JP5228963B2 - Cold rolled steel sheet and method for producing the same - Google Patents

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本発明は、冷延鋼板およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、自動車や各種の産業機械等に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車のバンパーレインフォースやドアビームさらには各種ピラー等に代表される構造部材の素材や、自動車のシートレールやシートフレーム等の素材として用いるのに好適な、曲げ性と伸び、加工硬化性さらには高降伏比を高次に両立させた引張強度780MPa以上の成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。   The present invention relates to a cold-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof. Specifically, the present invention relates to materials for structural members used in automobiles and various industrial machines, among others, materials for structural members represented by automobile bumper reinforcement, door beams, and various pillars, etc. Suitable for use as a material for seat rails, seat frames, etc., high strength cold-rolled steel sheets excellent in formability with a tensile strength of 780 MPa or higher, which are compatible with bending properties, elongation, work hardenability and high yield ratio, and It relates to the manufacturing method.
近年、自動車用鋼板の分野では、燃費の向上および耐衝突特性の向上のため、引張強度が780MPa以上の高強度鋼板、とりわけ高強度冷延鋼板およびそれを母材としためっき鋼板の適用が拡大しつつあり、成形加工がより難しい用途にも用いられるようになってきている。   In recent years, in the field of automotive steel sheets, the application of high-strength steel sheets with a tensile strength of 780 MPa or more, particularly high-strength cold-rolled steel sheets and plated steel sheets based on them, has been expanded in order to improve fuel economy and impact resistance. However, it is also being used for applications where molding is more difficult.
従来、成形が難しい加工、例えば張り出し加工を行うためには、成形加工時に鋼板や金型を加熱したり、二段成形を行ったりしていたが、これらの手段では生産性の低下やコストの増加を伴うため、これらを改善すべく成形加工の工数を低減することが要望されていた。   Conventionally, in order to perform processing that is difficult to form, for example, overhang processing, steel plates and dies are heated during forming processing, or two-stage forming has been performed, but these methods reduce productivity and cost. Since this is accompanied by an increase, it has been desired to reduce the man-hours of the molding process in order to improve these.
この要望に応えるため、これまでにも、高強度鋼板自体の成形性を向上させることが提案されている。例えば、特許文献1には、高強度化に伴って劣化する成形性を向上させることを目的として、降伏比を低下させ伸びを向上させた、フェライトとマルテンサイトの2相からなるDP鋼が提案されている。また、特許文献2には、さらに伸び特性を改善させた、フェライト、ベイナイトおよびオーステナイトからなる、いわゆるTRIP鋼が提案されている。   In order to meet this demand, it has been proposed to improve the formability of the high-strength steel sheet itself. For example, Patent Document 1 proposes a DP steel composed of two phases of ferrite and martensite, which has a reduced yield ratio and improved elongation for the purpose of improving formability that deteriorates with increasing strength. Has been. Patent Document 2 proposes a so-called TRIP steel made of ferrite, bainite, and austenite with further improved elongation characteristics.
特公昭59−45735号公報Japanese Patent Publication No.59-45735 特開昭61−157625号公報JP-A 61-157625
しかし、これらの従来の技術では、引張強度780MPa以上の高強度鋼板の成形において重要となる曲げ性を伸びと高次に両立させるための配慮がなされていないため、充分な成形性を得ることができない。   However, in these conventional techniques, there is no consideration for making the bendability, which is important in forming a high-strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, compatible with elongation and higher order, so that sufficient formability can be obtained. Can not.
また、大入力時に塑性変形することを避ける必要がある部品には、降伏比が高い高強度鋼板を用いることが好適であるが、従来、降伏比が高い高強度鋼板には、伸びが劣ったものしか存在せず、高い降伏比と良好な伸びとを両立することは困難であった。   For parts that need to avoid plastic deformation at the time of large input, it is preferable to use a high-strength steel plate with a high yield ratio, but conventionally, a high-strength steel plate with a high yield ratio has poor elongation. However, it was difficult to achieve both a high yield ratio and good elongation.
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、Tiの炭窒化物を主体とした微細析出物により鋼板の組織を微細化し、フェライト相を強化した上で、ベイナイトで、望ましくはベイナイトとマルテンサイトとで強度を確保しつつ、多量の残留オーステナイトによって加工硬化性を確保することにより、引張強度780MPa以上の高強度と良好な曲げ性、伸びと高降伏比を兼ね備える高強度冷延鋼板を得ることができることを知見して、本発明を完成した。ここで、「伸び」は全伸びを評価する指標で、「加工硬化性」は均一伸びを評価する指標である。加工硬化性を評価する際の具体的な指標として、JIS Z 2253に規定される加工硬化指数であるn値(以下、「加工硬化指数n」という)を用いる。   As a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventors refined the structure of the steel sheet with fine precipitates mainly composed of Ti carbonitride, strengthened the ferrite phase, and then bainite. In addition, by ensuring work hardening with a large amount of retained austenite while securing strength with bainite and martensite, high tensile strength of 780 MPa or more, high bendability, high elongation and high yield ratio Knowing that a cold-rolled steel sheet can be obtained, the present invention has been completed. Here, “elongation” is an index for evaluating total elongation, and “work hardening” is an index for evaluating uniform elongation. As a specific index for evaluating work hardening, an n value (hereinafter referred to as “work hardening index n”) which is a work hardening index defined in JIS Z 2253 is used.
本発明は、C:0.08%以上0.18%以下(本明細書では特に断りがない限り組成に関する「%」は「質量%」を意味するものとする)、Si:0.5%以下、Mn:1.8%以上3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.005%以上0.5%以下、N:0.01%以下、Ti:0.05%以上0.2%以下を含有し、残部Feおよび不純物からなり、かつ式(1)のC*が0.06以上である組成を有し、平均粒径5μm以下のフェライト、平均粒径5μm以下のベイナイト、および最大長径3μm以下の残留オーステナイトからなり、フェライトの体積率Vfが、0.40以上0.70以下であるとともに式(2)の関係を満たし、かつ残留オーステナイトの体積率Vaが0.05以上である金属組織を有するとともに、引張強度が780MPa以上であり、伸びが5%および10%の2点間の加工硬化指数nが0.19以上であり、さらに降伏比が72%以上である機械特性を有することを特徴とする冷延鋼板である。
C*=C+(12/14)×N−(12/48)×Ti−(12/93)×Nb
・・・・・・(1)
0.50≦{C*/(1−Vf)}+{(Mn+Ni)/6}+(Cr/5)+(Mo/2)≦0.80
・・・・・・(2)
In the present invention, C: 0.08% or more and 0.18% or less (in this specification, “%” means “mass%” unless otherwise specified), Si: 0.5% Hereinafter, Mn: 1.8% to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, sol. Al: 0.005% or more and 0.5% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.05% or more and 0.2% or less, comprising balance Fe and impurities, and C * has a composition of 0.06 or more, and is composed of ferrite having an average particle diameter of 5 μm or less, bainite having an average particle diameter of 5 μm or less, and retained austenite having a maximum major diameter of 3 μm or less. It has a metal structure that is 40 or more and 0.70 or less, satisfies the relationship of formula (2), and has a volume fraction Va of retained austenite of 0.05 or more, a tensile strength of 780 MPa or more, and an elongation of 5%. And a cold-rolled steel sheet having mechanical properties such that the work hardening index n between two points of 10% is 0.19 or more and the yield ratio is 72% or more.
C * = C + (12/14) × N− (12/48) × Ti− (12/93) × Nb
(1)
0.50 ≦ {C * / (1−Vf)} + {(Mn + Ni) / 6} + (Cr / 5) + (Mo / 2) ≦ 0.80
(2)
本発明においてフェライトの平均粒径、ベイナイトの平均粒径は、いずれも、走査型電子顕微鏡を用いて撮影した、視野の大きさ30μm角、視野数10の組織写真においてそれぞれの結晶粒を選び出し、その粒数と画像解析で求めた面積とから円相当直径を計算して平均することにより得られる値を意味する。また、本発明において残留オーステナイトの最大長径、マルテンサイトの最大長径は、視野数10の組織写真における最大長径の測定結果から求められる値を意味する。さらに、フェライトの体積率は、この画像解析の面積から計算により求められる値を意味し、残留オーステナイトの体積率はX線回折法により測定して求められる値を意味する。   In the present invention, the average grain size of ferrite and the average grain size of bainite are all selected by selecting each crystal grain in a structure photograph with a field size of 30 μm square and a field number of 10 taken using a scanning electron microscope, It means a value obtained by calculating and averaging the equivalent circle diameter from the number of grains and the area obtained by image analysis. Further, in the present invention, the maximum major axis of retained austenite and the maximum major axis of martensite mean values obtained from the measurement result of the maximum major axis in a structure photograph with 10 fields of view. Further, the volume fraction of ferrite means a value obtained by calculation from the area of this image analysis, and the volume fraction of retained austenite means a value obtained by measurement by an X-ray diffraction method.
