JP3749615B2 - High-strength cold-rolled steel sheet for work with excellent fatigue characteristics and method for producing the same - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、自動車のバンパー、ドアインパクトビーム等の耐久性と加工性の両立が求められる素材として好適な疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Ａｌ合金等軽金属の適用や鋼の高強度化が進められている。ただし、Ａｌ合金等の軽金属は、比強度が高いという利点があるものの、鋼に比較して著しく高価であるため、その使用は特殊な用途に限られてきた。より広い範囲で自動車の軽量化を推進するためには、安価である高強度冷延鋼板の適用が強く求められている。
【０００３】
一般に、材料は高強度になるほど延性が低下し加工性（成形性）が悪くなるばかりでなく、切り欠き感受性が高くなる。そのため、走行中の振動等により疲労破壊が生じる危険性のある部品への高強度鋼板の適用には、成形性の検討だけでなく、切り欠き、溶接部等の応力集中部の応力集中係数を低減する配慮に加えて、鋼板そのものの疲労耐久性も重要な検討課題となる。
【０００４】
加工性に優れた高強度冷延鋼板としては、例えば、特開昭６１−２７２３２１号公報や特開昭６２−７４０２４号公報等で開示された発明がある。また、特開昭６３−１０５９３０号公報や特開昭６４−７９３２２号公報には、冷延、焼鈍をする前の熱延板でのミクロ組織を最適化することにより疲労特性を向上させる発明が開示されている。しかし、ミクロ組織としてフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトから構成されているもののマルテンサイト体積率が高いために伸びが十分ではない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、走行中の振動等により疲労破壊が生じる危険性のある自動車部品の一部の部品においては、疲労耐久性が大変に重要であるが、上記従来技術では、十分な疲労特性とともに良好な成形性を得ることができない。
そこで、本発明は、疲労特性と加工性を両立させるための鋼板特性とその製造方法を明らかにして 疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、現在通常に採用されている連続熱間圧延、それに続く酸洗、冷間圧延、連続焼鈍設備により工業的規模で生産されている高強度冷延鋼板の製造プロセスを念頭において、高強度冷延鋼板の疲労特性と加工性の両立を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、固溶しているＣｕもしくはＣｕ単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物が疲労特性向上に非常に有効であり、かつ加工性も損なわないことを見出し、本発明をなしたものである。
【０００７】
以下に、本発明に至った基礎研究結果について説明する。
まず、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子サイズの疲労特性に及ぼす効果についての調査を行った。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、０．１２％Ｃ−１．３５％Ｓｉ−１．４０％Ｍｎ−１．０％Ｃｕ−０．５％Ｎｉ−０．０００３％Ｂに成分調整し溶製した鋳片を８５０℃で圧延して常温で巻取り、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行った鋼板を８００℃で６０秒保持した後７０℃／ｓの冷却速度で３５０℃まで冷却した後、１００〜６００℃の温度で３６０秒間保持後水冷の熱処理を施し、ミクロ組織が、残留オーステナイトの体積率が５％以上２５％以下であって、残部がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト有する鋼板を得た。
【０００８】
これらの鋼板について疲労試験を行った結果を、図１に示す。この結果より、残留オーステナイトの体積率が５％以上、２５％以下であって、残部がフェライト、ベイナイト、マルテンサイトを有する鋼板において、そのフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の平均サイズと疲労限度比には強い相関があり、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の平均サイズが２ｎｍ以下で疲労限度比が著しく向上することを新規に知見した。また、熱間圧延条件等を制限することによって、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の平均サイズが２ｎｍ以下という鋼板を製造できることも新たに知見した。
【０００９】
次に、Ｂ元素の疲労特性に及ぼす効果についての調査を行った。そのための供試材は、次のようにして準備した。すなわち、０．１２％Ｃ−１．３５％Ｓｉ−１．４０％Ｍｎ−０．５％Ｎｉ鋼をベースにして、１．０％のＣｕを添加した鋼とＣｕを添加しない鋼に、さらに、Ｂ含有濃度を変化させた鋼を成分調整し溶製した鋳片を８５０℃で圧延して常温で巻き取り、酸洗後、３．０ｍｍから１．２ｍｍまで６０％の冷間圧延を行った鋼板を８００℃で６０秒保持した後、７０℃／ｓの冷却速度で３５０℃まで冷却した後、３６０〜３８０℃の温度範囲で３６０秒間保持後、水冷の熱処理を施し、ミクロ組織が、残留オーステナイトの体積率が５％以上、２５％以下であって、残部がフェライト、ベイナイト、マルテンサイト有する鋼板を得た。
【００１０】
これらの鋼板について疲労試験を行った結果を、図２に示す。この結果より、１．０％のＣｕを添加した鋼に限り、Ｂ含有濃度と疲労限度比に強い相関があり、さらに、Ｂの含有濃度が２ｐｐｍ以上で疲労限度比が著しく向上することを新規に知見した。
なお、引張試験による機械的性質については、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片にて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法で測定した。また、鋼板の疲労特性は、図３に示すような板厚３．０ｍｍ、長さ９８ｍｍ、幅３８ｍｍ、最小断面部の幅が２０ｍｍ、切り欠きの曲率半径が３０ｍｍである疲労試験片を用い、完全両振りの平面曲げ疲労試験によって得られた２×１０6 回での疲労強度σＷを鋼板の引張り強さσＢで除した値（疲労限度比σＷ／σＢ）で評価した。
【００１１】
また、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＣｕ単独であることを確認した。また、本発明で規定するフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子のサイズは観察される粒子のサイズをそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。
【００１２】
本発明は、上記知見により構成したもので、その要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．２〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態であることを特徴とする、疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。
【００１３】
（２）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｎｉ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする、前記（１）に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。
（３）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ：０．００５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００５〜０．２％の一種または二種を含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。
（４）前記鋼が、さらに、質量％にて、Ｍｏ：０．０５〜０．２％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｔｉ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％の一種または二種以上を含有することを特徴とする、前記（１）ないし（３）のいずれかに記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。
【００１４】
（５）前記（１）ないし（４）のいずれかに記載の成分を有する鋼片の熱間圧延を、Ａｒ3 変態点以上で仕上圧延を行う以外は常法に従って行い、引き続き常法に従って、酸洗、冷間圧延を行った後、連続焼鈍するに際し、Ａｃ1 変態点以上、Ａｃ3 変態点以下の二相域で３０〜１５０秒間保持した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で、３５０〜４５０℃の温度域まで冷却し、該温度域で１５〜６００秒間保持した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却することを特徴とする、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態である疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板の製造方法にある。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の鋼板のミクロ組織およびＣｕの存在状態について説明する。
