JP4280078B2

JP4280078B2 - High-strength cold-rolled steel sheet and plated steel sheet excellent in deep drawability, steel pipes excellent in workability, and production methods thereof

Info

Publication number: JP4280078B2
Application number: JP2003016432A
Authority: JP
Inventors: 謙木村; 直樹吉永; 学高橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-01-24
Filing date: 2003-01-24
Publication date: 2009-06-17
Anticipated expiration: 2023-01-24
Also published as: JP2004225132A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば、自動車のパネル類、足廻り、メンバー、フレームなどに用いられる鋼板と鋼管、及び、その製造方法に関するものである。
【０００２】
本発明の鋼板は、表面処理をしない冷延鋼板と、防錆のために溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施したものの両方を含む。亜鉛めっきとは、純亜鉛のほか、主成分が亜鉛である合金のめっきも含む。また、本発明の鋼管はハイドロフォーム成形用の鋼管素材としても好適である。
【０００３】
本発明によれば、成形性に優れた高強度鋼板と鋼管を安価に得ることができるため、地球環境保全に貢献し得るものと考えられる。
【０００４】
【従来の技術】
自動車の軽量化ニーズに伴い、鋼板の高強度化が望まれている。鋼板を高強度化することで、板厚減少による軽量化や衝突時の安全性向上が可能となる。
【０００５】
しかしながら、高強度で成形性特に深絞り性が優れた鋼板を得ようとすると、従来では、例えば、特許文献１に開示されているように、Ｃ量を著しく減じた極低炭素アルミキルド鋼にＳｉ、Ｍｎ、Ｐなどを添加して強化することが必須であった。
【０００６】
Ｃ量を低減するためには製鋼工程で真空脱ガスを行わねばならず、製造過程でＣＯ₂を多量に発生することになり、地球環境保全の観点で必ずしも最良なものとは言い難い。
【０００７】
これに対して、Ｃ量が比較的多く、かつ深絞り性の良好な鋼板についても開示されている。例えば、特許文献２、３などに開示されている。しかしながら、これらはアルミキルド鋼の箱焼鈍が前提となっており、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっきプロセスなどに比較すると生産性に劣る。
【０００８】
また、箱焼鈍では、高温焼鈍が困難であること、また、一般に強制冷却装置が備わっていないのでオーステナイト相やマルテンサイト相などを得ることが困難で、組織強化を活用しにくい。したがって、合金添加量の割には強度が低い点も問題である。
【０００９】
Ａｌ量に関しては、特許文献１及び特許文献２に開示された発明は、いずれも、ＮをＡｌＮとして固定するために、０．０２％以上添加することを必須とするものである。
【００１０】
また、特許文献３に記載された発明は、Ａｌを０．００５〜０．１００％含有するものであるが、その目的は、特許文献１、２開示の発明と同様に、ＮをＡｌＮとして固定するためであり、Ａｌ量を０．００８％未満としてＡｌＮの析出を抑制して、Ｂ添加によりｒ値の向上を図るという本発明の技術的思想とは何れも異なる。
【００１１】
【特許文献１】
特開昭５６−１３９６５４号公報
【特許文献２】
特公昭５７−４７７４６号公報
【特許文献３】
特公平１−３７４５６号公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、Ｃ量の比較的多い鋼において、成形性の良好な高強度鋼板と鋼管を高いコストをかけることなく、また、地球環境に過度の負荷をかけることなく，良好な深絞り性を有する鋼板、及び、良好な加工性を有する鋼管、並びに、それらの製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記のような課題を解決すべく鋭意検討を進めたところ、Ｃ量が比較的多くても深絞り性の良好な鋼板、鋼管を得ることが可能であることを発見した。しかも従来のような箱焼鈍プロセスに頼る必要もない。
【００１４】
すなわち、Ａｌを低減してＢ及びＮを微量添加した鋼種を用いることにより、最終焼鈍を生産性の良い連続ラインで実施しても、冷延焼鈍後の深絞り性を向上させることが可能であることを見出したものである。
【００１５】
この理由は必ずしも明らかではないが、次のように考えられる。
【００１６】
一般にＣ量の比較的多い鋼では、冷延時にせん断歪が導入されやすい。このため、これを焼鈍すると、せん断歪の多い箇所から優先的に再結晶が生じる。このとき、再結晶粒の結晶方位は深絞り性に好ましくない場合が多く、このためＣ量が多い鋼では、ｒ値が１．０以下となってしまうものと考えられる。
【００１７】
Ａｌを低減してＢ及びＮを微量添加すれば、再結晶初期の深絞り成形に好ましくない方位の核生成及び成長を抑制し、深絞り成形に好ましい方位の再結晶粒の核生成及び成長を促すものと考えられる。
【００１８】
本発明の要旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．２５％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１５％、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１０％、Ａｌ：０．００８％未満、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を満たす範囲で含有し、Ｍｎ及びＣを、Ｍｎ＋１１×Ｃ＞１．５を満たす範囲で含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライトの１種又は２種以上を体積率で２％以上含有し、鋼板１／２板厚における板面の｛１１１｝、及び、｛１００｝のＸ線反射面ランダム強度比が、それぞれ、２．０以上、及び、３．０以下であり、平均ｒ値が１．１以上であり、圧延方向に対して直角方向のｒ値をｒＣ、圧延方向のｒ値をｒＬとしたときに、ｒＣ≧ｒＬであることを特徴とする深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
【００２３】
（２）Ｎｂを０．００１〜０．２質量％含むことを特徴とする前記（１）に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
【００２４】
（３）Ｍｏを０．００１〜２．５質量％含むことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板。
【００２６】
（４）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法であって、前記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学成分を有し、かつ、少なくとも板厚の１／４〜３／４においては、ベイナイト相及びマルテンサイト相のうち１種又は２種の体積率が合計で７０％以上である組織を有する熱延鋼板に、圧下率２５％以上９５％以下の冷間圧延を施し、再結晶温度以上１０００℃以下で連続焼鈍することを特徴する深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２７】
（５）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法であって、前記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学成分を有する鋼を熱間圧延し、（Ａｒ３−５０）℃以上で熱間圧延を完了し、熱延仕上げ温度から５５０℃までを平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却し、５５０℃以下の温度で巻き取り、次いで、圧下率２５％以上９５％以下の冷間圧延を施し、再結晶温度以上１０００℃以下で連続焼鈍することを特徴する深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００２８】
（６）前記（４）又は（５）に記載の連続焼鈍に引き続き、亜鉛めっきを施すことを特徴とする深絞り性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２９】
（７）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板からなる鋼管であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼管。
【００３０】
（８）前記（４）〜（６）のいずれかに記載の深絞り性に優れた高強度冷延鋼板又は高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法にしたがって製造した鋼板を接合して鋼管とすることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼管の製造方法。
にある。
【００３１】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
【００３２】
Ｃ：高強度化と良成形性を両立させるのに有効な元素であるため、積極的に添加する。０．０２５質量％以上の添加とするが、良好なｒ値や溶接性を得るためには過度の添加は好ましいものではなく、上限を０．２５質量％とする。０．０５〜０．１７質量％が望ましい範囲である。より好ましくは、０．０８〜０．１６質量％である。
【００３３】
Ｓｉ：安価に機械的強度を高めることが可能であり、要求される強度レベルに応じて添加する。また、Ｓｉは熱延板中に存在する炭化物の量を低減したり、炭化物の大きさを微細にすることを通じて、ｒ値を高める効果を有する。
【００３４】
一方で、過剰の添加は、メッキのぬれ性や加工性の劣化を招くだけでなく、熱延板組織の主相をベイナイトやマルテンサイトとすることが困難となるので、上限を３．０質量％とし、２．５質量％以下とすることが好ましい。
【００３５】
下限を０．００１％としたのは、これ未満とするのが製鋼技術上困難なためである。ｒ値を向上せしめる観点からは、０．４〜２．３質量％が、より好ましい範囲である。
【００３６】
Ｍｎ：高強度化に有効であるばかりでなく、熱延組織をベイナイトやマルテンサイトを主相とする組織とするのに有効な元素である。一方で、過度の添加は、ｒ値を劣化させるので、３．０質量％を上限とする。０．０１質量％未満にするには製鋼コストが上昇し、また、Ｓに起因する熱間圧延割れを誘発するので、０．０１質量％を下限とする。０．８〜２．４質量％が良好な深絞り性を得るために好ましい範囲である。
【００３７】
Ｐ：高強度化に有効な元素であるので、０．００１質量％以上添加する。０．１５質量％超を添加すると、溶接性や溶接部の疲労強度、さらには耐２次加工脆性が劣化するので、０．１５質量％を上限とする。好ましくは０．０６質量％が上限である。また、特に良好な溶接部の疲労強度が求められる場合には、０．０１５質量％が上限となる。
【００３８】
Ｓ：不純物であり、低いほど好ましく、熱間割れを防止するために、０．０５質量％以下とし、０．０３質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１５質量％以下である。また、Ｍｎ量との関係において、Ｍｎ／Ｓ＞１０であることが好ましい。
【００３９】
Ｎ：Ｂと結合して再結晶初期の核生成及び成長を制御する重要な元素である。多すぎると熱延時に析出して、再結晶初期段階での結晶方位制御作用が損なわれ、さらには耐常温時効性を劣化させるため、上限を０．０１０質量％とする。
【００４０】
また、Ｎを０．０００５質量％未満とすると、前述の結晶方位制御が困難となるばかりか、製鋼コストの大幅な増加を招くため、０．０００５質量％を下限とする。０．００１５〜０．００５０質量％が、深絞り性に対してより好ましい範囲である。
【００４１】
Ａｌ：Ａｌの成分範囲は本発明の特徴である。すなわち、本発明においては、Ａｌを添加しないか、もしくは、含有量を極微量にとどめることが、良加工性を得るためには極めて重要であることを見出した。
【００４２】
この理由は定かではないが、Ａｌ量が多すぎるとＮと結合してＡｌＮが析出して、後述のＢの効果を抑制するためと考えられる。
【００４３】
Ａｌは、通常、脱酸元素として用いられるが、前述の理由により、加工性を低下させたり、また、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）クラスター起因のキズが発生しやすくなり、これを抑制するためには、Ａｌを極力低減することが好ましく、上限を０．００８質量％未満とする。
【００４４】
また、下限は特に規定はしないが、精錬時に不可避的に混入するレベルを考慮し、０．０００１質量％とすることが好ましい。加工性及び安定製造性の点で、好ましい上限は０．００５質量％未満である。
【００４５】
Ｂ：Ｂは、本発明において重要な元素であり、焼鈍時の加熱速度や冷間圧延率等の製造条件によらず安定的に良好なｒ値を得るために、０．０００５質量％以上添加する。ただし、過度に添加すると加工性を低下させたり、再結晶温度の高温化を招くため、上限を０．０１０質量％とする。好ましくは０．０００８〜０．００３５質量％である。
【００４６】
本発明の鋼板の組織は、以下のとおりである。すなわち、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライトの１種又は２種以上を、合計で、少なくとも２％含有する組織であることが好ましい。５％以上がさらに好ましい。残部はフェライトで構成されることが望ましい。ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライトは、鋼の機械的強度を高めるのに有効だからである。
【００４７】
また、よく知られているように、ベイナイトはバーリング加工性や穴広げ性を向上させ、オーステナイトはｎ値や伸びを向上させ、マルテンサイトはＹＲ（降伏強度／引張強度）を低くする効果を有するので、製品板に対する要求特性に応じて、適宜、上記の各相の体積率を変化させればよい。
【００４８】
ただし、その体積率が２％未満では、あまり明確な効果が期待できない。例えば、バーリング特性を向上させるためには、９０％以上のベイナイトと１０％以下のフェライトからなる組織が好ましく、また、伸びを向上させるためには、５％以上の残留オーステナイトと９５％以下のフェライトからなる組織が好ましい。
【００４９】
なお、ここでのベイナイトとは、上部ベイナイトや下部ベイナイトのほか、アシキュラーフェライトやベイニティックフェライトを含む。パ−ライトは、特に加工性を向上させるものではないが、不可避的に得られる場合があり、また、箱焼鈍をして得られる炭化物と区別する意味であえて規定した。組織を判定する際には、析出物や炭化物は除外することとする。
【００５０】
組織の体積率は、光学顕微鏡組織より、任意の５００点を選択して組織を判断する、いわゆるポイントカウント法で測定することが好ましい。但し、オーステナイトについては、組織からの判断が困難であるため、Ｘ線回折により結晶構造から判断することが好ましい。
【００５１】
本発明によって得られる鋼板の平均ｒ値は１．１以上である。より好ましくは、平均ｒ値が、１．２超である。なお、平均ｒ値は、（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４で与えられる。ここで、ｒＬは圧延方向のｒ値、ｒＤは圧延方向と４５度のｒ値、ｒＣは圧延方向に対して直角方向のｒ値である。
【００５２】
ｒ値は、ＪＩＳ１３号Ｂ又はＪＩＳ５号Ｂ試験片を用いた引張試験を行い、１０％又は１５％引張後の標点間距離の変化と板幅変化からｒ値の定義にしたがって算出すればよい。均一伸びが１０％に満たない場合には、３％以上で均一伸び以下の引張変形を与えて評価すればよい。
【００５３】
また、一般的にＬ方向に比べてＣ方向の加工性が悪いが、ｒＣ≧ｒＬであれば、加工性の異方性を低減できるため、好ましい。
【００５４】
Ｍｎ量及びＣ量は、Ｍｎ＋１１×Ｃ＞１．５を満たすように含有することが好ましい。この条件を満足することで、熱延組織をベイナイトやマルテンサイトを主相とする組織にしやすいためである。より好ましくは、Ｍｎ＋１１×Ｃ＞２．０である。
【００５５】
本発明によって得られる鋼板は、少なくとも板厚中心における板面のＸ線反射面ランダム強度比が、｛１１１｝面、及び、｛１００｝面について、それぞれ、２．０以上、及び３．０以下であることが好ましい。より好ましくは、それぞれ、２．０以上、及び、２．０以下である。
【００５６】
ランダム強度比とは、ランダムサンプルのＸ線強度を基準としたときの相対的な強度である。板厚中心とは、板厚の３／８〜５／８の範囲を指し、測定は、この範囲の任意の面で行えばよい。級数展開法によって計算された３次元集合組織のφ２＝４５°断面上の（１１１）［１−１０］、（１１１）［１−２１］、及び、（５５４）［−２−２５］の強度は、それぞれ、２．０以上、２．５以上、及び、２．５以上であることが望ましい。
【００５７】
なお、本発明においては、｛１１０｝面のＸ線強度が０．１以上となる場合があり、このとき、上記のφ２＝４５°断面において（１１０）［００１］の強度が１．０以上となることがある。このためｒＣがｒＬに対して大きくなることが多い。
【００５８】
Ｚｒ、Ｃｅ及びＭｇは脱酸元素として有効である。一方、過剰の添加は、酸化物、硫化物や窒化物の多量の晶出や析出を招き、清浄度が劣化して、延性を低下させてしまう上、メッキ性を損なう。したがって、必要に応じて、これらの１種又は２種以上の合計を、０．０００１〜０．５質量％添加することが好ましい。
【００５９】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖも必要に応じて添加する。これらは、Ｂと同様に、熱延組織をベイナイトやマルテンサイト組織とすることを介してｒ値を向上させるほか、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼材を高強度化したり、穴広げ性などの加工性を向上するのにも有効であるので、これらの１種又は２種以上を、合計で０．００１質量％以上添加する。
【００６０】
その合計が０．２質量％を越えた場合には、母相であるフェライト粒内もしくは粒界に、多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出して、延性を低下させることから、添加範囲を０．００１〜０．２質量％とする。より好ましくは０．０１〜０．０３質量％である。
【００６１】
Ｓｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｍｏは強化元素であり、必要に応じて、これらの１種又は２種以上を、合計で、必要に応じて、０．００１質量％以上添加する。過剰の添加は、コストアップや延性の低下を招くことから、２．５質量％以下とした。
【００６２】
Ｃａ：介在物制御のほか脱酸に有効な元素で、適量の添加は熱間加工性を向上させるが、過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるため、必要に応じて、０．０００１〜０．０１質量％添加する。
【００６３】
また、不可避的不純物として、Ｏ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂなどを、それぞれ、０．０２質量％以下の範囲で含んでも、本発明の効果を失するものではない。
【００６４】
冷間圧延に供する熱延板の組織は、少なくとも板厚１／４〜３／４の範囲においては、ベイナイト相及びマルテンサイト相の１種又は２種の体積率を、合計で７０％以上とすることが好ましい。
【００６５】
これによって、成分によって達成されるｒ値の向上効果を助長できる。上記体積率は８０％以上が好ましく、９０％で以上であればさらに好ましい。また、板厚の全範囲にわたってこのような組織を有することが好ましいことは言うまでもない。
【００６６】
熱延組織をベイナイトやマルテンサイトとすることが冷延焼鈍後の深絞り性を向上させる理由は、必ずしも明らかではないが、熱延板における炭化物を微細にすること、さらには、結晶粒径を微細にする効果によるものと推測される。
【００６７】
なお、ここでのベイナイトとは、上部ベイナイトや下部ベイナイトのほか、アシキュラーフェライトやベイニティックフェライトを含む。炭化物を微細化する観点からは、上部ベイナイトよりも下部ベイナイトの方が好ましいことは言うまでもない。
【００６８】
また、最終組織である冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板のベイナイトも上部ベイナイトや下部ベイナイトのほか、アシキュラーフェライトやベイニティックフェライトを含むものとする。
【００６９】
製造にあたっては、高炉、転炉、電炉等による溶製に続き、各種の２次製錬を行い、インゴット鋳造や連続鋳造を行い、連続鋳造の場合には、室温付近まで冷却することなく熱間圧延するＣＣ−ＤＲなどの製造方法を組み合わせて製造してもかまわない。鋳造インゴットや鋳造スラブを再加熱して熱間圧延を行っても良いのは言うまでもない。
【００７０】
熱間圧延の加熱温度は特に限定するものではないが、後述する仕上げ温度を確保するためには、１１００℃以上とすることが好ましい。
【００７１】
熱間圧延の１パス以上について潤滑を施しても良い。また、粗圧延バーを互いに接合し、連続的に仕上げ熱延を行っても良い。粗圧延バーは一度巻き取って再度巻き戻してから仕上げ熱延に供してもかまわない。
【００７２】