この式(1)および式(2)におけるC、N、Ti、Nb、Mn、Ni、Cr、Moは、それぞれの成分の含有量(質量%)を表す。
この本発明に係る冷延鋼板は、組成がNb:0.1%以下を含有する冷延鋼板であることが望ましい。
C, N, Ti, Nb, Mn, Ni, Cr, and Mo in the formulas (1) and (2) represent the content (mass%) of each component.
The cold-rolled steel sheet according to the present invention is preferably a cold-rolled steel sheet having a composition containing Nb: 0.1% or less.
これらの本発明に係る冷延鋼板は、組成が、Cr:1%以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下、Cu:1%以下、Ni:1%以下およびB:0.005%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有する冷延鋼板であることが望ましい。   These cold rolled steel sheets according to the present invention have a composition of Cr: 1% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, and B: A cold-rolled steel sheet containing one or more selected from the group consisting of 0.005% or less is desirable.
これらの本発明に係る冷延鋼板は、上述した金属組織(平均粒径5μm以下のフェライト、平均粒径5μm以下のベイナイト、および最大長径3μm以下の残留オーステナイトからなり)に加えて、最大長径3μm以下のマルテンサイトを有する冷延鋼板であることが望ましい。   These cold-rolled steel sheets according to the present invention have a maximum major axis of 3 μm in addition to the above-described metal structure (ferrite having an average grain size of 5 μm or less, bainite having an average grain size of 5 μm or less, and retained austenite having a maximum major axis of 3 μm or less). A cold-rolled steel sheet having the following martensite is desirable.
別の観点からは、本発明は、上述した組成を有する鋼を素材として、鋳造、熱間圧延、酸洗、冷間圧延および焼鈍を順次行うことにより冷延鋼板を製造する方法において、熱間圧延に先立つスラブ加熱においてスラブ中心の温度が1250℃を超える温度域に5分間以上保持し、熱間圧延の仕上温度を880℃以上950℃以下とするとともに、焼鈍において、Ac変態点以上(Ac変態点+50℃)以下の温度域で240秒間以下保持してから、650℃までの平均冷却速度を1℃/秒以上10℃/秒以下として冷却し、引き続き、460℃までの平均冷却速度を5℃/秒以上として冷却し、その後、430℃以下350℃以上の温度域での滞在時間が200秒間以上1000秒間以下となるように冷却または保持することを特徴とする引張強度780MPa以上の冷延鋼板の製造方法である。 From another viewpoint, the present invention provides a method for producing a cold-rolled steel sheet by sequentially performing casting, hot rolling, pickling, cold rolling, and annealing using the steel having the above-described composition as a raw material. In the slab heating prior to rolling, the temperature at the center of the slab is kept in a temperature range exceeding 1250 ° C. for 5 minutes or more, the finishing temperature of the hot rolling is set to 880 ° C. or more and 950 ° C. or less, and in annealing, the Ac 3 transformation point or more ( (Ac 3 transformation point + 50 ° C.) held for 240 seconds or less in the temperature range, and then cooled to an average cooling rate up to 650 ° C. of 1 ° C./second to 10 ° C./second, followed by average cooling to 460 ° C. It is cooled at a rate of 5 ° C./second or more, and then cooled or held so that the residence time in a temperature range of 430 ° C. or less and 350 ° C. or more is 200 seconds or more and 1000 seconds or less. That is a method of manufacturing a tensile strength 780MPa or more cold-rolled steel sheet.
この本発明に係る冷延鋼板の製造方法により製造された冷延鋼板にめっきを施してもよい。この場合のめっきの種類、めっきの方法は特に限定されない。   The cold-rolled steel sheet manufactured by the method for manufacturing a cold-rolled steel sheet according to the present invention may be plated. In this case, the type of plating and the plating method are not particularly limited.
本発明により、従来、張り出し加工時に行っていたような、加熱、二段成形を省略することが出来ることに加えて、高強度冷延鋼板の単なる成形性の向上だけではなく、均一に伸びを生じさせることが可能になるため、良好な曲げ性、伸び、加工硬化性さらには高降伏比を高次に兼ね備える引張強度780MPa以上の冷延鋼板およびその製造方法を提供することができる。このため、この冷延鋼板は、例えば自動車や各種の産業機械等に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車のバンパーレインフォースやドアビームさらには各種ピラー等に代表される構造部材の素材や、自動車のシートレールやシートフレーム等の素材として用いるのに好適である。   According to the present invention, in addition to the fact that heating and two-stage forming, which has been conventionally performed during the overhanging process, can be omitted, not only simply improving the formability of the high-strength cold-rolled steel sheet, but also extending uniformly. Therefore, it is possible to provide a cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more and a method for producing the cold-rolled steel sheet having high bendability, elongation, work hardenability, and high yield ratio. For this reason, this cold-rolled steel sheet is a material for structural members used in automobiles and various industrial machines, for example, materials for structural members represented by automobile bumper reinforcement, door beams, and various pillars, etc. It is suitable for being used as a material such as a seat rail or a seat frame.
以下、本発明に係る冷延鋼板およびその製造方法を実施するための形態を説明する。はじめに、本発明に係る冷延鋼板の(I)組成、(II)金属組織および(III)機械特性を、上述したように限定する理由を、その作用とともに説明する。   Hereinafter, the form for implementing the cold-rolled steel plate which concerns on this invention, and its manufacturing method is demonstrated. First, the reason why the (I) composition, (II) metal structure, and (III) mechanical properties of the cold-rolled steel sheet according to the present invention are limited as described above will be described together with the operation thereof.
(I)組成
[C:0.08%以上0.18%以下]
Cは、780MPa以上の強度を得るために含有する。C含有量が0.08%未満では所望の強度を得ることができず、一方C含有量が0.18%を超えると、靱性や溶接性が低下する。そこで、C含有量は0.08%以上0.18%以下とする。好ましくは0.08%以上0.13%以下である。
(I) Composition [C: 0.08% or more and 0.18% or less]
C is contained to obtain a strength of 780 MPa or more. If the C content is less than 0.08%, the desired strength cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.18%, the toughness and weldability deteriorate. Therefore, the C content is set to 0.08% or more and 0.18% or less. Preferably they are 0.08% or more and 0.13% or less.
[Si:0.5%以下]
Siは、鋼板を高強度化するのに有効な元素であり、また伸びが良好な、いわゆるTRIP鋼においては必要な残留オーステナイト量を確保するために積極的に含有される。しかし、Si含有量が0.5%を超えると、冷延鋼板では化成処理性が劣化することがあり、電気めっき鋼板ではめっき密着性が劣化することがあり、また溶融めっき鋼板ではめっきとの濡れ性が劣化することがある。そこで、Si含有量は0.5%以下とする。好ましくは0.3%以下である。一方、Siは不純物として鋼中に混入する元素でもあり、その含有量を0.003%未満にすることは製鋼コストが嵩むばかりで不利であるため、そのSi含有量の下限を0.003%とすることが好ましい。なお、Siによる高強度化の効果を得るためには0.02%以上添加することが好ましく、0.15%以上とすることがさらに好ましい。
[Si: 0.5% or less]
Si is an element effective for increasing the strength of a steel sheet, and is positively contained in order to secure a necessary amount of retained austenite in so-called TRIP steel having good elongation. However, if the Si content exceeds 0.5%, the chemical conversion property may deteriorate in the cold-rolled steel sheet, the plating adhesion may deteriorate in the electroplated steel sheet, and the plating with the hot-plated steel sheet. The wettability may deteriorate. Therefore, the Si content is 0.5% or less. Preferably it is 0.3% or less. On the other hand, Si is also an element mixed in the steel as an impurity, and making the content less than 0.003% unfavorably increases the steelmaking cost, so the lower limit of the Si content is 0.003%. It is preferable that In order to obtain the effect of increasing the strength by Si, 0.02% or more is preferably added, and more preferably 0.15% or more.