本発明の鋼板のミクロ組織は、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態である。
【００１６】
本発明の複合組織鋼板は、残留オーステナイトが応力誘起マルテンサイト変態による変態誘起塑性（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：以下ＴＲＩＰ）を起こすことによって優れた加工性を発現する。残留オーステナイトの体積率が５％未満では、ＴＲＩＰが起こったとしてもその絶対量が少ないので優れた加工性を得られず、２５％超では残留オーステナイト相のＣ濃度が低く不安定で変態しやすく、加工性に有効なＴＲＩＰが起きない。そのため、残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下とする必要がある。ただし、ここで言う残留オーステナイトの体積率とは、鋼板のある断面で観察されたミクロ組織中の残留オーステナイトの面積率で定義されている。
【００１７】
これに加えて、本発明の複合組織鋼板では、フェライト相中で固溶しているＣｕもしくはＣｕ単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物が、加工性の劣化につながる静的強度の上昇をおさえて疲労限のみを上昇させる。ただし、フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ超であると静的強度はＣｕの析出強化で著しく上昇しかつ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しないので疲労限度比が低下する。そのためフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子の大きさは、２ｎｍ以下とする必要がある。
なお、本発明の鋼板が良好な伸びを有するためには、フェライトの体積率は４０％以上が好ましく、マルテンサイトの体積率は５％未満が好ましい。
【００１８】
次に、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、０．０５％未満であると良好な延性を付与するための十分な残留オーステナイト量を得ることができないので０．０５％以上とする。また０．３０％超含有していると加工性及び溶接性が著しく劣化するので、０．３０％以下とする。さらに、０．２０％超含有していると溶接性が劣化するので、０．２０％以下が好ましい。
【００１９】
Ｓｉは、フェライト変態の促進とセメンタイトの析出抑制による未変態オーステナイト中のＣ濃度の上昇を促進し残留オーステナイトを得やすくする効果がある。ただし、０．１％未満では、上記のような効果が失われるので、０．１％以上とする。また、２．０％超添加するとその効果が飽和するので、２．０％以下とする。
Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素であり目的とする残留オーステナイトを得やすくする効果がある。ただし、その効果を得るためには、０．５％以上必要である。また、２．５％超添加すると上記効果が飽和するだけでなく、溶接性も劣化させるため、２．５％以下とする。
【００２０】
Ｐは、０．０２％超添加すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすだけでなく、粒界に偏析して粒界強度を低下させ粒界脆化を起こすので、０．０２％以下とする。
Ｓは、多すぎると熱間圧延時の割れを引き起こすので極力低減させるべきであるが、０．０１％以下ならば許容できる範囲である。
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以上添加する必要があるが、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるだけでなく、コストの上昇を招くため、その上限を０．１％とする。
【００２１】
Ｃｕは、本発明の最も重要な元素の一つであり、固溶もしくは２ｎｍ以下の粒子サイズに析出させることにより疲労特性を改善する効果がある。ただし、０．２％未満では、その効果は少なく、２．０％を超えて添加しても効果が飽和するので、０．２〜２．０％と添加範囲を限定する。
Ｂは、本発明の最も重要な元素の一つであり、Ｃｕと複合添加されることによって疲労限を上昇させる効果がある。ただし０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり０．００２０％超添加するとスラブ割れが起こる。よってＢの添加量は、０．０００２％以上０．００２０％以下とする。
【００２２】
Ｎｉは、フェライトの生成も促進する元素であると共に、Ｃｕ含有による熱間脆性防止のために添加する。ただし、０．１未満ではその効果が少なく、１．０％を超えて添加してもその効果が飽和するので、０．１〜１．０％とする。
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．０２％超、ＲＥＭならば０．２％超添加してもその効果が飽和するのでＣａ＝０．００５〜０．０２％、ＲＥＭ＝０．００５〜０．２％とする。
【００２３】
以上を基本成分とするが、強度を付与するために以下のＭｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｚｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加しても良い。ただし、それぞれ、０．０５％、０．０２％、０．０１％、０．０１％、０．０１％、０．０２％未満ではその効果を得ることができない。またそれぞれ、０．２％、０．２％、０．２％、０．１％、０．３％、０．２％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００２４】
最後に、本発明の製造方法の限定理由について以下に詳細に述べる
本発明は、所定の成分含有量になるように成分調整した溶鋼を鋳込むことによって得たスラブを、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。再加熱温度については特に制限はないが、１３５０℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１３５０℃未満が望ましい。
【００２５】
熱間圧延工程は、仕上温度（ＦＴ）がＡｒ3 点以上の温度域で終了する必要がある。これは、熱間圧延中に圧延温度がＡｒ3 点を切ると、結晶粒が粗大化して強度や延性の低下をまねくばかりでなく、表面品位低下につながるためである。仕上げ圧延後の冷却と巻取温度（ＣＴ）については、組織制御、析出物制御等を冷延後の焼鈍工程において行うため特に規定しないが、焼鈍後に残留オーステナイト、残部がフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトのミクロ組織を得やすくするために熱延板段階において、その組成配分が完了していることが望ましいので、仕上圧延を終了した後の冷却は、Ａｒ1 点まで１〜１０秒間空冷することが好ましい。
【００２６】
また、その後の冷却および巻取温度であるが、焼鈍時に、Ｃｕを固溶もしくは２ｎｍ以下の析出状態にするために、熱延板段階においもＣｕを固溶状態にしておくことが望ましいので、巻取温度は３５０℃以下で、その温度域までの冷却速度は２０℃／ｓ以上が好ましい。
次に酸洗後の冷間圧延工程であるが、冷間圧延率等については特に規定しない。ただし、冷間圧延の圧下率が３０％未満であると、その後の焼鈍工程において再結晶が完全に生じず延性が劣化し、８０％超の圧下率では冷間圧延機に負荷がかかりすぎるため、冷間圧延の圧下率は３０％以上８０％以下が好ましい。
【００２７】
最後に焼鈍工程であるが、焼鈍は連続焼鈍サイクルを前提としている。まず、加熱温度はＡｃ1 点以上Ａｃ3 点以下の二相域で行う。ただし、その温度範囲内でも低温すぎると、熱延板段階でセメンタイトやＣｕが析出していた場合、セメンタイトやＣｕが再固溶するのに時間がかかりすぎ、高温すぎるとオーステナイトの体積率が大きくなりすぎてオーステナイト中のＣ濃度が低下しベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかりやすくなるため７８０℃以上８５０℃以下で加熱するのが好ましい。また、加熱時間であるが３０秒未満では、セメンタイトやＣｕが完全に再固溶するのに不十分であり、１５０秒超では、通板速度を低下させなければならず操業上好ましくないので、加熱時間は３０〜１５０秒間とする。
【００２８】
次に、加熱後の冷却速度であるが２０℃／ｓ未満では、パーライト変態のノーズにかかる恐れがあるため、２０℃／ｓ以上の冷却速度とする。また、このときの冷却終点温度であるが、４００℃超ではＣｕの析出が起こる恐れがあるので、冷却終点温度は４００℃以下が望ましい。次にベイナイト変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる３５０〜４５０℃の保持温度であるが、４５０℃超では残留したオーステナイトがパーライトに分解してしまうばかりか、フェライト相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ超の大きさに成長するために静的強度がＣｕの析出強化で著しく上昇しかつ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しないので疲労限度比が低下してしまう。
【００２９】
また、３５０℃未満では、微細な炭化物が析出してしまい目的とする量の残留オーステナイトが得られないため延性が劣化するので、ベイナイト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持温度は３５０℃以上４５０℃以下とする。さらに、その保持時間であるが、１５秒未満ではベイナイト変態の促進が不十分であり、不安定な残留オーステナイトは冷却終了時にマルテンサイトとなってしまい必要な量の安定化した残留オーステナイト相が得られない。
【００３０】
