JP6079726B2 - Manufacturing method of high-strength steel sheet - Google Patents
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Description
本発明は、自動車等の部材用として好適な高強度鋼板の製造方法に係り、特に製造する高強度鋼板の材質ばらつきが小さく、材質安定性に優れた高強度鋼板を製造する方法に関する。 The present invention relates to a method for manufacturing a high-strength steel sheet suitable for use in members of automobiles and the like, and more particularly, to a method for manufacturing a high-strength steel sheet having a small material variation and excellent material stability.
近年、地球環境保全の見地からＣＯ２排出量削減の要求が大きく、自動車車体に関しても、ＣＯ２排出量削減のため、軽量化が求められている。そのため、自動車の種々の部材へ高強度鋼が適用されており、最近では引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板も車体に適用されている。ここで、ＴＳ９８０ＭＰａ級以上の鋼板では、優れた成形性を得るため、軟質相であるフェライトと種々の硬質相を組み合わせた複合組織を有する鋼板が種々開発されている。 In recent years, there has been a great demand for CO 2 emission reduction from the viewpoint of global environmental conservation, and the automobile body is also required to be light in weight in order to reduce CO 2 emission. Therefore, high-strength steel is applied to various members of automobiles, and recently, steel plates having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more are also applied to the vehicle body. Here, in the steel plate of TS980 MPa class or higher, various steel plates having a composite structure in which ferrite that is a soft phase and various hard phases are combined have been developed in order to obtain excellent formability.
上記したような、フェライトと種々の硬質相を組み合わせた複合組織を有する鋼板の引張強度は、フェライト相と硬質相の分率により大きく影響される。また、その製造に際しては特許文献１等に示されるように、フェライト−オーステナイトの二相域焼鈍を行うことが一般的であった。 The tensile strength of a steel sheet having a composite structure in which ferrite and various hard phases are combined as described above is greatly influenced by the fraction of the ferrite phase and the hard phase. Further, in the production, as shown in Patent Document 1 and the like, it is common to perform ferrite-austenite two-phase region annealing.
一方、このような複合組織を有する高強度鋼板をプレス成形して製造する際、材質ばらつき、特に引張強度のばらつきにより、割れや形状不良の不具合が発生しやすく、自動車部品等の製造の効率が低下しコストアップの要因となるため、材質ばらつきを低減した鋼板が求められていた。 On the other hand, when high-strength steel sheets having such a composite structure are produced by press forming, defects in cracks and shape defects are likely to occur due to material variations, particularly tensile strength variations, and the efficiency of manufacturing automobile parts and the like is increased. Since this is a factor that decreases and increases costs, a steel sheet with reduced material variation has been demanded.
ここで、材質ばらつきを低減し、材質安定性に優れた鋼板を提供する技術として、特許文献２では、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１．０％以上のベイニティックフェライト相と、１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満で、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たす鋼組織を有する材質安定性と加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術が提案されており、上記各相の面積率を適正に制御することにより、材質安定性を確保することが開示されている。 Here, as a technology for providing a steel sheet with reduced material variation and excellent material stability, Patent Document 2 discloses an area ratio of 75% or more ferrite phase and 1.0% or more bainitic ferrite phase. And an area ratio of the martensite phase of 1.0% or more and less than 5.0% and a martensite area ratio / (Baini) Technology to produce high-strength hot-dip galvanized steel sheets with a steel structure satisfying (tick ferrite area ratio + pearlite area ratio) ≦ 0.6 and excellent in workability and workability has been proposed. It is disclosed that material stability is ensured by appropriately controlling.
特許文献３では、材質変動の原因として熱間圧延後の巻取温度の変動に着目し、Ｃｒの含有量を最適化することで、巻取温度の変動に対する材質安定性を確保した、材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法が提案されている。また、その実施例には、ＴＳ８１５ＭＰａ（８３．１ｋｇ／ｍｍ２）以下の高強度溶融亜鉛めっき鋼板について、ＴＳの巻取温度依存性が小さく、巻取温度の変動に対する材質安定性に優れることが開示されている。 In Patent Document 3, focusing on fluctuations in the coiling temperature after hot rolling as a cause of material fluctuations, material stability is ensured by optimizing the Cr content to ensure material stability against fluctuations in the coiling temperature. A high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent properties and a method for producing the same have been proposed. Moreover, in the Example, about TS815MPa (83.1kg / mm < 2 >) or less high-strength hot-dip galvanized steel sheet, the dependence of TS on the coiling temperature is small and the material stability against fluctuations in coiling temperature is excellent. It is disclosed.
特許文献４では、フェライトおよびマルテンサイトを主体とする複合組織からなる引張強度が７８０ＭＰａ〜１１８０ＭＰａの強度域におけるスポット溶接性および材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する技術が提案されている。特許文献４には、ＣｒおよびＭｏを必須成分として微量添加し、かつＭｎ量を多くすることにより特に材質の安定性を図ることが開示されている。特許文献５では、ＴＳ７８０ＭＰａ以上の鋼に対して、鋼素材の組成および熱間圧延条件を適正化することによって、冷延以降の工程において微細な炭化物を析出させてフェライトを有効に強化し、フェライトを微細化して加工性ならびに材質安定性に優れた高強度鋼板を製造する技術が提案されている。特許文献５では、材質安定性の目標値は、板幅方向中央部と板幅方向（１/４）部の引張強度差の絶対値が、引張強度の１０％以内、好ましくは５％以内としている。また、その製造方法として、均一微細な組織を有する冷延焼鈍板とするため、オーステナイト単相組織となる温度であるＡｃ３点以上の温度で焼鈍すること、特に材質安定性が要求される場合は、フェライトの生成量を安定させるため、冷却前のオーステナイト平均粒径を４μｍ以下とすることが好ましいことが開示されている。 Patent Document 4 proposes a technique for providing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in spot weldability and material stability in a strength range of 780 MPa to 1180 MPa in tensile strength composed of a composite structure mainly composed of ferrite and martensite. ing. Patent Document 4 discloses that the stability of the material is particularly improved by adding a small amount of Cr and Mo as essential components and increasing the amount of Mn. In Patent Document 5, for steel of TS780 MPa or more, by optimizing the composition of the steel material and the hot rolling conditions, fine carbides are precipitated in the processes after cold rolling to effectively strengthen the ferrite. A technique for producing a high-strength steel sheet having excellent workability and material stability by miniaturizing the steel has been proposed. In Patent Document 5, the target value of material stability is that the absolute value of the tensile strength difference between the central portion in the plate width direction and the (1/4) portion in the plate width direction is within 10% of the tensile strength, preferably within 5%. Yes. In addition, in order to obtain a cold-rolled annealed plate having a uniform and fine structure as its manufacturing method, annealing at a temperature of Ac3 point or higher, which is a temperature at which an austenite single-phase structure is formed, particularly when material stability is required. In order to stabilize the amount of ferrite produced, it is disclosed that the average austenite grain size before cooling is preferably 4 μm or less.
さらに、特許文献６、特許文献７には、フェライトとベイナイトを主体とした均一組織としたうえで、オーステナイト中のＣ濃度が低い不安定な残留オーステナイトを有する混合組織とし、成形性と衝突吸収エネルギー吸収特性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ以上あるいはＴＳ７００ＭＰａ以上の鋼板を得る技術が提案されている。特許文献６、特許文献７には、その製造方法として、連続焼鈍後の組織を均一微細化するために、オーステナイト単相組織となる温度以上に加熱して連続焼鈍し、所定の冷却速度で冷却後保持することが開示されている。 Further, in Patent Documents 6 and 7, a uniform structure mainly composed of ferrite and bainite is used, and a mixed structure having unstable retained austenite having a low C concentration in austenite is formed. There has been proposed a technique for obtaining a steel plate having a high absorption characteristic of TS780 MPa or more or TS700 MPa or more. In Patent Document 6 and Patent Document 7, as a manufacturing method thereof, in order to uniformly refine the structure after continuous annealing, heating is performed at a temperature higher than an austenite single-phase structure, and continuous annealing is performed, and cooling is performed at a predetermined cooling rate. Post-holding is disclosed.
例えば、特許文献２〜４に示されるように、フェライト−オーステナイトの二相域焼鈍により複合組織を有する鋼板を製造する場合、フェライト分率は焼鈍温度に依存して変化する。連続焼鈍ラインでは、異なる板厚や板幅の鋼板を接合して連続的に生産するため、鋼板の温度が鋼板の断面積や通板速度に依存して変化する。また、鋼板の幅方向や長手方向でも温度分布が生じる。このような焼鈍温度自体の変化や温度分布の変化を考慮すると、連続焼鈍により本発明が対象とするような高強度鋼板を製造する際には、焼鈍温度は目標焼鈍温度±２０℃程度の温度範囲、すなわち焼鈍温度範囲として４０℃程度の範囲で変動することが想定される。なお、本発明で対象とする鋼板は、板厚が０．６ｍｍ〜３．２ｍｍ程度、板幅が６００ｍｍ〜１８００ｍｍ程度、長さが２０００ｍ程度以下である。 For example, as shown in Patent Documents 2 to 4, when producing a steel sheet having a composite structure by two-phase annealing of ferrite-austenite, the ferrite fraction changes depending on the annealing temperature. In the continuous annealing line, steel plates having different plate thicknesses and plate widths are joined and continuously produced, so that the temperature of the steel plate changes depending on the cross-sectional area of the steel plate and the sheet passing speed. Moreover, temperature distribution arises also in the width direction and longitudinal direction of a steel plate. In consideration of such changes in the annealing temperature itself and changes in temperature distribution, when manufacturing a high-strength steel sheet that is the subject of the present invention by continuous annealing, the annealing temperature is a target annealing temperature of about ± 20 ° C. It is assumed that the range, that is, the annealing temperature range, varies within a range of about 40 ° C. In addition, the steel plate made into object by this invention is about 0.6 mm-3.2 mm in plate | board thickness, about 600 mm-1800 mm in plate width, and about 2000 m or less in length.
