JP2018003115A - High strength steel sheet and manufacturing method therefor - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
本発明は、自動車、電機等に供して好適な引張強さが１１８０ＭＰａ以上を有する延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in ductility having a tensile strength of 1180 MPa or more suitable for use in automobiles, electric machines and the like, and a method for producing the same.
近年、地球環境保全の観点から自動車の燃費向上が重要になっており、車体の軽量化が進められている。車体の軽量化に対しては、使用される鋼板を高強度化し、板厚を薄くすることが、最も有効な手段である。また、自動車の搭乗者の衝突安全性向上も重要である。衝突安全性向上に対しても、使用される鋼板の高強度化が有効な対策となる。従来、冷延鋼板の強度を高めるためには、熱間圧延とその後の焼鈍条件を厳格に管理するとともに、鋼板中にＣ、Ｓｉ、Ｍｎなどに加えて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉなど高価な合金元素を添加することが必要であった。特に、最近では、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も進んでいる。 In recent years, improvement in fuel efficiency of automobiles has become important from the viewpoint of global environmental protection, and weight reduction of the vehicle body has been promoted. The most effective means for reducing the weight of the vehicle body is to increase the strength of the steel sheet used and reduce the thickness. It is also important to improve the safety of passengers in automobiles. An increase in the strength of steel plates used is an effective measure for improving collision safety. Conventionally, in order to increase the strength of a cold-rolled steel sheet, hot rolling and subsequent annealing conditions are strictly controlled, and in addition to C, Si, Mn, etc. in the steel sheet, expensive alloys such as Cr, Mo, Ni, etc. It was necessary to add elements. In particular, recently, the application of a high strength steel sheet having a very high strength having a tensile strength of 1180 MPa or more is also progressing.
従来、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は軽加工部品に適用されることが多かったが、最近では、より一層の衝突安全性と車体軽量化による燃費向上を両立させるべく、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板に対しても複雑形状のプレス部品への適用が検討されており、加工性に優れる鋼板に対するニーズは高い。しかしながら、鋼板の強度が上昇すると延性が低下し、ひいてはプレス成形時に割れが発生することが問題となる。 Conventionally, high-strength steel sheets with a tensile strength of 1180 MPa or more have often been applied to light-worked parts, but recently, tensile strength has been increased in order to achieve both higher collision safety and improved fuel economy by reducing vehicle weight. However, application of high-strength steel sheets of 1180 MPa or higher to complex-shaped press parts is being studied, and there is a great need for steel sheets with excellent workability. However, when the strength of the steel plate is increased, the ductility is lowered, and as a result, cracking occurs during press forming.
延性に優れた高強度冷延鋼板に関する従来技術として、例えば特許文献１〜３に、鋼成分や組織の限定、熱延条件、または焼鈍条件の最適化により、焼戻しマルテンサイトや残留オーステナイトを主体とした高強度冷延鋼板の製造技術が開示されている。 As a conventional technique related to a high strength cold-rolled steel sheet excellent in ductility, for example, in Patent Documents 1 to 3, mainly by tempered martensite and retained austenite by limiting steel components and structures, optimizing hot rolling conditions, or annealing conditions. A technology for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet is disclosed.
特許文献１には、Ｃａ及び／又はＲＥＭを所定量添加した鋼組成を有し、焼戻マルテンサイト若しくは焼戻ベイナイト、あるいはさらにフェライトを有する組織を母相組織とし、第２相組織として残留オーステナイトを全組織に対して占積率で３〜３０％含有すると共に、前記残留オーステナイト全体に占めるラス状の残留オーステナイトの比率が７０％以上である鋼板が開示されている。また、特許文献１では、このような鋼板の製造方法として、焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトを母相とする場合、熱間圧延工程、冷間圧延工程を経た鋼板を、Ａ３点以上（γ域）からＭｓ点以下に急速冷却して得られたマルテンサイト（焼入マルテンサイト）を、あるいはＡ３点以上（γ域）よりＭｓ点以上Ｂｓ点以下に急速冷却して得られたベイナイト（焼入ベイナイト）を、Ａ１点以上（約７００℃以上）Ａ３点以下の温度で加熱保持後、所定温度まで冷却して保持し、母相組織を焼き戻すとともに、所望の第２相組織を得ることが記載される。また、焼戻マルテンサイトとフェライト（α）との混合組織、または焼戻ベイナイトとフェライト（α）との混合組織を母相とする場合、熱間圧延工程、冷間圧延工程を経た鋼板を、Ａ１点以上Ａ３点以下もしくはＡ３点以上からＭｓ点以下に急速冷却して得られたマルテンサイトとフェライトの混合組織（焼入マルテンサイト＋α）を、あるいはＭｓ点以上Ｂｓ点以下に急速冷却して得られたベイナイト（焼入ベイナイト＋α）をＡ１点以上（約７００℃以上）、Ａ３点以下の温度で加熱保持後、所定温度まで冷却して保持することが開示されている。 Patent Document 1 has a steel composition to which a predetermined amount of Ca and / or REM is added, tempered martensite or tempered bainite, or a structure further containing ferrite as a parent phase structure, and retained austenite as a second phase structure. Has a space factor of 3 to 30% with respect to the entire structure, and a ratio of lath-like retained austenite to the entire retained austenite is 70% or more. Moreover, in patent document 1, as a manufacturing method of such a steel plate, when using a tempered martensite or a tempered bainite as a parent phase, the steel plate which passed through the hot rolling process and the cold rolling process is more than A3 point ((gamma)). Bainite (quenched martensite) obtained by rapid cooling from the region (A) to the Ms point or less, or from the A3 point (γ region) to the Ms point to the Bs point. Bainite) is heated and held at a temperature of A1 or higher (about 700 ° C. or higher) and A3 or lower, and then cooled and held at a predetermined temperature to temper the parent phase structure and obtain a desired second phase structure. Is described. In addition, when a mixed structure of tempered martensite and ferrite (α) or a mixed structure of tempered bainite and ferrite (α) is used as a parent phase, a steel sheet that has undergone a hot rolling process and a cold rolling process, The martensite and ferrite mixed structure (quenched martensite + α) obtained by rapid cooling from A1 point to A3 point or from A3 point to Ms point or below, or rapidly cooled from Ms point to Bs point It is disclosed that the obtained bainite (quenched bainite + α) is heated and held at a temperature of A1 point or higher (about 700 ° C. or higher) and A3 point or lower, and then cooled to a predetermined temperature and held.
特許文献２には、所定の成分組成を有し、面積率で２〜２０％の残留オーステナイトを含み、ベイナイトと異なる転位密度の高いベイニティック・フェライト（ＢＦ）を主相とする伸びフランジ性に優れる高強度鋼板であり、ＢＦを母相とするＴＲＩＰ鋼板について、残留オーステナイトの微細化により伸びフランジ性を向上することが開示されている。 In Patent Document 2, stretch flangeability having a predetermined component composition, containing 2-20% retained austenite in area ratio, and having bainitic ferrite (BF) having a high dislocation density different from bainite as a main phase. It is disclosed that a TRIP steel sheet having a high-strength steel sheet with BF as a parent phase improves stretch flangeability by refining retained austenite.
特許文献３には、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、ＮｂおよびＢを所定量添加した鋼組成を有する鋼板における加工率３％の引張加工後の金属組織が、残留オーステナイトの面積率が１％以上有し、前記残留オーステナイトの結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上、平均短軸長さが１μｍ以下、および結晶粒間の最隣接距離が１μｍ以下を有する耐遅れ破壊性に優れた鋼板が開示されている。 In Patent Document 3, a metal structure after a tensile process with a processing rate of 3% in a steel sheet having a steel composition to which a predetermined amount of Cr, Cu, Ni, Ti, Nb and B is added has an area ratio of retained austenite of 1% or more. Delayed fracture resistance having an average axial ratio (major axis / minor axis) of 5 or more, an average minor axis length of 1 μm or less, and a nearest neighbor distance of 1 μm or less between the crystal grains of the retained austenite An excellent steel sheet is disclosed.
しかしながら、特許文献１〜３に記載の技術では、引張強さ１１８０ＭＰａ以上の高強度と高延性を両立するには至っていない。 However, the techniques described in Patent Documents 1 to 3 have not yet achieved both high strength with a tensile strength of 1180 MPa and high ductility.
特許文献１は、表２〜４に開示されるように、引張強さが１１８０ＭＰａ以上を確保すると、０．４５％以上のＣを含有する必要がある。そのため、スポット溶接性において十分な継ぎ手強度が得られない懸念がある。特許文献２は、引張強さが１１８０ＭＰａ以上を確保することが困難である。特許文献３は、引張強さが１１８０ＭＰａ以上での強度と伸びのバランスが不十分である。 As disclosed in Tables 2 to 4, Patent Document 1 needs to contain 0.45% or more of C when the tensile strength is secured to 1180 MPa or more. Therefore, there is a concern that sufficient joint strength cannot be obtained in spot weldability. In Patent Document 2, it is difficult to secure a tensile strength of 1180 MPa or more. In Patent Document 3, the balance between strength and elongation when the tensile strength is 1180 MPa or more is insufficient.
本発明は係る問題に鑑み、引張強さが１１８０ＭＰａ以上を有する延性に優れた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。 In view of the problem, the present invention aims to provide a high-strength steel sheet excellent in ductility having a tensile strength of 1180 MPa or more and a method for producing the same.
本発明者らは、上記課題を達成するため、引張強さが１１８０ＭＰａ以上を有する鋼板を対象に、優れた延性を確保するための鋼板の成分組成、製造方法およびミクロ組織を決定する各種要因に関し鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
１．１１８０ＭＰａ以上の引張強さと優れた延性を両立するためには、鋼板の構成組織であるフェライトおよび／またはベイナイト、残留オーステナイト、およびマルテンサイトの面積率を厳密に制御する。これと同時に、鋼板中のＮｂＣもしくはＮｂＣを含む複合析出物の、サイズおよび個数密度を制御することが重要である。
２．上記１の構成組織を達成するためには、成分組成を厳格に管理する。特に、成分組成中にＮｂを添加するとともに、Ｎｂと結合しやすいＣ、ＮおよびＯ量を厳格に管理する。ＮｂＣおよびＮｂＣを含む複合析出物を多量に有することにより、析出強化が発現し、延性の低下を極力抑えながら強度を格段に上昇することが可能となる。ただし、粗大なＮｂＣまたはＮｂＣを含む複合析出物が混在すると、破壊の発生起点となり、延性が低下する。そのため、析出物のサイズおよび個数密度を調整するための成分組成および製造条件を選択することが重要である。
３．上記２の性能を効果的に発現するためには、鋼素材の鋳造過程において不可避的に生成する粗大なＮｂ系晶出物に対して、引き続き行われる熱間圧延工程の再加熱、圧延および冷却条件を厳格に管理し、更に、冷間圧延後の焼鈍条件を制御することが重要である。
In order to achieve the above-mentioned problems, the present inventors are directed to steel sheets having a tensile strength of 1180 MPa or more, and various factors that determine the component composition, manufacturing method, and microstructure of the steel sheet to ensure excellent ductility. We conducted intensive research and obtained the following knowledge.