また、６００秒超の保持は、ベイナイト変態を促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナイト相を得られないばかりでなく、通板速度を低下させなければならず操業上好ましくない。従って、ベイナイト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持時間は、１５秒以上６００秒以下とする。最後に冷却完了温度までの冷却速度は、５℃／ｓ未満では、ベイナイト変態を促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナイト相を得られない恐れがあるので、５℃／ｓ以上とする。
【００３１】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｘの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、加熱温度１１００℃〜１２３０℃の温度で再加熱し、熱間圧延仕上温度７９０℃〜８３０℃、巻取温度室温〜４５０℃で熱間圧延工程を終了し、酸洗後、圧延率６０％〜８０％で０．７〜１．６ｍｍの板厚に冷間圧延した後、表２に示す条件で焼鈍を行った。なお表中の化学組成についての表示は質量％である。
このようにして得られた焼鈍板の引張試験は、供試材を、まず、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行った。表２にその試験結果を示す。
【００３２】
【表１】
【表２】
また、さらに図３に示すような、長さ９０ｍｍ、幅１８ｍｍ、最小断面部の幅が１０ｍｍ、切り欠きの曲率半径が３０ｍｍである平面曲げ疲労試験片にて、完全両振りの平面曲げ疲労試験を行った。鋼板の疲労特性は、２×１０6 回での疲労強度σＷを鋼板の引っ張り強さσＢで除した値（疲労限度比σＷ／σＢ）で評価した。
【００３５】
フェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子は、供試鋼の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（ＥＥＬＳ）の組成分析機能を加えた、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察される粒子の組成は、上記ＥＤＳおよびＥＥＬＳによりＣｕ単独であることを確認した。また、本発明で規定するフェライト相におけるＣｕ単独で構成される粒子のサイズは、観察される粒子のサイズをそれぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。
【００３６】
本発明に沿うものは、鋼Ａ−２、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｅ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｉ−１、Ｊ−２、Ｌ−１、Ｎ−１、Ｐ−１、Ｒ−１、Ｓ−１、Ｕ−１、Ｖ−１、Ｗ−１、Ｘ−１の１７鋼であり、残留オーステナイトの体積率が５％以上２５％以下であって、フェライト相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ以下である疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板が得られている。
【００３７】
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。
鋼Ａ−１は、加熱時間が本発明範囲より短く、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分であり、従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ａ−３は、加熱後の冷却速度（ＣＲ）が本発明範囲より遅く、パーライト変態のノーズにかかりミクロ組織中にパーライトが混入する。従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００３８】
鋼Ａ−４は、加熱温度（ＳＴ）が本発明範囲より低く、セメンタイトやＣｕの再固溶が不十分であり、従って残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ｄ−１は、Ｓｉの含有量が本発明範囲より多いので、スケールにより表面性状が劣化して十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｆ−１は、疲労特性を改善する効果があるＣｕの含有量が本発明範囲より少ないので十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００３９】
鋼Ｊ−１は、本発明で規定するベイナイト変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる３５０〜４５０℃の温度域での保持を行っていない。従ってベイナイト変態の促進が不十分であり、ミクロ組織中にマルテンサイトが混入し、必要な量の安定化した残留オーステナイト相が得られないため残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００４０】
鋼Ｊ−３は、ベイナイト変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持温度が本発明範囲より高いので、残留したオーステナイトがパーライトに分解してしまうばかりか、フェライト相におけるＣｕの析出物の大きさが２ｎｍ超の大きさに成長するために静的強度がＣｕの析出強化で著しく上昇しかつ、加工性が劣化するばかりでなく、Ｃｕの析出強化では疲労限が静的強度ほど上昇しない。従って加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではなく、また十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００４１】
鋼Ｊ−４は、ベイナイト変態を促進し必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる温度域での保持時間が本発明範囲よりも長く、従ってベイナイト変態が促進しすぎて必要な量の安定化した残留オーステナイト相を得られないため、残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ｊ−５は、ベイナイト変態を促進し、必要な量の残留オーステナイト相を安定化させる保持温度が本発明範囲より低く、従って微細な炭化物が析出してしまい目的とする量の残留オーステナイトが得られないため残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００４２】
Ｋ−１は、良好な延性を付与するための十分な残留オーステナイト量を得るのに不可欠な元素であるＣの含有量が本発明範囲より少ないため、残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるので、加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ｍ−１は、フェライト変態の促進とセメンタイトの析出抑制による未変態オーステナイト中のＣ濃度上昇の促進の効果があるＳｉの含有量が本発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
【００４３】
鋼Ｏ−１は、粒界に偏析して粒界強度を低下させるＰの含有量が本発明範囲より多いので、十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
鋼Ｑ−１は、オーステナイトの安定化元素であり目的とする残留オーステナイトを得やすくする効果があるＭｎの含有量が本発明範囲より少ないので、残留オーステナイトの体積率（ＳγＲ）が本発明の範囲外であるため加工性の指標である強度−延性バランス（σＢ×Ｅｌ）が十分ではない。
鋼Ｔ−１は、Ｃｕと複合添加されることによって疲労限を上昇させる効果があるＢの含有量が本発明範囲より少ないので十分な疲労限度比（σＷ／σＢ）が得られていない。
【００４４】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法を提供するものであり、これらの熱延鋼板を用いることにより、強度―延性バランスを十分に確保しつつ疲労特性の大幅な改善が期待できるため、本発明は、工業的価値が高い発明であると言える。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に至る予備実験の結果を、Ｃｕ単独で構成される粒子の大きさと疲労限度比の関係で示す図である。
【図２】本発明に至る予備実験の結果を、Ｂの添加量と疲労限度比の関係で示す図である。
【図３】疲労試験片の図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet for machining excellent in fatigue characteristics and a method for producing the same, and particularly suitable as a material that requires both durability and workability of automobile bumpers, door impact beams, and the like. The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent fatigue characteristics and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
In recent years, for the purpose of reducing the weight for improving the fuel efficiency of automobiles, the application of light metals such as Al alloys and the strengthening of steel have been promoted. However, although light metals such as Al alloys have the advantage of high specific strength, their use has been limited to special applications because they are significantly more expensive than steel. In order to promote the weight reduction of automobiles in a wider range, the application of inexpensive high-strength cold-rolled steel sheets is strongly demanded.
[0003]
Generally, the higher the strength of a material, the lower the ductility and the workability (formability), and the higher the notch sensitivity. For this reason, in order to apply high-strength steel sheets to parts that are subject to fatigue failure due to vibration during running, not only the formability, but also the stress concentration coefficient of stress concentration parts such as notches and welds. In addition to considerations to reduce, the fatigue durability of the steel sheet itself is also an important consideration.
[0004]
Examples of high-strength cold-rolled steel sheets with excellent workability include the inventions disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 61-272321 and 62-74024. JP-A-63-105930 and JP-A-64-79322 disclose inventions that improve fatigue characteristics by optimizing the microstructure of a hot-rolled sheet before cold rolling and annealing. It is disclosed. However, although the microstructure is composed of ferrite, martensite, and retained austenite, the elongation is not sufficient due to the high martensite volume fraction.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, fatigue durability is very important in some parts of automobile parts where there is a risk of fatigue failure due to vibration during running, etc., but the above-mentioned prior art provides good molding with sufficient fatigue characteristics. I can't get sex.
Accordingly, the present invention aims to provide a high-strength cold-rolled steel sheet for machining with excellent fatigue characteristics and a method for producing the same, by clarifying steel sheet characteristics and a method for producing the same to achieve both fatigue characteristics and workability. Is.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have in mind the manufacturing process of high-strength cold-rolled steel sheets produced on an industrial scale by continuous hot rolling, which is currently normally employed, followed by pickling, cold rolling, and continuous annealing equipment. In order to achieve both fatigue properties and workability of high-strength cold-rolled steel sheets, we conducted extensive research. As a result, it was found that a Cu precipitate having a particle size of 2 nm or less composed of solid solution of Cu or Cu alone is very effective for improving fatigue characteristics and does not impair workability. It is a thing.
[0007]
The basic research results that led to the present invention will be described below.
First, the effect of the particle size composed of Cu alone in the ferrite phase on the fatigue characteristics was investigated. The test material for that purpose was prepared as follows. That is, a slab prepared by adjusting the composition to 0.12% C-1.35% Si-1.40% Mn-1.0% Cu-0.5% Ni-0.0003% B at 850 ° C. Rolled and wound at room temperature, pickled, and held 60% cold rolled steel sheet from 3.0 mm to 1.2 mm, held at 800 ° C. for 60 seconds, and then cooled to 350 ° C. at a cooling rate of 70 ° C./s. After cooling, it is kept at a temperature of 100 to 600 ° C. for 360 seconds and then subjected to water-cooling heat treatment. The microstructure has a volume fraction of retained austenite of 5% or more and 25% or less, and the balance has ferrite, bainite, martensite A steel plate was obtained.
[0008]
The results of fatigue tests on these steel sheets are shown in FIG. From this result, in the steel sheet having a volume ratio of retained austenite of 5% or more and 25% or less and the balance being ferrite, bainite, and martensite, the average size and fatigue of particles composed solely of Cu in the ferrite phase The limit ratio has a strong correlation, and it has been newly found that the fatigue limit ratio is remarkably improved when the average size of particles composed of Cu alone in the ferrite phase is 2 nm or less. Moreover, it also newly discovered that the steel plate whose average size of the particle | grains comprised only by Cu in a ferrite phase is 2 nm or less can be manufactured by restrict | limiting hot rolling conditions etc.
[0009]
Next, the effect of the B element on the fatigue characteristics was investigated. The test material for that purpose was prepared as follows. That is, based on 0.12% C-1.35% Si-1.40% Mn-0.5% Ni steel, steel with 1.0% Cu added and steel without Cu added, , A slab prepared by adjusting the composition of steel with varying B content concentration and rolled at 850 ° C., wound at room temperature, pickled, and then cold rolled 60% from 3.0 mm to 1.2 mm The steel sheet was held at 800 ° C. for 60 seconds, cooled to 350 ° C. at a cooling rate of 70 ° C./s, held at 360 to 380 ° C. for 360 seconds, and then subjected to a water-cooling heat treatment. A steel sheet having a volume fraction of retained austenite of 5% or more and 25% or less and the balance of ferrite, bainite, and martensite was obtained.
[0010]
The results of fatigue tests on these steel plates are shown in FIG. From this result, it is novel that there is a strong correlation between the B content concentration and the fatigue limit ratio only for steel to which 1.0% Cu is added, and the fatigue limit ratio is remarkably improved when the B content concentration is 2 ppm or more. I found out.
In addition, about the mechanical property by a tensile test, it measured with the test method of JISZ2241 with the No. 5 test piece of JISZ2201. Further, the fatigue characteristics of the steel sheet are as follows: a fatigue test piece having a plate thickness of 3.0 mm, a length of 98 mm, a width of 38 mm, a minimum cross-sectional width of 20 mm, and a notch curvature radius of 30 mm as shown in FIG. 2 × 10 obtained by full swing plane bending fatigue test 6 The fatigue strength σW at the time was divided by the tensile strength σB of the steel sheet (fatigue limit ratio σW / σB).
[0011]
Moreover, the particle | grains comprised only with Cu in a ferrite phase extract | collect a transmission electron microscope sample from the place of 1/4 thickness of test steel, and energy dispersive X-ray spectroscopy (Energy Dispersive X-ray Spectroscope: EDS). And a transmission electron microscope equipped with a field emission electron gun (FEG) having an acceleration voltage of 200 kV to which a composition analysis function of Electron Energy Loss Spectroscope (EELS) is added. The composition of the observed particles was confirmed to be Cu alone by the EDS and EELS. Moreover, the size of the particle | grains comprised only by Cu in the ferrite phase prescribed | regulated by this invention is the average value in the one visual field although each measured the size of the particle | grains observed.
[0012]
The present invention is constituted by the above knowledge, and the gist thereof is as follows.
(1) In mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.1 to 2.0%, Mn: 0.5 to 2.5%, P: ≦ 0.02%, S : ≦ 0.01%, Al: 0.005 to 0.1%, Cu: 0.2 to 2.0%, B: 0.0002 to 0.0020%, the balance being Fe and inevitable impurities A microstructure of which the microstructure is ferrite, bainite, retained austenite as a main constituent structure, and may further include martensite, and the volume ratio of the retained austenite is 5% or more, 25 %, And the presence state of Cu in the ferrite phase is Precipitated state in which the size of particles composed of solid solution or Cu alone is 2 nm or less A high-strength cold-rolled steel sheet with excellent fatigue properties, characterized by being
[0013]
(2) The steel further contains Ni: 0.1 to 1.0% by mass%, and the high-strength cold-working excellent in fatigue characteristics as described in (1) above. Rolled steel sheet.
(3) The steel further contains one or two of Ca: 0.005 to 0.02% and REM: 0.005 to 0.2% in mass%, A high-strength cold-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics as described in (1) or (2).
(4) The steel is further in mass%, Mo: 0.05 to 0.2%, V: 0.02 to 0.2%, Ti: 0.01 to 0.2%, Nb: 0 0.01 to 0.1%, Cr: 0.01 to 0.2%, Zr: 0.02 to 0.3%, or one or more of the above (1) to ( 3) A high-strength cold-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics according to any one of 3).
[0014]
(5) Hot rolling of a steel slab having the component according to any one of (1) to (4) Three Except for finishing rolling above the transformation point, it is carried out in accordance with a conventional method, followed by pickling and cold rolling according to a conventional method, followed by continuous annealing. 1 Above the transformation point, Ac Three After holding in a two-phase region below the transformation point for 30 to 150 seconds, cooling to a temperature range of 350 to 450 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s or more, holding in that temperature range for 15 to 600 seconds, 5 The microstructure is characterized by cooling to 150 ° C. or less at a cooling rate of at least ° C./s, and the microstructure is a composite structure that mainly contains ferrite, bainite, retained austenite, and may contain martensite. The volume ratio of the retained austenite is 5% or more and 25% or less, and the presence state of Cu in the ferrite phase is: Precipitated state in which the size of particles composed of solid solution or Cu alone is 2 nm or less It is in the manufacturing method of the high-strength cold-rolled steel sheet for work excellent in the fatigue characteristic which is.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
First, the microstructure of the steel sheet of the present invention and the presence state of Cu will be described.
The microstructure of the steel sheet of the present invention is a composite structure in which ferrite, bainite, and retained austenite are main constituent structures and may further contain martensite. The volume ratio of the retained austenite is 5% or more and 25% or less. The presence state of Cu in the ferrite phase is Precipitated state in which the size of particles composed of solid solution or Cu alone is 2 nm or less It is.
[0016]
The composite structure steel sheet of the present invention exhibits excellent workability when the retained austenite causes transformation induced plasticity (hereinafter referred to as TRIP) due to stress-induced martensitic transformation. If the volume fraction of retained austenite is less than 5%, even if TRIP occurs, the absolute amount is small and excellent workability cannot be obtained. If it exceeds 25%, the C content of the retained austenite phase is low and unstable and easily transformed. , TRIP effective for workability does not occur. Therefore, the volume ratio of retained austenite needs to be 5% or more and 25% or less. However, the volume ratio of retained austenite as used herein is defined by the area ratio of retained austenite in the microstructure observed in a certain cross section of the steel sheet.
[0017]
In addition, in the composite steel sheet of the present invention, in the ferrite phase Cu precipitates with a particle size of 2 nm or less composed of solid solution Cu or Cu alone However, it suppresses the increase of static strength that leads to deterioration of workability, and only increases the fatigue limit. However, if the size of the particles composed solely of Cu in the ferrite phase is more than 2 nm, the static strength is remarkably increased by precipitation strengthening of Cu and not only the workability is deteriorated but also fatigue strength is reduced by precipitation strengthening of Cu. Since the limit does not increase as much as the static strength, the fatigue limit ratio decreases. Therefore, the size of the particles composed of Cu alone in the ferrite phase needs to be 2 nm or less.
In order for the steel sheet of the present invention to have good elongation, the volume ratio of ferrite is preferably 40% or more, and the volume ratio of martensite is preferably less than 5%.
[0018]
Next, the reasons for limiting the chemical components of the present invention will be described.
If C is less than 0.05%, a sufficient amount of retained austenite for imparting good ductility cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 0.30%, workability and weldability deteriorate significantly, so the content is made 0.30% or less. Furthermore, if over 0.20%, weldability deteriorates, so 0.20% or less is preferable.
[0019]
Si has the effect of promoting the ferrite transformation and promoting the increase of the C concentration in the untransformed austenite by suppressing the precipitation of cementite and making it easy to obtain retained austenite. However, if it is less than 0.1%, the above effects are lost, so the content is made 0.1% or more. Moreover, since the effect will be saturated if added over 2.0%, it shall be 2.0% or less.
Mn is an austenite stabilizing element and has an effect of easily obtaining the intended retained austenite. However, in order to obtain the effect, 0.5% or more is necessary. Further, if added over 2.5%, not only the above effect is saturated, but also weldability is deteriorated, so 2.5% or less.
[0020]
When P is added in excess of 0.02%, it not only adversely affects workability and weldability, but also segregates at the grain boundaries to reduce grain boundary strength and cause grain boundary embrittlement, so the P content is made 0.02% or less. .
If S is too large, it will cause cracking during hot rolling, so it should be reduced as much as possible.
Al needs to be added in an amount of 0.005% or more for deoxidation of molten steel, but adding too much amount not only increases non-metallic inclusions and deteriorates elongation, but also increases costs. The upper limit is 0.1%.
[0021]
Cu is one of the most important elements of the present invention, and has an effect of improving fatigue properties by being precipitated in a solid solution or a particle size of 2 nm or less. However, if less than 0.2%, the effect is small, and even if added over 2.0%, the effect is saturated, so the range of addition is limited to 0.2 to 2.0%.
B is one of the most important elements of the present invention, and has the effect of increasing the fatigue limit when added in combination with Cu. However, if it is less than 0.0002%, it is insufficient for obtaining the effect, and if added over 0.0020%, slab cracking occurs. Therefore, the addition amount of B is 0.0002% or more and 0.0020% or less.
[0022]
Ni is an element that promotes the formation of ferrite and is added to prevent hot brittleness due to Cu inclusion. However, if it is less than 0.1, the effect is small, and even if added over 1.0%, the effect is saturated, so 0.1 to 1.0%.
Ca and REM are elements that are detoxified by changing the form of non-metallic inclusions that become the starting point of destruction or deteriorate workability. However, even if less than 0.005% is added, there is no effect, and if Ca exceeds 0.02%, if REM exceeds 0.2%, the effect is saturated, so Ca = 0.005 to 0 0.02% and REM = 0.005 to 0.2%.
[0023]
Although the above is a basic component, in order to impart strength, one or more of the following precipitation strengthening or solid solution strengthening elements of Mo, V, Ti, Nb, Cr, and Zr may be added. However, if it is less than 0.05%, 0.02%, 0.01%, 0.01%, 0.01%, and 0.02%, the effect cannot be obtained. Moreover, the effect will be saturated even if it adds exceeding 0.2%, 0.2%, 0.2%, 0.1%, 0.3%, 0.2%, respectively.
[0024]
Finally, the reason for limiting the production method of the present invention will be described in detail below.
In the present invention, a slab obtained by casting molten steel whose components are adjusted so as to have a predetermined component content may be directly sent to a hot rolling mill as a high-temperature slab, or after being cooled to room temperature, a heating furnace It may be hot-rolled after reheating at. The reheating temperature is not particularly limited, but if it is 1350 ° C. or higher, the amount of scale-off increases and the yield decreases, so the reheating temperature is preferably less than 1350 ° C.
[0025]
In the hot rolling process, the finishing temperature (FT) is Ar. Three It is necessary to finish in the temperature range above the point. This is because the rolling temperature is Ar during hot rolling. Three If the point is cut, the crystal grains become coarse and not only the strength and ductility are lowered, but also the surface quality is lowered. The cooling and coiling temperature (CT) after finish rolling are not particularly specified because the structure control, precipitate control, etc. are performed in the annealing process after cold rolling, but retained austenite after annealing, the balance being ferrite, bainite and martensite. In order to make it easy to obtain a microstructure of the steel sheet, it is desirable that the composition distribution is completed in the hot-rolled sheet stage. 1 It is preferable to air-cool to the point for 1 to 10 seconds.
[0026]
In addition, although it is the subsequent cooling and winding temperature, it is desirable to keep Cu in a solid solution state in the hot-rolled sheet stage in order to make Cu solid solution or a precipitation state of 2 nm or less during annealing. The coiling temperature is 350 ° C. or lower, and the cooling rate to the temperature range is preferably 20 ° C./s or higher.
Next, although it is a cold rolling process after pickling, it does not prescribe | regulate about a cold rolling rate etc. in particular. However, if the rolling reduction of the cold rolling is less than 30%, recrystallization does not occur completely in the subsequent annealing process, and the ductility deteriorates. If the rolling reduction exceeds 80%, the cold rolling mill is overloaded. The rolling reduction of cold rolling is preferably 30% or more and 80% or less.
[0027]
Finally, the annealing process is based on a continuous annealing cycle. First, the heating temperature is Ac 1 More than point Ac Three Perform in two-phase area below the point However, if the temperature is too low within the temperature range, if cementite or Cu is precipitated in the hot-rolled sheet stage, it takes too much time for the cementite or Cu to re-dissolve, and if it is too high, the volume fraction of austenite increases. It becomes preferable to heat at 780 ° C. or higher and 850 ° C. or lower because the C concentration in the austenite decreases and the nose of the bainite or pearlite transformation is easily formed. In addition, if the heating time is less than 30 seconds, it is insufficient for complete re-dissolution of cementite and Cu, and if it exceeds 150 seconds, the plate passing speed must be reduced, which is not preferable for operation. The heating time is 30 to 150 seconds.
[0028]
Next, although it is a cooling rate after heating, if it is less than 20 ° C./s, there is a risk of being subject to a pearlite transformation nose, so a cooling rate of 20 ° C./s or more is set. Moreover, although it is the cooling end point temperature at this time, since there exists a possibility that Cu may precipitate when it exceeds 400 ° C., the cooling end point temperature is preferably 400 ° C. or lower. Next, it is a holding temperature of 350 to 450 ° C. that promotes bainite transformation and stabilizes a necessary amount of retained austenite phase, but if it exceeds 450 ° C., not only the remaining austenite decomposes into pearlite, but also in the ferrite phase. Since the size of the precipitate of Cu grows to a size of more than 2 nm, the static strength is remarkably increased by the precipitation strengthening of Cu and the workability is deteriorated. The fatigue limit ratio decreases because the strength does not increase as much as the desired strength.
[0029]
If the temperature is lower than 350 ° C., fine carbides precipitate and the desired amount of retained austenite cannot be obtained, and ductility deteriorates. Therefore, the bainite transformation is promoted and the necessary amount of retained austenite phase is stabilized. The temperature is 350 ° C. or higher and 450 ° C. or lower. Furthermore, if the retention time is less than 15 seconds, the promotion of bainite transformation is insufficient, and unstable residual austenite becomes martensite at the end of cooling, and a necessary amount of stabilized residual austenite phase is obtained. I can't.
[0030]
Further, holding for more than 600 seconds is not preferable in terms of operation because not only the necessary amount of stabilized retained austenite phase can not be obtained by promoting bainite transformation, but also the plate passing speed must be reduced. Therefore, the holding time for accelerating the bainite transformation and stabilizing the necessary amount of retained austenite phase is 15 seconds or more and 600 seconds or less. Finally, if the cooling rate to the cooling completion temperature is less than 5 ° C./s, the bainite transformation may be promoted too much to obtain a necessary amount of stabilized residual austenite phase. To do.
[0031]
【Example】
The following examples further illustrate the present invention.
The steels A to X having chemical components shown in Table 1 are melted in a converter, re-heated at a heating temperature of 1100 ° C. to 1230 ° C. after continuous casting, and a hot rolling finish temperature of 790 ° C. to After finishing the hot rolling process at 830 ° C. and a coiling temperature of room temperature to 450 ° C., pickling, and cold rolling to a sheet thickness of 0.7 to 1.6 mm at a rolling rate of 60% to 80%, Table 2 Annealing was performed under the conditions shown in FIG. In addition, the display about the chemical composition in a table | surface is the mass%.
The tensile test of the annealed plate thus obtained was performed by first processing the specimen into a No. 5 test piece described in JIS Z 2201, and following the test method described in JIS Z 2241. Table 2 shows the test results.
[0032]
[Table 1]
[Table 2]
Further, as shown in FIG. 3, a plane bending fatigue test with complete swinging is performed on a plane bending fatigue test piece having a length of 90 mm, a width of 18 mm, a minimum cross-sectional width of 10 mm, and a notch curvature radius of 30 mm. Went. The fatigue properties of the steel sheet are 2 × 10 6 The fatigue strength σW at the time was divided by the tensile strength σB of the steel sheet (fatigue limit ratio σW / σB).
[0035]
For the particles composed of Cu alone in the ferrite phase, a transmission electron microscope sample is taken from a thickness of 1/4 of the test steel, and energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) and electron energy loss spectroscopy (EELS) The observation was made with a transmission electron microscope equipped with a field emission electron gun (FEG) having an acceleration voltage of 200 kV, to which a composition analysis function was added. The composition of the observed particles was confirmed to be Cu alone by the EDS and EELS. Moreover, the size of the particle | grains comprised only by Cu in the ferrite phase prescribed | regulated by this invention is the average value in the one visual field although it measured the size of each observed particle | grain.
[0036]
In accordance with the present invention, steel A-2, B-1, C-1, E-1, G-1, H-1, I-1, J-2, L-1, N-1, P- 1, R-1, S-1, U-1, V-1, W-1, X-1 17 steel, the volume fraction of retained austenite is 5% or more and 25% or less, in the ferrite phase A high-strength cold-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics with a Cu precipitate size of 2 nm or less has been obtained.
[0037]
Steels other than the above are outside the scope of the present invention for the following reasons.
Steel A-1 has a heating time shorter than the range of the present invention, and insufficient re-solution of cementite and Cu. Therefore, the volume ratio of retained austenite (SγR) is outside the range of the present invention, so that the index of workability The strength-ductility balance (σB × El) is not sufficient.
Steel A-3 has a cooling rate (CR) after heating lower than the range of the present invention, and pearlite is mixed into the microstructure due to the nose of pearlite transformation. Therefore, since the volume ratio (SγR) of retained austenite is outside the range of the present invention, the strength-ductility balance (σB × El), which is an index of workability, is not sufficient.
[0038]
Steel A-4 has a heating temperature (ST) lower than the range of the present invention, and insufficient re-dissolution of cementite and Cu. Therefore, the volume ratio of retained austenite (SγR) is outside the range of the present invention. The strength-ductility balance ([sigma] B * El), which is an index of the property, is not sufficient.
Steel D-1 has a Si content greater than the range of the present invention, so the surface properties deteriorate due to the scale and a sufficient fatigue limit ratio (σW / σB) is not obtained.
Steel F-1 does not have a sufficient fatigue limit ratio (σW / σB) because the content of Cu, which has the effect of improving fatigue properties, is less than the range of the present invention.
