JP4324228B1 - High strength cold-rolled steel sheet with excellent elongation and stretch flangeability - Google Patents
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Abstract
【課題】伸びと伸びフランジ性をともに高めた、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:3.0%(0%を含む)、Mn:0.5〜5.0%、P:0.1%以下、S:0.005%以下、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330〜450Hvの焼戻しマルテンサイトが面積率で50〜70%、残部がフェライトからなる組織を有し、前記フェライトはその最大粒径が円相当直径12μm以下で、C方向(圧延方向と直角な方向)とフェライト粒長手方向とのなす角度の10度刻みでの度数分布の最大値が18%以下、最小値が6%以上である。
【選択図】図２The present invention provides a high-strength cold-rolled steel sheet that has improved elongation and stretch flangeability and is more excellent in formability.
SOLUTION: In mass%, C: 0.03-0.30%, Si: 3.0% (including 0%), Mn: 0.5-5.0%, P: 0.1% or less, S: 0.005% or less, N: 0.01% or less , Al: 0.01 to 1.00%, the balance is composed of iron and inevitable impurities, tempered martensite with a hardness of 330 to 450Hv is 50 to 70% by area, and the balance is composed of ferrite The ferrite has a maximum grain size of 12 μm or less in equivalent circle diameter, and the maximum value of the frequency distribution in increments of 10 degrees of the angle formed between the C direction (direction perpendicular to the rolling direction) and the ferrite grain longitudinal direction is 18 % Or less, minimum value is 6% or more.
[Selection] Figure 2
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（全伸び）および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 sheet excellent in workability, and in particular, to a high-strength steel sheet with improved elongation (total elongation) and 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。 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.
このため、引張強度９８０ＭＰａ級以上で伸び（本明細書では全伸び；Ｅｌのことを指す。）と穴拡げ率（λ）で評価される伸びフランジ性がともに高められた高強度鋼板の提供が切望されている。 Therefore, it is possible to provide a high-strength steel sheet having both a tensile strength of 980 MPa class or higher (total elongation; referred to as El in this specification) and stretch flangeability evaluated by a hole expansion ratio (λ). Longed for.
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、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善した高強度鋼板が多数提案されているものの、近年、上記バランス改善に対する要望がさらに強くなってきており、引張強度９８０ＭＰａ以上で伸び１３%以上、穴拡げ率９０%以上を満たす高強度鋼板に対するニーズが顕在化している。しかしならが、この要望レベルを満足する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 balance between elongation and stretch flangeability have been proposed based on various structural control concepts, but in recent years, there has been a growing demand for the above balance improvement. The need for a high-strength steel sheet that has a tensile strength of 980 MPa or more, an elongation of 13% or more, and a hole expansion ratio of 90% or more is becoming apparent. However, the present situation is that the products satisfying this demand level have not yet been completed.
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、その穴広げ率（伸びフランジ性）は１００％以上が得られているものの、フェライト相がほとんど存在しないため、伸びは１０％に達していない（同文献の表６の本発明例参照）。 For example, Patent Document 1 discloses a high-tensile cold-rolled steel sheet that contains at least one of Mn, Cr, and Mo in a total amount of 1.6 to 2.5% by mass and is substantially composed of a single-phase structure of martensite. Although the hole expansion ratio (stretch flangeability) is 100% or more, the ferrite phase is hardly present, so the elongation does not reach 10% (Example of the invention in Table 6 of the same document). reference).
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おり、その伸びは１３％以上が得られているものの、フェライト面積率が高すぎるため穴拡げ率は９０％に達していない（同文献の表２の発明例参照）。 Patent Document 2 discloses a high-tensile steel plate having a dual phase structure of ferrite with an area ratio of 65 to 85% and the balance being tempered martensite, and the elongation is 13% or more. In addition, since the ferrite area ratio is too high, the hole expansion ratio does not reach 90% (see the invention example in Table 2 of the same document).
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。しかしながら、マルテンサイト面積率が５０％未満のものは、伸びは１３％以上が確保されているものの、穴拡げ率は９０％に満たず、マルテンサイト面積率が５０％以上のものは、穴拡げ率は９０％に満たないことに加えて、伸びも１３％に満たない（同文献の表１、２の実施例参照）。このようにマルテンサイト面積率が高いもので伸びが低くなる理由は、オーステナイト単相域から冷却中にフェライトを形成させる製造方法から類推するにフェライト粒の長手方向が一定の方向に集積しているためと考えられる。
そこで本発明の目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、伸び １３％以上と伸びフランジ性９０％以上をともに満たす、成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供することにある。 Therefore, an object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent formability that has a tensile strength of 980 MPa or more and satisfies both elongation of 13% or more and stretch flangeability of 90% or more.
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：３．０％以下（０％含む）
Ｍｎ：０．５〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
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３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上７０％以下、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記フェライトはその最大粒径が円相当直径１２μｍ以下で、Ｃ方向（圧延方向と直角な方向）とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布の最大値が１８％以下、最小値が６％以上である
ことを特徴とする伸びおよび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 claim 1
% By mass (hereinafter the same for chemical components)
C: 0.03 to 0.30%,
Si: 3.0% or less (including 0%)
Mn: 0.5 to 5.0%,
P: 0.1% or less,
S: 0.005% or less,
N: 0.01% or less,
Al: 0.01 to 1.00%
The balance is composed of iron and inevitable impurities, the tempered martensite having a hardness of 330 Hv or more and 450 Hv or less has an area ratio of 50% or more and 70% or less, and the balance has a structure of ferrite.
