JP2008297609A - High-strength steel sheet having excellent elongation and excellent stretch flangeability and process for production of the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、高強度、高延性で自動車用鋼板などとして優れた適性を有し、特に伸びフランジ性にも優れた高強度鋼板とその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a high-strength steel sheet having high strength, high ductility, excellent suitability as a steel sheet for automobiles, etc., and particularly excellent in stretch flangeability, and a method for producing the same.
自動車用鋼板のようにプレス成形して用いられる鋼板に求められる代表的な特性として、高強度であると共に、伸びおよび伸びフランジ性が良好なことも要求される。これらの各特性を兼ね備えた鋼として、金属組織がフェライト相とマルテンサイトからなる複合組織鋼（Ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ鋼：ＤＰ鋼）が知られている（例えば、特許文献１）。 As typical characteristics required for a steel sheet used by press forming such as a steel sheet for automobiles, it is required to have high strength and good elongation and stretch flangeability. As steel having both of these characteristics, there is known a composite structure steel (Dual phase steel: DP steel) whose metal structure is composed of a ferrite phase and martensite (for example, Patent Document 1).
上記ＤＰ鋼では、軟質なフェライト相により延性（伸び）を確保すると共に、硬質なマルテンサイトにより強度が確保できるので、強度と伸び（特に、均一伸び）の両立が可能な鋼板となる。 In the DP steel, ductility (elongation) is ensured by a soft ferrite phase, and strength can be secured by hard martensite. Therefore, the steel sheet can achieve both strength and elongation (particularly uniform elongation).
しかしながら、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイトが共存するため、変形時には両相の界面にひずみ（応力）が集中して破壊の起点となり易くなり、特に伸びフランジ性（局部伸び）が確保し難いという欠点がある。 However, since the soft ferrite phase and hard martensite coexist, strain (stress) is concentrated at the interface between the two phases during deformation, and it tends to be the starting point of fracture, and in particular, it is difficult to ensure stretch flangeability (local elongation). There is a drawback.
一方、自動車用鋼板に用いられるものとして、ＤＰ鋼よりも更に高い延性（特に、均一伸び）が期待できる鋼板として、ＴＲＩＰ現象（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：変態誘起塑性）を活用したＴＲＩＰ鋼が開発されている（例えば、特許文献２）。 On the other hand, TRIP steel utilizing TRIP phenomenon (Transformation Induced Plasticity) has been developed as a steel sheet that can be expected to have higher ductility (particularly uniform elongation) than DP steel. (For example, Patent Document 2).
このＴＲＩＰ鋼は、変形中に残留オーステナイトをマルテンサイトに変態させる（加工誘起変態）ことにより均一伸びを高める鋼板であるが、ＴＲＩＰ鋼の残留オーステナイトが加工中に変態したマルテンサイトは極めて硬質であり、破壊の起点となり易いために、鋼板の伸びフランジ性には劣ることになる。 This TRIP steel is a steel plate that increases the uniform elongation by transforming residual austenite to martensite during deformation (work-induced transformation), but the martensite in which the residual austenite of TRIP steel is transformed during processing is extremely hard. Since it tends to be a starting point of destruction, the stretch flangeability of the steel sheet is inferior.
伸びフランジ性を向上させるためには均一組織が有効であることは知られており、そのため、強度と伸びフランジ性を両立させる鋼板として、マルテンサイト単相組織鋼も開発されている。しかしながら、マルテンサイト単相組織鋼は延性に劣り、伸びが不十分である。 In order to improve stretch flangeability, it is known that a uniform structure is effective. For this reason, martensite single-phase steel has been developed as a steel sheet that achieves both strength and stretch flangeability. However, martensite single phase steel is inferior in ductility and has insufficient elongation.
即ち、上述のＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、およびマルテンサイト単相組織鋼では、高い強度と共に伸びおよび伸びフランジ性を確保することは困難であり、その他の鋼板を含めても、これらの特性（強度、伸び、伸びフランジ性）を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。
本発明は上記の様な状況の下でなされたものであり、鋼板全体としては高強度を確保しつつ、優れた伸びおよび伸びフランジ性を兼ね備え、自動車用鋼板等の素材として要求される特性を具備した高強度鋼板を提供することにある。 The present invention has been made under the circumstances as described above, and the steel sheet as a whole has excellent elongation and stretch flangeability while ensuring high strength, and has characteristics required as a material for automobile steel sheets and the like. The object is to provide a high strength steel plate.
上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度鋼板は、フェライト相とマルテンサイトを主体とする複合組織鋼板であって、前記フェライト相およびマルテンサイトは、全組織に対する占積率で夫々５〜３０％（「体積％」の意味、組織については以下同じ）、５０〜９５％を占め、且つ前記フェライト相の平均粒径が円相当直径で３μｍ以下であると共に、前記マルテンサイトの平均粒径が円相当直径で６μｍ以下であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上である点に要旨を有するものである。 The high-strength steel sheet according to the present invention that has solved the above problems is a composite structure steel sheet mainly composed of a ferrite phase and martensite, and the ferrite phase and martensite each have a space factor of 5 for the entire structure. ˜30% (meaning “volume%”, the same applies to the structure hereinafter), 50 to 95%, and the average grain size of the ferrite phase is 3 μm or less in terms of the equivalent circle diameter, and the average grain size of the martensite The diameter is equivalent to a circle equivalent diameter of 6 μm or less, and the tensile strength is 590 MPa or more.
尚、上記「円相当直径」とは、フェライト相およびマルテンサイトの大きさに着目して、その面積が等しくなる様に想定した円の直径を求めたもので、組織写真を画像解析することによって測定できるものである。 The above-mentioned “equivalent circle diameter” refers to the diameter of the circle assumed to have the same area, focusing on the size of the ferrite phase and martensite. It can be measured.
本発明では、上記の様に金属組織を特定したところに特徴を有しており、その化学成分組成は特に制限されないが、鋼の好ましい成分組成は、Ｃ：０．０５〜０．３％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を夫々含む他、Ｔｉ、Ｎｂ，ＶおよびＺｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．０１〜１．０％含み、残部が鉄および不可避的不純物であるものが挙げられる。 In the present invention, the metal structure is characterized as described above, and the chemical component composition is not particularly limited. However, the preferable component composition of steel is C: 0.05 to 0.3% ( Meaning of “mass%” and chemical components are the same below), Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.0%, Al: 0.01 to 0.1%, respectively. In addition, there may be mentioned one containing at least one element selected from the group consisting of Ti, Nb, V and Zr in a total amount of 0.01 to 1.0%, with the balance being iron and inevitable impurities.
本発明においては、上記基本元素に加えて、必要に応じて、（ａ）Ｎｉおよび／またはＣｕを合計で１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０００１〜０．０００５％、（ｄ）Ｃａおよび／またはＲＥＭを合計で０．００３％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。 In the present invention, in addition to the above basic elements, if necessary, (a) Ni and / or Cu is 1.0% or less in total (not including 0%), (b) Cr: 2.0% (Not including 0%) and / or Mo: not more than 1.0% (not including 0%), (c) B: 0.0001 to 0.0005%, (d) total of Ca and / or REM It is also useful to contain 0.003% or less (excluding 0%), etc., and the properties of the steel sheet are further improved depending on the type of the contained component.
