JP4854333B2 - High strength steel plate, unannealed high strength steel plate and method for producing them - Google Patents

Description

請求項に係る発明は、高い引張り強度をもちながらも優れた加工性を有する高強度鋼板と、そのための中間製品である未焼鈍高強度鋼板、およびそれらの製造方法に関するものである。   The invention according to the claims relates to a high-strength steel sheet having high workability while having high tensile strength, an unannealed high-strength steel sheet as an intermediate product therefor, and a method for producing them.

加工性の優れた高強度鋼板に対する最近の要請を、自動車の場合を例にして述べる。地球環境保全の観点から、自動車分野においてもCO2等の排ガス量を低減していくことが是非とも必要である。そのためには、自動車車体の一層の軽量化が不可欠になる。車体の軽量化を達成するためには、自動車に使用される鋼板の強度を高めて、板厚を薄くしていかなければならない。同時に、自動車においては、搭乗者の安全性を確保していかなければならない。このためにも、鋼板の強度を一層高めていくことが必要になる。   The recent demand for high-strength steel sheets with excellent workability will be described by taking the case of automobiles as an example. From the viewpoint of global environmental conservation, it is essential to reduce the amount of exhaust gas such as CO2 in the automobile field. For that purpose, further weight reduction of the automobile body becomes indispensable. In order to reduce the weight of the car body, it is necessary to increase the strength of steel plates used in automobiles and reduce the thickness. At the same time, passengers must ensure the safety of passengers. For this purpose, it is necessary to further increase the strength of the steel sheet.

強度を高めるための方法としては、固溶強化、析出強化、結晶粒微細化などが基本的な方法である。省資源や製造コストの低減を図りながら溶接性を確保するためには、合金添加量を極力低減することが極めて重要である。従がって、固溶強化や析出強化といった多量の合金添加を必要とする強化機構の適用だけでは、極めて高い強度を必要とする鋼板の製造は不可能である。また結晶粒微細化による強化機構を適用するにしても、現在商業的に製造が可能な結晶粒径は1〜3μmであるので、強度の上昇はある程度図れても、強度上昇に見合う延性の向上は期待できない。   As a method for increasing the strength, solid solution strengthening, precipitation strengthening, crystal grain refinement and the like are basic methods. In order to ensure weldability while saving resources and reducing manufacturing costs, it is extremely important to reduce the amount of alloy addition as much as possible. Therefore, it is impossible to produce a steel sheet that requires extremely high strength only by applying a strengthening mechanism that requires a large amount of alloy addition such as solid solution strengthening or precipitation strengthening. Even if a strengthening mechanism by grain refinement is applied, the crystal grain size that can be produced commercially is 1 to 3 μm, so even if the strength can be increased to some extent, the ductility can be improved to meet the increase in strength. Cannot be expected.

鋼板の強度が高くなると加工性が悪くなるのと同時に、プレス成形後のスプリングバック等により寸法精度も悪くなる。通常のプレス成形等の冷間加工法では高強度鋼板の適用が困難である。
ホットプレス法は、熱間でプレス加工をするのでスプリングバックの発生量は極めて少なく、形状凍結性が良い。そして、プレスの際の焼入れ効果で、非常に高い強度をもった部品を高精度で提供することができる。しかしながら、プレス加工前には鋼板を加熱することが必要であり、また、プレス後にはスケールを落とす作業が必要である。従って、作業効率が非常に悪い方法である。さらに、金型が加熱した鋼板と接するため金型の寿命が短いことも欠点であり、これが製造コストを増加させることにもなる。
ホットプレス後の鋼板は伸び値が小さく、部材が変形を受けた際に僅かな変形でも破断するので、衝撃吸収能力が小さいと評価されている。従って、ホットプレス部品を、自動車等の重要保安部品として使用することは非常に難しい。 When the strength of the steel plate increases, the workability deteriorates, and at the same time, the dimensional accuracy also deteriorates due to the spring back after press forming. It is difficult to apply high-strength steel sheets by cold working methods such as ordinary press forming.
In the hot pressing method, since the hot pressing is performed, the amount of spring back is extremely small and the shape freezing property is good. And the part with very high intensity | strength can be provided with high precision by the hardening effect in the case of a press. However, it is necessary to heat the steel plate before pressing, and an operation to drop the scale is necessary after pressing. Therefore, the work efficiency is very poor. Furthermore, since the mold contacts the heated steel plate, the short life of the mold is also a drawback, which increases the manufacturing cost.
The steel sheet after hot pressing has a small elongation value, and when the member is deformed, it breaks even if it is slightly deformed. Therefore, it is evaluated that the impact absorbing ability is small. Therefore, it is very difficult to use a hot press part as an important safety part for an automobile or the like.

冷間プレス加工で成形品の寸法精度を向上させる方法の１つとして、成形品にビードを設けることによってスプリングバックの発生を抑制する方法がある。しかしこの加工方法では、鋼板に極めて高い加工性が要求される。   One method of improving the dimensional accuracy of a molded product by cold pressing is a method of suppressing the occurrence of springback by providing a bead on the molded product. However, this processing method requires extremely high workability for the steel sheet.

一般的に、鋼板の強度を高めると、延性は小さくなり加工性は低くなる。高強度鋼板の延性を高める従来技術として、フェライトとマルテンサイト組織からなる複合組織（Dual Phase）鋼板、フェライトと残留オーステナイト組織からなるTRIP（Transformation Induced Plasticity）鋼板とよばれているものがある。
複合組織鋼板については特許文献１、２にその例が示されている。このような鋼板においては、フェライト中に硬質なマルテンサイトを微細に分散させるが、この硬質なマルテンサイトにより、変形時に大きな加工硬化を引き起こし、高い延性を鋼板にもたらすのである。
TRIP鋼板については特許文献３、４にその例が示されている。残留オーステナイトを含有するこの種の鋼板は、その量と変形に対する安定度に応じて、変態誘起塑性に起因する極めて良好な延性と成形性を有するのである。
特開昭56-133423号公報 特開2005-230896号公報 特開昭62-182225号公報 特開2005-76078号公報 Generally, when the strength of a steel plate is increased, ductility is reduced and workability is reduced. Conventional techniques for increasing the ductility of high-strength steel sheets are called composite phase (Dual Phase) steel sheets composed of ferrite and martensite structures, and TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel sheets composed of ferrite and retained austenite structures.
Examples of composite structure steel sheets are shown in Patent Documents 1 and 2. In such a steel sheet, hard martensite is finely dispersed in the ferrite. However, this hard martensite causes a large work hardening at the time of deformation and brings high ductility to the steel sheet.
Examples of the TRIP steel sheet are shown in Patent Documents 3 and 4. This type of steel sheet containing retained austenite has very good ductility and formability due to transformation induced plasticity, depending on its amount and stability to deformation.
JP-A-56-133423 JP 2005-230896 JP JP 62-182225 A JP 2005-76078

高い強度を有しながら冷間加工での伸び特性を向上させる従来技術として、前記複合組織鋼板とTRIP鋼板が挙げられる。   As a conventional technique for improving the elongation characteristics in cold working while having high strength, the composite structure steel plate and the TRIP steel plate can be mentioned.

複合組織鋼板では比較的低い合金添加量でも高い強度が得られ、同時に、加工硬化による良い均一伸び特性が得られる。中でも、特許文献１・特許文献２の鋼板はフェライト母相中のマルテンサイトもしくはベイナイトを微細に分散することにより、強度と伸び特性をさらに向上させたものである。しかし両文献とも残留オーステナイト量は希少、もしくは量の制御が不十分であるためTRIP鋼板並みの伸び特性は得られておらず、複雑な形状を有する部品の加工に耐え得るまでの高い伸び特性が得られていない。   With a composite structure steel plate, high strength can be obtained even with a relatively low alloy addition amount, and at the same time, good uniform elongation characteristics can be obtained by work hardening. Among them, the steel sheets of Patent Document 1 and Patent Document 2 are further improved in strength and elongation characteristics by finely dispersing martensite or bainite in the ferrite matrix. However, in both documents, the amount of retained austenite is scarce or the amount is insufficiently controlled, so the elongation properties of TRIP steel sheets are not obtained, and the elongation properties are high enough to withstand the processing of parts with complex shapes. Not obtained.

特許文献３に記載の従来から提案されているTRIP鋼板、さらに残留オーステナイトの微細分散化を図った特許文献４に記載のTRIP鋼板は、高強度で高延性、さらに高い深絞り性を有するものである。そのため複雑な形状で高い加工性を必要とし、高い強度が要求される部材への適用が指向されている。
しかし焼鈍冷却工程において、オーステナイトの安定化のために、マルテンサイト変態を開始するMs点直上の400℃付近での低温保定が必要である。さらに、その低温保定の影響により複合組織鋼板に比べ、その炭素量と合金添加量の割には鋼板強度が低いという決定的な欠点がある。鋼板の良い伸び特性が得られ難い引張強度780MPa以上の強度領域でTRIP鋼板の適用が期待された。しかし、同強度レベルを確保しようとすると、必要な炭素量や合金添加量は多くなるので、良好なスポット接合性は確保されない。この理由によって、この鋼板はあまり普及していないのが現状である。 The TRIP steel plate proposed in Patent Document 3 and the TRIP steel plate described in Patent Document 4 in which retained austenite is finely dispersed have high strength, high ductility, and high deep drawability. is there. Therefore, application to a member that requires high workability with a complicated shape and requires high strength is directed.
However, in the annealing cooling process, in order to stabilize austenite, it is necessary to maintain a low temperature near 400 ° C. just above the Ms point at which martensitic transformation starts. Furthermore, due to the low temperature retention, there is a decisive disadvantage that the steel sheet strength is low for the carbon content and the alloy addition amount compared to the composite structure steel plate. The application of TRIP steel sheets was expected in the strength range of 780MPa or more where good elongation characteristics of the steel sheets were difficult to obtain. However, if the same strength level is to be ensured, the required amount of carbon and the amount of alloy addition increase, so that good spot bondability cannot be ensured. For this reason, this steel sheet is not widely used at present.

そこで本願の発明者らは、低合金でも高い鋼板強度を得るために、最終焼鈍の冷却過程においては400℃付近での保定をおこなわず、一気に室温付近まで冷却する製造プロセスを検討した。そして、そうしたプロセスにより、高い強度と良好な加工性とを併せもつ新しい低合金・高強度の鋼板およびその製法を開発したものである。   Accordingly, the inventors of the present application have studied a manufacturing process in which cooling is performed at around 400 ° C. without cooling in the vicinity of 400 ° C. in the cooling process of final annealing in order to obtain high steel sheet strength even with a low alloy. Through such a process, we have developed a new low-alloy / high-strength steel sheet that has both high strength and good workability, and its manufacturing method.

