JP5347738B2 - Method for producing precipitation strengthened cold rolled steel sheet - Google Patents
Method for producing precipitation strengthened cold rolled steel sheet Download PDFInfo
- Publication number
- JP5347738B2 JP5347738B2 JP2009140414A JP2009140414A JP5347738B2 JP 5347738 B2 JP5347738 B2 JP 5347738B2 JP 2009140414 A JP2009140414 A JP 2009140414A JP 2009140414 A JP2009140414 A JP 2009140414A JP 5347738 B2 JP5347738 B2 JP 5347738B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- ferrite
- cold
- rolled steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Abstract
Description
本発明は、析出強化を利用した、析出強化型冷延鋼板の製造方法に関するものである。 The present invention, utilizing the precipitation strengthening, a method for manufacturing a precipitation hardening cold-rolled steel sheet.
近年、自動車の燃費を改善するため、車体の軽量化が進められている。車体の軽量化には、鋼板の高強度化による部材の薄肉化が極めて有効である。一方、自動車用部材には複雑な形状を有するものが多く、これら部材の加工には低コストであるプレス成型が用いられることが多い。したがって、鋼材には、強度と延性とのバランスが求められる。 In recent years, in order to improve the fuel consumption of automobiles, the weight of the vehicle body has been reduced. In order to reduce the weight of the vehicle body, it is very effective to reduce the thickness of the member by increasing the strength of the steel plate. On the other hand, many members for automobiles have complicated shapes, and press molding which is low cost is often used for processing these members. Therefore, the steel material is required to have a balance between strength and ductility.
高強度と高延性を両立した鋼材として、フェライトとマルテンサイトを主体とする硬質第２相とからなる複合組織を有する複相組織鋼（ＤＰ鋼：Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼）が知られている。しかし、ＤＰ鋼は、軟質相のフェライトと硬質相のマルテンサイトとの境界部に、各相の硬度差に起因したミクロボイドが発生しやすい。そのため、局部伸びが悪く、伸びフランジ性が劣り、穴広げ加工が施される部材には不向きであった。 As a steel material having both high strength and high ductility, a dual phase steel (DP steel: Dual Phase steel) having a composite structure composed of a hard second phase mainly composed of ferrite and martensite is known. However, DP steel tends to generate microvoids due to the hardness difference of each phase at the boundary between the soft phase ferrite and the hard phase martensite. Therefore, local elongation is poor, stretch flangeability is inferior, and it is not suitable for a member subjected to hole expansion processing.
したがって、高強度及び高延性であり、かつ、伸びフランジ性にも優れた鋼板が要求されている。これまでに高強度と加工性を両立した鋼板として、焼鈍後、再結晶フェライトの粒径を微細化した鋼板が提案されている（例えば、特許文献１〜３、参照）。
Therefore, a steel sheet having high strength and high ductility and excellent in stretch flangeability is required. To date, steel sheets in which the grain size of recrystallized ferrite is refined after annealing have been proposed as steel sheets that achieve both high strength and workability (see, for example,
しかし、特許文献１及び２において提案されている冷延鋼板は、冷間圧延後の焼鈍における加熱温度範囲が非常に狭く、鋼板の温度制御が極めて困難である。更に、特許文献３において提案されている冷延鋼板の製造には、熱延後のコイルを冷却水に浸漬するか、コイルを巻き戻しながら強制冷却することが必要であり、生産性が損なわれる。
However, the cold-rolled steel sheets proposed in
また、伸びフランジ性を重視して、微細な析出物の分散による析出強化を利用した冷延鋼板が提案されている（例えば、特許文献４〜６、参照）。特許文献４において提案されている冷延鋼板は、ミクロ組織をフェライト単相とし、Ｔｉと、Ｍｏ、Ｗとを含む微細な炭化物を析出させるものである。更に、特許文献５及び６において提案されている冷延鋼板は、フェライトを析出強化し、第二相との硬度差を軽減し、加工性を向上させるものである。 Further, cold rolled steel sheets using precipitation strengthening by dispersion of fine precipitates with emphasis on stretch flangeability have been proposed (see, for example, Patent Documents 4 to 6). The cold-rolled steel sheet proposed in Patent Document 4 has a microstructure of a ferrite single phase and precipitates fine carbides including Ti, Mo, and W. Furthermore, the cold-rolled steel sheets proposed in Patent Documents 5 and 6 precipitate and strengthen ferrite, reduce the hardness difference from the second phase, and improve workability.
しかし、特許文献４に提案されている鋼板は、高価なＭｏ、Ｗを利用して炭窒化物を微細化させたものであり、コストが高くなる。また、特許文献５及び６に提案されている鋼板は、焼鈍後の冷却時に炭窒化物を生成させたものであり、伸びフランジ性が十分であるとはいえない。更に、特許文献６に提案されている鋼板は、焼鈍時にオーステナイト単相域であるＡｃ3点以上に加熱する必要があり、経済性の面でも難点を有する。 However, the steel sheet proposed in Patent Document 4 is obtained by refining carbonitride using expensive Mo and W, which increases the cost. Moreover, the steel plates proposed in Patent Documents 5 and 6 are produced by carbonitride during cooling after annealing, and it cannot be said that stretch flangeability is sufficient. Furthermore, the steel sheet proposed in Patent Document 6 needs to be heated to an Ac 3 point or higher, which is an austenite single phase region, during annealing, and has a disadvantage in terms of economy.
本発明は、このような実情に鑑み、高価な合金を過剰に添加することなく、強度−延性バランス、更には伸びフランジ性に優れた冷延鋼板の提供、更には、このような冷延鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく、経済的に得るための製造方法の提供を課題とするものである。 In view of such circumstances, the present invention provides a cold-rolled steel sheet excellent in strength-ductility balance and stretch flangeability without excessively adding an expensive alloy. It is an object of the present invention to provide a production method for stably and economically obtaining the above without impairing productivity.
本発明は、冷間圧延前にＴｉの固溶を促進し、冷間圧延後の焼鈍時にＴｉの微細な炭窒化物を析出させることにより、高強度鋼板の延性及び伸びフランジ性が著しく向上するという知見に基づいてなされたものであり、析出強化に寄与する一方、再結晶の進行を抑制する元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの総含有量を制御した析出強化型鋼板の製造方法であって、再結晶が十分に進行する６００℃以上、逆変態が抑制される（Ａｃ1＋２０）℃以下で焼鈍を施す製造方法である。本発明の要旨は以下の通りである。 The present invention promotes solid solution of Ti before cold rolling, and precipitates fine carbonitride of Ti during annealing after cold rolling, thereby significantly improving the ductility and stretch flangeability of high-strength steel sheets. This is a method for producing a precipitation-strengthened steel sheet that controls the total content of Ti, Nb, Mo, and V, which are elements that suppress the progress of recrystallization, while contributing to precipitation strengthening. In this manufacturing method, annealing is performed at 600 ° C. or higher at which recrystallization proceeds sufficiently and (Ac 1 +20) ° C. or lower at which reverse transformation is suppressed. The gist of the present invention is as follows.
（１） 化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１０％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｔｉ：０．０３〜０．１５％、
を含有し、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ａｌ：１．５０％以下、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、
Ｎｂ：０．０３％以下（０を含む）、
Ｍｏ：０．２５％以下（０を含む）、
Ｖ：０．２５％以下（０を含む）
に制限し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量が下記（式１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径が１〜５０ｎｍであり、フェライトの面積率が９５％以上であり、該フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、該フェライトに占める該未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限した析出強化型冷延鋼板の製造方法であって、
前記化学成分を有し、１０５０℃以上に加熱し、１５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却する熱処理を施した鋼板を用い、この鋼板に、更に、圧下率の合計が４０％以上である冷間圧延を施し、最高加熱温度を６００〜（Ａｃ 1 ＋２０）℃とする連続焼鈍を行うことを特徴とする析出強化型冷延鋼板の製造方法。
０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０ ・・・（式１）
ここで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］である。
(1) The chemical component is mass%,
C: 0.01-0.10%,
Mn: 0.10 to 3.00%,
Ti: 0.03-0.15%,
Containing
Si: 2.50% or less,
Al: 1.50% or less,
P: 0.15% or less,
S: 0.010% or less,
N: 0.0060% or less,
Nb: 0.03% or less (including 0),
Mo: 0.25% or less (including 0),
V: 0.25% or less (including 0)
The content of Ti, Nb, Mo, V satisfies the following (formula 1), the balance is made of Fe and inevitable impurities, the particle size of the Ti-based carbonitride is 1 to 50 nm, and ferrite of and the area ratio of 95%, an average particle size of the ferrite is limited to 20μm or less, the analysis output enhanced cold-rolled steel sheet to restrict the proportion of yet-recrystallized ferrite to 25% or less occupied in the ferrite A manufacturing method comprising:
A steel sheet having the above chemical components, heated to 1050 ° C. or higher, and subjected to a heat treatment that is cooled to 550 ° C. or lower at a cooling rate of 15 ° C./s or higher is used. A method for producing a precipitation-strengthened cold-rolled steel sheet, characterized by performing cold rolling as described above and performing continuous annealing at a maximum heating temperature of 600 to (Ac 1 +20) ° C.
0.18 ≦ 6Ti + 25Nb + 3Mo + 3V ≦ 1.0 (Formula 1)
Here, Ti, Nb, Mo, and V are content [mass%] of each element.
（２） 前記鋼板が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｗ：０．２０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の析出強化型冷延鋼板の製造方法。
(2) The steel sheet is further in mass%,
B: 0.0050% or less,
Cr: 2.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
Cu: 1.00% or less,
W: It contains 1 type or 2 types or more of 0.20% or less, The manufacturing method of the precipitation strengthening type cold-rolled steel plate as described in said (1) characterized by the above-mentioned.
（３） 前記鋼板が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の析出強化型冷延鋼板の製造方法。
(3) The steel sheet is further in mass%,
Ca: 0.010% or less,
REM: The manufacturing method of the precipitation-strengthening-type cold-rolled steel sheet according to (1) or (2) above, which contains one or both of 0.100% or less.
（４） 前記鋼板の化学成分が、下記（式２）を満足することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の析出強化型冷延鋼板の製造方法。
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０ ・・・（式２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗは各元素の含有量［質量％］である。
(4) The method for producing a precipitation-strengthened cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (3), wherein a chemical component of the steel sheet satisfies the following (formula 2).
80- (230C + 20Si + 55Mn-65Al + 125Ti
+ 1760Nb + 480Mo + 210V + 80000B + 35Cr
+ 25Ni + 20Cu + 25W) <0 (Formula 2)
Here, C, Si, Mn, Al, Ti, Nb, Mo, V, B, Cr, Ni, Cu, and W are contents [mass%] of each element.
（５） 上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の冷延鋼板の製造方法において、前記熱処理を施した鋼板に代えて、上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を、１０５０℃以上に加熱し、仕上温度を（Ａｅ3−３０）℃以上として熱間圧延し、１５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却して巻き取ることにより製造した鋼板を用い、この鋼板に、更に、圧下率の合計が４０％以上である冷間圧延を施し、最高加熱温度を６００〜（Ａｃ1＋２０）℃とする連続焼鈍を行うことを特徴とする析出強化型冷延鋼板の製造方法。 (5) above (1) In the manufacturing method of a cold-rolled steel sheet according to any one of - (4), in place of the steel sheet subjected to the heat treatment, any one of the above (1) to (4) The steel slab having the chemical composition described in 1 is heated to 1050 ° C or higher, hot-rolled at a finishing temperature of (Ae 3 -30) ° C or higher, and cooled to 550 ° C or lower at a cooling rate of 15 ° C / s or higher. take-used steel sheet produced by Rukoto Te, in this steel sheet, further subjected to cold rolling total reduction ratio is 40% or more, 600 the maximum heating temperature (Ac 1 +20) continuous with ℃ annealing A method for producing a precipitation-strengthened cold-rolled steel sheet, comprising:
（６） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の製造方法によって製造された冷延鋼板を連続焼鈍後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする析出強化型冷延鋼板の製造方法。 ( 6 ) Precipitation strengthening type cold rolling characterized by immersing the cold rolled steel sheet manufactured by the manufacturing method according to any one of ( 1) to (5 ) above in a hot dip galvanizing bath after continuous annealing. A method of manufacturing a steel sheet.
（７） 溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする上記（６）に記載の析出強化型冷延鋼板の製造方法。 (7) after immersion in molten zinc plating bath, method of manufacturing a precipitation hardening cold-rolled steel sheet according to (6), characterized in that performing the alloying treatment.
本発明によれば、強度−延性バランス、更には伸びフランジ性に優れた析出強化型冷延鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく、経済的に得ることができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。 According to the present invention, a precipitation-strengthened cold-rolled steel sheet excellent in strength-ductility balance and stretch flangeability can be obtained economically, without impairing productivity, etc. The contribution is very significant.
延性及び伸びフランジ性を確保して、鋼板を高強度化するには、軟質であるフェライトを析出強化することが好ましい。析出強化は、硬質粒子と周囲のフェライトとの間に生じる整合ひずみに起因し、一般に、硬質粒子による強化量は密度に依存する。そのため、例えば、炭窒化物などの析出物が粗大化し、密度が減少すると、強化量は小さくなるので、フェライトの強度を効果的に向上させるためには、粒子径１〜５０ｎｍの微細なＴｉ系炭窒化物を分散させることが必要である。 In order to ensure ductility and stretch flangeability and to increase the strength of the steel sheet, it is preferable to precipitate and strengthen soft ferrite. Precipitation strengthening is caused by matching strain generated between the hard particles and the surrounding ferrite, and generally the amount of strengthening by the hard particles depends on the density. Therefore, for example, when precipitates such as carbonitrides become coarse and the density decreases, the amount of strengthening becomes small. Therefore, in order to effectively improve the strength of ferrite, a fine Ti system with a particle diameter of 1 to 50 nm It is necessary to disperse the carbonitride.
しかし、従来、冷延鋼板を析出強化させる場合は、焼鈍の加熱によって炭窒化物を再固溶させた後、冷却時に再び炭窒化物を析出させていた。そのため、従来の方法では、焼鈍によって転位密度が低下した状態で炭窒化物が析出し、炭窒化物の微細化が困難であった。 However, conventionally, when precipitation strengthening a cold-rolled steel sheet, carbonitride is re-dissolved by annealing and then carbonitride is precipitated again during cooling. Therefore, in the conventional method, carbonitride is precipitated in a state where the dislocation density is reduced by annealing, and it is difficult to refine the carbonitride.
そこで、本発明者らは、冷間圧延後の焼鈍の加熱中にＴｉ系炭窒化物を析出させ、フェライトを効果的に析出強化する方法について検討を行った。本発明では、冷間圧延後に行う焼鈍は、再結晶を促進し、かつ、微細なＴｉ系炭窒化物を得るために、重要である。 Therefore, the present inventors have studied a method for precipitating and strengthening ferrite effectively by precipitating Ti-based carbonitrides during annealing after cold rolling. In the present invention, annealing performed after cold rolling is important for promoting recrystallization and obtaining fine Ti-based carbonitrides.
本発明者らは、まず、再結晶とＴｉ系炭窒化物の析出とを同時に進行させるためには、６００℃以上に加熱することが必要であることを見出した。一方、焼鈍の加熱温度が高すぎると、オーステナイト変態が促進されて、微細なＴｉ系炭窒化物が分散しないという知見を得た。これは、冷却時にオーステナイトから変態したフェライトの粒内では転位密度が低下し、析出核が減少して、Ｔｉ系炭窒化の密度が低下するためである。なお、Ａｃ1以上の高温でオーステナイトに変態し、冷却中に再びフェライトに変態した組織を変態フェライトという。 The inventors of the present invention first found that it is necessary to heat to 600 ° C. or higher in order to proceed simultaneously with recrystallization and precipitation of Ti-based carbonitride. On the other hand, when the heating temperature of annealing was too high, the austenite transformation was promoted and the knowledge that a fine Ti type carbonitride was not disperse | distributed was acquired. This is because the dislocation density decreases in the ferrite grains transformed from austenite during cooling, the number of precipitation nuclei decreases, and the density of the Ti-based carbonitride decreases. Note that a structure transformed to austenite at a high temperature of Ac 1 or more and transformed to ferrite again during cooling is called transformed ferrite.
一方、冷間圧延後、焼鈍前に存在するフェライトが加熱されて再結晶し、生成するフェライトを、再結晶フェライトという。本発明者らは、再結晶フェライトの生成を促進するため、焼鈍温度の上限を（Ａｃ1＋２０）℃とすることが極めて重要であることを見出した。なお、再結晶フェライト及び変態フェライトは転位が少なく、延性に優れた組織である。また、再結晶フェライトと変態フェライトとの判別は困難である。 On the other hand, after cold rolling, the ferrite present before annealing is heated and recrystallized, and the resulting ferrite is called recrystallized ferrite. The present inventors have found that it is extremely important to set the upper limit of the annealing temperature to (Ac 1 +20) ° C. in order to promote the formation of recrystallized ferrite. Note that recrystallized ferrite and transformed ferrite have a structure with few dislocations and excellent ductility. Further, it is difficult to distinguish between recrystallized ferrite and transformed ferrite.
更に、強度を向上させるために、析出強化元素を過剰に添加すると、冷間圧延後の焼鈍時に、フェライトの再結晶が不十分になることがある。このような場合、特に、未再結晶フェライトが生成して、強度−延性バランスが低下する。これは、回復によって生じたサブグレインと呼ばれる転位下部組織が形成された未再結晶フェライトの転位密度が高く、硬質であり、延性が劣化しているためである。なお、未再結晶フェライトは、冷間圧延によって導入された歪みが焼鈍によって、再結晶せず、回復した組織である。 Furthermore, if a precipitation strengthening element is added excessively in order to improve the strength, recrystallization of ferrite may be insufficient during annealing after cold rolling. In such a case, unrecrystallized ferrite is generated, and the strength-ductility balance is lowered. This is because the dislocation density of unrecrystallized ferrite in which a dislocation substructure called subgrain formed by recovery is formed is high, hard, and ductility is deteriorated. Non-recrystallized ferrite has a structure in which the strain introduced by cold rolling is not recrystallized by annealing and recovered.
そこで、本発明者らは、冷延鋼板の強度−延性バランスと、フェライトに占める未再結晶フェライトの面積率との関係について検討を行った。種々の冷延鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。また、光学顕微鏡で鋼板のミクロ組織を観察し、面積率で９５％以上がフェライトであることを確認した。 Therefore, the inventors examined the relationship between the strength-ductility balance of the cold-rolled steel sheet and the area ratio of non-recrystallized ferrite in the ferrite. Tensile test pieces according to JIS Z 2201 were collected from various cold-rolled steel sheets, and the tensile test was performed according to JIS Z 2241. Further, the microstructure of the steel sheet was observed with an optical microscope, and it was confirmed that 95% or more of the area ratio was ferrite.
フェライトのうち、未再結晶フェライトの割合は、電子線後方散乱解析像（ＥＢＳＰ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）を解析して、測定した。未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとの判別は、ＥＢＳＰの結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法）で解析して行った。 Among the ferrites, the proportion of unrecrystallized ferrite was measured by analyzing an electron beam backscattering diffraction pattern (EBSP). Discrimination between unrecrystallized ferrite and other ferrites, that is, recrystallized ferrite and transformed ferrite, was performed by analyzing crystal orientation measurement data of EBSP by the Kernel Average Misoration method (KAM method).
結果を図１に示す。図１の縦軸は引張強度（ＴＳ）と破断伸び（Ｅｌ）との積であり、横軸はフェライトに占める未再結晶フェライトの割合である。図１より、未再結晶フェライトの割合が２５％を超えると、強度−延性バランスが著しく劣化することがわかる。したがって、強度−延性バランスを向上させるためには、フェライトに占める未再結晶フェライト割合を２５％以下に制限することが必要である。 The results are shown in FIG. The vertical axis in FIG. 1 is the product of tensile strength (TS) and elongation at break (El), and the horizontal axis is the proportion of unrecrystallized ferrite in the ferrite. As can be seen from FIG. 1, when the proportion of non-recrystallized ferrite exceeds 25%, the strength-ductility balance is significantly deteriorated. Therefore, in order to improve the strength-ductility balance, it is necessary to limit the proportion of unrecrystallized ferrite in the ferrite to 25% or less.
未再結晶フェライトの生成の抑制には、再結晶を遅延させる元素の添加を制限することが必要である。しかし、フェライトの強化に寄与する析出強化元素は、再結晶を遅延させる元素でもある。したがって、本発明者らは、析出強化に寄与するＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの添加量と、未再結晶フェライトの生成との関係について検討を行った。 In order to suppress the formation of unrecrystallized ferrite, it is necessary to limit the addition of an element that delays recrystallization. However, the precipitation strengthening element contributing to the strengthening of ferrite is also an element that delays recrystallization. Therefore, the present inventors have examined the relationship between the amount of Ti, Nb, Mo, and V that contribute to precipitation strengthening and the formation of unrecrystallized ferrite.
結果を図２に示す。図２の横軸は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの各元素が及ぼす再結晶への影響の強さに応じて、それぞれの元素の含有量に重み付けをした経験式である。図２から、６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖが、１．０以下になると、未再結晶フェライトの割合が２５％以下になることがわかる。 The results are shown in FIG. The horizontal axis in FIG. 2 is an empirical formula in which the content of each element is weighted according to the strength of the influence of Ti, Nb, Mo, and V on recrystallization. FIG. 2 shows that when 6Ti + 25Nb + 3Mo + 3V is 1.0 or less, the proportion of unrecrystallized ferrite is 25% or less.
更に、本発明者らは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの各元素析出強化への寄与についても検討を行った。その結果、フェライトの析出強化には、Ｔｉの添加が最も有効であり、析出強化に必要な微細なＴｉ炭窒化物を形成するためには、０．０３％以上のＴｉの添加が必要であり、Ｔｉ量が０．０３％以上である場合は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量は０であってもよいことを見出した。 Furthermore, the present inventors also examined the contribution to Ti, Nb, Mo, and V element precipitation strengthening. As a result, the addition of Ti is the most effective for ferrite precipitation strengthening, and in order to form the fine Ti carbonitride necessary for precipitation strengthening, 0.03% or more of Ti is necessary. It was found that the content of Nb, Mo, V may be 0 when the Ti content is 0.03% or more.
したがって、本発明では、Ｔｉを単独で含有させてもよいし、Ｔｉに加えＮｂ、Ｍｏ、Ｖの一種以上を含有させてもよい。これらの元素をＴｉとともに含有させる場合は、含有量［質量％］が、下記（式１）を満足することが必要である。なお、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖを意図的に添加しない場合は、（式１）では０として計算する。
０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０ ・・・（式１）
Therefore, in the present invention, Ti may be contained alone, or one or more of Nb, Mo, and V may be contained in addition to Ti. When these elements are contained together with Ti, the content [% by mass] must satisfy the following (formula 1). In addition, when Nb, Mo, and V are not added intentionally, it is calculated as 0 in (Formula 1).
0.18 ≦ 6Ti + 25Nb + 3Mo + 3V ≦ 1.0 (Formula 1)
また、フェライトに微細なＴｉ系炭窒化物を析出させるには、冷間圧延後の焼鈍の加熱中に炭窒化物を析出させることが必要である。そのためには、加熱前の冷延鋼板、即ち、熱延鋼板に析出強化元素を固溶させなければならない。例えば、熱延鋼板を１０５０℃以上に加熱して、炭窒化物を固溶させた後、析出速度が低下する５５０℃以下まで水冷することが好ましい。 Further, in order to precipitate fine Ti-based carbonitrides in ferrite, it is necessary to deposit carbonitrides during heating after annealing after cold rolling. For this purpose, the precipitation strengthening element must be dissolved in the cold-rolled steel sheet before heating, that is, the hot-rolled steel sheet. For example, it is preferable that the hot-rolled steel sheet is heated to 1050 ° C. or more to dissolve the carbonitride, and then water-cooled to 550 ° C. or less at which the precipitation rate decreases.
しかし、製造コストを低減させるためには、鋼片を熱間圧延して鋼板とする際に、Ｔｉ系炭窒化物の析出が進行やすい温度で冷却速度を高めることが必要である。したがって、本発明では、熱間圧延後、５５０℃以下まで水冷し、巻き取り、熱延鋼板にＴｉ等の析出強化元素を固溶させる。 However, in order to reduce the manufacturing cost, it is necessary to increase the cooling rate at a temperature at which Ti-based carbonitride is likely to precipitate when the steel slab is hot-rolled into a steel plate. Therefore, in the present invention, after hot rolling, it is cooled to 550 ° C. or less, wound up, and a precipitation strengthening element such as Ti is dissolved in the hot rolled steel sheet.
また、熱間圧延後の冷却中に、オーステナイトから変態したフェライトには、炭窒化物が生成しやすくなる。したがって、フェライト変態の進行を遅らせることが好ましい。即ち、焼入れ性を向上させる元素を添加し、Ａｒ3変態点を下げることよって、熱延鋼板へのＴｉ系炭窒化物の析出を抑制することができる。 Further, during cooling after hot rolling, carbonitrides are easily generated in ferrite transformed from austenite. Therefore, it is preferable to delay the progress of the ferrite transformation. That is, by adding an element that improves hardenability and lowering the Ar 3 transformation point, precipitation of Ti-based carbonitrides on the hot-rolled steel sheet can be suppressed.
Ａｒ3変態点を低下させ、熱延鋼板における固溶Ｔｉ量を確保するには、下記（式２）を満足することが好ましい。下記（式２）は、Ａｒ3変態点に及ぼす各元素の影響を数値化した式を基に、本発明者らが検討を行って、修正したものである。 In order to lower the Ar 3 transformation point and to secure the solid solution Ti amount in the hot-rolled steel sheet, it is preferable to satisfy the following (formula 2). The following (Formula 2) is a result of investigation and correction made by the present inventors based on a formula that quantifies the influence of each element on the Ar 3 transformation point.
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０ ・・・（式２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗは各元素の含有量［質量％］である。
80- (230C + 20Si + 55Mn-65Al + 125Ti
+ 1760Nb + 480Mo + 210V + 80000B + 35Cr
+ 25Ni + 20Cu + 25W) <0 (Formula 2)
Here, C, Si, Mn, Al, Ti, Nb, Mo, V, B, Cr, Ni, Cu, and W are contents [mass%] of each element.
以下、本発明について詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail.
まず、本発明の鋼板の成分について説明する。なお、以下の成分の説明において、％は質量％を意味する。 First, the components of the steel sheet of the present invention will be described. In the following description of the components,% means mass%.
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、強度の上昇に寄与する元素であり、本発明では、微細なＴｉ系炭窒化物による析出強化を得るために重要な元素である。Ｃ量が０．０１％未満では十分な析出強化を得られないため、これを下限とする。好ましくは０．０２％以上とする。一方、０．１０％を超えてＣを添加すると、焼鈍後の鋼板中に粗大な鉄系炭化物を生じて、延性を損なうため、上限を０．１０％とする。この観点から、添加量は０．０９％以下とすることが好ましく、０．０８％以下とすることが更に好ましい。
C: 0.01 to 0.10%
C is an element that contributes to an increase in strength. In the present invention, C is an important element for obtaining precipitation strengthening by fine Ti-based carbonitrides. If the C content is less than 0.01%, sufficient precipitation strengthening cannot be obtained, so this is the lower limit. Preferably it is 0.02% or more. On the other hand, if C is added in excess of 0.10%, coarse iron-based carbides are formed in the steel sheet after annealing and the ductility is impaired, so the upper limit is made 0.10%. In this respect, the amount to be added is preferably 0.09% or less, and more preferably 0.08% or less.
Ｍｎ：０．１０〜３．００％
Ｍｎは、熱間圧延時に高温に加熱された際、オーステナイトからフェライトに変態する温度であるＡｒ3変態点を低下させる元素である。Ｍｎの添加によって、熱間圧延時のフェライトへの変態を遅らせると、熱延鋼板中の固溶Ｔｉの確保が容易になる。この効果を得るには、Ｍｎを０．１０％以上添加することが必要である。Ａｒ3変態点を低下させるには、Ｍｎ量を０．３０％以上とすることが好ましく、０．５０％以上とすることが更に好ましい。
Mn: 0.10 to 3.00%
Mn is an element that lowers the Ar 3 transformation point, which is the temperature at which austenite transforms into ferrite when heated to a high temperature during hot rolling. When the transformation to ferrite during hot rolling is delayed by the addition of Mn, it becomes easy to secure solid solution Ti in the hot-rolled steel sheet. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.10% or more of Mn. In order to lower the Ar 3 transformation point, the Mn content is preferably 0.30% or more, and more preferably 0.50% or more.
一方、Ｍｎの添加量が３．００％を超えると偏析に起因して延性が低下することから、上限を３．００％とする。また、溶融亜鉛めっきを施す場合には、Ｍｎ量が２．５０％を超えると、亜鉛めっきの密着性が阻害されることがあるので、添加量を２．５０％以下とすることが好ましい。 On the other hand, if the amount of Mn added exceeds 3.00%, ductility decreases due to segregation, so the upper limit is made 3.00%. In addition, when hot dip galvanizing is performed, if the amount of Mn exceeds 2.50%, the adhesion of galvanizing may be hindered, so the addition amount is preferably 2.50% or less.
Ｔｉ：０．０３〜０．１５％
Ｔｉは本発明において最も重要な元素である。Ｔｉの添加量が０．０３％未満では析出強化に寄与する平均粒径１〜５０ｎｍのＴｉ系微細炭窒化物の生成量が少なく、十分な強化量が得られないため、０．０３％を下限とする。この観点からは、添加量を０．０４％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉを過度に添加すると、焼鈍中の再結晶が抑制され、延性が劣化する。また、添加量が０．１５％を超えると、強度上昇の効果は飽和してしまう。以上の観点から、添加量の上限を０．１５％とする。延性を確保するためにはＴｉの添加量を０．１２％以下とすることが好ましく、０．１０％以下とすることが更に好ましい。
Ti: 0.03-0.15%
Ti is the most important element in the present invention. If the amount of Ti added is less than 0.03%, the amount of Ti-based fine carbonitrides with an average particle size of 1 to 50 nm that contributes to precipitation strengthening is small, and a sufficient amount of strengthening cannot be obtained. The lower limit. From this viewpoint, it is preferable that the addition amount be 0.04% or more. On the other hand, when Ti is added excessively, recrystallization during annealing is suppressed, and ductility deteriorates. On the other hand, if the added amount exceeds 0.15%, the effect of increasing the strength is saturated. From the above viewpoint, the upper limit of the addition amount is 0.15%. In order to ensure ductility, the amount of Ti added is preferably 0.12% or less, and more preferably 0.10% or less.
Ｓｉ：２．５０％以下
Ｓｉは脱酸元素であり、下限は特に規定しない。しかし、添加量を０．００１％未満とすることは、製造コストの増加をもたらすため、０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉは固溶強化により強度を増加させる元素であるため、０．１％以上の添加が好ましい。更に、ＳｉはＡｃ1点を上昇させるため、高温での焼鈍が可能となり、再結晶の促進による延性の確保が容易となる。これらの観点から、狙いとする強度レベルに応じてＳｉを積極的に添加してもよいが、添加量が２．５０％を超えると、延性が大きく劣化するため、Ｓｉ量は２．５０％以下に制限する。
Si: 2.50% or less Si is a deoxidizing element, and the lower limit is not particularly defined. However, if the addition amount is less than 0.001%, the production cost is increased, so 0.001% or more is preferable. Further, since Si is an element that increases the strength by solid solution strengthening, addition of 0.1% or more is preferable. Furthermore, since Si raises the Ac 1 point, annealing at a high temperature is possible, and it becomes easy to ensure ductility by promoting recrystallization. From these viewpoints, Si may be positively added according to the target strength level. However, if the added amount exceeds 2.50%, the ductility deteriorates greatly, so the Si amount is 2.50%. Restrict to:
また、Ｓｉ量が多いと化成処理性が低下するので、Ｓｉ量は１．５０％以下が好ましい。更に、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生じることがあるので、Ｓｉ量は１．２０％以下が好ましい。 Moreover, since chemical conversion processability will fall when there is much Si amount, Si amount is preferably 1.50% or less. Furthermore, when hot dip galvanizing is performed, problems such as a decrease in plating adhesion and a decrease in productivity due to a delay in the alloying reaction may occur, so the Si content is preferably 1.20% or less.
Ａｌ：１．５０％以下
Ａｌは脱酸元素であり、下限は特に限定しないが、脱酸の観点から、０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ａｌは、Ａｃ1点を著しく高める元素であり、高温での焼鈍が可能になり、再結晶の促進による延性の確保が容易となる。しかし、過度のＡｌ添加はＡｒ3点を著しく高め、添加量が１．５０％を超えると、組織がオーステナイトである温度（γ域）での熱間圧延が困難となるので、Ａｌ量は１．５０％以下に制限する。
Al: 1.50% or less Al is a deoxidizing element, and the lower limit is not particularly limited, but is preferably 0.01% or more from the viewpoint of deoxidation. Further, Al is an element that remarkably increases the Ac 1 point, enables annealing at a high temperature, and facilitates ensuring ductility by promoting recrystallization. However, excessive Al addition significantly increases the Ar 3 point, and if the addition amount exceeds 1.50%, hot rolling at a temperature (γ region) where the structure is austenite becomes difficult, so the Al amount is 1 Limit to 50% or less.
また、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生じることがあるので、Ａｌ添加量は１．２０％以下が好ましい。 In addition, when hot dip galvanizing is performed, problems such as a decrease in plating adhesion and a decrease in productivity due to a delay in the alloying reaction may occur, so that the Al addition amount is preferably 1.20% or less.
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは不純物であるが、大きな固溶強化を示すため、強度を増加する必要がある場合には、積極的に添加してもよい。ただし、添加量が０．１５％を超えると、スポット溶接後の疲労強度や、２次加工性が劣化する。したがって、Ｐの含有量を０．１５％以下に制限する。更に、溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下するため、Ｐ量を０．０５％以下にすることが好ましい。
P: 0.15% or less P is an impurity. However, since P shows a large solid solution strengthening, P may be positively added when the strength needs to be increased. However, if the addition amount exceeds 0.15%, fatigue strength after spot welding and secondary workability deteriorate. Therefore, the P content is limited to 0.15% or less. Furthermore, since the alloying reaction is extremely slow during hot dip galvanizing and the productivity is reduced, the P content is preferably 0.05% or less.
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは不純物であり、含有量が０．０１０％を超えると、熱間割れや、加工性劣化の原因となる。したがって、Ｓ量を、０．０１０％以下に制限する。
S: 0.010% or less S is an impurity, and if the content exceeds 0.010%, it causes hot cracking and deterioration of workability. Therefore, the amount of S is limited to 0.010% or less.
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは不可避的に鋼中に含有される元素であり、含有量が０．００６０％を超えると、ＴｉＮを生じて延性を損なう。したがって、Ｎの含有量は、０．００６０％以下に制限する。また、粗大なＴｉＮを生じると、析出強化に寄与するＴｉが減少するため、Ｎの含有量を０．００５０％以下とすることが好ましく、０．００４０％以下とすることが更に好ましい。Ｎ量の下限は特に設定しないが、含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの増加をもたらすため、下限を０．０００５％とすることが好ましい。
N: 0.0060% or less N is an element inevitably contained in the steel. When the content exceeds 0.0060%, TiN is generated and ductility is impaired. Therefore, the N content is limited to 0.0060% or less. Moreover, when coarse TiN is produced, Ti contributing to precipitation strengthening decreases, so the N content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0040% or less. The lower limit of the N amount is not particularly set, but setting the content to less than 0.0005% brings about an increase in manufacturing cost, so the lower limit is preferably set to 0.0005%.
Ｎｂ：０．０３％以下
Ｎｂは、Ｔｉとともに微細な炭窒化物を形成し、析出強化に寄与する元素であり、選択的に添加される。しかし、Ｎｂは、焼鈍中の再結晶を著しく遅延させるため、過度のＮｂを添加することにより、延性が劣化する。したがって、Ｎｂの含有量は、０．０３％以下に制限する。
Nb: 0.03% or less Nb is an element that forms fine carbonitrides with Ti and contributes to precipitation strengthening, and is selectively added. However, Nb remarkably delays recrystallization during annealing, so adding excessive Nb degrades ductility. Therefore, the Nb content is limited to 0.03% or less.
Ｍｏ：０．２５％以下
Ｍｏは、主に、炭化物を形成し、析出強化に寄与する元素であり、選択的に添加される。しかし、Ｍｏは、Ｎｂと同様、焼鈍中の再結晶を著しく遅延させるため、過度のＭｏを添加することにより、延性が劣化する。したがって、Ｍｏの含有量を０．２５％以下に制限する。
Mo: 0.25% or less Mo is an element that mainly forms carbides and contributes to precipitation strengthening, and is selectively added. However, Mo, like Nb, remarkably delays recrystallization during annealing, so the ductility deteriorates when excessive Mo is added. Therefore, the Mo content is limited to 0.25% or less.
Ｖ：０．２５％以下
Ｖは、Ｎｂと同様に微細炭窒化物を形成し、析出強化に寄与する元素であり、選択的に添加される。しかし、Ｖも、焼鈍中の再結晶を著しく遅延させるため、延性の劣化を抑制するために、含有量を０．２５％以下に制限する。
V: 0.25% or less V is an element that forms fine carbonitrides like Nb and contributes to precipitation strengthening, and is selectively added. However, V also significantly delays recrystallization during annealing, so the content is limited to 0.25% or less in order to suppress deterioration of ductility.
（式１）
更に、良好な強度−延性バランスを得るには、特にＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖについて、下記（式１）を満足する必要がある。これにより、再結晶の遅延を防止し、焼鈍時に微細なＴｉ系炭窒化物を析出させることができる。なお、下記（式１）の、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］であり、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖを意図的に含有しない場合は、０として計算する。
０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０ ・・・（式１）
(Formula 1)
Furthermore, in order to obtain a good strength-ductility balance, it is necessary to satisfy the following (formula 1) particularly for Ti, Nb, Mo, and V. Thereby, delay of recrystallization can be prevented and fine Ti-based carbonitride can be precipitated during annealing. In the following (Formula 1), Ti, Nb, Mo, and V are the contents [% by mass] of each element. When Nb, Mo, and V are not intentionally contained, 0 is calculated.
0.18 ≦ 6Ti + 25Nb + 3Mo + 3V ≦ 1.0 (Formula 1)
更に、熱延鋼板へＴｉの固溶を促進するため、Ａｒ3変態点を低下させる、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗの１種又は２種以上を添加してもよい。 Furthermore, in order to promote solid solution of Ti to the hot-rolled steel sheet, one or more of B, Cr, Ni, Cu, and W that lower the Ar 3 transformation point may be added.
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、Ａｒ3変態点を著しく低下させる元素である。熱間圧延後の冷却時に、フェライトへの変態を遅らせ、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するためには、０．０００２％以上の添加が好ましい。この効果を高めるには、Ｂを０．０００５％以上添加することが更に好ましい。一方、Ｂを過剰に添加すると、効果が飽和し、加工性を劣化させるため、Ｂ量を０．００５０％以下にすることが好ましい。
B: 0.0050% or less B is an element that significantly lowers the Ar 3 transformation point. In order to delay the transformation to ferrite during cooling after hot rolling and to secure solid solution Ti of the hot-rolled steel sheet, 0.0002% or more is preferably added. In order to enhance this effect, it is more preferable to add B in an amount of 0.0005% or more. On the other hand, when B is added excessively, the effect is saturated and the workability is deteriorated, so the B content is preferably made 0.0050% or less.
Ｃｒ：２．００％以下
Ｃｒは、Ａｒ3変態点を低下させる元素であり、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するためには、０．０１％以上のＣｒを添加することが好ましい。また、ＣｒはＡｃ1点を高める元素であり、高温での焼鈍を可能とする。再結晶の促進により、延性を確保するためには、０．０５％以上のＣｒを添加することが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、加工性を損なうため、Ｃｒ量を２．００％以下にすることが好ましい。
Cr: 2.00% or less Cr is an element that lowers the Ar 3 transformation point. In order to secure solid solution Ti of the hot-rolled steel sheet, it is preferable to add 0.01% or more of Cr. Cr is an element that increases the Ac 1 point and enables annealing at a high temperature. In order to ensure ductility by promoting recrystallization, it is preferable to add 0.05% or more of Cr. On the other hand, when Cr is added excessively, workability is impaired, so the Cr content is preferably made 2.00% or less.
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、Ａｒ3変態点を低下させる元素であり、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するには、０．０１％以上のＮｉの添加が好ましい。この効果を高めるには、０．０５％以上を添加することが更に好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であり、過剰に添加すると製造コストが上昇するため、上限を１．００％以下とすることが好ましい。
Ni: 1.00% or less Ni is an element that lowers the Ar 3 transformation point. To secure solid solution Ti of the hot-rolled steel sheet, it is preferable to add 0.01% or more of Ni. In order to enhance this effect, it is more preferable to add 0.05% or more. On the other hand, Ni is an expensive element, and if it is added excessively, the manufacturing cost increases, so the upper limit is preferably made 1.00% or less.
Ｃｕ：１．００％以下
Ｃｕは、Ａｒ3変態点を低下させる元素であり、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するには、０．０１％以上のＣｕの添加が好ましい。また、Ｃｕは鋼の強化に寄与する元素であり、０．０５％以上の添加が好ましい。一方、経済性の観点から、Ｃｕ量を１．００％以下とすることが好ましい。
Cu: 1.00% or less Cu is an element that lowers the Ar 3 transformation point, and in order to secure solid solution Ti of the hot-rolled steel sheet, addition of 0.01% or more of Cu is preferable. Further, Cu is an element that contributes to strengthening of steel, and addition of 0.05% or more is preferable. On the other hand, it is preferable to make Cu amount into 1.00% or less from a viewpoint of economical efficiency.
Ｗ：０．２０％以下
Ｗは、Ａｒ3変態点を低下させる元素であり、熱延鋼板の固溶Ｔｉを確保するには、０．０１％以上のＷの添加が好ましい。また、Ｗは、Ｔｉとともに微細炭窒化物を形成し、析出強化に寄与する元素であり、０．０５％以上の添加が好ましい。一方、経済性の観点から、Ｗ量を０．２０％以下とする。
W: 0.20% or less W is an element that lowers the Ar 3 transformation point, and in order to secure solid solution Ti of the hot-rolled steel sheet, 0.01% or more of W is preferably added. W is an element that forms fine carbonitride with Ti and contributes to precipitation strengthening, and is preferably added in an amount of 0.05% or more. On the other hand, from the viewpoint of economy, the W amount is set to 0.20% or less.
（式２）
熱間圧延後に、高温でフェライト変態が進行すると、フェライト内部においてＴｉの炭窒化物が生成し、鋼板中の固溶Ｔｉが大きく減少する。これを避けるためには、下記（式２）を満たすことが好ましい。
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０ ・・・（式２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗは各元素の含有量［質量％］である。意図的に含有していない元素は０として計算する。上記（式２）を満足する鋼板は、熱間圧延後に十分な焼入れ性を有し、鋼板中の固溶Ｔｉを容易に確保することができ。特に、熱間圧延完了から鋼板温度が５５０℃となるまでの間の平均冷却速度が２０℃／ｓより小さい場合に、上記（式２）を満たすことが好ましい。
(Formula 2)
When the ferrite transformation proceeds at a high temperature after hot rolling, Ti carbonitrides are generated inside the ferrite, and the solid solution Ti in the steel sheet is greatly reduced. In order to avoid this, it is preferable to satisfy the following (Formula 2).
80- (230C + 20Si + 55Mn-65Al + 125Ti
+ 1760Nb + 480Mo + 210V + 80000B + 35Cr
+ 25Ni + 20Cu + 25W) <0 (Formula 2)
Here, C, Si, Mn, Al, Ti, Nb, Mo, V, B, Cr, Ni, Cu, and W are contents [mass%] of each element. Elements that are not intentionally contained are calculated as 0. The steel sheet that satisfies the above (Formula 2) has sufficient hardenability after hot rolling, and can easily secure solid solution Ti in the steel sheet. In particular, when the average cooling rate from the completion of hot rolling until the steel sheet temperature reaches 550 ° C. is smaller than 20 ° C./s, it is preferable to satisfy the above (Formula 2).
介在物の形態を制御し、材質を改善するために、必要に応じて、Ｃａ、ＲＥＭの一方又は双方を含有してもよい。 In order to control the form of inclusions and improve the material, one or both of Ca and REM may be contained as necessary.
Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、主に、硫化物を生じて介在物の形態を制御し、材質の改善に寄与する元素である。効果を得るには、Ｃａを０．０００５％以上添加することが好ましい。しかし、過剰に添加すると、延性を損なうことがあるため、Ｃａの含有量を０．０１０％以下にすることが好ましい。
Ca: 0.010% or less Ca is an element that mainly contributes to improvement of the material by generating sulfides and controlling the form of inclusions. In order to obtain the effect, it is preferable to add 0.0005% or more of Ca. However, if added excessively, the ductility may be impaired, so the Ca content is preferably 0.010% or less.
ＲＥＭ：０．１０％以下
ＲＥＭは、酸化物、硫化物を生じ、介在物の形態を制御して、材質の改善に寄与する元素である。効果を得るには、ＲＥＭを０．０００５％以上添加することが好ましい。しかし、過剰に添加すると、延性を損なうことがあるため、ＲＥＭの含有量を０．１０％以下にすることが好ましい。
REM: 0.10% or less REM is an element that generates oxides and sulfides, controls the form of inclusions, and contributes to the improvement of the material. In order to obtain the effect, it is preferable to add REM 0.0005% or more. However, if added excessively, ductility may be impaired, so the REM content is preferably made 0.10% or less.
また、不可避不純物として、例えば、Ｓｎなどが挙げられるが、スクラップから混入する元素を０．１質量％以下の範囲で含有しても、本発明の効果を損なうものではない。 Inevitable impurities include, for example, Sn, and the effect of the present invention is not impaired even if an element mixed from scrap is contained in the range of 0.1% by mass or less.
次に、本発明の鋼板のミクロ組織について説明する。 Next, the microstructure of the steel sheet of the present invention will be described.
本発明の鋼板におけるミクロ組織は、フェライトの面積率を９５％以上とし、残部はパーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、粗大なセメンタイトの１種又は２種以上からなる。パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、粗大なセメンタイトは硬質相であり、面積率を５％未満に制限することによって、延性及び伸びフランジ性が顕著に向上する。 The microstructure of the steel sheet of the present invention has an area ratio of ferrite of 95% or more, and the balance is one or more of pearlite, bainite, martensite, retained austenite, and coarse cementite. Pearlite, bainite, martensite, retained austenite, and coarse cementite are hard phases, and by limiting the area ratio to less than 5%, ductility and stretch flangeability are significantly improved.
ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチあるいはピクラールエッチし、光学顕微鏡で観察する。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を画像解析することによって、フェライトの面積率を求めることができる。なお、ミクロ組織から求めた面積率は、体積率と同じである。 The microstructure is obtained by taking a sample with the cross section of the plate thickness parallel to the rolling direction as the observation surface, polishing the observation surface, performing nital etching, if necessary, repeller etching or picral etching, and observing with an optical microscope. The area ratio of ferrite can be determined by image analysis of a microstructure photograph obtained by an optical microscope. Note that the area ratio obtained from the microstructure is the same as the volume ratio.
フェライトの粒径は、鋼板の特性に大きく影響する。フェライトの粒径が粗大であると、鋼板の強度が確保できないため、２０μｍを上限とする。この観点からは１５μｍ以下とすることが好ましく、１０μｍ以下とすることが更に好ましい。フェライトの粒径の下限は特に設けないが、１．０μｍ未満にすることはコストの増大を招き、更に延性を大きく損なう。生産性の観点から、フェライトの粒径は、１．５μｍ以上とすることが更に好ましい。 The ferrite grain size greatly affects the properties of the steel sheet. If the ferrite grain size is coarse, the strength of the steel sheet cannot be secured, so 20 μm is the upper limit. From this viewpoint, the thickness is preferably 15 μm or less, and more preferably 10 μm or less. The lower limit of the ferrite grain size is not particularly set, but if it is less than 1.0 μm, the cost is increased and the ductility is greatly impaired. From the viewpoint of productivity, the ferrite particle size is more preferably 1.5 μm or more.
フェライトの粒径は、例えば、鋼板の任意の箇所を光学顕微鏡を用いて観察し、１０００μｍ2以上の範囲におけるフェライト粒の個数を測定し、平均円相当径を求めることで得られる。 The particle diameter of the ferrite can be obtained, for example, by observing an arbitrary portion of the steel sheet using an optical microscope, measuring the number of ferrite grains in the range of 1000 μm 2 or more, and determining the average equivalent circle diameter.
また、フェライトは再結晶フェライト、変態フェライト及び未再結晶フェライトの総称である。なお、光学顕微鏡による組織観察では、再結晶フェライトと変態フェライトとの差異は明確ではなく、両者を区別することは困難である。フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が高くなると、強度は上昇するが、延性が大きく劣化するため、これを２５％以下に制限する。この観点から、２０％以下とすることが好ましく、１０％以下とすることが更に好ましい。 Ferrite is a general term for recrystallized ferrite, transformed ferrite, and non-recrystallized ferrite. In addition, in the structure observation with an optical microscope, the difference between recrystallized ferrite and transformed ferrite is not clear, and it is difficult to distinguish them. If the proportion of unrecrystallized ferrite in the ferrite increases, the strength increases, but the ductility deteriorates greatly, so this is limited to 25% or less. From this viewpoint, it is preferably 20% or less, more preferably 10% or less.
未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとは、ＥＢＳＰの結晶方位測定データをＫＡＭ法で解析することで判別することができる。 Unrecrystallized ferrite and other ferrites, that is, recrystallized ferrite and transformed ferrite can be discriminated by analyzing the crystal orientation measurement data of EBSP by the KAM method.
未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、再結晶フェライト及び変態フェライトでは、フェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さい。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位がほとんど変化していないためである。 Although dislocations are recovered in the grains of unrecrystallized ferrite, there are continuous changes in crystal orientation caused by plastic deformation during cold rolling. On the other hand, in the recrystallized ferrite and the transformed ferrite, the crystal orientation change in the ferrite grains is extremely small. This is because although the crystal orientation of adjacent crystal grains varies greatly due to recrystallization and transformation, the crystal orientation hardly changes within one crystal grain.
ＫＡＭ法では隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができる。したがって、本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内且つ、平均結晶方位差が５°以上あるピクセル間を粒界と定義したときに、結晶粒径が０．５μｍ超である粒を未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。 The KAM method can quantitatively indicate the crystal orientation difference between adjacent pixels (measurement points). Accordingly, in the present invention, when the average crystal orientation difference between adjacent measurement points is within 1 ° and the pixel boundary is defined as a grain boundary between the pixels having the average crystal orientation difference of 5 ° or more, the crystal grain size is more than 0.5 μm. Grains are defined as ferrite other than unrecrystallized ferrite, that is, recrystallized ferrite and transformed ferrite.
ＥＢＳＰ測定は、０．５μｍ以下の測定間隔で、任意の板断面の板厚１／４厚の測定位置で１００００μｍ2以上の範囲において行えば良い。このＥＢＳＰ測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨等によって観察面近傍のひずみを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように作成する。 The EBSP measurement may be performed at a measurement interval of 0.5 μm or less at a measurement position of a thickness of ¼ of any plate cross section in a range of 10,000 μm 2 or more. As a result of the EBSP measurement, the measurement points obtained are output as pixels. The sample to be used for EBSP crystal orientation measurement is a method in which the steel plate is reduced to a predetermined thickness by mechanical polishing or the like, and then the strain near the observation surface is removed by electrolytic polishing or the like. Create as follows.
未再結晶フェライトを含むフェライトの総面積率は、硬質第２相の面積率の残部であるから、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で測定し、得られた組織写真を画像解析して求めることが好ましい。この組織写真とＥＢＳＰの結晶方位測定の結果を対比させることによって、未再結晶フェライト及び未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライトと変態フェライトの面積率の合計を求めることができる。 Since the total area ratio of ferrite including non-recrystallized ferrite is the remainder of the area ratio of the hard second phase, the sample used for measuring the crystal orientation of EBSP was nital etched, and the optical microscope of the field of view where the measurement was performed It is preferable to obtain a photograph by measuring the photograph at the same magnification, and analyzing the obtained tissue photograph. By comparing this structural photograph with the result of the crystal orientation measurement of EBSP, the total area ratio of non-recrystallized ferrite and ferrite other than non-recrystallized ferrite, that is, recrystallized ferrite and transformed ferrite can be obtained.
フェライトに含まれる微細なＴｉ系炭窒化物は、延性を大きく損ねることなくフェライトの強度を向上させる。Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径が大きいと十分な強化が得られないことから、上限を５０ｎｍとする。Ｔｉ系炭窒化物の平均粒子径の下限は特に規定しないが、１ｎｍ以下では強化量は飽和する。この炭化物は主にＴｉ及びＣからなるが、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎなどの元素を含んでも構わない。具体的には、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、更には、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）と、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、Ｆｅ3Ｃ、Ｃｒ23Ｃ6、Ｃｒ2Ｎ、Ｍｏ2Ｃとの複合析出物が挙げられる。 The fine Ti-based carbonitride contained in the ferrite improves the strength of the ferrite without greatly impairing the ductility. If the average particle size of the Ti-based carbonitride is large, sufficient reinforcement cannot be obtained, so the upper limit is made 50 nm. The lower limit of the average particle size of the Ti-based carbonitride is not particularly specified, but the strengthening amount is saturated at 1 nm or less. This carbide is mainly composed of Ti and C, but may contain elements such as Nb, Mo, V, Cr, Fe, and N. Specifically, Ti (C, N), Ti (C, N), Nb (C, N), V (C, N), Fe 3 C, Cr 23 C 6 , Cr 2 N, Examples include composite precipitates with Mo 2 C.
Ｔｉ系炭窒化物の粒子径の測定方法は特に規定しないが、例えば、鋼板の任意の箇所から抽出レプリカ試料を作成し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００倍以上の倍率で観察し、対象となる炭窒化物の平均円相当径を求めることで得られる。また、Ｔｉ系炭窒化物は、ＴＥＭに付属するエネルギー分散型分光分析装置（ＥＤＳ）で、Ｔｉが検出された粒子である。 The method for measuring the particle size of the Ti-based carbonitride is not particularly specified. For example, an extraction replica sample is prepared from an arbitrary portion of the steel plate, and observed at a magnification of 10,000 times or more using a transmission electron microscope (TEM). It is obtained by calculating the average equivalent circle diameter of the carbonitride. Ti-based carbonitrides are particles in which Ti is detected by an energy dispersive spectrometer (EDS) attached to the TEM.
本発明において、焼鈍前の冷延鋼板の固溶Ｔｉ量が少ない場合、焼鈍後に十分な析出強化が得られず、強度が低下する。したがって、冷間圧延前の熱延鋼板の固溶Ｔｉ量が０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることが更に好ましい。なお、鋼板における固溶Ｔｉ量は、抽出残渣法等の方法によって鋼板中の未固溶Ｔｉ量を測定し、添加Ｔｉ量から差引くことによって求められる。 In this invention, when there is little solid solution Ti amount of the cold rolled steel plate before annealing, sufficient precipitation strengthening is not obtained after annealing, but intensity | strength falls. Therefore, the amount of solute Ti in the hot-rolled steel sheet before cold rolling is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more. In addition, the amount of solid solution Ti in a steel plate is calculated | required by measuring the amount of non-solution Ti in a steel plate by methods, such as an extraction residue method, and subtracting from the amount of addition Ti.
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the steel plate of this invention is demonstrated.
本発明の冷延鋼板は、固溶Ｔｉを確保した熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍して製造される。冷間圧延前の素材は、常法で製造した熱延鋼板を熱処理するか、仕上温度、冷却速度、巻取温度を制御した熱間圧延によって製造する。 The cold-rolled steel sheet of the present invention is manufactured by cold-rolling and annealing a hot-rolled steel sheet in which solute Ti is secured. The raw material before cold rolling is manufactured by heat-treating a hot-rolled steel sheet manufactured by a conventional method, or by hot rolling in which a finishing temperature, a cooling rate, and a winding temperature are controlled.
常法で製造した熱延鋼板を熱処理し、十分な固溶Ｔｉ量を有する鋼板を得るには、熱処理の加熱温度を１０５０℃以上にすることが必要である。これは、熱延鋼板に析出したＴｉの炭窒化物を十分に溶解させるためであり、好ましい加熱温度は１１００℃以上である。 In order to heat-treat a hot-rolled steel sheet produced by a conventional method and obtain a steel sheet having a sufficient amount of solute Ti, it is necessary to set the heating temperature of the heat treatment to 1050 ° C. or higher. This is for sufficiently dissolving the Ti carbonitride deposited on the hot-rolled steel sheet, and the preferred heating temperature is 1100 ° C. or higher.
熱処理温度に加熱後、水冷等の加速冷却を行う。Ｔｉ系炭窒化物の析出を抑制するには、加速冷却の冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることが必要である。なお、冷却速度は、仕上圧延の完了後、加速冷却を開始し、鋼板の温度が５５０℃になるまでの平均冷却速度である。冷却速度は、２０℃／ｓ以上とすることが好ましく、２５℃／ｓ以上とすることが更に好ましい。 After heating to the heat treatment temperature, accelerated cooling such as water cooling is performed. In order to suppress the precipitation of Ti-based carbonitrides, it is necessary to set the cooling rate of accelerated cooling to 15 ° C./s or more. In addition, a cooling rate is an average cooling rate until the temperature of a steel plate will be 550 degreeC after acceleration cooling is started after completion of finish rolling. The cooling rate is preferably 20 ° C./s or more, and more preferably 25 ° C./s or more.
加速冷却の停止温度は、Ｔｉ系炭窒化物の析出を抑制するため、５５０℃以下とする。Ｔｉ系炭窒化物の析出を防止するには、加速冷却を４５０℃以下で停止することが好ましく、停止温度を３５０℃以下とすることが更に好ましい。 The stop temperature for accelerated cooling is set to 550 ° C. or lower in order to suppress precipitation of Ti-based carbonitride. In order to prevent the precipitation of Ti-based carbonitrides, it is preferable to stop accelerated cooling at 450 ° C. or less, and it is more preferable to set the stop temperature to 350 ° C. or less.
生産性の観点からは、上記の熱処理によるのではなく、熱間圧延工程において十分な固溶Ｔｉ量を有する鋼板を製造することが好ましい。この場合、鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ｔｉ系炭窒化物の析出を抑制するため、加速冷却して巻き取る。 From the viewpoint of productivity, it is preferable to manufacture a steel plate having a sufficient amount of solute Ti in the hot rolling process, not by the above heat treatment. In this case, after the steel slab is heated and hot-rolled, the steel slab is acceleratedly cooled and wound in order to suppress precipitation of Ti-based carbonitride.
熱間圧延に供する鋼片は、常法により溶製し、鋳造すればよい。この鋼片は、鋼塊を鍛造又は圧延したものでもよいが、生産性の観点から、連続鋳造により鋼片を製造することが好ましい。また、薄スラブキャスターなどで製造しても良い。通常、鋼片は、鋳造後冷却され、熱間圧延を行うために再度加熱される。 The steel piece to be subjected to hot rolling may be melted and cast by a conventional method. Although this steel slab may be a forged or rolled steel ingot, it is preferable to manufacture the steel slab by continuous casting from the viewpoint of productivity. Moreover, you may manufacture with a thin slab caster. Typically, the steel slab is cooled after casting and reheated for hot rolling.
熱間圧延を行う際の加熱温度は、鋳造中に生成した粗大なＴｉ系炭窒化物を溶解させ、十分な固溶Ｔｉを確保するため、１１００℃以上とする。鋼片を、効率よく、均一に加熱するためには、加熱温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。加熱温度の上限は、特に規定しないが、１３００℃超で加熱すると、鋼片の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがある。また、溶製した鋼を鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを採用しても良い。 The heating temperature at the time of hot rolling is set to 1100 ° C. or higher in order to dissolve the coarse Ti-based carbonitride generated during casting and secure sufficient solute Ti. In order to heat the steel piece efficiently and uniformly, the heating temperature is preferably 1150 ° C. or higher. The upper limit of the heating temperature is not particularly defined, but when heated above 1300 ° C., the crystal grain size of the steel slab becomes coarse and the workability may be impaired. Also, a process such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting the molten steel may be employed.
熱間圧延の仕上温度は、（Ａｅ3−３０）℃以上とする。Ａｅ3は、平衡状態での変態温度である。熱間圧延の仕上げ温度を、（Ａｅ3−３０）℃未満の温度にすると、圧延中又は圧延直後にフェライトが生成し、Ｔｉ系炭窒化物の析出が促進されて、十分な固溶Ｔｉが得られないためである。 The finishing temperature of hot rolling is (Ae 3 -30) ° C. or higher. Ae 3 is the transformation temperature in the equilibrium state. When the finishing temperature of hot rolling is set to a temperature lower than (Ae 3 -30) ° C., ferrite is generated during rolling or immediately after rolling, precipitation of Ti carbonitride is promoted, and sufficient solid solution Ti is obtained. This is because it cannot be obtained.
熱間圧延の終了後、加速冷却を行う。加速冷却の冷却速度が小さい場合、冷却中にＴｉ系炭窒化物の析出が進行し、十分な固溶Ｔｉが得られない。したがって、冷却速度を１５℃／ｓ以上とする。固溶Ｔｉを確保するためには、冷却速度を２０℃／ｓ以上とすることが好ましく、２５℃／ｓ以上とすることが更に好ましい。 After completion of hot rolling, accelerated cooling is performed. When the cooling rate of accelerated cooling is low, precipitation of Ti-based carbonitride proceeds during cooling, and sufficient solute Ti cannot be obtained. Therefore, a cooling rate shall be 15 degrees C / s or more. In order to ensure solid solution Ti, the cooling rate is preferably 20 ° C./s or more, and more preferably 25 ° C./s or more.
加速冷却後、熱延鋼板を巻き取る。熱間圧延後の巻取温度が高い場合、冷却中にＴｉ系炭窒化物の析出が進行し、十分な固溶Ｔｉが得られないため、巻取り温度の上限を５５０℃とする。この観点から、巻取り温度を４５０℃以下とすることが好ましく、３５０℃以下とすることが更に好ましい。 After accelerated cooling, the hot rolled steel sheet is wound up. When the coiling temperature after hot rolling is high, precipitation of Ti carbonitride proceeds during cooling, and sufficient solid solution Ti cannot be obtained. Therefore, the upper limit of the coiling temperature is set to 550 ° C. In this respect, the winding temperature is preferably 450 ° C. or lower, and more preferably 350 ° C. or lower.
以上のように、熱処理された熱延鋼板、あるいは制御された条件で熱間圧延され、冷却された熱延鋼板を冷間圧延し、焼鈍する。 As described above, a hot-rolled steel sheet that has been heat-treated or a hot-rolled steel sheet that has been hot-rolled and cooled under controlled conditions is cold-rolled and annealed.
冷間圧延の圧下率が小さいと、焼鈍中にフェライトの再結晶が十分に進まず、延性が大きく劣化する。したがって、冷延率の下限を４０％とする。冷延鋼板の結晶粒径を微細化するためには、冷延率は５０％以上であることが好ましく、６０％以上であることが更に好ましい。一方、冷延率の上限は特に規定しないが、生産性の観点から、９０％以下で行うことが好ましい。 When the rolling reduction of cold rolling is small, recrystallization of ferrite does not proceed sufficiently during annealing, and ductility is greatly deteriorated. Therefore, the lower limit of the cold rolling rate is 40%. In order to refine the crystal grain size of the cold rolled steel sheet, the cold rolling rate is preferably 50% or more, and more preferably 60% or more. On the other hand, the upper limit of the cold rolling rate is not particularly defined, but it is preferably 90% or less from the viewpoint of productivity.
本発明において、冷間圧延後の焼鈍は重要である。焼鈍は、加熱温度を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。 In the present invention, annealing after cold rolling is important. Annealing is preferably performed by continuous annealing equipment in order to control the heating temperature.
本発明の冷延鋼板は、再結晶を遅延させる元素の添加量を制限しており、焼鈍温度を６００℃以上にすると、焼鈍中に再結晶が十分に進行する。延性を向上させるためには、焼鈍温度を６３０℃以上とすることが好ましく、６５０℃以上とすることが更に好ましい。 The cold-rolled steel sheet of the present invention limits the amount of element that delays recrystallization, and when the annealing temperature is set to 600 ° C. or higher, recrystallization proceeds sufficiently during annealing. In order to improve ductility, the annealing temperature is preferably 630 ° C. or higher, and more preferably 650 ° C. or higher.
一方、焼鈍温度がＡｃ1変態点に対して高すぎると、多くのオーステナイトが生成し、冷却中に生成する変態フェライトには微細なＴｉ系炭窒化物が析出し難く、鋼板の強度が低下する。したがって、加熱温度の上限は（Ａｃ1＋２０）℃とする。結晶粒を微細にするには、（Ａｃ1＋１０）℃以下で焼鈍することが好ましく、Ａｃ1点以下で焼鈍することが更に好ましい。 On the other hand, if the annealing temperature is too high with respect to the Ac 1 transformation point, a large amount of austenite is produced, and fine Ti-based carbonitrides are difficult to precipitate in the transformed ferrite produced during cooling, and the strength of the steel sheet decreases. . Therefore, the upper limit of the heating temperature is (Ac 1 +20) ° C. In order to make the crystal grains fine, it is preferable to anneal at (Ac 1 +10) ° C. or lower, and it is more preferable to anneal at Ac 1 point or lower.
焼鈍中の加熱温度は特に規定しないが、再結晶を進行するためには、焼鈍の加熱速度を１００℃／ｓ以下に低下させることが好ましい。再結晶を促進させ、未再結晶フェライトの面積率を減少させるためには、加熱速度を５０℃／ｓ以下とすることが好ましく、２０℃／ｓ以下が更に好ましい。一方、加熱速度が０．１℃／ｓ未満であると、Ｔｉ系炭窒化物が成長し、強度が低下することがあるため、加熱速度を０．１℃／ｓ以上とすることが好ましい。 The heating temperature during annealing is not particularly specified, but in order to proceed with recrystallization, it is preferable to reduce the heating rate of annealing to 100 ° C./s or less. In order to promote recrystallization and reduce the area ratio of unrecrystallized ferrite, the heating rate is preferably 50 ° C./s or less, more preferably 20 ° C./s or less. On the other hand, when the heating rate is less than 0.1 ° C./s, Ti-based carbonitride grows and the strength may be lowered. Therefore, the heating rate is preferably set to 0.1 ° C./s or more.
また、焼鈍後の冷却速度は特に規定せず、空冷でよい。冷却速度が０．１℃／ｓ未満の場合、Ｔｉ系炭窒化物が成長し、強度が低下することがあるため、冷却速度を０．１℃／ｓ以上とすることが好ましい。一方、冷却速度を５００℃／ｓ超とするには、特殊な設備の導入などが必要となるため、５００℃／ｓを冷却速度の上限とすることが好ましい。焼鈍後の冷却速度は、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却により、適宜制御すれば良い。 Further, the cooling rate after annealing is not particularly limited, and may be air-cooled. When the cooling rate is less than 0.1 ° C./s, Ti-based carbonitride grows and the strength may be lowered. Therefore, the cooling rate is preferably 0.1 ° C./s or more. On the other hand, in order to make the cooling rate over 500 ° C./s, it is necessary to introduce special equipment and the like, so it is preferable to set the upper limit of the cooling rate to 500 ° C./s. The cooling rate after annealing may be appropriately controlled by forced cooling with water or the like, blowing of refrigerant, blowing air, mist, or the like.
焼鈍後、必要に応じて、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施しても良い。亜鉛めっきの組成は、特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉなどを、必要に応じて添加しても構わない。 After annealing, hot dip galvanization or galvannealing may be performed as necessary. The composition of the galvanizing is not particularly limited, and besides zinc, Fe, Al, Mn, Cr, Mg, Pb, Sn, Ni, etc. may be added as necessary.
合金化処理は、溶融亜鉛めっきを施した後に、４５０〜６００℃の温度範囲で行うことが好ましい。これは、４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化するため、プレス等の加工によってめっきが剥離するなどの問題を誘発するためである。合金化処理の時間は、５ｓ以上とする。５ｓ未満では、合金化が十分に進行しない。上限は、特に定めないが、生産効率の観点から１００ｓ以下とすることが好ましい。 The alloying treatment is preferably performed in a temperature range of 450 to 600 ° C. after hot dip galvanization. This is because alloying does not proceed sufficiently at temperatures below 450 ° C., and alloying proceeds excessively at temperatures above 600 ° C., and the plating layer becomes brittle. This is to induce problems. The alloying time is 5 s or longer. If it is less than 5 s, alloying does not proceed sufficiently. The upper limit is not particularly defined, but is preferably 100 s or less from the viewpoint of production efficiency.
焼鈍後、必要に応じて酸洗を施しても良い。また、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、インライン又はオフラインで、スキンパス圧延を施しても良い。スキンパス圧延の圧下率は、形状を強制するためには、０．１％以上とすることが好ましい。一方、スキンパスの圧下率が５．０％を超えると、加工性を損なうことがあるため、５．０％以下とすることが好ましい。 After annealing, pickling may be performed as necessary. Further, the cold-rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, and alloyed hot-dip galvanized steel sheet may be subjected to skin pass rolling inline or offline. In order to force the shape, the rolling reduction of the skin pass rolling is preferably 0.1% or more. On the other hand, if the rolling reduction of the skin pass exceeds 5.0%, the workability may be impaired.
更に、冷延鋼板及び各種めっき鋼板には、目的に応じて、有機皮膜、無機皮膜のコーティング、各種塗料による塗装などの表面処理を行うことができる。 Furthermore, the cold-rolled steel sheet and the various plated steel sheets can be subjected to a surface treatment such as coating with an organic film, an inorganic film, or coating with various paints depending on the purpose.
表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。この鋼片から常法により製造した熱延鋼板を、表２に示す条件で再加熱後に５５０℃以下まで水冷し、冷間圧延及び連続焼鈍を施し、冷延鋼板を得た。 Steel pieces having the composition shown in Table 1 were melted to produce steel pieces. A hot-rolled steel sheet produced from this steel slab by a conventional method was re-heated under the conditions shown in Table 2 and then water-cooled to 550 ° C. or lower, cold-rolled and continuously annealed to obtain a cold-rolled steel sheet.
表１の式１は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの各元素の含有量［質量％］によって計算した、下記（式１）の左辺の値である。
６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０ ・・・（式１）
6Ti + 25Nb + 3Mo + 3V ≦ 1.0 (Formula 1)
また、表１の式２は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗの各元素の含有量［質量％］によって計算した下記（式２）の左辺の値である。
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０ ・・・（式２）
なお、式１、式２は表４においても同様とする。
Moreover, the formula 2 of Table 1 is calculated by the following [formula calculated by content [mass%] of each element of C, Si, Mn, Al, Ti, Nb, Mo, V, B, Cr, Ni, Cu, and W. The value on the left side of 2).
80- (230C + 20Si + 55Mn-65Al + 125Ti
+ 1760Nb + 480Mo + 210V + 80000B + 35Cr
+ 25Ni + 20Cu + 25W) <0 (Formula 2)
It should be noted that
表２における加熱温度［℃］は、鋼板の再加熱温度である。冷延率は冷間圧延開始前における板厚と同完了後の板厚との差を、冷間圧延開始前における板厚で除した値であり、百分率として示した。ＨＦ［℃］は連続焼鈍工程における最高加熱温度である。Ａｃ1［℃］は、熱膨張計を用い、１０［℃／ｓ］での加熱中の試験片の体積変化を測定することで求めた。 The heating temperature [° C.] in Table 2 is the reheating temperature of the steel sheet. The cold rolling rate is a value obtained by dividing the difference between the plate thickness before the start of cold rolling and the plate thickness after completion by the plate thickness before the start of cold rolling, and is expressed as a percentage. HF [° C.] is the maximum heating temperature in the continuous annealing process. Ac 1 [° C.] was determined by measuring the volume change of the test piece during heating at 10 [° C./s] using a thermal dilatometer.
これらの鋼板のミクロ組織を光学顕微鏡で観察し、画像解析を行って、フェライトの面積率及び結晶粒径を求めた。フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は、ＥＢＳＰ測定及びＫＡＭ法による解析を行って、光学顕微鏡組織写真から求めた。更に、レプリカ試料を作成し、ＴＥＭ観察を行い、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径を測定した。 The microstructure of these steel sheets was observed with an optical microscope, and image analysis was performed to determine the ferrite area ratio and crystal grain size. The ratio of non-recrystallized ferrite in the ferrite was determined from an optical microscopic structure photograph by EBSP measurement and analysis by the KAM method. Furthermore, a replica sample was prepared, TEM observation was performed, and the particle size of the Ti carbonitride was measured.
また、得られた鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、引張強度を測定した。穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。 Moreover, the tensile test piece based on JISZ2201 was extract | collected from the obtained steel plate, the tensile test was done based on JISZ2241, and the tensile strength was measured. The hole expansion test was evaluated according to the test method described in the Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996.
表３に、鋼板のミクロ組織観察結果及び材質を示す。表３の、Ｖ（フェライト）［％］はフェライトの面積率、未再結晶α［％］はフェライトに占める未再結晶フェライトの割合、ｄ（フェライト）［μｍ］はフェライト粒径であり、画像解析によって求めた円相当径を示した。ｄ（析出物）［ｎｍ］はＴｉ系炭窒化物の粒子径であり、ＴＥＭ写真を解析して得られた粒子の円相当径を示した。また、λ［％］は穴拡がり率である。 Table 3 shows the microstructure observation results and materials of the steel sheet. In Table 3, V (ferrite) [%] is the area ratio of ferrite, non-recrystallized α [%] is the proportion of non-recrystallized ferrite in the ferrite, and d (ferrite) [μm] is the ferrite grain size. The equivalent circle diameter obtained by analysis is shown. d (precipitate) [nm] is the particle diameter of the Ti-based carbonitride, and indicates the equivalent-circle diameter of the particles obtained by analyzing the TEM photograph. Also, λ [%] is the hole expansion rate.
表３から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で冷間圧延及び焼鈍した場合には、優れた強度−延性バランスと優れた伸びフランジ性を両立していることが分かる。 As is apparent from Table 3, when the steel having the chemical component of the present invention is cold-rolled and annealed under appropriate conditions, it can be seen that both excellent strength-ductility balance and excellent stretch flangeability are achieved. .
表１に記載の鋼片に加え、表４に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。表４の空欄は、元素を意図的に添加していないことを意味する。また、表１及び表４に示す鋼片を、表５及び６に示す条件で熱間圧延、冷間圧延及び連続焼鈍を施し、冷延鋼板を得た。鋼板のフェライトの面積率、フェライトの結晶粒径、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径の測定、引張試験及び穴拡げ試験は、実施例１と同様にして行った。 In addition to the steel slabs listed in Table 1, steel having the composition shown in Table 4 was melted to produce steel slabs. The blank in Table 4 means that no element was intentionally added. Moreover, the steel strips shown in Table 1 and Table 4 were subjected to hot rolling, cold rolling and continuous annealing under the conditions shown in Tables 5 and 6 to obtain cold-rolled steel sheets. The area ratio of ferrite of the steel sheet, the crystal grain size of ferrite, the ratio of unrecrystallized ferrite in the ferrite, the particle diameter of Ti-based carbonitride, the tensile test and the hole expansion test were performed in the same manner as in Example 1. It was.
表５及び６のＳＲＴ［℃］は熱間圧延前における鋼片の加熱温度である。また、ＦＴ［℃］は熱間圧延の仕上温度であり、圧延の最終パス後、即ち、仕上出側で測定した鋼板の温度である。ＣＲ［℃／ｓ］は仕上圧延完了から鋼板温度が５５０℃に至るまでの平均冷却速度であり、ＣＴは巻取温度である。Ａｅ3［℃］は各鋼の組成から熱力学計算により求めた。表７及び８に、鋼板のミクロ組織観察結果及び材質を示す。なお、表４〜８において、下線は、本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを意味する。 SRT [° C.] in Tables 5 and 6 is the heating temperature of the steel slab before hot rolling. FT [° C.] is the finishing temperature of hot rolling, and is the temperature of the steel sheet measured after the final pass of rolling, that is, on the finishing side. CR [° C./s] is an average cooling rate from the completion of finish rolling until the steel plate temperature reaches 550 ° C., and CT is the coiling temperature. Ae 3 [° C.] was determined from the composition of each steel by thermodynamic calculation. Tables 7 and 8 show the microstructure observation results and materials of the steel sheets. In Tables 4 to 8, the underline means outside the scope of the present invention or outside the preferred range.
表７及び８から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍した場合には、優れた強度−延性バランスと優れた伸びフランジ性を両立していることが分かる。 As is clear from Tables 7 and 8, when the steel having the chemical composition of the present invention is hot-rolled, cold-rolled and annealed under appropriate conditions, both excellent strength-ductility balance and excellent stretch flangeability are achieved. You can see that
一方、製造Ｎｏ．５７〜６３は、鋼組成が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．ＡＡ〜ＡＧを用いた比較例である。製造Ｎｏ．５７は添加Ｔｉ量が少なく、十分な強度が得られなかった例である。製造Ｎｏ．５８は添加Ｔｉ量が多いため、未再結晶フェライトの割合が高く、十分な延性が得られなかった例である。 On the other hand, production No. Nos. 57 to 63 are steel Nos. Whose steel compositions are outside the scope of the present invention. It is a comparative example using AA-AG. Production No. 57 is an example in which the amount of added Ti is small and sufficient strength cannot be obtained. Production No. No. 58 is an example in which since the amount of added Ti is large, the ratio of non-recrystallized ferrite is high and sufficient ductility cannot be obtained.
製造Ｎｏ．５９〜６１はＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの総添加量が多く、式１を満足しない鋼を用いた例である。いずれも未再結晶フェライトの割合が高く、十分な延性が得られない。製造Ｎｏ．６２はＣ量が少なく、十分な強度が得られなかった例である。製造Ｎｏ．６３はＣ量が多く、フェライト以外の組織の割合が大きくなり、十分な伸びフランジ性が得られなかった例である。
Production No. Nos. 59 to 61 are examples using steel that has a large total addition amount of Ti, Nb, Mo, and V and does not satisfy
製造Ｎｏ．２０、２８、３０、３２、３８、４２、４６、４８は熱間圧延工程の条件が本発明の範囲外である比較例である。製造Ｎｏ．４２は熱間圧延の加熱温度が低く、製造Ｎｏ．２０、２８、４８は熱間圧延の仕上温度が低く、製造Ｎｏ．３２、４６は圧延完了から５５０℃に至るまでの冷却速度が遅く、製造Ｎｏ．３０、３８は巻取温度が高い。これらは、Ｔｉ系炭窒化物が粗大になり、十分な強度が得られていない。 Production No. 20, 28, 30, 32, 38, 42, 46, and 48 are comparative examples in which the conditions of the hot rolling process are outside the scope of the present invention. Production No. No. 42 has a low heating temperature for hot rolling. Nos. 20, 28 and 48 have a low hot rolling finishing temperature. Nos. 32 and 46 have slow cooling rates from completion of rolling to 550 ° C. 30 and 38 have a high winding temperature. As for these, Ti system carbonitride becomes coarse and sufficient intensity is not obtained.
製造Ｎｏ．１０、４４は冷間圧延の圧下率が不足した比較例であり、未再結晶フェライトの割合が高く、十分な延性が得られない。製造Ｎｏ．２２、２６は焼鈍における最高加熱温度が低いため、未再結晶フェライトの割合が高く、十分な延性が得られなかった例である。製造Ｎｏ．３５、５０、５６は焼鈍における最高加熱温度が本発明の範囲よりも高い例である。製造Ｎｏ．３５、５０はフェライト以外の組織の割合が高く、十分な伸びフランジ性が得られていない。製造Ｎｏ．５６では十分な強度が得られていない。 Production No. Nos. 10 and 44 are comparative examples in which the reduction ratio of cold rolling is insufficient, and the ratio of non-recrystallized ferrite is high and sufficient ductility cannot be obtained. Production No. Nos. 22 and 26 are examples in which the ratio of non-recrystallized ferrite is high and sufficient ductility cannot be obtained because the maximum heating temperature in annealing is low. Production No. 35, 50 and 56 are examples in which the maximum heating temperature in annealing is higher than the range of the present invention. Production No. 35 and 50 have a high ratio of structures other than ferrite, and sufficient stretch flangeability is not obtained. Production No. In 56, sufficient strength is not obtained.
表１及び表４に示す鋼片を、表９に示す条件で再加熱、熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍及びめっきを施し、冷延鋼板を得た。表９において、めっきは付与しためっきの種類を示す。表１０は、鋼板におけるミクロ組織観察結果及び材質であり、実施例１及び２と同様にして評価した。 The steel pieces shown in Table 1 and Table 4 were reheated, hot-rolled, cold-rolled, continuously annealed and plated under the conditions shown in Table 9 to obtain cold-rolled steel sheets. In Table 9, plating indicates the type of plating applied. Table 10 shows the microstructure observation results and materials of the steel sheet, and was evaluated in the same manner as in Examples 1 and 2.
製造Ｎｏ．６５、６６は溶融亜鉛めっきを施した例である。製造Ｎｏ．６４、６７は合金化溶融亜鉛めっきを施した例である。表１０より明らかなように、鋼組成、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍条件が本発明の範囲内であれば、焼鈍後にめっきを施すことにより、強度−延性バランス、更には伸びフランジ性に優れた高強度冷延めっき鋼板が得られる。 Production No. 65 and 66 are examples in which hot dip galvanization is performed. Production No. 64 and 67 are examples in which alloying hot dip galvanization was performed. As is clear from Table 10, if the steel composition, hot rolling, cold rolling and annealing conditions are within the scope of the present invention, by applying plating after annealing, the strength-ductility balance and further stretch flangeability can be achieved. An excellent high-strength cold-rolled steel sheet can be obtained.
Claims (7)
Ｃ：０．０１〜０．１０％、
Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
Ｔｉ：０．０３〜０．１５％、
を含有し、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ａｌ：１．５０％以下、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、
Ｎｂ：０．０３％以下（０を含む）、
Ｍｏ：０．２５％以下（０を含む）、
Ｖ：０．２５％以下（０を含む）
に制限し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖの含有量が下記（式１）を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ系炭窒化物の粒子径が１〜５０ｎｍであり、フェライトの面積率が９５％以上であり、該フェライトの平均粒径を２０μｍ以下に制限し、該フェライトに占める該未再結晶フェライトの割合を２５％以下に制限した析出強化型冷延鋼板の製造方法であって、
前記化学成分を有し、１０５０℃以上に加熱し、１５℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却する熱処理を施した鋼板を用い、この鋼板に、更に、圧下率の合計が４０％以上である冷間圧延を施し、最高加熱温度を６００〜（Ａｃ 1 ＋２０）℃とする連続焼鈍を行うことを特徴とする析出強化型冷延鋼板の製造方法。
０．１８≦６Ｔｉ＋２５Ｎｂ＋３Ｍｏ＋３Ｖ≦１．０ ・・・（式１）
ここで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量［質量％］である。 Chemical composition is mass%,
C: 0.01-0.10%,
Mn: 0.10 to 3.00%,
Ti: 0.03-0.15%,
Containing
Si: 2.50% or less,
Al: 1.50% or less,
P: 0.15% or less,
S: 0.010% or less,
N: 0.0060% or less,
Nb: 0.03% or less (including 0),
Mo: 0.25% or less (including 0),
V: 0.25% or less (including 0)
The content of Ti, Nb, Mo, V satisfies the following (formula 1), the balance is made of Fe and inevitable impurities, the particle size of the Ti-based carbonitride is 1 to 50 nm, and ferrite of and the area ratio of 95%, an average particle size of the ferrite is limited to 20μm or less, the analysis output enhanced cold-rolled steel sheet to restrict the proportion of yet-recrystallized ferrite to 25% or less occupied in the ferrite A manufacturing method comprising:
A steel sheet having the above chemical components, heated to 1050 ° C. or higher, and subjected to a heat treatment that is cooled to 550 ° C. or lower at a cooling rate of 15 ° C./s or higher is used. A method for producing a precipitation-strengthened cold-rolled steel sheet, characterized by performing cold rolling as described above and performing continuous annealing at a maximum heating temperature of 600 to (Ac 1 +20) ° C.
0.18 ≦ 6Ti + 25Nb + 3Mo + 3V ≦ 1.0 (Formula 1)
Here, Ti, Nb, Mo, and V are content [mass%] of each element.
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｗ：０．２０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の析出強化型冷延鋼板の製造方法。 The steel sheet is further in mass%,
B: 0.0050% or less,
Cr: 2.00% or less,
Ni: 1.00% or less,
Cu: 1.00% or less,
The method for producing a precipitation-strengthened cold-rolled steel sheet according to claim 1, comprising W: 0.20% or less.
Ｃａ：０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．１００％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の析出強化型冷延鋼板の製造方法。 The steel sheet is further in mass%,
Ca: 0.010% or less,
One or both of REM: 0.100% or less are contained , The manufacturing method of the precipitation strengthening type cold rolled steel sheet of Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned.
８０−（２３０Ｃ＋２０Ｓｉ＋５５Ｍｎ−６５Ａｌ＋１２５Ｔｉ
＋１７６０Ｎｂ＋４８０Ｍｏ＋２１０Ｖ＋８００００Ｂ＋３５Ｃｒ
＋２５Ｎｉ＋２０Ｃｕ＋２５Ｗ）＜０ ・・・（式２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗは各元素の含有量［質量％］である。 The chemical component of the said steel plate satisfies the following (Formula 2), The manufacturing method of the precipitation strengthening type cold-rolled steel plate of any one of Claims 1-3 characterized by the above-mentioned.
80- (230C + 20Si + 55Mn-65Al + 125Ti
+ 1760Nb + 480Mo + 210V + 80000B + 35Cr
+ 25Ni + 20Cu + 25W) <0 (Formula 2)
Here, C, Si, Mn, Al, Ti, Nb, Mo, V, B, Cr, Ni, Cu, and W are contents [mass%] of each element.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009140414A JP5347738B2 (en) | 2009-06-11 | 2009-06-11 | Method for producing precipitation strengthened cold rolled steel sheet |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009140414A JP5347738B2 (en) | 2009-06-11 | 2009-06-11 | Method for producing precipitation strengthened cold rolled steel sheet |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010285656A JP2010285656A (en) | 2010-12-24 |
| JP5347738B2 true JP5347738B2 (en) | 2013-11-20 |
Family
ID=43541577
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009140414A Active JP5347738B2 (en) | 2009-06-11 | 2009-06-11 | Method for producing precipitation strengthened cold rolled steel sheet |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5347738B2 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP4089192A4 (en) * | 2020-01-08 | 2023-02-22 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and method for manufacturing same |
| WO2024046913A1 (en) * | 2022-08-29 | 2024-03-07 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Method for producing a cold-rolled flat steel product |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5453973B2 (en) * | 2009-07-15 | 2014-03-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| TWI468530B (en) | 2012-02-13 | 2015-01-11 | 新日鐵住金股份有限公司 | Cold rolled steel plate, plated steel plate, and method of manufacturing the same |
| JP6042265B2 (en) * | 2012-06-05 | 2016-12-14 | 株式会社神戸製鋼所 | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in yield strength and formability and method for producing the same |
| KR101674751B1 (en) * | 2013-12-20 | 2016-11-10 | 주식회사 포스코 | Precipitation hardening steel sheet having excellent hole expandability and method for manufacturing the same |
| JP6086081B2 (en) * | 2014-02-05 | 2017-03-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High strength cold-rolled steel sheet with excellent surface properties and method for producing the same |
| JP6086078B2 (en) * | 2014-02-05 | 2017-03-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength cold-rolled steel sheet with excellent stretch flangeability and manufacturing method thereof |
| JP6086080B2 (en) * | 2014-02-05 | 2017-03-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| JP6086077B2 (en) * | 2014-02-05 | 2017-03-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability and method for producing the same |
| JP6086079B2 (en) * | 2014-02-05 | 2017-03-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High strength high yield ratio cold rolled steel sheet and method for producing the same |
| JP6620431B2 (en) * | 2015-06-04 | 2019-12-18 | 日本製鉄株式会社 | High-strength steel sheet with excellent workability and method for producing the same |
| KR102084867B1 (en) * | 2015-08-19 | 2020-03-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | High-strength steel sheet and production method for same |
| WO2017029815A1 (en) * | 2015-08-19 | 2017-02-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength steel sheet and production method for same |
| JP6801496B2 (en) * | 2017-02-17 | 2020-12-16 | 日本製鉄株式会社 | High-strength molten Zn-Al-Mg-based plated steel sheet with excellent bending workability and its manufacturing method |
| KR102020434B1 (en) * | 2017-12-01 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | Steel material having exellent hydrogen induced crack resistance and low temperature impact toughness and method of manufacturing the same |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2759517B2 (en) * | 1989-09-05 | 1998-05-28 | 株式会社神戸製鋼所 | Method for producing high tension bath galvanized steel sheet with excellent bending workability |
| JP2007016319A (en) * | 2006-08-11 | 2007-01-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | High tensile hot-dip galvanized steel sheet, and method for producing the same |
| JP4924203B2 (en) * | 2007-05-24 | 2012-04-25 | 住友金属工業株式会社 | High-strength galvannealed steel sheet and method for producing the same |
-
2009
- 2009-06-11 JP JP2009140414A patent/JP5347738B2/en active Active
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP4089192A4 (en) * | 2020-01-08 | 2023-02-22 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and method for manufacturing same |
| WO2024046913A1 (en) * | 2022-08-29 | 2024-03-07 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Method for producing a cold-rolled flat steel product |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2010285656A (en) | 2010-12-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5347738B2 (en) | Method for producing precipitation strengthened cold rolled steel sheet | |
| JP5347739B2 (en) | Method for producing precipitation-strengthened double-phase cold-rolled steel sheet | |
| JP6048580B2 (en) | Hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP6179677B2 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP5068688B2 (en) | Hot-rolled steel sheet with excellent hole expansion | |
| JP6179676B2 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP5068689B2 (en) | Hot-rolled steel sheet with excellent hole expansion | |
| TWI452145B (en) | Cold rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP5088023B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability and method for producing the same | |
| JP5157375B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in rigidity, deep drawability and hole expansibility, and method for producing the same | |
| CN107923013B (en) | High-strength steel sheet and method for producing same | |
| KR102383627B1 (en) | Cold rolled and annealed steel sheet and method for manufacturing cold rolled and annealed steel sheet | |
| WO2012026419A1 (en) | Cold-rolled steel sheet and process for production thereof | |
| TW201335383A (en) | Hot-rolled steel sheet and method for producing same | |
| JP5488770B2 (en) | Cold-rolled steel sheet, plated steel sheet, and manufacturing method thereof | |
| JP2009185355A (en) | High strength cold-rolled steel sheet having excellent workability and collision resistance and its production method | |
| JP4501699B2 (en) | High-strength steel sheet excellent in deep drawability and stretch flangeability and method for producing the same | |
| WO2017169941A1 (en) | Thin steel sheet and plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing heat-treated sheet, method for producing thin steel plate and method for producing plated steel sheet | |
| CN107429355B (en) | High-strength steel sheet and method for producing same | |
| JP4959418B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP5151468B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability and impact resistance and method for producing the same | |
| JP5821810B2 (en) | Manufacturing method of fine-grained steel sheet | |
| JP6123958B1 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| WO2017131052A1 (en) | High-strength steel sheet for warm working, and method for producing same | |
| JP7216933B2 (en) | Steel plate and its manufacturing method |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110816 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20130305 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130312 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130417 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130723 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130805 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5347738 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |