WO2018168618A1 - 高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet mainly used for a strength member of an automobile body and a method for producing the same.
- the tensile strength TS is 780 MPa or more
- the yield ratio YR is small
- the anisotropy of tensile properties is 780 MPa or more.
- the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet and a method for producing the same.
- a technique for reducing the performance is disclosed.
- Patent Document 2 a steel sheet containing C: 0.06 to 0.15 mass%, Si: 0.5 to 1.5 mass%, and Mn: 1.5 to 3.0 mass% contains 0.5% Al. Disclosed is a technology that suppresses variations in mechanical properties by adding up to 1.5 mass% and expanding the two-phase temperature range of Ac 1 to Ac 3 to reduce structural changes due to fluctuations in continuous annealing conditions. ing.
- Patent Document 3 0.3 to 1.3 mass% of Cr is added to a steel plate with C: 0.03 to 0.17 mass% and Mn: 1.5 to 2.5 mass%, and after soaking annealing.
- a technique for improving stretch flangeability and bendability by enhancing the hardenability in the cooling process and softening the martensite to be produced is disclosed.
- Patent Document 4 discloses that C: 0.06 to 0.12 mass%, Mn: 1.2 to 3.0 mass%, Nb: 0.005 to 0.07 mass%, and Ti: 0.005 to 0.025 mass%.
- the metal structure is a two-phase structure of bainite and island martensite, the area fraction of the island martensite is 3 to 20% and the equivalent circle diameter is 3.0 ⁇ m or less.
- a technique for obtaining a high-strength steel sheet having a low yield ratio and excellent strain aging resistance and uniform elongation (uniform elongation) is disclosed.
- Patent Document 1 even if it is a two-phase structure of ferrite and martensite, the martensite phase fraction is 20% or less, so that a strength of 780 MPa or more cannot be ensured. There is a problem.
- Patent Document 2 it is necessary to add a large amount of Al. Further, after soaking, 750 to 500 ° C. is cooled at a cooling rate of 20 ° C./s or less, and then 100 ° C. or less. Since special cooling equipment that rapidly cools at 100 ° C./s or higher is required, a large capital investment is required for practical use.
- the present invention has been made in view of the above-described problems of the prior art, and the purpose of the present invention is to provide a high-strength cold film having a tensile strength of 780 MPa or more, a low yield ratio, and a small anisotropy of tensile properties. It is to provide a rolled steel sheet and to propose an advantageous manufacturing method thereof.
- the inventors have intensively studied to solve the above problems.
- a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, a low yield ratio, and a small anisotropy in tensile properties
- soaking in continuous annealing after cold rolling After sufficiently recrystallizing and producing an appropriate amount of austenite, by appropriately controlling the subsequent cooling conditions, ferrite is the main phase, and the second phase is bainite and tempered martensite.
- Steel structure composed of fresh martensite, the total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase is 50 to 80%, and the aspect ratio of fresh martensite is in the range of 1.0 to 1.5
- the present invention has been developed.
- the present invention provides C: 0.07 to 0.12 mass%, Si: 0.7 mass% or less, Mn: 2.2 to 2.8 mass%, P: 0.1 mass% or less, S: 0.00. 01 mass% or less, Al: 0.01 to 0.1 mass%, N: 0.015 mass% or less, and 0.02 to 0.08 mass% in total of one or two selected from Ti and Nb And the remainder comprising Fe and inevitable impurities, ferrite having an area ratio of 40 to 80% of the entire structure, and a second phase composed of tempered martensite, fresh martensite, and bainite.
- the YS L and TS L in (1) and (2) is the rolling direction of the yield stress and tensile strength
- YS C and TS C is the yield stress and tensile direction perpendicular to the rolling direction Strength
- YS D and TS D are the yield stress and tensile strength in the 45 ° direction with respect to the rolling direction.
- the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is characterized in that the average particle size of carbides in bainite is 0.3 ⁇ m or less and the average particle size of fresh martensite is 1.0 ⁇ m or less.
- the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention further includes Cr: 0.05 to 1.0 mass%, Mo: 0.05 to 1.0 mass%, and V: 0.01 to 0. 1 type or 2 types or more chosen from 1 mass%, It is characterized by the above-mentioned.
- the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is characterized by further containing B: 0.0003 to 0.005 mass% in addition to the above component composition.
- the present invention when hot rolling a steel slab having any of the component compositions described above, cold rolling, and then performing continuous annealing to produce a high-strength cold-rolled steel sheet, in the continuous annealing , After being soaked in a temperature range of Ac 3 -30 ° C. to Ac 3 + 50 ° C. for 60 seconds or more, primary cooling is performed from the soaking temperature to 650 ° C. or less at an average cooling rate of 2 to 5 ° C./s. After primary residence in a temperature range of ⁇ 550 ° C. for 15 to 60 seconds, secondary cooling is performed from the residence temperature to a temperature range of 350 ° C.
- the secondary cooling comprises the ferrite having an area ratio of 40 to 80% with respect to the entire structure and the second phase composed of tempered martensite, fresh martensite and bainite.
- the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention has a tensile strength of 780 MPa or more, a low yield ratio, and a small anisotropy in tensile properties. Not only contributes to improvement and improvement of dimensional accuracy of molded parts, but also greatly contributes to improvement of fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body and safety by increasing strength.
- the steel sheet of the present invention has a tensile strength TS of 780 MPa or more, a yield ratio YR which is a ratio of the yield stress YS to the tensile strength TS (YS / TS ⁇ 100) is 70% or less, and the following formula (1):
- (YS L ⁇ 2 ⁇ YS D + YS C ) / 2 (1)
- (TS L -2 ⁇ TS D + TS C) / 2 ⁇ (2)
- (TS L -2 ⁇ TS D + TS C) / 2 ⁇ (2) It has a mechanical characteristic that the absolute value
- the tensile strength TS and the yield ratio YR are values in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and YS L and TS L in the formulas (1) and (2) are rolling direction of the yield stress and tensile strength, YS C and TS C is the yield stress of the direction perpendicular to the rolling direction and the tensile strength, YS D and TS D is the yield stress of the 45 ° direction to the rolling direction And tensile strength.
- the steel plate of this invention does not prescribe
- the steel sheet of the present invention is one of the excellent features that the uniform elongation in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is 10% or more.
- the steel structure of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention will be described.
- the second phase composed of ferrite having an area ratio of 40 to 80% of the entire structure, bainite, tempered martensite, and fresh martensite. It is necessary that the total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase is 50 to 80% and the aspect ratio of fresh martensite is 1.0 to 1.5.
- the steel structure of the steel sheet of the present invention consists of a composite structure in which a low-temperature transformation phase (bainite, tempered martensite, fresh martensite) exists as a second phase in soft ferrite rich in ductility, and ferrite occupies the steel structure
- a low-temperature transformation phase (bainite, tempered martensite, fresh martensite) exists as a second phase in soft ferrite rich in ductility
- ferrite occupies the steel structure
- the area ratio is 40% or more.
- the area ratio of ferrite is set in the range of 40 to 80%. Preferably it is 45 to 75% of range.
- the balance other than the ferrite is the second phase (low temperature transformation phase) composed of tempered martensite, fresh martensite and bainite. Therefore, the area ratio of the second phase is a value obtained by removing the above-described ferrite area ratio from 100%.
- the retained austenite, pearlite, and carbide which are structures other than the ferrite and the second phase described above, can be included if the total area ratio is 2% or less.
- the bainite is a structure having an intermediate hardness between ferrite and fresh martensite, and has an effect of reducing anisotropy of tensile properties, so that it exists in an area ratio of 10 to 30% with respect to the entire steel sheet structure.
- the amount of bainite can be achieved by a primary residence between 650 and 550 ° C. in a heat treatment step described later to generate a predetermined amount of ferrite.
- the amount of bainite is more preferably less than 30%, and still more preferably 20% or less.
- Tempered martensite is an important structure for ensuring good bendability and stretch flangeability, and it is preferably 20 to 50% in terms of the area ratio relative to the entire steel sheet structure.
- fresh martensite is an as-quenched martensite structure formed in the final stage of the cooling process of continuous annealing, as described later, and has the effect of reducing the yield ratio of the steel sheet.
- it is preferable that 5% or more exists by the area ratio with respect to the whole steel plate structure.
- it is preferably 30% or less. More preferably, it is in the range of 10 to 20%.
- Total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase 50-80%
- the total area ratio of bainite and tempered martensite in the area ratio of the second phase is in the range of 50 to 80% from the viewpoint of reducing the anisotropy of tensile properties. It is to be. If the total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase is less than 50%, not only the anisotropy of the tensile properties is increased, but also the bendability and stretch flangeability of the steel sheet are deteriorated.
- the total area ratio of bainite and tempered martensite in the second phase is the area ratio obtained by measuring the area ratio of fresh martensite by the method described above, and excluding the area ratio of fresh martensite from the area ratio of the second phase. Is divided by the total area ratio of the second phase.
- the area ratio of each phase is determined by polishing a sheet thickness section (L section) in the rolling direction of the steel sheet, corroding with 1 vol% nital liquid, and then locating the position of 1/4 of the sheet thickness from the steel sheet surface by SEM.
- tempered martensite refers to those whose average particle size of carbides in the phase is less than 0.1 ⁇ m.
- bainite points out that the average particle diameter of the carbide
- Fresh martensite aspect ratio 1.0-1.5
- the form of fresh martensite is also important, and when the proportion of the second phase extending in the rolling direction increases, voids are likely to occur during press forming, and cracks also tend to progress. Become. Accordingly, it is necessary that the aspect ratio of fresh martensite is in the range of 1.0 to 1.5. The range is preferably 1.0 to 1.3. The aspect ratio of fresh martensite is defined by (length of major axis / length of minor axis).
- the length of the long axis is “the length of fresh martensite in the rolling direction of the steel sheet”
- the length of the short axis is “the length of fresh martensite in the thickness direction of the steel sheet”.
- the aspect ratio of the fresh martensite completely eliminates the non-recrystallized structure from the high temperature region of the ( ⁇ + ⁇ ) two-phase region to the ⁇ single-phase region as the soaking temperature of continuous annealing in the manufacturing method described later, After a proper amount of austenite is generated, the primary cooling to a temperature range of 650 ° C. or lower and the primary residence condition in a temperature range of 650 to 550 ° C. are controlled to a proper range, and the austenite generated during soaking By decomposing / reducing, the aspect ratio can be reduced.
- the average particle size of fresh martensite in the second phase is 1.0 ⁇ m or less, and the average particle size of carbides precipitated in bainite is 0.3 ⁇ m or less. preferable.
- Average particle size of fresh martensite 1.0 ⁇ m or less. The average particle size of fresh martensite affects the press moldability. If the average particle size exceeds 1.0 ⁇ m, the interface between fresh martensite and ferrite during press molding Voids are formed in the film, and the uniform elongation is reduced, which tends to cause press cracks.
- the anisotropy of tensile properties depends on the average particle size of fresh martensite, and when the average particle size exceeds 1.0 ⁇ m, the anisotropy of tensile properties tends to increase. Therefore, the average particle size of fresh martensite is preferably 1.0 ⁇ m or less. More preferably, it is 0.8 ⁇ m or less. In addition, the average particle diameter of fresh martensite was calculated
- Average particle size of carbides in bainite 0.3 ⁇ m or less
- the average particle size of carbides in bainite also affects the press formability. If the average particle size exceeds 0.3 ⁇ m, voids will form at the carbide interface during press forming. Since it becomes easy to produce
- the aspect ratio and average particle size of fresh martensite and the average particle size of carbides in bainite largely depend on the conditions of primary residence and subsequent secondary cooling in the production process of the present invention described later. In order to control these values within the above-described range, it is important to control the primary residence and secondary cooling conditions within an appropriate range.
- the basic composition of the steel sheet of the present invention is as follows: C: 0.07 to 0.12 mass%, Si: 0.7 mass% or less, Mn: 2.2 to 2.8 mass%, P: 0.1 mass% or less, S : 0.01 mass% or less, Al: 0.01 to 0.1 mass%, N: 0.015 mass% or less, and one or two selected from Ti and Nb in a total of 0.02 to 0.00. It contains 08 mass%, and the balance consists of Fe and inevitable impurities.
- C 0.07 to 0.12 mass% C is an element necessary for enhancing hardenability and securing a predetermined amount of the second phase (bainite, tempered martensite, fresh martensite). If the C content is less than 0.07 mass%, the predetermined microstructure described above cannot be obtained, the yield ratio does not become 70% or less, and it becomes difficult to ensure a tensile strength of 780 MPa or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.12 mass%, the particle size of the second phase is increased, and the amount of bainite produced is decreased, so that the anisotropy of tensile properties is likely to increase. Therefore, the C content is in the range of 0.07 to 0.12 mass%. Preferably it is 0.08 mass% or more, More preferably, it is 0.09 mass% or more. Moreover, Preferably it is 0.11 mass% or less, More preferably, it is 0.10 mass% or less.
- Si 0.7 mass% or less
- Si is a solid solution strengthening element and also an element that improves workability such as uniform elongation. In order to acquire the said effect, it is preferable to make it contain 0.1 mass% or more. However, if it exceeds 0.7 mass%, it causes deterioration of the surface properties due to the occurrence of red scale and the like, and deterioration of the chemical conversion treatment property.
- Si is a ferrite stabilizing element, and increases the amount of ferrite produced in the temperature range of 550 to 650 ° C. and decreases the amount of second phase produced, making it difficult to ensure a strength of 780 MPa or more. . Therefore, Si content shall be 0.7 mass% or less. Preferably it is 0.60 mass% or less, More preferably, it is 0.50 mass% or less. More preferably, it is less than 0.30 mass%, More preferably, it is 0.25 mass% or less.
- Mn 2.2 to 2.8 mass%
- Mn is an austenite stabilizing element, suppresses the formation of ferrite and pearlite in the cooling process after soaking of continuous annealing, promotes transformation from austenite to martensite, that is, enhances hardenability to increase the second.
- it is an element necessary to ensure the strength of the steel sheet.
- addition of 2.2 mass% or more is required.
- a steel sheet is produced by a gas jet cooling type cooling facility having a slower cooling rate than the water quenching type, it is preferable to add more Mn.
- the Mn content is in the range of 2.2 to 2.8 mass%.
- it is 2.3 mass% or more, More preferably, it is 2.4 mass% or more.
- it is 2.7 mass% or less, More preferably, it is 2.6 mass% or less.
- P 0.1 mass% or less
- P is an element having a large solid solution strengthening ability, and can be appropriately added according to a desired strength.
- the P content is 0.1 mass% or less.
- it is 0.05 mass% or less, More preferably, it is 0.03 mass% or less.
- S 0.01 mass% or less
- S is an impurity element that is inevitably mixed in the refining process of steel, segregates at the grain boundaries to cause hot brittleness, and forms sulfide inclusions.
- S content is restrict
- it is 0.005 mass% or less. More preferably, it is 0.002 mass% or less.
- Al 0.01 to 0.1 mass%
- Al is an element added as a deoxidizer in the steel refining process, and is an element effective for suppressing the formation of carbides and promoting the formation of retained austenite. In order to acquire said effect, it is necessary to add 0.01 mass% or more.
- the Al content exceeds 0.1 mass%, coarse AlN precipitates and ductility is lowered. Therefore, the Al content is in the range of 0.01 to 0.1 mass%. In addition, Preferably it is 0.03 mass% or more. Moreover, Preferably it is 0.06 mass% or less.
- N is an element that most deteriorates the aging resistance of steel. Particularly, when it exceeds 0.015 mass%, deterioration of aging resistance becomes significant, so it is limited to 0.015 mass% or less.
- N is preferably as small as possible, and is preferably 0.0100 mass% or less, more preferably 0.0070 mass% or less. More preferably, it is 0.0050 mass% or less.
- Nb and Nb 0.02 to 0.08 mass% in total Nb and Ti are effective elements for increasing the strength of steel because both form carbonitrides in the steel and refine crystal grains.
- Nb and Ti it is necessary to positively add Nb and Ti in order to stably secure a tensile strength of 780 MPa or more. . Therefore, in the present invention, in order to obtain the above effect, one or two of Nb and Nb are added in a total amount of 0.02 mass% or more.
- the total amount of Nb and Ti exceeds 0.08 mass%, an unrecrystallized structure remains in the structure of the product plate, and the anisotropy of tensile properties increases. Therefore, the total amount of Nb and Ti added is in the range of 0.02 to 0.08 mass%.
- the total addition amount of Nb and Ti is preferably 0.03 mass% or more. Moreover, Preferably it is 0.05 mass% or less.
- the steel sheet of the present invention further includes Cr: 0.05 to 1.0 mass%, Mo: 0.05 to 1.0 mass%, V: 0.01 to 0.1 mass%, and B: One or more selected from 0.0003 to 0.005 mass% can be contained. All of Cr, Mo, V, and B have the effect of suppressing the formation of pearlite during cooling from the annealing temperature and improving the hardenability, and therefore can be added as necessary. In order to obtain the above effect, one or more of Cr, Mo, V, and B may be Cr: 0.05 mass% or more, Mo: 0.05 mass% or more, V: 0.01 mass% or more, B : 0.0003 mass% or more is preferably added.
- the added amount of Cr, Mo, V and B exceeds Cr: 1.0 mass%, Mo: 1.0 mass%, V: 0.1 mass% and B: 0.005 mass%, hard martensite.
- the amount of the steel increases, and the strength becomes too high, and the workability required for the steel sheet cannot be obtained. Therefore, when adding Cr, Mo, V, and B, it is preferable to add in the said range, respectively.
- the above elements are more preferably Cr: 0.1 mass% or more, Mo: 0.1 mass% or more, V: 0.03 mass% or more, and B: 0.0005 mass% or more, respectively.
- the above elements are more preferably Cr: 0.5 mass% or less, Mo: 0.3 mass% or less, V: 0.06 mass% or less, and B: 0.002 mass% or less, respectively.
- the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
- the steel sheet of the present invention may contain Cu, Ni, Sb, Sn, Co, Ca, W, Na and Mg as impurity elements as long as the total is 0.01 mass% or less. It does not harm the effects of
- the steel sheet of the present invention is a hot-rolled sheet obtained by hot-rolling a steel slab having the above composition, and after cold-rolling the hot-rolled sheet into a cold-rolled sheet having a predetermined thickness,
- the plate is manufactured by subjecting the plate to continuous annealing under predetermined conditions defined by the present invention.
- the steel slab (steel piece) that is the material of the steel sheet of the present invention is a steel slab (steel slab) that is secondarily refined with a vacuum degassing apparatus or the like and adjusted to the above-mentioned predetermined component composition, and then ingoted Production may be performed by a conventionally known method such as a block rolling method or a continuous casting method, and the production method is not particularly limited as long as no significant component segregation or non-uniform structure occurs.
- the cast high-temperature slab may be rolled as it is (direct feed rolling), or the cooled slab may be reheated in a charging furnace and then rolled.
- the slab reheating temperature SRT is preferably set to 1300 ° C. or lower because scale loss due to oxidation increases when the slab reheating temperature becomes too high.
- the slab heating temperature is preferably in the range of 1200 to 1300 ° C.
- the finish rolling finishing temperature FT in the hot rolling is preferably set to 800 ° C. or higher in order to obtain a preferable texture for reducing the in-plane anisotropy of the tensile properties of the product plate.
- the finish rolling finish temperature is less than 800 ° C., not only the hot rolling load is increased, but in some component systems, rolling is performed in the ferrite region below the Ar 3 transformation point, and the surface layer becomes coarse grains.
- the finish rolling finish temperature exceeds 950 ° C. recrystallization during hot rolling is promoted, and austenite cannot be rolled in an unrecrystallized state, so that the ferrite structure becomes coarse and ensures a predetermined strength. It becomes difficult. Therefore, the finish rolling finish temperature FT is preferably in the range of 800 to 950 ° C.
- the coiling temperature CT in the hot rolling is preferably in the range of 650 to 400 ° C.
- the coiling temperature exceeds 650 ° C.
- the ferrite grain size of the hot-rolled sheet becomes large, and it becomes difficult to give a desired strength to the product plate, and scale-like surface defects are likely to occur.
- the coiling temperature is less than 400 ° C.
- the strength of the hot rolled sheet increases, and the rolling load in cold rolling increases, resulting in a decrease in productivity. Therefore, the coiling temperature is preferably in the range of 650 to 400 ° C.
- the hot-rolled sheet obtained as described above is then pickled and descaled, and then cold-rolled with a rolling reduction of 40 to 80% and cold-rolled with a sheet thickness of 0.5 to 3.0 mm. It is preferable to use a steel plate.
- the rolling reduction of cold rolling is small, the structure after the annealing performed thereafter becomes non-uniform, and the anisotropy of tensile properties tends to increase, so 50% or more is more preferable.
- Heat treatment This heat treatment is soaked for 60 seconds or more in the temperature range of Ac 3 -30 ° C to Ac 3 + 50 ° C, and then cooled to 650 ° C or less (primary cooling) at an average cooling rate of 2 to 5 ° C / s. After 10 to 50 seconds of residence (primary residence) in the temperature range of 550 to 650 ° C., the product is further cooled to 350 ° C. or less (secondary cooling) at an average cooling rate of 15 to 30 ° C./s. This is a heat treatment in which the sample is retained for 300 to 500 seconds (secondary retention) in a temperature range of 0 ° C., and then thirdarily cooled.
- Heating conditions up to the soaking temperature are preferably 10 ° C./s or less in a temperature range exceeding 650 ° C. from the viewpoint of sufficiently proceeding with recrystallization. This is because at a heating rate exceeding 10 ° C./s, the steel sheet structure after continuous annealing becomes non-uniform, and the anisotropy of tensile properties increases. More preferably, it is 8 ° C./s or less.