[Mn:1.8%以上3.0%以下]
Mnは、焼入れ性を高めて高強度を得るのに非常に有効な元素であり、本発明においても780MPa以上の強度を得るために1.8%以上含有する。しかし、Mn含有量が3.0%を超えると、バンド組織が発達して曲げ性が低下する。そこで、Mn含有量は1.8%以上3.0%以下とする。好ましくは2.0%以上2.7%以下である。
[Mn: 1.8% to 3.0%]
Mn is an element that is very effective for increasing the hardenability and obtaining high strength. In the present invention, Mn is contained in an amount of 1.8% or more in order to obtain a strength of 780 MPa or more. However, if the Mn content exceeds 3.0%, the band structure develops and the bendability decreases. Therefore, the Mn content is 1.8% or more and 3.0% or less. Preferably they are 2.0% or more and 2.7% or less.
[P:0.1%以下]
Pは、固溶強化により高強度化するため含有することができるものの、冷延鋼板の靱性を劣化させる。そこで、このような影響が顕著に表れない範囲として、P含有量は0.1%以下とする。
[P: 0.1% or less]
Although P can be contained to increase the strength by solid solution strengthening, it deteriorates the toughness of the cold-rolled steel sheet. Therefore, the P content is set to 0.1% or less as a range in which such influence does not appear remarkably.
[S:0.01%以下]
Sは、不純物として存在し、MnSを形成して曲げ性を劣化させる。そこで、このような影響が顕著に表れない範囲として、S含有量は0.01%以下とする。好ましくは0.004%以下であり、より好ましくは0.002%以下である。
[S: 0.01% or less]
S exists as an impurity, forms MnS, and degrades bendability. Therefore, the S content is set to 0.01% or less as a range in which such influence does not appear remarkably. Preferably it is 0.004% or less, More preferably, it is 0.002% or less.
[sol.Al:0.005%以上0.5%以下]
Alは、脱酸のため含有する。sol.Al含有量が0.005%未満では脱酸が十分でない。一方、sol.Al含有量が0.5%を超えてもその効果は飽和しコストが嵩むばかりとなる。そこで、sol.Al含有量は0.005%以上0.5%以下である。
[Sol. Al: 0.005% to 0.5%]
Al is contained for deoxidation. sol. If the Al content is less than 0.005%, deoxidation is not sufficient. On the other hand, sol. Even if the Al content exceeds 0.5%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, sol. Al content is 0.005% or more and 0.5% or less.
[N:0.01%以下]
Nを過剰に含有すると粗大な窒化物が形成され、冷延鋼板の曲げ性が劣化する。N含有量が0.01%以下であればこの影響が顕著に表れることはない。そのため、N含有量は0.01%以下とする。一方、Nは不純物として鋼中に混入する元素でもあり、その含有量を0.001%未満にすることは製鋼コストが嵩み経済的に不利である。そこで、N含有量は0.001%以上とすることが好ましい。
[N: 0.01% or less]
When N is contained excessively, coarse nitrides are formed, and the bendability of the cold-rolled steel sheet deteriorates. If the N content is 0.01% or less, this effect does not appear remarkably. Therefore, the N content is 0.01% or less. On the other hand, N is also an element mixed in the steel as an impurity, and making its content less than 0.001% is disadvantageous economically because of the high steelmaking cost. Therefore, the N content is preferably 0.001% or more.
[Ti:0.05%以上0.2%以下]
Tiは、CやN等と結合、あるいはさらに複合化して微細析出物を形成することにより、鋼板の金属組織を微細化するとともにフェライト相を強化して、曲げ性を改善する重要な元素の一つである。Ti含有量が0.05%未満であるとこのような効果を充分に得ることができず、一方Ti含有量が0.2%を超えてもこれに見合うだけの効果を得られない。そこで、Ti含有量は0.05%以上0.2%以下とする。
[Ti: 0.05% to 0.2%]
Ti is an important element that improves the bendability by combining with C or N or by further compounding to form fine precipitates to refine the metal structure of the steel sheet and strengthen the ferrite phase. One. If the Ti content is less than 0.05%, such an effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, even if the Ti content exceeds 0.2%, an effect commensurate with this cannot be obtained. Therefore, the Ti content is 0.05% or more and 0.2% or less.
次に、必要に応じて含有する任意元素について説明する。
[Nb:0.1%以下]
Nbは、Tiと同様に、C等と結合あるいはさらに複合化して微細析出物を形成することにより、鋼板の組織を微細化するとともにフェライト相を強化して、曲げ性を改善する効果を奏する元素の一つであるので、必要に応じて含有することが望ましい。しかし、Nb含有量が0.1%を超えても、それに見合うだけの効果を得られない。そこで、Nbを含有する場合には、その含有量は0.1%以下とする。なお、強化の効果を確実に得るためには、Nb含有量は0.005%以上とすることが望ましい。
Next, the optional elements contained as necessary will be described.
[Nb: 0.1% or less]
Nb, like Ti, is an element that has the effect of improving the bendability by combining with C or the like or forming a fine precipitate by forming a fine precipitate to refine the structure of the steel sheet and strengthen the ferrite phase. Therefore, it is desirable to contain it as necessary. However, even if the Nb content exceeds 0.1%, an effect commensurate with it cannot be obtained. Therefore, when Nb is contained, the content is 0.1% or less. In addition, in order to acquire the effect of reinforcement | strengthening reliably, it is desirable that Nb content shall be 0.005% or more.
また、本発明で規定する含有量でTiおよびNbを含有することにより、これらTi、Nbの微細析出物が形成されてフェライト相が強化されることにより、目的とする72%以上の高い降伏比を、より容易に得ることができる。   In addition, by containing Ti and Nb at the contents specified in the present invention, fine precipitates of these Ti and Nb are formed and the ferrite phase is strengthened, so that a desired high yield ratio of 72% or more is achieved. Can be obtained more easily.
[Cr:1%以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下、Cu:1%以下、Ni:1%以下およびB:0.005%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上]
Cr、Mo、V、Cu、Ni、Bは、いずれも、強度の確保のために含有してもよい任意元素である。しかし、各元素の含有量が上述した範囲を超えると、強度の向上の効果が飽和してコストが嵩むため、Cr、Mo、V、Cu、NiまたはBを含有する場合には、Cr:1%以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下、Cu:1%以下、Ni:1%以下およびB:0.005%以下とすることが望ましい。これらの元素は、一種を単独で含有してもよいし、あるいは二種以上を複合して含有してもよい。なお、強度の向上の効果を確実に得るため、Cr、Mo、V、Cu、Niについてはそれぞれ0.05%以上含有することが望ましく、Bについては0.0002%以上含有することが望ましい。
[Cr: 1% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, and B: 0.005% or less Species or 2 or more types]
Cr, Mo, V, Cu, Ni, and B are all optional elements that may be contained to ensure strength. However, if the content of each element exceeds the above-described range, the effect of improving the strength is saturated and the cost increases. Therefore, when Cr, Mo, V, Cu, Ni or B is contained, Cr: 1 %, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, and B: 0.005% or less. These elements may be contained singly or in combination of two or more. In order to surely obtain the effect of improving the strength, it is desirable to contain 0.05% or more of Cr, Mo, V, Cu, and Ni, respectively, and it is desirable to contain 0.0002% or more of B.
[式(1)のC*=C+(12/14)×N−(12/48)×Ti−(12/93)×Nb:0.06以上]
本発明に係る冷延鋼板は、式(1)により規定されるC*の値が0.06以上である。
[C * in formula (1) = C + (12/14) × N− (12/48) × Ti− (12/93) × Nb: 0.06 or more]
In the cold rolled steel sheet according to the present invention, the value of C * defined by the formula (1) is 0.06 or more.
