JP2013155427A - High strength steel sheet having excellent workability and method for producing the same - Google Patents
High strength steel sheet having excellent workability and method for producing the same Download PDFInfo
- Publication number
- JP2013155427A JP2013155427A JP2012019113A JP2012019113A JP2013155427A JP 2013155427 A JP2013155427 A JP 2013155427A JP 2012019113 A JP2012019113 A JP 2012019113A JP 2012019113 A JP2012019113 A JP 2012019113A JP 2013155427 A JP2013155427 A JP 2013155427A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- phase
- steel sheet
- temperature
- retained austenite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 58
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 58
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 8
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 50
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract description 24
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 20
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 8
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 23
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 22
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 10
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 8
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 abstract description 36
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 9
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 7
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 7
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 238000000034 method Methods 0.000 description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 3
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 2
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 239000005539 carbonized material Substances 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 230000005484 gravity Effects 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000012827 research and development Methods 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011573 trace mineral Substances 0.000 description 1
- 235000013619 trace mineral Nutrition 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
本発明は、自動車用部品として広範囲に適用可能な加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。
本発明で、加工性とは、主に張出し成形性および伸びフランジ成形性のことをいう。
The present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in workability applicable to a wide range as an automotive part and a method for producing the same.
In the present invention, workability mainly refers to stretch formability and stretch flange formability.
近年の環境保全の観点から、車体軽量化による自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、自動車部品では高強度化による薄肉軽量化が検討されている。しかしながら、鋼板の高強度化に伴い、加工性は低下するため、高強度でかつ加工性の良い鋼板が強く要望されていた。 From the viewpoint of environmental conservation in recent years, improving the fuel efficiency of automobiles by reducing the weight of the vehicle body has become an important issue. For this reason, the reduction in thickness and weight by increasing the strength of automobile parts has been studied. However, as the strength of the steel sheet increases, the workability decreases, so a steel sheet having high strength and good workability has been strongly demanded.
これまでに高強度と良好な加工性を兼ね備えた鋼板については、さまざまな研究開発がなされてきた。その一つとして、鋼板の塑性変形時に起こる残留オーステナイトのTRIP（Transformation Induced Plasticity）現象を利用した、残留オーステナイト鋼板が挙げられる。
例えば、特許文献１には、「質量％で、Ｃ：0.05％以上0.2％以下、Si：0.8％以上2.5％以下、Mn：0.5％以上2.5％以下、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.05％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成、および、面積％で、円相当径0.5μm以下の炭化物：0.05％以上0.3％以下、残留オーステナイト：３％以上15％以下、フェライト：60％以上を含み、マルテンサイト：５％以下である組織を有することを特徴とする高速変形特性および伸び特性に優れる高張力熱延鋼板」が開示されている。
So far, various research and development have been made on steel sheets that have both high strength and good workability. One example is a retained austenitic steel sheet that utilizes the TRIP (Transformation Induced Plasticity) phenomenon of retained austenite that occurs during plastic deformation of the steel sheet.
For example, Patent Document 1 states that “mass%, C: 0.05% to 0.2%, Si: 0.8% to 2.5%, Mn: 0.5% to 2.5%, P: 0.015% or less, S: 0.01% In the following, Al: 0.05% or less, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, and carbide with an equivalent area diameter of 0.5 μm or less: 0.05% to 0.3%, retained austenite: 3% to 15 % High-strength hot-rolled steel sheet excellent in high-speed deformation characteristics and elongation characteristics characterized by having a structure containing not more than%, ferrite: 60% or more, and martensite: not more than 5%.
また、特許文献２には、「平均粒径が10μm以下のフェライトの粒内および粒界に、体積率で３％以上、炭素濃度が質量％で0.9％以上のラス状オーステナイトと、体積率で10％以上の、ラス状もしくは平均粒径が10μm以下の粒状のマルテンサイトとが存在することを特徴とする高強度鋼板」が開示されている。 Further, Patent Document 2 states that “laser austenite having a volume ratio of 3% or more and a carbon concentration of 0.9% or more by mass% in a ferrite grain having an average particle diameter of 10 μm or less, and a volume ratio. A high-strength steel sheet characterized by the presence of 10% or more of lath or granular martensite having an average particle diameter of 10 μm or less is disclosed.
特許文献３には、「重量％で、Ｃ：0.07〜0.14％、Si：0.9〜1.4％、Mn：1.0〜1.8％、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.006％以下、Ca：0.001％以下を含有し、残部が実質的にFeからなる鋼スラブをオーステナイト単相域で仕上圧延後、Ｔc（℃）：450〜650℃の温度範囲で巻取り、フェライト単相の、または、フェライトに加えてパーライトおよびベイナイトのうち１種以上を含む熱延板とした後、｛Ａc1＋20×(650−Ｔc)／200｝〜｛Ａc3−20×(Ｔc−450)／200｝（℃）の温度範囲に10秒以上保持した後、冷却速度10℃/ｓ以上で300〜500℃の温度範囲まで冷却し、その温度範囲で20秒以上保持し、残留オーステナイトを３〜10％含有する鋼板とすることを特徴とする高加工性高強度熱延鋼板の製造方法」が開示されている。 Patent Document 3 states that “in weight percent, C: 0.07 to 0.14%, Si: 0.9 to 1.4%, Mn: 1.0 to 1.8%, P: 0.04% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.1%. , N: 0.006% or less, Ca: 0.001% or less, a steel slab containing the remainder substantially Fe is finish-rolled in the austenite single phase region, and then rolled at a temperature range of Tc (° C.): 450 to 650 ° C. And after forming a hot rolled sheet containing one or more of pearlite and bainite in addition to ferrite single phase or {Ac 1 + 20 × (650−Tc) / 200} to {Ac 3 −20 × Hold for 10 seconds or more in the temperature range of (Tc-450) / 200} (° C), then cool to a temperature range of 300 to 500 ° C at a cooling rate of 10 ° C / s or more and hold for 20 seconds or more in that temperature range. In addition, a method for producing a high workability high strength hot rolled steel sheet, characterized in that the steel sheet contains 3 to 10% of retained austenite is disclosed.
