JP5185874B2 - Manufacturing method of high-strength steel sheet - Google Patents
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本発明は、自動車用等に用いられる引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を連続的に焼鈍、および焼入れ・焼戻しして製造する際に、鋼板サイズ（断面積）が種々異なる鋼板を連続的に通板しても、各鋼板に要求される機械的特性を満足させることが可能な高強度鋼板の製造方法に関するものである。 In the present invention, when a high-strength steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more used for automobiles is continuously annealed, quenched and tempered, steel plates having different steel plate sizes (cross-sectional areas) are continuously used. The present invention relates to a method for producing a high-strength steel plate that can satisfy the mechanical properties required for each steel plate even if it is passed through.
自動車用鋼板のようにプレス成形して用いられる鋼板に求められる代表的な特性として、高強度（高降伏点ＹＰ、高引張強度ＴＳ）であると共に、伸びＥＬおよび伸びフランジ性（穴拡げ率λ）が良好なことも要求される。これらの各特性を兼ね備えた鋼として、金属組織がフェライト相とマルテンサイトからなる複合組織鋼（Ｄｕａｌ ｐｈａｓｅ鋼：ＤＰ鋼）が知られている（例えば、特許文献１）。 Typical properties required for steel plates used by press forming such as automotive steel plates are high strength (high yield point YP, high tensile strength TS), elongation EL and stretch flangeability (hole expansion ratio λ). ) Is also required to be good. As steel having both of these characteristics, there is known a composite structure steel (Dual phase steel: DP steel) whose metal structure is composed of a ferrite phase and martensite (for example, Patent Document 1).
上記ＤＰ鋼では、軟質なフェライト相により延性（伸び）を確保すると共に、硬質なマルテンサイトにより強度が確保できるので、強度と伸びの両立が可能であり、成形性が要求される高強度自動車用鋼板として広く用いられている。 In the above DP steel, ductility (elongation) is ensured by a soft ferrite phase, and strength can be secured by hard martensite. Therefore, both strength and elongation are possible, and high strength automobiles that require formability are required. Widely used as a steel plate.
自動車用部材の形状は年々複雑になっており、これをプレス成形により成形不良無く製造するために、自動車用鋼板に求められる材料仕様はより高特性なものになっている。その結果、自動車用鋼板に要求される上記各機械的特性は、より高い性能を求められるため、夫々の特性を兼備する製造条件範囲は非常に狭く、造り難いものとなっている。 The shapes of automobile members are becoming more and more complex year by year, and the material specifications required for automotive steel sheets are higher in order to produce them without press defects by press molding. As a result, the above-mentioned mechanical properties required for automobile steel plates are required to have higher performance. Therefore, the range of manufacturing conditions having both properties is very narrow and difficult to manufacture.
軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトが共存する複合組織鋼板であるＤＰ鋼において、上記各特性を両立して制御するためには、フェライトとマルテンサイトの相分率、およびマルテンサイトの硬さを精度良く所望の値に制御する必要がある。しかしながら、上記相分率や硬さは、製造時の温度や時間の履歴によって大きく変化するため、これらの条件を高精度で制御することも要求される。 In DP steel, which is a composite steel sheet in which soft ferrite and hard martensite coexist, in order to control both of the above properties in parallel, the phase fraction of ferrite and martensite and the hardness of martensite are accurate. It is necessary to control to a desired value well. However, since the phase fraction and hardness vary greatly depending on the temperature and time history during production, it is also required to control these conditions with high accuracy.
上記のようなＤＰ鋼からなる鋼板（ＤＰ鋼板）を製造するには、冷延鋼板を連続ラインの流れ方向に複数連結し、この連結鋼板を連続ラインで焼鈍および焼入れ・焼戻しすることで（以下、この工程を「連続焼鈍ライン」と呼ぶことがある）、フェライトとマルテンサイトが所定の割合となるような複合組織を作り込むようにされている。しかしながら、鋼板のサイズ（断面積）が種々に異なる鋼板を連結した状態で連続的に製造する際には、温度や時間の履歴が鋼板の組織に影響を与えやすく、特に断面変化を伴う鋼板連結部（以下、これを「断面変化連結部」と呼ぶことがある）の前後では鋼板サイズ（断面積）が急激に変化するため、熱容量の差や蛇行防止等の観点から通板速度を変化させることが多く、その場合にはより一層材料特性を制御することが難しくなる。 In order to manufacture a steel plate made of DP steel as described above (DP steel plate), a plurality of cold-rolled steel plates are connected in the flow direction of the continuous line, and this connected steel plate is annealed, quenched and tempered in the continuous line (hereinafter referred to as “the steel plate”). This process is sometimes referred to as “continuous annealing line”), and a composite structure in which ferrite and martensite are in a predetermined ratio is formed. However, when continuously manufacturing steel sheets with different sizes (cross-sectional areas) of steel plates, the history of temperature and time tends to affect the structure of the steel plates. Since the steel plate size (cross-sectional area) changes abruptly before and after the section (hereinafter this may be referred to as “cross-section change connecting portion”), the sheet passing speed is changed from the viewpoint of heat capacity difference and meandering prevention. In many cases, it becomes more difficult to control the material properties.
鋼板サイズ（断面積）が大きくなると通板速度が遅くなり、逆に鋼板サイズ（断面積）が小さくなると通板速度が速くなるのが通常である。即ち、生産性の観点からは鋼板サイズ（断面積）に関わらず速い通板速度で製造したいのであるが、鋼板サイズ（断面積）が大きくなると上記熱容量や蛇行防止の観点から減速せざるを得ず、従って、鋼板サイズ（断面積）が大きくなるほど通板速度を遅くするのが好ましい。こうしたことから、各鋼板における最適な通板速度条件（以下、こうした条件を「標準条件」と呼ぶ）を、この法則に従って予め設定されるのが一般的である。 As the steel plate size (cross-sectional area) increases, the sheet passing speed decreases, and conversely, as the steel plate size (cross-sectional area) decreases, the sheet passing speed increases. That is, from the viewpoint of productivity, it is desired to manufacture at a high sheet feeding speed regardless of the steel plate size (cross-sectional area). Therefore, it is preferable to decrease the sheet passing speed as the steel plate size (cross-sectional area) increases. For these reasons, it is general that an optimum sheet feeding speed condition (hereinafter referred to as “standard condition”) for each steel sheet is set in advance according to this law.