ここで、特許文献２では、その実施例を参照すると、得られている鋼板のＴＳは６４５ＭＰａ以下であり、また、特許文献３でも、上記したように対象となる鋼板のＴＳは７６０ＭＰａ以下である。これらの技術では、ＴＳ９８０ＭＰａ以上の鋼板について、これらの特許文献に開示されているのと同様の効果が得られるかどうかは不明である。さらに、これらの技術では、上記したような温度範囲で焼鈍温度が変動した場合の材質安定性については検討されていない。また、特許文献４は、上述したようにＣｒおよびＭｏを必須成分として添加し、その含有量を所定範囲に制御し、かつＭｎ量を多くすることで材質の安定性を図る技術である。なお、特許文献４では、Ｍｎ＝２．９５質量％、Ｃｒ＝０．３２質量％、Ｍｏ＝０．２８質量％の鋼について、所定の冷却条件とする場合に焼鈍温度を８２０℃以上に制御することで材質ばらつきが認められないこと、上記鋼について、比較的広い冷却速度範囲の場合、焼鈍温度差が３２℃で材質ばらつきが低減できることは開示されるが、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを多量に含有しない場合でも材質ばらつきを低減することについては、検討されておらず、本発明が対象とするような、焼鈍温度が４０℃程度の温度範囲で変動する場合に材質ばらつきを４０ＭＰａ以下に低減できるかどうかは不明である。 Here, in Patent Document 2, referring to the example, the TS of the obtained steel sheet is 645 MPa or less, and in Patent Document 3, the TS of the target steel sheet is 760 MPa or less as described above. . With these technologies, it is unclear whether the same effects as those disclosed in these patent documents can be obtained for steel plates of TS980 MPa or more. Furthermore, in these techniques, the material stability when the annealing temperature fluctuates in the temperature range as described above has not been studied. Patent Document 4 is a technique for improving the stability of a material by adding Cr and Mo as essential components as described above, controlling the content within a predetermined range, and increasing the amount of Mn. In Patent Document 4, the annealing temperature is controlled to 820 ° C. or higher when steel is Mn = 2.95% by mass, Cr = 0.32% by mass, and Mo = 0.28% by mass in a predetermined cooling condition. It is disclosed that the material variation is not recognized, and that the above steel has a relatively wide cooling rate range, the material temperature variation can be reduced at an annealing temperature difference of 32 ° C., but a large amount of Mn, Cr and Mo are disclosed. Even when not contained, reducing the material variation is not studied, and the material variation can be reduced to 40 MPa or less when the annealing temperature varies in a temperature range of about 40 ° C. as the object of the present invention. Whether it is unknown.
特許文献５では上記したように、連続焼鈍時の焼鈍温度について、一旦冷延鋼板をオーステナイト単相組織となる温度であるＡｃ３点以上の温度に加熱することが開示されるが、焼鈍温度が変動した場合に材質安定性を確保することについて、検討されていない。また、特許文献６、特許文献７も同様に、連続焼鈍時の焼鈍温度について、一旦冷延鋼板をオーステナイト単相組織となる温度であるＡｃ３点以上の温度に加熱することが開示されるが、焼鈍温度が変動した場合に材質安定性を確保することについて、検討されていない。 In Patent Document 5, as described above, regarding the annealing temperature during continuous annealing, it is disclosed that the cold-rolled steel sheet is once heated to a temperature equal to or higher than the Ac3 point, which is a temperature at which the austenite single-phase structure is formed, but the annealing temperature varies. In this case, it has not been studied to ensure material stability. Similarly, Patent Document 6 and Patent Document 7 disclose that the annealing temperature during continuous annealing is once heated to a temperature equal to or higher than the Ac3 point, which is a temperature at which the cold-rolled steel sheet becomes an austenite single-phase structure. It has not been studied to ensure material stability when the annealing temperature fluctuates.
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、ＴＳ９８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有し、しかも従来よりも材質ばらつきの小さい、すなわち、引張強度の焼鈍温度依存性が小さい高強度鋼板の製造方法を提供するものである。ここで材質ばらつきが小さいとは、具体的には、焼鈍温度範囲４０℃での引張強度（ＴＳ）の最小値と最大値の差が４０ＭＰａ以下であることを言う。また、本発明において鋼板とは、鋼板をコイル形状に巻き取ったもの、いわゆる鋼板コイルを含み、また、表面に溶融亜鉛めっきなど、めっきを施したものを含む。 The present invention was developed in view of the above-mentioned present situation, and has a high tensile strength of TS980 MPa or more, and has a smaller material variation than that of the prior art, that is, the production of a high-strength steel sheet having a small dependence of tensile strength on annealing temperature. A method is provided. Here, the small material variation means that the difference between the minimum value and the maximum value of the tensile strength (TS) in the annealing temperature range of 40 ° C. is 40 MPa or less. In the present invention, the steel sheet includes a steel sheet wound in a coil shape, a so-called steel sheet coil, and includes a surface subjected to plating such as hot dip galvanizing.
発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、フェライト−オーステナイトの二相域焼鈍にて製造されるＴＳ９８０ＭＰａ以上の鋼板の材質ばらつきの原因は、フェライト−オーステナイト二相域焼鈍時にフェライトおよびオーステナイト相の分率が焼鈍温度に依存して変化し、その相違が最終組織まで完全には解消されないためであることを知見した。上記したように、連続焼鈍により高強度鋼板を製造する際には、焼鈍温度が目標焼鈍温度±２０℃程度の温度範囲で変動することが想定される。発明者らは、材質ばらつき低減のためには、このような温度範囲でのフェライトとオーステナイトの分率変化を小さくすることが必要であると考えて鋭意検討し、以下の知見を見出した。
１）オーステナイト単相域焼鈍でも、焼鈍時のオーステナイト平均粒径が３μｍ超となると、冷却中のフェライト変態の粒径依存性がでてくるため、ＴＳの焼鈍温度依存性が大きくなる。
２）冷却中に開始するフェライト変態のフェライト変態温度が７５０℃以下である場合には、フェライト変態開始後のフェライト変態増加が急激であるため、冷却後の温度制御のばらつきによって、ＴＳの焼鈍温度依存性が大きくなる傾向にある。また、焼鈍温度が目標焼鈍温度±２０℃程度の温度範囲で変動した場合は、同じ冷却速度であっても、焼鈍温度が高い方がフェライト変態開始温度は低くなる。
The inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, the cause of the material dispersion of steel sheets of TS980 MPa or more manufactured by ferrite-austenite two-phase annealing is that the fraction of ferrite and austenite phase changes depending on the annealing temperature during ferrite-austenite two-phase annealing. However, they found that the difference was not completely resolved until the final organization. As described above, when manufacturing a high-strength steel sheet by continuous annealing, it is assumed that the annealing temperature varies within a temperature range of about the target annealing temperature ± 20 ° C. The inventors diligently considered that it is necessary to reduce the change in the fraction of ferrite and austenite in such a temperature range in order to reduce material variation, and found the following knowledge.
1) Even in the austenite single phase region annealing, when the average austenite grain size during annealing exceeds 3 μm, the grain size dependence of the ferrite transformation during cooling appears, so the TS dependence on the annealing temperature increases.
2) When the ferrite transformation temperature of the ferrite transformation started during cooling is 750 ° C. or less, the increase in ferrite transformation after the start of ferrite transformation is abrupt. Dependency tends to increase. Moreover, when the annealing temperature fluctuates in a temperature range of about the target annealing temperature ± 20 ° C., the ferrite transformation start temperature becomes lower as the annealing temperature is higher even at the same cooling rate.
これらの知見に基づき、発明者らは、焼鈍温度が目標焼鈍温度±２０℃の温度範囲、すなわち焼鈍温度が４０℃変動しても、Ａｃ３点以上かつオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍し、さらに、フェライト変態が７５０℃超えの温度域で開始する冷却速度で冷却することにより、ＴＳのばらつきを４０ＭＰａ以下に低減できることを見出した。 Based on these findings, the inventors have a temperature range in which the annealing temperature is the target annealing temperature ± 20 ° C., that is, the temperature range in which the austenite average particle size is 3 μm or less even when the annealing temperature varies by 40 ° C. It is found that the dispersion of TS can be reduced to 40 MPa or less by heating to a steel structure and annealing so that the steel structure becomes an austenite single phase and further cooling at a cooling rate at which the ferrite transformation starts in a temperature range exceeding 750 ° C. It was.
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．００１〜０．０４０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１０％、Ｎ：０．０００１〜０．００６０％、Ａｌ：０．０１〜１．５％を含有し、さらにＴｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延したのち、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法；ただし、ＴはＴ≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０℃）での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度であり、Ｖは（Ｔ＋４０℃）から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する速度である。
［２］前記［１］に記載の組成を有する鋼スラブを、スラブ温度：１１００〜１３００℃、仕上げ圧延温度：８００〜９５０℃として前記熱間圧延を施した後、仕上げ圧延温度〜７５０℃の温度域を平均冷却速度：５〜２００℃／秒として冷却して巻取り、酸洗し、冷間圧延したのち、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の温度域に加熱して該温度域で１０〜５００秒保持し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法；ただし、ＴはＴ≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０℃）での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度であり、Ｖは（Ｔ＋４０℃）から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する速度である。
［３］前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｏ：０．００５〜１．００％、Ｃｒ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％、Ｃｕ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする前記［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［４］前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成を有することを特徴とする前記［１］〜［３］のいずれかひとつに記載の高強度鋼板の製造方法。
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
[1] By mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 1.0 to 3.5%, P: 0.001 to 0.040% , S: 0.0001 to 0.010%, N: 0.0001 to 0.0060%, Al: 0.01 to 1.5%, Ti: 0.01 to 0.20%, Nb : A steel slab containing one or two selected from 0.01 to 0.20%, the balance being composed of Fe and inevitable impurities, hot-rolled, pickled, cooled After rolling, the steel structure is heated to a temperature range of T ° C. or more (T + 40 ° C.) and annealed so that the steel structure becomes an austenite single phase, and then cooled to 500 ° C. or less at V ° C./second. Method for producing high-strength steel sheet; where T is an austenite average in annealing at T ≧ Ac3 points and (T + 40 ° C.) Diameter of the temperature to be 3μm or less, V is the speed at which to start at 750 ° C. greater than the ferrite transformation in the cooling to 500 ° C. from (T + 40 ℃).
[2] A steel slab having the composition described in [1] above is subjected to the hot rolling at a slab temperature of 1100 to 1300 ° C. and a finish rolling temperature of 800 to 950 ° C., and then a finish rolling temperature of 750 ° C. The temperature range is cooled at an average cooling rate of 5 to 200 ° C./second, wound, pickled, cold-rolled, and heated to a temperature range of T ° C. or higher (T + 40 ° C.) and lower in the temperature range. A method for producing a high-strength steel sheet, which is held for ˜500 seconds and then cooled to 500 ° C. or less at V ° C./second; however, T is the average austenite grain size in annealing at T ≧ Ac3 point and (T + 40 ° C.) The temperature is such that the diameter becomes 3 μm or less, and V is the rate at which the ferrite transformation starts above 750 ° C. in cooling from (T + 40 ° C.) to 500 ° C.
[3] The steel slab is further mass%, B: 0.0001 to 0.01%, Mo: 0.005 to 1.00%, Cr: 0.005 to 2.00%, Ni: 0. 0.005 to 2.00%, Cu: 0.005 to 2.00%, V: 0.005 to 1.00%, or a composition containing one or more selected from 0.005 to 1.00% The method for producing a high-strength steel sheet according to [1] or [2].