鋭意研究を行った結果、発明者らは、適正な成分組成の採用と、最終焼鈍を行う前の組織等を工夫することによって好ましい高強度鋼板が得られることを見出した。すなわち、複合組織鋼板と同程度の低合金であっても、高い強度と優れた延性を鋼板に同時に付与することが出来きるのである。その詳細を以下に示す。   As a result of diligent research, the inventors have found that a preferable high-strength steel sheet can be obtained by adopting an appropriate component composition and devising a structure before final annealing. That is, even if it is a low alloy comparable to a composite structure steel plate, high strength and excellent ductility can be simultaneously imparted to the steel plate. Details are shown below.

請求項に記載した高強度鋼板は、平均粒径が10μm以下のフェライトの粒内および粒界に、体積率で３％以上、炭素濃度が質量％で0.9％以上のラス状オーステナイトと、体積率で10％以上のラス状もしくは平均粒径が10μm以下の粒状のマルテンサイトとが存在することを特徴とする高強度鋼板である。
マルテンサイトが体積率で10％以上存在するため、合金添加量が少なくても高い強度を有している。また残留オーステナイトは炭素濃度が質量％で0.9％以上であるため、室温で準安定に存在することが可能で、変形による変態を誘発し得る。さらに体積率３％以上で、効果的に微細に分散しているため、良好な加工硬化が継続的に得られ、良い伸び特性も得られるのである。残留オーステナイトとマルテンサイトとがともにラス状または微小な粒状に存在しているので、この鋼板は延性および延びフランジ性にすぐれてもいる。残留オーステナイトが微細分散していることからは、遅れ破壊が発生しないという利点もある。
ここで言うラス状とはオーステナイトもしくはマルテンサイトの結晶粒の形状がアスペクト比で３以上のものを言い、３未満を粒状と称した。 The high-strength steel sheet described in claim 1 is a lath austenite having a volume ratio of 3% or more and a carbon concentration of 0.9% or more by mass% in the grains and boundaries of ferrite having an average particle diameter of 10 μm or less, and a volume ratio. The high-strength steel sheet is characterized by the presence of 10% or more of lath or granular martensite having an average particle diameter of 10 μm or less.
Since martensite is present in a volume ratio of 10% or more, it has high strength even if the amount of alloy addition is small. Residual austenite has a carbon concentration of 0.9% by mass or more, and therefore can exist metastable at room temperature, and can induce transformation due to deformation. Furthermore, since it is effectively finely dispersed at a volume ratio of 3% or more, good work hardening can be continuously obtained and good elongation characteristics can be obtained. Since both retained austenite and martensite are present in lath or fine granular form, this steel sheet is also excellent in ductility and stretch flangeability. Since the retained austenite is finely dispersed, there is an advantage that delayed fracture does not occur.
As used herein, the lath shape refers to an austenite or martensite crystal grain having an aspect ratio of 3 or more, and less than 3 is referred to as granular.

上記の高強度鋼板については、とくに、質量％でC：0.05〜0.25％、Si：0.01〜1.50％、Mn：0.6〜2.2％、Al：0.01〜1.50％を含み、またはさらに、Ti：0.02〜0.22％、Nb：0.02〜0.10％のいずれか一方または両方を含有しているものとするのが好ましい。
さらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％から選択された少なくとも１種を含有しても良い。なお、各場合で、残部はFe及び不可避的不純物とする。
こうした適切な種類と量の化学成分を含むこととすれば、上記の組織を有していて望ましい機械的性質を発揮する高強度鋼板とすることが容易である。なお、各成分の作用については後述する。 As for the above-mentioned high-strength steel sheet, in particular, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.6 to 2.2%, Al: 0.01 to 1.50% in mass%, or Ti: 0.02 to It is preferable that one or both of 0.22% and Nb: 0.02 to 0.10% are contained.
Furthermore, you may contain at least 1 sort (s) selected from Cu: 0.01-1.0%, Ni: 0.01-1.0%, Cr: 0.01-1.0%, Mo: 0.01-1.0%. In each case, the balance is Fe and inevitable impurities.
If such an appropriate kind and amount of chemical components are included, it is easy to obtain a high-strength steel sheet having the above-described structure and exhibiting desirable mechanical properties. In addition, the effect | action of each component is mentioned later.

上記高強度鋼板は焼入れ性を高める元素が多く含まれると、好ましい特性が得られないことがある。鋼板の焼入れ性を、含有する成分で実験的に導いた。その焼入れ性の指数はMn当量として、Mn、Cr、P、Mo、Bの各成分元素の質量％により、以下に示す式で整理した。
Mn当量＝Mn+1.4Cr+3P +1.5Mo+180B （１）
上記高強度鋼板は、この実験的に導いたMn当量が2.35以下とするのも好ましい。
Mn当量が2.35以下に抑えられていると、炭素濃度の高いオーステナイトがマルテンサイトに変態する比率が低くなり、残留オーステナイト量が高くなって延性が確保されることにより、材質特性の向上が図れる。 When the high-strength steel sheet contains a large amount of elements that enhance hardenability, preferable characteristics may not be obtained. The hardenability of the steel sheet was experimentally derived with the components contained. The hardenability index was arranged by the following formula based on the mass% of each component element of Mn, Cr, P, Mo, B as Mn equivalent.
Mn equivalent = Mn + 1.4Cr + 3P + 1.5Mo + 180B (1)
The high strength steel plate preferably has an experimentally derived Mn equivalent of 2.35 or less.
When the Mn equivalent is suppressed to 2.35 or less, the ratio of transformation of austenite having a high carbon concentration to martensite is lowered, the amount of retained austenite is increased, and ductility is ensured, thereby improving material properties.

上記高強度鋼板として、上記した組織を有するとともに、引張り強さTS（MPa）と伸び値EL（％）との積TS×ELが20000（MPa・％）以上であるものも好ましい。
そのような鋼板は、上述の組織を有していて高い強度と良い伸び特性とを兼ね備えるものだからである。 The high-strength steel sheet preferably has the above-described structure and has a product TS × EL of tensile strength TS (MPa) and elongation value EL (%) of 20000 (MPa ·%) or more.
This is because such a steel sheet has the above-described structure and has both high strength and good elongation characteristics.

請求項に記載した未焼鈍高強度鋼板は、焼鈍およびその後の冷却を経ることにより上記のような高強度鋼板となるものである。つまりそのような鋼板は、後に適切な焼鈍および冷却することによって上述の特徴をもつ高強度鋼板になり、高い強度と伸び特性を発揮する。   The unannealed high-strength steel sheet described in the claims becomes a high-strength steel sheet as described above through annealing and subsequent cooling. That is, such a steel sheet becomes a high-strength steel sheet having the above-described characteristics by subsequent appropriate annealing and cooling, and exhibits high strength and elongation characteristics.

未焼鈍高強度鋼板としては、質量％でC：0.05〜0.25％、Si：0.01〜1.50％、Mn：0.6〜2.2％、Al：0.01〜1.50％を含み、またはさらにTi：0.02〜0.22％、Nb：0.02〜0.10％のいずれか一方もしくは両方を含有し、またはさらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちいずれか一以上を含有していて、旧オーステナイト粒径が20μm以下で、粒内に粒子径で１μm以下のセメンタイトが微細に鎖列状に分散した下部ベイナイト組織を有するものがあげられる。そのような未焼鈍高強度鋼板は、たとえば後述のとおり焼鈍および冷却することにより、上記請求項に係る高強度鋼板となる。ここで鎖列状とはセメンタイト粒子が２個以上列をなして形成された状態をいう。
粗大なオーステナイト粒を有した熱延板は、最終焼鈍後で、ある程度の量の残留オーステナイトが得られても、伸び特性の向上が得られない。また、マルテンサイトや残留オーステナイトが粗大に偏在しては、良い加工硬化特性が得られない。その点、上記のとおり旧オーステナイト粒径を20μm以下とし、且つ下部ベイナイトを主とした組織を構成するなら、その後の熱処理により得られるフェライト粒径を微細にすることに加え、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを微細に分散させることが出来る。前記した元素を適量だけ有するものでもあるため、この鋼板は、適切な熱処理によって前述の高強度鋼板になり得るわけである。粒内にセメンタイトが微細に鎖列状に分散した下部ベイナイト組織から上記組織の高強度鋼板ができる機構については後述する（図５を参照）。なおここで言う旧オーステナイト粒径とは、下部ベイナイト粒径をさす。 As an unannealed high-strength steel sheet, in mass%, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.6 to 2.2%, Al: 0.01 to 1.50%, or Ti: 0.02 to 0.22%, One or both of Nb: 0.02 to 0.10%, or Cu: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0% Examples thereof include those having a lower bainite structure in which a prior austenite particle size is 20 μm or less and cementite having a particle size of 1 μm or less is finely dispersed in a chain train. Such an unannealed high-strength steel sheet becomes a high-strength steel sheet according to the above claims by annealing and cooling as described later, for example. Here, the chain form means a state in which two or more cementite particles are formed in a line.
The hot-rolled sheet having coarse austenite grains cannot improve the elongation characteristics even if a certain amount of retained austenite is obtained after the final annealing. In addition, if martensite and retained austenite are unevenly distributed, good work-hardening characteristics cannot be obtained. In that respect, if the prior austenite grain size is 20 μm or less as described above and the structure mainly comprises lower bainite, in addition to making the ferrite grain size obtained by subsequent heat treatment fine, martensite and residual austenite Can be finely dispersed. Since this steel also has an appropriate amount of the above-mentioned elements, this steel sheet can be made into the above-described high-strength steel sheet by appropriate heat treatment. A mechanism for producing a high-strength steel sheet having the above structure from a lower bainite structure in which cementite is finely dispersed in a chain train in the grain will be described later (see FIG. 5). The former austenite grain size referred to here refers to the lower bainite grain size.

同様の未焼鈍高強度鋼板としては、Mn当量が2.35以下であり、旧オーステナイト粒径が20μm以下で、粒内にセメンタイトが微細に鎖列状に分散した下部ベイナイト組織を有するものも適している。
Mn当量が2.35以下であるため、オーステナイトがマルテンサイトに変態する比率が低くなり、残留オーステナイト量が高くなる結果、材質特性の向上が図れる。 As a similar unannealed high-strength steel sheet, a steel having a lower bainite structure in which the Mn equivalent is 2.35 or less, the prior austenite grain size is 20 μm or less, and cementite is finely dispersed in a chain form in the grain is also suitable. .
Since the Mn equivalent is 2.35 or less, the ratio of austenite transforming to martensite is reduced, and the amount of retained austenite is increased. As a result, the material properties can be improved.

