JP2017214648A - High strength steel sheet and manufacturing method therefor - Google Patents

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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high strength steel sheet having high levels of tensile strength (TS), yield ratio (YR), product of (TS) and all elongation (EL) (TS×EL), LDR and hole expandability (λ) and a manufacturing method therefor.SOLUTION: There is provided a high strength steel sheet containing C:0.15 mass% to 0.35 mass%, total of Si and Al:0.5 mass% to 3.0 mass%, Mn:1.0 mass% to 4.0 mass%, P:0.05 mass% or less, S:0.01 mass% or less and the balance Fe with inevitable impurities and having a steel structure with ferrite fraction of 5% or less, total fraction of tempered martensite and tempered bainite of 60% or more and retained austenite amount of 10% or more, average size of MA of 3 μm or less and average size of the retained austenite of 1.0 μm, and the retained austenite with size of 1.5 μm or more being 2% or more of the total retained austenite amount.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、自動車部品をはじめとする各種の用途に使用可能な高強度鋼板に関する。   The present invention relates to a high-strength steel sheet that can be used for various applications including automobile parts.

自動車用部品等に供される鋼板は、燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化及び部品強度確保を達成するために鋼板の高強度化が求められている。特許文献1は980〜1180MPaの引張強さを有し、かつ良好な深絞り性を示す高強度鋼板を開示している。   Steel sheets used for automobile parts and the like are required to be thin in order to improve fuel efficiency, and steel sheets are required to have high strength in order to achieve thinning and securing of component strength. Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 to 1180 MPa and showing good deep drawability.

特開2009−203548号公報JP 2009-203548 A

しかし、自動車用部品をはじめとする各種用途において、高い引張強度と優れた深絞り性を有するだけでなく、さらに優れた強度延性バランス、高い降伏比および優れた穴広げ率を有することが求められている。
引張強度、強度延性バランス、降伏比、深絞り特性および穴広げ率それぞれについて、具体的には、以下のことが求められている。
引張強度については、980MPa以上であることが求められている。さらに引張強度については、溶接部においても十分な値を有することが求められている。具体的には、スポット溶接部の十字引張強度は6kN以上であることが求められている。
また、使用中に負荷できる応力を高くするためには、高い引張強度(TS)に加えて高い降伏強度(YS)を有する必要がある。また、衝突安全性等を確保する観点から、鋼板の降伏強度を高めることも必要である。このため、具体的には0.75以上の降伏比(YR=YS/TS)が求められている。
However, in various applications including automotive parts, it is required not only to have high tensile strength and excellent deep drawability, but also to have an excellent balance of strength ductility, high yield ratio and excellent hole expansion ratio. ing.
Specifically, the following is required for each of tensile strength, strength ductility balance, yield ratio, deep drawing characteristics, and hole expansion ratio.
The tensile strength is required to be 980 MPa or more. Further, the tensile strength is required to have a sufficient value even in the welded portion. Specifically, the cross tensile strength of the spot weld is required to be 6 kN or more.
Further, in order to increase the stress that can be applied during use, it is necessary to have high yield strength (YS) in addition to high tensile strength (TS). Moreover, it is also necessary to increase the yield strength of the steel sheet from the viewpoint of ensuring collision safety and the like. Therefore, specifically, a yield ratio (YR = YS / TS) of 0.75 or more is required.

強度延性バランスについては、TSと全伸び(EL)との積(TS×EL)が20000MPa%以上であることが求められている。さらに部品成形時の成形性を確保するために、深絞り性を示すLDRが2.05以上であること、および穴広げ性を示す穴広げ率λが20%以上であることも求められている。また、自動車用鋼板の基本性能としてスポット溶接部の継手強度も求められる。   Regarding the strength ductility balance, the product (TS × EL) of TS and total elongation (EL) is required to be 20000 MPa% or more. Furthermore, in order to ensure the moldability at the time of component molding, it is also required that the LDR indicating deep drawability is 2.05 or more and the hole expansion ratio λ indicating hole expandability is 20% or more. . Moreover, the joint strength of a spot welded part is also calculated | required as basic performance of the steel plate for motor vehicles.

しかし、特許文献1が開示する高強度鋼板では、これらの要求全てを満足することは困難であり、これらの要求全てを満足できる高強度鋼板が求められていた。   However, the high-strength steel sheet disclosed in Patent Document 1 is difficult to satisfy all these requirements, and a high-strength steel sheet that can satisfy all these requirements has been demanded.

本発明はこのような要求に応えるためになされたものであって、引張強度(TS)、スポット溶接部の十字引張強度(SW十字引張)、降伏比(YR)、(TS)と全伸び(EL)との積(TS×EL)、LDRおよび穴広げ率(λ)が何れも高いレベルにある高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。   The present invention has been made in order to meet such demands, and includes tensile strength (TS), cross tensile strength (SW cross tension) of spot welds, yield ratio (YR), (TS) and total elongation ( It is an object of the present invention to provide a high-strength steel sheet having a high product (TS × EL), LDR, and hole expansion ratio (λ), and a method for manufacturing the same.

本発明の態様1は、
C :0.15質量%〜0.35質量%、
SiとAlの合計:0.5質量%〜3.0質量%、
Mn:1.0質量%〜4.0質量%、
P :0.05質量%以下、
S :0.01質量%以下、
を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、
鋼組織が、
フェライト分率が5%以下であり、
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が60%以上であり、
残留オーステナイト量が10%以上であり、
MAの平均サイズが1.0μm以下であり、
残留オーステナイトの平均サイズが1.0μm以下であり、
サイズ1.5μm以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイト量の2%以上である高強度鋼板である。
Aspect 1 of the present invention
C: 0.15% by mass to 0.35% by mass,
Total of Si and Al: 0.5% by mass to 3.0% by mass,
Mn: 1.0% by mass to 4.0% by mass,
P: 0.05 mass% or less,
S: 0.01% by mass or less,
And the balance consists of Fe and inevitable impurities,
Steel structure
The ferrite fraction is 5% or less,
The total fraction of tempered martensite and tempered bainite is 60% or more,
The amount of retained austenite is 10% or more,
The average size of MA is 1.0 μm or less,
The average size of retained austenite is 1.0 μm or less,
This is a high-strength steel sheet in which the retained austenite having a size of 1.5 μm or more is 2% or more of the total retained austenite amount.

本発明の態様2は、C量が0.30質量%以下である態様2に記載の高強度鋼板である。   Aspect 2 of the present invention is the high-strength steel sheet according to aspect 2, in which the C content is 0.30% by mass or less.

本発明の態様3は、Al量が0.10質量%未満である態様1または2に記載の高強度鋼板である。   Aspect 3 of the present invention is the high-strength steel sheet according to aspect 1 or 2, wherein the Al amount is less than 0.10% by mass.

本発明の態様4は、さらに、Cu:0.50質量%以下、Ni:0.50質量%以下、Cr:0.50質量%以下、Mo:0.50質量%以下、B:0.01質量%以下、V:0.05質量%以下、Nb:0.05質量%以下、Ti:0.05質量%以下、Ca:0.05質量%以下、REM:0.01質量%以下、の1種または2種以上を含む態様1〜3のいずれか1つの態様に記載の高強度鋼板である。   In aspect 4 of the present invention, Cu: 0.50% by mass or less, Ni: 0.50% by mass or less, Cr: 0.50% by mass or less, Mo: 0.50% by mass or less, B: 0.01 % By mass or less, V: 0.05% by mass or less, Nb: 0.05% by mass or less, Ti: 0.05% by mass or less, Ca: 0.05% by mass or less, REM: 0.01% by mass or less It is a high-strength steel plate as described in any one aspect of the aspects 1-3 containing 1 type or 2 types or more.

本発明の態様5は、上記態様1〜4のいずれか1つの態様に記載の成分組成を有する圧延材を用意することと、
前記圧延材をAc点以上の温度に加熱しオーステナイト化することと、
前記オーステナイト化後、650℃〜500℃の間を平均冷却速度15℃/秒以上、200℃/秒未満で冷却し、300〜500℃の範囲内で10℃/秒以下の冷却速度で10秒以上、300秒未満滞留させることと、
前記滞留の後、300℃以上の温度から100℃〜300℃の間の冷却停止温度まで10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却することと、
前記冷却停止温度から300〜500℃範囲にある再加熱温度まで加熱することと、
を含む、高強度鋼板の製造方法である。
Aspect 5 of the present invention provides a rolled material having the component composition described in any one of the aspects 1 to 4, and
Heating the rolled material to a temperature of Ac 3 point or higher to austenite;
After the austenitization, cooling is performed between 650 ° C. and 500 ° C. at an average cooling rate of 15 ° C./second or more and less than 200 ° C./second, and at a cooling rate of 10 ° C./second or less within a range of 300 to 500 ° C. for 10 seconds. Above, let it stay for less than 300 seconds,
After the residence, cooling at an average cooling rate of 10 ° C / second or more from a temperature of 300 ° C or more to a cooling stop temperature between 100 ° C and 300 ° C;
Heating from the cooling stop temperature to a reheating temperature in the range of 300-500 ° C;
Is a method for producing a high-strength steel sheet.

本発明の態様6は、前記の滞留が300〜500℃の範囲内の一定温度で保持することを含む態様5に記載の製造方法である。   Aspect 6 of the present invention is the manufacturing method according to Aspect 5, which includes maintaining the residence at a constant temperature within a range of 300 to 500 ° C.

本発明によれば、引張強度(TS)、溶接部の十字引張強度(SW十字引張)、降伏比(YR)、(TS)と全伸び(EL)との積(TS×EL)、LDRおよび穴広げ率(λ)が何れも高いレベルにある高強度鋼板およびその製造方法を提供することができる。   According to the present invention, the tensile strength (TS), the cross tensile strength of the weld (SW cross tension), the yield ratio (YR), the product of (TS) and total elongation (EL) (TS × EL), LDR and It is possible to provide a high-strength steel sheet having a high hole expansion rate (λ) and a method for manufacturing the same.