本発明の鋼板を製造するに当たっては、上記のような各種化学成分を有する鋼板であって、全組織に占めるマルテンサイトおよび／またはベイナイトの合計の占積率が９０％以上であると共に、旧オーステナイト粒径が円相当直径で２０μｍ以下である鋼板を素地鋼板とし、（Ａｃ3点−１００℃）以上、Ａｃ3点以下の温度範囲に１秒以上、２４００秒以下の時間、加熱保持した後、１０℃／秒以上の冷却速度でマルテンサイトの変態開示温度Ｍｓ点以下まで冷却し、引き続き３００〜５５０℃の温度範囲に６０〜１２００秒の時間、再加熱保持するようにすればよい。 In manufacturing the steel sheet of the present invention, it is a steel sheet having various chemical components as described above, and the total space factor of martensite and / or bainite in the entire structure is 90% or more, and the former austenite A steel plate having a grain size equivalent to a circle equivalent diameter of 20 μm or less is used as a base steel plate, and is heated and held in a temperature range of (Ac 3 to −100 ° C.) or more and Ac 3 or less for 1 second or more and 2400 seconds or less. What is necessary is just to cool to the transformation disclosure temperature Ms point of martensite at a cooling rate of 10 ° C./second or more, and to keep heating again in the temperature range of 300 to 550 ° C. for 60 to 1200 seconds.
本発明によれば、特にフェライト相とマルテンサイトを主体とする複合組織鋼板を対象とし、鋼板全体としては高強度を確保しつつ、特にフェライト相とマルテンサイトの占積率およびこれらの平均粒径を適切に制御することによって、優れた伸びおよび伸びフランジ性を兼ね備えた高強度鋼板が実現できた。 According to the present invention, especially for a composite structure steel sheet mainly composed of ferrite phase and martensite, while ensuring high strength as a whole steel sheet, in particular, the space factor of ferrite phase and martensite and their average particle diameter By appropriately controlling the above, a high-strength steel sheet having excellent elongation and stretch flangeability could be realized.
本発明者らは前述した様な状況の下で、フェライト相とマルテンサイトの複合組織鋼板（ＤＰ鋼板）を用いることを前提とし、このＤＰ鋼板の特徴である強度と伸びの両立だけでなく、伸びフランジ性をも良好にできるための要件について様々な角度から検討した。その結果、素材鋼板として（即ち、初期組織として）、微細なラス状組織（マルテンサイトおよび／またはベイナイト）を有する鋼板に対して、２相域（フェライト＋オーステナイト領域）での焼鈍（以下、「２相域焼鈍」と呼ぶ）を施すことによって、非常に微細なフェライト＋マルテンサイトの複合組織が得られ、こうした組織の鋼板では、伸びおよび伸びフランジ性が良好になることを見出し、本発明を完成した。 Under the circumstances as described above, the present inventors are premised on using a ferrite phase and martensite composite structure steel plate (DP steel plate), not only coexistence of strength and elongation, which is a feature of this DP steel plate, The requirements for achieving good stretch flangeability were studied from various angles. As a result, as a raw steel plate (that is, as an initial structure), annealing in a two-phase region (ferrite + austenite region) (hereinafter referred to as “the initial structure) and a steel sheet having a fine lath structure (martensite and / or bainite) (hereinafter“ (It is called “two-phase annealing”), and a very fine composite structure of ferrite and martensite is obtained, and it has been found that a steel sheet having such a structure has good elongation and stretch flangeability. completed.
上記のような微細なラス状組織（マルテンサイトおよび／またはベイナイト）を有する鋼板では、２相域焼鈍によって生成するフェライトが微細分散し、そのピニング効果によって２相域焼鈍中のオーステナイトの成長を抑制するため、焼入れ後の組織は非常に微細なフェライト＋マルテンサイト組織となる。また化学成分として鋼板中にＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ等の結晶粒微細化元素を含有させることによって、組織の一層の微細化が図れるものとなる。このようにして、得られる複合組織鋼板では、伸びおよび伸びフランジ性が更に向上したものとなるのである。 In the steel sheet having the fine lath structure (martensite and / or bainite) as described above, ferrite produced by two-phase annealing is finely dispersed, and the pinning effect suppresses the growth of austenite during two-phase annealing. Therefore, the structure after quenching becomes a very fine ferrite + martensite structure. Further, by adding a crystal grain refining element such as Ti, Nb, V, Zr or the like as a chemical component to the steel sheet, the structure can be further refined. Thus, in the obtained composite structure steel plate, elongation and stretch flangeability are further improved.
本発明の高強度鋼板は、フェライト相およびマルテンサイトを主体とする複合組織鋼板であるが、上記目的を達成するためには、これらの相の夫々に全組織に対する占積率も適切に調整されている必要がある。即ち、本発明の高強度鋼板では、フェライト相およびマルテンサイトの占積率は、夫々５〜３０％、５０〜９５％である。 The high-strength steel sheet of the present invention is a composite structure steel sheet mainly composed of a ferrite phase and martensite. In order to achieve the above object, the space factor for the entire structure is appropriately adjusted for each of these phases. Need to be. That is, in the high strength steel sheet of the present invention, the space factor of the ferrite phase and martensite is 5 to 30% and 50 to 95%, respectively.
フェライト相の占積率が５％未満では、良好な伸びを確保することができなくなる他、オーステナイトの成長を抑制するピニング効果が希薄になり、３０％を超えると、伸びフランジ性が劣化する。フェライト相の好ましい占積率は、７％以上、２５％以下である。 If the space factor of the ferrite phase is less than 5%, good elongation cannot be secured, and the pinning effect for suppressing the growth of austenite becomes dilute. If it exceeds 30%, stretch flangeability deteriorates. A preferable space factor of the ferrite phase is 7% or more and 25% or less.
マルテンサイトの占積率が５０％未満では伸びフランジ性が低下し、９５％を超えると伸びが低下する。マルテンサイト相の好ましい占積率は７０％以上、８５％以下である。 If the space factor of martensite is less than 50%, the stretch flangeability decreases, and if it exceeds 95%, the elongation decreases. A preferable space factor of the martensite phase is 70% or more and 85% or less.
尚、上記占積率とは、鋼材中の金属組織を構成する各相の全組織に対する比率（体積％）の意味であり、鋼材をナイタール腐食し、光学顕微鏡（１０００倍）で観察後、画像解析することによってフェライト相およびマルテンサイトの占積率を求めることができる。 In addition, the said space factor means the ratio (volume%) with respect to the whole structure | tissue of each phase which comprises the metal structure in steel materials, steel material is subjected to nital corrosion, and after observing with an optical microscope (1000 times), an image The space factor of the ferrite phase and martensite can be obtained by analysis.