The maximum diameter of the ferrite is equivalent to a circle equivalent diameter of 12 μm or less, and the maximum value of the frequency distribution in increments of 10 degrees of the angle between the C direction (direction perpendicular to the rolling direction) and the ferrite grain longitudinal direction is 18% or less, It is a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability, characterized in that the minimum value is 6% or more.
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の伸びおよび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 claim 2
Ingredient composition further
Cr: 0.01 to 1.0%,
Mo: 0.01 to 1.0%,
Cu: 0.05 to 1.0%,
Ni: 0.05 to 1.0%,
The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation and stretch flangeability according to claim 1.
請求項３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または２に記載の伸びおよび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
Ca: 0.0005 to 0.01% and / or Mg: 0.0005 to 0.01%
The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability according to claim 1 or 2.
本発明によれば、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とその面積率、フェライト粒径およびフェライト粒の配向状態とを適正に制御することで、伸びフランジ性を確保しつつ、伸びを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 two-phase structure composed of ferrite and tempered martensite, by properly controlling the hardness of the tempered martensite and its area ratio, the ferrite grain size and the orientation state of the ferrite grains, the stretch flangeability is improved. While ensuring, it became possible to improve elongation and 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、伸びフランジ性を確保しつつ、伸びを改善できれば、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、マトリックス組織中のフェライトの割合を少なくすることに加え、焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させ、さらに、フェライト粒の径を小さくするとともに、該フェライト粒長手方向の配向分布を等方に近づけることで、伸びを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 Patent Documents 2 and 3 above). ), And if the elongation can be improved while securing the stretch flangeability, it is considered that a high-strength steel sheet that satisfies the above-mentioned level of demand can be obtained, and intensive studies such as investigating the influence of various factors on the elongation are conducted. I came. As a result, in addition to reducing the proportion of ferrite in the matrix structure, the hardness of tempered martensite is reduced, and the diameter of the ferrite grains is reduced and the orientation distribution in the longitudinal direction of the ferrite grains is made isotropic. It has been found that the elongation can be improved by approaching, and the present invention has been completed based on this finding.
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、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３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下に制御されているとともに、Ｃ方向（圧延方向と直角な方向）に対するフェライト粒長手方向のなす角度の配向分布が等方的に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 the same two-phase structure (ferrite + tempered martensite) as in Patent Documents 2 and 3, and in particular, the hardness of the tempered martensite is 330 Hv or more and 450 Hv. The steel plates of Patent Documents 2 and 3 are controlled in the following manner, and the orientation distribution of the angle formed by the ferrite grain longitudinal direction with respect to the C direction (direction perpendicular to the rolling direction) is isotropically controlled. Is different.
＜硬さ３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイト＞
焼戻しマルテンサイトを一定以上の硬さにすることで引張強度を確保しつつ、一定以下の硬さに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。
<Tempered martensite with a hardness of 330Hv to 450Hv>
While ensuring the tensile strength by making the tempered martensite more than a certain degree of hardness, limiting the hardness to a certain degree or less and enhancing the deformability of the tempered martensite, to the interface between ferrite and the tempered martensite The stress concentration is suppressed, the occurrence of cracks at the interface is prevented, and stretch flangeability is ensured.
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３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下（より好ましくは４３０Ｈｖ以下）とする。 In order to effectively exhibit the above action, the hardness of tempered martensite is set to 330 Hv or more and 450 Hv or less (more preferably 430 Hv or less).
＜焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上７０％以下＞
焼戻しマルテンサイト主体の組織にすることで、焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させても高い引張強度を確保できる。同時にフェライト面積率をある程度確保し、フェライトとマルテンサイトの間でひずみを配分させることで、伸びを確保する。
<Tempered martensite is 50% to 70% in area ratio>
By using a tempered martensite-based structure, a high tensile strength can be secured even if the hardness of the tempered martensite is reduced. At the same time, the ferrite area ratio is secured to some extent, and the strain is distributed between the ferrite and martensite to ensure elongation.
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は、面積率で５０％以上７０％以下（より好ましくは６０％以下）とする。なお、残部はフェライトである。 In order to effectively exhibit the above-described action, the tempered martensite is 50% to 70% (more preferably 60% or less) in terms of area ratio. The balance is ferrite.
＜前記フェライトはその最大粒径が円相当直径１２μｍ以下＞
フェライト粒径を小さくすることにより、マトリックス組織中に面積率で３０〜５０％ものフェライトを導入しても、フェライトと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。
<The ferrite has a maximum grain size equivalent to a circle equivalent diameter of 12 μm or less>
By reducing the ferrite grain size, even if 30-50% ferrite is introduced into the matrix structure, the stress concentration at the interface between ferrite and martensite is suppressed, and cracks are generated at the interface. Prevent and ensure stretch flangeability.
上記作用を有効に発揮させるには、フェライト粒の最大径を円相当直径で１２μｍ以下（より好ましくは１０μｍ以下）とする。 In order to effectively exhibit the above action, the maximum diameter of the ferrite grains is set to 12 μm or less (more preferably 10 μm or less) in terms of equivalent circle diameter.
＜Ｃ方向とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布の最大値が１８％以下、最小値が６％以上＞
フェライト＋マルテンサイトの二相組織中で、Ｃ方向に対するフェライト粒長手方向の配向分布を等方に近づけることで、二相組織としての組織の均一性を向上させ、伸びフランジ性を確保する。
<Maximum value of frequency distribution in 10 degree increments of angle formed between C direction and ferrite grain longitudinal direction is 18% or less, and minimum value is 6% or more>
In the two-phase structure of ferrite + martensite, the orientation distribution in the longitudinal direction of the ferrite grain with respect to the C direction is made closer to isotropic, thereby improving the uniformity of the structure as the two-phase structure and ensuring stretch flangeability.
