JP3936440B2

JP3936440B2 - High-strength steel sheet for automobiles with excellent collision safety and formability and its manufacturing method

Info

Publication number: JP3936440B2
Application number: JP22300897A
Authority: JP
Inventors: 治河野; 淳一脇田; 秀里間渕
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-08-06
Filing date: 1997-08-06
Publication date: 2007-06-27
Anticipated expiration: 2017-08-06
Also published as: JPH1161327A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は主に自動車の構造部材や補強材に使用することを企図した優れた耐衝突安全性と成形性を有する自動車用高強度鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃費規制を背景とした車体軽量化を目的に、高強度鋼の適用が拡大してきたが、直近では自動車事故を想定した耐衝突安全性に関する法規制が国内外で急速に拡大・強化されつつあり、高強度鋼への期待がますます高まっている。
【０００３】
しかし、従来の高強度鋼は成形性の向上を主眼として開発されたものであり、耐衝突安全性の観点では適用が疑問視されている。耐衝突安全性に優れた自動車用鋼板及びその製造方法にかかわる従来技術として特開平７−１８３７２が開示され、耐衝突安全性の指標として鋼板の高歪速度下における降伏強さを高めることが提案されているが、部材は成形加工時及び衝突変形時に歪を受けるため、耐衝撃性の指標としては降伏強さに加工硬化分を加味することが必要であり、従来技術では不十分である。
【０００４】
さらに衝突安全用部材の成形に際しては、優れた形状凍結性（降伏比≦７５％）、優れた張り出し性（引張強さ×全伸び≧１８０００）、優れた伸びフランジ性（穴拡げ比≧１．２）を兼ね備えることが望まれているが、優れた耐衝突安全性と優れた成形性を両立するものは見あたらないのが実情である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記問題を解決すべく考案されたもので、優れた耐衝突安全性と成形性を有する自動車用高強度鋼及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】
本発明は上記課題を達成するためになされたものであり、その手段は以下の通りである。
【０００９】
（１）化学成分として
Ｃ：０．０３〜０．２重量％、
Ｍｎ：０．５〜２．０重量％、
Ｐ≦０．０２％を含み、
さらに、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．０２重量％〜４．０重量％、Ｃｒ：０．０２〜０．４重量％の少なくとも１種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板のミクロ組織において、マルテンサイト占積率が３％〜３０％、且つ該マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、フェライト占積率が５０％以上、且つ該フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、鋼板の特性として加工硬化指数が０．１３以上、降伏強さ×加工硬化指数が７０以上、降伏比が７５％以下、引張強さ×全伸びが１８０００以上、穴拡げ比が１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
【００１０】
（２）さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％及び／又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含むことを特徴とする上記（１）に記載の耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
【００１１】
（３）化学成分として
Ｃ：０．０３〜０．２重量％、
Ｍｎ：０．５〜２．０重量％、
Ｐ≦０．０２％を含み、さらに、Ｓｉ、Ａｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．０２重量％〜４．０重量％、Ｃｒ：０．０２〜０．４重量％の少なくとも１種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなる鋼片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％及び／又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼片を初期鋼片厚が２５ｍｍ以上、仕上温度が７６０℃〜９２０℃、最終パス圧延速度が５００ｍｐｍ以上で熱間圧延を行い、その後、ランアウトテーブルにおける７００℃〜３５０℃の平均冷却速度が２５℃／秒以上で冷却を行い、さらに、３５０℃以下で巻取を行うことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用熱延高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
（４）化学成分として
Ｃ：０．０３〜０．２重量％、
Ｍｎ：０．５〜２．０重量％、
Ｐ≦０．０２％を含み、
