JP5516013B2 - High-strength steel plate, continuous casting method of slabs that are materials of this high-strength steel plate, and method for producing high-strength steel - Google Patents
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Description
本発明は、主としてプレス加工される自動車用の高強度鋼板、およびこの高強度鋼板の素材である鋳片の連続鋳造方法、ならびに高強度鋼板の製造方法に関する。 The present invention relates to a high-strength steel sheet for automobiles that is mainly pressed, a method for continuously casting a slab that is a material of the high-strength steel sheet, and a method for producing a high-strength steel sheet.
鋳片の熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、構造材料として自動車を始めとする各種の産業機器の構造部材用素材として広く使用されている。特に自動車の足廻り部品、バンパー部品、衝撃吸収用部材等に用いられる熱延鋼板には、軽量化のための高強度化、優れた耐久性や衝撃吸収能等が望まれているうえ、複雑な形状への成形に耐え得るだけの優れた穴拡げ性（伸びフランジ性）および延性も必要とされている。これらの性能は、鋼板が高強度化するにつれて低下する傾向があるため、高強度と良好な加工性を両立させるのは容易ではない。 A so-called hot-rolled steel sheet produced by hot rolling of a slab is widely used as a structural material for various industrial equipment including automobiles as a structural material. In particular, hot-rolled steel sheets used for automobile undercarriage parts, bumper parts, shock-absorbing parts, etc. are required to have high strength for weight reduction, excellent durability and shock-absorbing ability, and so on. There is also a need for excellent hole expansibility (stretch flangeability) and ductility that can withstand the formation of various shapes. Since these performances tend to decrease as the steel sheet increases in strength, it is not easy to achieve both high strength and good workability.
例えば、自動車の足廻り部分の部品に使用される高強度熱延鋼板における穴拡げ性を向上させる方法として、特許文献１および特許文献２には、粒子径が０．００５〜０．５μｍの範囲にＭｇＯまたはＭｇＯを含みＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｎＯ、Ｔｉ2Ｏ3の１種または２種以上の複合酸化物を１．０×１０3〜１．０×１０7個／ｍｍ2の範囲で含み、鋼組織はフェライト組織を主とし残部をベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性および延性に優れた高強度熱延鋼板および製造方法が開示されている。これらの技術では、いずれも溶鋼中にマグネシウム（Ｍｇ）を添加してＭｇ酸化物を生成させる方法が採用されているものの、酸素の規定や有効にＭｇＯを晶出させる方法についての提案はなされていない。
For example, Patent Literature 1 and
特許文献３には、バーリング性（穴拡げ性）に優れた高張力鋼板の製造方法が開示されており、フェライトを主相とし第２相にパーライトを含むことを特徴としている。しかし、第２相が増加すると穴拡げ加工時に組織間の硬度差から亀裂が発生し穴拡げ性を阻害するという問題がある。穴拡げ性を確保するには、極力単相に近いことが望ましい。 Patent Document 3 discloses a method for producing a high-tensile steel plate excellent in burring properties (hole expansibility), which is characterized in that ferrite is the main phase and pearlite is contained in the second phase. However, when the second phase is increased, there is a problem that crack expansion occurs due to a difference in hardness between structures during hole expansion processing, thereby hindering hole expansion. In order to ensure hole expansibility, it is desirable to be as close to a single phase as possible.
特許文献４には、低サイクル疲労強度に優れる高バーリング性熱延鋼板が開示されており、この鋼板は、体積分率最大のミクロ組織がベイナイト、またはフェライトおよびベイナイトの複合組織であることを特徴としている。この場合、ベイナイト単相の場合、またはフェライトおよびベイナイトの複合組織であってベイナイトの割合が小さい場合には、比較的穴拡げ性については良好である。しかし、ベイナイトの割合が大きいと延性が低下する傾向にあり、延性確保の観点からは極力フェライトを主相とした組織が望ましい。 Patent Document 4 discloses a high burring hot-rolled steel sheet excellent in low cycle fatigue strength, and this steel sheet is characterized in that the microstructure with the largest volume fraction is bainite or a composite structure of ferrite and bainite. It is said. In this case, in the case of a bainite single phase or a composite structure of ferrite and bainite and the proportion of bainite is small, the hole expandability is relatively good. However, when the proportion of bainite is large, the ductility tends to decrease. From the viewpoint of ensuring ductility, a structure having ferrite as the main phase as much as possible is desirable.
しかし、フェライトを主相とし、その含有率が高い場合には、高強度鋼では強度の確保が問題となる。特許文献５では、加工後の伸びフランジ特性および伸び特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法として、フェライト中に微細なＴｉおよび／またはＶを含む析出物を析出させることで強度を確保することが開示されている。しかし、その析出物を微細に析出させる方法についての具体的な提案はなされておらず、また、Ｔｉ等と反応して析出物を生成する窒素や炭素の制御に関する提案もなされていない。
However, when ferrite is the main phase and the content is high, securing strength is a problem in high-strength steel. In
ところで、鋼板の高強度化にはＭｎを添加することが有効であり、一般に高強度鋼板を製造する場合、連続鋳造鋳片の凝固過程を考慮することが不可欠である。しかし、従来の技術文献では、これについて検討されていない。 By the way, it is effective to add Mn to increase the strength of a steel sheet. In general, when manufacturing a high-strength steel sheet, it is indispensable to consider the solidification process of a continuously cast slab. However, this is not discussed in the conventional technical literature.
Ｍｎを含有する溶鋼の凝固過程においてはＭｎの平衡分配係数が小さいことから、連続鋳造鋳片に見られるデンドライト組織の樹間では凝固過程でＭｎの含有率が上昇し、デンドライトの樹芯ではＭｎの含有率が逆に低下する。このようにして形成されるミクロ偏析のため、連続鋳造鋳片はデンドライトの樹間と樹芯という、Ｍｎ含有率の異なる領域が層状に形成されることになる。このような組織が形成された連続鋳造鋳片から製造される熱延鋼板は、その後の熱延工程で形成される組織の起源がデンドライトの樹芯と樹間では異なるため、組織は均一ではない。このミクロ偏析が基で連続鋳造鋳片の中央領域ではマクロ偏析が生成することになり、鋼板の穴拡げ性および延性に悪影響を及ぼすため、ミクロ偏析の解消が必要である。 Since the equilibrium distribution coefficient of Mn is small in the solidification process of molten steel containing Mn, the Mn content increases in the solidification process between the dendritic microstructure trees found in continuous cast slabs. Contrary to this, the content of slag decreases. Due to the microsegregation formed in this way, the continuous cast slab is formed in layers of dendrite trees and tree cores having different Mn contents. The structure of a hot-rolled steel sheet manufactured from a continuous cast slab formed with such a structure is not uniform because the origin of the structure formed in the subsequent hot-rolling process differs between the dendrite core and the tree. . On the basis of this microsegregation, macrosegregation is generated in the central region of the continuous cast slab, which adversely affects the hole expandability and ductility of the steel sheet, so it is necessary to eliminate the microsegregation.
このようなマクロ偏析およびミクロ偏析を解消する方策として、不均一組織の起源である凝固偏析そのものを拡散によって解消するアプローチがある。このようなアプローチの例として、特許文献６では、鋼材を１２５０℃以上の高温に１０時間以上の長時間保持する溶質化処理を行うことによって、偏析が低減され、鋼材が均質化されることが記載されている。しかしながら、特許文献６に記載されているような、鋼材を高温で長時間保持するプロセスは、著しいコストの増加、および生産性の劣化に直結するため、現実的ではない。
As a measure for eliminating such macro-segregation and micro-segregation, there is an approach for eliminating solidification segregation itself, which is the origin of a heterogeneous structure, by diffusion. As an example of such an approach, in
本発明者らは、特許文献７に記載されているように、金属元素の化合物を溶融金属中に高歩留りで均一に添加する方法および装置を検討した結果、タンディッシュまたは連続鋳造鋳型中の溶融金属にランスを浸漬し、金属蒸気を溶融金属中に添加する際に用いる不活性ガスに替えて、反応性を有するガスと不活性ガスとの混合ガスを用いることにより、金属蒸気の粒子サイズとほぼ同程度の粒子サイズを有する金属とガスとの化合物の微粒子を生成させることができ、かつ、この微粒子を溶融金属中に添加できることを見出し、すでに提案している。
As described in
本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、高強度鋼用の連続鋳造鋳片に形成されるデンドライト組織を微細化することで、連続鋳造工程の後工程でミクロ偏析の解消を促進し、かつ、高温で安定な微細粒子を分散させることで結晶粒の粗大化を抑制することにより、穴拡げ性と延性に優れた高強度鋼板を提供することにある。また、この高強度鋼板の素材となる鋳片の連続鋳造方法、ならびに高強度鋼板の製造方法を提供することにある。 The present invention has been made in view of the above problems, and the problem is that the dendrite structure formed in the continuous cast slab for high-strength steel is refined, and the micro process is performed after the continuous casting process. An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet excellent in hole expansibility and ductility by promoting the elimination of segregation and suppressing the coarsening of crystal grains by dispersing fine particles that are stable at high temperatures. Moreover, it is providing the continuous casting method of the slab used as the raw material of this high strength steel plate, and the manufacturing method of a high strength steel plate.
１．Ｍｎの偏析を低減させる方法の検討
連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。このデンドライトは、凝固過程における溶質元素の拡散に起因して形成され、溶質元素は、その平衡分配係数に依存して、デンドライトの樹間部において濃化する。高強度鋼板に含有されるＭｎは、平衡分配係数が１．０より小さいことから樹間部において濃化し、一方樹芯部での含有率は低下する。
1. Examination of the method of reducing the segregation of Mn The solidification structure of the continuous cast slab usually has a dendrite form. This dendrite is formed due to the diffusion of solute elements during the solidification process, and the solute elements are concentrated in the dendritic trees depending on the equilibrium partition coefficient. Since Mn contained in the high-strength steel plate has an equilibrium distribution coefficient smaller than 1.0, it is concentrated in the portion between the trees, while the content rate in the tree core portion is reduced.
この連続鋳造鋳片を素材として高強度鋼板を製造する場合には、連続鋳造後の鋳片を加熱炉内において１０５０〜１３５０℃程度で数時間保持して均質化処理を行った後、熱間圧延工程および冷間圧延工程において圧延する。 When producing a high-strength steel plate using the continuous cast slab as a raw material, the cast slab after continuous casting is kept in a heating furnace at about 1050 to 1350 ° C. for several hours and then homogenized, Rolling is performed in a rolling process and a cold rolling process.
凝固過程で形成されるミクロ偏析のため、連続鋳造鋳片はデンドライトの樹間と樹芯という、Ｍｎ含有率が異なる領域が層状に形成されることになり、その後の熱延工程で形成される組織の起源がデンドライトの樹芯と樹間では異なるため、この連続鋳造鋳片から得られた熱延鋼板は組織が均一ではなくなる。また、このミクロ偏析が基で連続鋳造鋳片の中央領域ではマクロ偏析が生成することにもなる。 Due to the microsegregation formed in the solidification process, the continuous cast slab is formed in a layer of regions with different Mn contents, such as dendrite trees and tree cores, and is formed in the subsequent hot rolling process. Since the origin of the structure is different between the dendrite core and the tree, the structure of the hot-rolled steel sheet obtained from the continuous cast slab is not uniform. Further, based on this microsegregation, macrosegregation is generated in the central region of the continuous cast slab.
本発明者らは、詳細な実験および分析により、連続鋳造鋳片のデンドライトに形成されるＭｎの偏析は、通常の加熱炉操業における温度および時間の範囲内では、拡散によっては解消することができず、その後の熱間圧延工程および冷間圧延工程を経ても残存することを明らかにした。 Through detailed experiments and analyses, the present inventors have shown that the segregation of Mn formed in the dendrites of continuous cast slabs can be eliminated by diffusion within the range of temperature and time in normal furnace operation. It was clarified that it remained even after the subsequent hot rolling process and cold rolling process.
Ｍｎの偏析を低減させる方法としてＭｎの拡散を促進させる方法が挙げられる。 An example of a method for reducing the segregation of Mn is a method for promoting the diffusion of Mn.
熱伝導に関して、フーリエの法則が知られており、半無限固体における熱伝導の理論解析結果から、フーリエ数Ｆｒ＝α・ｔ／ｘ2が導かれている。ここで、α：熱拡散係数（ｍ2／ｓ）、ｔ：時間（ｓ）、ｘ：熱移動距離（ｍ）である。 The Fourier law is known for heat conduction, and the Fourier number Fr = α · t / x 2 is derived from the theoretical analysis result of heat conduction in a semi-infinite solid. Here, α: thermal diffusion coefficient (m 2 / s), t: time (s), x: heat transfer distance (m).
このフーリエ数Ｆｒを、鋼の凝固過程における凝固組織と元素の拡散に適用することにより、拡散の効果を表す指標として一般に用いられる、フーリエ数Ｆｒ＝Ｄ・ｔ／λ2が得られる。ここで、Ｄ：溶質の拡散係数（ｃｍ2／ｓ）、ｔ：拡散時間（ｓ）、λ：拡散距離（ｃｍ）である。 By applying this Fourier number Fr to the solidification structure and element diffusion in the solidification process of steel, the Fourier number Fr = D · t / λ 2 generally used as an index representing the effect of diffusion can be obtained. Here, D: diffusion coefficient of solute (cm 2 / s), t: diffusion time (s), λ: diffusion distance (cm).
フーリエ数Ｆｒを用いて、実操業における操業因子の変更による効果について以下のような検討を行った。フーリエ数Ｆｒが大きいほど拡散の効果が大きいため、フーリエ数Ｆｒを増大させることにより溶質の拡散を促進することができる。 Using the Fourier number Fr, the following examination was performed on the effect of changing the operation factor in actual operation. As the Fourier number Fr is larger, the diffusion effect is larger. Therefore, the diffusion of the solute can be promoted by increasing the Fourier number Fr.
上記数式からわかるように、フーリエ数Ｆｒを増大させるには、拡散係数Ｄまたは拡散時間ｔを増大させるか、拡散距離λを低減させるという、３つの方法が考えられる。 As can be seen from the above equation, there are three methods for increasing the Fourier number Fr: increasing the diffusion coefficient D or the diffusion time t or decreasing the diffusion distance λ.
第１に、拡散係数Ｄは温度Ｔの関数であり、温度Ｔを高めることにより増大させることができる。操業においては、加熱炉の温度を上昇させることになる。しかし、通常の操業温度は１０５０〜１３５０℃程度であるため、これ以上に温度を高めると、コストの大幅な上昇になるだけでなく、加熱時のスケールの発生量の増加をともなって、歩留りを低下させ、鋳片の表面性状の劣化による圧延後の鋼板の表面性状を悪化させることになる。したがって、実際の操業において温度Ｔを高めること、すなわち拡散係数Ｄを増大させることは事実上困難である。 First, the diffusion coefficient D is a function of the temperature T and can be increased by increasing the temperature T. In operation, the temperature of the heating furnace is increased. However, since the normal operating temperature is about 1050 to 1350 ° C., raising the temperature beyond this will not only significantly increase the cost, but also increase the amount of scale generated during heating, thereby increasing the yield. The surface property of the steel sheet after rolling due to deterioration of the surface property of the slab is deteriorated. Therefore, it is practically difficult to increase the temperature T, that is, increase the diffusion coefficient D in actual operation.
第２に、拡散時間ｔを大きくすることは、操業においては、加熱炉内への挿入時間を延長することになる。通常の加熱時間を数時間とすると、Ｍｎの偏析を解消するにはその数倍を要すると試算される。現状の操業でこのような挿入時間の延長を行うと、生産効率が大幅に低下することになるため、時間ｔを大きくすることも事実上困難である。 Secondly, increasing the diffusion time t will extend the insertion time into the furnace during operation. Assuming that the normal heating time is several hours, it is estimated that several times as much is required to eliminate the segregation of Mn. If the insertion time is extended in the current operation, the production efficiency is greatly reduced, so it is practically difficult to increase the time t.
第３に、拡散距離λは、連続鋳造鋳片で見られるデンドライトの１次アーム間隔に相当する。デンドライトの１次アーム間隔に関する研究は従来から行われており、非特許文献１によれば、下記（１）式で表すことができる。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）0.25 ・・・（１）
ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ2／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ2）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。
Third, the diffusion distance λ corresponds to the dendrite primary arm spacing found in continuous cast slabs. Research on the primary arm spacing of dendrites has been conducted conventionally, and according to Non-Patent Document 1, it can be expressed by the following equation (1).
λ∝ (D × σ × ΔT) 0.25 (1)
Here, λ: dendrite primary arm interval (μm), D: diffusion coefficient (m 2 / s), σ: solid-liquid interface energy (J / m 2 ), ΔT: solidification temperature range (° C.).
この（１）式から、デンドライトの１次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存し、このσを低減させることができればλが減少することがわかる。λを減少させることができれば、フーリエ数Ｆｒを増大させ、連続鋳造鋳片の加熱時のＭｎの拡散を促進し、Ｍｎの偏析を低減させることができる。 From this equation (1), it can be seen that the primary arm interval λ of the dendrite depends on the solid-liquid interface energy σ, and if this σ can be reduced, λ decreases. If λ can be reduced, the Fourier number Fr can be increased, the diffusion of Mn during heating of the continuous cast slab can be promoted, and the segregation of Mn can be reduced.
そこで、本発明者らは、溶鋼とデンドライトとの固液界面エネルギーσを低減させる方法として、溶鋼中に界面活性元素（Ｂｉ）を添加することを想到した。 Therefore, the present inventors have conceived that a surface active element (Bi) is added to the molten steel as a method of reducing the solid-liquid interface energy σ between the molten steel and the dendrite.
２．穴拡げ性および延性を向上させる方法の検討
穴拡げ性および延性を向上させるには、鋼板中に晶出、析出するＴｉ系介在物を微細分散させる必要がある。そこで、本発明者らは、Ｔｉ系介在物の粗大化を抑制すること、ならびにＴｉ系介在物を微細化および分散化させることについて検討した。本発明が対象とする鋼種（後述）では、ＴｉＮが主な介在物であるため、この介在物の粗大化を抑制するにはＮ含有率を過度に高めないことが有効と考えられる。Ｔｉは、鋼板の強度を向上させるのに必要な元素であるため、Ｔｉ含有率を低減することはできないためである。
2. Examination of methods for improving hole expandability and ductility To improve hole expandability and ductility, it is necessary to finely disperse Ti-based inclusions that crystallize and precipitate in the steel sheet. Therefore, the present inventors have studied to suppress the coarsening of Ti-based inclusions and to refine and disperse Ti-based inclusions. In the steel type (described later) targeted by the present invention, TiN is the main inclusion, and therefore it is considered effective to not increase the N content rate excessively in order to suppress the coarsening of the inclusion. This is because Ti is an element necessary for improving the strength of the steel sheet, and thus the Ti content cannot be reduced.
連続鋳造工程において、溶鋼がレードルからタンディッシュに注入される際にＮが吸収され、溶鋼中のＮ含有率が上昇する。また、溶鋼中のＯ含有率が高いほど、Ｎ含有率が低いことが発明者らの操業上の経験から判明した。これらの関係から、連続鋳造工程の最終段階でＯ含有率を低減すれば、Ｎ含有率の上昇を抑制でき、Ｎ含有率の低い鋳片を製造することが可能であることが分かった。本発明者らは、連続鋳造工程における最終段階のタンディッシュおよび／または連続鋳造鋳型内でＡｌ、Ｍｇ等の脱酸材を用いてＯ含有率を低減する方法を見出した。 In the continuous casting process, when molten steel is poured from the ladle into the tundish, N is absorbed, and the N content in the molten steel increases. Moreover, it became clear from the operational experience of the inventors that the N content is lower as the O content in the molten steel is higher. From these relationships, it has been found that if the O content is reduced in the final stage of the continuous casting process, an increase in the N content can be suppressed and a slab having a low N content can be produced. The present inventors have found a method for reducing the O content by using a deoxidizing material such as Al or Mg in the final stage tundish and / or continuous casting mold in the continuous casting process.
また、ＴｉＮを不均質核生成させるような微細な介在物を分散させれば、これに伴ってＴｉＮも微細分散することになる。このような介在物としては、Ｍｇ含有酸化物、ＭｇＡｌ含有酸化物が有効であり、Ｍｇおよび／またはＡｌをタンディッシュおよび／または連続鋳造鋳型内に添加すれば、ＴｉＮを不均質核生成させる介在物も微細分散させることができる。 Moreover, if fine inclusions that cause heterogeneous nucleation of TiN are dispersed, TiN is also finely dispersed. As such inclusions, Mg-containing oxides and MgAl-containing oxides are effective. If Mg and / or Al is added to the tundish and / or continuous casting mold, the inclusions cause heterogeneous nucleation of TiN. Things can also be finely dispersed.
さらに、鋼板の結晶粒が微細なほど機械的特性が良好である。結晶粒の粗大化を抑制するには、微細粒子を分散させ、結晶粒のピン止め効果を利用すればよい。このような微細粒子としても上述のＭｇ含有オキサイド、ＭｇＡｌ含有酸化物が利用できる。 Furthermore, the finer the crystal grain of the steel sheet, the better the mechanical properties. In order to suppress the coarsening of the crystal grains, fine particles are dispersed and the pinning effect of the crystal grains may be used. The above Mg-containing oxide and MgAl-containing oxide can also be used as such fine particles.
Ａｌ、Ｍｇ等をタンディッシュおよび／または連続鋳造鋳型内に添加すれば、溶鋼中のＮ含有率の低減、Ｔｉ系介在物を微細化および分散化、結晶粒の粗大化抑制が可能であり、添加を歩留り良く安定して行うこともできる。 If Al, Mg, etc. are added to the tundish and / or continuous casting mold, it is possible to reduce the N content in the molten steel, refine and disperse Ti-based inclusions, and suppress coarsening of crystal grains. Addition can also be performed stably with good yield.
本発明は、上記の検討結果に基づいてなされたものであり、その要旨は下記の（１）〜（４）に示す高強度鋼板、（５）および（６）に示す連続鋳造方法、ならびに（７）に示す熱延鋼板の製造方法にある。 The present invention has been made on the basis of the above examination results. The gist of the present invention is the high-strength steel plate shown in the following (1) to (4), the continuous casting method shown in (5) and (6), and ( It exists in the manufacturing method of the hot-rolled steel plate shown to 7).
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０.３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．５％〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．２５％、Ｎ：０．０００５〜０．００３％、Ｏ：０．００８％以下、Ｂｉ：０．０００１〜０．０１％およびＭｇ０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したＭｎ含有率の最大値を、平均Ｍｎ含有率で除した値であるＭｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００１３（−）以下であり、限界穴拡げ率が１００〜２００であることを特徴とする高強度鋼板。
(1) By mass%, C: 0.02 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.5% to 2.0%, P: 0.03% or less, S : 0.02% or less, Al: 0.005 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.25%, N: 0.0005 to 0.003%, O: 0.008% or less, Bi: It contains 0.0001-0.01% and Mg 0.0001-0.01%, the balance consists of Fe and impurities, the maximum value of Mn content measured by line analysis using EPMA, the average Mn content The Mn segregation index, which is a value divided by 1, is 1.0 to 2.2, and Ti exceeds 5 μm in diameter with respect to the total number of Ti nitrides measured in the area of 1 mm 2 using a field emission scanning electron microscope. ratio of the number of nitride 0.0013 (-) or less, the limit hole expansion ratio is 100 to 200 der High-strength steel sheet, characterized in that.
（２）前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％およびＷ：０．５％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）の高強度鋼板。 (2) Instead of a part of the Fe, in mass%, Nb: 0.1% or less, V: 0.5%, and W: 0.5%, containing one or more kinds The high-strength steel sheet according to (1), characterized in that
（３）前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）および（２）の高強度鋼板。 (3) Instead of a part of the Fe, by mass%, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, and Ni: 1.0% Alternatively, the high-strength steel sheets according to the above (1) and (2), which contain two or more kinds.
（４）前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｒ：０．０００５〜０．０１％、Ｂａ：０．０００５〜０．０１％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）〜（３）の高強度鋼板。
(4) Instead of a part of the Fe, in mass%, Ca: 0.0005 to 0.01%, Sr: 0.0005 to 0.01%, Ba: 0.0005 to 0.01%, and REM : characterized in that it contains one or more of from 0.0005 to 0.01% hereinafter, high-strength steel sheet of (1) to (3).
（５）前記（１）〜（４）に記載の高強度鋼板を得るための鋳片を製造する連続鋳造方法であって、タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に浸漬させた浸漬ランス内に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、ＳｒおよびＢａのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを挿入することにより、前記浸漬ランス内で金属蒸気および／または金属粒子を発生させ、前記金属蒸気および／または金属粒子をキャリアーガスとともに前記溶鋼中に供給することを特徴とする連続鋳造方法。 (5) A continuous casting method for producing a slab for obtaining the high-strength steel sheet according to (1) to (4), wherein the slab is immersed in molten steel in a tundish or molten steel in a continuous casting mold. By inserting a metal wire or rod containing Bi and Mg or a metal wire or rod containing Bi or Mg and one or more of Ca, Sr and Ba into the immersion lance, the immersion lance A continuous casting method characterized by generating metal vapor and / or metal particles therein and supplying the metal vapor and / or metal particles together with a carrier gas into the molten steel.
（６）前記（１）〜（４）に記載の高強度鋼板を得るための鋳片を製造する連続鋳造方法であって、タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ａｌ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを供給することを特徴とする連続鋳造方法。 (6) A continuous casting method for producing a slab for obtaining the high-strength steel sheet according to the above (1) to (4), wherein Bi and in molten steel in a tundish or molten steel in a continuous casting mold Continuous casting characterized by supplying metal wire or rod containing Mg, or metal wire or rod containing Bi or Mg and one or more of Ca, Sr, Ba, Al, Zr and REM Method.
（７）前記（５）および（６）の連続鋳造方法によって鋳造された鋳片を、加熱炉にて１２００℃以上に再加熱し、次いでＡｒ３点以上の温度で熱間圧延を完了し、前記熱間圧延の完了後３秒以内に冷却を開始し、２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜３００℃まで冷却した上で巻き取りすることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。 (7) The slab cast by the continuous casting method of (5) and (6) above is reheated to 1200 ° C. or higher in a heating furnace, and then hot rolling is completed at a temperature of Ar 3 point or higher, A method for producing a hot-rolled steel sheet, wherein cooling is started within 3 seconds after completion of hot rolling, the steel sheet is cooled to 600 to 300 ° C at an average cooling rate of 20 ° C / second or more, and then wound.
本発明において、「金属蒸気および／または金属粒子」とは、金属蒸気および／または、蒸発が不十分なために液体もしくは固体粒子として存在する金属粒子、または金属蒸気が凝縮して形成される金属粒子を意味する。また、「金属」とは、純金属および合金のいずれをも含む。 In the present invention, “metal vapor and / or metal particles” means metal vapor and / or metal particles present as liquid or solid particles due to insufficient evaporation, or metal formed by condensation of metal vapor. Means particles. The “metal” includes both pure metals and alloys.
以下の説明では、鋼の成分組成についての「質量％」を、単に「％」と表記する。 In the following description, “mass%” for the composition of steel is simply expressed as “%”.
本発明の高強度鋼板は、Ｍｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００２であり、限界穴拡げ率が１００〜２００である。そのため、穴拡げ性と延性に優れており、主としてプレス加工される自動車用の高強度鋼板として適している。 The high-strength steel sheet of the present invention has a Mn segregation index of 1.0 to 2.2, and has a diameter of 5 μm with respect to the total number of Ti nitrides measured in a range of area 1 mm 2 using a field emission scanning electron microscope. The ratio of the number of Ti nitrides exceeding 0.002 is 0.002, and the critical hole expansion rate is 100 to 200. Therefore, it is excellent in hole expansibility and ductility, and is suitable as a high-strength steel sheet for automobiles that is mainly pressed.
本発明の連続鋳造方法は、上記の高強度鋼板を得るための鋳片を製造するのに必要な金属元素の適正量を溶鋼中に効率良く添加し、連続鋳造鋳片内に均一に分散させるための最適な連続鋳造方法である。また、本発明の熱延鋼板の製造方法によれば、上記高強度鋼板を製造することができる。 In the continuous casting method of the present invention, an appropriate amount of a metal element necessary for producing a slab for obtaining the above-described high-strength steel sheet is efficiently added to molten steel, and is uniformly dispersed in the continuous cast slab. It is an optimal continuous casting method for. Moreover, according to the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet of the present invention, the high-strength steel sheet can be manufactured.
本発明の高強度鋼板は、上述のとおり、質量％で、Ｃ：０．０２〜０.３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．５％〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．２５％、Ｎ：０．０００５〜０．００３％、Ｏ：０．００８％以下、Ｂｉ：０．０００１〜０．０１％およびＭｇ０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したＭｎ含有率の最大値を、平均Ｍｎ含有率で除した値であるＭｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００２であり、限界穴拡げ率が１００〜２００であることを特徴とする高強度鋼板である。以下、本発明の内容についてさらに詳細に説明する。 As described above, the high-strength steel sheet of the present invention is in mass%, C: 0.02 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.5% to 2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.005-0.3%, Ti: 0.01-0.25%, N: 0.0005-0.003%, O : 0.008% or less, Bi: 0.0001 to 0.01% and Mg 0.0001 to 0.01%, with the balance being Fe and impurities, Mn content measured by line analysis using EPMA Mn segregation index, which is a value obtained by dividing the maximum value of Mn by the average Mn content, is 1.0 to 2.2, and the Ti nitride is measured in the area of 1 mm 2 using a field emission scanning electron microscope. The ratio of the number of Ti nitrides with a diameter exceeding 5 μm to the total number is 0.002, and the critical hole expansion rate is It is a high-strength steel sheet, which is a 00 to 200. Hereinafter, the contents of the present invention will be described in more detail.