[4] The steel slab further contains, by mass%, one or two selected from Ca: 0.001 to 0.01% and REM: 0.001 to 0.01%. The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of the above [1] to [3].
本発明によれば、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼において、同一成分の実機製造鋼板の全長全幅のＴＳの変動を、通板条件によらず４０ＭＰａ以下とすることができる。そして、本発明により得られる材質ばらつきの小さい高強度鋼板により、高強度自動車部品を効率よく安定的に生産することができる。さらに、特に好ましい製造条件に限定することで、上記ＴＳの変動を２０ＭＰａ以下とすることができる。 According to the present invention, in a steel having a TS of 980 MPa or more, the fluctuation of the TS of the full length of the actual machine manufactured steel plate of the same component can be made 40 MPa or less regardless of the sheet passing conditions. And the high-strength automobile parts can be efficiently and stably produced by the high-strength steel sheet with small material variation obtained by the present invention. Furthermore, by limiting to particularly preferable production conditions, the variation of the TS can be 20 MPa or less.
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼スラブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Hereinafter, the present invention will be specifically described.
First, the reason why the component composition of the steel slab is limited to the above range in the present invention will be described. Unless otherwise specified, “%” in relation to ingredients means mass%.
Ｃ：０．０５〜０．３０％以下
Ｃは硬質相の分率を増加させることによりＴＳを上昇させるとともにオーステナイト中に濃化することにより室温でオーステナイトを存在させるため、本発明には不可欠の元素である。９８０ＭＰａ以上のＴＳを得るためには、０．０５％以上のＣ量が必要である。しかし、Ｃ量が０．３０％を超えるとスポット溶接性が著しく劣化し、鋼板が硬くなることにより製造性も低下する傾向にある。そのため、Ｃ量は０．０５％以上０．３０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．１０％以上０．２６％以下である。
C: 0.05 to 0.30% or less C increases TS by increasing the fraction of the hard phase and austenite is present at room temperature by concentration in austenite. It is an element. In order to obtain a TS of 980 MPa or more, a C amount of 0.05% or more is necessary. However, if the amount of C exceeds 0.30%, the spot weldability is remarkably deteriorated, and the manufacturability tends to be lowered due to the steel plate becoming hard. Therefore, the C content is limited to a range of 0.05% to 0.30%. Preferably they are 0.10% or more and 0.26% or less.
Ｓｉ：０．０１〜２．０％
Ｓｉは、固溶強化により強度向上に寄与する元素である。また、冷却中のフェライト変態速度を増加させて、最終組織のフェライト分率を安定化できる。これらの効果はＳｉ量を０．０１％以上とすることで発現する。しかし、Ｓｉ量が２．０％超えとなると、Ａｃ３点が著しく上昇するため、オーステナイト単相域焼鈍が困難となる。さらにはＳｉが鋼板表面に酸化物として濃化し、化成処理不良や不めっき等の表面欠陥の原因となる。それ故、Ｓｉ量は０．０１％以上２．０％以下に限定した。好ましくは０．４％以上１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下である。
Si: 0.01 to 2.0%
Si is an element that contributes to strength improvement by solid solution strengthening. In addition, the ferrite transformation rate during cooling can be increased to stabilize the ferrite fraction of the final structure. These effects are manifested when the Si content is 0.01% or more. However, when the Si amount exceeds 2.0%, the Ac3 point is remarkably increased, so that it becomes difficult to anneal the austenite single phase region. Furthermore, Si concentrates as an oxide on the surface of the steel sheet, causing surface defects such as defective chemical conversion and non-plating. Therefore, the Si content is limited to 0.01% or more and 2.0% or less. Preferably it is 0.4% or more and 1.5% or less, More preferably, it is 1.0% or less.
Ｍｎ：１．０〜３．５％
Ｍｎは、強度向上に寄与し、この効果はＭｎを１．０％以上含有することで認められる。一方、３．５％を超えて過度に含有すると、Ｍｎの偏析などに起因して材質が劣化したり、溶接性が低下する。それ故、Ｍｎ量は１．０％以上３．５％以下に限定した。好ましくは１．５％以上３．０％以下である。
Mn: 1.0 to 3.5%
Mn contributes to strength improvement, and this effect is recognized by containing 1.0% or more of Mn. On the other hand, if the content exceeds 3.5%, the material is deteriorated due to segregation of Mn or the like, or the weldability is lowered. Therefore, the amount of Mn is limited to 1.0% to 3.5%. Preferably they are 1.5% or more and 3.0% or less.
Ｐ：０．００１〜０．０４０％
Ｐは、強度向上に寄与する元素であるが、その反面溶接性を劣化させる元素でもある。Ｐ量が０．０４０％を超えると溶接性を顕著に劣化させる。一方、０．００１％未満とするような過度のＰ低減は製鋼工程における製造コストの増加を伴う。それ故、Ｐ量は０．００１％以上０．０４０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．００１％以上０．０２５％以下、より好ましくは０．００１％以上０．０１５％以下である。
P: 0.001 to 0.040%
P is an element that contributes to strength improvement, but it is also an element that deteriorates weldability. When the P content exceeds 0.040%, the weldability is remarkably deteriorated. On the other hand, excessive P reduction such as less than 0.001% is accompanied by an increase in manufacturing cost in the steel making process. Therefore, the P content is limited to the range of 0.001% to 0.040%. Preferably they are 0.001% or more and 0.025% or less, More preferably, they are 0.001% or more and 0.015% or less.
Ｓ：０．０００１〜０．０１０％
Ｓ量が増加すると熱間赤熱脆性の原因となり、製造工程上不具合を生じる場合がある。またＳは介在物ＭｎＳを形成し、冷間圧延後に板状の介在物として存在することにより、特に材料の極限変形能を低下させ、伸び、曲げ性などの成形性を低下させる。Ｓ量が０．０１０％までは、上記したような問題はない。一方、０．０００１％未満とするような過度のＳ量の低減は、製鋼工程における脱硫コストの増加を伴う。それ故、Ｓ量は０．０００１％以上０．０１０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０００１％以上０．００３０％以下である。
S: 0.0001 to 0.010%
Increasing the amount of S may cause hot red heat embrittlement and may cause problems in the manufacturing process. Further, S forms inclusions MnS and exists as plate-like inclusions after cold rolling, so that particularly the ultimate deformability of the material is lowered and the formability such as elongation and bendability is lowered. There is no problem as described above until the amount of S is 0.010%. On the other hand, excessive reduction of the amount of S that is less than 0.0001% is accompanied by an increase in desulfurization cost in the steel making process. Therefore, the S content is limited to a range of 0.0001% to 0.010%. Preferably it is 0.0001% or more and 0.0030% or less.
Ｎ：０．０００１〜０．００６０％
組織強化鋼の材料特性に及ぼすＮの影響はあまり大きくない。Ｎ量が０．００６０％以下であれば本発明の効果を損なわない。一方、フェライトの清浄化による延性向上の観点からはＮ量は少ないほうが望ましいが、Ｎ量を０．０００１％未満とするような過度のＮ量の低減は、製鋼上のコストの増大を招く。このため、Ｎ量の下限は０．０００１％とし、Ｎ量は０．０００１％以上０．００６０％以下の範囲とした。
N: 0.0001 to 0.0060%
The influence of N on the material properties of the structure strengthened steel is not so great. If the amount of N is 0.0060% or less, the effect of the present invention is not impaired. On the other hand, from the viewpoint of improving the ductility by cleaning ferrite, it is desirable that the N content is small. However, excessive reduction of the N content so that the N content is less than 0.0001% leads to an increase in cost on steelmaking. For this reason, the lower limit of the N amount is 0.0001%, and the N amount is in the range of 0.0001% to 0.0060%.
Ａｌ：０．０１〜１．５％
Ａｌは、製鋼工程において脱酸剤として有効な元素である。さらに、Ａｌは焼鈍後の冷却時にフェライト変態を促進させ、最終組織のフェライト分率を安定化できる。このような効果を得るには、Ａｌを０．０１％以上添加することが必要である。一方、１．５％を超えてＡｌを添加すると、鋼成分コストの増大を招くだけでなく、Ａｃ３点を著しく上昇させるため、オーステナイト単相域焼鈍が困難となる。それ故、Ａｌ量は０．０１％以上１．５％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０２％以上１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。
Al: 0.01 to 1.5%
Al is an element effective as a deoxidizer in the steel making process. Furthermore, Al can promote ferrite transformation during cooling after annealing, and can stabilize the ferrite fraction of the final structure. In order to obtain such an effect, it is necessary to add 0.01% or more of Al. On the other hand, if Al is added in excess of 1.5%, not only will the steel component cost be increased, but the Ac3 point will be significantly raised, making austenite single phase annealing difficult. Therefore, the Al content is limited to a range of 0.01% to 1.5%. Preferably it is 0.02% or more and 1.0% or less, More preferably, it is 0.5% or less.
本発明では、さらにＴｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％のうちから選ばれた１種または２種を含有する成分組成とする。 In this invention, it is set as the component composition containing 1 type or 2 types further chosen from Ti: 0.01-0.20% and Nb: 0.01-0.20%.
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％
Ｔｉは、鋼中でＣまたはＮと微細炭化物や微細窒化物を形成することにより、焼鈍時のオーステナイト粒を微細化することができる。このようなＴｉによるオーステナイト粒の微細化は、焼鈍後の冷却中におけるフェライト変態を促進し、最終組織のフェライト分率を安定化できる。これらの効果を得るためには、０．０１％以上のＴｉが必要である。Ｔｉ量が、０．２０％を超えると、この効果は飽和する。従って、Ｔｉ量は０．０１％以上０．２０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０１％以上０．１５％以下の範囲である。
Ti: 0.01-0.20%
Ti can refine austenite grains during annealing by forming fine carbides or fine nitrides with C or N in steel. Such refinement of austenite grains with Ti promotes ferrite transformation during cooling after annealing, and can stabilize the ferrite fraction of the final structure. In order to obtain these effects, 0.01% or more of Ti is necessary. When the amount of Ti exceeds 0.20%, this effect is saturated. Therefore, the Ti content is limited to a range of 0.01% to 0.20%. Preferably it is 0.01% or more and 0.15% or less of range.