また、引張強度と伸びに対する作用効果は以下のとおりである。 The effects on tensile strength and elongation are as follows.
フェライトとマルテンサイトの界面が引張方向と平行になる場合には、フェライト相およびマルテンサイト相の各相がそれぞれ等ひずみで変形することによって、組織分率に見合ったマルテンサイト相の引張強度が反映され、該二相組織の引張強度が確保される。ただし、この組織における伸びはマルテンサイト相に律される。 When the interface between ferrite and martensite is parallel to the tensile direction, the ferrite and martensite phases are deformed with equal strain, which reflects the tensile strength of the martensite phase that matches the structure fraction. Thus, the tensile strength of the two-phase structure is ensured. However, the elongation in this structure is governed by the martensite phase.
一方、フェライトとマルテンサイトの界面が引張方向と垂直になる場合には、フェライト相およびマルテンサイト相の各相がそれぞれ等応力で変形することによって、組織分率に見合ったフェライト相の伸びが反映され、該二相組織の伸びが向上する。ただし、この組織における引張強度はフェライト相に律される。 On the other hand, when the interface between ferrite and martensite is perpendicular to the tensile direction, each phase of the ferrite phase and martensite phase is deformed by equal stress, which reflects the elongation of the ferrite phase commensurate with the structure fraction. As a result, the elongation of the two-phase structure is improved. However, the tensile strength in this structure is governed by the ferrite phase.
フェライト＋マルテンサイトの二相組織において、Ｃ方向に対するフェライト粒長手方向の配向分布を等方に近づけることは、上記引張方向に対するフェライトとマルテンサイトの界面の方向として、平行になる成分と垂直になる成分とをほぼ等分になるようにバランス良く導入することを意味し、この結果、引張強度を確保しつつ伸びを向上させることができる。 In the two-phase structure of ferrite + martensite, the orientation distribution in the longitudinal direction of the ferrite grains with respect to the C direction is close to isotropic is perpendicular to the parallel component as the direction of the interface between ferrite and martensite with respect to the tensile direction. This means that the components are introduced in a balanced manner so that they are almost equally divided. As a result, the elongation can be improved while ensuring the tensile strength.
上記作用を有効に発揮させるには、Ｃ方向とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布の最大値が１８％以下、最小値が６％以上（より好ましくは最大値が１６％以下、最小値が７％以上）とする。 In order to effectively exhibit the above action, the maximum value of the frequency distribution in 10 degree increments of the angle formed between the C direction and the ferrite grain longitudinal direction is 18% or less, and the minimum value is 6% or more (more preferably, the maximum value is 16% or less and the minimum value is 7% or more).
上記範囲を逸脱すると、フェライトとマルテンサイトの間でのひずみの配分が適切に行われず、９８０ＭＰａ以上の引張強度と１３％以上の伸びの両立を図ることができなくなるか、または、組織の均一性が不十分となり９０％以上の伸びフランジ性を確保することができなくなる。 If it deviates from the above range, the strain is not properly distributed between the ferrite and martensite, and it becomes impossible to achieve both the tensile strength of 980 MPa or more and the elongation of 13% or more, or the uniformity of the structure. Becomes insufficient, and it becomes impossible to ensure stretch flangeability of 90% or more.
以下、焼戻しマルテンサイトの硬さおよびその面積率、ならびに、フェライト粒の最大径（円相当直径）およびフェライト粒の配向性（Ｃ方向とフェライト粒長手方向のなす角度の分布）の測定方法について説明する。 Hereinafter, the measurement method of the hardness of tempered martensite and its area ratio, and the maximum diameter (equivalent circle diameter) of ferrite grains and the orientation of ferrite grains (distribution of angles formed between the C direction and the longitudinal direction of the ferrite grains) will be described. To do.
まず、各供試鋼板についてその圧延方向が法線方向となる面を観察できるように調整した後、鏡面研磨し、ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡にて倍率１０００倍で３視野観察した。マルテンサイト面積率については、走査型電子顕微鏡像中の白い粒状コントラストが含まれる領域をマルテンサイトとして、その領域が全体に占める割合を画像解析によって測定し、マルテンサイト面積率とした。 First, after adjusting the surface of each test steel plate so that its rolling direction can be observed in the normal direction, it was mirror-polished, corroded with a nital solution, and the metal structure was revealed, and then applied to a scanning electron microscope. And 3 fields of view were observed at a magnification of 1000 times. About the martensite area ratio, the area | region where the white granular contrast in a scanning electron microscope image was contained was made into the martensite, and the ratio for which the area | region occupied to the whole was measured by image analysis, and it was set as the martensite area ratio.
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（１）を用いてマルテンサイトの硬さＨｖＭに換算を行った。 Next, regarding 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 is expressed using the following formula (1). Conversion to HvM was performed.
ＨｖＭ＝（１００×Ｈｖ-ＶＦ×ＨｖＦ）／ＶＭ …式（１）
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 (1)
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.
フェライト粒の最大径（円相当直径）については、画像解析により、個々の粒子の面積を画像解析により測定した後、下記式（２）で円相当直径に換算し、その最大値を求めた。 With respect to the maximum diameter (equivalent circle diameter) of the ferrite grains, the area of each particle was measured by image analysis and then converted into a circle equivalent diameter by the following equation (2) to obtain the maximum value.