請求項に係る未焼鈍高強度鋼板の製造方法は、
1) 質量％でC：0.05〜0.25％、Si：0.01〜1.50％、Mn：0.6〜2.2％、Al：0.01〜1.50％を含み、またはさらにTi：0.02〜0.22％、Nb：0.02〜0.10％のいずれか一方もしくは両方を含有し、またはさらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちいずれか一以上を含有していて、Mn当量が2.35以下である鋼材を、
2) 複数スタンドを有する熱間圧延機によって、累積歪みが0.4以上になるか、または使用する最終スタンドにおける圧下率が15％以上になるように熱間圧延するとともに、
3) 圧延終了時のAr3以上の温度から冷却を開始し、150℃以上、400℃以下の温度範囲で巻き取ることを特徴とする。
発明者らの製造試験によると、後述のように、こうした条件によって上述の未焼鈍高強度鋼板を得ることができた。 The method for producing an unannealed high-strength steel sheet according to the claim is:
1) By mass% C: 0.05-0.25%, Si: 0.01-1.50%, Mn: 0.6-2.2%, Al: 0.01-1.50%, or Ti: 0.02-0.22%, Nb: 0.02-0.10% Any one or both of Cu: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0% , A steel material having an Mn equivalent of 2.35 or less,
2) With a hot rolling mill having multiple stands, hot rolling is performed so that the accumulated strain is 0.4 or more, or the rolling reduction in the final stand to be used is 15% or more.
3) Cooling is started from a temperature of Ar3 or higher at the end of rolling, and winding is performed in a temperature range of 150 ° C or higher and 400 ° C or lower.
According to the inventors' production test, as described later, the above-described unannealed high-strength steel sheet could be obtained under these conditions.

請求項に係る高強度鋼板の製造方法は、上記1)〜3)にて得た未焼鈍高強度鋼板を、
4) 焼鈍のためにAc1以上、Ac3＋20℃以下の温度まで加熱し、当該温度に保持した後、
5) 10℃／sec以上の速度（ΔCR）で350℃以下まで連続的に冷却することを特徴とする。
このようにすれば、後述のとおり上記の高強度鋼板を得ることができる。こうしたプロセスによって上記組織の鋼板ができる機構について後述する（図５を参照）。
なお、前記の未焼鈍高強度鋼板に冷間圧延を施した後に、4)、5)の適正な焼鈍と冷却を行うことで、同様に上記の高強度鋼板を得ることもできる。 The manufacturing method of the high-strength steel sheet according to the claim is the unannealed high-strength steel sheet obtained in 1) to 3) above.
4) Heat to Ac1 or higher and Ac3 + 20 ° C or lower for annealing.
5) It is characterized by continuous cooling to 350 ° C or less at a rate (ΔCR) of 10 ° C / sec or more.
If it does in this way, said high-strength steel plate can be obtained as mentioned later. A mechanism for producing the steel sheet having the above structure by such a process will be described later (see FIG. 5).
In addition, after performing cold rolling to the said unannealed high strength steel plate, the said high strength steel plate can also be obtained similarly by performing appropriate annealing and cooling of 4) and 5).

上記5)の際の冷却速度ΔCRは、前記したMn当量との間に、
Mn当量≦−0.005（ΔCR）＋ 2.4 （２）
の関係を有するようにするのがよい。
そうすれば、冷却の際にオーステナイトからマルテンサイトに至る変態を抑制でき、残留オーステナイト量を確保して材質特性の向上を図ることができる。 The cooling rate ΔCR in the above 5) is between the above-mentioned Mn equivalents,
Mn equivalent ≤ -0.005 (ΔCR) + 2.4 (2)
It is better to have a relationship of
Then, the transformation from austenite to martensite can be suppressed during cooling, and the amount of retained austenite can be secured to improve the material properties.

請求項に記載の高強度鋼板は、残留オーステナイトとマルテンサイトが多量に微細に分散した状態で混在するため、互いに相反する特性である強度と加工特性を兼備した鋼板である。   The high-strength steel sheet described in the claims is a steel sheet having both strength and processing characteristics, which are mutually contradictory characteristics, because retained austenite and martensite are mixed in a state of being finely dispersed in a large amount.

請求項に記載した未焼鈍高強度鋼板は、のちに適正な熱処理を行うことで、低合金でありながら非常に高い強度が得られ、さらに豊富な残留オーステナイトが含まれることになるため、複雑な加工にも耐え得る良好な加工特性を発揮するものとなる。   The unannealed high-strength steel sheet described in the claim is complicated by the fact that, by performing an appropriate heat treatment later, a very high strength is obtained while being a low alloy, and abundant residual austenite is included. It exhibits good processing characteristics that can withstand processing.

請求項に記載した製造方法によれば、上記した高強度鋼板または未焼鈍高強度鋼板を円滑に製造することが出来る。   According to the manufacturing method described in the claims, the above-described high-strength steel plate or unannealed high-strength steel plate can be manufactured smoothly.

以下、約600〜1500MPaの引張り強度をもちながらも優れた加工性が必要とされる加工部品に使用される薄鋼板とその製造方法について、実施の形態を示す。鋼板の成分系として、質量％でC：0.05〜0.25％、Si：0.01〜1.50％、Mn：0.6〜2.2％、Al：0.01〜1.50％を含み、さらにはTi：0.02〜0.22％、Nb：0.02〜0.10％の二者のうち少なくとも一方を含有し、またはCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％から選択された成分を含有し得る組成のものを基準とする。なお、ここで述べる薄鋼板とは、板厚が約4mm以下の鋼板のことである。製造する鋼板は、主として自動車、家電製品、電子機器製品、等の高い加工性と強度が必要な部品に使用することが出来る。その他、鋼管用の素材として適用が可能である。   Hereinafter, embodiments of a thin steel plate used for a processed part that requires excellent workability while having a tensile strength of about 600 to 1500 MPa and a manufacturing method thereof will be described. As a component system of the steel sheet, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.6 to 2.2%, Al: 0.01 to 1.50% in mass%, and Ti: 0.02 to 0.22%, Nb: Contains at least one of 0.02 to 0.10%, or contains a component selected from Cu: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0% Based on possible compositions. In addition, the thin steel plate described here is a steel plate having a thickness of about 4 mm or less. The steel sheet to be produced can be used mainly for parts that require high workability and strength, such as automobiles, home appliances, and electronic equipment products. In addition, it can be applied as a material for steel pipes.

まず、鋼板の成分について述べる。
炭素（C）としては、0.05〜0.25％の範囲の量が必要である。0.05％よりも少なくなると、約600MPa 以上の鋼板強度が得られないので、0.05％以上の炭素量が必要である。一方、炭素量が0.25％以上になると、溶接部が硬化しすぎて溶接部から破断しやすくなる。これは、薄鋼板にとっては使用上の制約になるので、炭素量に上限を設けた。そして、0.05〜0.25％の炭素量であれば、本発明の主旨にそった複合組織が得られることを見出したものである。 First, the components of the steel sheet will be described.
As carbon (C), an amount in the range of 0.05 to 0.25% is required. If it is less than 0.05%, a steel plate strength of about 600 MPa or more cannot be obtained, so a carbon content of 0.05% or more is necessary. On the other hand, when the carbon content is 0.25% or more, the welded portion is excessively hardened and easily breaks from the welded portion. This is a limitation in use for thin steel plates, so an upper limit was set for the carbon content. And it has been found that when the carbon content is 0.05 to 0.25%, a composite structure in accordance with the gist of the present invention can be obtained.

シリコン（Si）量は、0.01〜1.50％の範囲とする。シリコンは固溶強化による強度向上と、残留オーステナイトの安定化のために活用する。シリコン量は、0.01％以上であれば、本発明の複合組織と材質特性が得られる。シリコン量は多いほど、残留オーステナイト量を増やすことができると同時に、その安定性を促す。しかし、1.50％以上のシリコン量になると、鋼板の表面にシリコンスケールが発生しやすくなり、薄鋼板として良好な表面性状が得られないので、シリコン量の上限を1.50％とする。   The amount of silicon (Si) is in the range of 0.01 to 1.50%. Silicon is used to improve strength by solid solution strengthening and to stabilize retained austenite. If the amount of silicon is 0.01% or more, the composite structure and material characteristics of the present invention can be obtained. As the amount of silicon increases, the amount of retained austenite can be increased and at the same time the stability thereof is promoted. However, when the silicon content is 1.50% or more, silicon scale is likely to be generated on the surface of the steel sheet, and a good surface property cannot be obtained as a thin steel sheet. Therefore, the upper limit of the silicon content is 1.50%.

マンガン（Mn）量は、0.6〜2.2％の範囲とする。マンガン量が0.6％以下になると、焼き入れ性が不足し本発明の複合組織が得られなくなる。その結果、鋼板の強度と延性が低くなるので、マンガン量は0.6％以上とする。
一方、本発明の主旨は、最終焼鈍の加熱均熱過程で高い炭素濃度のオーステナイトを作り込み、その後350℃以下まで連続的に冷却を行っても、材質特性を向上させるに十分な量のオーステナイトを残存させることである。高い強度を得るためにはマンガンを多量に添加することが好まれるが、余り高くし過ぎるとマンガンによる焼入れ効果で、高い炭素濃度のオーステナイトでもマルテンサイトへ変態してしまう。そこでマンガン量の上限を2.2％とする。
またその他、不可避的不純物元素を含め、焼入れ性を高める元素は同様の影響を及ぼすため、最終焼鈍後の鋼板の冷却速度との関係で、（２）式（前記及び後記）を満足することが重要である。 Manganese (Mn) content is in the range of 0.6-2.2%. When the manganese content is 0.6% or less, the hardenability is insufficient and the composite structure of the present invention cannot be obtained. As a result, the strength and ductility of the steel sheet are lowered, so the manganese content is 0.6% or more.
On the other hand, the gist of the present invention is that a sufficient amount of austenite to improve the material properties is obtained even if austenite having a high carbon concentration is formed in the heating soaking process of the final annealing and then continuously cooled to 350 ° C. or lower. Is to remain. In order to obtain high strength, it is preferred to add a large amount of manganese. However, if it is too high, the quenching effect of manganese will transform even austenite with a high carbon concentration into martensite. Therefore, the upper limit of manganese content is set to 2.2%.
In addition, since elements that enhance hardenability, including inevitable impurity elements, have the same effect, the relationship with the cooling rate of the steel sheet after final annealing may satisfy formula (2) (above and below). is important.