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、鋼中でＣまたはＮと微細炭化物や微細窒化物を形成することにより、焼鈍時に微細なオーステナイト粒を得ることができ、冷却中のフェライト変態を促進することができる。Ｎｂは、この効果により最終組織のフェライト分率を安定化できる。このような効果を得るためには、Ｎｂ量を０．０１％以上とする必要がある。Ｎｂ量が０．２０％を超えると、この効果は飽和する。従って、Ｎｂ量は０．０１％以上０．２０％以下の範囲に限定した。好ましくは０．０１％以上０．１５％以下の範囲である。
Nb: 0.01-0.20%
Nb, like Ti, can form fine austenite grains during annealing by forming fine carbides or fine nitrides with C or N in steel, and can promote ferrite transformation during cooling. . Nb can stabilize the ferrite fraction of the final structure due to this effect. In order to obtain such an effect, the Nb amount needs to be 0.01% or more. When the amount of Nb exceeds 0.20%, this effect is saturated. Therefore, the Nb content is limited to a range of 0.01% to 0.20%. Preferably it is 0.01% or more and 0.15% or less of range.
本発明の製造方法にて用いる鋼スラブは、上記の成分組成を必須とし、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成からなるものであるが、必要に応じて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｏ：０．００５〜１．００％、Ｃｒ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％、Ｃｕ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種以上や、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１％のうちから選ばれた１種または２種を、個別にあるいは同時に適宜含有させることができる。 The steel slab used in the production method of the present invention has the above-described component composition essential, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities, but if necessary, in mass%, B: 0.0001 -0.01%, Mo: 0.005-1.00%, Cr: 0.005-2.00%, Ni: 0.005-2.00%, Cu: 0.005-2.00%, V: 1 type or 2 types or more selected from 0.005 to 1.00%, or mass%, Ca: 0.001 to 0.01%, REM: 0.001 to 0.01% One or two selected from among them can be appropriately contained individually or simultaneously.
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｏ：０．００５〜１．００％、Ｃｒ：０．００５〜２．００％、Ｎｉ：０．００５〜２．００％、Ｃｕ：０．００５〜２．００％、Ｖ：０．００５〜１．００％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖは、焼鈍後の焼入れ性向上により、ＴＳ確保を容易とするために添加することができる。上記したＢの効果は０．０００１％以上で発現し、０．０１％で飽和する。このため、Ｂを添加する場合、Ｂ量は０．０００１％以上０．０１％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。上記したＭｏの効果は０．００５％以上で発現し、１．００％で飽和する。よってＭｏを添加する場合、Ｍｏの添加量は０．００５％以上１．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．５０％以下、より好ましくは０．０２％以上０．３０％以下である。上記したＣｒの効果は０．００５％以上で発現し、２．００％で飽和する。よってＣｒを添加する場合、Ｃｒの添加量は０．００５％以上２．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上１．００％以下である。上記したＮｉの効果は０．００５％以上で発現し、２．００％で飽和する。よってＮｉを添加する場合、Ｎｉの添加量は０．００５％以上２．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上１．００％以下である。上記したＣｕの効果は０．００５％以上で発現し、２．００％で飽和する。よってＣｕの添加量は０．００５％以上２．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上１．００％以下である。上記したＶの効果は０．００５％以上で発現し、１．００％で飽和する。よってＶを添加する場合、Ｖの添加量は０．００５％以上１．００％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．５％以下である。
B: 0.0001 to 0.01%, Mo: 0.005 to 1.00%, Cr: 0.005 to 2.00%, Ni: 0.005 to 2.00%, Cu: 0.005 1 type or 2 types or more selected from 2.00%, V: 0.005 to 1.00% B, Mo, Cr, Ni, Cu, and V ensure TS by improving hardenability after annealing. Can be added to facilitate the process. The effect of B described above appears at 0.0001% or more and saturates at 0.01%. For this reason, when adding B, the amount of B shall be 0.0001% or more and 0.01% or less. Preferably it is 0.003% or less. The effect of Mo described above appears at 0.005% or more and is saturated at 1.00%. Therefore, when adding Mo, the addition amount of Mo shall be 0.005% or more and 1.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 0.50% or less, More preferably, they are 0.02% or more and 0.30% or less. The effect of Cr described above appears at 0.005% or more and saturates at 2.00%. Therefore, when adding Cr, the addition amount of Cr is set to 0.005% or more and 2.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 1.00% or less. The effect of Ni described above is manifested at 0.005% or more and is saturated at 2.00%. Therefore, when adding Ni, the addition amount of Ni is set to 0.005% or more and 2.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 1.00% or less. The effect of Cu described above appears at 0.005% or more, and saturates at 2.00%. Therefore, the addition amount of Cu is 0.005% or more and 2.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 1.00% or less. The effect of V described above appears at 0.005% or more and saturates at 1.00%. Therefore, when V is added, the amount of V is 0.005% or more and 1.00% or less. Preferably they are 0.02% or more and 0.5% or less.
Ｃａ：０．００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１％のうちから選ばれた１種または２種
Ｃａ、ＲＥＭはＭｎＳなど硫化物の形状制御により成形性を向上させる効果があるため、添加することができる。上記したＣａの効果を得るため、Ｃａ量は０．００１％以上とする必要がある。一方、０．０１％を超えて多量に含有させても、その効果は飽和する傾向にある。よって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａの添加量は０．００１％以上０．０１％以下、好ましくは０．００１％以上０．００５０％以下とする。上記したＲＥＭの効果を得るため、ＲＥＭ量は０．００１％以上とする必要がある。一方、０．０１％を超えて多量に含有させても、その効果は飽和する傾向にある。よって、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭの添加量は０．００１％以上 ０．０１％以下、好ましくは０．００１％以上０．００５０％以下とする。なお、ＲＥＭとは、希土類元素である。
Ca: 0.001 to 0.01%, REM: One or two kinds selected from 0.001 to 0.01% Ca, REM is an effect of improving formability by controlling the shape of sulfide such as MnS Can be added. In order to obtain the above Ca effect, the Ca content needs to be 0.001% or more. On the other hand, even if it is contained in a large amount exceeding 0.01%, the effect tends to be saturated. Therefore, when Ca is contained, the addition amount of Ca is 0.001% to 0.01%, preferably 0.001% to 0.0050%. In order to obtain the above-described REM effect, the REM amount needs to be 0.001% or more. On the other hand, even if it is contained in a large amount exceeding 0.01%, the effect tends to be saturated. Therefore, when REM is contained, the amount of REM added is 0.001% to 0.01%, preferably 0.001% to 0.0050%. Note that REM is a rare earth element.
次に、本発明の製造条件について説明する。 Next, the manufacturing conditions of the present invention will be described.
本発明の製造方法では、前記した成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延した後、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却する。ここで、ＴはＡｃ３点以上、かつ（Ｔ＋４０℃）での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度であり、Ｖは（Ｔ＋４０℃）から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する速度である。以下これらの条件について詳細に説明する。 In the production method of the present invention, a steel slab having the above-described composition is hot-rolled, pickled, cold-rolled, and then heated to a temperature range of T ° C. or more (T + 40 ° C.) to make the steel structure austenite. It anneals so that it may become a single phase, and then cools to 500 ° C. or less at V ° C./second. Here, T is a temperature at which the Ac 3 point or higher and the average austenite grain size becomes 3 μm or less upon annealing at (T + 40 ° C.), and V is a ferrite transformation exceeding 750 ° C. upon cooling from (T + 40 ° C.) to 500 ° C. Is the speed to start with. These conditions will be described in detail below.
Ｔ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の温度域に加熱して鋼組織がオーステナイト単相となるように焼鈍；ただし、ＴはＴ≧Ａｃ３点かつ（Ｔ＋４０℃）での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となる温度
前記したように、本発明が対象とするような高強度鋼板を製造する際には、焼鈍温度は目標焼鈍温度±２０℃程度の温度範囲、すなわち焼鈍温度範囲として４０℃程度の範囲で変動する。このような高強度鋼板の製造において、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０℃）とすると、実際に製造する際の焼鈍温度は、少なくともＴ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の温度域の範囲内となる。すなわち、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０℃）として焼鈍すれば、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の温度域に加熱して焼鈍することとなる。なおここでＴは目標焼鈍温度により適宜定まる温度である。また、目標焼鈍温度は、所望の材料特性により定めることができる。
Heating to a temperature range of T ° C. or more (T + 40 ° C.) and annealing so that the steel structure becomes an austenite single phase; provided that T is T ≧ Ac3 point and (T + 40 ° C.) annealing has an average austenite grain size of 3 μm. As described above, when manufacturing a high-strength steel sheet as the object of the present invention, the annealing temperature is a target annealing temperature range of about ± 20 ° C., that is, an annealing temperature range of about 40 ° C. Fluctuates in range. In the manufacture of such a high-strength steel sheet, if the target annealing temperature is (T + 20 ° C.), the annealing temperature at the time of actual manufacture is at least within a temperature range of T ° C. or more (T + 40 ° C.). That is, if annealing is performed with the target annealing temperature set at (T + 20 ° C.), the annealing is performed by heating to a temperature range of T ° C. or more (T + 40 ° C.). Here, T is a temperature appropriately determined by the target annealing temperature. The target annealing temperature can be determined by desired material characteristics.
このような焼鈍において、材質ばらつきを低下するためには、焼鈍時の鋼組織をオーステナイト単相とすることが必要である。焼鈍温度がＡｃ３点未満の場合、焼鈍時にフェライトが生成するため、引張強度の焼鈍温度依存性が所定の範囲とならない。そのため焼鈍温度はＡｃ３点以上とする必要がある。目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０℃）として製造する場合、焼鈍温度の変動を考慮すると、最も低い焼鈍温度はＴ℃となる。したがって、本発明においては、Ｔ℃をＡｃ３点以上とする必要がある。好ましくは、Ｔ℃は（Ａｃ３＋１５℃）以上である。 In such annealing, in order to reduce material variation, it is necessary to make the steel structure during annealing an austenite single phase. When the annealing temperature is less than the Ac3 point, ferrite is generated during annealing, so the tensile temperature dependency of the tensile strength is not within a predetermined range. Therefore, the annealing temperature needs to be Ac3 point or higher. When manufacturing with the target annealing temperature set at (T + 20 ° C.), the lowest annealing temperature is T ° C. in consideration of the variation of the annealing temperature. Therefore, in the present invention, T ° C. needs to be Ac3 point or higher. Preferably, T ° C is (Ac3 + 15 ° C) or higher.
一方、焼鈍時のオーステナイト平均粒径が３μｍを超えて大きくなると、冷却中のフェライト変態への影響が大きくなる。すなわち、焼鈍中のオーステナイト平均粒径が３μｍを超えると、焼鈍中のオーステナイト粒径が大きいほど冷却中のフェライト変態遅くなり、ＴＳの焼鈍温度依存性が大きくなる。ここで、焼鈍中の結晶粒径は焼鈍温度が高くなるほど大きくなる。また、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０℃）として製造する場合、焼鈍温度の変動を考慮すると、最も高い焼鈍温度は（Ｔ＋４０℃）となる。したがって、（Ｔ＋４０℃）での焼鈍におけるオーステナイト平均粒径を３μｍ以下とする必要がある。なお、（Ｔ＋４０℃）における鋼板のオーステナイト平均粒径を２μｍ以下とすることが好ましい。 On the other hand, when the average austenite grain size at the time of annealing exceeds 3 μm, the influence on the ferrite transformation during cooling increases. That is, when the average austenite grain size during annealing exceeds 3 μm, the larger the austenite grain size during annealing, the slower the ferrite transformation during cooling, and the greater the dependency of TS on the annealing temperature. Here, the crystal grain size during annealing increases as the annealing temperature increases. Moreover, when manufacturing by setting target annealing temperature as (T + 20 degreeC), when the fluctuation | variation of annealing temperature is considered, the highest annealing temperature will be (T + 40 degreeC). Therefore, the average austenite grain size in annealing at (T + 40 ° C.) needs to be 3 μm or less. In addition, it is preferable that the austenite average particle diameter of the steel plate in (T + 40 degreeC) shall be 2 micrometers or less.
ここでＡｃ３点は以下の式で求められる。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√Ｃ(％)−３０Ｍｎ(％)＋４４．７Ｓｉ(％)＋７００Ｐ(％)＋１００Ａｌ(％)＋３１．５Ｍｏ(％)−１１Ｃｒ(％)−１５．２Ｎｉ(％)−２０Ｃｕ(％)＋１０４Ｖ(％)
ただし、式中のＭ（％）は、元素Ｍの含有量（質量％）をあらわす。
Here, the Ac3 point is obtained by the following equation.
Ac3 (° C.) = 910−203√C (%) − 30Mn (%) + 44.7Si (%) + 700P (%) + 100Al (%) + 31.5Mo (%)-11Cr (%) − 15.2Ni (%) -20Cu (%) + 104V (%)
However, M (%) in the formula represents the content (mass%) of the element M.
また、焼鈍中にオーステナイト単相となっているか否かは、所定条件で焼鈍し、焼鈍直後に水焼入れを行い、鋼組織を観察することで確認することができる。焼鈍中に鋼板のオーステナイト平均粒径が３μｍ以下となっているか否かは、所定条件で焼鈍し、焼鈍直後に水焼入れを行い、飽和ピクリン酸溶液により旧オーステナイト粒界を現出し、旧オーステナイト平均粒径を切断法により求めることで、確認することができる。 Further, whether or not an austenite single phase is formed during annealing can be confirmed by annealing under predetermined conditions, water quenching immediately after annealing, and observing the steel structure. Whether the average austenite grain size of the steel sheet during annealing is 3 μm or less is determined by annealing under specified conditions, performing water quenching immediately after annealing, revealing old austenite grain boundaries with saturated picric acid solution, It can confirm by calculating | requiring a particle size by the cutting method.
Ｖ℃／秒で５００℃以下に冷却；ただし、Ｖは（Ｔ＋４０℃）から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する速度
この条件は本発明のもう一つの重要な条件である。上記焼鈍温度域から５００℃までの温度域は、フェライト変態に大きく影響する温度域である。冷却中にフェライト変態が開始するが、このフェライト変態開始温度（フェライト変態温度）が７５０℃以下である場合には、フェライト変態開始後のフェライト変態の増加が急激となる。このため、冷却後の温度のばらつきによって、ＴＳの焼鈍温度依存性が大きくなる傾向にある。
Cooling below 500 ° C. at V ° C./second; however, V is the rate at which the ferrite transformation starts above 750 ° C. in cooling from (T + 40 ° C.) to 500 ° C. This condition is another important condition of the present invention . The temperature range from the annealing temperature range to 500 ° C. is a temperature range that greatly affects the ferrite transformation. Ferrite transformation starts during cooling, but when this ferrite transformation start temperature (ferrite transformation temperature) is 750 ° C. or less, the increase in ferrite transformation after the start of ferrite transformation becomes abrupt. For this reason, the annealing temperature dependence of TS tends to increase due to temperature variations after cooling.
また、前記したように、同じ冷却速度であっても冷却の始点の温度が高いほうが、フェライト変態温度は低くなる。したがって、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０℃）として製造する場合、焼鈍温度の変動を考慮すると、（Ｔ＋４０℃）から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する速度Ｖで冷却することが必要となる。この場合の冷却は、ガス冷却が好ましいが、空冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことも可能である。また、この冷却速度は所定の温度に加熱した鋼板の種々の冷却速度での熱膨張率変化を測定することにより求めることができる。 Further, as described above, the ferrite transformation temperature becomes lower as the temperature of the cooling start point is higher even at the same cooling rate. Therefore, when manufacturing at a target annealing temperature of (T + 20 ° C.), considering the variation of the annealing temperature, cooling from (T + 40 ° C.) to 500 ° C. can be performed at a rate V at which the ferrite transformation starts above 750 ° C. Necessary. The cooling in this case is preferably gas cooling, but can also be performed by combining air cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, and the like. Moreover, this cooling rate can be calculated | required by measuring the thermal expansion coefficient change in the various cooling rates of the steel plate heated to predetermined temperature.
次に上記した本発明について、好ましい製造方法を例示して説明する。
まず、上記の成分組成に調製された溶鋼から、連続鋳造法または造塊−分塊法でスラブを製造する。ついで、得られたスラブを、冷却後、再加熱したのち、あるいは鋳造後加熱処理を経ずにそのまま、スラブ温度を１１００〜１３００℃として熱間圧延を行うことが好ましい。なお、スラブを再加熱する場合は、スラブ温度はスラブ加熱温度ともいう。スラブを加熱する場合には、スラブ加熱温度を１１００〜１３００℃とし、スラブ中に析出したＴｉおよびＮｂの炭窒化物を溶解させる。熱間圧延は、仕上げ圧延温度を８００〜９５０℃として行うことが好ましい。次いで、フェライト相とパーライト相の２相からなるバンド状組織の生成を抑制するため、仕上げ圧延温度〜７５０℃の温度域を平均冷却速度：５〜２００℃／秒として冷却して巻取り、熱延板とすることが好ましい。次いで得られた熱延板を酸洗後、冷間圧延により所望の板厚の冷延板とする。冷間圧延の圧下率は、組織の均一化のために３０％以上とすることが望ましい。次いで、得られた冷延板に焼鈍を施す。焼鈍工程では、上記したように、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の温度域に加熱して、該温度域で１０〜５００秒保持し、次いでＶ℃／秒で５００℃以下に冷却する。
以下、上記した好ましい製造条件の詳細について説明する。
Next, the above-described present invention will be described by illustrating a preferable manufacturing method.
First, slabs are produced from molten steel prepared to the above component composition by a continuous casting method or an ingot-bundling method. Next, it is preferable to perform hot rolling after cooling and reheating the obtained slab, or without performing a post-casting heat treatment, at a slab temperature of 1100 to 1300 ° C. In addition, when reheating a slab, slab temperature is also called slab heating temperature. When heating the slab, the slab heating temperature is set to 1100 to 1300 ° C., and Ti and Nb carbonitrides precipitated in the slab are dissolved. The hot rolling is preferably performed at a finish rolling temperature of 800 to 950 ° C. Subsequently, in order to suppress the formation of a band-shaped structure composed of two phases of a ferrite phase and a pearlite phase, the temperature range of the finish rolling temperature to 750 ° C. is cooled at an average cooling rate of 5 to 200 ° C./second, and wound. It is preferable to use a stretched plate. Next, the obtained hot-rolled sheet is pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a desired thickness. The rolling reduction of cold rolling is desirably 30% or more in order to make the structure uniform. Next, the obtained cold-rolled sheet is annealed. In the annealing step, as described above, heating is performed to a temperature range of T ° C. or higher (T + 40 ° C.) and held in the temperature range for 10 to 500 seconds, and then cooled to 500 ° C. or lower at V ° C./second.
Hereinafter, the details of the preferable manufacturing conditions described above will be described.
スラブ温度：１１００〜１３００℃
鋼スラブを一旦冷却した場合、加熱する前の段階で存在している粗大なＴｉ系析出物やＮｂ系析出物は、最終的に得られる鋼板内でも粗大な析出物として存在する。このような粗大な析出物が存在すると、冷間圧延後の焼鈍時にオーステナイト平均粒径を安定して３μｍ以下とすることが困難となる。このため、鋼スラブの鋳造時に析出したＴｉ系析出物やＮｂ系析出物を熱間圧延前に再溶解させる必要があり、スラブ温度を１１００℃以上とし、鋼スラブ中の粗大な析出物を溶解する。また、スラブ表層をスケールとして除去することにより、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥を除去し、鋼板表面の亀裂、凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からは、熱間圧延前のスラブ温度は１１５０℃以上とすることが好ましい。一方、スラブ温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、焼鈍時にオーステナイト平均粒径を安定して３μｍ以下とすることが困難となる。したがって、スラブ温度は１１００℃以上１３００℃以下の範囲とした。
Slab temperature: 1100-1300 ° C
When the steel slab is once cooled, coarse Ti-based precipitates and Nb-based precipitates existing in the stage before heating are present as coarse precipitates in the finally obtained steel plate. When such coarse precipitates are present, it becomes difficult to stabilize the average austenite grain size to 3 μm or less during annealing after cold rolling. For this reason, it is necessary to redissolve the Ti-based precipitates and Nb-based precipitates deposited during the casting of the steel slab before hot rolling, and the slab temperature is set to 1100 ° C. or more, and the coarse precipitates in the steel slab are dissolved. To do. In addition, by removing the slab surface layer as a scale, defects such as bubbles and segregation on the slab surface layer are removed, cracks and irregularities on the steel sheet surface are reduced, and a smooth steel sheet surface is achieved from the viewpoint of achieving a smooth steel sheet surface. The slab temperature is preferably 1150 ° C. or higher. On the other hand, when the slab temperature exceeds 1300 ° C., the austenite grains become coarse, and it becomes difficult to stabilize the average austenite grain size at 3 μm or less during annealing. Therefore, the slab temperature was set in the range of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
仕上げ圧延温度：８００〜９５０℃
仕上げ圧延温度が８００℃未満では、熱間時の負荷荷重が大きく、安定した熱間圧延が困難である。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大する。このため、地鉄−酸化物界面が荒れて酸洗後の鋼板表面の凹凸が大きくなり、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後にスケールの取れ残りなどが存在しやすくなり、鋼板の表面性状に悪影響を及ぼす。従って、仕上げ圧延温度は８００℃以上９５０℃以下とした。仕上げ圧延温度は、８５０℃以上９３０℃以下とすることが好ましい。
Finish rolling temperature: 800-950 ° C
When the finish rolling temperature is less than 800 ° C., the hot load is large, and stable hot rolling is difficult. On the other hand, when the finish rolling temperature exceeds 950 ° C., the amount of oxide (scale) generated increases rapidly. For this reason, the base iron-oxide interface is roughened and the unevenness of the steel plate surface after pickling becomes large, and the surface quality after pickling and cold rolling tends to deteriorate. Moreover, it becomes easy for scale residue to remain after pickling, which adversely affects the surface properties of the steel sheet. Accordingly, the finish rolling temperature is set to 800 ° C. or more and 950 ° C. or less. The finish rolling temperature is preferably 850 ° C. or higher and 930 ° C. or lower.