[円相当直径]＝２×（Ａ／π）0.5・・・式（２）
ここに、Ａ：個々の粒子の面積である。
[Circular equivalent diameter] = 2 × (A / π) 0.5 Formula (2)
Here, A is the area of each particle.
フェライト粒の配向性（Ｃ方向とフェライト粒長手方向のなす角度の分布）については、画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製ＩｍａｇｅＰｒｏＰｌｕｓ）で、画像解析から各フェライト粒の長手方向とＣ方向のなす角度を示す「角度」というパラメータを用いて１０度毎の度数分布を求め、その度数分布の最大値、最小値を求めた。 Regarding the orientation of ferrite grains (distribution of angles formed between the C direction and the longitudinal direction of the ferrite grains), the image analysis software (ImageProPlus manufactured by Media Cybernetics) can be used to determine the angle between the longitudinal direction of each ferrite grain and the C direction. A frequency distribution every 10 degrees was obtained using a parameter “angle” shown, and the maximum value and the minimum value of the frequency distribution were obtained.
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硬さに影響し、引張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％未満ではマルテンサイトの面積率が不足するため引張強度が確保できず、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 martensite area ratio and martensite hardness, and affects the tensile strength and stretch flangeability. If it is less than 0.03%, the area ratio of martensite is insufficient, so that the tensile strength cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 0.30%, the hardness of martensite becomes too high and stretch flangeability cannot be secured. The range of C content is preferably 0.05 to 0.25%, more preferably 0.07 to 0.20%.
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）
Ｓｉは、固溶強化により伸びと伸びフランジ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。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、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０．３〜２．５％、さらに好ましくは０．５〜２．０％である。
Si: 3.0% or less (including 0%)
Si is a useful element that can increase tensile strength without decreasing elongation and stretch flangeability by solid solution strengthening. If it exceeds 3.0%, the formation of austenite at the time of heating is inhibited, so the area ratio of martensite cannot be ensured and stretch flangeability cannot be ensured. The range of Si content becomes like this. Preferably it is 0.3-2.5%, More preferably, it is 0.5-2.0%.
Ｍｎ：０．５〜５．０％
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、低温変態相の生成を促進する効果を有し、マルテンサイト面積率を確保するために有用な元素である。０．５％未満では十分な焼入れ性が確保できず急冷時に十分なマルテンサイト面積率を確保できないため、引張強度が得られない。一方、５．０％超とすると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０．７〜４．０％、さらに好ましくは１．０〜３．０％である。
Mn: 0.5 to 5.0%
Mn increases the tensile strength of the steel sheet by solid solution strengthening, has the effect of improving the hardenability of the steel sheet and promoting the generation of the low temperature transformation phase, and is a useful element for securing the martensite area ratio. is there. If it is less than 0.5%, sufficient hardenability cannot be secured, and a sufficient martensite area ratio cannot be secured during rapid cooling, so that tensile strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 5.0%, austenite remains and stretch flangeability is deteriorated. The range of the Mn content is preferably 0.7 to 4.0%, more preferably 1.0 to 3.0%.
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により引張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 unavoidably present as an impurity element, and contributes to an increase in tensile strength by solid solution strengthening, but segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries, thereby extending flangeability. Is made 0.1% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less.
Ｓ：０．００５％以下
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、０．００５％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。
S: 0.005% or less S is also unavoidably present as an impurity element, forms MnS inclusions, and becomes a starting point of cracks when expanding holes, thereby reducing stretch flangeability. . More preferably, it is 0.003% or less.
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、ひずみ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、ひずみ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、固溶強化により引張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、ひずみ時効が起こり、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 contributing to the occurrence of strain aging, thereby preventing the stretch flangeability from deteriorating and contributing to the improvement in tensile strength 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％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により伸びと伸びフランジ性を低下させずに引張強度を高められる有用な元素である。各元素とも、上記各下限値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。
Cr: 0.01 to 1.0%,
Mo: 0.01 to 1.0%,
Cu: 0.05 to 1.0%,
Ni: 0.05 to 1.0%,
These elements are useful elements that can increase tensile strength without lowering elongation and stretch flangeability by solid solution strengthening. When each element is added below the lower limit value, the above-mentioned effects cannot be exhibited effectively. On the other hand, when each element exceeds 1.0%, austenite remains at the time of quenching and the stretch flangeability is deteriorated. Let
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、さらには焼戻しを行う。 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：Ａｃ３〜１０００℃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。
[First annealing condition]
As annealing conditions for the first time, after heating to annealing temperature: Ac 3 to 1000 ° C. and holding for annealing holding time: 3600 s or less, a cooling rate of 50 ° C./s or more from the annealing heating temperature to directly below the Ms point. Cool quickly.
＜焼鈍加熱温度：Ａｃ３〜１０００℃、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下＞
１回目の焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させることで、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できるだけ高く確保するためである。
<Annealing heating temperature: Ac 3 to 1000 ° C., annealing holding time: 3600 s or less>
This is because by sufficiently transforming to austenite during the first annealing, the area ratio of martensite that is transformed from austenite during subsequent cooling is ensured as high as possible.