さらに、Ｓｉ、Ａｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．０２重量％〜４．０重量％、Ｃｒ：０．０２〜０．４重量％の少なくとも１種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなる鋼片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％及び／又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼片を熱間圧延、酸洗、冷延し、その後、連続焼鈍するに際して、Ａｃ₁〜Ａｃ₃の温度範囲において、１０秒以上保持し、７００℃〜３５０℃の平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用冷延高強度鋼板の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明者らは種々の実験検討を重ねた結果、耐衝突安全性の向上には鋼の加工硬化指数を高めること（０．１３以上、好ましくは０．１６以上）が基本的に重要であり、降伏強さと加工硬化指数を特定範囲に制御することにより、優れた耐衝突安全性を達成できること、成形性の向上にはマルテンサイトの占積率と粒径を特定範囲に造り込むことが必要であることを見いだし、本発明に到ったのである。
【００１４】
以下にその要旨を述べる。
【００１５】
図１は部材の耐衝突安全性の指標となる動的エネルギー吸収量と、鋼板の加工硬化指数の関係を同一降伏強さクラスのものについて示すものである。鋼板の加工硬化指数の増大により部材の耐衝突安全性（動的エネルギー吸収量）が向上しており、部材の耐衝突安全性の指標として、同一降伏強さクラスであれば鋼板の加工硬化指数が妥当であることを示している。
【００１６】
さらに降伏強さが異なる場合には図２に示すように、降伏強さ×加工硬化指数を部材の耐衝突安全性の指標とすることができることを見いだした。
【００１７】
ただし、部材が成形加工時に歪を受けることを考慮して、加工硬化指数は歪５％〜１０％のｎ値で表現したが、動的エネルギー吸収量向上の観点からは、歪５％以下の加工硬化指数、歪１０％以上の加工硬化指数も高いことが好ましい。
【００１８】
部材の動的エネルギー吸収量は次のようにして求めた。すなわち、鋼板を図３、図４に示す部品形状（コ−ナ−Ｒ＝５ｍｍ）に成形し、先端径５．５ｍｍの電極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で３５ｍｍピッチでスポット溶接し、１７０℃×２０分の焼付塗装処理を行った後、約１５０ｋｇの落錘を約１０ｍの高さから落下させ、部材を長手方向に圧壊し、その際の荷重変位線図の面積から変位＝０〜１５０ｍｍの変形仕事を算出して、動的エネルギー吸収量とした。試験方法の模式図を図５に示す。
【００１９】
鋼板の加工硬化指数、降伏強さは次のようにして求めた。すなわち、鋼板をＪＩＳ−５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）に加工し、引張速度１０ｍｍ／分で引張試験し、降伏強さと加工硬化指数（歪５％〜１０％のｎ値）を求めた。
【００２０】
なお、用いた鋼板は板厚１．２ｍｍであり、Ｃ：０．０３〜０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜１．０重量％、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．０２重量％〜４．０重量％を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなるものである。
【００２１】
次に、本発明の鋼板ミクロ組織について詳述する。
【００２２】
マルテンサイトはその占積率を３％〜３０％とし、かつ、その平均結晶粒径を５μｍ以下とすることが必須要件である。
【００２３】
マルテンサイトは硬質であり、主に周囲のフェライトに可動転位を発生させることにより降伏比の低減や加工硬化指数の向上に寄与するが、上記規制を満たすことにより、鋼中に微細マルテンサイトを分散させることができ、その特性向上作用が鋼板全体に及ぶようになる。さらに鋼中に微細マルテンサイトが分散することにより硬いマルテンサイトの悪影響である穴拡げ比の劣化や引張強さ×全伸びの劣化を回避することができ、加工硬化指数≧０．１３かつ降伏比≦７５（％）かつ引張強さ×全伸び≧１８０００かつ穴拡げ比≧１．２を確実に達成することができるため、耐衝突安全性及び成形性を向上させることができる。
【００２４】
マルテンサイトの占積率が３％未満では、降伏比が高くなるとともに加工硬化指数が低下する。一方、マルテンサイトの占積率が３０％超では、降伏比が高くなるとともに加工硬化指数が低下し、さらに引張強さ×全伸びや穴拡げ比の劣化が起こる。
【００２５】
また、マルテンサイトはその占積率が３％〜３０％の範囲内にあっても、その平均結晶粒径が５μｍ超であると、鋼中にマルテンサイトを微細分散させることができないため、上記マルテンサイトの特性向上作用が局所的に留まるとともに逆に上記マルテンサイトの悪影響が強まり、上記諸特性を満たすことができなくなり、耐衝突安全性及び成形性の両立が不可能となる。
【００２６】
さらにフェライトを占積率で５０％以上（好ましくは７０％以上）含有させ、その平均結晶粒径（平均円相当径）を１０μｍ以下（好ましくは５μｍ以下）とし、マルテンサイトをフェライトに隣接させることが好ましい。これにより、マルテンサイトがフェライト地中に微細分散することが助けられるとともに、上記特性向上効果が局所的な影響に留まらず鋼板全体に及ぶ様、有効に作用し、上記マルテンサイトの悪影響を抑制するよう、好ましく作用する。
【００２７】
また、マルテンサイトやフェライト以外の残部組織はパーライト、ベイナイト、残留γ等の１種あるいは２種以上の組合せでよい。
【００２８】
次に、化学成分の規制値とその制限理由を説明する。
【００２９】
Ｃはマルテンサイトの確保のために、０．０３重量％以上添加するが、スポット溶接性不良による耐衝突安全性劣化を防止する観点から、その添加上限を０．２重量％以下とする。すなわち、耐衝突安全用の部材においてはスポット溶接が使用されることが多いが、０．２重量％を越えるＣを含有している場合、衝突時に接合部が容易に剥離を起こし、耐衝突安全用部材として用をなさなくなるのである。
【００３０】
Ｍｎはオーステナイトを安定化してマルテンサイトを確保する作用があるとともに強化元素である。上記観点から、Ｍｎの添加下限量は０．５重量％以上とする必要がある。ただし、過度に添加しても上記効果は飽和し、かえってフェライト変態抑制等の悪影響を生ずるため、添加上限量は２．０重量％以下とする。
【００３１】