しかしながら、上述した従来技術には、次のような問題があった。
すなわち、特許文献１では、請求項１に記される化学成分および金属組織を有する鋼板とすることにより、真ひずみ0.1までの高速変形時の吸収エネルギーが上昇し、かつ伸び特性も向上するという知見が得られているものの、張出し成形性や伸びフランジ成形性を向上させることに対しては何の指針も与えていない。
However, the above-described conventional technique has the following problems.
That is, in Patent Document 1, the steel sheet having the chemical composition and metal structure described in claim 1 increases the absorption energy at the time of high-speed deformation up to a true strain of 0.1 and also improves the elongation characteristics. However, no guidelines are given for improving the stretch formability and stretch flange formability.
特許文献２では、金属組織が、平均粒径10μm以下のフェライトの粒内および粒界に、体積率で３％以上、炭素濃度が質量 ％で0.9％以上のラス状オーステナイトと、体積率で10％以上の、ラス状もしくは平均粒径が10μm以下の粒状のマルテンサイトで構成される鋼板では、引張り強さTS(MPa)と伸び値(EL)との積TS×ELが20000(MPa・％)以上であることが示されているが、鋼板の成形性の指標である均一伸びと高ひずみ域での加工硬化係数（ｎ値）については明らかにされておらず、近年の高強度でかつ加工性の良い鋼板への要望に対しては十分とは言えない。また、実施例に示されているように強度は702MPa以上であり、現在自動車骨格部材として多く使用されている590MPa級の鋼板については明らかとされていない。 In Patent Document 2, the metallic structure is in a ferrite grain having an average grain size of 10 μm or less and at a grain boundary, lath austenite having a volume ratio of 3% or more and a carbon concentration of 0.9% or more by mass%, and a volume ratio of 10 %, The product TS × EL of tensile strength TS (MPa) and elongation value (EL) is 20000 (MPa ·%) for steel sheets composed of lath or granular martensite with an average grain size of 10 μm or less However, it has not been clarified about the uniform elongation and the work hardening coefficient (n value) in the high strain region, which are indicators of the formability of the steel sheet. It cannot be said that it is sufficient for the demand for steel plates with good workability. Further, as shown in the examples, the strength is 702 MPa or more, and it has not been clarified about a 590 MPa grade steel plate that is currently widely used as an automobile frame member.
特許文献３では、コイルの全長および全幅にわたって材質が均一であり、コイル内材質安定性に優れた残留オーステナイト鋼板の製造方法についての知見は得られているものの、張出し成形性を向上させることに対しては何の指針も与えていない。 In Patent Document 3, although the material is uniform over the entire length and the entire width of the coil and the knowledge about the manufacturing method of the retained austenitic steel sheet having excellent material stability in the coil has been obtained, it is possible to improve the stretch formability. Does not give any guidance.
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、従来明確な指針が与えられていなかった張出し成形性や伸びフランジ成形性を効果的に改善した加工性に優れた高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、張出し成形性は均一伸びとの関係が強く、均一伸びを大きくすることで張り出し性を良好とすることができ、伸びフランジ性は穴広げ率（λ）で評価することができる。
The present invention was developed in view of the above-mentioned present situation, and a high-strength steel sheet excellent in workability, which has effectively improved the stretch formability and stretch flange formability, for which no clear guideline has been given, The object is to propose with an advantageous manufacturing method.
The stretch formability is strongly related to the uniform elongation, and the stretchability can be improved by increasing the uniform elongation, and the stretch flangeability can be evaluated by the hole expansion ratio (λ).
さて、発明者らは、自動車用部品として広範囲に適用可能な加工性に優れた高強度鋼板を得るべく鋭意検討を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
(1) 金属組織は、フェライトを主相とし、残留オーステナイト量および残留オーステナイトを含むフェライト以外の相である第二相の平均粒子間隔を適正化することによって、張出し成形性を高める均一伸びが向上するとともに、伸びフランジ成形性の指標である穴広げ率（λ）が向上する。
(2) 残留オーステナイトの量や第二相の平均粒子間隔を適正化して、大きな均一伸びや穴広げ率（λ）を得て、張出し成形性および伸びフランジ成形性に優れる鋼板を製造するためには、鋼板に添加するＣ量、Si量およびMn量に応じて、熱延後の焼鈍温度を適正な条件に制御する必要がある。
本発明は、上記の知見に基づき開発されたもので、その要旨は以下のとおりである。
Now, as a result of intensive studies to obtain a high-strength steel sheet having excellent workability that can be applied in a wide range as automotive parts, the inventors have obtained the following knowledge.
(1) The metal structure has ferrite as the main phase, and by improving the amount of retained austenite and the average particle spacing of the second phase, which is a phase other than ferrite containing retained austenite, the uniform elongation that improves stretch formability is improved. In addition, the hole expansion ratio (λ), which is an index of stretch flange formability, is improved.
(2) To optimize the amount of retained austenite and the average particle spacing of the second phase to obtain large uniform elongation and hole expansion ratio (λ), and to produce steel sheets with excellent stretchability and stretch flangeability It is necessary to control the annealing temperature after hot rolling to an appropriate condition according to the amount of C, Si and Mn added to the steel sheet.
The present invention has been developed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
１．質量％で、
Ｃ：0.11％以上 0.16％以下、
Si：0.7％以上 1.5％以下、
Mn：1.0％以上 2.0％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.005％以下および
Al：0.07％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、金属組織は、主相であるフェライトと残留オーステナイトを組織全体に対する体積率で５％以上15％以下含む第二相とからなり、該第二相の平均粒子間隔が5.0μm以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
1. % By mass
C: 0.11% or more and 0.16% or less,
Si: 0.7% to 1.5%
Mn: 1.0% or more and 2.0% or less,
P: 0.05% or less,
S: 0.005% or less and
Al: 0.07% or less, the balance is composed of Fe and unavoidable impurities, and the metal structure includes ferrite as the main phase and residual austenite in a volume ratio of 5% to 15% with respect to the entire structure. A high-strength steel sheet excellent in workability, characterized by comprising a phase and having an average particle spacing of 5.0 μm or less in the second phase.