本発明の高強度鋼板では、上記フェライト相の平均粒径が円相当直径で３μｍ以下であると共に、前記マルテンサイト相の平均粒径が円相当直径で６μｍ以下であるが、これらの大きさが大きくなると、伸びおよび伸びフランジ性が低下する。尚、これらの相の「平均粒径」とは、例えば、光学顕微鏡やＦＥ／ＳＥＭ−ＥＢＳＰによる組織観察により、２０個の粒径を求め、それらを平均化して求めたものである。 In the high-strength steel sheet of the present invention, the average grain size of the ferrite phase is 3 μm or less in terms of the equivalent circle diameter, and the average grain size of the martensite phase is 6 μm or less in terms of the equivalent circle diameter. When it becomes large, elongation and stretch flangeability are lowered. The “average particle size” of these phases is obtained by, for example, obtaining 20 particle sizes by observing the structure with an optical microscope or FE / SEM-EBSP and averaging them.
本発明に係る複合組織鋼板は、主たる組織がフェライト相とマルテンサイトからなるものであるが、これらの相だけで必ずしも１００％となっている必要はなく、主体とするという趣旨からして少なくともその総和が占積率で７０％以上、好ましくは８０％以上であり、残部組織（若しくは相）としてベイナイト、パーライト、残留オーステナイト等を含むことも許容している。但し、これらの組織は、伸びフランジ性を低下させないという観点からできるだけ少ない方が好ましい。 The composite structure steel sheet according to the present invention has a main structure composed of a ferrite phase and martensite, but it is not always necessary to be only 100% of these phases, and at least its main point is that The total sum is 70% or more in space factor, preferably 80% or more, and it is allowed to contain bainite, pearlite, retained austenite, etc. as the remaining structure (or phase). However, it is preferable that these structures are as small as possible from the viewpoint of not reducing the stretch flangeability.
本発明の鋼板では、組織が上記のように制御されることによって、良好な伸びおよび伸びフランジ性を示すものとなるが、強度（引張強度ＴＳで５９０ＭＰａ以上）等の点を考慮した好ましい成分組成は、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を夫々含む他、Ｔｉ、Ｎｂ，ＶおよびＺｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．０１〜１％含み、残部が鉄および不可避的不純物であるものが挙げられる。これらの好ましい範囲の規定理由は次の通りである。 In the steel sheet of the present invention, the structure is controlled as described above, so that it exhibits good elongation and stretch flangeability, but preferred component composition considering the strength (tensile strength TS of 590 MPa or more) and the like In addition to C: 0.05 to 0.3%, Si: 0.01 to 3%, Mn: 0.5 to 3.0%, Al: 0.01 to 0.1%, Ti, Examples include those containing a total of 0.01 to 1% of at least one element selected from the group consisting of Nb, V and Zr, with the balance being iron and inevitable impurities. The reasons for defining these preferable ranges are as follows.
［Ｃ：０．０５〜０．３％］
Ｃは、マルテンサイトを生成させて鋼板の強度を高める上で重要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。高強度化の観点からするとＣ含有量は多いほど好ましいが、多過ぎると伸びフランジ性を劣化させる残留オーステナイトが多量に生成してしまう他、溶接性にも悪影響を及ぼす様になるので、０．３％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量のより好ましい下限は０．０７％であり、より好ましい上限は０．２５％である。
[C: 0.05-0.3%]
C is an important element for increasing the strength of the steel sheet by generating martensite. In order to exert such an effect, the C content is preferably 0.05% or more. From the viewpoint of increasing the strength, it is preferable that the C content is large. However, if the C content is too large, a large amount of retained austenite that deteriorates stretch flangeability is generated, and the weldability is also adversely affected. It is preferable to make it 3% or less. A more preferable lower limit of the C content is 0.07%, and a more preferable upper limit is 0.25%.
［Ｓｉ：０．０１〜３％］
Ｓｉは、鋼を溶製する際に脱酸性元素として有効に作用する他、鋼の延性を劣化させることなく強度を高める有効な元素であり、更には伸びフランジ性を劣化させる粗大な炭化物の析出を抑える作用も有している。これらの効果を有効に発揮させるには０．０１％以上の含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉによる添加効果は約３％で飽和するので、好ましい上限を３％と定めた。Ｓｉ含有量のより好ましい下限は０．１％であり、より好ましい上限は２．５％である。
[Si: 0.01 to 3%]
Si effectively acts as a deoxidizing element when melting steel, and is an effective element that increases the strength without degrading the ductility of the steel, and further precipitates coarse carbides that degrade the stretch flangeability. It also has the effect of suppressing the above. In order to exhibit these effects effectively, it is preferable to contain 0.01% or more. However, since the effect of addition by Si is saturated at about 3%, the preferable upper limit is set to 3%. A more preferable lower limit of the Si content is 0.1%, and a more preferable upper limit is 2.5%.
［Ｍｎ：０．５〜３．０％］
Ｍｎは鋼板の焼入れ性を高めて高強度を確保するうえで有用な元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、延性を低下させて加工性に悪影響を及ぼす様になるので、３．０％を上限とする。より好ましいＭｎ含有量は０．７％以上、２．５％以下である。
[Mn: 0.5 to 3.0%]
Mn is an element useful for enhancing the hardenability of the steel sheet and ensuring high strength. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain 0.5% or more. However, if the Mn content is excessive, the ductility is lowered and the workability is adversely affected, so 3.0% is made the upper limit. A more preferable Mn content is 0.7% or more and 2.5% or less.
[Ａｌ：０．０１〜０．１％]
Ａｌは脱酸作用を有する元素であり、Ａｌ脱酸を行う場合は０．０１％以上のＡｌを添加する必要がある。しかしＡｌ含有量が多過ぎると、上記効果が飽和するばかりか、非金属系介在物源となって物性や表面性状を劣化させるので、０．１％を上限とする。Ａｌのより好ましい含有量は０．０３％以上、０．０８％以下である。
[Al: 0.01 to 0.1%]
Al is an element having a deoxidizing action, and when performing Al deoxidation, it is necessary to add 0.01% or more of Al. However, if the Al content is too large, not only the above effects are saturated but also a non-metallic inclusion source is deteriorated in physical properties and surface properties, so 0.1% is made the upper limit. A more preferable content of Al is 0.03% or more and 0.08% or less.
[Ｔｉ、Ｎｂ，ＶおよびＺｒよりなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０．０１〜１％]
これらの元素は、ＣやＮと炭化物、窒化物、炭窒化物などの析出物を形成し、強度向上に寄与する他、熱延時における結晶粒を微細化して伸びおよび伸びフランジ性を高める作用も有している。こうした効果は、これらの合計（１種または２種以上）で０．０１％以上含有させることによって有効に発揮される。より好ましい含有量は０．０３％以上である。しかし、多過ぎると伸びおよび伸びフランジ性を却って劣化させるので、１％以下、より好ましくは０．７％以下に抑えるべきである。
[Totally 0.01 to 1% of one or more selected from the group consisting of Ti, Nb, V and Zr]
These elements form precipitates such as carbides, nitrides, carbonitrides and the like with C and N, and contribute to improving the strength, and also have the effect of increasing the elongation and stretch flangeability by refining crystal grains during hot rolling. Have. Such an effect is effectively exhibited by containing 0.01% or more of these in total (one or two or more). A more preferable content is 0.03% or more. However, if the amount is too large, the elongation and stretch flangeability are deteriorated. Therefore, it should be suppressed to 1% or less, more preferably 0.7% or less.
