JP5630006B2 - High-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more, its manufacturing method, and cold rolling material - Google Patents
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Description
本発明は、自動車用鋼板等に使用される、引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法ならびに冷間圧延用素材に関するものである。 The present invention relates to a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more, a method for producing the same, and a cold rolling material used for automobile steel sheets and the like.
近年、地球環境保全の観点からCO2の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性向上への要求も高まっている。 In recent years, in order to regulate CO 2 emissions from the viewpoint of global environmental conservation, there has been a demand for improved fuel efficiency of automobiles. In addition, in order to ensure the safety of passengers in the event of a collision, there is an increasing demand for improved safety centered on the collision characteristics of automobile bodies.
このような要求を受けて、自動車車体の軽量化と高強度化を同時に満たすには、部品素材を高強度化し、剛性に問題とならない範囲で板厚を減ずることによる軽量化が効果的であると言われており、最近では、1180MPa級の高強度鋼板も自動車部品に一般的にも使用され始めている。さらに近年では、1500MPaを超えるより高強度な鋼板への要望も強まっている。 In order to meet the demands for weight reduction and high strength of the car body at the same time, it is effective to reduce the weight by increasing the strength of the component materials and reducing the plate thickness as long as there is no problem with rigidity. Recently, high-strength steel of 1180 MPa class has also started to be used for automobile parts. Furthermore, in recent years, there is an increasing demand for higher-strength steel plates exceeding 1500 MPa.
一方、超高強度材としてよく知られている材料にピアノ線と呼ばれる鋼線材料がある。これは、フルパーライト組織である共析鋼を伸線加工により強加工することで、4000MPa級以上の超高強度鋼線を実現しているものである。そして、これまで、線材の分野ではその組織に関するさまざまな検討がなされている。 On the other hand, a steel wire material called piano wire is well known as an ultra-high strength material. This is an ultra-high-strength steel wire of 4000MPa class or higher that is obtained by strongly processing eutectoid steel, which is a full pearlite structure, by wire drawing. In the field of wire rods, various studies on the structure have been made so far.
例えば、特許文献１には、化学成分を規定し、伸線加工前のパテンティングと呼ばれるパーライト組織を得るための熱処理で初析セメンタイトの生成を抑制し、かつパーライトの平均ラメラ間隔を0.15μm以下と微細にすることにより伸線加工性に優れる高強度鋼線材を提案している。 For example, Patent Document 1 specifies chemical components, suppresses the formation of pro-eutectoid cementite by heat treatment for obtaining a pearlite structure called patenting before wire drawing, and average lamella spacing of pearlite is 0.15 μm or less. We have proposed a high-strength steel wire rod with excellent wire drawing workability by making it finer.
また、共析鋼を伸線加工ではなく、圧延加工により高強度化を試みた報告として、非特許文献１では、共析鋼を用いた冷間圧延板の機械的特性の評価を行った結果を報告している。 In addition, as a report of trying to increase the strength of eutectoid steel by rolling rather than wire drawing, Non-Patent Document 1 evaluated the mechanical properties of cold rolled sheets using eutectoid steel. Has been reported.
特許文献１に挙げたように、共析鋼の強加工については、線材での検討は多数なされている。しかしながら、圧延加工での検討はほとんど行われていない。これは、線材のような引き抜きによる加工では基本的に円周断面方向に均一な圧縮加工となるのに対して、圧延による加工は断面方向の変形が複雑となるために板端部での横割れや内部割れの発生などにより圧延できない場合が多いためである。 As listed in Patent Document 1, many studies have been made on wire materials for the strong processing of eutectoid steel. However, little consideration has been given to rolling. This is because the processing by drawing like a wire basically results in a uniform compression process in the circumferential cross-section direction, whereas the processing by rolling makes the deformation in the cross-section direction complicated, so that This is because there are many cases where rolling is not possible due to the occurrence of cracks or internal cracks.