２．質量％で、
Ｃ：0.11％以上 0.16％以下、
Si：0.7％以上 1.5％以下、
Mn：1.0％以上 2.0％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.005％以下および
Al：0.07％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延により熱延板としたのち、該熱延板を、Ａc1変態点以上でかつ下記式(1)を満たす加熱温度Ｔ1(℃)に30ｓ以上300ｓ以下加熱した後、10℃/ｓ以上の冷却速度で300℃以上550℃以下の冷却停止温度Ｔ2まで冷却し、引き続きＴ2以下（T2−50℃）以上の温度域で400ｓ以下の保持を行うことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
記
0.0075×Ｔ1＋0.03×([%Ｃ]＋[%Mn]−[%Si])−5.5≦0.8 --- (1)
ここで、Ｔ1は加熱温度（℃）、[%Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
2. % By mass
C: 0.11% or more and 0.16% or less,
Si: 0.7% to 1.5%
Mn: 1.0% or more and 2.0% or less,
P: 0.05% or less,
S: 0.005% or less and
Al: A steel slab having a composition including 0.07% or less and the balance of Fe and inevitable impurities is used as a hot-rolled sheet by hot rolling, and the hot-rolled sheet is at least the Ac 1 transformation point and the following formula After heating at a heating temperature T 1 (° C.) satisfying (1) for 30 s or more and 300 s or less, it is cooled to a cooling stop temperature T 2 of 300 ° C. or more and 550 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C./s or more, and subsequently T 2 or less. A method for producing a high-strength steel sheet excellent in workability, characterized by holding 400 s or less in a temperature range of (T 2 -50 ° C.) or higher.
Record
0.0075 × T 1 + 0.03 × ([% C] + [% Mn] − [% Si]) − 5.5 ≦ 0.8 --- (1)
Here, T 1 is the heating temperature (° C.), and [% M] is the content of M element (mass%).
本発明によれば、引張強さが590MPa以上、均一伸びが19％以上、穴広げ率が55％以上である加工性に優れた高強度鋼板を得ることができる。
そして、本発明の鋼板を自動車用部品に適用した場合、プレス成形が容易で自動車車体の軽量化に十分に寄与でき、産業上格段の効果を奏する。
According to the present invention, it is possible to obtain a high-strength steel sheet excellent in workability having a tensile strength of 590 MPa or more, a uniform elongation of 19% or more and a hole expansion ratio of 55% or more.
And when the steel plate of this invention is applied to the components for motor vehicles, press molding is easy and can fully contribute to the weight reduction of a motor vehicle body, and there exists a remarkable effect on industry.
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.11％以上 0.16％以下
Ｃは、残留オーステナイトの生成に必要な元素である。本発明では、所望の残留オーステナイト量を得るために0.11％以上のＣ量が必要である。しかし、Ｃ量が0.16％を超えると溶接性が著しく低下する。よって、Ｃ量は0.11％以上 0.16％以下の範囲とする。好ましくは0.12％以上 0.15％以下の範囲である。
Hereinafter, the present invention will be specifically described.
First, the reason why the component composition of the steel sheet is limited to the above range in the present invention will be described. In addition,% showing the following component composition shall mean the mass% unless there is particular notice.
C: 0.11% or more and 0.16% or less C is an element necessary for the formation of retained austenite. In the present invention, in order to obtain a desired retained austenite amount, a C amount of 0.11% or more is required. However, when the C content exceeds 0.16%, the weldability is remarkably lowered. Therefore, the C content is in the range of 0.11% to 0.16%. Preferably it is 0.12% or more and 0.15% or less of range.
Si：0.7％以上 1.5％以下
Siは、固溶強化に寄与する元素である。所望の引張強さである590MPa以上を得るためには、0.7％以上のSi添加が必要であるが、1.5％を超えて添加するとスケールの生成により鋼板の表面性状が悪化する。よって、Si量は0.7％以上 1.5％以下とする。好ましくは0.8％以上 1.2％以下の範囲である。
Si: 0.7% to 1.5%
Si is an element contributing to solid solution strengthening. In order to obtain a desired tensile strength of 590 MPa or more, Si addition of 0.7% or more is necessary. However, if it exceeds 1.5%, the surface properties of the steel sheet deteriorate due to the generation of scale. Therefore, the Si content is 0.7% or more and 1.5% or less. Preferably it is 0.8% or more and 1.2% or less of range.
Mn：1.0％以上 2.0％以下
Mnは、固溶強化によって、または第二相体積率を上昇させることによって、強度を上昇させる元素である。所望の引張強さである590MPa以上を得るためには、1.0％以上のMn添加が必要であるが、2.0％を超えて添加すると強度が上昇し、所望の穴広げ率が得られない。よって、Mn量は1.0％以上 2.0％以下とする。好ましくは1.1％以上 1.5％以下の範囲である。
Mn: 1.0% or more and 2.0% or less
Mn is an element that increases the strength by solid solution strengthening or by increasing the volume fraction of the second phase. In order to obtain the desired tensile strength of 590 MPa or more, Mn addition of 1.0% or more is necessary. However, if the addition exceeds 2.0%, the strength increases and the desired hole expansion rate cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 1.0% or more and 2.0% or less. Preferably it is 1.1% or more and 1.5% or less of range.
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、0.05％を超えて含有すると旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靱性を劣化させる。よって、Ｐ量は0.05％以下とする。好ましくは0.03％以下である。
P: 0.05% or less When P exceeds 0.05%, it segregates at the prior austenite grain boundaries and degrades the low-temperature toughness. Therefore, the P content is 0.05% or less. Preferably it is 0.03% or less.
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、少ないほど好ましい。Ｓ量が0.005％を超えて含有された場合、旧オーステナイト粒界へのＳ偏析や鋼板中へのMnＳの析出により、穴広げ率の低下を招く。よって、Ｓ量は0.005％以下とする。好ましくは0.004％以下である。
S: 0.005% or less The smaller the S, the better. When the S content exceeds 0.005%, the hole expansion rate is reduced due to S segregation at the prior austenite grain boundaries and precipitation of MnS into the steel sheet. Therefore, the S amount is 0.005% or less. Preferably it is 0.004% or less.