熱延の仕上げ温度は、（Ａr3−５０）℃以上で行うことが好ましい。さらに好ましくはＡr3変態温度以上である。熱延仕上げ温度がこれよりも低いと、熱延組織をベイナイトやマルテンサイトとすることが困難となる。仕上温度の上限は特に限定しないが、均一な熱延組織を得るためには、１０００℃以下とすることが好ましい。
【００７３】
熱延後の冷却速度は、５５０℃までを平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。このことによって熱延組織がベイナイトやマルテンサイトを主体とした組織が得られる。一方、平均冷却速度の上限は特に限定しないが、現存する設備の能力を考慮すると、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００７４】
巻取温度は５５０℃以下とするのが好ましい。さらに好ましくは、４００℃以下である。熱延板をベイナイトやマルテンサイトが主相の組織とし、粗大な炭化物の析出を抑制することで、冷延焼鈍後に良好なｒ値を得るためである。一方、巻取温度の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、固溶Ｃを低減する観点から２００℃以上とすることが好ましい。
【００７５】
熱間圧延後は酸洗することが望ましい。
【００７６】
熱延後の冷間圧延における圧下率は、２５〜９５％とすることが好ましい。冷延率が２５％未満又は９５％超であると、ｒ値が低くなるので，２５〜９５％に限定する。３５〜７０％がより好ましい範囲である。
【００７７】
焼鈍温度は、再結晶温度以上１０００℃以下とすることが好ましい。本発明における再結晶温度とは、１０ｓの保定を伴う連続焼鈍ラインにて焼鈍を実施した際に、再結晶が開始する温度を示す。焼鈍温度が再結晶温度未満であると、良好な集合組織が発達せずｒ値も劣悪となりやすい。
【００７８】
また、連続焼鈍や連続溶融亜鉛めっき工程にて焼鈍する場合には、焼鈍温度を１０００℃超とすると、ヒートバックル等を誘発し、板破断などの原因となるので、１０００℃を上限とする。
【００７９】
焼鈍後にベイナイト、オーステナイト、マルテンサイトの第２相を得たい場合には、焼鈍温度をα＋γ２相領域又はγ単相域にて加熱し、それぞれの相を得るのに適した冷却速度と過時効条件、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき浴温度や、引き続く合金化温度を選択する必要があることは言うまでもない。なお、本発明では、焼鈍は連続ラインに限定しており、箱焼鈍は含まない。
【００８０】
焼鈍の後、亜鉛を主体とするめっきを施しても構わない。亜鉛めっきは連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍とめっきを連続で行うことが好ましい。溶融亜鉛めっき浴に浸漬の後、加熱して亜鉛めっきと地鉄との合金化を促す処理を行っても良い。また、溶融亜鉛めっきのほか、亜鉛を主体とする種々の電気めっきを行っても良いことは言うまでもない。
【００８１】
焼鈍後や亜鉛めっき後のスキンパスは、形状矯正や強度調整、さらには常温非時効性を確保する観点から必要に応じて行う。０．３〜５．０％が好ましい圧下率である。
【００８２】
本発明で得られる鋼板の引張強度は３４０ＭＰａ以上である。
【００８３】
このようにして製造された鋼板を接合して鋼管とすることができる。鋼板の圧延方向が管軸方向と一致することが望ましい。圧延方向以外、例えば、圧延方向と直角方向が管軸方向となるようにしても、ハイドロフォーム用として特に劣るものではないが、鋼管製造の生産性が低下するためである。
【００８４】
鋼管の製造にあたっては、通常は電縫溶接を用いるが、ＴＩＧ、ＭＩＧ、レーザー溶接、ＵＯや鍛接等の溶接・造管手法等を用いることもできる。これらの溶接鋼管製造において、溶接熱影響部は、必要とする特性に応じて局部的な固溶化熱処理を単独あるいは複合して、場合によっては、複数回重ねて行っても良く、本発明の効果をさらに高める。
【００８５】
この熱処理は、溶接部と溶接熱影響部のみに付加することが目的であって、製造時にオンラインで、あるいはオフラインで施行できる。
【００８６】
鋼管のｒ値については、鋼板のそれと同じ特徴を持つ。鋼管のｒ値の測定は、鋼管から試験片を切り出し、プレスによって平板とし、さらに引張試験片に加工して行う。
【００８７】
鋼管の径や試験片の採取方向によっては、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取することが困難な場合があるが、その際には、ＪＩＳ６号やＪＩＳ１４号Ｂ試験片等の小型試験片を用いて、均一伸びの範囲内で評価する。なお、鋼管から試験片を切り出す際には、鋼管の溶接部が引張試験片の平行部内に含まれないように注意する。
【００８８】
Ｘ線測定は、鋼管そのものでは測定することができないので、次のようにして行う。まず、鋼管を適当に切断して、プレス等により板状とする。これを測定板厚まで、機械研磨などによって減厚し、最終的には、１平均結晶粒径以上を目安に３０〜１００μｍ程度減厚させるよう化学研磨によって仕上げる。
【００８９】
本発明の鋼管は表面粗度が小さい。すなわち、ＪＩＳＢ０６０１で規定されるＲａが０．８μｍ以下であることが好ましい。高温縮経加工によって製造された鋼管のＲａが０．８μｍ超であるのとは対照的である。より好ましくは０．６μｍ以下である。
【００９０】
【実施例】
表１に示す成分の各鋼を溶製して１２５０℃に加熱後、仕上げ温度をＡｒ３変態温度以上とする熱間圧延を行い、表２に示す条件で冷却後、巻き取った。そのとき得られた熱延組織も表２中に示す。さらに、表２に示す条件で冷延を行い、１．０ｍｍの鋼板を得た。次いで、焼鈍時間を６０ｓの連続焼鈍及び鋼種によっては過時効処理（１８０ｓ）を行った。焼鈍温度及び過時効温度は表２に示すとおりである。さらに０．８％のスキンパスを施した。
【００９１】
得られた鋼板のｒ値をＪＩＳ１３号Ｂ試験片で、その他の引張特性はＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験により評価した。また、Ｘ線測定に供する試料は、機械研磨によって板厚中心付近まで減厚し、化学研磨によって仕上げることにより作製した。
【００９２】
得られた鋼板を電縫溶接によって造管し、直径６０ｍｍの鋼管とした。得られた鋼管の加工性の評価は以下の方法で行った。前もって鋼管に１０ｍｍφのスクライブドサークルを転写し、内圧と軸押し量を制御して、円周方向への張り出し成形を行った。
【００９３】
バースト直前での最大拡管率を示す部位（拡管率＝成形後の最大周長／母管の周長）の軸方向の歪εΦと円周方向の歪εθを測定した。
【００９４】
この２つの歪の比ρ＝εΦ／εθと最大拡管率をプロットし、ρ＝−０．５となる拡管率Ｒｅをもってハイドロフォームの成形性指標とした。引張強度と伸びの評価はＪＩＳ１２号弧状試験片を用いて行った。
【００９５】
また、鋼管のｒ値の測定は、鋼管から試験片を切り出し、プレスによって平板とし、さらに引張試験片に加工して行い、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を用いて行った。
【００９６】
表３（表２の続き）及び表４より明らかなとおり、本発明例によれば、良好な加工性を得ることができる。また、熱延板の組織にベイナイトやマルテンサイトを残存させた場合には、ｒ値がさらに向上する。しかも、フェライトの他に、適量のオーステナイトやマルテンサイトが分散した複合組織鋼とすることができた。
【００９７】
【表１】