- Soaking (soaking annealing) is sufficient to recrystallize the ferrite rolling structure formed by cold rolling and transform it into austenite necessary to form the second phase in the ferrite. to 3 -30 °C ⁇ Ac 3 + 50 °C temperature range of, it is necessary to stay more than 60 seconds.
- the soaking annealing temperature is less than Ac 3 -30 ° C., the rolled structure stretched in the rolling direction tends to remain, and the anisotropy of tensile properties increases.
- a preferable lower limit of the soaking temperature is Ac 3 -20 ° C.
- the soaking annealing temperature exceeds Ac 3 + 50 ° C.
- the generated austenite becomes coarse, and the average particle size of fresh martensite generated by the third cooling exceeds 1.0 ⁇ m. It cannot be obtained and the moldability is lowered.
- the upper limit of preferable soaking temperature is Ac 3 + 40 ° C.
- the soaking time is less than 60 seconds, the reverse transformation of ferrite to austenite does not proceed sufficiently, a predetermined amount of austenite cannot be secured, and a desired strength cannot be obtained, If the remaining amount is large, the press formability may be reduced, and the anisotropy of the tensile strength may be increased. Therefore, the soaking annealing time is 60 seconds or more.
- the upper limit is preferably 500 seconds.
- the Ac 3 points may be obtained by experiments, but can also be calculated by the following equation.
- the primary cooling following the soaking process is performed at an average cooling rate of 2 to 5 ° C. from the soaking annealing temperature to the primary cooling stop temperature of 650 to 550 ° C. in order to secure a predetermined amount of ferrite. It is necessary to cool at / s. If the average cooling rate is less than 2 ° C / s, the decomposition of austenite proceeds excessively during cooling, and the amount of ferrite generated before the primary residence in the temperature range of 550 to 650 ° C becomes too large, and is desired after annealing. The strength of can not be obtained.
- the average cooling rate of the primary cooling is in the range of 2 to 5 ° C./s.
- the reason for setting the cooling stop temperature of the primary cooling to 650 ° C. or lower is that if it exceeds 650 ° C., the decomposition of austenite does not proceed and the austenite increases. As a result, hard bainite, fresh martensite and tempered martensite. The second phase consisting of sites increases so much that a low yield ratio cannot be realized.
- the primary cooling stop temperature is 550 ° C. The above is preferable.
- the primary cooled steel sheet is then subjected to primary residence for 15 to 60 seconds at the primary cooling stop temperature, that is, 550 to 650 ° C in order to generate a predetermined amount of ferrite. is required. If the primary residence temperature exceeds 650 ° C., the amount of ferrite decreases and a low yield ratio cannot be obtained. On the other hand, if it is less than 550 ° C., the amount of ferrite increases and the strength after annealing may not be ensured. Moreover, if the residence time in the said temperature range is less than 15 second, since austenite decomposition
- the residence time in the temperature range of 550 to 650 ° C. is 15 to 60 seconds. Preferably it is 20 seconds or more. Moreover, it is preferably 50 seconds or less.
- the primary residence time refers to the total time during which the steel sheet exists in the temperature range of 550 to 650 ° C., regardless of whether it is during cooling or temperature holding.
- the cold-rolled sheet that has undergone primary cooling and has been primarily retained has a predetermined amount of bainite and tempered martens obtained by transforming a part of the austenite remaining after the primary retention to bainite and / or martensite.
- the lower limit of the secondary cooling stop temperature is preferably 250 ° C., which is the lower limit temperature of the secondary residence temperature that is performed after the secondary cooling.
- the reason for setting the average cooling rate of the secondary cooling to 10 to 25 ° C./s is that if it is less than 10 ° C./s, the cooling rate is slow, and the decomposition of austenite excessively proceeds during cooling.
- the area ratio of martensite is less than 30% of the entire structure, and a predetermined tensile strength cannot be ensured.
- the average cooling rate in the secondary cooling is in the range of 10 to 25 ° C./s.
- it is 15 degrees C / s or more.
- it is preferably 20 ° C./s or less.
- Secondary residence condition After the secondary cooling, the steel sheet needs to be subjected to secondary residence that is maintained for 300 to 500 seconds in a temperature range of 350 to 250 ° C.
- the secondary residence temperature exceeds 350 ° C. and / or when the secondary residence time exceeds 500 seconds
- the amount of bainite produced increases or the tempering of martensite produced by secondary cooling proceeds excessively.
- the tensile strength is reduced, and a low yield ratio cannot be obtained.
- the secondary residence temperature is below 250 ° C. and / or when the secondary residence time is below 300 seconds, the tempering of martensite does not proceed sufficiently and the temperature at which hard fresh martensite is generated.
- the secondary residence is performed under conditions where the residence is performed in a temperature range of 350 to 250 ° C. for 300 to 500 seconds.
- a preferred secondary residence time is 380 seconds or more.
- the preferred secondary residence time is 430 seconds or less.
- the secondary residence time refers to the total time during which the steel sheet exists in the temperature range of 350 to 250 ° C., regardless of whether it is during cooling or temperature holding.
- the cold-rolled sheet that has been secondarily cooled and secondarily retained needs to be subjected to third cooling for transforming the austenite remaining after the second retention to martensite.
- generated by the said tertiary cooling is called fresh martensite, and it distinguishes from the tempered martensite which tempered by the said secondary residence.
- a steel plate that has been subjected to continuous annealing under the above heat treatment conditions is composed of ferrite having an area ratio of 40 to 80% of the entire structure, and a second phase composed of tempered martensite, fresh martensite, and bainite.
- the absolute value of the in-plane anisotropy ⁇ YS of the yield stress defined by the above-described equation (1) is 30 MPa or less
- the in-plane anisotropic of the tensile strength defined by the above-described equation (2) It becomes a high-strength cold-rolled steel sheet having mechanical properties in which the absolute value of the property ⁇ TS is 30 MPa or less.
- the steel sheet after the continuous annealing may be subjected to temper rolling with a rolling reduction of 0.1 to 1.0%, or may be subjected to a surface treatment such as electrogalvanization.
- Thick steels A to M having various component compositions shown in Table 1 were made into steel slabs by a continuous casting method, and the steel slabs were hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a plate thickness of 3
- a 2 mm hot-rolled sheet was pickled, cold-rolled to a cold-rolled sheet having a thickness of 1.4 mm, and then subjected to continuous annealing under the conditions shown in Table 2.
- Test pieces were collected from the cold-rolled annealed plates thus obtained, and the steel sheet structure and mechanical properties were evaluated in the following manner.
- ⁇ Steel structure> After polishing the sheet thickness section (L section) in the rolling direction of the steel sheet, it corrodes with 1 vol% nital liquid, and the position of 1/4 of the sheet thickness from the steel sheet surface is 1000 times using SEM (Scanning Electron Microscope). 3 fields of 40 ⁇ m ⁇ 28 ⁇ m range were captured at the magnification of, and the area ratio of each phase, the aspect ratio of fresh martensite, the average particle size of fresh martensite, bainite using Adobe Photoshop from Adobe Systems, Inc. The average particle size of the precipitated carbide was measured and the average of three fields of view was determined.
- test piece from three directions of rolling direction (L direction) of steel sheet, 45 ° direction (D direction) with respect to rolling direction and direction perpendicular to rolling direction (C direction).