Al：0.07％以下
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を十分得る上では、0.02％以上含有させることが好ましい。しかし、0.07％を超えてAlを添加すると介在物が多量に発生し、鋼板のヘゲの原因となる。よって、Al量は0.07％以下とする。好ましくは0.05％以下である。
Al: 0.07% or less
Al is added as a steel deoxidizer, and is an effective element for improving the cleanliness of steel. In order to obtain this effect sufficiently, it is preferable to contain 0.02% or more. However, if Al is added in excess of 0.07%, a large amount of inclusions are generated, causing galling of the steel sheet. Therefore, the Al content is 0.07% or less. Preferably it is 0.05% or less.
なお、上記以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物のうち、例えばＯは、非金属介在物を形成して品質に悪影響を及ぼすため、0.003％以下に低減することが望ましい。
また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、CuやNi，Sn，Sb等を0.05％以下の範囲であれば含有してもよい。
The balance other than the above is Fe and inevitable impurities. Of unavoidable impurities, for example, O forms non-metallic inclusions and adversely affects quality, so it is desirable to reduce it to 0.003% or less.
In the present invention, Cu, Ni, Sn, Sb, etc. may be contained as trace elements that do not impair the operational effects of the present invention within a range of 0.05% or less.
次に、本発明において、金属組織を前記の範囲に限定した理由について説明する。
相構成：フェライトと第二相
本発明では、高強度化と加工性の向上を図るため、主相であるフェライト相と残留オーステナイトを含む第二相からなるミクロ組織とする。
ここで、フェライト相主相とは、フェライト相が体積率で70％以上であることを意味する。好ましくは80％以上である。
また、第二相とは、フェライト以外の鋼組織を意味する。
Next, the reason why the metal structure is limited to the above range in the present invention will be described.
Phase structure: ferrite and second phase In the present invention, in order to increase the strength and improve the workability, the microstructure is composed of a ferrite phase as a main phase and a second phase containing residual austenite.
Here, the ferrite phase main phase means that the ferrite phase is 70% or more by volume. Preferably it is 80% or more.
The second phase means a steel structure other than ferrite.
残留オーステナイト：組織全体に対する体積率で５％以上15％以下
本発明において、残留オーステナイトの体積率を制御することは極めて重要である。残留オーステナイトの体積率は均一伸びに大きく影響する。つまり、残留オーステナイトの体積率が５％未満では所望とする均一伸びが得られない。このため、残留オーステナイトの体積率は、組織全体に対する体積率で５％以上とする必要がある。
残留オーステナイトの体積率の上昇に伴い均一伸びは上昇するため、張出し成形性の向上のためには残留オーステナイトの体積率の上限は制限されることはない。しかし、フランジなどの打ち抜き加工部の近傍では、残留オーステナイトがマルテンサイト変態にするために、マイクロボイドが発生し、穴広げ率を低下させる場合がある。従って、残留オーステナイト量の体積率は15％以下に制限する。
Residual austenite: 5% or more and 15% or less in volume ratio with respect to the whole structure In the present invention, it is extremely important to control the volume ratio of retained austenite. The volume fraction of retained austenite greatly affects the uniform elongation. That is, if the volume fraction of retained austenite is less than 5%, the desired uniform elongation cannot be obtained. For this reason, the volume ratio of retained austenite needs to be 5% or more in terms of the volume ratio with respect to the entire structure.
Since the uniform elongation increases as the volume ratio of retained austenite increases, the upper limit of the volume ratio of retained austenite is not limited in order to improve stretchability. However, in the vicinity of a punched portion such as a flange, the retained austenite causes martensitic transformation, so that microvoids are generated and the hole expansion rate may be reduced. Therefore, the volume ratio of the amount of retained austenite is limited to 15% or less.
第二相の平均粒子間隔：5.0μm以下
本発明において、第二相の平均粒子間隔を制御することは、均一伸びを向上させ、ひいては優れた張出し性を得る上で極めて重要である。第二相の平均粒子間隔は、鋼板中の第二相粒子分散度を示す。この平均粒子間隔が5.0μm超えでは、第二相１個当りの平均粒径が大きく、点在していることを示す。この場合は、第二相内のＣ濃度が低下するために、残留オーステナイト中のＣ濃度が低下し、均一伸びの上昇に寄与する残留オーステナイトが得られないことから、目標とする均一伸びが得られない。よって、平均粒子間隔は5.0μm以下にする必要がある。平均粒子間隔は小さいほど、均一伸びは向上する傾向にある。この場合は、第二相１個当りの平均粒径が小さく、分散していることを示す。しかし、平均粒子間隔が1.0μm未満では、第二相が偏在していることを示すため、目標とする均一伸びは得られるものの、均一伸びは幾分低下する。よって、平均粒子間隔は1.0μm以上とすることが好ましい。
Average particle spacing of the second phase: 5.0 μm or less In the present invention, controlling the average particle spacing of the second phase is extremely important for improving uniform elongation and thus obtaining excellent overhanging properties. The average particle spacing of the second phase indicates the degree of second phase particle dispersion in the steel sheet. When the average particle spacing exceeds 5.0 μm, the average particle size per second phase is large, indicating that it is scattered. In this case, since the C concentration in the second phase is lowered, the C concentration in the retained austenite is lowered, and the retained austenite contributing to the increase in uniform elongation cannot be obtained. I can't. Therefore, the average particle spacing needs to be 5.0 μm or less. As the average particle spacing is smaller, the uniform elongation tends to be improved. In this case, the average particle size per second phase is small, indicating that it is dispersed. However, if the average particle spacing is less than 1.0 μm, it indicates that the second phase is unevenly distributed, so that the target uniform elongation can be obtained, but the uniform elongation is somewhat reduced. Therefore, the average particle spacing is preferably 1.0 μm or more.
なお、本発明において、第二相は主に残留オーステナイトとマルテンサイトで構成される。第二相の体積率は好ましくは５％以上30％以下である。これは第二相の体積率が30％を超える場合は、穴広げ率を低下させる場合があるためである。
なお、その他、第二相としてベイナイトや炭化物を有する場合があるが、これらは体積率にして２％以下であれば、本発明の効果が損なわれることはない。
In the present invention, the second phase is mainly composed of retained austenite and martensite. The volume fraction of the second phase is preferably 5% or more and 30% or less. This is because if the volume fraction of the second phase exceeds 30%, the hole expansion rate may be lowered.