焼鈍加熱温度がＡｃ３℃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十分な面積率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、２回目の焼鈍、焼戻しを施した後のフェライト粒径が粗大になるため、伸びフランジ性が得られなくなるとともに、焼鈍設備の劣化をもたらすため好ましくない。 If the annealing heating temperature is less than Ac 3 ° C., the amount of transformation to austenite is insufficient during annealing heating, so that the amount of martensite produced by transformation from austenite during subsequent cooling is reduced, and a sufficient area ratio cannot be secured. On the other hand, when the temperature exceeds 1000 ° C., the austenite structure becomes coarse, and the ferrite grain size after the second annealing and tempering becomes coarse, so that stretch flangeability cannot be obtained and the annealing equipment is deteriorated. Therefore, it is not preferable.
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、最終組織でフェライト粒径が粗大になり伸びフランジ性が得られない。 When quenching is terminated at a temperature higher than the Ms point or when the cooling rate is less than 50 ° C./s, bainite is formed, the ferrite grain size becomes coarse in the final structure, and stretch flangeability cannot be obtained.
この１回目の焼鈍により組織の微細化が達成されるとともに、圧延組織の継承を抑制することができる。該１回目の焼鈍なしでは、圧延組織を継承して結晶粒がＣ方向に平行に伸びているため、フェライトとマルテンサイトの間でひずみの配分が十分に行われず、伸びを確保できないか、または、Ｃ方向に対するフェライト粒長手方向の配向性分布の等方性が十分ではなく伸びフランジ性が確保できない。 This first annealing can achieve refinement of the structure and suppress the inheritance of the rolled structure. Without the first annealing, since the crystal grains extend parallel to the C direction inheriting the rolling structure, the strain is not sufficiently distributed between the ferrite and martensite, and the elongation cannot be secured, or The isotropy of the orientation distribution in the longitudinal direction of the ferrite grains with respect to the C direction is not sufficient, and the stretch flangeability cannot be secured.
[２回目の焼鈍条件]
２回目の焼鈍条件としては、１５℃／ｓ以上の昇温速度で焼鈍温度：（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上Ａｃ３未満に加熱し、加熱保持時間：６００ｓ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。
[Second annealing condition]
As the second annealing condition, the annealing temperature was heated to a temperature increase rate of 15 ° C./s or more to an annealing temperature: (Ac 1 + Ac 3 ) / 2 or more and less than Ac 3 and the heating holding time: 600 s or less, and then the annealing heating temperature. To the temperature below the Ms point directly at a cooling rate of 50 ° C./s or more.
＜１５℃／ｓ以上の昇温速度＞
工業的に製造された鋼材には溶製段階に形成されるＭｎ化合物のミクロ偏析が含まれる。このＭｎ化合物のミクロ偏析（以下、「Ｍｎ偏析」と略称する。）は熱延、冷延で板厚方向に圧縮され、Ｌ方向（圧延方向）およびＣ方向（圧延方向と板厚方向の両方に直角な方向）に伸ばされる。そのため、Ｌ方向から鋼板断面を組織観察した場合、Ｃ方向に伸びたような形でＭｎ偏析が存在する。工業的なプロセスの中ではミクロ偏析が解消されることはない。そのため、冷延材を熱処理する際にはＬ方向およびＣ方向に伸びたＭｎ偏析が層状に存在する。Ｍｎはオーステナイト安定化元素であるため、Ｍｎの濃い領域では加熱時はフェライトからオーステナイトへの変態が促進され、冷却時はオーステナイトからフェライトへの変態が抑制される。このため、Ｍｎ偏析が存在する二相組織鋼（ＤＰ鋼）では変態挙動を十分に制御しないとＭｎ偏析層に沿ってマルテンサイトが、Ｍｎ負偏析層ではフェライトが、それぞれＣ方向に伸張した形で形成される。
<Temperature increase rate of 15 ° C./s or more>
Industrially manufactured steel materials include microsegregation of Mn compounds formed in the melting stage. The microsegregation of the Mn compound (hereinafter abbreviated as “Mn segregation”) is compressed in the sheet thickness direction by hot rolling and cold rolling, and is performed in the L direction (rolling direction) and C direction (both in the rolling direction and the sheet thickness direction). In a direction perpendicular to). Therefore, when the structure of the steel sheet cross section is observed from the L direction, Mn segregation exists in a form that extends in the C direction. Microsegregation is not eliminated in industrial processes. Therefore, when heat-treating the cold-rolled material, Mn segregation extending in the L direction and the C direction is present in layers. Since Mn is an austenite stabilizing element, the transformation from ferrite to austenite is promoted during heating and the transformation from austenite to ferrite is suppressed during cooling in the Mn-rich region. For this reason, in a dual phase steel (DP steel) in which Mn segregation exists, if the transformation behavior is not sufficiently controlled, martensite along the Mn segregation layer and ferrite in the Mn negative segregation layer extend in the C direction. Formed with.
Ｍｎ偏析が存在する状況で、フェライト粒の長軸方向をＣ方向に集中させず、ランダムにするためには、１回目の焼鈍時の熱処理で得た均質なマルテンサイト組織を、１５℃／ｓ以上の急速加熱により過熱マルテンサイトとし、大きな逆変態駆動力を発生させる。これによりＭｎ偏析の有無にかかわらず逆変態が均一に発生するので、その後冷却して得られる組織が均一になり、フェライト粒の長軸方向（長手方向）がランダムな方向を向くようになる。 In order to make the major axis direction of the ferrite grains not random in the C direction in the presence of Mn segregation, the homogeneous martensite structure obtained by the heat treatment during the first annealing is obtained at 15 ° C./s. The above rapid heating produces superheated martensite and generates a large reverse transformation driving force. As a result, the reverse transformation occurs uniformly regardless of the presence or absence of Mn segregation, so that the structure obtained by subsequent cooling becomes uniform, and the major axis direction (longitudinal direction) of the ferrite grains is oriented in a random direction.
