WO2016125462A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高強度鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- WO2016125462A1 WO2016125462A1 PCT/JP2016/000408 JP2016000408W WO2016125462A1 WO 2016125462 A1 WO2016125462 A1 WO 2016125462A1 JP 2016000408 W JP2016000408 W JP 2016000408W WO 2016125462 A1 WO2016125462 A1 WO 2016125462A1
- Authority
- WO
- WIPO (PCT)
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- strength
- ferrite
- strength steel
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Definitions
- the present invention relates to a high-strength steel sheet suitable for use mainly in structural parts of automobile bodies and a method for producing the same.
- the present invention seeks to obtain a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, high rigidity (high Young's modulus), and excellent deep drawability and stretch flangeability. .
- TS tensile strength
- high rigidity high Young's modulus
- the rigidity of the structural component is determined by the plate thickness and Young's modulus of the steel plate. For this reason, it is effective to increase the Young's modulus of the steel sheet in order to achieve both weight reduction and rigidity of the structural component.
- the Young's modulus of the steel sheet is largely governed by the texture of the steel sheet, and in the case of iron that is a body-centered cubic lattice, it is high in the ⁇ 111> direction, which is the atomic dense direction, and conversely in the ⁇ 100> direction where the atomic density is small. It is known to be low.
- the Young's modulus of normal iron having no crystal orientation is about 206 GPa.
- the Young's modulus in that direction can be increased.
- Patent Document 1 discloses that “mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 0.3% or less, Mn: 1.0 to 3.5%.
- a slab composed of unavoidable impurities is hot-rolled, cold-rolled at a rolling reduction of 20 to 85%, and then recrystallized and annealed to have a ferrite single-phase microstructure, TS of 590 MPa or more, and A high-strength thin film excellent in rigidity, characterized in that the Young's modulus in the 90 ° direction with respect to the rolling direction is 230 GPa or more, and the average Young's modulus in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions with respect to the rolling direction is 215 GPa or more.
- a “steel plate manufacturing method” has been proposed.
- Patent Document 2 states that “in mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.05% or less, S : 0.01% or less, Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less, and Nb: 0.02 to 0.40%, with the balance being Fe and inevitable impurities, After rolling and cold rolling at a reduction ratio of 50% or more, recrystallization annealing has a mixed structure of ferrite and martensite, TS is 590 MPa or more, and the Young is perpendicular to the rolling direction. A method for producing a high-rigidity, high-strength steel sheet excellent in workability, characterized in that the rate is 225 GPa or more has been proposed.
- Patent Document 3 states that “in mass%, C: 0.010 to 0.050%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.005 to 0.1 %, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.5%, N: 0.01% or less, and Nb: 0.03 to 0.3%, the balance being Fe and inevitable impurities
- the steel slab having a steel structure containing a ferrite phase area ratio of 50% or more and a martensite phase area ratio of 1% or more by cold rolling after hot rolling and recrystallization annealing.
- a method for producing a high-strength steel sheet characterized by a Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling of 225 GPa or more and an average r value of 1.3 or more has been proposed.
- TS is 590 MPa or more
- Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction is 235 GPa or more, and has excellent hole expandability
- Patent Document 2 is effective in increasing the Young's modulus in only one direction of the steel sheet.
- this technique cannot be applied to improve the rigidity of structural parts of automobiles that require steel plates having high Young's modulus in each direction.
- Patent Document 3 discloses that the rigidity and workability are excellent, and among the workability, it discloses that the deep drawability is particularly excellent. However, this technique has a low TS of about 660 MPa.
- Patent Document 4 discloses that the rigidity and workability are excellent, and among the workability, it discloses that the hole expandability is particularly excellent.
- This technique only defines the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction, and is considered effective in increasing the Young's modulus in only one direction of the steel sheet.
- this technique cannot be applied to improve the rigidity of structural parts of automobiles that require steel plates having high Young's modulus in each direction.
- Patent Documents 1 to 4 do not necessarily take into consideration that they are excellent in deep drawability and stretch flangeability (hole expandability).
- the present invention has been developed in view of such circumstances, and has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and a high Young's modulus, and is further excellent in workability, particularly deep drawability and stretch flangeability. And it aims at providing the manufacturing method.
- TS tensile strength
- the “high Young's modulus” means that the Young's modulus in the 45 ° direction with respect to the rolling direction and the rolling direction is 205 GPa or more, and the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction is 220 GPa or more.
- excellent deep drawability means that the average r value ⁇ 1.05.
- excellent in stretch flangeability (hole expandability) means that the limiting hole expansion ratio is ⁇ ⁇ 20%.
- the high-strength steel sheet of the present invention is a high-strength cold-rolled steel sheet that is a cold-rolled steel sheet, a high-strength-plated steel sheet that is a plated steel sheet having a plating film on the surface, and a galvanized steel sheet that has a galvanized film on the surface.
- the galvanized film include a galvanized film and an alloyed galvanized film.
- ⁇ -fiber ⁇ 110> axis is a fiber texture parallel to the rolling direction
- ⁇ -fiber ⁇ 111> axis is rolled
- the steel sheet structure before the annealing treatment is a structure in which the solid solution C and N are reduced as much as possible and the texture of ⁇ -fiber and ⁇ -fiber is developed, so that annealing is performed during the subsequent annealing. It is possible to improve the Young's modulus in all directions by controlling the temperature to develop an ⁇ -fiber and ⁇ -fiber texture, particularly a ⁇ -fiber texture. Moreover, it becomes possible to ensure desired intensity
- the gist configuration of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.060% to 0.200%, Si: 0.50% to 2.20%, Mn: 1.00% to 3.00%, P: 0.100% or less S: 0.0100% or less, Al: 0.010% or more and 2.500% or less, N: 0.0100% or less, Nb: 0.001% or more and 0.200% or less, and V: 0.001%
- C * obtained from the following formula (1) satisfies the relationship of 500 ⁇ C * ⁇ 1300, and the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities
- the area ratio of ferrite is 20% or more
- the area ratio of martensite is 5% or more
- the area ratio of tempered martensite is 5% or more
- the average crystal grain size of the ferrite is 20.0 ⁇ m or less
- the ferrite And a high strength steel sheet having a microstructure in which the inverse strength ratio of ⁇ -
- each element symbol in a formula represents content (mass%) in the steel plate of each element (C, Nb, and V), and the unit of C * is mass ppm.
- the component composition is further, in mass%, Cr: 0.05% to 1.00%, Mo: 0.05% to 1.00%, Ni: 0.05% to 1.00%, And Cu: The high-strength steel sheet according to 1, which contains at least one element selected from 0.05% to 1.00%.
- the component composition is, in mass%, Ca: 0.0010% to 0.0050%, Mg: 0.0005% to 0.0100%, and REM: 0.0003% to 0.0050%. 4.
- the component composition further contains at least one element selected from Sn: 0.0020% to 0.2000% and Sb: 0.0020% to 0.2000% by mass%. 5.
- the high-strength steel plate according to any one of 1 to 4 above.
- C * (C ⁇ (12.0 / 92.9) ⁇ Nb ⁇ (12.0 / 50.9) ⁇ V ⁇ (12.0 / 180.9) ⁇ Ta) ⁇ 10000 (2) )
- each element symbol (C, Nb, V, and Ta) in a formula represents content (mass%) in the steel plate of each element, and the unit of C * is mass ppm.
- a high-strength steel sheet having a TS of 780 MPa or more and a high Young's modulus and excellent in deep drawability and stretch flangeability can be obtained with high productivity. Further, by applying the high-strength steel sheet of the present invention to, for example, an automobile structural member, fuel efficiency can be improved by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value is extremely large.
- Nb and V are added, a steel slab appropriately controlled in combination with the composition of other alloy elements is heated, and then the steel slab is hot-rolled. At this time, the hot rolling coiling temperature (CT) is relatively increased. Accordingly, it is important to reduce the solid solution C and N as much as possible by precipitating most of the interstitial elements C and N as carbides and nitrides by utilizing the precipitation promoting effect of the added Nb and V. is there.
- ⁇ -fiber ⁇ 110> axis is a fiber texture parallel to the rolling direction
- ⁇ -fiber ⁇ 111> axis is rolled
- the steel sheet structure before the annealing treatment thus obtained is a structure in which the solid solutions C and N are reduced as much as possible and the ⁇ -fiber and ⁇ -fiber textures are developed. Therefore, by subsequent annealing, the annealing temperature is controlled to develop the ⁇ -fiber and ⁇ -fiber textures, particularly the ⁇ -fiber texture, thereby improving the Young's modulus in all directions, as well as ferrite and martensite. In addition, it is possible to secure a desired strength by generating tempered martensite at a certain ratio or more. As a result, it is possible to produce a high-strength steel sheet having a TS of 780 MPa or more and a high Young's modulus and excellent in deep drawability and stretch flangeability.
- the high-strength steel sheet and the manufacturing method thereof according to the present invention will be described in detail by dividing them into component compositions, microstructures, and manufacturing methods.
- component composition will be described.
- “%” representing the content of the constituent elements of steel means “mass%” unless otherwise specified.
- [C: 0.060% or more and 0.200% or less] C forms a precipitate with Nb and V, thereby controlling the grain growth during hot rolling and annealing and contributing to a higher Young's modulus.
- C is an element indispensable for adjusting the area ratio and hardness when utilizing the structure strengthening by martensite and tempered martensite.
- the amount of C is less than 0.060%, the ferrite grain size becomes coarse, and it becomes difficult to obtain martensite and tempered martensite having the required area ratio, and martensite does not harden. Therefore, sufficient strength cannot be obtained.
- the amount of C exceeds 0.200%, it is necessary to increase the amount of Nb and V added accordingly. However, in this case, the carbide precipitation effect is saturated and the alloy cost increases. Therefore, the C content is 0.060% or more and 0.200% or less, preferably 0.080% or more and 0.130% or less.
- Si is one of the important elements in the present invention.
- Si which is a ferrite stabilizing element, is an element having a high solid solution strengthening ability in ferrite, and increases the strength of the ferrite itself, improves the work hardening ability, and increases the ductility of the ferrite itself.
- Si discharges solute C from ferrite to austenite to clean the ferrite. Thereby, the ferrite which has a texture advantageous to rigidity and deep drawability can be maintained over annealing.
- the Si amount needs to be 0.50% or more.
- the Si content exceeds 2.20%, the weldability of the steel sheet is deteriorated. Further, it promotes the generation of firelite on the surface of the slab during heating before hot rolling, and promotes the occurrence of surface defects in the hot-rolled steel sheet called red scale.
- Si oxide generated on the surface deteriorates the chemical conversion processability.
- Si oxide generated on the surface induces non-plating. Therefore, the Si content is 0.50% or more and 2.20% or less, preferably 0.80% or more and 2.10% or less.
- Mn greatly contributes to increasing the strength by enhancing the hardenability and promoting the generation of low-temperature transformation phases such as martensite and bainite in the cooling process during annealing. Moreover, Mn contributes to high strength as a solid solution strengthening element. In order to obtain such an effect, the amount of Mn needs to be 1.00% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 3.00%, the generation of ferrite necessary for improving the rigidity and deep drawability is remarkably suppressed during the cooling process during annealing. In addition, an increase in low-temperature transformation phases such as martensite and bainite results in extremely high strength of steel and deteriorates workability. Further, such a large amount of Mn also deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the Mn content is 1.00% or more and 3.00% or less, preferably 1.50% or more and 2.80% or less.
- P 0.100% or less
- P has an effect of solid solution strengthening and can be added according to a desired strength. Further, P is an element effective for complex organization since it promotes ferrite transformation. However, if the amount of P exceeds 0.100%, spot weldability is deteriorated. Moreover, when the alloying process of galvanization is performed, the alloying speed is reduced and the plating property is impaired. Therefore, the P amount needs to be 0.100% or less.
- the amount of P is preferably 0.001% or more and 0.100% or less.
- S is a factor that causes hot cracking during hot rolling, and also exists as a sulfide and lowers local deformability. For this reason, it is necessary to reduce the amount of S as much as possible. Therefore, the S content is 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less. On the other hand, if the amount of S is suppressed to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases. For this reason, it is preferable that the lower limit of the amount of S is 0.0001%. Therefore, the S content is 0.0100% or less, preferably 0.0001% or more and 0.0100% or less, more preferably 0.0001% or more and 0.0050% or less.
- Al 0.010% or more and 2.500% or less
- Al is useful as a deoxidizing element for steel.
- the amount of Al needs to be 0.010% or more.
- Al a ferrite-forming element, promotes ferrite formation during the cooling process during annealing, stabilizes austenite by concentrating C in austenite, and produces low-temperature transformation phases such as martensite and bainite. Promote. Thereby, the intensity
- the Al content is desirably 0.020% or more.
- the Al content is 0.010% or more and 2.500% or less, preferably 0.020% or more and 2.500% or less.
- N is an element that degrades the aging resistance of steel.
- the N content is 0.0100% or less, preferably 0.0060% or less.
- a lower limit of N amount may be allowed to be about 0.0005%.
- Nb 0.001% to 0.200%
- V 0.001% to 0.000. It is necessary to contain 200% or less.
- Nb forms fine precipitates at the time of hot rolling or annealing, and generates ferrite having an orientation that is advantageous for improving rigidity and deep drawability at the time of annealing. Moreover, Nb suppresses the coarsening of recrystallized grains and contributes effectively to improving the strength. In particular, when Nb is added in an appropriate amount, the austenite phase generated by reverse transformation during annealing is refined, so that the microstructure after annealing is also refined and the strength is increased. In order to obtain such an effect, the Nb amount needs to be 0.001% or more.
- the Nb content exceeds 0.200%, the carbonitride cannot be completely dissolved during reheating of a normal steel slab, and coarse carbonitride remains, so that the strength and recrystallization are increased. The suppression effect cannot be obtained.
- the Nb content is 0.001% or more and 0.200% or less, preferably 0.005% or more and 0.200% or less, and more preferably 0.010% or more and 0.200% or less.
- V forms precipitates with C, and produces ferrite having an orientation that is advantageous for improving rigidity and deep drawability during annealing. Moreover, V suppresses the coarsening of recrystallized grains and contributes effectively to improving the strength. In order to obtain such an effect, the V amount needs to be 0.001% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.200%, the carbonitride cannot be completely dissolved during reheating of a normal steel slab, and coarse carbonitrides remain. The effect of crystal suppression cannot be obtained.
- the recrystallization suppressing effect is obtained when the V amount exceeds 0.200%.
- the contribution is small, leading to an increase in alloy costs. Therefore, the V amount is 0.001% or more and 0.200% or less, preferably 0.005% or more and 0.200% or less.
- C * obtained from the following formula (1) must satisfy the relationship of 500 ⁇ C * ⁇ 1300 using the contents of C, Nb, and V described above.
- C * (C ⁇ (12.0 / 92.9) ⁇ Nb ⁇ (12.0 / 50.9) ⁇ V) ⁇ 10000 (1)
- each element symbol (C, Nb, and V) in a formula represents content (mass%) in the steel plate of each element, and the unit of C * is mass ppm.
- C * representing the surplus C amount within a range of 500 ppm to 1300 ppm
- required from the said (1) Formula shall be 500 mass ppm or more and 1300 mass ppm or less.
- C in the steel forms precipitates such as Nb, V, NbC, and VC.
- the amount of surplus C in steel can be calculated
- the high-strength steel sheet of the present invention further includes Cr: 0.05% to 1.00%, Mo: 0.05% to 1.00%, Ni: 0.05% Or more, 1.00% or less, and Cu: at least one element selected from 0.05% or more and 1.00% or less, B: 0.0003% or more and 0.0050% or less, Ca: 0.0.
- Cr, Mo, Ni and Cu not only serve as solid solution strengthening elements, but also stabilize austenite and facilitate complex formation in the cooling process during annealing.
- the Cr content, the Mo content, the Ni content, and the Cu content must each be 0.05% or more.
- the Cr content, the Mo content, the Ni content, and the Cu content each exceed 1.00%, formability and spot weldability deteriorate. Therefore, when adding Cr, Mo, Ni, and Cu, the amount is 0.05% or more and 1.00% or less, respectively.
- B suppresses the formation of pearlite and bainite from austenite, stabilizes austenite and promotes the formation of martensite. For this reason, B is effective in securing the strength. This effect is obtained when the B content is 0.0003% or more. On the other hand, even if B is added in excess of 0.0050%, the effect is saturated and the productivity during hot rolling is reduced. Therefore, when adding B, the amount shall be 0.0003% or more and 0.0050% or less.
- Ca, Mg, and REM are elements used for deoxidation, and are effective elements for spheroidizing the shape of the sulfide and improving the adverse effect of the sulfide on local ductility.
- the Ca content must be 0.0010% or more
- the Mg content must be 0.0005% or more
- the REM content must be 0.0003% or more.
- the Ca amount and the REM amount are each 0.0050%, and the Mg amount is more than 0.0100%, the inclusions and the like are increased to cause surface and internal defects.
- the Ca content is 0.0010% or more and 0.0050% or less
- the Mg content is 0.0005% or more and 0.0100% or less
- the REM content is 0.0003% or more and 0. 0050% or less.
- Sn and Sb are added as necessary from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitriding and oxidation of the steel sheet surface. Along with suppressing such nitridation and oxidation, it is possible to prevent the generation amount of martensite on the surface of the steel sheet from being reduced, thereby improving fatigue characteristics and aging resistance. In order to obtain such an effect, the Sn amount and the Sb amount must each be 0.0020% or more. On the other hand, if any of these elements is added excessively exceeding 0.2000%, the toughness is reduced. Therefore, when adding Sn and Sb, the amount is 0.0020% or more and 0.2000% or less, respectively.
- Ta like Nb and V, generates alloy carbide and alloy carbonitride and contributes to high strength.
- Ta partially dissolves in Nb carbides and Nb carbonitrides to form composite precipitates such as (Nb, Ta)-(C, N), thereby significantly suppressing the coarsening of the precipitates. Therefore, it is considered that there is an effect of stabilizing the contribution to strength by precipitation strengthening. For this reason, it is preferable to contain Ta.
- the effect of stabilizing the precipitates described above can be obtained by setting the Ta content to 0.0010% or more.
- the precipitate stabilizing effect is saturated and the alloy cost also increases. Therefore, when Ta is added, the content is within the range of 0.0010% to 0.1000%.
- C * (C ⁇ (12.0 / 92.9) ⁇ Nb ⁇ (12.0 / 50.9) ⁇ V ⁇ (12.0 / 180.9) ⁇ Ta) ⁇ 10000
- each element symbol (C, Nb, V, and Ta) in a formula represents content (mass%) in the steel plate of each element, and the unit of C * is mass ppm.
- C * representing the surplus C amount in a range of 500 ppm to 1300 ppm by mass it is possible to develop an orientation that is advantageous for improving rigidity and deep drawability during cold rolling and annealing, Moreover, strength can be ensured.
- C * showing the amount of surplus C shall be 500 mass ppm or more and 1300 mass ppm or less.
- C in the steel forms precipitates with Nb, V and Ta. For this reason, the amount of surplus C in steel in the case of adding Ta can be obtained by the above-described equation (2) in consideration of such precipitation.
- the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities. In addition, if it is a range which does not impair the effect of this invention, it does not refuse inclusion of components other than the above. However, about oxygen (O), a nonmetallic inclusion is produced
- the microstructure of the steel plate will be described.
- Area ratio of ferrite 20% or more
- Ferrite has a texture development effect that is advantageous for improving rigidity and deep drawability.