例えば、非特許文献１に示されている成分系では、冷間圧延時の加工性が問題となり、圧延時に割れが発生しやすく、試料作製が困難であることが予想される。 For example, in the component system shown in Non-Patent Document 1, workability during cold rolling becomes a problem, cracks are likely to occur during rolling, and it is expected that sample preparation is difficult.
本発明は、かかる事情に鑑み、自動車用鋼板等に使用される、曲げ加工性に優れた引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法ならびに冷間圧延用素材を提供することを目的とする。 In view of such circumstances, an object of the present invention is to provide a high-strength steel plate having a tensile strength of 1500 MPa or more, excellent in bending workability, and a manufacturing method thereof, and a material for cold rolling, which are used for steel plates for automobiles. And
発明者らは、上記問題点を解決するため、冷間圧延による強加工によって得られる高強度材の組織と成分組成について鋭意検討を行った。その結果、冷間圧延加工前後の炭化物の形態制御を行うことで、引張強さ（以下、TSと称することもある）1500MPa以上の高強度化が実現でき、曲げ加工性などの諸特性にも優れるという知見を得た。特に、冷間圧延加工前後での炭化物の形態変化および炭化物の形態による加工中に材料に固溶するＣの形態について着目したところ、以下の知見を得た。
冷間圧延加工により組織の強化を行う場合には、材料中に多くの転位が導入されるため、高強度実現時には材料の脆化が大きくなり、材料の変形性などの諸特性の劣化が問題となる。特にTSが1500MPaを超える材料を製造する際には、材料の変形が生じずに、脆性破壊をする問題がある。したがって、本発明では、冷間圧延により材料強化を行いTSが1500MPa以上の高強度鋼板を得るに際し、変形可能な薄鋼板について鋭意検討を行うこととした。
その結果、まず、冷間圧延前の冷間圧延用素材をパーライト組織を主体とする材料とすることで、90%以上の冷間圧延率で冷間圧延を行った後にTSが1500MPa以上の高強度化が実現可能であることを確認した。
次いで、冷間圧延前の冷間圧延用素材の組織中の炭化物およびパーライト組織の平均ラメラ間隔を制御し、冷間圧延時に炭化物の一部を溶解させることで、高強度化を実現するのに加え、高強度化した後の変形性も向上することがわかった。
この要因として、冷間圧延加工中に炭化物が溶解することで、冷間圧延後の鋼板変形時に炭化物への応力集中が抑制され脆化が抑制されると考えられる。そのため、冷間圧延後の鋼板中には過剰に固溶した炭素の形成が重要である。また、鋼板中にM7C3型、MC型およびM2C型等のセメンタイト(M3C)以外の炭化物を分散させることで、セメンタイトの安定性に影響を与え、固溶Ｃがより形成されやすくなり、その結果、曲げ加工性が向上する。また、これら炭化物は、析出強化による材料の高強度化にも有効である。
以上より、冷間圧延前の冷間圧延用素材の組織と組織中の炭化物およびパーライト組織の平均ラメラ間隔を制御することにより、冷間圧延加工後の組織は圧延加工パーライト組織となり固溶Cが多く析出されることになる。そして、固溶C量の割合が一定値以上であれば、引張強さが1500MPa以上で曲げ加工性に優れた鋼板が得られることになる。
以上のように、本発明では、冷間圧延前の素材を特定の成分および特定の組織からなる素材とすることで、冷間圧延による強加工によってパーライト組織由来の高強度鋼板を得ることに成功した。これは本発明における特徴であり、重要な要件である。そして、このようにして得られる鋼板は、組織が圧延加工パーライト組織からなり、固溶Ｃ量が５０％以上となる。これもまた本発明の特徴であり、重要な要件である。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr+ 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe+FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。
［２］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
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ただし、M=(56×FFe + 52×FCr+ 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe+FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
［４］mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［５］mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［６］前記［４］または［５］において、成分組成として、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記［４］〜［６］のいずれかにおいて、前記冷間圧延後、さらに、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［８］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織はパーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有することを特徴とする冷間圧延用素材。
［９］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織はパーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有することを特徴とする冷間圧延用素材。
［１０］前記［８］または［９］において、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする冷間圧延用素材。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべてmass％である。また、本発明の高強度鋼板とは、引張強さが1500MPa以上の、冷間圧延鋼板および鋼板上に亜鉛を主体とするめっき皮膜が形成された鋼板（例えば、溶融亜鉛系めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）である。
In order to solve the above problems, the inventors diligently studied the structure and composition of a high-strength material obtained by strong working by cold rolling. As a result, by controlling the shape of the carbide before and after cold rolling, it is possible to achieve a high strength of 1500 MPa or higher in tensile strength (hereinafter sometimes referred to as TS), as well as various properties such as bending workability. The knowledge that it is excellent was acquired. In particular, the following findings were obtained when focusing on the form change of carbide before and after the cold rolling process and the form of C solid-dissolved in the material during the process due to the form of the carbide.