１５℃／ｓ未満の昇温速度では核生成およびその核成長に対してＭｎ偏析が影響するため、フェライト粒長手方向の十分な等方的配向分布には好ましくない。 When the heating rate is less than 15 ° C./s, Mn segregation affects nucleation and nucleation, which is not preferable for sufficient isotropic orientation distribution in the longitudinal direction of ferrite grains.
＜焼鈍加熱温度：（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２以上Ａｃ３未満、焼鈍保持時間：６００ｓ以下＞
２回目の焼鈍加熱時に適量の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７０％以下とするためである。
<Annealing heating temperature: (Ac 1 + Ac 3 ) / 2 or more and less than Ac 3 , annealing holding time: 600 s or less>
This is because the area ratio of martensite, which is transformed into an appropriate amount of austenite during the second annealing and then transformed from austenite during subsequent cooling, is 50% or more and 70% or less.
焼鈍加熱温度が（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満では、２回目の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、Ａｃ３以上になると、オーステナイトへの変態量が過剰になり残部であるフェライトの面積率が減少するので、十分な伸びを確保できない。焼鈍加熱温度のより好ましい上限は（０．３Ａｃ１＋０．７Ａｃ３）である。 When the annealing heating temperature is less than (Ac 1 + Ac 3 ) / 2, the amount of transformation to austenite is insufficient at the time of the second annealing heating, so that the amount of martensite that is transformed from austenite at the time of subsequent cooling is reduced. On the other hand, if it becomes Ac 3 or more, the amount of transformation to austenite becomes excessive and the area ratio of the remaining ferrite decreases, so that sufficient elongation cannot be secured. A more preferable upper limit of the annealing heating temperature is (0.3Ac 1 + 0.7Ac 3 ).
焼鈍保持時間が６００ｓを超えると、急速加熱することで等方的になっていた組織がＭｎ偏析の影響でＣ方向に伸びてしまい、Ｃ方向に対するフェライト長手方向の等方性が低下することで伸びおよび伸びフランジ性が低下する。 When the annealing holding time exceeds 600 s, the structure that has become isotropic by rapid heating extends in the C direction due to the influence of Mn segregation, and the isotropic property of the ferrite longitudinal direction with respect to the C direction decreases. Elongation and stretch flangeability are reduced.
＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
上記[１回目の焼鈍条件]で述べたのと同様、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>
The reason is to suppress the formation of a ferrite or bainite structure from austenite during cooling and to obtain a martensite structure as described in the above [First annealing condition].
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、鋼板の引張強度が確保できなくなる。 When quenching is terminated at a temperature higher than the Ms point, or when the cooling rate is less than 50 ° C./s, bainite is formed, and the tensile strength of the steel sheet cannot be secured.
［焼戻し条件］
焼鈍ままのマルテンサイトは非常に硬質であり、伸びフランジ性が低下する。引張強度を確保しつつ伸びフランジ性を確保するためにはマルテンサイト硬さを３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下にする必要があり、そのためには３００〜５５０℃の温度範囲に６０秒以上１２００秒以下保持するような焼戻し（再加熱処理）を行う必要がある。
[Tempering conditions]
As-annealed martensite is very hard and stretch flangeability decreases. In order to secure stretch flangeability while ensuring tensile strength, the martensite hardness needs to be set to 330 Hv or more and 450 Hv or less, and for that purpose, the temperature range of 300 to 550 ° C. is maintained for 60 seconds or more and 1200 seconds or less. Tempering (reheating treatment) is necessary.
この焼戻し工程での保持温度が３００℃未満では、マルテンサイトの軟質化が十分でないので、伸びフランジ性が低下することになる。一方、保持温度が５５０℃よりも高くなると、マルテンサイト硬さが低下し過ぎて、引張強度が得られなくなる。 If the holding temperature in this tempering process is less than 300 ° C., the martensite is not sufficiently softened, so that the stretch flangeability is deteriorated. On the other hand, if the holding temperature is higher than 550 ° C., the martensite hardness is excessively lowered and tensile strength cannot be obtained.
また焼戻し工程での保持時間が６０秒未満では、マルテンサイトの軟質化が十分でないので、鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が低下することになる。一方、保持時間が１２００秒よりも長くなると、マルテンサイトが軟質化し過ぎて引張強度の確保が困難になる。この保持時間は好ましくは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 time in the tempering process is less than 60 seconds, the martensite is not sufficiently softened, so that the elongation and stretch flangeability of the steel sheet are deteriorated. On the other hand, if the holding time is longer than 1200 seconds, the martensite becomes too soft and it becomes difficult to ensure the tensile strength. This holding time is preferably 90 seconds or more and 900 seconds or less, more preferably 120 seconds or more and 600 seconds or less.
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。 Steels having the components shown in Table 1 below were melted to produce 120 mm thick ingots.
なお、表１に各鋼種のＡｃ１点、Ａｃ３点、Ｍｓ点などを併記した。Ａｃ１点、Ａｃ３点、Ｍｓ点は以下の式で求めた。 In Table 1, Ac 1 point, Ac 3 point, Ms point and the like of each steel type are also shown. Ac 1 point, Ac 3 point, and Ms point were determined by the following equations.
Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１・［Ｓｉ］−１０．７・［Ｍｎ］＋１６．９・［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］ …式（３） Ac 1 (° C.) = 723 + 29.1 · [Si] −10.7 · [Mn] + 16.9 · [Cr] −16.9 [Ni] (3)
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３・√［Ｃ］−１５．２・［Ｎｉ］＋４４．７・［Ｓｉ］＋３１．５・［Ｍｏ］−３３０・［Ｍｎ］＋１１・［Ｃｒ］＋２０・［Ｃｕ］−７２０・［Ｐ］−４００［Ａｌ］ …式（４） Ac 3 (° C.) = 910−203 · √ [C] −15.2 · [Ni] + 44.7 · [Si] + 31.5 · [Mo] −330 · [Mn] + 11 · [Cr] + 20 · [ Cu] -720 · [P] -400 [Al] (4)
Ｍｓ（℃）＝５５０−３６１・［Ｃ］−３９・［Ｍｎ］−２０・［Ｃｒ］−１７・［Ｎｉ］−１０・［Ｃｕ］−５・［Ｍｏ］＋３０・［Ａｌ］ …式（５） Ms (° C.) = 550-361 · [C] −39 · [Mn] −20 · [Cr] −17 · [Ni] −10 · [Cu] −5 · [Mo] + 30 · [Al] 5)
ただし、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｍｏ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｐ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ａｌの含有量（質量％）を示す。 However, [C], [Ni], [Si], [Mo], [Mn], [Cr], [Cu], [P], and [Al] are C, Ni, Si, Mo, Mn, Content (mass%) of Cr, Cu, P, and Al is shown.
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。
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、フェライト粒の最大径およびフェライト粒の配向性を測定した。 About each steel plate after heat treatment, the area ratio of martensite and its hardness, the maximum diameter of ferrite grains, and the orientation of ferrite grains were determined by the measurement method described in the above section [Best Mode for Carrying Out the Invention]. It was measured.
また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、および伸びフランジ性λを測定した。なお、引張強度ＴＳと伸びＥｌ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, elongation El, and stretch flangeability (lambda) were measured. The tensile strength TS and elongation El were 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および表４に示す。 The measurement results are shown in Tables 3 and 4.
これらの表に示すように、発明鋼である鋼Ｎｏ．１〜３、２０〜２７は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上でかつ伸びＥｌが１３％以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが９０％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、伸び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 these tables, Steel No. 1-3, 20-27 all satisfy tensile strength TS of 980 MPa or more, elongation El of 13% or more, and stretch flangeability (hole expansion ratio) λ of 90% or more. A high-strength cold-rolled steel sheet having both elongation and stretch flangeability that satisfies the desired level described in the section was obtained.
これに対して、比較鋼である鋼Ｎｏ．４〜１９、２８〜３７は、いずれかの機械的特性が劣っている。 On the other hand, steel No. which is a comparative steel. 4-19 and 28-37 have inferior mechanical properties.
例えば、鋼Ｎｏ．４は、マルテンサイトの面積率は５０％以上７０％以下であるが、その硬さが低すぎるため、伸びと伸びフランジ性には優れているものの、引張強度が劣っている。 For example, steel no. No. 4 has an area ratio of martensite of 50% or more and 70% or less, but its hardness is too low, so it is excellent in elongation and stretch flangeability but is inferior in tensile strength.
一方、鋼Ｎｏ．５は、マルテンサイトの面積率は５０％以上７０％以下であるが、その硬さが高すぎるため、引張強度には優れているものの、伸びと伸びフランジ性が劣っている。 On the other hand, Steel No. No. 5 has an area ratio of martensite of 50% or more and 70% or less, but its hardness is too high, so it is excellent in tensile strength but inferior in elongation and stretch flangeability.
また、鋼Ｎｏ．６は、マルテンサイト面積率が５０％未満のため、伸びと伸びフランジ性は優れているものの、引張強度が劣っている。 Steel No. No. 6 has a martensite area ratio of less than 50%, so that the elongation and stretch flangeability are excellent, but the tensile strength is inferior.
一方、鋼Ｎｏ．７は、マルテンサイト面積率が７０％を超えるため、引張強度と伸びフランジ性には優れているものの、伸びが劣っている。 On the other hand, Steel No. No. 7 has a martensite area ratio of more than 70%, and is excellent in tensile strength and stretch flangeability, but is inferior in elongation.
また、鋼Ｎｏ．８は、マルテンサイトの面積率は５０％以上７０％以下で、その硬さは３３０以上４５０Ｈｖ以下であるが、フェライト粒の最大円相当直径が１２μｍを超えるため、マルテンサイトの面積率が５０％未満となり、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. 8, the martensite area ratio is 50% or more and 70% or less, and the hardness is 330 or more and 450Hv or less, but the maximum equivalent circle diameter of the ferrite grains exceeds 12 μm, so the martensite area ratio is 50%. Although the tensile strength and elongation are excellent, the stretch flangeability is inferior.
また、鋼Ｎｏ．９は、マルテンサイトの面積率は５０％以上７０％以下で、その硬さは３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下であり、フェライト粒の最大円相当直径は１２μｍ以下であるが、Ｃ方向とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布が、規定の範囲内でないため、引張強度は９８０ＭＰａ以上であるものの、伸びと伸びフランジ性は要望レベルを達成できていない。 Steel No. No. 9, the area ratio of martensite is 50% or more and 70% or less, the hardness is 330Hv or more and 450Hv or less, and the maximum equivalent circle diameter of the ferrite grains is 12 μm or less. The frequency distribution in increments of 10 degrees is not within the specified range, so the tensile strength is 980 MPa or more, but the elongation and stretch flangeability cannot achieve the desired level.