- the area ratio of ferrite needs to be 20% or more.
- the ferrite area ratio is preferably 30% or more.
- the ferrite here includes bainitic ferrite, polygonal ferrite, and acicular ferrite that do not include precipitation of carbides.
- the area ratio of ferrite is 20% or more, preferably 30% or more, more preferably 30% or more and 80% or less.
- Tempered martensite is a composite structure of ferrite and cementite having a high dislocation density obtained by heating martensite to a temperature equal to or lower than the Ac 1 transformation point, and effectively works to strengthen steel. Further, tempered martensite is a metal phase that has less adverse effect on hole expansibility than retained austenite and martensite and is effective in ensuring strength without a significant decrease in hole expansibility. Furthermore, when tempered martensite coexists with martensite, a decrease in stretch flangeability due to martensite is also suppressed. If the area ratio of tempered martensite is less than 5%, the above-described effects cannot be obtained sufficiently.
- the area ratio of the above-mentioned tempered martensite exceeds 60%, it becomes difficult to ensure a desired tensile strength TS. Therefore, the area ratio of tempered martensite is 5% or more, preferably 5% or more and 60% or less.
- the area ratio of ferrite, martensite and tempered martensite can be obtained as follows. After polishing the plate thickness section (L section) parallel to the rolling direction of the steel sheet, 3 vol. Corrosion with% nital, and a magnification of 2000 times using SEM (Scanning Electron Microscope) at a thickness of 1/4 position (position corresponding to 1/4 of the thickness in the depth direction from the steel sheet surface). 3 observations. From the obtained tissue image, the area ratio of the constituent phases (ferrite, martensite and tempered martensite) was calculated for three visual fields using Adobe Photoshop of Adobe Systems, and those values were averaged to obtain ferrite, martensite. The area ratio of each site and tempered martensite can be determined. In the above structure image, ferrite has a gray structure (underground structure), martensite has a white structure, and tempered martensite has a structure in which fine white carbide is precipitated on a gray background. Identification and area ratio measurement are possible.
- the average crystal grain size of ferrite is set to 20.0 ⁇ m or less.
- the lower limit of the average crystal grain size of ferrite is not particularly limited, but if it is less than 1 ⁇ m, the ductility tends to decrease. For this reason, the average crystal grain size of ferrite is preferably 1 ⁇ m or more.
- the average crystal grain size of the ferrite is a crystal through which the line segment drawn on the image passes the value obtained by correcting the length of the line segment drawn on the tissue image to the actual length using the above-mentioned Adobe Photoshop. Calculated by dividing by the number of grains.
- the total area ratio of the ferrite, martensite and tempered martensite is preferably 90% or more.
- the microstructure includes a well-known phase in a steel sheet such as bainite, tempered bainite, pearlite, cementite, etc. in an area ratio of 10% or less. The effect of the invention is not impaired.
- ⁇ -fiber is a fiber texture in which the ⁇ 110> axis is parallel to the rolling direction. Further, ⁇ -fiber is a fiber texture in which the ⁇ 111> axis is parallel to the normal direction of the rolling surface.
- the body-centered cubic metal is characterized in that ⁇ -fiber and ⁇ -fiber are strongly developed by rolling deformation, and a texture belonging to them is formed even by recrystallization.
- ⁇ -fiber in martensite including ferrite and tempered martensite was developed.
- the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber in the martensite including ferrite at the 1/4 plate thickness position of the steel plate and tempered martensite needs to be 1.00 or more.
- the upper limit of the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber in martensite including ferrite and tempered martensite is not particularly limited, but is about 3.00.
- the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber in martensite including ferrite and tempered martensite can be calculated as follows. First, the surface of the plate thickness section (L section) parallel to the rolling direction of the steel plate as a sample is smoothed by wet polishing and buffing using a colloidal silica solution. Thereafter, the sample surface was 0.1 vol. Corrosion with% nital reduces asperities on the sample surface as much as possible and completely removes the work-affected layer. Next, the SEM-EBSD (Electron Back-Scatter Diffraction) method is used for the 1 ⁇ 4 position of the steel sheet (position corresponding to 1 ⁇ 4 of the thickness in the depth direction from the steel sheet surface). To measure the crystal orientation.
- SEM-EBSD Electro Back-Scatter Diffraction
- the high-strength steel sheet of the present invention may be a cold-rolled steel sheet, and has a publicly known plating film such as a hot-dip galvanized film, an alloyed hot-dip galvanized film, an electrogalvanized film, and an Al plated film on the surface. It may be a plated steel plate.
- CR cold-rolled steel plate
- a steel slab having the above-described composition obtained by a continuous casting method is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower (steel slab heating step)
- the steel slab is hot rolled at a finishing temperature in the temperature range of 850 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower to form a hot rolled steel plate (hot rolling process)
- the hot rolled steel plate is heated in a temperature range of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
- Winding (winding process), if necessary after pickling treatment (pickling process), cold rolling the hot-rolled steel sheet at a cold rolling reduction of 40% or more to obtain a cold-rolled steel sheet (cold rolling process) ),
- This cold-rolled steel sheet is further heated to a temperature range of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower, held in the temperature range for 300 seconds or longer (first heat treatment step), then heated to 750 ° C. or higher and 950 ° C. or lower,
- the average cooling rate up to 500 ° C is 10
- the sample is heated to more than 250 ° C. and 600 ° C. or less and maintained at the temperature range for 10 seconds or more (third Heat treatment step).
- the steel plate (cold-rolled steel plate after the third heat treatment step) obtained as described above is further subjected to a plating treatment.
- a high-strength hot-dip galvanized steel sheet can be obtained by subjecting the steel sheet obtained as described above to hot-dip galvanizing treatment.
- a high strength alloyed hot dip galvanized steel sheet can be obtained by applying an alloying treatment of hot dip galvanization.
- Step slab heating process The Nb and V-based precipitates present at the stage of heating the cast steel slab will remain as coarse precipitates in the steel sheet finally obtained as it is, and the strength, Young's modulus, average It does not contribute to the improvement of various properties of the steel sheet such as r value and hole expandability. For this reason, when the steel slab is heated, it is necessary to redissolve the Nb and V-based precipitates precipitated during casting. Contribution to various properties by this is recognized by heating at 1150 ° C. or higher.
- the steel slab is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower. That is, the slab heating temperature is 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
- a hot rolling process consists of rough rolling and finish rolling, and the steel slab after a heating turns into a hot-rolled steel plate through this rough rolling and finish rolling. If the finishing temperature of this hot rolling exceeds 1000 ° C., the amount of oxide (hot rolling scale) generated increases rapidly, and the interface between the base iron and the oxide becomes rough. The surface quality after the cold rolling process is deteriorated. On the other hand, when the finishing temperature of hot rolling is less than 850 ° C., the rolling load increases and the rolling load increases, and the reduction of austenite in the non-recrystallized state and the state in which nucleated ferrite is present It leads to the development of an abnormal texture due to rolling.
- the finishing temperature of hot rolling is 850 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, preferably 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
- the steel slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions, but if the heating temperature is lowered, a bar heater or the like is used before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during hot rolling. It is preferable to heat the sheet bar. Moreover, rough rolling sheets may be joined to each other during hot rolling to continuously perform finish rolling. Moreover, you may wind up a rough rolling board once. Moreover, in order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of the finish rolling may be lubricated rolling. Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel plate shape and uniform material. In addition, it is preferable that the friction coefficient at the time of lubrication rolling shall be 0.10 or more and 0.25 or less.
- the winding temperature is set to 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower. That is, after hot rolling, the hot rolled steel sheet is wound in a temperature range of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
- Cold rolling is performed after the hot rolling step to accumulate ⁇ -fiber and ⁇ -fiber effective in improving Young's modulus and average r value. That is, by developing ⁇ -fiber and ⁇ -fiber by cold rolling, the ferrite having ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, especially ⁇ -fiber, is increased in the structure after the subsequent annealing process, and Young's modulus and average Increase the r value. In order to obtain such an effect, the cold rolling reduction during cold rolling needs to be 40% or more. Furthermore, from the viewpoint of improving the Young's modulus and the average r value, it is preferable to set the cold rolling reduction ratio to 50% or more. On the other hand, when the cold rolling reduction ratio increases, the rolling load increases and manufacturing becomes difficult.
- the cold rolling reduction rate is 80% or less. Therefore, the cold rolling reduction ratio is 40% or more, preferably 40% or more and 80% or less, more preferably 50% or more and 80% or less. In addition, the effect of the present invention is exhibited without particularly defining the number of rolling passes and the cold rolling reduction ratio for each pass.
- annealing temperature in 1st heating is one of the important manufacturing factors. That is, the annealing temperature in the first heating must be 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower, and the ferrite texture must be accumulated in ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, particularly ⁇ -fiber.
- the annealing temperature in the first heating is low, a large amount of unrecrystallized structure remains and it becomes difficult to accumulate in ⁇ -fiber formed during recrystallization of ferrite. As a result, the Young's modulus in each direction and the average r The value drops. For this reason, annealing temperature shall be 450 degreeC or more.
- the annealing temperature is set to 500 ° C. or higher, more preferably 550 ° C. or higher.
- the annealing temperature exceeds 750 ° C., the volume fraction of austenite generated during annealing increases, and the volume fraction of ferrite accumulated in ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, particularly ⁇ -fiber, decreases. The Young's modulus and the average r-value are reduced.
- the annealing temperature in the first heating is set to 750 ° C. or lower. That is, in the first heat treatment step, heating is performed in a temperature range of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower. Preferably it heats to the temperature range of 500 degreeC or more and 750 degrees C or less, More preferably, it is 550 degreeC or more and 750 degrees C or less.
- the holding time in the holding after the first heating is one of the important manufacturing factors. That is, the holding time after the first heating is 300 s or more, and the ferrite texture needs to be accumulated in ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, particularly ⁇ -fiber.
- the holding time in the temperature range of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower is less than 300 s, the non-recrystallized structure remains, so that accumulation in ⁇ -fiber becomes difficult, and Young's modulus and average r value in each direction Decreases. For this reason, holding time shall be 300 s or more.
- the holding time in holding after the first heating exceeds 100,000 s, the recrystallized ferrite grains become coarse and it becomes difficult to secure the desired tensile strength TS. For this reason, it is preferable that holding time is 100,000 s or less. Therefore, the holding time is 300 s or more, preferably 300 s or more and 100000 s or less, more preferably 300 s or more and 36000 s or less, and further preferably 300 s or more and 21600 s or less.
- the first heating and the holding after the first heating are collectively referred to as a first heat treatment step.
- the heat treatment may be performed by any annealing method such as continuous annealing or batch annealing.
- the cooling method and the cooling rate are not particularly defined, and any cooling such as furnace cooling in batch annealing, air cooling, and gas jet cooling, mist cooling, and water cooling in continuous annealing may be used.
- the pickling may be performed according to a conventional method. Although there is no particular limitation, since the steel sheet shape may be deteriorated when the average cooling rate to room temperature or overaging zone exceeds 80 ° C./s, the average cooling rate is required when cooling is performed. Is preferably 80 ° C./s or less.
- the annealing temperature (heating temperature) in the second heating is one of the production factors important in the present invention. That is, the annealing temperature in the second heating is 750 ° C. or higher and 950 ° C. or lower, and ferrite, martensite, and tempered martensite must be generated at a certain ratio or more. When the annealing temperature in the second heating is less than 750 ° C., austenite is insufficiently generated, and as a result, sufficient amount of martensite is not obtained by cooling after heating, and a desired tensile strength TS is ensured. It becomes difficult.
- the annealing temperature is set to 750 ° C. or higher. Further, when the annealing temperature in the second heating exceeds 950 ° C., it becomes annealing in the austenite single phase region, and the texture of the ferrite formed by the second heating and holding after the heating is randomized, and finally The Young's modulus and average r value of the resulting steel sheet are lowered. Accordingly, the annealing temperature is set to 950 ° C. or lower. That is, in the second heat treatment (annealing) step, heating is performed to a temperature range of 750 ° C. to 950 ° C.
- the first heat treatment step and the second heat treatment step may be a continuous treatment. .
- the cooling stop temperature in the cooling step is one of the important manufacturing factors in the present invention. That is, it is necessary to generate a tempered martensite at a certain ratio or more by setting the cooling stop temperature to 50 ° C. or more and 250 ° C. or less.
- the cooling stop temperature When the cooling is stopped, a part of austenite is transformed into martensite, and the rest becomes untransformed austenite.
- the amount (area ratio or volume ratio) of final martensite and tempered martensite can be controlled by controlling the cooling stop temperature.
- the cooling stop temperature exceeds 250 ° C.
- the martensitic transformation at the time of cooling stop is insufficient and the amount of untransformed austenite increases.
- the final martensite is excessively generated, and the hole expandability is lowered.
- the cooling stop temperature is less than 50 ° C.
- austenite is almost transformed into martensite during cooling.
- the amount of tempered martensite increases during subsequent reheating (third heating), and it becomes difficult to secure a desired TS. Therefore, the cooling stop temperature in the cooling after the second heating is 50 ° C. or higher and 250 ° C. or lower, preferably 50 ° C. or higher and 200 ° C. or lower.
- the second heating and the cooling after the second heating are collectively referred to as a second heat treatment step.
- the holding time in the temperature range of more than 250 ° C and not more than 600 ° C during the holding after the third heating is less than 10 s
- the martensite generated by the cooling after the second heating is It is not tempered sufficiently and the hole expandability is reduced.
- the holding time in the holding after the third heating exceeds 600 s
- the untransformed austenite remaining at the time of cooling stop after the second heating is transformed into bainite, A production amount decreases, and it becomes difficult to secure a desired tensile strength TS. Therefore, the holding time in the holding after the third heating is 10 s or more, preferably 10 s or more and 600 s or less.
- the third heating and the holding after the third heating are collectively referred to as a third heat treatment step.
- a third heat treatment step when manufacturing as a cold-rolled steel plate, you may perform the process which passes an overaging zone at the time of holding
- the steel plate obtained as mentioned above (cold-rolled steel plate after the third heat treatment step) is further subjected to a plating treatment.
- the plating include zinc plating such as hot dip galvanizing, alloying hot dip galvanizing, and electrogalvanizing, and Al plating.
- the cold-rolled steel sheet after the third heat treatment step may be passed through hot-dip zinc to perform hot-dip galvanizing treatment.
- the hot-dip galvanization alloying processing should just be performed.
- the hot dip galvanizing process and the alloying process will be described.
- hot dip galvanizing When hot dip galvanizing is performed, it is preferably performed in a temperature range of 420 ° C. or higher and 550 ° C. or lower. For example, it can be performed during cooling after annealing (third heat treatment step).
- a zinc bath containing 0.15 to 0.23% by mass of Al is used in GI (hot dip galvanized steel plate), and Al: 0.005 in GA (alloyed hot dip galvanized steel plate). It is preferable to use a zinc bath containing 12 to 0.20% by weight.
- the plating adhesion amount is preferably 20 to 70 g / m 2 per side (double-side plating).
- the Fe concentration in the plating layer is preferably 7 to 15% by mass by performing an alloying treatment described later.
- the alloying treatment temperature during the alloying treatment is less than 470 ° C., there is a problem that alloying does not proceed.
- the alloying temperature exceeds 600 ° C., the untransformed austenite remaining when the cooling is stopped after the second heating is transformed into pearlite, and a desired strength cannot be ensured. Therefore, the alloying treatment temperature is set to 470 ° C. or more and 600 ° C. or less. That is, the alloying treatment of galvanization is performed in a temperature range of 470 ° C. or more and 600 ° C. or less.
- the non-recrystallized ferrite in the first heat treatment step, is sufficiently recrystallized by heating to a temperature range of 450 ° C. to 750 ° C.
- Develop textures that are advantageous for improving the rate and average r-value, particularly ⁇ -fiber.
- martensite and ferrite in the ferrite base material are annealed in the ferrite + austenite two-phase region in the second heat treatment step thereafter. Even if tempered martensite is dispersed, the texture formed in the first heat treatment step does not change significantly.
- the elongation rate of skin pass rolling is preferably in the range of 0.1% to 1.5%. If the elongation rate of skin pass rolling is less than 0.1%, the effect of shape correction is small and control is difficult, so this is the lower limit of the good range. Moreover, since the productivity will fall remarkably when the elongation rate of skin pass rolling exceeds 1.5%, this is made the upper limit of a favorable range.
- the skin pass rolling may be performed inline or offline. Further, a skin pass having a desired reduction rate may be performed at once, or may be performed in several steps.
- the hot dip galvanizing bath uses a zinc bath containing Al: 0.18% by mass in GI, uses a zinc bath containing Al: 0.15% by mass in GA, and the bath temperature is 470 ° C. did.
- the plating adhesion amount was 45 g / m 2 per side (double-sided plating), and GA had an Fe concentration of 9 to 12% by mass in the plating layer.
- Young's modulus measurement is a test of 10 mm ⁇ 50 mm from three directions of the rolling direction (L direction) of the steel sheet, the 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction of the steel sheet, and the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet (C direction). A piece was cut out, and Young's modulus was measured using a lateral vibration type resonance frequency measuring device according to the American Society to Testing Materials standard (C1259).
- the Young's modulus in the rolling direction (L direction) and 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction is 205 GPa or more, and the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is 220 GPa or more.
- Average r value (r L + 2r D + r C ) / 4
- the average r value was determined to be good.
- the hole expandability was performed in accordance with JIS Z 2256 (2010). That is, after each steel plate obtained was cut into 100 mm ⁇ 100 mm, a hole with a diameter of 10 mm was punched out with a clearance of 12% ⁇ 1%. Thereafter, a punch having a 60 ° conical shape was pushed into the hole and the hole diameter at the crack initiation limit was measured with a crease holding force of 9 ton (88.26 kN) using a die having an inner diameter of 75 mm.
- the critical hole expansion rate: ⁇ (%) was obtained from the following formula, and the hole expansion property was evaluated from the value of the critical hole expansion rate.
- Limit hole expansion rate: ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
- D f hole diameter at crack initiation (mm) D 0 is the initial hole diameter (mm).
- the critical hole expansion ratio: ⁇ ⁇ 20% it was determined that the hole expansion property was good.
- the tensile strength TS is 780 MPa or more
- the Young's modulus in the 45 ° direction with respect to the rolling direction and the rolling direction is 205 GPa or more, respectively, and the direction perpendicular to the rolling direction
- the Young's modulus is as good as 220 GPa or more, and further has an excellent deep drawability and stretch flangeability with an average r value of 1.05 or more and a critical hole expansion ratio: ⁇ of 20% or more.
- the mechanical properties of were obtained.
- at least one of the characteristics among TS, Young's modulus in each direction, average r value, and ⁇ is inferior.
- the present invention can be applied to a steel sheet such as an electrogalvanized steel sheet to obtain a high-strength steel sheet, and the same effect can be expected.
- the high-strength steel sheet of the present invention can be improved in fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body when applied to, for example, an automobile structural member, and the industrial utility value is extremely large.
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
Description
ここで、車体軽量化には、鋼板の高強度化により鋼板の板厚を減少させること(薄肉化)が有効な方法である。最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、TSが780MPa以上であっても、板厚が2.0mmを下回るような薄鋼板を積極的に適用しようという動きがある。しかし、薄肉化による車体剛性の低下も同時に問題になってきており、自動車の構造部品における剛性の一層の向上が課題になってきている。構造部品の剛性は、断面形状が同じならば、鋼板の板厚とヤング率で決まる。このため、軽量化と構造部品の剛性を両立させるには、鋼板のヤング率を高めることが有効である。
このような要望に対して、例えば、特許文献1には、「質量%で、C:0.02~0.15%、Si:0.3%以下、Mn:1.0~3.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:1.0%以下、N:0.01%以下およびTi:0.1~1.0%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、20~85%の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライト単相のミクロ組織を有し、TSが590MPa以上、かつ圧延方向に対して90°方向のヤング率が230GPa以上、圧延方向に対して0°、45°、90°方向の平均ヤング率が215GPa以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法」が提案されている。
また、「深絞り性に優れる」とは、平均r値≧1.05であることを意味する。さらに、「伸びフランジ性(穴広げ性)に優れる」とは、限界穴広げ率:λ≧20%であることを意味する。
その結果、780MPa以上のTSと高ヤング率を有し、深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を製造することが可能となることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものである。
1.質量%で、C:0.060%以上0.200%以下、Si:0.50%以上2.20%以下、Mn:1.00%以上3.00%以下、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.010%以上2.500%以下、N:0.0100%以下、Nb:0.001%以上0.200%以下、およびV:0.001%以上0.200%以下を含有すると共に、下記(1)式から求められるC*が500≦C*≦1300の関係を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトの面積率が20%以上、マルテンサイトの面積率が5%以上、焼戻しマルテンサイトの面積率が5%以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が20.0μm以下で、かつ前記フェライト、および前記焼戻しマルテンサイトを含む前記マルテンサイトにおけるα-fiberに対するγ-fiberのインバース強度比が、それぞれ1.00以上であるミクロ組織を有する、高強度鋼板。
記
C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V)×10000・・・(1)
なお、式中の各元素記号は各元素(C、NbおよびV)の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。
記
C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta)×10000・・・(2)
なお、式中の各元素記号(C、Nb、VおよびTa)は各元素の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。
前記1~6のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、1150℃以上1300℃以下の温度域に加熱する、鋼スラブの加熱工程と、
前記鋼スラブを、850℃以上1000℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を500℃以上800℃以下の温度域で巻取る、巻取り工程と、
前記熱延鋼板を40%以上の冷延圧下率で冷間圧延し、冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板を、450℃以上750℃以下の温度域に加熱し、該温度域で300s以上保持する、第1の熱処理工程と、
次いで、前記冷延鋼板を、750℃以上950℃以下に加熱したのち、少なくとも500℃までの平均冷却速度を10℃/s以上として、50℃以上250℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第2の熱処理工程と、
次いで、前記冷延鋼板を、250℃超600℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で10s以上の間保持する、第3の熱処理工程、
とをそなえる、高強度鋼板の製造方法。
本発明の高強度鋼板の製造にあたっては、NbおよびVを添加し、その他の合金元素の成分組成を併せて適正に制御した鋼スラブを加熱し、ついでこの鋼スラブに熱間圧延を施す。この際、熱間圧延の巻取り温度(CT)を比較的高温化する。これによって、添加したNbおよびVの析出促進効果を利用し、侵入型元素であるCおよびNの多くを炭化物や窒化物として析出させることにより、固溶CおよびNを極力低減することが重要である。
その結果、780MPa以上のTSと高ヤング率を有し、深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を製造することが可能となるのである。
先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「%」は、特に明記しない限り「質量%」を意味する。
[C:0.060%以上0.200%以下]
Cは、NbおよびVと析出物を形成することで、熱延時および焼鈍時の粒成長を制御して、高ヤング率化に寄与する。また、Cは、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトによる組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0.060%未満では、フェライト粒径が粗大化し、また必要な面積率のマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを得るのが困難になるとともに、マルテンサイトが硬化しない。そのため、十分な強度が得られない。一方、C量が0.200%を超えると、それに応じてNbおよびVの添加量を多くする必要がある。しかし、この場合、炭化物の析出効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。したがって、C量は0.060%以上0.200%以下とし、好ましくは0.080%以上0.130%以下とする。
Siは、本発明において重要な元素の1つである。フェライト安定化元素であるSiは、フェライト中で高い固溶強化能を有する元素であり、フェライト自身の強度を高めるとともに、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性を高める。また、Siは、焼鈍時にオーステナイトが生成した場合、フェライトからオーステナイトへ固溶Cを排出してフェライトを清浄化する。これにより、剛性および深絞り性に有利な集合組織を有するフェライトを焼鈍中に亘って維持できる。さらに、焼鈍時にオーステナイトが生成した場合、Siは、オーステナイト中にCを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進する。これにより、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。こうした効果を得るためには、Si量は0.50%以上とする必要がある。一方、Si量が2.20%を超えると、鋼板の溶接性を劣化させる。また、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させる。加えて、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Si量は0.50%以上2.20%以下とし、好ましくは0.80%以上2.10%以下とする。
Mnは、焼鈍時の冷却過程において、焼入れ性を高め、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進することにより、高強度化に大きく寄与する。また、Mnは、固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Mn量を1.00%以上とする必要がある。一方、Mn量が3.00%を超えると、焼鈍時の冷却過程で剛性および深絞り性の向上に必要なフェライトの生成が著しく抑制される。また、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相が増加することにより、鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。さらに、このような多量のMnは、鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Mn量は1.00%以上3.00%以下とし、好ましくは1.50%以上2.80%以下とする。
Pは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる。また、Pは、フェライト変態を促進するため複合組織化にも有効な元素である。しかし、P量が0.100%を超えると、スポット溶接性の劣化を招く。また、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合では、合金化速度を低下させ、めっき性を損なう。したがって、P量は0.100%以下とする必要がある。P量は、好ましくは0.001%以上0.100%以下とする。
Sは、熱間圧延時の熱間割れを引き起こす要因となる他、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。このため、S量は極力低減する必要がある。したがって、S量は0.0100%以下とし、好ましくは0.0050%以下に抑えるのがよい。一方で、S量を0.0001%未満に抑えることとすると、製造コストが増加する。このため、S量は、0.0001%を下限値とすることが好ましい。したがって、S量は0.0100%以下とし、好ましくは0.0001%以上0.0100%以下、より好ましくは0.0001%以上0.0050%以下とする。
Alは鋼の脱酸元素として有用である。このため、Al量は0.010%以上とする必要がある。さらに、フェライト生成元素であるAlは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にCを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進する。これにより、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Al量は0.020%以上とすることが望ましい。一方、Al量が2.500%を超えると、Ar3変態点を大きく上昇させ、オーステナイト単相域が消失し、オーステナイト域で熱間圧延を終了できなくなる。したがって、Al量は0.010%以上2.500%以下とし、好ましくは0.020%以上2.500%以下とする。
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0.0100%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、N量は0.0100%以下とし、好ましくは0.0060%以下に抑えるのがよい。また、生産技術上の制約によっては、N量の下限値として0.0005%程度を許容してよい。
Nbは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な析出物を形成して、焼鈍時に剛性および深絞り性の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させる。また、Nbは、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。特にNbは添加量を適切な量とすることで、焼鈍時に逆変態で生成するオーステナイト相を微細化するため、焼鈍後のミクロ組織も微細化し、強度を上昇させる。このような効果を得るには、Nb量を0.001%以上とする必要がある。一方、Nb量が0.200%を超えると、通常の鋼スラブの再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造された鋼スラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においてもNb量が0.200%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Nb量は0.001%以上0.200%以下とし、好ましくは0.005%以上0.200%以下、さらに好ましくは0.010%以上0.200%以下とする。
Vは、Cと析出物を形成して、焼鈍時に剛性および深絞り性の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させる。また、Vは、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、V量を0.001%以上とする必要がある。一方、V量が0.200%を超えると、通常の鋼スラブの再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができずに、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造された鋼スラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、V量が0.200%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、V量は0.001%以上0.200%以下とし、好ましくは0.005%以上0.200%以下とする。
C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V)×10000・・・(1)
なお、式中の各元素記号(C、NbおよびV)は各元素の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。
なお、鋼中のCは、NbおよびVとNbC、VCといった析出物を形成する。このため、鋼中の余剰C量は、このような析出を考慮して、上記した(1)式にて求めることができる。
C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta)×10000・・・(2)
なお、式中の各元素記号(C、Nb、VおよびTa)は各元素の鋼板中の含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。
なお、鋼中のCは、Nb、VおよびTaと析出物を形成する。このため、Taを添加する場合の鋼中の余剰C量は、このような析出を考慮して、上記した(2)式にて求めることができる。
[フェライトの面積率:20%以上]
フェライトは、剛性および深絞り性の向上に有利な集合組織の発達効果を有する。こうした効果を得るには、フェライトの面積率は20%以上とする必要がある。より良好な剛性および深絞り性を得るには、フェライトの面積率は30%以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトは、いわゆるフェライトに加えて、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライトおよびアシキュラーフェライトを含む。また、特に限定する必要はないが、上記したフェライトの面積率が80%を超えると所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。したがって、フェライトの面積率は20%以上とし、好ましくは30%以上、より好ましくは30%以上80%以下とする。
鋼板のミクロ組織がマルテンサイトを含有することにより、強度および強度-伸びバランスが向上する。マルテンサイトの面積率が5%未満では、必要なTS、具体的には780MPa以上のTSを確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は5%以上とする必要がある。また、マルテンサイトの面積率の上限は、特に限定されないが、60%程度である。
焼戻しマルテンサイトとは、マルテンサイトをAc1変態点以下の温度に加熱して得られる転位密度の高いフェライトとセメンタイトとの複合組織であり、鋼の強化に有効に働く。また、焼戻しマルテンサイトは、残留オーステナイトやマルテンサイトに比べて穴広げ性への悪影響が小さく、顕著な穴広げ性の低下なしに強度を確保するのに有効な金属相である。さらに、焼戻しマルテンサイトがマルテンサイトと共存することにより、マルテンサイトによる伸びフランジ性の低下も抑制される。焼戻しマルテンサイトの面積率が5%未満では、上記のような効果が十分に得られない。また、特に限定する必要はないが、上記した焼戻しマルテンサイトの面積率が60%を超えると所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は5%以上とし、好ましくは5%以上60%以下とする。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を研磨後、3vol.%ナイタールで腐食し、板厚1/4位置(鋼板表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置)について、SEM(Scanning Electron Microscope;走査電子顕微鏡)を用いて2000倍の倍率で3視野観察する。得られた組織画像より、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて、構成相(フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト)の面積率を3視野分算出し、それらの値を平均して、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率をそれぞれ求めることができる。
また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織(下地組織)、マルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは灰色の下地に、微細な白色の炭化物が析出している組織を呈しているので、識別および面積率の測定が可能である。
フェライトの平均結晶粒径が20.0μmを超えると、高強度化が図れない。したがって、フェライトの結晶粒径を微細化して強度の向上を図るために、フェライトの平均結晶粒径は20.0μm以下とする。また、フェライトの平均結晶粒径の下限は、特に限定する必要はないが、1μm未満では、延性が低下傾向にある。このため、フェライトの平均結晶粒径は1μm以上であることが好ましい。
なお、フェライトの平均結晶粒径は、上述のAdobe Photoshopを用いて、組織画像上に引いた線分の長さを実際の長さに補正した値を、画像上に引いた線分が通る結晶粒の数で割ることで算出した。
また、本発明の高強度鋼板のミクロ組織では、上記したフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率を90%以上とすることが好ましい。
なお、ミクロ組織には、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト以外に、ベイナイト、焼戻しベイナイト、パーライト、セメンタイト等の鋼板に公知の相が、面積率で10%以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
α-fiberとは、<110>軸が圧延方向に平行な繊維集合組織である。また、γ-fiberとは、<111>軸が圧延面の法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα-fiberおよびγ-fiberが強く発達し、再結晶でもそれらに属する集合組織が形成するという特徴がある。
鋼板の剛性およびヤング率の向上、具体的には、各方向のヤング率および平均r値を向上させるためには、特に、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるγ-fiberを発達させ、鋼板の1/4板厚位置におけるフェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるα-fiberに対するγ-fiberのインバース強度比を、1.00以上にする必要がある。
なお、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるα-fiberに対するγ-fiberのインバース強度比の上限は、特に限定されないが、それぞれ3.00程度である。
まず、試料となる鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化する。その後、試料表面を0.1vol.%ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去する。次いで、鋼板の板厚1/4位置(鋼板表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置)について、SEM-EBSD(Electron Back-Scatter Diffraction;電子線後方散乱回折)法を用いて結晶方位を測定する。得られたデータを、AMETEK EDAX社のOIM Analysisを用いて、まずハイライトのグレイン機能により類似方位の隣接フェライトを含むマルテンサイト(焼戻しマルテンサイトを含む)を選択し、次にチャート機能によりマルテンサイト(焼戻しマルテンサイトを含む)の方位情報のみを抽出する。これによって、各相(フェライト、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイト)の集合組織情報を独立に評価し、各相のα-fiberおよびγ-fiberのインバース強度比を求めることにより、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるα-fiberに対するγ-fiberのインバース強度比をそれぞれ算出することができる。
先ず、CR:冷延鋼板(めっき無し)として製造する場合は、例えば連続鋳造法により得られた上記成分組成の鋼スラブを1150℃以上1300℃以下の温度域に加熱し(鋼スラブの加熱工程)、次いで鋼スラブを850℃以上1000℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延して熱延鋼板とし(熱間圧延工程)、ついで熱延鋼板を500℃以上800℃以下の温度域で巻取り(巻取り工程)、必要に応じて酸洗処理後(酸洗工程)、熱延鋼板を40%以上の冷延圧下率で冷間圧延し、冷延鋼板とし、(冷間圧延工程)、この冷延鋼板を、さらに450℃以上750℃以下の温度域に加熱し、当該温度域で300s以上保持し(第1の熱処理工程)、次いで750℃以上950℃以下に加熱し、次いで、500℃までの平均冷却速度が10℃/s以上の条件で、50℃以上250℃以下の冷却停止温度域まで冷却した後(第2の熱処理工程)、250℃超600℃以下まで加熱し、当該温度域で10s以上保持(第3の熱処理工程)する。
[鋼スラブの加熱工程]
鋳造された鋼スラブを加熱する段階で存在しているNbおよびV系の析出物は、そのままでは最終的に得られる鋼板内に粗大な析出物として残存することになり、強度、ヤング率、平均r値および穴広げ性といった鋼板の諸特性の向上に寄与しない。このため、鋼スラブの加熱時には、鋳造時に析出したNbおよびV系析出物を再溶解させる必要がある。これによる諸特性への寄与は、1150℃以上の加熱で認められている。また、スラブ表層の気泡や偏析等の欠陥をスケールオフし、亀裂や凹凸の少ない平滑な鋼板表面を得るためにも、1150℃以上に加熱するのがよい。一方、加熱温度が1300℃を超えるとオーステナイトの結晶粒の粗大化を引き起こし、結果、最終組織が粗大化して強度および延性の低下を招く。したがって、鋼スラブは1150℃以上1300℃以下の温度域に加熱する。すなわち、スラブ加熱温度は1150℃以上1300℃以下とする。
熱間圧延工程は、粗圧延および仕上げ圧延からなり、加熱後の鋼スラブは、この粗圧延および仕上げ圧延を経て熱延鋼板となる。この熱間圧延の仕上げ温度が1000℃を超えると、酸化物(熱延スケール)の生成量が急激に増加して、地鉄と酸化物との界面が荒れるため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面品質が劣化する。一方で、熱間圧延の仕上げ温度が850℃未満になると、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなる他、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率の上昇や核生成したフェライトが存在した状態での圧延による異常な集合組織の発達を招く。その結果、最終製品における面内異方性が大きくなって、材質の均一性が損なわれるだけでなく、ヤング率および平均r値そのものの低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ温度は850℃以上1000℃以下とし、好ましくは850℃以上950℃以下とする。
熱間圧延後の熱延鋼板を巻取る際の巻取り温度が800℃を超えると、フェライト粒が粗大化し、冷間圧延での方位の集積が妨げられる。また、NbやVの炭窒化物が粗大化して焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制する効果や、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなる。一方、巻取り温度が500℃未満になると、フェライトの他に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成するようになる。この場合、再結晶焼鈍時に集合組織の発達を阻害する固溶C量が増大し、また、冷間圧延時の粒内の方位分散が大きくなる。その結果、焼鈍後の集合組織がα-fiberおよびγ-fiber、特にγ-fiberに発達せず、ヤング率および平均r値が向上しない。したがって、巻取り温度は、500℃以上800℃以下とする。すなわち、熱間圧延後は500℃以上800℃以下の温度域で熱延鋼板を巻取る。
上記のようにして得られた熱延鋼板に冷間圧延を施す場合には、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去した後、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。酸洗により鋼板表面の酸化物(スケール)の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために行うことが好ましい。また、酸洗は、一回で行っても良いし、複数回に分けて行っても良い。
熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率および平均r値の向上に有効なα-fiberおよびγ-fiberを集積させる。すなわち、冷間圧延によりα-fiberおよびγ-fiberを発達させることによって、その後の焼鈍工程後の組織でも、α-fiberおよびγ-fiber、特にγ-fiberを持つフェライトを増やし、ヤング率および平均r値を高くする。
このような効果を得るには、冷間圧延時の冷延圧下率を40%以上とする必要がある。さらに、ヤング率および平均r値を向上させる観点からは、冷延圧下率を50%以上とすることが好ましい。一方で、冷延圧下率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になる。このため、冷延圧下率を80%以下とすることが好ましい。したがって、冷延圧下率は40%以上とし、好ましくは40%以上80%以下、より好ましくは50%以上80%以下とする。なお、圧延パスの回数、パス毎の冷延圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
・第1の加熱
第1の加熱での焼鈍温度(加熱温度)は、重要な製造因子の一つである。すなわち、第1の加熱での焼鈍温度は450℃以上750℃以下とし、フェライトの集合組織をα-fiberおよびγ-fiber、特にγ-fiberに集積させる必要がある。第1の加熱での焼鈍温度が低い場合には未再結晶組織が多く残存し、フェライトの再結晶時に形成するγ-fiberへの集積が難しくなり、その結果、各方向のヤング率および平均r値が低下する。このため、焼鈍温度は450℃以上とする。さらに、ヤング率および平均r値を向上させる観点からは、焼鈍温度を500℃以上、より好ましくは550℃以上とする。一方、焼鈍温度が750℃を超えると、焼鈍中に生成したオーステナイトの体積率が増加し、α-fiberおよびγ-fiber、特にγ-fiberに集積したフェライトの体積率が減少するため、各方向のヤング率および平均r値が低下する。
また、第1の加熱および保持後に冷却を行う場合には、冷却時にオーステナイトが変態して生成するフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、あるいはパーライト、セメンタイト等の炭化物等が、第1の加熱で制御したフェライトの集合組織とは異なる集合組織を有するものとなる。その結果、α-fiberおよびγ-fiber、特にγ-fiberに集積することが難しくなる。したがって、第1の加熱での焼鈍温度は750℃以下とする。すなわち、第1の熱処理工程では、450℃以上750℃以下の温度域に加熱する。好ましくは500℃以上750℃以下、より好ましくは550℃以上750℃以下の温度域に加熱する。
第1の加熱後の保持での保持時間は、重要な製造因子の一つである。すなわち、第1の加熱後の保持での保持時間は300s以上とし、フェライトの集合組織をα-fiberおよびγ-fiber、特にγ-fiberに集積させる必要がある。上記した450℃以上750℃以下の温度域での保持時間が300s未満になると、未再結晶組織が残存することで、γ-fiberへの集積が難しくなり、各方向のヤング率および平均r値が低下する。このため、保持時間は300s以上とする。また、特に限定する必要はないが、第1の加熱後の保持での保持時間が100000sを超えると、再結晶フェライト粒が粗大化し、所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。このため、保持時間は100000s以下であることが好ましい。したがって、保持時間は300s以上とし、好ましくは300s以上100000s以下、より好ましくは300s以上36000s以下、さらに好ましくは300s以上21600s以下とする。
なお、本発明の製造方法では、第1の加熱と、第1の加熱後の保持を合せて、第1の熱処理工程という。
・第2の加熱
第2の加熱での焼鈍温度(加熱温度)は、本発明で重要な製造因子の一つである。すなわち、第2の加熱での焼鈍温度は750℃以上950℃以下とし、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを一定の割合以上生成させる必要がある。第2の加熱での焼鈍温度が750℃未満になると、オーステナイトの生成が不十分となる結果、加熱後の冷却で十分な量のマルテンサイトが得られずに所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。また、未再結晶組織が残存してしまい、延性を低下させる。したがって、焼鈍温度は750℃以上とする。また、第2の加熱での焼鈍温度が950℃を超えると、オーステナイト単相域での焼鈍となり、第2の加熱および加熱後の保持で形成されるフェライトの集合組織がランダム化し、最終的に得られる鋼板のヤング率および平均r値が低下する。したがって、焼鈍温度は950℃以下とする。すなわち、第2の熱処理(焼鈍)工程では、750℃以上950℃以下の温度域に加熱する。好ましくは750℃以上920℃以下、より好ましくは750℃以上890℃以下の温度域に加熱する。
なお、第1の加熱での焼鈍温度:750℃で、かつ第2の加熱での焼鈍温度:750℃とする場合は、第1の熱処理工程と第2の熱処理工程を連続した処理としても良い。
上記した第2の加熱後の冷却時において、500℃までの平均冷却速度が10℃/s未満になると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。また、特に限定する必要はないが、上記した平均冷却速度が200℃/sを超えると、鋼板形状の悪化や、冷却到達温度の制御が困難となる可能性がある。このため、上記した平均冷却速度は200℃/s以下であることが好ましい。したがって、第2の加熱後の冷却での500℃までの平均冷却速度は10℃/s以上とし、好ましくは10℃/s以上200℃/s以下、より好ましくは10℃/s以上80℃/s以下とする。
ここで、冷却停止温度が250℃を超えると、冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなる。その結果、最終的なマルテンサイトが過剰に生成して、穴広げ性を低下させる。一方、冷却停止温度が50℃未満では、冷却中にオーステナイトがほとんどマルテンサイトに変態する。その結果、その後の再加熱(第3の加熱)時に焼戻しマルテンサイトの量が増大し、所望のTSを確保するのが困難となる。したがって、第2の加熱後の冷却での冷却停止温度は50℃以上250℃以下とし、好ましくは50℃以上200℃以下とする。
なお、本発明の製造方法では、第2の加熱と、第2の加熱後の冷却とを合せて、第2の熱処理工程という。
・第3の加熱
上記した第2の熱処理工程後に行う第3の加熱での加熱温度が250℃以下ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、穴広げ性が低下する。一方、第3の加熱での加熱温度が600℃を超えると、第2の加熱後の冷却停止時に残存した未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。したがって、第3の加熱での加熱温度は250℃超600℃以下とする。
第3の加熱後の保持時の250℃超600℃以下の温度域での保持時間が10s未満になると、前記第2の加熱後の冷却で生成したマルテンサイトが十分に焼戻されず、穴広げ性が低下する。なお、特に限定する必要はないが、第3の加熱後の保持での保持時間が600sを超えると、第2の加熱後の冷却停止時に残存した未変態オーステナイトがベイナイトに変態し、マルテンサイトの生成量が減少し、所望の引張強さTSの確保が困難となる。したがって、第3の加熱後の保持での保持時間は10s以上とし、好ましくは10s以上600s以下とする。
なお、本発明の製造方法では、第3の加熱と、第3の加熱後の保持を合せて、第3の熱処理工程という。
ここで、冷延鋼板として製造する場合には、上記の第3の加熱後の保持時に、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。
また、めっき鋼板として製造する場合には、上記のようにして得た鋼板(第3の熱処理工程後の冷延鋼板)に、さらに、めっき処理を施す。めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、および電気亜鉛めっきなどの亜鉛めっきや、Alめっきなどが挙げられる。ここで、溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、例えば、上記の第3の熱処理工程後の冷延鋼板を、溶融亜鉛中に通板させて、溶融亜鉛めっき処理を行えばよい。また合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、溶融亜鉛めっき処理後、さらに溶融亜鉛めっきの合金化処理を行えばよい。
以下、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理について説明する。
溶融亜鉛めっきを施す場合は、420℃以上550℃以下の温度域で施すのが好ましく、例えば、焼鈍(第3の熱処理工程)後の冷却中に行うことができる。溶融亜鉛めっき浴は、GI(溶融亜鉛めっき鋼板)では、Al:0.15~0.23質量%を含有する亜鉛浴を使用し、GA(合金化溶融亜鉛めっき鋼板)では、Al:0.12~0.20質量%を含有する亜鉛浴を使用することが好ましい。また、めっき付着量は片面あたり20~70g/m2(両面めっき)が好ましい。なお、GAの場合は、後述する合金化処理を施すことにより、めっき層中のFe濃度を7~15質量%とすることが好ましい。
合金化処理時の合金化処理温度が470℃未満になると、合金化が進行しないという問題が生じる。一方で、合金化処理温度が600℃を超える場合、第2の加熱後の冷却停止時に残存した未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望の強度を確保できない。したがって、合金化処理温度は470℃以上600℃以下とする。すなわち、亜鉛めっきの合金化処理は、470℃以上600℃以下の温度域で施す。
表1に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを表2に示す条件で熱間圧延したのち、得られた熱延鋼板を巻取り、酸洗した。次いで、表2に示す条件で熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とした後、表2に示す条件で熱処理(第1~3の熱処理工程)を行った(CR:冷延鋼板(めっき無し))。一部のものは、さらに第3の熱処理工程後、溶融亜鉛めっき処理を施した(GI:溶融亜鉛めっき鋼板)。また、一部のものは、溶融亜鉛めっき処理を施した後、更に、合金化処理を施した(GA:合金化溶融亜鉛めっき鋼板)。
その評価結果を表3に示す。また、供試材である各鋼板の板厚を表3に併記する。
[引張試験]
引張試験は、伸長率0.5%のスキンパス圧延(調質圧延)を施した鋼板から、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるように採取したJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2241(2011年)に準拠して行い、引張強さTS、全伸びELを測定した。
[ヤング率測定]
ヤング率測定は鋼板の圧延方向(L方向)、鋼板の圧延方向に対して45°方向(D方向)、鋼板の圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向から10mm×50mmの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、American Society to Testing Materialsの基準(C1259)に従いヤング率を測定した。
なお、圧延方向(L方向)および圧延方向に対して45°方向(D方向)のヤング率が205GPa以上で、かつ圧延方向に対して直角方向(C方向)のヤング率が220GPa以上である場合をヤング率が高いと判定した。
[平均r値測定]
平均r値測定は、鋼板の圧延方向(L方向)、鋼板の圧延方向に対して45°方向(D方向)、鋼板の圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向からそれぞれ採取したJIS Z 2201(1998年)に規定のJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2254の規定に準拠してそれぞれの塑性歪比rL,rD,rCを求め、以下の式により平均r値を算出した。
平均r値=(rL+2rD+rC)/4
なお、平均r値≧1.05の場合を平均r値が良好と判定した。
[穴広げ試験]
穴広げ性は、JIS Z 2256(2010年)に準拠して行った。すなわち、得られた各鋼板を100mm×100mmに切断後、クリアランス12%±1%で直径10mmの穴を打ち抜いた。その後、内径75mmのダイスを用いてしわ押さえ力9ton(88.26kN)で抑えた状態で、60°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。そして、下記の式から、限界穴広げ率:λ(%)を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率:λ(%)={(Df-D0)/D0}×100
ただし、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。なお、限界穴広げ率:λ≧20%の場合を穴広げ性が良好と判定した。
また、前述した方法にしたがって、フェライトの面積率、マルテンサイトの面積率、および焼戻しマルテンサイトの面積率、また、鋼板の板厚1/4位置におけるフェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトでのα-fiberに対するγ-fiberのインバース強度比をそれぞれ求めた。結果を表3に示す。
Claims (13)
- 質量%で、C:0.060%以上0.200%以下、Si:0.50%以上2.20%以下、Mn:1.00%以上3.00%以下、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.010%以上2.500%以下、N:0.0100%以下、Nb:0.001%以上0.200%以下、およびV:0.001%以上0.200%以下を含有すると共に、下記(1)式から求められるC*が500≦C*≦1300の関係を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトの面積率が20%以上、マルテンサイトの面積率が5%以上、焼戻しマルテンサイトの面積率が5%以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が20.0μm以下で、かつ前記フェライト、および前記焼戻しマルテンサイトを含む前記マルテンサイトにおけるα-fiberに対するγ-fiberのインバース強度比が、それぞれ1.00以上であるミクロ組織を有する、高強度鋼板。
記
C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V)×10000・・・(1)
なお、式中の各元素記号は各元素(C、NbおよびV)の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、Cr:0.05%以上1.00%以下、Mo:0.05%以上1.00%以下、Ni:0.05%以上1.00%以下、およびCu:0.05%以上1.00%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、請求項1に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、B:0.0003%以上0.0050%以下を含有する、請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、Ca:0.0010%以上0.0050%以下、Mg:0.0005%以上0.0100%以下、およびREM:0.0003%以上0.0050%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、請求項1~3のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、Sn:0.0020%以上0.2000%以下、およびSb:0.0020%以上0.2000%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、請求項1~4のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、Ta:0.0010%以上0.1000%以下を含有し、Taを含有する場合に下記(2)式から求められるC*が、500≦C*≦1300の関係を満たす、請求項1~5のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
記
C*=(C-(12.0/92.9)×Nb-(12.0/50.9)×V-(12.0/180.9)×Ta)×10000・・・(2)
なお、式中の各元素記号(C、Nb、VおよびTa)は各元素の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。 - 前記高強度鋼板が冷延鋼板である、請求項1~6のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の表面にめっき皮膜を有する、請求項1~6のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 前記めっき皮膜が亜鉛めっき皮膜である、請求項8に記載の高強度鋼板。
- 請求項1~6のいずれか1項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
請求項1~6のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、1150℃以上1300℃以下の温度域に加熱する、鋼スラブの加熱工程と、
前記鋼スラブを、850℃以上1000℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を500℃以上800℃以下の温度域で巻取る、巻取り工程と、
前記熱延鋼板を40%以上の冷延圧下率で冷間圧延し、冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板を、450℃以上750℃以下の温度域に加熱し、該温度域で300s以上保持する、第1の熱処理工程と、
次いで、前記冷延鋼板を、750℃以上950℃以下に加熱したのち、少なくとも500℃までの平均冷却速度を10℃/s以上として、50℃以上250℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第2の熱処理工程と、
次いで、前記冷延鋼板を、250℃超600℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で10s以上の間保持する、第3の熱処理工程、
とをそなえる、高強度鋼板の製造方法。 - 前記第3の熱処理工程後の冷延鋼板に、さらに、めっき処理を施す工程をそなえる、請求項10に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理である、請求項11に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理であり、該溶融亜鉛めっき処理後、470℃以上600℃以下の温度域で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す工程をさらにそなえる、請求項11に記載の高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
KR1020177023456A KR101986596B1 (ko) | 2015-02-03 | 2016-01-27 | 고강도 강판 |
US15/547,876 US11035019B2 (en) | 2015-02-03 | 2016-01-27 | High-strength steel sheet and production method therefor |
CN201680008577.4A CN107250408B (zh) | 2015-02-03 | 2016-01-27 | 高强度钢板及其制造方法 |
EP16746295.1A EP3255163B1 (en) | 2015-02-03 | 2016-01-27 | High-strength steel sheet and production method therefor |
MX2017009930A MX2017009930A (es) | 2015-02-03 | 2016-01-27 | Lamina de acero de alta resistencia y metodo de produccion para la misma. |
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2015-019581 | 2015-02-03 | ||
JP2015019581A JP6032299B2 (ja) | 2015-02-03 | 2015-02-03 | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
WO2016125462A1 true WO2016125462A1 (ja) | 2016-08-11 |
Family
ID=56563817
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
PCT/JP2016/000408 WO2016125462A1 (ja) | 2015-02-03 | 2016-01-27 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US11035019B2 (ja) |
EP (1) | EP3255163B1 (ja) |
JP (1) | JP6032299B2 (ja) |
KR (1) | KR101986596B1 (ja) |
CN (1) | CN107250408B (ja) |
MX (1) | MX2017009930A (ja) |
WO (1) | WO2016125462A1 (ja) |
Families Citing this family (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP6032300B2 (ja) * | 2015-02-03 | 2016-11-24 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
JP6032299B2 (ja) | 2015-02-03 | 2016-11-24 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
JP6315160B1 (ja) | 2016-08-31 | 2018-04-25 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP6315044B2 (ja) | 2016-08-31 | 2018-04-25 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP7047517B2 (ja) * | 2018-03-22 | 2022-04-05 | 日本製鉄株式会社 | 高張力鋼板用スラブの冷却方法、高張力熱延鋼板の製造方法、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
US20220098696A1 (en) * | 2019-01-30 | 2022-03-31 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for producing the same |
WO2022064248A1 (en) * | 2020-09-23 | 2022-03-31 | Arcelormittal | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
CN112571886B (zh) * | 2020-12-29 | 2023-01-24 | 瓯锟科技温州有限公司 | 一种硅金属复合板的制备方法 |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2005095663A1 (ja) * | 2004-03-31 | 2005-10-13 | Jfe Steel Corporation | 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法 |
WO2008123267A1 (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-16 | Jfe Steel Corporation | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
WO2012060294A1 (ja) * | 2010-11-05 | 2012-05-10 | Jfeスチール株式会社 | 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法 |
WO2013073136A1 (ja) * | 2011-11-15 | 2013-05-23 | Jfeスチール株式会社 | 薄鋼板およびその製造方法 |
WO2015015738A1 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
WO2015015739A1 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4407449B2 (ja) | 2003-09-26 | 2010-02-03 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP4510488B2 (ja) * | 2004-03-11 | 2010-07-21 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法 |
JP4843982B2 (ja) | 2004-03-31 | 2011-12-21 | Jfeスチール株式会社 | 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法 |
JP4867256B2 (ja) | 2005-09-29 | 2012-02-01 | Jfeスチール株式会社 | 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
JP5233142B2 (ja) | 2007-03-28 | 2013-07-10 | Jfeスチール株式会社 | 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 |
EP2415891A4 (en) | 2009-04-03 | 2014-11-19 | Kobe Steel Ltd | COLD-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
JP4977185B2 (ja) | 2009-04-03 | 2012-07-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
JP5786319B2 (ja) * | 2010-01-22 | 2015-09-30 | Jfeスチール株式会社 | 耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
BR112014001636B1 (pt) * | 2011-07-27 | 2019-03-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente capacidade de flangeamento no estiramento e capacidade de perfuração de precisão e método para a produção da mesma |
JP5884714B2 (ja) * | 2012-01-31 | 2016-03-15 | Jfeスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
TWI488979B (zh) * | 2012-07-31 | 2015-06-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Cold-rolled steel sheet, zinc-based galvanized cold-rolled steel sheet, molten galvanized cold-rolled steel sheet, alloyed hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet, and the like |
JP6032298B2 (ja) * | 2015-02-03 | 2016-11-24 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
JP6032299B2 (ja) | 2015-02-03 | 2016-11-24 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
JP6032300B2 (ja) * | 2015-02-03 | 2016-11-24 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
WO2017169561A1 (ja) * | 2016-03-31 | 2017-10-05 | Jfeスチール株式会社 | 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 |
JP6315044B2 (ja) * | 2016-08-31 | 2018-04-25 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP6315160B1 (ja) * | 2016-08-31 | 2018-04-25 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
-
2015
- 2015-02-03 JP JP2015019581A patent/JP6032299B2/ja active Active
-
2016
- 2016-01-27 WO PCT/JP2016/000408 patent/WO2016125462A1/ja active Application Filing
- 2016-01-27 US US15/547,876 patent/US11035019B2/en active Active
- 2016-01-27 KR KR1020177023456A patent/KR101986596B1/ko active IP Right Grant
- 2016-01-27 CN CN201680008577.4A patent/CN107250408B/zh active Active
- 2016-01-27 EP EP16746295.1A patent/EP3255163B1/en active Active
- 2016-01-27 MX MX2017009930A patent/MX2017009930A/es unknown
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2005095663A1 (ja) * | 2004-03-31 | 2005-10-13 | Jfe Steel Corporation | 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法 |
WO2008123267A1 (ja) * | 2007-03-22 | 2008-10-16 | Jfe Steel Corporation | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
WO2012060294A1 (ja) * | 2010-11-05 | 2012-05-10 | Jfeスチール株式会社 | 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法 |
WO2013073136A1 (ja) * | 2011-11-15 | 2013-05-23 | Jfeスチール株式会社 | 薄鋼板およびその製造方法 |
WO2015015738A1 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
WO2015015739A1 (ja) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN107250408A (zh) | 2017-10-13 |
MX2017009930A (es) | 2017-12-07 |
KR20170107053A (ko) | 2017-09-22 |
EP3255163A4 (en) | 2017-12-13 |
US20180016656A1 (en) | 2018-01-18 |
CN107250408B (zh) | 2019-03-05 |
JP6032299B2 (ja) | 2016-11-24 |
KR101986596B1 (ko) | 2019-09-30 |
JP2016141858A (ja) | 2016-08-08 |
EP3255163B1 (en) | 2020-10-28 |
EP3255163A1 (en) | 2017-12-13 |
US20180179610A9 (en) | 2018-06-28 |
US11035019B2 (en) | 2021-06-15 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP6032300B2 (ja) | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 | |
JP6179675B2 (ja) | 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法 | |
JP6179677B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP5800098B2 (ja) | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 | |
US10941476B2 (en) | High strength steel sheet and method for producing the same | |
JP6032298B2 (ja) | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 | |
WO2017183349A1 (ja) | 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法 | |
JP5737485B1 (ja) | 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法 | |
JP6032299B2 (ja) | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 | |
WO2018043473A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP6315160B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
WO2017183348A1 (ja) | 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法 | |
JP6372632B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP6344454B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法並びに高強度亜鉛めっき鋼板 | |
JP6210184B1 (ja) | 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法 | |
JP6210183B1 (ja) | 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
121 | Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application |
Ref document number: 16746295 Country of ref document: EP Kind code of ref document: A1 |
|
WWE | Wipo information: entry into national phase |
Ref document number: MX/A/2017/009930 Country of ref document: MX Ref document number: 15547876 Country of ref document: US |
|
NENP | Non-entry into the national phase |
Ref country code: DE |
|
REEP | Request for entry into the european phase |
Ref document number: 2016746295 Country of ref document: EP |
|
ENP | Entry into the national phase |
Ref document number: 20177023456 Country of ref document: KR Kind code of ref document: A |