JP5510025B2 - High strength thin steel sheet with excellent elongation and local ductility and method for producing the same - Google Patents
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本発明は、主としてプレス加工されて使用される自動車等の足回り部品や構造材料に好適な伸びと穴拡げ性と局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a high-strength thin steel sheet excellent in elongation, hole expansibility, and local ductility suitable for undercarriage parts and structural materials such as automobiles that are mainly used by pressing and a method for producing the same.
自動車の車体構造に使用される鋼板には高いプレス加工性と強度が要求される。プレス加工性と高強度とを兼備した高強度薄鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織、フェライト・ベイナイト組織からなるもの、あるいは組織中に残留オーステナイトを含有するものなどが知られている。
なかでも、残留オーステナイトを含む混合組織鋼板は強度と伸びを高いレベルで両立することが可能である。この残留オーステナイト鋼において、さらに伸びを高めるべく、例えば、特許文献１では、残留オーステナイトの分率を高く確保しつつ、２種類のフェライト（ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト）を制御して均一伸びを確保する技術が開示されている。特許文献２では、伸びと形状凍結性を確保する目的で、オーステナイト相の形状をアスペクト比で規定する技術が開示されている。さらに、特許文献３では、オーステナイト相の分布を最適化することにより、より高い伸びが確保できるとしている。
一方で、残留オーステナイト鋼は加工硬化中に加工誘起マルテンサイト変態を引き起こし、このフェライトとマルテンサイトの界面に大きな応力集中が発生してしまうため局部延性が低い。この応力集中を抑制する技術として、特許文献４〜６に開示されているように、フェライトとマルテンサイトの混合組織において、フェライト相を析出強化する技術がある。
High press workability and strength are required for steel plates used in automobile body structures. As a high-strength thin steel sheet having both press workability and high strength, one having a ferrite / martensite structure, a ferrite / bainite structure, or one containing residual austenite in the structure is known.
Especially, the mixed structure steel plate containing retained austenite can achieve both strength and elongation at a high level. In this retained austenitic steel, in order to further increase the elongation, for example, in
On the other hand, the retained austenitic steel causes work-induced martensitic transformation during work hardening, and a large stress concentration occurs at the interface between the ferrite and martensite, so that the local ductility is low. As a technique for suppressing this stress concentration, as disclosed in Patent Documents 4 to 6, there is a technique for precipitation strengthening a ferrite phase in a mixed structure of ferrite and martensite.
ところが、今日の自動車の更なる軽量化、部品の複雑形状化の要求に対応するためには、従来よりも高い伸びと局部延性に優れた混合組織鋼板が要求されている。
特許文献７にはフェライト相と硬質第二相（マルテンサイト、残留オーステナイト）からなる組織において、熱延後の冷却の際に、フェライト相中に合金炭化物を析出させることでフェライト相を強化した鋼に関わる技術が開示されている。しかしながら、析出物の分散に起因する局部延性や打ち抜き加工性の劣化が懸念される。
However, in order to meet the demands for further weight reduction and complex parts of today's automobiles, a mixed structure steel plate having higher elongation and better local ductility than before is required.
In Patent Document 7, in a structure composed of a ferrite phase and a hard second phase (martensite, retained austenite), a steel in which the ferrite phase is reinforced by precipitating an alloy carbide in the ferrite phase during cooling after hot rolling. The technology related to is disclosed. However, local ductility and punching workability due to the dispersion of precipitates are a concern.
本発明は、従来の問題点を解決するためになされたものであって、非特許文献１に示されるように、オーステナイトからフェライトへの変態中にその相界面において主に粒界拡散にて起こる析出現象（以後、相間界面析出と記載する）によって析出分布が制御された析出強化フェライトと残留オーステナイトの混合組織を用いて、伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
The present invention has been made in order to solve the conventional problems, and as shown in Non-Patent
残留オーステナイトを鋼組織に持つ残留オーステナイト鋼は、 TRIP効果を利用して、高強度であるにも関わらず、非常に高い伸びをもつことが知られている。一方で、局部延性は組織の均一性に依存する特性である。組織内の硬度差の大きなフェライト相とマルテンサイト相の混合組織が一般に局部延性を劣化させる。このため、加工中に加工誘起マルテンサイトを生じる残留オーステナイトも同様に局部延性を劣化させる。したがって、高伸びで高局部延性と高強度を達成するには、フェライト相の硬さを増加させることがポイントとなる。
これまで、析出強化を使ったフェライト相の強化が検討されているが、残留オーステナイト相を鋼中に残留させるためには、極めて狭い範囲で巻取り温度を制御しなくてはならず、析出制御は巻取り前の熱延の冷却処理中に実施しなくてはならない。これまで、析出物のサイズ制御に関わる技術は検討されているものの、これだけでは、析出物の分散状態を適切に制御することができず、効果的な局部延性の向上効果は得ることができなかった。
Residual austenitic steel with retained austenite in the steel structure is known to have a very high elongation using the TRIP effect despite its high strength. On the other hand, local ductility is a characteristic that depends on the uniformity of the tissue. A mixed structure of a ferrite phase and a martensite phase having a large hardness difference in the structure generally deteriorates the local ductility. For this reason, the residual austenite which produces a process induction martensite during a process also deteriorates a local ductility similarly. Therefore, to achieve high local ductility and high strength at high elongation, it is important to increase the hardness of the ferrite phase.
Until now, strengthening of the ferrite phase using precipitation strengthening has been studied, but in order for the retained austenite phase to remain in the steel, the coiling temperature must be controlled within a very narrow range, and precipitation control is required. Must be performed during the hot rolling cooling process before winding. Until now, techniques related to the size control of precipitates have been studied, but with this alone, the dispersion state of the precipitates cannot be properly controlled, and an effective improvement effect of local ductility cannot be obtained. It was.
そこで、本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、析出物のサイズに加え、析出物分布（配列）の制御こそが、局部延性を効果的に向上させうるものであり、加えてこの分散制御は、高伸びを達成するために必須である、TRIP効果を損なうことがないことを見出した。また、その析出物の分布の制御方法についても、鋭意検討を重ねた結果、極めて限られた温度域における、徐冷と急冷の組み合わせによって達成できることを見出して、この発明を完成するに至った。 Therefore, as a result of extensive studies, the present inventors have been able to effectively improve the local ductility by controlling the precipitate distribution (array) in addition to the size of the precipitate. We have found that control does not impair the TRIP effect, which is essential to achieve high growth. Further, as a result of intensive investigations on the method for controlling the distribution of the precipitate, it was found that it can be achieved by a combination of slow cooling and rapid cooling in an extremely limited temperature range, and the present invention has been completed.
即ち、本発明の伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板は、
（１） 質量％にて、
Ｃ：０．０８％以上、０．３０％以下、
Ｓｉ：０．００５％以上、２．０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上、２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上、３．０％以下、
Ｐ：０．０８％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
さらに、Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上、０．２０％以下の１種または２種を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成と、３０％以上のフェライト相と、３％以上の残留オーステナイト相を含有する鋼組織を有する高強度薄鋼板であって、
前記フェライト相中に炭窒化物が相間界面析出により析出されており、前記フェライト相の４０％以上の領域における相間界面析出の析出面の面間隔が２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下であり、相間界面析出の列内の平均炭窒化物サイズが６ｎｍ以下であることを特徴とする伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板。
（２） 前記相間界面析出の面内の析出物密度が１×１０８個／ｍｍ２以上、５×１０９個／ｍｍ２以下であることを特徴とする上記（１）に記載の伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板。
That is, the high-strength thin steel sheet excellent in elongation and local ductility of the present invention is
(1) In mass%,
C: 0.08% or more, 0.30% or less,
Si: 0.005% or more, 2.0% or less,
Al: 0.010% or more, 2.0% or less,
Mn: 0.3% or more, 3.0% or less,
P: 0.08% or less,
S: 0.010% or less,
N: 0.010% or less,
Furthermore, Nb: 0.01% or more and 0.10% or less, Ti: 0.01% or more and 0.20% or less of one or two kinds of steel composition, the balance iron and unavoidable impurities and , 30% or more of ferrite phase, a high strength thin steel sheet having a steel structure containing 3% or more retained austenite phases,
The carbonitride the ferrite phase are precipitated by phase interfacial precipitation, spacing of the deposition surface of the interphase surface precipitation at 40% or more regions of the ferrite phase Ri der than 60nm or less 20 nm, the interphase interfaces precipitation high strength thin steel sheet average carbonitrides size in the column is excellent in elongation and local elongation, wherein less der Rukoto 6 nm.
( 2 ) The elongation according to (1 ) above, wherein an in-plane precipitate density of the interfacial interface precipitation is 1 × 10 8 pieces / mm 2 or more and 5 × 10 9 pieces / mm 2 or less. High-strength thin steel sheet with excellent local ductility.
（３） 鋼組成中にさらに、質量％にて、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上、５．０％以下、Ｗ：０．０１％以上、５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板。
（４） 鋼組成中にさらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を、質量％にて、０．０００５％以上、０．０５％以下含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板。
（５） 鋼組成中にさらに、質量％にて、Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板。
( 3 ) Further, in the steel composition, V: 0.005% or more, 0.10% or less, Mo: 0.02% or more, 0.5% or less, Cr: 0.1% or more, in the steel composition. 5.0% or less, W: 0.01% or more, 5.0% or less of 1 type or 2 types or more, containing the elongation and local ductility according to the above ( 1 ) or (2) Excellent high-strength thin steel sheet.
( 4 ) The steel composition further containing one or more of Ca, Mg, Zr, and REM in mass% in a range of 0.0005% to 0.05% (%) A high-strength thin steel sheet having excellent elongation and local ductility according to any one of 1) to (3 ).
( 5 ) Further, in the steel composition, Cu: 0.04% or more, 2.0% or less, Ni: 0.02% or more, 1.0% or less, B: 0.0003% or more in the steel composition. The high-strength thin steel sheet having excellent elongation and local ductility according to any one of ( 1 ) to ( 4 ) above, containing one or more of 0.007% or less.
（６） 上記（１）〜（５）の何れかに記載の高強度薄鋼板を製造する製造方法であって、熱間圧延後の冷却の際に、７８０℃以下、６２０℃以上の間の温度範囲において、１．５秒以上の空冷を行い、更に、８００℃以下、６００℃以上の温度範囲の空冷以外の領域の平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように冷却を行い、２００℃以上、４５０℃未満の温度で巻き取って熱延鋼板となすことを特徴とする伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（７） 上記（６）に記載の高強度薄鋼板を製造する製造方法において、更に、連続鋳造後、そのまま、または、再加熱により、熱延前のスラブ温度を１１００℃以上とし、次いで、粗圧延を１０５０℃以上で終了し、熱延仕上げ温度をＡｒ3以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、熱間圧延後の冷却の際、更に、８００℃以上の温度域を１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
( 6 ) A manufacturing method for manufacturing the high-strength thin steel sheet according to any one of (1) to ( 5 ) above, and during cooling after hot rolling, between 780 ° C or lower and 620 ° C or higher. In the temperature range, air cooling is performed for 1.5 seconds or more, and further, cooling is performed so that the average cooling rate in regions other than air cooling in the temperature range of 800 ° C. or less and 600 ° C. or more is 15 ° C./second or more. A method for producing a high-strength thin steel sheet having excellent elongation and local ductility, wherein the steel sheet is wound at a temperature of from ℃ ° C to less than 450 ℃ to form a hot-rolled steel plate.
( 7 ) In the production method for producing the high-strength thin steel sheet described in ( 6 ) above, the slab temperature before hot rolling is set to 1100 ° C. or higher as it is or after re-heating, after continuous casting. The rolling is finished at 1050 ° C. or higher, hot rolling is performed at a hot rolling finishing temperature of Ar 3 or higher and 970 ° C. or lower , and when cooling after hot rolling, a temperature range of 800 ° C. or higher is further reduced to 10 ° C./second. A method for producing a high-strength thin steel sheet excellent in elongation and local ductility, characterized by cooling at the above average cooling rate.
本発明の高強度薄鋼板は、フェライト相中の析出物による析出強化により、充分な強度を確保できる。加えて、残留オーステナイトを残すことでTRIP効果により高い伸びを得ることが可能となる。また、本発明の根本となる、相間界面析出を使った析出物の分布制御にて、短時間でフェライト相中に均一に析出物を分散させることが可能となり、局部延性の著しい上昇とこれに起因する効果的な穴拡げ率の向上が高強度鋼において可能とできる。
この効果は、熱延板の組織を著しく壊す後工程での熱処理を行わない限り継続させることができる。すなわち、熱延鋼板のみならず、これを原板とする熱延めっき鋼板においても同様の効果を得ることができる。
The high-strength thin steel sheet of the present invention can ensure sufficient strength by precipitation strengthening due to precipitates in the ferrite phase. In addition, by leaving residual austenite, it is possible to obtain high elongation due to the TRIP effect. In addition, by controlling the distribution of precipitates using interfacial interface precipitation, which is the basis of the present invention, it becomes possible to disperse the precipitates uniformly in the ferrite phase in a short time, resulting in a significant increase in local ductility. The resulting effective hole expansion rate can be improved in high-strength steel.
This effect can be continued as long as heat treatment is not performed in a subsequent process that significantly breaks the structure of the hot-rolled sheet. That is, the same effect can be obtained not only in a hot-rolled steel sheet but also in a hot-rolled plated steel sheet using this as a base plate.
本発明の高強度薄鋼板は、穴拡げ性を高めるフェライト相と残留オーステナイト相を含む混合組織において、フェライト相中の析出物の分散状態に着目したもので、鋭意検討を重ねた結果、以下に説明するような特定の分散状態のときに、強度と伸びと局部延性を高いレベルで両立できることを見出した。 The high-strength thin steel sheet of the present invention focuses on the dispersion state of precipitates in the ferrite phase in a mixed structure including a ferrite phase and a retained austenite phase that enhance hole expansibility. It has been found that strength, elongation and local ductility can be achieved at a high level in a specific dispersed state as described.
本発明においては、組織は３０％以上のフェライト相と３％以上の残留オーステナイト相を含有する混合組織とする。このように、フェライト相を含み、残留オーステナイト相のTRIP効果を使うことで、高強度でかつ高い伸びが達成できる。
このとき、フェライト相が３０％未満では、強度は確保できるものの伸びが劣化する。また、残留オーステナイト相が３％未満ではＴＲＩＰ効果が小さく、伸び改善の効果が小さい。組織がベイナイト単相やフェライト単相では伸びの劣化を招く。
In the present invention, the structure is a mixed structure containing 30% or more of the ferrite phase and 3% or more of the retained austenite phase. Thus, high strength and high elongation can be achieved by using the TRIP effect of the retained austenite phase including the ferrite phase.
At this time, if the ferrite phase is less than 30%, the strength is ensured but the elongation deteriorates. Further, if the retained austenite phase is less than 3%, the TRIP effect is small and the effect of improving elongation is small. If the structure is a bainite single phase or a ferrite single phase, the elongation deteriorates.
フェライト相中に析出する炭窒化物の分散は本発明において最も重要なもののひとつである。炭窒化物は、分散制御を容易に行うために、少なくとも相間界面析出により析出させるようにする。このとき、周期的に析出の起こる析出面の面間隔は２０ｎｍ以上、６０ｎｍ以下とする。２０ｎｍ未満で析出させる場合、高密度に析出するため、伸びが劣化するか、析出面内の析出物密度を著しく低下させるために、析出面が局部的に弱くなり、局部延性の低下を起こす。一方で、６０ｎｍ超では、フェライト相の強化が不十分で、希望の強度を確保することができない。
さらに、フェライト相を十分に硬くし、局部延性を向上させるためには、上記２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下の面間隔を持つ領域がフェライト相の４０％以上存在することが必要である。この値未満では、フェライト相の硬化が不十分で局部延性の向上効果を十分に得ることができない。
The dispersion of carbonitrides precipitated in the ferrite phase is one of the most important in the present invention. The carbonitride is deposited at least by interfacial precipitation in order to facilitate dispersion control. At this time, the interval between the precipitation surfaces where precipitation occurs periodically is 20 nm or more and 60 nm or less. When it is deposited at a thickness of less than 20 nm, the precipitate is deposited at a high density, so that the elongation is deteriorated or the precipitate density in the precipitation surface is remarkably reduced. On the other hand, if it exceeds 60 nm, the ferrite phase is not sufficiently strengthened and the desired strength cannot be ensured.
Further, in order to sufficiently harden the ferrite phase and improve the local ductility, it is necessary that the region having a plane spacing of 20 nm or more and 60 nm or less is present at 40% or more of the ferrite phase. If it is less than this value, the ferrite phase is not sufficiently cured and the effect of improving the local ductility cannot be sufficiently obtained.
相間界面析出により析出する炭窒化物の平均サイズは６ｎｍ以下とすることが望ましい。平均サイズが６ｎｍ超では、析出物の密度が十分に確保できず、鋼の強度が低下する。
また、析出面内の炭窒化物の析出物密度も重要であり、鋼板の強度を確保するためには、１×１０8個／ｍｍ2以上であることが望ましい。析出物密度が１×１０８個／ｍｍ２未満では、析出面が少ないために最弱面となり、応力の集中を引き起こすことで局部延性の低下をおこす。一方で、５×１０９個／ｍｍ２超では、多量の析出物が析出面の脆化を引き起こし局部延性の低下を引き起こすため、５×１０９個／ｍｍ２以下とする。
The average size of carbonitride deposited by interfacial interface precipitation is preferably 6 nm or less. If the average size exceeds 6 nm, the density of the precipitates cannot be secured sufficiently, and the strength of the steel decreases.
Further, the density of carbonitride precipitates in the precipitation surface is also important, and is desirably 1 × 10 8 pieces / mm 2 or more in order to ensure the strength of the steel sheet. When the precipitate density is less than 1 × 10 8 pieces / mm 2 , the precipitation surface is small and the weakest surface is formed, and the local ductility is reduced by causing stress concentration. On the other hand, 5 in × 10 9 pieces / mm 2, more than to cause a decrease in local ductility large amount of precipitates cause embrittlement of the deposition surface, and 5 × 10 9 pieces / mm 2 or less.
炭窒化物を形成するには、合金元素として、ＮｂまたはＴｉのいずれか、または両方を含むようにする。Ｎｂ、Ｔｉはフェライト相中での炭窒化物の析出の駆動力が高い元素であり、添加量によって、析出面の面間隔、析出面の面内析出物密度を制御しやすくする。また、Ｔｉ、Ｎｂによる炭窒化物は析出強化能も高いため、これらを含有する炭窒化物とする。但し、Ｔｉ、Ｎｂを含有していれば、その他の炭化物生成元素が含有されていても、その駆動力を大きく低下させることはないので本発明の効果を損なうことはない。 In order to form carbonitride, either Nb or Ti, or both are included as alloy elements. Nb and Ti are elements having a high driving force for precipitation of carbonitrides in the ferrite phase, and it is easy to control the spacing between the precipitation surfaces and the in-plane precipitate density of the precipitation surfaces depending on the amount of addition. Moreover, since the carbonitride by Ti and Nb has high precipitation strengthening ability, it is set as the carbonitride containing these. However, as long as Ti and Nb are contained, even if other carbide generating elements are contained, the driving force is not greatly reduced, so the effect of the present invention is not impaired.
以下に本発明の高強度薄鋼板で用いる鋼の化学成分について説明する。含有量の％は、質量％である。
Ｎｂ、Ｔｉは、相間界面析出によって微細な炭窒化物を析出して鋼を強化するため有効な元素である。相間界面析出によって、Ｔｉ、Ｎｂとも０．０１％未満では析出能が低く、狙いの析出分布を得ることができない。一方で、Ｎｂで０．１０％、Ｔｉで０．２０％を超えても、熱延前の加熱においての析出物溶解が不十分で、相間界面析出量に優位性が出ないばかりでなく、解け残りの粗大炭窒化物が局部延性を劣化させる。
The chemical components of steel used in the high strength thin steel sheet of the present invention will be described below. % Of content is the mass%.
Nb and Ti are effective elements for strengthening steel by precipitating fine carbonitride by interfacial interface precipitation. When Ti and Nb are both less than 0.01% due to interfacial precipitation, the precipitation ability is low, and the targeted precipitation distribution cannot be obtained. On the other hand, even if Nb exceeds 0.10% and Ti exceeds 0.20%, dissolution of precipitates is insufficient in heating before hot rolling, and not only does not give an advantage to the interfacial interface precipitation amount, The undissolved coarse carbonitride deteriorates local ductility.
Ｃは、穴拡げ性を劣化させる元素であるため添加量が低いことが望ましい。しかしながら炭窒化物を生成し、強度を高めるのに有効な元素である。Ｃの含有量が０．０８％未満では強度を十分高めることができない。一方、０．３０％を超えると伸びの低下が大きくなるので、Ｃの範囲は、０．０８％以上、０．３０％以下とする。なお、局部延性の要求が高い場合にはＣの上限は、０．２０％とするのが望ましい。 Since C is an element that deteriorates hole expansibility, it is desirable that the addition amount be low. However, it is an effective element for producing carbonitride and increasing strength. If the C content is less than 0.08%, the strength cannot be sufficiently increased. On the other hand, if it exceeds 0.30%, the decrease in elongation becomes large. Therefore, the range of C is set to 0.08% or more and 0.30% or less. When the local ductility requirement is high, the upper limit of C is preferably 0.20%.
Ｓｉは、有害な炭化物の生成を押さえフェライト相を生成させるのに有効な元素である。しかし、２．０％を超える添加により延性が低下するほか化成処理性も低下するので、Ｓｉの添加量は２．０％以下とする。なお、化成処理性の要求が高い場合には、Ｓｉは１．３％以下とするのが望ましい。また、Ｓｉは脱酸のために添加されるが、０．０１ ％未満では脱酸効果が十分でないので、Ｓｉの下限は、０．００５％以上とするのが望ましい。 Si is an element effective in suppressing the generation of harmful carbides and generating a ferrite phase. However, addition of more than 2.0% lowers the ductility and also reduces the chemical conversion property, so the amount of Si added is made 2.0% or less. In addition, when the chemical conversion property requirement is high, Si is desirably 1.3% or less. Si is added for deoxidation, but if it is less than 0.01%, the deoxidation effect is not sufficient, so the lower limit of Si is preferably 0.005% or more.
Ａｌは、脱酸剤として添加される。この目的のためにはＡｌは０．０１０％以上添加する必要がある。一方、Ａｌを添加すると、Ｓｉと同様にフェライト相を生成させる効果があり、この点から添加してもよい。ただし、２．０％を超える添加は脆化を招くため、その上限を２．０％とした。なお、化成処理性の要求が高い場合には、１．５％以下とするのが望ましい。 Al is added as a deoxidizer. For this purpose, Al needs to be added in an amount of 0.010% or more. On the other hand, when Al is added, there is an effect of generating a ferrite phase like Si, and it may be added from this point. However, since addition exceeding 2.0% causes embrittlement, the upper limit was made 2.0%. In addition, when the request | requirement of chemical conversion property is high, it is desirable to set it as 1.5% or less.
Ｍｎは焼入れ性を高めて鋼を強化するのに有効な元素である。Ｍｎが０．３％未満では、強度を十分高めることができない。しかし、Ｍｎが３．０％を超えると、焼入れ性が必要以上に高まりフェライト相を十分に確保できず、相間界面析出を得ることができないため、Ｍｎの添加量は３．０％以下とする。 Mn is an effective element for enhancing the hardenability and strengthening the steel. If Mn is less than 0.3%, the strength cannot be sufficiently increased. However, if Mn exceeds 3.0%, the hardenability is increased more than necessary, and the ferrite phase cannot be sufficiently secured and interfacial interface precipitation cannot be obtained. Therefore, the amount of Mn added is 3.0% or less. .
Ｐは含有量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させるとともに、溶接性を劣化させる。従って、上限を０．０８％とする。なお、Ｐをいたずらに低減させることは、精錬時のコストアップにつながるので、下限は０．００１％とするのが望ましい。 When P is contained in a large amount, it segregates to the grain boundary, so that the local ductility is degraded and the weldability is degraded. Therefore, the upper limit is made 0.08%. In addition, since it will lead to the cost increase at the time of refining to reduce P unnecessarily, it is desirable that the lower limit is 0.001%.
Ｓは、ＭｎＳを形成して局部延性、溶接性を著しく劣化させる元素である。従って、上限を０．０１０％とする。また、精錬コストの問題から下限を０．０００５％とするのが望ましい。
Ｎは、ＡｌＮ等を析出して結晶粒を微細化するのに有効であるが、Ｎが０．０１０％を超えて含有すると固溶窒素が残存して延性が低下することとなるので、上限を０．０１０％とする。なお、精錬時のコストの問題から下限を０．００１０％とするのが望ましい。
S is an element that forms MnS and significantly deteriorates local ductility and weldability. Therefore, the upper limit is made 0.010%. Moreover, it is desirable that the lower limit is 0.0005% due to the problem of refining costs.
N is effective for precipitating AlN and the like to refine crystal grains, but if N exceeds 0.010%, solute nitrogen remains and ductility decreases, so the upper limit Is 0.010%. In addition, it is desirable that the lower limit is 0.0010% because of cost problems during refining.
鋼はさらに、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗの１種または２種以上を含有することができる。これらはＴｉやＮｂと複合にて炭窒化物を生成させる元素である。この目的のためにはＶ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．０２％以上、Ｃｒ：０．１％以上、Ｗ：０．０１％以上、の１種または２種以上を含有させるのがよい。しかし、Ｖ：０．１０％超、Ｍｏ：０．５％超、Ｃｒ：５．０％超、Ｗ：５．０％超を添加しても、強度上昇の効果は飽和するのみならず、局部延性の低下をもたらすこととなる。したがって、Ｖ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：５．０％以下、Ｗ：５．０％以下を上限とする。 The steel can further contain one or more of V, Mo, Cr, and W. These are elements that generate carbonitrides in combination with Ti or Nb. For this purpose, one or more of V: 0.005% or more, Mo: 0.02% or more, Cr: 0.1% or more, W: 0.01% or more are contained. Good. However, adding V: more than 0.10%, Mo: more than 0.5%, Cr: more than 5.0%, W: more than 5.0% not only saturates the effect of increasing the strength, This will cause a reduction in local ductility. Therefore, V: 0.10% or less, Mo: 0.5% or less, Cr: 5.0% or less, and W: 5.0% or less are set as upper limits.
鋼はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ(希土類元素)の１種または２種以上を、単独または合計で０．０００５％以上、０．０５％以下含有することができる。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物や酸化物の形状を制御して局部延性や穴拡げ性を向上させる。この目的のためには、これらの元素の１種または２種以上を単独または合計で０．０００５％以上添加するのがよい。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、その上限を０．０５％とした。 The steel can further contain one or more of Ca, Mg, Zr, and REM (rare earth elements) alone or in total from 0.0005% to 0.05%. Ca, Mg, Zr, and REM improve the local ductility and hole expansibility by controlling the shapes of sulfides and oxides. For this purpose, it is preferable to add one or more of these elements alone or in total of 0.0005% or more. However, excessive addition deteriorates workability, so the upper limit was made 0.05%.
鋼はさらに、Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎｉ：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７％以下の１種または２種以上を含有することができる。これらの元素は焼入れ性を向上させて鋼の強度を高めることができるが、Ｃｕ：０．０４％未満、Ｎｉ：０．０２％未満、Ｂ：０．０００３％未満では焼入れ性が弱く、高温でフェライト形成を促すために、必要な相間界面析出を得ることができない。一方で、この範囲を超えた添加では、焼き入れ性が強くなりすぎて、相間界面析出に必要なフェライト変態を遅らせてしまう。 Further, the steel is Cu: 0.04% or more, 2.0% or less, Ni: 0.02% or more, 1.0% or less, B: 0.0003% or more, 0.007% or less, or 1 or 2 More than seeds can be contained. These elements can improve the hardenability and increase the strength of the steel, but Cu: less than 0.04%, Ni: less than 0.02%, B: less than 0.0003%, the hardenability is weak and high temperature. In order to promote ferrite formation, the necessary interfacial precipitation cannot be obtained. On the other hand, addition exceeding this range makes the hardenability too strong and delays the ferrite transformation necessary for interfacial interface precipitation.
鋼は、以上の元素のほかＳｎ、Ａｓなどの不可避的に混入する元素を含み、残部鉄からなる。 In addition to the above elements, steel contains elements inevitably mixed such as Sn and As, and is made of the remaining iron.
本発明の伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板は、フェライトを主体とするフェライト・ベイナイトの混合組織に３％以上の残留オーステナイト相を含む組織からなる。このように、フェライト相を含み、残留オーステナイト相のＴＲＩＰ効果を使うことで、高強度でかつ高い伸びが達成できる。 The high strength thin steel sheet excellent in elongation and local ductility of the present invention is composed of a structure containing 3% or more of retained austenite phase in a ferrite / bainite mixed structure mainly composed of ferrite. Thus, high strength and high elongation can be achieved by using the TRIP effect of the retained austenite phase including the ferrite phase.
フェライト相は、その量が少ないと延性の低下が大きくなるため、フェライト相分率を３０％以上とすることが望ましい。フェライト相が多いと残留オーステナイト相中のＣ濃化が困難となり、また、残留オーステナイトが多量に残る場合、残留オーステナイト相中のＣ濃化が不十分になることから伸びが低下する。このためには、フェライト相が８０％以下、残留オーステナイト相は３０％以下が望ましい。
なお、５％以下であれば、マルテンサイトを存在させても本発明の効果は損なわれない。また、不可避的にパーライトを含む場合があるが、パーライトは５％以下であれば材質を著しく劣化させることはないので、５％以下であることが望ましい。
If the amount of the ferrite phase is small, the decrease in ductility increases, so it is desirable that the ferrite phase fraction be 30% or more. When there are many ferrite phases, it becomes difficult to concentrate C in the retained austenite phase, and when a large amount of retained austenite remains, the C concentration in the retained austenite phase becomes insufficient, resulting in a decrease in elongation. For this purpose, it is desirable that the ferrite phase is 80% or less and the residual austenite phase is 30% or less.
In addition, if it is 5% or less, even if a martensite exists, the effect of this invention will not be impaired. In addition, pearlite is inevitably included, but if the pearlite is 5% or less, the material is not significantly deteriorated.
以下に本発明に係る高強度薄鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、鋭意検討の結果、本発明の高強度薄鋼板を製造するに際しては、熱間圧延後、所定の温度域の冷却制御によって、相間界面析出の分布制御が可能であることを見出した。具体的には、８００℃以下、６００℃以上の領域において変態速度は大きく変化し、これにより、相界面析出分布は大きく変化することを利用する。
Below, the manufacturing method of the high intensity | strength thin steel plate based on this invention is demonstrated.
As a result of intensive studies, the present inventors have found that, when producing the high-strength thin steel sheet of the present invention, it is possible to control the distribution of interfacial interface precipitation by cooling control in a predetermined temperature range after hot rolling. I found it. Specifically, the transformation rate changes greatly in the region of 800 ° C. or lower and 600 ° C. or higher, and this utilizes the fact that the phase interface precipitation distribution changes greatly.
必要な相間界面析出を実現するためには７８０℃以下、６２０℃以上の温度域で空冷を実施する必要がある。これより高い温度での実施では、析出面の面間隔が大きくなりすぎて、強度の低下を引き起こす。一方、これより低い温度での実施では、変態速度が高くなりすぎてしまい、面間隔が小さくなりすぎるか、相間界面析出が起こらないため、局部延性や伸びが劣化する。
空冷する時間は、それが１．５秒未満では相間界面析出の発生領域が十分ではなく、局部延性の向上効果が得られないことから、１．５秒以上とする。空冷時間が長いとパーライトが生成されるため、空冷時間は１５秒以下であることが望ましい。
In order to realize the necessary interfacial interface precipitation, it is necessary to perform air cooling in a temperature range of 780 ° C. or lower and 620 ° C. or higher. When the temperature is higher than this, the distance between the precipitation surfaces becomes too large, causing a decrease in strength. On the other hand, when carried out at a temperature lower than this, the transformation rate becomes too high and the interplanar spacing becomes too small or interfacial interface precipitation does not occur, so that local ductility and elongation deteriorate.
When the air cooling time is less than 1.5 seconds, the region where interphase interface precipitation occurs is not sufficient, and the effect of improving the local ductility cannot be obtained. Since pearlite is produced when the air cooling time is long, the air cooling time is preferably 15 seconds or less.
さらに、８００℃以下、６００℃以上の温度域において相間界面析出の析出状況は大きく変化するため、この間の冷却速度は非常に重要である。空冷域を除く、この間の平均冷却速度は１５℃／秒以上であることが必要である。この速度未満だと面間隔、析出サイズ、面内析出物密度が組織間で大きく変化し、組織の不均一性から穴拡げ性や局部延性が劣化する。 Furthermore, since the deposition state of interfacial interface precipitation changes greatly in the temperature range of 800 ° C. or lower and 600 ° C. or higher, the cooling rate during this period is very important. The average cooling rate during this period, excluding the air cooling region, needs to be 15 ° C./second or more. If it is less than this speed, the interplanar spacing, precipitation size, and in-plane precipitate density vary greatly between structures, and the hole expandability and local ductility deteriorate due to the nonuniformity of the structure.
加えて、第二相の形態により、この相間界面析出の効果は大きく影響される。具体的には、巻取り温度を２００℃から４５０℃未満とし、第二相をベイナイト化するとともに、残留オーステナイト相を残存させることで、組織最適化と相間界面析出による組織硬度差の低減を達成して、伸びと局部延性い優れた高強度薄鋼板を得る。
巻取り温度が２００℃未満ではマルテンサイト変態が起こり、局部延性が劣化する。一方で、４５０℃以上であると、セメンタイトの析出が活発となり、残留オーステナイト相が残存できなくなる他、パーライト相の発生により強度、局部伸びが低下する。
In addition, the effect of the interfacial interface precipitation is greatly influenced by the form of the second phase. Specifically, the coiling temperature is set to 200 ° C. to less than 450 ° C., the second phase is bainite, and the residual austenite phase is left, thereby achieving the optimization of the structure and the reduction of the structure hardness difference due to interfacial precipitation. Thus, an excellent high-strength thin steel sheet having excellent elongation and local ductility is obtained.
When the coiling temperature is less than 200 ° C., martensitic transformation occurs and local ductility deteriorates. On the other hand, when the temperature is 450 ° C. or higher, cementite precipitates vigorously, the residual austenite phase cannot remain, and the strength and local elongation decrease due to the generation of the pearlite phase.
本発明においては、以上のように熱延条件により制御可能なものであり、鋳造条件により影響を受けるもではない。例えば、鋳造方法、スラブ厚の違いによる影響は少なく、常法にしたがってスラブを製造すればよい。
熱間圧延前のスラブは、連続鋳造後そのまま、または、再加熱により１１００℃以上とする。一方、１３００℃超ではスケールの生成が大きくなって鋼板の表面性状を良好なものとすることができないため、１３００℃以下であることが望ましい。加熱温度が１１００℃未満では、炭窒化物の溶解が不十分で、強度と局部延性の低下を起こす。その後、仕上げ温度が低い粗圧延から仕上げ圧延前までに炭窒化物の析出が起こり、強度の低下を引き起こすため、粗圧延は１０５０℃以上で終了する。
In the present invention, as described above, it can be controlled by hot rolling conditions and is not affected by casting conditions. For example, the influence of the difference in casting method and slab thickness is small, and the slab may be manufactured according to a conventional method.
The slab before hot rolling is set to 1100 ° C. or higher as it is after continuous casting or by reheating. On the other hand, when the temperature exceeds 1300 ° C., scale formation becomes large and the surface properties of the steel sheet cannot be made favorable, so that the temperature is desirably 1300 ° C. or lower. If heating temperature is less than 1100 degreeC, melt | dissolution of carbonitride will be inadequate and will cause a fall of intensity | strength and local ductility. Thereafter, precipitation of carbonitride occurs between rough rolling at a low finishing temperature and before finish rolling, causing a decrease in strength, so the rough rolling is finished at 1050 ° C. or higher.
次いで、仕上げ温度をＡｒ３以上、９７０℃以下としてスラブを熱間圧延する。仕上げ温度が、Ａｒ３未満では（α＋γ）２相域圧延となり、延性の低下をもたらすからであり、９７０℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になって、フェライト相分率が小さくなって、延性が低下するからである。 Next, the slab is hot rolled at a finishing temperature of Ar 3 or higher and 970 ° C. or lower. This is because when the finishing temperature is less than Ar 3 , (α + γ) two-phase rolling occurs, resulting in a decrease in ductility. When the finishing temperature exceeds 970 ° C., the austenite grain size becomes coarse, the ferrite phase fraction decreases, and the ductility This is because of a decrease.
熱間圧延後の冷却は仕上げ圧延後、８００℃以上の温度域の平均冷却速度を１０℃／秒とする。あまり、冷却速度が低いと相間界面析出の発生温度域に達する前にフェライト変態、パーライト変態が起こってしまい、強度が低下する。
冷却後は、上記のように２００℃以上４５０℃未満の温度範囲で巻き取って、熱延鋼板とする。なお、熱延後は、めっきなどの表面処理を必要に応じて実施する。
以上によって、本発明の高強度薄鋼板を製造することができる。
For the cooling after hot rolling, the average cooling rate in the temperature range of 800 ° C. or higher is 10 ° C./second after finish rolling. If the cooling rate is too low, ferrite transformation and pearlite transformation occur before reaching the temperature range at which interfacial precipitation occurs, and the strength decreases.
After cooling, it is wound up in a temperature range of 200 ° C. or higher and lower than 450 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet. In addition, after hot rolling, surface treatment such as plating is performed as necessary.
As described above, the high-strength thin steel sheet of the present invention can be manufactured.
以下、実施例に基づき本発明を詳細に説明する。
表１に示した成分組成を有する鋼を製造し、冷却凝固後の鋼片を１２００℃まで再加熱し、１０８０℃にて粗圧延を終了し、表２、３に示す条件にて熱延を実施した。なお、８００℃までの平均冷却速度は５０℃／秒とした。
得られた鋼板の組織を観察するとともに、特性を調べた。
Hereinafter, the present invention will be described in detail based on examples.
Steel having the component composition shown in Table 1 was manufactured, the steel pieces after cooling and solidification were reheated to 1200 ° C, rough rolling was finished at 1080 ° C, and hot rolling was performed under the conditions shown in Tables 2 and 3. Carried out. The average cooling rate up to 800 ° C. was 50 ° C./second.
While observing the structure of the obtained steel sheet, the characteristics were examined.
析出物の観察は薄膜サンプルを作成し、加速電圧２００ｋVのFE-TEMを用いて、STEMモードにて行った。
相間界面析出の面間隔の測定、及び、２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下の面間隔を持つ領域の発生率（相間界面析出発生率）の測定は、ランダムにフェライト粒を抽出し、抽出した結晶粒中の相間界面析出をＳＴＥＭにて観察して、その面間隔を測定するとともに、上記の面間隔を満たす領域の割合を測定する。この測定を少なくとも５０粒子以上行い、これを平均することで発生率を計算した。
Observation of the precipitate was performed in STEM mode using a FE-TEM with an acceleration voltage of 200 kV by preparing a thin film sample.
The measurement of the interplanar interfacial precipitation and the occurrence rate of the region having an interplanar spacing of 20 nm to 60 nm (interfacial interfacial precipitation occurrence) are performed by randomly extracting ferrite grains and interphase in the extracted crystal grains. Interfacial precipitation is observed with a STEM to measure the face spacing, and the proportion of the region that satisfies the face spacing is measured. This measurement was performed for at least 50 particles, and the average was calculated to calculate the incidence.
引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片のC方向引張にて評価した。
局部延性は、ＪＩＳ５号試験片を用いて、引張試験を行い、破断後のサンプルの断面の板厚ｔ、板幅ｗを測定し、元板厚ｔ０、元板幅ｗ０から、
ＲＡ＝−（ｌｎ（ｔ／ｔ０）＋ｌｎ（ｗ／ｗ０））
を、Ｌ、Ｃ、４５°のそれぞれの方向に対して求め、
局部延性＝（ＲＡ（Ｌ方向）＋ＲＡ（Ｃ方向）＋２×ＲＡ（４５方向））／４
から求めた。
Tensile properties were evaluated by C direction tension of JIS No. 5 tensile test pieces.
The local ductility is determined by performing a tensile test using a JIS No. 5 test piece, measuring the plate thickness t and the plate width w of the cross section of the sample after breaking, and from the original plate thickness t0 and the original plate width w0.
RA =-(ln (t / t0) + ln (w / w0))
For each direction of L, C, 45 °,
Local ductility = (RA (L direction) + RA (C direction) + 2 × RA (45 direction)) / 4
I asked for it.
鋼Ａ〜ｇのうち、比較鋼であるa、ｂはそれぞれＣ上限、下限を満足していない。ｃ、ｄ、ｅはそれぞれ、Ｓ、Ｓｉ、Ｍｎの上限を満足していない。ｆはＳｉとＡｌの添加量が共に下限を下回っている。ｇはＡｌ、Ｔｉの上限を満足していない。ｈはＮｂの上限を超えている。ｉはＮｂ、Ｔｉが共に範囲外にある。
表２、３に、鋼Ａ〜ｇを用いて得られた鋼板Ａ１〜ｇ１の製造条件及び特性を示すが、表１の発明鋼を使用した例のうち、Ａ２、Ｂ２は巻取温度が範囲外であり、オーステナイト分率が範囲外である。Ｄ２は仕上げ温度がＡｒ３以下で、オーステナイト分率が範囲外である。Ｇ２は空冷時間が下限を下回っており、フェライト分率と相間界面析出発生率が低い。Ｋ２、Ｋ３はそれぞれ、空冷開始温度が上限、下限を満足しておらず、前者はフェライト分率、相間界面析出発生率、析出物サイズ、密度、後者はフェライト分率、相間界面析出発生率、密度が範囲外にある。Ｐ２は８００℃から６００℃までの冷却速度が下限を下回っており、析出物サイズと密度が範囲外にある。
図１、２にこれらの材質を示すが、発明鋼の鋼板のみが優れた伸びと局部延性を両立するものであり、比較鋼の鋼板に比べ、共に極めて高い値を示しており、本発明の目的を達成している。
Of steels A to g, a and b, which are comparative steels, do not satisfy the C upper limit and the lower limit, respectively. c, d, and e do not satisfy the upper limits of S, Si, and Mn, respectively. The amount of addition of Si and Al is below the lower limit for f. g does not satisfy the upper limits of Al and Ti. h exceeds the upper limit of Nb. For i, Nb and Ti are both out of range.
Tables 2 and 3 show the production conditions and characteristics of steel plates A1 to g1 obtained using steels A to g. Among the examples using the inventive steels of Table 1, A2 and B2 have a winding temperature range. The austenite fraction is out of range. D2 has a finishing temperature of Ar3 or lower and an austenite fraction outside the range. In G2, the air cooling time is below the lower limit, and the ferrite fraction and the interphase precipitation rate are low. K2 and K3, respectively, the air cooling start temperature does not satisfy the upper limit and the lower limit, the former is the ferrite fraction, interphase interface precipitation occurrence rate, precipitate size and density, the latter is the ferrite fraction, interphase interface precipitation occurrence rate, Density is out of range. In P2, the cooling rate from 800 ° C. to 600 ° C. is lower than the lower limit, and the precipitate size and density are out of the range.
Although these materials are shown in FIGS. 1 and 2, only the steel plate of the inventive steel has both excellent elongation and local ductility, both of which show extremely high values compared to the steel plate of the comparative steel, The goal has been achieved.
Claims (7)
Ｃ：０．０８％以上、０．３０％以下、
Ｓｉ：０．００５％以上、２．０％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上、２．０％以下、
Ｍｎ：０．３％以上、３．０％以下、
Ｐ：０．０８％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
さらに、Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上、０．２０％以下の１種または２種を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成と、３０％以上のフェライト相と３％以上の残留オーステナイト相を含有する鋼組織を有する高強度薄鋼板であって、
前記フェライト相中に炭窒化物が相間界面析出により析出されており、前記フェライト相の４０％以上の領域における相間界面析出の析出面の面間隔が２０ｎｍ以上６０ｎｍ以下であり、相間界面析出の列内の平均炭窒化物サイズが６ｎｍ以下であることを特徴とする伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板。 In mass%
C: 0.08% or more, 0.30% or less,
Si: 0.005% or more, 2.0% or less,
Al: 0.010% or more, 2.0% or less,
Mn: 0.3% or more, 3.0% or less,
P: 0.08% or less,
S: 0.010% or less,
N: 0.010% or less,
Furthermore, Nb: 0.01% or more and 0.10% or less, Ti: 0.01% or more and 0.20% or less of one or two kinds of steel composition, the balance iron and unavoidable impurities and , a high strength thin steel sheet having a steel structure containing 30% or more of ferrite phase and less than 3% of retained austenite phase,
The carbonitride the ferrite phase are precipitated by phase interfacial precipitation, spacing of the deposition surface of the interphase surface precipitation at 40% or more regions of the ferrite phase Ri der than 60nm or less 20 nm, the interphase interfaces precipitation high strength thin steel sheet average carbonitrides size in the column is excellent in elongation and local elongation, wherein less der Rukoto 6 nm.
Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上、５．０％以下、Ｗ：０．０１％以上、５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板。 Further in the steel composition,
V: 0.005% or more, 0.10% or less, Mo: 0.02% or more, 0.5% or less, Cr: 0.1% or more, 5.0% or less, W: 0.01% or more, The high-strength thin steel sheet excellent in elongation and local ductility according to claim 1 or 2 , characterized by containing one or more of 5.0% or less.
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を、質量％にて、０．０００５％以上、０．０５％以下含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板。 Further during the steel composition
Ca, Mg, Zr, one or two or more of REM, in mass%, 0.0005% or more, according to any one of claims 1 to 3, characterized in that it contains more than 0.05% High-strength thin steel sheet with excellent elongation and local ductility.
Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板。 Further in the steel composition,
Cu: 0.04% or more, 2.0% or less, Ni: 0.02% or more, 1.0% or less, B: 0.0003% or more, 0.007% or less A high-strength thin steel sheet excellent in elongation and local ductility according to any one of claims 1 to 4 .
熱間圧延後の冷却の際に、７８０℃以下、６２０℃以上の間の温度範囲において、１．５秒以上の空冷を行い、更に、８００℃以下、６００℃以上の温度範囲の空冷以外の領域の平均冷却速度が１５℃／秒以上となるように冷却を行い、２００℃以上、４５０℃未満の温度で巻き取ることを特徴とする伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。 A manufacturing method for manufacturing the high-strength thin steel sheet according to any one of claims 1 to 5 ,
During cooling after hot rolling, air cooling is performed for 1.5 seconds or more in a temperature range of 780 ° C. or lower and 620 ° C. or higher, and other than air cooling in a temperature range of 800 ° C. or lower and 600 ° C. or higher. A method for producing a high-strength thin steel sheet excellent in elongation and local ductility, wherein cooling is performed so that the average cooling rate of the region is 15 ° C./second or more, and winding is performed at a temperature of 200 ° C. or more and less than 450 ° C. .
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