また、鋼Ｎｏ．１０は、Ｃ含有量が低すぎることにより、マルテンサイトの硬さは３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下であるが、その面積率が不足するため、伸びに優れているものの、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. No. 10, because the C content is too low, the hardness of martensite is 330 Hv or more and 450 Hv or less, but because the area ratio is insufficient, the elongation is excellent, but the tensile strength and stretch flangeability are inferior. Yes.
一方、鋼Ｎｏ．１１は、Ｃ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトの硬さが高すぎるため、引張強度には優れているものの、伸びと伸びフランジ性がともに劣っている。 On the other hand, Steel No. No. 11 has an excessively high C content, so that the martensite hardness is too high, so that the tensile strength is excellent, but the elongation and stretch flangeability are both inferior.
また、鋼Ｎｏ．１２は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、加熱時におけるオーステナイトの形成が阻害され、マルテンサイトの面積率が不足するため、引張強度と伸びに優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. In No. 12, since the Si content is too high, the formation of austenite at the time of heating is inhibited, and the area ratio of martensite is insufficient. Therefore, although the tensile strength and elongation are excellent, the stretch flangeability is inferior.
また、鋼Ｎｏ．１３は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、焼入れ性を確保できず、急冷時（焼鈍加熱後の冷却時）に形成されるマルテンサイトの面積率が不足するため、伸びに優れているものの、引張強度と伸びフランジ性が劣っている。 Steel No. No. 13, because the Mn content is too low, hardenability cannot be ensured, and because the area ratio of martensite formed during rapid cooling (during cooling after annealing heating) is insufficient, Tensile strength and stretch flangeability are inferior.
一方、鋼Ｎｏ．１４は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、焼入れ時、すなわち急冷時（焼鈍加熱後の冷却時）にオーステナイトが残留するため、引張強度と伸びに優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。 On the other hand, Steel No. No. 14, because the austenite remains at the time of quenching, that is, at the time of quenching (at the time of cooling after annealing) because the Mn content is too high, the tensile strength and elongation are excellent, but the stretch flangeability is inferior. .
また、鋼Ｎｏ．２８〜３７は、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、引張強度、伸びおよび伸びフランジ性のうち少なくとも一つが劣っている。
ちなみに、発明鋼（鋼Ｎｏ．１）と比較鋼（鋼Ｎｏ．９）の、組織中におけるフェライト相とマルテンサイト相の分布状態を図１に例示する。図１はＳＥＭ観察の結果であり、白い粒状コントラストが含まれる領域がマルテンサイト相であり、残りの領域がフェライト相である。また、図２に、上記発明鋼（鋼Ｎｏ．１）と比較鋼（鋼Ｎｏ．９）のＣ方向とフェライト粒長手方向のなす角度の１０度刻みでの度数分布を示す。なお、同図において、例えば上記なす角度が０°から１０°までの間となる分布確率を横軸１０°の位置にプロットした。これらの図より、比較鋼（鋼Ｎｏ．９）の組織に比べ、発明鋼（鋼Ｎｏ．１）の組織の方が、Ｃ方向に対するフェライト粒の配向性が等方化しているのが明らかである。 Incidentally, the distribution state of the ferrite phase and the martensite phase in the structure of the inventive steel (steel No. 1) and the comparative steel (steel No. 9) is illustrated in FIG. FIG. 1 shows the result of SEM observation. The region containing white granular contrast is the martensite phase, and the remaining region is the ferrite phase. FIG. 2 shows the frequency distribution in increments of 10 degrees of the angle formed between the C direction and the ferrite grain longitudinal direction of the invention steel (steel No. 1) and the comparative steel (steel No. 9). In the figure, for example, the distribution probability that the angle formed above is between 0 ° and 10 ° is plotted at the position of 10 ° on the horizontal axis. From these figures, it is clear that the orientation of the ferrite grains in the C direction is isotropic in the structure of the invention steel (steel No. 1) compared to the structure of the comparative steel (steel No. 9). is there.
Claims (3)
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：３．０％以下（０％含む）
Ｍｎ：０．５〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
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３３０Ｈｖ以上４５０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上７０％以下、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記フェライトはその最大粒径が円相当直径１２μｍ以下で、Ｃ方向（圧延方向と直角な方向）とフェライト粒長手方向とのなす角度の１０度刻みでの度数分布の最大値が１８％以下、最小値が６％以上である
ことを特徴とする伸びおよび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: 3.0% or less (including 0%)
Mn: 0.5 to 5.0%,
P: 0.1% or less,
S: 0.005% or less,
N: 0.01% or less,
Al: 0.01 to 1.00%
The balance is composed of iron and inevitable impurities, the tempered martensite having a hardness of 330 Hv or more and 450 Hv or less has an area ratio of 50% or more and 70% or less, and the balance has a structure of ferrite.
The maximum diameter of the ferrite is equivalent to a circle equivalent diameter of 12 μm or less, and the maximum value of the frequency distribution in increments of 10 degrees of the angle between the C direction (direction perpendicular to the rolling direction) and the ferrite grain longitudinal direction is 18% or less, A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability, characterized in that the minimum value is 6% or more.
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 Ingredient composition further
Cr: 0.01 to 1.0%,
Mo: 0.01 to 1.0%,
Cu: 0.05 to 1.0%,
Ni: 0.05 to 1.0%,
The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability according to claim 1, comprising one or more of the following.
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または２に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 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 elongation and stretch flangeability according to claim 1 or 2.
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