図1は本発明に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ熱処理を説明するダイアグラムである。FIG. 1 is a diagram for explaining a method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention, particularly heat treatment.

本発明者らは鋭意検討した結果、所定の成分を有する鋼において、鋼組織(金属組織)を、フェライト分率:5%以下、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率:60%以上、残留γ量:10%以上、MAの平均サイズ:1.0μm以下、残留オーステナイトの平均サイズ:1.0μm以下、およびサイズ1.5μm以上の残留オーステナイト:全残留オーステナイト量の2%以上とすることで、引張強度(TS)、降伏比(YR)、(TS)と全伸び(EL)との積(TS×EL)、LDRおよび穴広げ率(λ)が何れも高いレベルにある高強度鋼板を得ることができることを見いだしたのである。   As a result of intensive studies, the present inventors have found that in steel having a predetermined component, the steel structure (metal structure) has a ferrite fraction of 5% or less, a total fraction of tempered martensite and tempered bainite: 60% or more, and remains. γ amount: 10% or more, average size of MA: 1.0 μm or less, average size of retained austenite: 1.0 μm or less, and retained austenite of size 1.5 μm or more: 2% or more of the total retained austenite amount A high strength steel sheet having a high tensile strength (TS), yield ratio (YR), (TS) and total elongation (EL) (TS × EL), LDR and hole expansion ratio (λ) are all high. I found what I could get.

1.鋼組織
以下に本発明の高強度鋼板の鋼組織の詳細を説明する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
1. Steel structure Details of the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention will be described below.
In the following description of the steel structure, a mechanism that can improve various properties by having such a structure may be described. It should be noted that these are the mechanisms considered by the present inventors based on the knowledge obtained at the present time, but do not limit the technical scope of the present invention.

(1)フェライト分率:5%以下
フェライトは、一般的に加工性に優れるものの、強度が低いという問題を有する。その結果、フェライト量が多いと降伏比が低下する。このため、フェライト分率を5%以下(5体積%以下)とした。
フェライト分率は好ましくは3%以下、さらに好ましくは0%である。
フェライト分率は光学顕微鏡で観察し、白い領域を点算法で測定することにより求めることができる。すなわち、このような方法により、フェライト分率を面積比(面積%)で求めることができる。そして、面積比で求めた値をそのまま体積比(体積%)の値として用いてよい。
(1) Ferrite fraction: 5% or less Although ferrite is generally excellent in workability, it has a problem of low strength. As a result, the yield ratio decreases when the amount of ferrite is large. Therefore, the ferrite fraction is set to 5% or less (5% by volume or less).
The ferrite fraction is preferably 3% or less, more preferably 0%.
The ferrite fraction can be obtained by observing with a light microscope and measuring a white region by a point calculation method. That is, the ferrite fraction can be obtained by an area ratio (area%) by such a method. And the value calculated | required by area ratio may be used as a value of volume ratio (volume%) as it is.

(2)焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率:60%以上
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率を60%以上(60体積%以上)とすることで高強度と高い穴広げ性を両立できる。焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率は好ましくは70%以上である。
焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイト量(合計分率)は、ナイタール腐食を行った断面のSEM観察を行い、MA(すなわち、残留オーステナイトと焼入れたままのマルテンサイトの合計)の分率を測定し、鋼組織全体から上述のフェライト分率とMA分率を引くことにより求めることができる。
(2) Total fraction of tempered martensite and tempered bainite: 60% or more Both high strength and high hole expansibility are achieved by setting the total fraction of tempered martensite and tempered bainite to 60% or more (60% by volume or more). it can. The total fraction of tempered martensite and tempered bainite is preferably 70% or more.
The amount of tempered martensite and tempered bainite (total fraction) is measured by SEM observation of the cross-section subjected to nital corrosion, and the fraction of MA (that is, the sum of residual austenite and as-quenched martensite) is measured. It can be obtained by subtracting the above-mentioned ferrite fraction and MA fraction from the entire structure.

(3)残留オーステナイト量:10%以上
残留オーステナイトは、プレス加工等の加工中に加工誘起変態により、マルテサイトに変態するTRIP現象を生じ、大きな伸びを得ることができる。また、形成されるマルテンサイトは高い硬度を有する。このため、優れた強度−延性バランスを得ることができる。残留オーステナイト量を10%以上(10体積%以上)とすることでTS×ELが20000MPa%以上と優れた強度−延性バランスを実現できる。
残留オーステナイト量は好ましくは15%以上である。
(3) Residual austenite amount: 10% or more Residual austenite causes a TRIP phenomenon that transforms into martensite by processing-induced transformation during processing such as press processing, and can obtain a large elongation. Further, the formed martensite has a high hardness. For this reason, the outstanding intensity-ductility balance can be obtained. By setting the amount of retained austenite to 10% or more (10% by volume or more), it is possible to realize an excellent strength-ductility balance with TS × EL of 20000 MPa% or more.
The amount of retained austenite is preferably 15% or more.

本発明の高強度鋼板では、残留オーステナイトの多くは、MAの形態で存在する。MAとは、martensite-austenite constituentの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体(複合組織)である。
残留オーステナイト量は、X線回折によりフェライト(X線回折ではベイナイト、焼き戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび未焼戻しのマルテンサイトを含む)とオーステナイトの回折強度比を求めて算出することにより得ることができる。X線源としてはCo−Kα線を用いることができる。
In the high-strength steel sheet of the present invention, most of retained austenite exists in the form of MA. MA is an abbreviation for martensite-austenite constituent and is a composite (composite structure) of martensite and austenite.
The amount of retained austenite can be obtained by calculating the diffraction intensity ratio of ferrite (including bainite, tempered bainite, tempered martensite and untempered martensite in X-ray diffraction) and austenite by X-ray diffraction. . Co-Kα rays can be used as the X-ray source.

(4)MAの平均サイズ:1.0μm以下
MAは硬質相であり、変形時に母相/硬質相界面近傍がボイド形成サイトとして働く。MAサイズが粗大になるほど、母相/硬質相界面への歪集中が起こり、母相/硬質相界面近傍に形成されたボイドを起点とした破壊を生じ易くなる。
このため、MAサイズ、とりわけMA平均サイズを1.0μm以下と微細にし、破壊を抑制することで穴広げ率λを向上させることができる。
MAの平均サイズは好ましくは0.8μm以下である。
(4) Average size of MA: 1.0 μm or less MA is a hard phase, and the vicinity of the interface between the mother phase and the hard phase acts as a void formation site during deformation. The coarser the MA size, the more concentrated the strain on the matrix / hard phase interface, and the more likely the fracture starts from voids formed in the vicinity of the matrix / hard phase interface.
For this reason, the hole expansion ratio λ can be improved by making the MA size, particularly the MA average size as fine as 1.0 μm or less, and suppressing breakage.
The average size of MA is preferably 0.8 μm or less.

MAの平均サイズは、ナイタール腐食した断面をSEMにより3000倍以上で3視野以上観察し、写真中の任意の位置に合計200μm以上の直線を引き、その直線とMAが交わる切片長を測定し、それら切片長の平均値を算出することで求めることができる。   The average size of MA is observed by observing three or more fields of view at 3000 times or more by SEM with a SEM, drawing a straight line of 200 μm or more at an arbitrary position in the photograph, and measuring a section length where the straight line and the MA intersect, It can be obtained by calculating an average value of the intercept lengths.

(5)残留オーステナイトの平均サイズ:1.0μm以下、およびサイズ1.5μm以上の残留オーステナイト:全残留オーステナイト量の2%以上
残留オーステナイトの平均サイズを1.0μmとし、かつサイズ1.5μm以上の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに占める比率(体積比)を2%以上とすることで、優れた深絞り性が得られることを見いだした。
(5) Average size of retained austenite: 1.0 μm or less, and retained austenite having a size of 1.5 μm or more: 2% or more of the total amount of retained austenite The average size of retained austenite is 1.0 μm, and the size is 1.5 μm or more. It has been found that excellent deep drawability can be obtained when the ratio (volume ratio) of the retained austenite to the total retained austenite is 2% or more.

深絞り成形時に形成されるたて壁部の引張応力に対してフランジ部の流入応力の方が小さいと、絞り成形が容易に進行することになり、良好な深絞り性が得られる。フランジ部の変形挙動は盤面方向、円周から圧縮応力が強くかかるため、等方的な圧縮応力が付与された状態で変形することとなる。一方、マルテンサイト変態は体積膨張を伴うため、等方的な圧縮応力下ではマルテンサイト変態は起こりにくくなる。よって、フランジ部での残留オーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態が抑制されて加工硬化が小さくなる。
この結果、深絞り性が改善される。残留オーステナイトのサイズを大きいほど、マルテンサイト変態を抑制する効果が大きく発現する。
If the inflow stress of the flange portion is smaller than the tensile stress of the vertical wall portion formed at the time of deep drawing, drawing forming will easily proceed and good deep drawing properties will be obtained. As the deformation behavior of the flange portion, compressive stress is strongly applied from the board surface direction and the circumference, and therefore, the flange portion is deformed in a state where isotropic compressive stress is applied. On the other hand, since martensitic transformation is accompanied by volume expansion, martensitic transformation is less likely to occur under isotropic compressive stress. Therefore, the work-induced martensitic transformation of the retained austenite at the flange portion is suppressed and work hardening is reduced.
As a result, the deep drawability is improved. The larger the size of retained austenite, the greater the effect of suppressing martensitic transformation.