Ｓｉ、Ａｌはマルテンサイトを生成させるために有用な元素であり、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制することにより、マルテンサイトを確保する作用があると同時に固溶強化作用と脱酸作用を有する。上記観点から、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計添加量の下限は０．０２重量％以上とする必要がある。ただし、過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計添加量の上限量は４．０重量％以下とする。
【００３２】
特に優れた表面性状が要求される場合は、Ｓｉ＜０．１重量％とすることにより、Ｓｉスケ−ルを回避するか、逆にＳｉ≧１．０重量％とすることにより、Ｓｉスケ−ルを全面に発生させ目立たなくすることが望ましい。
【００３３】
Ｐはマルテンサイトを生成させるために有用な元素であり、同時に固溶強化作用を有するが、特に優れた２次加工性、靭性、スポット溶接性、リサイクル性が要求される場合にはその含有量はＰ≦０．０２％とする。
【００３５】
Ｃｒはオーステナイトを安定化してマルテンサイトを確保する作用があるとともに強化元素である。上記観点から、その添加下限量は０．０２重量％以上とする必要がある。ただし、過度に添加しても上記効果は飽和し、かえってフェライト変態抑制等の悪影響を生ずるため、添加上限量は０．４重量％以下とする。
【００３６】
Ｃａは硫化物系介在物の形状制御（球状化）により、成形性（特に穴拡げ比）をより向上させるために０．０００５重量％以上添加するが、効果の飽和さらには介在物の増加による逆効果（穴拡げ比の劣化）の点からその上限を０．０１重量％とする。また、ＲＥＭも同様の理由からその添加量を０．００５〜０．０５重量％とする。
【００３７】
以上が本発明における成分の添加理由であるが、強度確保、細粒化を目的にＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏを１種または２種以上添加してもよい。ただし、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂはその添加量がそれぞれ０．２％を越えると本発明のミクロ組織を得ることが困難となるとともにコストが増大するため、上限を０．２％とすることが好ましい。Ｖ、Ｍｏはその添加量がそれぞれ１．０％を越えると本発明のミクロ組織を得ることが困難となるとともにコストが増大するため、上限を１．０％とすることが好ましい。
【００３８】
また、Ｃｕ、Ｎｉはミクロ組織に与える影響は少ないが、固溶硬化により成形性が損なわれる恐れがあるので、それぞれ１．０％以下にすることが好ましい。
【００３９】
Ｓは硫化物系介在物による成形性（特に穴拡げ比）、スポット溶接性の劣化防止の観点から、Ｓ≦０．０２％（好ましくは≦０．００３％）とすることが好ましい。
【００４０】
次に、熱延鋼板の製造条件規制値とその制限理由を説明する。
【００４１】
第１に、熱間圧延における仕上温度は７６０℃〜９２０℃とする。７６０℃未満では加工フェライトが生成し、加工硬化能及び成形性を劣化させる。９２０℃超ではフェライト占積率の低下やフェライトやマルテンサイトの平均円相当径の粗大化が起こるとともに、所望のマルテンサイト占積率を得ることが困難となる。
【００４２】
第２に、熱間圧延における初期鋼片厚は２５ｍｍ以上とする。なお、鋼片の製造に際しては一般的な連続鋳造のみならず、いわゆる薄肉連続鋳造の適用も可能である。また、熱延連続化技術（いわゆるエンドレス圧延）の適用も可能である。２５ｍｍ未満ではフェライト占積率の低下やフェライトやマルテンサイトの平均円相当径の粗大化が起こるとともに、所望のマルテンサイト占積率を得ることが困難となる。
【００４３】
第３に、熱間圧延における最終パス圧延速度は５００ｍｐｍ以上（好ましくは６００ｍｐｍ以上）とする。５００ｍｐｍ未満ではフェライト占積率の低下やフェライトやマルテンサイトの平均円相当径の粗大化が起こるとともに、所望のマルテンサイトを得ることが困難となる。
【００４４】
第４に、ホットランテーブルにおける冷却は７００〜３５０℃の平均冷却速度を２５℃／秒以上とする。２５℃／秒未満では所望のマルテンサイト占積率を得ることが困難となる。
【００４５】
７００℃超の冷却については特に規定しないが、フェライトやマルテンサイトの微細化やフェライト占積率の増大を狙って、▲１▼「仕上温度〜７５０℃の平均冷却速度を２５℃／秒以上とする」、▲２▼「７５０℃〜７００℃の平均冷却速度を２５℃／秒未満とする」を単独ないしは複合して行うことが好ましい。
【００４６】
第５に、巻取温度は３５０℃以下とする。３５０℃超では所望のマルテンサイト占積率を得ることが困難となる。
【００４７】
次に、冷延鋼板の製造条件規制値とその制限理由を説明する。
【００４８】
冷延鋼板を製造するに際しては、連続焼鈍条件が最も重要であり、熱延、酸洗、冷延の各製造条件には特に規制値を設けない。ただし、ミクロ組織の微細分散化の観点から、熱間圧延における最終パス圧延速度は５００ｍｐｍ以上（好ましくは６００ｍｐｍ以上）とすることが好ましい。また、焼鈍後に必要に応じ、調質圧延、電気めっき等を施しても良い。
【００４９】
以下に連続焼鈍条件規制値とその制限理由を説明する。
【００５０】
第１に、Ａｃ₁〜Ａｃ₃の温度範囲において、１０秒以上保持することが必要である。Ａｃ₁未満ではオ−ステナイトが生成しないため、その後、マルテンサイトを得る事ができず、Ａｃ₃超では粗大なオ−ステナイトの単相組織となるため、その後、所望のマルテンサイトの占積率とその平均粒径を得る事ができない。また、１０秒未満ではオ−ステナイトの生成量が不足するため、その後、所望のマルテンサイトを得る事ができない。なお、滞在時間の上限は設備の長大化、ミクロ組織の粗大化を避ける観点から、２００秒以下が好ましい。
【００５１】
第２に、７００℃〜３５０℃の平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることが必要である。１０℃／秒未満では所望のマルテンサイト占積率が得られない。その上限は特に設けるものではないが、冷却時の温度制御性から、３００℃／秒が好ましい。
【００５２】
【実施例】
表１に示す化学成分を有する鋼を鋳造して得た鋼片を用いて、鋼番１〜１５、２３、２４については、表２に示す製造条件で熱延鋼板を製造し、鋼番１６〜２１については、表２に示す製造条件で得られた熱延鋼板をさらに表３に示す製造条件により、冷延鋼板を製造した。
【００５３】
【表１】