本発明の複合組織鋼板における好ましい基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。尚、不可避的不純物としては、鋼原料もしくはその製造工程で混入し得るＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏなどが挙げられる。 Preferred basic components in the composite structure steel sheet of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities. Inevitable impurities include steel raw materials or P, S, N, O, etc. that can be mixed in the manufacturing process.
本発明の鋼板には、必要に応じて、（ａ）Ｎｉおよび／またはＣｕを合計で１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０００１〜０．００５％、（ｄ）Ｃａおよび／またはＲＥＭを合計で０．００３％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は以下の通りである。 In the steel sheet of the present invention, (a) Ni and / or Cu in total is 1% or less (not including 0%), (b) Cr: 2% or less (not including 0%) and / Or Mo: 1% or less (not including 0%), (c) B: 0.0001 to 0.005%, (d) 0.003% or less (total including 0%) of Ca and / or REM In addition, it is also useful to contain, etc., and the characteristics of the steel sheet are further improved depending on the kind of the contained component. The reason for setting the range when these elements are contained is as follows.
［Ｎｉおよび／またはＣｕを合計で１％以下（０％を含まない）］
これらの元素は、強度−延性バランスを高く維持したまま、高強度化を実現するのに有効な元素である。こうした効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、合計（１種または２種）で１％を超えて含有させても上記効果が飽和してしまう他、熱延時に割れが生じる恐れがある。尚、これらの含有量のより好ましい下限は０．０５％であり、より好ましい上限は０．７％である。
[Ni and / or Cu in total 1% or less (excluding 0%)]
These elements are effective elements for achieving high strength while maintaining a high strength-ductility balance. These effects increase as their content increases, but the above effects are saturated even if the total (one or two) exceeds 1%, and cracking may occur during hot rolling. is there. In addition, the more preferable minimum of these content is 0.05%, and a more preferable upper limit is 0.7%.
［Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）］
ＣｒとＭｏは、いずれもオーステナイト相を安定化し、冷却過程での低温変態相の生成を容易にするのに有効な元素であり、その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有されると延性が劣化するので、Ｃｒは２％以下（より好ましくは１．５％以下）、Ｍｏは１％以下（より好ましくは０．７％以下）に抑えるべきである。
[Cr: 2% or less (not including 0%) and / or Mo: 1% or less (not including 0%)]
Both Cr and Mo are effective elements for stabilizing the austenite phase and facilitating the formation of a low temperature transformation phase during the cooling process, and the effect increases as the content increases. When contained, the ductility deteriorates, so Cr should be suppressed to 2% or less (more preferably 1.5% or less), and Mo should be suppressed to 1% or less (more preferably 0.7% or less).
［Ｂ：０．０００１〜０．００５％］
Ｂは焼入れ性を向上し、微量で鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になって０．００５％を超えると、結晶粒界が脆化して圧延時に割れが生じるおそれがある。
[B: 0.0001 to 0.005%]
B is an element effective for improving the hardenability and increasing the strength of the steel sheet in a small amount. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.0001% or more. However, if the B content is excessive and exceeds 0.005%, the crystal grain boundaries become brittle and cracks may occur during rolling.
［Ｃａおよび／またはＲＥＭを合計で０．００３％以下（０％を含まない）］
ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中の硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有されると、上記効果が飽和するので０．００３％以下とすべきである。
[Ca and / or REM in total 0.003% or less (excluding 0%)]
Ca and REM (rare earth elements) are effective elements for controlling the form of sulfide in steel and improving workability. Such an effect increases as the content thereof increases, but if it is excessively contained, the above effect is saturated, so it should be 0.003% or less.
次に、上記のような組織を有する高強度鋼板を製造する方法について説明する。上記のような高強度鋼板を製造するには、全組織に占めるマルテンサイトおよび／またはベイナイト（以下、これらの両相を「低温変態相」と呼ぶことがある）の合計の占積率が９０％以上であると共に、旧オーステナイト粒径が円相当直径で２０μｍ以下である鋼板を用いて、所定の熱処理を施す必要がある。 Next, a method for producing a high-strength steel sheet having the above structure will be described. In order to produce a high-strength steel sheet as described above, the total space factor of martensite and / or bainite (hereinafter sometimes referred to as “low temperature transformation phase”) in the entire structure is 90%. %, And a predetermined heat treatment needs to be performed using a steel plate having a prior austenite grain diameter of 20 μm or less in terms of equivalent circle diameter.
本発明で用いる素材鋼板は、低温変態相の占積率が９０％以上のものである。この低温変態相は、マルテンサイトまたはベイナイトのみから構成されていてもよい。低温変態相の占積率が９０％未満の場合、後述する焼鈍工程（最終焼鈍工程）においてフェライト相とオーステナイト相の２相域に加熱（２相域焼鈍）した場合に、粗大なフェライト相およびオーステナイト相が生成するため、最終組織において前記した微細なフェライト相およびマルテンサイトを得ることができない。その結果、伸びフランジ性を向上させることができなくなる。 The material steel plate used in the present invention has a low-temperature transformation phase space factor of 90% or more. This low temperature transformation phase may be composed only of martensite or bainite. When the space factor of the low temperature transformation phase is less than 90%, when the ferrite phase and the austenite phase are heated (two-phase region annealing) in the annealing step (final annealing step) described later, the coarse ferrite phase and Since the austenite phase is generated, the fine ferrite phase and martensite described above cannot be obtained in the final structure. As a result, stretch flangeability cannot be improved.
低温変態相の占積率を９０％以上であるような素材鋼板は、次のような工程によって製造することができる。まず上記のような化学成分組成を満足するように調整された鋼スラブを用い、仕上げ圧延温度がＡｃ3点以上となるように熱間圧延を行い、その後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点（オーステナイト相がマルテンサイトに変態を開始する温度）よりも低い温度まで冷却した後、巻き取ることによって、マルテンサイトの占積率が９０％以上であるような素材鋼板が得られる。また、熱間圧延後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で、ベイナイト変態温度まで冷却し、巻き取ることによって、ベイナイトを主体とする低温変態相の占積率が９０％以上の素材鋼板が得られる。仕上げ圧延温度がＡｃ3点以下または熱間圧延後の冷却速度が１０℃／秒未満では、熱間圧延後の冷却時にフェライト相が生成しやすくなって、熱間圧延後の低温変態相の占積率が９０％以上とはならない。 A material steel plate having a low temperature transformation phase space factor of 90% or more can be produced by the following process. First, using a steel slab adjusted so as to satisfy the above chemical composition, hot rolling is performed so that the finish rolling temperature becomes Ac 3 point or higher, and then an average cooling rate of 10 ° C./second or higher. Then, after cooling to a temperature lower than the martensite transformation start temperature Ms point (temperature at which the austenite phase starts to transform into martensite), the space factor of martensite is 90% or more by winding. A raw steel plate is obtained. In addition, after hot rolling, the steel sheet is cooled to the bainite transformation temperature at an average cooling rate of 10 ° C./second or more, and wound to obtain a material steel sheet having a low-temperature transformation phase mainly composed of bainite having a space factor of 90% or more. can get. When the finish rolling temperature is less than Ac 3 point or the cooling rate after hot rolling is less than 10 ° C./second, a ferrite phase is easily formed during cooling after hot rolling, and the low temperature transformation phase after hot rolling is occupied. The volume factor does not exceed 90%.
