JP2013060630A - High-strength steel sheet excellent in galling resistance and manufacturing method thereof - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、自動車用鋼板等のプレス成形が行われる鋼板に好適な耐かじり性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in galling resistance suitable for a steel sheet on which press forming such as a steel sheet for automobiles is performed, and a manufacturing method thereof.
自動車等の部品は鋼板をプレス成形することで大量かつ安価に生産されることが多い。近年、鋼板の高強度化に対する要求が高まっているが、高強度鋼板をプレス成形するには高い圧力で高強度鋼板を抑えつけることが重要である。しかしながら、このようなプレス成形では高強度鋼板と金型との間にかじりが発生しやすく、金型が損傷して生産性が大きく損なわれることがある。 Parts such as automobiles are often produced in large quantities and at low cost by press forming steel plates. In recent years, demands for increasing the strength of steel sheets have increased, but it is important to suppress high-strength steel sheets with high pressure in order to press-mold high-strength steel sheets. However, in such press forming, galling is likely to occur between the high-strength steel plate and the mold, and the mold may be damaged and productivity may be greatly impaired.
従来、かじりを抑制すること等を目的として、鋼板の表面に被膜を形成する技術が提案されている（特許文献１〜４）。しかしながら、被膜の形成のためには大規模な設備が必要とされるため、これらの技術では、製造コストが大幅に上昇してしまう。 Conventionally, techniques for forming a coating on the surface of a steel sheet have been proposed for the purpose of suppressing galling (Patent Documents 1 to 4). However, since a large-scale facility is required for the formation of the coating film, these techniques greatly increase the manufacturing cost.
また、かじりを抑制すること等を目的として、鋼板の表面の幾何学形状を制御する技術も提案されている（特許文献５〜９）。しかしながら、これらの技術では、圧延ロールの表面形状を精緻に管理したり、鋼板に粒子を投射したりする必要があるため、工程負荷の増大や大規模な設備の投入等に伴って製造コストが大幅に上昇してしまう。 Moreover, the technique of controlling the geometric shape of the surface of a steel plate is proposed for the purpose of suppressing galling (Patent Documents 5 to 9). However, in these technologies, it is necessary to precisely manage the surface shape of the rolling roll or to project particles onto the steel sheet, so that the manufacturing cost increases with the increase in process load and the introduction of large-scale equipment. It will rise significantly.
また、耐かじり性の向上等のために鋼板表面を軟質な組織とする技術も提案されている（特許文献１０）。しかしながら、非特許文献１に記載されているように、鋼板表面を軟質な組織とすると耐かじり性は劣化させるため、耐かじり性は不十分である。 In addition, a technique for making the steel sheet surface a soft structure has been proposed in order to improve galling resistance (Patent Document 10). However, as described in Non-Patent Document 1, if the steel sheet surface is made of a soft structure, the galling resistance is deteriorated, so that the galling resistance is insufficient.
このように、従来、大幅なコストの上昇を伴わなければ、十分な耐かじり性を得ることは困難である。 Thus, conventionally, it is difficult to obtain sufficient galling resistance unless accompanied by a significant increase in cost.
本発明は、大幅なコストの上昇を回避しながら、かじりを十分に抑制することができる耐かじり性に優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。 An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet excellent in galling resistance that can sufficiently suppress galling while avoiding a significant increase in cost, and a method for producing the same.
本発明者は上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、高強度鋼板に微細なＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物を表面から一定の深さに分散させ、その直下における硬さを十分に高めることで高強度及び優れた耐かじり性を両立した高強度鋼板が得られることを見出した。 The present inventor has intensively studied to solve the above problems. As a result, high-strength steel sheets with high Si and / or Mn-containing oxides are dispersed from the surface to a certain depth, and the hardness immediately below them is sufficiently increased to achieve both high strength and excellent anti-galling resistance. It was found that a high strength steel sheet was obtained.
本発明の要旨は以下のとおりである。 The gist of the present invention is as follows.
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０７５％〜０．３５０％、
Ｓｉ：０．３０％〜２．５０％、
Ｍｎ：１．２０％〜３．５０％、
Ｐ：０．００１％〜０．１００％、
Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００５％〜２．５００％、及び
Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％、
を含有し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
粒子径が２０ｎｍ以上のＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子が２．５μｍ以下の平均粒子間距離で分散した領域が表面から０．３μｍ〜１５μｍの平均深さの範囲に存在し、その領域における該酸化物粒子の平均粒子径が０．３μｍ以下であり、その領域との界面からの深さが３０μｍの箇所における平均硬さがＨｖ２５０以上であることを特徴とする高強度鋼板。
(1)
% By mass
C: 0.075% to 0.350%,
Si: 0.30% to 2.50%,
Mn: 1.20% to 3.50%
P: 0.001% to 0.100%,
S: 0.0001% to 0.0100%,
Al: 0.005% to 2.500%, and N: 0.0001% to 0.0100%,
Containing
The balance consists of iron and inevitable impurities,
A region in which oxide particles containing Si and / or Mn having a particle diameter of 20 nm or more are dispersed at an average interparticle distance of 2.5 μm or less is present in a range of an average depth of 0.3 μm to 15 μm from the surface, and the region A high-strength steel sheet having an average particle diameter of 0.3 μm or less and an average hardness of Hv250 or more at a location where the depth from the interface with the region is 30 μm.
（２）
更に質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１％〜０．５００％含有することを特徴とする（１）に記載の高強度鋼板。
(2)
The high-strength steel plate according to (1), further containing 0.0001% to 0.500% of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM in total by mass%.
（３）
更に質量％で、
Ｔｉ：０．００１％〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００１％〜０．１００％、
Ｖ：０．００１％〜０．５００％、及び
Ｗ：０．０１％〜１．００％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の高強度鋼板。
(3)
In addition,
Ti: 0.001% to 0.150%,
Nb: 0.001% to 0.100%,
V: 0.001% to 0.500%, and W: 0.01% to 1.00%,
The high-strength steel sheet according to (1) or (2), characterized by containing one or more of the above.
（４）
更に質量％で、
Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％、
Ｃｕ：０．０１％〜１．５０％、
Ｎｉ：０．０１％〜１．５０％、及び
Ｍｏ：０．０１％〜０．５０％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
(4)
In addition,
B: 0.0001% to 0.0100%,
Cr: 0.01% to 1.50%,
Cu: 0.01% to 1.50%,
Ni: 0.01% to 1.50%, and Mo: 0.01% to 0.50%,
The high-strength steel sheet according to any one of (1) to (3), comprising one or more of the following.
（５）
前記Ｓｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子のうちフェライト粒界上に存在するものの割合が３０％以下であることを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
(5)
The high strength according to any one of (1) to (4), wherein a ratio of the oxide particles containing Si and / or Mn that are present on a ferrite grain boundary is 30% or less. steel sheet.
（６）
前記Ｓｉ及び／又はＭｎを含む酸化物を含む領域から深さが３０μｍの箇所におけるミクロ組織が面積分率で１０％以上７５％以下のフェライトを有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
(6)
(1) to (5), wherein the microstructure in a portion having a depth of 30 μm from the region containing the oxide containing Si and / or Mn has ferrite having an area fraction of 10% to 75%. The high-strength steel sheet according to any one of the above.
（７）
前記Ｓｉ及び／又はＭｎを含む酸化物を含む領域から深さが３０μｍの箇所におけるミクロ組織が更に焼戻しマルテンサイトを面積分率で１０％以上５０％以下、ベイナイトとベイニティックフェライトの一方あるいは双方を合わせて１０％以上５０％以下有し、
前記ミクロ組織に含まれる焼入れままマルテンサイトの面積分率が３０％以下であることを特徴とする（１）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
(7)
The microstructure in a region having a depth of 30 μm from the region containing the oxide containing Si and / or Mn is further tempered martensite in an area fraction of 10% to 50%, and one or both of bainite and bainitic ferrite 10% to 50% in total,
The high-strength steel sheet according to any one of (1) to (6), wherein the martensite area fraction contained in the microstructure is 30% or less.
（８）
前記Ｓｉ及び／又はＭｎを含む酸化物を含む領域から深さが３０μｍの箇所におけるミクロ組織が更に面積分率で２％以上２５％以下の残留オーステナイトを有することを特徴とする（１）〜（７）のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
(8)
(1) to (3), wherein the microstructure in a portion having a depth of 30 μm from the region containing the oxide containing Si and / or Mn further has a retained austenite of 2% to 25% in area fraction. The high-strength steel plate according to any one of 7).
（９）
質量％で、
Ｃ：０．０７５％〜０．３５０％、
Ｓｉ：０．３０％〜２．５０％、
Ｍｎ：１．２０％〜３．５０％、
Ｐ：０．００１％〜０．１００％、
Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００５％〜２．５００％、及び
Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを鋳造する工程と、
前記スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、１２５０℃から８００℃の温度域において、式１で表わされるパラメータＰの値が５．０〜１０．０となる条件で熱間圧延を行い、前記熱間圧延の最終圧延温度を８４０℃以上とし、５５０℃〜７５０℃の温度域にて巻取る工程と、
４００℃まで１℃／分以下の平均冷却速度で冷却を行う工程と、
更に１００℃以下まで冷却し、式２で表わされるパラメータＱの値が０．３〜３．０となる条件で酸洗を行う工程と、
３５％〜７０％の圧下率で冷間圧延を施す工程と、
７６０℃以上の最高加熱温度で焼鈍を行う工程と、
を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
(9)
% By mass
C: 0.075% to 0.350%,
Si: 0.30% to 2.50%,
Mn: 1.20% to 3.50%
P: 0.001% to 0.100%,
S: 0.0001% to 0.0100%,
Al: 0.005% to 2.500%, and N: 0.0001% to 0.0100%,
A step of casting a slab containing the balance Fe and inevitable impurities,
The slab is directly or once cooled and then heated to 1050 ° C. or higher, and in the temperature range from 1250 ° C. to 800 ° C., hot rolling is performed under the condition that the value of the parameter P represented by Formula 1 is 5.0 to 10.0. And a final rolling temperature of the hot rolling is set to 840 ° C. or higher and winding in a temperature range of 550 ° C. to 750 ° C.,
A step of cooling to 400 ° C. at an average cooling rate of 1 ° C./min or less;
A step of further cooling to 100 ° C. or lower and pickling under the condition that the value of the parameter Q represented by Formula 2 is 0.3 to 3.0;
Cold rolling at a rolling reduction of 35% to 70%,
Annealing at a maximum heating temperature of 760 ° C. or higher;
A method for producing a high-strength steel sheet, comprising:
なお、式１中の「Ｔi」は第ｉパス目の圧延温度（Ｋ）を示し、「ｔi」は第ｉパス目から第ｉ＋１パス目までの経過時間（秒）を示し、「ｈi」は第ｉパス目の圧延後の板厚を示す。但し、「Ｔ0」は加熱炉からの抽出温度又は１２５０℃のうちより低温な温度であり、「Ｔn+1」は８００℃であり、「ｔn」は圧延完了から鋼板の温度が８００℃に至るまでの経過時間であり、「ｈ0」はスラブの板厚である。 In Equation 1, “T i ” represents the rolling temperature (K) of the i-th pass, “t i ” represents the elapsed time (seconds) from the i-th pass to the i + 1-th pass, and “h “ i ” indicates the thickness of the i-th pass after rolling. However, “T 0 ” is the lower temperature of the extraction temperature from the heating furnace or 1250 ° C., “T n + 1 ” is 800 ° C., and “t n ” is the temperature of the steel plate after the completion of rolling is 800 ° C. This is the elapsed time to reach 0 ° C., and “h 0 ” is the thickness of the slab.