In addition, although it may have bainite and a carbide | carbonized_material as a 2nd phase, if these are 2% or less by volume ratio, the effect of this invention will not be impaired.
以上、述べたとおり、張出し成形性の評価指標である均一伸びと伸びフランジ成形性の指標である穴広げ率を向上させるためには、残留オーステナイトの体積率および第二相の平均粒子間隔を適正化することが重要である。
ここで、第二相の体積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚方向断面を研磨した後、ナイタール液で腐食し、光学顕微鏡で倍率：1000倍で３視野撮影して、画像処理により組織の種類を選別して求めた。なお、このような光学顕微鏡での組織観察では、マルテンサイトと残留オーステナイトの明瞭な識別が難しい。このため、残留オーステナイトの体積率は、板厚１/４板面のＸ線回折により測定した。すなわち、板厚1／4位置まで研削した後、化学研磨によりさらに0.1mm研磨した面について、Ｘ線回折装置でMoのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の(200)，(220)，(311)面とｂｃｃ鉄の(200)，(211)，(220)面の積分強度を測定し、これらから 残留オーステナイトの分率を求め、残留オーステナイトの体積率とした。なお、マルテンサイトの体積率は、上記した光学顕微鏡での観察により、残留オーステナイトあるいはマルテンサイトとして観察された組織の体積率から、残留オーステナイトの体積率を引いた値として算出した。また、フェライトの体積率は、組織全体（100％）から、第二相の体積率を引いた値として求めた。
第二相の平均粒子間隔は、画像処理により、第二相粒子をボロノイ多角形に変換し、それぞれの多角形の重心を通る直線を２度ピッチで測定し、平均を算出した。
As described above, in order to improve the uniform elongation, which is an evaluation index of stretch formability, and the hole expansion ratio, which is an index of stretch flangeability, the volume ratio of retained austenite and the average particle spacing of the second phase are appropriately set. Is important.
Here, the volume ratio of the second phase is determined by polishing the cross section in the plate thickness direction parallel to the rolling direction of the steel plate, corroding with the nital liquid, photographing 3 fields of view with an optical microscope at a magnification of 1000 times, and performing image processing. The type of organization was selected and determined. Note that it is difficult to clearly distinguish martensite from retained austenite in such a structure observation with an optical microscope. For this reason, the volume ratio of retained austenite was measured by X-ray diffraction of a 1/4 thickness plate surface. That is, after grinding to a thickness of 1/4 position and further polishing by 0.1 mm by chemical polishing, using the Kα line of Mo with an X-ray diffractometer, the (200), (220), (311) of fcc iron ) Surface and bcc iron's (200), (211), (220) surface integral strength was measured, and the fraction of retained austenite was determined from these to obtain the volume fraction of retained austenite. The volume fraction of martensite was calculated as a value obtained by subtracting the volume fraction of retained austenite from the volume fraction of the structure observed as retained austenite or martensite by observation with the above-described optical microscope. The volume fraction of ferrite was determined as a value obtained by subtracting the volume fraction of the second phase from the entire structure (100%).
The average particle spacing of the second phase was calculated by converting the second phase particles into a Voronoi polygon by image processing, measuring a straight line passing through the center of gravity of each polygon at a pitch of 2 degrees.
次に、本発明の好適製造条件について説明する。
鋼スラブ：使用する鋼スラブは、転炉等の公知の溶製方法で溶製した溶鋼を、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造で鋼スラブとすることが好ましいが、造塊法で製造することもできる。
Next, preferred manufacturing conditions of the present invention will be described.
Steel slab: The steel slab to be used is preferably a steel slab produced by continuous casting in order to prevent macro segregation of components from a molten steel smelted by a known melting method such as a converter. It can also be manufactured.
熱間圧延：このようにして製造された鋼スラブは、室温まで冷却後、あるいは室温まで冷却せずに加熱炉で再加熱したり、加熱炉を通さずに高温のまま保熱して、熱間圧延に共される。熱延条件は特に限定する必要はないが、所望の成分組成に調整した鋼スラブを1100〜1300℃の範囲の温度に加熱したのち、850〜950℃で熱間圧延を終了し、その後720℃以下で巻き取る工程とすることが好ましい。つまり、鋼スラブの加熱温度が1100℃未満では、素材の変形抵抗が高いため、熱間圧延が困難になる場合がある。一方、1300℃を超えると結晶粒径が粗大化するため、引張強さが低下する場合がある。よって、1100〜1300℃で加熱することが好ましい。また、圧延終了温度が850℃未満では、圧延中にフェライトが生成するため、伸展したフェライトが形成される。伸展したフェライトは穴広げ率の低下を招く場合がある。一方、950℃を超えると結晶粒径が粗大化するため、引張り強さが低下する場合がある。よって、850〜950℃で圧延を終了することが好ましい。
また、圧延終了後の巻取り温度が720℃を超えると、内部酸化層が著しく形成し、化成処理性およ び塗装後耐食性を劣化させる場合がある。よって、巻取り温度は720℃以下とすることが好ましい。
Hot rolling: The steel slab manufactured in this way is either cooled to room temperature, reheated in a heating furnace without cooling to room temperature, or kept at high temperature without passing through the heating furnace. Used for rolling. The hot rolling conditions need not be particularly limited, but after heating the steel slab adjusted to the desired component composition to a temperature in the range of 1100 to 1300 ° C, hot rolling is terminated at 850 to 950 ° C, and then 720 ° C It is preferable to set it as the winding process below. That is, when the heating temperature of the steel slab is less than 1100 ° C., the deformation resistance of the material is high, so that hot rolling may be difficult. On the other hand, when the temperature exceeds 1300 ° C., the crystal grain size becomes coarse, so that the tensile strength may decrease. Therefore, it is preferable to heat at 1100-1300 degreeC. Further, when the rolling end temperature is less than 850 ° C., ferrite is generated during rolling, so that extended ferrite is formed. The extended ferrite may cause a decrease in the hole expansion rate. On the other hand, if the temperature exceeds 950 ° C., the crystal grain size becomes coarse, so that the tensile strength may decrease. Therefore, it is preferable to finish rolling at 850 to 950 ° C.