アルミ（Al）は、0.01％以上であれば、本発明の複合組織と材質特性が得られる。アルミ量は多いほど、残留オーステナイト量を増やすことができると同時に、その安定化を促す。しかし、1.50％以上のアルミ量になると、連続鋳造工程における鋳造ノズル閉塞が生じやすくなり、スラブを連続鋳造で製造することが極めて困難になる。従って、アルミ量の上限を1.50％とする。   If aluminum (Al) is 0.01% or more, the composite structure and material characteristics of the present invention can be obtained. As the amount of aluminum increases, the amount of retained austenite can be increased, and at the same time, the stabilization thereof is promoted. However, when the amount of aluminum is 1.50% or more, it becomes easy to cause clogging of the casting nozzle in the continuous casting process, and it becomes extremely difficult to manufacture the slab by continuous casting. Therefore, the upper limit of the aluminum content is 1.50%.

チタン（Ti）は、熱延工程における結晶粒の微細化とともに、最終焼鈍工程での再結晶や結晶粒成長を抑制する効果を有している。
最終工程における焼鈍温度域は高温であるので、極めて微細な結晶粒を有した鋼板や冷間圧延を行った鋼板では再結晶や結晶粒成長が発生する。再結晶や結晶粒成長が容易に生じると、熱延工程で作り込んだ微細な組織は解消されてしまい、本発明の主旨にそぐわない粗大な組織へと変わってしまう。
本発明では熱延工程で作り込んだ微細な組織を堅持することが重要である。従って、焼鈍工程における再結晶や結晶粒成長は極力抑制することが重要なのである。再結晶や粒界移動抑制効果の大きいチタンは本発明鋼に有効な元素であり、その量は、0.02〜0.22％の範囲であれば本発明の主旨にそった作用効果を発揮できる。チタン量は、0.22％よりも増えても作用効果はあまり増加しないので、上限の量を0.22％とする。 Titanium (Ti) has an effect of suppressing recrystallization and crystal grain growth in the final annealing process as well as refinement of crystal grains in the hot rolling process.
Since the annealing temperature range in the final process is high, recrystallization or crystal grain growth occurs in a steel sheet having extremely fine crystal grains or a steel sheet subjected to cold rolling. If recrystallization or crystal grain growth occurs easily, the fine structure created in the hot rolling process is eliminated, and the structure is changed to a coarse structure that does not meet the gist of the present invention.
In the present invention, it is important to maintain a fine structure formed by the hot rolling process. Therefore, it is important to suppress recrystallization and crystal grain growth as much as possible in the annealing process. Titanium having a large effect of suppressing recrystallization and grain boundary migration is an effective element for the steel of the present invention. If the amount thereof is in the range of 0.02 to 0.22%, the effects according to the gist of the present invention can be exhibited. Even if the amount of titanium exceeds 0.22%, the effect does not increase so much, so the upper limit is made 0.22%.

ニオブ（Nb）にも、チタンと同様に、再結晶や結晶粒成長を抑制する効果がある。本発明の主旨にそった組織をうるためには、ニオブ量として0.02〜0.10％の範囲の量が必要である。0.02％以下になると、再結晶や結晶粒成長を抑制する効果がなくなる。また、ニオブ量が0.10％よりも増えてもその作用効果はあまり増加しないので、その上限を0.10％とした。   Niobium (Nb) also has the effect of suppressing recrystallization and crystal grain growth, similar to titanium. In order to obtain a structure in accordance with the gist of the present invention, the amount of niobium is required to be in the range of 0.02 to 0.10%. When it is 0.02% or less, the effect of suppressing recrystallization and crystal grain growth is lost. Moreover, even if the amount of niobium increases beyond 0.10%, the effect does not increase so much, so the upper limit was made 0.10%.

銅（Cu）は、固溶強化により鋼の強度を向上させるが、製造上不可避的に含有する以上に、故意に添加を行えばコストの上昇を招くため、その上限を1.0％とした。   Copper (Cu) improves the strength of the steel by solid solution strengthening, but if it is intentionally added beyond the unavoidable addition in production, the upper limit is set to 1.0%.

ニッケル（Ni）は、固溶強化により鋼の強度を向上させると同時に、シリコンやアルミと同様に残留オーステナイト量を増やすことができる。しかし製造上不可避的に含有する以上に、故意に添加を行えばコストの上昇を招くため、その上限を1.0％とした。   Nickel (Ni) can increase the amount of retained austenite as well as silicon and aluminum while improving the strength of the steel by solid solution strengthening. However, the content is inevitably added in production, and if it is intentionally added, the cost increases, so the upper limit was made 1.0%.

クロム（Cr）は、マンガンと同様に焼入れ性を高める元素であり、鋼の強度を向上させることが出来るが、（１）式に影響するため、Mn等を含め複合的に含有量を調整する必要性がある。また製造上不可避的に含有する以上に、故意に添加を行えばコストの上昇を招くため、その上限を1.0％とした。   Chromium (Cr) is an element that enhances hardenability like manganese, and can improve the strength of steel, but it affects the formula (1), so the content is adjusted in a complex manner including Mn. There is a need. In addition, the content is inevitably contained in the production, and if it is intentionally added, the cost increases. Therefore, the upper limit is set to 1.0%.

モリブデン（Mo）は、マンガンと同様に焼入れ性を高める元素であり、鋼の強度を向上させることが出来るが、（１）式に影響するため、Mn等を含め複合的に含有量を調整する必要性がある。また製造上不可避的に含有する以上に、故意に添加を行えばコストの上昇を招くため、その上限を1.0％とした。   Molybdenum (Mo) is an element that enhances hardenability like manganese and can improve the strength of steel, but it affects the formula (1), so the content is adjusted in a complex manner including Mn. There is a need. In addition, the content is inevitably contained in the production, and if it is intentionally added, the cost increases. Therefore, the upper limit is set to 1.0%.

燐（P）は、本発明鋼における必要成分ではないが、製造上不可避的に含有する。燐はスポット溶接性を著しく阻害する上、マンガンと同様に焼入れ性を高める元素であり、（１）式に影響するため、基本的に可能な限り低減することが好まれる。   Phosphorus (P) is not a necessary component in the steel of the present invention, but is inevitably contained in production. Phosphorus is an element that remarkably inhibits spot weldability and enhances hardenability like manganese, and affects the formula (1). Therefore, it is basically preferable to reduce it as much as possible.

ホウ素（B）は、本発明鋼における必要成分ではなく、（１）式に影響するため、基本的に可能な限り低減することが好まれる。   Since boron (B) is not a necessary component in the steel of the present invention but affects the formula (1), it is basically preferred to reduce it as much as possible.

上記の基準成分に調整したスラブは、再加熱してから熱間圧延をおこなうか、もしくは鋳造後直ちに熱間圧延をおこなうものとする。
熱間圧延を施すにあたっては、複数スタンドを有する熱間圧延機によって、累積歪みが0.4以上になるか、または使用する最終スタンドにおける圧下率が15％以上になるように熱間圧延を行う。
そのような高圧下率の圧延を行うためには、ワークロールの直径が６００ｍｍ以下の小径ロールミル、またはワークロールの平均直径が６００ｍｍ以下である異径ロールミルを少なくとも後段の複数スタンドに使用することが好ましい。また、加工発熱による鋼板の温度上昇を抑制するために、冷却能力の高いカーテンウォール型冷却装置をそれら高圧下用ミルの各出側に配置し使用することも好ましい。
そして、Ar3以上のオーステナイト域で圧延を完了することが重要である。圧延完了温度がオーステナイト域を下回ると、下部ベイナイト相の他に、本発明にそぐわないフェライト相が生成する。ここで生成するフェライト相は異常に粗大化したものであり、材質を著しく阻害する。従って熱間圧延を完了する温度はAr3以上とする。
ここで「歪み」とは、各スタンド（各段）の入側での鋼板の厚さh₀と出側での厚さh₁の差を両者の平均厚さで除した
ε=（h₀−h₁）／｛（h₀＋h₁）／２｝
をいい、「累積歪み」とは、後段３スタンドの各段での歪みを金属組織に対する影響の強さを考慮して加重積算したもので、最終段とその前段・前々段での歪みをそれぞれε_n、ε_n-1、ε_n-2とするとき、
ε_C＝ε_n＋ε_n-1／２＋ε_n-2／４
で表されるε_Cをいうものとする。 The slab adjusted to the above-described reference component is either hot-rolled after reheating or hot-rolled immediately after casting.
In performing hot rolling, hot rolling is performed by a hot rolling mill having a plurality of stands so that the cumulative strain is 0.4 or more, or the rolling reduction in the final stand to be used is 15% or more.
In order to perform such high-pressure reduction, it is necessary to use a small-diameter roll mill having a work roll diameter of 600 mm or less or a different-diameter roll mill having an average work roll diameter of 600 mm or less for at least a plurality of subsequent stages. preferable. Moreover, in order to suppress the temperature rise of the steel sheet due to the heat generated by processing, it is also preferable to use a curtain wall type cooling device having a high cooling capacity arranged on each outlet side of these high pressure mills.
It is important to complete the rolling in the austenite region of Ar3 or higher. When the rolling completion temperature falls below the austenite region, a ferrite phase not suitable for the present invention is generated in addition to the lower bainite phase. The ferrite phase produced here is abnormally coarsened and significantly inhibits the material. Therefore, the temperature at which hot rolling is completed is Ar3 or higher.
Here, “strain” means the difference between the thickness h ₀ of the steel sheet at the entrance side of each stand (each stage) and the thickness h ₁ at the exit side divided by the average thickness of both ε = (h ₀ −h ₁ ) / {(h ₀ + h ₁ ) / 2}
“Cumulative strain” is a weighted integration of strain at each stage of the latter three stands, taking into account the strength of the influence on the metal structure, and the distortion at the last stage and its previous and previous stages. When ε _n , ε _n-1 and ε _n-2 respectively,
ε _C = ε _n + ε _n-1 / 2 + ε _n-2 / 4
Ε _C represented by

熱間圧延完了後、Ar3以上から冷却を開始し、Δ40℃/sec以上の速度で冷却行い、150℃以上、400℃以下の温度範囲まで連続的に冷却後、巻取ることが必要である。冷却開始温度がAr3を下回ると部分的にフェライト変態が起こり、また同様に冷却速度がΔ40℃/secを下回るとフェライト変態が発生する。従って本発明の下部ベイナイトを主とする望ましい相を得るためには、熱間圧延完了後、Ar3以上から冷却を開始し、Δ40℃/sec以上の冷却速度で150℃以上、400℃以下まで冷却後、巻き取ることが重要となる。
熱間圧延完了後の冷却開始温度は余り高過ぎると、下部ベイナイトで形成する炭化物の形態が好ましくはなく、冷却開始温度としてAr3以上、Ar3+50℃以下であることがより好ましい。 After completion of hot rolling, it is necessary to start cooling from Ar3 or higher, perform cooling at a rate of Δ40 ° C./sec or higher, continuously cool to a temperature range of 150 ° C. or higher and 400 ° C. or lower, and then wind up. When the cooling start temperature is lower than Ar3, ferrite transformation partially occurs. Similarly, when the cooling rate is lower than Δ40 ° C./sec, ferrite transformation occurs. Therefore, in order to obtain a desirable phase mainly composed of the lower bainite of the present invention, after completion of hot rolling, cooling is started from Ar3 or higher, and cooled to 150 ° C or higher and 400 ° C or lower at a cooling rate of Δ40 ° C / sec or higher. It is important to wind up later.
If the cooling start temperature after completion of hot rolling is too high, the form of carbide formed in the lower bainite is not preferable, and the cooling start temperature is more preferably Ar 3 or more and Ar 3 + 50 ° C. or less.

適正な条件で処理した熱延鋼板の組織は下部ベイナイト相の低温変態相であり、粒内に鎖列状にセメンタイトが析出している。
また、上記のとおり熱間圧延で累積歪みが0.4以上になるか、または使用する最終スタンドにおける圧下率が15％以上になるように圧延を行うことで、旧オーステナイトの粒径は20μm以下とすることが出来る。 The structure of the hot-rolled steel sheet treated under appropriate conditions is a low-temperature transformation phase of the lower bainite phase, and cementite is precipitated in a chain form in the grains.
In addition, as described above, the rolling is performed so that the cumulative strain is 0.4 or more by hot rolling or the reduction ratio in the final stand to be used is 15% or more, so that the grain size of the prior austenite is 20 μm or less. I can do it.

熱間圧延後、冷間圧延を行うことも出来るが、過度の圧下率で圧延を行うと粒内に過剰な転位が導入され、焼鈍の際に再結晶が起こり易く、粒界の移動に伴い粒内に形成されたセメンタイト周辺の局所的高炭素濃度領域が粒界に併呑されてしまう。このとき、炭素は容易に拡散が可能となる。
本発明においては、Ac1〜Ac3＋20℃の温度での焼鈍中にフェライト粒内に高炭素濃度のオーステナイトが形成されるが、それは非平衡の状態である。炭素の拡散が容易であると炭素は平衡状態へと低下する。最終製品における残留オーステナイト量を高めるためには、この炭素の拡散による濃度低下を抑制することが重要であり、拡散を促進する過度の冷間圧延は好ましくない。過度の冷間圧延を施す場合は、チタンやニオブ等の粒界の移動を抑制する元素を添加することが好ましい。
また本発明における熱間圧延後の鋼板は、下部ベイナイト相よりなる硬質な組織を有すため、冷間圧延を行う場合には、冷間圧延機に多大の負荷を与える。
以上のことを考慮すれば、冷間圧下を行う場合は圧下率としては50％以下とすることが好ましい。
なお、実施形態としてここに説明する製造例では、冷間圧延は行っていない。 Although cold rolling can be performed after hot rolling, excessive dislocations are introduced into the grains when rolling is performed at an excessive reduction rate, and recrystallization is likely to occur during annealing. The local high carbon concentration region around the cementite formed in the grains is combined with the grain boundaries. At this time, carbon can easily diffuse.
In the present invention, high carbon concentration austenite is formed in the ferrite grains during annealing at a temperature of Ac1 to Ac3 + 20 ° C., which is in a non-equilibrium state. When carbon diffuses easily, carbon falls to an equilibrium state. In order to increase the amount of retained austenite in the final product, it is important to suppress the decrease in concentration due to the diffusion of carbon, and excessive cold rolling that promotes diffusion is not preferable. When excessive cold rolling is performed, it is preferable to add an element that suppresses the movement of grain boundaries such as titanium and niobium.
Moreover, since the steel plate after hot rolling in the present invention has a hard structure composed of a lower bainite phase, a large load is applied to the cold rolling mill when performing cold rolling.
Considering the above, when performing cold reduction, the reduction rate is preferably 50% or less.
In addition, in the manufacturing example demonstrated here as embodiment, cold rolling is not performed.

最終焼鈍では、Ac1〜Ac3＋20℃の範囲に加熱し、1〜120secの間、等温保持することでフェライトとオーステナイトを形成後、650〜700℃の温度まで徐冷、その後10℃／sec以上の冷却速度で350℃以下まで冷却する。
この時低合金組成で高い強度を得るためには、冷却を350℃以下まで止めないことが必要である。
従来のTRIP鋼板の製造プロセスではオーステナイト中に炭素を濃縮するため、マルテンサイト変態を開始する温度であるMs点直上の温度で冷却を停止し、数十秒の保定が必要であった。しかし本発明によればAc1〜Ac3＋20℃焼鈍中に高い炭素濃度のオーステナイトが形成されているため、冷却過程でMs点直上の温度での保定を行わずとも炭素濃度の高い残留オーステナイトを形成することが出来るのである。もちろん本発明鋼板においてもMs点直上の温度での保定を行えばさらにオーステナイト中に炭素を濃縮することは可能であるが、低合金で高強度化を図ることが最も重要なことであり、冷却を350℃以下まで止めないことが本発明製造プロセスの主要点である。 In the final annealing, it is heated in the range of Ac1 to Ac3 + 20 ° C and kept isothermal for 1 to 120 seconds to form ferrite and austenite, then gradually cooled to a temperature of 650 to 700 ° C, and then cooled to 10 ° C / sec or more. Cool to 350 ° C or lower at speed.
At this time, in order to obtain high strength with a low alloy composition, it is necessary not to stop cooling to 350 ° C. or lower.
In the conventional TRIP steel plate manufacturing process, in order to concentrate carbon in austenite, cooling was stopped at a temperature just above the Ms point, which is the temperature at which martensitic transformation starts, and it was necessary to hold for several tens of seconds. However, according to the present invention, since austenite having a high carbon concentration is formed during annealing of Ac1 to Ac3 + 20 ° C., residual austenite having a high carbon concentration can be formed without holding at a temperature just above the Ms point during the cooling process. Is possible. Of course, in the steel sheet of the present invention, it is possible to concentrate carbon in the austenite by holding at a temperature just above the Ms point, but it is most important to increase the strength with a low alloy and cooling. It is the main point of the production process of the present invention that the temperature is not stopped below 350 ° C.

以上に示した条件を基準として製造した高強度鋼板の組織は、平均粒径が10μm以下のフェライトの粒内および粒界に、ラス状の残留オーステナイトがあり、フェライト粒界上に平均粒径が10μm以下の粒状のマルテンサイトが細かく分散している。マルテンサイトは一部残留オーステナイトと同様の形態をもつものもある。この硬質なマルテンサイトと残留オーステナイトの共存が、複合組織鋼板と同様の低合金でも高い強度特性を有する特性を生み、そしてさらにTRIP鋼板並みの伸び、加工特性を生み出すのである。   The structure of the high-strength steel sheet manufactured on the basis of the above conditions has lath-like retained austenite in and within the ferrite grain with an average grain size of 10 μm or less, and the average grain size is on the ferrite grain boundary Granular martensite of 10 μm or less is finely dispersed. Some martensite has the same form as partially retained austenite. This coexistence of hard martensite and retained austenite gives rise to properties with high strength characteristics even in low alloys similar to composite steel sheets, and also produces the same elongation and processing characteristics as TRIP steel sheets.

図１は、この発明の実施形態の製造プロセスにおける熱間圧延及び焼鈍での温度履歴の概念を示すもので、横軸は時間経過、縦軸は温度である。図の左方から、ａの範囲は粗圧延工程、ｂは仕上圧延工程、ｃは巻取り工程をそれぞれ行っていることを示す。
図２（ａ）・（ｂ）は、図１に示す製造プロセスにおける熱間圧延完了後の巻取り温度（横軸）と最終焼鈍後の鋼板材質特性（引張り強さTS、伸び値EL、それらの積TS×EL）および最終焼鈍後の残留オーステナイトの形態（残留オーステナイトの体積率Vf[γ]、炭素濃度C[γ]）との関係を、二つの異なる鋼種１・２について示したものである。最終焼鈍では400℃付近での保定を行わずに、上記のとおり一気に室温付近まで冷却する条件で実施した。
鋼種による差は見られるが、最終焼鈍後の残留オーステナイト量は巻取り温度の低下によって増加し、さらに150℃以下になると低下する。特に巻取り温度150℃以上、400℃以下（好ましくは150℃〜350℃）での残留オーステナイト量は顕著に増加する。
最終焼鈍後の材質特性は、引張り強度に大きな変化は見られないが、残留オーステナイトの量の増加にともなって、延性は大きく向上している。残留オーステナイトによる加工誘起変態の効果によって、伸び特性が向上していることが言える。
残留オーステナイト中の炭素濃度を測定した結果も同図に示した。炭素濃度は巻取り温度350℃付近に最高値が見られるものの、巻取り温度が150℃以上、400℃以下の温度で0.9％以上の炭素濃度が得られており、室温でもオーステナイトが安定して存在するのに必要な炭素濃度が得られている。 FIG. 1 shows the concept of temperature history in hot rolling and annealing in the manufacturing process of the embodiment of the present invention, in which the horizontal axis represents time and the vertical axis represents temperature. From the left side of the figure, the range a indicates that a rough rolling process is performed, b indicates a finish rolling process, and c indicates a winding process.
2 (a) and 2 (b) show the coiling temperature (horizontal axis) after completion of hot rolling in the manufacturing process shown in FIG. 1 and the steel sheet material properties after final annealing (tensile strength TS, elongation value EL, etc. The relationship between the product TS × EL) and the form of retained austenite after final annealing (volume fraction of retained austenite Vf [γ], carbon concentration C [γ]) for two different steel types 1 and 2. is there. The final annealing was performed under the condition of cooling to near room temperature as described above without holding at around 400 ° C.
Although there is a difference depending on the steel type, the amount of retained austenite after final annealing increases with a decrease in the coiling temperature, and further decreases at 150 ° C. or less. In particular, the amount of retained austenite at a coiling temperature of 150 ° C. or higher and 400 ° C. or lower (preferably 150 ° C. to 350 ° C.) increases remarkably.
The material properties after the final annealing show no significant change in tensile strength, but the ductility is greatly improved as the amount of retained austenite increases. It can be said that the elongation characteristics are improved by the effect of the processing-induced transformation by retained austenite.
The results of measuring the carbon concentration in the retained austenite are also shown in the figure. Although the maximum carbon concentration is seen around the coiling temperature of 350 ° C, a carbon concentration of 0.9% or higher is obtained at temperatures of 150 ° C or higher and 400 ° C or lower, and austenite is stable even at room temperature. The carbon concentration necessary to exist is obtained.