なお、式２中の「Ｔ」は酸洗液の温度（Ｋ）を示し、「ｔ」は滞留時間（秒）を示し、「ω」は酸洗液の濃度（％）を示し、「Ａ」は酸洗液の種類に応じた定数である。「Ａ」の値は、例えば、酸洗液が塩酸の場合は２１５０（Ｋ-1）であり、硫酸の場合は２７８０（Ｋ-1）である。 In Formula 2, “T” represents the temperature (K) of the pickling solution, “t” represents the residence time (seconds), “ω” represents the concentration (%) of the pickling solution, and “A” "Is a constant corresponding to the type of pickling solution. The value of “A” is, for example, 2150 (K −1 ) when the pickling solution is hydrochloric acid and 2780 (K −1 ) when it is sulfuric acid.
（１０）
最高焼鈍温度から室温までの冷却工程において、７３０℃〜５５０℃間の冷却を平均冷却速度５℃／ｓ以上で行い、冷却停止温度をＭｓ点以下とし、Ｍｓ点〜Ｂｓ点間の温度まで再加熱することを特徴とする（９）に記載の高強度鋼板の製造方法。
(10)
In the cooling process from the highest annealing temperature to room temperature, the cooling between 730 ° C. and 550 ° C. is performed at an average cooling rate of 5 ° C./s or more, the cooling stop temperature is set to the Ms point or less, and the temperature between the Ms point and the Bs point is restarted. The method for producing a high-strength steel sheet according to (9), wherein heating is performed.
（１１）
前記スラブが、更に質量％でＣａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１％〜０．５００％含有することを特徴とする（９）又は（１０）に記載の高強度鋼板の製造方法。
(11)
(9) or (10), wherein the slab further contains 0.0001% to 0.500% of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM in mass%. Manufacturing method of high strength steel sheet.
（１２）
前記スラブが、更に質量％で、
Ｔｉ：０．００１％〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００１％〜０．１００％、
Ｖ：０．００１％〜０．５００％、及び
Ｗ：０．０１％〜１．００％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（９）〜（１１）のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
(12)
The slab is further mass%,
Ti: 0.001% to 0.150%,
Nb: 0.001% to 0.100%,
V: 0.001% to 0.500%, and W: 0.01% to 1.00%,
1 type or 2 types or more of these are included, The manufacturing method of the high strength steel plate of any one of (9)-(11) characterized by the above-mentioned.
（１３）
前記スラブが、更に質量％で、
Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％、
Ｃｕ：０．０１％〜１．５０％、
Ｎｉ：０．０１％〜１．５０％、及び
Ｍｏ：０．０１％〜０．５０％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（９）〜（１２）のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
(13)
The slab is further mass%,
B: 0.0001% to 0.0100%,
Cr: 0.01% to 1.50%,
Cu: 0.01% to 1.50%,
Ni: 0.01% to 1.50%, and Mo: 0.01% to 0.50%,
1 type or 2 types or more are contained, The manufacturing method of the high strength steel plate of any one of (9)-(12) characterized by the above-mentioned.
本発明によれば、適切な酸化物粒子含有領域の作用及び硬さの調整により、大幅なコストの上昇を回避しながら、耐かじり性を向上することができる。 According to the present invention, galling resistance can be improved while avoiding a significant increase in cost by adjusting the function and hardness of an appropriate oxide particle-containing region.
以下、本発明の実施形態について、添付の図面を参照しながら詳細に説明する。図１は、本発明の実施形態に係る耐かじり性に優れた高強度鋼板を示す断面図である。図１に示すように、本実施形態に係る高強度鋼板１には、基部２、及びその両表面に位置する酸化物粒子含有領域３が含まれている。
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings. FIG. 1 is a cross-sectional view showing a high-strength steel sheet excellent in galling resistance according to an embodiment of the present invention. As shown in FIG. 1, the high-strength steel plate 1 according to the present embodiment includes a base 2 and oxide particle-containing
ここで、高強度鋼板１及びその製造に用いる鋼の化学組成について説明する。なお、以下の説明における含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。 Here, the chemical composition of the high-strength steel plate 1 and the steel used for its production will be described. In the following description, “%”, which is a unit of content, means “mass%”.
Ｃ：０．０７５％〜０．３５０％
Ｃは高強度鋼板の強度を高めるために含有される。Ｃの含有量が０．０７５％未満では、十分な強度が得られない。一方、Ｃの含有量が０．３５０％を超えると、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃの含有量は０．０７５％〜０．３５０％とする。また、Ｃの含有量は、０．０８０％以上であることが好ましく、０．０８５％以上であることが更に好ましい。更に、Ｃの含有量は０．３００％以下であることが好ましく、０．２５０％以下であることが更に好ましい。
C: 0.075% to 0.350%
C is contained to increase the strength of the high-strength steel plate. If the C content is less than 0.075%, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, when the content of C exceeds 0.350%, the weldability is remarkably deteriorated. Therefore, the C content is 0.075% to 0.350%. Further, the content of C is preferably 0.080% or more, and more preferably 0.085% or more. Furthermore, the C content is preferably 0.300% or less, and more preferably 0.250% or less.
Ｓｉ：０．３０％〜２．５０％
Ｓｉは高強度鋼板の最表層において微細な酸化物粒子を密に生成させ、耐かじり性を大幅に向上するために含有される。詳細は後述するが、この酸化物粒子が酸化物粒子含有領域３に含まれている。Ｓｉの含有量が０．３０％未満では、酸化物粒子の生成が不十分となり、耐かじり性を十分に確保できない。一方、Ｓｉ含有量が２．５０％を超えると、高強度鋼板が脆化する。従って、Ｓｉの含有量は０．３０％〜２．５０％とする。また、耐かじり性の観点から、Ｓｉの含有量は０．５０％以上であることが好ましく、０．７％以上であることが更に好ましい。更に、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることが好ましく、２．００％以下であることが更に好ましい。
Si: 0.30% to 2.50%
Si is contained in the outermost layer of the high-strength steel plate in order to form fine oxide particles densely and to greatly improve galling resistance. Although details will be described later, the oxide particles are included in the oxide particle-containing
Ｍｎ：１．２０％〜３．５０％
Ｍｎは高強度鋼板の焼入れ性を高めることから、高強度鋼板の表面近くにおいて十分な硬質組織を生成させ、酸化物粒子の分散した領域（酸化物粒子含有領域３）の直下における強度を高め、耐かじり性を向上させるために添加する。また、高強度鋼板の最表層において微細な酸化物粒子を形成することからも、耐かじり性を向上させる。Ｍｎの含有量が１．２０％未満であると、焼入れ性が十分でなく、高強度鋼板の表層部における強度が大幅に低下し、耐かじり性が劣化する。一方、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、Ｍｎ偏析に起因した局所的な脆化が起こりやすくなり、プレス成形性が著しく劣化する。従って、Ｍｎの含有量は１．２０％〜３．５０％とする。また、高強度鋼板の表層部における強度を高めるため、Ｍｎの含有量は１．３５％以上であることが好ましく、１．５０％以上であることが更に好ましい。更に、脆化を避けるため、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることが更に好ましい。
Mn: 1.20% to 3.50%
Since Mn enhances the hardenability of the high-strength steel sheet, a sufficient hard structure is generated near the surface of the high-strength steel sheet, and the strength immediately below the region where the oxide particles are dispersed (oxide particle-containing region 3) is increased. It is added to improve galling resistance. Further, galling resistance is also improved by forming fine oxide particles in the outermost layer of the high-strength steel plate. When the content of Mn is less than 1.20%, the hardenability is not sufficient, the strength in the surface layer portion of the high-strength steel plate is significantly lowered, and the galling resistance is deteriorated. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.50%, local embrittlement due to Mn segregation is likely to occur, and the press formability is significantly deteriorated. Therefore, the Mn content is 1.20% to 3.50%. Moreover, in order to raise the intensity | strength in the surface layer part of a high strength steel plate, it is preferable that content of Mn is 1.35% or more, and it is still more preferable that it is 1.50% or more. Furthermore, in order to avoid embrittlement, the Mn content is preferably 3.20% or less, and more preferably 3.00% or less.
Ｐ：０．００１％〜０．１００％
Ｐは高強度鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。そして、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、溶接部の脆化が顕著になる。一方、Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは、経済的に不利である。従って、Ｐの含有量は０．００１％〜０．１００％とする。
P: 0.001% to 0.100%
P tends to segregate in the central part of the thickness of the high-strength steel sheet, and causes the weld to become brittle. And when content of P exceeds 0.100%, embrittlement of a welded part will become remarkable. On the other hand, it is economically disadvantageous to make the P content less than 0.001%. Therefore, the content of P is set to 0.001% to 0.100%.
Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｓは、溶接性に悪影響を及ぼす。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成してプレス成形性を低下させる。そして、Ｓの含有量が０．０１００％を超えると、溶接性の低下及びプレス成形性の低下が顕著となる。一方、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。従って、Ｓの含有量は０．０００１％〜０．０１００％とする。
S: 0.0001% to 0.0100%
S adversely affects weldability. Further, S combines with Mn to form coarse MnS, thereby reducing press formability. And when content of S exceeds 0.0100%, the fall of weldability and the press-formability will become remarkable. On the other hand, making the S content less than 0.0001% is economically disadvantageous. Therefore, the content of S is set to 0.0001% to 0.0100%.
Ａｌ：０．００５％〜２．５００％
Ａｌは脱酸剤として添加する。しかし、Ａｌの含有量が０．００５％未満では、十分な効果が得られない。また、Ａｌは鉄系炭化物の生成を抑え、残留オーステナイト分率を高める作用も呈する。一方、Ａｌの含有量が過剰となると、高強度鋼板中のフェライト分率が高くなって強度が低下する。そして、Ａｌの含有量が２．５００％を超えると、この傾向が顕著となる。従って、Ａｌの含有量は０．００５％〜２．５００％とする。また、Ａｌの含有量は２．０００％以下であることが好ましく、１．６００％以下であることが更に好ましい。
Al: 0.005% to 2.500%
Al is added as a deoxidizer. However, if the Al content is less than 0.005%, a sufficient effect cannot be obtained. Moreover, Al also suppresses the production of iron-based carbides and exhibits an effect of increasing the retained austenite fraction. On the other hand, when the Al content is excessive, the ferrite fraction in the high-strength steel sheet is increased and the strength is lowered. And when Al content exceeds 2.500%, this tendency becomes remarkable. Therefore, the Al content is 0.005% to 2.500%. Further, the Al content is preferably 2.000% or less, and more preferably 1.600% or less.
Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、プレス成形性を劣化させる。そして、Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となる。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方がよい。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストの大幅な増加を招く。従って、Ｎの含有量は０．０００１％〜０．０１００％とする。また、Ｎの含有量は、製造コストの点から０．０００５％以上であることが好ましい。
N: 0.0001% to 0.0100%
N forms coarse nitrides and degrades press formability. And when content of N exceeds 0.0100%, this tendency will become remarkable. Further, N is better because it causes blowholes during welding. Although the lower limit of the N content is not particularly defined, the effects of the present invention are exhibited. However, if the N content is less than 0.0001%, a significant increase in manufacturing cost is caused. Therefore, the N content is set to 0.0001% to 0.0100%. Moreover, it is preferable that content of N is 0.0005% or more from the point of manufacturing cost.
なお、高強度鋼板１が、必要に応じて、以下に示す元素を更に含んでいてもよい。 In addition, the high strength steel plate 1 may further include the following elements as necessary.