また、深絞り成形により形成されるたて壁部の引張応力を高めるためには、変形中に高い加工硬化率を持続させることが必要である。比較的低い応力下で容易に加工誘起変態する不安定な残留オーステナイトと高い応力下でないと加工誘起変態を起こさない安定な残留オーステナイトとを混在させて、広い応力範囲に亘って加工誘起変態を起こさせることで変形中に高い加工硬化率を持続させることができる。そのために粗大で不安定な残留オーステナイトと微細で安定な残留オーステナイトとをそれぞれ所定量含むような鋼組織を得ることを検討した。そして、本発明者らは、残留オーステナイトの平均サイズを1.0μmとし、かつサイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量の全残留オーステナイト量に占める比率(体積比)を2%以上とすることで、変形中に高い加工硬化率を持続させ、優れた深絞り性(LDR)を得ることができることを見いだした。   In order to increase the tensile stress of the vertical wall formed by deep drawing, it is necessary to maintain a high work hardening rate during deformation. Unstable residual austenite that easily undergoes processing-induced transformation under relatively low stress and stable residual austenite that does not cause processing-induced transformation unless under high stress cause processing-induced transformation over a wide stress range. By doing so, a high work hardening rate can be maintained during deformation. For this purpose, we studied to obtain a steel structure containing a predetermined amount of coarse and unstable retained austenite and fine and stable retained austenite. Then, the inventors set the average size of retained austenite to 1.0 μm, and the ratio of the amount of retained austenite having a size of 1.5 μm or more to the total amount of retained austenite (volume ratio) is 2% or more. It has been found that a high work hardening rate can be maintained during deformation and an excellent deep drawability (LDR) can be obtained.

また、上述のように、残留オーステナイトが加工誘起変態する際にTRIP現象を生じ大きな伸びを得ることができる。一方で、加工誘起変態により形成されたマルテンサイト組織は硬く破壊の起点として作用する。より大きなマルテンサイト組織ほど破壊の起点となりやすい。残留オーステナイトの平均サイズを1.0μm以下として、加工誘起変態により形成されるマルテンサイトの大きさを小さくすることで破壊を抑制する効果も得ることができる。   Further, as described above, when the retained austenite undergoes processing-induced transformation, a TRIP phenomenon occurs and a large elongation can be obtained. On the other hand, the martensite structure formed by the process-induced transformation is hard and acts as a starting point for fracture. Larger martensite structures are more likely to be the origin of destruction. By setting the average size of retained austenite to 1.0 μm or less and reducing the size of martensite formed by processing-induced transformation, an effect of suppressing fracture can be obtained.

残留オーステナイトの平均サイズおよびサイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量の全オーステナイト量に占める比率は、SEMを用いた結晶解析手法であるEBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)法を用いてPhaseマップを作成することにより求めることができる。得られたPhaseマップから、個々のオーステナイト相(残留オーステナイト)の面積を求め、その面積から個々のオーステナイト相の円相当径(直径)を求め、求めた直径の平均値を残留オーステナイトの平均サイズとする。また、円相当径が1.5μm以上のオーステナイト相の面積を積算し、オーステナイト相の総面積に対する比率を求めることにより、サイズ1.5μm以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率を得ることができる。なお、このようにして求めたサイズ1.5μm以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率は面積比であるが、体積比と等価である。   The average size of retained austenite and the ratio of the amount of retained austenite with a size of 1.5 μm or more to the total austenite amount are prepared by using the EBSD (Electron Back Scatter Diffraction Patterns) method, which is a crystal analysis technique using SEM. Can be obtained. From the obtained Phase map, the area of each austenite phase (residual austenite) is determined, the circle equivalent diameter (diameter) of each austenite phase is determined from the area, and the average value of the determined diameters is the average size of the retained austenite. To do. Further, by integrating the area of the austenite phase having an equivalent circle diameter of 1.5 μm or more and determining the ratio to the total area of the austenite phase, the ratio of the retained austenite of size 1.5 μm or more to the total austenite can be obtained. . The ratio of the retained austenite having a size of 1.5 μm or more to the total austenite thus obtained is an area ratio, but is equivalent to a volume ratio.

(6)その他の鋼組織:
本明細書においては、前記したフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよび残留オーステナイト以外の鋼組織は特に規定していない。しかしながら、フェライト等の鋼組織以外にも、パーライト、焼き戻されていないベイナイトおよび焼き戻されていないマルテンサイトなどが存在することがある。フェライト等の鋼組織が、前述した組織条件を満たしていれば、パーライト等が存在しても、本発明の効果は発揮される。
(6) Other steel structures:
In the present specification, the steel structure other than the above-described ferrite, tempered martensite, tempered bainite and retained austenite is not particularly defined. However, in addition to steel structures such as ferrite, pearlite, untempered bainite, untempered martensite, and the like may exist. If the steel structure such as ferrite satisfies the above-described structure condition, the effect of the present invention is exhibited even if pearlite or the like is present.

2.組成
以下に本発明に係る高強度鋼板の組成について説明する。まず、基本となる元素、C、Si、Al、Mn、PおよびSについて説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
なお、成分組成について単位の%表示は、すべて質量%を意味する。
2. Composition The composition of the high-strength steel sheet according to the present invention will be described below. First, basic elements C, Si, Al, Mn, P and S will be described, and further elements that may be selectively added will be described.
In addition, unit% display of a component composition means the mass% altogether.

(1)C:0.10〜0.35%
Cは所望の組織を得て、高い(TS×EL)等の特性を確保するために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには0.10%以上添加する必要がある。ただし、0.35%超は溶接に適さず、十分な溶接強度を得ることができない。好ましくは0.13%以上、さらに好ましくは0.15%以上である。また、好ましくは0.30%以下である。C量が0.30%以下だとより容易に溶接することができる。
(1) C: 0.10 to 0.35%
C is an essential element for obtaining a desired structure and ensuring high characteristics (TS × EL) and the like, and in order to effectively exhibit such an action, it is necessary to add 0.10% or more. is there. However, more than 0.35% is not suitable for welding, and sufficient welding strength cannot be obtained. Preferably it is 0.13% or more, More preferably, it is 0.15% or more. Further, it is preferably 0.30% or less. If the C content is 0.30% or less, welding can be performed more easily.

(2)SiとAlの合計:0.5〜2.5%
SiとAlは、それぞれ、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの形成を促進する働きを有する。このような作用を有効に発揮させるためにはSiとAlを合計で0.5%以上添加する必要がある。ただし、Siとアルミニウムの合計が2.5%を超えると鋼の変形能が低下して、TS×ELが低下する。好ましくは0.7%以上、さらに好ましくは1.0%以上である。また、好ましくは2.0%以下である。
なお、Alについては、脱酸元素として機能する程度の添加量、すなわち0.10質量%未満であってよく、また、例えばセメンタイトの形成を抑制し、残留オーステナイト量を増加させる目的等ために0.7質量%以上のようなより多くの量を添加してもよい。
(2) Total of Si and Al: 0.5 to 2.5%
Si and Al each have a function of suppressing the precipitation of cementite and promoting the formation of retained austenite. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add Si and Al in total of 0.5% or more. However, if the total of Si and aluminum exceeds 2.5%, the deformability of the steel decreases, and TS × EL decreases. Preferably it is 0.7% or more, More preferably, it is 1.0% or more. Moreover, it is preferably 2.0% or less.
Al may be added in an amount that functions as a deoxidizing element, that is, less than 0.10% by mass, and is 0 for the purpose of, for example, suppressing the formation of cementite and increasing the amount of retained austenite. A larger amount such as 7% by mass or more may be added.

(3)Mn:1.0〜4.0%
マンガンはフェライトの形成を抑制する。このような作用を有効に発揮させるためには1.0%以上添加する必要がある。ただし、4.0%を超えるとベイナイト変態が抑制されるために比較的粗大な残留γを形成することができない。そのため深絞り性を改善させることができない。好ましくは1.5%以上、さらに好ましくは2.0%以上である。また、好ましくは3.5.%以下である。
(3) Mn: 1.0 to 4.0%
Manganese suppresses the formation of ferrite. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add 1.0% or more. However, if it exceeds 4.0%, the bainite transformation is suppressed, so that a relatively coarse residual γ cannot be formed. Therefore, deep drawability cannot be improved. Preferably it is 1.5% or more, More preferably, it is 2.0% or more. Moreover, preferably 3.5. % Or less.

(4)P:0.05%以下
Pは不純物元素として不可避的に存在する。0.05%を超えたPが存在するとELおよびλが劣化する。このため、Pの含有量は0.05%以下(0%を含む)とする。好ましくは、0.03%(0%を含む)以下である。
(4) P: 0.05% or less P is unavoidably present as an impurity element. If P exceeds 0.05%, EL and λ deteriorate. Therefore, the P content is 0.05% or less (including 0%). Preferably, it is 0.03% (including 0%) or less.

(5)S:0.01%以下
Sは不純物元素として不可避的に存在する。0.01%を超えたSが存在するとMnS等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となってλを低下させる。このため、Sの含有量は0.01%以下(0%を含む)とする。好ましくは、0.005%(0%を含む)以下である。
(5) S: 0.01% or less S is unavoidably present as an impurity element. If S exceeding 0.01% is present, sulfide inclusions such as MnS are formed, which becomes a starting point of cracking and lowers λ. Therefore, the S content is 0.01% or less (including 0%). Preferably, it is 0.005% (including 0%) or less.

(6)残部
好ましい1つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素(例えば、As、Sb、Snなど)の混入が許容される。なお、例えば、PおよびSのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
(6) Balance In one preferred embodiment, the balance is iron and inevitable impurities. As inevitable impurities, mixing of trace elements (for example, As, Sb, Sn, etc.) brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is allowed. In addition, for example, like P and S, it is usually preferable that the content is small. Therefore, although it is an unavoidable impurity, there is an element that separately defines the composition range as described above. For this reason, in this specification, the term “inevitable impurities” constituting the balance is a concept that excludes elements whose composition ranges are separately defined.