When strengthening the structure by cold rolling, many dislocations are introduced into the material, so the material becomes brittle when high strength is achieved, and deterioration of various properties such as material deformability is a problem. It becomes. In particular, when a material having a TS exceeding 1500 MPa is produced, there is a problem of brittle fracture without deformation of the material. Therefore, in the present invention, in order to obtain a high-strength steel sheet having a TS of 1500 MPa or more by strengthening the material by cold rolling, an intensive study was made on a deformable thin steel sheet.
As a result, first, the material for cold rolling before cold rolling is made mainly of pearlite structure, so that after cold rolling at a cold rolling rate of 90% or higher, TS is higher than 1500 MPa. It was confirmed that strengthening was feasible.
Next, to control the average lamellar spacing of carbide and pearlite structure in the structure of the cold rolling material before cold rolling, and to achieve a high strength by dissolving a part of the carbide during cold rolling In addition, it was found that the deformability after increasing the strength was improved.
As this factor, it is considered that the carbide is dissolved during the cold rolling process, so that stress concentration on the carbide is suppressed and the embrittlement is suppressed when the steel sheet is deformed after the cold rolling. Therefore, it is important to form carbon that is excessively dissolved in the steel sheet after cold rolling. In addition, by dispersing carbides other than cementite (M3C) such as M7C3 type, MC type and M2C type in the steel sheet, it affects the stability of cementite, and solid solution C is more easily formed. Bending workability is improved. These carbides are also effective in increasing the strength of materials by precipitation strengthening.
From the above, by controlling the structure of the material for cold rolling before cold rolling and the average lamella spacing of the carbide and pearlite structure in the structure, the structure after cold rolling becomes a rolled pearlite structure, and solid solution C A lot will be deposited. And if the ratio of the amount of solute C is more than a certain value, a steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more and excellent bending workability can be obtained.
As described above, in the present invention, by using the material before cold rolling as a material composed of a specific component and a specific structure, it has succeeded in obtaining a high-strength steel sheet derived from a pearlite structure by strong working by cold rolling. did. This is a feature in the present invention and an important requirement. And the steel plate obtained in this way consists of a rolling pearlite structure, and the amount of solute C becomes 50% or more. This is also a feature of the present invention and an important requirement.
This invention is made | formed based on the above knowledge, The summary is as follows.
[1] Component composition is mass%, C: 0.3 to 0.85%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01% or less, Cr: 2.0-4.0%, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, the structure is composed of a rolled pearlite structure, and the ratio of the amount of dissolved C calculated by the following formula is 50 % High-strength steel sheet with a tensile strength of 1500 MPa or more.