【００９８】
【表２】

【００９９】
【表３】

【０１００】
【表４】

【０１０１】
【発明の効果】
本発明は、深絞り性に優れた高強度鋼板と鋼管、及び、その製造方法を提供するものであり、地球環境保全などに貢献するものである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel plate and a steel pipe used for, for example, automobile panels, suspensions, members, frames, and the like, and a manufacturing method thereof.
[0002]
The steel sheet of the present invention includes both cold-rolled steel sheets that are not subjected to surface treatment and those that have been subjected to surface treatment such as hot dip galvanization and electroplating for rust prevention. In addition to pure zinc, zinc plating includes plating of an alloy whose main component is zinc. Moreover, the steel pipe of the present invention is also suitable as a steel pipe material for hydroforming.
[0003]
According to the present invention, a high-strength steel plate and a steel pipe excellent in formability can be obtained at low cost, and it is considered that this can contribute to global environment conservation.
[0004]
[Prior art]
Along with the need for lighter automobiles, higher strength of steel sheets is desired. By increasing the strength of the steel plate, it is possible to reduce the weight by reducing the plate thickness and improve the safety at the time of collision.
[0005]
However, when trying to obtain a steel sheet having high strength and excellent formability, particularly deep drawability, conventionally, as disclosed in, for example, Patent Document 1, an ultra-low carbon aluminum killed steel having a significantly reduced amount of C is made of Si. It was essential to reinforce by adding Mn, P and the like.
[0006]
In order to reduce the amount of C, vacuum degassing must be performed in the steel making process, and CO in the manufacturing process. ₂ It is difficult to say that it is necessarily the best from the viewpoint of global environmental conservation.
[0007]
On the other hand, a steel sheet having a relatively large amount of C and good deep drawability is also disclosed. For example, it is disclosed in Patent Documents 2 and 3 and the like. However, these are premised on box annealing of aluminum killed steel, and are inferior in productivity as compared to continuous annealing or continuous hot dip galvanizing process.
[0008]
Further, in box annealing, high-temperature annealing is difficult, and since generally no forced cooling device is provided, it is difficult to obtain an austenite phase, a martensite phase, and the like, and it is difficult to utilize structural strengthening. Therefore, there is also a problem that the strength is low for the amount of alloy addition.
[0009]
Regarding the amount of Al, the inventions disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2 both require 0.02% or more to be added in order to fix N as AlN.
[0010]
In addition, the invention described in Patent Document 3 contains 0.005 to 0.100% of Al, but its purpose is to fix N as AlN as in the inventions disclosed in Patent Documents 1 and 2. This is different from the technical idea of the present invention, in which the Al amount is less than 0.008%, the precipitation of AlN is suppressed, and the r value is improved by adding B.
[0011]
[Patent Document 1]
JP-A-56-139654
[Patent Document 2]
Japanese Patent Publication No.57-47746
[Patent Document 3]
Japanese Patent Publication No. 1-337456
[0012]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention provides a high-strength steel sheet and a steel pipe with good formability in steel with a relatively large amount of C, without causing high costs and without exerting an excessive load on the global environment. It aims at providing the steel plate which has, the steel pipe which has favorable workability, and those manufacturing methods.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
As a result of diligent studies to solve the above problems, it was discovered that even if the amount of C is relatively large, it is possible to obtain a steel sheet and a steel pipe with good deep drawability. Moreover, there is no need to rely on a conventional box annealing process.
[0014]
That is, by using a steel type with a small amount of B and N added with reduced Al, it is possible to improve the deep drawability after cold rolling annealing even if the final annealing is performed on a continuous line with good productivity. It has been found that there is.
[0015]
The reason for this is not necessarily clear, but is considered as follows.
[0016]
In general, in steel having a relatively large amount of C, shear strain is likely to be introduced during cold rolling. For this reason, when this is annealed, recrystallization occurs preferentially from locations with a high shear strain. At this time, the crystal orientation of the recrystallized grains is often unfavorable for the deep drawability. For this reason, it is considered that the r value becomes 1.0 or less in the steel having a large amount of C.
[0017]
If a small amount of B and N is added while Al is reduced, nucleation and growth of orientation not preferable for deep drawing at the initial stage of recrystallization can be suppressed, and nucleation and growth of recrystallized grains having orientation preferable for deep drawing can be suppressed. It is thought to encourage.
[0018]
The gist of the present invention is that
(1) By mass%, C: 0.025 to 0.25%, Si: 0.001 to 3.0%, Mn: 0.01 to 3.0%, P: 0.001 to 0.15% , S: 0.05% or less, N: 0.0005-0.010%, Al: less than 0.008%, B: in a range satisfying 0.0005-0.010%, Mn and C are contained in a range satisfying Mn + 11 × C> 1.5, The balance consists of iron and inevitable impurities, and the metal structure contains one or more of bainite, austenite, martensite, pearlite in a volume ratio of 2% or more, The {111} and {100} X-ray reflecting surface random intensity ratios of the plate surface in the steel plate 1/2 plate thickness are 2.0 or more and 3.0 or less, respectively. The average r value is 1.1 or more RC ≧ rL where rC in the direction perpendicular to the rolling direction is rC, and r value in the rolling direction is rL. A high-strength cold-rolled steel sheet with excellent deep drawability.
[0023]
( 2 ) Nb is 0 . 001 to 0.2% by mass, (1 ) High-strength cold-rolled steel sheet with excellent deep drawability as described.
[0024]
( 3 ) Mo is 0 . Said (1) characterized by containing 001-2.5 mass% Or (2) High-strength cold-rolled steel sheet with excellent deep drawability as described.
[0026]
( 4 ) (1) to ( 3 Is a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability according to any one of the above (1) ~ (3) And the volume fraction of one or two of the bainite phase and the martensite phase is 70% or more in total in at least 1/4 to 3/4 of the plate thickness. High strength cold rolling excellent in deep drawability, characterized by subjecting a hot rolled steel sheet having a structure of cold rolling to a rolling reduction of 25% to 95% and continuous annealing at a recrystallization temperature of 1000 ° C. or less A method of manufacturing a steel sheet.
[0027]
( 5 ) (1) to ( 3 Is a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability according to any one of the above (1) ~ (3) The steel having the chemical component according to any one of the above is hot-rolled, and the hot rolling is completed at (Ar3-50) ° C. or higher, and the average temperature cooling rate is 30 ° C./s or higher from the hot rolling finish temperature to 550 ° C. Cool, wind up at a temperature of 550 ° C. or lower, then Rolling rate of 25% or more and 95% or less Cold rolling Giving , Above the recrystallization temperature and below 1000 ° C Continuous annealing Do A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability characterized by this.
[0028]
( 6 ) ( 4 Or ( 5 The method for producing a high-strength galvanized steel sheet excellent in deep drawability, characterized by being subjected to galvanizing following the continuous annealing described in (1).
[0029]
( 7 ) (1) to ( 3 A high-strength steel pipe excellent in workability, characterized in that it is a steel pipe made of a steel plate according to any of the above.
[0030]
( 8 ) ( 4 ) ~ ( 6 ) With excellent workability characterized by joining steel sheets manufactured according to the manufacturing method of high-strength cold-rolled steel sheets or high-strength galvanized steel sheets with excellent deep drawability according to any one of A manufacturing method for high strength steel pipes.
It is in.
[0031]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention is described in detail below.
[0032]
C: Since it is an effective element for achieving both high strength and good moldability, it is positively added. Addition of 0.025% by mass or more is not preferable, but excessive addition is not preferable in order to obtain a good r value and weldability, and the upper limit is 0.25% by mass. 0.05 to 0.17% by mass is a desirable range. More preferably, it is 0.08-0.16 mass%.
[0033]
Si: It is possible to increase the mechanical strength at low cost, and it is added according to the required strength level. Si also has the effect of increasing the r value by reducing the amount of carbide present in the hot-rolled sheet or by reducing the size of the carbide.
[0034]
On the other hand, excessive addition not only causes deterioration of the wettability and workability of the plating, but also makes it difficult to make the main phase of the hot-rolled sheet structure bainite or martensite, so the upper limit is 3.0 mass. %, And preferably 2.5% by mass or less.
[0035]
The reason why the lower limit is set to 0.001% is that it is difficult to make it lower than this in terms of steelmaking technology. From the viewpoint of improving the r value, 0.4 to 2.3 mass% is a more preferable range.
[0036]
Mn: Not only effective for increasing the strength, but also an element effective for making the hot rolled structure a structure mainly composed of bainite or martensite. On the other hand, excessive addition degrades the r value, so 3.0 mass% is the upper limit. To make it less than 0.01% by mass, the steelmaking cost increases and hot rolling cracks due to S are induced, so 0.01% by mass is made the lower limit. 0.8 to 2.4% by mass is a preferable range for obtaining good deep drawability.
[0037]
P: Since it is an element effective for increasing the strength, 0.001% by mass or more is added. If more than 0.15% by mass is added, weldability, fatigue strength of the welded part, and secondary work brittleness resistance deteriorate, so 0.15% by mass is made the upper limit. The upper limit is preferably 0.06% by mass. Further, when particularly good fatigue strength of the welded portion is required, 0.015% by mass is the upper limit.
[0038]
S: Impurity, preferably as low as possible. In order to prevent hot cracking, it is 0.05% by mass or less, and preferably 0.03% by mass or less. More preferably, it is 0.015 mass% or less. Further, in relation to the amount of Mn, it is preferable that Mn / S> 10.
[0039]
N: An important element that combines with B to control nucleation and growth at the initial stage of recrystallization. If the amount is too large, it precipitates during hot rolling, impairing the crystal orientation control action in the initial stage of recrystallization, and further deteriorates the normal temperature aging resistance, so the upper limit is made 0.010% by mass.
[0040]
Further, if N is less than 0.0005 mass%, the above-mentioned crystal orientation control becomes difficult, and a significant increase in steelmaking cost is caused, so 0.0005 mass% is made the lower limit. 0.0015-0.0050 mass% is a more preferable range with respect to deep drawability.
[0041]
The component range of Al: Al is a feature of the present invention. That is, in the present invention, it has been found that it is extremely important to obtain good workability without adding Al or keeping the content in a very small amount.
[0042]
The reason for this is not clear, but it is considered that when the amount of Al is too large, it binds to N and AlN precipitates to suppress the effect of B described later.
[0043]
Al is usually used as a deoxidizing element. However, for the reasons described above, the workability is reduced, and alumina (Al ₂ O _Three ) Scratches due to clusters are likely to occur, and in order to suppress this, it is preferable to reduce Al as much as possible, and the upper limit is made less than 0.008% by mass.
[0044]
Further, the lower limit is not particularly specified, but it is preferably set to 0.0001% by mass in consideration of the level inevitably mixed during refining. A preferable upper limit is less than 0.005 mass% at the point of workability and stable manufacturability.
[0045]
B: B is an important element in the present invention, and is added in an amount of 0.0005% by mass or more in order to stably obtain a good r value regardless of the production conditions such as the heating rate during annealing and the cold rolling rate. To do. However, if added excessively, the workability is lowered or the recrystallization temperature is increased, so the upper limit is made 0.010% by mass. Preferably it is 0.0008-0.0035 mass%.
[0046]
The structure of the steel sheet of the present invention is as follows. That is, a structure containing at least 2% of one or more of bainite, austenite, martensite, and pearlite in total is preferable. 5% or more is more preferable. The balance is preferably composed of ferrite. This is because bainite, austenite, martensite, and pearlite are effective in increasing the mechanical strength of steel.
[0047]
As is well known, bainite has an effect of improving burring workability and hole expanding property, austenite has an effect of improving n value and elongation, and martensite has an effect of lowering YR (yield strength / tensile strength). Therefore, what is necessary is just to change the volume ratio of said each phase suitably according to the required characteristic with respect to a product board.
[0048]
However, if the volume ratio is less than 2%, a very clear effect cannot be expected. For example, in order to improve burring characteristics, a structure composed of 90% or more of bainite and 10% or less of ferrite is preferable, and in order to improve elongation, 5% or more of retained austenite and 95% or less of ferrite are used. A tissue consisting of
[0049]
The bainite here includes not only upper bainite and lower bainite, but also acicular ferrite and bainitic ferrite. Pearlite does not particularly improve the workability, but may be inevitably obtained, and is defined in a sense to distinguish it from carbide obtained by box annealing. Precipitates and carbides are excluded when determining the structure.
[0050]
The volume ratio of the tissue is preferably measured by a so-called point count method in which an arbitrary 500 points are selected from the optical microscope tissue to judge the tissue. However, since austenite is difficult to judge from the structure, it is preferable to judge from the crystal structure by X-ray diffraction.
[0051]
The average r value of the steel sheet obtained by the present invention is 1.1 or more. More preferably, the average r value is greater than 1.2. The average r value is given by (rL + 2 × rD + rC) / 4. Here, rL is an r value in the rolling direction, rD is an r value of 45 degrees with respect to the rolling direction, and rC is an r value in a direction perpendicular to the rolling direction.
[0052]
The r value may be calculated according to the definition of the r value from the change in the distance between the gauge points and the change in the plate width after a tensile test using a JIS No. 13 B or JIS No. 5 B test piece and 10% or 15% tension. . When the uniform elongation is less than 10%, the evaluation may be performed by giving a tensile deformation of 3% or more and equal to or less than the uniform elongation.
[0053]
In general, the processability in the C direction is worse than that in the L direction, but rC ≧ rL is preferable because the anisotropy of processability can be reduced.
[0054]
The amount of Mn and the amount of C are preferably contained so as to satisfy Mn + 11 × C> 1.5. This is because, by satisfying this condition, the hot-rolled structure can be easily made into a structure having bainite or martensite as the main phase. More preferably, Mn + 11 × C> 2.0.
[0055]
In the steel plate obtained by the present invention, at least the X-ray reflecting surface random intensity ratio of the plate surface at the center of the plate thickness is 2.0 or more and 3.0 or less for the {111} plane and the {100} plane, respectively. It is preferable that More preferably, they are 2.0 or more and 2.0 or less, respectively.
[0056]
The random intensity ratio is a relative intensity based on the X-ray intensity of a random sample. The plate thickness center refers to a range of 3/8 to 5/8 of the plate thickness, and the measurement may be performed on any surface within this range. Intensities of (111) [1-10], (111) [1-21], and (554) [-2-25] on the φ2 = 45 ° cross section of the three-dimensional texture calculated by the series expansion method Are preferably 2.0 or more, 2.5 or more, and 2.5 or more, respectively.
[0057]
In the present invention, the X-ray intensity of the {110} plane may be 0.1 or more. At this time, the intensity of (110) [001] is 1.0 or more in the above φ2 = 45 ° cross section. It may become. For this reason, rC is often larger than rL.
[0058]
Zr, Ce and Mg are effective as deoxidizing elements. On the other hand, excessive addition causes a large amount of crystallization and precipitation of oxides, sulfides and nitrides, which deteriorates the cleanliness, lowers the ductility, and impairs the plating properties. Therefore, it is preferable to add 0.0001-0.5 mass% of these 1 type, or 2 or more types of total as needed.
[0059]
Ti, Nb, and V are also added as necessary. These, like B, improve the r-value by making the hot rolled structure a bainite or martensite structure, and also increase the strength of the steel by forming carbide, nitride or carbonitride. Since it is also effective for improving workability such as hole expansibility, one or more of these are added in a total amount of 0.001% by mass or more.
[0060]
When the total exceeds 0.2% by mass, it precipitates as a large amount of carbide, nitride or carbonitride in the ferrite grain or grain boundary which is the parent phase, and decreases ductility. The range is 0.001 to 0.2% by mass. More preferably, it is 0.01-0.03 mass%.
[0061]
Sn, Cr, Cu, Ni, Co, W, and Mo are strengthening elements. If necessary, one or more of these are added in total, and if necessary, 0.001% by mass or more is added. . Excessive addition causes an increase in cost and a decrease in ductility, so the content was made 2.5% by mass or less.
[0062]
Ca: An element effective for inclusion control and addition of an appropriate amount to improve hot workability, but excessive addition conversely promotes hot embrittlement. Add 0001-0.01% by mass.
[0063]
Moreover, even if O, Zn, Pb, As, Sb, etc. are included in the range of 0.02 mass% or less as inevitable impurities, the effect of the present invention is not lost.
[0064]
The structure of the hot-rolled sheet to be subjected to cold rolling is at least 70% or more in total in one or two volume ratios of the bainite phase and the martensite phase in the range of the thickness 1/4 to 3/4. It is preferable to do.
[0065]
Thereby, the improvement effect of the r value achieved by the component can be promoted. The volume ratio is preferably 80% or more, and more preferably 90% or more. Needless to say, it is preferable to have such a structure over the entire thickness range.
[0066]
The reason why the hot-rolled structure is bainite or martensite improves the deep drawability after cold-rolling annealing is not necessarily clear, but it is necessary to make the carbide in the hot-rolled sheet finer, and further to reduce the crystal grain size. It is presumed to be due to the effect of making it fine.
[0067]
The bainite here includes not only upper bainite and lower bainite, but also acicular ferrite and bainitic ferrite. Needless to say, the lower bainite is preferable to the upper bainite from the viewpoint of making the carbide finer.
[0068]
The bainite of the cold-rolled steel sheet and the galvanized steel sheet, which are the final structures, includes acicular ferrite and bainitic ferrite in addition to upper bainite and lower bainite.
[0069]
In production, following smelting by blast furnace, converter, electric furnace, etc., various secondary smelting is performed, ingot casting and continuous casting are performed, and in the case of continuous casting, it is hot without cooling to near room temperature. It may be produced by combining production methods such as rolling CC-DR. Needless to say, the cast ingot or cast slab may be reheated for hot rolling.
[0070]
The heating temperature for hot rolling is not particularly limited, but is preferably 1100 ° C. or higher in order to ensure the finishing temperature described later.
[0071]
Lubrication may be performed for one or more passes of hot rolling. Alternatively, the rough rolling bars may be joined to each other and finish hot rolled continuously. The rough rolled bar may be wound once and then rewound again before being subjected to finish hot rolling.
[0072]
The finishing temperature for hot rolling is preferably (Ar3-50) ° C. or higher. More preferably, it is not less than the Ar3 transformation temperature. If the hot rolling finishing temperature is lower than this, it becomes difficult to make the hot rolled structure into bainite or martensite. The upper limit of the finishing temperature is not particularly limited, but is preferably 1000 ° C. or lower in order to obtain a uniform hot rolled structure.
[0073]
The cooling rate after hot rolling is preferably cooled to 550 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./s or more. As a result, a structure in which the hot rolled structure is mainly composed of bainite or martensite is obtained. On the other hand, the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably set to 200 ° C./s or less in consideration of the capacity of existing facilities.
[0074]
The winding temperature is preferably 550 ° C. or lower. More preferably, it is 400 degrees C or less. This is because the hot rolled sheet is made of bainite or martensite as the main phase structure and suppresses the precipitation of coarse carbides, thereby obtaining a good r value after cold rolling annealing. On the other hand, the lower limit of the coiling temperature is not particularly defined, and the effects of the present invention can be obtained. However, from the viewpoint of reducing the solid solution C, it is preferably set to 200 ° C. or higher.
[0075]
It is desirable to pickle after hot rolling.
[0076]
The rolling reduction in cold rolling after hot rolling is preferably 25 to 95%. If the cold rolling rate is less than 25% or more than 95%, the r value becomes low, so it is limited to 25 to 95%. 35 to 70% is a more preferable range.
[0077]
The annealing temperature is preferably not less than the recrystallization temperature and not more than 1000 ° C. The recrystallization temperature in the present invention indicates a temperature at which recrystallization starts when annealing is carried out in a continuous annealing line with 10 s retention. When the annealing temperature is lower than the recrystallization temperature, a good texture does not develop and the r value tends to be poor.
[0078]
In addition, when annealing is performed in a continuous annealing or continuous hot dip galvanizing process, if the annealing temperature exceeds 1000 ° C., a heat buckle or the like is induced, causing plate breakage and the like, so the upper limit is 1000 ° C.
[0079]
To obtain the second phase of bainite, austenite, and martensite after annealing, heat the annealing temperature in the α + γ2 phase region or γ single phase region, and the cooling rate and overaging conditions suitable for obtaining each phase Needless to say, when hot dip galvanization is performed, it is necessary to select a plating bath temperature and a subsequent alloying temperature. In the present invention, annealing is limited to a continuous line, and box annealing is not included.
[0080]
After annealing, plating mainly composed of zinc may be performed. The galvanization is preferably performed by continuous annealing and plating in a continuous galvanizing line. After immersing in a hot dip galvanizing bath, heating may be performed to promote alloying between galvanizing and ground iron. In addition to hot dip galvanization, it goes without saying that various electroplating operations mainly composed of zinc may be performed.
[0081]
The skin pass after annealing or galvanization is performed as necessary from the viewpoint of shape correction, strength adjustment, and securing non-aging at room temperature. A preferable rolling reduction is 0.3 to 5.0%.
[0082]
The tensile strength of the steel sheet obtained by the present invention is 340 MPa or more.
[0083]
The steel plates thus produced can be joined to form a steel pipe. It is desirable that the rolling direction of the steel plate coincides with the tube axis direction. For example, even if the direction perpendicular to the rolling direction is the pipe axis direction other than the rolling direction, it is not particularly inferior for hydroforming, but this is because the productivity of steel pipe production is reduced.
[0084]
In the manufacture of steel pipes, electric welding is usually used, but welding and pipe making techniques such as TIG, MIG, laser welding, UO and forge welding can also be used. In the production of these welded steel pipes, the weld heat affected zone may be subjected to local solution heat treatment alone or in combination, depending on the required properties, and may be carried out several times in some cases. To further enhance.
[0085]
This heat treatment is intended to be applied only to the welded portion and the weld heat affected zone, and can be performed online during production or offline.
[0086]
The r value of a steel pipe has the same characteristics as that of a steel plate. The r value of the steel pipe is measured by cutting out a test piece from the steel pipe, forming a flat plate by pressing, and further processing it into a tensile test piece.
[0087]
Depending on the diameter of the steel pipe and the sampling direction of the specimen, it may be difficult to collect the JIS No. 13 B specimen, but in that case, use a small specimen such as JIS No. 6 or JIS No. 14 B specimen. Evaluation is made within the range of uniform elongation. When cutting out the test piece from the steel pipe, care should be taken that the welded portion of the steel pipe is not included in the parallel part of the tensile test piece.
[0088]
Since X-ray measurement cannot be performed with the steel pipe itself, it is performed as follows. First, the steel pipe is appropriately cut and formed into a plate shape by a press or the like. This is reduced to a measurement plate thickness by mechanical polishing or the like, and is finally finished by chemical polishing so as to reduce the thickness by about 30 to 100 μm with an average grain size of 1 or more as a guide.
[0089]
The steel pipe of the present invention has a small surface roughness. That is, Ra specified by JISB0601 is preferably 0.8 μm or less. This is in contrast to the fact that the Ra of steel pipes manufactured by high temperature warping is over 0.8 μm. More preferably, it is 0.6 μm or less.
[0090]
【Example】
Each steel having the components shown in Table 1 was melted and heated to 1250 ° C., followed by hot rolling at a finishing temperature equal to or higher than the Ar3 transformation temperature, and after cooling under the conditions shown in Table 2, winding was performed. The hot rolled structure obtained at that time is also shown in Table 2. Furthermore, it cold-rolled on the conditions shown in Table 2, and obtained the 1.0 mm steel plate. Next, over-aging treatment (180 s) was performed for 60 s continuous annealing and depending on the steel type. The annealing temperature and overaging temperature are as shown in Table 2. In addition, a 0.8% skin pass was applied.
[0091]
The r value of the obtained steel sheet was evaluated by a tensile test using a JIS No. 13 B test piece, and other tensile properties using a JIS No. 5 test piece. A sample used for X-ray measurement was prepared by reducing the thickness to the vicinity of the center of the plate thickness by mechanical polishing and finishing by chemical polishing.
[0092]
The obtained steel plate was piped by electric resistance welding to obtain a steel pipe having a diameter of 60 mm. The workability of the obtained steel pipe was evaluated by the following method. In advance, a scribed circle of 10 mmφ was transferred to the steel pipe, and the inner pressure and the axial push amount were controlled to perform the overhang forming in the circumferential direction.
[0093]
Strain εΦ in the axial direction and strain εθ in the circumferential direction of the portion showing the maximum tube expansion rate immediately before the burst (tube expansion rate = maximum circumferential length after molding / circumferential length of the mother tube) were measured.
[0094]
The ratio of these two strains ρ = εΦ / εθ and the maximum tube expansion ratio were plotted, and the tube expansion ratio Re at which ρ = −0.5 was used as the formability index of the hydroform. Evaluation of tensile strength and elongation was performed using a JIS No. 12 arc specimen.
[0095]
In addition, the r value of the steel pipe was measured by cutting out a test piece from the steel pipe, forming it into a flat plate by pressing, further processing it into a tensile test piece, and using a JIS No. 13 B test piece.
[0096]
As is clear from Table 3 (continuation of Table 2) and Table 4, according to the example of the present invention, good workability can be obtained. Further, when bainite or martensite is left in the structure of the hot-rolled sheet, the r value is further improved. Moreover, in addition to ferrite, it was possible to obtain a composite structure steel in which appropriate amounts of austenite and martensite were dispersed.
[0097]
[Table 1]

[0098]
[Table 2]

[0099]
[Table 3]

[0100]
[Table 4]

[0101]
【The invention's effect】
The present invention provides a high-strength steel plate and steel pipe excellent in deep drawability, and a method for producing the same, and contributes to global environmental conservation and the like.

Claims

% By mass
C: 0.025 to 0.25%,
Si: 0.001 to 3.0%,
Mn: 0.01 to 3.0%,
P: 0.001 to 0.15%,
S: 0.05% or less,
N: 0.0005 to 0.010%,
Al: less than 0.008%,
B: 0.0005 to 0.010%
Mn and C are contained in a range satisfying Mn + 11 × C> 1.5, the balance is made of iron and inevitable impurities, and the metal structure is one of bainite, austenite, martensite, pearlite. Or containing 2% or more by volume ratio of 2 or more , and the {111} and {100} X-ray reflecting surface random intensity ratio of the plate surface in the steel plate 1/2 plate thickness is 2.0 or more, and is 3.0 or less, an average r value Ri der 1.1 or higher, the r value of the direction perpendicular to the rolling direction rC, the r value in the rolling direction when the rL, in rC ≧ rL high-strength cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability, characterized in Rukoto Oh.

Nb is set to 0 . The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability according to claim 1, comprising 001 to 0.2% by mass.

Mo is set to 0 . The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability according to claim 1 or 2 , characterized by comprising 001 to 2.5 mass%.

A method of manufacturing a high strength cold rolled steel sheet excellent in deep drawability according to any one of claims 1 to 3 having a chemical composition according to any one of claims 1 to 3 And in at least 1/4 to 3/4 of the plate thickness, the hot rolled steel sheet having a structure in which the volume ratio of one or two of the bainite phase and martensite phase is 70% or more in total is reduced. subjected to inter-rate of 25% or more than 95% of the cold rolling, the method of producing a high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawability, characterized in that continuous annealing at a recrystallization temperature or higher 1000 ° C. or less.

A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in deep drawability according to any one of claims 1 to 3 , wherein the steel has a chemical component according to any one of claims 1 to 3. The hot rolling is completed at (Ar3-50) ° C. or higher, the hot rolling finish temperature to 550 ° C. is cooled at an average cooling rate of 30 ° C./s or higher, and wound at a temperature of 550 ° C. or lower. take, then, subjected to a rolling reduction ratio of 25% to 95% or less of the cold rolling, the method of producing a high strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawability, characterized in that continuous annealing at a recrystallization temperature or higher 1000 ° C. or less.

A method for producing a high-strength galvanized steel sheet excellent in deep drawability, characterized by performing galvanization following the continuous annealing according to claim 4 or 5 .

A high-strength steel pipe excellent in workability, characterized by being a steel pipe made of a high-strength steel sheet excellent in deep drawability according to any one of claims 1 to 3 .

A steel pipe manufactured by joining a steel sheet manufactured according to the method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet or a high-strength galvanized steel sheet excellent in deep drawability according to any one of claims 4 to 6 is used as a steel pipe. A method for manufacturing high-strength steel pipes with excellent workability.