しかし、この実施形態に限定されるものではない。本発明の高強度鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。   However, it is not limited to this embodiment. Any other element may be further included as long as the characteristics of the high-strength steel sheet of the present invention can be maintained. Other elements that can be selectively contained as described above are exemplified below.

(7)その他の元素
Cu:0.50質量%以下、Ni:0.50質量%以下、Cr:0.50質量%以下、Mo:0.50質量%以下、B:0.01質量%以下、V:0.05質量%以下、Nb:0.05質量%以下、Ti:0.05質量%以下、Ca:0.05質量%以下、REM:0.01質量%以下、の1種または2種以上
Cu、Ni、Cr、MoおよびBは、焼き入れ性を高めることで、フェライトの形成を防止し、かつ、オーステナイトの安定化やベイナイトの微細化に寄与することで強度−延性バランスを向上する。
V、NbおよびTiは、母相を析出強化することで、延性を大きく劣化させずに強度を高めることで、強度−延性バランスを向上させる。
CaおよびREMは、MnSに代表される介在物を微細に分散させることで、強度−延性バランスおよび穴広げ性の改善に寄与する。ここで、本発明に用いられるREM(希土類元素)としては、Sc、Y、ランタノイド等が挙げられる。
ただし、これらの元素を過剰に含有させても、上記それぞれの効果が飽和してしまい経済的に無駄であるので、これらの元素は上記各上限値以下の量とするのが好ましい。
(7) Other elements Cu: 0.50 mass% or less, Ni: 0.50 mass% or less, Cr: 0.50 mass% or less, Mo: 0.50 mass% or less, B: 0.01 mass% or less V: 0.05% by mass or less, Nb: 0.05% by mass or less, Ti: 0.05% by mass or less, Ca: 0.05% by mass or less, REM: 0.01% by mass or less, or 2 or more Cu, Ni, Cr, Mo and B prevent the formation of ferrite by enhancing the hardenability, and contribute to the stabilization of austenite and the refinement of bainite, thereby improving the strength-ductility balance. improves.
V, Nb and Ti improve the strength-ductility balance by increasing the strength without significantly degrading the ductility by precipitation strengthening the matrix.
Ca and REM contribute to the improvement of strength-ductility balance and hole expandability by finely dispersing inclusions typified by MnS. Here, examples of the REM (rare earth element) used in the present invention include Sc, Y, and lanthanoid.
However, even if these elements are contained excessively, the above effects are saturated and it is economically wasteful. Therefore, it is preferable that these elements have amounts not more than the above upper limit values.

3.特性
上述のように本発明の高強度鋼板は、TS、YR、TS×EL、LDRおよびλが何れも高いレベルにある。本発明の高強度鋼板のこれらの特性について以下に詳述する。
3. Characteristics As described above, the high-strength steel sheet of the present invention has high levels of TS, YR, TS × EL, LDR, and λ. These characteristics of the high-strength steel sheet of the present invention will be described in detail below.

(1)引張強度(TS)
980MPa以上のTSを有する。これにより十分な強度を確保できる。
(1) Tensile strength (TS)
It has a TS of 980 MPa or more. Thereby, sufficient strength can be secured.

(2)降伏比(YR)
0.75以上の降伏比を有する。これにより上述の高い引張強度と相まって高い降伏強度を実現でき、深絞り加工等の加工により得た最終製品を高い応力下で使用することができる。好ましくは、0.80以上の降伏比を有する。
(2) Yield ratio (YR)
It has a yield ratio of 0.75 or more. Thereby, combined with the above-described high tensile strength, high yield strength can be realized, and the final product obtained by processing such as deep drawing can be used under high stress. Preferably, it has a yield ratio of 0.80 or more.

(3)TSと全伸び(EL)との積(TS×EL)
TS×ELが20000MPa%以上である。20000MPa%以上のTS×ELを有することで、高い強度と高い延性とを同時に有する、高いレベルの強度延性バランスを得ることができる。好ましくは、TS×ELは23000MPa%以上である。
(3) Product of TS and total elongation (EL) (TS x EL)
TS × EL is 20000 MPa% or more. By having TS × EL of 20000 MPa% or more, it is possible to obtain a high level of strength ductility balance that has both high strength and high ductility. Preferably, TS × EL is 23000 MPa% or more.

(4)深絞り性(LDR)
LDRは深絞り性の評価に用いられている指標である。円筒絞り成形において、得られる円筒の直径をdとし、1回の深絞り加工で破断を生じずに円筒を得ることができる円盤状の鋼板(ブランク)の最大直径をDとし、d/DをLDR(Limiting Drawing Ratio)という。より詳細には、板厚1.4mmで各種径を有する円盤状の試料を、パンチ径50mm、パンチ角半径6mm、ダイ径55.2mm、ダイ角半径8mmの金型で円筒深絞りを行い、破断することなく絞り抜けた試料径(最大直径D)を求めることによりLDRを求めることができる。
(4) Deep drawability (LDR)
LDR is an index used for evaluation of deep drawability. In cylindrical drawing, the diameter of the obtained cylinder is d, and the maximum diameter of a disk-shaped steel plate (blank) that can be obtained without breaking by one deep drawing process is D, and d / D is It is called LDR (Limiting Drawing Ratio). More specifically, a cylindrical sample having a plate thickness of 1.4 mm and various diameters is subjected to cylindrical deep drawing with a die having a punch diameter of 50 mm, a punch angle radius of 6 mm, a die diameter of 55.2 mm, and a die angle radius of 8 mm. The LDR can be obtained by obtaining the sample diameter (maximum diameter D) that has been drawn without breaking.

本発明の高強度鋼板は、LDRが2.05以上であり、好ましくは2.10以上であり、優れた深絞り性を有している。   The high-strength steel sheet of the present invention has an LDR of 2.05 or more, preferably 2.10 or more, and has excellent deep drawability.

(5)穴広げ率(λ)
穴広げ率λは、JIS Z 2256に従って求める。試験片に直径d(d=10mm)の打ち抜き穴を空け、先端角度が60°のポンチをこの打ち抜き穴に押し込み、発生した亀裂が試験片の板厚を貫通した時点の打ち抜き穴の直径dを測定し、下記の式より求める。
λ(%)={(d−d)/d}×100
(5) Hole expansion rate (λ)
The hole expansion rate λ is obtained according to JIS Z 2256. A punched hole having a diameter d 0 (d 0 = 10 mm) is formed in the test piece, a punch having a tip angle of 60 ° is pushed into the punched hole, and the diameter of the punched hole when the generated crack penetrates the plate thickness of the test piece. d is measured and obtained from the following equation.
λ (%) = {(d−d 0 ) / d 0 } × 100

本発明の高強度鋼板は、穴広げ率λが20%以上、好ましくは30%以上である。これによりプレス成形性等の優れた加工性を得ることができる。   The high-strength steel sheet of the present invention has a hole expansion ratio λ of 20% or more, preferably 30% or more. Thereby, excellent workability such as press formability can be obtained.

(6)スポット溶接部十字引張強度(SW十字引張)
スポット溶接部の十字引張強度はJIS Z 3137に則って評価する。スポット溶接の条件は鋼板(後述の実施例では厚さ1.4mmの鋼板)を2枚重ねたものを用い、ドームラジアス型の電極で加圧力4kN、電流を6kAから12kAまで0.5kAピッチでスポット溶接を実施する。これにより、ちりが発生する最低電流を求める。そして。ちりが発生した最低電流よりも0.5kA低い電流でスポット溶接した継ぎ手の十字引張強度を測定する。
(6) Spot welded cross tensile strength (SW cross tension)
The cross tensile strength of the spot weld is evaluated according to JIS Z 3137. The spot welding conditions were two steel plates (1.4 mm thick in the examples described later), a dome radius type electrode with a pressure of 4 kN and a current of 6 kA to 12 kA at a 0.5 kA pitch. Perform spot welding. As a result, the minimum current at which dust is generated is obtained. And then. The cross tensile strength of the joint spot-welded at a current 0.5 kA lower than the lowest current at which the dust has occurred is measured.

本発明の高強度鋼板は、スポット溶接部の十字引張強度(SW十字引張)が6kN以上、好ましくは8kN以上、より好ましくは10kN以上である。   The high strength steel sheet of the present invention has a cross weld strength (SW cross tension) of the spot welded portion of 6 kN or more, preferably 8 kN or more, more preferably 10 kN or more.

4.製造方法
次に本発明に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の組成を有する圧延材に詳細を後述する熱処理(マルチステップのオーステンパー処理)を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度鋼板を得ること見いだしたのである。
以下にその詳細を説明する。
4). Manufacturing Method Next, a manufacturing method of the high strength steel plate according to the present invention will be described.
The inventors of the present invention have the above-mentioned desired steel structure by performing heat treatment (multi-step austemper treatment), which will be described in detail later, on the rolled material having a predetermined composition, and as a result, the above-mentioned desired characteristics. It was found that a high-strength steel sheet having
Details will be described below.

図1は本発明に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ熱処理を説明するダイアグラムである。
熱処理を施す圧延材は、通常、熱間圧延後、冷間圧延を行って製造する。しかし、これに限定されるものでなく熱間圧延および冷間圧延のいずれか一方を行って製造してもよい。また、熱間圧延および冷間圧延の条件は特に限定されるものではない。
FIG. 1 is a diagram for explaining a method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention, particularly heat treatment.
The rolled material to be heat-treated is usually produced by hot rolling followed by cold rolling. However, the present invention is not limited to this, and either one of hot rolling and cold rolling may be performed. The conditions for hot rolling and cold rolling are not particularly limited.

(1)オーステナイト化処理
図1の[1]および[2]に示すように、Ac点以上の温度に加熱しオーステナイト化する。この加熱温度で1〜1800秒保持してよい。加熱温度の上限は、好ましくは、Ac点以上、Ac点+100℃以下である。Ac点+100℃以下の温度とすることで結晶粒の粗大化を抑制できるからである。加熱温度は、より好ましくはAc点+10℃以上、Ac点+90℃以下、さらに好ましくは、Ac点+20℃以上、Ac点+80℃以下である。より完全にオーステナイト化しフェライトの形成を抑制できるとともに、結晶粒の粗大化をより確実に抑制できるからである。
図1の[1]で示す、オーステナイト化時の加熱は任意の加熱速度で行ってよいが、好ましい平均加熱速度として1℃/秒以上、20℃/秒を挙げることができる。
(1) Austenitizing treatment As shown in [1] and [2] in FIG. 1, the austenitizing is performed by heating to a temperature of Ac 3 point or higher. You may hold | maintain for 1 to 1800 second at this heating temperature. The upper limit of the heating temperature is preferably Ac 3 points or more and Ac 3 points + 100 ° C. or less. This is because coarsening of crystal grains can be suppressed by setting the temperature to Ac 3 points + 100 ° C. or lower. The heating temperature is more preferably Ac 3 points + 10 ° C. or higher, Ac 3 points + 90 ° C. or lower, and further preferably Ac 3 points + 20 ° C. or higher, Ac 3 points + 80 ° C. or lower. This is because the austenite can be more completely suppressed and the formation of ferrite can be suppressed, and the coarsening of crystal grains can be more reliably suppressed.
Although heating at the time of austenitization shown by [1] in FIG. 1 may be performed at an arbitrary heating rate, preferable average heating rates include 1 ° C./second or more and 20 ° C./second.

(2)冷却と300℃〜500℃の温度域での滞留
上記のオーステナイト化後、冷却し、図1の[5]に示すように。300〜500℃の温度範囲内で10℃/秒以下の冷却速度で10秒以上、300秒未満滞留させる。
冷却は、少なくとも650℃〜500℃の間は、平均冷却速度15℃/秒以上、200℃/秒未満で冷却する。平均冷却速度15℃/秒以上とすることで、冷却中のフェライトの形成を抑制するためである。また、冷却速度を200℃/秒未満とすることで急激な冷却よる過大な熱歪みの発生を防止できる。このような冷却の好ましい例として、図1の[3]に示すように、650℃以上である急冷開始温度までは、0.1℃/秒以上、10℃/秒以下の比較的低い平均冷却速度で冷却し、図1の[4]に示すように、急冷開始温度から、500℃以下である滞留開始温度まで平均冷却速度20℃/秒以上、200℃/秒未満で冷却することを挙げることができる。
(2) Cooling and residence in a temperature range of 300 ° C. to 500 ° C. After the above austenite formation, cooling is performed, as shown in [5] in FIG. The sample is allowed to stay for 10 seconds or more and less than 300 seconds at a cooling rate of 10 ° C./second or less within a temperature range of 300 to 500 ° C.
Cooling is performed at an average cooling rate of 15 ° C./second or more and less than 200 ° C./second at least between 650 ° C. and 500 ° C. This is because the formation of ferrite during cooling is suppressed by setting the average cooling rate to 15 ° C./second or more. Moreover, generation | occurrence | production of the excessive thermal distortion by rapid cooling can be prevented by making a cooling rate into less than 200 degrees C / sec. As a preferable example of such cooling, as shown in [3] in FIG. 1, a relatively low average cooling of 0.1 ° C./second or more and 10 ° C./second or less is performed up to a rapid cooling start temperature of 650 ° C. or more. Cooling at a rate, and as shown in [4] of FIG. 1, cooling is performed at an average cooling rate of 20 ° C./second or more and less than 200 ° C./second from a rapid cooling start temperature to a residence start temperature of 500 ° C. or less. be able to.

300〜500℃の温度範囲内で10℃/秒以下の冷却速度で10秒以上滞留させる。すなわち、300〜500℃の温度範囲内において、冷却速度が10℃/秒以下の状態に10秒以上置かれる。冷却速度が10℃/秒以下の状態は、図1の[5]のように、実質的に一定の温度で保持する(すなわち、冷却速度が0℃/秒)場合も含む。
この滞留により、部分的にベイナイトを形成させる。そして、ベイナイトはオーステナイトより炭素の固溶限が低いことから、固溶限を超えた炭素をはき出す。この結果、ベイナイト周囲に炭素が濃化したオーステナイトの領域が形成される。
この領域が後述する冷却、再加熱を経て、やや粗大な残留オーステナイトとなる。このやや粗大な残留オーステナイトを形成することで、上述のように深絞り性を高くすることができる。
It is allowed to stay for 10 seconds or more at a cooling rate of 10 ° C./second or less within a temperature range of 300 to 500 ° C. That is, in a temperature range of 300 to 500 ° C., the cooling rate is set to 10 ° C./second or less for 10 seconds or more. The state where the cooling rate is 10 ° C./second or less includes the case where the cooling rate is maintained at a substantially constant temperature (that is, the cooling rate is 0 ° C./second) as shown in [5] in FIG.
Due to this residence, bainite is partially formed. And since bainite has a lower carbon solid solubility limit than austenite, it expels carbon beyond the solid solubility limit. As a result, an austenite region enriched with carbon is formed around bainite.
This region becomes slightly coarse retained austenite after cooling and reheating described later. By forming this slightly coarse retained austenite, the deep drawability can be enhanced as described above.

滞留させる温度が500℃より高いと、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、MAも粗大になるために、穴広げ率が低下する。一方、滞留させる温度が300℃より低いと、炭素濃化領域が小さく、粗大な残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下する。
また、滞留時間が10秒より短いと、炭素濃化領域の面積が小さくなり、粗大な残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下する。一方、滞留時間が300秒以上になると、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、MAも粗大になるため、穴広げ率が低下する。
また、滞留中の冷却速度が10℃/秒より大きいと十分なベイナイト変態が起こらず、従って、十分な炭素濃化領域が形成されず、粗大な残留オーステナイトの量が不足する。
If the retention temperature is higher than 500 ° C., the carbon concentration region becomes too large, and not only retained austenite but also MA becomes coarse, so that the hole expansion rate decreases. On the other hand, if the retention temperature is lower than 300 ° C., the carbon concentration region is small, the amount of coarse retained austenite is insufficient, and the deep drawability deteriorates.
On the other hand, if the residence time is shorter than 10 seconds, the area of the carbon-enriched region is reduced, the amount of coarse retained austenite is insufficient, and the deep drawability is deteriorated. On the other hand, when the residence time is 300 seconds or more, the carbon enrichment region becomes too large, and not only retained austenite but also MA becomes coarse, so the hole expansion rate decreases.
Further, if the cooling rate during the residence is higher than 10 ° C./second, sufficient bainite transformation does not occur, and therefore a sufficient carbon enriched region is not formed, and the amount of coarse retained austenite is insufficient.

従って、300〜500℃の温度範囲内で10℃/秒以下の冷却速度で10秒以上滞留させる。好ましくは320〜480℃の温度範囲内で8℃/秒以下の冷却速度で10秒以上滞留させ、その間、一定温度で3〜80秒保持することが好ましい。
更に好ましくは340〜460℃の温度範囲内で3℃/秒以下の冷却速度で10秒以上滞留させ、その間、一定温度で5〜60秒保持する。
Therefore, it is retained for 10 seconds or more at a cooling rate of 10 ° C./second or less within a temperature range of 300 to 500 ° C. It is preferable to retain for 10 seconds or more at a cooling rate of 8 ° C./second or less in a temperature range of 320 to 480 ° C., and hold at a constant temperature for 3 to 80 seconds.
More preferably, it is retained for 10 seconds or more at a cooling rate of 3 ° C./second or less within a temperature range of 340 to 460 ° C., and during that time, it is held at a constant temperature for 5 to 60 seconds.

(3)100℃以上、300℃未満の間の冷却停止温度まで冷却
上述の滞留後、図1の[6]に示すように300℃以上の第2冷却開始温度から100℃〜300℃の間の冷却停止温度まで10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却する。好ましい実施形態の1つでは、図1の[6]に示すように、上述の滞留の終了温度(例えば、図1の[5]に示す保持温度)を第2冷却開始温度とする。
この冷却により、上述の炭素濃化領域をオーステナイトとして残したまま、マルテンサイト変態を起こさせる。冷却停止温度を100℃以上、300℃未満の温度範囲内で制御することで、マルテンサイトに変態せずに残存するオーステナイトの量を調整して、最終的な残留オーステナイト量を制御する。
(3) Cooling to a cooling stop temperature between 100 ° C. and less than 300 ° C. After the above-mentioned residence, as shown in [6] of FIG. Cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./second or more until a cooling stop temperature of 10 ° C. In one of the preferred embodiments, as shown in [6] of FIG. 1, the above-mentioned end temperature of residence (for example, the holding temperature shown in [5] of FIG. 1) is set as the second cooling start temperature.
By this cooling, the martensitic transformation is caused while leaving the above-described carbon-enriched region as austenite. By controlling the cooling stop temperature within a temperature range of 100 ° C. or more and less than 300 ° C., the amount of austenite remaining without transformation to martensite is adjusted, and the final amount of retained austenite is controlled.