本発明では、TiやNbの微細析出物でフェライトを強化することを一つの特徴とするが、CがNとともにTi、Nbと結合して析出することにより、伸びや加工硬化性の向上に必要な残留オーステナイト量を確保することに有効に作用し得るCが減少する。そこで、本発明では、C含有量を、N含有量、Ti含有量およびNb含有量との関係において最適化する。式(1)はこの関係を示しており、式(1)のC*が0.06未満であると焼鈍の際の冷却過程において生成するベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの量が不足し、強度が不足するか、あるいは強度は充足しても伸びや曲げ性が不足する。そこで、本発明では式(1)のC*を0.06以上とする。   One feature of the present invention is to strengthen ferrite with fine precipitates of Ti and Nb, but it is necessary to improve elongation and work hardenability by binding C and depositing with Ti and Nb together with N. C that can effectively act to secure a sufficient amount of retained austenite is reduced. Therefore, in the present invention, the C content is optimized in relation to the N content, the Ti content, and the Nb content. Formula (1) shows this relationship, and when C * of formula (1) is less than 0.06, the amount of bainite, martensite and residual austenite generated in the cooling process during annealing is insufficient, and the strength However, even if the strength is sufficient, the elongation and the bendability are insufficient. Therefore, in the present invention, C * in the formula (1) is set to 0.06 or more.
上述した以外の成分は、Feおよび不純物である。
(II)金属組織
本発明の金属組織は、平均粒径5μm以下のフェライト、平均粒径5μm以下のベイナイト、および最大長径3μm以下の残留オーステナイトからなるか、あるいはこれらに加えて最大長径3μm以下のマルテンサイトからなり、フェライトの体積率Vfが、0.40以上0.70以下であるとともに式(2)の関係を満たし、かつ残留オーステナイトの体積率Vaが0.05以上である
すなわち、フェライトの平均粒径が5μmを超える場合、ベイナイト平均粒径が5μmを超える場合、残留オーステナイトの最大長径が3μmを超える場合には、曲げ変形時にそれらの粒界にかかる応力が大きくなって亀裂の発生および伝播がもたらされ、曲げ性が劣る。そこで、フェライトは平均粒径5μm以下、ベイナイトは平均粒径5μm以下、および残留オーステナイトは最大長径3μm以下とする。
Components other than those described above are Fe and impurities.
(II) Metal structure The metal structure of the present invention is composed of ferrite having an average particle diameter of 5 μm or less, bainite having an average particle diameter of 5 μm or less, and retained austenite having a maximum major axis of 3 μm or less, or in addition to these, a maximum major axis of 3 μm or less. It consists of martensite, the ferrite volume fraction Vf is 0.40 or more and 0.70 or less, satisfies the relationship of the formula (2), and the residual austenite volume fraction Va is 0.05 or more. When the average particle size exceeds 5 μm, when the bainite average particle size exceeds 5 μm, or when the maximum major axis of retained austenite exceeds 3 μm, the stress applied to the grain boundaries during bending deformation increases, and cracks are generated. Propagation is caused and bending property is inferior. Therefore, ferrite has an average particle size of 5 μm or less, bainite has an average particle size of 5 μm or less, and retained austenite has a maximum major axis of 3 μm or less.
さらに、強度確保の観点からは、この金属組織(平均粒径5μm以下のフェライト、平均粒径5μm以下のベイナイト、および最大長径3μm以下の残留オーステナイトからなる金属組織)に加えて、最大長径3μm以下のマルテンサイトを有することが好ましい。マルテンサイトを有する場合、マルテンサイトの最大長径が3μmを超える場合には、曲げ変形時にその粒界にかかる応力が大きくなって亀裂の発生および伝播がもたらされ、曲げ性が劣る場合があるため、マルテンサイトの最大長径は3μm以下とすることが好ましい。   Furthermore, from the viewpoint of securing strength, in addition to this metal structure (metal structure composed of ferrite having an average particle diameter of 5 μm or less, bainite having an average particle diameter of 5 μm or less, and retained austenite having a maximum major diameter of 3 μm or less), the maximum major axis is 3 μm or less. It is preferable to have the martensite. When it has martensite, when the maximum long diameter of martensite exceeds 3 μm, the stress applied to the grain boundary at the time of bending deformation increases and cracks are generated and propagated, and the bendability may be inferior. The maximum long diameter of martensite is preferably 3 μm or less.
また、フェライトの体積率Vfが0.40未満であると伸びが劣り、一方0.70を超えると引張強度を確保できなくなるので引張強度の確保のために硬質なマルテンサイトを増やさざるを得ないことになり、曲げ性が劣化する。そこで、フェライトの体積率Vfは0.40以上0.70以下とする。   Further, if the ferrite volume fraction Vf is less than 0.40, the elongation is inferior. On the other hand, if it exceeds 0.70, the tensile strength cannot be secured, so hard martensite must be increased to secure the tensile strength. As a result, bendability deteriorates. Therefore, the volume fraction Vf of ferrite is set to 0.40 or more and 0.70 or less.
さらに、残留オーステナイトの体積率Vaが0.05未満であると、所望の伸びまたは加工硬化指数nを確保できないため、残留オーステナイトの体積率Vaは0.05以上とする。   Furthermore, if the volume fraction Va of retained austenite is less than 0.05, the desired elongation or work hardening index n cannot be secured, so the volume ratio Va of retained austenite is set to 0.05 or more.
なお、本発明の金属組織のフェライトの平均粒径の下限は必ずしも限定する必要は無いが、高い加工硬化性を得るために好ましくは1μm以上とするのがよい。ベイナイトの平均粒径、残留オーステナイトの最大長径、マルテンサイトの最大長径は、それぞれ小さければ小さいほどよく、下限を限定する必要は無い。例えば、走査型電子顕微鏡を用い撮影した5000倍の金属組織写真において観察した下限としては、ベイナイトの平均粒径は2μm、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの最大直径は0.5μmである。   The lower limit of the average particle diameter of the ferrite of the metal structure of the present invention is not necessarily limited, but is preferably 1 μm or more in order to obtain high work curability. The average grain size of bainite, the maximum major axis of retained austenite, and the maximum major axis of martensite are preferably as small as possible, and there is no need to limit the lower limit. For example, as a lower limit observed in a 5000 × metal structure photograph taken with a scanning electron microscope, the average particle diameter of bainite is 2 μm, and the maximum diameters of residual austenite and martensite are 0.5 μm.
[式(2)における{C*/(1−Vf)}+{(Mn+Ni)/6}+(Cr/5)+(Mo/2):0.50以上0.80以下]
式(2)における{C*/(1−Vf)}+{(Mn+Ni)/6}+(Cr/5)+(Mo/2)の値が0.50未満であると、焼鈍の冷却過程での焼き入れ性が不足し、パーライトやセメンタイトが生成するために強度を確保できない。一方、この値が0.80を超えると、十分なフェライト量が得られず伸びが劣ったり、マルテンサイトが過剰に生成し曲げ性が劣ったり、あるいはマルテンサイトが過剰に生成する一方で残留オーステナイト量が不十分となって加工硬化指数nが0.19未満となる可能性があり、目的とする鋼板を得られない。
[{C * / (1-Vf)} + {(Mn + Ni) / 6} + (Cr / 5) + (Mo / 2) in Formula (2): 0.50 to 0.80]]
When the value of {C * / (1-Vf)} + {(Mn + Ni) / 6} + (Cr / 5) + (Mo / 2) in formula (2) is less than 0.50, annealing cooling process Insufficient hardenability in pearlite and pearlite and cementite are produced, so the strength cannot be secured. On the other hand, if this value exceeds 0.80, a sufficient amount of ferrite cannot be obtained, the elongation is inferior, the martensite is excessively generated and the bendability is inferior, or the martensite is excessively generated while the retained austenite There is a possibility that the amount becomes insufficient and the work hardening index n is less than 0.19, and the intended steel sheet cannot be obtained.
なお、本発明における加工硬化指数nは、伸び5%および10%の2点間のものとする。
以上の理由により、式(2)における{C*/(1−Vf)}+{(Mn+Ni)/6}+(Cr/5)+(Mo/2)の値は0.50以上0.80以下とする。
The work hardening index n in the present invention is between two points of elongation 5% and 10%.
For the above reason, the value of {C * / (1-Vf)} + {(Mn + Ni) / 6} + (Cr / 5) + (Mo / 2) in the formula (2) is 0.50 or more and 0.80. The following.
(III)機械特性
以上の組成および金属組織を有する冷延鋼板は、780MPa以上の高い引張強度と、限界曲げ半径が板厚の1.0倍以下である優れた曲げ性と、20%以上の良好な伸びと、JIS Z2253により規定される加工硬化指数nが0.19以上である加工硬化性と、72%以上の高い降伏比とを、兼ね備えるものである。
(III) Mechanical properties The cold-rolled steel sheet having the above composition and metal structure has a high tensile strength of 780 MPa or more, an excellent bendability in which the limit bending radius is 1.0 times or less of the plate thickness, and 20% or more. It has a good elongation, a work hardening property having a work hardening index n defined by JIS Z2253 of 0.19 or more, and a high yield ratio of 72% or more.
本発明に係る冷延鋼板は、以上の組成、金属組織および機械特性を有する。次に、この冷延鋼板の製造方法を説明する。
(IV)製造方法
本実施の形態では、上述した組成を有する鋼を素材とするスラブに熱間圧延、酸洗、冷間圧延および焼鈍を順次行うことにより冷延鋼板を製造する。この際に、以下に説明する条件を満足するようにして、冷延鋼板を製造する。
The cold-rolled steel sheet according to the present invention has the above composition, metal structure and mechanical properties. Next, the manufacturing method of this cold-rolled steel plate is demonstrated.
(IV) Manufacturing Method In the present embodiment, a cold-rolled steel sheet is manufactured by sequentially performing hot rolling, pickling, cold rolling, and annealing on a slab made of steel having the above-described composition. At this time, a cold-rolled steel sheet is manufactured so as to satisfy the conditions described below.
[熱間圧延に先立つ工程:スラブ中心の温度が1250℃を超える温度域に5分間以上保持]
熱間圧延に先立つ工程とは、例えば、鋳造後に連続して直接圧延される工程のように、スラブ中心の温度が1250℃を超える温度域に5分間以上保持された状態で、そのまま熱間圧延される場合の工程や、一旦、1250℃以下に冷えた半製品のスラブを再度加熱して1250℃を超える温度域に5分間以上保持する工程をいう。
[Step prior to hot rolling: Hold in slab center temperature in temperature range exceeding 1250 ° C for 5 minutes or more]
The process prior to hot rolling is, for example, hot rolling as it is in a state where the temperature at the center of the slab is kept in a temperature range exceeding 1250 ° C. for 5 minutes or more, as in the process of continuous direct rolling after casting. The process in the case where it is performed, and the process which once heats the slab of the semi-finished product once cooled to 1250 degreeC or less and hold | maintains in the temperature range exceeding 1250 degreeC for 5 minutes or more.
熱間圧延に先立つ工程として、鋳造後に連続して直接圧延する工程の場合は、鋳造後に析出した粗大なTiあるいはNbの析出物を溶解するため、スラブ中心の温度が1250℃を超える温度域に5分間以上保持する。   As a process prior to hot rolling, in the case of continuous direct rolling after casting, coarse Ti or Nb precipitates deposited after casting are dissolved, so that the temperature at the center of the slab exceeds 1250 ° C. Hold for at least 5 minutes.
熱間圧延に先立つ工程として、一旦、1250℃以下に冷えた半製品のスラブを再度加熱する工程の場合は、鋳造後に析出した粗大なTiあるいはNbの析出物を溶解するため、スラブ中心の温度が1250℃を超える温度域に5分間以上保持する。   As a process prior to hot rolling, in the case of once again heating a semi-finished product slab that has been cooled to 1250 ° C. or less, the temperature of the center of the slab is dissolved in order to dissolve coarse Ti or Nb precipitates deposited after casting. Is kept in a temperature range exceeding 1250 ° C. for 5 minutes or more.
ここで、スラブ中心の温度は、公知の熱伝導方程式を利用して計算により求めることができる。なお、一般に、スラブ加熱温度は平均温度で表現されるが、平均温度がこの範囲を満たしても温度上昇が最も遅いスラブ中心の温度がこの範囲を外れる場合は、粗大析出物の溶解が不十分な場合がある。   Here, the temperature of the slab center can be obtained by calculation using a known heat conduction equation. In general, the slab heating temperature is expressed as an average temperature, but if the temperature at the center of the slab where the temperature rise is the slowest outside this range even if the average temperature satisfies this range, dissolution of coarse precipitates is insufficient. There are cases.
スラブ中心の温度が1250℃以下であるか、もしくはスラブ中心の温度が1250℃を超えても保持時間が5分間未満であると、TiあるいはNbの粗大析出物が残留し、後の工程で形成される微細析出物が少なくなり、必要な強度が得られないか、十分な細粒化が得られないために曲げ性も劣化する場合がある。特に、スキッドマークと呼ばれる、加熱炉でスラブを支持する台に接するために温度が低下している部分においてその傾向が顕著に現れ、特性が本発明の範囲外とならないまでも鋼帯の長手方向の特性のばらつきを引き起こすため、余裕をみて、スラブ中心の温度が1260℃を超える温度で5分間以上保持することが、望ましい。一方、スラブを再加熱する場合においては、スラブ中心の温度が1350℃を超える範囲に加熱しても効果が飽和するばかりか、燃料原単位の悪化やスラブ表面のスケールロスによる歩留り低下を招くため、1350℃以下とすることが好ましい。   If the slab center temperature is 1250 ° C. or lower, or if the holding time is less than 5 minutes even if the slab center temperature exceeds 1250 ° C., coarse precipitates of Ti or Nb remain and are formed in a later step. The amount of fine precipitates to be produced is reduced, and the required strength cannot be obtained, or sufficient fineness cannot be obtained, so that the bendability may deteriorate. In particular, the tendency is prominent in the part where the temperature is lowered because it contacts the platform supporting the slab in the heating furnace, called a skid mark, and the longitudinal direction of the steel strip even if the characteristics do not fall outside the scope of the present invention. Therefore, it is desirable to maintain a temperature at the center of the slab exceeding 1260 ° C. for 5 minutes or more with a margin. On the other hand, when the slab is reheated, the effect is saturated even if the temperature of the center of the slab exceeds 1350 ° C., and the yield decreases due to deterioration of the fuel consumption rate and scale loss of the slab surface. It is preferable to set it as 1350 degrees C or less.
[熱間圧延の仕上温度:880℃以上950℃以下]
熱間圧延では、仕上温度を880℃以上950℃以下とする。本発明で規定する成分を有する鋼は、多量のTi、あるいはさらにNbを含有するために880℃未満の温度で圧延を終了すると極めて細粒かつ異方性のある熱延組織となる。これに冷間圧延および焼鈍を施して得られる冷延鋼板は、引張特性の異方性が非常に大きくなり、成形においてイヤリングの発生や、特定方向の伸びの不足により割れが発生する恐れがある。一方、950℃を超える仕上温度では、スケール疵が発生する恐れがある。そこで、本発明では、熱間圧延の仕上温度を880℃以上950℃以下とする。
[Finish temperature of hot rolling: 880 ° C. or higher and 950 ° C. or lower]
In hot rolling, the finishing temperature is set to 880 ° C. or more and 950 ° C. or less. Since the steel having the components specified in the present invention contains a large amount of Ti or Nb, it becomes a very fine and anisotropic hot rolled structure when rolling is completed at a temperature of less than 880 ° C. Cold-rolled steel sheets obtained by cold rolling and annealing are extremely anisotropic in tensile properties, and there is a risk of cracking due to the occurrence of earrings or insufficient elongation in a specific direction during forming. . On the other hand, at a finishing temperature exceeding 950 ° C., scale wrinkles may occur. Therefore, in the present invention, the hot rolling finishing temperature is set to 880 ° C. or more and 950 ° C. or less.
本発明では、熱間圧延後の巻取温度は特に限定しないが、450℃未満では冷間圧延設備にかかる負担が大きくなり、一方750℃を超えるとスケール除去が困難になるため、巻取り温度は450℃以上750℃以下であることが望ましい。スケールの生成を抑え、表面性状を良好にするには、600℃未満とするのがより好ましい。   In the present invention, the coiling temperature after hot rolling is not particularly limited, but if it is less than 450 ° C., the burden on the cold rolling equipment becomes large. On the other hand, if it exceeds 750 ° C., it becomes difficult to remove the scale. Is preferably 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower. In order to suppress generation of scale and improve surface properties, the temperature is more preferably less than 600 ° C.
熱間圧延後は、必要に応じて平坦矯正のためのスキンパス圧延を施してから、スケール除去のための酸洗を施し、冷間圧延を施して焼鈍(連続焼鈍)を施す。
なお、冷間圧延の圧下率は、特に限定するものではないが、30%未満では圧下率が小さいために冷延鋼板としての充分な板厚精度を確保できない場合があり、一方60%を超える圧下率とすると設備にかかる負担が大きくなるため、冷間圧延の圧下率は30%以上60%以下とすることが好ましい。
After the hot rolling, if necessary, after performing skin pass rolling for flattening, pickling for removing the scale is performed, and cold rolling is performed to perform annealing (continuous annealing).