[Solution C content ratio (%)] = [Solution C content (mass%)] / [C content in steel (mass%)] x 100
[Solution C amount (mass%)] = [C content in steel (mass%)] − [C amount precipitated as cementite (mass%)]
[C amount precipitated as cementite (mass%)] = (12 / (M x 3) x C Fe x 1 / (F Fe ))
However, M = (56 × F Fe + 52 × F Cr + 54 × F Mn ), F Fe : Fe ratio (atomic ratio) in metal element constituting M3C (cementite) obtained by EDX, F Cr : The ratio (atomic ratio) of Cr in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, F Mn : The ratio (atomic ratio) of Mn in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, ( However, F Fe + F Cr + F Mn = 1). C Fe : Fe precipitation amount (mass%) obtained from the extraction residue.
[2] Component composition is mass%, C: 0.3 to 0.85%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01% or less, Cr: 0.2% or more and less than 2.0%, V: 0.02 to 0.5%, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, the structure is composed of a rolled pearlite structure, and is calculated by the following formula A high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more, characterized in that the ratio of the amount of dissolved C is 50% or more.
[Solution C content ratio (%)] = [Solution C content (mass%)] / [C content in steel (mass%)] x 100
[Solution C amount (mass%)] = [C content in steel (mass%)] − [C amount precipitated as cementite (mass%)]
[C amount precipitated as cementite (mass%)] = (12 / (M x 3) x C Fe x 1 / (F Fe ))
However, M = (56 × F Fe + 52 × F Cr + 54 × F Mn ), F Fe : Fe ratio (atomic ratio) in metal element constituting M3C (cementite) obtained by EDX, F Cr : The ratio (atomic ratio) of Cr in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, F Mn : The ratio (atomic ratio) of Mn in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, ( However, F Fe + F Cr + F Mn = 1). C Fe : Fe precipitation amount (mass%) obtained from the extraction residue.
[3] A high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more, characterized in that, in [1] or [2], further, mass% includes Mo: 0.005 to 0.2%.
[4] In mass%, C: 0.3 to 0.85%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01% Hereinafter, Cr: 2.0 to 4.0% is contained, the remainder has a component composition composed of Fe and inevitable impurities, the pearlite structure is the main phase, the average lamella spacing of the pearlite structure is 300 nm or less, and M7C3 as carbide A method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more, characterized by subjecting a steel slab having a type carbide to cold rolling at a rolling rate of 90% or more.
[5] In mass%, C: 0.3 to 0.85%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01% Hereinafter, Cr: 0.2% or more and less than 2.0%, V: 0.02 to 0.5%, the remainder has a composition composed of Fe and inevitable impurities, the pearlite structure is the main phase, and the average lamella spacing of the pearlite structure A method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more, characterized in that cold rolling is performed on a steel slab having an MC type carbide as a carbide at a rolling rate of 90% or more.
[6] A method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more, characterized in that, in [4] or [5], the composition further includes mass: Mo: 0.005-0.2%.
[7] In any one of the above [4] to [6], after the cold rolling, a hot dip galvanizing treatment or an alloying hot dip galvanizing treatment is further performed. A method for producing a strength steel plate.
[8] Component composition is mass%, C: 0.3 to 0.85%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01% or less, Cr: 2.0-4.0%, the balance consists of Fe and inevitable impurities, the structure is pearlite structure as the main phase, the average lamella spacing of the pearlite structure is 300nm or less, as carbide A material for cold rolling characterized by having M7C3 type carbide.
[9] Component composition is mass%, C: 0.3 to 0.85%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01% or less, Cr: 0.2% or more and less than 2.0%, V: 0.02 to 0.5%, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the structure has a pearlite structure as the main phase, and the average lamella of the pearlite structure A material for cold rolling, characterized in that it has an interval of 300 nm or less and MC type carbides as carbides.
[10] The material for cold rolling according to [8] or [9], further including, in mass%, Mo: 0.005 to 0.2%.