- the sample was collected and subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241, and the yield stress (YS L , YS D , YS C ) and tensile strength (TS L , TS D , TS C ) in each direction were measured.
- the steel sheets obtained by annealing the cold-rolled sheet having the component composition suitable for the present invention under the continuous annealing conditions suitable for the present invention are all high strength with a tensile strength TS of 780 MPa or more, and the yield ratio YR is It can be seen that the absolute value of the in-plane anisotropy of the yield stress YS and the tensile strength TS is as small as 30 MPa or less, which is as low as 70% or less, and the objective of the present invention can be achieved.
- the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has a high strength with a tensile strength TS of 780 MPa or more, a yield ratio YR as low as 70% or less, and an absolute value of in-plane anisotropy of tensile properties as small as 30 MPa or less.
- the material is not limited to a material for a high-strength member of an automobile body, and can be suitably used for applications requiring the above characteristics.
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Abstract
Description
また、上記特許文献2の技術では、Alを多量に添加する必要があり、また、均熱焼鈍後、750~500℃までを20℃/s以下の冷却速度で冷却し、その後、100℃以下まで100℃/s以上で急速冷却する特殊な冷却設備が必要であるため、実用化には大きな設備投資が必要となる。
また、上記特許文献3の技術では、ベイナイトを含まない鋼組織であることから、ミクロ組織間での硬度差が大きく、強度が変動し易いという問題があり、しかも、鋼板の機械的特性のばらつきについては考慮していない。
また、上記特許文献4の技術は、発明の対象が厚板であり、冷間圧延および連続焼鈍を行って製造する自動車用高強度冷延鋼板への適用は難しい。
|ΔYS|=(YSL-2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
で定義される降伏応力の面内異方性ΔYSの絶対値が30MPa以下、および、下記(2)式;
|ΔTS|=(TSL-2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
で定義される引張強さの面内異方性ΔTSの絶対値が30MPa以下である機械的特性を有する高強度冷延鋼板である。ここで、上記(1)式および(2)式におけるYSLおよびTSLは、圧延方向の降伏応力および引張強さ、YSCおよびTSCは、圧延方向に対して直角方向の降伏応力および引張強さ、YSDおよびTSDは、圧延方向に対して45°方向の降伏応力および引張強さである。
|ΔYS|=(YSL-2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
で定義される降伏応力の面内異方性ΔYSの絶対値が30MPa以下、および、下記(2)式;
|ΔTS|=(TSL-2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
で定義される引張強さの面内異方性ΔTSの絶対値が30MPa以下である機械的特性とを付与する高強度冷延鋼板の製造方法を提案する。ここで、上記(1)式および(2)式におけるYSLおよびTSLは、圧延方向の降伏応力および引張強さ、YSCおよびTSCは、圧延方向に対して直角方向の降伏応力および引張強さ、YSDおよびTSDは、圧延方向に対して45°方向の降伏応力および引張強さである。
本発明の鋼板は、引張強さTSが780MPa以上で、引張強さTSに対する降伏応力YSの比(YS/TS×100)である降伏比YRが70%以下であり、下記(1)式;
|ΔYS|=(YSL-2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
で定義される降伏応力YSの面内異方性の絶対値|ΔYS|が30MPa以下、かつ、下記(2)式;
|ΔTS|=(TSL-2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
で定義される引張強さTSの面内異方性の絶対値|ΔTS|が30MPa以下である機械的特性を有することを特徴とする。ここで、上記引張強さTSおよび降伏比YRは、圧延方向に対して直角方向(C方向)の値であり、また、上記(1)式および(2)式におけるYSLおよびTSLは、圧延方向の降伏応力および引張強さ、YSCおよびTSCは、圧延方向に対して直角方向の降伏応力および引張強さ、YSDおよびTSDは、圧延方向に対して45°方向の降伏応力および引張強さである。
本発明の鋼板の鋼組織は、上記した機械的特性を有するためには、全組織に対する面積率が40~80%のフェライトと、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトから構成される第2相とからなり、第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50~80%で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が1.0~1.5の範囲であることが必要である。このように、主相のフェライトと、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる第2相とを併存させることで、引張強さが780MPa以上の高強度でも、低降伏比で引張特性の異方性が小さい機械的特性を付与することができる。以下、上記鋼組織の限定理由について、具体的に説明する。
本発明の鋼板の鋼組織は、延性に富む軟質なフェライト中に、第2相として低温変態相(ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト)が存在する複合組織からなり、該鋼組織に占めるフェライトの面積率は、十分な延性および強度と延性のバランスを確保するため、40%以上であることが必要である。一方、フェライトの面積率が80%を超えると、本発明が目標とする引張強さ(780MPa以上)を確保することが難しくなる。よって、フェライトの面積率は40~80%の範囲とする。好ましくは45~75%の範囲である。
ここで、上記ベイナイトは、フェライトとフレッシュマルテンサイトの中間的な硬さの組織であり、引張特性の異方性を低減する効果があるので、全鋼板組織に対する面積率で10~30%存在するのが好ましい。なお、上記ベイナイト量は、後述する熱処理工程で、650-550℃間に1次滞留し、所定量のフェライト量を生成させることで達成することができる。ベイナイト量は、より好ましくは30%未満、さらに好ましくは20%以下である。
また、フレッシュマルテンサイトは、後述するように、連続焼鈍の冷却過程の最終段階で形成される焼入れままのマルテンサイト組織であり、鋼板の降伏比を低減する効果がある。上記効果を得るためには、全鋼板組織に対する面積率で5%以上存在することが好ましい。しかし、多量に存在すると、プレス成形時にフレッシュマルテンサイトとフェライトの界面に形成されるボイド量が多くなり、プレス割れを引き起こし易くなるため、30%以下であることが好ましい。より好ましくは10~20%の範囲である。
次に、本発明の鋼板において重要なことは、引張特性の異方性を低減する観点から、上記第2相の面積率に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50~80%の範囲であることである。第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50%未満では、引張特性の異方性が大きくなるだけでなく、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。一方、80%を超えると、780MPa以上の引張強さを確保することが難しくなる他、降伏比が大きく上昇してしまうからである。好ましくは、55~75%の範囲である。
なお、第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率は、前述した方法でフレッシュマルテンサイトの面積率を測定し、第2相の面積率からフレッシュマルテンサイトの面積率を除いた面積率を、第2相の合計面積率で除して求める。
また、本発明の鋼板において、フレッシュマルテンサイトの形態も重要であり、第2相の形態が圧延方向に伸長した割合が多くなると、プレス成形時にボイドが発生し易くなる他、亀裂も進展し易くなる。したがって、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が1.0~1.5の範囲にあることが必要である。好ましくは1.0~1.3の範囲である。フレッシュマルテンサイトのアスペクト比は、(長軸の長さ/短軸の長さ)で定義される。本発明の鋼板において、「長軸の長さ」は「鋼板の圧延方向におけるフレッシュマルテンサイトの長さ」とし、「短軸の長さ」は「鋼板の厚さ方向におけるフレッシュマルテンサイトの長さ」とする。