１．鋼組成の範囲および限定理由
１−１．必須元素
Ｃ：０．０２〜０．３０％
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、延性に優れた高強度鋼を製造するために、特に重要な元素である。すなわち、Ｃ含有率が０．０２％以下では、鋼板において十分な強度が確保できず、５９０ＭＰａ以上の強度を有する高強度鋼板の製造が困難となる。一方、Ｃは伸びフランジ成形時の割れの起点である炭化物の析出量を増加させるので、高強度鋼において優れた伸びフランジ性（穴拡げ性）を確保するにはＣ含有率を０．３０％以下に抑えなければならない。これらのことから、本発明ではＣ含有率を０．０２〜０．３０％とする。７８０ＭＰａ以上の高強度を得るには、Ｃ含有率を０．０４％以上とすることが望ましい。
1. Range of steel composition and reasons for limitation 1-1. Essential element C: 0.02 to 0.30%
C is an element that increases the strength of the steel sheet, and is an especially important element for producing high-strength steel excellent in ductility. That is, when the C content is 0.02% or less, sufficient strength cannot be secured in the steel sheet, and it becomes difficult to produce a high-strength steel sheet having a strength of 590 MPa or more. On the other hand, C increases the amount of precipitation of carbide, which is the starting point of cracking during stretch flange molding, so to ensure excellent stretch flangeability (hole expandability) in high-strength steel, the C content is 0.30%. Must be kept below. For these reasons, the C content is set to 0.02 to 0.30% in the present invention. In order to obtain a high strength of 780 MPa or more, the C content is preferably 0.04% or more.
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％
Ｓｉは、鋼板において高強度と高加工性とを両立させるのに重要な元素である。さらに、Ｓｉは固溶強化元素でもあり、フェライトを強化して穴拡げ性を向上させる効果をも有している。一方、Ｓｉ含有率が増加すると鋼板の化成処理性および溶接性の劣化を招く。これらのことから、本発明ではＳｉ含有率を０．０１〜１．５０％とする。
Si: 0.01-1.50%
Si is an important element for achieving both high strength and high workability in a steel sheet. Furthermore, Si is also a solid solution strengthening element, and has the effect of strengthening ferrite and improving hole expansibility. On the other hand, when Si content rate increases, the chemical conversion property and weldability of a steel plate will be deteriorated. For these reasons, the Si content is set to 0.01 to 1.50% in the present invention.
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、鋼板の強度を確保すると共にセメンタイトの析出を抑制するのに不可欠な成分であり、これらの効果を得るにはＭｎ含有率を０．５％以上とする必要がある。しかし、Ｍｎ含有率が２．０％を超えると、溶接性の劣化を招く。これらのことから、本発明ではＭｎ含有率を０．５〜２．０％とする。
Mn: 0.5 to 2.0%
Mn is an essential component for securing the strength of the steel sheet and suppressing the precipitation of cementite. To obtain these effects, the Mn content must be 0.5% or more. However, if the Mn content exceeds 2.0%, the weldability is deteriorated. For these reasons, in the present invention, the Mn content is set to 0.5 to 2.0%.
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは含有率が少ないほど望ましい。しかし、Ｐ含有率は、工業的に低下させるには多大なコストがかかるため、０．０３０％を上限とする。
P: 0.030% or less P is more desirable as the content is smaller. However, since it takes a great deal of cost to reduce the P content industrially, the upper limit is 0.030%.
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、鋼中のＭｎと結合して非金属介在物を形成する不純物元素である。そのため、Ｓ含有率は可能な限り低い方がよい。しかし、Ｓ含有率は、工業的に低下させるには多大なコストがかかるため、０．０２０％を上限とする。
S: 0.020% or less S is an impurity element that combines with Mn in steel to form nonmetallic inclusions. Therefore, the S content should be as low as possible. However, since it takes a lot of cost to reduce the S content industrially, the upper limit is 0.020%.
Ａｌ：０．００５〜０．３％
Ａｌは、鋼の脱酸に有用な元素である。脱酸効果を得るには、Ａｌ含有率を少なくとも０．００５％とする必要がある。一方、Ａｌ含有率が０．３％を超えると、粗大な非金属介在物が増加して、鋼板の加工性が著しく低下する。これらのことから、本発明ではＡｌ含有率を０．００５〜０．３％とする。
Al: 0.005-0.3%
Al is an element useful for deoxidation of steel. In order to obtain the deoxidation effect, the Al content needs to be at least 0.005%. On the other hand, when the Al content exceeds 0.3%, coarse non-metallic inclusions increase, and the workability of the steel sheet is significantly lowered. From these things, in this invention, Al content rate shall be 0.005-0.3%.
また、Ａｌ含有率が０．１％を超えると、フェライト生成が促進され、鋼板の加工性および曲げ加工性が向上する。さらに、ＦｅＯ／Ｆｅ2ＳｉＯ4の共晶温度が低下するため、脱スケール性が向上し、島状スケール疵が減少する。そのため、Ａｌ含有率は、０．１％を超えることが望ましい。 On the other hand, if the Al content exceeds 0.1%, ferrite formation is promoted, and the workability and bending workability of the steel sheet are improved. Furthermore, since the eutectic temperature of FeO / Fe 2 SiO 4 is lowered, descalability is improved, and island-like scale defects are reduced. Therefore, it is desirable that the Al content exceeds 0.1%.
Ｔｉ：０．０１〜０．２５％
Ｔｉは、鋼中のＣおよびＮを析出物にするため、鋼板の高強度化に有効である。また、フェライト中の固溶Ｃ量およびセメンタイト量を低減させ、穴拡げ性を向上させる効果を有する。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉ含有率を０．０１％以上とする必要がある。しかし、Ｔｉ含有率が０．２５％を超えると、これらの効果は飽和し、経済的に不利である。これらのことから、本発明ではＴｉ含有率を０．０１〜０．２５％とする。
Ti: 0.01 to 0.25%
Ti is effective for increasing the strength of the steel sheet because C and N in the steel become precipitates. Moreover, it has the effect of reducing the amount of solid solution C and cementite in ferrite and improving the hole expandability. In order to exert these effects, the Ti content needs to be 0.01% or more. However, if the Ti content exceeds 0.25%, these effects are saturated, which is economically disadvantageous. For these reasons, in the present invention, the Ti content is set to 0.01 to 0.25%.
Ｎ：０．０００５〜０．００３％
Ｎは、ＡｌやＴｉと結合し、窒化物を形成する。粗大な窒化物は、鋼板の延性を劣化させる傾向を有するため、Ｎ含有率が過度であると鋼板の機械的特性を低下させる。そのため、Ｎ含有率の上限を０．００３％とする。一方、これらの窒化物は結晶粒のピン止め効果を有し、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する。鋼板中にこれらの窒化物を生成させるには、Ｎ含有率の下限を０．０００５％とする必要がある。これらのことから、本発明ではＮ含有率を０．０００５〜０．００３％とする。Ｎ含有率の上限は、０．００２５％が好ましく、０．００２％がより好ましい。
N: 0.0005 to 0.003%
N combines with Al and Ti to form a nitride. Coarse nitrides have a tendency to deteriorate the ductility of the steel sheet, and if the N content is excessive, the mechanical properties of the steel sheet are lowered. Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.003%. On the other hand, these nitrides have an effect of pinning crystal grains and an effect of suppressing coarsening of crystal grains. In order to generate these nitrides in the steel sheet, the lower limit of the N content needs to be 0.0005%. From these things, in this invention, N content rate shall be 0.0005 to 0.003%. The upper limit of the N content is preferably 0.0025%, and more preferably 0.002%.
Ｏ：０．００８％以下
Ｏ含有率は、鋼中の総酸素含有率であり、溶存酸素と介在物中の酸素の含有率の合計として示す。Ｏ含有率が高すぎると、溶鋼中のアルミナが粗大化し、鋼材となった後にスリバー等の表面疵や、靭性の低下等の特性劣化を引き起こす。そのため、本発明では、このような問題の発生しない程度として、Ｏ含有率を０．００８％以下とする。特に介在物を要因として靭性等の特性が劣化する品種については、Ｏ含有率を０．００３％以下とすることが望ましい。
O: 0.008% or less The O content is the total oxygen content in the steel, and is expressed as the sum of the dissolved oxygen and the oxygen content in the inclusions. When the O content is too high, the alumina in the molten steel becomes coarse, and after it becomes a steel material, it causes surface defects such as sliver and deterioration of characteristics such as a decrease in toughness. Therefore, in the present invention, the O content is set to 0.008% or less so that such a problem does not occur. Especially for varieties whose characteristics such as toughness deteriorate due to inclusions, the O content is preferably 0.003% or less.
Ｂｉ：０．０００１〜０．０１％
Ｂｉは、本発明において重要な元素である。Ｂｉは溶鋼の凝固過程において界面活性元素として作用する。そのため、Ｂｉを含有させることによって、鋳片の凝固組織が微細化し、Ｍｎを多量に含有させても鋼板の組織が均一となる。鋼板の組織の均一性を確保するには、Ｂｉ含有率を０．０００１％以上とする必要がある。しかし、Ｂｉ含有率が０．０１％を超えると、鋳片の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ含有率を０．００１〜０．０１％とする。
Bi: 0.0001 to 0.01%
Bi is an important element in the present invention. Bi acts as a surface active element in the solidification process of molten steel. Therefore, by containing Bi, the solidified structure of the slab becomes finer, and even when Mn is contained in a large amount, the structure of the steel sheet becomes uniform. In order to ensure the uniformity of the structure of the steel sheet, the Bi content needs to be 0.0001% or more. However, if the Bi content exceeds 0.01%, the hot workability of the slab deteriorates and hot rolling becomes difficult. From these things, in this invention, Bi content rate shall be 0.001-0.01%.