In addition, when the coiling temperature after the rolling is over 720 ° C., an internal oxide layer is remarkably formed, which may deteriorate the chemical conversion property and the corrosion resistance after coating. Therefore, the winding temperature is preferably 720 ° C. or lower.
次に、熱延工程で得られた熱延板に、鋼板表面に生成したスケールを除去するための酸洗処理を行ったのち、焼鈍を行う。
焼鈍：Ａc1変態点以上でかつ次式(1)を満たす加熱温度Ｔ1(℃)で30ｓ以上300ｓ以下加熱する。
0.0075×Ｔ1＋0.03×（[%Ｃ]＋[%Mn]−[%Si]）−5.5≦0.8 --- (1)
ここで、Ｔ1は加熱温度（℃）、[%Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）
Next, the hot-rolled sheet obtained in the hot-rolling step is subjected to a pickling process for removing scales generated on the surface of the steel sheet, followed by annealing.
Annealing: Heating is performed for 30 seconds or more and 300 seconds or less at a heating temperature T 1 (° C.) that is equal to or higher than the Ac 1 transformation point and satisfies the following formula (1).
0.0075 × T 1 + 0.03 × ([% C] + [% Mn] − [% Si]) − 5.5 ≦ 0.8 --- (1)
Here, T 1 is the heating temperature (° C.), and [% M] is the content of M element (mass%).
(1)式は、各Ｃ、Si、Mn量である鋼の加熱温度Ｔ1(℃)でのオーステナイトの割合（すべてオーステナイトである場合を１とする）を示すものである。
発明者らは、加熱温度T1でのオーステナイトの割合が鋼板の残留オーステナイトの体積率に及ぼす影響を実験的に明らかにすることにより、上記(1)式を導き出すに至った。
つまり、(1)式で0.8を超える加熱温度Ｔ1で加熱すると、加熱時のオーステナイト分率が高くなると共に、オーステナイト粒は粗くなる。また、その後の冷却過程において、フェライトが生成し、室温における第二相の粒は粗く、平均粒子間隔は広くなる。この場合、残留オーステナイト中に含まれるＣ濃度が低いために、均一伸びは低下すると考えられる。一方、加熱温度がＡc1変態点未満では、熱延工程で生成したセメンタイトが未固溶のまま残存し、残留オーステナイトの体積率が低下する。このため、焼鈍温度はＡc1変態点以上でかつ上記(1)式を満たす加熱温度Ｔ1(℃)とした。
さらに、加熱時間も30ｓ未満であればセメンタイトが未固溶のまま残存する。一方、加熱時間が300ｓを超えると、オーステナイト粒は粗くなるため、第二相の平均粒子間隔が5.0μmを超えるようになる。このため、加熱時間は30ｓ以上300ｓ以下とする。好ましくは100ｓ以下である。
The expression (1) shows the ratio of austenite at the heating temperature T 1 (° C.) of the steel having the respective C, Si, and Mn amounts (when all are austenite, 1 is assumed).
The inventors have experimentally clarified the influence of the ratio of austenite at the heating temperature T 1 on the volume ratio of retained austenite of the steel sheet, thereby leading to the expression (1).
That is, when heated at a heating temperature T 1 exceeding 0.8 in the equation (1), the austenite fraction during heating increases and the austenite grains become coarse. Further, in the subsequent cooling process, ferrite is generated, the grains of the second phase at room temperature are coarse, and the average particle spacing becomes wide. In this case, it is considered that the uniform elongation is lowered because the C concentration contained in the retained austenite is low. On the other hand, when the heating temperature is less than the Ac 1 transformation point, the cementite produced in the hot rolling process remains undissolved, and the volume fraction of retained austenite decreases. For this reason, the annealing temperature is set to the heating temperature T 1 (° C.) that is equal to or higher than the Ac 1 transformation point and satisfies the above expression (1).
Further, if the heating time is less than 30 s, cementite remains undissolved. On the other hand, when the heating time exceeds 300 s, the austenite grains become coarse, so that the average particle spacing of the second phase exceeds 5.0 μm. For this reason, heating time shall be 30 to 300 s. Preferably it is 100 s or less.
焼鈍後の冷却：10℃/ｓ以上の冷却速度で300℃以上550℃以下の冷却停止温度Ｔ2まで冷却する。
冷却速度が10℃/ｓ未満の場合、冷却中にパーライトが生成するために、残留オーステナイトの体積率が低下する。従って、焼鈍後の冷却速度は10℃/ｓ以上とする。好ましくは16℃/ｓ以上である。なお、この冷却速度の上限値は特に制限されることはないが、40℃/ｓ程度とすることが好ましい。
また、冷却停止温度が300℃未満である場合は、マルテンサイト分率が上昇するために穴広げ率が低下する。一方、冷却停止温度が550℃を超える場合は、パーライトが生成するために、残留オーステナイトの体積率が低下する。このため、冷却停止温度Ｔ2は300℃以上550℃以下とする。好ましくは350℃以上500℃以下である。
Cooling after annealing: Cooling to a cooling stop temperature T 2 of 300 ° C. or more and 550 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C./s or more.
When the cooling rate is less than 10 ° C./s, pearlite is generated during cooling, so that the volume ratio of retained austenite decreases. Therefore, the cooling rate after annealing is set to 10 ° C./s or more. Preferably it is 16 degrees C / s or more. The upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but is preferably about 40 ° C./s.
Further, when the cooling stop temperature is lower than 300 ° C., the martensite fraction is increased, so that the hole expansion rate is decreased. On the other hand, when the cooling stop temperature exceeds 550 ° C., pearlite is generated, so that the volume ratio of retained austenite decreases. For this reason, the cooling stop temperature T 2 is set to 300 ° C. or more and 550 ° C. or less. Preferably they are 350 degreeC or more and 500 degrees C or less.