1. In order to achieve both a tensile strength of 180 MPa or more and excellent ductility, the area ratio of ferrite and / or bainite, retained austenite, and martensite, which are the structural structures of the steel sheet, is strictly controlled. At the same time, it is important to control the size and number density of NbC or composite precipitates containing NbC in the steel sheet.
2. In order to achieve the above-mentioned constitutional structure 1, the component composition is strictly controlled. In particular, Nb is added to the component composition, and the amounts of C, N, and O that are easily bonded to Nb are strictly controlled. By having a large amount of composite precipitates containing NbC and NbC, precipitation strengthening is exhibited, and the strength can be remarkably increased while suppressing a decrease in ductility as much as possible. However, if coarse NbC or a composite precipitate containing NbC is mixed, it becomes a starting point of fracture and ductility is lowered. Therefore, it is important to select a component composition and manufacturing conditions for adjusting the size and number density of precipitates.
3. In order to effectively exhibit the performance of 2 above, reheating, rolling and cooling in the subsequent hot rolling step is performed on the coarse Nb-based crystallized product inevitably generated in the steel raw material casting process. It is important to strictly manage the conditions and control the annealing conditions after cold rolling.
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４５％未満、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５％以上４．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｎｂ：０．０３０％以上０．２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．００７０％以下、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
組織は、面積率で、
フェライトとベイナイトの合計が３０％以上７０％以下、残留オーステナイトが１５％以上、およびマルテンサイトが５％以上３５％以下であり、かつ、前記残留オーステナイトの平均円相当直径が３．０μｍ以下であり、
組織中に、長径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下である、ＮｂＣとＮｂＣを含む複合析出物の合計が１ｍｍ２当たり２×１０５個以上を有し、かつ、長径が２５０ｎｍ以上である、Ｎｂを含む炭化物、窒化物、酸化物およびこれらを含む複合析出物の合計が１ｍｍ２当たり８×１０３個以下を有することを特徴とする高強度鋼板。
［２］前記成分組成に加えて、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００５０％以下より選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成に加えて、質量％で、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下より選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成に加えて、質量％で、Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下より選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれか１に記載の高強度鋼板。
［５］鋼板表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれか１に記載の高強度鋼板。
［６］請求項１〜４のいずれか１に記載の成分組成を有する鋼素材を、
Ｔｓを式（１）で示す温度とするとき、（Ｔｓ−２４０）℃以上（Ｔｓ−４０）℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度：８５０℃以上の熱間圧延を施した後、３００℃以上６００℃以下の温度域まで平均冷却速度３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下で冷却し、３００℃以上６００℃以下の温度域で巻取り、
次いで、冷間圧延を施した後、７００℃以上９００℃以下の温度域に加熱し、その後２００℃以上４５０℃以下の温度域まで平均冷却速度３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下で冷却し、２００℃以上４５０℃以下の温度域で１ｍｉｎ．以上２０ｍｉｎ．以下保持する最終焼鈍を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
This invention is made | formed based on the above knowledge, and makes the following a summary.
[1] Component composition is mass%, C: 0.20% or more and less than 0.45%, Si: 0.50% or more and 2.50% or less, Mn: 1.5% or more and 4.0% or less, P: 0.050% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.01% to 0.10%, Nb: 0.030% to 0.200%, N: 0.0005% to 0 .0070% or less, O: 0.0050% or less, the balance being iron and inevitable impurities,
The organization is the area ratio,
The total of ferrite and bainite is 30% or more and 70% or less, the retained austenite is 15% or more, the martensite is 5% or more and 35% or less, and the average equivalent circle diameter of the retained austenite is 3.0 μm or less. ,
A carbide containing Nb having a major axis of 5 nm or more and 100 nm or less, a total of 2 × 10 5 composite precipitates containing NbC and NbC per mm 2 and a major axis of 250 nm or more. A high-strength steel sheet characterized in that the total of nitride, oxide, and composite precipitates containing these is 8 × 10 3 or less per 1 mm 2 .
[2] In addition to the above component composition, Cr: 0.01% to 1.0%, Mo: 0.01% to 1.0%, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, B: 1 type or 2 types or more chosen from 0.0050% or less are contained, The high strength steel plate as described in [1] characterized by the above-mentioned.
[3] In addition to the above component composition, one or more selected from REM: 0.02% or less, Ca: 0.005% or less, and Mg: 0.005% or less are contained in mass%. The high-strength steel sheet according to [1] or [2], wherein
[4] In addition to the above component composition, the composition contains one or two selected from Sn: 0.2% or less and Sb: 0.2% or less in mass%. 3] The high-strength steel plate according to any one of [3].
[5] The high-strength steel plate according to any one of [1] to [4], wherein the steel plate surface has a zinc-based plating film.
[6] A steel material having the component composition according to any one of claims 1 to 4,
When Ts is set to the temperature represented by the formula (1), after heating to a temperature range of (Ts-240) ° C. or more and (Ts-40) ° C. or less, and finishing rolling finish temperature: 850 ° C. or more hot rolling , An average cooling rate of 300 ° C./min. 2400 ° C./min. Cooled below, wound up in a temperature range of 300 ° C to 600 ° C,
Subsequently, after performing cold rolling, it is heated to a temperature range of 700 ° C. or more and 900 ° C. or less, and then an average cooling rate of 300 ° C./min. 2400 ° C./min. In the temperature range from 200 ° C. to 450 ° C. for 1 min. 20 min. The manufacturing method of the high strength steel plate characterized by performing the final annealing hold | maintained below.
Ｔｓ（℃）＝７５１０／｛２．９６−ｌｏｇ１０（[％Ｎｂ]×[％Ｃ]）｝−２７３ （１）
ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｃ]は、それぞれ鋼中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）を示す。
［７］前記最終焼鈍の前に、加熱温度６５０℃以下の箱焼鈍を行うことを特徴とする［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］前記最終焼鈍の後に、亜鉛系めっき処理を施すことを特徴とする［６］または［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［９］前記亜鉛系めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理のいずれかであることを特徴とする［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［１０］さらに、前記亜鉛系めっき処理後、合金化処理温度４５０〜６００℃で合金化処理を行うことを特徴とする［８］または［９］に記載の高強度鋼板の製造方法。
Ts (° C.) = 7510 / {2.96−log 10 ([% Nb] × [% C])} − 273 (1)
Here, [% Nb] and [% C] indicate the contents (mass%) of Nb and C in the steel, respectively.
[7] The method for producing a high-strength steel sheet according to [6], wherein box annealing at a heating temperature of 650 ° C. or less is performed before the final annealing.
[8] The method for producing a high-strength steel sheet according to [6] or [7], wherein a zinc-based plating treatment is performed after the final annealing.
[9] The method for producing a high-strength steel sheet according to [8], wherein the zinc-based plating treatment is any one of a hot dip galvanizing treatment and an electrogalvanizing treatment.
[10] The method for producing a high-strength steel sheet according to [8] or [9], further comprising performing an alloying treatment at an alloying treatment temperature of 450 to 600 ° C. after the zinc-based plating treatment.
なお、本発明において、高強度鋼板とは、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の鋼板であり、冷延鋼板、めっき処理、合金化めっき処理などの表面処理を冷延鋼板に施した鋼板を含むものである。また、本発明において、延性に優れたとは、伸び（全伸び）が１５％以上であることを意味する。 In the present invention, the high-strength steel plate is a steel plate having a tensile strength of 1180 MPa or more, and includes a cold-rolled steel plate, a steel plate obtained by subjecting the cold-rolled steel plate to a surface treatment such as a plating treatment or an alloying plating treatment. Moreover, in this invention, having excellent ductility means that elongation (total elongation) is 15% or more.
本発明によれば、引張強さが１１８０ＭＰａ以上を有する延性に優れた鋼板が得られる。そして、本発明により製造した構造部品を自動車車体に適用することにより、自動車搭乗者の衝突安全性向上、および燃費向上に伴う環境負荷の軽減に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。また、自動車構造などの鋼構造物作製時の製造効率の向上に寄与することができる。 According to the present invention, a steel sheet excellent in ductility having a tensile strength of 1180 MPa or more can be obtained. And, by applying the structural parts manufactured according to the present invention to the automobile body, it greatly contributes to the improvement of the collision safety of the automobile occupant and the reduction of the environmental load accompanying the improvement of the fuel consumption, and has a remarkable industrial effect. Moreover, it can contribute to the improvement of the manufacturing efficiency at the time of steel structure manufacture, such as a motor vehicle structure.
以下、本発明について詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail.
まず、本発明の高強度鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。 First, the component composition of the high-strength steel sheet of the present invention and the reason for limitation will be described. In addition,% showing the following component composition shall mean the mass% unless there is particular notice.
Ｃ：０．２０％以上０．４５％未満
Ｃは、鋼を強化する上で最も重要な元素であり、高い固溶強化能を有する。そのうえ、強力なオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイトの生成を促進して均一伸びの向上に寄与する。また、Ｃは、マルテンサイトの面積率、硬さに影響して、高強度化に寄与する元素である。引張強さが１１８０ＭＰａ以上で、これらの効果を得るためには、Ｃ量は０．２０％以上含有することが必要である。なお、Ｃ量が０．２０％未満では、フェライトが過度に生成し、引張強さの確保が困難となる。また、所望の残留オーステナイト量が得られず、優れた伸び(延性)の確保が困難となる。一方、Ｃ量が０．４５％以上になると溶接性が著しく劣化する。また、マルテンサイトが過度に硬質化して、優れた延性の確保が困難となる。従って、Ｃ量は０．２０％以上０．４５％未満とする。好ましくは０．２２％以上とし、より好ましくは０．２４％以上とする。好ましくは０．４３％以下とし、より好ましくは０．４０％以下とする。
C: 0.20% or more and less than 0.45% C is the most important element for strengthening steel and has a high solid solution strengthening ability. In addition, it is a strong austenite stabilizing element and contributes to the improvement of uniform elongation by promoting the formation of retained austenite. C is an element that contributes to increasing the strength by affecting the area ratio and hardness of martensite. In order to obtain these effects when the tensile strength is 1180 MPa or more, the C content needs to be 0.20% or more. If the C content is less than 0.20%, ferrite is excessively generated and it is difficult to ensure the tensile strength. In addition, a desired retained austenite amount cannot be obtained, and it becomes difficult to ensure excellent elongation (ductility). On the other hand, when the C content is 0.45% or more, the weldability is remarkably deteriorated. Further, the martensite becomes excessively hard, and it becomes difficult to ensure excellent ductility. Therefore, the C content is 0.20% or more and less than 0.45%. Preferably it is 0.22% or more, more preferably 0.24% or more. Preferably it is 0.43% or less, More preferably, it is 0.40% or less.
Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、製鋼上、必要である。これだけでなく、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。また、セメンタイトの生成抑制効果を介して残留オーステナイトを安定化させ、均一伸びの向上に寄与する。これらの効果を得るためには、０．５０％以上の含有を必要とする。一方、２．５０％を超えてＳｉ量を含有すると、溶接部の靱性が顕著に劣化する。従って、Ｓｉ量は０．５０％以上２．５０％以下とする。好ましくは、０．７０％以上とする。好ましくは、２．３０％以下とする。
Si: 0.50% or more and 2.50% or less Si acts as a deoxidizer and is necessary for steelmaking. In addition to this, it has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening by solid solution. In addition, the retained austenite is stabilized through the effect of suppressing the formation of cementite, contributing to the improvement of uniform elongation. In order to obtain these effects, a content of 0.50% or more is required. On the other hand, if the Si content exceeds 2.50%, the toughness of the welded portion is significantly deteriorated. Therefore, the Si amount is set to 0.50% or more and 2.50% or less. Preferably, it is 0.70% or more. Preferably, it is 2.30% or less.
Ｍｎ：１．５％以上４．０％以下
Ｍｎは、比較的安価に鋼の焼入れ性を増加させる効果を有する。引張強さ１１８０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、Ｍｎ量は１．５％以上含有することが必要である。また、Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイトの生成を促進する。これとともに、マルテンサイトを所望量生成させて、高強度化に寄与する。一方、Ｍｎ量は４．０％を超えて含有すると、マルテンサイトが過度に硬質化して優れた延性の確保が困難となる。これとともに、ミクロ偏析が大きくなり、偏析部を起点とした遅れ破壊の発生を助長する。従って、Ｍｎ量は１．５％以上４．０％以下とする。好ましくは、１．７％以上とする。好ましくは３．８％以下とする。
Mn: 1.5% or more and 4.0% or less Mn has an effect of increasing the hardenability of steel relatively inexpensively. In order to ensure a tensile strength of 1180 MPa or more, the Mn content must be 1.5% or more. Mn is an austenite stabilizing element and promotes the generation of retained austenite. At the same time, a desired amount of martensite is generated, contributing to high strength. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.0%, martensite becomes excessively hard and it becomes difficult to ensure excellent ductility. At the same time, microsegregation increases, which promotes the occurrence of delayed fracture starting from the segregated portion. Therefore, the amount of Mn is 1.5% or more and 4.0% or less. Preferably, it is 1.7% or more. Preferably it is 3.8% or less.
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは固溶強化能が大きい元素であるが、Ｍｎとともにミクロ偏析を助長する。Ｐは０．０５０％を超えて含有すると、延性および靭性が低下するだけでなく、粒界偏析部が遅れ破壊の発生起点となる。従って、Ｐ量は０．０５０％を上限とする。好ましくは０．０３０％以下とする。なお、Ｐは、可能なかぎり低減することが望ましい。しかし、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ、経済的に不利となる。よって、Ｐ量の下限は０．００５％以上が好ましい。より好ましくは、０．００７％以上とする。
P: 0.050% or less P is an element having a large solid solution strengthening ability, but promotes microsegregation together with Mn. When P exceeds 0.050%, not only ductility and toughness are lowered, but also the grain boundary segregation part becomes the starting point of delayed fracture. Therefore, the upper limit of P content is 0.050%. Preferably it is 0.030% or less. Note that it is desirable to reduce P as much as possible. However, excessive P reduction raises the refining cost and is disadvantageous economically. Therefore, the lower limit of the P amount is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.007% or more.
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは粒界に偏析して熱間圧延時の延性を低下させる。これとともに、介在物として鋼中に存在し、介在物割れの起点となる。従って、Ｓ量は０．００５０％を上限とする。好ましくは０．００４０％以下とする。なお、Ｓは低減することが望ましい。しかし、過度のＳ低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加、生産性の低下を伴う。よって、Ｓ量の下限は０．０００１％程度が好ましい。より好ましくは、０．０００７％以上とする。
S: 0.0050% or less S segregates at the grain boundary to lower the ductility during hot rolling. At the same time, it is present in steel as inclusions and becomes a starting point for inclusion cracking. Therefore, the upper limit of the amount of S is 0.0050%. Preferably it is 0.0040% or less. In addition, it is desirable to reduce S. However, excessive reduction of S is industrially difficult, accompanied by an increase in desulfurization cost and a decrease in productivity in the steel making process. Therefore, the lower limit of the amount of S is preferably about 0.0001%. More preferably, it is 0.0007% or more.
Ａｌ：０．０１％以上０．１０％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中の固溶Ｎを固定してＡｌＮを形成することにより、固溶Ｎによる脆化を抑制する効果を有する。これらの効果を得るには、Ａｌ量は０．０１％以上含有させることが必要である。一方、Ａｌ量は０．１０％を超えて含有すると、スラブ製造時の表面割れを助長するため、０．１０％を上限とする。従って、Ａｌ量は０．０１％以上０．１０％以下とする。好ましくは、０．０２％以上とする。好ましくは、０．０７％以下とする。
Al: 0.01% or more and 0.10% or less Al acts as a deoxidizing agent and is most commonly used in a molten steel deoxidizing process of a steel sheet. Moreover, it has the effect which suppresses embrittlement by solid solution N by fixing solid solution N in steel and forming AlN. In order to obtain these effects, the Al content must be 0.01% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.10%, surface cracks during slab production are promoted, so the upper limit is made 0.10%. Therefore, the Al content is set to 0.01% or more and 0.10% or less. Preferably, the content is 0.02% or more. Preferably, it is 0.07% or less.
Ｎｂ：０．０３０％以上０．２００％以下
Ｎｂは、本発明において重要な元素である。Ｎｂは、冷間圧延後の焼鈍工程の加熱において、固溶Ｎｂで存在することによりソリュートドラッグ効果を発現し、冷間圧延で生成した加工組織の再結晶を遅延することにより、焼鈍後の鋼板を高強度化する効果を有する。また、連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍工程で生成する、ＮｂＣおよびＮｂＣを含む複合析出物のサイズおよび量を厳密に制御することにより、延性の低下を極力招くことなく引張強さを格段に向上させる効果を有する。これらの効果を得るためには、Ｎｂ量は０．０３０％以上含有することが必要である。一方、Ｎｂ量は０．２００％を越えて含有すると、粗大なＮｂ系晶出物がスラブ製造時の表面割れを助長する。これとともに、引張時の延性破壊の起点となり、延性が低下する。従って、Ｎｂ量は０．０３０％以上０．２００％以下とする。好ましくは、０．０３２％以上とし、より好ましくは０．０３５％以上とする。好ましくは０．１８０％以下とし、より好ましくは、０．１６０％以下とする。
Nb: 0.030% or more and 0.200% or less Nb is an important element in the present invention. Nb is a steel sheet after annealing by delaying the recrystallization of the processed structure produced by cold rolling by expressing the solution drag effect by being present in solid solution Nb in the heating of the annealing process after cold rolling. Has the effect of increasing the strength. In addition, by strictly controlling the size and amount of composite precipitates containing NbC and NbC produced in continuous casting, hot rolling, cold rolling and annealing processes, the tensile strength can be minimized without incurring a reduction in ductility as much as possible. Has the effect of significantly improving. In order to obtain these effects, the Nb content must be 0.030% or more. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.200%, coarse Nb-based crystallized substances promote surface cracks during slab production. Along with this, it becomes a starting point of ductile fracture at the time of tension, and the ductility is lowered. Therefore, the Nb content is 0.030% or more and 0.200% or less. Preferably, it is 0.032% or more, more preferably 0.035% or more. Preferably it is 0.180% or less, More preferably, it is 0.160% or less.
Ｎ：０．０００５％以上０．００７０％以下
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれるが、Ｎｂを適量添加することにより、Ｎｂ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｎ量は０．０００５％以上とする。一方、Ｎ量は０．００７０％を超えて含有すると、粗大なＮｂ（ＣＮ）が析出し、延性の低下を招く。従って、Ｎ量は０．０００５％以上０．００７０％以下とする。好ましくは、０．００１０％以上とする。好ましくは０．００６５％以下とする。
N: 0.0005% or more and 0.0070% or less N is contained in steel as an unavoidable impurity, but by adding an appropriate amount of Nb, Nb (CN) is formed, and the effect of suppressing the coarsening of crystal grains Have In order to obtain such an effect, the N content is 0.0005% or more. On the other hand, when the N content exceeds 0.0070%, coarse Nb (CN) precipitates, resulting in a decrease in ductility. Therefore, the N content is set to 0.0005% or more and 0.0070% or less. Preferably, it is 0.0010% or more. Preferably it is 0.0065% or less.
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏは不可避的不純物として含有され、鋼中では酸化物として存在し、清浄度を低下させる。このため、本発明では、できるだけ低減することが好ましい。Ｏ含有量が０．００５０％を超えると、ＮｂＯ系介在物が粗大化して、延性に悪影響を及ぼす。従って、Ｏ量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下とする。なお、Ｏ量の過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱酸コストの増加、生産性の低下を伴う。よって、Ｏ量の下限は０．０００５％程度とすることが好ましい。より好ましくは、０．０００７％以上とする。
O: 0.0050% or less O is contained as an unavoidable impurity and exists as an oxide in steel, which lowers the cleanliness. For this reason, in this invention, it is preferable to reduce as much as possible. If the O content exceeds 0.0050%, the NbO-based inclusions are coarsened, which adversely affects the ductility. Therefore, the O amount is 0.0050% or less. Preferably it is 0.0040% or less. In addition, excessive reduction of the amount of O is industrially difficult, and is accompanied by an increase in deoxidation cost and a decrease in productivity in the steel making process. Therefore, the lower limit of the O amount is preferably about 0.0005%. More preferably, it is 0.0007% or more.
