JP5403660B2 - High strength steel plate and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
本発明は、高強度と高延性という相反する特性を備えた高強度鋼板に関する。 The present invention relates to a high-strength steel sheet having conflicting characteristics of high strength and high ductility.
近年、自動車の衝突安全性への要求が高まってきており、衝突時において乗員の生存空間を確保し乗員を保護するための車体技術の開発が進められている。実際の事故での自動車の衝突方向は前面、側面、後面など様々であるが、乗員保護の観点から見ると、特に、側面からの衝突が重要である。その理由は、センターピラーやサイドピラーなどの車体構造部材から乗員への距離が近いため、衝突時に変形した車体が乗員に干渉する可能性が高いためである。そのため、近年、側面衝突時に重要となるセンターピラー等の車体構造部品には、できるだけ降伏点が高い鋼板を適用したいとの要望がある。 In recent years, there has been an increasing demand for collision safety of automobiles, and the development of vehicle body technology for protecting the occupant's living space and protecting the occupant in the event of a collision has been promoted. The collision direction of an automobile in an actual accident is various, such as the front, side, and rear, but from the viewpoint of occupant protection, collision from the side is particularly important. The reason is that since the distance from the vehicle body structural member such as the center pillar and the side pillar to the occupant is close, there is a high possibility that the deformed vehicle body will interfere with the occupant. Therefore, in recent years, there is a demand for applying a steel plate having a high yield point as much as possible to vehicle body structural parts such as a center pillar, which are important in a side collision.
しかしながら、一般的に鋼板の強度を上げると延性が低下し、プレス成形性が低下するので、使用できる鋼板の強度には制約がある。そのために、部品の断面形状を簡素化する必要が生じたり、比較的強度の低い鋼板を使用せざるを得ない。一方、必要な衝突特性を得るためには、素材の板厚を厚くする必要があり、その結果、車体の重量が増加してしまう。 However, generally, when the strength of the steel sheet is increased, the ductility is lowered and the press formability is lowered. Therefore, the strength of the usable steel sheet is limited. For this reason, it is necessary to simplify the cross-sectional shape of the component, or it is necessary to use a steel plate having a relatively low strength. On the other hand, in order to obtain necessary collision characteristics, it is necessary to increase the thickness of the material, and as a result, the weight of the vehicle body increases.
現在、自動車車体用の鋼板としては、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＡ２００１「自動車用冷間圧延鋼板および鋼帯」に記載された各種鋼板が広く使用されており、特に、センターピラー等の側面衝突対応部品には、引張強度が５９０ＭＰａや、７８０ＭＰａといった水準の鋼板が広く適用されている。このような鋼板よりも強度の高いＪＦＳＡ２００１で規定されたＪＳＣ９８０Ｙ種やＪＳＣ１１８０Ｙ種といった鋼板が使用できれば、板厚を低減して車体の軽量化を図ることができる。しかしながら、実際には、プレス成形性の問題から困難が伴う。ＪＦＳＡ２００１には、板厚１ｍｍのＪＳＣ７８０Ｙ種の全伸びは１４〜２７％と規定されている。したがって、現状でＪＳＣ７８０Ｙ種を適用している部品においては、少なくとも１５％程度以上の伸びを有する鋼板でなければ、代替鋼板としての適用は難しい。 Currently, as steel plates for automobile bodies, various steel plates described in the Japan Iron and Steel Federation standard JFSA2001 “Cold rolled steel plates and strips for automobiles” are widely used, especially for side collision compatible parts such as center pillars. Are widely applied to steel plates having a tensile strength of 590 MPa or 780 MPa. If a steel plate such as JSC980Y type or JSC1180Y type specified by JFSA2001 having higher strength than such a steel plate can be used, the thickness of the vehicle body can be reduced by reducing the plate thickness. However, in reality, there are difficulties due to the problem of press formability. In JFSA2001, the total elongation of JSC780Y type having a plate thickness of 1 mm is defined as 14 to 27%. Therefore, in a part to which JSC780Y type is currently applied, it is difficult to apply as a substitute steel sheet unless it is a steel sheet having an elongation of at least about 15%.
たとえばＪＳＣ１１８０Ｙ種では、降伏点は８２５〜１２１５ＭＰａであるが、全伸びは６〜１７％にすぎない。本発明者等が実際にＪＳＣ１１８０Ｙ種でＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を作製して引張試験を行った結果では、全伸びは８％程度であった。この程度の全伸びでは、ＪＳＣ７８０Ｙ種の代替鋼板としての適用は困難である。現状の自動車用鋼板の技術で高強度と高延性の両立が困難なのは、鋼の高強度化手法として、主に焼入組織強化が用いられるためである。金属組織の主体はマルテンサイトであり、高強度である一方延性に乏しいため、鋼板の伸びも大きく低下してしまう。 For example, in the JSC1180Y type, the yield point is 825 to 1215 MPa, but the total elongation is only 6 to 17%. As a result of actually making a No. 5 test piece of JIS Z2201 by JSC1180Y type and performing a tensile test, the present inventors found that the total elongation was about 8%. With this total elongation, it is difficult to apply as an alternative steel sheet of JSC780Y type. The reason why it is difficult to achieve both high strength and high ductility with the current technology of steel sheets for automobiles is that hardening structure strengthening is mainly used as a technique for increasing the strength of steel. The main body of the metal structure is martensite, which is high in strength but lacks ductility, so that the elongation of the steel sheet is also greatly reduced.
高強度と成形性を両立させた鋼板の要望は従来から高いが、鋼板の強度を上げるためにマルテンサイト組織を生成すると、前述のとおり延性が著しく低下する。一方、マルテンサイト組織を生成せず、フェライト組織に固溶強化元素を添加したり、析出物を析出させるという技術も鋼の強化手法として考えられるが、そのような強化手法では得られる強度には限界がある。マルテンサイト組織、フェライト組織の他の鋼の組織としては、オーステナイトがある。オーステナイト組織は、その結晶構造がマルテンサイト組織やフェライト組織とは異なることから、比較的良好な延性を有している。しかしながら、オーステナイト組織では得られる強度に限界があった。さらには、室温で鋼の組織をオーステナイトとするには、多量のＮｉやＣｒの添加が必要であり合金コストが増大するという問題がある。合金コストの問題を解決するために、近年、Ｎｉを低減してＭｎを多量に添加することで金属組織をオーステナイトとし、高強度と高延性の両立を図る技術が検討されている。 The demand for a steel sheet having both high strength and formability has been high, but when a martensite structure is generated to increase the strength of the steel sheet, the ductility is significantly reduced as described above. On the other hand, a technique of adding a solid solution strengthening element to a ferrite structure without forming a martensite structure or precipitating precipitates is also considered as a steel strengthening technique. There is a limit. Examples of other steel structures of martensite structure and ferrite structure include austenite. The austenite structure has relatively good ductility because its crystal structure is different from the martensite structure and ferrite structure. However, the austenite structure has a limit in the strength that can be obtained. Furthermore, in order to change the steel structure to austenite at room temperature, a large amount of Ni or Cr needs to be added, resulting in an increase in alloy costs. In order to solve the problem of alloy costs, in recent years, a technique for reducing the Ni content and adding a large amount of Mn to make the metal structure austenite to achieve both high strength and high ductility has been studied.
たとえば、特許文献１には、２５重量％程度のＭｎと、ＳｉとＡｌを合計で１２重量％以下の範囲で含有するオーステナイト鋼であって、ＴＷＩＰ（双晶誘起塑性）およびＴＲＩＰ（変態誘起塑性）の特性を備えており、降伏応力が４００ＭＰａ以上、引張強さが１１００ＭＰａに達すること、均一伸びが７０％に達し、最大伸びが９０％に達する鋼板が開示されている。 For example, Patent Document 1 discloses an austenitic steel containing about 25 wt% of Mn, Si and Al in a total range of 12 wt% or less, and includes TWIP (twinning induced plasticity) and TRIP (transformation induced plasticity). ), A steel sheet with a yield stress of 400 MPa or more, a tensile strength of 1100 MPa, a uniform elongation of 70%, and a maximum elongation of 90% is disclosed.
また、特許文献２には、オーステナイト組織の弱点である低い降伏強度を改善するために、１０〜４５重量％のＭｎ、５〜１５重量％のＡｌ、０．５〜２％のＡｌを含有し、オーステナイトもしくはオーステナイトとフェライトのマトリクスに、ペロブスカイト相（κ相）を析出させた低加工硬化型鉄合金が開示されている。 Patent Document 2 contains 10 to 45% by weight of Mn, 5 to 15% by weight of Al, and 0.5 to 2% of Al in order to improve the low yield strength, which is a weak point of the austenite structure. A low work hardening type iron alloy in which a perovskite phase (κ phase) is precipitated in a matrix of austenite or austenite and ferrite is disclosed.
特許文献１，２に開示されている鋼板や鉄合金は、いずれも、多量のＭｎを鋼に添加することで金属組織の全てまたは一部をオーステナイトとし、強度と延性のバランス向上を狙ったものである。しかしながら、いずれの技術も下記のような不都合がある。 The steel sheets and iron alloys disclosed in Patent Documents 1 and 2 both aim to improve the balance between strength and ductility by adding a large amount of Mn to the steel to make all or part of the metal structure austenite. It is. However, both techniques have the following disadvantages.
特許文献１に開示されている鋼板は、伸びは高いものの、降伏応力は４００ＭＰａ以上とされている。センターピラー等の側面衝突対応部品においては、高い降伏点が求められており、特許文献１の鋼板では不十分である。さらに、引張強さが１１００ＭＰａに達するとされているが、これも十分とはいえず、自動車車体の乗員空間をより強固に保護するには、さらに高い引張強さが必要となる。 Although the steel sheet disclosed in Patent Document 1 has high elongation, the yield stress is 400 MPa or more. A high yield point is required for side collision compatible parts such as center pillars, and the steel sheet of Patent Document 1 is insufficient. Furthermore, although it is said that the tensile strength reaches 1100 MPa, this is not sufficient, and a higher tensile strength is required to protect the passenger space of the automobile body more firmly.
特許文献２に開示されている鉄合金は、金属組織がオーステナイト単相もしくはオーステナイトとフェライトの混合組織であり、ペロブスカイト型のκ相と呼ばれる析出相を析出させることで、高強度化を図ったものである。鉄合金の特性については、８００ＭＰａ以上の降伏点と１８％以上の全伸びを有しているものの、κ相を析出させるためには、５〜１５％以上の多量のＡｌと、１％以上のＣの添加が必要となる。多量のＡｌの添加は大幅なコスト上昇を招き、多量のＣの添加は、溶接部の靭性低下が顕著になるため自動車車体への適用は困難である。 In the iron alloy disclosed in Patent Document 2, the metal structure is an austenite single phase or a mixed structure of austenite and ferrite, and a precipitation phase called a perovskite type κ phase is precipitated to increase the strength. It is. As for the characteristics of the iron alloy, although it has a yield point of 800 MPa or more and a total elongation of 18% or more, in order to precipitate the κ phase, a large amount of Al of 5-15% or more and 1% or more Addition of C is required. The addition of a large amount of Al causes a significant cost increase, and the addition of a large amount of C is difficult to apply to an automobile body because the toughness of the welded portion is significantly reduced.
以上のように、オーステナイト組織は高延性であるが、オーステナイト単相のままでは降伏強度が不十分であり、また、降伏強度を上昇させる手法は存在しても、低コストで実現することが不可能であった。本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであり、特殊な析出物を必要とせずに、金属組織の形態と寸法を適正に制御することによって、プレス成形が可能な十分な伸びと、衝突性能を確保するための高い降伏強度を同時に有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的としている。具体的には、本発明は、降伏点が７８０ＭＰａ以上で１５％以上の全伸びを有する高強度鋼板を提供するものである。 As described above, the austenite structure is highly ductile, but the yield strength is insufficient if the austenite single phase remains as it is, and even if there is a method for increasing the yield strength, it cannot be realized at low cost. It was possible. The present invention has been made in view of the circumstances as described above, and does not require special precipitates, and by appropriately controlling the shape and dimensions of the metal structure, sufficient elongation capable of press forming is achieved. And it aims at providing the high-strength steel plate which has high yield strength for ensuring collision performance simultaneously, and its manufacturing method. Specifically, the present invention provides a high-strength steel sheet having a yield point of 780 MPa or more and a total elongation of 15% or more.
本発明者は、降伏点を高めながら伸びを確保できる高強度鋼板について研究を重ねた結果、金属組織をオーステナイト相とフェライト相がラメラ状に積層した組織とし、かつそれぞれの相の厚みを所定の値以下に微細化することで、降伏点を上げながらも十分な延性を確保できるとの知見を得た。 As a result of repeated research on a high-strength steel sheet that can ensure elongation while increasing the yield point, the inventor has made the metal structure a structure in which an austenite phase and a ferrite phase are laminated in a lamellar shape, and the thickness of each phase is set to a predetermined value It was found that sufficient ductility can be ensured while raising the yield point by miniaturizing below the value.
本発明の高強度鋼板は上記知見に基づいてなされたもので、金属組織がオーステナイト相とフェライト相からなる高強度鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．００２％〜０．６％、Ｓｉ：０．００１％〜４％、Ｍｎ：１２％〜２１％、Ａｌ：０．３％〜６．５％、Ｐ：０．００１０〜０．０２％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、オーステナイト相とフェライト相が交互に積層したラメラ組織であり、金属組織に占めるフェライト相の面積率が１０％〜５０％で残部がオーステナイト相であり、オーステナイト相およびフェライト相の板厚方向の平均厚さがそれぞれ１０μｍ以下と６μｍ以下であることを特徴とする。 The high-strength steel sheet of the present invention was made based on the above findings, and is a high-strength steel sheet having a metal structure composed of an austenite phase and a ferrite phase, and in mass%, C: 0.002% to 0.6%, Si: 0.001% to 4%, Mn: 12% to 21%, Al: 0.3% to 6.5%, P: 0.0010 to 0.02%, S: 0.0001 to 0.02 The balance is composed of Fe and inevitable impurities, and a lamellar structure in which austenite and ferrite phases are alternately laminated. The area ratio of the ferrite phase in the metal structure is 10% to 50%, and the balance is the austenite phase. The average thickness of the austenite phase and the ferrite phase in the thickness direction is 10 μm or less and 6 μm or less, respectively.
ここで、本発明の高強度鋼板では、好適には、降伏強度が７８０ＭＰａ以上、全伸びが１５％以上である。
Here, in the high strength steel sheet of the present invention , preferably, the yield strength is 780 MPa or more and the total elongation is 15% or more.
また、本発明の高強度鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００２％〜０．６％、Ｓｉ：０．００１％〜４％、Ｍｎ：１２％〜２１％、Ａｌ：０．３％〜６．５％、Ｐ：０．００１０〜０．０２％、Ｓ：０．０００１〜０．０２％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブに対し、４００〜６００℃の温度域で圧延率７５％以上の圧延を施すことを特徴とする。また、上記の圧延を施した後に、４００〜７００℃での焼鈍を施すと好適である。 Moreover, the manufacturing method of the high strength steel plate of this invention is the mass%, C: 0.002% -0.6%, Si: 0.001% -4%, Mn: 12% -21%, Al: 0 0.3 to 6.5%, P: 0.0010 to 0.02%, S: 0.0001 to 0.02%, and the balance is 400 to 600 for steel slabs composed of Fe and inevitable impurities. The rolling is performed at a rolling rate of 75% or more in a temperature range of ° C. Moreover, after performing said rolling, it is suitable to anneal at 400-700 degreeC.
本発明によれば、降伏点が７８０ＭＰａ以上かつ全伸び１５％以上という、従来は得られなかった良好な強度と延性のバランスを有する鋼板を低コストで提供することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the steel plate which has the balance of the favorable intensity | strength and ductility which a yield point was 780 Mpa or more and total elongation 15% or more was not obtained conventionally can be provided at low cost.
まず、本発明の金属組織について説明する。本発明の高強度鋼板の金属組織は、オーステナイト相とフェライト相が積層したものであって、オーステナイト相、フェライト相それぞれの平均厚みがそれぞれ１０μｍ以下、６μｍ以下と非常に薄いことを特徴としている。本発明は、延性が高く強度が低いオーステナイトと、強度が高いフェライトとの複合組織とすることで、両者の特徴を合わせ持った素材とするものであり、これは従来からある２相ステンレスの考え方と大きな違いはない。本発明が従来の技術と異なるのは、その金属組織において、それぞれの相を高強度鋼板の圧延方向に連続した形態とし、かつそれぞれの相の厚みを非常に薄く制御しているという２点にある。 First, the metal structure of the present invention will be described. The metal structure of the high-strength steel sheet of the present invention is a laminate of an austenite phase and a ferrite phase, and the average thickness of each of the austenite phase and the ferrite phase is very thin, 10 μm or less and 6 μm or less, respectively. In the present invention, a composite structure of austenite having high ductility and low strength and ferrite having high strength is used to obtain a material having both characteristics. This is a conventional concept of duplex stainless steel. There is no big difference. The present invention differs from the prior art in that the metal structure has a continuous form in the rolling direction of the high-strength steel sheet and the thickness of each phase is controlled to be very thin. is there.
まず前者について説明する。複合組織の引張り時の強度は、その材料を構成する相それぞれの強度に分率を乗じて加えたもの、いわゆる複合則から予測できる。しかしながら複合材の強度が複合則通りになるのは、それぞれの相が引張り軸方向に連続している場合であり、相が引張方向に分断されている場合や、そもそもそれぞれの相が粒状であるような場合には、複合則から予測される強度よりも、実際の強度の方が低くなる。そのため、本発明においては、最も強度が高くなるよう、それぞれの相を高強度鋼板の圧延方向に連続した形態に制御している。 First, the former will be described. The tensile strength of the composite structure can be predicted from the so-called composite law, which is obtained by multiplying the strength of each phase constituting the material by the fraction. However, the strength of the composite material is in accordance with the composite law when each phase is continuous in the direction of the tensile axis, when the phase is divided in the tensile direction, or in the first place, each phase is granular. In such a case, the actual intensity is lower than the intensity predicted from the compound rule. Therefore, in the present invention, each phase is controlled in a continuous form in the rolling direction of the high-strength steel plate so that the strength becomes the highest.
次に、後者の相の厚みについて説明する。相の厚みを小さくすることは、材料の結晶粒を微細化することと同等の効果を有する。結晶粒径が金属材料の降伏強度に及ぼす影響は、下記に示すホール・ペッチの関係で示される。ただし、式中σｙは降伏強度、ｄは結晶粒径、σ０とｋは定数である。
σｙ ＝σ０ ＋ｋｄ−１／２ ・・・・・・・・・・（１）
Next, the thickness of the latter phase will be described. Reducing the thickness of the phase has the same effect as making the crystal grains of the material finer. The influence of the crystal grain size on the yield strength of the metal material is shown by the Hall-Petch relationship shown below. Where σy is the yield strength, d is the crystal grain size, and σ0 and k are constants.
σy = σ0 + kd−1 / 2 (1)
本発明の高強度鋼板における層状組織の厚みｔを（１）式のｄに置き換えても式は成り立つので、本発明においては、相の厚みを小さくすることで、高い降伏強度を得ることができる。一般的には、材料の降伏強度を高めると延性は低下するという関係があるが、本発明の高強度鋼板は、高い降伏強度を持ちながらも高い延性を有している。その理由は以下のとおりである。 Even if the thickness t of the layered structure in the high-strength steel sheet of the present invention is replaced with d in the formula (1), the formula is established. Therefore, in the present invention, high yield strength can be obtained by reducing the thickness of the phase. . Generally, there is a relationship that the ductility decreases when the yield strength of the material is increased, but the high-strength steel sheet of the present invention has high ductility while having high yield strength. The reason is as follows.
これまでの報告によれば、フェライト相単相組織を有する鋼の（１）式のｋの値が約６７０ＭＰａ・μｍ０．５（R.A.Jago and N.Hansen, Acta Metallurgica Vol.34 (1986), pp.1711-1720）であるのに対して、オーステナイト単相組織を有する鋼のｋの値は３００ＭＰａ・μｍ０．５程度（X.H.Chen等, Scripta Materialia Vol.52(2005), pp.1039-1044）から４９０ＭＰａ・μｍ０．５程度（A.Di.Schino等, Materials Letters Vol.57(2003), pp.1830-1834）と低い。そのため、フェライトとオーステナイトの両相を微細な層状組織とした場合、オーステナイト相よりもフェライト相の方が強度が高くなる。 According to previous reports, the value of k in the formula (1) of steel having a single phase structure of ferrite phase is about 670 MPa · μm 0.5 (RAJago and N. Hansen, Acta Metallurgica Vol. 34 (1986), pp. 1711-1720), whereas the k value of steel with austenite single phase structure is about 300 MPa · μm0.5 (XHChen et al., Scripta Materialia Vol.52 (2005), pp.1039-1044) To about 490 MPa · μm 0.5 (A. Di. Schino et al., Materials Letters Vol. 57 (2003), pp. 1830-1834). Therefore, when both the ferrite and austenite phases have a fine layered structure, the strength of the ferrite phase is higher than that of the austenite phase.
本発明の高強度鋼板においては、層状組織の厚みを薄く制御しているため、材料の変形に際して、オーステナイトは、隣接した高強度のフェライトの拘束力が高いために、非常に大きな変形を受ける。加えて、室温においてオーステナイト相は、フェライト相と比較した場合、動的回復が起こりにくく、また成分によっては塑性加工誘起変態（ＴＲＩＰ）や双晶変形が生じるため、変形が生じた後も大きな加工硬化を保ちやすい。すなわち、オーステナイトは激しく加工硬化することになる。その結果、本発明の高強度鋼板は、オーステナイトの部分が延性を保ちながらも、非常に高い加工硬化を有している。加工硬化が高いために、材料の降伏直後に局所くびれが生じて破断することがおきにくく、高い延性を有している。 In the high-strength steel sheet of the present invention, since the thickness of the layered structure is controlled to be thin, austenite undergoes very large deformation when the material is deformed due to the high binding force of the adjacent high-strength ferrite. In addition, the austenite phase at room temperature is less susceptible to dynamic recovery when compared to the ferrite phase, and depending on the component, plastic deformation induced transformation (TRIP) and twinning deformation occur, so large deformation after deformation occurs. Easy to keep cured. That is, austenite is hard to work harden. As a result, the high-strength steel sheet of the present invention has a very high work hardening while maintaining the ductility of the austenite portion. Since the work hardening is high, local necking occurs immediately after yielding of the material, and it is difficult to break, and has high ductility.
本発明者等は、降伏強度を高めかつ加工硬化すなわち延性も高くなるような組織について鋭意研究を重ねた結果、金属組織がオーステナイト相とフェライト相が交互に積層したラメラ組織であり、金属組織に占めるフェライトの含有率が１０％〜５０％であり、かつそれぞれの相の板厚方向の平均厚さがそれぞれ１０μｍ以下と６μｍ以下であれば、上記のような相反する特性が得られることを見出した。本発明においては、合金成分を適切に配合し、製造条件を適正な範囲に制御することで目的の組織を得ることができる。以下、各元素の組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明において「％」は「質量％」を意味するものとする。 As a result of intensive studies on a structure that increases yield strength and also increases work hardening, that is, ductility, the present inventors have found that the metal structure is a lamellar structure in which an austenite phase and a ferrite phase are alternately laminated. It is found that if the ferrite content is 10% to 50% and the average thickness of each phase in the plate thickness direction is 10 μm or less and 6 μm or less, the above conflicting characteristics can be obtained. It was. In the present invention, the target structure can be obtained by appropriately blending the alloy components and controlling the production conditions within an appropriate range. Hereinafter, the reasons for limiting the composition of each element will be described. In the following description, “%” means “mass%”.
Ｍｎ：１２〜２１％
Ｍｎは、金属組織をフェライトとオーステナイトの２相とするために最も重要な元素であり、Ｍｎの含有量が１２％未満では、フェライトもしくはマルテンサイト組織となり、含有量が２１％を超えるとオーステナイト単相となって２相組織が得られない。よって、Ｍｎの含有量は１２〜２１％とした。
Mn: 12-21%
Mn is the most important element for making the metal structure into two phases of ferrite and austenite. When the content of Mn is less than 12%, it becomes a ferrite or martensite structure, and when the content exceeds 21%, the austenite single element. A two-phase structure cannot be obtained as a phase. Therefore, the Mn content is set to 12 to 21%.
Ｃ：０．００２〜０．６％
Ｃは、オーステナイト形成元素であり、適正な量を添加することで本発明の特徴である２相組織が得られる。Ｃの含有量が少ないとオーステナイトの形成が不充分であり、含有量が多すぎると溶接性が低下する。よって、Ｃの含有量は、０．００２〜０．６％とした。
C: 0.002 to 0.6%
C is an austenite forming element, and a two-phase structure which is a feature of the present invention can be obtained by adding an appropriate amount. When the content of C is small, austenite is not sufficiently formed, and when the content is too large, weldability is lowered. Therefore, the content of C is set to 0.002 to 0.6%.
Ａｌ：０．３〜６．５％
Ａｌは、固溶強化元素として鋼の強度を高めるとともに、金属組織において延性の低いマルテンサイトの生成を抑制する。通常のキルド鋼に含有されるレベルの０．３％未満では上記効果が不充分であり、含有量が多過ぎると、金属組織におけるオーステナイト量が低下するとともに、鋼を脆化させる。よって、Ａｌの含有量は０．３〜６．５％とした。なお、Ａｌ以外にも、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏも類似の効果を有しているが、本発明ではＡｌ、Ｓｉの順に優先的に添加する。その理由は以下のとおりである。
Al: 0.3 to 6.5%
Al increases the strength of steel as a solid solution strengthening element and suppresses the formation of martensite having low ductility in the metal structure. If the level is less than 0.3% of the level contained in ordinary killed steel, the above effect is insufficient. If the content is too high, the amount of austenite in the metal structure is lowered and the steel is embrittled. Therefore, the content of Al is set to 0.3 to 6.5%. In addition to Al, Si, Cr, and Mo have similar effects, but in the present invention, Al and Si are preferentially added in this order. The reason is as follows.
ステンレス鋼便覧（日刊工業新聞社、ステンレス協会編、第３版（１９９５年）１００頁）に記載のシェフラー組織図に示されているように、ステンレス鋼や本発明の高強度鋼板のようにオーステナイト、フェライト、マルテンサイト等の種々の相からなる鋼板においては、Ｃｒ当量が低すぎるとマルテンサイトが生成しやすく、Ｃｒ当量が高すぎるとフェライト主体の組織になりやすい。Ｃｒ当量の式は種々提案されているが、一例として前出のステンレス鋼便覧、第３版、１１２頁に記載されているＨａｍｍｅｒの式を以下に示す。なお各元素記号は、その元素の含有量（％）を表しており、また、（２）式では、Ｗ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ等の特殊元素は省略した。
Ｃｒ当量＝０．４８Ｓｉ＋２．４８Ａｌ＋Ｃｒ＋１．２１Ｍｏ・・・（２）
As shown in the Schaeffler organization chart described in the Stainless Steel Handbook (Nikkan Kogyo Shimbun, edited by the Stainless Steel Association, 3rd edition (1995), page 100), austenite such as stainless steel and the high-strength steel sheet of the present invention. In steel sheets composed of various phases such as ferrite and martensite, if the Cr equivalent is too low, martensite tends to be generated, and if the Cr equivalent is too high, a structure mainly composed of ferrite tends to be formed. Various formulas of Cr equivalent have been proposed. As an example, the Hammer formula described in the above-mentioned Stainless Steel Handbook, 3rd edition, page 112 is shown below. Each element symbol represents the content (%) of the element, and in the formula (2), special elements such as W, Ti, V, and Nb are omitted.
Cr equivalent = 0.48Si + 2.48Al + Cr + 1.21Mo (2)
（２）式から分かるように、Ｃｒ当量への影響が最も大きいのはＡｌであるため、本発明では、Ａｌを優先的に添加する。またＣｒ、Ｍｏは高価な添加元素であり鋼板のコスト上昇を招くため、Ａｌの次に優先的に用いるのはＳｉである。 As can be seen from the formula (2), Al has the greatest influence on the Cr equivalent, and therefore Al is preferentially added in the present invention. In addition, since Cr and Mo are expensive additive elements and increase the cost of the steel sheet, Si is preferentially used after Al.
Ｓｉ：０．００１〜４％
Ｓｉは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、０．００１％以上は含有されるが、Ａｌと同様、固溶強化と組織の適正化に寄与する元素であるため必要に応じて添加される。一方、Ｓｉの含有量が多過ぎる場合は延性を低下させるとともに溶接性および表面性状を劣化させる。よって、Ｓｉの含有量は０．００１〜４％とした。ただし、Ｓｉによる高強度化の効果を得るためには、０．３％以上含有させることが望ましい。
Si: 0.001 to 4%
Si is an element inevitably contained in steel, and 0.001% or more is contained. Like Al, it is an element that contributes to solid solution strengthening and optimization of the structure. Is done. On the other hand, when the Si content is too large, ductility is lowered and weldability and surface properties are deteriorated. Therefore, the content of Si is set to 0.001 to 4%. However, it is desirable to contain 0.3% or more in order to obtain the effect of strengthening by Si.
Ｐ：０．００１０〜０．０２％
Ｐは不純物として不可避的に含まれる元素であり、溶接性や鋳造時や圧延時の製造性に悪影響を及ぼすから少なければ少ない方がよい。しかしながら、Ｐの含有量を極端に低くすることは製造コスト面で不利である。よって、Ｐの含有量は、０．００１０〜０．０２％とした。
P: 0.0010 to 0.02%
P is an element that is unavoidably included as an impurity, and since it adversely affects weldability, manufacturability during casting, and rolling, the smaller the amount, the better. However, extremely low P content is disadvantageous in terms of production cost. Therefore, the content of P is set to 0.0010 to 0.02%.
Ｓ：０．０００１〜０．０２％
Ｓは不純物として不可避的に含まれる元素であり、溶接性や鋳造時や圧延時の製造性に悪影響を及ぼすから少なければ少ない方がよい。しかしながら、Ｓの含有量を極端に低くすることは製造コスト面で不利である。よって、Ｓの含有量は、０．０００１〜０．０２％とした。
S: 0.0001 to 0.02%
S is an element that is inevitably included as an impurity, and since it adversely affects weldability, manufacturability at the time of casting and rolling, the smaller amount is better. However, extremely low content of S is disadvantageous in terms of production cost. Therefore, the content of S is set to 0.0001 to 0.02%.
次に、本発明の高強度鋼板の金属組織について説明する。前述のように合金成分を調整することによって、金属組織に占めるフェライト相の面積率を１０〜５０％とし、オーステナイトとフェライトの２相組織とするが、本発明においては、さらに、オーステナイトとフェライトがラメラ組織を呈し、オーステナイト、フェライト相の厚みがそれぞれ１０μｍ以下、６μｍ以下であることが特徴である。微細な２相のラメラ組織とすることで、延性を確保しながらも降伏点を高めることができる理由は前述のとおりである。ラメラ組織であっても相の厚みが大きくなると、自動車部材に必要な降伏強度を確保することが困難になる。 Next, the metal structure of the high strength steel plate of the present invention will be described. By adjusting the alloy components as described above, the area ratio of the ferrite phase in the metal structure is set to 10 to 50%, and a two-phase structure of austenite and ferrite is obtained. It has a lamellar structure and is characterized in that the austenite and ferrite phases have thicknesses of 10 μm or less and 6 μm or less, respectively. The reason why the yield point can be increased while ensuring ductility by using a fine two-phase lamellar structure is as described above. Even if it is a lamella structure, when the thickness of a phase becomes large, it will become difficult to ensure the yield strength required for a motor vehicle member.
さらに本発明においては、金属組織に占めるフェライト相の面積率を１０〜５０％としている。フェライト相の面積率が１０％以下では、オーステナイト単相の組織との差異が有意でなく、延性は高いものの必要な降伏強度を得ることが困難になる。フェライト相の面積率が５０％を超える場合は、強度の高いフェライトが多いために高強度鋼板の強度も高めることができるが、それに伴って延性は低下する。 Furthermore, in the present invention, the area ratio of the ferrite phase in the metal structure is set to 10 to 50%. When the area ratio of the ferrite phase is 10% or less, the difference from the structure of the austenite single phase is not significant, and it is difficult to obtain the required yield strength although the ductility is high. When the area ratio of the ferrite phase exceeds 50%, the strength of the high-strength steel sheet can be increased because there are many high-strength ferrites, but the ductility decreases accordingly.
前述のように、従来の２相ステンレス鋼に見られるように、硬いフェライト相で強度を確保し、比較的軟質で延性が高いオーステナイト相で鋼板の延性を確保する、という技術は従来より存在する。しかしながら、ステンレス鋼便覧、第３版（１９９５年）６３４頁には、代表的な２相ステンレス鋼である ＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌの降伏強度は約６００ＭＰａ、伸びは２６％と記載されており、自動車用の衝突対応部品に適用するためには、降伏強度が不足している。従来の２相ステンレス鋼で高い降伏強度が得られない理由は、組織が本発明のように連続したラメラ状になっておらず、また相の厚みも、厚いものでは２０μｍ程度のものが存在し、本発明のような微細なラメラ組織の特徴を有していないためである。 As described above, as seen in conventional duplex stainless steels, there is a conventional technique for ensuring strength with a hard ferrite phase and ensuring ductility of a steel plate with an austenite phase that is relatively soft and highly ductile. . However, SUS329J3L, a representative duplex stainless steel, has a yield strength of about 600 MPa and an elongation of 26%, which is described in the stainless steel handbook, 3rd edition (1995), page 634. Yield strength is insufficient for application to parts. The reason why high yield strength cannot be obtained with the conventional duplex stainless steel is that the structure is not a continuous lamellar shape as in the present invention, and the thickness of the phase is about 20 μm. This is because it does not have the characteristics of a fine lamellar structure as in the present invention.
次に、本発明の鋼板を製造するための条件について詳述する。上記のように合金成分を調整した後に、微細なラメラ組織とする必要がある。そのためには、鋼を溶製し、インゴットを熱間圧延や鍛造などで適正な厚さまで加工した後に、４００℃〜６００℃の範囲で７５％以上の圧延率で圧延を施す。４００℃〜６００℃の範囲では、鋼はフェライトとオーステナイトの２相混合状態であり、圧延により微細なラメラ組織を得ることができる。なお圧延率が７５％未満の場合は、ラメラ組織の発達が不十分であり、また各相の大きさも比較的大きいために、一般的な粗大等軸形状の組織の場合と比較して、降伏強度の上昇が不充分になる。圧延温度が６００℃を超えると、圧延途中にひずみの回復と結晶粒の粗大化が生じるため、微細なラメラ組織とならずに結晶粒の粗大な組織となり、高い降伏強度が得られない。圧延温度が４００℃未満の場合は、鋼の変形抵抗が高いために、圧延機の負荷が増大して生産性の低下や設備メンテナンスの費用が増加するため、下限を４００℃とする。加えて、得られた鋼板を、４００〜７００℃の範囲で焼鈍しても良い。この焼鈍によって、微細なラメラ組織を大きく変化させずに、強度と延性を変化させることができ、部品に必用な特性に応じて、種々の強度および延性の組み合わせを有する高強度鋼板を製造することができる。 Next, conditions for producing the steel sheet of the present invention will be described in detail. After adjusting the alloy components as described above, it is necessary to obtain a fine lamellar structure. For this purpose, steel is melted and the ingot is processed to an appropriate thickness by hot rolling or forging, and then rolled at a rolling rate of 75% or more in the range of 400 ° C to 600 ° C. In the range of 400 ° C. to 600 ° C., the steel is in a two-phase mixed state of ferrite and austenite, and a fine lamellar structure can be obtained by rolling. When the rolling rate is less than 75%, the development of the lamellar structure is insufficient, and the size of each phase is relatively large. Therefore, the yield is lower than that of a general coarse equiaxed structure. The increase in strength is insufficient. When the rolling temperature exceeds 600 ° C., recovery of strain and coarsening of crystal grains occur during rolling, so that a coarse structure of crystal grains is obtained instead of a fine lamellar structure, and a high yield strength cannot be obtained. When the rolling temperature is less than 400 ° C., the deformation resistance of steel is high, so that the load on the rolling mill increases and the productivity decreases and the cost of equipment maintenance increases. Therefore, the lower limit is set to 400 ° C. In addition, you may anneal the obtained steel plate in the range of 400-700 degreeC. By this annealing, the strength and ductility can be changed without greatly changing the fine lamellar structure, and high strength steel sheets with various combinations of strength and ductility are produced according to the properties required for the parts. Can do.
以下、本発明の実施例および比較例について詳細に説明する。表１に示す合金成分の鋼を溶製し、熱間圧延を行った後に、表２に示す条件で圧延を行って鋼板を作製した。作製した鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２０１の５号引張試験片を圧延方向と引張方向が平行になるように採取し、インストロン型引張試験気を用いて引張試験を行った。 Examples of the present invention and comparative examples will be described in detail below. Steels having the alloy components shown in Table 1 were melted and hot-rolled, and then rolled under the conditions shown in Table 2 to produce steel plates. A JIS Z2201 No. 5 tensile test piece was collected from the produced steel plate so that the rolling direction and the tensile direction were parallel, and a tensile test was performed using an Instron type tensile test air.
発明スラブ１〜５はいずれも、本発明の合金成分範囲をすべて満足しているが、比較スラブ１〜４は、Ｍｎの含有量が本発明の範囲外である。比較スラブ１は、Ｍｎ量が本発明の下限より少なく、比較スラブ２はＭｎ量が３０％の一般的なＴＷＩＰ鋼である。比較スラブ３および４は、フェライトが主体の高強度鋼板でありＭｎ量が本発明の範囲より大幅に少ない。 Inventive slabs 1 to 5 all satisfy the alloy composition range of the present invention, but comparative slabs 1 to 4 have a Mn content outside the scope of the present invention. The comparative slab 1 is a general TWIP steel having a Mn content less than the lower limit of the present invention, and the comparative slab 2 is a general TWIP steel having a Mn content of 30%. Comparative slabs 3 and 4 are high-strength steel sheets mainly composed of ferrite, and the amount of Mn is significantly smaller than the range of the present invention.
表２に実施例および比較例の圧延条件、金属組織、および機械的性質を示す。実施例１〜１３では、いずれも、合金成分および製造条件が本発明の範囲を満たしており、金属組織はオーステナイトとフェライトのラメラ組織であり、かつオーステナイト相の平均厚みが１０μｍ以下でフェライト相の厚みが６μｍ以下であるとの条件を満たしている。そのため、実施例１〜１３では、７８０ＭＰａ以上の降伏強度と、１５％以上の全伸びを同時に有している。 Table 2 shows rolling conditions, metal structures, and mechanical properties of Examples and Comparative Examples. In each of Examples 1 to 13, the alloy components and manufacturing conditions satisfy the scope of the present invention, the metal structure is a lamellar structure of austenite and ferrite, and the average thickness of the austenite phase is 10 μm or less and the ferrite phase The condition that the thickness is 6 μm or less is satisfied. Therefore, Examples 1 to 13 have a yield strength of 780 MPa or more and a total elongation of 15% or more at the same time.
これに対して、比較例１では、発明スラブ１を用いているが、熱間圧延したままのものであり、その組織は等軸なフェライトとオーステナイトである。そのため降伏強度が３８６ＭＰａと低く、全伸びも１１％と低い。 On the other hand, in the comparative example 1, although the invention slab 1 is used, it is as hot-rolled, and its structure is equiaxed ferrite and austenite. Therefore, the yield strength is as low as 386 MPa and the total elongation is as low as 11%.
比較例２では、発明スラブ１を用いており、６００℃での圧延も行っているが、圧延率が低いためにラメラ組織が発達しておらず、降伏強度が不十分である。 In Comparative Example 2, the inventive slab 1 is used and rolling is performed at 600 ° C., but since the rolling rate is low, the lamellar structure is not developed and the yield strength is insufficient.
比較例３では、発明スラブ１を用いて、６００℃で９０％の圧延を行っており、ここまでは本発明の範囲であるが、引き続いて施された焼鈍の温度が８００℃と高すぎるために、ラメラ組織ではあるもののオーステナイトおよびフェライトの厚みが所定の範囲を超えて粗大化しているため、降伏点が低下している。 In Comparative Example 3, 90% rolling was performed at 600 ° C. using the inventive slab 1, and so far within the scope of the present invention, the temperature of the subsequently applied annealing is too high at 800 ° C. Furthermore, although it is a lamellar structure, since the thickness of austenite and ferrite exceeds the predetermined range and is coarsened, the yield point is lowered.
比較例４は、Ｍｎ量が本発明の下限よりも少ない比較スラブ１を用いたものであるが、２相のラメラ組織とはならずフェライト組織であり、全伸びが極めて低い。 In Comparative Example 4, the comparative slab 1 having an Mn content lower than the lower limit of the present invention was used, but it was not a two-phase lamellar structure but a ferrite structure, and the total elongation was extremely low.
比較例５は、３０％のＭｎを含有する比較スラブ２を用いたものであり、オーステナイト単相組織である。その結果、全伸びは高いものの、降伏点が極めて低い。 Comparative example 5 uses comparative slab 2 containing 30% Mn, and has an austenite single phase structure. As a result, the total elongation is high, but the yield point is extremely low.
比較例６は、フェライト主体の高強度鋼板である比較スラブ３を用いたものであり、全伸びは本発明の鋼板と比較して遜色はないが、降伏強度が低い。すなわち降伏強度と延性のバランスでは本発明の鋼板より劣る。これは、その金属組織がフェライトと延性に乏しいマルテンサイトの複合組織であるためであり、降伏強度を高めようとしてマルテンサイトの分率を高めると比較例７と同様に伸びが低くなる。 The comparative example 6 uses the comparative slab 3 which is a high strength steel plate mainly composed of ferrite, and the total elongation is not inferior to that of the steel plate of the present invention, but the yield strength is low. That is, the balance between yield strength and ductility is inferior to that of the steel sheet of the present invention. This is because the metal structure is a composite structure of ferrite and martensite which is poor in ductility. When the fraction of martensite is increased in order to increase the yield strength, the elongation decreases as in Comparative Example 7.
比較例７は、比較例５と同様にフェライト主体の高強度鋼板である比較スラブ４を用いたものであり、マルテンサイト主体の組織であるために高い降伏強度を有するが、伸びが低い。 The comparative example 7 uses the comparative slab 4 which is a high strength steel sheet mainly composed of ferrite like the comparative example 5 and has a high yield strength because of a martensite-based structure, but has a low elongation.
図１に実施例の鋼板および比較例の鋼板の降伏点と全伸びとの関係を示す。本発明の実施例では、降伏点が７８０ＭＰａ以上で、かつ全伸びが１５％以上という強度と延性のバランスに優れた鋼板を製造することができる。 FIG. 1 shows the relationship between the yield point and the total elongation of the steel plate of the example and the steel plate of the comparative example. In the examples of the present invention, it is possible to produce a steel plate having a good balance between strength and ductility, in which the yield point is 780 MPa or more and the total elongation is 15% or more.
図２に実施例１〜１３と発明スラブ１を用いた比較例１，２の圧延率と降伏点×全伸びの関係を示す。ここでは、強度と伸びのバランスを降伏点と全伸びの積で評価した。圧延率を７５％以上とすることで、降伏点が７８０ＭＰａ以上でかつ、良好な強度と伸びのバランス（降伏点×全伸びが１３０００以上）が得られていることが分かる。 FIG. 2 shows the relationship between the rolling ratios of Examples 1 to 13 and Comparative Examples 1 and 2 using the invention slab 1 and the yield point × total elongation. Here, the balance between strength and elongation was evaluated by the product of yield point and total elongation. It can be seen that by setting the rolling rate to 75% or more, the yield point is 780 MPa or more and a good balance between strength and elongation (yield point × total elongation is 13000 or more) is obtained.
図３は、比較例２（６００℃圧延・圧下率５０％）、実施例７（６００℃圧延・圧下率７５％）および実施例１（６００℃圧延・圧下率９０％）の鋼板の光学顕微鏡組織を示す。観察は、鋼板の圧延方向と平行な断面を切り出して、３％ナイタールを用いてエッチングした試料を用いて行った。いずれの場合も黒くエッチングされたフェライトと白色のオーステナイトからなる混合組織である。しかしながら、圧下率５０％の比較例２では、圧下率が不足しているため、ラメラ状組織が十分に発達していなかった。これに対して、７５％以上の圧下率を施した実施例７，１では、圧延方向に長く伸びたフェライトとオーステナイトからなる微細ラメラ状組織が観察された。
FIG. 3 shows an optical microscope of steel sheets of Comparative Example 2 (600 ° C. rolling /
図４は、実施例１の鋼板の透過型電子顕微鏡観察結果（明視野像）を示すものである。紙面の水平方向が圧延方向と平行になっている。フェライトとオーステナイトはそれぞれ厚さが１〜２μｍ程度であった。またそれぞれの領域から採取した制限視野回折図形より、それぞれの領域がフェライトあるいはオーステナイトであり、微細な２相ラメラ状組織が形成されていることが確認された。また、それぞれの相は転位セル組織を有していた。 4 shows a transmission electron microscope observation result (bright field image) of the steel plate of Example 1. FIG. The horizontal direction of the paper surface is parallel to the rolling direction. Ferrite and austenite each had a thickness of about 1 to 2 μm. Further, from the limited-field diffraction patterns collected from each region, it was confirmed that each region was ferrite or austenite and a fine two-phase lamellar structure was formed. Each phase had a dislocation cell structure.
図５は、発明スラブ１に対して圧延後の焼鈍を行った実施例２、実施例３、実施例６の光学顕微鏡組織写真である。いずれの場合も、微細なラメラ状のフェライトとオーステナイトの２相組織が観察された。 FIG. 5 is optical microstructural photographs of Example 2, Example 3, and Example 6 in which the invention slab 1 was annealed after rolling. In either case, a two-phase structure of fine lamellar ferrite and austenite was observed.
図６は、実施例１、２，３および比較例３の鋼板の公称応力―公称ひずみ曲線を示すグラフである。これらは発明スラブ１に対して、６００℃圧延（実施例１）、６００℃圧延の後に６００℃焼鈍（実施例２）、６００℃圧延の後に７００℃焼鈍（実施例３）、６００℃圧延の後に８００℃焼鈍（比較例３）という処理を施したものである。焼鈍温度の増大とともに、強度が低下し延性が向上していることがわかる。圧延ままの鋼板および焼鈍材では、応力ひずみ曲線が下に凸の傾向を示す。これまでに、応力ひずみ曲線がこうした形状を示す際には、ＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity、変態誘起塑性）現象が発現していることが報告されている（たとえば、田村等、塑性と加工、Vol.16(1975) pp.1022-1028）。そのため、図６の鋼板においても、鋼板の変形中にオーステナイトがマルテンサイトに変態することで加工硬化を高め、これにより、試験片のくびれ発生を抑制することが延性の向上の一因であると考えられる。 FIG. 6 is a graph showing nominal stress-nominal strain curves of the steel plates of Examples 1, 2, 3 and Comparative Example 3. These are 600 degreeC rolling (Example 1), 600 degreeC annealing (Example 2) after 600 degreeC rolling, 700 degreeC annealing (Example 3), 600 degreeC rolling after 600 degreeC rolling with respect to invention slab 1. After that, a treatment called 800 ° C. annealing (Comparative Example 3) was performed. It can be seen that as the annealing temperature increases, the strength decreases and the ductility improves. In the as-rolled steel sheet and annealed material, the stress-strain curve tends to be convex downward. So far, it has been reported that when the stress-strain curve shows such a shape, a TRIP (Transformation Induced Plasticity) phenomenon has been developed (for example, Tamura et al., Plasticity and Processing, Vol. 16 (1975) pp.1022-1028). Therefore, also in the steel plate of FIG. 6, work hardening is enhanced by transformation of austenite to martensite during deformation of the steel plate, thereby suppressing the occurrence of necking of the test piece is a cause of the improvement in ductility. Conceivable.
図７に、実施例８，９の公称応力―公称ひずみ曲線を示す。いずれも、７８０ＭＰａ以上の高い降伏点を有し、かつ強度と延性の優れたバランスを示している。ただし、応力ひずみ曲線の形状は、図６で示したような下に凸の形態ではない。この結果は、強度延性バランスの向上には、顕著なＴＲＩＰ現象の発現が必ずしも必須ではないことを示唆している。 FIG. 7 shows the nominal stress-nominal strain curves of Examples 8 and 9. All have a high yield point of 780 MPa or more and show an excellent balance between strength and ductility. However, the shape of the stress strain curve is not a downward convex shape as shown in FIG. This result suggests that a significant TRIP phenomenon is not necessarily required to improve the strength-ductility balance.
以上のように、発明スラブに対して適切な条件での圧延と焼鈍を施すことにより、優れた機械的性質を有する２相ラメラ状組織鋼板を得ることができることが明らかとなった。 As described above, it was revealed that a two-phase lamellar structure steel plate having excellent mechanical properties can be obtained by rolling and annealing the invention slab under appropriate conditions.
本発明は、プレス成形が可能な十分な伸びと、衝突性能を確保するための高い降伏強度を同時に有するので、自動車のセンターピラーやサイドピラー用の材料として極めて有望である。 The present invention is extremely promising as a material for automobile center pillars and side pillars because it has sufficient elongation capable of being press-molded and high yield strength for ensuring collision performance.
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