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％
Ｍｇは、本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ｍｇを添加することにより溶鋼中で酸化物が生成され、不均質核としてＴｉＮなどの析出物を微細に分散させる。析出物が微細に分散することにより、鋼板の穴拡げ性を向上させ、また結晶粒の微細化による強度・靭性等の機械特性を向上させる。Ｍｇ含有率は、０．０００１％以下ではこれらの効果が小さく、０．０１％以上では添加量ほどの効果が得られない。これらのことから、本発明では、Ｍｇ含有率を０．０００１〜０．０１％とした。
Mg: 0.0001 to 0.01%
Mg is one of the most important additive elements in the present invention. By adding Mg, oxides are generated in the molten steel, and precipitates such as TiN are finely dispersed as heterogeneous nuclei. By finely dispersing precipitates, the hole expandability of the steel sheet is improved, and mechanical properties such as strength and toughness are improved by refining crystal grains. When the Mg content is 0.0001% or less, these effects are small, and when it is 0.01% or more, the effect as much as the addition amount cannot be obtained. For these reasons, in the present invention, the Mg content is set to 0.0001 to 0.01%.
上述の成分以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。 The balance other than the above components is Fe and impurities.
１−２．任意元素
Ｆｅの一部に代えて、以下の第１〜第３の任意元素を含有させてもよい。
1-2. Arbitrary element Instead of a part of Fe, the following first to third optional elements may be included.
１−２−１．第１の任意元素
Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下のうち１種または２種以上
Ｎｂ、ＶおよびＷは、析出強化によって鋼板の強度を高める元素である。これらは、２種以上添加すると強度を一層高める作用を有し、それぞれの元素の作用は失われない。これらの元素の強度向上作用の効果は、それぞれＮｂ：０．２％、Ｖ：０．５％およびＷ：０．５％を超えて含有させると飽和し、添加量に対して発揮される効果が小さくなる。そのため、各元素の含有率は、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下およびＷ：０．５％以下とすることが好ましい。
1-2-1. First optional element Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, and W: 0.5% or less, one or two or more Nb, V, and W increase the strength of the steel sheet by precipitation strengthening. It is an element that enhances. These have the effect | action which raises an intensity | strength further when 2 or more types are added, and the effect | action of each element is not lost. The effect of increasing the strength of these elements is saturated when Nb: 0.2%, V: 0.5% and W: 0.5% are contained, respectively, and the effect exhibited against the added amount Becomes smaller. Therefore, the content of each element is preferably Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, and W: 0.5% or less.
また、これらの元素は、それぞれＮｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．０１％以上およびＷ：０．０１％以上を含有させると、有効に作用し、強度向上効果を発揮する。そのため、各元素の含有率は、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｖ：０．０１％以上およびＷ：０．０１％以上とすることが好ましい。 Moreover, when these elements contain Nb: 0.005% or more, V: 0.01% or more, and W: 0.01% or more, respectively, they act effectively and exhibit the strength improvement effect. Therefore, the content of each element is preferably Nb: 0.005% or more, V: 0.01% or more, and W: 0.01% or more.
１−２−２．第２の任意元素
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下のうち１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、固溶強化によって鋼の強度を高める元素である。これらは、２種以上添加すると強度を一層高める作用を有し、それぞれの元素の作用は失われない。これらの元素の強度向上作用の効果は、それぞれＣｒ：１．０％、Ｍｏ：１．０％、Ｃｕ：１．０％およびＮｉ：１．０％を超えて含有させると飽和し、添加量に対して発揮される効果が小さくなる。そのため、各元素の含有率は、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下とすることが好ましい。
1-2-2. Second optional element: Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, and Ni: 1.0% or less Cr, Mo, Cu and Ni is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening. These have the effect | action which raises an intensity | strength further when 2 or more types are added, and the effect | action of each element is not lost. The effect of improving the strength of these elements is saturated when the content exceeds Cr: 1.0%, Mo: 1.0%, Cu: 1.0% and Ni: 1.0%, respectively. The effect exerted on is reduced. Therefore, the content of each element is preferably Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, and Ni: 1.0% or less.
また、これらの元素は、それぞれＣｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．０５％以上およびＮｉ：０．０５％以上を含有させると有効に作用し、強度向上効果を発揮する。そのため、各元素の含有率は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｕ：０．０５％以上およびＮｉ：０．０５％以上とすることが好ましい。 These elements are effective when Cr: 0.05% or more, Mo: 0.05% or more, Cu: 0.05% or more and Ni: 0.05% or more are contained, respectively, and the strength is improved. Demonstrate the effect. Therefore, the content of each element is preferably Cr: 0.05% or more, Mo: 0.05% or more, Cu: 0.05% or more, and Ni: 0.05% or more.
１−２−３．第３の任意元素
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｒ：０．０００５〜０．０１％、Ｂａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％およびＺｒ：０．０００５〜０．０１％のうち１種または２種以上
Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、ＲＥＭおよびＺｒは、介在物制御、特に微細な介在物の生成に寄与し、鋼板の穴拡げ性をさらに向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、これらの元素を過剰に含有させると、鋼板の表面性状を劣化させるため、それぞれの元素の含有率は０．０１％以下とすることが好ましい。介在物制御効果および穴拡げ性の向上効果をより確実に得るには、これらの元素のうち１種または２種以上の元素の含有率を０．０００５％以上とすることが好ましい。
1-2-3. Third optional element Ca: 0.0005 to 0.01%, Sr: 0.0005 to 0.01%, Ba: 0.0005 to 0.01%, REM: 0.0005 to 0.01%, and Zr : One or more of 0.0005 to 0.01% Ca, Sr, Ba, REM and Zr contribute to inclusion control, particularly the formation of fine inclusions, and further enhance the hole expandability of the steel sheet. It is an element to be improved and is an optional element that can be contained as required. However, if these elements are contained excessively, the surface properties of the steel sheet are deteriorated. Therefore, the content of each element is preferably 0.01% or less. In order to more reliably obtain the inclusion control effect and the hole expandability improvement effect, it is preferable that the content of one or more of these elements is 0.0005% or more.
１−３．鋼組成の限定の効果
連続鋳造鋳片の鋼組成を上述の範囲とすることにより、この鋳片から得られた高強度鋼板において、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したＭｎ含有率の最大値を、平均Ｍｎ含有率で除した値であるＭｎ偏析指数を１．０〜２．２とし、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2において測定した直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の全個数当たりの割合を０．００２とし、限界穴拡げ率を１００〜２００とすることができる。
1-3. Effect of limiting steel composition By setting the steel composition of the continuous cast slab to the above-mentioned range, the maximum value of the Mn content measured by line analysis using EPMA in the high-strength steel plate obtained from this slab. The total number of Ti nitrides exceeding 5 μm in diameter measured at an area of 1 mm 2 using a field emission scanning electron microscope with a Mn segregation index of 1.0 to 2.2 divided by the average Mn content. The ratio per number can be 0.002, and the critical hole expansion rate can be 100 to 200.
２．連続鋳造方法
本発明の連続鋳造方法は、タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に浸漬させた浸漬ランス内に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、ＳｒおよびＢａのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを挿入することにより、浸漬ランス内で金属蒸気および／または金属粒子を発生させ、前記金属蒸気および／または金属粒子をキャリアーガスとともに溶鋼中に供給することを特徴とする。Ｂｉの沸点は１５６４℃、Ｍｇの沸点は１０９０℃であり、溶鋼の温度はそれ以上であるため、本発明の方法ではＢｉおよびＭｇの蒸気および／または粒子を発生させることができる。
2. Continuous casting method The continuous casting method of the present invention comprises a metal wire or rod containing Bi and Mg, or Bi, Mg and Ca in a dipping lance immersed in molten steel in a tundish or molten steel in a continuous casting mold. By inserting a metal wire or rod containing one or more of Sr and Ba, metal vapor and / or metal particles are generated in the immersion lance, and the metal vapor and / or metal particles are used as a carrier. It is characterized by being supplied into molten steel together with gas. Since the boiling point of Bi is 1564 ° C., the boiling point of Mg is 1090 ° C., and the temperature of the molten steel is higher, Bi and Mg vapor and / or particles can be generated in the method of the present invention.
このような方法でＢｉおよびＭｇならびにＣａ、ＳｒおよびＢａを添加することにより、これらの元素の適正量を溶鋼中に効率良く添加し、連続鋳造鋳片内に均一に分散させることができる。 By adding Bi and Mg and Ca, Sr and Ba by such a method, appropriate amounts of these elements can be efficiently added to the molten steel and uniformly dispersed in the continuous cast slab.
この連続鋳造方法を実施する装置としては、例えば、後述する実施例にて説明する通り、タンディッシュと、タンディッシュ下部に設けられタンディッシュ内の溶鋼を連続鋳造鋳型に供給する浸漬ノズルと、タンディッシュの下方に位置する連続鋳造鋳型と、タンディッシュ内の溶鋼に金属ワイヤーもしくはロッドを供給する浸漬ランス、または連続鋳造鋳型内の溶鋼に金属ワイヤーもしくはロッドを供給する浸漬ランスと、浸漬ランスの孔内にワイヤーまたはロッドを供給するワイヤーまたはロッド供給装置と、浸漬ランス内にキャリアーガスを供給するガス供給装置とを有する連続鋳造装置が好適である。 As an apparatus for carrying out this continuous casting method, for example, as described in the examples described later, a tundish, an immersion nozzle provided at the lower part of the tundish and supplying molten steel in the tundish to the continuous casting mold, A continuous casting mold located below the dish and a dipping lance that supplies metal wire or rod to the molten steel in the tundish, or a dipping lance that supplies metal wire or rod to the molten steel in the continuous casting mold, and a hole in the immersion lance A continuous casting apparatus having a wire or rod supply device for supplying a wire or rod therein and a gas supply device for supplying a carrier gas into the immersion lance is suitable.