冷却速度が、10℃/秒より遅いと、冷却中に炭素濃化領域が必要以上に広がり、MAが粗大になるために、穴広げ率が低下する。冷却停止温度が100℃より低いと、残留オーステナイト量が不足する。この結果、TSは高くなるものの、ELが低下し、TS×ELバランスが不足する。
冷却停止温度が300℃以上だと、粗大な未変態オーステナイトが増え、その後の冷却でも残存することで、最終的にMAサイズが粗大になり、穴広げ率λが低下する。
なお、好ましい冷却速度は15℃/℃以上であり、好ましい冷却停止温度は120℃以上、280℃以下である。更に好ましい冷却速度は20℃/s以上であり、更に好ましい冷却停止温度は140℃以上、260℃以下である。
When the cooling rate is slower than 10 ° C./second, the carbon concentration region spreads more than necessary during cooling, and the MA becomes coarse, so the hole expansion rate decreases. When the cooling stop temperature is lower than 100 ° C., the amount of retained austenite is insufficient. As a result, although TS increases, EL decreases and TS × EL balance is insufficient.
When the cooling stop temperature is 300 ° C. or higher, coarse untransformed austenite increases and remains even after the subsequent cooling, resulting in coarse MA size and a decrease in the hole expansion ratio λ.
In addition, a preferable cooling rate is 15 degreeC / degrees C or more, and a preferable cooling stop temperature is 120 degreeC or more and 280 degrees C or less. A more preferable cooling rate is 20 ° C./s or more, and a more preferable cooling stop temperature is 140 ° C. or more and 260 ° C. or less.

図1の[7]に示すように、冷却停止温度で保持してもよい。保持する場合の好ましい保持時間として、1〜600秒を挙げることができる。保持時間が長くなっても特性上の影響はほとんどないが、600秒を超える保持時間は生産性を低下させる。   As shown in [7] in FIG. 1, the cooling stop temperature may be maintained. A preferable holding time in the case of holding can be 1 to 600 seconds. Even if the holding time is increased, there is almost no influence on the characteristics, but if the holding time exceeds 600 seconds, the productivity is lowered.

(4)300〜500℃の温度範囲まで再加熱
図1の[8]に示すように、上述の冷却停止温度から300〜500℃範囲にある再加熱温度まで加熱する。加熱速度は特に制限されない。再加熱温度に到達した後は、図1の[9]に示すようにその温度で保持することが好ましい。好ましい保持時間として50〜1200秒を挙げることができる。
(4) Reheating to a temperature range of 300 to 500 ° C. As shown in [8] of FIG. 1, heating is performed from the above-described cooling stop temperature to a reheating temperature in the range of 300 to 500 ° C. The heating rate is not particularly limited. After reaching the reheating temperature, it is preferable to hold at that temperature as shown in [9] of FIG. A preferable holding time is 50 to 1200 seconds.

この再加熱により、マルテンサイト中の炭素をはき出させて、周囲のオーステナイトへの炭素濃化を促進させ、オーステナイトを安定化させることができる。これにより、最終的に得られる残留オーステナイト量を増大させることができる。
再加熱温度が300℃より低いと、炭素の拡散が不足して十分な残留オーステナイト量が得られずTS×ELが低下する。また、保持を行わないまたは保持時間が50秒より短いと、同様に炭素の拡散が不足する虞がある。このため、再加熱温度で50秒以上の保持を行うのが好ましい。
再加熱温度が500℃より高いと炭素がセメンタイトとして析出し、十分な量の残留オーステナイトが得られなくなるため、TS×ELが低下する。また保持時間が1200秒より長いと、同業に、炭素がセメンタイトとして析出する虞がある。このため、保持時間は1200秒以下であることが好ましい。
好ましい再加熱温度は、320〜480℃であり、この場合、保持時間の上限は900秒以下であることが好ましい。更に好ましい再加熱温度は、340〜460℃であり、この場合、保持時間の上限は600秒以下であることが好ましい。
By this reheating, the carbon in the martensite can be expelled, the carbon concentration to the surrounding austenite can be promoted, and the austenite can be stabilized. Thereby, the amount of retained austenite finally obtained can be increased.
If the reheating temperature is lower than 300 ° C., the diffusion of carbon is insufficient and a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained, resulting in a decrease in TS × EL. Further, if the holding is not performed or the holding time is shorter than 50 seconds, there is a possibility that the carbon diffusion is similarly insufficient. For this reason, it is preferable to hold for 50 seconds or more at the reheating temperature.
When the reheating temperature is higher than 500 ° C., carbon is precipitated as cementite, and a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained, so TS × EL is lowered. If the holding time is longer than 1200 seconds, carbon may precipitate as cementite in the same industry. For this reason, the holding time is preferably 1200 seconds or less.
The preferable reheating temperature is 320 to 480 ° C. In this case, the upper limit of the holding time is preferably 900 seconds or less. A more preferable reheating temperature is 340 to 460 ° C. In this case, the upper limit of the holding time is preferably 600 seconds or less.

再加熱の後、図1の[10]に示すように、例えば室温のような200℃以下の温度まで冷却してよい。200℃以下までの好ましい平均冷却速度として10℃/秒を挙げることができる。
以上の熱処理により本発明の高強度鋼板を得ることができる。
After the reheating, as shown in [10] in FIG. 1, it may be cooled to a temperature of 200 ° C. or lower such as room temperature. A preferable average cooling rate up to 200 ° C. or less can be 10 ° C./second.
The high-strength steel sheet of the present invention can be obtained by the above heat treatment.

以上に説明した本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明に係る高強度鋼板を得ることができる可能性がある。   If it is those skilled in the art who contacted the manufacturing method of the high-strength steel plate which concerns on embodiment of this invention demonstrated above, the high-strength steel plate which concerns on this invention by the manufacturing method different from the manufacturing method mentioned above by trial and error can be obtained. There is a possibility.

1.サンプル作製
表1に記載した化学組成を有する鋳造材を真空溶製で製造した後、この鋳造材を熱間鍛造で板厚30mmの鋼板にした後、熱間圧延を施した。なお、表1には組成から計算したAc点も記載した
熱間圧延の条件は本特許の最終組織・特性に本質的な影響を施さないが、1200℃に加熱した後、多段圧延で板厚2.5mmとした。この時、熱間圧延の終了温度は880℃とした。その後、600℃まで30℃/秒で冷却し、冷却を停止し、600℃に加熱した炉に挿入後、30分保持し、その後、炉冷し、熱延鋼板とした。
この熱延鋼板に酸洗を施して表面のスケールを除去した後、1.4mmまで冷間圧延を施した。この冷間圧延板に熱処理を行い、サンプルを得た。熱処理条件を表2に示した。なお、表2中の例えば、[2]のように[ ]を内に示した番号は、図1中に[ ]内に示した同じ番号のプロセスに対応する。表2において、サンプルNo.1、4および7は、図1の[5]に相当する工程において、300〜500℃の温度範囲内で10℃/秒以下の冷却速度で10秒以上滞留させなかったサンプルである。特に、サンプルNo.1および26は、700℃で急冷を開始後、200℃まで一気に冷却したサンプル(図1で[5]、[6]に相当する工程をスキップしたサンプル)であり、サンプルNo.7は、100℃以上、300℃未満の間の冷却停止温度まで冷却していないサンプル(図1で[6]〜[8]に相当する工程をスキップしたサンプル)である。

なお,表1〜表4において、下線を伏した数値は、本発明の範囲から外れていることを示している。ただし、「−」については、本発明の範囲から外れていても下線を付していないことに留意されたい。



























1. Sample Production After a cast material having the chemical composition shown in Table 1 was manufactured by vacuum melting, this cast material was hot forged into a steel plate having a thickness of 30 mm, and then subjected to hot rolling. Table 1 also includes three Ac values calculated from the composition. The hot rolling conditions do not substantially affect the final structure and characteristics of this patent, but after heating to 1200 ° C, the plate is subjected to multi-stage rolling. The thickness was 2.5 mm. At this time, the end temperature of the hot rolling was 880 ° C. Then, it cooled to 600 degreeC at 30 degree-C / sec, stopped cooling, and after inserting into the furnace heated at 600 degreeC, it hold | maintained for 30 minutes, and then cooled in the furnace, and was set as the hot-rolled steel plate.
The hot-rolled steel sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled to 1.4 mm. The cold-rolled plate was heat-treated to obtain a sample. The heat treatment conditions are shown in Table 2. In Table 2, for example, a number indicated in [] as in [2] corresponds to a process having the same number indicated in [] in FIG. In Table 2, sample no. 1, 4 and 7 are samples which were not retained for 10 seconds or more at a cooling rate of 10 ° C./second or less within a temperature range of 300 to 500 ° C. in the process corresponding to [5] in FIG. In particular, sample no. Samples Nos. 1 and 26 are samples that have been rapidly cooled to 200 ° C. after starting rapid cooling at 700 ° C. (samples in which steps corresponding to [5] and [6] in FIG. 1 are skipped). Reference numeral 7 denotes a sample that has not been cooled to a cooling stop temperature between 100 ° C. or more and less than 300 ° C. (a sample in which steps corresponding to [6] to [8] in FIG. 1 are skipped).

In Tables 1 to 4, the underlined numerical values indicate that they are out of the scope of the present invention. However, it should be noted that “-” is not underlined even if it is outside the scope of the present invention.



























Figure 2017214648
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Figure 2017214648
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2.鋼組織
それぞれのサンプルについて上述した方法により、フェライト分率、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率(表3には「焼戻しM/B」記載)、残留オーステナイト量(残留γ量)、MAの平均サイズ、残留オーステナイトの平均サイズ(残留γ平均サイズ)、サイズ1.5μm以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率(表3には、「1.5μm以上の残留γ比率」と記載)を求めた。残留オーステナイト量の測定には、株式会社リガク製2次元微小部X線回折装置(RINT−RAPIDII)を用いた。得られた結果を表3に示す。
2. Steel structure By the method described above for each sample, the ferrite fraction, the total fraction of tempered martensite and tempered bainite (described in Table 3 as “tempered M / B”), the amount of retained austenite (residual γ amount), the MA Average size, average size of retained austenite (residual γ average size), ratio of retained austenite of size 1.5 μm or more to total austenite (described in Table 3 as “residual γ ratio of 1.5 μm or more”) It was. For the measurement of the amount of retained austenite, a two-dimensional micro part X-ray diffractometer (RINT-RAPIDII) manufactured by Rigaku Corporation was used. The obtained results are shown in Table 3.

Figure 2017214648
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Figure 2017214648
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3.機械的特性
得られたサンプルについて、引張試験機を用いて、YS、TS、ELを測定し、YRおよびTS×ELを算出した。また、上述の方法により穴拡げ率λと、LDRと、スポット溶接部の十字引張強度(SW十字引張)を求めた。得られた結果を表4に示す。
3. Mechanical properties About the obtained sample, YS, TS, and EL were measured using the tensile tester, and YR and TSxEL were computed. Further, the hole expansion ratio λ, LDR, and cross tensile strength (SW cross tension) of the spot welded portion were determined by the above-described methods. Table 4 shows the obtained results.

Figure 2017214648
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4.まとめ
本発明の条件を満たす実施例サンプルである、サンプルNo9、11〜13、17〜21および36〜46は、いずれも980MPa以上の引張強度、0.75以上の降伏比、20000MPa%以上のTS×EL、2.05以上のLDR、20%以上の穴広げ率および6kN以上のSW十字引張を達成している。
これに対して、サンプルNo.1は、オーステナイト化後、300〜500℃の温度範囲内で滞留させなかったことから、サイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な深絞り性が得られなかった。
サンプルNo.2は、オーステナイト化後、300〜500℃の温度範囲内での滞留時間が長いため、また、サンプルNo.3は、第2冷却開始温度(表2に示す「[5]保持温度」)から冷却停止温度までの平均冷却速度が遅いため、それぞれ、MA平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率が得られなかった。
4). Summary Sample Nos. 9, 11 to 13, 17 to 21, and 36 to 46, which satisfy the conditions of the present invention, all have a tensile strength of 980 MPa or more, a yield ratio of 0.75 or more, and a TS of 20000 MPa% or more. × EL, LDR of 2.05 or more, hole expansion ratio of 20% or more, and SW cross tension of 6 kN or more are achieved.
In contrast, sample no. No. 1 was not retained in the temperature range of 300 to 500 ° C. after austenitization, so the amount of retained austenite having a size of 1.5 μm or more was not sufficient, and as a result, sufficient deep drawability was not obtained. .
Sample No. 2 has a long residence time in the temperature range of 300 to 500 ° C. after austenitization. No. 3 has a slow average cooling rate from the second cooling start temperature ("[5] holding temperature" shown in Table 2) to the cooling stop temperature, so that the average size of the MA is excessively large. As a result, sufficient hole expansion is achieved. The rate was not obtained.

サンプルNo.4は、オーステナイト化後、300〜500℃の温度範囲での保持時間が短いため、サイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量が十分でなく、十分な深絞り性が得られなかった。
サンプルNo.5は、オーステナイト化後、300〜500℃の温度範囲より高い温度で滞留させたため、MA平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率が得られなかった。
サンプルNo.6は、オーステナイト化後、300〜500℃の温度範囲より低い温度で滞留させたため、サイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な深絞り性が得られなかった。
Sample No. No. 4 had a short holding time in the temperature range of 300 to 500 ° C. after austenitization, so the amount of retained austenite having a size of 1.5 μm or more was not sufficient, and sufficient deep drawability could not be obtained.
Sample No. Since No. 5 was retained at a temperature higher than the temperature range of 300 to 500 ° C. after the austenite formation, the MA average size was excessive, and as a result, a sufficient hole expansion rate was not obtained.
Sample No. No. 6 was retained at a temperature lower than the temperature range of 300 to 500 ° C. after being austenitized, so the amount of retained austenite having a size of 1.5 μm or more was not sufficient, and as a result, sufficient deep drawability was not obtained.

サンプルNo.7は、100℃以上、300℃未満の間の冷却停止温度まで冷却していないため、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、MA平均サイズが過大で、かつ残留オーステナイトの平均サイズも過大となった。この結果、十分な穴広げ率および深絞り性が得られなかった。   Sample No. 7 is not cooled to a cooling stop temperature between 100 ° C. and less than 300 ° C., so the total amount of tempered martensite and tempered bainite is insufficient, the MA average size is excessive, and the average size of residual austenite is also It became excessive. As a result, a sufficient hole expansion rate and deep drawability could not be obtained.

サンプルNo.8は、オーステナイト化のための加熱温度が低いため、フェライト量が過大となり、かつ焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、この結果、十分な降伏比が得られなかった。
サンプルNo.10は、冷却停止温度が100℃〜300℃の温度範囲より低いため、残留オーステナイト量が少なく、かつサイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分なTS×ELの値および十分な深絞り性が得られなかった。
Sample No. In No. 8, since the heating temperature for austenitization was low, the amount of ferrite was excessive, and the total amount of tempered martensite and tempered bainite was insufficient. As a result, a sufficient yield ratio was not obtained.
Sample No. No. 10, since the cooling stop temperature is lower than the temperature range of 100 ° C. to 300 ° C., the amount of retained austenite is small, and the amount of retained austenite having a size of 1.5 μm or more is not sufficient. As a result, a sufficient TS × EL value And sufficient deep drawability was not obtained.

サンプルNo.14は、急冷開始温度から、滞留開始温度(表2の「[5]保持温度」)までの冷却速度が遅いため、フェライト量が過大となり、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、かつMA平均サイズが過大となった。この結果、十分な引張強度、降伏比および穴広げ率が得られなかった。
サンプルNo.15は、再加熱温度が300℃〜500℃の温度範囲より高いため、残留オーステナイトが少なく、MA平均サイズが過大で、かつサイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な引張強度、TS×ELおよび深絞り性が得られなかった。
サンプルNo.16は、再加熱温度が300℃〜500℃の温度範囲より低いため、フェライト量が過大で、残留オーステナイトが少なく、MA平均サイズが過大で、かつサイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量が十分でなかった。この結果、十分な降伏比、TS×ELおよび深絞り性が得られなかった。
Sample No. No. 14, since the cooling rate from the rapid cooling start temperature to the residence start temperature ("[5] holding temperature" in Table 2) is slow, the amount of ferrite becomes excessive, and the total amount of tempered martensite and tempered bainite is insufficient. And the average size of MA became excessive. As a result, sufficient tensile strength, yield ratio and hole expansion rate were not obtained.
Sample No. No. 15, since the reheating temperature is higher than the temperature range of 300 ° C. to 500 ° C., the amount of retained austenite is small, the MA average size is excessive, and the amount of retained austenite having a size of 1.5 μm or more is not sufficient. Tensile strength, TS × EL, and deep drawability were not obtained.
Sample No. No. 16, since the reheating temperature is lower than the temperature range of 300 ° C. to 500 ° C., the amount of ferrite is excessive, the residual austenite is small, the MA average size is excessive, and the amount of residual austenite with a size of 1.5 μm or more is sufficient. There wasn't. As a result, sufficient yield ratio, TS × EL and deep drawability were not obtained.

サンプルNo.22は、C量が少なく、残留オーステナイト量が不足し、かつサイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分なTS×ELおよび深絞り性が得られなかった。
サンプルNo.23は、Mn量が多く、残留オーステナイト量が不足し、かつサイズ1.5μm以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分なTS×ELおよび深絞り性が得られなかった。
Sample No. No. 22 had a small amount of C, an insufficient amount of retained austenite, and an insufficient amount of retained austenite having a size of 1.5 μm or more. As a result, sufficient TS × EL and deep drawability could not be obtained.
Sample No. In No. 23, the amount of Mn was large, the amount of retained austenite was insufficient, and the amount of retained austenite having a size of 1.5 μm or more was not sufficient. As a result, sufficient TS × EL and deep drawability were not obtained.

サンプルNo.24は、Mn量が少なく、フェライト量が過大で、かつ焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、この結果、十分な降伏比およびTS×ELが得られなかった。
サンプルNo.25は、Si+Al量が少なく、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、かつ残留オーステナイトが少なく、この結果、十分なTS×EL、穴広げ率および深絞り性が得られなかった。
Sample No. In No. 24, the amount of Mn was small, the amount of ferrite was excessive, and the total amount of tempered martensite and tempered bainite was insufficient. As a result, a sufficient yield ratio and TS × EL were not obtained.
Sample No. No. 25 had a small amount of Si + Al, a short total amount of tempered martensite and tempered bainite, and a small amount of retained austenite. As a result, sufficient TS × EL, hole expansion ratio and deep drawability were not obtained.

サンプルNo.26はC量が過大で、かつオーステナイト化後、300〜500℃の温度範囲より低い温度で滞留させたため、十分なSW十字引張強度が得られなかった。
サンプルNo.27は、Si+Al量が過多であり、十分なTS×ELが得られなかった。
Sample No. No. 26 had an excessive amount of C and was retained at a temperature lower than the temperature range of 300 to 500 ° C. after austenitization, so that sufficient SW cross tensile strength could not be obtained.
Sample No. In No. 27, the amount of Si + Al was excessive, and sufficient TS × EL was not obtained.

Claims (6)

C :0.15質量%〜0.35質量%、
SiとAlの合計:0.5質量%〜3.0質量%、
Mn:1.0質量%〜4.0質量%、
P :0.05質量%以下、
S :0.01質量%以下、
を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、
鋼組織が、
フェライト分率が5%以下であり、
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が60%以上であり、
残留オーステナイト量が10%以上であり、
MAの平均サイズが1.0μm以下であり、
残留オーステナイトの平均サイズが1.0μm以下であり、
サイズ1.5μm以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイト量の2%以上である高強度鋼板。
C: 0.15% by mass to 0.35% by mass,
Total of Si and Al: 0.5% by mass to 3.0% by mass,
Mn: 1.0% by mass to 4.0% by mass,
P: 0.05 mass% or less,
S: 0.01% by mass or less,
And the balance consists of Fe and inevitable impurities,
Steel structure
The ferrite fraction is 5% or less,
The total fraction of tempered martensite and tempered bainite is 60% or more,
The amount of retained austenite is 10% or more,
The average size of MA is 1.0 μm or less,
The average size of retained austenite is 1.0 μm or less,
A high-strength steel sheet in which the retained austenite having a size of 1.5 μm or more is 2% or more of the total retained austenite amount.
C量が0.30質量%以下である請求項1に記載の高強度鋼板。   The high-strength steel sheet according to claim 1, wherein the C content is 0.30 mass% or less. Al量が0.10質量%未満である請求項1または2に記載の高強度鋼板。   The high-strength steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the amount of Al is less than 0.10% by mass. さらに、
Cu :0.50質量%以下、
Ni :0.50質量%以下、
Cr :0.50質量%以下、
Mo :0.50質量%以下、
B :0.01質量%以下、
V :0.05質量%以下、
Nb :0.05質量%以下、
Ti :0.05質量%以下、
Ca :0.05質量%以下、
REM:0.01質量%以下、
の1種または2種以上を含む請求項1〜3のいずれか1項記載の高強度鋼板。
further,
Cu: 0.50 mass% or less,
Ni: 0.50 mass% or less,
Cr: 0.50 mass% or less,
Mo: 0.50 mass% or less,
B: 0.01% by mass or less,
V: 0.05 mass% or less,
Nb: 0.05 mass% or less,
Ti: 0.05 mass% or less,
Ca: 0.05 mass% or less,
REM: 0.01% by mass or less,
The high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 3, comprising one or more of the following.
請求項1〜4のいずれか1項に記載の成分組成を有する圧延材を用意することと、
前記圧延材をAc点以上の温度に加熱しオーステナイト化することと、
前記オーステナイト化後、650℃〜500℃の間を平均冷却速度15℃/秒以上、200℃/秒未満で冷却し、300〜500℃の範囲内で10℃/秒以下の冷却速度で10秒以上、300秒未満滞留させることと、
前記滞留の後、300℃以上の温度から100℃〜300℃の間の冷却停止温度まで10℃/秒以上の平均冷却速度で冷却することと、
前記冷却停止温度から300℃〜500℃の範囲にある再加熱温度まで加熱することと、
を含む、高強度鋼板の製造方法。
Preparing a rolled material having the component composition according to any one of claims 1 to 4,
Heating the rolled material to a temperature of Ac 3 point or higher to austenite;
After the austenitization, cooling is performed between 650 ° C. and 500 ° C. at an average cooling rate of 15 ° C./second or more and less than 200 ° C./second, and at a cooling rate of 10 ° C./second or less within a range of 300 to 500 ° C. for 10 seconds. Above, let it stay for less than 300 seconds,
After the residence, cooling at an average cooling rate of 10 ° C / second or more from a temperature of 300 ° C or more to a cooling stop temperature between 100 ° C and 300 ° C;
Heating from the cooling stop temperature to a reheating temperature in the range of 300 ° C to 500 ° C;
A method for producing a high-strength steel sheet including
前記の滞留が300〜500℃の範囲内の一定温度で保持することを含む請求項5に記載の製造方法。   The manufacturing method according to claim 5, wherein the retention includes holding at a constant temperature within a range of 300 to 500 ° C.
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Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018216522A1 (en) * 2017-05-24 2018-11-29 株式会社神戸製鋼所 High-strength steel sheet and production method for same
WO2018221307A1 (en) * 2017-05-31 2018-12-06 株式会社神戸製鋼所 High-strength steel sheet and method for producing same
WO2020080339A1 (en) 2018-10-17 2020-04-23 Jfeスチール株式会社 Thin steel sheet and method for manufacturing same
WO2020080337A1 (en) 2018-10-17 2020-04-23 Jfeスチール株式会社 Thin steel sheet and method for manufacturing same
WO2020244974A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Volkswagen Aktiengesellschaft Process for producing a hot-formed and press-hardened sheet steel component
KR20210059747A (en) * 2018-10-17 2021-05-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
KR20210059748A (en) * 2018-10-17 2021-05-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
KR20210061370A (en) * 2018-10-18 2021-05-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
CN113547215A (en) * 2021-08-23 2021-10-26 上海交通大学 Welding device for strengthening and toughening ultrahigh-strength steel welding joint based on self-distribution
US11390930B2 (en) * 2017-04-14 2022-07-19 Jfe Steel Corporation Steel sheet and manufacturing method therefor
US12037656B2 (en) 2018-12-18 2024-07-16 Posco Co., Ltd High strength steel sheet having excellent ductility and workability, and method for manufacturing same

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014034716A (en) * 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Steel sheet and method of producing the same
JP2014508854A (en) * 2010-12-27 2014-04-10 ポスコ Steel sheet for molded member having excellent ductility, molded member, and manufacturing method thereof
JP2015516511A (en) * 2012-03-30 2015-06-11 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテルハフツングVoestalpinestahl Gmbh High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing such a steel sheet
JP2015218365A (en) * 2014-05-19 2015-12-07 株式会社神戸製鋼所 High strength hot-dip galvannealed steel sheet excellent in yield strength and workability

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014508854A (en) * 2010-12-27 2014-04-10 ポスコ Steel sheet for molded member having excellent ductility, molded member, and manufacturing method thereof
JP2015516511A (en) * 2012-03-30 2015-06-11 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテルハフツングVoestalpinestahl Gmbh High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing such a steel sheet
JP2014034716A (en) * 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Steel sheet and method of producing the same
JP2015218365A (en) * 2014-05-19 2015-12-07 株式会社神戸製鋼所 High strength hot-dip galvannealed steel sheet excellent in yield strength and workability

Cited By (31)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11390930B2 (en) * 2017-04-14 2022-07-19 Jfe Steel Corporation Steel sheet and manufacturing method therefor
WO2018216522A1 (en) * 2017-05-24 2018-11-29 株式会社神戸製鋼所 High-strength steel sheet and production method for same
JP2018197380A (en) * 2017-05-24 2018-12-13 株式会社神戸製鋼所 High strength steel plate and method for producing the same
KR20190142354A (en) * 2017-05-24 2019-12-26 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 High strength steel sheet and its manufacturing method
US11332805B2 (en) 2017-05-24 2022-05-17 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet and production method for same
KR102297016B1 (en) 2017-05-24 2021-09-01 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 High-strength steel sheet and manufacturing method thereof
WO2018221307A1 (en) * 2017-05-31 2018-12-06 株式会社神戸製鋼所 High-strength steel sheet and method for producing same
JP2018204058A (en) * 2017-05-31 2018-12-27 株式会社神戸製鋼所 High strength steel sheet and manufacturing method therefor
CN112912520A (en) * 2018-10-17 2021-06-04 杰富意钢铁株式会社 Steel sheet and method for producing same
CN112912521B (en) * 2018-10-17 2022-10-25 杰富意钢铁株式会社 Steel sheet and method for producing same
KR20210059747A (en) * 2018-10-17 2021-05-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
KR20210059748A (en) * 2018-10-17 2021-05-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
KR102517187B1 (en) 2018-10-17 2023-04-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Thin steel sheet and its manufacturing method
CN112912521A (en) * 2018-10-17 2021-06-04 杰富意钢铁株式会社 Steel sheet and method for producing same
KR20210058918A (en) 2018-10-17 2021-05-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Thin steel plate and its manufacturing method
EP3845673A4 (en) * 2018-10-17 2021-07-14 JFE Steel Corporation Steel sheet and manufacturing method therefor
EP3845674A4 (en) * 2018-10-17 2021-07-21 JFE Steel Corporation Steel sheet and manufacturing method therefor
EP3868909A4 (en) * 2018-10-17 2021-08-25 JFE Steel Corporation Thin steel sheet and method for manufacturing same
KR102514897B1 (en) 2018-10-17 2023-03-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
KR102514898B1 (en) 2018-10-17 2023-03-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
US20210355559A1 (en) * 2018-10-17 2021-11-18 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same
WO2020080337A1 (en) 2018-10-17 2020-04-23 Jfeスチール株式会社 Thin steel sheet and method for manufacturing same
WO2020080339A1 (en) 2018-10-17 2020-04-23 Jfeスチール株式会社 Thin steel sheet and method for manufacturing same
CN112912520B (en) * 2018-10-17 2022-10-25 杰富意钢铁株式会社 Steel sheet and method for producing same
KR20210059746A (en) 2018-10-17 2021-05-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Thin steel plate and its manufacturing method
KR102514896B1 (en) 2018-10-18 2023-03-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
KR20210061370A (en) * 2018-10-18 2021-05-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Steel plate and its manufacturing method
US12037656B2 (en) 2018-12-18 2024-07-16 Posco Co., Ltd High strength steel sheet having excellent ductility and workability, and method for manufacturing same
WO2020244974A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Volkswagen Aktiengesellschaft Process for producing a hot-formed and press-hardened sheet steel component
CN113547215B (en) * 2021-08-23 2022-08-02 上海交通大学 Welding device for strengthening and toughening ultrahigh-strength steel welding joint based on self-distribution
CN113547215A (en) * 2021-08-23 2021-10-26 上海交通大学 Welding device for strengthening and toughening ultrahigh-strength steel welding joint based on self-distribution

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