冷却停止温度：Ｔ2以下（Ｔ2−50℃）以上で400ｓ以下の保持
冷却停止温度Ｔ2での保持時間の経過に伴い、残留オーステナイトの体積率は上昇する。このため、保持時間は50ｓ以上とすることが好ましい。これは、保持中にフェライトから未変態のオーステナイトにＣの拡散が生じるためと考えられる。しかし、保持時間が400ｓを超えると残留オーステナイトの体積率が15％を超えるために、目標とする穴広げ率が得られない。よって、保持時間は400ｓ以下にする必要がある。なお、上記した保持時間の効果は、冷却停止温度Ｔ2での保持は等温保持はもちろんのこと、（Ｔ2−50℃）まで低下してもその効果は変わらない。このため、冷却停止温度：Ｔ2以下（Ｔ2−50℃）以上で400ｓ以下の保持とした。
Cooling stop temperature: T 2 or less (T 2 -50 ° C.) or more and 400 s or less The volume ratio of retained austenite increases with the elapse of the holding time at the cooling stop temperature T 2 . For this reason, the holding time is preferably 50 s or longer. This is presumably because C is diffused from ferrite to untransformed austenite during holding. However, if the holding time exceeds 400 s, the volume ratio of retained austenite exceeds 15%, and the target hole expansion rate cannot be obtained. Therefore, the holding time needs to be 400 s or less. The effect of the holding time described above does not change even if the holding at the cooling stop temperature T 2 is reduced to (T 2 -50 ° C.) as well as the isothermal holding. Therefore, the cooling stop temperature was T 2 or less (T 2 -50 ℃) more than 400s following retention.
表１に示す組成の鋼を溶製し、スラブとした後、1200℃に加熱し、圧延終了温度：890℃で熱間圧延を終了し、600℃で巻き取って板厚：1.8mmの熱延板とした。ついで、熱延板を酸洗後、連続焼鈍設備を用い、表２に示す条件で焼鈍を実施した。なお、表１に示す鋼のＡc1変態点は次式により算出した。
Ａc1点(℃)＝723＋29.1[%Si]−10.7[%Mn]
ここで、[%Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％）を意味する。
また、表２に示す上限温度は、上記した（１）式より求めたＴ１の上限温度であり、保持時間は冷却停止温度Ｔ2〜（Ｔ2−50℃）での保持時間である。
A steel having the composition shown in Table 1 is melted to form a slab, which is then heated to 1200 ° C, the rolling finish temperature is 890 ° C, the hot rolling is finished, the steel is wound at 600 ° C, and the plate thickness is 1.8 mm. It was a sheet. Next, the hot-rolled sheet was pickled and then annealed under the conditions shown in Table 2 using continuous annealing equipment. The Ac 1 transformation point of the steel shown in Table 1 was calculated by the following formula.
Ac 1 point (℃) ＝ 723 ＋ 29.1 [% Si] −10.7 [% Mn]
Here, [% M] means the content (mass%) of the M element.
The upper limit temperature shown in Table 2 is the maximum temperature of T 1 determined from the above equation (1), retention time is the retention time in the cooling stop temperature T 2 ~ (T 2 -50 ℃ ).
このようにして得られた鋼板に対して、前述した方法により、ミクロ組織および第二相の平均粒子間隔を調べた。なお、画像処理はImage-Pro Plus Ver.4.1（Media Cybernetics社製）を用いて行った。
また、JIS 5号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、TSおよび均一伸びを測定した。
さらに、100mm角の試験片を用い、日本鉄連規格JFST1001-1996に準拠して穴広げ試験を行い、穴広げ率（λ）を測定した。
得られた結果を表３に示す。
With respect to the steel sheet thus obtained, the microstructure and the average particle spacing of the second phase were examined by the method described above. The image processing was performed using Image-Pro Plus Ver.4.1 (Media Cybernetics).
Further, a tensile test was performed using JIS No. 5 test pieces in accordance with JIS Z 2241, and TS and uniform elongation were measured.
Furthermore, using a 100 mm square test piece, a hole expansion test was performed in accordance with JFST 1001-1996, and the hole expansion ratio (λ) was measured.
The obtained results are shown in Table 3.
本発明に従い得られた鋼板はいずれも、TSが590MPa〜700MPa、均一伸びが19％以上、λが55％以上であり、加工性に優れた高強度鋼板であることが分かる。
これに対し、比較例の鋼板はいずれも、目的とするTS、均一伸びあるいはλが得られていない。
It can be seen that all the steel plates obtained according to the present invention are high strength steel plates having TS of 590 MPa to 700 MPa, uniform elongation of 19% or more, and λ of 55% or more and excellent workability.
On the other hand, none of the steel plates of the comparative examples has the target TS, uniform elongation, or λ.
Claims (2)
Ｃ：0.11％以上 0.16％以下、
Si：0.7％以上 1.5％以下、
Mn：1.0％以上 2.0％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.005％以下および
Al：0.07％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、金属組織は、主相であるフェライトと残留オーステナイトを組織全体に対する体積率で５％以上15％以下含む第二相とからなり、該第二相の平均粒子間隔が5.0μm以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。 % By mass
C: 0.11% or more and 0.16% or less,
Si: 0.7% to 1.5%
Mn: 1.0% or more and 2.0% or less,
P: 0.05% or less,
S: 0.005% or less and
Al: 0.07% or less, the balance is composed of Fe and unavoidable impurities, and the metal structure includes ferrite as the main phase and residual austenite in a volume ratio of 5% to 15% with respect to the entire structure. A high-strength steel sheet excellent in workability, characterized by comprising a phase and having an average particle spacing of 5.0 μm or less in the second phase.