また、前記金属ワイヤーまたはロッドは、タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼に、ワイヤーまたはロッド供給装置から直接供給してもよい。この場合、前記金属ワイヤーまたはロッドは、ＢｉおよびＭｇを含有するもの、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ａｌ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種または２種以上を含有するものを用いることができる。 Moreover, you may supply the said metal wire or rod directly from the wire or rod supply apparatus to the molten steel in a tundish, or the molten steel in a continuous casting mold. In this case, as the metal wire or rod, one containing Bi and Mg, or one containing two or more of Bi and Mg and Ca, Sr, Ba, Al, Zr and REM is used. it can.
連続鋳造工程における最終段階である、タンディッシュおよび／または連続鋳造鋳型内でＡｌ、Ｍｇ等の脱酸剤を添加して溶鋼中のＯ含有率を低減することにより、Ｎ含有率の上昇を抑制できる。 Suppressing the increase in N content by reducing the O content in molten steel by adding deoxidizers such as Al and Mg in the tundish and / or continuous casting mold, which is the final stage in the continuous casting process it can.
３．本発明の高強度鋼板の金属組織の構成
上述の組成の鋼種からなる鋼板において、引張強度が７８０ＭＰａ以上の領域で、良好な延性と穴拡げ性（伸びフランジ性）を得るには、金属組織についてフェライト相を主体にする必要がある。軟質であるフェライト相を主体とすることにより延性が向上する。また、マルテンサイトやセメンタイト等の硬質相が組織中に存在すると、フェライト相と硬質相との硬度差により、穴拡げ加工時に相界面に亀裂が発生し、穴拡げ性が劣化する。本発明者らの検討の結果、鋼板断面におけるフェライト相の面積率が９０％よりも低くなると、延性および穴拡げ性が劣化することがわかった。そのため、本発明の高強度鋼板において、フェライト相の面積率は９０％以上であることが望ましい。フェライト以外の組織の面積率は、合計で１０％未満であれば、実質的に鋼板の特性に影響しない。
3. The structure of the metal structure of the high-strength steel sheet of the present invention In the steel sheet of the above-described steel type, in order to obtain good ductility and hole expansibility (stretch flangeability) in a region where the tensile strength is 780 MPa or more, The ferrite phase should be the main component. The ductility is improved by mainly using a soft ferrite phase. In addition, when a hard phase such as martensite or cementite is present in the structure, a crack occurs at the phase interface during hole expansion due to the difference in hardness between the ferrite phase and the hard phase, and the hole expandability deteriorates. As a result of the study by the present inventors, it has been found that when the area ratio of the ferrite phase in the cross section of the steel sheet is lower than 90%, the ductility and hole expansibility deteriorate. Therefore, in the high-strength steel sheet of the present invention, the area ratio of the ferrite phase is desirably 90% or more. If the area ratio of the structure other than ferrite is less than 10% in total, it does not substantially affect the properties of the steel sheet.
４．連続鋳造鋳片の熱間圧延による本発明の鋼板の製造方法
本発明の高強度鋼板は、スラブを１２００℃以上に加熱した後、粗圧延を実施し、仕上げ圧延をＡｒ３点以上の温度範囲で終了した後、３秒以内に平均冷却速度２０℃／秒以上で６００〜３００℃の温度範囲で巻き取りを実施することにより得ることができる。ここで用いるスラブは上記の連続鋳造方法で得ることができる。
4). Manufacturing method of steel sheet of the present invention by hot rolling of continuous cast slab The high-strength steel sheet of the present invention performs rough rolling after heating the slab to 1200 ° C or higher, and finish rolling in a temperature range of Ar3 or higher. After completion, it can be obtained by carrying out winding within a temperature range of 600 to 300 ° C. within an average cooling rate of 20 ° C./second or more within 3 seconds. The slab used here can be obtained by the above continuous casting method.
４−１．加熱温度
スラブの加熱温度は、１２００℃以上であることが必要である。加熱温度が１２００℃未満であると、スラブ中に存在する粗大な析出物や硫化物、窒化物が再固溶せず、圧延後の鋼板に残存し、鋼板の延性、曲げ加工性および曲げ疲労耐久比を著しく劣化させる。加熱温度の上限は、１３００℃程度が望ましい。１３００℃を超えると、スラブが自重で変形し、圧延トラブルに繋がる危険性がある。
4-1. Heating temperature The heating temperature of the slab needs to be 1200 ° C or higher. When the heating temperature is less than 1200 ° C., coarse precipitates, sulfides and nitrides present in the slab do not re-dissolve and remain in the rolled steel sheet, and the ductility, bending workability and bending fatigue of the steel sheet The durability ratio is significantly deteriorated. The upper limit of the heating temperature is preferably about 1300 ° C. If it exceeds 1300 ° C., the slab is deformed by its own weight, which may lead to rolling trouble.
４−２．加熱時間
スラブの加熱時間は、１．０時間以上３．０時間以下とすることがさらに好ましい。加熱時間を１．０時間以上とすることで、Ｍｎ偏析指数を１．２０以下とすることができ、鋼板の組織の均一化を一層向上させることができる。一方、加熱時間を３．０時間以下とすることにより、スケール・ロスが抑制され、生産性を向上させることができるため、製造コストの低減に繋がる。
4-2. Heating time The slab heating time is more preferably 1.0 hour or more and 3.0 hours or less. By setting the heating time to 1.0 hour or more, the Mn segregation index can be 1.20 or less, and the homogenization of the structure of the steel sheet can be further improved. On the other hand, by setting the heating time to 3.0 hours or less, scale loss can be suppressed and productivity can be improved, leading to a reduction in manufacturing cost.
４−３．仕上げ圧延条件
仕上げ圧延は、Ａｒ３点以上の温度で行うことが必要である。仕上げ圧延温度がＡｒ３点以下の場合、フェライト域圧延となり、加工フェライトが生成するため、得られた鋼板の加工性が劣化する。加工フェライトの生成が著しい場合には、圧延時に体積膨張が生じ、圧延トラブルに繋がる。また、仕上げ圧延温度が高すぎる場合には、フェライトの生成が抑制され、フェライト相の面積率が９０％未満となる可能性がある。そのため、仕上げ圧延温度の上限は、Ａｒ３点＋１００℃以下とすることが望ましい。
4-3. Finish rolling conditions Finish rolling needs to be performed at a temperature of Ar3 or higher. When the finish rolling temperature is at or below the Ar3 point, ferrite region rolling occurs and processed ferrite is generated, so that the workability of the obtained steel sheet deteriorates. When the production of processed ferrite is remarkable, volume expansion occurs during rolling, which leads to rolling trouble. Moreover, when the finish rolling temperature is too high, the generation of ferrite is suppressed, and the area ratio of the ferrite phase may be less than 90%. Therefore, the upper limit of the finish rolling temperature is desirably Ar3 point + 100 ° C. or less.
そして、仕上げ圧延後、３秒以内に２０℃／秒以上の平均冷却速度で、６００〜３００℃の範囲まで冷却し、巻取りを実施することにより、所望の特性を有する熱延鋼板を得ることができる。 And after finishing rolling, it cools to the range of 600-300 degreeC with an average cooling rate of 20 degrees C / second or more within 3 second, and obtains the hot-rolled steel plate which has a desired characteristic by implementing winding. Can do.
また、仕上げ圧延後の冷却工程には、中間空冷時間を設けることが望ましい。中間空冷時間を設けることにより、フェライト粒が成長しやすくなり、より鋼板の延性を向上させることが可能である。中間空冷時間を設けた冷却工程の一例として、仕上げ圧延後、３秒以内に５０℃／秒以上の平均冷却速度で、（Ａｒ３点−５０）〜（Ａｒ３点−２００）℃まで冷却した後、一旦冷却を停止し、５〜１５秒の空冷時間を確保した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜３００℃まで冷却し、巻取りする工程が挙げられる。 Moreover, it is desirable to provide an intermediate air cooling time in the cooling step after finish rolling. By providing the intermediate air cooling time, it becomes easier for the ferrite grains to grow, and the ductility of the steel sheet can be further improved. As an example of the cooling step with an intermediate air cooling time, after finish rolling, after cooling to (Ar3 point-50) to (Ar3 point-200) ° C at an average cooling rate of 50 ° C / second or more within 3 seconds, There is a step of once stopping cooling and securing an air cooling time of 5 to 15 seconds, then cooling to 600 to 300 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or more, and winding.
巻取温度については、３００〜６００℃が望ましい。巻取温度が３００℃を下回るとマルテンサイトが生成し、鋼板の穴拡げ性が劣化し、６００℃を上回るとセメンタイトの粒界への析出が生じて鋼板の穴拡げ性が劣化する。 About coiling temperature, 300-600 degreeC is desirable. When the coiling temperature is lower than 300 ° C., martensite is generated, and the hole expandability of the steel sheet is deteriorated.
このように、上述の組成の鋼種からなるスラブを熱間圧延して得られた鋼板は、優れた穴拡げ性および延性を有する。 Thus, the steel plate obtained by hot rolling the slab which consists of a steel type of the above-mentioned composition has the outstanding hole expansibility and ductility.
本発明の高強度鋼板の特性、および本発明の連続鋳造方法の効果を確認するため、以下に示す試験を実施して、その結果を評価した。 In order to confirm the characteristics of the high-strength steel sheet of the present invention and the effects of the continuous casting method of the present invention, the following tests were performed and the results were evaluated.
１．試験条件
１−１．鋳造条件
溶鋼成分：Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｓｒ、ＢａおよびＲＥＭの各成分が後述する表１に記載された組成に調製された溶鋼を使用し、Ｂｉ、ＭｇおよびＡｌについては下記の添加方法により添加して表１に示される組成に調製
溶鋼温度：１５７０℃（タンディッシュ内溶鋼温度）
連続鋳造鋳型サイズ：幅１１００ｍｍ×厚さ２５０ｍｍ
鋳造速度：１．０ｍ／分
Ｂｉ添加方法：直径３ｍｍの純Ｂｉからなる金属ワイヤーを浸漬ランス内に挿入
Ｂｉ添加位置：タンディッシュ内
キャリアーガス：アルゴンガス１０Ｌ／分
ランス前ガス圧力：０．０５ＭＰａ
Ｍｇ添加方法：直径３ｍｍの純Ｍｇからなる金属ワイヤーを浸漬ランス内に挿入
Ｍｇ添加位置：タンディッシュ内
キャリアーガス：アルゴンガス１０Ｌ／分
ランス前ガス圧力：０．０５ＭＰａ
Ａｌ添加方法：直径５ｍｍの純Ａｌからなる金属ワイヤーを連続鋳造鋳型内溶鋼に添加
1. Test conditions 1-1. Casting conditions Molten steel components: C, Si, Mn, P, S, Ti, N, O, Nb, V, W, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca, Sr, Ba, and REM, which will be described later. Using the molten steel prepared in the composition described in 1., Bi, Mg and Al were added by the following addition method to prepare the composition shown in Table 1. Molten steel temperature: 1570 ° C. (molten steel temperature in tundish)
Continuous casting mold size: width 1100mm x thickness 250mm
Casting speed: 1.0 m / min Bi addition method: Metal wire made of pure Bi with a diameter of 3 mm is inserted into the immersion lance Bi addition position: in the tundish Carrier gas: Argon gas 10 L / min Pre-lance gas pressure: 0.05 MPa
Mg addition method: Metal wire made of pure Mg having a diameter of 3 mm is inserted into the immersion lance. Mg addition position: in the tundish Carrier gas: Argon gas 10 L / min Gas pressure before lance: 0.05 MPa
Al addition method: Add metal wire made of pure Al with a diameter of 5mm to molten steel in continuous casting mold
本試験では、溶鋼成分を変化させて連続鋳造を行い、連続鋳造鋳片を製造した。また、この連続鋳造鋳片を熱間圧延して熱延鋼板を製造した。表１に示すように、本発明例１〜１０は、いずれも溶鋼が上述の必須元素を全て規定範囲で含有する実施例である。比較例１〜５は、上述の必須元素のうちＮが規定範囲よりも多く、かつＢｉおよびＭｇのいずれも添加しなかった実施例である。 In this test, continuous casting was performed by changing the molten steel components to produce a continuous cast slab. Moreover, this continuous cast slab was hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet. As shown in Table 1, Examples 1 to 10 of the present invention are examples in which the molten steel contains all the above-described essential elements within the specified range. Comparative Examples 1 to 5 are examples in which N is more than the specified range among the above-described essential elements and neither Bi nor Mg is added.
また、本発明例１および２は上述の第１〜第３の任意元素のいずれも含まない実施例、本発明例３は第１の任意元素を規定範囲で含有する実施例、本発明例４および５は第１および第２の任意元素を規定範囲で含有する実施例、本発明例６〜１０は第１〜第３の任意元素を規定範囲で含有する実施例である。 Inventive Examples 1 and 2 are examples that do not contain any of the above-mentioned first to third optional elements, Inventive Example 3 is an example that contains the first optional element in a specified range, and Inventive Example 4 Examples 5 and 5 are examples containing the first and second optional elements in the specified range, and Examples 6 to 10 of the invention are examples containing the first to third optional elements in the specified range.
比較例１および５は第１および第２の任意元素を規定範囲で含有する実施例、比較例２〜４は第１〜第３の任意元素を規定範囲で含有する実施例である。ただし、比較例３は、任意元素のうちＢａのみ含有率が規定範囲よりも低かった。 Comparative Examples 1 and 5 are examples containing the first and second optional elements in the specified range, and Comparative Examples 2 to 4 are examples containing the first to third optional elements in the specified range. However, in Comparative Example 3, the content of only Ba among the optional elements was lower than the specified range.
図１は、金属ワイヤーを浸漬ランスを通してタンディッシュ内の溶鋼に供給しながら連続鋳造する方法を示す図である。取鍋３からタンディッシュ２に供給された溶鋼１は、浸漬ノズル６を経由して連続鋳造鋳型８内に注入され、下方に引き抜かれながら凝固シェル７を形成して鋳片となる。添加金属元素を含有する金属ワイヤー５０が、タンディッシュ２内の溶鋼１中に浸漬された浸漬ランス４の孔内に所定の速度で挿入される。
FIG. 1 is a view showing a method of continuous casting while supplying a metal wire to molten steel in a tundish through an immersion lance. The molten steel 1 supplied from the ladle 3 to the
浸漬ランス４の上端部は金属ワイヤー供給機５に接続されている。金属ワイヤー供給機５にはワイヤー・リール５１が装填されており、金属ワイヤー５０は、ワイヤー繰出し速度制御装置５３によりその繰出し速度を制御されたワイヤー繰出しロール５２により、浸漬ランス４内に挿入供給される。金属ワイヤー供給機５には、圧力計５５の数値に基づく流量圧力制御器５７の指令により作動する流量制御弁５６により流量および圧力を制御されたキャリアーガス５４が導入され、金属ワイヤー５０とともに浸漬ランス４内に供給される。
The upper end of the immersion lance 4 is connected to a
１−２．熱間圧延条件
そして、連続鋳造試験により得られた連続鋳造鋳片を素材として、熱間圧延を行い、鋼板の試作を行った。本試験では、ＥＰＭＡ分析用の試験片を採取するために、連続鋳造鋳片を一旦室温まで冷却した。その後、加熱炉に装入して所定の温度まで加熱して熱間圧延（仕上げ圧延を含む）を行った。鋼板は、熱間圧延完了後３秒以内に冷却を開始し、冷却後に巻取りを行った。各実施例の熱間圧延条件（鋼板厚、加熱温度、仕上圧延出口温度、平均冷却速度および巻取温度）は表２に示す通りとした。仕上圧延出口温度は、いずれもＡｒ３点以上であった。
1-2. Hot rolling conditions And, using the continuous cast slab obtained by the continuous casting test as a raw material, hot rolling was performed, and a trial production of a steel plate was performed. In this test, the continuous cast slab was once cooled to room temperature in order to collect a test piece for EPMA analysis. Then, it was charged in a heating furnace and heated to a predetermined temperature to perform hot rolling (including finish rolling). The steel sheet started to be cooled within 3 seconds after completion of hot rolling, and was wound after cooling. The hot rolling conditions (steel plate thickness, heating temperature, finish rolling outlet temperature, average cooling rate and winding temperature) of each example were as shown in Table 2. The finishing rolling exit temperature was Ar3 point or higher.
１−３．引張特性の評価条件
引張特性は、各熱延鋼板の圧延方向に垂直な方向に採取した、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号引張試験片を用いて測定した。引張特性としては、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）および伸び（ＥＬ）を対象とした。
1-3. Evaluation conditions for tensile properties Tensile properties were measured using No. 5 tensile specimens described in JIS Z 2201, which were taken in a direction perpendicular to the rolling direction of each hot-rolled steel sheet. As tensile properties, yield point (YP), tensile strength (TS) and elongation (EL) were targeted.
１−４．穴拡げ性の評価条件
穴拡げ性は、各熱延鋼板から採取した縦横それぞれ１５０ｍｍの正方形の試験片を用いた穴拡げ試験により評価した。穴拡げ試験は、試験片の中央に直径Ｄｏが１０ｍｍの打ち抜き穴を設け、先端角６０°の円錐ポンチでこの穴を拡げ、穴の縁にクラックが貫通する限界の直径Ｄｈを求めることによって行った。求めたＤｏおよびＤｈから限界穴拡げ率λを下記（２）式で算出し、穴拡げ性の評価指標とした。
λ＝（Ｄｈ−Ｄｏ）／Ｄｏ×１００ （％） ・・・（２）
1-4. Conditions for evaluating hole expandability Hole expandability was evaluated by a hole expansion test using square test pieces of 150 mm in length and width taken from each hot-rolled steel sheet. The hole expansion test is performed by providing a punched hole with a diameter Do of 10 mm in the center of the test piece, expanding the hole with a conical punch having a tip angle of 60 °, and obtaining a limit diameter Dh through which a crack penetrates the edge of the hole. It was. The critical hole expansion rate λ was calculated from the calculated Do and Dh by the following equation (2), and used as an evaluation index for hole expansion.
λ = (Dh−Do) / Do × 100 (%) (2)
１−５．偏析状態の評価条件
偏析状態は、Ｍｎ偏析指数を用いて評価した。Ｍｎ偏析指数は、連続鋳造鋳片の表面から厚さ方向に１／４の位置から採取した試験片について、ＥＰＭＡを用いてＭｎ含有率を線分析することによって求めた。試験片は、幅５０ｍｍ×長さ３０ｍｍ×厚さ８ｍｍとし、幅方向が鋳片表面と平行になるように採取した。ＥＰＭＡのビーム径は１μｍとし、試験片の幅と平行な方向に線分析を行い、Ｍｎ含有率の最大値を求めた。この最大値を、鋼板のＭｎ含有率の化学分析値で除した値をＭｎ偏析指数と定義した。Ｍｎ偏析指数が１に近いほど、鋳片にＭｎの偏析が少なく、理想的な状態に近いことを意味する。
1-5. Evaluation conditions of segregation state The segregation state was evaluated using the Mn segregation index. The Mn segregation index was determined by performing a line analysis of the Mn content using EPMA on a test piece collected from a position 1/4 in the thickness direction from the surface of the continuous cast slab. The test piece was 50 mm wide × 30 mm long × 8 mm thick, and was collected so that the width direction was parallel to the slab surface. The beam diameter of EPMA was 1 μm, line analysis was performed in a direction parallel to the width of the test piece, and the maximum value of Mn content was determined. The value obtained by dividing this maximum value by the chemical analysis value of the Mn content of the steel sheet was defined as the Mn segregation index. The closer the Mn segregation index is to 1, the less the segregation of Mn in the slab and the closer to the ideal state.