残部は鉄および不可避的不純物である。 The balance is iron and inevitable impurities.
以上の必須元素で本発明の鋼板は目的とする特性が得られるが、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。 With the above essential elements, the steel sheet of the present invention can achieve the desired characteristics, but can contain the following elements as necessary in addition to the above essential elements.
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｂ：０．００５０％以下より選ばれる１種または２種以上
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下
Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する元素として、有用である。このような効果を有効に発揮させるためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えて含有すると、過度な強度上昇により脆化を助長する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。従って、Ｃｒを含有する場合、０．０１％以上１．０％以下が好ましい。より好ましくは０．０３％以上とする。より好ましくは０．８％以下とする。
From Cr: 0.01% to 1.0%, Mo: 0.01% to 1.0%, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, B: 0.0050% or less 1 type or 2 types or more selected Cr: 0.01% or more and 1.0% or less Cr is useful as an element that contributes to improving the strength of steel. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, embrittlement may be promoted due to an excessive increase in strength. Moreover, it may become economically disadvantageous. Therefore, when it contains Cr, 0.01% or more and 1.0% or less are preferable. More preferably, the content is 0.03% or more. More preferably, it is 0.8% or less.
Ｍｏ：０．０１％以上１．０％以下
Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与する元素として、有用である。このような効果を有効に発揮させるためには、０．０１％以上含有することが好ましい。一方、１．０％を超えて含有すると、過度な強度上昇により脆化を助長する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。従って、Ｍｏを含有する場合、０．０１％以上１．０％以下が好ましい。より好ましくは、０．０３％以上とする。より好ましくは０．８％以下とする。
Mo: 0.01% or more and 1.0% or less Mo is useful as an element that contributes to improving the strength of steel. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, embrittlement may be promoted due to an excessive increase in strength. Moreover, it may become economically disadvantageous. Therefore, when it contains Mo, 0.01% or more and 1.0% or less are preferable. More preferably, it is 0.03% or more. More preferably, it is 0.8% or less.
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、鋼の強度向上に寄与する元素として、有用である。このような効果を有効に発揮させるためには、０．１％以上含有することが好ましい。しかしながら、１．０％を超えて含有すると、熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させる場合がある。従って、Ｃｕを含有する場合、１．０％以下が好ましい。
Cu: 1.0% or less Cu is useful as an element that contributes to improving the strength of steel. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.1% or more. However, if it exceeds 1.0%, it may cause hot brittleness and deteriorate the surface properties of the steel sheet. Therefore, when it contains Cu, 1.0% or less is preferable.
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、鋼の強度向上に寄与する元素として、有用である。このような効果を有効に発揮させるためには、０．１％以上含有することが好ましい。しかしながら、１．０％を超えて含有すると、上述の効果が飽和する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。従って、Ｎｉを含有する場合、１．０％以下が好ましい。
Ni: 1.0% or less Ni is useful as an element that contributes to improving the strength of steel. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.1% or more. However, if the content exceeds 1.0%, the above effect may be saturated. Moreover, it may become economically disadvantageous. Therefore, when it contains Ni, 1.0% or less is preferable.
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度向上に寄与する元素として、有用である。このような効果を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．００５０％を超えて含有すると、母材および溶接部の延性が低下する場合がある。従って、Ｂを含有する場合、０．００５０％以下が好ましい。
B: 0.0050% or less B is useful as an element that contributes to improving the strength of steel through improving hardenability. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain 0.0005% or more. However, when it contains exceeding 0.0050%, the ductility of a base material and a welding part may fall. Therefore, when it contains B, 0.0050% or less is preferable.
ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下より選ばれる１種または２種以上
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇは、鋼中硫化物の形態を粒状に制御することによって、局部延性を向上する元素として、有用である。よって、必要に応じて添加してもよい。このような効果を有効に発揮させるためには、それぞれＲＥＭ：０．００５０％以上、Ｃａ：０．０００５％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、過度に添加しても上述の効果が飽和する場合がある。また、経済的に不利になる場合がある。従って、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇを含有する場合、それぞれＲＥＭ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下が好ましい。
One or more selected from REM: 0.02% or less, Ca: 0.005% or less, Mg: 0.005% or less REM, Ca, and Mg control the form of sulfide in steel to be granular. Therefore, it is useful as an element for improving local ductility. Therefore, you may add as needed. In order to effectively exhibit such an effect, it is preferable to contain REM: 0.0050% or more, Ca: 0.0005% or more, and Mg: 0.0005% or more, respectively. However, even if added excessively, the above effects may be saturated. Moreover, it may become economically disadvantageous. Therefore, when REM, Ca, and Mg are contained, REM: 0.02% or less, Ca: 0.005% or less, and Mg: 0.005% or less are preferable, respectively.
Ｓｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下より選ばれる１種または２種
Ｓｎ、Ｓｂは、鋼板表面の酸化により生じる脱炭層生成の抑制を介して、鋼板表層での残留オーステナイトおよびマルテンサイトの減少を防止する元素として、有用である。よって、必要に応じて添加してもよい。このような効果を有効に発揮させるためには、それぞれＳｎ：０．０１％以上、Ｓｂ：０．０１％以上含有することが好ましい。しかしながら、含有量が０．２％を超えると靭性が劣化する場合がある。従って、含有する場合は、それぞれＳｎ：０．２％以下、Ｓｂ：０．２％以下が好ましい。
Sn: 0.2% or less, Sb: 1 type or 2 types selected from 0.2% or less Sn, Sb is a retained austenite on the steel sheet surface layer through suppression of decarburization layer generation caused by oxidation of the steel sheet surface. It is useful as an element that prevents the reduction of martensite. Therefore, you may add as needed. In order to exhibit such an effect effectively, it is preferable to contain Sn: 0.01% or more and Sb: 0.01% or more, respectively. However, if the content exceeds 0.2%, the toughness may deteriorate. Therefore, when it contains, Sn: 0.2% or less and Sb: 0.2% or less are respectively preferable.
以上、基本の成分組成の適正範囲について説明した。しかしながら、本発明の目的とする効果を得るためには成分組成を管理するだけでは不十分であり、Ｎｂの存在状態を適正範囲に制御することが重要である。また、鋼板の組織等を適正範囲に制御することも重要である。以下に、Ｎｂの存在状態および鋼板の組織等について説明する。 The appropriate range of the basic component composition has been described above. However, in order to obtain the intended effect of the present invention, it is not sufficient to manage the component composition, and it is important to control the existence state of Nb within an appropriate range. It is also important to control the structure of the steel sheet within an appropriate range. Hereinafter, the existence state of Nb, the structure of the steel plate, and the like will be described.
本発明の高強度鋼板の重要な要件である、鋼板組織中のＮｂの存在状態について説明する。 The existence state of Nb in the steel sheet structure, which is an important requirement for the high-strength steel sheet of the present invention, will be described.
鋼板組織中に長径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下の、ＮｂＣとＮｂＣを含む複合析出物の合計が１ｍｍ２当たり２×１０５個以上を有し、かつ、鋼板組織中に長径が２５０ｎｍ以上の、Ｎｂを含む炭化物、窒化物、酸化物およびこれらを含む複合析出物の合計が１ｍｍ２当たり８×１０３個以下を有する
本発明は、後述する焼鈍工程で、Ｎｂ析出物により組織が微細化され、鋼板の穴拡げ性が向上する。これとともに、焼鈍後の鋼板組織中のＮｂが微細な炭化物として存在すると、延性の低下を極力抑制したまま引張強さを格段に向上することができる。これらの効果を得るためには、焼鈍後の鋼板の組織中に、長径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＮｂＣと長径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＮｂＣを含む複合析出物が、合計で、１ｍｍ２当たり２×１０５個以上有する必要がある。好ましくは３×１０５個以上とする。
The total length of composite precipitates containing NbC and NbC having a major axis of 5 nm or more and 100 nm or less in the steel sheet structure has 2 × 10 5 or more per 1 mm 2 , and the major axis is 250 nm or more in the steel sheet structure. The present invention has a total of 8 × 10 3 or less per 1 mm 2 of carbides, nitrides, oxides, and composite precipitates containing these. In the annealing process described below, the structure is refined by Nb precipitates, The hole expandability is improved. At the same time, when Nb in the steel sheet structure after annealing exists as fine carbides, the tensile strength can be remarkably improved while suppressing the decrease in ductility as much as possible. In order to obtain these effects, a composite precipitate containing NbC having a major axis of 5 nm or more and 100 nm or less and NbC having a major axis of 5 nm or more and 100 nm or less in the microstructure of the annealed steel sheet is 2 × 2 per 1 mm 2 in total. It is necessary to have 10 5 or more. Preferably it is 3 × 10 5 or more.
なお、上述の析出物の形態、すなわちＮｂＣとＮｂＣを含む複合析出物は、ＮｂＣの単独、またはＮｂＣと他の析出物との複合析出物が主であるが、複合析出物にＮｂ酸化物またはＮｂ窒化物が混入しても、それらの影響は無視できる。 The form of the above-mentioned precipitate, that is, the composite precipitate containing NbC and NbC is mainly NbC alone or a composite precipitate of NbC and other precipitates. Even if Nb nitride is mixed, the influence thereof can be ignored.
一方、焼鈍後の鋼板の組織中に、長径が２５０ｎｍ以上の、Ｎｂを含む炭化物、窒化物、酸化物およびこれらを含む複合析出物のいずれか一つ以上が存在すると、破壊の起点となり、延性を低下させる。なお、Ｎｂを含む炭化物、窒化物、酸化物とは、Ｎｂを含む炭化物、Ｎｂを含む窒化物、Ｎｂを含む酸化物をいい、これらを含む複合析出物とは、Ｎｂを含む炭化物、Ｎｂを含む窒化物、Ｎｂを含む酸化物のいずれか一つ以上を含む複合析出物をいう。従って、焼鈍後の鋼板の組織中に、長径が２５０ｎｍ以上の、Ｎｂを含む炭化物、窒化物、酸化物およびこれらを含む複合析出物が、合計で、１ｍｍ２当たり８×１０３個以下とする必要がある。好ましくは、６×１０３個以下とする。なお、上述のＮｂを含む析出物の個数密度および長径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。 On the other hand, if any one or more of carbides, nitrides, oxides containing Nb, and composite precipitates containing these having a major axis of 250 nm or more in the microstructure of the steel sheet after annealing, it becomes a starting point of fracture, and ductility Reduce. Note that carbides, nitrides, and oxides containing Nb mean carbides containing Nb, nitrides containing Nb, and oxides containing Nb, and composite precipitates containing these include carbides containing Nb and Nb. A composite precipitate containing at least one of nitride containing and oxide containing Nb. Accordingly, the tissues of the steel sheet after annealing, a major axis of more than 250 nm, carbide containing Nb, nitrides, oxides and composite precipitates containing them, in total, to 1 mm 2 per 8 × 10 3 or less There is a need. Preferably, it is 6 × 10 3 or less. In addition, the number density and major axis of the precipitate containing Nb described above can be measured by the method described in Examples described later.