Note that the rolling reduction of cold rolling is not particularly limited, but if it is less than 30%, the rolling reduction is small, so that sufficient sheet thickness accuracy as a cold-rolled steel sheet may not be ensured, whereas it exceeds 60%. If the reduction ratio is set, the burden on the equipment becomes large, so the reduction ratio of cold rolling is preferably 30% or more and 60% or less.
[焼鈍:Ac変態点以上(Ac変態点+50℃)以下の温度域で240秒間以下保持してから、650℃までの平均冷却速度を1℃/秒以上10℃/秒以下として冷却し、引き続き、460℃までの平均冷却速度を5℃/秒以上として冷却し、その後、430℃以下350℃以上の温度域での滞在時間が200秒間以上1000秒間以下となるように冷却または保持する]
焼鈍では、Ac変態点以上(Ac変態点+50℃)以下の温度域で240秒間以下保持する。Ac変態点未満では、未変態フェライトの粗大な結晶粒が存在して曲げ性が劣り、一方(Ac変態点+50℃)を超えると、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイトの粒径が大きくなって曲げ性を劣化させる。そこで、焼鈍温度は、Ac変態点以上(Ac変態点+50℃)以下とする。
[Annealing: Hold for 240 seconds or less in a temperature range of Ac 3 transformation point or higher (Ac 3 transformation point + 50 ° C.) and then cool down to 650 ° C. with an average cooling rate of 1 ° C./second to 10 ° C./second. Subsequently, the average cooling rate up to 460 ° C. is cooled at 5 ° C./second or higher, and then the cooling or holding is performed so that the residence time in the temperature range of 430 ° C. or lower and 350 ° C. or higher is 200 seconds or longer and 1000 seconds or shorter. ]
The annealing holding Ac 3 transformation point or higher (Ac 3 transformation point + 50 ° C.) 240 seconds or less at a temperature range. If it is less than the Ac 3 transformation point, coarse crystals of untransformed ferrite exist and the bendability is inferior. On the other hand, if it exceeds (Ac 3 transformation point + 50 ° C.), the grain sizes of bainite, retained austenite, and martensite become large. To deteriorate bendability. Therefore, the annealing temperature is set to the Ac 3 transformation point or higher (Ac 3 transformation point + 50 ° C.) or lower.
さらに、焼鈍温度がこの範囲を満足しても、240秒間を超えて保持すると、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイトの粒径が大きくなって曲げ性が劣化する傾向があるため、保持時間は240秒間以下とする。なお、未変態フェライトの残存を確実に無くすために、保持時間は10秒間以上とすることが好ましい。   Furthermore, even if the annealing temperature satisfies this range, if the annealing temperature is maintained for more than 240 seconds, the grain size of bainite, retained austenite, and martensite tends to increase and the bendability tends to deteriorate, so the retention time is 240 seconds. The following. In order to ensure that untransformed ferrite remains, the holding time is preferably 10 seconds or longer.
均熱保持後の1次冷却は、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイトをそれぞれ所定の範囲で含有させるため、650℃までの平均冷却速度を1℃/秒以上10℃/秒以下として冷却し、引き続き460℃までの平均冷却速度を5℃/秒以上として冷却する。   The primary cooling after the soaking is maintained so that ferrite, bainite, retained austenite, and martensite are contained within a predetermined range, so that the average cooling rate up to 650 ° C. is set to 1 ° C./second or more and 10 ° C./second or less. Subsequently, cooling is carried out at an average cooling rate up to 460 ° C. at 5 ° C./second or more.
650℃までの平均冷却速度が1℃/秒未満では、必要な引張強度を得られず、10℃/秒を超えると必要なフェライト量の生成が得られない場合があり、伸びが劣る。引き続く460℃までの平均冷却速度が5℃/秒未満であると必要な引張強度を得られない。650℃から450℃までの間の平均冷却速度の上限は必ずしも限定する必要はないが、既知のガス冷却、水冷却、ロール冷却、気水冷却などにより実施し得る範囲としては2000℃/秒以下である。この冷却に続いて、430℃以下350℃以上の温度域で滞在させるに当たり、適切な温度コントロールを図るためには、200℃/秒以下とするのが好ましい。   If the average cooling rate up to 650 ° C. is less than 1 ° C./second, the required tensile strength cannot be obtained, and if it exceeds 10 ° C./second, the necessary amount of ferrite may not be obtained, resulting in poor elongation. If the subsequent average cooling rate to 460 ° C. is less than 5 ° C./second, the required tensile strength cannot be obtained. The upper limit of the average cooling rate between 650 ° C. and 450 ° C. is not necessarily limited, but the range that can be implemented by known gas cooling, water cooling, roll cooling, air-water cooling, etc. is 2000 ° C./second or less. It is. Subsequent to this cooling, it is preferable to set the temperature to 200 ° C./second or less in order to achieve appropriate temperature control when staying in a temperature range of 430 ° C. or lower and 350 ° C. or higher.
その後の430℃以下350℃以上の温度域での滞在時間は、200秒間以上1000秒間以下となるように、冷却または保持する。この温度域での滞在時間が200秒間未満であると、曲げ性または伸びや加工硬化指数nが劣化する場合がある。一方、1000秒間を超える場合には、必要な強度が得られないか、あるいは伸びや加工硬化指数nが劣化する場合がある。   Thereafter, the residence time in the temperature range of 430 ° C. or lower and 350 ° C. or higher is cooled or held so as to be 200 seconds or longer and 1000 seconds or shorter. If the residence time in this temperature range is less than 200 seconds, the bendability or elongation or the work hardening index n may deteriorate. On the other hand, if it exceeds 1000 seconds, the required strength may not be obtained, or the elongation and work hardening index n may deteriorate.
このようにして焼鈍を行った後、鋼板に、必要に応じてさらに平坦矯正のためスキンパス圧延を行うようにしてもよい。伸びの劣化を避けるため、圧下率は0.5%以下とすることが望ましい。   After annealing in this way, the steel plate may be further subjected to skin pass rolling for flattening as necessary. In order to avoid deterioration of elongation, the rolling reduction is desirably 0.5% or less.
また、このようにして製造された冷延鋼板にめっきを施して、鋼板表面にめっき層を形成してめっき鋼板としても、本発明で規定する組成および金属組織を満足していればよく、これにより耐食性を高めることができる。   In addition, the cold-rolled steel sheet manufactured in this way is plated, and a plated layer is formed on the surface of the steel sheet to form a plated steel sheet as long as it satisfies the composition and metal structure defined in the present invention. Thus, the corrosion resistance can be improved.
このようにして、本実施の形態により、限界曲げ半径が板厚の1.0倍以下である優れた曲げ性と、20%以上の良好な伸びと、伸びが5%および10%の2点間の加工硬化指数nが0.19以上である加工硬化性と、72%以上の高い降伏比とを高次に両立させた引張強度780MPa以上の冷延鋼板を提供することができる。   Thus, according to the present embodiment, excellent bendability in which the limit bending radius is 1.0 times or less of the plate thickness, good elongation of 20% or more, and elongation at 5% and 10% are two points. It is possible to provide a cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, in which the work hardening index n is 0.19 or more and the high yield ratio of 72% or more is compatible with high order.
このようにして製造される本発明に係る冷延鋼板は、例えば自動車や各種の産業機械等に用いられる構造部材の素材、なかでも自動車のバンパーレインフォースやドアビームさらには各種ピラー等に代表される構造部材の素材や、自動車のシートレールやシートフレーム等の素材として用いるのに好適である。   The cold-rolled steel sheet according to the present invention manufactured in this way is represented by, for example, materials for structural members used in automobiles and various industrial machines, among them, bumper reinforcements for automobiles, door beams, and various pillars. It is suitable for use as a material for a structural member or a material for a car seat rail or a seat frame.
さらに、実施例を参照しながら、本発明をより具体的に説明する。
表1に示す組成を有する鋼を連続鋳造してスラブとし、このスラブを加熱した後、仕上温度910℃で熱間圧延を行って板厚3.2mmの熱延鋼板とし、その後冷却して巻き取った。さらに、この熱延鋼板に冷間圧延を行って板厚1.6mmの冷延鋼板とし、連続焼鈍を施した。そして、連続焼鈍後に伸び率0.2%の調質圧延を施すことにより、表2に示す組成を含有する試験材番号1〜16の鋼板を製造した。
Further, the present invention will be described more specifically with reference to examples.