但し、特定の熱延巻取温度をとるとき残留オーステナイト量が多く延性が高くなるという図２の効果は、いずれの成分範囲でも得られる効果ではない。数多くの実験の結果を解析したところ、当該図２の効果を得るためには、適正な成分範囲があることを見出した。本発明鋼の材質特性は焼入れ性を高める元素により整理が出来、その指数をMn当量として実験的に導いた。また良好な材質特性を得るためのMn当量の閾値は、最終焼鈍工程での冷却速度に依存することを見出したものである。その実験結果を図３に示す。
すなわち、図２に示す効果を得るためには（１）、（２）式に示す成分調整が重要なのである。
Mn当量（mass％）＝Mn+1.4Cr+3P +1.5Mo+180B （１）
Mn当量≦−0.005（ΔCR）＋ 2.4 （２）
ΔCR（℃/sec）：最終焼鈍での冷却速度
たとえば、最終焼鈍工程での冷却速度を前記のとおり10℃／sec以上にして350℃以下にまで冷却する場合、図２の効果を得るためには、Mn当量は2.35以下に抑える必要がある。 However, the effect of FIG. 2 that the amount of retained austenite is large and the ductility is high when a specific hot rolling coiling temperature is taken is not an effect obtained in any component range. As a result of analyzing many experimental results, it was found that there is an appropriate component range in order to obtain the effect of FIG. The material properties of the steel of the present invention can be organized by elements that enhance the hardenability, and the index was experimentally derived with the Mn equivalent as the index. Further, the inventors have found that the threshold value of Mn equivalent for obtaining good material properties depends on the cooling rate in the final annealing step. The experimental results are shown in FIG.
That is, in order to obtain the effect shown in FIG. 2, the component adjustment shown in equations (1) and (2) is important.
Mn equivalent (mass%) = Mn + 1.4Cr + 3P + 1.5Mo + 180B (1)
Mn equivalent ≤ -0.005 (ΔCR) + 2.4 (2)
ΔCR (° C./sec): Cooling rate in the final annealing For example, when the cooling rate in the final annealing step is set to 10 ° C./sec or more as described above to cool to 350 ° C. or less, in order to obtain the effect of FIG. Therefore, it is necessary to keep the Mn equivalent to 2.35 or less.

なお、図２における残留オーステナイトの測定はCuのＫα線を用いてX線回折法により求めた。板厚1/2t部位で表面電解研磨仕上げ後、オーステナイト相の（200）（220）（311）面とフェライト相の（200）（211）面の積分強度を測定し、それぞれの組合わせから算出される残留オーステナイト体積率の平均値を用いた。
また残留オーステナイト中の炭素濃度もX線回折法で、オーステナイト相の（111）（200）（220）（311）面のピーク強度を示す回折角を用い、オーステナイト相の格子定数を求めることで算出した。 In addition, the measurement of the retained austenite in FIG. 2 was calculated | required by the X ray diffraction method using the K alpha ray of Cu. After surface electropolishing finish at 1 / 2t thickness, the integrated strength of the (200) (220) (311) face of the austenite phase and the (200) (211) face of the ferrite phase is measured and calculated from the respective combinations. The average value of the retained austenite volume fraction was used.
The carbon concentration in the retained austenite is also calculated by X-ray diffraction, using the diffraction angle indicating the peak intensity of the (111) (200) (220) (311) plane of the austenite phase to obtain the lattice constant of the austenite phase. did.

図４に本発明鋼の代表的な断面組織について顕微鏡写真を示す。残留オーステナイト（写真中の白色の部分）はフェライト粒内および粒界にラス状に存在している。またマルテンサイト（写真中の黒色の部分）は同様の組織性状を示したものと、粒界３重点などに粒状の形をして存在するものとがある。本発明鋼の組織性状は残留オーステナイトとマルテンサイトが双方とも多量に混在していることが特徴である。
なお、図４では、EBSP法を用いてフェライト相とオーステナイト相の組織を識別している。 FIG. 4 shows a micrograph of a typical cross-sectional structure of the steel of the present invention. Residual austenite (white portion in the photograph) is present in the form of lath in the ferrite grains and at the grain boundaries. In addition, martensite (the black part in the photograph) has a similar texture, and a martensite is present in a granular shape at the grain boundary triple point. The structural properties of the steel of the present invention are characterized by a large amount of both retained austenite and martensite.
In FIG. 4, the structure of the ferrite phase and the austenite phase is identified using the EBSP method.

以下に本発明鋼の組織形成に至る機構について説明する。図５はその機構概念を示す。
150℃以上、400℃以下で巻取られた熱延板の組織（図５（ａ））は、下部ベイナイト組織であり、粒内には、主として、セメンタイトが鎖列状に分散している。これをAc1〜Ac3＋20℃にまで昇温すると、粒内のセメンタイト付近で優先的にオーステナイトが形成される（同（ｂ））。このオーステナイト形成場は炭化物が密集した状態であるので、高い炭素濃度のオーステナイトとなる。シリコン、アルミなどの元素が存在すると、それらは、フェライト中への炭素の拡散を抑制するので、さらにオーステナイト中の炭素濃度を高める結果になる。また、炭素は粒界を速い速度で拡散するので、粒界３重点などにおいては、平衡状態に近い炭素濃度に下がったオーステナイト粒が形成される。それが室温付近までに冷却されると、高炭素濃度のオーステナイトは残留オーステナイトと一部マルテンサイトに、低炭素濃度のオーステナイトはマルテンサイトに変態する（同（ｃ））ものと考えられる。
この時、（１）式中のMn当量が閾値以上に高くなると、高い炭素濃度のオーステナイトでもマルテンサイトに変態する比率が高くなり、残留オーステナイト量が減少し、材質特性の向上が図れないのである。
またAc1〜Ac3＋20℃焼鈍の際に再結晶や結晶粒成長などの粒界の移動が伴うと、フェライト粒内等に形成される高炭素濃度のオーステナイトは粒界に併呑されてしまい、オーステナイト中の炭素濃度は平衡状態へと低下する。従って再結晶や結晶粒成長を抑制することが本発明における重要な冶金学的要素である。極めて微細な結晶粒を有した鋼板や冷間圧延を行った鋼板ではAc1〜Ac3＋20℃焼鈍中に再結晶や結晶粒成長が発生しやすいため、チタンやニオブ等の粒界移動抑制元素は、これらの鋼板においては含有することが望ましい成分元素である。
本発明は、以上の知見に基づき開発されたものである。 The mechanism leading to the structure formation of the steel of the present invention will be described below. FIG. 5 shows the mechanism concept.
The structure of the hot-rolled sheet rolled up at 150 ° C. or more and 400 ° C. or less (FIG. 5A) is a lower bainite structure, and cementite is mainly dispersed in a chain form in the grains. When the temperature is raised to Ac1 to Ac3 + 20 ° C., austenite is preferentially formed in the vicinity of cementite in the grains ((b)). Since this austenite formation field is a state where carbides are densely packed, it becomes austenite having a high carbon concentration. When elements such as silicon and aluminum are present, they suppress the diffusion of carbon into the ferrite, resulting in a further increase in the carbon concentration in the austenite. Further, since carbon diffuses at grain boundaries at a high speed, austenite grains having a carbon concentration close to an equilibrium state are formed at grain boundary triple points and the like. When it is cooled to near room temperature, high carbon concentration austenite is transformed into retained austenite and part martensite, and low carbon concentration austenite is transformed into martensite ((c)).
At this time, if the Mn equivalent in the formula (1) becomes higher than the threshold, the ratio of transformation to martensite increases even with a high carbon concentration austenite, the amount of retained austenite decreases, and the material properties cannot be improved. .
In addition, when ac1 to ac3 + 20 ° C annealing is accompanied by the movement of grain boundaries such as recrystallization and grain growth, the high carbon concentration austenite formed in the ferrite grains and the like is combined with the grain boundaries, The carbon concentration decreases to an equilibrium state. Therefore, suppression of recrystallization and crystal grain growth is an important metallurgical element in the present invention. Steel sheets with extremely fine crystal grains and cold-rolled steel sheets are prone to recrystallization and grain growth during annealing in Ac1 to Ac3 + 20 ° C. In the steel plate, it is a desirable component element to be contained.
The present invention has been developed based on the above findings.

以下に発明の実施例を説明する。
表１に示す化学成分を有する溶鋼を、連続鋳造法もしくは鍛造法によりスラブ（圧延素材）とした。続いてこれらのスラブを再加熱し、熱間圧延を行い、熱延鋼板とした。 Examples of the invention will be described below.
The molten steel having chemical components shown in Table 1 was used as a slab (rolled material) by a continuous casting method or a forging method. Subsequently, these slabs were reheated and hot-rolled to obtain hot-rolled steel sheets.

前記した基準成分に調整した鋼種A、E、G、J、Kにおいては炭素、シリコン、マンガン、チタン量はそれぞれ、0.05〜0.20％、0.20〜1.20％、1.55〜1.85％、0.06〜0.15％で、鋼種Hはさらにアルミニウム0.50％としている。
また鋼種Iはチタン及びニオブの添加は無く、鋼種Cはチタン、ニオブ量をそれぞれ0.04％、0.03％、鋼種Dはチタンを添加せず、粒界移動抑制元素としてニオブを0.04％添加している。 In steel types A, E, G, J, and K adjusted to the above-described reference components, the amounts of carbon, silicon, manganese, and titanium are 0.05 to 0.20%, 0.20 to 1.20%, 1.55 to 1.85%, and 0.06 to 0.15%, respectively. Steel grade H is further 0.50% aluminum.
Steel type I has no addition of titanium and niobium, steel type C has titanium and niobium content of 0.04% and 0.03%, steel type D has no addition of titanium, and 0.04% of niobium is added as a grain boundary migration inhibiting element. .