仕上げ圧延温度〜７５０℃の温度域での平均冷却速度：５〜２００℃／秒
仕上げ圧延温度から７５０℃までの温度域での平均冷却速度が５℃／秒未満であると、熱間圧延後に再結晶、粒成長して熱延板組織が粗大化すると共に、フェライトとパーライトが層状に形成されたバンド状組織となる。このようなバンド状組織を有する熱延板を冷間圧延し焼鈍すると、成分の濃度ムラが生じた状態で熱処理（焼鈍）されるため、焼鈍時のオーステナイト粒径が不均一となり、焼鈍時のオーステナイト平均粒径を安定して３μｍ以下とすることが困難となる。このため、仕上げ圧延温度〜７５０℃の温度域での平均冷却速度は５℃／秒以上とした。一方、当該温度域における平均冷却速度が２００℃／秒を超えても効果は飽和する傾向にあるので、当該温度域における平均冷却速度は５℃／秒以上２００℃／秒以下の範囲とした。
When the average cooling rate in the temperature range from the finish rolling temperature to 750 ° C. is less than 5 ° C./second after hot rolling, the average cooling rate in the temperature range from the finish rolling temperature to 750 ° C. is from 5 to 200 ° C./second. Recrystallization and grain growth increase the hot-rolled sheet structure, and a band-shaped structure in which ferrite and pearlite are formed in layers. When a hot-rolled sheet having such a band-like structure is cold-rolled and annealed, it is heat-treated (annealed) in a state where the concentration unevenness of the components occurs, so the austenite grain size during annealing becomes non-uniform, It becomes difficult to stabilize the austenite average particle size to 3 μm or less. For this reason, the average cooling rate in the temperature range of the finish rolling temperature to 750 ° C. is set to 5 ° C./second or more. On the other hand, since the effect tends to be saturated even if the average cooling rate in the temperature range exceeds 200 ° C./second, the average cooling rate in the temperature range is set in the range of 5 ° C./second to 200 ° C./second.
なお、上記した仕上げ圧延後の冷却の後、常法に従い、コイル形状に巻取り、熱延板とする。この際、巻取り温度が６５０℃を超えると、熱延板におけるスケール厚が増加し、酸洗、冷間圧延後の表面が荒れて大きな凹凸が形成された鋼板表面となり、鋼板の表面性状に悪影響を及ぼす。一方、巻取り温度が３５０℃未満では熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する。従って、巻取り温度は３５０℃以上６５０℃以下の範囲とすることが好ましい。また、熱延板中で析出物を効率的に析出させて組織の微細化および特性向上を図るためには、巻き取り温度は５５０℃以下とすることが好ましい。 In addition, after cooling after the above-described finish rolling, it is wound into a coil shape in accordance with a conventional method to obtain a hot rolled sheet. At this time, when the coiling temperature exceeds 650 ° C., the scale thickness in the hot rolled sheet increases, the surface after pickling and cold rolling becomes rough and becomes a steel sheet surface with large irregularities formed, and the surface properties of the steel sheet Adversely affect. On the other hand, when the coiling temperature is less than 350 ° C., the hot-rolled sheet strength increases, the rolling load in cold rolling increases, and the productivity decreases. Accordingly, the winding temperature is preferably in the range of 350 ° C. or higher and 650 ° C. or lower. In order to efficiently precipitate precipitates in a hot-rolled sheet to improve the structure and improve the properties, the winding temperature is preferably 550 ° C. or lower.
酸洗、冷間圧延
得られた熱延板には、常法に従い酸洗を施し、次いで所望の板厚まで冷間圧延を行う。酸洗の条件については、特に制限は無く、塩酸での酸洗など、従来公知の方法に従って行えばよい。冷間圧延についても特に制限は無く、従来公知の方法に従って行えばよい。なお、冷間圧延の圧下率は、特に限定するものではないが、組織の均一化のために３０％以上とすることが好ましい。
Pickling and cold rolling The obtained hot-rolled sheet is pickled according to a conventional method, and then cold-rolled to a desired thickness. The conditions for pickling are not particularly limited, and may be performed according to a conventionally known method such as pickling with hydrochloric acid. There is no restriction | limiting in particular also about cold rolling, What is necessary is just to perform according to a conventionally well-known method. Note that the rolling reduction of the cold rolling is not particularly limited, but is preferably 30% or more in order to make the structure uniform.
焼鈍条件：Ｔ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の温度域に加熱して該温度域で１０〜５００秒保持
前記のように、Ｔ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下に加熱して焼鈍する。この際、当該焼鈍温度域における保持時間を１０秒以上とすることで、鋼板組織を安定してオーステナイト単相とすることができる。保持時間が１０秒未満では焼鈍中にオーステナイト単相にならない場合があり、不均一な組織となり、ＴＳの焼鈍温度依存性が所定の範囲とならない場合がある。一方、長時間焼鈍によりオーステナイト粒（γ粒）は成長し粗大化する傾向にあり、上記の焼鈍温度域における保持時間が５００秒を超えると、（Ｔ＋４０℃）での焼鈍において、オーステナイト平均粒径を安定して３μｍ以下とすることが困難となる。したがって、上記焼鈍温度域での保持時間は、１０秒以上５００秒以下とした。好ましくは２０秒以上３００秒以下である。
Annealing conditions: Heated to a temperature range of T ° C. or more (T + 40 ° C.) and held in the temperature range for 10 to 500 seconds As described above, heated to T ° C. or more (T + 40 ° C.) and annealed. Under the present circumstances, a steel plate structure can be stably set as an austenite single phase by making holding time in the said annealing temperature range into 10 seconds or more. If the holding time is less than 10 seconds, an austenite single phase may not be formed during annealing, resulting in a non-uniform structure, and the annealing temperature dependence of TS may not be within a predetermined range. On the other hand, austenite grains (γ grains) tend to grow and become coarse due to long-term annealing, and when the holding time in the annealing temperature range exceeds 500 seconds, the average austenite grain size in annealing at (T + 40 ° C.). It is difficult to stabilize the thickness to 3 μm or less. Therefore, the holding time in the annealing temperature range is set to 10 seconds or more and 500 seconds or less. Preferably, it is 20 seconds or more and 300 seconds or less.
Ｖ℃／秒で５００℃以下に冷却
上記焼鈍に引き続き、前記したように、Ｖ℃／秒で５００℃以下に冷却する。すなわち、（Ｔ＋４０℃）から５００℃までの冷却においてフェライト変態が７５０℃超で開始する速度Ｖで少なくとも５００℃まで冷却する。なお、５００℃以下の冷却に関しては、特に限定する必要は無く、例えば室温まで該冷却速度で冷却してもよいし、室温〜５００℃の所定温度まで該冷却速度で冷却を続けてもよい。また、５００℃以下に冷却後、３５０〜５００℃の温度域、好ましくは３７０〜４５０℃の温度域に３０秒以上保持すると、残留オーステナイトを生成させることができる場合があり、延性が向上するため好ましい。また、３５０℃未満の温度にいったん冷却した後、３５０℃以上６００℃以下に再加熱すると伸びフランジ性を向上させることができるため好ましい。
Cooling to 500 ° C. or less at V ° C./second Following the annealing, cooling to 500 ° C. or less at V ° C./second as described above. That is, in the cooling from (T + 40 ° C.) to 500 ° C., the ferrite transformation is cooled to at least 500 ° C. at a speed V at which the ferrite transformation starts above 750 ° C. The cooling at 500 ° C. or lower is not particularly limited. For example, the cooling may be performed to the room temperature at the cooling rate, or the cooling may be continued to the predetermined temperature of room temperature to 500 ° C. Further, after cooling to 500 ° C. or lower, if retained in a temperature range of 350 to 500 ° C., preferably 370 to 450 ° C. for 30 seconds or longer, residual austenite may be generated, and ductility is improved. preferable. In addition, it is preferable to once cool to a temperature lower than 350 ° C. and then reheat to 350 ° C. or higher and 600 ° C. or lower because the stretch flangeability can be improved.
上記５００℃以下までの所定の冷却速度での冷却の後、めっき処理を施してもよい。例えば、該冷却後、連続して溶融亜鉛めっきもしくは合金化溶融亜鉛めっきを付与してもかまわない。また、最終的に得られた鋼板に、形状矯正や表面粗度調整の目的から調質圧延（スキンパス圧延ともいう）を行ってもかまわない。なお、過度にスキンパス圧延を行うと過多に歪が導入される結果、結晶粒が展伸され圧延加工組織となり、伸びや曲げ性が低下するため、スキンパス圧延の圧下率は０．１〜１．５％程度とすることが好ましい。 After cooling at a predetermined cooling rate up to 500 ° C. or lower, a plating treatment may be performed. For example, hot galvanizing or alloying hot dip galvanizing may be applied continuously after the cooling. Further, the steel sheet finally obtained may be subjected to temper rolling (also referred to as skin pass rolling) for the purpose of shape correction or surface roughness adjustment. If the skin pass rolling is performed excessively, excessive strain is introduced. As a result, the crystal grains are stretched to form a rolled structure, and the elongation and bendability are lowered. It is preferably about 5%.
次に、上記した本発明の高強度鋼板の製造方法により得られる鋼板の好ましい鋼組織について説明する。本発明における好ましい鋼組織は、フェライト相の体積分率が２０％以上７０％未満、該フェライト相の平均結晶粒径が２μｍ以下であり、粒径２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物を１００個／μｍ２以上有する鋼組織である。上記のようにして製造することにより、目標焼鈍温度を（Ｔ＋２０℃）として焼鈍した場合に、焼鈍温度がばらついても、すなわち焼鈍温度がＴ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の範囲で変動しても、フェライト相の体積分率が２０％以上７０％未満、該フェライト相の平均結晶粒径が２μｍ以下であり、粒径２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物を１００個／μｍ２以上有する鋼組織を有する鋼板を得ることが可能である。
以下好ましい鋼組織について説明する。
Next, the preferable steel structure of the steel plate obtained by the manufacturing method of the above-described high-strength steel plate of the present invention will be described. A preferable steel structure in the present invention has a ferrite phase volume fraction of 20% or more and less than 70%, an average crystal grain size of the ferrite phase of 2 μm or less, and 100 carbides / μm 2 having a grain size of 2 nm or more and 20 nm or less. It is a steel structure having the above. By manufacturing as described above, even when annealing is performed with the target annealing temperature set to (T + 20 ° C.), even if the annealing temperature varies, that is, even if the annealing temperature fluctuates within a range of T ° C. or more (T + 40 ° C.). And a steel structure having a steel structure having a ferrite phase volume fraction of 20% to less than 70%, an average crystal grain size of the ferrite phase of 2 μm or less, and 100 carbides / μm 2 or more of particles having a particle size of 2 nm to 20 nm. It is possible to obtain
A preferable steel structure will be described below.