【００５４】
【表２】

【００５５】
【表３】

得られた鋼板の最終製品板厚は鋼番１が１．２ｍｍ、鋼番２〜３、２３、２４が２．９ｍｍ、鋼番４が１．４ｍｍ、鋼番５が２．３ｍｍ、鋼番８が１．６ｍｍ、鋼番１０〜１５が１．８ｍｍ、鋼番１６〜２１が０．８ｍｍである。
【００５６】
本発明例が鋼番１〜１２、鋼番１６〜１７、鋼番２３、２４であり、比較例が鋼番１３〜１５、鋼番１８〜２１である。
【００５７】
なお、得られた鋼板のミクロ組織と機械的性質を表４に示す。
【００５８】
【表４】

本発明例では比較例を格段に越える優れた耐衝突安全性（加工硬化指数≧０．１３０、降伏強さ×加工硬化指数≧７０）と成形性（降伏比≦７５％、引張強さ×全伸び≧１８０００、穴拡げ比≧１．２０）を有する自動車用高強度鋼板が得られている。なお、本発明例はスポット溶接性もたがね試験において剥離破断がなく、良好であった。
【００５９】
ミクロ組織は以下の方法で評価した。
【００６０】
フェライト、マルテンサイト及び残部組織の同定、存在位置の観察、及び平均結晶粒径（平均円相当径）と占積率の測定はナイタ−ル試薬及び特開昭５９−２１９４７３に開示された試薬により鋼板圧延方向断面を腐食した倍率１０００倍の光学顕微鏡写真により行った。
【００６１】
特性評価は以下の方法で実施した。
【００６２】
引張試験はＪＩＳ５号（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を用い引張速度１０ｍｍ／分で実施し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、全伸び（Ｔ．Ｅｌ）、加工硬化指数（歪５％〜１０％のｎ値）を求め、ＹＳ×加工硬化指数、降伏比＝ＹＳ／ＴＳ×１００、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌを計算した。穴拡げ試験は、２０ｍｍの打ち抜き穴をバリのない面から３０度円錐ポンチで押し拡げ、クラックが板厚を貫通した時点での穴径（ｄ）と初期穴径（ｄ₀＝２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ／ｄ₀）を求めた。
【００６３】
スポット溶接性は鋼板板厚の平方根の５倍の先端径を有する電極によりチリ発生電流の０．９倍の電流で接合したスポット溶接試験片をたがねで破断させた時にいわゆる剥離破断を生じたら不適とした。
【００６４】
【発明の効果】
本発明により従来にない優れた耐衝突安全性と成形性を有する自動車用高強度鋼板を低コストかつ安定的に提供することが可能となったため、高強度鋼板の使用用途・使用条件が格段に広がり、工業上、経済上の効果は非常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼板の加工硬化指数と動的エネルギー吸収量との関係を示す図である。
【図２】鋼板の降伏強さ×加工硬化指数と動的エネルギー吸収量（Ｊ）との関係を示す図である。
【図３】衝撃圧壊試験方法に用いられる部品（ハットモデル）の概観図である。
【図４】試験片形状の断面図である
【図５】衝撃圧壊試験方法の模式図である。
【符号の説明】
１天板
２試験片
３スポット溶接
４落錘
５架台
６ショック・アブソーバー[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength steel for automobiles having excellent collision safety and formability intended mainly for use in structural members and reinforcing materials of automobiles and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
The application of high-strength steel has been expanded for the purpose of reducing the weight of automobiles against the background of automobile fuel efficiency regulations, but recently, regulations regarding crashworthiness safety assuming automobile accidents have been rapidly expanded and strengthened in Japan and overseas. There is a growing expectation for high-strength steel.
[0003]
However, conventional high-strength steel has been developed mainly for improving formability, and its application has been questioned from the viewpoint of crashworthiness safety. Japanese Patent Laid-Open No. 7-18372 is disclosed as a conventional technique related to a steel plate for automobiles having excellent crash resistance safety and a method for manufacturing the same, and it is proposed to increase the yield strength of the steel plate at a high strain rate as an index of crash resistance safety. However, since the members are distorted during molding and impact deformation, it is necessary to add work hardening to the yield strength as an index of impact resistance, and the prior art is insufficient.
[0004]
Further, when molding a collision safety member, excellent shape freezing property (yield ratio ≦ 75%), excellent overhanging property (tensile strength × total elongation ≧ 18000), and excellent stretch flangeability (hole expansion ratio ≧ 1. Although it is desired to combine 2), the reality is that there is no one that has both excellent collision safety and excellent moldability.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been devised to solve the above problems, and an object of the present invention is to provide a high-strength steel for automobiles having excellent collision safety and formability and a method for producing the same.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The present invention has been made to achieve the above object, and the means thereof is as follows.
[0009]
( 1 ) C: 0.03-0.2% by weight as a chemical component,
Mn: 0.5 to 2.0% by weight
Including P ≦ 0.02% ,
Further, the total amount of one or two of Si and Al includes at least one of 0.02 wt% to 4.0 wt%, Cr: 0.02 to 0.4 wt%, and the balance is Fe and inevitable components, in the microstructure of the steel sheet, the martensite space factor is 3% to 30%, the average grain size of the martensite is 5 μm or less, the ferrite space factor is 50% or more, And the average grain size of the ferrite is 10 μm or less, and the steel sheet has a work hardening index of 0.13 or more, yield strength × work hardening index of 70 or more, yield ratio of 75% or less, tensile strength × total A high-strength steel sheet for automobiles having excellent impact safety and formability, characterized by an elongation of 18000 or more and a hole expansion ratio of 1.2 or more.
[0010]
( 2 ) Collision safety and molding as described in ( 1 ) above, further comprising Ca: 0.0005-0.01 wt% and / or REM: 0.005-0.05 wt% High strength steel plate for automobiles with excellent properties.
[0011]
( 3 ) C: 0.03-0.2% by weight as a chemical component,
Mn: 0.5 to 2.0% by weight
