JP5533765B2 - High-strength cold-rolled steel sheet with excellent local deformability and its manufacturing method - Google Patents
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Description
本発明は、曲げ、伸びフランジ、バーリング加工などの局部変形能に優れた高強度冷延鋼板に関するもので、自動車部品等が主たる用途である。 The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability such as bending, stretch flange, and burring, and is mainly used for automobile parts.
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。更に自動車車体の軽量化を今後進めていくためには、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めなければならず、例えば足回り部品に高強度鋼板を用いるにはバーリング加工のための局部変形能を改善しなければならない。 In order to reduce carbon dioxide emissions from automobiles, the weight of automobile bodies is being reduced using high-strength steel sheets. In addition, in order to ensure the safety of passengers, high strength steel plates are often used in automobile bodies in addition to mild steel plates. Furthermore, in order to further reduce the weight of automobile bodies in the future, it is necessary to increase the use strength level of high-strength steel sheets more than before. For example, to use high-strength steel sheets for undercarriage parts, local parts for burring processing The deformability must be improved.
しかしながら、一般的に鋼板を高強度化すれば成形性が低下し、非特許文献１のように絞り成形や張り出し成形に重要な均一伸びが低下する。これに対して非特許文献２のように、鋼板の金属組織を複合化することで同一強度でも均一伸びを確保する方法が開示されている。
However, generally, if the strength of the steel plate is increased, the formability is lowered, and as in Non-Patent
一方では、曲げ成形、穴拡げ加工やバーリング加工に代表される局部延性を改善する鋼板の金属組織制御法についても開示されており、介在物制御や単一組織化すること、さらには組織間の硬度差を低減すれば、曲げ性や穴広げ加工に効果的であることが非特許文献３に開示されている。
On the other hand, a metal structure control method for a steel sheet that improves local ductility, represented by bending, hole expanding, and burring, is also disclosed.
これは、組織制御により単一組織にすることにより、穴広げ性を改善するものであるが、単一組織にするためには、非特許文献４のようにオーステナイト単相からの熱処理が製法の基本となる。さらに、延性との両立から熱間圧延後の冷却制御により金属組織制御を行い、析出物の制御および変態組織を制御することでフェライトとベイナイトの適切な分率を得る技術も非特許文献４に開示がある。
This is to improve the hole expansion property by making a single structure by controlling the structure, but in order to make a single structure, heat treatment from an austenite single phase as in Non-Patent
一方、熱間圧延の仕上温度、仕上圧延の圧下率及び温度範囲を制御し、オーステナイトの再結晶を促進させ、圧延集合組織の発達を抑制し、結晶方位をランダム化することにより、強度、延性、穴広げ性を向上させる手法が特許文献１に開示されている。
On the other hand, strength and ductility are controlled by controlling the finishing temperature of hot rolling, the rolling reduction and temperature range of finishing rolling, promoting the recrystallization of austenite, suppressing the development of rolling texture, and randomizing the crystal orientation.
上述したように、局部変形能を劣化させる要因は組織間硬度差、非金属介在物、発達した圧延集合組織などの様々な“不均一性”である。そのうち最も影響の大きいものは、上記非特許文献３に示されている組織間硬度差とされており、その他有力な支配因子として、特許文献１で示されている発達した圧延集合組織が挙げられる。
これらの要素が複合的に絡み合い鋼板の局部変形能が決定されているため、集合組織制御による局部変形能の上昇代を最大化するためには、併せて組織制御を行い、組織間硬度差に起因する不均一性を極力排除する必要がある。
As described above, the factors that degrade the local deformability are various “non-uniformities” such as inter-structure hardness differences, non-metallic inclusions, and developed rolling texture. Among them, the one having the greatest influence is the hardness difference between the structures shown in
Since these elements are entangled in a complex manner and the local deformability of the steel sheet is determined, in order to maximize the increase in local deformability due to texture control, the structure control is performed together and the hardness difference between structures It is necessary to eliminate the resulting non-uniformity as much as possible.
そこで本願発明では、集合組織制御と併せて、ベイナイトの面積率が９５％以上の金属組織とすることで高強度鋼板の局部延性を改善し、併せて鋼板内の異方性についても改善できるような局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法を提供するものである。 Therefore, in the present invention, it is possible to improve the local ductility of the high-strength steel sheet and improve the anisotropy in the steel sheet together with the texture control by making the bainite area ratio 95% or more. A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent local deformability and a method for producing the same are provided.
従来の知見によれば、前述のように穴拡げ性や曲げ性などの改善は、介在物制御、析出物微細化、組織均質・単相化および組織間の硬度差の低減などによって行われていた。しかし、これだけでは、ＮｂやＴｉなどが添加されている高強度鋼板では異方性への影響が懸念される。これは、他の成形性因子を犠牲にしたり、成形前のブランクの取る方向を限定してしまうなどの問題が生じてしまうこととなり、用途も限定的になってしまう。 According to the conventional knowledge, as described above, improvement of hole expansibility and bendability has been achieved by inclusion control, refinement of precipitates, homogenization / single phase structure of the structure, and reduction of hardness difference between structures. It was. However, with this alone, there is a concern about the influence on anisotropy in a high-strength steel sheet to which Nb, Ti, or the like is added. This causes problems such as sacrificing other formability factors and limiting the direction in which the blank before molding is taken, and the application is also limited.
そこで本発明者らは、穴拡げ性、曲げ加工性を向上させるために、新たに鋼板の集合組織の影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。その結果、特定の結晶方位群の各方位の強度を制御することで、伸びや強度を大きく落とすことなく、局部変形能が飛躍的に向上することを明らかにした。強調すべき点は、その集合組織制御による局部変形能の向上代は鋼組織に大きく依存し、ベイナイトの面積率が９５％以上の金属組織とすることで、鋼の強度を担保した上で、局部変形能の向上代が最大化されることをも明らかにしたことである。
加えて、特定の結晶方位群の各方位の強度を制御した組織においては粒単位のサイズが局部延性に大きく影響を及ぼすことを見出した。
Therefore, the present inventors have investigated and studied the effects in detail, focusing attention on the influence of the texture of the steel sheet newly in order to improve the hole expandability and the bending workability. As a result, it was clarified that by controlling the strength of each orientation of a specific crystal orientation group, the local deformability was dramatically improved without greatly reducing the elongation and strength. The point to be emphasized is that the improvement cost of the local deformability by the texture control is largely dependent on the steel structure, and after ensuring the strength of the steel by making the bainite area ratio 95% or more, It is also clarified that the improvement cost of local deformability is maximized.
In addition, it has been found that the size of each grain unit greatly affects the local ductility in a structure in which the strength of each orientation of a specific crystal orientation group is controlled.
一般に、低温生成相（ベイナイト、マルテンサイト等）が混在した組織において、結晶粒の定義は極めてあいまいで、定量化が困難であった。これに対し、本発明者らは、次のように測定される粒単位を用いれば定量化の問題を解決できることを見出した。
すなわち、本発明でいう粒単位は、EBSP（Electron Back Scattering Pattern: 電子後方散乱パターン）による鋼板の方位の解析において、例えば、1500倍の倍率にて、0.5μｍ以下の測定ステップで方位測定を行い、隣りあう測定点の方位差が15°を超えた位置を粒単位の粒境界として定めるものである。そして、測定された粒単位の円相当径dを求め、個々の体積を4/3πd3で求め、体積の重み付け平均により、体積平均径を求めることができ、低温生成相が混在した組織の結晶粒を定量化して評価できるようになる。
In general, in a structure in which low-temperature generation phases (bainite, martensite, etc.) are mixed, the definition of crystal grains is very vague and difficult to quantify. On the other hand, the present inventors have found that the problem of quantification can be solved by using a grain unit measured as follows.
That is, the grain unit as used in the present invention is measured by measuring the orientation of a steel sheet by EBSP (Electron Back Scattering Pattern), for example, at a magnification of 1500 times and a measurement step of 0.5 μm or less. The position where the azimuth difference between adjacent measurement points exceeds 15 ° is defined as the grain boundary of the grain unit. Then, the equivalent circle diameter d of the measured grain unit is obtained, the individual volume is obtained by 4 / 3πd 3 , and the volume average diameter can be obtained by weighted average of the volume. Grains can be quantified and evaluated.
本発明は前述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．００２％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上、４．０％以下、
Ｐ ：０．００１％以上、０．１５％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｏ ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｓｉ+Ａｌ：１．０％未満
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、
鋼板の金属組織におけるベイナイトの面積率が９５％以上であり、鋼板の集合組織における、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０未満で、かつ｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が５．０以下であり、更に鋼板の金属組織における粒単位のサイズの体積平均が７μｍ以下であることを特徴とする局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
The present invention is configured based on the above-mentioned knowledge, and the main points thereof are as follows.
(1) In mass%,
C: 0.002% or more, 0.20% or less,
Si: 0.001% or more, 2.5% or less,
Mn: 0.01% or more and 4.0% or less,
P: 0.001% or more, 0.15% or less,
S: 0.0005% or more, 0.03% or less,
Al: 0.001% or more, 2.0% or less,
N: 0.0005% or more, 0.01% or less,
O: 0.0005% or more, 0.01% or less,
Si + Al: containing less than 1.0%, consisting of the balance iron and inevitable impurities,
The area ratio of bainite in the metal structure of the steel sheet is 95% or more, and {100} <011> to {223 of the plate surface at a thickness of at least 5/8 to 3/8 from the surface of the steel sheet in the texture of the steel sheet. } The average value of the X-ray random intensity ratio of the <110> orientation group is less than 4.0, the X-ray random intensity ratio of the crystal orientation of {332} <113> is 5.0 or less, and the metal of the steel plate A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent local deformability, wherein the volume average size of grain units in the structure is 7 μm or less.