続いて、本発明の高強度鋼板の重要な要件である、鋼板の組織等について説明する。なお、以下の面積率は、鋼板組織全体に対する面積率とする。 Subsequently, the structure of the steel sheet, which is an important requirement for the high-strength steel sheet of the present invention, will be described. In addition, the following area ratio is taken as the area ratio with respect to the whole steel plate structure.
フェライトとベイナイトの合計の面積率：３０％以上７０％以下
フェライト、セメンタイトとフェライトから構成されるベイナイトは、マルテンサイトよりも軟質であり、伸びおよび曲げ性に寄与する。本発明の目的とする所望の伸びおよび曲げ性を得るためには、鋼板組織全体に対する面積率で、フェライトとベイナイトの合計の面積率を３０％以上にする必要がある。なお、本発明におけるフェライトとは、組織中にセメンタイトを含まないポリゴナルフェライトおよび／またはベイニティックフェライトを意味する。フェライトとベイナイトの合計の面積率が３０％に満たない場合、硬質なマルテンサイトの面積率が増加し、過度に高強度化して、所望の延性が得られなくなる。一方で、フェライトとベイナイトの合計の面積率が７０％を超えると、１１８０ＭＰａ以上の引張強さの確保が困難となる。また、延性に寄与する残留オーステナイトを所定量確保することが困難となる。従って、フェライトとベイナイトの合計の面積率は３０％以上７０％以下とする。好ましくは３５％以上とする。好ましくは６５％以下とする。なお、フェライト、ベイナイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
Total area ratio of ferrite and bainite: 30% to 70% Bainite composed of ferrite, cementite and ferrite is softer than martensite and contributes to elongation and bendability. In order to obtain the desired elongation and bendability as the object of the present invention, it is necessary to make the total area ratio of ferrite and bainite 30% or more in terms of the area ratio relative to the entire steel sheet structure. The ferrite in the present invention means polygonal ferrite and / or bainitic ferrite that does not contain cementite in the structure. When the total area ratio of ferrite and bainite is less than 30%, the area ratio of hard martensite is increased, the strength is excessively increased, and the desired ductility cannot be obtained. On the other hand, if the total area ratio of ferrite and bainite exceeds 70%, it becomes difficult to ensure a tensile strength of 1180 MPa or more. In addition, it becomes difficult to secure a predetermined amount of retained austenite that contributes to ductility. Therefore, the total area ratio of ferrite and bainite is 30% to 70%. Preferably it is 35% or more. Preferably it is 65% or less. The area ratio of ferrite and bainite can be measured by the method described in the examples described later.
残留オーステナイトの面積率：１５％以上
残留オーステナイトは歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイトに変態することで変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより均一伸びを向上させる効果がある。この高い均一伸びを得るには、１５％以上の残留オーステナイトを含有させることが必要である。従って、残留オーステナイトの面積率は１５％以上とする。好ましくは１７％以上とする。なお、残留オーステナイトの面積率の上限については特に規定しない。しかし、残留オーステナイトはＣ濃度が高く硬質なため、鋼板中に３５％を超えて過度に存在すると局所的に硬質な部分が存在することとなり、優れた伸び（全伸び）および曲げ性を確保することが困難となる場合がある。よって、残留オーステナイトの面積率は、３５％以下が好ましい。より好ましくは３３％以下とする。なお、残留オーステナイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
Residual austenite area ratio: 15% or more Residual austenite is uniform due to strain-induced transformation, that is, when the material is deformed, the deformed part is transformed into martensite, and the deformed part becomes hard and prevents strain concentration. Has the effect of improving elongation. In order to obtain this high uniform elongation, it is necessary to contain 15% or more of retained austenite. Therefore, the area ratio of retained austenite is 15% or more. Preferably it is 17% or more. The upper limit of the area ratio of retained austenite is not particularly specified. However, since retained austenite has a high C concentration and is hard, if it exceeds 35% in the steel sheet and excessively exists, a hard portion locally exists and ensures excellent elongation (total elongation) and bendability. May be difficult. Therefore, the area ratio of retained austenite is preferably 35% or less. More preferably, it is 33% or less. In addition, the area ratio of a retained austenite can be measured by the method as described in the Example mentioned later.
残留オーステナイトの平均円相当直径：３．０μｍ以下
残留オーステナイトが偏在すると、引張応力の負荷時、残留オーステナイトと異相との界面に局所的な歪集中が起こる。これにより、早期に歪誘起変態が生じ、均一伸びが低下する。局所的な歪集中を抑制し、高い均一伸びを得るためには、残留オーステナイトの平均円相当直径を３．０μｍ以下とする。好ましくは２．７μｍ以下とする。なお、残留オーステナイトの平均円相当直径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
Average equivalent circular diameter of retained austenite: 3.0 μm or less When the retained austenite is unevenly distributed, local strain concentration occurs at the interface between the retained austenite and the heterogeneous phase when a tensile stress is applied. As a result, strain-induced transformation occurs early, and the uniform elongation is reduced. In order to suppress local strain concentration and obtain high uniform elongation, the average equivalent circle diameter of retained austenite is set to 3.0 μm or less. The thickness is preferably 2.7 μm or less. In addition, the average equivalent circle diameter of retained austenite can be measured by the method described in Examples described later.
マルテンサイトの面積率：５％以上３５％以下
転位密度が高く硬質なマルテンサイトは、転位密度の低い焼き戻された軟質なマルテンサイト（以下、焼戻しマルテンサイトと称す。）とは明確に区別される。硬質なマルテンサイトは強度に大きく寄与する。本発明では、１１８０ＭＰａ以上の引張強さを確保するために、マルテンサイトの面積率は５％以上とする。一方、マルテンサイトの面積率が過度に多い場合には過度に高強度化し、伸びが低下する。このため、マルテンサイトの面積率は３５％以下にする。従って、マルテンサイトの面積率は５％以上３５％以下とする。マルテンサイトを鋼板組織全体に対する面積率で５％以上３５％以下の範囲内で含有する組織とすることで、本発明の目的とする良好な伸びが得られる。好ましくは１０％以上とする。好ましくは３０％以下とする。なお、マルテンサイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
Martensite area ratio: 5% or more and 35% or less Hard martensite with a high dislocation density is clearly distinguished from tempered soft martensite with a low dislocation density (hereinafter referred to as tempered martensite). The Hard martensite greatly contributes to strength. In the present invention, in order to ensure a tensile strength of 1180 MPa or more, the area ratio of martensite is set to 5% or more. On the other hand, when the area ratio of martensite is excessively large, the strength is excessively increased and the elongation is lowered. For this reason, the area ratio of martensite is 35% or less. Therefore, the area ratio of martensite is 5% or more and 35% or less. By setting martensite to a structure containing 5% or more and 35% or less in area ratio relative to the entire steel sheet structure, the desired elongation of the present invention can be obtained. Preferably it is 10% or more. Preferably it is 30% or less. In addition, the area ratio of a martensite can be measured by the method as described in the Example mentioned later.
ここで、本発明において、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト以外の組織は、パーライト、セメンタイト、焼戻しマルテンサイトなどであってよい。ただし、本発明の効果を損なわない範囲においては、パーライト、セメンタイトの合計を面積率で５％未満、焼戻しマルテンサイトを面積率で５％以下有していてもよい。 Here, in the present invention, the structure other than ferrite, bainite, martensite, and retained austenite may be pearlite, cementite, tempered martensite, or the like. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the total of pearlite and cementite may be less than 5% by area ratio, and tempered martensite may be 5% or less by area ratio.
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。なお、本発明に係る鋼板は、板厚０．４ｍｍ以上４．０ｍｍ以下の冷延鋼板に好適である。 Next, the manufacturing method of the high strength steel plate of this invention is demonstrated. In addition, the steel plate which concerns on this invention is suitable for the cold-rolled steel plate with a board thickness of 0.4 mm or more and 4.0 mm or less.
本発明の高強度鋼板は、上記した成分組成を有する鋼素材を、Ｔｓを後述する式（１）で示す温度とするとき、（Ｔｓ−２４０）℃以上（Ｔｓ−４０）℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度：８５０℃以上の熱間圧延を施した後、３００℃以上６００℃以下の温度域まで平均冷却速度３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下で冷却し、３００℃以上６００℃以下の温度域で巻取り、次いで、冷間圧延を施した後、７００℃以上９００℃以下の温度域に加熱し、その後２００℃以上４５０℃以下の温度域まで平均冷却速度３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下で冷却し、２００℃以上４５０℃以下の温度域で１ｍｉｎ．以上２０ｍｉｎ．以下保持する最終焼鈍を行うことで得られる。さらに、最終焼鈍の前に、加熱温度６５０℃以下の箱焼鈍を行うことができる。また、最終焼鈍の後に、亜鉛系めっき処理を施すことができる。また、亜鉛系めっき処理後に、合金化処理温度４５０〜６００℃で合金化処理を行うことができる。 The high-strength steel sheet of the present invention has a temperature range of (Ts−240) ° C. or higher and (Ts−40) ° C. or lower when Ts is a temperature indicated by the formula (1) described later. And finish rolling finish temperature: after hot rolling at 850 ° C. or higher, an average cooling rate of 300 ° C./min. 2400 ° C./min. After cooling at a temperature range of 300 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, followed by cold rolling, heating to a temperature range of 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower, and then a temperature of 200 ° C. or higher and 450 ° C. or lower. The average cooling rate up to 300 ° C / min. 2400 ° C./min. In the temperature range from 200 ° C. to 450 ° C. for 1 min. 20 min. It is obtained by performing the final annealing to hold below. Furthermore, box annealing at a heating temperature of 650 ° C. or less can be performed before the final annealing. Further, after the final annealing, a zinc-based plating treatment can be performed. Further, after the zinc-based plating treatment, the alloying treatment can be performed at an alloying treatment temperature of 450 to 600 ° C.
以下、詳細に説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板の表面温度を意味するものとする。 Details will be described below. In the description, the “° C.” display relating to the temperature means the surface temperature of the steel sheet.
本発明に係る鋼板は、上記した成分組成の溶鋼を、転炉、電気炉等、公知の溶製方法で溶製することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、連続鋳造法または造塊−分塊圧延法等、公知の鋳造方法により、所定寸法のスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。 The steel sheet according to the present invention can be produced by melting a molten steel having the above-described composition by a known melting method such as a converter or an electric furnace. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Then, it is preferable to use a steel material such as a slab having a predetermined size by a known casting method such as a continuous casting method or an ingot-bundling rolling method.
鋳造後スラブ：得られた鋼素材を、室温まで冷却することなく、または、室温まで冷却した後に、Ｔｓを式（１）で示される温度とするとき、（Ｔｓ−２４０）℃以上（Ｔｓ−４０）℃以下の温度域に再加熱
Ｔｓ（℃）＝７５１０／｛２．９６−ｌｏｇ１０（[％Ｎｂ]×[％Ｃ]）｝−２７３ （１）
ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｃ]は、それぞれ鋼中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）を示す。
Slab after casting: When the obtained steel material is cooled to room temperature without cooling to room temperature or when Ts is set to the temperature represented by formula (1), it is (Ts-240) ° C. or higher (Ts− 40) Reheating Ts (° C.) = 7510 / {2.96−log 10 ([% Nb] × [% C])} − 273 (1)
Here, [% Nb] and [% C] indicate the contents (mass%) of Nb and C in the steel, respectively.
再加熱温度が（Ｔｓ−２４０）℃未満では、鋳造時に生成した粗大なＮｂ系晶出物が十分に固溶せず、焼鈍後まで残存し、強度低下を招く。これだけでなく、破壊の起点となり、延性が低下する。一方、再加熱温度が（Ｔｓ−４０）℃を超えると、加熱のための燃料費の増加を招く。これとともに、スケールオフ増大により歩留まりが低下するため、経済的に不利となる。さらに、加熱後の冷却過程で生成したＮｂ系炭化物が高温で長時間滞留するため、オストワルド成長により粗大化し、強度低下を招く。これだけでなく、破壊の起点となり、延性が低下する。従って、再加熱温度は、（Ｔｓ−２４０）℃以上（Ｔｓ−４０）℃以下とする。好ましくは、（Ｔｓ−２２０）℃以上とする。好ましくは（Ｔｓ−６０）℃以下とする。 When the reheating temperature is less than (Ts-240) ° C., the coarse Nb-based crystallized product generated during casting does not sufficiently dissolve, and remains until after annealing, leading to a decrease in strength. Not only this, it becomes a starting point of destruction, and ductility falls. On the other hand, when the reheating temperature exceeds (Ts-40) ° C., the fuel cost for heating increases. At the same time, the yield decreases due to an increase in scale-off, which is economically disadvantageous. Furthermore, since the Nb-based carbide generated in the cooling process after heating stays at a high temperature for a long time, it becomes coarse due to Ostwald growth and causes a decrease in strength. Not only this, it becomes a starting point of destruction, and ductility falls. Accordingly, the reheating temperature is set to (Ts−240) ° C. or more and (Ts−40) ° C. or less. Preferably, it is (Ts−220) ° C. or higher. Preferably, it is (Ts-60) ° C. or lower.
熱間圧延：粗圧延後、仕上圧延での仕上圧延終了温度を８５０℃以上とする
仕上圧延終了温度が８５０℃未満になると、圧延能率が低下する。これだけでなく、圧延荷重が増大し、圧延機への負荷が大きくなる。従って、仕上圧延終了温度を８５０℃以上とする。
Hot rolling: After rough rolling, the finish rolling finish temperature in finish rolling is 850 ° C. or more. When the finish rolling finish temperature is less than 850 ° C., the rolling efficiency is lowered. Not only this, but also the rolling load increases and the load on the rolling mill increases. Accordingly, the finish rolling finish temperature is set to 850 ° C. or higher.
仕上圧延終了後、３００℃以上６００℃以下の温度域まで平均冷却速度３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下で冷却
熱間圧延後の平均冷却速度が３００℃／ｍｉｎ．未満では、高温で長時間滞留するため、Ｎｂ系炭化物がオストワルド成長により粗大化して強度低下を招く。これだけでなく、破壊の起点となり、延性が低下する。一方、平均冷却速度が２４００℃／ｍｉｎ．を超えると、鋼板形状の確保が困難になる。従って、熱間圧延後の平均冷却速度は３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下とする。好ましくは５００℃／ｍｉｎ．以上とする。好ましくは２０００℃／ｍｉｎ．以下とする。なお、ここでの平均冷却速度とは、仕上圧延終了後、３００℃以上６００℃以下の温度域までの冷却速度の平均である。
After finishing rolling, the average cooling rate is 300 ° C./min. 2400 ° C./min. In the following cooling, the average cooling rate after hot rolling is 300 ° C./min. If it is less than 1, it stays at a high temperature for a long time, so that the Nb-based carbide becomes coarse due to Ostwald growth and causes a decrease in strength. Not only this, it becomes a starting point of destruction, and ductility falls. On the other hand, the average cooling rate is 2400 ° C./min. If it exceeds 1, it will be difficult to ensure the shape of the steel sheet. Therefore, the average cooling rate after hot rolling is 300 ° C./min. 2400 ° C./min. The following. Preferably, 500 ° C./min. That's it. Preferably 2000 ° C./min. The following. In addition, an average cooling rate here is an average of the cooling rate to the temperature range of 300 to 600 degreeC after completion | finish of finish rolling.
巻取温度３００℃以上６００℃以下で巻取り
熱延鋼板の巻取り温度が６００℃を超えると、巻取り中にＮｂ系炭化物が過度に粗大化するため、脆化し、破壊の起点となる。一方、熱延鋼板の巻取り温度が３００℃未満では、その後の冷間圧延荷重が増大し、圧延機への負荷が大きくなる。従って、３００℃以上６００℃以下の温度域で巻取を行う。好ましくは３５０℃以上とする。好ましくは５５０℃以下とする。
Winding at a coiling temperature of 300 ° C. or more and 600 ° C. or less When the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet exceeds 600 ° C., Nb-based carbides are excessively coarsened during winding, resulting in embrittlement and a starting point for fracture. On the other hand, when the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet is less than 300 ° C., the subsequent cold rolling load increases and the load on the rolling mill increases. Therefore, winding is performed in a temperature range of 300 ° C. or more and 600 ° C. or less. Preferably it is set to 350 ° C. or higher. Preferably it shall be 550 degrees C or less.
巻取り後、酸洗（好適条件）
以上により得られた熱延鋼板に対して、酸洗を行う。酸洗の方法は特に限定しない。塩酸酸洗や硫酸酸洗が挙げられる。酸洗によって、鋼板表面のスケールが除去される。また、亜鉛系めっき処理を行った場合のめっき密着性が良好となる。
After winding, pickling (preferred conditions)
The hot-rolled steel sheet obtained as described above is pickled. The method of pickling is not particularly limited. Examples include hydrochloric acid pickling and sulfuric acid pickling. By pickling, the scale on the surface of the steel sheet is removed. Moreover, the plating adhesion when the zinc-based plating treatment is performed is good.
酸洗後、冷間圧延
酸洗後、得られた熱延鋼板に対して、冷間圧延を行う。冷間圧延の条件は特に規定しない。なお、後述する焼鈍工程後に鋼板の強度を確保するためには、総圧下率を１０％以上とすることが好ましい。一方、圧延機への過度の負荷を掛けないためには、総圧下率を７０％以下とすることが好ましい。
After pickling, cold rolling After pickling, the obtained hot-rolled steel sheet is cold-rolled. The conditions for cold rolling are not specified. In addition, in order to ensure the strength of the steel sheet after the annealing step described later, the total rolling reduction is preferably 10% or more. On the other hand, in order not to apply an excessive load to the rolling mill, the total rolling reduction is preferably set to 70% or less.
冷間圧延後、７００℃以上９００℃以下の温度域に加熱し、その後、２００℃以上４５０℃以下の温度域まで平均冷却速度３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下で冷却した後、２００℃以上４５０℃以下の温度域で１ｍｉｎ．以上２０ｍｉｎ．以下保持する最終焼鈍
加熱温度：７００℃以上９００℃以下の温度域
最終の焼鈍工程での加熱温度が７００℃未満であると、オーステナイトの逆変態が不十分となる。これにより、その後の冷却時に生成する硬質なマルテンサイトまたはベイナイトの量が不十分となり、本発明の目的とする所定の強度が得られない。一方、加熱温度が９００℃を超えると、熱処理中のオーステナイトの面積率が増加し、冷却保持後の鋼板のフェライトの面積率が少なく、マルテンサイトの面積率が大きくなる。これにより、本発明の目的とする所定のミクロ組織が得られず、強度と延性のバランスが劣る。従って、加熱温度は７００℃以上９００℃以下の温度域とする。好ましくは７２０℃以上とする。好ましくは８７０℃以下とする。
After cold rolling, it is heated to a temperature range of 700 ° C. or more and 900 ° C. or less, and then an average cooling rate of 300 ° C./min. 2400 ° C./min. After cooling at a temperature below, it is 1 min. 20 min. Final annealing heating temperature: 700 ° C. or more and 900 ° C. or less When the heating temperature in the final annealing step is less than 700 ° C., the reverse transformation of austenite becomes insufficient. As a result, the amount of hard martensite or bainite generated during the subsequent cooling becomes insufficient, and the predetermined strength targeted by the present invention cannot be obtained. On the other hand, when the heating temperature exceeds 900 ° C., the area ratio of austenite during the heat treatment increases, the area ratio of ferrite in the steel sheet after cooling is small, and the area ratio of martensite increases. As a result, the desired microstructure of the present invention cannot be obtained, and the balance between strength and ductility is poor. Therefore, the heating temperature is set to a temperature range of 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower. Preferably it shall be 720 ° C or more. Preferably it shall be 870 degrees C or less.
なお、上述の加熱温度での保持時間は特に規定しないが、均一な温度分布と安定したミクロ組織を確保するためには、０．５ｍｉｎ．以上保持することが好ましい。一方、長時間の保持は、製造能率の低下を招くうえ、オーステナイト粒の粗大化を招くため、１０ｍｉｎ．以下が好ましい。 The holding time at the above heating temperature is not particularly defined, but in order to ensure a uniform temperature distribution and a stable microstructure, 0.5 min. It is preferable to hold the above. On the other hand, since holding for a long time leads to a decrease in production efficiency and a coarsening of austenite grains, 10 min. The following is preferred.
２００℃以上４５０℃以下の温度域まで平均冷却速度３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下で冷却
最終の焼鈍工程での再加熱後の平均冷却速度が３００℃／ｍｉｎ．未満であると、冷却の途中に粗大なフェライトやパーライトが生成し、鋼板の強度が低下する。一方、平均冷却速度が２４００℃／ｍｉｎ．を超えると、鋼板形状の確保が困難になる。また、加速冷却を２００℃未満まで実施するには、鋼板の搬送速度を極端に低下させる必要があるため、製造能率が低くなる。一方、４５０℃を超える温度で冷却を停止すると、フェライトなどの軟質の組織が過度に生成し、強度が不足する。従って、２００℃以上４５０℃以下の温度域までの平均冷却速度は、３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下とする。好ましくは５００℃／ｍｉｎ．以上とする。好ましくは２０００℃／ｍｉｎ．以下とする。なお、ここでの平均冷却速度とは、７００℃以上９００℃以下の温度域（加熱温度）から、２００℃以上４５０℃以下の温度域までの冷却速度の平均である。
Average cooling rate of 300 ° C / min. To a temperature range of 200 ° C to 450 ° C. 2400 ° C./min. Cooling below The average cooling rate after reheating in the final annealing step is 300 ° C./min. If it is less than the range, coarse ferrite and pearlite are generated during cooling, and the strength of the steel sheet is lowered. On the other hand, the average cooling rate is 2400 ° C./min. If it exceeds 1, it will be difficult to ensure the shape of the steel sheet. Moreover, in order to implement accelerated cooling to less than 200 degreeC, since the conveyance speed of a steel plate needs to be reduced extremely, manufacturing efficiency becomes low. On the other hand, when the cooling is stopped at a temperature exceeding 450 ° C., a soft structure such as ferrite is excessively generated and the strength is insufficient. Therefore, the average cooling rate up to a temperature range of 200 ° C. or higher and 450 ° C. or lower is 300 ° C./min. 2400 ° C./min. The following. Preferably, 500 ° C./min. That's it. Preferably 2000 ° C./min. The following. The average cooling rate here is an average of cooling rates from a temperature range (heating temperature) of 700 ° C. or higher and 900 ° C. or lower to a temperature range of 200 ° C. or higher and 450 ° C. or lower.
２００℃以上４５０℃以下の温度域で１ｍｉｎ．以上２０ｍｉｎ．以下保持
加速冷却後の保持時間が１ｍｉｎ．未満であると、鋼板内の温度および材質の均一性が低下する。一方、保持時間が２０ｍｉｎ．を超えると、製造能率が低下する。従って、保持時間は１ｍｉｎ．以上２０ｍｉｎ．以下とする。好ましくは、２ｍｉｎ．以上とする。好ましくは１５ｍｉｎ．以下とする。
1 min. In a temperature range of 200 ° C. to 450 ° C. 20 min. Hold below Hold time after accelerated cooling is 1 min. If it is less than the range, the temperature and the uniformity of the material in the steel sheet will decrease. On the other hand, the holding time is 20 min. If it exceeds, the production efficiency decreases. Therefore, the holding time is 1 min. 20 min. The following. Preferably, 2 min. That's it. Preferably 15 min. The following.
ここで、本発明の焼鈍工程は、最終の焼鈍が上述の条件であれば、２回以上繰り返して実施してもよい。なお、４回以上の繰返しは、製造コストの増大を招くため好ましくない。 Here, the annealing step of the present invention may be repeated two or more times as long as the final annealing is the above-mentioned conditions. In addition, since repetition of 4 times or more invites an increase in manufacturing cost, it is not preferable.
最終焼鈍の前に、加熱温度６５０℃以下の箱焼鈍(好適要件)
最終焼鈍の前に、加熱温度６５０℃以下の箱焼鈍を行うことができる。なお、本発明では、焼鈍を２回以上繰り返して実施する場合、最終焼鈍とそれ以外の焼鈍との間で、箱焼鈍を行ってもよい。加熱温度６５０℃以下の箱焼鈍を行うことは、ＮｂＣまたはＮｂＣを含む複合析出物の、析出量およびサイズを制御することに有効であり、引張強さ向上に有効である。このため、必要に応じて実施することができる。しかしながら、加熱温度が６５０℃を超えると析出物が粗大化し、引張強さおよび延性の低下を招く。このため、加熱温度は６５０℃以下とする。なお、上述の作用を得るためには、箱焼鈍の加熱温度の下限は１５０℃以上が好ましい。より好ましくは、２００℃以上とする。
Before final annealing, box annealing at a heating temperature of 650 ° C or less (preferred requirement)
Prior to the final annealing, box annealing at a heating temperature of 650 ° C. or less can be performed. In the present invention, when annealing is repeated twice or more, box annealing may be performed between the final annealing and the other annealing. Performing box annealing at a heating temperature of 650 ° C. or less is effective in controlling the precipitation amount and size of NbC or a composite precipitate containing NbC, and is effective in improving the tensile strength. For this reason, it can implement as needed. However, when the heating temperature exceeds 650 ° C., the precipitate becomes coarse, which causes a decrease in tensile strength and ductility. For this reason, heating temperature shall be 650 degrees C or less. In addition, in order to acquire the above-mentioned effect | action, 150 degreeC or more is preferable for the minimum of the heating temperature of box annealing. More preferably, it shall be 200 degreeC or more.
なお、加熱温度６５０℃以下での保持時間は特に規定しないが、均一な温度分布と安定したミクロ組織を確保するには、１ｍｉｎ．以上保持することが好ましい。一方、長時間の保持は、製造能率の低下を招く。また、オーステナイト粒の粗大化を招く。よって、保持時間は６０ｍｉｎ．以下が好ましい。 The holding time at a heating temperature of 650 ° C. or lower is not particularly specified, but in order to ensure a uniform temperature distribution and a stable microstructure, 1 min. It is preferable to hold the above. On the other hand, holding for a long time causes a reduction in production efficiency. In addition, the austenite grains become coarse. Therefore, the holding time is 60 min. The following is preferred.
以上により、本発明の高強度鋼板が製造される。得られた高強度鋼板は、亜鉛系めっき処理やめっき浴の組成によって材質に影響をおよぼされずに、本発明の効果は得られる。このため、亜鉛系めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理のいずれも施すことができる。例えば、亜鉛めっき鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板、亜鉛−アルミニウムめっき鋼板、亜鉛−アルミニウム−マグネシウムめっき鋼板、亜鉛−マグネシウムめっき鋼板、亜鉛−ニッケルめっき鋼板とすることができる。 As described above, the high-strength steel sheet of the present invention is manufactured. The effect of the present invention can be obtained without affecting the material of the obtained high-strength steel sheet by the zinc-based plating treatment or the composition of the plating bath. For this reason, any of a hot dip galvanizing process, an alloying hot dip galvanizing process, and an electrogalvanizing process can be performed as a zinc-type plating process. For example, a galvanized steel sheet, an alloyed galvanized steel sheet, a zinc-aluminum plated steel sheet, a zinc-aluminum-magnesium plated steel sheet, a zinc-magnesium plated steel sheet, and a zinc-nickel plated steel sheet can be used.
亜鉛系めっき処理（好適要件）
焼鈍後、さらに、鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を形成する亜鉛系めっき処理を行うことができる。なお、めっき処理の方法は常法に従えばよい。例えば、亜鉛系めっき鋼板を製造する場合は、焼鈍後、連続的に連続式溶融亜鉛めっきラインまたは連続式電気亜鉛系めっきラインで亜鉛系めっき処理を行うことが可能である。
Zinc-based plating treatment (preferred requirement)
After annealing, a zinc-based plating treatment for forming a zinc-based plating film on the surface of the steel plate can be further performed. In addition, the method of a plating process should just follow a conventional method. For example, when manufacturing a galvanized steel sheet, after annealing, it is possible to perform a galvanizing process continuously with a continuous hot dip galvanizing line or a continuous electrogalvanizing line.
亜鉛系めっき処理後、合金化処理温度４５０〜６００℃で合金化処理（好適要件）
亜鉛系めっき処理後、４５０〜６００℃まで再加熱をおこない、再加熱温度で所定時間保持することで合金化めっき鋼板とすることができる。再加熱温度が４５０℃未満では、合金化が不十分である。一方、６００℃超えでは溶融亜鉛の蒸発が多くなるためコストの上昇を招く場合がある。よって、合金化処理温度は４５０〜６００℃が好ましい。なお、合金化処理温度での保持時間は特に限定されないが、保持時間が１ｓ未満では合金化が不十分である。よって、保持時間の下限は１ｓ以上が好ましく、より好ましくは２秒以上である。保持時間の上限は４０秒以下が好ましく、より好ましくは３０秒である。
After zinc-based plating, alloying at 450-600 ° C (preferred requirement)
After the zinc-based plating treatment, reheating is performed to 450 to 600 ° C., and the alloyed plated steel sheet can be obtained by holding at the reheating temperature for a predetermined time. When the reheating temperature is less than 450 ° C., alloying is insufficient. On the other hand, when the temperature exceeds 600 ° C., the evaporation of molten zinc increases, which may increase the cost. Therefore, the alloying treatment temperature is preferably 450 to 600 ° C. The holding time at the alloying treatment temperature is not particularly limited, but alloying is insufficient when the holding time is less than 1 s. Therefore, the lower limit of the holding time is preferably 1 s or more, more preferably 2 seconds or more. The upper limit of the holding time is preferably 40 seconds or less, more preferably 30 seconds.
以下、本発明の高強度鋼板およびその製造方法の作用・効果について、実施例を用いて説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。 Hereinafter, the effect | action and effect of the high strength steel plate of this invention and its manufacturing method are demonstrated using an Example. The present invention is not limited to the following examples.
通常公知の手法、転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す成分組成を有する鋼スラブを製造した。これらの鋼スラブを、表２に示す製造条件で、熱間圧延、冷却、巻取りを行い、板厚２．０〜４．０ｍｍの熱延鋼板とした。その後、表２、３に示す条件で、冷間圧延、焼鈍を行い、板厚１．２〜２．６ｍｍの冷延鋼板を得た。 Steel slabs having the composition shown in Table 1 were produced by a generally known method, converter-ladder refining-continuous casting method. These steel slabs were hot-rolled, cooled and wound under the production conditions shown in Table 2 to obtain hot-rolled steel sheets having a thickness of 2.0 to 4.0 mm. Thereafter, cold rolling and annealing were performed under the conditions shown in Tables 2 and 3 to obtain cold-rolled steel sheets having a thickness of 1.2 to 2.6 mm.
上記のようにして得た冷延鋼板について、以下に示す、鋼板の構成組織の定量評価、引張試験を行った。得られた結果を表４に示す。 The cold rolled steel sheet obtained as described above was subjected to the following quantitative evaluation and tensile test of the structural structure of the steel sheet. Table 4 shows the obtained results.
鋼板の組織全体に占める各相の面積率
鋼板の組織全体に占める各相の面積率は、圧延方向断面かつ板厚１／４位置の面を光学顕微鏡で観察することにより求めた。倍率１０００倍の断面組織写真を用いて、画像解析により、任意に設定した１００μｍ×１００μｍ四方の正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求め、平均値を算出し、これを面積率とした。なお、観察はＮ＝５（観察視野５箇所）で実施した。また、組織観察に際しては、３ｖｏｌ.％ピクラールと３ｖｏｌ.％ピロ亜硫酸ソーダの混合液でエッチングした。
Area ratio of each phase occupying the entire structure of the steel sheet The area ratio of each phase occupying the entire structure of the steel sheet was determined by observing the cross section in the rolling direction and the surface at the position of 1/4 of the sheet thickness with an optical microscope. Using a cross-sectional tissue photograph at a magnification of 1000 times, by image analysis, the occupation area of each tissue present in a square region of 100 μm × 100 μm square set arbitrarily was obtained, an average value was calculated, and this was used as an area ratio . The observation was carried out at N = 5 (5 observation fields). In addition, when the structure was observed, etching was performed with a mixed solution of 3 vol.% Picral and 3 vol.% Sodium pyrosulfite.
フェライトとベイナイトの合計の面積率
フェライト、ベイニティックフェライトは、塊状な形状として観察される黒色領域をフェライト(ポリゴナルフェライト)またはベイナイトであるとして、フェライトとベイナイトの合計の面積率を求めた。
Total area ratio of ferrite and bainite For ferrite and bainitic ferrite, the total area ratio of ferrite and bainite was determined assuming that the black region observed as a massive shape was ferrite (polygonal ferrite) or bainite.
残留オーステナイトの面積率
残留オーステナイトの面積率は、ＣｏのＫα線を用いてＸ線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚１／４付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイトの（２１１）面および（２２０）面と、フェライトの（２００）面と（２２０）面のピーク強度比から残留オーステナイトの体積率を算出し、３次元的に均質であることから、これを残留オーステナイトの面積率とした。
Area ratio of retained austenite The area ratio of retained austenite was determined by an X-ray diffraction method using Co Kα rays. That is, using a test piece having a plane near the thickness of 1/4 of the steel sheet as the measurement plane, the peak intensities of the (211) plane and (220) plane of austenite and the (200) plane and (220) plane of ferrite The volume ratio of retained austenite was calculated from the ratio, and the volume ratio of retained austenite was determined because it was three-dimensionally homogeneous.
マルテンサイトの面積率
上述したフェライト(ポリゴナルフェライト)またはベイナイト以外の残部領域のうち、比較的平滑な表面を有し塊状な形状として観察される白色領域を、マルテンサイトと残留オーステナイトであるとして、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率を求めた。そして、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の合計から、上記した測定方法により求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことにより、マルテンサイトの面積率を求めた。
Area ratio of martensite Among the remaining regions other than the ferrite (polygonal ferrite) or bainite described above, the white region observed as a massive shape having a relatively smooth surface is assumed to be martensite and retained austenite. The total area ratio of martensite and retained austenite was determined. And the area ratio of the martensite was calculated | required by subtracting the area ratio of the retained austenite calculated | required by the above-mentioned measuring method from the sum total of the area ratio of a martensite and a retained austenite.
残留オーステナイトの平均円相当直径
残留オーステナイトの結晶粒径、すなわち残留オーステナイトの平均円相当直径は、まず透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１０視野観察し、得られた組織画像に対して画像解析ソフトＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、個々の残留オーステナイトの面積を測定した。そして、個々の残留オーステナイトの面積から円相当直径を算出し、それらの平均値を求め、残留オーステナイトの平均円相当直径とした。
Average circle equivalent diameter of retained austenite The crystal grain size of retained austenite, that is, the average equivalent circle diameter of retained austenite, was first observed using 10 transmission electron microscopes (TEM), and image analysis was performed on the obtained structure image. The area of individual retained austenite was measured using Soft Image-Pro. Then, the equivalent circle diameter was calculated from the area of the individual retained austenite, and the average value thereof was obtained as the average equivalent circle diameter of the retained austenite.
析出物の個数密度および析出物の長径
析出物の個数密度および析出物の長径の調査は、各鋼板の板厚１／４位置における圧延方向に平行な断面について、電解エッチングした後の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）にて２００００倍の撮影を１０視野行った。視野内の析出物をエネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）にて分析し、個々の析出物の長径を測定した。その上で、１ｍｍ２当たりの析出物の個数を調べて、析出物の個数密度を求めた。
The number density of precipitates and the long diameter of the precipitates The investigation of the number density of precipitates and the long diameter of the precipitates was conducted by conducting transmission electron after electrolytic etching on the cross section parallel to the rolling direction at the plate thickness 1/4 position of each steel plate. Ten fields of view were taken at 20000 times with a microscope (TEM). Precipitates in the field of view were analyzed by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS), and the major axis of each precipitate was measured. Then, the number of precipitates per 1 mm 2 was examined to determine the number density of the precipitates.
機械特性
機械特性（引張強さＴＳ、伸びＥｌ）は、圧延方向に対して直角方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を行って評価した。引張強さおよび伸びを測定した。
Mechanical properties Mechanical properties (tensile strength TS, elongation El) were obtained by taking a JIS No. 5 tensile test piece with the longitudinal direction (tensile direction) perpendicular to the rolling direction and pulling in accordance with JIS Z 2241 (2011). A test was conducted and evaluated. Tensile strength and elongation were measured.
以上により得られた結果を、表４に示す。 Table 4 shows the results obtained as described above.
本発明例の鋼板は、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、かつ伸びが１５％以上であり、延性に優れる高強度鋼板であることがわかる。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例の鋼板は、実施例からも明らかなように、引張強さおよび／または伸びが目標性能を満足できない。 It can be seen that the steel sheet of the present invention is a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1180 MPa or more and an elongation of 15% or more and excellent ductility. On the other hand, as is clear from the examples, the steel sheets of comparative examples that are outside the scope of the present invention cannot satisfy the target performance in terms of tensile strength and / or elongation.
Claims (10)
組織は、面積率で、
フェライトとベイナイトの合計が３０％以上７０％以下、残留オーステナイトが１５％以上、およびマルテンサイトが５％以上３５％以下であり、かつ、前記残留オーステナイトの平均円相当直径が３．０μｍ以下であり、
組織中に、長径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下である、ＮｂＣとＮｂＣを含む複合析出物の合計が１ｍｍ２当たり２×１０５個以上を有し、かつ、長径が２５０ｎｍ以上である、Ｎｂを含む炭化物、窒化物、酸化物およびこれらを含む複合析出物の合計が１ｍｍ２当たり８×１０３個以下を有することを特徴とする高強度鋼板。 Component composition is mass%, C: 0.20% or more and less than 0.45%, Si: 0.50% or more and 2.50% or less, Mn: 1.5% or more and 4.0% or less, P: 0 0.050% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.01% or more and 0.10% or less, Nb: 0.030% or more and 0.200% or less, N: 0.0005% or more and 0.0070% Hereinafter, O: 0.0050% or less is contained, the balance consists of iron and inevitable impurities,
The organization is the area ratio,
The total of ferrite and bainite is 30% or more and 70% or less, the retained austenite is 15% or more, the martensite is 5% or more and 35% or less, and the average equivalent circle diameter of the retained austenite is 3.0 μm or less. ,
A carbide containing Nb having a major axis of 5 nm or more and 100 nm or less, a total of 2 × 10 5 composite precipitates containing NbC and NbC per mm 2 and a major axis of 250 nm or more. A high-strength steel sheet characterized in that the total of nitride, oxide, and composite precipitates containing these is 8 × 10 3 or less per 1 mm 2 .
Ｔｓを式（１）で示す温度とするとき、（Ｔｓ−２４０）℃以上（Ｔｓ−４０）℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度：８５０℃以上の熱間圧延を施した後、３００℃以上６００℃以下の温度域まで平均冷却速度３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下で冷却し、３００℃以上６００℃以下の温度域で巻取り、
次いで、冷間圧延を施した後、７００℃以上９００℃以下の温度域に加熱し、その後２００℃以上４５０℃以下の温度域まで平均冷却速度３００℃／ｍｉｎ．以上２４００℃／ｍｉｎ．以下で冷却し、２００℃以上４５０℃以下の温度域で１ｍｉｎ．以上２０ｍｉｎ．以下保持する最終焼鈍を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
Ｔｓ（℃）＝７５１０／｛２．９６−ｌｏｇ１０（[％Ｎｂ]×[％Ｃ]）｝−２７３ （１）
ここで、[％Ｎｂ]、[％Ｃ]は、それぞれ鋼中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）を示す。 A steel material having the component composition according to any one of claims 1 to 4,
When Ts is set to the temperature represented by the formula (1), after heating to a temperature range of (Ts−240) ° C. or more and (Ts−40) ° C. or less and finishing rolling finish temperature: hot rolling at 850 ° C. or more. , An average cooling rate of 300 ° C./min. 2400 ° C./min. Cooled below, wound up in a temperature range of 300 ° C to 600 ° C,
Subsequently, after performing cold rolling, it is heated to a temperature range of 700 ° C. or more and 900 ° C. or less, and then an average cooling rate of 300 ° C./min. 2400 ° C./min. In the temperature range from 200 ° C. to 450 ° C. for 1 min. 20 min. The manufacturing method of the high strength steel plate characterized by performing the final annealing hold | maintained below.
Ts (° C.) = 7510 / {2.96−log 10 ([% Nb] × [% C])} − 273 (1)
Here, [% Nb] and [% C] indicate the contents (mass%) of Nb and C in the steel, respectively.
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