１−６．介在物微細分散化状態の評価条件
介在物微細分散化状態は、介在物指数を用いて評価した。まず、熱延鋼板から採取した試料について、電界放射型走査電子顕微鏡を用いてＴｉ窒化物のサイズと個数を測定した。視野の倍率は１０００〜１００００倍とし、面積１ｍｍ2の範囲を測定対象とした。そして、測定対象のＴｉ窒化物について、直径が５μｍを超えるものの全個数に対する割合を介在物指数と定義した。この介在物指数が小さいほど、粗大なＴｉ窒化物が少なく、Ｔｉ窒化物が微細化および分散化されていることを意味する。
1-6. Conditions for evaluating inclusion fine dispersion state The inclusion fine dispersion state was evaluated using the inclusion index. First, the size and the number of Ti nitrides were measured for a sample collected from a hot-rolled steel sheet using a field emission scanning electron microscope. The magnification of the field of view was 1000 to 10000 times, and the range of area 1 mm 2 was the measurement object. And about the Ti nitride of a measuring object, the ratio with respect to the total number of things whose diameter exceeds 5 micrometers was defined as the inclusion index. The smaller the inclusion index, the smaller the coarse Ti nitride, which means that the Ti nitride is refined and dispersed.
２．試験結果
上記条件で作製した連続鋳造鋳片および熱延鋼板について、引張特性、穴拡げ性、偏析状態および介在物微細分散化状態について評価を行った。試験結果を、前記表２に熱間圧延条件と併せて示した。
2. Test Results The continuous cast slab and hot rolled steel sheet produced under the above conditions were evaluated for tensile properties, hole expansibility, segregation state, and inclusion fine dispersion state. The test results are shown in Table 2 together with the hot rolling conditions.
引張特性のうち降伏点は、本発明例では４６７〜７９８ＭＰａ、比較例では４８７〜７５０ＭＰａであった。また、引張強さは本発明例では５８９〜８５５ＭＰａ、比較例では５１１〜８２３ＭＰａであり、伸びは本発明例では１８．７〜２７．７％、比較例では２２．２〜２４．６％であった。このように、引張特性については、本発明例と比較例とで大きな差はなかった。 Among the tensile properties, the yield points were 467 to 798 MPa in the present invention example and 487 to 750 MPa in the comparative example. Further, the tensile strength is 589 to 855 MPa in the present invention example, 511 to 823 MPa in the comparative example, the elongation is 18.7 to 27.7% in the present invention example, and 22.2 to 24.6% in the comparative example. there were. Thus, with respect to the tensile properties, there was no significant difference between the inventive example and the comparative example.
限界穴拡げ率は、本発明例では１１８〜１６６％、比較例では４８〜７７％であった。すなわち、穴拡げ性は、本発明例の方が比較例よりも優れていた。 The critical hole expansion rate was 118 to 166% in the examples of the present invention, and 48 to 77% in the comparative examples. That is, in terms of hole expansibility, the inventive example was superior to the comparative example.
Ｍｎ偏析指数は、本発明例では１．０２〜１．１４、比較例では２．２４〜３．１２であった。すなわち、ミクロ偏析は、本発明例の方が比較例よりも少なかった。 The Mn segregation index was 1.02-1.14 in the present invention example and 2.24-3.12 in the comparative example. That is, microsegregation was less in the inventive example than in the comparative example.
介在物指数は、本発明例では０．０００３〜０．００１３、比較例では０．０２２２〜０．０８２６であった。すなわち、本発明例の方が比較例よりも粗大なＴｉ窒化物が少なく、介在物微細分散化状態は良好であった。そのため、上述の穴拡げ性が、本発明例の方が比較例よりも優れていたと考えられる。 The inclusion index was 0.0003 to 0.0013 in the present invention example, and 0.0222 to 0.0826 in the comparative example. That is, the inventive example had less coarse Ti nitride than the comparative example, and the inclusion fine dispersion state was better. Therefore, it is considered that the above-described hole expandability is superior in the inventive example than in the comparative example.
本発明の高強度鋼板は、Ｍｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００２であり、限界穴拡げ率が１００〜２００であり、穴拡げ性と延性に優れている。 The high-strength steel sheet of the present invention has a Mn segregation index of 1.0 to 2.2, and has a diameter of 5 μm with respect to the total number of Ti nitrides measured in a range of area 1 mm 2 using a field emission scanning electron microscope. The ratio of the number of Ti nitrides exceeding 0.002 and the critical hole expansion rate of 100 to 200 are excellent in hole expansion and ductility.
本発明の連続鋳造方法は、上記の高強度鋼板を得るための鋳片を製造するのに必要な金属元素の適正量を溶鋼中に効率良く添加し、連続鋳造鋳片内に均一に分散させるための最適な連続鋳造方法である。また、本発明の熱延鋼板の製造方法によれば、上記高強度鋼板を製造することができる。 In the continuous casting method of the present invention, an appropriate amount of a metal element necessary for producing a slab for obtaining the above-described high-strength steel sheet is efficiently added to molten steel, and is uniformly dispersed in the continuous cast slab. It is an optimal continuous casting method for. Moreover, according to the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet of the present invention, the high-strength steel sheet can be manufactured.
したがって、本発明の高強度鋼板は、主としてプレス加工される自動車用の高強度鋼板をはじめとする構造用部材として、本発明の連続鋳造方法および熱延鋼板の製造方法は、上記高強度鋼板を得るための鋳片を製造する方法ならびにこの鋳片から上記高強度鋼板を製造する方法として、それぞれ広範に適用できる。 Accordingly, the high-strength steel sheet of the present invention is mainly used as a structural member including a high-strength steel sheet for automobiles that is press-processed. As a method for producing a slab for obtaining, and a method for producing the high-strength steel plate from this slab, the method can be widely applied.
１：溶鋼、 ２：タンディッシュ、 ３：取鍋、 ４：浸漬ランス、
５：金属ワイヤー供給機、 ５０：金属ワイヤー、 ５１：ワイヤー・リール、
５２：ワイヤー繰出しロール、 ５３：ワイヤー繰出し速度制御装置、
５４：キャリアーガス、 ５５：圧力指示調節弁、５６：流量制御弁、
５７：流量圧力制御器、 ６：浸漬ノズル、 ７：凝固シェル、 ８：連続鋳造鋳型
1: molten steel, 2: tundish, 3: ladle, 4: immersion lance,
5: Metal wire feeder, 50: Metal wire, 51: Wire reel
52: Wire feeding roll, 53: Wire feeding speed control device,
54: Carrier gas, 55: Pressure indicating control valve, 56: Flow control valve,
57: Flow pressure controller, 6: Immersion nozzle, 7: Solidified shell, 8: Continuous casting mold
Claims (7)
ＥＰＭＡを用いた線分析で測定したＭｎ含有率の最大値を、平均Ｍｎ含有率で除した値であるＭｎ偏析指数が１．０〜２．２であり、
電界放射型走査電子顕微鏡を用いて面積１ｍｍ2の範囲において測定したＴｉ窒化物の全個数に対する、直径５μｍを超えるＴｉ窒化物の個数の割合が０．００１３（−）以下であり、
限界穴拡げ率が１００〜２００であることを特徴とする高強度鋼板。 In mass%, C: 0.02 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.5% to 2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.0. 02% or less, Al: 0.005-0.3%, Ti: 0.01-0.25%, N: 0.0005-0.003%, O: 0.008% or less, Bi: 0.0001 -0.01% and Mg0.0001-0.01%, the balance consists of Fe and impurities,
Mn segregation index, which is a value obtained by dividing the maximum value of Mn content measured by line analysis using EPMA by the average Mn content, is 1.0 to 2.2,
The ratio of the number of Ti nitrides having a diameter of more than 5 μm to the total number of Ti nitrides measured in a range of 1 mm 2 using a field emission scanning electron microscope is 0.0013 (−) or less ,
A high-strength steel sheet having a critical hole expansion ratio of 100 to 200.
タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に浸漬させた浸漬ランス内に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、ＳｒおよびＢａのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを挿入することにより、
前記浸漬ランス内で金属蒸気および／または金属粒子を発生させ、前記金属蒸気および／または金属粒子をキャリアーガスとともに前記溶鋼中に供給することを特徴とする連続鋳造方法。 A continuous casting method for producing a slab for obtaining the high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 4,
Metal wire or rod containing Bi and Mg, or one or two of Bi and Mg and Ca, Sr and Ba in a dipping lance immersed in molten steel in a tundish or molten steel in a continuous casting mold By inserting a metal wire or rod containing the above,
A continuous casting method characterized by generating metal vapor and / or metal particles in the immersion lance and supplying the metal vapor and / or metal particles together with a carrier gas into the molten steel.
タンディッシュ内の溶鋼または連続鋳造鋳型内の溶鋼中に、ＢｉおよびＭｇを含有する金属ワイヤーもしくはロッド、またはＢｉおよびＭｇならびにＣａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ａｌ、ＺｒおよびＲＥＭのうち１種または２種以上を含有する金属ワイヤーもしくはロッドを供給することを特徴とする連続鋳造方法。 A continuous casting method for producing a slab for obtaining the high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 4,
Metal wire or rod containing Bi and Mg, or one or more of Bi and Mg and Ca, Sr, Ba, Al, Zr and REM in molten steel in tundish or molten steel in continuous casting mold A continuous casting method comprising supplying a metal wire or rod containing
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