[0039]
Steel J-1 is not held in a temperature range of 350 to 450 ° C. that promotes the bainite transformation defined in the present invention and stabilizes a necessary amount of retained austenite phase. Therefore, the promotion of bainite transformation is insufficient, martensite is mixed in the microstructure, and the required amount of stabilized retained austenite phase cannot be obtained, so the volume fraction of retained austenite (SγR) is outside the scope of the present invention. Therefore, the strength-ductility balance (σB × El), which is an index of workability, is not sufficient.
[0040]
Steel J-3 has a holding temperature that promotes bainite transformation and stabilizes the required amount of retained austenite phase, which is higher than the range of the present invention, so that not only the retained austenite decomposes into pearlite, but also Cu in the ferrite phase. Since the size of the precipitates grows to a size of more than 2 nm, the static strength is remarkably increased by Cu precipitation strengthening and the workability is deteriorated. Does not increase as much as the strength. Therefore, the strength-ductility balance (σB × El), which is an index of workability, is not sufficient, and a sufficient fatigue limit ratio (σW / σB) is not obtained.
[0041]
Steel J-4 has a longer retention time in the temperature range that promotes bainite transformation and stabilizes the required amount of retained austenite phase than the range of the present invention. Therefore, bainite transformation is promoted too much to stabilize the required amount. Since the retained austenite phase cannot be obtained, the volume ratio (SγR) of retained austenite is outside the range of the present invention, and the strength-ductility balance (σB × El), which is an index of workability, is not sufficient.
Steel J-5 has a retention temperature lower than the range of the present invention, which promotes bainite transformation and stabilizes a necessary amount of retained austenite phase. Therefore, a fine amount of carbide precipitates and a desired amount of retained austenite is obtained. Since the volume ratio of retained austenite (SγR) is outside the scope of the present invention, the strength-ductility balance (σB × El), which is an index of workability, is not sufficient.
[0042]
Since K-1 has a content of C, which is an element essential for obtaining a sufficient amount of retained austenite for imparting good ductility, less than the range of the present invention, the volume ratio (SγR) of retained austenite is the present invention. Therefore, the strength-ductility balance (σB × El), which is an index of workability, is not sufficient.
Steel M-1 has a content of Si that has the effect of promoting the ferrite transformation and promoting the increase of C concentration in the untransformed austenite by suppressing the precipitation of cementite, so the volume fraction of retained austenite (SγR) Is outside the scope of the present invention, the strength-ductility balance (σB × El), which is an index of workability, is not sufficient.
[0043]
In Steel O-1, the content of P that segregates at the grain boundaries and lowers the grain boundary strength is larger than the range of the present invention, so that a sufficient fatigue limit ratio (σW / σB) is not obtained.
Steel Q-1 is an austenite stabilizing element and has an effect of making it easy to obtain the intended retained austenite. Since the content of Mn is less than the range of the present invention, the volume ratio of retained austenite (SγR) is within the range of the present invention. Therefore, the strength-ductility balance (σB × El), which is an index of workability, is not sufficient.
Steel T-1 does not have a sufficient fatigue limit ratio (σW / σB) because the content of B, which has the effect of increasing the fatigue limit when combined with Cu, is less than the range of the present invention.
[0044]
【The invention's effect】
As described in detail above, the present invention provides a hot-rolled steel sheet for processing excellent in fatigue characteristics and a method for producing the same, and by using these hot-rolled steel sheets, a sufficient balance between strength and ductility is ensured. However, since significant improvement in fatigue characteristics can be expected, the present invention can be said to be an invention with high industrial value.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the results of a preliminary experiment leading to the present invention in relation to the size of particles composed of Cu alone and the fatigue limit ratio.
FIG. 2 is a diagram showing the results of a preliminary experiment leading to the present invention in relation to the amount of B added and the fatigue limit ratio.
FIG. 3 is a diagram of a fatigue test piece.
Claims (5)
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：≦０．０２％、
Ｓ：≦０．０１％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｃｕ：０．２〜２．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを主要構成組織とし、さらに、マルテンサイトを含むこともある複合組織であり、前記残留オーステナイトの体積率は、５％以上、２５％以下であり、前記フェライト相におけるＣｕの存在状態は、固溶状態またはＣｕ単独で構成される粒子の大きさが２ｎｍ以下の析出状態であることを特徴とする、疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。In mass%
C: 0.05 to 0.30%
Si: 0.1 to 2.0%,
Mn: 0.5 to 2.5%
P: ≦ 0.02%
S: ≦ 0.01%,
Al: 0.005 to 0.1%,
Cu: 0.2 to 2.0%,
B: 0.0002 to 0.0020%
And the balance is a steel composed of Fe and unavoidable impurities, the microstructure of which is a composite structure including ferrite, bainite, retained austenite as a main structural structure, and may further include martensite, the residual The volume ratio of austenite is 5% or more and 25% or less, and the existence state of Cu in the ferrite phase is a solid solution state or a precipitation state where the size of particles composed of Cu alone is 2 nm or less. A high-strength cold-rolled steel sheet for processing with excellent fatigue characteristics.
Ｎｉ：０．１〜１．０％
を含有することを特徴とする、請求項１に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。The steel is further in mass%,
Ni: 0.1 to 1.0%
The high-strength cold-rolled steel sheet for work having excellent fatigue characteristics according to claim 1, characterized by comprising:
Ｃａ：０．００５〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．２％
の一種または二種を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。The steel is further in mass%,
Ca: 0.005 to 0.02%,
REM: 0.005 to 0.2%
The high-strength cold-rolled steel sheet for work having excellent fatigue characteristics according to claim 1 or 2, characterized by containing one or two of the following.
Ｍｏ：０．０５〜０．２％、
Ｖ：０．０２〜０．２％、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．２％、
Ｚｒ：０．０２〜０．３％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の疲労特性に優れた加工用高強度冷延鋼板。The steel is further in mass%,
Mo: 0.05-0.2%
V: 0.02 to 0.2%,
Ti: 0.01-0.2%
Nb: 0.01 to 0.1%,
Cr: 0.01 to 0.2%,
Zr: 0.02-0.3%
The high-strength cold-rolled steel sheet for work having excellent fatigue properties according to any one of claims 1 to 3, characterized by containing one or more of the following.
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