A steel having the composition shown in Table 1 is continuously cast into a slab. After heating the slab, hot rolling is performed at a finishing temperature of 910 ° C. to form a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.2 mm, and then cooled and wound. I took it. Further, this hot-rolled steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.6 mm and subjected to continuous annealing. And the steel plate of the test material numbers 1-16 containing the composition shown in Table 2 was manufactured by giving the temper rolling of elongation rate 0.2% after continuous annealing.
試験材番号6の鋼板には、さらに電気亜鉛めっきを片面当り35g/mの付着量で施して電気亜鉛めっき鋼板とした。 Test steel number 6 was further electrogalvanized with an adhesion amount of 35 g / m 2 per side to obtain an electrogalvanized steel sheet.
得られた試験材から、圧延直角方向にJIS Z 2201の5号引張試験片と、JIS Z 2204の曲げ試験片とを採取し、引張試験および曲げ試験を行った。
曲げ試験は、JIS Z 2248に規定される押曲げ法により180゜曲げを実施し、「亀裂が発生する限界曲げ半径×板厚」で評価した。
From the obtained test material, a No. 5 tensile test piece of JIS Z 2201 and a bending test piece of JIS Z 2204 were sampled in the direction perpendicular to the rolling direction and subjected to a tensile test and a bending test.
In the bending test, 180 ° bending was performed by a press bending method defined in JIS Z 2248, and evaluation was performed by “limit bending radius at which cracking occurs × plate thickness”.
また、走査型電子顕微鏡(日本電子製JSM6300)を用い、ナイタール腐食液でエッチングした鋼板断面組織を観察した。フェライト、ベイナイトの平均粒径は、視野の大きさ30μm角、視野数10の5000倍の組織写真においてそれぞれの結晶粒を選び出し、その粒数と画像解析で求めた面積とから円相当直径を計算し平均することにより求めた。また、残留オーステナイトとマルテンサイトは、視野数10の5000倍の組織写真における最大長径を測定した。フェライトの体積率はこの画像解析の面積から計算し、残留オーステナイトの体積率はX線回折法により測定した。   Further, the cross-sectional structure of the steel sheet etched with the nital etchant was observed using a scanning electron microscope (JEOL JSM6300). The average grain size of ferrite and bainite is calculated by calculating the equivalent circle diameter based on the number of grains and the area obtained by image analysis. And obtained by averaging. Moreover, the retained austenite and martensite measured the maximum long diameter in the structure | tissue photograph 5000 times as many as 10 visual fields. The volume fraction of ferrite was calculated from the area of this image analysis, and the volume fraction of retained austenite was measured by the X-ray diffraction method.
なお、表1におけるAc変態点は、冷間圧延後の試験片を連続焼鈍の加熱過程を模擬した加熱を行った際の熱膨張曲線から読み取って、求めた。
製造条件および機械的特性を調査した結果を表2にまとめて示す。
The Ac 3 transformation point in Table 1 was obtained by reading a test piece after cold rolling from a thermal expansion curve when heating was performed simulating the heating process of continuous annealing.
Table 2 summarizes the results of investigation of manufacturing conditions and mechanical properties.
評価指標を以下に列記する。
(i)強度
引張強度780MPa以上を良好とし、これ未満を不芳とした。
The evaluation indices are listed below.
(I) Strength Tensile strength of 780 MPa or more was considered good, and less than that was unsatisfactory.
(ii)降伏比
72%以上を良好とし、これ未満を不芳とした。降伏比がこの範囲であることで、例えば自動車の衝突時に塑性変形を避けることが必要であるバンパーレインフォースやドアビーム、サイドシル等の部品において、降伏比が50〜70%程度である従来のDP鋼よりも優れた衝突性能を発揮することが可能となる。好ましくは75%以上であり、さらに好ましくは80%以上である。
(Ii) Yield ratio 72% or more was considered good and less than this was unsatisfactory. A conventional DP steel with a yield ratio of about 50 to 70% in parts such as bumper reinforcements, door beams, side sills, etc. that need to avoid plastic deformation at the time of automobile collision, for example, because the yield ratio is in this range. It is possible to exhibit better crash performance. Preferably it is 75% or more, More preferably, it is 80% or more.
(iii)曲げ
曲げ加工性を評価する指標であり、限界曲げ半径により評価した。限界曲げ半径が板厚の1.0倍以下である範囲を良好とし、1.0を超えると不芳とした。
(Iii) Bending It is an index for evaluating bending workability, and was evaluated based on a limit bending radius. A range in which the critical bending radius was 1.0 times or less of the plate thickness was considered good, and when it exceeded 1.0, it was unsatisfactory.
(iv)伸び
全伸びを評価する指標であり、20%以上を良好とし、これ未満を不芳とした。
(v)加工硬化性
均一伸びを評価する指標であり、具体的な指標として、JIS Z 2253に記載の2点法による加工硬化指数nを用い、伸びが5%および10%の2点間での値を算出して評価した。伸び5%、10%の2点間の加工硬化指数nが0.19以上である範囲を良好とした。加工硬化指数nは0.20以上であることが好ましい。加工硬化指数nが高い数値であればあるほど、歪伝搬性が向上するため、均一に伸びを生じ、鋼板の加工時に張り出し性が良くなることで、成形性を向上させることができる。一方、加工硬化指数nが0.19未満であると、歪伝播性がさほど高くないために局部伸びが生じる場合がある。
(Iv) Elongation An index for evaluating the total elongation, 20% or more was considered good, and less than this was unsatisfactory.
(V) Work hardenability An index for evaluating uniform elongation. As a specific index, the work hardening index n according to the two-point method described in JIS Z 2253 is used, and the elongation is between two points of 5% and 10%. The value of was calculated and evaluated. A range in which the work hardening index n between two points of elongation 5% and 10% was 0.19 or more was considered good. The work hardening index n is preferably 0.20 or more. As the work hardening index n is higher, the strain propagation property is improved, so that the elongation is uniformly generated and the stretchability is improved during the processing of the steel sheet, whereby the formability can be improved. On the other hand, if the work hardening index n is less than 0.19, the strain propagation property is not so high, and thus local elongation may occur.
表1における試験材番号1〜6は、本発明で規定する条件を全て満足する本発明例であり、試験材番号7〜16は、本発明で規定する条件を満足しない比較例である。
試験材番号1〜6は、目標とする引張強度、曲げ性、伸びおよび加工硬化性を全て兼ね備えており、例えば自動車のバンパーレインフォースやドアビームさらには各種ピラー等に代表される構造部材の素材や、自動車のシートレールやシートフレーム等の素材として用いるのに好適である。
Test material numbers 1 to 6 in Table 1 are examples of the present invention that satisfy all the conditions defined in the present invention, and test material numbers 7 to 16 are comparative examples that do not satisfy the conditions defined in the present invention.
Test materials Nos. 1 to 6 have all the target tensile strength, bendability, elongation, and work hardenability. For example, materials for structural members represented by automobile bumper reinforcement, door beams, and various pillars It is suitable for use as a material for automobile seat rails and seat frames.
これに対し、試験材番号7は、C含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、引張強度が759MPaと不芳であった。
試験材番号8は、Mn含有量が本発明で規定する範囲の下限を下回るとともに(2)式を満足しないため、引張強度が761MPaと不芳であった。
On the other hand, test material No. 7 was unsatisfactory with a tensile strength of 759 MPa because the C content was below the lower limit of the range defined in the present invention.
Test material No. 8 was unsatisfactory with a tensile strength of 761 MPa because the Mn content was below the lower limit of the range defined in the present invention and the formula (2) was not satisfied.
試験材番号9は、(2)式の値が0.81と本発明で規定する範囲を満足しないため、限界曲げ半径が板厚の2.0倍となり曲げ加工性が不芳であった。
試験材番号10は、スラブ中心の加熱温度が本発明で規定する温度に達しないため、引張強度が771MPaと不芳であった。
Test material No. 9 had a value of the formula (2) of 0.81, which does not satisfy the range defined by the present invention, so that the limit bending radius was 2.0 times the plate thickness, and the bending workability was unsatisfactory.
Test material No. 10 was unsatisfactory with a tensile strength of 771 MPa because the heating temperature at the center of the slab did not reach the temperature specified in the present invention.
試験材番号11は、スラブ加熱の保持時間が本発明で規定する時間よりも短いため、マルテンサイトが粗大化し、降伏比が65%と不芳であるとともに限界曲げ半径が板厚の1.5倍となり曲げ加工性が不芳であった。   In test material No. 11, the holding time of slab heating is shorter than the time specified in the present invention, so the martensite is coarsened, the yield ratio is 65%, and the critical bending radius is 1.5 of the plate thickness. Doubled and bending workability was unsatisfactory.
試験材番号12は、焼鈍温度が本発明の範囲の下限を下回るため、フェライトが粗大化し、伸びが19%と不芳であるとともに限界曲げ半径が板厚の1.5倍となり曲げ加工性が不芳であった。   In test material No. 12, since the annealing temperature is below the lower limit of the range of the present invention, the ferrite becomes coarse, the elongation is unsatisfactory at 19%, the limit bending radius is 1.5 times the plate thickness, and the bending workability is increased. It was unsatisfactory.
試験材番号13は、焼鈍におけるAc変態点以上(Ac変態点+50℃)以下の温度域での滞在時間が、本発明で規定する範囲の上限を上回るため、マルテンサイトが粗大化するとともに残留オーステナイト量が減少し、降伏比が59%と不芳であり、限界曲げ半径が板厚の1.5倍となり曲げ加工性が不芳であるとともに、加工硬化指数nが0.17と加工硬化性が不芳であった。 In test material No. 13, since the staying time in the temperature range not lower than the Ac 3 transformation point (Ac 3 transformation point + 50 ° C.) in annealing exceeds the upper limit of the range specified in the present invention, the martensite becomes coarse. The amount of retained austenite is reduced, the yield ratio is unfavorable at 59%, the critical bending radius is 1.5 times the plate thickness, bending workability is unsatisfactory, and the work hardening index n is 0.17. Curability was unsatisfactory.
試験材番号14は、650℃までの平均冷却速度が本発明で規定する範囲の下限を下回っているため、フェライトが増加するとともに残留オーステナイトが減少し、引張強度が681MPaと不芳となった。   In test material No. 14, the average cooling rate up to 650 ° C. was lower than the lower limit of the range specified in the present invention. Therefore, the ferrite increased, the retained austenite decreased, and the tensile strength became 681 MPa.
試験材番号15は、650℃までの平均冷却速度が本発明で規定する範囲の上限を上回っているとともに、430℃以下350℃以上の温度域での滞在時間が本発明で規定する範囲の下限を下回っているため、フェライトおよび残留オーステナイトが減少し、伸びが16%と不芳であるとともに加工硬化指数nが0.17と加工硬化性が不芳となった。   Test material No. 15 has an average cooling rate up to 650 ° C. exceeding the upper limit of the range defined in the present invention, and the lower limit of the range defined in the present invention for the residence time in the temperature range of 430 ° C. or lower and 350 ° C. or higher. Therefore, ferrite and residual austenite decreased, the elongation was unsatisfactory at 16%, and the work hardening index n was 0.17, resulting in unsatisfactory work hardenability.
さらに、試験材番号16は、460℃までの平均冷却速度が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、フェライトが増加するとともに残留オーステナイトが減少し、引張強度が770MPaと不芳となった。   Furthermore, since the average cooling rate to 460 degreeC was less than the minimum of the range prescribed | regulated by this invention for the test material number 16, a ferrite increased, a retained austenite decreased, and the tensile strength became unsatisfactory with 770 MPa.

Claims (5)

  1. 質量%で、C:0.08〜0.18%、Si:0.5%以下、Mn:1.8〜3.0%、P:0.1%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.005〜0.5%、N:0.01%以下、Ti:0.05〜0.2%を含有し、残部Feおよび不純物からなり、かつ式(1)のC*が0.06以上である組成を有し、
    平均粒径5μm以下のフェライト、平均粒径5μm以下のベイナイト、および最大長径3μm以下の残留オーステナイトからなり、前記フェライトの体積率Vfが、0.40〜0.70であるとともに式(2)の関係を満たし、かつ前記残留オーステナイトの体積率Vaが0.05以上である金属組織を有するとともに、
    引張強度が780MPa以上であり、伸びが5%および10%の2点間の加工硬化指数nが0.19以上であり、さらに降伏比が72%以上である機械特性を有すること
    を特徴とする冷延鋼板。
    C*=C+(12/14)×N−(12/48)×Ti−(12/93)×Nb
    ・・・・・・(1)
    0.50≦{C*/(1−Vf)}+{(Mn+Ni)/6}+(Cr/5)+(Mo/2)≦0.80
    ・・・・・・(2)
    式(1)および式(2)におけるC、N、Ti、Nb、Mn、Ni、Cr、Moは、それぞれの成分の含有量(質量%)を表す。
    In mass%, C: 0.08 to 0.18%, Si: 0.5% or less, Mn: 1.8 to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, sol. Al: 0.005 to 0.5%, N: 0.01% or less, Ti: 0.05 to 0.2%, consisting of the balance Fe and impurities, and C * in the formula (1) is 0 Having a composition of .06 or greater,
    It consists of ferrite with an average particle size of 5 μm or less, bainite with an average particle size of 5 μm or less, and retained austenite with a maximum major axis of 3 μm or less, and the volume fraction Vf of the ferrite is 0.40 to 0.70 and And having a metal structure satisfying the relationship and having a volume fraction Va of the retained austenite of 0.05 or more,
    It has mechanical properties such that the tensile strength is 780 MPa or more, the work hardening index n between two points of 5% and 10% elongation is 0.19 or more, and the yield ratio is 72% or more. Cold rolled steel sheet.
    C * = C + (12/14) × N− (12/48) × Ti− (12/93) × Nb
    (1)
    0.50 ≦ {C * / (1−Vf)} + {(Mn + Ni) / 6} + (Cr / 5) + (Mo / 2) ≦ 0.80
    (2)
    C, N, Ti, Nb, Mn, Ni, Cr, and Mo in Formula (1) and Formula (2) represent the content (mass%) of each component.
  2. 前記組成は、Nb:0.1質量%以下を含有する請求項1に記載の冷延鋼板。   The cold rolled steel sheet according to claim 1, wherein the composition contains Nb: 0.1% by mass or less.
  3. 前記組成は、質量%で、Cr:1%以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下、Cu:1%以下、Ni:1%以下およびB:0.005%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有する請求項1または請求項2に記載の冷延鋼板。   The composition is, by mass, Cr: 1% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, and B: 0.005% or less. The cold-rolled steel sheet according to claim 1 or 2, comprising one or more selected from the group consisting of:
  4. 前記金属組織は、最大長径3μm以下のマルテンサイトを有する請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載の冷延鋼板。   The cold rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the metal structure has martensite having a maximum major axis of 3 µm or less.
  5. 請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載された組成を有する鋼を素材とするスラブに、熱間圧延、酸洗、冷間圧延および焼鈍を順次行うことにより冷延鋼板を製造する方法において、前記熱間圧延に先立つ工程においてスラブ中心の温度が1250℃を超える温度域に5分間以上保持し、該熱間圧延の仕上温度を880〜950℃とするとともに、前記焼鈍において、Ac変態点〜(Ac変態点+50℃)の温度域で240秒間以下保持してから、650℃までの平均冷却速度を1〜10℃/秒として冷却し、引き続き、460℃までの平均冷却速度を5℃/秒以上として冷却し、その後、430〜350℃の温度域での滞在時間が200〜1000秒間となるように冷却または保持することを特徴とする引張強度780MPa以上の冷延鋼板の製造方法。 A cold-rolled steel sheet is manufactured by sequentially performing hot rolling, pickling, cold rolling, and annealing on a slab made of steel having the composition described in any one of claims 1 to 3. In this method, in the step prior to the hot rolling, the temperature at the center of the slab is maintained in a temperature range exceeding 1250 ° C. for 5 minutes or more, and the finishing temperature of the hot rolling is set to 880 to 950 ° C., and in the annealing, The temperature is maintained for 240 seconds or less in the temperature range from Ac 3 transformation point to (Ac 3 transformation point + 50 ° C.), and then cooled at an average cooling rate up to 650 ° C. at 1 to 10 ° C./sec. The tensile strength is 780MP, characterized by cooling at a cooling rate of 5 ° C / second or more and then cooling or holding so that the residence time in the temperature range of 430 to 350 ° C is 200 to 1000 seconds. Production method of the above cold-rolled steel sheet.
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