フレッシュマルテンサイトの平均粒径:1.0μm以下
フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、プレス成形性に影響し、平均粒径が1.0μmを超えると、プレス成形時にフレッシュマルテンサイトとフェライトとの界面にボイドが生成し、均一伸びが低下して、プレス割れを引き起こし易くなる。また、引張特性の異方性も、フレッシュマルテンサイトの平均粒径に依存し、平均粒径が1.0μmを超えると、引張特性の異方性が大きくなる傾向にある。よって、フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、1.0μm以下であることが好ましい。より好ましくは、0.8μm以下である。
なお、フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、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求めた。
ベイナイト中の炭化物の平均粒径も、プレス成形性に影響し、平均粒径が0.3μmを超えるとプレス成形時に、炭化物の界面でボイドが生成しやすくなり、均一伸びが低下し、プレス割れなどの問題が発生するため、0.3μm以下とするのが好ましい。より好ましくは、0.2μm以下である。ベイナイト中の炭化物の平均粒径の下限値は0.1μmである。
本発明の鋼板は、基本成分組成が、C:0.07~0.12mass%、Si:0.7mass%以下、Mn:2.2~2.8mass%、P:0.1mass%以下、S:0.01mass%以下、Al:0.01~0.1mass%、N:0.015mass%以下、かつ、TiおよびNbのうちから選ばれる1種または2種を合計で0.02~0.08mass%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。
Cは、焼入れ性を高め、所定量の第2相(ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト)を確保するために必要な元素である。C含有量が0.07mass%未満では、上述した所定のミクロ組織が得られず、降伏比が70%以下とならないばかりか、780MPa以上の引張強さを確保するのが難しくなる。一方、C含有量が0.12mass%を超えると、第2相の粒径が大きくなり、また、ベイナイトの生成量が減少して、引張特性の異方性が大きくなり易くなる。よって、C含有量は、0.07~0.12mass%の範囲とする。好ましくは0.08mass%以上、より好ましくは0.09mass%以上である。また、好ましくは0.11mass%以下、より好ましくは0.10mass%以下である。
Siは、固溶強化元素であるとともに、均一伸び等の加工性を向上させる元素でもある。上記効果を得るためには0.1mass%以上含有させるのが好ましい。しかし、0.7mass%を超えると、赤スケールの発生等による表面性状の劣化や、化成処理性の劣化を引き起こす。また、Siは、フェライト安定化元素であり、550~650℃の温度域でのフェライト生成量を増加し、第2相の生成量を減少させるため、780MPa以上の強度を確保することが難しくなる。よって、Si含有量は0.7mass%以下とする。好ましくは0.60mass%以下、より好ましくは0.50mass%以下である。さらに好ましくは0.30mass%未満、さらにより好ましくは0.25mass%以下である。
Mnは、オーステナイト安定化元素であり、連続焼鈍の均熱焼鈍後の冷却過程においてフェライトやパーライトの生成を抑制し、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を促進する、すなわち、焼入れ性を高めて第2相の生成を容易にするため、鋼板の強度を確保するのに必要な元素である。上記効果を得るためには、2.2mass%以上の添加が必要である。特に、水焼入れタイプに比べて冷却速度が遅いガスジェット冷却タイプの冷却設備で鋼板を製造する場合には、Mnはより多く添加するのが好ましい。一方、Mn含有量が2.8mass%を超えると、スポット溶接性を損なうだけでなく、鋳造性の低下(スラブ割れ)を引き起こしたり、板厚方向のMn偏析が顕著となり、降伏比が上昇したりする。また、連続焼鈍の均熱焼鈍後の冷却過程における550~650℃の温度域でのフェライト生成が抑制される他、その後の冷却過程におけるベイナイトの生成も抑制されるため、均一伸びが低下したり、引張特性の異方性が大きくなったりする。よって、Mn含有量は、2.2~2.8mass%の範囲とする。なお、好ましくは2.3mass%以上、より好ましくは2.4mass%以上である。また、好ましくは2.7mass%以下、より好ましくは2.6mass%以下である。
Pは、固溶強化能が大きい元素であり、所望の強度に応じて適宜添加することができる。しかし、P添加量が0.1mass%を超えると、溶接性の低下を招くだけでなく、粒界偏析により脆化し、耐衝撃性が低下する。よって、P含有量は0.1mass%以下とする。好ましくは0.05mass%以下、より好ましくは0.03mass%以下である。
Sは、鋼の精錬過程で不可避的に混入してくる不純物元素であり、粒界に偏析して熱間脆性を引き起こすとともに、硫化物系介在物を形成して、鋼板の局部変形能を低下させるため、低いほど好ましい。そのため、本発明では、S含有量は0.01mass%以下に制限する。好ましくは0.005mass%以下である。より好ましくは0.002mass%以下である。
Alは、鋼の精錬工程で脱酸剤として添加される元素であるとともに、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有効な元素である。上記の効果を得るためには、0.01mass%以上添加する必要がある。一方、Al含有量が0.1mass%を超えると、粗大なAlNが析出して、延性が低下する。よって、Al含有量は0.01~0.1mass%の範囲とする。なお、好ましくは0.03mass%以上である。また、好ましくは0.06mass%以下である。
Nは、鋼の耐時効性を最も劣化させる元素であり、特に0.015mass%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となるため、0.015mass%以下に制限する。なお、Nは、少ないほど望ましく、好ましくは0.0100mass%以下、より好ましくは0.0070mass%以下である。さらに好ましくは0.0050mass%以下である。
NbおよびTiは、いずれも鋼中で炭窒化物を形成して結晶粒を微細化するため、鋼の高強度化に有効な元素である。特に、ガスジェット冷却タイプの冷却装置を有する連続焼鈍設備で本発明を実施する場合には、780MPa以上の引張強さを安定的に確保するため、NbおよびTiを積極的に添加する必要がある。そこで、本発明においては、上記効果を得るため、NbおよびNbの1種または2種を合計で0.02mass%以上添加する。一方、NbおよびTiの合計添加量が0.08mass%を超えると、製品板の組織中に未再結晶組織が残存するようになり、引張特性の異方性が大きくなる。よって、NbおよびTiの添加量は、合計で0.02~0.08mass%の範囲とする。なお、NbおよびTiの合計添加量は好ましくは0.03mass%以上である。また、好ましくは0.05mass%以下である。
Cr,Mo,VおよびBは、いずれも、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制して、焼入れ性を高める効果を有するので、必要に応じて添加することができる。上記効果を得るためには、Cr,Mo,VおよびBの1種または2種以上を、それぞれCr:0.05mass%以上、Mo:0.05mass%以上、V:0.01mass%以上、B:0.0003mass%以上添加するのが好ましい。しかし、Cr,Mo,VおよびBの添加量が、それぞれCr:1.0mass%、Mo:1.0mass%、V:0.1mass%およびB:0.005mass%を超えると、硬質なマルテンサイトの量が増大して、高強度化し過ぎ、鋼板に必要な加工性を得ることができなくなる。よって、Cr,Mo,VおよびBを添加する場合には、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。なお、上記元素はより好ましくは、それぞれCr:0.1mass%以上、Mo:0.1mass%以上、V:0.03mass%以上およびB:0.0005mass%以上である。一方、上記元素はより好ましくは、それぞれCr:0.5mass%以下、Mo:0.3mass%以下、V:0.06mass%以下およびB:0.002mass%以下である。
本発明の鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を冷間圧延して所定の板厚の冷延板とした後、該冷延板に、本発明が規定する所定の条件の連続焼鈍を施すことにより製造する。
この熱処理は、Ac3-30℃~Ac3+50℃の温度域で60秒以上保持する均熱処理した後、平均冷却速度2~5℃/sで650℃以下まで冷却(1次冷却)し、550~650℃の温度域に10~50秒滞留(1次滞留)した後、さらに、平均冷却速度15~30℃/sで350℃以下まで冷却(2次冷却)し、350℃~250℃の温度域に300~500秒滞留(2次滞留)した後、3次冷却する熱処理である。
均熱温度までの加熱条件は、再結晶を十分に進行させる観点から650℃超えの温度域では10℃/s以下とするのが好ましい。10℃/sを超える加熱速度では連続焼鈍後の鋼板組織が不均一となり、引張特性の異方性が大きくなるからである。より好ましくは8℃/s以下である。
均熱処理(均熱焼鈍)は、冷間圧延によって形成されたフェライト圧延組織を十分に再結晶させるとともに、フェライト中に第2相を形成させるために必要なオーステナイトに変態させるため、Ac3-30℃~Ac3+50℃の温度域に、60秒以上滞留させることが必要である。均熱焼鈍温度が、Ac3-30℃未満の場合には、圧延方向に伸展した圧延組織が残存し易く、引張特性の異方性が大きくなる。好ましい均熱温度の下限はAc3-20℃である。一方、均熱焼鈍温度がAc3+50℃を超えると、生成したオーステナイトが粗大となり、3次冷却で生成するフレッシュマルテンサイトの平均粒径が1.0μmを超えるため、10%以上の均一伸びが得られず、成形性が低下する。好ましい均熱温度の上限はAc3+40℃である。また、均熱焼鈍時間が60秒未満では、フェライトのオーステナイトへの逆変態が十分に進まず、所定量のオーステナイトを確保できず、所望の強度が得られなかったり、また、未再結晶粒の残存が多い場合にはプレス成形性が低下したり、引張強度の異方性が大きくなるおそれがある。そのため、均熱焼鈍時間は60秒以上とする。好ましくは100秒以上である。なお、均熱焼鈍時間が500秒を超えると、オーステナイトの粒径が粗大となり、連続焼鈍後の鋼板組織で粗大なマルテンサイトが生成されやすくプレス成形性が劣化するだけでなく、エネルギーコストの増大を招く。そのため、上限は500秒とするのが好ましい。
Ac3点(℃)=910-203×[C%]1/2+44.7×[Si%]-30×[Mn%]+700×[P%]+400×[Al%]-20×[Cu%]+31.5×[Mo%]+104×[V%]+400×[Ti%]
なお、上記式中の[X%]は、鋼板の成分元素Xの含有量(mass%)であり、含有しないときは“0”とする。
上記均熱処理に続く1次冷却は、所定量のフェライト量を確保するため、上記均熱焼鈍温度から、650~550℃の1次冷却停止温度まで、平均冷却速度2~5℃/sで冷却することが必要である。平均冷却速度が2℃/s未満では、冷却中にオーステナイトの分解が過度に進行し、550~650℃の温度域での1次滞留より前に生成するフェライト量が多くなり過ぎ、焼鈍後に所望の強度が得られない。一方、平均冷却速度が5℃/sを超えると、逆に、冷却中のオーステナイトの分解が不足し、所定のフェライト分率が確保できず、70%以下の低降伏比が得られなくなる。よって、1次冷却の平均冷却速度は2~5℃/sの範囲とする。
また、1次冷却の冷却停止温度を650℃以下とする理由は、650℃を超えると、オーステナイトの分解が進まず、オーステナイトが増加するため、結果として、硬質なベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトからなる第2相が多くなり過ぎ、低降伏比を実現できなくなる。ただし、1次冷却の終点温度が550℃未満になると、フェライトの生成量が増大するため、製品板の引張強さ780MPa以上を確保するのが難しくなるので、1次冷却の停止温度は550℃以上とするのが好ましい。
1次冷却した鋼板は、その後、所定量のフェライトを生成させるため、1次冷却停止温度、すなわち、550~650℃の温度域に15~60秒滞留させる1次滞留を施すことが必要である。
1次滞留の温度が650℃を超えると、フェライト量が少なくなり低降伏比が得られなかったり、一方、550℃未満では、フェライト量が多くなり焼鈍後の強度が確保できない可能性がある。また、上記温度域での滞留時間が15秒未満では、オーステナイトの分解が進まず、第2相が増加するため、低降伏比が得られない。一方、滞留時間が60秒を超えると、オーステナイトの分解が進み過ぎて、フェライトの面積率が過大となって第2相を所定量確保することができず、780MPa以上の引張強さを得ることが難しくなる。したがって、550~650℃の温度域での滞留時間は15~60秒とする。好ましくは20秒以上である。また、好ましくは50秒以下である。なお、上記1次滞留時間は、鋼板が550~650℃の温度域に存在している全時間をいい、冷却中、温度保持中を問わない。
1次冷却し、1次滞留した冷延板は、その後、1次滞留後に残されたオーステナイトの一部をベイナイトおよび/またはマルテンサイトに変態させて、所定量のベイナイトと焼戻しマルテンサイトを確保するため、1次滞留温度の550~650℃から350℃以下の温度まで、平均冷却速度10~25℃/sで冷却する2次冷却を施すことが必要である。
なお、2次冷却の停止温度の下限は、2次冷却の後に行う2次滞留温度の下限温度である250℃とするのが好ましい。
また、上記2次冷却の平均冷却速度を10~25℃/sとする理由は、10℃/s未満では、冷却速度が遅く、冷却中に過度にオーステナイトの分解が進行し過ぎるため、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率が全組織の30%未満となり、所定の引張強さを確保できなくなる。一方、25℃/sを超えると、逆に冷却中のオーステナイトの分解が不足し、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率が過大となるため、引張強さが大きく上昇し、引張特性の異方性も大きくなる。よって、2次冷却における平均冷却速度は10~25℃/sの範囲とする。好ましくは15℃/s以上である。また、好ましくは20℃/s以下である。
2次冷却した鋼板は、その後、350~250℃の温度域で300~500秒保持する2次滞留を施すことが必要である。
2次滞留温度が350℃を超えると、および/または、2次滞留時間が500秒を超えると、ベイナイトの生成量が増加したり、2次冷却で生成したマルテンサイトの焼戻しが過度に進行して、引張強さが低下したりするため、低降伏比が得られなくなる。一方、2次滞留温度が250℃を下回ると、および/または、2次滞留時間が300秒を下回ると、マルテンサイトの焼戻しが十分に進行せず、また、硬質なフレッシュマルテンサイトが生成する温度域となり、製品板のフレッシュマルテンサイト量が増加し過ぎるため、引張特性の異方性が大きくなる。したがって、2次滞留は、350~250℃の温度域で300~500秒滞留させる条件とする。好ましい2次滞留時間は380秒以上である。また、好ましい2次滞留時間は430秒以下である。なお、上記2次滞留時間は、鋼板が350~250℃の温度域に存在している全時間をいい、冷却中、温度保持中を問わない。
2次冷却し、2次滞留した冷延板は、その後、上記2次滞留後に残留しているオーステナイトをマルテンサイトに変態させるための3次冷却を行うことが必要である。なお、上記3次冷却で生成した焼入れままのマルテンサイトをフレッシュマルテンサイトといい、上記2次滞留で焼戻しを行なった焼戻しマルテンサイトと区別する。
<鋼板組織>
・ 鋼板の圧延方向の板厚断面(L断面)を研磨した後、1vol%のナイタール液で腐食し、鋼板表面から板厚の1/4の位置をSEM(Scanning Electron Microscope)を用いて1000倍の倍率で40μm×28μmの範囲を3視野撮像し、上記組織画像から、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて各相の面積率、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比、フレッシュマルテンサイトの平均粒径、ベイナイト中の析出した炭化物の平均粒径を測定し、3視野の平均を求めた。
<機械的特性>
・ 降伏応力YS、引張強さTS、均一伸びおよび全伸び:鋼板の圧延方向に直角な方向(C方向)からJIS5号試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、測定した。また、降伏比YRは、上記のように測定して得た降伏応力YSと引張強さTSから求めた。
なお、引張特性は、引張強さTSが780MPa以上、降伏比YRが70%以下のものを本発明に適合していると評価した。
・ 引張特性の異方性:鋼板の圧延方向(L方向)、圧延方向に対して45°方向(D方向)および圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向からJIS5号試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、各方向の降伏応力(YSL、YSD、YSC)および引張強さ(TSL、TSD、TSC)を測定し、下記(1)式;
|ΔYS|=(YSL-2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
を用いて降伏応力YSの面内異方性の絶対値、および、下記(2);
|ΔTS|=(TSL-2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
を用いて引張強さTSの面内異方性の絶対値を求めた。
なお、引張特性の面内異方性は、│ΔYS│≦30MPa、│ΔTS│≦30MPa以下の両方を満たすものを、本発明に適合していると評価した。
Claims (5)
- C:0.07~0.12mass%、Si:0.7mass%以下、Mn:2.2~2.8mass%、P:0.1mass%以下、S:0.01mass%以下、Al:0.01~0.1mass%、N:0.015mass%以下、かつ、TiおよびNbのうちから選ばれる1種または2種を合計で0.02~0.08mass%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
全組織に対する面積率が40~80%のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第2相とからなり、第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50~80%で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が1.0~1.5の範囲である鋼組織と、
引張強さが780MPa以上、降伏比が70%以下で、下記(1)式で定義される降伏応力の面内異方性ΔYSの絶対値が30MPa以下、および、下記(2)式で定義される引張強さの面内異方性ΔTSの絶対値が30MPa以下である機械的特性を有する高強度冷延鋼板。
記
|ΔYS|=(YSL-2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
|ΔTS|=(TSL-2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
ここで、YSL、TSL:圧延方向の降伏応力、引張強さ
YSC、TSC:圧延方向に対して直角方向の降伏応力、引張強さ
YSD、TSD:圧延方向に対して45°方向の降伏応力、引張強さ - ベイナイト中の炭化物の平均粒径が0.3μm以下であり、フレッシュマルテンサイトの平均粒径が1.0μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の高強度冷延鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Cr:0.05~1.0mass%、Mo:0.05~1.0mass%およびV:0.01~0.1mass%から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、B:0.0003~0.005mass%を含有することを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板。