このようにして決められた通板速度の標準条件に応じて、各工程の温度条件（標準条件）を決定し、それに従って鋼板が製造されるときには、比較的容易に所望特性を得ることが規定できる。しかしながら、鋼板（冷延鋼板）を連続的に焼鈍、および焼入れ・焼戻しして製造する連続焼鈍ラインにおいて、種々の鋼板サイズ（断面積）の鋼板を連続的に製造することになるので、各鋼板に応じた標準条件の通板速度と温度で製造されることが困難な状況である。即ち、連続焼鈍ラインにおいては、複数の鋼板を連結した状態で、連続して通板するため、標準条件の通板速度が異なる鋼板を連結して製造する場合には、全ての鋼板の標準条件の通板速度で通板することが物理的に不可能であり、標準条件の通板速度から逸脱した通板速度で通板せざるを得ない状況である。 The temperature conditions (standard conditions) of each process are determined according to the standard conditions of the plate passing speed determined in this way, and it is specified that the desired characteristics can be obtained relatively easily when steel sheets are manufactured according to the temperature conditions. it can. However, in a continuous annealing line in which steel plates (cold rolled steel plates) are continuously annealed and quenched and tempered, steel plates of various steel plate sizes (cross-sectional areas) are continuously manufactured. Therefore, it is difficult to manufacture at a standard plate feeding speed and temperature according to the conditions. That is, in the continuous annealing line, since a plurality of steel plates are connected in a continuous state, when the steel plates having different standard plate passing speeds are connected and manufactured, the standard conditions for all the steel plates are used. It is physically impossible to pass at a plate passing speed, and it is necessary to pass at a plate passing speed deviating from the standard plate passing speed.
このような状況下においては、ＤＰ鋼板を連続して所望の特性に制御することは非常に困難であり、従来の手法では特に断面変化連結部の前後のコイル（鋼板）で、コイル間の特性のばらつきやコイル内でも長さ方向で特性ばらつきを生じてしまうため、製造上の歩留低下を招くという問題が生じる。コイル（鋼板）間のばらつきを課題とする技術としては、例えば特許文献２のような技術も提案されている。しかしながら、この技術では、鋼板の化学成分や組織によって課題解決を試みるものであり、製法面から上記課題を解決しようという提案はこれまでほとんどなされていないのが現状である。
Under such circumstances, it is very difficult to continuously control the DP steel sheet to the desired characteristics. With the conventional method, the coil-to-coil characteristics are particularly important in the coils (steel sheets) before and after the cross-section change connection portion. And variations in characteristics in the length direction also occur in the coil, resulting in a problem that the manufacturing yield is reduced. As a technique which makes the subject the dispersion | variation between coils (steel plate), the technique like
本発明は上記の様な状況の下でなされたものであり、その目的は、従来の方法では不可能であった、断面変化連結部の前後においても、コイル間の特性のばらつきやコイル内での長さ方向の特性ばらつきを抑制し、所望の機械的特性を得ることが可能な引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を連続焼鈍ラインの工程を経て製造するための有用な方法を開発することにある。 The present invention has been made under the circumstances as described above, and the object thereof is the variation in characteristics between the coils and within the coils even before and after the cross-section change connecting portion, which was impossible with the conventional method. To develop a useful method for producing high strength steel sheets with a tensile strength of 980 MPa or more capable of obtaining desired mechanical properties by suppressing variation in characteristics in the length direction of the steel through a process of a continuous annealing line It is in.
上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度鋼板の製造方法とは、冷延鋼板を連続ラインの流れ方向に複数連結し、この連結鋼板を連続ラインで焼鈍および焼入れ・焼戻しすることで、組織が主としてフェライトとマルテンサイトからなり、全組織に対する占積率でフェライト：１０〜４０％（「面積％」の意味、組織については以下同じ）、マルテンサイト：６０〜９０％である複合組織鋼板を製造する方法であって、
均熱温度Ｔｓｓ、焼入れ前温度Ｔｑ、再加熱温度ＴＲＨおよび通板速度Ｖを、各鋼板の断面積に応じて夫々予め設定しておき、鋼板断面積が異なる鋼板の連結部が連続ラインの焼入れ領域を通過するときに、設定条件の変更を開始し、所定時間かけて上流側の鋼板の設定条件に移行する点に要旨を有するものである。
The method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention that has solved the above-mentioned problem is that a plurality of cold-rolled steel sheets are connected in the flow direction of a continuous line, and the connected steel sheets are annealed, quenched and tempered in the continuous line. A composite structure in which the structure is mainly composed of ferrite and martensite, and ferrite is 10 to 40% (meaning “area%”, the same applies to the structure below) and martensite is 60 to 90% in terms of the space factor of the entire structure. A method of manufacturing a steel sheet,
The soaking temperature Tss, the pre-quenching temperature Tq, the reheating temperature TRH and the sheet passing speed V are set in advance according to the cross-sectional area of each steel plate, and the connecting portions of the steel plates having different steel plate cross-sectional areas are continuous lines. When passing through the quenching region, the change of the setting condition is started, and the gist is that it shifts to the setting condition of the upstream steel plate over a predetermined time.
本発明方法におけるより具体的な形態としては、前記連結部の前後における鋼板の予め定めた均熱温度Ｔｓｓ、焼入れ前温度Ｔｑ、再加熱温度ＴＲＨおよび通板速度Ｖを、夫々Ｔｓｓ１およびＴｓｓ２、Ｔｑ１およびＴｑ２、ＴＲＨ１およびＴＲＨ２、Ｖ１およびＶ２としたとき、連結部が焼入れ領域以降を通過した後の鋼板の均熱温度をＴｓｓ１からＴｓｓ２に、焼入れ前温度をＴｑ１からＴｑ２に、再加熱温度をＴＲＨ１からＴＲＨ２に、通板速度をＶ１からＶ２に、夫々連続的または断続的に変化させて制御することが挙げられる。
As a specific embodiment than in the method of the present invention, the predetermined soaking temperature Tss of the steel sheet before and after the coupling portion, before quenching temperature Tq, the reheating temperature T RH and Tsuban velocity V, respectively Tss1 and Tss2, Tq1 and Tq2, T RH 1 and T
本発明方法において設定条件の完了の時期については、特に限定されないが、例えば終了周期の変更を開始してから、上流側の鋼板の最後部が焼入れ領域を通過したときに、上流側の鋼板の設定条件の移行を完了するようにすれば良い。 The timing of completion of the setting conditions in the method of the present invention is not particularly limited. For example, after starting the change of the end cycle, when the last part of the upstream steel sheet passes through the quenching region, the upstream steel sheet It is only necessary to complete the transition of the setting conditions.
本発明では、上記の様にＤＰ鋼板における機械的を確保するための製造方法を規定したところに特徴を有しており、その化学成分組成は特に制限されないが、鋼の好ましい成分組成は、Ｃ：０．０５〜０．３％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を夫々含むものが挙げられる。 The present invention is characterized in that the manufacturing method for ensuring mechanical properties in the DP steel sheet is defined as described above, and its chemical composition is not particularly limited, but the preferred composition of steel is C : 0.05 to 0.3% (meaning of “mass%”, chemical components are the same hereinafter), Si: 0.01 to 3%, Mn: 0.5 to 3%, Al: 0.01 to 0 Each containing 1%.
本発明で製造されるＤＰ鋼板においては、上記基本元素に加えて、必要に応じて、（ａ）Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＺｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を合計で０．０１〜１％、（ｂ）Ｎｉおよび／またはＣｕを合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｂ：０．０００１〜０．００５％、（ｅ）Ｃａおよび／またはＲＥＭを合計で０．００３％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。 In the DP steel sheet produced according to the present invention, in addition to the above basic elements, if necessary, (a) at least one element selected from the group consisting of Ti, Nb, V and Zr is 0.01% in total. ~ 1%, (b) Ni and / or Cu in total 1% or less (not including 0%), (c) Cr: 2% or less (not including 0%) and / or Mo: 1% or less ( (D) B: 0.0001 to 0.005%, (e) Ca and / or REM in total 0.003% or less (excluding 0%), etc. Is also useful, and the properties of the steel sheet are further improved depending on the types of components contained.
本発明によれば、連続焼鈍ラインを経てＤＰ鋼板を製造するに際して、均熱温度Ｔｓｓ、焼入れ前温度Ｔｑ、再加熱温度ＴＲＨおよび通板速度Ｖを、各鋼板の断面積に応じて夫々予め設定しておき、鋼板断面積が異なる鋼板の連結部が連続ラインの焼入れ領域を通過するときに、設定条件の変更を開始し、所定時間かけて上流側の鋼板の設定条件に移行するようにしたので、断面変化連結部の前後においても所望の機械的特性を得ることが可能な引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が製造できた。 According to the present invention, when producing a DP steel sheet through a continuous annealing line, soaking temperature Tss, before quenching temperature Tq, the reheating temperature T RH and Tsuban velocity V, in advance respectively in accordance with the cross-sectional area of each steel sheet Set and start the change of the setting condition when the connecting part of the steel sheet with different steel plate cross-sectional area passes through the quenching area of the continuous line, and shift to the setting condition of the upstream steel plate over a predetermined time Therefore, a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more capable of obtaining desired mechanical properties even before and after the cross-section change connection portion could be manufactured.
連続焼鈍ラインにおいて、サイズ（断面積）の異なるＤＰ鋼板を連結した状態で連続して製造する場合には、熱容量の差に起因した温度変化を是正するため、および蛇行防止の観点から、鋼板サイズ（断面積）ごとに通板速度を変えて操業されるのが通常である。この際、多様な断面積の各鋼板に対して、夫々に応じて全ての通板速度を適切に制御することは製造条件があまりにも複雑になり過ぎることになる。また、材料特性の仕様にもある程度の範囲があることから、通常は類似した断面積は一つのグループにまとめ、このグループごとに適正な通板速度（標準条件）を決定するのが普通である。 When continuously manufacturing DP steel sheets with different sizes (cross-sectional areas) in a continuous annealing line, the steel sheet size is used to correct temperature changes due to differences in heat capacity and from the viewpoint of preventing meandering. It is usual to operate by changing the plate passing speed for each (cross-sectional area). At this time, for each steel plate having various cross-sectional areas, appropriately controlling all the plate passing speeds according to the respective steel plates makes the manufacturing conditions too complicated. In addition, since there is a certain range of material property specifications, it is common to group similar cross-sectional areas into a single group and determine the appropriate plate speed (standard conditions) for each group. .
このように、通板速度の標準条件が異なる鋼板を連続焼鈍ラインで連続して製造する場合には、鋼板サイズ（断面積）が異なる鋼板同士の繋ぎ目（連結部）では、上述のように全ての鋼板を標準条件の通板速度で製造することは不可能であり、この前後の鋼板では材料特性が外れ易くなってしまう。 As described above, when continuously manufacturing steel plates having different standard conditions for the plate passing speed on the continuous annealing line, the joints (connecting portions) between the steel plates having different steel plate sizes (cross-sectional areas) are as described above. It is impossible to manufacture all the steel plates at a standard plate passing speed, and the material properties of the steel plates before and after this are easily lost.
連続焼鈍ラインの製造設備における各炉帯（均熱帯、徐冷帯、再加熱帯等）の炉帯長さは一定であるので、通板速度の変化は在炉時間の変化となる。在炉時間が変化した場合は、温度変化と同様に組織変化を生じるため、通板速度が変化した場合においても所望の同一組織を得るためには、通板速度に応じた適切な温度条件を決定する必要がある。 Since the furnace zone length of each furnace zone (soaking zone, slow cooling zone, reheating zone, etc.) in the production facility of the continuous annealing line is constant, the change in the plate feed speed becomes the change in the in-furnace time. When the in-furnace time changes, the structure changes in the same way as the temperature changes. Therefore, in order to obtain the same desired structure even when the plate passing speed changes, an appropriate temperature condition corresponding to the plate passing speed is set. It is necessary to decide.
同一断面積、若しくは類似した一つのグループに分類されるような、ほぼ同等の断面積を有する鋼板が連続して通板される場合には、上記標準条件の通板速度と温度において通板すれば良い。しかしながら、上記断面変化連結部の前後の鋼板では、少なくとも幾つかの鋼板は標準条件での通板が不可能である。そして、これに起因して特性外れが生じ易くなる。例えば、断面変化連結部の直前（下流側）の鋼板の標準条件の通板速度に合わせて通板すると、該連結部の直後（上流側）の鋼板の通板速度が標準条件から逸脱することになる。 When steel plates with approximately the same cross-sectional area, which are classified into the same cross-sectional area or a similar group, are continuously passed, they are passed at the standard speed and temperature. It ’s fine. However, in the steel plates before and after the cross-section change connecting portion, at least some of the steel plates cannot be passed through under standard conditions. Due to this, a characteristic loss is likely to occur. For example, if the plate is fed in accordance with the standard plate speed of the steel plate immediately before (downstream side) the cross-section change connecting portion, the plate speed of the steel plate immediately after the connecting portion (upstream side) deviates from the standard condition. become.
鋼板の材料特性（降伏点ＹＰ、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、穴拡げ率λ等）を支配する組織因子は、主としてフェライト分率（α率）とマルテンサイト硬さである。フェライト分率は、主として焼入れ（急冷）前温度Ｔｑ、およびそれ以前の温度履歴（焼鈍条件：均熱温度Ｔｓｓ）により決定され、マルテンサイト硬さは、主として再加熱（焼戻し）の温度履歴（再加熱温度ＴＲＨ）により決定される。 The structural factors governing the material properties (yield point YP, tensile strength TS, elongation EL, hole expansion ratio λ, etc.) of the steel sheet are mainly the ferrite fraction (α ratio) and martensite hardness. The ferrite fraction is mainly determined by the temperature Tq before quenching (rapid cooling) and the previous temperature history (annealing condition: soaking temperature Tss), and the martensite hardness is mainly determined by the temperature history (re-heating). Heating temperature T RH ).
ＤＰ鋼板を製造する熱処理方法（連続焼鈍方法）としては、鋼板（冷延鋼板）をフェライト＋オーステナイトの２相域温度に加熱保持後に（焼入れ＋焼戻し）を行う方法（方法１）と、鋼板をＡｃ3変態点以上のオーステナイト単相域まで加熱保持後にフェライト＋オーステナイトの２相域温度に冷却して（焼入れ＋焼戻し）を行う方法（方法２）が考えられる。 As a heat treatment method (continuous annealing method) for producing DP steel plate, a method (method 1) of performing heating (quenching + tempering) after heating and holding the steel plate (cold rolled steel plate) to a two-phase region temperature of ferrite + austenite, A method (method 2) of cooling (quenching + tempering) by cooling to a ferrite + austenite two-phase region temperature after heating to the austenite single phase region above the Ac 3 transformation point is conceivable.
上記方法１では、熱処理終了後においても熱処理前の組織（加工組織）の影響が残り易いため、安定的に所望の特性を確保することが難しい（ばらつきが大きくなり易い）だけでなく、伸びＥＬや穴拡げ率λの低下が生じ易くなるため適切ではない。一方、方法２のように一旦オーステナイト単相域に加熱した後にフェライト変態をさせる方法では、上述のような不具合が生じなくなるため、材料特性を制御し易い手法である。この方法２の温度履歴において製造する際の、通板速度変化が組織に及ぼす影響は以下の通りである。
In the
図１は、上記方法２の熱処理方法の熱処理パターンを示したものであり、本発明方法では基本的にこの熱処理パターンを採用することになる。例えば、通板速度ＶＡにおいて所望の組織、特性が得られていた場合に、通板速度ＶＡよりも速い通板速度ＶＢに変化すると、逆変態挙動が進行し難くなるために、加熱＋均熱工程で得られるオーステナイト粒径（γ粒径）は、通板速度ＶＡで通板していたときと比べて通板速度ＶＢで通板した方が小さくなる。また、均熱後の２相域温度までの冷却工程におけるフェライト変態挙動は、通板速度ＶＡで通板していたときと比べて通板速度ＶＢで通板した方が進行し難くなる。これにより、通板速度がＶＡからＶＢに変化すると、最終的なフェライト分率が変化する。
FIG. 1 shows a heat treatment pattern of the heat treatment method of the
一方、マルテンサイト硬さ（α’硬さ）は、温度が一定であれば焼戻しの保持時間に依存するため、通板速度がＶＡからＶＢに速くなると、焼戻しの効果が低減してしまうため、通板速度ＶＡのときと比べて通板速度ＶＢのときの方が硬くなる。また、通板速度ＶＡよりも遅い通板速度ＶＢに変化した場合には、上記と全く逆の現象が生じることになる。 On the other hand, since the martensite hardness (α ′ hardness) depends on the tempering holding time if the temperature is constant, the tempering effect is reduced when the sheet passing speed is increased from V A to V B. Therefore, it is harder at the plate passing speed V B than at the plate passing speed V A. In addition, when the plate passing speed V B is lower than the plate passing speed V A, a phenomenon completely opposite to the above occurs.
このように、通板速度Ｖが変化するとフェライト分率（α分率）およびマルテンサイト硬さ（α’硬さ）が変化し、これに起因して特性が変わってしまうため、断面変化連結部のように通板速度が急激に変化する場合においては、定常部（同一もしくは類似グループの鋼板が連続している場合）と異なる最適な温度設計をする必要がある。以下、本発明方法を図面に従ってより具体的に説明する。 Thus, since the ferrite fraction (α fraction) and the martensite hardness (α ′ hardness) change when the plate passing speed V changes, and the characteristics change due to this, the cross-section change connecting portion In such a case where the plate passing speed changes rapidly, it is necessary to design an optimum temperature different from the steady portion (when the same or similar group of steel plates are continuous). Hereinafter, the method of the present invention will be described more specifically with reference to the drawings.
図２は、本発明方法の実施形態を説明するための図であり、この図では４つのコイル（鋼板）Ｉ〜ＩＶが連結され、そのうちコイルIIとIIIの間で断面変化連結部がある状態を示している。通板速度Ｖ、均熱温度Ｔｓｓ、焼入れ前温度Ｔｑ、再加熱温度ＴＲＨは、鋼板の特性（即ち、鋼板の組織）に与える因子として選ばれたものであり、図２では、これらの変化（標準条件、実際の履歴、理想の履歴）は、条件変更位置（即ち、焼入れ領域：図１参照）での値を経時的に示したものである。 FIG. 2 is a view for explaining an embodiment of the method of the present invention. In this figure, four coils (steel plates) I to IV are connected, and among them, there is a cross-section change connecting portion between the coils II and III. Is shown. The sheet passing speed V, the soaking temperature Tss, the pre-quenching temperature Tq, and the reheating temperature TRH are selected as factors that give to the characteristics of the steel sheet (that is, the structure of the steel sheet). In FIG. (Standard condition, actual history, ideal history) shows the values at the condition change position (ie, quenching region: see FIG. 1) with time.
図２に示すように、断面積が大きい鋼板が先行し、断面積が小さい鋼板が後行する場合においては、標準条件の通板速度Ｖは図２に示すように断面変化連結部を境にして非連続的に変化する。しかしながら、実際の製造工程においては、急激に通板速度Ｖを変化させると鋼板の蛇行等のトラブルが発生する可能性があるために、実際は図２の実際の履歴に示すように、除々に変化させていくことになる。図２では、鋼板サイズ（断面積）が大きな鋼板が先行しているため、この場合には図示するように通板速度Ｖが除々に増加することになり、通板速度が断面変化連結部以降の鋼板サイズ（断面積）の標準条件に達するまでは、所望の通板速度Ｖでは通板できないことになる。 As shown in FIG. 2, when a steel plate with a large cross-sectional area precedes and a steel plate with a small cross-sectional area follows, the passing speed V of the standard condition is as shown in FIG. Change discontinuously. However, in the actual manufacturing process, there is a possibility that troubles such as meandering of the steel sheet may occur if the plate passing speed V is suddenly changed, so that the actual change gradually as shown in the actual history of FIG. I will let you. In FIG. 2, a steel plate having a large steel plate size (cross-sectional area) is preceded, and in this case, the plate passing speed V gradually increases as shown in the figure, and the plate passing speed is increased after the cross-section change connecting portion. Until the standard condition of the steel plate size (cross-sectional area) is reached, the plate cannot be passed at a desired plate passing speed V.
従って、この通板速度Ｖの変化に応じて、均熱温度Ｔｓｓ、焼入れ前温度Ｔｑ、再加熱温度ＴＲＨを変化させなければ、所望の組織や特性が得られないことになるが、断面変化連結部以降も鋼板サイズ（断面積）で規定された標準条件の温度に設定しようとすると図２に示した各温度（標準条件）を取ることになってしまい、これは理想的な適正温度条件とは一致しないことになる。 Therefore, in accordance with a change in the strip running speed V, soaking temperature Tss, before quenching temperature Tq, if changing the reheating temperature T RH, but so that the desired tissue and characteristics can not be obtained, cross-sectional change If you try to set the temperature of the standard condition specified by the steel plate size (cross-sectional area) after the connecting part, it will take each temperature (standard condition) shown in Fig. 2, which is the ideal appropriate temperature condition Will not match.
実際の製造工程における温度履歴を考えると、鋼板サイズ（断面積）の急激な変化に対応して急激に温度を変更させることは難しいようにも見えるが、実際は鋼板サイズ（断面積）の変化に起因する熱容量の差があるため、実際の温度履歴は図２に示したように、標準条件の急激な変化に追従可能（若しくはそれ以上に温度変化する）であり、理想的な履歴とは逸脱しているのである。 Considering the temperature history in the actual manufacturing process, it seems difficult to change the temperature abruptly in response to a sudden change in the steel plate size (cross-sectional area). Due to the difference in heat capacity due to the actual temperature history, as shown in Fig. 2, it is possible to follow a rapid change in standard conditions (or change more than that), and deviate from the ideal history. It is doing.
即ち、先行（下流側）の鋼板サイズ（断面積）において標準条件の温度が得られるための炉温に制御された各炉に後行（上流側）の鋼板が侵入すると、熱容量が小さいために後行の鋼板の温度は急激に変化するのである。ここで、理想的な履歴（温度履歴）とは、図２に示すように、通板速度Ｖが連続的に変化したときに、均熱温度Ｙｓｓ、焼入れ前温度Ｔｑ、再加熱温度ＴＲＨも、通板速度Ｖの変化に応じて連続的に変化させることである。 That is, when the succeeding (upstream side) steel sheet enters each furnace controlled to the furnace temperature for obtaining the standard temperature in the preceding (downstream side) steel plate size (cross-sectional area), the heat capacity is small. The temperature of the succeeding steel plate changes rapidly. Here, the ideal history (temperature history), as shown in FIG. 2, when the sheet passing speed V is continuously changed, the soaking temperature Yss, before quenching temperature Tq, the reheating temperature T RH also It is to change continuously according to the change of the plate passing speed V.
但し、連続的に通板速度Ｖや各温度（均熱温度Ｔｓｓ、焼入れ前温度Ｔｑ、再加熱温度ＴＲＨ）、通板速度Ｖを変化させて制御することが困難な場合においては、断面変化連結部から後行の鋼板サイズ（断面積）の標準条件の通板速度Ｖに達するまでの区間を、例えば２分割、３分割、もしくはそれ以上の分割を行って断続的に変化させても良い。また、上記は主に先行鋼板の鋼板サイズ（断面積）が大きく、後行鋼板の鋼板サイズ（断面積）が小さい場合において説明をしたが、断面積が小さい鋼板が先行し断面積が大きい鋼板が後行する場合においては、この逆の通板速度と温度の設定をすれば良い。 However, if it is difficult to control by continuously changing the plate passing speed V, each temperature (soaking temperature Tss, pre-quenching temperature Tq, reheating temperature T RH ), and the plate passing speed V, the cross section changes. The section from the connecting portion to the plate speed V of the standard condition of the subsequent steel plate size (cross-sectional area) may be intermittently changed by, for example, dividing into two, three or more. . In addition, the above description is mainly made in the case where the steel plate size (cross-sectional area) of the preceding steel plate is large and the steel plate size (cross-sectional area) of the succeeding steel plate is small, but the steel plate having a small cross-sectional area precedes and has a large cross-sectional area. In the case of following, the reverse plate passing speed and temperature may be set.
このように、本発明方法は、断面積変化連結部が連続ラインの焼入れ領域を通過するときに、設定条件の変更を開始し、所定時間かけて上流側の設定条件に移行するものである。尚、設定条件の変更の開始時期は、制御のし易さを考慮して断面変化連結部が焼入れ領域を通過するときとした（前記図１参照）。 Thus, the method of the present invention starts changing the setting condition when the cross-sectional area change connecting portion passes through the quenching region of the continuous line, and shifts to the upstream setting condition over a predetermined time. The start time of changing the setting condition was set when the cross-section change connecting portion passed through the quenching region in consideration of ease of control (see FIG. 1).
本発明方法における、より具体的な形態としては、前記連結部の前後における鋼板の予め定めた均熱温度Ｔｓｓ、焼入れ前温度Ｔｑ、再加熱温度ＴＲＨおよび通板速度Ｖを、夫々Ｔｓｓ１およびＴｓｓ２、Ｔｑ１およびＴｑ２、ＴＲＨ１およびＴＲＨ２、Ｖ１およびＶ２としたとき、連結部が焼入れ領域以降を通過した後の鋼板の均熱温度をＴｓｓ１からＴｓｓ２に、焼入れ前温度をＴｑ１からＴｑ２に、再加熱温度をＴＲＨ１からＴＲＨ２に、通板速度をＶ１からＶ２に、夫々連続的または断続的に変化させて制御する形態が挙げられる（前記図２参照）。
In the process of the present invention, a more specific embodiment, the predetermined soaking temperature Tss of the steel sheet before and after the coupling portion, before quenching temperature Tq, the reheating temperature T RH and Tsuban velocity V, respectively Tss1 and Tss2 , Tq1 and Tq2, T RH 1 and T
本発明方法において設定条件の完了の時期については、前記図２に示したように、設定条件の変更を開始してから、上流側の鋼板の最後部が焼入れ領域を通過したときに、上流側の鋼板の設定条件の移行を完了するようにすれば良いがこれに限定されるものではない。例えば、上流側の鋼板の長さが十分にあれば、その途中でも良いし、また断面変化連結部の直後の鋼板ではなく、それ以降の鋼板のどこかで設定条件の移行を完了するようにしても良い。要するに、急激な設定条件の変化を与えて鋼板の特性に影響を与えない程度に、所定の時間をかけて穏やかに設定条件の移行を完了するようにすれば良い。 In the method of the present invention, as shown in FIG. 2, when the setting condition is completed, when the last part of the upstream steel sheet passes through the quenching region after the start of the change of the setting condition, the upstream side However, the present invention is not limited to this. For example, if the length of the upstream steel plate is sufficient, it may be in the middle of it, and the transition of the setting condition should be completed somewhere in the subsequent steel plate, not the steel plate immediately after the cross-section change connecting portion. May be. In short, the transition of the setting conditions may be completed gently over a predetermined time to such an extent that a sudden change in the setting conditions is not exerted to affect the characteristics of the steel sheet.
以上のように、本発明方法を実施することによって、フェライト占積率（α占積率）とマルテンサイト硬さ（α’硬さ）を適切に制御することができ、これによって材料特性外れを生じさせることなく、良好な特性を有する高強度鋼板の製造が可能になるのである。 As described above, by carrying out the method of the present invention, the ferrite space factor (α space factor) and the martensite hardness (α ′ hardness) can be appropriately controlled, thereby eliminating the material characteristic deviation. Without producing it, it becomes possible to produce a high-strength steel sheet having good characteristics.
本発明方法によって製造される高強度鋼板は、上記各特性を得るために、その組織が適切に調製されたものとなる。即ち、本発明方法によって得られる高強度鋼板は、組織が主としてフェライトとマルテンサイトからなり、全組織に対する占積率で夫々１０〜４０％（面積％）、６０〜９０％のものである。 The high-strength steel sheet produced by the method of the present invention has an appropriately prepared structure in order to obtain the above characteristics. That is, the high-strength steel sheet obtained by the method of the present invention has a structure mainly composed of ferrite and martensite, and has a space factor of 10 to 40% (area%) and 60 to 90%, respectively, with respect to the entire structure.
フェライトの占積率が１０％未満では、良好な伸びを確保することができなくなる他、オーステナイトの成長を抑制するピニング効果が希薄になり、４０％を超えると、伸びフランジ性が劣化する。一方、マルテンサイトの占積率が６０％未満では伸びフランジ性が低下し、９０％を超えると伸びが低下する。 If the space factor of ferrite is less than 10%, good elongation cannot be secured, and the pinning effect to suppress the growth of austenite becomes dilute. If it exceeds 40%, stretch flangeability deteriorates. On the other hand, if the space factor of martensite is less than 60%, the stretch flangeability decreases, and if it exceeds 90%, the elongation decreases.
尚、上記占積率とは、鋼材中の金属組織を構成する各相の全組織に対する比率（面積％）の意味であり、鋼材をナイタール腐食し、光学顕微鏡（１０００倍）で観察後、画像解析することによってフェライトおよびマルテンサイトの占積率を求めることができる。 In addition, the said space factor means the ratio (area%) with respect to the whole structure | tissue of each phase which comprises the metal structure in steel materials, steel material is subjected to nital corrosion, and after observing with an optical microscope (1000 times), an image By analyzing, the space factor of ferrite and martensite can be obtained.
本発明に係る複合組織鋼板は、主たる組織がフェライトとマルテンサイトからなるものであるが、これらの相だけで必ずしも１００％となっている必要はなく、主体とするという趣旨からして少なくともその総和が占積率で７０％以上、好ましくは８０％以上であり、残部組織（若しくは相）としてベイナイト、パーライト、残留オーステナイト等を含むことも許容している。但し、これらの組織は、伸びフランジ性を低下させないという観点からできるだけ少ない方が好ましい。 The composite structure steel sheet according to the present invention is mainly composed of ferrite and martensite, but it is not always necessary to be 100% only of these phases. The space factor is 70% or more, preferably 80% or more, and it is allowed to contain bainite, pearlite, retained austenite, etc. as the remaining structure (or phase). However, it is preferable that these structures are as small as possible from the viewpoint of not reducing the stretch flangeability.
本発明の鋼板では、組織が上記のように制御されることによって、良好な機械的特性を発揮するものとなるが、強度（引張強度ＴＳで９８０ＭＰａ以上）等の点を考慮した好ましい成分組成は、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％を夫々含むものが挙げられる。これらの範囲の規定理由は次の通りである。 In the steel sheet of the present invention, the structure is controlled as described above to exhibit good mechanical properties. However, the preferred component composition considering the strength (tensile strength TS of 980 MPa or more) is , C: 0.05 to 0.3%, Si: 0.01 to 3%, Mn: 0.5 to 3%, Al: 0.01 to 0.1%, respectively. The reasons for specifying these ranges are as follows.
［Ｃ：０．０５〜０．３％］
Ｃは、マルテンサイトを生成させて鋼板の強度を高める上で重要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。高強度化の観点からするとＣ含有量は多いほど好ましいが、多過ぎると伸びフランジ性を劣化させる残留オーステナイトが多量に生成してしまう他、溶接性にも悪影響を及ぼす様になるので、０．３％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量のより好ましい下限は０．０７％であり、より好ましい上限は０．２５％である。
[C: 0.05-0.3%]
C is an important element for increasing the strength of the steel sheet by generating martensite. In order to exhibit such effects, the C content is preferably 0.05% or more. From the viewpoint of increasing strength, it is preferable that the C content is large. However, if the C content is too large, a large amount of retained austenite that deteriorates stretch flangeability is generated, and the weldability is also adversely affected. It is preferable to make it 3% or less. A more preferable lower limit of the C content is 0.07%, and a more preferable upper limit is 0.25%.
［Ｓｉ：０．０１〜３％］
Ｓｉは、鋼を溶製する際に脱酸性元素として有効に作用する他、鋼の延性を劣化させることなく強度を高める有効な元素であり、更には伸びフランジ性を劣化させる粗大な炭化物の析出を抑える作用も有している。これらの効果を有効に発揮させるには０．０１％以上の含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉによる添加効果は約３％で飽和するので、好ましい上限を３％と定めた。Ｓｉ含有量のより好ましい下限は０．１％であり、より好ましい上限は２．５％である。
[Si: 0.01 to 3%]
Si effectively acts as a deoxidizing element when melting steel, and is an effective element that increases the strength without degrading the ductility of the steel, and also precipitates coarse carbides that degrade stretch flangeability. It also has the effect of suppressing the above. In order to effectively exhibit these effects, it is preferable to contain 0.01% or more. However, since the effect of addition by Si is saturated at about 3%, the preferable upper limit is set to 3%. A more preferable lower limit of the Si content is 0.1%, and a more preferable upper limit is 2.5%.
［Ｍｎ：０．５〜３％］
Ｍｎは鋼板の焼入れ性を高めて高強度を確保するうえで有用な元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、延性を低下させて加工性に悪影響を及ぼす様になるので、３％を上限とする。より好ましいＭｎ含有量は０．７％以上、２．５％以下である。
[Mn: 0.5 to 3%]
Mn is an element useful for enhancing the hardenability of the steel sheet and ensuring high strength. In order to exhibit these effects, it is preferable to contain 0.5% or more. However, if the Mn content is excessive, the ductility is lowered and the workability is adversely affected, so 3% is made the upper limit. A more preferable Mn content is 0.7% or more and 2.5% or less.
［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは脱酸作用を有する元素であり、Ａｌ脱酸を行う場合は０．０１％以上のＡｌを添加する必要がある。しかしＡｌ含有量が多過ぎると、上記効果が飽和するばかりか、非金属系介在物源となって物性や表面性状を劣化させるので、０．１％を上限とする。Ａｌのより好ましい含有量は０．０３％以上、０．０８％以下である。
[Al: 0.01 to 0.1%]
Al is an element having a deoxidizing action. When performing Al deoxidation, it is necessary to add 0.01% or more of Al. However, if the Al content is too large, not only the above effect is saturated but also a non-metallic inclusion source is deteriorated in physical properties and surface properties, so the upper limit is made 0.1%. A more preferable content of Al is 0.03% or more and 0.08% or less.
本発明で対象とする複合組織鋼板における好ましい基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。尚、不可避的不純物としては、鋼原料もしくはその製造工程で混入し得るＰ，Ｓ，Ｎ，Ｏなどが挙げられる。 The preferable basic component in the composite structure steel plate made into the object by this invention is as above, and remainder is iron and an unavoidable impurity. Inevitable impurities include steel raw materials or P, S, N, O, etc. that can be mixed in the manufacturing process.
本発明の鋼板には、必要に応じて、（ａ）Ｔｉ、Ｎｂ，ＶおよびＺｒよりなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０．０１〜１％、（ｂ）Ｎｉおよび／またはＣｕを合計で１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｂ：０．０００１〜０．００５％、（ｅ）Ｃａおよび／またはＲＥＭを合計で０．００３％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有用であり、含有される成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。これらの元素を含有させるときの範囲設定理由は以下の通りである。 In the steel sheet of the present invention, if necessary, (a) one or two or more selected from the group consisting of Ti, Nb, V and Zr is 0.01 to 1% in total, (b) Ni and / or Or Cu in total of 1% or less (not including 0%), (c) Cr: 2% or less (not including 0%) and / or Mo: 1% or less (not including 0%), (d) B: 0.0001 to 0.005%, (e) Ca and / or REM in total of 0.003% or less (not including 0%), etc. are also useful, Depending on the type, the properties of the steel sheet are further improved. The reason for setting the range when these elements are contained is as follows.
［Ｔｉ、Ｎｂ，ＶおよびＺｒよりなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０．０１〜１％］
これらの元素は、ＣやＮと炭化物、窒化物、炭窒化物などの析出物を形成し、強度向上に寄与する他、熱延時における結晶粒を微細化して伸びを高める作用も有している。こうした効果は、これらの合計（１種または２種以上）で０．０１％以上含有させることによって有効に発揮される。より好ましい含有量は０．０３％以上である。しかし、多過ぎると伸びおよび伸びフランジ性を却って劣化させるので、１％以下、より好ましくは０．７％以下に抑えるべきである。
[Totally 0.01 to 1% of one or more selected from the group consisting of Ti, Nb, V and Zr]
These elements form precipitates such as carbides, nitrides, carbonitrides and the like with C and N, contribute to improving the strength, and also have the effect of increasing the elongation by refining crystal grains during hot rolling. . Such an effect is effectively exhibited by adding 0.01% or more of these in total (one or two or more). A more preferable content is 0.03% or more. However, if the amount is too large, the elongation and stretch flangeability are deteriorated. Therefore, it should be suppressed to 1% or less, more preferably 0.7% or less.
［Ｎｉおよび／またはＣｕを合計で１％以下（０％を含まない）］
これらの元素は、強度−延性バランスを高く維持したまま、高強度化を実現するのに有効な元素である。こうした効果はそれらの含有量が増加するにつれて増大するが、合計（１種または２種）で１％を超えて含有させても上記効果が飽和してしまう他、熱延時に割れが生じる恐れがある。尚、これらの含有量のより好ましい下限は０．０５％であり、より好ましい上限は０．７％である。
[Ni and / or Cu in total 1% or less (excluding 0%)]
These elements are effective elements for achieving high strength while maintaining a high strength-ductility balance. These effects increase as their content increases, but the above effects are saturated even if the total (one or two) exceeds 1%, and cracking may occur during hot rolling. is there. In addition, the more preferable minimum of these content is 0.05%, and a more preferable upper limit is 0.7%.
［Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）］
ＣｒとＭｏは、いずれもオーステナイト相を安定化し、冷却過程での低温変態相の生成を容易にするのに有効な元素であり、その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有されると延性が劣化するので、Ｃｒは２％以下（より好ましくは１．５％以下）、Ｍｏは１％以下（より好ましくは０．７％以下）に抑えるべきである。
[Cr: 2% or less (not including 0%) and / or Mo: 1% or less (not including 0%)]
Both Cr and Mo are effective elements for stabilizing the austenite phase and facilitating the formation of a low temperature transformation phase in the cooling process, and the effect increases as the content increases. When contained, the ductility deteriorates, so Cr should be suppressed to 2% or less (more preferably 1.5% or less), and Mo should be suppressed to 1% or less (more preferably 0.7% or less).
［Ｂ：０．０００１〜０．００５％］
Ｂは焼入れ性を向上し、微量で鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になって０．００５％を超えると、結晶粒界が脆化して圧延時に割れが生じるおそれがある。
[B: 0.0001 to 0.005%]
B is an element effective for improving the hardenability and increasing the strength of the steel sheet in a small amount. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.0001% or more. However, if the B content is excessive and exceeds 0.005%, the crystal grain boundaries become brittle and cracks may occur during rolling.
［Ｃａおよび／またはＲＥＭを合計で０．００３％以下（０％を含まない）］
ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中の硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有されると、上記効果が飽和するので０．００３％以下とすべきである。
[Ca and / or REM in total 0.003% or less (excluding 0%)]
Ca and REM (rare earth elements) are effective elements for controlling the form of sulfide in steel and improving workability. Such an effect increases as the content thereof increases, but if it is excessively contained, the above effect is saturated, so it should be 0.003% or less.
以下、実施例を挙げて本発明を更に具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples as a matter of course, and appropriate modifications are made within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.
下記表１に示す化学成分組成の鋼を溶解し、熱間圧延、酸洗および冷延工程を経て、種々の断面積を有する長さ１２００〜１６００ｍの冷延鋼板コイル（コイルＩ〜ＩＶ）を得た。その後、異なる断面積を有する２種類の鋼板を組み合わせて断面変化連結部を作成し、下記表２に示す条件で連続焼鈍を行った。また、通板条件を示すために、コイルＩ、IIおよびIVの中央部、およびコイルIIIのトップ部、中央部、ボトム部（これらの位置については、前記図２参照）での通板速度および各温度条件（但し、通板速度は、各位置が焼入れ領域を通過したときの値、各温度条件は、各位置がそれらの炉を通過したときの値）を測定し、下記表２中に示した。 Steels having the chemical composition shown in Table 1 below are melted and subjected to hot rolling, pickling and cold rolling processes, and cold rolled steel sheet coils (coils I to IV) having a length of 1200 to 1600 m having various cross-sectional areas. Obtained. Then, the cross-section change connection part was created by combining two types of steel plates having different cross-sectional areas, and continuous annealing was performed under the conditions shown in Table 2 below. Further, in order to show the plate passing conditions, the plate passing speeds at the central portion of the coils I, II and IV and the top portion, the central portion and the bottom portion of the coil III (see FIG. 2 for these positions) and Each temperature condition (however, the plate passing speed is a value when each position passes through the quenching region, and each temperature condition is a value when each position passes through the furnace) is shown in Table 2 below. Indicated.
熱処理後のコイルの特性を比較するため、断面変化連結部の前後２コイルずつのトップ部［前記図２の（１）、（４）、（７）、（１０）：いずれもコイル先端より５０ｍの位置］、中央部［前記図２の（２）、（５）、（８）、（１１）：いずれもコイル中央位置］、ボトム部［前記図２の（３）、（６）、（９）、（１２）：いずれもコイル後端より５０ｍの位置］から試験片を採取し、組織［フェライトの占積率（α占積率）、マルテンサイトの占積率（α’占積率）、マルテンサイトの硬さ（α’硬さ）］、および機械的特性（引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、穴拡げ率λ）を下記の方法によって測定した。 In order to compare the characteristics of the coil after heat treatment, the top part of each of the two coils before and after the cross-section change connecting part [(1), (4), (7), (10) in FIG. Position], the central part [(2), (5), (8), (11) in FIG. 2 are all coil central positions], the bottom part ((3), (6), ( 9), (12): Both test specimens are taken from the position 50 m from the rear end of the coil], and the structure [ferrite space factor (α space factor), martensite space factor (α ′ space factor) ), Martensite hardness (α ′ hardness)], and mechanical properties (tensile strength TS, elongation EL, hole expansion ratio λ) were measured by the following methods.
［試験鋼板の組織の測定方法］
フェライトαおよびマルテンサイトα’の占積率については、ナイタール腐食後の組織写真を画像解析することによって測定した。マルテンサイトの硬さ（α’硬さ）は、ナノインデンターで測定した値を、ビッカース硬さに換算して求めた。
[Method for measuring structure of test steel sheet]
The space factor of ferrite α and martensite α ′ was measured by image analysis of a structure photograph after nital corrosion. The hardness (α ′ hardness) of martensite was determined by converting the value measured with a nanoindenter to Vickers hardness.
［試験鋼板の機械的特性の測定方法］
（ａ）引張試験：インストロン社製の万能引張試験機を使用し、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）と伸び（全伸び率：ＥＬ）を求めた。
（ｂ）穴拡げ試験：東京衡機社製の２０トン穴拡げ試験機を使用し、鉄鋼連盟規格（ＪＦＳＴ１００１−１９９６）に準拠して穴拡げ率（λ）を求めて伸びフランジ性を評価した。
[Measuring method of mechanical properties of test steel sheet]
(A) Tensile test: Using a universal tensile tester manufactured by Instron, yield point (YP), tensile strength (TS) and elongation (total elongation: EL) were determined using a JIS No. 5 tensile test piece. .
(B) Hole expansion test: Using a 20-ton hole expansion test machine manufactured by Tokyo Henki Co., Ltd., the hole expansion rate (λ) was determined in accordance with the Steel Federation standard (JFST1001-1996), and the stretch flangeability was evaluated.
試験結果を下記表３に示す。但し、表３のコイルＩおよびIV（定常部）については、３つの位置の平均値を示した。引張試験結果（ＹＰ、ＴＳ、ＥＬ）については、断面変化連結部の前後コイルの６点［（４）〜（９）］の値が、定常部の平均［（１）〜（３）および（１０）〜（１２）の平均］と比較して、６点全ての特性差が５％以内のものを合格とした。 The test results are shown in Table 3 below. However, the average value of three positions was shown about the coils I and IV (steady part) of Table 3. As for the tensile test results (YP, TS, EL), the values of the six points [(4) to (9)] of the front and rear coils of the cross-section change connecting portion are the average [(1) to (3) and ( 10) to (12) average], a characteristic difference of all 6 points within 5% was accepted.
この結果から明らかなように、試験Ｎｏ．１〜３は断面変化連結部を含む際の通板条件に適していたために所望の特性が得られ、特性判定で合格となったが、試験Ｎｏ．４のものでは、温度条件が適切ではなかったために、コイルIIIの特性が所望の値とならず、不合格の判定となった。 As is apparent from this result, test no. 1 to 3 were suitable for the sheet passing conditions when including the cross-section change connecting portion, and thus desired characteristics were obtained and passed the characteristic determination. In the case of No. 4, since the temperature condition was not appropriate, the characteristic of the coil III did not become a desired value, and it was judged as rejected.
Claims (9)
均熱温度Ｔｓｓ、焼入れ前温度Ｔｑ、再加熱温度ＴＲＨおよび通板速度Ｖを、各鋼板の断面積に応じて夫々予め設定しておき、鋼板断面積が異なる鋼板の連結部が連続ラインの焼入れ領域を通過するときに、設定条件の変更を開始し、所定時間かけて上流側の鋼板の設定条件に移行することを特徴とする引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法。 A plurality of cold-rolled steel plates are connected in the flow direction of the continuous line, and the connected steel plates are annealed, quenched and tempered in the continuous line, so that the structure is mainly composed of ferrite and martensite. -40% (meaning "area%", the same applies to the structure below), martensite: a method for producing a composite structure steel sheet of 60-90%,
The soaking temperature Tss, the pre-quenching temperature Tq, the reheating temperature TRH and the sheet passing speed V are set in advance according to the cross-sectional area of each steel plate, and the connecting portions of the steel plates having different steel plate cross-sectional areas are continuous lines. A method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, characterized in that, when passing through a quenching region, a change in the setting condition is started and a transition is made to the setting condition of the upstream steel sheet over a predetermined time.
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