Ｃ：0.11％以上 0.16％以下、
Si：0.7％以上 1.5％以下、
Mn：1.0％以上 2.0％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.005％以下および
Al：0.07％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼スラブを、熱間圧延により熱延板としたのち、該熱延板を、Ａc1変態点以上でかつ下記式(1)を満たす加熱温度Ｔ1(℃)に30ｓ以上300ｓ以下加熱した後、10℃/ｓ以上の冷却速度で300℃以上550℃以下の冷却停止温度Ｔ2まで冷却し、引き続きＴ2以下（T2−50℃）以上の温度域で400ｓ以下の保持を行うことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
記
0.0075×Ｔ1＋0.03×([%Ｃ]＋[%Mn]−[%Si])−5.5≦0.8 --- (1)
ここで、Ｔ1は加熱温度（℃）、[%Ｍ]はＭ元素の含有量（質量％） % By mass
C: 0.11% or more and 0.16% or less,
Si: 0.7% to 1.5%
Mn: 1.0% or more and 2.0% or less,
P: 0.05% or less,
S: 0.005% or less and
Al: A steel slab having a composition including 0.07% or less and the balance of Fe and inevitable impurities is used as a hot-rolled sheet by hot rolling, and the hot-rolled sheet is at least the Ac 1 transformation point and the following formula After heating at a heating temperature T 1 (° C.) satisfying (1) for 30 s or more and 300 s or less, it is cooled to a cooling stop temperature T 2 of 300 ° C. or more and 550 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C./s or more, and subsequently T 2 or less. A method for producing a high-strength steel sheet excellent in workability, characterized by holding 400 s or less in a temperature range of (T 2 -50 ° C.) or higher.
Record
0.0075 × T 1 + 0.03 × ([% C] + [% Mn] − [% Si]) − 5.5 ≦ 0.8 --- (1)
Here, T 1 is the heating temperature (° C.), and [% M] is the content of M element (mass%).
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012019113A JP5994262B2 (en) | 2012-01-31 | 2012-01-31 | Manufacturing method of high-strength steel sheet with excellent workability |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012019113A JP5994262B2 (en) | 2012-01-31 | 2012-01-31 | Manufacturing method of high-strength steel sheet with excellent workability |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2016042663A Division JP6119894B2 (en) | 2016-03-04 | 2016-03-04 | High strength steel plate with excellent workability |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013155427A true JP2013155427A (en) | 2013-08-15 |
| JP5994262B2 JP5994262B2 (en) | 2016-09-21 |
Family
ID=49050910
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012019113A Active JP5994262B2 (en) | 2012-01-31 | 2012-01-31 | Manufacturing method of high-strength steel sheet with excellent workability |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5994262B2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015078392A (en) * | 2013-10-15 | 2015-04-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Method of producing high-strength hot-rolled steel sheet excellent in workability and high-strength hot-rolled steel sheet |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001152254A (en) * | 1999-11-30 | 2001-06-05 | Kawasaki Steel Corp | Method for producing highly workable hot rolled high tensile steel sheet excellent in material uniformity |
| JP2003013178A (en) * | 2001-07-05 | 2003-01-15 | Kobe Steel Ltd | High strength steel sheet superior in age hardening resistance and bake hardening property |
| JP2003055716A (en) * | 2001-08-17 | 2003-02-26 | Nkk Corp | Method for producing high workability high strength hot rolled steel sheet |
| JP2004018952A (en) * | 2002-06-17 | 2004-01-22 | Jfe Steel Kk | High tensile strength hot rolled steel sheet having excellent high speed deformation property and elongation property and method of producing the same |
| JP2005213595A (en) * | 2004-01-29 | 2005-08-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Method for manufacturing super-fine grain hot-rolled steel plate |
-
2012
- 2012-01-31 JP JP2012019113A patent/JP5994262B2/en active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001152254A (en) * | 1999-11-30 | 2001-06-05 | Kawasaki Steel Corp | Method for producing highly workable hot rolled high tensile steel sheet excellent in material uniformity |
| JP2003013178A (en) * | 2001-07-05 | 2003-01-15 | Kobe Steel Ltd | High strength steel sheet superior in age hardening resistance and bake hardening property |
| JP2003055716A (en) * | 2001-08-17 | 2003-02-26 | Nkk Corp | Method for producing high workability high strength hot rolled steel sheet |
| JP2004018952A (en) * | 2002-06-17 | 2004-01-22 | Jfe Steel Kk | High tensile strength hot rolled steel sheet having excellent high speed deformation property and elongation property and method of producing the same |
| JP2005213595A (en) * | 2004-01-29 | 2005-08-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Method for manufacturing super-fine grain hot-rolled steel plate |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015078392A (en) * | 2013-10-15 | 2015-04-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Method of producing high-strength hot-rolled steel sheet excellent in workability and high-strength hot-rolled steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5994262B2 (en) | 2016-09-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6179461B2 (en) | Manufacturing method of high-strength steel sheet | |
| JP6237900B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP5369663B2 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and manufacturing method thereof | |
| JP6008039B2 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet with a maximum tensile strength of 980 MPa or more with excellent bake hardenability and low-temperature toughness | |
| JP6237962B1 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP4894863B2 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and manufacturing method thereof | |
| JP5858174B2 (en) | Low yield ratio high strength cold-rolled steel sheet and method for producing the same | |
| JP5924332B2 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and manufacturing method thereof | |
| JP5316634B2 (en) | High-strength steel sheet with excellent workability and method for producing the same | |
| WO2013150669A1 (en) | Galvannealed hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| KR20120023804A (en) | High-strength hot-dip galvannealed steel shhet with excellent workability and fatigue characteristics and process for production thereof | |
| JP5786317B2 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent material stability and workability and method for producing the same | |
| JP2014019928A (en) | High strength cold rolled steel sheet and method for producing high strength cold rolled steel sheet | |
| JP5958669B1 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| WO2013160928A1 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| WO2013005670A1 (en) | Hot-dip plated cold-rolled steel sheet and process for producing same | |
| JP5958668B1 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP6037087B1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP5842748B2 (en) | Cold rolled steel sheet and method for producing the same | |
| JP2013014828A (en) | Hot-dip plated cold-rolled steel sheet | |
| JP2007231352A (en) | Precipitation hardening high strength steel sheet and its production method | |
| JP5994262B2 (en) | Manufacturing method of high-strength steel sheet with excellent workability | |
| JP6119894B2 (en) | High strength steel plate with excellent workability | |
| JP5874376B2 (en) | High-strength steel sheet with excellent workability and method for producing the same | |
| JP5515623B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140924 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150901 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20151027 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20160105 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20160304 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160726 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160808 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5994262 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |