JP2016188395A - High strength cold rolled steel sheet excellent in weldability and workability and production method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法に関する。特に、本発明は、主としてプレス加工される自動車用鋼板を対象とした高強度冷延鋼板であって、４００Ｎ／ｍｍ2クラス以上の強度を有し、高い伸びと高い降伏応力を有する溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in weldability and workability and a method for producing the same. In particular, the present invention is a high-strength cold-rolled steel sheet mainly intended for automotive steel sheets that are press-worked, has a strength of 400 N / mm 2 class or higher, and has a high elongation and a high yield stress. The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability and a method for producing the same.
高強度鋼板に対し加工性を向上させる要求が年々高まってきている。衝撃吸収部材の材料として用いる高強度鋼板を例に取ってみると、部品形状を作りこむための加工性と、衝撃吸収特性を高めるための高強度化との両立が求められている。
車体用高強度鋼板においては、乗員を保護するために、衝撃吸収部材の変形量を抑制しつつ衝突時の吸収エネルギーを増加させうる性能が要求される。この要求に対応するには、非特許文献１に示されるように、衝撃吸収部材の材料として用いる鋼板の降伏応力を増加させることが有効である。
The demand for improving workability for high-strength steel sheets is increasing year by year. Taking as an example a high-strength steel sheet used as a material for the shock absorbing member, there is a demand for both workability for creating a part shape and high strength for enhancing shock absorbing characteristics.
In order to protect a passenger | crew, in the high strength steel plate for vehicle bodies, the performance which can increase the absorbed energy at the time of a collision is suppressed, suppressing the deformation amount of an impact-absorbing member. In order to meet this requirement, as shown in Non-Patent Document 1, it is effective to increase the yield stress of the steel sheet used as the material of the shock absorbing member.
一般的に、鋼板の降伏応力を増加させる場合には、引張強度を高める。しかし、鋼板の高強度化は、加工性の劣化を招く。このため、高強度化を図った鋼板は、複雑な形状の部品への適用が困難な材料となる。
また、同一強度を有する鋼板の降伏応力を高める手法として、Ｔｉ、Ｎｂなどを添加することによる析出強化を用いる方法が報告されている。しかし、析出強化を用いた鋼板は、同一強度の鋼板の中では加工性が低く、降伏応力と加工性の両立させることは困難である。
Generally, when increasing the yield stress of a steel sheet, the tensile strength is increased. However, increasing the strength of the steel sheet causes deterioration of workability. For this reason, the steel plate with high strength becomes a material that is difficult to apply to parts having complicated shapes.
In addition, as a technique for increasing the yield stress of a steel sheet having the same strength, a method using precipitation strengthening by adding Ti, Nb or the like has been reported. However, steel sheets using precipitation strengthening have low workability among steel sheets of the same strength, and it is difficult to achieve both yield stress and workability.
これに対して、特許文献１には、転位を多く含む未再結晶フェライトを均一に分散させることで、高い降伏応力と加工性を両立する技術が報告されている。また、特許文献１には、再結晶フェライトと未再結晶フェライトの圧延方向の長さの比を制御することが提案されている。 On the other hand, Patent Document 1 reports a technique that achieves both high yield stress and workability by uniformly dispersing non-recrystallized ferrite containing many dislocations. Patent Document 1 proposes controlling the ratio of the lengths of recrystallized ferrite and non-recrystallized ferrite in the rolling direction.
特許文献２には、未再結晶組織を有する化成処理性と加工性の良好な冷延鋼板が報告されている。
また、特許文献３には、硬質第２相より軟質である未再結晶フェライトを活用することにより、局部延性を向上させるとともに、冷延鋼板のヤング率を向上させる技術が報告されている。
また、特許文献４には、未再結晶フェライトを活用してヤング率とランクフォード値（ｒ値）を高める技術が報告されている。
Patent Document 2 reports a cold-rolled steel sheet having an unrecrystallized structure and excellent chemical conversion property and workability.
Patent Document 3 reports a technique for improving local ductility and improving Young's modulus of a cold-rolled steel sheet by utilizing non-recrystallized ferrite that is softer than the hard second phase.
Patent Document 4 reports a technique for increasing Young's modulus and Rankford value (r value) using non-recrystallized ferrite.
一方で、加工性（伸び）の改善に関わる技術としては、フェライト・マルテンサイト組織からなるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板（ＤＰ鋼板）が知られている。ＤＰ鋼板は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合組織で構成されている。ＤＰ鋼は衝撃吸収特性にも優れるということが知られている一方で、降伏応力が低いためその効果を十分に活かし切れていない。 On the other hand, as a technique relating to improvement of workability (elongation), a dual phase steel plate (DP steel plate) made of a ferrite and martensite structure is known. The DP steel sheet is composed of a composite structure of a soft ferrite phase and a hard martensite phase. While DP steel is known to have excellent shock absorption characteristics, its yield stress is low, so that its effect cannot be fully utilized.
これに対し、近年では、冷延鋼板においても、再度、連続焼鈍を実施することで、加工性を確保するとともに、ＤＰ鋼板が本来有する衝撃吸収特性を活用できることが報告されている。
例えば、特許文献５では、ＤＰ鋼に低温域での熱処理を加え、マルテンサイトを焼戻すことでＤＰ鋼の穴拡げ性と２次加工割れ性を高める技術が報告されている。
また、特許文献６、特許文献７でも４２０〜６５０℃の中間温度にてマルテンサイトの焼戻しを行う技術が提案され、ＹＰの上昇が得られている。
On the other hand, in recent years, it has been reported that cold-rolled steel sheets can be used for continuous annealing again to ensure workability and to make use of the inherent shock absorption characteristics of DP steel sheets.
For example, Patent Document 5 reports a technique for improving the hole expandability and secondary work cracking property of DP steel by applying heat treatment at low temperature to DP steel and tempering martensite.
Also, Patent Documents 6 and 7 propose a technique for tempering martensite at an intermediate temperature of 420 to 650 ° C., and an increase in YP is obtained.
上記のとおり、近年では、強度と加工性を両立させるべく様々な検討、開発はなされている。
しかしながら、特許文献１に記載の方法は、確かに高い降伏応力と加工性を両立させうる技術が開示されてまいるものの、近年では更なる加工性の向上が要求されてきており、当該要望に応えるには、特許文献１に記載の技術では不十分である。
また、特許文献２に記載の技術は、もともと加工性の高い極低Ｃ材に特化した技術であり、一般的な低炭素鋼で同様の効果が得られるものではない。
また、特許文献３に記載の技術では、局部延性の改善は期待できても、未再結晶フェライトの結晶粒の延性が乏しいため、伸び（加工性）の改善は期待できない。
また、特許文献４に記載の技術は、比較的軟質な未再結晶フェライトを活用する技術ではあるものの、伸びの改善に関わる技術ではなく、加工性を向上させる観点からは不十分である。
また、特許文献５〜７の技術は、延性の更なる向上が望める技術ではないうえ、焼戻されたマルテンサイトを持つＤＰ鋼は疲労特性の低下が懸念される。また、ＤＰ鋼は強度確保と組織制御のため、Ｃ添加量および合金元素の添加量が多いことから溶接性などに劣位である。
As described above, in recent years, various studies and developments have been made to achieve both strength and workability.
However, although the method described in Patent Document 1 does not disclose a technique that can achieve both high yield stress and workability, further improvement in workability has been demanded in recent years. In order to respond, the technique described in Patent Document 1 is insufficient.
Moreover, the technique described in Patent Document 2 is a technique specialized in extremely low C material having high workability, and the same effect cannot be obtained with general low carbon steel.
In the technique described in Patent Document 3, although improvement in local ductility can be expected, improvement in elongation (workability) cannot be expected because the ductility of crystal grains of non-recrystallized ferrite is poor.
Moreover, although the technique described in Patent Document 4 is a technique that utilizes relatively soft non-recrystallized ferrite, it is not a technique related to improvement of elongation but is insufficient from the viewpoint of improving workability.
In addition, the techniques of Patent Documents 5 to 7 are not techniques that can be expected to further improve the ductility, and DP steel having tempered martensite is feared to deteriorate in fatigue characteristics. Further, DP steel is inferior in weldability and the like because it has a large amount of addition of C and addition of alloy elements for securing strength and controlling the structure.
このように、高強度冷延鋼板に対しては、様々な手法によって加工性の向上を目的とした検討・開発がなされてはいるものの、強度と加工性を両立させ、かつ溶接性をも確保する技術は未だ確立されていないのが現状である。
本発明は、このような従来の事情に鑑みてなされたものであり、高い伸びと高い降伏応力とを有する溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
As described above, high strength cold-rolled steel sheets have been studied and developed for the purpose of improving workability by various methods, but both strength and workability are ensured and weldability is ensured. The technology to do is not established yet.
This invention is made | formed in view of such a conventional situation, and provides the high strength cold-rolled steel plate excellent in the weldability and workability which have high elongation and high yield stress, and its manufacturing method. Let it be an issue.
本発明者らは、未再結晶フェライトに着目し、ＤＰ鋼において未再結晶フェライトの硬さを最大限に利用する方策について、鋭意検討を重ねた。
その結果、金属組織に含まれる未再結晶フェライト相の面積率を２０％未満にし、かつ、マルテンサイト組織と近接させることで伸びを大幅に増大でき、さらに未再結晶フェライト相の強度の寄与を利用して、同一強度と比較した際、鋼中の添加元素を低減できることから、スポット溶接性を高めることが可能であることを見出した。
The present inventors paid attention to unrecrystallized ferrite, and conducted intensive studies on measures to make the best use of the hardness of unrecrystallized ferrite in DP steel.
As a result, by making the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase contained in the metal structure less than 20% and making it close to the martensite structure, the elongation can be greatly increased. Utilizing it, it was found that when compared with the same strength, the additive elements in the steel can be reduced, so that the spot weldability can be improved.
また、本発明者らは、未再結晶フェライトを適度に含有している金属組織を有する高強度冷延鋼板を製造する方法について検討した。その結果、熱延鋼板に酸洗を行った後、冷延率を最適化したうえ、焼鈍温度を、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率によって決定される再結晶温度（再結晶完了温度）以下、再結晶温度−３０℃以上の最高温度とすることで未再結晶粒制御が可能であり、さらにその後の冷却条件の最適化により、マルテンサイトの形成および配列制御が可能であることを見出した。 In addition, the present inventors examined a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having a metal structure that appropriately contains non-recrystallized ferrite. As a result, after pickling the hot-rolled steel sheet, the cold rolling rate is optimized, and the annealing temperature is determined by the component composition, the crystal grain size of the hot-rolled steel plate, and the rolling rate in cold rolling. The non-recrystallized grains can be controlled by setting the maximum temperature to be equal to or lower than the crystallization temperature (recrystallization completion temperature) and the recrystallization temperature −30 ° C. or higher. We found that control is possible.
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。 This invention is made | formed based on such knowledge, The summary is as follows.
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０３％以上、０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．３％以上、４．０％以下、
Ｐ ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
金属組織において、面積率で、未再結晶フェライト相を２％以上、２０％未満含有し、マルテンサイト組織、焼戻しマルテンサイト組織のうち１種または２種を合計で５％以上、６０％未満含有し、
引張強度に対する降伏応力の比である降伏比ＹＲが０．７以上で、降伏応力と伸びとの積が１３０００以上であることを特徴とする溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（２） 前記未再結晶フェライト相の結晶粒のうち、個数比で６０％以上の粒が、前記マルテンサイト組織または前記焼戻しマルテンサイト相と、１μｍ以内の間隔で接していることを特徴とする上記（１）に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（３） さらに、質量％で
Ｃｒ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上、３．０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（４） さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｖ ：０．０１％以上、０．５０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（５） さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１％以上、０．１００％以下を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（６） さらに、鋼中に質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０１０％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。
（７） さらに、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。
(1) In mass%,
C: 0.03% or more, 0.35% or less,
Si: 0.01% or more, 2.00% or less,
Mn: 0.3% or more and 4.0% or less,
P: 0.001% or more, 0.100% or less,
S: 0.0005% or more, 0.050% or less,
N: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Al: 0.01% or more, containing 2.00% or less, the balance consists of Fe and inevitable impurities,
In the metal structure, the non-recrystallized ferrite phase is contained in an area ratio of 2% or more and less than 20%, and one or two of the martensite structure and tempered martensite structure is contained in total of 5% or more and less than 60%. And
A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in weldability and workability, wherein the yield ratio YR, which is the ratio of yield stress to tensile strength, is 0.7 or more and the product of yield stress and elongation is 13000 or more.
(2) Of the crystal grains of the non-recrystallized ferrite phase, grains having a number ratio of 60% or more are in contact with the martensite structure or the tempered martensite phase at an interval of 1 μm or less. A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent weldability and workability as described in (1) above.
(3) Furthermore, Cr by mass: 0.05% or more, 3.0% or less,
Mo: 0.05% or more, 1.0% or less,
Ni: 0.05% or more, 3.0% or less,
Cu: 0.05% or more and 3.0% or less of one type or two or more types, high strength cooling excellent in weldability and workability according to the above (1) or (2) Rolled steel sheet.
(4) Furthermore, in mass%,
Nb: 0.005% or more, 0.30% or less,
Ti: 0.005% or more, 0.30% or less,
V: It contains 0.01% or more and 0.50% or less of 1 type or 2 types or more in the weldability and workability of any one of said (1)-(3) characterized by the above-mentioned. Excellent high-strength cold-rolled steel sheet.
(5) Furthermore, in mass%,
B: A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in weldability and workability according to any one of (1) to (4) above, containing 0.0001% or more and 0.100% or less .
(6) Furthermore, in the steel by mass%,
Ca: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Mg: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Zr: 0.0005% or more, 0.010% or less,
REM: 0.0005% or more and 0.010% or less of one type or two or more types, wherein the weldability and workability described in any one of (1) to (5) above Excellent high-strength cold-rolled steel sheet.
(7) The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent weldability and workability according to any one of (1) to (6), further comprising a hot-dip galvanized layer on the steel sheet surface.
（８） 上記（１）、（３）〜（６）のいずれか１項に記載の成分組成からなる鋳造スラブを１１００℃以上に加熱し、熱間圧延を実施し、酸洗を行った後、３０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、得られた冷延鋼板を再結晶温度以下、再結晶温度−３０℃以上の最高温度にて焼鈍する冷延板焼鈍工程を行った後、平均冷却速度を１℃／秒以上、２００℃／秒以下として３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する冷却工程を行う際、７００℃から４００℃までの温度域では、平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすることを特徴とする溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（９） 前記冷延板焼鈍工程において、前記最高温度で３０秒以上、３００秒以下保持することを特徴とする上記（８）に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（１０） 前記冷却工程の後に、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うことを特徴とする上記（８）または（９）に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
(8) After heating the cast slab which consists of a component composition of any one of said (1), (3)-(6) to 1100 degreeC or more, performing hot rolling, and pickling Then, after performing cold rolling at a rolling rate of 30% or more, and performing a cold-rolled sheet annealing step of annealing the obtained cold-rolled steel sheet at a recrystallization temperature or lower, a recrystallization temperature of −30 ° C. or higher, When performing the cooling step of cooling to a cooling stop temperature of 350 ° C. or lower with an average cooling rate of 1 ° C./second or more and 200 ° C./second or less, the average cooling rate is 5 ° C./400° C. The manufacturing method of the high strength cold-rolled steel plate excellent in the weldability and workability characterized by being more than s.
(9) In the cold-rolled sheet annealing step, the high-temperature cold-rolled steel sheet having excellent weldability and workability according to (8), wherein the maximum temperature is maintained for 30 seconds or more and 300 seconds or less. Production method.
(10) The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent weldability and workability according to the above (8) or (9), wherein hot-dip galvanization is performed after the cooling step and alloying treatment is performed. Production method.
本発明によれば、高い伸びと高い降伏応力とを有し溶接性および加工性に優れた高強度冷延鋼板を提供できる。
また本発明の高強度冷延鋼板は、例えば、加工が困難なことから溶接を必要と、さらに衝突吸収特性が要求されるような衝撃吸収部材の材料等などに好適である。また、本発明の高強度冷延鋼板は、例えば、衝撃吸収部材など自動車用部材の材料として用いることで、車体の軽量化、部品の一体成形化、加工工程の合理化が可能であり、燃費の向上、製造コストの低減を図ることができる。したがって、本発明は、工業的価値が大なるものである。
According to the present invention, a high-strength cold-rolled steel sheet having high elongation and high yield stress and excellent weldability and workability can be provided.
The high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is suitable for, for example, a material for an impact-absorbing member that requires welding because it is difficult to process, and further requires impact-absorbing characteristics. In addition, the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention can be used as a material for automobile members such as an impact absorbing member, for example, to reduce the weight of the vehicle body, integrally form parts, and rationalize the processing process. Improvement and reduction in manufacturing cost can be achieved. Therefore, the present invention has great industrial value.
以下、本発明の高強度冷延鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。 Hereinafter, the high-strength cold-rolled steel sheet and the manufacturing method thereof according to the present invention will be described in detail.
従来、未再結晶フェライトは、加工性が望まれる鋼板の特性を制御するために利用されることはほとんどなかった。これは、鋼板の金属組織に未再結晶フェライトが含まれていると、鋼板の延性が著しく劣化することに起因する。一方で、建材分野や食用缶の分野では未再結晶フェライトの硬質なフェライトとしての価値は、古くから認識されており、未再結晶フェライトは、低コストで鋼板の強度を高める手段として利用されてきた。 Conventionally, non-recrystallized ferrite has been rarely used to control the properties of a steel sheet for which workability is desired. This is because when the non-recrystallized ferrite is contained in the metal structure of the steel sheet, the ductility of the steel sheet is significantly deteriorated. On the other hand, the value of non-recrystallized ferrite as a hard ferrite has long been recognized in the field of building materials and edible cans, and non-recrystallized ferrite has been used as a means to increase the strength of steel sheets at low cost. It was.
加工性を高める観点からは、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ（二相））鋼は変態硬質相（マルテンサイト、ベイナイトなど）を加工性の高いフェライト相に分散させることで、加工性と強度を両立させる技術が提案されている。これは、延性に優れるフェライト相（軟質相）の特徴を活かしつつ、変態硬質相の存在により、効率的に鋼の強化を図ることで達成される。しかしながら上述したように、ＤＰ鋼は降伏応力が低いという問題がある。 From the standpoint of improving workability, DP (Dual Phase) steel is a technology that achieves both workability and strength by dispersing the transformation hard phase (martensite, bainite, etc.) in a highly workable ferrite phase. Has been proposed. This is achieved by effectively strengthening the steel due to the presence of the transformed hard phase while utilizing the characteristics of the ferrite phase (soft phase) having excellent ductility. However, as described above, DP steel has a problem of low yield stress.
本発明では、硬質相として、マルテンサイト組織に加えて、未再結晶フェライト相を利用する。
未再結晶フェライト相とマルテンサイト組織は相または組織を形成している粒の硬さ、延性などの特徴が大きく異なるため、未再結晶フェライト相とマルテンサイト組織の配列、面積率などで材質が大きく変わりうる。
したがって、従来の硬質相としてマルテンサイト組織を単独で利用する場合の知見から、未再結晶フェライト相を利用する際の条件は、容易に推測し得ない。加えて、未再結晶フェライト相を活用することで、比較的低いＤＰ鋼の降伏応力（ＹＰ）も増加する。
In the present invention, an unrecrystallized ferrite phase is used as the hard phase in addition to the martensite structure.
The unrecrystallized ferrite phase and the martensite structure are greatly different in characteristics such as hardness and ductility of the grains forming the phase or structure. It can change greatly.
Therefore, from the knowledge of using a martensite structure alone as a conventional hard phase, the conditions for using an unrecrystallized ferrite phase cannot be easily estimated. In addition, by utilizing the non-recrystallized ferrite phase, the yield stress (YP) of the relatively low DP steel also increases.
本発明は、硬質相としてマルテンサイト組織に加えて、未再結晶フェライトを活用すべく、未再結晶フェライト相の分散制御の最適条件を明らかにしたことによりなされたものである。本発明者らは、ＤＰ鋼に未再結晶フェライトの硬さを最大限に利用しつつ、伸びと降伏応力を高める方策について、鋭意検討を重ねた。その結果、降伏応力は、金属組織に含まれる未再結晶フェライトの面積率と１次相関があることが分かった。すなわち、未再結晶フェライト相の面積率が高い程、降伏応力が高くなることが分かった。そして、未再結晶フェライト相の面積率を２％以上とすることで、優れた降伏応力が得られることを見出した。
一方で、伸びは、未再結晶フェライトの面積率に対して臨界値が存在し、面積率を２０％未満に制御することで大幅に増加することを見出した。
加えて、マルテンサイト組織と未再結晶フェライト相が１μｍ以内に隣接することで、マルテンサイト組織の硬さに起因する変形の不均一化の効果により、隣接する未再結晶フェライト相の変形が抑えられ、さらに高い伸びが得られることを見出した。
The present invention has been made by clarifying the optimum conditions for controlling the dispersion of the non-recrystallized ferrite phase in order to utilize the non-recrystallized ferrite in addition to the martensite structure as the hard phase. The inventors of the present invention have made extensive studies on measures for increasing elongation and yield stress while maximally utilizing the hardness of non-recrystallized ferrite in DP steel. As a result, it was found that the yield stress had a first-order correlation with the area ratio of unrecrystallized ferrite contained in the metal structure. That is, it was found that the yield stress increases as the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase increases. And it discovered that the outstanding yield stress was obtained by making the area ratio of a non-recrystallized ferrite phase into 2% or more.
On the other hand, it has been found that the elongation has a critical value with respect to the area ratio of the non-recrystallized ferrite and is greatly increased by controlling the area ratio to less than 20%.
In addition, since the martensite structure and the non-recrystallized ferrite phase are adjacent to each other within 1 μm, the deformation of the adjacent non-recrystallized ferrite phase is suppressed by the effect of non-uniform deformation due to the hardness of the martensite structure. And found that higher elongation can be obtained.
上記のとおり、本発明の高強度冷延鋼板は、未再結晶フェライト相の面積率と、マルテンサイト組織と隣接して生成させることにより、鋼板の伸びと降伏応力のバランスを向上させる。これによって、同一強度を有する鋼板と比べ、合金添加量を低減できるため、下記式（１）にて算出される溶接性の指標であるＣｅｑ．を下げることができる。
Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｐ＊２＋Ｓ＊４ ・・・（１）
As described above, the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention improves the balance between the elongation of the steel sheet and the yield stress by generating the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase and adjacent to the martensite structure. As a result, the amount of alloy addition can be reduced as compared with a steel plate having the same strength, so Ceq., Which is an index of weldability calculated by the following formula (1). Can be lowered.
Ceq. = C + Si / 30 + Mn / 20 + P * 2 + S * 4 (1)
また本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、冷間圧延の圧延率を制御するとともに、焼鈍工程における最高温度を、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率により決まる再結晶温度に準じて厳密に制御する。さらにその後の冷却条件の最適化によって、未再結晶フェライト相の面積率を所望の範囲とし、未再結晶フェライト相とマルテンサイト組織とを隣接して生成させることが可能となる。 Moreover, in the manufacturing method of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, while controlling the rolling rate of the cold rolling, the maximum temperature in the annealing process, the component composition, the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet, the rolling rate in the cold rolling Is strictly controlled according to the recrystallization temperature determined by Further, by optimizing the subsequent cooling conditions, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase is set to a desired range, and the non-recrystallized ferrite phase and the martensite structure can be formed adjacent to each other.
本発明の高強度冷延鋼板の厚みは、特に限定されないが、０．１〜３．０ｍｍの薄鋼板であることが好ましい。厚みが上記範囲である高強度薄鋼板は、薄板製造ラインを用いて容易に製造できる。 The thickness of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is not particularly limited, but is preferably a 0.1-3.0 mm thin steel sheet. A high-strength thin steel plate having a thickness in the above range can be easily produced using a thin plate production line.
以下、本発明の一実施形態である高強度冷延鋼板（以下、単に鋼板とも称する。）の各構成要件について、詳細に説明する。
まず、鋼板特性の限定理由について述べる。
Hereinafter, each constituent requirement of a high-strength cold-rolled steel sheet (hereinafter also simply referred to as a steel sheet) according to an embodiment of the present invention will be described in detail.
First, the reason for limiting the steel sheet characteristics will be described.
本実施形態の高強度冷延鋼板は、引張強度に対する降伏応力の比（降伏応力（Ｎ／ｍｍ２）／引張強度（Ｎ／ｍｍ２））である降伏比（ＹＲ）が０．７以上であり、降伏応力と伸びとの積（降伏応力（Ｎ／ｍｍ２）×伸び（％））であるＹＰ＊Ｅｌが１３０００以上である。 The high-strength cold-rolled steel sheet of this embodiment has a yield ratio (YR) that is a ratio of yield stress to tensile strength (yield stress (N / mm 2 ) / tensile strength (N / mm 2 )) of 0.7 or more. Yes, YP * El, which is the product of yield stress and elongation (yield stress (N / mm 2 ) × elongation (%)), is 13,000 or more.
ＹＲが高いほど、同一引張強度での降伏応力（ＹＰ）が高い。引張強度の増加は、伸びの低下を引き起こすため、単純に引張強度を高めるのではなく、同一引張強度であっても降伏点を高めたほうが、鋼板を衝撃吸収部材の材料として用いた場合に、部材の衝撃吸収特性を効果的に高める技術となりうる。
ＹＲが０．７未満では、引張強度に対して降伏応力が低いため、伸びと降伏応力を高いレベルで両立することが困難となる。また、引張強度と降伏応力との差が低い（ＹＲが高い）ことは、低ひずみ域の応力が高いことを意味している。低ひずみ域の応力が高いことは、鋼板を衝撃吸収部材の材料として用いた場合に、部材の衝撃吸収特性の上昇に大きく寄与する。したがって、ＹＲは０．７以上とすることが好ましい。また、ＹＲは、０．９９以下であることが好ましい。
The higher the YR, the higher the yield stress (YP) at the same tensile strength. Since the increase in tensile strength causes a decrease in elongation, rather than simply increasing the tensile strength, it is better to increase the yield point even when the tensile strength is the same, when a steel plate is used as the material for the shock absorbing member. This can be a technique for effectively improving the impact absorption characteristics of the member.
If YR is less than 0.7, the yield stress is low with respect to the tensile strength, so it is difficult to achieve both elongation and yield stress at a high level. In addition, a low difference between the tensile strength and the yield stress (high YR) means that the stress in the low strain region is high. A high stress in the low strain region greatly contributes to an increase in the impact absorption characteristics of the member when a steel plate is used as the material for the impact absorbing member. Therefore, YR is preferably 0.7 or more. YR is preferably 0.99 or less.
本発明の高強度冷延鋼板は、ＹＲが０．７以上であり、かつＹＰ＊Ｅｌが１３０００以上である必要がある。
ＹＰ（降伏応力）の低い鋼板は、衝撃吸収特性に優れた形状に加工することで衝撃吸収特性を満たす部材（部品）とすることが可能になる。しかし、部材が衝撃吸収特性に劣る形状であったり、Ｅｌ（伸び）が不足して衝撃吸収特性に優れた形状に加工できなかったりする場合、鋼板（材料）のＹＰを高くする必要がある。すなわち、ＹＰ＊Ｅｌの高い鋼板を用いることが、部品としての衝撃吸収特性を効果的に高めることにつながる。このような部品としての特性は、衝撃吸収特性に限るものではなく、疲労特性や強度特性においても同様である。
ＹＰ＊Ｅｌが１３０００未満であると、材質の降伏応力と伸びのいずれかが不足するため、鋼板を用いた部品の特性を効果的に高めることができない。特に、高い部品特性が必要な場合は、ＹＰ＊Ｅｌが１３５００以上あることが望ましい。
The high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention needs to have a YR of 0.7 or more and a YP * El of 13000 or more.
A steel sheet having a low YP (yield stress) can be formed into a member (part) that satisfies the shock absorption characteristics by processing into a shape having excellent shock absorption characteristics. However, if the member has a shape inferior in impact absorption characteristics or if El cannot be processed into a shape excellent in impact absorption characteristics due to lack of El (elongation), the YP of the steel sheet (material) needs to be increased. That is, using a steel plate having a high YP * El leads to an effective enhancement of the impact absorption characteristics as a part. Such a characteristic as a part is not limited to the shock absorbing characteristic, and the same applies to the fatigue characteristic and the strength characteristic.
If YP * El is less than 13000, either the yield stress or the elongation of the material is insufficient, and the characteristics of the parts using the steel plate cannot be effectively improved. In particular, when high component characteristics are required, it is desirable that YP * El is 13500 or more.
次に、本実施形態の高強度冷延鋼板の成分組成の限定理由について述べる。以下、特に断らない限り、％は質量％を意味する。 Next, the reasons for limiting the component composition of the high-strength cold-rolled steel sheet of this embodiment will be described. Hereinafter, unless otherwise specified,% means mass%.
Ｃは、鋼の強化に寄与する。Ｃ含有量は、強度を確保するために０．０３％以上必要であり、０．０４％以上であることが好ましい。一方で、Ｃの増加はＣｅｑの増加につながり、溶接性を著しく低下させる他、加工性も劣化する。Ｃ含有量が０．３５％を超えると、第２相としてベイナイトやパーライト、マルテンサイトが多量に発生し、これらが未再結晶フェライトと相互に影響して伸びが低下する。また、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、有害な炭化物（セメンタイト）の生成により穴広げ性が著しく低下する。このため、Ｃ含有量は０．３５％以下とする。但し、溶接性の改善にはＣ含有量を０．２５％以下とすることが望ましい。 C contributes to the strengthening of steel. The C content is required to be 0.03% or more in order to ensure strength, and is preferably 0.04% or more. On the other hand, an increase in C leads to an increase in Ceq, remarkably lowering the weldability and degrading workability. When the C content exceeds 0.35%, a large amount of bainite, pearlite, and martensite are generated as the second phase, and these influence each other with the non-recrystallized ferrite, thereby reducing the elongation. On the other hand, if the C content exceeds 0.35%, the hole-expanding property is remarkably lowered due to generation of harmful carbides (cementite). For this reason, C content shall be 0.35% or less. However, to improve weldability, the C content is desirably 0.25% or less.
Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度を高めるうえ、延性の低下が少ない。したがって、Ｓｉは、鋼の強度を高めるために有効な元素である。また、Ｓｉは、有害な炭化物の生成を抑え、加工性の改善にも効果がある。炭化物の生成を抑える作用は、Ａｌによって代替えも可能である。以上から、Ｓｉは０．０１％以上添加することが望ましい。特に０．１０％以上のＡｌを添加しない場合は、０．３０％以上のＳｉを添加することが望ましい。ただし、Ｓｉ含有量が多すぎると、化成処理性が低下するほか、溶接性も劣化する。このため、Ｓｉ含有量は２．００％を上限とする。 Si increases the strength of the steel by solid solution strengthening, and has a small decrease in ductility. Therefore, Si is an effective element for increasing the strength of steel. Si also suppresses the generation of harmful carbides and is effective in improving workability. The action of suppressing the formation of carbides can be replaced by Al. From the above, it is desirable to add 0.01% or more of Si. In particular, when not adding 0.10% or more of Al, it is desirable to add 0.30% or more of Si. However, when there is too much Si content, chemical conversion processability will fall and weldability will also deteriorate. For this reason, Si content makes 2.00% an upper limit.
Ａｌは、前述のＳｉと同様、有害な炭化物の生成を抑え、伸びを向上するために有効な元素である。従来、Ａｌは脱酸に必要な元素であり、０．０１〜０．０７％程度添加してきた。低Ｓｉ系鋼においてＡｌを多量に添加することにより、延性を劣化させることなく、化成処理性を改善できることを見出した。しかし、Ａｌ含有量が多すぎると、延性向上の効果が飽和してしまうばかりか、化成処理性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は２．００％を上限とし、特に化成処理の厳しい条件では１．００％を上限とすることが望ましい。十分な脱酸のためには、Ａｌを０．０１％以上添加する必要がある。 Al is an element effective for suppressing the formation of harmful carbides and improving the elongation, like Si described above. Conventionally, Al is an element necessary for deoxidation and has been added in an amount of about 0.01 to 0.07%. It has been found that the chemical conversion processability can be improved without degrading the ductility by adding a large amount of Al in the low-Si steel. However, when there is too much Al content, the effect of ductility improvement will be saturated, and chemical conversion property will deteriorate. For this reason, it is desirable that the upper limit of the Al content is 2.00%, and the upper limit is 1.00% particularly under severe conditions of chemical conversion treatment. For sufficient deoxidation, 0.01% or more of Al needs to be added.
Ｍｎは、強度確保に必要な元素である。また、Ｍｎは、再結晶を遅らせて未再結晶フェライトの生成に寄与する。この効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．３％以上とする必要がある。しかし、Ｍｎを多量に添加すると、ミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、伸びを劣化させ、溶接性の低下も引き起こすため、Ｍｎ含有量は４．０％を上限とする。 Mn is an element necessary for ensuring strength. Mn also contributes to the formation of unrecrystallized ferrite by delaying recrystallization. In order to acquire this effect, it is necessary to make Mn content 0.3% or more. However, if Mn is added in a large amount, microsegregation and macrosegregation are likely to occur, the elongation is deteriorated, and the weldability is also lowered. Therefore, the upper limit of the Mn content is 4.0%.
Ｐは、鋼板の強度を上げる元素であり、Ｃｕと同時添加することにより耐腐食性を向上させる元素である。しかし、Ｐ含有量が高いと、溶接性、加工性、靭性の劣化を引き起こす。これより、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。特に、耐食性が問題とならない場合には、加工性を重視して、Ｐ含有量を０．０３０％以下とすることが望ましい。しかし、Ｐ含有量を低減させるには、脱Ｐコストがかかるため、経済性の観点から下限を０．００１％とする。 P is an element that increases the strength of the steel sheet, and is an element that improves corrosion resistance when added simultaneously with Cu. However, when the P content is high, deterioration of weldability, workability, and toughness is caused. Accordingly, the P content is 0.100% or less. In particular, when the corrosion resistance is not a problem, it is desirable that the P content is 0.030% or less with emphasis on workability. However, in order to reduce the P content, de-P cost is required, so the lower limit is made 0.001% from the viewpoint of economy.
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成し、割れの起点となり、加工性のうち穴拡げ性を低減させる元素であり、全伸びを著しく低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする必要がある。但し、Ｓ含有量を０．０００５％未満にするためには、脱硫コストが高くなる。このため、Ｓ含有量を０．０００５％以上とする。 S forms a sulfide such as MnS, becomes a starting point of cracking, and is an element that reduces hole expansibility among workability, and significantly reduces the total elongation. Therefore, the S content needs to be 0.050% or less. However, desulfurization cost becomes high in order to make S content less than 0.0005%. For this reason, S content shall be 0.0005% or more.
Ｎは、加工性を劣化させる元素である。また、ＮとともにＴｉおよび／またはＮｂが添加された場合には、ＴｉＮ、ＮｂＮの生成によりＴｉ、Ｎｂの添加効果を発揮させるための有効量が低減する上、生成した窒化物が、伸びおよび穴拡げ性を低下させる。このため、Ｎ含有量は、少ない方がよい。上記の制約から、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。脱Ｎコストの観点から、Ｎ含有量の下限を０．０００５％とする。 N is an element that deteriorates workability. In addition, when Ti and / or Nb is added together with N, the effective amount for exerting the effect of addition of Ti and Nb is reduced by the generation of TiN and NbN, and the generated nitride is elongated and has a hole. Reduce spreadability. For this reason, it is better that the N content is small. From the above constraints, the N content is set to 0.010% or less. From the viewpoint of removing N cost, the lower limit of the N content is set to 0.0005%.
本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるが、さらに、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。 The high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has the above component composition, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities, but may further contain the following elements as necessary.
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、いずれも炭化物を形成し、強度の増加に有効である。この効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を添加することが好ましい。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、再結晶を遅らせ、未再結晶フェライトの形成に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｔｉは０．００５％以上、Ｎｂは０．００５％以上、Ｖは０．０１％以上の添加が好ましい。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの添加が過度になると、析出強化により伸びが劣化する。このため、Ｔｉの含有量は０．３０％以下、Ｎｂの含有量は０．３０％以下、Ｖの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。 Ti, Nb, and V all form carbides and are effective in increasing the strength. In order to effectively exhibit this effect, it is preferable to add one or more of Ti, Nb, and V. Ti, Nb, and V delay recrystallization and contribute to the formation of non-recrystallized ferrite. In order to obtain these effects, it is preferable to add 0.005% or more of Ti, 0.005% or more of Nb, and 0.01% or more of V. However, when Ti, Nb, and V are excessively added, elongation deteriorates due to precipitation strengthening. For this reason, it is preferable that the Ti content is 0.30% or less, the Nb content is 0.30% or less, and the V content is 0.50% or less.
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物系の介在物の形状を制御し、加工性の向上に有効な元素である。この効果を有効に発揮させるためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加することが好ましく、各々の元素は０．０００５％以上添加する好ましい。一方、多量の添加は、逆に鋼の清浄度を悪化させるため、伸びの低下につながる。これより、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有する場合、各々の添加量の上限を０．０１０％とすることが好ましい。 Ca, Mg, Zr, and REM are effective elements for controlling the shape of sulfide inclusions and improving workability. In order to exhibit this effect effectively, it is preferable to add one or more of Ca, Mg, Zr, and REM, and each element is preferably added in an amount of 0.0005% or more. On the other hand, a large amount of addition deteriorates the cleanliness of the steel, leading to a decrease in elongation. Accordingly, when one or more of Ca, Mg, Zr, and REM are contained, the upper limit of each addition amount is preferably 0.010%.
また、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上を添加してもよい。 Furthermore, one or more of Cr, Mo, Ni, and Cu may be added.
Ｃｕは、Ｐとの複合添加により、耐腐食性を向上する元素である。この効果を得るためには、Ｃｕを０．０５％以上添加することが望ましい。但し、多量のＣｕの添加は、焼き入れ性が強くなりすぎ、延性が低下する。このため、Ｃｕ含有量の上限を３．０％とすることが望ましい。 Cu is an element that improves the corrosion resistance when combined with P. In order to obtain this effect, it is desirable to add 0.05% or more of Cu. However, when a large amount of Cu is added, the hardenability becomes too strong and the ductility is lowered. For this reason, it is desirable that the upper limit of the Cu content be 3.0%.
Ｎｉは、単独では焼き入れ性を増加させマルテンサイトの形成に寄与する。また、Ｃｕを添加したときの熱間割れを抑制する元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉを０．０５％以上添加することが望ましい。但し、多量のＮｉの添加は、Ｃｕ同様に焼き入れ性が強くなりすぎるため、延性が低下する。このため、Ｎｉ含有量の上限を３．０％とすることが望ましい。 Ni alone increases the hardenability and contributes to the formation of martensite. Further, it is an element that suppresses hot cracking when Cu is added. In order to obtain these effects, it is desirable to add 0.05% or more of Ni. However, when a large amount of Ni is added, the hardenability becomes too strong like Cu, and the ductility is lowered. For this reason, it is desirable that the upper limit of the Ni content be 3.0%.
Ｍｏは、セメンタイトの生成を抑制し、強度に寄与するほか、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｍｏを０．０５％以上添加することが望ましい。但し、Ｍｏは焼き入れ性を高める能力が高く、Ｍｏを過剰に添加すると急激に延性が低下する。このため、Ｍｏ含有量の上限を１．０％とすることが望ましい。 Mo is an element effective for suppressing the formation of cementite, contributing to strength, and improving hole expansibility. In order to obtain this effect, it is desirable to add 0.05% or more of Mo. However, Mo has a high ability to improve hardenability, and when Mo is added excessively, the ductility is rapidly lowered. For this reason, it is desirable that the upper limit of the Mo content be 1.0%.
ＣｒもＶと同様に炭化物を形成し、強度確保に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｃｒを０．０５％以上添加することが望ましい。但し、Ｃｒは、焼き入れ性を高める元素であり、多量に添加すると伸びが低減する。そこで、Ｃｒ含有量の上限を３．０％とすることが望ましい。 Cr, like V, forms carbides and is an element that contributes to securing strength. In order to obtain this effect, it is desirable to add 0.05% or more of Cr. However, Cr is an element that enhances hardenability, and when added in a large amount, elongation decreases. Therefore, it is desirable that the upper limit of the Cr content is 3.0%.
Ｂは、Ｍｎと同様に強度に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましい。但し、Ｂも焼き入れ性を高める元素であるため、多量に添加すると延性が低下する。このため、Ｂ含有量の上限を０．１００％とすることが望ましい。 B is an element that contributes to strength in the same manner as Mn. In order to obtain this effect, the B content is desirably 0.0001% or more. However, since B is also an element that enhances the hardenability, the ductility decreases when added in a large amount. For this reason, it is desirable that the upper limit of the B content be 0.100%.
本発明の高強度冷延鋼板は、上述してきた元素以外は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなるが、以上説明した各元素の他にも、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。 The high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is composed of Fe and unavoidable impurities other than the elements described above, but can be contained within the range not impairing the effects of the present invention in addition to the elements described above. .
次に、本発明の高強度冷延鋼板の金属組織について説明する。 Next, the metal structure of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention will be described.
本発明において、重要な構成のひとつが未再結晶フェライト相の面積率である。鋼板の伸びを確保する点では、未再結晶フェライト相は少ない程よい。ただし、鋼板の伸びは、未再結晶フェライト相の面積率と１次関数の相関関係にはならず、未再結晶フェライト相の面積率が２０％未満になると大幅に増加する。
一方で、鋼板の降伏応力は、未再結晶フェライト相の面積率が低下するにしたがって、ほぼ１次関数の相関関係で低下する。
よって、鋼板の降伏応力と伸びのバランスを高めるために、金属組織の含有する未再結晶フェライト相の面積率は２％以上、２０％未満とする。特に、高い伸びを有する鋼板が望まれる場合は、未再結晶フェライト相の面積率を１５％以下することが望ましい。また、降伏応力が強く望まれる部材用途に用いる鋼板である場合には、未再結晶フェライト相の面積率を５％以上とすることが望ましい。
In the present invention, one of the important components is the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase. In order to ensure the elongation of the steel sheet, the less unrecrystallized ferrite phase is better. However, the elongation of the steel sheet does not correlate with the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase and a linear function, and greatly increases when the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase is less than 20%.
On the other hand, the yield stress of the steel sheet decreases with a substantially linear correlation as the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase decreases.
Therefore, in order to increase the balance between the yield stress and the elongation of the steel sheet, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase contained in the metal structure is 2% or more and less than 20%. In particular, when a steel sheet having a high elongation is desired, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase is preferably 15% or less. Further, in the case of a steel plate used for a member application that strongly requires yield stress, it is desirable that the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase is 5% or more.
上記の未再結晶フェライト相の面積率が鋼板の伸びに与える影響については明らかとなっていないが、未再結晶フェライト相の面積率を高くするような製造条件では、未再結晶フェライト相の各粒の長軸長さが大きくなりやすく、連結率も高くなりやすい。また、長手方向に伸びた延性の低い未再結晶フェライトの粒はボイド発生の起点となりやすく、延性を著しく低下させていると考えられる。
このような場合、未再結晶フェライト相の結晶粒（未再結晶粒）とマルテンサイト組織の配置を制御することにより延性が改善できる。すなわち、未再結晶粒とマルテンサイト組織のブロックが1μｍ以内の位置に隣接する、すなわち未再結晶粒とマルテンサイト組織のブロックの間隔を１μｍ以内とすることで、マルテンサイトの硬さに起因するひずみの不均一化で未再結晶粒へのひずみが抑制され、割れの起点になりにくくすることが可能である。この効果を得るには、未再結晶粒の個数比で６０％以上の粒がマルテンサイト組織のブロックと１μｍ以内に隣接している必要がある。すなわち、マルテンサイト組織と隣接する未再結晶粒（隣接粒）が、全未再結晶粒に対し、個数比で６０％以上とする。なお、隣接するマルテンサイトは焼き入れままのマルテンサイトでも焼き戻しを加えた焼き戻しマルテンサイトでも効果は同等である。
The effect of the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase on the elongation of the steel sheet has not been clarified, but under the production conditions that increase the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase, The long axis length of the grains tends to increase, and the connection rate tends to increase. Moreover, the non-recrystallized ferrite grains having a low ductility extending in the longitudinal direction are likely to be the starting point of void generation, and it is considered that the ductility is significantly reduced.
In such a case, the ductility can be improved by controlling the arrangement of the crystal grains (non-recrystallized grains) of the non-recrystallized ferrite phase and the martensite structure. That is, the block of unrecrystallized grains and martensite structure is adjacent to a position within 1 μm, that is, the interval between the blocks of unrecrystallized grains and martensite structure is within 1 μm, resulting in the hardness of martensite. By making the strain non-uniform, the strain on the non-recrystallized grains can be suppressed, and it can be made difficult to become the starting point of the crack. In order to obtain this effect, it is necessary that 60% or more of grains in the number ratio of non-recrystallized grains be adjacent to the block of martensite structure within 1 μm. That is, the non-recrystallized grains (adjacent grains) adjacent to the martensite structure are 60% or more in terms of the number ratio with respect to all the non-recrystallized grains. In addition, the effect is equivalent even if the adjacent martensite is tempered martensite which added tempering even if it is as-quenched martensite.
また、本発明の高強度冷延鋼板は、硬質相として、マルテンサイト組織も利用する。
マルテンサイト組織は降伏応力を低下させるため、過剰に生成させることはＹＲの低下を招く。一方、上述したように、マルテンサイト組織と未再結晶粒とを隣接させることで、マルテンサイトの硬さに起因するひずみの不均一化によって未再結晶粒へのひずみが抑制され、割れの起点になりにくくする効果を有する。これらのことから、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトのうち１種または２種の合計で５％以上、６０％未満含有させる。
The high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention also uses a martensite structure as the hard phase.
Since the martensite structure lowers the yield stress, excessive generation leads to a decrease in YR. On the other hand, as described above, by making the martensite structure and the non-recrystallized grains adjacent to each other, the strain to the non-recrystallized grains is suppressed by the non-uniform strain caused by the hardness of the martensite, and the origin of crack Has the effect of making it difficult to become. Therefore, the total content of one or two of martensite and tempered martensite is 5% or more and less than 60%.
「未再結晶フェライト相の面積率の算出方法」
本発明の高強度冷延鋼板に含まれる未再結晶フェライト相の面積率は、以下に示す方法により求めることができる。
"Calculation method of area ratio of non-recrystallized ferrite phase"
The area ratio of the non-recrystallized ferrite phase contained in the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention can be determined by the following method.
鋼板から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、必要に応じてレペラーエッチを行ってから光学顕微鏡で観察し、写真を撮影する。得られた顕微鏡写真を画像解析することによって、フェライト相と、フェライト相以外とを区別して、フェライト相の面積率を算出する。なお、フェライト相の面積率は、顕微鏡写真の１つの視野を縦２００μｍ横２００μｍ以上の面積とし、視野の異なる１０以上の顕微鏡写真をそれぞれ画像解析してフェライト相の面積率を算出し、これを平均することにより求める。 A sample is taken from the steel sheet with the cross section of the plate parallel to the rolling direction as the observation surface, and the observation surface is polished, nital etched, and repeller etched as necessary, and then observed with an optical microscope and photographed. By analyzing the image of the obtained micrograph, the ferrite phase and other than the ferrite phase are distinguished, and the area ratio of the ferrite phase is calculated. In addition, the area ratio of the ferrite phase is calculated by calculating the area ratio of the ferrite phase by analyzing one image of 10 or more micrographs having different fields of view, with one field of view of the micrograph being 200 μm in length and 200 μm in width. Calculate by averaging.
また、鋼板を機械研磨等によって所定の板厚まで減厚し、電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように試料を作製する。作成した試料の測定面について、電子後方散乱解析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰという。）における結晶方位測定データを得る。ＥＢＳＰは、試料の各結晶粒内で５点以上測定する。ＥＢＳＰの各測定結果から得られた結晶方位測定データは、ピクセルとして出力される。
次に、得られた結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ）法で解析し、フェライト相に含まれる未再結晶フェライトを判別し、フェライト相中の未再結晶フェライトの面積率を算出する。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができる。本発明では、隣接する測定点との平均結晶方位差が１°以上である粒を未再結晶フェライトと定義する。
次に、高強度冷延鋼板の金属組織中のフェライト相の面積率と、フェライト相中に含まれる未再結晶フェライトの面積率とを用いて、金属組織中の未再結晶フェライトの面積率を算出する。
Further, the steel sheet is reduced to a predetermined plate thickness by mechanical polishing or the like, and the distortion is removed by electrolytic polishing or the like, and at the same time, a sample is prepared so that the 1/4 thickness surface becomes the measurement surface. Crystal orientation measurement data in an electron backscattering analysis image (referred to as EBSP) is obtained for the measurement surface of the prepared sample. EBSP measures 5 points or more in each crystal grain of the sample. Crystal orientation measurement data obtained from each EBSP measurement result is output as a pixel.
Next, the obtained crystal orientation measurement data is analyzed by the Kernel Average Misoration (KAM) method, the unrecrystallized ferrite contained in the ferrite phase is discriminated, and the area ratio of the unrecrystallized ferrite in the ferrite phase is calculated. In the KAM method, the crystal orientation difference between adjacent pixels (measurement points) can be quantitatively shown. In the present invention, grains having an average crystal orientation difference of 1 ° or more from adjacent measurement points are defined as non-recrystallized ferrite.
Next, using the area ratio of the ferrite phase in the metal structure of the high-strength cold-rolled steel sheet and the area ratio of unrecrystallized ferrite contained in the ferrite phase, the area ratio of unrecrystallized ferrite in the metal structure is calculated. calculate.
なお、本発明は、未再結晶フェライト相を最大限に活用する発明であり、本発明の高強度冷延鋼板の金属組織において、未再結晶フェライト相、マルテンサイト組織以外の相、組織については、特に制約を設けるものではなく、フェライト相、ベイナイト組織、パーライト組織が存在していてもよい。すなわち、本発明は、金属組織において、上記構成を有する未再結晶フェライト相、マルテンサイト組織を生成させることが重要であり、残部の金属組織は特に限定せずとも本発明の効果を十分に発揮できる。 The present invention is an invention that makes the best use of the non-recrystallized ferrite phase. In the metal structure of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, the phase and structure other than the non-recrystallized ferrite phase and martensite structure However, there is no particular restriction, and a ferrite phase, a bainite structure, and a pearlite structure may exist. That is, in the present invention, it is important to generate a non-recrystallized ferrite phase and a martensite structure having the above-described structure in the metal structure, and the effects of the present invention can be sufficiently exhibited even if the remaining metal structure is not particularly limited. it can.
「マルテンサイト組織と隣接する未再結晶粒（隣接粒）の比率の算出方法」
上記方法にて観測した未再結晶フェライト相の複数の結晶粒において、ＳＥＭ観察にて観察されたマルテンサイトとの間隔（距離）を画像解析にて測定し、その間隔が１μｍ以内である未再結晶粒を隣接粒とする。
“Calculation method of the ratio of non-recrystallized grains (adjacent grains) adjacent to the martensite structure”
In a plurality of crystal grains of the unrecrystallized ferrite phase observed by the above method, an interval (distance) with martensite observed by SEM observation is measured by image analysis, and the interval is less than 1 μm. The crystal grains are adjacent grains.
本発明の高強度冷延鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。鋼板表面に亜鉛めっき層を付与することで、耐食性が向上する。溶融亜鉛めっき層は、ＺｎとＡｌとを含み、Ｆｅ含有量を１３％未満に制限したものであることが好ましい。溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が１３％未満であると、めっき密着性、成形性、穴拡げ性に優れる。Ｆｅ含有量が１３％以上であると、溶融亜鉛めっき層自体の密着性が損なわれる。このため、鋼板を加工する際に溶融亜鉛めっき層が破壊・脱落し、金型に付着することで、疵の原因となる。 The high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention may have a hot-dip galvanized layer on the steel sheet surface. Corrosion resistance is improved by providing a galvanized layer on the steel sheet surface. The hot dip galvanized layer preferably contains Zn and Al and has a Fe content limited to less than 13%. When the Fe content in the hot dip galvanized layer is less than 13%, the plating adhesion, formability, and hole expandability are excellent. When the Fe content is 13% or more, the adhesiveness of the hot dip galvanized layer itself is impaired. For this reason, when processing a steel plate, the hot dip galvanized layer breaks and falls off and adheres to the mold, which causes wrinkles.
また溶融亜鉛めっき層は、合金化されていてもよい。合金化された溶融亜鉛めっき層では、合金化処理によって溶融亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれているため、優れたスポット溶接性および塗装性が得られる。合金化された溶融亜鉛めっき層では、Ｆｅ含有量は７％以上であることが好ましい。Ｆｅ含有量が７％未満では、合金化処理を行うことによるスポット溶接性の向上効果が不十分となる場合がある。
なお、合金化されていない溶融亜鉛めっき層では、Ｆｅ含有量が１３％未満であれば、７％未満であっても溶融亜鉛めっき層を有することによる効果に影響はなく、０％であってもよい。
The hot dip galvanized layer may be alloyed. In the alloyed hot-dip galvanized layer, Fe is taken into the hot-dip galvanized layer by the alloying treatment, so that excellent spot weldability and paintability are obtained. In the alloyed hot-dip galvanized layer, the Fe content is preferably 7% or more. If the Fe content is less than 7%, the effect of improving the spot weldability by performing the alloying treatment may be insufficient.
In the case of an unalloyed hot dip galvanized layer, if the Fe content is less than 13%, even if it is less than 7%, the effect of having the hot dip galvanized layer is not affected, and is 0%. Also good.
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ２以上であることが望ましい。 The plating adhesion amount is not particularly limited, but is preferably 5 g / m 2 or more in terms of one-side adhesion amount from the viewpoint of corrosion resistance.
本発明の高強度冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施してもよい。また、本発明の高強度冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。 In the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, upper plating may be performed on the hot-dip galvanized layer for the purpose of improving paintability and weldability. In the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity improvement treatment, weldability improvement treatment, and the like may be performed on the hot-dip galvanized layer.
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the high intensity | strength cold-rolled steel plate of this invention is demonstrated.
本発明の高強度冷延鋼板を製造するには、まず、上記の成分組成からなる鋳造スラブを用意する。次いで、鋳造スラブを直接または一旦冷却した後、１１００℃以上に加熱し、熱間圧延を実施する。 In order to produce the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, first, a cast slab composed of the above component composition is prepared. Next, the cast slab is directly or once cooled, and then heated to 1100 ° C. or higher, and hot rolling is performed.
本実施形態では、熱間圧延を行う前に、鋳造スラブの均質化および炭窒化物の溶解のために１１００℃以上に加熱する熱処理を行う。この鋳造スラブの熱処理は、鋳造スラブを鋳造した後の高温のままの鋳造スラブに直接行ってもよいし、鋳造後に一旦冷却した鋳造スラブを再加熱して行ってもよい。
鋳造スラブの熱処理温度が１１００℃未満では、鋳造スラブの均質化および炭窒化物の溶解が不十分となり、強度の低下や加工性の低下を起こす。一方、鋳造スラブの熱処理温度が１３００℃を超えると、製造コストが増加するとともに、生産性が低下する。また、熱処理温度が１３００℃を超えると、初期のオーステナイト粒径が大きくなることで最終的に混粒になりやすくなり、延性が低下する恐れがある。そこで、鋳造スラブの熱処理温度は、１１００℃以上とする必要があり、１３００℃未満が望ましい。
熱間圧延の仕上げ温度がＡｒ３点を下回ると、冷間圧延での割れを誘発し、材質の低下が懸念されるため、Ａｒ３点以上の温度で仕上げ圧延を行うことが望ましい。
In this embodiment, before performing hot rolling, heat treatment is performed to heat to 1100 ° C. or higher in order to homogenize the cast slab and dissolve the carbonitride. The heat treatment of the cast slab may be performed directly on the cast slab as it is at a high temperature after casting the cast slab, or may be performed by reheating the cast slab once cooled after casting.
When the heat treatment temperature of the cast slab is less than 1100 ° C., the homogenization of the cast slab and the dissolution of carbonitride are insufficient, resulting in a decrease in strength and workability. On the other hand, when the heat treatment temperature of the cast slab exceeds 1300 ° C., the manufacturing cost increases and the productivity decreases. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 1300 ° C., the initial austenite grain size becomes large, and eventually it becomes easy to become mixed grains, which may reduce ductility. Therefore, the heat treatment temperature of the cast slab needs to be 1100 ° C. or higher, and is preferably less than 1300 ° C.
If the finishing temperature of the hot rolling is lower than the Ar 3 point, cracking in the cold rolling is induced, and there is a concern about deterioration of the material. Therefore, it is desirable to perform the finish rolling at a temperature of the Ar 3 point or higher.
熱間圧延後に得られた熱延鋼板は、酸洗にてスケール層を除去した後、冷間圧延を行う。
冷間圧延は３０％以上の圧延率で行う。冷間圧延での圧延率が３０％未満であると、再結晶核の形成が起こりにくく、回復粒の粗大化によって粒成長が始まる。このため、再結晶が不十分となり、未再結晶フェライトの面積率が２０％未満である金属組織を得ることが困難となる。またさらに、未再結晶粒の強度が十分に得られないため、強化への寄与得られない。なお、冷間圧延での圧延率は、未再結晶フェライトの面積率を小さくして鋼板の伸びをより一層向上させるために、４０％以上であることが好ましい。
The hot-rolled steel sheet obtained after hot rolling is subjected to cold rolling after removing the scale layer by pickling.
Cold rolling is performed at a rolling rate of 30% or more. When the rolling ratio in cold rolling is less than 30%, recrystallization nuclei are hardly formed, and grain growth starts by coarsening of recovered grains. For this reason, recrystallization becomes insufficient, and it becomes difficult to obtain a metal structure in which the area ratio of non-recrystallized ferrite is less than 20%. Furthermore, since the strength of non-recrystallized grains cannot be obtained sufficiently, no contribution to strengthening can be obtained. Note that the rolling rate in cold rolling is preferably 40% or more in order to reduce the area ratio of unrecrystallized ferrite and further improve the elongation of the steel sheet.
次に、得られた冷延鋼板を再結晶温度以下、（再結晶温度−３０）℃以上の最高温度にて焼鈍する冷延板焼鈍工程を行う。
冷延板焼鈍工程は、本発明の高強度冷延鋼板の金属組織を作りこむうえで、最も重要な工程である。冷延板焼鈍工程における最大到達温度（最高温度）は、再結晶温度に対して管理される。すなわち、最大到達温度を、再結晶温度以下、（再結晶温度−３０）℃以上とする必要がある。最大到達温度が、再結晶温度を超えると、未再結晶フェライト相を残存させることが困難となる。最大到達温度は、未再結晶フェライトの面積率を確保しやすくするために、再結晶温度の−１０℃以下であることがより好ましい。また、最大到達温度が、再結晶温度−３０℃未満であると、未再結晶フェライト相が残存しすぎて伸びの著しい劣化が起こる。
Next, a cold-rolled sheet annealing step is performed in which the obtained cold-rolled steel sheet is annealed at a recrystallization temperature or lower and at a maximum temperature of (recrystallization temperature −30) ° C. or higher.
The cold-rolled sheet annealing process is the most important process in forming the metal structure of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention. The maximum reached temperature (maximum temperature) in the cold rolled sheet annealing process is controlled with respect to the recrystallization temperature. That is, it is necessary to make the maximum temperature not more than the recrystallization temperature and not less than (recrystallization temperature−30) ° C. When the maximum temperature reaches the recrystallization temperature, it becomes difficult to leave the non-recrystallized ferrite phase. The maximum ultimate temperature is more preferably −10 ° C. or less of the recrystallization temperature in order to easily secure the area ratio of the non-recrystallized ferrite. On the other hand, if the maximum temperature reached is less than the recrystallization temperature of −30 ° C., the unrecrystallized ferrite phase remains too much, resulting in significant deterioration of elongation.
再結晶温度は、再結晶温度を変化させる主な因子である、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率によって、以下に示す方法により、予め決定される。 The recrystallization temperature is determined in advance by the following method depending on the component composition, the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet, and the rolling rate in cold rolling, which are the main factors that change the recrystallization temperature.
「再結晶温度の算出方法」
所定の成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率で作成した冷延鋼板（冷延まま材）を、ディラトメータにて１０℃／ｓの昇温速度で加熱し、種々の到達温度に達したところで冷却を行って試験体とする。本実施形態では、到達温度を１０℃以下のピッチで変化させて、到達温度の異なる複数の試験体を作成する。得られた各試験体の未再結晶フェライト相の面積率を、上述した「未再結晶フェライト相の面積率の算出方法」を用いて調べる。そして、再結晶フェライト相の面積率が９８％以上であった試験体の到達温度の最高温度を、再結晶温度とする。
"Calculation method of recrystallization temperature"
A cold-rolled steel sheet (as cold-rolled material) prepared with a predetermined component composition, crystal grain size of hot-rolled steel sheet, and rolling rate in cold rolling is heated with a dilatometer at a rate of temperature increase of 10 ° C./s. When it reaches the temperature reached, it is cooled to obtain a test specimen. In this embodiment, the ultimate temperature is changed at a pitch of 10 ° C. or less to create a plurality of test bodies having different ultimate temperatures. The area ratio of the non-recrystallized ferrite phase of each test specimen obtained is examined using the above-described “calculation method of the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase”. And the highest temperature of the ultimate temperature of the test body in which the area ratio of the recrystallized ferrite phase was 98% or more is defined as the recrystallization temperature.
なお、再結晶温度を決定する際には、精度が確認されていて、鋼板の未再結晶フェライト相の面積率と対応している物理モデルを用いて、上記の複数の試験体のうちの一部または全部の未再結晶フェライト相の面積率を算出してもよいし、再結晶温度を算出してもよい。 When determining the recrystallization temperature, accuracy is confirmed, and a physical model corresponding to the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase of the steel sheet is used to select one of the plurality of test bodies. The area ratio of part or all of the unrecrystallized ferrite phase may be calculated, or the recrystallization temperature may be calculated.
また、複数の試験体の未再結晶フェライト相の面積率に基づいて、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率のいずれかの条件（例えば、成分組成）と再結晶温度との関係を示すマップを作成し、これを用いて再結晶温度を決定してもよいし、上記のいずれか１以上の条件と再結晶温度との経験式を作成し、これを用いて再結晶温度を決定してもよい。 Further, based on the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase of a plurality of specimens, any one of the conditions (for example, the component composition) of the component composition, the crystal grain size of the hot-rolled steel sheet, and the rolling rate in cold rolling A map showing the relationship with the crystal temperature may be created and used to determine the recrystallization temperature, or an empirical formula between one or more of the above conditions and the recrystallization temperature may be created and used. Thus, the recrystallization temperature may be determined.
本実施形態では、冷延板焼鈍工程において、前述の最高温度で３０秒以上、３００秒以下保持することが好ましい。最高温度で３０秒以上保持することにより、未再結晶フェライト粒のうち、マルテンサイト組織と隣接していない粒の比率が低減する。一方、最高温度での保持時間が、３００秒を超えても、未再結晶フェライト粒とマルテンサイト組織との隣接性は飽和する上、生産性が低下して製造コストが増大するため、好ましくない。 In the present embodiment, in the cold-rolled sheet annealing step, it is preferable to hold at the above-mentioned maximum temperature for 30 seconds or more and 300 seconds or less. By holding at the maximum temperature for 30 seconds or more, the ratio of grains not adjacent to the martensite structure among the non-recrystallized ferrite grains is reduced. On the other hand, even if the holding time at the maximum temperature exceeds 300 seconds, the adjacency between the non-recrystallized ferrite grains and the martensite structure is saturated, and the productivity is lowered and the manufacturing cost is increased. .
本実施形態では、冷延板焼鈍工程を行った後、１℃／秒以上、２００℃／秒以下の平均冷却速度で３５０℃以下まで冷却する冷却工程を行う。
この冷却工程では、冷却中の組織変化による材質劣化を抑制するため、１℃／秒以上の平均速度で冷却する必要がある。また、２００℃／秒を超える平均冷却速度としても、高強度冷延鋼板の特性が大きく変わることはなく、冷却停止温度の精度の低下および冷却コストの増大を生み出す。このため、平均冷却速度の上限を２００℃／秒とする。
また、この冷却工程のうち、７００℃から４００℃まで変態ノーズにかかる温度域においては、平均冷却速度を５℃／ｓ以上とする必要がある。これは、組織中のマルテンサイトを十分に確保するうえで重要である他、パーライトの過剰な形成による延性劣化を抑制することができる。延性を高く保つためには１０℃／ｓ以上が望ましい。なお、７００℃から４００℃間の平均冷却速度は実測によって求めても良いが、計算や経験による推測値であっても、精度が高いものであれば構わない。例えば、実測値にて補正された計算値を用いることが出来る。
In this embodiment, after performing a cold-rolled sheet annealing process, the cooling process which cools to 350 degrees C or less with the average cooling rate of 1 to 200 degreeC / second is performed.
In this cooling step, it is necessary to cool at an average rate of 1 ° C./second or more in order to suppress material deterioration due to structural changes during cooling. Moreover, even if the average cooling rate exceeds 200 ° C./second, the characteristics of the high-strength cold-rolled steel sheet do not change significantly, resulting in a decrease in cooling stop temperature accuracy and an increase in cooling cost. For this reason, the upper limit of an average cooling rate shall be 200 degrees C / sec.
Moreover, in this cooling process, it is necessary to make an average cooling rate 5 degrees C / s or more in the temperature range concerning a transformation nose from 700 degreeC to 400 degreeC. This is important for sufficiently securing martensite in the structure, and can suppress ductility deterioration due to excessive formation of pearlite. In order to keep the ductility high, 10 ° C./s or more is desirable. In addition, although the average cooling rate between 700 degreeC and 400 degreeC may be calculated | required by actual measurement, even if it is a presumed value by calculation or experience, what is sufficient is a thing with high precision. For example, a calculated value corrected with an actual measurement value can be used.
またこの冷却工程では、冷却停止温度を３５０℃以下とする。冷却停止温度が３５０℃を超えるとパーライまたはベイナイトの過剰な形成により、強度を効率的に得られなくなる上、高強度冷延鋼板の伸びが著しく劣化する。 In this cooling step, the cooling stop temperature is set to 350 ° C. or lower. If the cooling stop temperature exceeds 350 ° C., excessive formation of palai or bainite makes it impossible to obtain the strength efficiently, and the elongation of the high-strength cold-rolled steel sheet is significantly deteriorated.
さらに本実施形態では、冷却工程の後に、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施してもよい。このことにより、表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度冷延鋼板が得られる。
さらに、本実施形態では、溶融亜鉛めっきを施した後に、合金化処理を行ってもよい。合金化処理を行う場合には、６００℃以下の温度で行うことが好ましい。合金化処理の温度を６００℃以下とした場合、冷却工程後の鋼板の金属組織が、合金化処理を行うことによって変化することを抑制でき、好ましい。
Furthermore, in the present embodiment, hot dip galvanization may be performed on the steel sheet surface after the cooling step. As a result, a high-strength cold-rolled steel sheet having a hot-dip galvanized layer on the surface is obtained.
Furthermore, in this embodiment, after performing hot dip galvanization, you may perform an alloying process. When the alloying treatment is performed, it is preferably performed at a temperature of 600 ° C. or lower. When the temperature of the alloying treatment is 600 ° C. or less, it is preferable because the metal structure of the steel sheet after the cooling step can be suppressed from being changed by performing the alloying treatment.
次に、本発明を実施例に基づいて更に詳細に説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。 EXAMPLES Next, although this invention is demonstrated further in detail based on an Example, this invention is not limited to the conditions used in the following Examples.
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造法により鋳造スラブとした。
表１において、符号Ａ〜Ｌの鋼は、成分組成が本発明を満たしている。符号ａの鋼はＣとＣａの含有量、符号ｂの鋼はＭｎとＰの含有量、符号ｃの鋼はＮｂの含有量、符号ｄの鋼はＣの含有量、符号ｅの鋼はＳｉとＳの含有量、符号ｆの鋼はＮとＴｉの含有量が、それぞれ本発明の範囲外である。
表２および表３における鋼の符号は、アルファベットが表１に示す鋼の種類を表し、数字が実施例の番号を表す。例えば「Ａ１」とあるのは、表１の鋼Ａを用いた１番目の実施例であることを意味する。
表１〜３においては、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。
Steels having the composition shown in Table 1 were melted and cast slabs by a continuous casting method according to a conventional method.
In Table 1, as for the steel of code | symbol AL, a component composition has satisfy | filled this invention. The steel of the symbol a is the content of C and Ca, the steel of the symbol b is the content of Mn and P, the steel of the symbol c is the content of Nb, the steel of the symbol d is the content of C, the steel of the symbol e is Si And S, and the steel with the symbol f has N and Ti contents outside the scope of the present invention.
In Tables 2 and 3, the letters of steel represent the types of steel shown in Table 1, and the numerals represent the numbers of the examples. For example, “A1” means the first example using the steel A in Table 1.
In Tables 1 to 3, numerical values outside the scope of the present invention are underlined.
表１に示す成分組成の鋳造スラブを、加熱し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、冷延板焼鈍工程、冷却工程を行って、板厚１．４ｍｍの鋼板を得た。なお、熱間圧延の仕上げ圧延においては、表２に示す「Ａｒ３（℃）」以上の温度にて行った。
表２に、鋳造スラブ加熱温度（加熱温度）、冷間圧延の圧延率（冷延率）、冷延板焼鈍工程の「再結晶温度−最高到達温度（最高温度）」、最高温度での保持時間、冷却工程での平均冷却速度（冷却速度）、７００℃〜４００℃間の平均冷却速度（冷却速度）、冷却停止温度を示す。
The cast slab having the component composition shown in Table 1 was heated, hot-rolled, pickled, and cold-rolled, and subjected to a cold-rolled sheet annealing step and a cooling step to obtain a steel plate having a thickness of 1.4 mm. The hot rolling finish rolling was performed at a temperature equal to or higher than “Ar3 (° C.)” shown in Table 2.
Table 2 shows the casting slab heating temperature (heating temperature), cold rolling reduction rate (cold rolling rate), “recrystallization temperature—maximum temperature reached (maximum temperature)” in the cold rolling sheet annealing process, and holding at the maximum temperature. The time, the average cooling rate (cooling rate) in the cooling step, the average cooling rate (cooling rate) between 700 ° C. and 400 ° C., and the cooling stop temperature are shown.
次に、得られた鋼板に、０．５％のスキンパス圧延を行い、一部の鋼板については、常法に従って溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっきを施したものの一部には溶融亜鉛めっきに浸漬した後に６００℃以下の温度で合金化処理を行って、供試体とした。
表２に、溶融亜鉛めっき層の有無を示す。なお、「＊」印を付した試験Ｎｏ．Ｂ３、Ｄ３、Ｇ１は、合金化処理を施した例である。
Next, 0.5% skin pass rolling was performed on the obtained steel sheet, and a part of the steel sheet was hot dip galvanized according to a conventional method, and a part of the hot dip galvanized part was hot dip galvanized. After immersion, alloying treatment was performed at a temperature of 600 ° C. or lower to obtain a specimen.
Table 2 shows the presence or absence of a hot-dip galvanized layer. In addition, test No. marked with “*”. B3, D3, and G1 are examples in which an alloying process was performed.
各供試体について、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して機械特性（ＹＰ（降伏応力）、ＴＳ（引張強度）、Ｅｌ（伸び）、ＹＲ（降伏応力ＹＰ／引張強度ＴＳ）、ＴＳ＊Ｅｌ、ＹＰ＊Ｅｌ（降伏応力×伸び））を評価した。その結果を表３に示す。 For each specimen, mechanical properties (YP (yield stress), TS (tensile strength), El (elongation), YR (yield stress YP / tensile strength TS), TS * El, YP * El (in accordance with JIS Z2241) Yield stress x elongation)) was evaluated. The results are shown in Table 3.
また、供試体について、上述した方法を用いて、未再結晶フェライト相の面積率（未再結晶フェライト分率）、マルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の総相分率（マルテンサイト相の合計相分率）、マルテンサイトと隣接する未再結晶粒の個数分率（隣接粒比率）を調べた結果を表３に示す。 In addition, for the specimen, using the method described above, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase (non-recrystallized ferrite fraction), the total phase fraction of the martensite phase and the tempered martensite phase (the total phase of the martensite phase) Table 3 shows the results of examining the fraction) and the number fraction of non-recrystallized grains adjacent to martensite (adjacent grain ratio).
表３に示すように、本発明を満たす供試体（表３の備考における発明鋼１および発明鋼２）は、本発明を満たさない供試体（表３の備考における比較鋼）と比べて、優れたＹＰ＊Ｅｌを示した。このことから、本発明によれば、４００Ｎ／ｍｍ2クラス以上の強度を有し、かつ優れた加工性（伸び）と高い降伏応力とを備えた高強度冷延鋼板が得られることが分かった。
更に、冷延板焼鈍工程における保持時間を３０〜３００秒とし、隣接粒比率が６０％以上であって供試体（表３の備考における発明鋼１）は、更に優れたＹＰ＊Ｅｌを示した。
一方、比較鋼は、ＹＰ＊Ｅｌが発明鋼１および発明鋼２と比較して劣位であった。
As shown in Table 3, the specimens satisfying the present invention (Invention Steel 1 and Invention Steel 2 in the remarks of Table 3) are superior to the specimens not satisfying the present invention (Comparative Steel in the remarks of Table 3). YP * El. From this, it was found that according to the present invention, a high-strength cold-rolled steel sheet having a strength of 400 N / mm 2 class or more and having excellent workability (elongation) and high yield stress can be obtained. .
Furthermore, the holding time in the cold-rolled sheet annealing step was 30 to 300 seconds, the adjacent grain ratio was 60% or more, and the specimen (invention steel 1 in the remarks in Table 3) showed a more excellent YP * El. .
On the other hand, in the comparative steel, YP * El was inferior to the inventive steel 1 and the inventive steel 2.
また、図１に、成分範囲が本発明の範囲にある鋼Ａから鋼Ｌについて、Ｃｅｑ．に対するＹＰ＊Ｅｌを示す。
本発明鋼１は本発明鋼２より高いＹＰ＊Ｅｌを示し、また、本発明鋼は比較鋼に比べ、溶接性の指標であるＣｅｑ．に対して高いＹＰ＊Ｅｌを示すことがわかる。
Further, in FIG. 1, for steel A to steel L whose component range is in the range of the present invention, Ceq. YP * El for.
The inventive steel 1 shows a higher YP * El than the inventive steel 2, and the inventive steel has a Ceq. It can be seen that YP * El is high.
Claims (10)
Ｃ ：０．０３％以上、０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．３％以上、４．０％以下、
Ｐ ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
金属組織において、面積率で、未再結晶フェライト相を２％以上、２０％未満含有し、マルテンサイト組織、焼戻しマルテンサイト組織のうち１種または２種を合計で５％以上、６０％未満含有し、
引張強度に対する降伏応力の比である降伏比ＹＲが０．７以上で、降伏応力と伸びとの積が１３０００以上であることを特徴とする溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。 % By mass
C: 0.03% or more, 0.35% or less,
Si: 0.01% or more, 2.00% or less,
Mn: 0.3% or more and 4.0% or less,
P: 0.001% or more, 0.100% or less,
S: 0.0005% or more, 0.050% or less,
N: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Al: 0.01% or more, containing 2.00% or less, the balance consists of Fe and inevitable impurities,
In the metal structure, the non-recrystallized ferrite phase is contained in an area ratio of 2% or more and less than 20%, and one or two of the martensite structure and tempered martensite structure is contained in total of 5% or more and less than 60%. And
A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in weldability and workability, wherein the yield ratio YR, which is the ratio of yield stress to tensile strength, is 0.7 or more and the product of yield stress and elongation is 13000 or more.
Ｃｒ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上、３．０％以下
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または請求項２に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。 Furthermore, Cr by mass: 0.05% or more, 3.0% or less,
Mo: 0.05% or more, 1.0% or less,
Ni: 0.05% or more, 3.0% or less,
The high-strength cold rolling excellent in weldability and workability according to claim 1 or 2, characterized by containing one or more of Cu: 0.05% or more and 3.0% or less. steel sheet.
Ｎｂ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｖ ：０．０１％以上、０．５０％以下
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〜請求項３のいずれか１項に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。 Furthermore, in mass%,
Nb: 0.005% or more, 0.30% or less,
Ti: 0.005% or more, 0.30% or less,
V: It contains 0.01% or more and 0.50% or less of 1 type or 2 types or more, It is excellent in the weldability and workability of any one of Claims 1-3 characterized by the above-mentioned. High strength cold rolled steel sheet.
Ｂ：０．０００１％以上、０．１００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。 Furthermore, in mass%,
The high-strength cold-rolled steel sheet having excellent weldability and workability according to any one of claims 1 to 4, wherein B: 0.0001% or more and 0.100% or less.
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０１０％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板。 Furthermore, in steel,
Ca: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Mg: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Zr: 0.0005% or more, 0.010% or less,
REM: 0.0005% or more, 0.010% or less of 1 type or 2 types or more are contained, It is excellent in the weldability and workability of any one of Claims 1-5 characterized by the above-mentioned. High strength cold rolled steel sheet.
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