- 請求項1~4のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延した後、連続焼鈍を施して高強度冷延鋼板を製造する際、
上記連続焼鈍において、Ac3-30℃~Ac3+50℃の温度域に60秒以上滞留する均熱処理した後、該均熱温度から650℃以下まで平均冷却速度2~5℃/sで1次冷却し、650~550℃の温度域に15~60秒1次滞留した後、該滞留温度から350℃以下の温度域まで平均冷却速度10~25℃/sで2次冷却し、350~250℃の温度域に300~500秒2次滞留した後、3次冷却することにより、
全組織に対する面積率が40~80%のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第2相とからなり、第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50~80%で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が1.0~1.5の範囲にある鋼組織と、
引張強さが780MPa以上、降伏比が70%以下で、下記(1)式で定義される降伏応力の面内異方性ΔYSの絶対値が30MPa以下、および、下記(2)式で定義される引張強さの面内異方性ΔTSの絶対値が30MPa以下である機械的特性とを付与する高強度冷延鋼板の製造方法。
記
|ΔYS|=(YSL-2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
|ΔTS|=(TSL-2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
ここで、YSL、TSL:圧延方向の降伏応力、引張強さ
YSC、TSC:圧延方向に対して直角方向の降伏応力、引張強さ
YSD、TSD:圧延方向に対して45°方向の降伏応力、引張強さ
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TWI703220B (zh) * | 2020-01-06 | 2020-09-01 | 中國鋼鐵股份有限公司 | 汽車用鋼及其製造方法 |
Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007138262A (ja) | 2005-11-21 | 2007-06-07 | Jfe Steel Kk | 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
JP2010070843A (ja) | 2008-08-19 | 2010-04-02 | Jfe Steel Corp | 加工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 |
JP2011094230A (ja) | 2009-09-30 | 2011-05-12 | Jfe Steel Corp | 低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法 |
WO2013047760A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 耐遅れ破壊特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 |
JP2013181183A (ja) | 2012-02-29 | 2013-09-12 | Jfe Steel Corp | 降伏強度の面内異方性の小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
JP2014005514A (ja) * | 2012-06-26 | 2014-01-16 | Jfe Steel Corp | 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
WO2015080242A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 |
WO2016072479A1 (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-12 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
WO2016194272A1 (ja) * | 2015-05-29 | 2016-12-08 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法 |
WO2017038070A1 (ja) * | 2015-09-04 | 2017-03-09 | Jfeスチール株式会社 | 高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5365217B2 (ja) * | 2008-01-31 | 2013-12-11 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP5240037B2 (ja) | 2009-04-20 | 2013-07-17 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
BR112013025015B1 (pt) * | 2011-03-28 | 2018-11-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma |
CN103305762A (zh) * | 2013-06-21 | 2013-09-18 | 安徽工业大学 | 一种抗拉强度400MPa级冷轧双相钢板及其制备方法 |
KR101561007B1 (ko) * | 2014-12-19 | 2015-10-16 | 주식회사 포스코 | 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법 |
KR101999910B1 (ko) | 2015-03-27 | 2019-07-12 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
CN105861943B (zh) * | 2016-05-20 | 2018-05-25 | 首钢集团有限公司 | 一种冷轧高强孪晶诱发塑性钢及其生产方法 |
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Patent Citations (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007138262A (ja) | 2005-11-21 | 2007-06-07 | Jfe Steel Kk | 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
JP2010070843A (ja) | 2008-08-19 | 2010-04-02 | Jfe Steel Corp | 加工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 |
JP2011094230A (ja) | 2009-09-30 | 2011-05-12 | Jfe Steel Corp | 低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法 |
WO2013047760A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 耐遅れ破壊特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 |
JP2013181183A (ja) | 2012-02-29 | 2013-09-12 | Jfe Steel Corp | 降伏強度の面内異方性の小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
JP2014005514A (ja) * | 2012-06-26 | 2014-01-16 | Jfe Steel Corp | 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
WO2015080242A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 |
WO2016072479A1 (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-12 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
WO2016194272A1 (ja) * | 2015-05-29 | 2016-12-08 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法 |
WO2017038070A1 (ja) * | 2015-09-04 | 2017-03-09 | Jfeスチール株式会社 | 高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Non-Patent Citations (1)
Title |
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See also references of EP3572546A4 |
Also Published As
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---|---|
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US20200071802A1 (en) | 2020-03-05 |
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---|---|---|
KR101912512B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
US10435762B2 (en) | High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same | |
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