（２）更に、ベイナイトの粒単位のうち圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比、ｄＬ／ｄｔが３．０以下である粒の割合が５０％以上であることを特徴とする上記（１）に記載の局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
（３）更に、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２０％以下、
Ｖ ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０．００１％以上、１．０％以下
の１種又は２種以上を含有する上記（１）または（２）に記載の局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
（４）更に、質量％で、
Ｂ ：０．０００１以上、０．００５０％以下
Ｍｏ：０．００１以上、１．０％以下、
Ｃｒ：０．００１以上、２．０％以下、
Ｃｕ：０．００１以上、２．０％以下、
Ｎｉ：０．００１以上、２．０％以下、
Ｃｏ：０．０００１以上、１．０％以下、
Ｓｎ：０．０００１以上、０．２％以下、
Ｚｒ：０．０００１以上、０．２％以下、
Ａｓ：０．０００１以上、０．５０％以下
の１種又は２種以上を含有する上記（１）〜（３）のいずれかに記載の局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
（５）更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１以上、０．１％以下、
Ｃａ：０．０００１以上、０．０１０％以下
の１種又は２種以上を含有する上記（１）〜（４）のいずれかに記載の局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
（６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または、合金化溶融亜鉛めっき層を備えることを特徴とする局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
(2) Further, the ratio of the length dL in the rolling direction to the length dt in the plate thickness direction of the grain unit of bainite, and the ratio of grains having dL / dt of 3.0 or less is 50% or more. A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability as described in (1) above.
(3) Furthermore, in mass%,
Ti: 0.001% or more, 0.20% or less,
Nb: 0.001% or more, 0.20% or less,
V: 0.001% or more, 1.0% or less,
W: A high-strength cold-rolled steel sheet having excellent local deformability as described in (1) or (2) above, containing one or more of 0.001% or more and 1.0% or less.
(4) Furthermore, in mass%,
B: 0.0001 or more and 0.0050% or less Mo: 0.001 or more and 1.0% or less,
Cr: 0.001 or more and 2.0% or less,
Cu: 0.001 or more, 2.0% or less,
Ni: 0.001 or more and 2.0% or less,
Co: 0.0001 or more and 1.0% or less,
Sn: 0.0001 or more and 0.2% or less,
Zr: 0.0001 or more and 0.2% or less,
As: A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability according to any one of the above (1) to (3), which contains one or more of 0.0001 or more and 0.50% or less.
(5) Furthermore, in mass%,
Mg: 0.0001 or more and 0.010% or less,
REM: 0.0001 or more and 0.1% or less,
Ca: A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability according to any one of (1) to (4), which contains one or more of 0.0001 or more and 0.010% or less.
(6) The surface of the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (5) is provided with a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer, and has excellent local deformability. High strength cold rolled steel sheet.
（７）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板を製造するに当たり、
所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して、それに粗圧延にて１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０%以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において（式１）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１℃とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧下率の合計を５０％以上とし、その後のＴ１℃以上、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を３０％以下とした後、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了し、圧下の最終パス後のＴ１℃以上、Ｔ１＋３０℃以下の温度域での停留時間ｔ（秒）が、（式２）を満たした後、冷却を行い、つづいて、酸洗し、冷間にて３０％以上、７０％以下の圧延を行い、その後、Ａｅ３〜９５０℃の温度域で１〜３００秒間の焼鈍をした後、Ａｅ３〜５００℃の温度域における平均冷却速度を１０℃／ｓ以上、２００℃／ｓ以下とし、さらに、３５０℃以上、５００℃以下の過時効熱処理温度にて（式４）を満たすｔ２秒間以上保持することを特徴とする局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。ただし、ｔ2の最大値は４００秒とする。
Ｔ１(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V
・・・（式１）
ｔ＜ｔ１ ・・・（式２）
ここで、ｔ１は（式３）で表される。
ｔ１＝0.001（（Tf−T1）×P1）2−0.109（（Tf−T1）×P1）+3.1 ・・・（式３）
ここで、ＴｆおよびＰ１は、それぞれ、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における最終圧下時の温度と圧下率である。
ｌｏｇ（ｔ２）＝0.0002（T2−425）２＋1.18 ・・・（式４）
ここで、Ｔ２は過時効処理温度である。
(7) In producing the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (5),
After melting into a predetermined steel plate component, it is cast into a steel ingot or slab and subjected to rough rolling at a temperature range of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower and at least once at least 20%, and austenite grain size When the temperature determined by the steel plate component in (Equation 1) in finish rolling is T1 ° C., the total rolling reduction in the temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower is 50% or higher. Thereafter, the total rolling reduction in the temperature range of T1 ° C. or more and less than T1 + 30 ° C. is set to 30% or less, and then the hot rolling is finished at the Ar3 transformation temperature or more, and T1 ° C. or more and T1 + 30 ° C. or less after the final pass of the reduction. After the retention time t (seconds) in the temperature range of (2) satisfies (Equation 2), cooling is performed, followed by pickling, and rolling at 30% to 70% in the cold. After annealing for 1 to 300 seconds in the temperature range of Ae3 to 950 ° C, the average cooling rate in the temperature range of Ae3 to 500 ° C is set to 10 ° C / s or more and 200 ° C / s or less, and further 350 ° C or more, A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability, characterized by holding for at least t2 seconds satisfying (Equation 4) at an overaging temperature of 500 ° C. or less. However, the maximum value of t2 is 400 seconds.
T1 (℃) = 850 + 10 × (C + N) × Mn + 350 × Nb + 250 × Ti + 40 × B + 10 × Cr + 100 × Mo + 100 × V
... (Formula 1)
t <t1 (Formula 2)
Here, t1 is expressed by (Expression 3).
t1 = 0.001 ((Tf−T1) × P1) 2 −0.109 ((Tf−T1) × P1) +3.1 (Equation 3)
Here, Tf and P1 are a temperature and a reduction ratio at the time of final reduction in a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower, respectively.
log (t2) = 0.0002 (T2-425) 2 + 1.18 (Formula 4)
Here, T2 is an overaging treatment temperature.
（８）上記（７）に記載の製造方法において、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスの圧延率は２５％以上であることを特徴とする局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（９）上記（７）または（８）に記載の製造方法で、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了した後、前記（式２）で示されるｔ秒以内に冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下で冷却速度が５０℃/s以上となる直後急冷を開始することを特徴とする局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（１０）上記（７）〜（９）のいずれかに記載の製造方法によって製造された冷延鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または、合金化溶融亜鉛めっき層を形成することを特徴とする局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
(8) In the manufacturing method according to the above (7), the rolling ratio of the final pass of rolling in a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower is 25% or more, and has high local deformability. A method for producing a high strength cold-rolled steel sheet.
(9) In the manufacturing method according to (7) or (8) above, after the hot rolling is finished at an Ar3 transformation temperature or higher, the cooling temperature change is 40 ° C or higher within t seconds represented by (Formula 2). A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent local deformability, characterized in that rapid cooling is started immediately after the cooling rate becomes 50 ° C./s or higher at 150 ° C. or lower.
(10) A hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the cold-rolled steel sheet produced by the production method according to any one of (7) to (9) above. A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent local deformability.
なお、粒単位は、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）による鋼板の方位の解析において、隣りあう測定点の方位差が一定の角度を超えた位置を粒単位の粒境界として定めるものである。 Note that the grain unit determines the position where the orientation difference between adjacent measurement points exceeds a certain angle in the analysis of the orientation of the steel sheet by EBSP (Electron Back Scattering Pattern) as the grain boundary of the grain unit.
本発明によれば、鋼板の集合組織と鋼組織を制御することで、曲げ、伸びフランジ、バーリング加工などの局部変形能に優れた高強度冷延鋼板を得るものである。 According to the present invention, by controlling the texture and steel structure of a steel sheet, a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent local deformability such as bending, stretch flange, and burring is obtained.
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
まず、冷延鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面のＸ線ランダム強度比について述べる。
本発明の冷延鋼板において、鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、及び｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比は、特に重要な特性値である。
The contents of the present invention will be described in detail below.
First, the X-ray random intensity ratio of the plate surface at a thickness of 5/8 to 3/8 from the surface of the cold rolled steel plate will be described.
In the cold-rolled steel sheet of the present invention, the average value of the X-ray random intensity ratios of {100} <011> to {223} <110> orientation groups on the plate surface at a thickness of 5/8 to 3/8 from the surface of the steel plate. , And {332} <113> crystal orientation X-ray random intensity ratios are particularly important characteristic values.
図１のように鋼板の表面から５／８〜３／８板厚における板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値が４．０未満で、直近要求される骨格部品の加工に必要な板厚／曲げ半径≧１．５を満たすことができる。加えて、鋼組織が請求項１の要件、つまりはベイナイト分率９５％以上を満たす場合、板厚／曲げ半径≧２．5を満たす。穴拡げ性や小さな限界曲げ特性を必要とする場合には｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値は、３．０未満が望ましい。
As shown in FIG. 1, {100} <011> to {100 when the X-ray diffraction of the plate surface at a thickness of 5/8 to 3/8 from the surface of the steel plate is performed and the intensity ratio of each orientation with respect to the random sample is obtained. The average value of the 223} <110> azimuth group is less than 4.0, and it is possible to satisfy the plate thickness / bending radius ≧ 1.5 required for processing of the skeleton part that is required most recently. In addition, when the steel structure satisfies the requirements of
この値が４．０以上では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいてはある方向のみの局部変形能を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく劣化し板厚／曲げ半径≧１．５を満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、０．５未満になると局部変形能の劣化が懸念される。 If this value is 4.0 or more, the anisotropy of the mechanical properties of the steel sheet becomes extremely strong, which in turn improves the local deformability only in one direction, but the material in a direction different from that significantly deteriorates, and the thickness / bending radius. ≧ 1.5 cannot be satisfied. On the other hand, it is difficult to realize by the current general continuous hot rolling process, but when it is less than 0.5, there is a concern about deterioration of local deformability.
この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞である。
これら各方位のＸ線ランダム強度比はＸ線回折やＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction：電子後方散乱回折法）などの装置を用いて測定する。｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
The main orientations included in this orientation group are {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> and {223} <110>.
The X-ray random intensity ratio in each direction is measured using an apparatus such as X-ray diffraction or EBSD (Electron Back Scattering Diffraction). {110} Using a three-dimensional texture calculated by the vector method based on a pole figure, or a plurality of pole figures (preferably three or more) among {110}, {100}, {211}, {310} pole figures What is necessary is just to obtain | require from the three-dimensional texture calculated by the series expansion method.
たとえば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２=45゜断面における(001)[1-10]、(116) [1-10]、(114) [1-10]、(113) [1-10]、(112) [1-10]、(335) [1-10]、(223) [1-10]の強度をそのまま用いればよい。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替してもよい。（「マイナス１」を表すアッパーバー付きの１は「−１」で表記した。）
For example, the X-ray random intensity ratio of the respective crystal orientations in the latter method, in phi 2 = 45 ° cross-section of the three-dimensional texture (001) [1-10], (116) [1-10], ( 114) [1-10], (113) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], (223) [1-10] strengths can be used as they are. .
The average value of {100} <011> to {223} <110> orientation group is an arithmetic average of each of the above-mentioned orientations. When the strengths of all the above directions cannot be obtained, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {112} <110>, {223} <110> Alternatively, an arithmetic average of each direction may be substituted. (1 with an upper bar representing “minus 1” is represented by “−1”.)
さらに同様な理由から、鋼板の表面から５／８〜３／８板厚における板面の｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比は図２のように５．０以下でなくてはならない。望ましくは３．０以下であれば、直近要求される骨格部品の加工に必要な板厚／曲げ半径≧１．５を満たす。加えて、鋼組織が請求項１の要件、つまりはベイナイト分率９５％以上を満たす場合、板厚／曲げ半径≧２．５を満たす。一方、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が５．０超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいてはある方向のみの局部変形能を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく劣化し、板厚／曲げ半径≧１．５を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、０．５未満になると局部変形能の劣化が懸念される。
Furthermore, for the same reason, the X-ray random intensity ratio of {332} <113> crystal orientation of the plate surface at 5/8 to 3/8 plate thickness from the surface of the steel plate is not less than 5.0 as shown in FIG. must not. Desirably, if it is 3.0 or less, the plate thickness / bending radius ≧ 1.5 required for the processing of the most recently required skeleton parts is satisfied. In addition, when the steel structure satisfies the requirement of
以上述べた結晶方位のＸ線強度が曲げ加工時の形状凍結性に対して重要であることの理由は必ずしも明らかではないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測される。 The reason why the X-ray intensity of the crystal orientation described above is important for the shape freezing property during bending is not necessarily clear, but it is presumed to be related to the sliding behavior of the crystal during bending deformation. .
Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで表面より減厚し、次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。
当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が板厚１／２近傍だけでなく、なるべく多くの厚みについて満たされることで、より一層局延性能が良好になる。
しかしながら, 鋼板の表面から３／８〜５／８の測定を行うことで概ね鋼板全体の材質特性を代表することができるためこれを規定するものとする。なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。
A sample subjected to X-ray diffraction is obtained by reducing the thickness of a steel sheet from a surface to a predetermined thickness by mechanical polishing or the like, and then removing distortion by chemical polishing or electrolytic polishing and at the same time having a thickness of 3/8 to 5/8. What is necessary is just to adjust and measure a sample according to the above-mentioned method so that a suitable surface may become a measurement surface in the range.
As a matter of course, the above-mentioned limitation of the X-ray intensity is satisfied not only in the vicinity of the plate thickness ½ but also as much as possible, so that the spread performance is further improved.
However, the measurement of 3/8 to 5/8 from the surface of the steel sheet can generally represent the material properties of the entire steel sheet, so this shall be specified. The crystal orientation represented by {hkl} <uvw> indicates that the normal direction of the plate surface is parallel to <hkl> and the rolling direction is parallel to <uvw>.
続いて、鋼板の粒単位について述べる。
本発明者らは、冷延鋼板における集合組織制御を鋭意検討した結果、その集合組織が上記のように制御された条件では粒単位が、局部延性に及ぼす影響が極めて大きく、これを微細化することで局部延性の飛躍的な向上が得られることがわかった。
その理由は明らかではないが、熱延鋼帯の集合組織のランダム化、粒単位の微細化はミクロオーダーで生じる局部的な歪集中を抑制し、変形の均質化が高まることでミクロ的な局部歪集中を抑え、歪をミクロオーダーにおいても均一に分散できるためと考えている。
Then, the grain unit of a steel plate is described.
As a result of earnest examination of the texture control in the cold-rolled steel sheet, the inventors of the present invention have an extremely large influence on the local ductility under the condition that the texture is controlled as described above. It was found that a dramatic improvement in local ductility can be obtained.
The reason for this is not clear, but randomizing the texture of the hot-rolled steel strip and refinement of the grain units suppress local strain concentration that occurs on the micro order, and increase the homogenization of deformation to increase the micro locality. This is because the strain concentration can be suppressed and the strain can be uniformly dispersed even in the micro order.
このとき、粒単位の寄与については個数が少量であっても粒単位の大きなものが多い程、局部延性の劣化は大きくなる。このため、粒単位のサイズは通常のサイズ平均ではなく、体積の重み付け平均で定義される体積平均したときに局部延性と強い相間が得られる。この効果を得るためには、粒単位のサイズの体積平均は７μｍ以下であること必要である。より、穴拡げ性を高いレベルで確保するためには、５μｍ以下が望ましい。
なお、粒単位の測定方法については、前述のとおりとする。
At this time, as for the contribution of the grain unit, even if the number is small, the larger the grain unit, the greater the deterioration of local ductility. For this reason, local ductility and a strong correlation are obtained when the size of a grain unit is not a normal size average but a volume average defined by a weighted average of volumes. In order to obtain this effect, it is necessary that the volume average particle size is 7 μm or less. Further, in order to ensure the hole expandability at a high level, 5 μm or less is desirable.
In addition, it is as having mentioned above about the measuring method of a grain unit.
本発明者らは、更に局部延性を追求した結果、上記の集合組織、粒単位を満たした上で、粒単位が等軸性に優れたときに、局部延性が向上することも見出した。この等軸性を表す指標としては、粒単位で表される粒において、その粒の冷間圧延方向の長さｄＬと板厚方向の長さｄｔの比、ｄＬ／ｄｔが３．０以下の等軸性に優れた粒の割合が全ベイナイト粒のうち、少なくとも５０％以上必要である。５０％未満では局部延性が劣化する。 As a result of further pursuing local ductility, the present inventors have also found that the local ductility is improved when the grain unit is excellent in equiaxedness after satisfying the above texture and grain unit. As an index representing this equiaxed property, in a grain represented by a grain unit, the ratio of the length dL in the cold rolling direction and the length dt in the sheet thickness direction of the grain, dL / dt is 3.0 or less. At least 50% or more of all bainite grains are required for the proportion of grains having excellent equiaxedness. If it is less than 50%, the local ductility deteriorates.
続いて、成分の限定条件について述べる。なお、含有量の％は質量％である。
Ｃは鋼組織の９５％以上をベイナイトとするために下限を０．０２％とする。また、Ｃは強度を増加させる元素であるので、強度確保のためには０．０２５％以上とすることが好ましい。一方で、Ｃ量が０．２０％を超えると溶接性を損なうことがあったり、硬質組織の増加により加工性が極端に劣化することあったりするため、上限を０．２０％とする。また、Ｃ量が０．１０％を超えると成形性が劣化するため、Ｃ量を０．１０％以下とすることが好ましい。
Subsequently, the limiting conditions of the components will be described. In addition,% of content is the mass%.
C has a lower limit of 0.02% in order to make 95% or more of the steel structure bainite. Further, since C is an element that increases the strength, it is preferably 0.025% or more for securing the strength. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.20%, the weldability may be impaired, or the workability may be extremely deteriorated due to an increase in the hard structure, so the upper limit is made 0.20%. Further, if the C content exceeds 0.10%, the moldability deteriorates, so the C content is preferably 0.10% or less.
Ｓｉは鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、２．５％超となると加工性が劣化したり、表面疵が発生したりするので、これを上限とする。また、Ｓｉ量が多いと化成処理性が低下するので、１．２０％以下とすることが好ましい。一方、実用鋼でＳｉを０．００１％未満とするのは困難であるので、これを下限とする。 Si is an effective element for increasing the mechanical strength of the steel sheet, but if it exceeds 2.5%, workability deteriorates or surface flaws occur, so this is the upper limit. Moreover, since chemical conversion processability will fall when there is much Si amount, it is preferable to set it as 1.20% or less. On the other hand, since it is difficult to make Si less than 0.001% in practical steel, this is the lower limit.
Ｍｎも鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、４．０％超となると加工性が劣化するので、これを上限とする。一方、実用鋼でＭｎを０．０１％未満とするのは困難であるので、これを下限とする。また、Ｍｎ以外に、Ｓによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。さらに、Ｍｎは、その含有量の増加に伴いオーステナイト域温度を低温側に拡大させて焼入れ性を向上させ、バーリング性に優れる連続冷却変態組織の形成を容易にする元素である。この効果は、Ｍｎ含有量が、１％未満では発揮しにくいので、１％以上添加することが望ましい。 Mn is also an effective element for increasing the mechanical strength of the steel sheet, but if it exceeds 4.0%, workability deteriorates, so this is the upper limit. On the other hand, since it is difficult to make Mn less than 0.01% in practical steel, this is the lower limit. In addition to Mn, when an element such as Ti that suppresses the occurrence of hot cracking due to S is not sufficiently added, it is desirable to add an amount of Mn that satisfies Mn / S ≧ 20 by mass%. Furthermore, Mn is an element that expands the austenite temperature to the low temperature side with an increase in the content thereof, improves the hardenability, and facilitates the formation of a continuous cooling transformation structure having excellent burring properties. Since this effect is hardly exhibited when the Mn content is less than 1%, it is desirable to add 1% or more.
ＰとＳの上限はそれぞれＰが０．１５％以下、Ｓが０．０３％以下とする。これは、加工性の劣化や熱間圧延または冷間圧延時の割れを防ぐためである。下限は、Ｐ、Ｓとも現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な値として、Ｐでは０．００１％、Ｓでは０．０００５％とした。 The upper limits of P and S are 0.15% or less for P and 0.03% or less for S, respectively. This is to prevent workability deterioration and cracking during hot rolling or cold rolling. The lower limit was set to 0.001% for P and 0.0005% for S as possible values for P and S by current general refining (including secondary refining).
Ａｌは脱酸のために０．００１％以上添加する。脱酸が十分に必要な場合は、０．０１％以上の添加が好ましい。また、Ａｌはγ→α変態点を顕著に上昇させる元素でもある。しかし、多すぎると溶接性が劣悪となるため、上限を２．０％とする。好ましくは、１．０％以下とする。 Al is added in an amount of 0.001% or more for deoxidation. When deoxidation is sufficiently necessary, addition of 0.01% or more is preferable. Al is also an element that significantly increases the γ → α transformation point. However, if the amount is too large, the weldability becomes poor, so the upper limit is made 2.0%. Preferably, it is 1.0% or less.
ＮとＯは不純物であり、加工性を悪くさせないように、ともに０．０１％以下とする。下限は、両元素とも現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．０００５％とした。ただし、極端な製鋼コストの上昇を抑えるためには０．００１％以上とすることが好ましい。 N and O are impurities, and both are made 0.01% or less so as not to deteriorate the workability. The lower limit was set to 0.0005%, which is possible for both elements by current general refining (including secondary refining). However, 0.001% or more is preferable in order to suppress an extreme increase in steelmaking cost.
ＳｉおよびＡｌが過剰に含まれると過時効処理中のセメンタイト析出が抑制され、残留オーステナイト分率が大きく成り過ぎてしまうため、ＳｉとＡｌの合計添加量は１％未満とする。 If Si and Al are contained excessively, cementite precipitation during the overaging treatment is suppressed and the retained austenite fraction becomes too large, so the total amount of Si and Al added is less than 1%.
更に、析出強化によって強度を得る場合、微細な炭窒化物を生成させることがよい。析出強化を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの添加が有効であり、これらの１種または２種以上を含有しても構わない。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの添加でこの効果を得るためには、Ｔｉは０．００１％、Ｎｂは０．００１％、Ｖは０．００１％以上、Ｗは０．００１％以上の添加が必要である。析出強化が特に必要である場合は、Ｔｉを０．０１％以上、Ｎｂを０．００５％以上、Ｖを０．０１％以上、Ｗを０．０１％以上添加することが望ましい。ただし過度な添加でも強度上昇は飽和してしまうこと、加えて、熱延後の再結晶を抑制することで、冷延焼鈍後の結晶方位制御を困難にすることから、Ｔｉで０．２０％以下、Ｎｂで０．２０％以下、Ｖで１．０％以下、Ｗで１．０％以下とする必要がある。
Furthermore, when obtaining strength by precipitation strengthening, fine carbonitrides are preferably generated. In order to obtain precipitation strengthening, addition of Ti, Nb, V, and W is effective, and one or more of these may be contained.
In order to obtain this effect by adding Ti, Nb, V, and W, the addition of 0.001% for Ti, 0.001% for Nb, 0.001% or more for V, and 0.001% or more for W should be added. is necessary. When precipitation strengthening is particularly necessary, it is desirable to add Ti 0.01% or more, Nb 0.005% or more, V 0.01% or more, and W 0.01% or more. However, even if it is excessively added, the increase in strength is saturated, and in addition, it is difficult to control the crystal orientation after cold rolling annealing by suppressing recrystallization after hot rolling. Hereinafter, it is necessary that Nb is 0.20% or less, V is 1.0% or less, and W is 1.0% or less.
組織の焼き入れ性を上昇させ第二相制御を行うことで強度を確保する場合、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓの１種または２種以上の添加が有効である。この効果を得るためには、Ｂは０．０００１％以上、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは０．００１％以上、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓは０．０００１％以上を添加する必要がある。しかし、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、Ｂの上限を０．００５０％、Ｍｏの上限を１．００％、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの上限を２．０％、Ｃｏの上限を１．０％、Ｓｎ、Ｚｒの上限を０．２％、Ａｓを０．５０％とする。 Addition of one or more of B, Mo, Cr, Cu, Ni, Co, Sn, Zr, As is effective when strength is ensured by increasing the hardenability of the structure and controlling the second phase It is. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.0001% or more of B, 0.001% or more of Mo, Cr, Cu, and Ni, and 0.0001% or more of Co, Sn, Zr, and As. However, excessive addition adversely degrades workability, so the upper limit of B is 0.0050%, the upper limit of Mo is 1.00%, the upper limit of Cr, Cu, Ni is 2.0%, and the upper limit of Co is 1.0%, the upper limit of Sn and Zr is 0.2%, and As is 0.50%.
局部成形能を向上のため、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａは介在物を無害化するため重要な添加元素である。この効果を得るためのそれぞれの下限を０．０００１％とした。一方、過剰添加は清浄度の悪化につながるためＭｇで０．０１０％、ＲＥＭで０．１％、Ｃａで０．０１０％を上限とした。 In order to improve local forming ability, Mg, REM, and Ca are important additive elements for detoxifying inclusions. Each lower limit for obtaining this effect was made 0.0001%. On the other hand, excessive addition leads to deterioration of cleanliness, so 0.010% for Mg, 0.1% for REM, and 0.010% for Ca were made the upper limit.
なお、本発明の高強度冷延鋼板に表面処理してもその局部変形能改善効果を失うものでなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等の何れでも本発明の効果が得られる。 Even if the surface treatment is applied to the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, the effect of improving the local deformability is not lost. Electroplating, hot dipping, vapor deposition plating, organic film formation, film lamination, organic salt / inorganic salt treatment The effect of the present invention can be obtained by any of non-chromic treatment and the like.
次に、本発明の冷延鋼板の金属組織について説明する。
本発明の冷延鋼板の金属組織は、ベイナイトの面積率が９５％以上であり、好ましくはベイナイト単相である。これは、金属組織を、ベイナイトとすることにより、強度と穴広げ性の両立が可能になるためである。更に、この組織は比較的高温での変態によって生成するため、製造する際に低温まで冷却する必要がなくなり、材質安定性、生産性の観点でも好ましい組織である。
Next, the metal structure of the cold rolled steel sheet of the present invention will be described.
The metal structure of the cold-rolled steel sheet of the present invention has an area ratio of bainite of 95% or more, preferably a bainite single phase. This is because it is possible to achieve both strength and hole expansibility by using bainite as the metal structure. Further, since this structure is generated by transformation at a relatively high temperature, it is not necessary to cool to a low temperature during production, and this structure is preferable from the viewpoint of material stability and productivity.
残部として、５％以下の初析フェライト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトは許容される。初析フェライトは、十分に析出強化されていれば問題ないが、成分によっては軟質になることがあり、面積率が５％超になると、ベイナイトとの硬度差により、穴広げ性が若干低下する。また、パーライトは、面積率が５％超になると、強度、加工性を損なうことがある。マルテンサイトや、加工誘起変態してマルテンサイトになる残留オーステナイトの面積率がそれぞれ１％以上、５％超になると、ベイナイトと、ベイナイトよりも硬質な組織との界面が割れ発生の起点になり、穴広げ性が劣化する。 As the balance, 5% or less of pro-eutectoid ferrite, pearlite, martensite, and retained austenite are allowed. Proeutectoid ferrite is not a problem as long as it is sufficiently precipitation strengthened, but depending on the component, it may become soft, and when the area ratio exceeds 5%, the hole expandability slightly decreases due to the hardness difference from bainite. . In addition, when the area ratio of pearlite exceeds 5%, strength and workability may be impaired. When the area ratio of martensite and retained austenite that becomes martensite by processing-induced transformation is 1% or more and more than 5%, the interface between bainite and a structure harder than bainite becomes the starting point of cracking. Hole expandability deteriorates.
したがって、ベイナイトの面積率を９５％以上にすれば、残部の初析フェライト、パーライト、マルテンサイト、残留γの面積率は５％以下になるので、強度と穴広げ性のバランスが良好になる。ただし、上記の通りマルテンサイトは１％未満とする必要がある。 Therefore, if the area ratio of bainite is 95% or more, the area ratio of the remaining pro-eutectoid ferrite, pearlite, martensite, and residual γ is 5% or less, so that the balance between strength and hole expansibility becomes good. However, martensite needs to be less than 1% as described above.
ここで、本発明おけるベイナイトとは、日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会/編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年 日本鉄鋼協会）に記載されているように拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトやパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトとの中間段階にある連続冷却変態組織（Ｚｗ）と定義されるミクロ組織をいう。
すなわち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７項にあるように、主にBainitic ferrite（α°Ｂ）と、Granular bainitic ferrite（αＢ）と、Quasi-polygonal ferrite（αｑ）とから構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γｒ）と、Martensite-austenite（ＭＡ）とを含むミクロ組織であると定義される。
Here, the bainite in the present invention is the Japan Iron and Steel Institute Basic Research Group, Bainite Research Section / Edition; Recent Research on the Bainite Structure and Transformation Behavior of Low Carbon Steels-Final Report of Bainite Research Group (1994) The continuous cooling transformation structure (Zw) in the intermediate stage between the microstructure containing polygonal ferrite and pearlite produced by the diffusion mechanism and the martensite produced by the non-diffusion shearing mechanism as described in A defined microstructure.
That is, the continuous cooling transformation structure (Zw) is mainly composed of Bainitic ferrite (α ° B ), Granular bainitic ferrite (α B ), Quasi, as described in the above-mentioned references 125 to 127 as an optical microscope observation structure. It is composed of -polygonal ferrite (α q ), and is further defined as a microstructure containing a small amount of retained austenite (γ r ) and Martensite-austenite (MA).
なお、αｑとは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαｑである。
本発明における連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、このうちα°Ｂ、αＢ、αｑ、γｒ、ＭＡのうちいずれか一種又は二種以上を含むミクロ組織と定義される。なお、少量のγｒ、ＭＡはその合計量を３％以下とする。
Note that α q is not distinguished from PF because the internal structure does not appear by etching as in polygonal ferrite (PF), but the shape is ashular. Here, α q is a grain whose ratio (lq / dq) satisfies lq / dq ≧ 3.5 when the perimeter length lq of the target crystal grain and its equivalent circle diameter is dq.
The continuous cooling transformation structure (Zw) in the present invention is defined as a microstructure containing one or more of α ° B , α B , α q , γ r and MA. Note that a small amount of γ r and MA is 3% or less in total.
この連続冷却変態組織（Ｚｗ）は、ナイタール試薬を用いたエッチングでの光学顕微鏡観察では判別しにくい場合がある。その場合は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭを用いて判別する。
ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（Electron Back Scatter Diffraction Pattern−Orientation Image Microscopy登録商標）法とは、走査型電子顕微鏡ＳＥＭ（Scaninng Electron Microscope）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊池パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理する事により照射点の結晶方位を短時間で測定する装置及びソフトウエアで構成されている。
ＥＢＳＰ法では、バルク試料表面の微細構造並びに結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアは、ＳＥＭの分解能にもよるが、ＳＥＭで観察できる領域内であれば最小２０ｎｍの分解能まで分析できる。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法による解析は、数時間かけて、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行う。多結晶材料では、試料内の結晶方位分布や結晶粒の大きさを見ることができる。本発明おいては、その各パケットの方位差を１５°としてマッピングした画像より判別が可能なものを連続冷却変態組織（Ｚｗ）と便宜的に定義しても良い。
This continuously cooled transformation structure (Zw) may be difficult to distinguish by optical microscope observation during etching using a Nital reagent. In that case, it is determined by using the EBSP-OIM TM.
The EBSP-OIM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy registered trademark) method is formed by irradiating an electron beam onto a highly inclined sample in a scanning electron microscope (SEM) and backscattering. It consists of a device and software that measures the crystal orientation of the irradiation point in a short time by photographing the Kikuchi pattern with a high-sensitivity camera and processing the computer image.
The EBSP method can quantitatively analyze the microstructure and crystal orientation of the bulk sample surface, and the analysis area can be analyzed up to a minimum resolution of 20 nm as long as it is within the region that can be observed with the SEM, depending on the resolution of the SEM. The analysis by the EBSP-OIM method is performed by mapping several tens of thousands of regions to be analyzed in a grid at equal intervals over several hours. For polycrystalline materials, the crystal orientation distribution and crystal grain size in the sample can be seen. In the present invention, an image that can be discriminated from an image mapped with the azimuth difference of each packet as 15 ° may be conveniently defined as a continuous cooling transformation structure (Zw).
また、初析フェライトの組織分率は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭに装備されているＫＡＭ（Kernel Average Misorientation）法にて求めた。
ＫＡＭ法は測定データのうちのある正六角形のピクセルの隣り合う６個（第一近似）もしくはさらにその外側１２（第二近似）、さらにはさらにその外側の１８個（第三近似）のピクセル間の方位差の平均し、その値をその中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行う。
粒界を越えないようにこの計算を実施することで粒内の方位変化を表現するマップを作成できる。すなわち、このマップは粒内の局所的な方位変化に基づくひずみの分布を表している。なお、本発明において解析条件はＥＢＳＰ−ＯＩＭにおいて隣接するピクセル間の方位差を計算する条件は第三近似として、この方位差が５°以下となるものを表示させた。である。
Moreover, the structure fraction of pro-eutectoid ferrite was calculated | required with the KAM (Kernel Average Misorientation) method equipped with EBSP-OIM.
In the KAM method, between six adjacent pixels (first approximation) or further outside 12 (second approximation) and further outside 18 (third approximation) pixels of a regular hexagonal pixel in the measurement data. Is calculated for each pixel, and the difference is averaged and the value is the value of the center pixel.
By performing this calculation so as not to cross the grain boundary, a map expressing the orientation change in the grain can be created. That is, this map represents a strain distribution based on local orientation changes in the grains. In the present invention, the analysis condition is such that the azimuth difference between adjacent pixels in EBSP-OIM is calculated as a third approximation, and the azimuth difference is 5 ° or less. It is.
本発明においてここで初析フェライトとは、上記の方位差第三近似１°以下と算出されたピクセルの面性分率までのミクロ組織と定義した。
これは、高温で変態したポリゴナルな初析フェライトは拡散変態で生成するので、転位密度が小さく、粒内の歪みが少ないため、結晶方位の粒内差が小さく、これまで発明者らが実施してきた様々な調査結果より、光学顕微鏡観察で得られるポリゴナルなフェライト体積分率とＫＡＭ法にて測定した方位差第三近似１°で得られるエリアの面積分率がほぼ良い一致を得たためである。
In the present invention, the pro-eutectoid ferrite is defined as the microstructure up to the surface area fraction of the pixel calculated as the above-mentioned third difference of the
This is because the polygonal pro-eutectoid ferrite transformed at high temperature is formed by diffusion transformation, so the dislocation density is small and the intra-granular distortion is small, so the intra-granular difference in crystal orientation is small. From the various investigation results, the polygonal ferrite volume fraction obtained by optical microscope observation and the area fraction of the area obtained by the third approximation of the first difference of 1 ° measured by the KAM method were obtained. .
次に本発明の冷延鋼板の製造方法について述べる。
優れた局部変形能を実現するためには、Ｘ線ランダム強度比をもつ集合組織を形成させることおよび粒単位の微細化、等軸粒化、均質化の条件を満たした鋼板とすることが重要で、これらを同時に満たすための製造条件の詳細を以下に記す。
Next, the manufacturing method of the cold rolled steel sheet of this invention is described.
In order to achieve excellent local deformability, it is important to form a texture with an X-ray random intensity ratio and to make steel sheets that satisfy the conditions of grain refinement, equiaxed graining, and homogenization. The details of the manufacturing conditions for simultaneously satisfying these requirements are described below.
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
また、熱間圧延においては粗圧延後にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしても良い。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。
The production method preceding hot rolling is not particularly limited. That is, various secondary smelting may be performed following the smelting by a blast furnace or an electric furnace, and then the casting may be performed by a method such as a thin slab casting in addition to a normal continuous casting and an ingot method. In the case of continuous casting, after cooling to low temperature once, it may be heated again and then hot rolled, or the cast slab may be continuously hot rolled. Scrap may be used as a raw material.
Moreover, in hot rolling, a sheet bar may be joined after rough rolling, and finish rolling may be performed continuously. At this time, the coarse bar may be wound once in a coil shape, stored in a cover having a heat retaining function as necessary, and rewound again to perform bonding.
本発明の局部変形能に優れた高強度鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。
まず、粗圧延後すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要で、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が小さいことが望ましく、２００μｍ以下であれば粒単位の微細化及び主相の均質化に大きく寄与することが判明した。
The high-strength steel sheet excellent in local deformability of the present invention is obtained when the following requirements are satisfied.
First, the austenite grain size after rough rolling, that is, before finish rolling is important, and it is desirable that the austenite grain size before finish rolling is small, and if it is 200 μm or less, it greatly contributes to refinement of grain units and homogenization of the main phase. It has been found.
この２００μｍ以下の仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を得るためには、図３のように１０００℃以上１２００℃以下の温度域での粗圧延で少なくとも２０％以上の圧下率で1回以上圧延すれば所定のオーステナイト粒径が得られることも判明した。但し、より均質性を高め、局部延性を高めるためには、１０００℃以上、１２００℃以下の温度域での粗圧延率で少なくとも４０％以上の圧延率で１回以上圧延する必要がある。
圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができ、この効果をより効率的に得るためには、１００μｍ以下のオーステナイト粒径にすることが望ましく、このためには、４０％以上の圧延は２回以上行うことが望ましい。ただし、７０％を超える圧下や１０回を超える粗圧延は温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。
In order to obtain the austenite grain size before finish rolling of 200 μm or less, as shown in FIG. 3, rough rolling in a temperature range of 1000 ° C. or more and 1200 ° C. or less is performed at least once at a reduction ratio of 20% or more. It has also been found that a predetermined austenite particle size can be obtained. However, in order to further improve the homogeneity and the local ductility, it is necessary to perform rolling at least once at a rolling rate of at least 40% in a rough rolling rate in a temperature range of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower.
Finer grains can be obtained as the rolling reduction ratio and the number of rolling reductions are increased, and in order to obtain this effect more efficiently, it is desirable to obtain an austenite grain size of 100 μm or less, and for this purpose, 40% It is desirable to perform the above rolling twice or more. However, the reduction exceeding 70% or the rough rolling exceeding 10 times may cause a decrease in temperature or excessive generation of scale.
このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進、最終組織の粒単位の微細、等軸化の制御を通した局部変形能の改善に有効である。
これは、仕上げ圧延中の再結晶核の１つとして粗圧延後の（すなわち仕上げ圧延前の）オーステナイト粒界が機能することによると推測される。
In this way, reducing the austenite grain size before finish rolling improves the local deformability through the control of austenite recrystallization in the subsequent finish rolling, finer grain size of the final structure, and equiaxing. It is effective for.
This is presumed to be due to the function of the austenite grain boundary after rough rolling (that is, before finish rolling) as one of the recrystallization nuclei during finish rolling.
粗圧延後のオーステナイト粒径を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の板片を可能な限り急冷することが望ましく、１０℃／ｓ以上の冷却速度で板片を冷却して、板片断面の組織をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて測定する。 In order to confirm the austenite grain size after rough rolling, it is desirable to cool the plate piece before finishing rolling as much as possible, and the plate piece is cooled at a cooling rate of 10 ° C./s or more. The structure of the cross section is etched to raise the austenite grain boundary and measured with an optical microscope. At this time, 20 fields of view or more are measured by image analysis or a point count method at a magnification of 50 times or more.
また鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、及び｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を前述の値の範囲とするには、粗圧延後の仕上げ圧延で鋼板成分によって決められるＴ１温度
Ｔ１（℃）=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo
+100×V ・・・（式１）
を基準に、Ｔ１+３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域における圧下率の合計を５０%以上とすることが必要であり、続けて、Ｔ１以上Ｔ１+３０℃未満での圧下率を極力抑えることにより、最終製品の局部変形能を確保することができる。図４〜図５に各温度域での圧下率と各方位のＸ線ランダム強度比の関係を示す。
Further, the average value of the X-ray random intensity ratios of {100} <011> to {223} <110> orientation groups on the plate surface at a thickness of 5/8 to 3/8 from the surface of the steel plate, and {332} <113 > In order to make the X-ray random intensity ratio of the crystal orientation within the above range, the T1 temperature determined by the steel plate components in the finish rolling after the rough rolling T1 (° C.) = 850 + 10 × (C + N) × Mn + 350 × Nb + 250 × Ti + 40 × B + 10 × Cr + 100 × Mo
+ 100 × V (Formula 1)
Based on the above, it is necessary to make the sum of the rolling reductions in the temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less 50% or more, and subsequently suppress the rolling reduction at T1 or more and less than T1 + 30 ° C. as much as possible. Thus, the local deformability of the final product can be ensured. FIGS. 4 to 5 show the relationship between the rolling reduction in each temperature region and the X-ray random intensity ratio in each direction.
すなわち、図４と図５に示すように、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域における大圧下と、その後のＴ１以上、Ｔ１+３０℃未満での軽圧下は、後述の実施例の表２、３に見られるように鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を制御して最終製品の局部変形能を飛躍的に改善する。 That is, as shown in FIGS. 4 and 5, large pressure in a temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less, and subsequent light pressure at T1 or more and less than T1 + 30 ° C. are shown in Table 2 of Examples below. 3, the average value of the X-ray random intensity ratios of {100} <011> to {223} <110> orientation groups of the plate surface at a thickness of 5/8 to 3/8 from the surface of the steel plate, By controlling the X-ray random intensity ratio of the {332} <113> crystal orientation, the local deformability of the final product is dramatically improved.
このＴ１温度自体は経験的に求めたものである。Ｔ１温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを発明者らは実験により経験的に知見した。さらに良好な局部変形能を得るためには、大圧下による歪を蓄積することが重要で、圧下率の合計として５０％以上は必須である。さらには、７０％以上の圧下を取ることが望ましく、一方で９０％を超える圧下率をとることは温度確保や過大な圧延付加を加えることとなる。
更に、熱延板の均質性を高め、局部延性を極限まで高めるためには、Ｔ１+３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下の温度域での圧延のうち、最終パスの圧延率は２５％以上である必要がある。但し、より高い加工性が要求される場合は最終の２パスを２５％以上とする必要がある。
This T1 temperature itself is obtained empirically. Based on the T1 temperature, the inventors have empirically found that recrystallization in the austenitic region of each steel is promoted. In order to obtain a better local deformability, it is important to accumulate strain due to large reduction, and the total reduction ratio is 50% or more. Furthermore, it is desirable to take a reduction of 70% or more. On the other hand, taking a reduction ratio of more than 90% adds to securing temperature and adding excessive rolling.
Furthermore, in order to increase the homogeneity of the hot-rolled sheet and increase the local ductility to the maximum, the rolling rate in the final pass needs to be 25% or more in rolling in the temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower. There is. However, when higher workability is required, the final two passes must be 25% or more.
さらに、蓄積した歪の開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下での大圧下の後、Ｔ１℃以上、Ｔ１+３０℃未満の温度域での加工量をなるべく少なく抑えることが必要で、Ｔ１℃以上、Ｔ１+３０℃未満での圧下率で３０％以下とし、板形状からは１０％以上の圧下率がのぞましいが、より局部変形能を重視する場合には圧下率は０％が望ましい。また、Ｔ１℃以上、Ｔ１+３０℃未満での圧下率が大きいとせっかく再結晶したオーステナイト粒が展伸してしまい、停留時間が短いと再結晶が十分に進まず局部変形能を劣化させてしまう。すなわち、本願発明の製造条件においては、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一・微細に再結晶させることで製品の集合組織を制御して穴拡げ性や曲げ性と言った局部変形能を改善する方法である。 Further, in order to promote uniform recrystallization by releasing the accumulated strain, after a large pressure at T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower, the processing amount in the temperature range of T1 ° C. or higher and lower than T1 + 30 ° C. is minimized. It is necessary to set the rolling reduction ratio at T1 ° C or higher and lower than T1 + 30 ° C to 30% or lower. From the plate shape, a rolling reduction rate of 10% or higher is desirable. Is preferably 0%. In addition, if the rolling reduction at T1 ° C. or more and less than T1 + 30 ° C. is large, recrystallized austenite grains expand, and if the retention time is short, recrystallization does not proceed sufficiently and local deformability deteriorates. End up. That is, in the manufacturing conditions of the present invention, the austenite is uniformly and finely recrystallized in finish rolling to control the texture of the product and improve the local deformability such as hole expandability and bendability. .
前述の規定した温度域よりも低温で圧延が行われたり大きな圧下率を取ってしまうと、オーステナイトの集合組織が発達し、最終的に得られる鋼板の板面に、［課題を解決するための手段］の（１）で述べた所定のＸ線強度レベルの各結晶方位が得られない。
一方、前述の規定した温度域よりも高温で圧延が行われたり小さい圧下率を取ってしまったりすると、粗粒化や混粒となり、２０μｍを超える結晶粒の面積率が増大する。
When rolling is performed at a temperature lower than the temperature range specified above or a large reduction ratio is taken, the austenite texture develops, and finally the steel sheet surface obtained [ Each crystal orientation of the predetermined X-ray intensity level described in (1) of the means] cannot be obtained.
On the other hand, when rolling is performed at a temperature higher than the above-mentioned temperature range or a small reduction ratio is taken, coarse grains and mixed grains are formed, and the area ratio of crystal grains exceeding 20 μm increases.
上述の規定した圧延が行われているか否は、圧延率は圧延荷重、板厚測定などから実績または計算により求めることができるし、温度についてもスタンド間温度計があれば実測可能で、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮した計算シミュレーション、或いはその両方によって得ることができる。 Whether the rolling specified above is performed or not can be determined by the actual result or calculation from the rolling load, sheet thickness measurement, etc., and the temperature can be measured if there is an inter-stand thermometer, or the line It can be obtained by a calculation simulation considering processing heat generation from the speed and rolling reduction, or both.
以上のように行われる熱間圧延はＡｒ３以上の温度で終了する。熱間圧延をＡｒ３以下で終了するとオーステナイトとフェライトに２相域圧延になってしまい｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群への集積が強くなり、結果として局部変形能が著しく劣化する。 The hot rolling performed as described above ends at a temperature of Ar 3 or higher. When hot rolling is finished at Ar 3 or less, it becomes two-phase rolling into austenite and ferrite, and accumulation in {100} <011> to {223} <110> orientation groups becomes strong, and as a result, local deformability is increased. Deteriorates significantly.
更に、粒単位を微細化し、伸展粒を抑制するためには、Ｔ１＋３０℃以上Ｔ１＋２００℃以下での圧下時の最大加工発熱量、即ち圧下による温度上昇代（℃）を１８℃以下に抑えることが望ましく、スタンド間冷却などの使用が望ましい。 Furthermore, in order to refine the grain unit and suppress the stretched grain, it is necessary to suppress the maximum heat generation amount during the reduction at T1 + 30 ° C. to T1 + 200 ° C., that is, the temperature increase (° C.) due to the reduction to 18 ° C. or less. It is desirable to use cooling between stands.
Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃未満の温度範囲における圧延の最後の圧延スタンドで圧下後の冷却は、オーステナイトの粒径に大きな影響を与え、これが冷延焼鈍後の組織の等軸粒分率、粗大粒分率に強く影響を与える。
Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃未満の温度範囲における圧下の最終パスから冷却開始までの時間ｔ（秒）が、５秒以下であることが望ましい。５秒以上ではオーステナイト粒が粗大化して強度と局部延性が低下する。更に、冷却開始までの時間は、最終圧下の実施温度Ｔｆと圧延率Ｐ１に対して、（式２）を満たす必要がある。時間ｔがｔ1以上になると、粗粒化が進み局部延性が著しく低下する。
ｔ＜ｔ１ ・・・（式２）
ここで、ｔ１は下記の（式３）で求めることのできる数値である。
ｔ１＝0.001（（Tf−T1）×P1）2−0.109（（Tf−T1）×P1）+3.1 ・・・（式３）
Cooling after reduction in the final rolling stand of rolling in a temperature range of T1 + 30 ° C. or more and less than T1 + 200 ° C. has a large effect on the austenite grain size, and this is the equiaxed grain fraction and coarse grain of the structure after cold rolling annealing. It has a strong influence on the fraction.
It is desirable that the time t (seconds) from the final pass under the reduction in the temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and lower than T1 + 200 ° C. to 5 seconds or less. If it is longer than 5 seconds, the austenite grains become coarse and the strength and local ductility are lowered. Furthermore, the time until the start of cooling needs to satisfy (Equation 2) with respect to the final reduction temperature Tf and the rolling rate P1. When the time t becomes t1 or more, coarsening progresses and local ductility is remarkably reduced.
t <t1 (Formula 2)
Here, t1 is a numerical value that can be obtained by the following (formula 3).
t1 = 0.001 ((Tf−T1) × P1) 2 −0.109 ((Tf−T1) × P1) +3.1 (Equation 3)
再結晶後の粒成長を極力抑制するため、（式２）で定義されるｔ秒以内に開始される直後急冷の温度変化は４０℃以上、１５０℃以下とする。直後急冷後の冷却については特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンをとっても本発明の効果は得られる。 In order to suppress grain growth after recrystallization as much as possible, the temperature change of rapid cooling immediately after starting within t seconds defined by (Equation 2) is set to 40 ° C. or more and 150 ° C. or less. Immediately after the cooling immediately after the quenching, no particular regulation is provided, and the effects of the present invention can be obtained even if a cooling pattern for controlling the structure for each purpose is taken.
上記のようにして製造した熱延原板を冷間にて３０％以上７０％以下の圧延を行う。圧下率が３０％以下では、その後の焼鈍工程で再結晶を起こすことが困難となり、等軸粒分率が低下する上、焼鈍後の粒が粗大化してしまう。７０％を超える圧延では、焼鈍時の集合組織の発達させるため、異方性が強くなってしまう。このため、７０％以下とする。 The hot-rolled original sheet manufactured as described above is cold-rolled at 30% or more and 70% or less. When the rolling reduction is 30% or less, it is difficult to cause recrystallization in the subsequent annealing step, the equiaxed grain fraction is lowered, and the grains after annealing are coarsened. When rolling exceeds 70%, the anisotropy becomes strong because the texture is developed during annealing. For this reason, it is 70% or less.
冷間圧延された鋼板は、その後、オーステナイト単相鋼若しくはほぼオーステナイト単相鋼とするためＡｅ３~９５０℃の温度域に１〜３００秒間保持される。これより低温もしくは短時間では、その後の冷却工程でベイナイト組織の分率が９５％以上とならず、集合組織制御による局部延性の上昇代が低下する。一方、９５０℃を超えたり、３００秒を超える保持が続くと、結晶粒が粗大化してしまうため、２０μｍ以下の粒の面積率が増大する。なお、Ａｅ３［℃］は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量［質量％］によって、以下の（式５）によって計算される。なお、選択元素を含有しない場合は、０として計算する。
Ａｅ３＝911−239Ｃ−36Mn＋40Si−28Cu−20Ni−12Cr＋63Mo ・・・（式５）
The cold-rolled steel sheet is then held in the temperature range of
Ae 3 = 911-239C-36Mn + 40Si-28Cu-20Ni-12Cr + 63Mo (Formula 5)
その後、Ａｅ３から５００℃間の温度域における平均冷却速度が１０℃/ｓ以上、２００℃/ｓ以下となるよう５００℃以下の温度まで一次冷却する。
一次冷却速度が、１０℃／ｓ未満では、フェライトが過剰に生じてしまいベイナイト組織の分率を９５％以上とすることが出来ないため、集合組織制御による局部延性の上昇代が低下する。一方、２００℃／ｓを超える冷却速度としても、冷却終点温度の制御性が著しく劣化するため２００℃／ｓ以下とする。好ましくは、フェライト変態とパーライト変態を確実に抑制するため、ＨＦ〜０．５ＨＦ+２５０℃における平均冷却速度は、０．５ＨＦ＋２５０℃~５００℃における平均冷却速度を超えないものとする。
Thereafter, primary cooling is performed to a temperature of 500 ° C. or lower so that the average cooling rate in the temperature range between Ae3 and 500 ° C. is 10 ° C./s or higher and 200 ° C./s or lower.
When the primary cooling rate is less than 10 ° C./s, ferrite is excessively generated, and the fraction of the bainite structure cannot be increased to 95% or more. Therefore, the increase in local ductility due to texture control is reduced. On the other hand, even if the cooling rate exceeds 200 ° C./s, the controllability of the cooling end point temperature is remarkably deteriorated, so that it is 200 ° C./s or less. Preferably, in order to reliably suppress ferrite transformation and pearlite transformation, the average cooling rate at HF to 0.5HF + 250 ° C. does not exceed the average cooling rate at 0.5HF + 250 ° C. to 500 ° C.
ベイナイト変態を促進させるため、一次冷却に続けて３５０℃〜５００℃の温度範囲で過時効熱処理を行う。この温度範囲で保持する時間は、過時効処理温度Ｔ２に応じて下記の（式４）を満たすｔ２秒間以上とする。ただし、（式４）の適用可能温度範囲を考慮し、ｔ2の最大値は４００秒とする。
Log（t2）＝0.0002（T2−425）２+1.18 ・・・（式４）
なお、本発明において、保持とは等温保持のみさすのではなく、５００〜３５０℃の温度域で滞留させることを意味する。即ち、一旦、３５０℃に冷却した後、５００℃まで加熱しても良いし、５００℃に冷却後３5０℃まで冷却しても良い。
In order to promote bainite transformation, over-aging heat treatment is performed in the temperature range of 350 ° C. to 500 ° C. following primary cooling. The time held in this temperature range is t2 seconds or longer that satisfies the following (Formula 4) according to the overaging treatment temperature T2. However, considering the applicable temperature range of (Equation 4), the maximum value of t2 is 400 seconds.
Log (t2) = 0.0002 (T2-425) 2 +1.18 (Formula 4)
In the present invention, holding means not only isothermal holding but also retention in a temperature range of 500 to 350 ° C. That is, after cooling to 350 ° C., it may be heated to 500 ° C., or may be cooled to 500 ° C. and then cooled to 3500 ° C.
なお、本発明に係る鋼板は張り出し成形と、曲げ、張り出し、絞り等、曲げ加工を主体とする複合成形にも適用できる。 The steel sheet according to the present invention can be applied to stretch forming and composite forming mainly composed of bending, such as bending, stretching, and drawing.
本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。
実施例として、表１に示した成分組成を有する、ＡからＴまでの本発明の請求項の成分を満たす鋼及びａからｉの比較鋼を用いて検討した結果について説明する。
これらの鋼は、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱し、１０００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱され、その後、表２の条件で熱間圧延が施され、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了し、表２に示す条件で冷却して２〜５ｍｍ厚の熱延鋼板とした後、酸洗し、冷延した後、１．２〜２．３ｍｍ厚に冷間圧延を施し、表２に示す焼鈍条件にて焼鈍を施した後、０．５％のスキンパス圧延を行い、材質評価に供した。
The technical contents of the present invention will be described with reference to examples of the present invention.
As examples, the results of studies using steels having the composition shown in Table 1 and satisfying the constituents of claims of the present invention from A to T and comparative steels from a to i will be described.
After casting, these steels are reheated as they are or once cooled to room temperature, heated to a temperature range of 1000 ° C. to 1300 ° C., and then hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain an
表１に各鋼の化学成分を、表２に各製造条件を示す。また、表３にそれぞれの組織構成と機械的特性を示す。
局部変形能の指標として穴拡げ率および６０°Ｖ字曲げによる限界曲げ半径を用いた。曲げ試験はＣ方向曲げとした。なお、引っ張り試験および曲げ試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１およびＺ ２２４８（Vブロック９０°曲げ試験）に、穴拡げ試験は鉄連規格ＪＦＳ Ｔ１００１にそれぞれ準拠した。Ｘ線ランダム強度比は前述のＥＢＳPを用いて圧延方向に平行な断面の３／８〜５／の領域を０．５μｍピッチで測定した。表３において、Ｂはベイナイト、Ｐはパーライト、Ｆは初析フェライト、Ｍはマルテンサイト、ｒＡは残留オーステナイトを意味する。
Table 1 shows the chemical composition of each steel, and Table 2 shows the production conditions. Table 3 shows the structure and mechanical properties of each.
As an index of local deformability, the hole expansion rate and the critical bending radius by 60 ° V-bending were used. The bending test was C direction bending. The tensile test and the bending test were compliant with JIS Z 2241 and Z 2248 (V block 90 ° bending test), and the hole expansion test was compliant with the iron standard JFS T1001. The X-ray random intensity ratio was measured at 0.5 μm pitch in the 3/8 to 5 / region of the cross section parallel to the rolling direction using the above-mentioned EBSP. In Table 3, B means bainite, P means pearlite, F means proeutectoid ferrite, M means martensite, and rA means retained austenite.
本発明の規定を満たすもののみが、図６、７に示すように優れた穴拡げ性と、曲げ性を併せ持つことができることがわかる。 As shown in FIGS. 6 and 7, it is understood that only those satisfying the definition of the present invention can have both excellent hole expansibility and bendability.
Claims (10)
Ｃ ：０．０２％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上、２．５％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上、４．０％以下、
Ｐ ：０．００１％以上、０．１５％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．０３％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｏ ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｓｉ+Ａｌ：１．０％未満
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、
鋼板の金属組織におけるベイナイトの面積率が９５％以上であり、
鋼板の集合組織における、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０未満で、かつ｛３３２｝＜１１３＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が５．０以下であり、
更に鋼板の金属組織における粒単位のサイズの体積平均が７μｍ以下であることを特徴とする局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。 % By mass
C: 0.02% or more, 0.20% or less,
Si: 0.001% or more, 2.5% or less,
Mn: 0.01% or more and 4.0% or less,
P: 0.001% or more, 0.15% or less,
S: 0.0005% or more, 0.03% or less,
Al: 0.001% or more, 2.0% or less,
N: 0.0005% or more, 0.01% or less,
O: 0.0005% or more, 0.01% or less,
Si + Al: containing less than 1.0%, consisting of the balance iron and inevitable impurities,
The area ratio of bainite in the metal structure of the steel sheet is 95% or more,
In the texture of the steel sheet, the average value of the X-ray random intensity ratios of {100} <011> to {223} <110> orientation groups of the plate surface at a thickness of 5/8 to 3/8 at least from the surface of the steel plate is Less than 4.0 and the {332} <113> crystal orientation X-ray random intensity ratio is 5.0 or less,
Further, a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent local deformability, wherein the volume average particle size in the metal structure of the steel sheet is 7 μm or less.
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２０％以下、
Ｖ ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０．００１％以上、１．０％以下
の１種又は２種以上を含有する請求項１又は２に記載の局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。 Furthermore, in mass%,
Ti: 0.001% or more, 0.20% or less,
Nb: 0.001% or more, 0.20% or less,
V: 0.001% or more, 1.0% or less,
W: A high-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability according to claim 1 or 2, containing one or more of 0.001% or more and 1.0% or less.
Ｂ ：０．０００１以上、０．００５０％以下
Ｍｏ：０．００１以上、１．０％以下、
Ｃｒ：０．００１以上、２．０％以下、
Ｃｕ：０．００１以上、２．０％以下、
Ｎｉ：０．００１以上、２．０％以下、
Ｃｏ：０．０００１以上、１．０％以下、
Ｓｎ：０．０００１以上、０．２％以下、
Ｚｒ：０．０００１以上、０．２％以下、
Ａｓ：０．０００１以上、０．５０％以下
の１種又は２種以上を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。 Furthermore, in mass%,
B: 0.0001 or more and 0.0050% or less Mo: 0.001 or more and 1.0% or less,
Cr: 0.001 or more and 2.0% or less,
Cu: 0.001 or more, 2.0% or less,
Ni: 0.001 or more and 2.0% or less,
Co: 0.0001 or more and 1.0% or less,
Sn: 0.0001 or more and 0.2% or less,
Zr: 0.0001 or more and 0.2% or less,
The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability according to any one of claims 1 to 3, containing As: 0.0001 or more and 0.50% or less.
Ｍｇ：０．０００１以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１以上、０．１％以下、
Ｃａ：０．０００１以上、０．０１０％以下
の１種又は２種以上を含有する請求項１〜４のいずれか１項に記載の局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。 Furthermore, in mass%,
Mg: 0.0001 or more and 0.010% or less,
REM: 0.0001 or more and 0.1% or less,
The high-strength cold-rolled steel sheet excellent in local deformability according to any one of claims 1 to 4, containing one or more of Ca: 0.0001 or more and 0.010% or less.
所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して、それに粗圧延にて１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０%以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、
その後、仕上圧延において（式１）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１℃とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧下率の合計を５０％以上とし、その後のＴ１℃以上、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を３０％以下とした後、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了し、圧下の最終パス後のＴ１℃以上、Ｔ１＋３０℃以下の温度域での停留時間ｔ（秒）が、（式２）を満たした後、冷却を行い、
つづいて、酸洗し、冷間にて３０％以上、７０％以下の圧延を行い、その後、Ａｅ３〜９５０℃の温度域で１〜３００秒間の焼鈍をした後、Ａｅ３〜５００℃の温度域における平均冷却速度を１０℃／ｓ以上、２００℃／ｓ以下とし、さらに、３５０℃以上、５００℃以下の過時効熱処理温度にて、（式４）を満たすｔ２秒以上４００秒以下保持することを特徴とする局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。ただし、ｔ2の最大値は４００秒とする。
Ｔ１(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V
・・・（式１）
ｔ＜ｔ１ ・・・（式２）
ここで、ｔ１は（式３）で表される。
ｔ１＝0.001（（Tf−T1）×P1）2−0.109（（Tf−T1）×P1）+3.1 ・・・（式３）
ここで、ＴｆおよびＰ１は、それぞれ、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における最終圧下時の温度と圧下率である。
ｌｏｇ（ｔ２）＝0.0002（T2−425）２＋1.18 ・・・（式４）
ここで、Ｔ２は過時効処理温度であり、ｔ２の最大値は４００とする。 In producing the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 5,
After melting into a predetermined steel plate component, it is cast into a steel ingot or slab and subjected to rough rolling at a temperature range of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower and at least once at least 20%, and austenite grain size Is 200 μm or less,
Then, if the temperature determined by the steel plate component in (Formula 1) in finish rolling is T1 ° C., the total rolling reduction in the temperature range of T1 + 30 ° C. or more and T1 + 200 ° C. or less is 50% or more, and then T1 ° C. or more. The total rolling reduction in the temperature range of less than T1 + 30 ° C. is set to 30% or less, and then the hot rolling is finished at the Ar3 transformation temperature or higher, and in the temperature range of T1 ° C. or higher and T1 + 30 ° C. or lower after the final reduction. After the stop time t (seconds) satisfies (Equation 2), cooling is performed,
Subsequently, pickling, rolling 30% or more and 70% or less in the cold, and then annealing in the temperature range of Ae3 to 950 ° C for 1 to 300 seconds, then the temperature range of Ae3 to 500 ° C The average cooling rate is 10 ° C./s or more and 200 ° C./s or less, and is further maintained at t2 seconds or more and 400 seconds or less satisfying (Equation 4) at 350 ° C. or more and 500 ° C. or less overaging heat treatment temperature. A method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent local deformability. However, the maximum value of t2 is 400 seconds.
T1 (℃) = 850 + 10 × (C + N) × Mn + 350 × Nb + 250 × Ti + 40 × B + 10 × Cr + 100 × Mo + 100 × V
... (Formula 1)
t <t1 (Formula 2)
Here, t1 is expressed by (Expression 3).
t1 = 0.001 ((Tf−T1) × P1) 2 −0.109 ((Tf−T1) × P1) +3.1 (Equation 3)
Here, Tf and P1 are a temperature and a reduction ratio at the time of final reduction in a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher and T1 + 200 ° C. or lower, respectively.
log (t2) = 0.0002 (T2-425) 2 + 1.18 (Formula 4)
Here, T2 is the overaging temperature, and the maximum value of t2 is 400.
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