上記熱間圧延工程においては、組織の微細化という観点から、所定の加熱温度、およびその加熱温度で保持する時間（保持時間）も適切に調整するのがよい。本発明では、マイクロアロイ（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ等）を微細析出させることによるピニング効果を活用し、オーステナイト粒径を微細化させるものであるが、そのためには熱延前工程で生成した粗大なマイクロアロイの析出を再固溶させる必要がある。そのため、加熱温度およびその保持時間は、マイクロアロイ（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ等）の固溶という効果を発揮させるためには、１０００℃以上、６００秒以上であることが好ましいが、１４００℃以上、および１０００秒よりも長くなると、オーステナイト粒径が粗大になるので好ましくない。 In the hot rolling step, it is preferable to appropriately adjust a predetermined heating temperature and a time (holding time) to be held at the heating temperature from the viewpoint of refining the structure. In the present invention, the pinning effect by finely depositing microalloys (Ti, Nb, V, Zr, etc.) is utilized to refine the austenite grain size. It is necessary to re-dissolve coarse microalloy precipitates. Therefore, the heating temperature and the holding time are preferably 1000 ° C. or more and 600 seconds or more in order to exert the effect of solid solution of microalloy (Ti, Nb, V, Zr, etc.), but 1400 ° C. If it is more than 1000 seconds, the austenite grain size becomes coarse, which is not preferable.
本発明で用いる素材鋼板は、旧オーステナイト粒径を２０μｍ以下とする必要があるが、これは組織微細化による伸びおよび伸びフランジ性の向上という観点からである。即ち、旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下の素地鋼板に対して最終焼鈍工程および焼戻し工程を施すことにより、粒径が２０μｍよりも大きい場合と比べて、最終組織が微細になり、伸びおよび伸びフランジ性が著しく向上するのである。 The raw steel plate used in the present invention needs to have a prior austenite grain size of 20 μm or less, which is from the viewpoint of improving elongation and stretch flangeability by refining the structure. That is, by applying the final annealing step and the tempering step to the base steel plate having a prior austenite grain size of 20 μm or less, the final structure becomes finer than that when the grain size is larger than 20 μm. Is significantly improved.
また、上記したような化学成分を満たすように調整された鋼スラブから、前記したような熱間圧延および冷却速度を満たさない条件で製造された鋼板であっても、次のような予備焼鈍を行うことによって、低温変態相の占積率を９０％以上とすることができる（後記表５の実験Ｎｏ．５、６）。 Moreover, even if it is a steel plate manufactured on the conditions which do not satisfy | fill hot rolling and a cooling rate as mentioned above from the steel slab adjusted so that the above chemical components may be satisfy | filled, the following preliminary annealing is carried out. By carrying out, the space factor of a low temperature transformation phase can be 90% or more (Experiment No. 5, 6 of Table 5 mentioned later).
こうした予備焼鈍は、上記鋼板をＡｃ3点以上の温度域に５秒以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度でＭｓ点以下またはベイナイト変態温度域まで冷却後保持する処理である。上記鋼板の保持温度がＡｃ3点未満では、フェライト相が生成しやすくなって、低温変態相の占積率が９０％以上とはならない。また、Ａｃ3点以上の温度域に鋼板を保持する場合であっても、その保持時間が５秒未満では、金属組織のオーステナイト化が不十分であるため、占積率が９０％以上とはならない。 Such pre-annealing is a process in which the steel sheet is held in a temperature range of Ac 3 point or higher for 5 seconds or more and then cooled and held at an average cooling rate of 10 ° C./second or lower to an Ms point or lower or a bainite transformation temperature range. When the holding temperature of the steel sheet is less than Ac 3 point, a ferrite phase is easily generated, and the space factor of the low temperature transformation phase does not become 90% or more. Even when the steel sheet is held in a temperature range of Ac 3 or higher, if the holding time is less than 5 seconds, the austenitization of the metal structure is insufficient, so that the space factor is 90% or higher. Don't be.
上記のようにして組織や旧オーステナイト粒径が調整された素材鋼板に対して、下記のような熱処理（最終焼鈍工程および焼戻し工程）を施すことによって、フェライト相およびマルテンサイトの占積率や粒径が適切に調整された高強度鋼板が得られるのである。この際、熱間圧延工程と下記熱処理工程の間に予備焼鈍工程のみだけでなく、酸洗や冷間圧延工程等が施される場合も、本発明の範囲内である。このときの熱処理条件における作用効果は次の通りである。 By applying the following heat treatment (final annealing process and tempering process) to the steel sheet whose structure and prior austenite grain size are adjusted as described above, the space factor and grains of ferrite phase and martensite are obtained. A high-strength steel sheet having a diameter adjusted appropriately can be obtained. At this time, not only the preliminary annealing step but also the pickling or the cold rolling step are performed between the hot rolling step and the following heat treatment step, and the scope of the present invention. The effects under the heat treatment conditions at this time are as follows.
まず素材鋼板を（Ａｃ3点−１００℃）以上、Ａｃ3点以下の温度範囲に１秒以上、２４００秒以下の時間、加熱保持した後、１０℃／秒以上の冷却速度でＭｓ点以下（冷却停止温度）まで冷却する熱処理を施す。こうした焼鈍工程を経ることによって、前記した組織（フェライトの占積率：５〜３０％、マルテンサイトの占積率：５０〜９５％）を有する鋼板が得られる。また、素材鋼板を（Ａｃ3点−１００℃）以上、Ａｃ3点以下の温度範囲に加熱保持した際に生成するフェライト相およびオーステナイト結晶粒のサイズによって、最終的に得られる高強度鋼板におけるフェライト相およびマルテンサイトの平均結晶粒径が決定されることになる。即ち、フェライト相の平均粒径が３μｍ以下、マルテンサイトの平均粒径が６μｍ以下であるような微細複合組織鋼板を得るためには、素材鋼板を（Ａｃ3点−１００℃）以上、Ａｃ3点以下の温度範囲に加熱保持する必要がある。 First, the steel sheet is heated and held in a temperature range of (Ac 3 point-100 ° C.) to Ac 3 point for 1 second or more and 2400 seconds or less, and then the Ms point or less at a cooling rate of 10 ° C./second or more ( A heat treatment for cooling to a cooling stop temperature) is performed. By passing through such an annealing step, a steel sheet having the above-described structure (ferrite space factor: 5 to 30%, martensite space factor: 50 to 95%) is obtained. Moreover, the ferrite in the high strength steel plate finally obtained by the size of the ferrite phase and austenite crystal grains generated when the raw steel plate is heated and held in a temperature range of (Ac 3 point-100 ° C.) to Ac 3 point is used. The average crystal grain size of the phase and martensite will be determined. That is, in order to obtain a fine composite steel plate having an average ferrite phase particle size of 3 μm or less and a martensite average particle size of 6 μm or less, a raw steel plate (Ac 3 point-100 ° C.) or more, Ac 3 It is necessary to heat and hold in a temperature range below the point.
この焼鈍工程において、オーステナイト単相が安定なＡｃ3点よりも高い温度域で素材鋼板を加熱保持すると、オーステナイトの結晶粒が成長して相互に合体して粗大化すると共に、微細フェライトによるピニング効果が得られず、微細な複合組織鋼板を得ることができない。その結果、高強度鋼板の伸びフランジ性が低下することになる。 In this annealing process, when the material steel plate is heated and held in a temperature range higher than the Ac 3 point where the austenite single phase is stable, the austenite crystal grains grow and coalesce with each other and become coarse, and the pinning effect by fine ferrite Cannot be obtained, and a fine composite steel sheet cannot be obtained. As a result, the stretch flangeability of the high-strength steel plate is deteriorated.
上記「ピニング効果」とは、以下のようなものである。素地鋼板はマイクロアロイの微細化効果により、非常に微細化されたラス状の低温変態相を主体とする組織形態を有しており、このような鋼板を２相域の高温側に加熱すると、占積率が低く且つ微細分散したフェライト相が生成する。本発明における「フェライト相」とは、マルテンサイトまたはベイナイトが高温（２相域）で焼鈍される際に生じる焼鈍マルテンサイトまたは焼鈍ベイナイトを指す。こうしたフェライト相が、オーステナイト相の成長、合体を抑制するため、その後の焼入れ、焼戻し工程で得られる最終組織は、非常に微細なフェライト相とマルテンサイトを主体とする組織になるのである。また素材鋼板を（Ａｃ3点−１００℃）よりも低い温度で加熱保持すると、オーステナイト化が十分に進まず、熱処理後のマルテンサイトの占積率が５０％未満となって、鋼板の伸びフランジ性が低下することになる。 The “pinning effect” is as follows. The base steel sheet has a structure form mainly composed of a lath-like low-temperature transformation phase, which is very refined due to the microalloy refinement effect. When such a steel sheet is heated to the high temperature side of the two-phase region, The space factor is low and a finely dispersed ferrite phase is formed. The “ferrite phase” in the present invention refers to annealed martensite or annealed bainite that is generated when martensite or bainite is annealed at a high temperature (two-phase region). Since such a ferrite phase suppresses the growth and coalescence of the austenite phase, the final structure obtained in the subsequent quenching and tempering steps is a structure mainly composed of very fine ferrite phase and martensite. Further, if the raw steel plate is heated and held at a temperature lower than (Ac 3 point-100 ° C.), the austenitization does not proceed sufficiently, the martensite space factor after heat treatment becomes less than 50%, and the steel sheet stretch flange The sex will be reduced.
この焼鈍工程において、加熱保持時間が１秒未満の場合には、オーステナイト相の生成が不十分であるので、この焼鈍工程後に占積率で５０％以上のマルテンサイトを得ることができない。加熱保持時間が２４００秒よりも長い場合には、生成するオーステナイト結晶粒が粗大化してしまうので、前記した微細な複合組織を得ることができない。こうした観点から、最終焼鈍時の加熱保持時間は、１秒以上、２４００秒以下の範囲とする必要がある。好ましくは、５秒以上、１２００秒未満である。 In this annealing step, when the heating and holding time is less than 1 second, since the austenite phase is not sufficiently generated, martensite having a space factor of 50% or more cannot be obtained after this annealing step. When the heating and holding time is longer than 2400 seconds, the generated austenite crystal grains are coarsened, so that the above-described fine composite structure cannot be obtained. From this point of view, the heating and holding time during the final annealing needs to be in the range of 1 second to 2400 seconds. Preferably, it is 5 seconds or more and less than 1200 seconds.
加熱保持後の冷却速度が１０℃／秒未満であったり、冷却停止温度がＭｓ点よりも高くなったりすると、ベイナイト、残留オーステナイト相、パーライトの生成やフェライト相の必要以上の生成、およびセメンタイト相の析出が起こり、マルテンサイト以外の組織が多く形成されるため、マルテンサイトの占積率が低下したり、フェライト相の占積率や平均結晶粒径が過大になり、伸びや伸びフランジ性の低下につながる。このときの冷却速度は速ければ速いほど、冷却停止温度は低ければ低いほど、マルテンサイトの占積率が高くなり易いが、上記２相域焼鈍の温度と時間を適切に制御しているため、９５％超にはならない。 When the cooling rate after heating and holding is less than 10 ° C / second, or when the cooling stop temperature becomes higher than the Ms point, bainite, residual austenite phase, generation of pearlite or ferrite phase more than necessary, and cementite phase Precipitation occurs, and a lot of structures other than martensite are formed, so the martensite space factor decreases, the ferrite phase space factor and the average crystal grain size become excessive, and elongation and stretch flangeability Leading to a decline. The faster the cooling rate at this time, the lower the cooling stop temperature, the higher the martensite space factor, but because the temperature and time of the two-phase region annealing are appropriately controlled, It will not exceed 95%.
上記のような焼鈍工程を施した後は、３００〜５５０℃の温度範囲に６０秒以上、１２００秒以下保持するような焼戻し（再加熱処理）を行う必要がある。上記のような焼鈍工程を経た鋼板では、その金属組織には微細な（フェライト相＋マルテンサイト）が形成されているのであるが、焼鈍ままのマルテンサイトは非常に硬質であり、伸びの低下につながる。また、マルテンサイトが硬質であるために、軟質なフェライトとの硬度差が大きく、伸びフランジ性の低下にもつながる。本発明で所望する優れた伸びおよび伸びフランジ性を得るためには、マルテンサイトを焼鈍ままの硬度よりも軟化させる必要があり、焼戻し工程を施すのである。 After performing the annealing step as described above, it is necessary to perform tempering (reheating treatment) so as to hold the temperature in the temperature range of 300 to 550 ° C. for 60 seconds or more and 1200 seconds or less. In the steel sheet that has undergone the annealing process as described above, fine (ferrite phase + martensite) is formed in the metal structure, but the martensite as annealed is very hard, which reduces the elongation. Connected. In addition, since martensite is hard, the hardness difference from soft ferrite is large, which leads to a decrease in stretch flangeability. In order to obtain the excellent elongation and stretch flangeability desired in the present invention, it is necessary to soften the martensite rather than the hardness as it is annealed, and a tempering step is performed.
この焼戻し工程での保持温度が３００℃未満では、マルテンサイトの軟質化が十分でないので、鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が低下することになる。一方、保持温度が５５０℃よりも高くなると、粗大なセメンタイト相が析出して、鋼板の伸びフランジ性が低下することになる。 If the holding temperature in this tempering process is less than 300 ° C., the martensite is not sufficiently softened, so that the elongation and stretch flangeability of the steel sheet are deteriorated. On the other hand, when the holding temperature is higher than 550 ° C., a coarse cementite phase is precipitated, and the stretch flangeability of the steel sheet is deteriorated.
また焼戻し工程の保持時間が６０秒未満では、マルテンサイトの軟質化が十分でないので、鋼板の伸びおよび伸びフランジ性が低下することになる。一方、保持時間が１２００秒よりも長くなると、マルテンサイトが軟質化し過ぎて強度の確保が困難になったり、セメンタイトの析出により、鋼板の伸びフランジ性が低下することになる。この保持時間は好ましくは９０秒以上、９００秒以下であり、より好ましくは１２０秒以上、６００秒以下である。 Further, if the holding time in the tempering process is less than 60 seconds, the martensite is not sufficiently softened, so that the elongation and stretch flangeability of the steel sheet are deteriorated. On the other hand, if the holding time is longer than 1200 seconds, the martensite becomes too soft and it becomes difficult to secure the strength, or the stretch flangeability of the steel sheet decreases due to precipitation of cementite. This holding time is preferably 90 seconds or more and 900 seconds or less, more preferably 120 seconds or more and 600 seconds or less.
上記のような素材鋼板に対して、上記のような焼鈍（最終焼鈍）および焼戻しを施すことによって、フェライト相およびマルテンサイトの占積率および粒径が適切に調整された鋼板が得られ、引張強度が５９０ＭＰａの高強度を有し、伸びおよび伸びフランジ性に優れたものとなる。こうした高強度鋼板は、優れたプレス成形性を備えた鋼板として自動車を始めとする様々な鋼製品の素材として使用できるものである。 By subjecting the material steel plate as described above to annealing (final annealing) and tempering as described above, a steel plate in which the space factor and grain size of the ferrite phase and martensite are appropriately adjusted is obtained, and tensile It has a high strength of 590 MPa and has excellent elongation and stretch flangeability. Such a high-strength steel sheet can be used as a material for various steel products including automobiles as a steel sheet having excellent press formability.
以下、実施例を挙げて本発明を更に具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples as a matter of course, and appropriate modifications are made within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.
下記表１、２に示す化学成分組成の鋼スラブを準備し、各鋼スラブについて下記表３、４に示す熱間圧延条件、予備焼鈍条件にて素材鋼板を作成した。尚、表１、２には、各鋼種について、下記（１）式および（２）式によって求めたＡｃ3点（Ａｃ3変態点）およびマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点をも示した。
Ａｃ3（℃）＝９１０−２０３・√［Ｃ］−１５．２・［Ｎｉ］＋４４．７・［Ｓｉ］＋１０４・［Ｖ］＋３１．５・［Ｍｏ］＋１３．１・［Ｗ］−３３０・［Ｍｎ］＋１１・［Ｃｒ］＋２０・［Ｃｕ］−７２０・［Ｐ］−４００［Ａｌ］−１２０・［Ａｓ］−４００・［Ｔｉ］ …（１）
Ｍｓ（℃）＝５５０−３６１・［Ｃ］−３９・［Ｍｎ］−３５・［Ｖ］−２０・［Ｃｒ］−１７・［Ｎｉ］−１０・［Ｃｕ］−５・［Ｍｏ］−５［Ｗ］＋１５・［Ｃｏ］＋３０・［Ａｌ］ …（２）
但し、［Ｃ］，［Ｎｉ］，［Ｓｉ］，［Ｖ］，［Ｍｏ］，［Ｗ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｃｕ］，［Ｐ］，［Ａｌ］，［Ａｓ］，［Ｔｉ］および［Ｃｏ］は、夫々Ｃ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｐ，Ａｌ，Ａｓ，ＴｉおよびＣｏの含有量（質量％）を示す。
Steel slabs having the chemical composition shown in the following Tables 1 and 2 were prepared, and a raw steel plate was prepared for each steel slab under the hot rolling conditions and pre-annealing conditions shown in Tables 3 and 4 below. Tables 1 and 2 also show the Ac 3 point (Ac 3 transformation point) and the martensitic transformation start temperature Ms point obtained by the following formulas (1) and (2) for each steel type.
Ac 3 (° C.) = 910−203 · √ [C] −15.2. [Ni] + 44.7 · [Si] + 104 · [V] + 31.5 · [Mo] + 13.1 · [W] −330 [Mn] + 11 * [Cr] + 20 * [Cu] -720 * [P] -400 [Al] -120 * [As] -400 * [Ti] (1)
Ms (° C.) = 550-361. [C] -39. [Mn] -35. [V] -20. [Cr] -17. [Ni] -10. [Cu] -5. [Mo] -5 [W] + 15 · [Co] + 30 · [Al] (2)
However, [C], [Ni], [Si], [V], [Mo], [W], [Mn], [Cr], [Cu], [P], [Al], [As], [Ti] and [Co] indicate the contents (% by mass) of C, Ni, Si, V, Mo, W, Mn, Cr, Cu, P, Al, As, Ti, and Co, respectively.
得られた各素材鋼板について、下記表５、６に条件を示す最終焼鈍および再加熱（焼戻し）を行って試験鋼板を作成し、各試験鋼板の組織（フェライトαの占積率、フェライトαの平均粒径、マルテンサイトＭの占積率、マルテンサイトＭの平均粒径）、および機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、穴拡げ率λ）を下記の方法によって測定した。尚、下記表５、６には、最終焼鈍前の組織［相構成、低温変態相占積率、旧オーステナイト（γ）粒径］についても示した。 About each obtained raw material steel plate, the final annealing and reheating (tempering) which show conditions in the following Tables 5 and 6 are performed to create a test steel plate, and the structure of each test steel plate (space factor of ferrite α, ferrite α Average particle size, space factor of martensite M, average particle size of martensite M) and mechanical properties (tensile strength TS, elongation EL, hole expansion rate λ) were measured by the following methods. Tables 5 and 6 below also show the structure [final structure, low temperature transformation phase space factor, prior austenite (γ) particle size] before final annealing.
［試験鋼板の組織の測定方法］
フェライトαおよびマルテンサイトＭの占積率については、ナイタール腐食後の組織写真を画像解析することによって測定し、フェライトαおよびマルテンサイトＭの平均粒径は、ＦＥ／ＳＥＭ−ＥＢＳＰによる組織解析によって測定し、前記「円相当直径」に換算してその平均値を求めた。
[Method for measuring structure of test steel sheet]
The space factor of ferrite α and martensite M is measured by image analysis of the structure photograph after nital corrosion, and the average particle diameter of ferrite α and martensite M is measured by structural analysis by FE / SEM-EBSP. Then, the average value was calculated in terms of the “equivalent circle diameter”.
［試験鋼板の機械的特性の測定方法］
（ａ）引張試験：インストロン社製の万能引張試験機を使用し、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張強度（ＴＳ）と伸び（全伸び率：ＥＬ）を求めた。
（ｂ）穴拡げ試験：東京衡機社製の２０トン穴拡げ試験機を使用し、鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準拠して穴拡げ率（λ）を求めて伸びフランジ性を評価した。
[Measuring method of mechanical properties of test steel sheet]
(A) Tensile test: Using a universal tensile tester manufactured by Instron, tensile strength (TS) and elongation (total elongation: EL) were determined using a JIS No. 5 tensile test piece.
(B) Hole expansion test: Using a 20-ton hole expansion test machine manufactured by Tokyo Henki Co., Ltd., the hole expansion rate (λ) was determined in accordance with the Steel Federation standard (JFST1001-1996), and the stretch flangeability was evaluated.
各試験鋼板の組織（フェライトαの占積率、フェライトαの平均粒径、マルテンサイトＭの占積率、Ｍの平均粒径）、および機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、穴拡げ率λ）の測定結果を下記表７、８に示す。尚機械的特性の評価については、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が１０％以上、穴拡げ率（λ）が８０％以上を優れた特性と評価し、３特性のすべてにおいて優れたものを○、３特性中２特性に優れたものを△、３特性１つの特性しか優れた特性を示さなかったものを×とし、○のみを合格とした。 The structure of each test steel sheet (ferrite α space factor, ferrite α average particle size, martensite M space factor, M average particle size) and mechanical properties (tensile strength TS, elongation EL, hole expansion rate) The measurement results of λ) are shown in Tables 7 and 8 below. For the evaluation of mechanical properties, the tensile strength (TS) is 590 MPa or more, the elongation (El) is 10% or more, and the hole expansion rate (λ) is 80% or more. An excellent one was evaluated as ◯, three of the three characteristics excellent in △, three that showed only one characteristic excellent in ×, and only ◯ passed.
これらの結果から次の様に考察することができる。まず、実験Ｎｏ．４，５，７，８，１１，１２，１４，１５，１９〜３２のものは、本発明で規定する要件をいずれも満足しているため、いずれも優れた特性が得られている。 From these results, it can be considered as follows. First, Experiment No. Since 4,5,7,8,11,12,14,15,19-32 satisfy all of the requirements defined in the present invention, excellent characteristics are obtained.
これらに対しＮｏ．１〜３，６，９，１０，１３，１６〜１８，３３〜３６のものは、化学成分組成や製造条件の少なくともいずれかの要件が本発明で規定する範囲を外れているため、以下の様に満足のいく特性が得られていない。 No. 1 to 3, 6, 9, 10, 13, 16 to 18, 33 to 36, the requirements of at least one of the chemical component composition and the production conditions are outside the range defined in the present invention. The satisfactory characteristics are not obtained.
実験Ｎｏ．１，２のものでは、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ等が含有されていないため、素材鋼板（最終焼鈍前の鋼板）における旧γ粒径が粗大化してしまい、希望する伸びおよび伸びフランジ性が得られていない。 Experiment No. 1 and 2 do not contain Ti, Nb, V, Zr, etc., so the old γ grain size in the raw steel plate (the steel plate before final annealing) becomes coarse, and the desired elongation and stretch flangeability are obtained. Not obtained.
実験Ｎｏ．３のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する好ましい範囲に満たないので、引張強度ＴＳが低くなっている。実験Ｎｏ．６のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多過ぎるため、強度が必要以上に高くなって延性が低下し、伸び特性が悪くなっている。 Experiment No. In No. 3, since C content is less than the preferable range prescribed | regulated by this invention, tensile strength TS is low. Experiment No. In the case of 6, the C content is more than the preferable range defined in the present invention, so that the strength becomes higher than necessary, the ductility is lowered, and the elongation property is deteriorated.
実験Ｎｏ．９のものでは、Ｓｉ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多過ぎるため延性が低下し、伸びおよび伸びフランジ性が悪くなっている。 Experiment No. In No. 9, since Si content is more than the preferable range prescribed | regulated by this invention, ductility falls, and elongation and stretch flangeability are worsening.
実験Ｎｏ．１０のものでは、Ｍｎ含有量が本発明で規定する好ましい範囲に満たないため、フェライトの占積率が増加し、引張強度および伸びフランジ性が悪くなっている。 Experiment No. In No. 10, since the Mn content is less than the preferable range defined in the present invention, the space factor of ferrite increases, and the tensile strength and stretch flangeability deteriorate.
実験Ｎｏ．１３のものでは、Ｍｎ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多過ぎるため延性が低下し、伸びおよび伸びフランジ性が悪くなっている。 Experiment No. In the case of No. 13, the Mn content is more than the preferable range defined in the present invention, so the ductility is lowered and the elongation and the stretch flangeability are deteriorated.
Ｎｏ．１６のものでは、Ａｌ量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多過ぎるため鋼材表面の疵が多くなり、傷材延性が低下し、伸びフランジ性が悪くなっている。 No. In the case of 16, the amount of Al is too much larger than the preferable range specified in the present invention, so that the surface of the steel material has a lot of wrinkles, the wound material ductility is lowered, and the stretch flangeability is deteriorated.
実験Ｎｏ．１７，１８のものでは、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ等の含有量が少ないため、微細化が十分になされず、希望する伸びフランジ性が得られていない。 Experiment No. In 17 and 18, since the contents of Ti, Nb, V, Zr, etc. are small, miniaturization is not sufficiently performed and the desired stretch flangeability is not obtained.
実験Ｎｏ．３３，３４のものでは、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ等の含有量が多過ぎるため、所定の熱処理条件によっても粗大な炭化物が残存してしまい、伸びおよび伸びフランジ性が悪化している。 Experiment No. In the case of 33, 34, since the content of Ti, Nb, V, Zr, etc. is too large, coarse carbides remain even under predetermined heat treatment conditions, and the elongation and stretch flangeability deteriorate.
実験Ｎｏ．３５のものでは、最終焼鈍時の加熱温度が本発明で規定する範囲よりも低過ぎるため、最終組織におけるフェライト占積率および平均粒径、マルテンサイトの占積率および平均粒径が本発明で規定する範囲を外れ、希望する引張強度および伸びフランジ性が得られていない。 Experiment No. In No. 35, the heating temperature at the time of final annealing is too lower than the range specified in the present invention. Therefore, the ferrite space factor and the average particle size, the martensite space factor and the average particle size in the final structure are the present invention. Out of the specified range, the desired tensile strength and stretch flangeability are not obtained.
実験Ｎｏ．３６のものでは、最終焼鈍時の加熱温度が本発明で規定する範囲よりも高過ぎるため、最終組織がマルテンサイトの単相組織となり、フェライト占積率、マルテンサイトの占積率および平均粒径が本発明で規定する範囲を外れ、希望する伸びおよび伸びフランジ性が得られていない。
Experiment No. In the case of No. 36, since the heating temperature at the time of final annealing is too higher than the range specified in the present invention, the final structure becomes a single-phase structure of martensite, and the ferrite space factor, the space factor of martensite, and the average particle diameter Is outside the range defined by the present invention, and the desired elongation and stretch flangeability are not obtained.
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