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、及びＲＥＭ（希土類金属）の１種又は２種以上：合計で０．０００１％〜０．５００％
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、及びＲＥＭは、高強度鋼板の強度の向上や材質の改善に寄与する。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、及びＲＥＭの１種又は２種以上の含有量が０．０００１％未満であると、十分な効果が得られない場合がある。一方、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、及びＲＥＭの１種又は２種以上の含有量が０．５００％を超えると、延性を損なう可能性があり、成形加工性の悪化の原因となる。従って、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、及びＲＥＭの１種又は２種以上の含有量は、合計で０．０００１％〜０．５００％であることが好ましい。なお、ＲＥＭとは、ランタノイド系列に属する元素をさす。ＲＥＭ及びＣｅはミッシュメタルにて添加することができる。ミッシュメタルがＬａ及びＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合もある。なお、不可避不純物として、これらＬａ及びＣｅ以外のランタノイド系列の元素が含まれていても本発明の効果が得られる。また、金属Ｌａや金属Ｃｅが添加されても本発明の効果は発揮される。
One or more of Ca, Ce, Mg, and REM (rare earth metal): 0.0001% to 0.500% in total
Ca, Ce, Mg, and REM contribute to the improvement of the strength and the material of the high-strength steel plate. If the content of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM is less than 0.0001%, sufficient effects may not be obtained. On the other hand, if the content of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM exceeds 0.500%, ductility may be impaired, which causes deterioration of molding processability. Therefore, the content of one or more of Ca, Ce, Mg, and REM is preferably 0.0001% to 0.500% in total. Note that REM refers to an element belonging to the lanthanoid series. REM and Ce can be added by misch metal. The misch metal may contain a lanthanoid series element in addition to La and Ce. Note that the effects of the present invention can be obtained even when lanthanoid series elements other than La and Ce are included as inevitable impurities. Further, the effects of the present invention are exhibited even when metal La or metal Ce is added.
Ｔｉ：０．００１％〜０．１５０％
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成し、析出強化、フェライト粒径の微細化による細粒強化、及び再結晶の抑制による転位強化によって強度を高める元素である。Ｔｉの含有量が０．００１％未満では、高強度鋼板の強化が十分となりにくい。一方、Ｔｉの含有量が過度に大きくなると、延性が劣化して成形性が損なわれやすくなり、Ｔｉの含有量が０．１５０％以下を超えると、この傾向が顕著となる。従って、Ｔｉの含有量は０．００１％〜０．１５０％であることが好ましい。また、Ｔｉの含有量は、強化の観点から、０．０１０％以上であることが更に好ましく、０．０１５％以上であることがより一層好ましい。更に、Ｔｉの含有量は０．１２０％以下であることが更に好ましい。
Ti: 0.001% to 0.150%
Ti is an element that forms fine carbonitrides and increases strength by precipitation strengthening, fine grain strengthening by refining ferrite grain size, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. When the Ti content is less than 0.001%, the high-strength steel sheet is not sufficiently strengthened. On the other hand, when the Ti content is excessively large, the ductility is deteriorated and the formability is easily impaired. When the Ti content exceeds 0.150% or less, this tendency becomes remarkable. Therefore, the Ti content is preferably 0.001% to 0.150%. Further, the Ti content is more preferably 0.010% or more, and still more preferably 0.015% or more, from the viewpoint of strengthening. Furthermore, the Ti content is more preferably 0.120% or less.
Ｎｂ：０．００１％〜０．１００％
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、微細な炭窒化物を形成し、析出強化、フェライト粒径の微細化による細粒強化、及び再結晶の抑制による転位強化によって強度を高める元素である。Ｎｂの含有量が０．００１％未満では、高強度鋼板の強化が十分となりにくい。一方、Ｎｂの含有量が過度に大きくなると、延性が劣化して成形性が損なわれやすくなり、Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、この傾向が顕著となる。従って、Ｎｂの含有量は０．００１％〜０．１００％とすることが好ましい。また、Ｎｂの含有量は、強化の観点から、０．００５％以上であることが更に好ましく、０．０１０％以上であることがより一層好ましい。更に、Ｎｂの含有量は０．０８０％以下であることが更に好ましい。
Nb: 0.001% to 0.100%
Nb, like Ti, is an element that forms fine carbonitrides and increases strength by precipitation strengthening, fine grain strengthening by refining ferrite grain size, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. If the content of Nb is less than 0.001%, the high-strength steel sheet is not sufficiently strengthened. On the other hand, when the Nb content is excessively large, ductility is deteriorated and formability is easily impaired. When the Nb content exceeds 0.100%, this tendency becomes remarkable. Therefore, the Nb content is preferably 0.001% to 0.100%. Further, the Nb content is more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.010% or more, from the viewpoint of strengthening. Furthermore, the Nb content is more preferably 0.080% or less.
Ｖ：０．００１％〜０．５００％
Ｖは、Ｔｉ及びＮｂと同様に、微細な炭窒化物を形成し、析出強化、フェライト粒径の微細化による細粒強化、及び再結晶の抑制による転位強化によって強度を高める元素である。Ｖの含有量が０．００１％未満では、高強度鋼板の強化が十分となりにくい。一方、Ｖの含有量が過度に大きくなると、延性が劣化して成形性が損なわれやすくなり、Ｖの含有量が０．５００％を超えると、この傾向が顕著となる。従って、Ｖの含有量は０．００１％〜０．５００％とすることが好ましい。また、Ｖの含有量は、強化の観点から、０．０１０％以上であることが更に好ましく、０．０１５％以上であることがより一層好ましい。更に、Ｖの含有量は０．３００％以下であることが更に好ましい。
V: 0.001% to 0.500%
V, like Ti and Nb, is an element that forms fine carbonitrides and increases strength by precipitation strengthening, fine grain strengthening by refining ferrite grain size, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. If the V content is less than 0.001%, the high-strength steel sheet is not sufficiently strengthened. On the other hand, when the V content is excessively large, the ductility is deteriorated and the moldability is easily impaired, and when the V content exceeds 0.500%, this tendency becomes remarkable. Therefore, the V content is preferably 0.001% to 0.500%. Further, the content of V is more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.015% or more, from the viewpoint of strengthening. Furthermore, the V content is more preferably 0.300% or less.
Ｗ：０．０１％〜１．００％
Ｗは微細な炭化物を形成して高強度鋼板の強度を向上させる元素である。Ｗの含有量が０．０１％未満では、高強度鋼板の強化が十分となりにくい。一方、Ｗの含有量が過度に大きくなると、延性が劣化して成形性が損なわれやすくなり、Ｗの含有量が１．００％を超えると、この傾向が顕著となる。従って、Ｗの含有量は０．０１％〜１．００％であることが好ましい。また、Ｗの含有量は０．０２％以上であることが更に好ましい。更に、Ｗの含有量は０．８０％以下であることが更に好ましい。
W: 0.01% to 1.00%
W is an element that forms fine carbides and improves the strength of the high-strength steel sheet. If the W content is less than 0.01%, the high-strength steel sheet is not sufficiently strengthened. On the other hand, when the W content is excessively large, the ductility is deteriorated and the moldability is liable to be impaired. When the W content exceeds 1.00%, this tendency becomes remarkable. Therefore, the W content is preferably 0.01% to 1.00%. The W content is more preferably 0.02% or more. Furthermore, the W content is more preferably 0.80% or less.
Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％
Ｂは鋼板の焼入れ性を飛躍的に高めることから、高強度鋼板の表面近くにおいて十分な硬質組織を生成させ、酸化物粒子の分散した領域の直下における強度を高め、耐かじり性を向上させる。Ｂの含有量が０．０００１％未満であると、これらの効果、特に焼き入れ性の向上の効果を得にくくなる。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、成形性を著しく損なうことがある。従って、Ｂの含有量は０．０００１％〜０．０１００％であることが好ましい。また、Ｂの含有量は０．０００３％以上であることが更に好ましい。更に、Ｂの含有量は０．００６０％以下であることが更に好ましい。
B: 0.0001% to 0.0100%
B drastically increases the hardenability of the steel sheet, so that a sufficient hard structure is formed near the surface of the high-strength steel sheet, the strength just below the region where the oxide particles are dispersed is increased, and the galling resistance is improved. When the B content is less than 0.0001%, it is difficult to obtain these effects, particularly the effect of improving hardenability. On the other hand, if the B content exceeds 0.0100%, the moldability may be significantly impaired. Therefore, the B content is preferably 0.0001% to 0.0100%. The B content is more preferably 0.0003% or more. Further, the B content is more preferably 0.0060% or less.
Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、Ｃｕ：０．０１〜１．５０％、Ｎｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＭｏは、強度の向上に寄与する元素である。Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＭｏの含有量がそれぞれ０．０１％未満であると、十分な強化が得られないことがある。一方、Ｃｒ、Ｃｕ、及びＮｉの含有量がそれぞれ１．５０％を超えると、酸洗性、溶接性、熱間加工性等が劣化することがある。また、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、酸洗性、溶接性、熱間加工性等が劣化することがある。従って、Ｃｒ、Ｃｕ、及びＮｉの含有量は、それぞれ０．０１％〜１．５０％であることが好ましく、Ｍｏの含有量は０．０１％〜０．５０％であることが好ましい。
Cr: 0.01 to 1.50%, Cu: 0.01 to 1.50%, Ni: 0.01 to 1.50%, Mo: 0.01 to 0.50%
Cr, Cu, Ni, and Mo are elements that contribute to the improvement of strength. If the contents of Cr, Cu, Ni, and Mo are each less than 0.01%, sufficient reinforcement may not be obtained. On the other hand, if the contents of Cr, Cu, and Ni each exceed 1.50%, pickling properties, weldability, hot workability, and the like may deteriorate. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.50%, pickling properties, weldability, hot workability, and the like may deteriorate. Therefore, the Cr, Cu, and Ni contents are each preferably 0.01% to 1.50%, and the Mo content is preferably 0.01% to 0.50%.
なお、高強度鋼板１及びその製造に用いる鋼の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。 The high-strength steel plate 1 and the balance of the steel used for its production are composed of Fe and inevitable impurities.
次に、酸化物粒子含有領域３について説明する。酸化物粒子含有領域３は、高強度鋼板１の両表面から０．３μｍ〜１５μｍの平均深さの範囲に存在する。そして、酸化物粒子含有領域３内には、粒子径が２０ｎｍ以上のＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子が２．５μｍ以下の平均粒子間距離で分散している。また、これら酸化物粒子の平均粒子径は０．３μｍ以下である。
Next, the oxide
高強度鋼板の優れた耐かじり性を実現するには、その表面の潤滑性を高めることが重要である。高強度鋼板１の表面近傍に微細な酸化物の粒子が密に分散した領域（酸化物粒子含有領域３）が設けられている場合、高い板抑え圧が加えられて高強度鋼板１が成形される際に、酸化物粒子含有領域３とそれよりも内部の基部２との界面近傍に多数のボイドが発生し、酸化物粒子含有領域３の一部又は全部が微細な粒子となる。そして、この微細な粒子が高強度鋼板１と金型との間で固体潤滑材と同様に作用し、高強度鋼板１の表面の潤滑性が飛躍的に高まる。
In order to realize the excellent galling resistance of the high-strength steel plate, it is important to increase the lubricity of the surface. When a region in which fine oxide particles are densely dispersed (oxide particle-containing region 3) is provided near the surface of the high-strength steel plate 1, a high plate-pressing pressure is applied to form the high-strength steel plate 1. In this case, a large number of voids are generated in the vicinity of the interface between the oxide particle-containing
本発明者が鋭意検討を行ったところ、上記の潤滑性の向上の効果を得るためには、酸化物粒子含有領域３に含まれる、粒子径が２０ｎｍ以上の酸化物粒子の平均粒子径及び分布形態が重要であることが判明した。なお、粒子径が２０ｎｍ未満の酸化物粒子が存在しても、それだけでは成形時に酸化物粒子の周辺に応力が十分に集中せず、酸化物粒子含有領域３と基部２との界面近傍にボイドが発生しにくい。従って、粒子径が２０ｎｍ未満の酸化物粒子は、潤滑性の向上にほとんど寄与しない。このような知見に基づいて、本発明者は、酸化物粒子含有領域３に含まれる、粒子径が２０ｎｍ以上の酸化物粒子の粒子径、粒子間距離、及び酸化物粒子の分散した領域の深さを、高強度鋼板の圧延方向に平行な板厚断面において、鏡面に研磨した断面を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：field emission scanning electron microscope）を用いた観察により測定した。このとき、平均粒子間距離は、合計で７μｍ2以上の領域において単位面積あたりの酸化物粒子の個数密度を測定し、その平方根とした。平均粒子径は、平均粒子間距離を求めた領域において、５０個以上の酸化物粒子の長径及び短径を測定し、それぞれの円相当径を求め、その平均値とした。酸化物の分散した領域の平均深さは、互いに高強度鋼板の圧延方向に１．０ｍｍ以上離れた３ヶ所以上の観察点において酸化物粒子含有領域３の深さを測定し、その平均値とした。また、酸化物粒子の組成の分析はＦＥ−ＳＥＭに併設したエネルギー分散型Ｘ線分光器を用いて行った。酸化物粒子のうち、粒子径を測定したものから１０個を選んで化学組成の分析を行ったところ、Ｓｉ及び／又はＭｎが含まれることが確認された。
As a result of intensive studies by the present inventors, in order to obtain the effect of improving the lubricity described above, the average particle size and distribution of oxide particles contained in the oxide particle-containing
そして、平均粒子間距離、平均粒子径、及び平均深さと耐かじり性等との関係について検討した。この結果、以下の事項が見出された。 Then, the relationship between the average interparticle distance, the average particle diameter, and the average depth and galling resistance was examined. As a result, the following matters were found.
酸化物粒子の平均粒子間距離が大きいほど、酸化物粒子含有領域３と基部２との界面近傍において発生するボイド同士の間隔が大きくなる。上記のような成形の際の粒子の発生はボイドの連結に伴って生じるため、ボイド同士の間隔が大きくなるほど、発生する粒子は大きくなる。この結果、成形後に粗大な粒子が残存して成形後の外観が損なわれることがある。そして、この傾向は、平均粒子間距離が２．５μｍ超の場合に顕著である。従って、酸化物粒子含有領域３における平均粒子間距離は２．５μｍ以下とする。また、発生する粒子をより細かくし、潤滑性及び外観品位をより良好にするために、平均粒子間距離が１．５μｍ以下であることが好ましく、０．５μｍ以下であることが更に好ましい。平均粒子間距離の下限は特に設定しないが、過度に平均粒子間距離を小さくすると、酸化物粒子含有領域３における地鉄の割合が低下し、外観が損なわれる可能性がある。このため、平均粒子間距離は０．０５μｍ以上であることが好ましい。
The larger the average interparticle distance of the oxide particles, the larger the interval between voids generated in the vicinity of the interface between the oxide particle-containing
酸化物粒子の平均粒子径が大きいほど、過度に大きなボイドが発生しやすくなり、このボイドを発生源とした割れが成形時に生じることがある。そして、このような割れは、平均粒子径が０．３０μｍ超の場合に顕著に発生する。従って、酸化物粒子含有領域３に含まれる酸化物粒子の平均粒子径は０．３０μｍ以下とする。また、成形時の割れをより抑制するために、平均粒子径は０．１５μｍ以下であることが好ましく、０．１０μｍ以下であることが更に好ましい。なお、上述の通り、粒子径が２０ｎｍ未満の酸化物粒子ではボイドの発生が抑制されることから、平均粒子径は２０ｎｍであることが好ましい。
As the average particle diameter of the oxide particles is larger, excessively large voids are more likely to be generated, and cracks using these voids as a generation source may occur during molding. And such a crack generate | occur | produces notably when an average particle diameter exceeds 0.30 micrometer. Therefore, the average particle diameter of the oxide particles included in the oxide particle-containing
上述の通り、酸化物粒子含有領域３の一部又は全部は、成形時に微細な粒子となる。この粒子の量が過剰であると、成形後に高強度鋼板１の表面に多量の粒子が残り、外観が損なわれることがある。そして、この傾向は、酸化物粒子含有領域３の平均厚さが１５μｍ超の場合に顕著となる。従って、粒子径が２０ｎｍ以上のＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子が２．５μｍ以下の平均粒子間距離で分散した領域である酸化物粒子含有領域３の平均厚さは１５μｍ以下とする。また、過剰な粒子の発生をより確実に抑制するために、酸化物粒子含有領域３の平均厚さは１２μｍ以下であることが好ましく、１０μｍ以下であることが更に好ましい。一方、酸化物粒子含有領域３の厚さが０．３μｍ未満であると、潤滑性の向上に十分な量の粒子が発生しないことがある。従って、酸化物粒子含有領域３の平均厚さは０．３μｍ以上とする。また、潤滑性をより良好なものとするために、酸化物粒子含有領域３の平均厚さは０．４μｍ以上であることが好ましく、０．５μｍ以上であることが更に好ましい。
As described above, part or all of the oxide particle-containing
酸化物粒子含有領域３を含む高強度鋼板１を得るためには、鉄中に大量に固溶し、かつ酸化物形成傾向の強いＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子を生成させることで地鉄の結晶粒内での核生成を促進することが重要である。つまり、結晶粒界等における酸化物の偏在を抑制することが重要である。Ｓｉ及び／又はＭｎを含む酸化物としては、具体的には、例えば、ＳｉＯ2、ＦｅＳｉＯ3、Ｆｅ2ＳｉＯ4、ＭｎＯ、ＭｎＳｉＯ3、及びＭｎ2ＳｉＯ4が挙げられる。また、これらの２種以上を含む複合酸化物もＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物の一例に該当する。
In order to obtain the high-strength steel sheet 1 including the oxide particle-containing
上記のように、潤滑性を大きく高める微細な粒子を成形時に発生させるためには、Ｓｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子が偏在しないことが好ましい。その一方で、酸化物粒子は地鉄フェライトの結晶粒界に生成しやすいという傾向がある。このため、Ｓｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子のうち、フェライト粒界上に存在するものの割合が個数割合で３０％以下であることが好ましく、２５％以下であることが更に好ましい。 As described above, it is preferable that oxide particles containing Si and / or Mn are not unevenly distributed in order to generate fine particles that greatly improve lubricity during molding. On the other hand, oxide particles tend to be easily generated at the grain boundaries of the ground iron ferrite. For this reason, the ratio of the oxide particles containing Si and / or Mn present on the ferrite grain boundary is preferably 30% or less, more preferably 25% or less.
次に、基部２について説明する。本実施形態では、酸化物粒子含有領域３と基部２との界面から基部２側に３０μｍ離間した箇所における平均硬さ（ビッカース硬さ）がＨｖ２５０以上である。つまり、基部２の酸化物粒子含有領域３との界面からの深さが３０μｍの箇所における平均硬さがＨｖ２５０以上である。
Next, the base 2 will be described. In the present embodiment, the average hardness (Vickers hardness) at a location 30 μm apart from the interface between the oxide particle-containing
高強度鋼板の耐かじり性を高めるには、上記のような潤滑性の向上に加え、成形時に粒子が発生した後に露出する部位の硬さも重要である。上記のように、酸化物粒子含有領域３の一部又は全部が成形時に微細な粒子となって基部２から離脱する。従って、硬さが重要な部位は、基部２の表層部である。
In order to improve the galling resistance of the high-strength steel sheet, in addition to the improvement in lubricity as described above, the hardness of the portion exposed after the generation of particles during forming is also important. As described above, part or all of the oxide particle-containing
なお、ここでいう硬さとは、ビッカース硬さ試験等で測定されるマクロな硬さを指し、ナノインデンテーション法等により測定される極微小な領域における硬さとは異なる。これは、詳細は後述するが、高強度鋼板１のミクロ組織は複合組織であるため、極微小な領域における硬さでは、その測定箇所の組織の影響を受けやすく、高強度鋼板１の硬さを代表することができないためである。このような知見に基づいて、本発明者は、酸化物粒子含有領域３と基部２との界面から基部２側に３０μｍ離間した箇所における平均硬さを求めた。このとき、平均硬さは、高強度鋼板の圧延方向に互いに１ｍｍ以上離れた３ヶ所以上においてビッカース硬さを測定し、その平均値とした。ビッカース硬さの測定では、荷重を１００ｇｆとした。１００ｇｆの荷重で形成される圧痕の大きさは、フェライト粒径に代表されるミクロ組織の構成単位よりも十分に大きなものとなる。従って、確実にマクロな硬さを評価することができる。
Here, the term “hardness” refers to macro hardness measured by a Vickers hardness test or the like, and is different from hardness in a very small region measured by a nanoindentation method or the like. Although the details will be described later, since the microstructure of the high-strength steel sheet 1 is a composite structure, the hardness in the extremely small region is easily affected by the structure of the measurement location, and the hardness of the high-strength steel sheet 1 This is because it cannot be represented. Based on such knowledge, the present inventor obtained an average hardness at a location 30 μm away from the interface between the oxide particle-containing
なお、ビッカース硬さの測定箇所を酸化物粒子含有領域３と基部２との界面に近い箇所ほど、成形時に粒子が離脱した後の耐かじり性をよく反映するが、当該界面にあまり近い箇所に上記のような十分な大きさの圧痕を形成すると、圧痕が基部２内のみならず酸化物粒子含有領域３にまで及ぶことがある。この場合、粒子が離脱した後の耐かじり性の評価に誤差が生じやすい。当該界面から基部２側に３０μｍ離間した箇所であれば、耐かじり性を十分に反映しながら、測定に十分な大きさ圧痕を形成することができる。
In addition, although the location closer to the interface between the oxide particle-containing
そして、当該箇所における平均硬さと耐かじり性等との関係について検討した結果、以下の事項が見出された。 And as a result of examining the relationship between the average hardness and the galling resistance in the part, the following matters were found.
すなわち、基部２の酸化物粒子含有領域３との界面からの深さが３０μｍの箇所における平均硬さがＨｖ２５０以上であれば、十分な耐かじり性が得られる。当該箇所の硬さが高いほど耐かじり性は向上するため、平均硬さはＨｖ２７５以上であることが好ましく、Ｈｖ３００以上であることが更に好ましい。一方、平均硬さがＨｖ５００超であると、割れ感受性の低下を招くため、成形時に高強度鋼板の取り扱いにおいて不可避の微細な傷を起点とした割れが進展することがある。このため、平均硬さはＨｖ５００以下であることが好ましく、Ｈｖ４５０以下であることが更に好ましい。
That is, sufficient galling resistance can be obtained if the average hardness at a location where the depth from the interface with the oxide particle-containing
なお、高強度鋼板１のミクロ組織は特に限定されないが、基部２の酸化物粒子含有領域３との界面からの深さが３０μｍの箇所において、以下に示すものとなっていることが好ましい。高強度及び耐かじり性に加えて、十分な成形性を確保するためである。
Although the microstructure of the high-strength steel plate 1 is not particularly limited, it is preferably as shown below at a location where the depth from the interface with the oxide particle-containing
フェライトは延性の向上に有効な組織であり、プレス加工における成形性を高める。そして、成形性の向上は、ミクロ組織に面積分率で１０％以上のフェライトが含まれている場合に顕著となる。従って、フェライトの面積分率は１０％以上であることが好ましく、１５％以上であることが更に好ましく、２０％以上であることがより一層好ましい。一方、この面積分率が７５％超であると、高い強度を保つことが困難となることがある。従って、フェライトの面積分率は７５％以下であることが好ましく、６５％以下であることが更に好ましい。 Ferrite is an effective structure for improving ductility and improves formability in press working. The improvement in formability becomes significant when the microstructure contains 10% or more of ferrite in area fraction. Therefore, the area fraction of ferrite is preferably 10% or more, more preferably 15% or more, and even more preferably 20% or more. On the other hand, if the area fraction exceeds 75%, it may be difficult to maintain high strength. Therefore, the area fraction of ferrite is preferably 75% or less, and more preferably 65% or less.
ベイナイト及びベイニティックフェライトは高強度鋼板の成形性を高める。また、ベイナイト及びベイニティックフェライトが含まれていても、強度の低下は小さい。そして、成形性の向上は、ミクロ組織に面積分率で１０％以上のベイニティックフェライト及び／又はベイナイトが含まれている場合に顕著となる。従って、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトの総面積分率は１０％以上であることが好ましく、１５％以上であることが更に好ましく、２０％以上であることがより一層好ましい。一方、この総面積分率が５０％超であると、高い強度を保つことが困難となることがある。従って、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトの総面積分率は５０％以下であることが好ましく、４５％以下であることが更に好ましい。 Bainite and bainitic ferrite enhance the formability of high-strength steel sheets. Moreover, even if bainite and bainitic ferrite are contained, the decrease in strength is small. The improvement in formability is significant when the microstructure contains bainitic ferrite and / or bainite with an area fraction of 10% or more. Therefore, the total area fraction of bainitic ferrite and / or bainite is preferably 10% or more, more preferably 15% or more, and even more preferably 20% or more. On the other hand, if the total area fraction exceeds 50%, it may be difficult to maintain high strength. Accordingly, the total area fraction of bainitic ferrite and / or bainite is preferably 50% or less, and more preferably 45% or less.
焼戻しマルテンサイトは鋼板の強度を高める。また、焼戻しマルテンサイトが含まれていても、延性の劣化は小さい。そして、成形性の向上は、ミクロ組織に面積分率で１０％以上の焼戻しマルテンサイトが含まれている場合に顕著となる。従って、焼戻しマルテンサイトの面積分率は１０％以上であることが好ましく、１５％以上であることが更に好ましく、２０％以上であることがより一層好ましい。一方、焼戻しマルテンサイトの面積分率が５０％超であると、延性が大きく劣化することがある。従って、焼戻しマルテンサイトの面積分率は５０％以下であることが好ましく、４５％以下であることが更に好ましい。 Tempered martensite increases the strength of the steel sheet. Even if tempered martensite is included, the deterioration of ductility is small. The improvement in formability becomes significant when the microstructure contains 10% or more of tempered martensite in area fraction. Accordingly, the area fraction of tempered martensite is preferably 10% or more, more preferably 15% or more, and even more preferably 20% or more. On the other hand, if the area fraction of tempered martensite is more than 50%, the ductility may be greatly deteriorated. Therefore, the area fraction of tempered martensite is preferably 50% or less, and more preferably 45% or less.
焼入れままマルテンサイトは鋼板の強度を飛躍的に高めるが、一方で破壊の起点となってプレス成形性を劣化させる。そして、プレス成形性の劣化は、ミクロ組織に面積分率で３０％超の焼入れままマルテンサイトが含まれている場合に顕著となる。従って、焼入れままマルテンサイトの面積分率は３０％以下であることが好ましく、２５％以下であることが更に好ましく、１５％以下であることがより一層好ましい。 As-quenched martensite dramatically increases the strength of the steel sheet, but on the other hand, it becomes a starting point of fracture and deteriorates press formability. And deterioration of press formability becomes remarkable when the martensite is contained in the microstructure with the area fraction exceeding 30% as quenched. Accordingly, the area fraction of martensite as quenched is preferably 30% or less, more preferably 25% or less, and even more preferably 15% or less.
残留オーステナイトは鋼板の延性を飛躍的に高める。そして、延性の向上は、ミクロ組織に面積分率で２％以上の残留オーステナイトが含まれている場合に顕著となる。従って、残留オーステナイトの面積分率は２％以上であることが好ましく、５％以上であることが更に好ましい。一方、残留オーステナイトの面積分率を２５％超とするには、Ｃ及びＭｎ等のオーステナイト安定化元素を多量に添加する必要があるため、溶接性が著しく劣化することがある。従って、残留オーステナイトの面積分率は２５％以下であることが好ましく、２０％以下であることが更に好ましい。 Residual austenite dramatically increases the ductility of the steel sheet. And the improvement of ductility becomes remarkable when 2% or more of retained austenite is included in the microstructure in the area fraction. Therefore, the area fraction of retained austenite is preferably 2% or more, and more preferably 5% or more. On the other hand, in order to increase the area fraction of retained austenite to more than 25%, it is necessary to add a large amount of austenite stabilizing elements such as C and Mn, so that the weldability may be significantly deteriorated. Accordingly, the area fraction of retained austenite is preferably 25% or less, and more preferably 20% or less.
なお、これらのミクロ組織に含まれる各組織の面積分率は、例えば、以下に示す方法により測定できる。 In addition, the area fraction of each structure | tissue contained in these micro structures can be measured by the method shown below, for example.
フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト及びフレッシュマルテンサイトの面積分率は、ＦＥ−ＳＥＭを用いて、基部２の酸化物粒子含有領域３との界面からの深さが３０μｍの点を中心とする視野の観察により測定することができる。この観察用の試料の作製では、例えば、高強度鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングする。ＦＥ−ＳＥＭで観察した観察面の面積は、例えば一辺が３０μｍの正方形の面積とすることができ、各観察面において各組織は、以下に示すように区別できる。
The area fraction of ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite and fresh martensite is a point where the depth from the interface with the oxide particle-containing
フェライトは塊状の結晶粒であって、内部に長径が１００ｎｍ以上の鉄系炭化物が無い領域である。なお、フェライトの面積分率は、最高加熱温度において残存するフェライト、及びフェライト変態温度域で新たに生成したフェライトの面積分率の和である。製造中にフェライトの面積分率を直接測定することは困難であるが、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの面積分率とすることができる。 Ferrite is a massive crystal grain, and is an area where there is no iron-based carbide having a major axis of 100 nm or more. The area fraction of ferrite is the sum of the area fraction of ferrite remaining at the maximum heating temperature and the ferrite newly generated in the ferrite transformation temperature range. It is difficult to directly measure the area fraction of ferrite during manufacturing, but it is the same as cutting a small piece of cold-rolled steel before passing through the continuous annealing line and passing the small piece through the continuous annealing line. Annealing is performed with a temperature history, a change in the volume of the ferrite of the small piece is measured, and a numerical value calculated using the result can be used as the area fraction of the ferrite.
ベイニティックフェライトは、ラス状及び／又は板状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径が２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。 Bainitic ferrite is an aggregate of lath and / or plate-like crystal grains and does not contain iron-based carbide having a major axis of 20 nm or more inside the lath.
ベイナイトは、ラス状及び／又は板状の結晶粒の集合であり、結晶粒の内部に長径が２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、更にそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一の方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものを意味している。 Bainite is a collection of lath-like and / or plate-like crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the crystal grains, and these carbides are a single variant, that is, in the same direction. Belongs to the group of iron carbides extended to Here, the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extension direction of the iron-based carbide group is within 5 °.
焼戻しマルテンサイトは、ラス状及び／又は板状の結晶粒の集合であり、結晶粒の内部に長径が２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を複数有し、更にそれらの炭化物が複数のバリアント、すなわち異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。 Tempered martensite is a collection of lath and / or plate-like crystal grains, and has a plurality of iron-based carbides having a major axis of 20 nm or more inside the crystal grains, and these carbides have a plurality of variants, that is, different directions. Belong to a plurality of iron-based carbide groups.
また、残留オーステナイトの面積分率は、基部２の酸化物粒子含有領域３との界面からの深さが３０μｍの、高強度鋼板１の板面に平行な面を観察面としたＸ線解析から算出することができる。
Further, the area fraction of retained austenite is based on an X-ray analysis using a plane parallel to the plate surface of the high-strength steel sheet 1 having a depth of 30 μm from the interface with the oxide particle-containing
なお、高強度鋼板１のミクロ組織に、パーライト及び／又は粗大なセメンタイト等の上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板１のミクロ組織に含まれるパーライト及び／又は粗大なセメンタイトが過剰となると、延性が劣化する。そして、延性の劣化は、パーライト及び／又は粗大なセメンタイトの総面積分率が１０％超である場合に、顕著となる。従って、パーライト及び／又は粗大なセメンタイトの総面積分率は１０％以下であることが好ましく、５％以下であることが更に好ましい。 Note that the microstructure of the high-strength steel sheet 1 may include other structures such as pearlite and / or coarse cementite. However, when the pearlite and / or coarse cementite contained in the microstructure of the high-strength steel sheet 1 is excessive, the ductility deteriorates. And ductility deterioration becomes remarkable when the total area fraction of pearlite and / or coarse cementite exceeds 10%. Therefore, the total area fraction of pearlite and / or coarse cementite is preferably 10% or less, and more preferably 5% or less.
なお、ＦＥ−ＳＥＭを用いて結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることによって、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトは互いに容易に区別しうる。 Note that bainite and tempered martensite can be easily distinguished from each other by observing the iron-based carbide inside the crystal grains using FE-SEM and examining the elongation direction.
また、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは十分に腐食されない。従って、ＦＥ−ＳＥＭによる観察において上述の組織（フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト）とは明瞭に区別される。 Further, fresh martensite and retained austenite are not sufficiently corroded by nital etching. Therefore, in the observation by FE-SEM, it is clearly distinguished from the above structure (ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempered martensite).
従って、フレッシュマルテンサイトの面積分率は、ＦＥ−ＳＥＭにて観察された腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線によって測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求められる。 Therefore, the area fraction of fresh martensite is obtained as a difference between the area fraction of the non-corroded region observed by FE-SEM and the area fraction of retained austenite measured by X-ray.
なお、酸化物粒子含有領域３は、基部２の両面に存在している必要はなく、少なくともプレス成形時に金型が接する面に設けられていればよい。
The oxide particle-containing
次に、高強度鋼板１の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the high strength steel plate 1 will be described.
先ず、上述した化学成分（組成）を有するスラブを鋳造する。このスラブとしては、連続鋳造スラブや薄スラブキャスター等で製造したもの等を用いることができる。 First, a slab having the above-described chemical component (composition) is cast. As this slab, what was manufactured with the continuous casting slab, the thin slab caster, etc. can be used.
次いで、スラブの熱間圧延を行う。この熱間圧延では、圧延条件を制御して、熱延鋼板の表層におけるスケールの形成、及びスケールと地鉄との界面から地鉄側におけるＳｉ及び／又はＭｎが偏在した領域の形成を進める。また、コイルの巻取り条件を制御し、スケールと地鉄との界面から地鉄側におけるＳｉ及び／又はＭｎを含む微細な酸化物粒子の形成を進める。具体的には、スラブを１０５０℃以上に加熱し、直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、１２５０℃から８００℃の温度域において、式１で表わされるパラメータＰの値が５．０〜１０．０となる条件で圧延を行い、最終圧延温度を８４０℃以上とし、５５０℃〜７５０℃の温度域にて巻取る。 Next, hot rolling of the slab is performed. In this hot rolling, the rolling conditions are controlled to advance the formation of a scale in the surface layer of the hot-rolled steel sheet and the formation of a region in which Si and / or Mn are unevenly distributed on the side of the base iron from the interface between the scale and the base iron. In addition, the coil winding conditions are controlled, and the formation of fine oxide particles containing Si and / or Mn on the ground iron side from the interface between the scale and the ground iron is advanced. Specifically, the slab is heated to 1050 ° C. or higher, directly or once cooled, then heated to 1050 ° C. or higher, and the value of the parameter P represented by Formula 1 is 5.0 in the temperature range from 1250 ° C. to 800 ° C. Rolling is performed under the conditions of ˜10.0, the final rolling temperature is set to 840 ° C. or higher, and winding is performed in a temperature range of 550 ° C. to 750 ° C.
スラブを加熱する温度が１０５０℃未満であると、仕上げ圧延温度がＡｒ３点を下回わる可能性が生じる。仕上げ圧延温度がＡｒ３点を下回わると、熱間圧延がフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となって、熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織になる場合がある。熱延鋼鈑の組織が不均質な混粒組織である場合、熱間圧延後に冷間圧延及び焼鈍を行ったとしても、不均質な混合組織が解消されず、焼鈍の後に得られる高強度鋼板の成形性が損なわれる。従って、スラブを加熱する温度は１０５０℃以上とする。なお、スラブ（鋼片）を効率良く均一に加熱するために、この加熱温度は１１５０℃以上とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが、１３５０℃超に加熱すると、熱延鋼板の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがあるため、１３５０℃以下とすることが好ましい。また、経済性の観点から、加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。 If the temperature for heating the slab is less than 1050 ° C., the finish rolling temperature may be lower than the Ar3 point. When the finish rolling temperature is lower than the Ar3 point, the hot rolling becomes a two-phase rolling of ferrite and austenite, and the structure of the hot rolled steel sheet may become a heterogeneous mixed grain structure. When the structure of the hot rolled steel sheet is a heterogeneous mixed grain structure, even if cold rolling and annealing are performed after hot rolling, the heterogeneous mixed structure is not eliminated and the high strength steel sheet obtained after annealing The moldability of is impaired. Therefore, the temperature which heats a slab shall be 1050 degreeC or more. In addition, in order to heat a slab (steel piece) efficiently and uniformly, it is preferable that this heating temperature shall be 1150 degreeC or more. The upper limit of the heating temperature is not particularly defined, but if heated to over 1350 ° C., the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet becomes coarse and the workability may be impaired. Moreover, it is preferable that heating temperature shall be 1300 degrees C or less from a viewpoint of economical efficiency.
式１で表わされるパラメータＰは、一般的な拡散律速成長を表す式３から導出したパラメータであり、表層のスケールと地鉄との界面から地鉄側におけるＳｉ及びＭｎの偏在の度合いを表している。このパラメータＰの値が大きいほど、スケールの形成に伴う母材からスケールの方向へ向かうＳｉ及び／又はＭｎ原子の拡散が進み、スケールと地鉄との界面から地鉄側においてＳｉ及び／又はＭｎが偏在した領域が形成される。ただし、１２５０℃を超える温度域、及び８００℃未満の温度域では、Ｓｉ及びＭｎのスケール方向へ向かう拡散は無視できるほど小さいことから、パラメータＰの値は１２５０℃から８００℃の温度域において考慮すれば十分である。
The parameter P expressed by Equation 1 is a parameter derived from
なお、式３中の「Ｌ」は成長距離を示し、「Ｅ」は定数であり、「Ｄ」は拡散係数を示し、「ｔ」は経過時間を示す。
In
そして、パラメータＰの値が５．０未満であると、Ｓｉ及びＭｎの偏在が十分に進まず、以降の工程において微細な酸化物粒子を地鉄の表層付近に十分に生成させることが困難となる。従って、熱間圧延はパラメータＰの値が５．０以上となる条件で行う。また、パラメータＰの値が５．５以上となる条件で熱間圧延を行うことが好ましく、６．０以上となる条件で熱間圧延を行うことが更に好ましい。一方、パラメータＰの値が１０．０を超えると、熱間圧延中に鋼板の表面から脱炭が進み、地鉄の表面に近い領域の炭素濃度が低下し、基部２の酸化物粒子含有領域３との界面から３０μｍの深さにおける硬さが低下して、耐かじり性が劣化する。従って、熱間圧延はパラメータＰの値が１０．０以下となる条件で行う。また、パラメータＰの値が９．０以下となる条件で熱間圧延を行うことが好ましく、８．５以下となる条件で熱間圧延を行うことが更に好ましい。 And when the value of the parameter P is less than 5.0, the uneven distribution of Si and Mn does not proceed sufficiently, and it is difficult to sufficiently generate fine oxide particles in the vicinity of the surface layer of the ground iron in the subsequent steps. Become. Accordingly, the hot rolling is performed under the condition that the value of the parameter P is 5.0 or more. Moreover, it is preferable to perform hot rolling on the conditions from which the value of the parameter P will be 5.5 or more, and it is still more preferable to perform hot rolling on the conditions used as 6.0 or more. On the other hand, if the value of parameter P exceeds 10.0, decarburization proceeds from the surface of the steel sheet during hot rolling, the carbon concentration in the region close to the surface of the base iron decreases, and the oxide particle-containing region in the base 2 The hardness at a depth of 30 μm from the interface with 3 decreases, and the galling resistance deteriorates. Accordingly, the hot rolling is performed under the condition that the value of the parameter P is 10.0 or less. Moreover, it is preferable to perform hot rolling on the conditions from which the value of the parameter P will be 9.0 or less, and it is still more preferable to perform hot rolling on the conditions used as 8.5 or less.
また、熱間圧延の最終圧延温度（熱間圧延の完了温度）が８４０℃未満であると、圧延における反力が大きくなり、熱間鋼板の形状が損なわれる。従って、熱間圧延の最終圧延温度は８４０℃以上とする。また、熱間鋼板の形状をより良好に維持するために、熱間圧延の最終圧延温度は８６０℃以上とすることが好ましく、８８０℃以上とすることが更に好ましい。 Moreover, when the final rolling temperature (completion temperature of hot rolling) of hot rolling is less than 840 ° C., the reaction force in rolling increases, and the shape of the hot steel sheet is impaired. Therefore, the final rolling temperature of hot rolling is set to 840 ° C. or higher. Further, in order to better maintain the shape of the hot steel plate, the final rolling temperature of the hot rolling is preferably 860 ° C. or higher, and more preferably 880 ° C. or higher.
熱間圧延が完了してから熱延コイルとして巻取るまでの冷却速度は、パラメータＰの値が５．０〜１０．０となればよい。 The cooling rate from the completion of hot rolling to the winding as a hot rolled coil may be such that the value of parameter P is 5.0 to 10.0.
巻取り温度の制御は、高強度鋼板１の製造において重要である。巻取り温度が５５０℃未満では、巻取り後に地鉄においてＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物が十分に生成しないため、耐かじり性が劣化する。一方、巻取り温度が７５０℃を超えると、地鉄の最表層からの脱炭が進行し、酸化物の分散した領域の直下における炭素濃度が低下し、それによって当該個所の硬さが低下するため、耐かじり性が劣化する。従って、巻取り温度は５５０℃〜７５０℃とする。また、これらの観点から、巻取り温度は５８０℃以上とすることが好ましく、６００℃以上とすることが更に好ましい。また、巻取り温度は７２０℃以下とすることが好ましく、７００℃以下とすることが更に好ましい。 Control of the coiling temperature is important in manufacturing the high-strength steel sheet 1. When the coiling temperature is less than 550 ° C., the oxide containing Si and / or Mn is not sufficiently formed in the base iron after the coiling, so that the galling resistance is deteriorated. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 750 ° C., decarburization from the outermost surface layer of the base iron proceeds, and the carbon concentration immediately below the region where the oxide is dispersed decreases, thereby decreasing the hardness of the part. Therefore, the galling resistance is deteriorated. Accordingly, the winding temperature is set to 550 ° C to 750 ° C. From these viewpoints, the coiling temperature is preferably 580 ° C. or higher, and more preferably 600 ° C. or higher. Further, the winding temperature is preferably 720 ° C. or less, and more preferably 700 ° C. or less.
巻取ったコイルにおいて、地鉄におけるＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物の生成を十分に進めるため、コイルは徐冷することが重要である。そして、酸化物の生成が停止する４００℃までの冷却時の平均冷却速度が１℃／分超であると、十分な酸化物が生成されない。従って、４００℃までの冷却時の平均冷却速度は１℃／分以下とする。また、この平均冷却速度は０．８℃／分以下とすることが好ましく、０．５℃／分以下とすることが更に好ましい。なお、コイルの平均冷却速度は、コイル周辺の温度を高めたり、断熱材を巻きつけて保温したりすることによって小さくすることができる。平均冷却速度の下限は特に設けないが、０．０３℃／分未満とするにはコイルの再加熱等が必要にあることがあるため、０．０３℃／分以上とすることが好ましい。 In the wound coil, it is important that the coil is gradually cooled in order to sufficiently promote generation of oxides containing Si and / or Mn in the ground iron. And sufficient oxide is not produced | generated as the average cooling rate at the time of cooling to 400 degreeC in which the production | generation of an oxide stops is more than 1 degree-C / min. Therefore, the average cooling rate at the time of cooling to 400 ° C. is set to 1 ° C./min or less. The average cooling rate is preferably 0.8 ° C./min or less, and more preferably 0.5 ° C./min or less. In addition, the average cooling rate of a coil can be made small by raising the temperature around a coil or winding a heat insulating material and keeping heat. Although there is no particular lower limit on the average cooling rate, it may be necessary to set the temperature to 0.03 ° C./min or higher because reheating of the coil or the like may be necessary to make it less than 0.03 ° C./min.
また、本実施形態では、熱延鋼板の酸洗を安定して行うため、熱延鋼板を１００℃以下まで冷却する。この冷却の方法は特に限定されないが、コイルを水冷してもよい。生産コストの観点からは、一度巻取ったコイルを巻きほどき、外気に晒して放冷することが好ましい。 Moreover, in this embodiment, in order to perform pickling of a hot-rolled steel plate stably, a hot-rolled steel plate is cooled to 100 degrees C or less. The cooling method is not particularly limited, but the coil may be water-cooled. From the viewpoint of production cost, it is preferable to unwind the coil once wound and to cool it by exposing it to the outside air.
これらの処理を通じて、図２に示すように、表層から順に、鉄系酸化物のスケール１４、地鉄中にＳｉ及び／又はＭｎを含む微細な酸化物が分散した酸化物粒子含有領域１３、並びに基部１２（母材）が重なった熱延鋼板１１が得られる。
Through these treatments, as shown in FIG. 2, in order from the surface layer, an
次いで、熱延鋼板１１の酸洗を、式２で表わされるパラメータＱの値が０．３〜３．０となる条件で行う。 Next, pickling of the hot-rolled steel sheet 11 is performed under the condition that the value of the parameter Q represented by Formula 2 is 0.3 to 3.0.
この酸洗により、図２（ｂ）に示すように、酸化物粒子含有領域１３を残存させつつ、スケール１４を除去する。パラメータＱは酸洗液の種類、温度、酸洗液中に滞留した時間を基に、酸洗の進行度合いを評価するための指標である。パラメータＱの値が０．３未満では、酸洗が不十分であり、鋼板の表面にスケール１４が残存して、高強度鋼板の外観及び化成処理性が損なわれる。一方、パラメータＱの値が３．０を超えると、酸化物粒子含有領域１３までもが酸洗液に過度に浸食されて、耐かじり性を高める効果が得られなくなる。従って、酸洗はパラメータＱの値が０．３〜３．０となる条件で行う。また、これらの観点から、パラメータＱの値が０．５以上となる条件で酸洗を行うことが好ましく、２．８以下となる条件で行うことが好ましい。酸洗の回数は、１回でも複数回でもよい。
By this pickling, as shown in FIG. 2B, the
酸洗の後、熱延鋼板１１を３５％〜７５％の圧下率で冷間圧延して、冷延鋼板を得る。このときの圧下率が３５％未満であると、冷延鋼板の形状を平坦に保つことが困難となる。一方、圧下率が７５％を超える冷間圧延では、冷間圧延時の圧延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。従って、冷間圧延の圧下率は３５％〜７５％とする。また、これらの観点から、圧下率は４０％以上であることが好ましく、７０％以下であることが好ましい。なお、冷間圧延時のパスの回数、及び各パス毎の圧下率は特に限定されない。 After pickling, the hot-rolled steel sheet 11 is cold-rolled at a rolling reduction of 35% to 75% to obtain a cold-rolled steel sheet. If the rolling reduction at this time is less than 35%, it is difficult to keep the shape of the cold-rolled steel sheet flat. On the other hand, in cold rolling in which the rolling reduction exceeds 75%, the rolling load at the time of cold rolling becomes too large and cold rolling becomes difficult. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is set to 35% to 75%. From these viewpoints, the rolling reduction is preferably 40% or more, and preferably 70% or less. In addition, the frequency | count of the pass at the time of cold rolling, and the rolling reduction for every pass are not specifically limited.
冷間圧延後、冷延鋼板を、例えば連続焼鈍ラインに通板させて、図２（ｃ）に示すように、高強度鋼板１を得る。つまり、冷間圧延及び焼鈍を経て、基部１２が基部２となり、酸化物粒子含有領域１３が酸化物粒子含有領域３となった高強度鋼板１が得られる。この焼鈍での最高加熱温度が７６０℃未満では、冷間圧延において多量の転位が導入された部位が、焼鈍後まで残り、延性が大幅に劣化する。従って、最高加熱温度は７６０℃以上とする。最高加熱温度の上限は特に規定しないが、９００℃を超えると焼鈍後の鋼板における粒径が大きくなり、特性が損なわれることがあるため、９００℃以下とすることが好ましい。
After cold rolling, the cold-rolled steel sheet is passed through, for example, a continuous annealing line to obtain a high-strength steel sheet 1 as shown in FIG. That is, the high strength steel sheet 1 in which the
焼鈍工程において強度と延性に優れたミクロ組織を得るため、最高加熱温度から室温までの冷却条件を制御することが好ましい。７３０℃〜５５０℃間ではパーライト組織が過度に生成することを防ぐため、平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却を行うことが好ましい。この観点から冷却速度は７℃／ｓ以上であることがさらに好ましい。該冷却速度の上限は特に規定しないが、２００℃／ｓを超えるとミクロ組織への影響は見られず、一方で製造コストが大きく上昇することから、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。 In order to obtain a microstructure with excellent strength and ductility in the annealing process, it is preferable to control the cooling conditions from the maximum heating temperature to room temperature. In order to prevent excessive formation of a pearlite structure between 730 ° C. and 550 ° C., it is preferable to perform cooling at an average cooling rate of 5 ° C./s or more. From this viewpoint, the cooling rate is more preferably 7 ° C./s or more. The upper limit of the cooling rate is not particularly specified, but if it exceeds 200 ° C./s, no influence on the microstructure is observed, and on the other hand, the production cost is greatly increased.
また、冷却停止温度はＭｓ点以下とすることが好ましい。これは鋼板の一部をマルテンサイト変態させ、その後に再加熱を施し、優れた特性を有する焼戻しマルテンサイトを得るためである。この観点から冷却停止温度は（Ｍｓ点−１０℃）以下とすることがより好ましく、（Ｍｓ点−２０℃）以下とすることが更に好ましい。冷却停止温度の下限は特に規定しないが、冷却停止温度が低いと残留オーステナイトが残らず、十分な延性が得られない場合がある。この観点から、冷却停止温度は（Ｍｓ点−１５０℃）以上とすることが好ましい。 The cooling stop temperature is preferably set to the Ms point or lower. This is in order to obtain a tempered martensite having excellent characteristics by subjecting a part of the steel sheet to martensite transformation and then reheating. From this viewpoint, the cooling stop temperature is more preferably (Ms point −10 ° C.) or less, and further preferably (Ms point −20 ° C.) or less. The lower limit of the cooling stop temperature is not particularly defined, but if the cooling stop temperature is low, residual austenite does not remain and sufficient ductility may not be obtained. From this viewpoint, the cooling stop temperature is preferably set to (Ms point−150 ° C.) or higher.
焼戻しマルテンサイトを得るため、冷却停止後にＭｓ点〜Ｂｓ点間の温度まで再加熱することが好ましい。再加熱温度がＢｓ点を超えると、焼戻しにより生成する鉄系炭化物が粗大化し、延性が劣化する。このため、再加熱温度はＢｓ点以下とすることが好ましい。また、再加熱温度がＭｓ点未満では、焼戻しによる微細な炭化物の生成が不十分となり、延性が十分に向上しない。このため、再加熱温度はＭｓ点以上とすることが好ましい。 In order to obtain tempered martensite, it is preferable to reheat to a temperature between the Ms point and the Bs point after cooling is stopped. When the reheating temperature exceeds the Bs point, iron-based carbides generated by tempering become coarse and ductility deteriorates. For this reason, it is preferable that reheating temperature shall be below Bs point. If the reheating temperature is lower than the Ms point, fine carbides are not sufficiently generated by tempering, and ductility is not sufficiently improved. For this reason, it is preferable that reheating temperature shall be more than Ms point.
なお、Ｍｓ点は下記の式により求められる。
Ｍｓ点（℃）＝５４１−４７４［Ｃ］／（１−ＶＦ）−１５［Ｓｉ］−３５［Ｍｎ］−１７［Ｃｒ］−１７［Ｎｉ］＋１９［Ａｌ］
上記式において、ＶＦはフェライトの面積分率を示し、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ａｌ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌの添加量（質量％）である。以下の式においても同様である。なお、製造中にフェライトの面積分率を直接測定することは困難であるため、本発明においてＭｓ点を決定するにあたっては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライトの面積分率の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値をフェライトの面積分率ＶＦとしている。
The Ms point is obtained by the following formula.
Ms point (° C) = 541-474 [C] / (1-VF) -15 [Si] -35 [Mn] -17 [Cr] -17 [Ni] +19 [Al]
In the above formula, VF represents the area fraction of ferrite, and [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ni], and [Al] are C, Si, Mn, Cr, Ni, The amount of Al added (% by mass). The same applies to the following equations. In addition, since it is difficult to directly measure the area fraction of ferrite during manufacture, in determining the Ms point in the present invention, cut out a small piece of cold-rolled steel sheet before passing through a continuous annealing line, Annealing with the same temperature history as when passing a small piece through a continuous annealing line, measuring the change in the ferrite area fraction of the small piece, and using the result calculated as the ferrite area fraction VF .
また、Ｂｓ点は下記の式により求められる。
Ｂｓ点［℃］＝８２０−２９０［Ｃ］／（１−ＶＦ）−３７［Ｓｉ］−９０［Ｍｎ］−６５［Ｃｒ］−５０［Ｎｉ］＋７０［Ａｌ］
Further, the Bs point is obtained by the following formula.
Bs point [° C.] = 820-290 [C] / (1-VF) −37 [Si] −90 [Mn] −65 [Cr] −50 [Ni] +70 [Al]
焼鈍後の鋼板の形状を矯正するため、冷間で圧延を施してもかまわない。圧延条件は特に規定しないが、圧延率が０．０１％未満では十分な効果が得られないことから、０．０１％以上の圧延を施すことが好ましい。一方、圧延率が１．００％を超えると延性が著しく劣化することから、圧延率は１．００％以下とすることが好ましい。 In order to correct the shape of the steel plate after annealing, it may be cold-rolled. The rolling conditions are not particularly specified, but if the rolling rate is less than 0.01%, a sufficient effect cannot be obtained, so it is preferable to perform rolling at 0.01% or more. On the other hand, if the rolling rate exceeds 1.00%, the ductility deteriorates remarkably, so the rolling rate is preferably 1.00% or less.
このようにして、高強度鋼板１を製造することができる。なお、この製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。 In this way, the high strength steel plate 1 can be manufactured. This manufacturing method is also suitable for processes such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.
表１に示すＡ〜Ｚの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、鋳造後直ちに表２に示す条件で熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗および冷間圧延を施した後、表３に示す条件で焼鈍を施して実験例１〜６４の冷延鋼板とした。 After casting the slab which has the chemical composition (composition) of A to Z shown in Table 1, and performing hot rolling, cooling, winding, pickling and cold rolling under the conditions shown in Table 2 immediately after casting, Annealing was performed under the conditions shown in No. 3 to obtain cold-rolled steel sheets of Experimental Examples 1 to 64.
表４は、実験例１〜６４の表面の酸化物を含む領域の観察結果である。鋼板から圧延方向に平行な面を切り出し、鏡面に研磨した断面を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：field emission scanning electron microscope）を用いて観察を行った。 Table 4 shows the observation results of the regions including oxides on the surfaces of Experimental Examples 1 to 64. A surface parallel to the rolling direction was cut out from the steel plate, and a cross-section polished to a mirror surface was observed using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM).
表５は、実験例１〜６４の鋼板の基部２の酸化物粒子含有領域３との界面からの深さが３０μｍの箇所におけるミクロ組織分率を測定した結果である。ミクロ組織分率のうち、残留オーステナイト量はＸ線回折によって測定し、他は、圧延方向に平行な面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：field emission scanning electron microscope）を用いて観察して求めた。
Table 5 shows the results of measurement of the microstructure fraction at a location where the depth from the interface with the oxide particle-containing
また、実験例１〜６４の鋼板の基部２の酸化物粒子含有領域３との界面からの深さが３０μｍの箇所におけるビッカース硬さを各鋼板で１０点ずつ測定し、平均値を表５に示した。
Moreover, 10 points | pieces of Vickers hardness in a location whose depth from the interface with the oxide particle containing area |
表５に示す通り、本発明の実施例である実験例１〜３、５〜７、９〜１１、１４、１５、１７〜２４、２６、２７、２９、３０、３２〜５４、５６〜６０では、粒子径が２０ｎｍ以上のＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子が２．５μｍ以下の平均粒子間距離で分散した領域が表面から０．３μｍ〜１５μｍの平均深さの範囲に存在し、その領域における該酸化物粒子の平均粒子径が０．３μｍ以下であり、その領域との界面からの深さが３０μｍの箇所における平均硬さがＨｖ２５０以上であった。 As shown in Table 5, Experimental Examples 1 to 3, 5 to 7, 9 to 11, 14, 15, 17 to 24, 26, 27, 29, 30, 32 to 54, 56 to 60, which are examples of the present invention. Then, a region where oxide particles containing Si and / or Mn having a particle diameter of 20 nm or more are dispersed at an average interparticle distance of 2.5 μm or less is present in a range of an average depth of 0.3 μm to 15 μm from the surface, The average particle diameter of the oxide particles in that region was 0.3 μm or less, and the average hardness at a location where the depth from the interface with the region was 30 μm was Hv250 or more.
これに対し、本発明の比較例である実験例８、１３、１６、３１では粒子径が２０ｎｍ以上のＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子が分散した領域の平均深さが０．３μｍ未満である。また、実験例６３，６４は該酸化物の平均粒子間距離が２．５μｍを超えている。 In contrast, in Experimental Examples 8, 13, 16, and 31, which are comparative examples of the present invention, the average depth of the region in which oxide particles containing Si and / or Mn having a particle diameter of 20 nm or more are dispersed is less than 0.3 μm. It is. In Experimental Examples 63 and 64, the average interparticle distance of the oxide exceeds 2.5 μm.
また、実験例１２、２８、５５、６１は、該酸化物が分散した領域と鋼板基部との界面から深さが３０μｍの箇所における平均硬さがＨｖ２５０未満である。 In Experimental Examples 12, 28, 55, and 61, the average hardness at a portion having a depth of 30 μm from the interface between the region where the oxide is dispersed and the steel plate base is less than Hv250.
表６は、実験例１〜６４の鋼板の特性評価結果である。実験例１〜６４の鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、降伏強度、引張強度、全伸びおよびｎ値を測定した。 Table 6 shows the characteristic evaluation results of the steel plates of Experimental Examples 1 to 64. Tensile test pieces based on JIS Z 2201 were collected from the steel plates of Experimental Examples 1 to 64, and a tensile test was performed based on JIS Z 2241 to measure yield strength, tensile strength, total elongation, and n value.
また、実験例１〜６４の鋼板の耐かじり性を評価した。実験例１〜６４の鋼板から１０ｍｍ幅の鋼片を採取し、防錆油を塗布し、平板金型で垂直面圧３００ＭＰａないし４５０ＭＰａで圧着し、引き抜き速度４００〜５００ｍｍ／ｍｉｎで引き抜いた後、目視で鋼板表面のかじりを評価した。５回の試行で全てかじりが無い鋼板を○、１ないし２回のものを△、それ以外を×とし、垂直面圧３００ＭＰａでは○、４５０ＭＰａでは○あるいは△の鋼板を耐かじり性に優れた鋼板とする。 Moreover, the galling resistance of the steel plates of Experimental Examples 1 to 64 was evaluated. After collecting a 10 mm-wide steel piece from the steel plates of Experimental Examples 1 to 64, applying rust preventive oil, pressing with a flat plate mold at a vertical surface pressure of 300 MPa to 450 MPa, and drawing at a drawing speed of 400 to 500 mm / min, The galling on the steel sheet surface was evaluated visually. Steel plate with no galling after 5 trials, ◯, 1 to 2 times △, other than ×, vertical surface pressure 300MPa, 450MPa ○ or △ steel plate with excellent galling resistance And
表６に示す通り、本発明の実施例である実験例１〜３、５〜７、９〜１１、１４、１５、１７〜２４、２６、２７、２９、３０、３２〜５４、５６〜６０では、高強度と優れた耐かじり性を両立し、かつプレス成形に必要な加工性も有する鋼板が得られた。 As shown in Table 6, Experimental Examples 1 to 3, 5 to 7, 9 to 11, 14, 15, 17 to 24, 26, 27, 29, 30, 32 to 54, 56 to 60, which are examples of the present invention. Then, a steel sheet having both high strength and excellent galling resistance and having workability necessary for press forming was obtained.
一方、本発明の比較例である実験例８、１３、１６、３１、６３、６４では、本発明で規定する粒子径が２０ｎｍ以上のＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子が分散した領域が得られず、耐かじり性評価試験中に鋼板表層からの粒子の発生が不十分となり、耐かじり性が劣化した。 On the other hand, in Experimental Examples 8, 13, 16, 31, 63, and 64, which are comparative examples of the present invention, there are regions in which oxide particles containing Si and / or Mn having a particle diameter of 20 nm or more as defined in the present invention are dispersed. It was not obtained, and the generation of particles from the steel sheet surface layer became insufficient during the anti-galling evaluation test, and the anti-galling property was deteriorated.
また、実験例１２、２８、５５、６１は、酸化物が分散した領域と鋼板基部との界面から深さが３０μｍの箇所における平均硬さがＨｖ２５０未満であり、酸化物が分散した領域が粒子となった後に露出する表面の硬度が低く、耐かじり性が劣化した。 In Experimental Examples 12, 28, 55, and 61, the average hardness at a portion having a depth of 30 μm from the interface between the region where the oxide is dispersed and the steel plate base is less than Hv250, and the region where the oxide is dispersed is a particle. The hardness of the surface exposed after becoming low and galling resistance deteriorated.
本発明の比較例である実験例４はスラブの加熱温度が低く、延性が著しく劣化しており、十分なプレス成形性が得られていない。 In Experimental Example 4, which is a comparative example of the present invention, the heating temperature of the slab is low, the ductility is remarkably deteriorated, and sufficient press formability is not obtained.
また、本発明の比較例である実験例２５では酸化物を含む領域が過度に厚く、引張試験後の試験片表面において、肉眼で多量の粒子が確認でき、外観が著しく損なわれる。 In Experimental Example 25, which is a comparative example of the present invention, the region containing oxide is excessively thick, and a large amount of particles can be confirmed with the naked eye on the surface of the test piece after the tensile test, and the appearance is remarkably impaired.
１：高強度鋼板
２：基部
３：酸化物粒子含有領域
１１：熱延鋼板
１２：基部
１３：酸化物粒子含有領域
１４：スケール
1: High-strength steel plate 2: Base 3: Oxide particle-containing region 11: Hot rolled steel plate 12: Base 13: Oxide particle-containing region 14: Scale
Claims (13)
Ｃ：０．０７５％〜０．３５０％、
Ｓｉ：０．３０％〜２．５０％、
Ｍｎ：１．２０％〜３．５０％、
Ｐ：０．００１％〜０．１００％、
Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００５％〜２．５００％、及び
Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％、
を含有し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
粒子径が２０ｎｍ以上のＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子が２．５μｍ以下の平均粒子間距離で分散した領域が表面から０．３μｍ〜１５μｍの平均深さの範囲に存在し、その領域における該酸化物粒子の平均粒子径が０．３μｍ以下であり、その領域との界面からの深さが３０μｍの箇所における平均硬さがＨｖ２５０以上であることを特徴とする高強度鋼板。 % By mass
C: 0.075% to 0.350%,
Si: 0.30% to 2.50%,
Mn: 1.20% to 3.50%
P: 0.001% to 0.100%,
S: 0.0001% to 0.0100%,
Al: 0.005% to 2.500%, and N: 0.0001% to 0.0100%,
Containing
The balance consists of iron and inevitable impurities,
A region in which oxide particles containing Si and / or Mn having a particle diameter of 20 nm or more are dispersed at an average interparticle distance of 2.5 μm or less is present in a range of an average depth of 0.3 μm to 15 μm from the surface, and the region A high-strength steel sheet having an average particle diameter of 0.3 μm or less and an average hardness of Hv250 or more at a location where the depth from the interface with the region is 30 μm.
Ｔｉ：０．００１％〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００１％〜０．１００％、
Ｖ：０．００１％〜０．５００％、及び
Ｗ：０．０１％〜１．００％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又２に記載の高強度鋼板。 In addition,
Ti: 0.001% to 0.150%,
Nb: 0.001% to 0.100%,
V: 0.001% to 0.500%, and W: 0.01% to 1.00%,
The high-strength steel sheet according to claim 1 or 2, comprising one or more of the following.
Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％、
Ｃｕ：０．０１％〜１．５０％、
Ｎｉ：０．０１％〜１．５０％、及び
Ｍｏ：０．０１％〜０．５０％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。 In addition,
B: 0.0001% to 0.0100%,
Cr: 0.01% to 1.50%,
Cu: 0.01% to 1.50%,
Ni: 0.01% to 1.50%, and Mo: 0.01% to 0.50%,
The high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 3, comprising one or more of the following.
前記ミクロ組織に含まれる焼入れままマルテンサイトの面積分率が３０％以下であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度鋼板。 The microstructure in a region having a depth of 30 μm from the region containing the oxide containing Si and / or Mn is further tempered martensite in an area fraction of 10% to 50%, and one or both of bainite and bainitic ferrite 10% to 50% in total,
The high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 6, wherein the area fraction of the martensite as it is contained in the microstructure is 30% or less.
Ｃ：０．０７５％〜０．３５０％、
Ｓｉ：０．３０％〜２．５０％、
Ｍｎ：１．２０％〜３．５０％、
Ｐ：０．００１％〜０．１００％、
Ｓ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ａｌ：０．００５％〜２．５００％、及び
Ｎ：０．０００１％〜０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを鋳造する工程と、
前記スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、１２５０℃から８００℃の温度域において、式１で表わされるパラメータＰの値が５．０〜１０．０となる条件で熱間圧延を行い、前記熱間圧延の最終圧延温度を８４０℃以上とし、５５０℃〜７５０℃の温度域にて巻取る工程と、
４００℃まで１℃／分以下の平均冷却速度で冷却を行う工程と、
更に１００℃以下まで冷却し、式２で表わされるパラメータＱの値が０．３〜３．０となる条件で酸洗を行う工程と、
３５％〜７０％の圧下率で冷間圧延を施す工程と、
７６０℃以上の最高加熱温度で焼鈍を行う工程と、
を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
C: 0.075% to 0.350%,
Si: 0.30% to 2.50%,
Mn: 1.20% to 3.50%
P: 0.001% to 0.100%,
S: 0.0001% to 0.0100%,
Al: 0.005% to 2.500%, and N: 0.0001% to 0.0100%,
A step of casting a slab containing the balance Fe and inevitable impurities,
The slab is directly or once cooled and then heated to 1050 ° C. or higher, and in the temperature range from 1250 ° C. to 800 ° C., hot rolling is performed under the condition that the value of the parameter P represented by Formula 1 is 5.0 to 10.0. And a final rolling temperature of the hot rolling is set to 840 ° C. or higher and winding in a temperature range of 550 ° C. to 750 ° C.,
A step of cooling to 400 ° C. at an average cooling rate of 1 ° C./min or less;
A step of further cooling to 100 ° C. or lower and pickling under the condition that the value of the parameter Q represented by Formula 2 is 0.3 to 3.0;
Cold rolling at a rolling reduction of 35% to 70%,
Annealing at a maximum heating temperature of 760 ° C. or higher;
A method for producing a high-strength steel sheet, comprising:
Ｔｉ：０．００１％〜０．１５０％、
Ｎｂ：０．００１％〜０．１００％、
Ｖ：０．００１％〜０．５００％、及び
Ｗ：０．０１％〜１．００％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項９〜１１のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。 The slab is further mass%,
Ti: 0.001% to 0.150%,
Nb: 0.001% to 0.100%,
V: 0.001% to 0.500%, and W: 0.01% to 1.00%,
The manufacturing method of the high strength steel plate of any one of Claims 9-11 containing 1 type (s) or 2 or more types of these.
Ｂ：０．０００１％〜０．０１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．５０％、
Ｃｕ：０．０１％〜１．５０％、
Ｎｉ：０．０１％〜１．５０％、及び
Ｍｏ：０．０１％〜０．５０％、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項９〜１２のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。 The slab is further mass%,
B: 0.0001% to 0.0100%,
Cr: 0.01% to 1.50%,
Cu: 0.01% to 1.50%,
Ni: 0.01% to 1.50%, and Mo: 0.01% to 0.50%,
The manufacturing method of the high strength steel plate of any one of Claims 9-12 characterized by including 1 type, or 2 or more types of these.
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