比較例である鋼種B、F、Lは炭素、シリコン、マンガン量は基準範囲内にあるが、その他の添加及び不可避的元素によりMn当量が高く、基準範囲を外れている。
実施例では最終焼鈍過程での冷却速度を100℃/secとしたので、Mn当量との関係で（２）式が満たされないこととなる鋼種Fも比較例とした。 Steel types B, F, and L, which are comparative examples, have carbon, silicon, and manganese amounts within the standard range, but the Mn equivalent is high due to other additions and inevitable elements, and is outside the standard range.
In the examples, since the cooling rate in the final annealing process was set to 100 ° C./sec, steel type F that would not satisfy the formula (2) in relation to the Mn equivalent was also used as a comparative example.

熱間圧延については、実施例と比較例の各鋼種を、表２に示した条件で板厚1.4〜1.6mmに圧延し、熱延鋼板とした。表２中で下線を付けた数値は、基準となる条件を外れたものである。鋼種Ｂ・Ｆ・Ｌについては、化学組成が基準を外れるため鋼種の表示に下線を付けている。   About hot rolling, each steel type of an Example and a comparative example was rolled by sheet thickness 1.4-1.6mm on the conditions shown in Table 2, and it was set as the hot-rolled steel plate. The numbers underlined in Table 2 are outside the standard conditions. For steel grades B, F, and L, the chemical composition deviates from the standard, and the steel grade indication is underlined.

表２中No.２の熱間圧延の条件を除き、いずれの条件も最終段圧下率を15％以上もしくは累積歪み0.4以上とし、仕上げ圧延をAr3以上で終了させ、1秒以内に冷却を開始した。No.２の試験条件では最終段圧下率が15％以下で、累積歪みも0.4を下回り、圧延条件に関して基準を外れる。
その後、巻取り温度は100〜610℃の範囲で制御した。巻取り後の（熱間圧延段階の）各熱延鋼板の組織を同表に示す。150℃以上、400℃以下の低温巻取りを行ったものは下部ベイナイトを主とする組織であるのに対し、150℃以下は粒内に鎖列状のセメンタイトの析出が認められない完全なマルテンサイト相であり、400℃以上で巻き取ったものはフェライト、パーライトもしくは上部ベイナイトを主体とする組織である。なお、組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡にて観察した。 Except for the hot rolling conditions of No. 2 in Table 2, the final rolling reduction is 15% or more or the cumulative strain is 0.4 or more, finish rolling is finished with Ar3 or more, and cooling is started within 1 second. did. In the test conditions of No. 2, the final stage rolling reduction is 15% or less, the cumulative strain is also less than 0.4, and the rolling conditions are out of the standard.
Thereafter, the coiling temperature was controlled in the range of 100 to 610 ° C. The structure of each hot-rolled steel sheet after winding (in the hot rolling stage) is shown in the same table. The ones that have been subjected to low-temperature winding at 150 ° C or higher and 400 ° C or lower are structures mainly composed of lower bainite, whereas those below 150 ° C are completely martensite in which no precipitation of chain-like cementite is observed in the grains. The site phase, which is wound at 400 ° C. or higher, has a structure mainly composed of ferrite, pearlite, or upper bainite. In addition, the structure | tissue was observed with the optical microscope about the rolling direction cross section of the steel plate.

連続焼鈍については、800℃まで加熱後30秒等温保持し、その後690℃付近まで放冷後、気水冷却法にてΔ100℃/secで室温付近まで連続的に冷却した。また鋼種G、Kでは420〜430℃で冷却を停止し、その後数秒同温度で保定を行う条件も比較例として行った。   For continuous annealing, it was heated to 800 ° C. and kept isothermal for 30 seconds, then allowed to cool to about 690 ° C., and then continuously cooled to about room temperature at Δ100 ° C./sec by the air-water cooling method. In steel types G and K, the cooling was stopped at 420 to 430 ° C., and then the condition of holding at the same temperature for several seconds was performed as a comparative example.

連続焼鈍後のマルテンサイト体積率と残留オーステナイト体積率、及び引張り試験、穴拡げ試験の結果も表２に示した。表２において、TSは引張り強さ、ELは伸び値、λは穴拡げ率である。
鋼種A、C、Dの実施例（No.１、４、５）では、いずれの鋼種も比較的炭素量が少ないのでマルテンサイト量、残留オーステナイト量は少なく、強度レベルとしては低位であるが、比較的良い伸び特性を示し、良好な穴拡げ特性が得られている。
しかし比較例（No.３）の鋼種BはMn当量が高いため、焼鈍冷却時に十分な量の残留オーステナイトが得られず、鋼種Aの実施例と比較すると伸び特性が悪い。
また鋼種Aでは熱間圧延及び連続焼鈍での温度条件は基準範囲内であるが、熱間圧延での最終段圧下率が15％未満で、累積歪みも0.4％を下回る比較例（No.２）も示した。この条件では連続焼鈍条件で低温保定を行わずとも、残留オーステナイトが得られるが、組織が粗大であるため、同鋼種の実施例と比較し材質特性は劣る。
鋼種E、Kの例では熱間圧延での巻取り温度の水準を変更し、焼鈍後の組織及び材質への影響を調べている。巻取り温度が400℃を超える、もしくは150℃未満の比較例（No.６、７、８、１０、１８、１９）に対し、150℃以上、400℃以下の実施例（No.９、２１）では相対的に残留オーステナイト量は増加する傾向で、その分マルテンサイト量は低下する。それぞれの鋼種において、強度レベルは熱間圧延の巻取り温度水準の違いにより大きな変化はないが、実施例の伸び値は残留オーステナイト量の増加とともに向上している。さらに穴拡げ値も巻取り温度の低下に伴い向上する。
鋼種G、Kでは熱間圧延での巻取り温度は150℃以上、400℃以下に制御し、焼鈍後の冷却過程で420〜430℃保定を行う比較例（No.１２、１３、２０）と400℃付近で保定を行わない実施例（No.１４、２１）を示した。焼鈍後400℃付近で保定を行った場合、400℃付近で保定を行わない場合と比較し、残留オーステナイト量は増加するが、マルテンサイト量が著しく低下する。その結果、良好な伸び値は得られるものの強度レベルが著しく低下する。一方焼鈍後400℃付近で保定を行わない場合でも、豊富な残留オーステナイトが得られており、且つ豊富なマルテンサイトが得られているため強度レベルが高い。また強度・延性バランスを示すTS×EL（引張り強さTSと伸び値ELとの積）はTRIP鋼並みの高い値（20000MPa・％以上）を示し、高い強度の割に良好な伸び特性が得られている。 Table 2 also shows the martensite volume fraction and retained austenite volume fraction after continuous annealing, and the results of the tensile test and the hole expansion test. In Table 2, TS is the tensile strength, EL is the elongation value, and λ is the hole expansion rate.
In the examples of steel types A, C, and D (No. 1, 4, and 5), since all the steel types have a relatively small amount of carbon, the amount of martensite and the amount of retained austenite are small and the strength level is low. It exhibits relatively good elongation characteristics and good hole expansion characteristics.
However, since the steel type B of the comparative example (No. 3) has a high Mn equivalent, a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained at the time of annealing and cooling, and the elongation characteristics are poor as compared with the examples of the steel type A.
In steel type A, the temperature conditions in hot rolling and continuous annealing are within the standard range, but the final rolling reduction in hot rolling is less than 15% and the cumulative strain is less than 0.4% (No. 2) ). Under these conditions, retained austenite can be obtained without performing low-temperature holding under continuous annealing conditions, but since the structure is coarse, the material properties are inferior compared to the examples of the same steel type.
In the examples of steel types E and K, the level of the coiling temperature in hot rolling is changed, and the influence on the structure and material after annealing is investigated. Examples (Nos. 9 and 21) in which the coiling temperature is higher than 400 ° C. or lower than 150 ° C. (No. 6, 7, 8, 10, 18, 19) and higher than 150 ° C. and 400 ° C. or lower. ), The amount of retained austenite tends to increase relatively, and the amount of martensite decreases accordingly. In each steel type, the strength level does not change greatly due to the difference in the coiling temperature level of hot rolling, but the elongation values in the examples are improved as the amount of retained austenite increases. Furthermore, the hole expansion value also increases as the winding temperature decreases.
In steel types G and K, the coiling temperature in hot rolling is controlled to 150 ° C. or more and 400 ° C. or less, and Comparative Examples (No. 12, 13, 20) in which 420 to 430 ° C. is maintained in the cooling process after annealing. Examples (Nos. 14 and 21) in which the retention was not performed at around 400 ° C. are shown. When holding at around 400 ° C. after annealing, the amount of retained austenite increases, but the amount of martensite decreases significantly compared to the case of not holding at around 400 ° C. As a result, although a good elongation value is obtained, the strength level is significantly reduced. On the other hand, even when annealing is not performed at around 400 ° C., abundant retained austenite is obtained, and abundant martensite is obtained, so that the strength level is high. In addition, TS × EL (product of tensile strength TS and elongation value EL), which shows a balance between strength and ductility, is as high as TRIP steel (20,000MPa ·% or more), and good elongation characteristics are obtained for high strength. It has been.

図６に、鋼種E、G、Kの実施例及び比較例を引張り強度と伸び値で整理した結果を示す。熱間圧延での巻取り温度が基準範囲外の比較例に対し、基準範囲内の実施例は同強度レベルでも良い伸び特性が得られる。
また焼鈍後400℃付近で保定を行った比較例に対し、保定を行わない実施例は強度レベルが高く、強度・延性バランスも良好である。 FIG. 6 shows the results of arranging examples and comparative examples of steel types E, G, and K by tensile strength and elongation value. In contrast to the comparative example in which the coiling temperature in the hot rolling is out of the reference range, the examples in the reference range can obtain elongation characteristics that may be at the same strength level.
Further, in contrast to the comparative example in which the holding is performed at around 400 ° C. after annealing, the example in which the holding is not performed has a high strength level and a good balance between strength and ductility.

マルテンサイトの体積率は、鋼板の圧延方向断面を研磨後、4％ピクリン酸アルコールと2％ピロ硫酸ナトリウムを１対１に混合した液でエッチングし、板厚方向1/4の位置を光学顕微鏡により観察し、画像解析処理により白色にエッチングされたマルテンサイトを測定して求めた。
残留オーステナイトの体積率はX線回折法により算出した。
引張り特性（引張り強さTS、伸び値EL）はJIS5号試験片形状にて引張り試験し測定した。
穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001−1996穴拡げ試験方法に基づき穴拡げ率を測定、評価したものである。 The volume ratio of martensite is determined by polishing the cross section in the rolling direction of the steel sheet and then etching with a solution of 4% picric alcohol and 2% sodium pyrosulfate in a one-to-one relationship. And martensite etched in white by image analysis processing was measured and determined.
The volume fraction of retained austenite was calculated by the X-ray diffraction method.
Tensile properties (tensile strength TS, elongation value EL) were measured by tensile testing with the shape of JIS No. 5 test piece.
The hole expansion test is a measurement and evaluation of the hole expansion rate based on the Japan Iron and Steel Federation standard JFS T 1001-1996 hole expansion test method.

以上のように低合金組成において高強度で高延性な特性を示す実施例の高強度鋼板は、自動車構造用部材等として使用するのに好適である。
例えば自動車のセンターピラーのように、ドアの支持とともに衝突時の変形防止等に必要な引張り強度が求められる他、プレス成形等のため曲げ、絞り加工性、関連機器の取付け穴を形成するための穴拡げ加工性、さらには他の車体部品と接合するための溶接性などにつき高いレベルが要求される部材として、極めて好ましい鋼板といえる。 As described above, the high-strength steel sheets of the examples showing high strength and high ductility characteristics in a low alloy composition are suitable for use as automobile structural members and the like.
For example, the center pillar of an automobile requires the tensile strength necessary to prevent deformation at the time of collision as well as the support of the door, as well as bending, drawing workability for press molding, etc., to form mounting holes for related equipment It can be said that it is a very preferable steel plate as a member that requires a high level of hole expansion workability and further weldability for joining with other body parts.

この発明の実施形態の製造プロセスにおける熱間圧延及び焼鈍での温度履歴の概念を示す線図である。It is a diagram which shows the concept of the temperature history in the hot rolling and annealing in the manufacturing process of embodiment of this invention. 図２（ａ）・（ｂ）は、熱間圧延完了後の巻取り温度と最終焼鈍後の鋼板材質特性および残留オーステナイトの形態との関係を、二つの異なる鋼種１・２について示す図である。2 (a) and 2 (b) are diagrams showing the relationship between the coiling temperature after completion of hot rolling, the steel sheet material properties after final annealing, and the form of retained austenite for two different steel types 1 and 2. . 良好な材質特性を得るためのMn当量の閾値が最終焼鈍工程での冷却速度に依存することについて、実験結果を示す図である。It is a figure which shows an experimental result about the threshold value of Mn equivalent for obtaining a favorable material characteristic depending on the cooling rate in the last annealing process. 本発明による高強度鋼板についての代表的な断面組織写真である。It is a typical cross-sectional structure | tissue photograph about the high strength steel plate by this invention. 図５（ａ）・（ｂ）・（ｃ）は、本発明による高強度鋼板の組織形成に至る機構について説明する概念図である。FIGS. 5A, 5B, and 5C are conceptual diagrams for explaining a mechanism that leads to formation of a structure of a high-strength steel sheet according to the present invention. 本発明による高強度鋼板の実施例とそうでない比較例とを、引張り強度と伸び値で整理した結果を示す図である。It is a figure which shows the result which arranged the Example of the high strength steel plate by this invention, and the comparative example which is not so with the tensile strength and the elongation value.

Claims (12)

質量％でC：0.05〜0.25％、Si：0.01〜1.50％、Mn：0.6〜2.2％、Al：0.01〜1.50％を含有し残部Feおよび不純物よりなり、Mn当量が2.35以下であり、
平均粒径が10μm以下のフェライトの粒内および粒界に、体積率で３％以上、炭素濃度が質量％で0.9％以上のラス状オーステナイトと、体積率で10％以上の、ラス状もしくは平均粒径が10μm以下の粒状のマルテンサイトとが存在することを特徴とする高強度鋼板。
ただしMn当量は、含有する各成分元素の質量％より下記式にて算出される値である。
Mn当量＝Mn+1.4Cr+3P +1.5Mo+180B C: 0.05 to 0.25% by mass, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.6 to 2.2%, Al: 0.01 to 1.50%, the balance is Fe and impurities, Mn equivalent is 2.35 or less,
Lath-like austenite with a volume fraction of 3% or more and a carbon concentration of 0.9% or more in mass% and a lath-like or average with a volume ratio of 10% or more in the grains and at the grain boundaries of ferrite having an average grain size of 10 μm or less A high-strength steel sheet characterized by the presence of granular martensite having a particle size of 10 µm or less.
However, Mn equivalent is a value calculated by the following formula from the mass% of each component element to contain.
Mn equivalent = Mn + 1.4Cr + 3P + 1.5Mo + 180B Ti：0.02〜0.22％、Nb：0.02〜0.10％のいずれか一方または両方をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載した高強度鋼板。   The high-strength steel sheet according to claim 1, further comprising any one or both of Ti: 0.02 to 0.22% and Nb: 0.02 to 0.10%. Cu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちいずれか一以上をさらに含有することを特徴とする請求項１または２に記載した高強度鋼板。   It further contains any one or more of Cu: 0.01-1.0%, Ni: 0.01-1.0%, Cr: 0.01-1.0%, Mo: 0.01-1.0%, It described in Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned High strength steel plate. 引張り強さ（MPa）と伸び値（％）との積が20000（MPa・％）以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載した高強度鋼板。 The high strength steel sheet according to any one of claims 1 to 3 , wherein a product of tensile strength (MPa) and elongation value (%) is 20000 (MPa ·%) or more. 質量％でC：0.05〜0.25％、Si：0.01〜1.50％、Mn：0.6〜2.2％、Al：0.01〜1.50％を含み、残部Feおよび不純物よりなり、Mn当量が2.35以下であり、
旧オーステナイト粒径が20μm以下で、粒内に粒子径で１μm以下のセメンタイトが鎖列状に分散した下部ベイナイト組織を有することを特徴とする未焼鈍高強度鋼板。
ただしMn当量は、含有する各成分元素の質量％より下記式にて算出される値である。
Mn当量＝Mn+1.4Cr+3P +1.5Mo+180B % By weight C: 0.05~0.25%, Si: 0.01~1.50 %, Mn: 0.6~2.2%, Al: 0.01~1.50% only contains, consists balance of Fe and impurities, Mn eq is at 2.35 or less,
An unannealed high-strength steel sheet characterized by having a lower bainite structure in which cementite having a prior austenite grain size of 20 μm or less and having a grain size of 1 μm or less dispersed in a chain form.
However, Mn equivalent is a value calculated by the following formula from the mass% of each component element to contain.
Mn equivalent = Mn + 1.4Cr + 3P + 1.5Mo + 180B Ti：0.02〜0.22％、Nb：0.02〜0.10％のいずれか一方もしくは両方をさらに含有することを特徴とする請求項５に記載の未焼鈍高強度鋼板。The unannealed high-strength steel sheet according to claim 5, further comprising any one or both of Ti: 0.02 to 0.22% and Nb: 0.02 to 0.10%. Cu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちいずれか一以上をさらに含有することを特徴とする請求項５または６に記載の未焼鈍高強度鋼板。It further contains any one or more of Cu: 0.01-1.0%, Ni: 0.01-1.0%, Cr: 0.01-1.0%, Mo: 0.01-1.0%, The claim 5 or 6 characterized by the above-mentioned. Unannealed high strength steel sheet. 質量％でC：0.05〜0.25％、Si：0.01〜1.50％、Mn：0.6〜2.2％、Al：0.01〜1.50％を含み、残部Feおよび不純物よりなり、Mn当量が2.35以下である鋼材を、
複数スタンドを有する熱間圧延機によって、累積歪みが0.4以上になるか、または使用する最終スタンドにおける圧下率が15％以上になるように熱間圧延するとともに、圧延終了時のAr3以上の温度から冷却を開始し、150℃以上、400℃以下の温度範囲で巻き取ることを特徴とする未焼鈍高強度鋼板の製造方法。
ただしMn当量は、含有する各成分元素の質量％より下記式にて算出される値である。
Mn当量＝Mn+1.4Cr+3P +1.5Mo+180B 0.05~0.25%, Si:: C mass% 0.01~1.50%, Mn: 0.6~2.2% , Al: 0.01~1.50% only contains, consists balance Fe and impurities, the steel Mn eq is 2.35 or less ,
With a hot rolling mill having multiple stands, hot rolling is performed so that the cumulative strain is 0.4 or more, or the rolling reduction in the final stand to be used is 15% or more, and from the temperature of Ar3 or more at the end of rolling. A method for producing an unannealed high-strength steel sheet, which starts cooling and winds in a temperature range of 150 ° C or higher and 400 ° C or lower.
However, Mn equivalent is a value calculated by the following formula from the mass% of each component element to contain.
Mn equivalent = Mn + 1.4Cr + 3P + 1.5Mo + 180B 上記鋼材が、Ti：0.02〜0.22％、Nb：0.02〜0.10％のいずれか一方もしくは両方をさらに含有することを特徴とする請求項８に記載した未焼鈍高強度鋼板の製造方法。The method for producing an unannealed high-strength steel sheet according to claim 8, wherein the steel material further contains any one or both of Ti: 0.02 to 0.22% and Nb: 0.02 to 0.10%. 上記鋼材が、Cu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％のうちいずれか一以上をさらに含有することを特徴とする請求項８または９に記載した未焼鈍高強度鋼板の製造方法。The steel material further contains at least one of Cu: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, or The manufacturing method of the unannealed high-strength steel plate described in 9. 請求項８〜１０のうちいずれかに記載した未焼鈍高強度鋼板の製造方法によって得た未焼鈍高強度鋼板を、
焼鈍のためにAc1以上、Ac3＋20℃以下の温度まで加熱し、当該温度に保持した後、10℃／sec以上の速度ΔCRで350℃以下まで連続的に冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 An unannealed high-strength steel sheet obtained by the method for producing an unannealed high-strength steel sheet according to any one of claims 8 to 10 ,
A high-strength steel sheet that is heated to a temperature of Ac1 or higher and Ac3 + 20 ° C or lower for annealing, held at that temperature, and then continuously cooled to 350 ° C or lower at a rate ΔCR of 10 ° C / sec or higher. Production method. 上記したMn当量と、上記した焼鈍後の冷却の速度ΔCRとの関係を、
Mn当量≦−0.005（ΔCR）＋ 2.4
とすることを特徴とする請求項１１に記載した高強度鋼板の製造方法。 The relationship between the Mn equivalent described above and the cooling rate ΔCR after the annealing described above,
Mn equivalent ≤ -0.005 (ΔCR) + 2.4
The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 11 .