P ≦ 0.02% is included, and the total amount of one or two of Si and Al is 0.02 wt% to 4.0 wt%, Cr: 0.02 to 0.4 wt% At least one kind is included, and the balance includes a steel piece composed of Fe and inevitable components, or further Ca: 0.0005 to 0.01% by weight and / or REM: 0.005 to 0.05% by weight. The steel slab is hot-rolled at an initial steel slab thickness of 25 mm or more, a finishing temperature of 760 ° C. to 920 ° C. and a final pass rolling speed of 500 mpm or more, and then an average cooling rate of 700 ° C. to 350 ° C. on the run-out table is 25. The hot rolling height for automobiles having excellent impact safety and formability as described in (1) or (2) above, wherein cooling is performed at a temperature of at least ° C / second and winding is performed at a temperature of not more than 350 ° C. A method for producing a strength steel plate.
[0012]
( 4 ) C: 0.03-0.2% by weight as a chemical component,
Mn: 0.5 to 2.0% by weight
Including P ≦ 0.02% ,
Further, the total amount of one or two of Si and Al includes at least one of 0.02 wt% to 4.0 wt%, Cr: 0.02 to 0.4 wt%, and the balance is A steel slab comprising Fe and inevitable components, or a steel slab further containing Ca: 0.0005 to 0.01% by weight and / or REM: 0.005 to 0.05% by weight is hot-rolled and pickled. In the case of cold rolling and subsequent continuous annealing, the temperature is maintained for 10 seconds or more in the temperature range of Ac _{1 to} Ac ₃ and the average cooling rate of 700 ° C. to 350 ° C. is set to 10 ° C./second or more. A method for producing a cold-rolled high-strength steel sheet for automobiles having excellent collision safety and formability as described in (1) or (2) above.
[0013]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As a result of repeated experiments by the inventors, it is basically important to increase the work hardening index of steel (0.13 or more, preferably 0.16 or more) in order to improve collision safety. In addition, by controlling the yield strength and work hardening index to a specific range, it is possible to achieve excellent collision safety, and to improve the formability, it is necessary to incorporate the martensite space factor and particle size within a specific range. As a result, the present invention has been reached.
[0014]
The summary is described below.
[0015]
FIG. 1 shows the relationship between the amount of dynamic energy absorption, which is an index of the crashworthiness safety of members, and the work hardening index of steel sheets for the same yield strength class. Collision resistance (dynamic energy absorption) of members has been improved by increasing the work hardening index of steel sheets, and the work hardening index of steel sheets has the same yield strength class as an index of the impact resistance safety of members. Is valid.
[0016]
Further, when the yield strength is different, it has been found that the yield strength × work hardening index can be used as an index of the collision safety of the member as shown in FIG.
[0017]
However, the work hardening index is expressed as an n value of 5% to 10% of strain in consideration of the fact that the member is subjected to strain during molding, but from the viewpoint of improving the dynamic energy absorption amount, the strain is 5% or less. It is preferable that the work hardening index and the work hardening index having a strain of 10% or more are also high.
[0018]
The amount of dynamic energy absorbed by the member was determined as follows. That is, the steel plate is formed into the part shape shown in FIGS. 3 and 4 (corner R = 5 mm), and spot welding is performed at a pitch of 35 mm at an electric current 0.9 times the dust generation current with an electrode having a tip diameter of 5.5 mm. After baking treatment at 170 ° C for 20 minutes, drop a weight of about 150 kg from a height of about 10 m, crush the member in the longitudinal direction, and move from the area of the load displacement diagram at that time The deformation work of 0 to 150 mm was calculated and used as the dynamic energy absorption amount. A schematic diagram of the test method is shown in FIG.
[0019]
The work hardening index and the yield strength of the steel sheet were determined as follows. That is, the steel sheet was processed into a JIS-5 test piece (mark distance: 50 mm, parallel part width: 25 mm), subjected to a tensile test at a tensile speed of 10 mm / min, yield strength and work hardening index (n of 5% to 10% strain). Value).
[0020]
The steel plate used had a thickness of 1.2 mm, C: 0.03 to 0.2% by weight, Mn: 0.5 to 1.0% by weight, one or two of Si and Al The total amount includes 0.02 wt% to 4.0 wt%, with the balance being Fe and inevitable components.
[0021]
Next, the steel sheet microstructure of the present invention will be described in detail.
[0022]
It is essential that martensite has a space factor of 3% to 30% and an average crystal grain size of 5 μm or less.
[0023]
Martensite is hard and contributes to the reduction of yield ratio and improvement of work hardening index by generating movable dislocations mainly in the surrounding ferrite, but by satisfying the above regulations, fine martensite is dispersed in steel. And the property improving action reaches the entire steel sheet. Furthermore, the fine martensite dispersed in the steel can prevent the deterioration of the hole expansion ratio and the tensile strength x total elongation, which are adverse effects of hard martensite, and the work hardening index ≧ 0.13 and the yield ratio. Since ≦ 75 (%), tensile strength × total elongation ≧ 18000, and hole expansion ratio ≧ 1.2 can be reliably achieved, collision safety and moldability can be improved.
[0024]
When the space factor of martensite is less than 3%, the yield ratio increases and the work hardening index decreases. On the other hand, if the space factor of martensite exceeds 30%, the yield ratio increases and the work hardening index decreases, and further, the tensile strength × total elongation and the hole expansion ratio deteriorate.
[0025]
In addition, even if the martensite is in the range of 3% to 30%, if the average crystal grain size is more than 5 μm, the martensite cannot be finely dispersed in the steel. The martensite property improving action stays locally and conversely, the martensite is adversely affected, and the various properties cannot be satisfied, making it impossible to achieve both collision safety and moldability.
[0026]
Further, ferrite should be contained in a space factor of 50% or more (preferably 70% or more), its average crystal grain size (average equivalent circle diameter) should be 10 μm or less (preferably 5 μm or less), and martensite should be adjacent to ferrite. Is preferred. This helps martensite to be finely dispersed in the ferrite ground, and also effectively works so that the above-mentioned property improvement effect extends not only to the local effect but also to the entire steel sheet, and suppresses the adverse effect of the above-mentioned martensite. Preferably works.
[0027]
Further, the remaining structure other than martensite and ferrite may be one kind or a combination of two or more kinds such as pearlite, bainite and residual γ.
[0028]
Next, the regulation value of chemical components and the reason for the limitation will be described.
[0029]
C is added in an amount of 0.03% by weight or more in order to secure martensite. However, the upper limit of addition is set to 0.2% by weight or less from the viewpoint of preventing collision safety deterioration due to poor spot weldability. That is, spot welding is often used for collision-resistant safety members. However, when C content exceeds 0.2% by weight, the joint easily peels off at the time of collision, and collision-resistant safety is achieved. It is no longer used as a member.
[0030]
Mn is a strengthening element while stabilizing austenite and ensuring martensite. From the above viewpoint, the lower limit amount of Mn needs to be 0.5% by weight or more. However, even if added excessively, the above effects are saturated and adverse effects such as suppression of ferrite transformation are caused. Therefore, the upper limit of addition is made 2.0% by weight or less.
[0031]
Si and Al are elements that are useful for generating martensite. By promoting the formation of ferrite and suppressing the formation of carbides, they have the effect of securing martensite and at the same time, strengthening solid solution and deoxidizing. Has an effect. From the above viewpoint, the lower limit of the total addition amount of one or two of Si and Al needs to be 0.02% by weight or more. However, even if added excessively, the above effect is saturated and the steel is embrittled, so the upper limit of the total amount of one or two of Si and Al is 4.0 wt% or less.
[0032]
When particularly excellent surface properties are required, Si scale is avoided by setting Si <0.1% by weight, or conversely, Si scale by avoiding Si ≧ 1.0% by weight. It is desirable to make it appear inconspicuous on the entire surface.
[0033]
P is an element useful for generating martensite, and at the same time has a solid solution strengthening action, but its content is particularly required when excellent secondary workability, toughness, spot weldability, and recyclability are required. Is P ≦ 0.02%.
[0035]
Cr has a function of stabilizing austenite and securing martensite and is a strengthening element. From the above viewpoint, the lower limit of addition needs to be 0.02% by weight or more. However, even if added excessively, the above effect is saturated, and adverse effects such as suppression of ferrite transformation are caused. Therefore, the upper limit of addition is made 0.4 % by weight or less.
[0036]
Ca is added in an amount of 0.0005% by weight or more in order to further improve the formability (particularly the hole expansion ratio) by controlling the shape (spheroidization) of sulfide inclusions, but due to saturation of the effect and increase in inclusions. The upper limit is made 0.01% by weight from the standpoint of adverse effect (deterioration of hole expansion ratio). Further, REM is added in an amount of 0.005 to 0.05% by weight for the same reason.
[0037]
The above is the reason for the addition of the components in the present invention, but Nb, Ti, V, B, and Mo may be added singly or in combination for the purpose of securing strength and reducing the size. However, it is difficult to obtain the microstructure of the present invention when the amount of Nb, Ti, and B exceeds 0.2%, respectively, and the cost increases. Therefore, the upper limit is preferably 0.2%. . If the addition amount of V and Mo exceeds 1.0%, respectively, it becomes difficult to obtain the microstructure of the present invention and the cost increases. Therefore, the upper limit is preferably made 1.0%.
[0038]
Moreover, although Cu and Ni have little influence on the microstructure, since there is a possibility that formability may be impaired by solid solution hardening, it is preferable to make each 1.0% or less.
[0039]
S is preferably made S ≦ 0.02% (preferably ≦ 0.003%) from the viewpoints of formability (especially hole expansion ratio) due to sulfide inclusions and prevention of deterioration of spot weldability.
[0040]
Next, the manufacturing condition regulation value of a hot-rolled steel sheet and the reason for the limitation will be described.
[0041]
1stly, the finishing temperature in hot rolling shall be 760 degreeC-920 degreeC. If it is less than 760 degreeC, a process ferrite will produce | generate and work hardening ability and a moldability will deteriorate. If it exceeds 920 ° C., the ferrite space factor will decrease and the average equivalent circular diameter of ferrite and martensite will increase, and it will be difficult to obtain the desired martensite space factor.
[0042]
Second, the initial billet thickness in hot rolling is 25 mm or more. In addition, when manufacturing a steel slab, not only general continuous casting but also so-called thin continuous casting can be applied. Further, it is possible to apply a hot rolling continuous technique (so-called endless rolling). If it is less than 25 mm, the ferrite space factor will decrease and the average equivalent circular diameter of ferrite and martensite will increase, and it will be difficult to obtain the desired martensite space factor.
[0043]
Third, the final pass rolling speed in the hot rolling is 500 mpm or more (preferably 600 mpm or more). If it is less than 500 mpm, the ferrite space factor will decrease and the average equivalent circular diameter of ferrite and martensite will increase, and it will be difficult to obtain the desired martensite.
[0044]
Fourth, the cooling in the hot run table is performed at an average cooling rate of 700 to 350 ° C. at 25 ° C./second or more. If it is less than 25 ° C./second, it becomes difficult to obtain a desired martensite space factor.
[0045]
Cooling above 700 ° C is not specified, but aiming to refine ferrite and martensite and increase ferrite space factor, (1) “Average cooling rate from finishing temperature to 750 ° C is 25 ° C / second or more. It is preferable to perform “Yes” and “2” “Making the average cooling rate between 750 ° C. and 700 ° C. less than 25 ° C./second” alone or in combination.
[0046]
Fifth, the coiling temperature is 350 ° C. or lower. If it exceeds 350 ° C., it is difficult to obtain a desired martensite space factor.
[0047]
Next, the manufacturing condition regulation value of the cold rolled steel sheet and the reason for the limitation will be described.
[0048]
When manufacturing a cold-rolled steel sheet, continuous annealing conditions are the most important, and there are no specific regulation values for the hot-rolling, pickling, and cold-rolling manufacturing conditions. However, from the viewpoint of fine dispersion of the microstructure, the final pass rolling speed in the hot rolling is preferably 500 mpm or more (preferably 600 mpm or more). Moreover, you may perform temper rolling, electroplating, etc. as needed after annealing.
[0049]
The continuous annealing condition regulation value and the limitation reason will be described below.
[0050]
First, in the temperature range of Ac ₁ to Ac _3, it is necessary to hold at least 10 seconds. If less than Ac ₁ , austenite is not formed, so that martensite cannot be obtained thereafter, and if it exceeds Ac ₃ , a coarse austenite single-phase structure is formed. And the average particle size cannot be obtained. Also, if it is less than 10 seconds, the amount of austenite produced is insufficient, and hence desired martensite cannot be obtained thereafter. The upper limit of the staying time is preferably 200 seconds or less from the viewpoint of avoiding the lengthening of the equipment and the coarsening of the microstructure.
[0051]
Second, it is necessary to set the average cooling rate of 700 ° C. to 350 ° C. to 10 ° C./second or more. If it is less than 10 ° C / second, a desired martensite space factor cannot be obtained. The upper limit is not particularly provided, but 300 ° C./second is preferable from the viewpoint of temperature controllability during cooling.
[0052]
【Example】
Using steel slabs obtained by casting steel having chemical components shown in Table 1, hot rolled steel sheets were produced under the production conditions shown in Table 2 for steel numbers 1 to 15, 23 , and 24 , and steel number 16 About ~ 21, the cold-rolled steel plate was manufactured on the hot-rolled steel sheet obtained on the manufacturing conditions shown in Table 2 on the manufacturing conditions further shown in Table 3.
[0053]
[Table 1]

[0054]
[Table 2]

[0055]
[Table 3]

The final product thickness of the obtained steel plate is as follows: Steel No. 1 is 1.2 mm, Steel Nos. 2-3, 23 and 24 are 2.9 mm, Steel No. 4 is 1.4 mm, Steel No. 5 is 2.3 mm, Steel No. 8 is 1.6 mm, steel numbers 10 to 15 are 1.8 mm, and steel numbers 16 to 21 are 0.8 mm.
[0056]
Examples of the present invention are steel numbers 1 to 12, steel numbers 16 to 17, and steel numbers 23 and 24 , and comparative examples are steel numbers 13 to 15 and steel numbers 18 to 21.
[0057]
Table 4 shows the microstructure and mechanical properties of the obtained steel sheet.
[0058]
[Table 4]

In the examples of the present invention, excellent collision safety (work hardening index ≧ 0.130, yield strength × work hardening index ≧ 70) and formability (yield ratio ≦ 75%, tensile strength × total) exceeding the comparative example. A high-strength steel sheet for automobiles having an elongation ≧ 18000 and a hole expansion ratio ≧ 1.20) has been obtained. In addition, the example of the present invention was good with no spot breakage in the spot weldability test.
[0059]
The microstructure was evaluated by the following method.
[0060]
Identification of ferrite, martensite, and remaining structure, observation of existing positions, and measurement of average crystal grain size (average equivalent circle diameter) and space factor were performed using a Nital reagent and a reagent disclosed in JP-A-59-219473. It was carried out by an optical micrograph at a magnification of 1000 times in which the cross section in the steel sheet rolling direction was corroded.
[0061]
The characteristic evaluation was performed by the following method.
[0062]
The tensile test was carried out using JIS No. 5 (standard distance: 50 mm, parallel part width: 25 mm) at a tensile speed of 10 mm / min, tensile strength (TS), yield strength (YS), total elongation (T.El), processing. The hardening index (n value of 5% to 10% strain) was determined, and YS × work hardening index, yield ratio = YS / TS × 100, TS × T. El was calculated. In the hole expansion test, a 20 mm punched hole was expanded from a surface without a burr with a 30-degree conical punch, and the hole diameter (d) when the crack penetrated the plate thickness and the initial hole diameter (d ₀ = 20 mm) The hole expansion ratio (d / d ₀ ) was determined.
[0063]
Spot weldability causes so-called peeling fracture when spot welding specimens joined with an electrode having a tip diameter 5 times the square root of the steel plate thickness at a current 0.9 times the dust generation current are broken with chisel. Inappropriate.
[0064]
【The invention's effect】
According to the present invention, it has become possible to stably provide a high-strength steel sheet for automobiles having unprecedented superior collision safety and formability at a low cost, and the usage and conditions of use of the high-strength steel sheet are markedly increased. Spread, industrial and economic effects are very large.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a relationship between a work hardening index of a steel sheet and a dynamic energy absorption amount.
FIG. 2 is a diagram showing the relationship between yield strength × work hardening index and dynamic energy absorption (J) of a steel sheet.
FIG. 3 is a schematic view of a part (hat model) used in an impact crushing test method.
FIG. 4 is a cross-sectional view of the shape of a test piece. FIG. 5 is a schematic diagram of an impact crush test method.
[Explanation of symbols]
1 Top plate 2 Test piece 3 Spot welding 4 Drop weight 5 Base 6 Shock absorber

Claims

C: 0.03-0.2% by weight as a chemical component,
Mn: 0.5 to 2.0% by weight
Including P ≦ 0.02% ,
Further, the total amount of one or two of Si and Al includes at least one of 0.02 wt% to 4.0 wt%, Cr: 0.02 to 0.4 wt%, and the balance is Fe and inevitable components, in the microstructure of the steel sheet, the martensite space factor is 3% to 30%, the average grain size of the martensite is 5 μm or less, the ferrite space factor is 50% or more, And the average grain size of the ferrite is 10 μm or less, and the steel sheet has a work hardening index of 0.13 or more, yield strength × work hardening index of 70 or more, yield ratio of 75% or less, tensile strength × total A high-strength steel sheet for automobiles having excellent impact safety and formability, characterized by an elongation of 18000 or more and a hole expansion ratio of 1.2 or more.

Furthermore, Ca: 0.0005 to 0.01% by weight and / or REM: 0.005 to 0.05% by weight are included, which is excellent in collision safety and moldability according to claim 1 . High strength steel plate for automobiles.

C: 0.03-0.2% by weight as a chemical component,
Mn: 0.5 to 2.0% by weight
P ≦ 0.02% is included, and the total amount of one or two of Si and Al is 0.02 wt% to 4.0 wt%, Cr: 0.02 to 0.4 wt% At least one kind is included, and the balance includes a steel piece composed of Fe and inevitable components, or further Ca: 0.0005 to 0.01% by weight and / or REM: 0.005 to 0.05% by weight. The steel slab is hot-rolled at an initial steel slab thickness of 25 mm or more, a finishing temperature of 760 ° C. to 920 ° C. and a final pass rolling speed of 500 mpm or more, and then an average cooling rate of 700 ° C. to 350 ° C. on the run-out table is 25. The hot rolled high-strength steel sheet for automobiles having excellent collision safety and formability according to claim 1 or 2 , wherein cooling is performed at a temperature of at least ° C / second, and further winding is performed at a temperature of 350 ° C or less. Production method.

C: 0.03-0.2% by weight as a chemical component,
Mn: 0.5 to 2.0% by weight
Including P ≦ 0.02% ,
Further, the total amount of one or two of Si and Al includes at least one of 0.02 wt% to 4.0 wt%, Cr: 0.02 to 0.4 wt%, and the balance is A steel slab comprising Fe and inevitable components, or a steel slab further containing Ca: 0.0005 to 0.01% by weight and / or REM: 0.005 to 0.05% by weight is hot-rolled and pickled. In the case of cold rolling and subsequent continuous annealing, the temperature is maintained for 10 seconds or more in the temperature range of Ac _{1 to} Ac ₃ and the average cooling rate of 700 ° C. to 350 ° C. is set to 10 ° C./second or more. The manufacturing method of the cold rolled high strength steel plate for motor vehicles excellent in the collision-resistant safety | security and formability of Claim 1 or 2 .