フェライト相の体積分率を２０％以上とすることで、ＴＳ−伸びバランスを良好とする、具体的にはＴＳ×Ｅｌ≧１５０００ＭＰａ・％とすることができる。一方、フェライト相の体積分率が７０％以上となると、ＴＳ９８０ＭＰａ以上を確保するために、ＭｎやＳｉなどの強化元素を多量に添加する必要が生じる場合がある。よって、フェライト相は体積分率で２０％以上７０％未満とすることが好ましい。より好ましいフェライト相の体積分率は４０％以上６０％以下の範囲である。フェライト相の平均結晶粒径を２μｍ以下とすることで、均一微細な組織が得られ、曲げ特性が向上するとともに、材質ばらつきがさらに低減できる。より好ましくは、０．３μｍ以上１μｍ以下である。また、粒径２ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物を１００個／μｍ２以上を含有する組織とすることにより、最終組織をより均一微細化することが可能となり、材質ばらつきがさらに低減できる。なお、フェライト相の体積分率およびフェライト相の平均粒径や炭化物の粒径や個数は、成分および焼鈍後の冷却速度等を調整することにより適宜調整が可能である。 By setting the volume fraction of the ferrite phase to 20% or more, the TS-elongation balance can be improved, specifically, TS × El ≧ 15000 MPa ·%. On the other hand, when the volume fraction of the ferrite phase is 70% or more, it may be necessary to add a large amount of reinforcing elements such as Mn and Si in order to ensure TS980 MPa or more. Therefore, the ferrite phase is preferably 20% or more and less than 70% in volume fraction. A more preferable volume fraction of the ferrite phase is in the range of 40% to 60%. By setting the average crystal grain size of the ferrite phase to 2 μm or less, a uniform and fine structure can be obtained, bending characteristics can be improved, and material variations can be further reduced. More preferably, it is 0.3 μm or more and 1 μm or less. In addition, by making the carbide having a particle size of 2 nm or more and 20 nm or less into a structure containing 100 pieces / μm 2 or more, the final structure can be more uniformly refined, and material variations can be further reduced. The volume fraction of the ferrite phase, the average particle size of the ferrite phase, and the particle size and number of carbides can be appropriately adjusted by adjusting the components, the cooling rate after annealing, and the like.
得られる鋼板の鋼組織を、さらに、体積分率で１％以上３０％以下のベイナイトを有するとともにフェライトの体積分率とベイナイトの体積分率の合計を８４％以下とし、体積分率で１％以上２０％以下のオーステナイト、体積分率で１％以上４０％以下のマルテンサイトを有し、かつベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトの平均粒径を２μｍ以下とすることが、より好ましい。 The steel structure of the obtained steel sheet further has a bainite of 1% to 30% in volume fraction, and the total of the volume fraction of ferrite and the volume fraction of bainite is 84% or less, and the volume fraction is 1%. More preferably, the austenite is 20% or less, the martensite is 1% or more and 40% or less in volume fraction, and the average particle size of bainite, austenite, or martensite is 2 μm or less.
室温でオーステナイトを生成させるために、ベイナイト相を体積分率で１％以上生成させることが好ましい。一方で、多量に含有するとＴＳ９８０ＭＰａ以上の確保が困難となり、曲げ性も劣化するため、ベイナイト相の体積分率は３０％以下とすることが好ましい。フェライト相とベイナイト相の体積分率の合計が８４％を超えると、ＴＳ９８０ＭＰａ以上の確保が困難となるとともに曲げ性が劣化するため、８４％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、合計で７５％以下である。 In order to generate austenite at room temperature, it is preferable to generate a bainite phase in a volume fraction of 1% or more. On the other hand, if it is contained in a large amount, it becomes difficult to ensure TS980 MPa or more, and the bendability is also deteriorated. Therefore, the volume fraction of the bainite phase is preferably 30% or less. When the total volume fraction of the ferrite phase and the bainite phase exceeds 84%, it becomes difficult to ensure TS980 MPa or more and the bendability deteriorates. More preferably, it is 75% or less in total.
オーステナイトは延性を確保するために好ましい組織であり、体積分率で１％以上含有することが好ましい。オーステナイトは３％以上の含有でＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ％を達成できるため、オーステナイトの体積分率は３％以上とすることが好ましい。一方、オーステナイトが体積分率で２０％を超えて過剰に存在すると、曲げ性が劣化する。このため、オーステナイトの体積分率は１％以上２０％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは３％以上２０％以下、より好ましくは５％以上１７％以下である。 Austenite is a preferred structure for ensuring ductility, and it is preferable to contain 1% or more by volume fraction. Since austenite can achieve TS × El ≧ 20000 MPa% with a content of 3% or more, the volume fraction of austenite is preferably 3% or more. On the other hand, if austenite is excessively present in a volume fraction exceeding 20%, the bendability deteriorates. For this reason, it is preferable that the volume fraction of austenite shall be 1% or more and 20% or less, More preferably, it is 3% or more and 20% or less, More preferably, it is 5% or more and 17% or less.
マルテンサイトはＴＳを確保するために好ましい組織であり、その効果は体積分率を１％以上とすることで発現する。一方、マルテンサイトを体積分率で４０％を超えて過剰に含むと、曲げ性が劣化する。このため、マルテンサイトの体積分率は１％以上４０％以下とすることが好ましく、より好ましくは１％以上３０％以下であり、さらに好ましくは、１％以上２０％以下である。 Martensite is a preferable structure for securing TS, and the effect is manifested by setting the volume fraction to 1% or more. On the other hand, if martensite is excessively contained in a volume fraction exceeding 40%, the bendability deteriorates. For this reason, the volume fraction of martensite is preferably 1% or more and 40% or less, more preferably 1% or more and 30% or less, and further preferably 1% or more and 20% or less.
またこれらの組織の微細化は、鋼板の伸びおよび曲げ性の向上に寄与する。また、軟質な領域と硬質な領域が粗に存在すると、変形が不均一となり曲げ性が劣化する。この点、フェライト相と、ベイナイト相やオーステナイト相やマルテンサイト相といった硬質相が均一微細に存在すると、プレス成形等における鋼板の加工時や車体が衝突変形する際の圧潰時に鋼板の変形が均一となる。よって、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトは微細化することが好ましく、具体的には、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトの平均粒径は２μｍ以下とすることが好ましく、より好ましくは１μｍ以下である。一方、組織が細かすぎると降伏強度（ＹＳ）が急激に上昇し、成形性が低下するため、０．３μｍ以上とすることがましい。なお、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトの粒径は、本発明ではナイタールエッチングを施したサンプルをＳＥＭで観察した際に、同一と判別できる領域を一つの粒とみなして切断法により求めた値で規定した。 Further, the refinement of these structures contributes to the improvement of the elongation and bendability of the steel sheet. In addition, if the soft region and the hard region are present roughly, the deformation becomes non-uniform and the bendability deteriorates. In this regard, if the ferrite phase and the hard phase such as the bainite phase, austenite phase, and martensite phase are present uniformly and finely, the deformation of the steel plate is uniform during the processing of the steel plate in press forming or the crushing when the car body undergoes impact deformation. Become. Therefore, it is preferable to refine bainite, austenite, and martensite. Specifically, the average particle size of bainite, austenite, and martensite is preferably 2 μm or less, and more preferably 1 μm or less. On the other hand, if the structure is too fine, the yield strength (YS) increases rapidly and the formability decreases, so it is preferable to set it to 0.3 μm or more. The grain sizes of bainite, austenite, and martensite are values obtained by a cutting method in which, in the present invention, when a sample subjected to nital etching is observed with an SEM, an area that can be identified as the same is regarded as one grain. Stipulated.
また、上記以外の残部組織としては、パーライトやセメンタイトが考えられる。これらは含有しないほうが成形性の面からは好ましいが、これらの合計量が体積分率で５％以下であればとくに大きな問題はない。 Moreover, pearlite and cementite can be considered as the remaining structure other than the above. Although it is preferable not to contain these from the viewpoint of moldability, there is no particular problem if the total amount of these is 5% or less in terms of volume fraction.
表１に示す成分組成の鋼を実験室で真空溶解にて溶製し、表２−１、表２−２に示す種々の条件で熱間圧延、酸洗、圧下率：５０％の冷間圧延、連続焼鈍を施し、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板を製造し、材質の焼鈍温度依存性を調査した。なお、本実施例では、表１に示すように、ＲＥＭはＹ（イットリウム）を用いた。また、表２−１、表２−２に示す仕上げ圧延温度からの平均冷却速度は、仕上げ圧延温度〜７５０℃の温度域の平均冷却速度である。ここで、連続焼鈍は、目標焼鈍温度：（Ｔ＋２０℃）を想定して、表２−１、表２−２に示すＴ℃を定め、焼鈍温度のばらつきをシミュレイトするため、試験Ｎｏ．１〜２５に示すように、焼鈍温度をＴ℃、（Ｔ＋２０℃）、（Ｔ＋４０℃）として焼鈍した。各々の温度で焼鈍した鋼板から試験片を採取してＴＳを求め、求めたＴＳの最大値と最小値の差ΔＴＳにより材質ばらつき評価した。ΔＴＳが４０ＭＰａ以下である場合、焼鈍温度依存性が小さく材質ばらつきが小さいと評価できる。得られた結果を表２−１、表２−２および表３−１、表３−２に示す。 Steels having the component compositions shown in Table 1 were melted by vacuum melting in a laboratory, and hot-rolled, pickled, and reduced in a variety of conditions shown in Tables 2-1 and 2-2. Rolling and continuous annealing were performed to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm, and the dependency of the material on the annealing temperature was investigated. In this example, as shown in Table 1, REM used Y (yttrium). Moreover, the average cooling rate from the finish rolling temperature shown to Table 2-1 and Table 2-2 is an average cooling rate of a temperature range of finish rolling temperature -750 degreeC. Here, in order to simulate the variation in the annealing temperature by setting the T ° C. shown in Tables 2-1 and 2-2 assuming the target annealing temperature: (T + 20 ° C.), the continuous annealing is performed in accordance with Test No. As shown to 1-25, it annealed by making annealing temperature into T degreeC, (T + 20 degreeC), and (T + 40 degreeC). Specimens were sampled from steel plates annealed at each temperature to obtain TS, and the material variation was evaluated by the difference ΔTS between the maximum value and the minimum value of the obtained TS. When ΔTS is 40 MPa or less, it can be evaluated that the annealing temperature dependency is small and the material variation is small. The obtained results are shown in Table 2-1, Table 2-2, Table 3-1, and Table 3-2.
なお、焼鈍時のオーステナイト平均粒径の確認方法、引張特性の試験方法、鋼組織の観察方法を下記に示す。
（１）焼鈍時のオーステナイト平均粒径の確認方法
所定の焼鈍温度で５００秒焼鈍を行った鋼板を水焼入れし、飽和ピクリン酸溶液により旧オーステナイト粒界を現出し、旧オーステナイト平均粒径を切断法により求めた。
（２）引張特性
圧延方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を行い評価した。
（３）鋼板の組織
鋼板の圧延方向に平行な断面の１０００〜３０００倍間の適切な倍率で板厚１／４位置のＳＥＭ写真を撮影してフェライト分率、ベイナイト分率を測定した。組織の規定は、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、セメンタイトを目視で判断し、組織分率は、画像解析により求め、これを各々の相の体積分率とした。オーステナイト相は鋼板を板厚１／４位置まで研削した後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面の積分強度を測定し、これらから残留オーステナイトの分率を求め、残留オーステナイトの体積分率とした。残部をマルテンサイト分率とした。すなわち、マルテンサイト体積分率は、組織全体（１００％）から、上記したフェライト相、ベイナイト相、パーライト相、セメンタイトおよび残留オーステナイトの体積分率を減じて求めた。
フェライトの平均結晶粒径および硬質相（ベイナイト・オーステナイト・マルテンサイト）の平均粒径は、上記したように、ＳＥＭで粒と認識できる領域を一つの粒として切断法により平均粒径を求めた。
析出物のサイズおよび個数は薄膜法により、鋼板の板厚１／４位置のＴＥＭ試料を作製し、フェライト部分に析出した析出物を透過法により２０万倍〜３０万倍の倍率で観察し、フェライト中の析出物粒径および個数を測定した。
In addition, the confirmation method of the austenite average particle diameter at the time of annealing, the test method of a tensile characteristic, and the observation method of steel structure are shown below.
(1) Method for confirming average austenite grain size during annealing Water-quenched steel sheet that has been annealed at a predetermined annealing temperature for 500 seconds, reveals old austenite grain boundaries with saturated picric acid solution, and cuts old austenite average grain size Obtained by law.
(2) Tensile properties A No. 5 test piece described in JIS Z 2201 with the rolling direction as the longitudinal direction (tensile direction) was used to evaluate by performing a tensile test based on JIS Z 2241.
(3) Structure of steel plate SEM photographs at a 1/4 thickness position were taken at an appropriate magnification between 1000 and 3000 times the cross section parallel to the rolling direction of the steel plate, and the ferrite fraction and bainite fraction were measured. Regarding the definition of the structure, the ferrite phase, bainite phase, pearlite phase, and cementite were visually determined, and the structure fraction was determined by image analysis, and this was defined as the volume fraction of each phase. The austenite phase is obtained by grinding a steel plate to a 1/4 thickness position and then further polishing 0.1 mm by chemical polishing, using Mo Kα rays with an X-ray diffractometer using (200), (220 ), (311) plane and the (200), (211), (220) plane integral strength of bcc iron were measured, and the fraction of retained austenite was determined from these to obtain the volume fraction of retained austenite. The balance was the martensite fraction. That is, the martensite volume fraction was obtained by subtracting the volume fractions of the ferrite phase, bainite phase, pearlite phase, cementite, and retained austenite from the entire structure (100%).
As described above, the average grain size of the ferrite and the average grain size of the hard phase (bainite, austenite, martensite) were determined by a cutting method using a region that can be recognized as a grain by SEM as one grain.
The size and number of precipitates are prepared by a thin film method, a TEM sample at a thickness of 1/4 of the steel sheet, and the precipitates deposited on the ferrite portion are observed at a magnification of 200,000 to 300,000 times by a transmission method. The particle size and number of precipitates in the ferrite were measured.
また、焼鈍後の冷却中のフェライト変態開始温度は、次のようにして測定した。
所定板厚の鋼板を、幅３ｍｍ×長さ１０ｍｍに加工し、所定の温度まで加熱し、５００秒保持後、１〜１００℃／秒の種々の冷却速度で冷却し、冷却中の試験片の熱膨張率を測定し、その変化からフェライト変態開始点を決定した。
The ferrite transformation start temperature during cooling after annealing was measured as follows.
A steel plate having a predetermined plate thickness is processed into a width of 3 mm and a length of 10 mm, heated to a predetermined temperature, held for 500 seconds, cooled at various cooling rates of 1 to 100 ° C./second, The thermal expansion coefficient was measured, and the ferrite transformation start point was determined from the change.
表２−１、表２−２に示しているように、発明例の製造方法では、焼鈍温度がＴ℃以上（Ｔ＋４０℃）以下の範囲で、ΔＴＳ≦４０ＭＰａを達成してＴＳの焼鈍温度依存性が小さく、９８０ＭＰａ以上の高いＴＳを有し、材質ばらつきの小さい高強度鋼板を製造できることがわかる。比較例である試験Ｎｏ．２、試験Ｎｏ．５、試験Ｎｏ．９、試験Ｎｏ．１２は、（Ｔ＋４０℃）から５００℃までの冷却におけるフェライト析出温度が７５０℃未満であり、（Ｔ＋４０℃）での焼鈍においてオーステナイト平均粒径が３μｍを超えており、試験Ｎｏ．８はＴ℃がＡｃ３点未満、試験Ｎｏ．１４は（Ｔ＋４０℃）から５００℃までの冷却におけるフェライト変態開始温度が７５０℃未満であり、ΔＴＳが４０ＭＰａを超えていた。また、試験Ｎｏ．１１は焼鈍時間が短いために８６０℃以下でフェライトが残留しオーステナイト単相となっておらず、ΔＴＳが４０ＭＰａを超えていた。また、試験Ｎｏ．１９〜２２は、成分組成が本発明の範囲外のであり、ＴＳが９８０ＭＰａ未満であるか、ΔＴＳが４０ＭＰａを超えていた。 As shown in Tables 2-1 and 2-2, in the manufacturing method of the invention example, ΔTS ≦ 40 MPa is achieved in the annealing temperature range of T ° C. or higher (T + 40 ° C.) and lower, and the TS depends on the annealing temperature. It can be seen that a high-strength steel sheet having low TS, high TS of 980 MPa or more, and small material variation can be produced. Test No. which is a comparative example. 2, Test No. 5, Test No. 9, Test No. No. 12 has a ferrite precipitation temperature of less than 750 ° C. in the cooling from (T + 40 ° C.) to 500 ° C., and the average austenite grain size exceeds 3 μm in the annealing at (T + 40 ° C.). No. 8 is T ° C less than Ac3 point, Test No. In No. 14, the ferrite transformation start temperature in cooling from (T + 40 ° C.) to 500 ° C. was less than 750 ° C., and ΔTS exceeded 40 MPa. In addition, Test No. Since No. 11 had a short annealing time, ferrite remained at 860 ° C. or less and did not become an austenite single phase, and ΔTS exceeded 40 MPa. In addition, Test No. In 19-22, the component composition was outside the scope of the present invention, and TS was less than 980 MPa or ΔTS was more than 40 MPa.
表１の鋼Ｄの組成の実機スラブを用いて、スラブ加熱温度１２３０℃、仕上げ圧延温度９００℃、熱間仕上げ圧延温度〜７５０℃の温度域を平均冷却速度１００℃／秒で冷却し、５８０℃の温度でコイルに巻取り、ついで酸洗後、圧下率５０％で冷間圧延して、板厚１．２ｍｍ、板幅１０００ｍｍ、長さ１０００ｍの鋼板とし、コイル形状に巻取り、鋼板コイルとした。その後、鋼板コイルから鋼板を払い出しつつ、目標焼鈍温度を８３０℃、Ｔ℃を８１０℃として、保持時間１２０秒で焼鈍し、焼鈍温度から５００℃までの平均冷却速度を１２℃／秒として５００℃以下まで冷却した。このようにして得た鋼板コイルの先端から１ｍ、長手中央、尾端から１ｍの３箇所で板幅方向にエッジから５０ｍｍ、幅１／４、１／２の各点の計９点より採取した試験片で引張試験を行った。各点における実測した焼鈍温度および引張試験結果を表４に示す。なお、板幅３／４位置および該エッジとは反対側のエッジから５０ｍｍ位置での焼鈍温度も測定したが、各々表４に示す板幅１／４位置、エッジから５０ｍｍでの焼鈍温度とほぼ同等であった。引張試験の条件は実施例１と同様とした。表４に示すように、上記９点での求めたＴＳの最大値と最小値の差ΔＴＳは８ＭＰａであり、材質安定性に優れていることを確認した。 Using an actual slab having the composition of steel D in Table 1, a temperature range of a slab heating temperature of 1230 ° C., a finish rolling temperature of 900 ° C., and a hot finish rolling temperature of 750 ° C. is cooled at an average cooling rate of 100 ° C./sec. Winding on a coil at a temperature of ℃, then pickling, cold rolling at a reduction rate of 50% to make a steel plate with a plate thickness of 1.2 mm, a plate width of 1000 mm, and a length of 1000 m, wound into a coil shape, and a steel plate coil It was. Then, while paying out the steel plate from the steel plate coil, the target annealing temperature is 830 ° C., the T ° C. is 810 ° C., the holding time is 120 seconds, and the average cooling rate from the annealing temperature to 500 ° C. is 500 ° C. Cooled to: The steel plate coil thus obtained was sampled from a total of 9 points, 1 m from the tip, 1 m from the longitudinal center, and 1 m from the tail, in the plate width direction, 50 mm from the edge, 1/4 width, and 1/2 point. A tensile test was performed on the test piece. Table 4 shows the actually measured annealing temperature and tensile test results at each point. In addition, although the annealing temperature at the plate width 3/4 position and 50 mm position from the edge opposite to the edge was also measured, the annealing temperature at the plate width 1/4 position and 50 mm from the edge shown in Table 4, respectively, was almost the same. It was equivalent. The conditions for the tensile test were the same as in Example 1. As shown in Table 4, the difference ΔTS between the maximum value and the minimum value of TS obtained at the above 9 points was 8 MPa, and it was confirmed that the material stability was excellent.
本発明により、高い引張強度を有するだけでなく、材質ばらつきの小さい鋼板の製造が可能となり、高強度鋼板を用いる種々の分野での製造安定性および生産性向上が可能となる。 According to the present invention, it is possible to produce a steel sheet having not only high tensile strength but also small material variation, and it is possible to improve production stability and productivity in various fields using the high-strength steel sheet.
Claims (3)
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