In addition, in this specification, all% which shows the component of steel is mass%. The high-strength steel sheet of the present invention is a cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more and a steel sheet on which a plating film mainly composed of zinc is formed (for example, a hot-dip galvanized steel sheet, alloyed) Hot dip galvanized steel sheet).
本発明によれば、曲げ加工性に優れた引張強さ1500MPa級以上の高強度鋼板が得られる。本発明により得られる高強度鋼板は、自動車部品素材として十分な基本的性能を維持しつつ、高強度であるため、自動車用鋼板として好適に使用される。 According to the present invention, a high-strength steel sheet having excellent bending workability and a tensile strength of 1500 MPa or higher can be obtained. The high-strength steel plate obtained by the present invention is suitably used as a steel plate for automobiles because it has high strength while maintaining sufficient basic performance as a material for automobile parts.
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の化学成分（成分組成）の限定範囲および限定理由について説明する。
C: 0.3〜0.85%
Cは、パーライト組織においてセメンタイトを形成し、また他の炭化物形成のためにも必須な元素である。また、含有量の増加に伴い強度が向上する。特に、本発明においては固溶Cを得るために必要な元素である。ただし、Ｃの含有量が0.3％未満では、高強度化を図ることが難しい。一方、0.85％を超えると、粗大な炭化物が形成され加工性に問題が生じる。従って、Ｃは0.3％以上0.85%以下とする。好ましくは、Ｃは0.4％以上0.85％以下とする。
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
First, the limited range and reason for the chemical component (component composition) of a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more according to the present invention will be described.
C: 0.3 ~ 0.85%
C forms cementite in the pearlite structure and is an essential element for the formation of other carbides. In addition, the strength is improved as the content increases. In particular, in the present invention, it is an element necessary for obtaining solid solution C. However, if the C content is less than 0.3%, it is difficult to increase the strength. On the other hand, if it exceeds 0.85%, coarse carbides are formed, resulting in problems in workability. Therefore, C is 0.3% or more and 0.85% or less. Preferably, C is 0.4% or more and 0.85% or less.
Si：0.01％〜0.5%
Siは、脱酸剤として添加する元素であり、強度上昇のためにも必要な元素である。そのため、0.01％以上含有する必要がある。また、Siはパーライト中のフェライトへの固溶強化により、強度を向上させる効果を有するため、積極的に添加する。しかし、Siの量が0.5％を超えると、酸化物等の形成により材料の割れを誘発する。従って、Ｓｉは、0.01%以上0.5%以下とする。
Si: 0.01% to 0.5%
Si is an element added as a deoxidizer, and is also an element necessary for increasing the strength. Therefore, it is necessary to contain 0.01% or more. Moreover, Si has an effect of improving strength by strengthening solid solution to ferrite in pearlite, so it is positively added. However, if the amount of Si exceeds 0.5%, material cracking is induced by the formation of oxides and the like. Therefore, Si is set to 0.01% or more and 0.5% or less.
Mn：0.1％〜1.5％
Mnは、材料の高強度化に寄与する元素である。しかし、0.1％未満では十分な効果が得られない。一方、1.5％を超えると、鋼のミクロ偏析によるマルテンサイト組織を生じ易く、組織が脆化する。従って、Mnは0.1％以上1.5％以下とする。
Mn: 0.1% to 1.5%
Mn is an element that contributes to increasing the strength of the material. However, if it is less than 0.1%, a sufficient effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.5%, a martensite structure due to microsegregation of steel is likely to occur, and the structure becomes brittle. Therefore, Mn is 0.1% or more and 1.5% or less.
Ｐ：0.035％以下
Ｐは0.035％を超えると、延性を劣化することから、Ｐは0.035％以下とする。
P: 0.035% or less P exceeds 0.035%, and ductility deteriorates. Therefore, P is set to 0.035% or less.
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、0.02％を超えるとＳ系の介在物量が著しく増加する。同時に粗大な介在物を生成するため、強加工時に割れを誘発する。従って、Ｓは0.02%以下とする。
S: 0.02% or less If S exceeds 0.02%, the amount of inclusions in the S system increases remarkably. At the same time, coarse inclusions are generated, which induces cracking during strong processing. Therefore, S is set to 0.02% or less.
Al:0.08%以下
Alは脱酸材として添加する元素である。ただし、0.08%を超えると介在物が粗大化し、割れが発生する。従って、Alは0.08%以下とする。
Al: 0.08% or less
Al is an element added as a deoxidizer. However, if it exceeds 0.08%, inclusions become coarse and cracks occur. Therefore, Al is made 0.08% or less.
N：0.01％以下
Nは、耐常温時効性を劣化させる元素である。また、N量が多くなると、固溶Nを固定するために多量のAl等の添加が必要となる。よって、これらの点からできるだけ低減することが好ましいが、0.01％程度までは許容できる。従って、Nは0.01％以下とする。
N: 0.01% or less
N is an element that degrades room temperature aging resistance. Further, when the amount of N increases, a large amount of Al or the like needs to be added to fix the solid solution N. Therefore, it is preferable to reduce as much as possible from these points, but it is acceptable up to about 0.01%. Therefore, N is set to 0.01% or less.
Cr：2.0〜4.0%（Ｖ添加なしの場合）
Crは、セメンタイト相およびM7C3等の他の炭化物を形成させ、冷間圧延後の鋼板の強度を向上させるために必要な元素である。また、Crの添加によりM7C3型炭化物を形成しセメンタイトの溶解を容易とし、その結果、固溶Ｃをより多く形成させて曲げ加工性を向上させる。ただし、2.0％未満ではそれら効果が小さく、4.0%を超えると焼入れ性が高くなり、強加工による試料の加工に問題がある。従って、Cr量は2.0%以上4.0%以下とする。
Cr: 2.0 to 4.0% (when V is not added)
Cr is an element necessary for forming a cementite phase and other carbides such as M7C3 and improving the strength of the steel sheet after cold rolling. Further, by adding Cr, M7C3 type carbide is formed to facilitate the dissolution of cementite, and as a result, more solid solution C is formed and bending workability is improved. However, if it is less than 2.0%, these effects are small, and if it exceeds 4.0%, the hardenability becomes high, and there is a problem in processing the sample by strong processing. Therefore, the Cr content is 2.0% or more and 4.0% or less.
Cr：0.2%以上2.0%未満、V：0.02〜0.5％
Ｖは、MC型炭化物を形成し冷間圧延後の鋼板の強度を高めるため、必要な元素である。しかし、0.02％未満ではその効果が十分に期待できず、強度の向上の寄与は低い。また、0.5％を超えて添加すると、炭化物が粗大化し、変形性に問題を生じる。従って、Ｖ量を0.02%以上0.5%以下とする。
なお、ＣｒとＶはセメンタイト以外の炭化物を形成し冷間圧延後の鋼板の強度を向上させるという同じ作用を有し、所望の強度を得るため、Ｖを上記範囲で添加する場合、Crは0.2％以上2.0％未満とする。Ｖが0.02〜0.5%含有する場合にCrが0.2％未満では、Cr系炭化物の形成量が充分でないために加工性に問題が生じる。一方、Crが2.0％以上では、V系析出物の形成が抑制され、強度が低下する。
Cr: 0.2% or more and less than 2.0%, V: 0.02 to 0.5%
V is an element necessary for forming MC type carbide and increasing the strength of the steel sheet after cold rolling. However, if it is less than 0.02%, the effect cannot be sufficiently expected, and the contribution of strength improvement is low. On the other hand, if added over 0.5%, the carbides become coarse and a problem occurs in the deformability. Therefore, the V amount is set to 0.02% or more and 0.5% or less.
Note that Cr and V have the same effect of forming carbides other than cementite and improving the strength of the steel sheet after cold rolling, and when V is added in the above range in order to obtain the desired strength, Cr is 0.2. % To less than 2.0%. When V is contained in an amount of 0.02 to 0.5%, if Cr is less than 0.2%, the amount of Cr-based carbides formed is not sufficient, causing a problem in workability. On the other hand, when Cr is 2.0% or more, the formation of V-based precipitates is suppressed and the strength is lowered.
上記の元素に加えて、本発明では、固溶強化による強度上昇を目的としてMo：0.005〜0.2 %を含有することができる。
Moは、M2C型炭化物を形成し、固溶強化により強度上昇に有効な元素である。ただし、0.005%未満ではその効果が小さく、0.2％を超えるとマルテンサイトが生成し、またコスト的にも不利であるため、0.005%以上0.2%以下とする。
In addition to the above elements, the present invention may contain Mo: 0.005 to 0.2% for the purpose of increasing the strength by solid solution strengthening.
Mo is an element that forms M2C type carbides and is effective in increasing strength by solid solution strengthening. However, if it is less than 0.005%, the effect is small, and if it exceeds 0.2%, martensite is generated, and it is disadvantageous in terms of cost, so 0.005% or more and 0.2% or less.
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物として、例えば、Oは酸化物系介在物の粗大化を防ぐために0.004％以下とすることが好ましい。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、目的により、Cu、Nb、W等の元素を問題ない範囲で適宜添加することも可能である。 The balance is Fe and inevitable impurities. As an unavoidable impurity, for example, O is preferably 0.004% or less in order to prevent coarsening of oxide inclusions. In the present invention, elements such as Cu, Nb, and W can be appropriately added as long as there is no problem as a trace element that does not impair the effects of the present invention.
次いで、組織について説明する。
本発明の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の組織は圧延加工パーライト組織とする。
本発明の圧延加工パーライト組織とは、上記成分組成を有し、パーライト組織を主相とし前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下である組織を有する冷間圧延前の素材を、圧延率９０％以上の冷間圧延を施すことにより得られる組織である。
Next, the organization will be described.
The structure of a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more according to the present invention is a rolled pearlite structure.
The rolled pearlite structure of the present invention has the above component composition, a material before cold rolling having a pearlite structure as a main phase and a structure in which the average lamella spacing of the pearlite structure is 300 nm or less, a rolling rate of 90% It is a structure obtained by performing the above cold rolling.
そして、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上である。この固溶Ｃ量は、本発明において、最も重要な要件である。 And the ratio of the amount of solute C calculated by the following formula is 50% or more. This amount of dissolved C is the most important requirement in the present invention.
本発明では、特定の冷間圧延用素材を冷間圧延強加工することによって固溶Cが多く析出され、すなわち固溶Cが多く形成され固溶Ｃ量が増加することを特徴とする。そして、Feの析出量（鋼板中の析出物を構成するFe量）およびセメンタイトを形成する金属元素(Cr、 Mn)の析出量から計算されるセメンタイトとして析出するC量と鋼中のC含有量（鋼中のＣ量の総量）の差分を固溶C量として計算し、鋼中の全C量に対する固溶C量の割合が５０％以上であれば、冷間圧延後の鋼板が高強度で優れた曲げ加工性を有することになる。50%未満ではセメンタイトの溶解が不十分であるため、材料の高強度化が実現しない。 The present invention is characterized in that a large amount of solid solution C is precipitated by subjecting a specific material for cold rolling to strong cold rolling, that is, a large amount of solid solution C is formed and the amount of solid solution C is increased. And the amount of C precipitated as cementite and the C content in steel calculated from the amount of precipitation of Fe (the amount of Fe constituting the precipitate in the steel sheet) and the amount of precipitation of the metal elements (Cr, Mn) forming cementite The difference in (total amount of C in steel) is calculated as the amount of solute C, and if the ratio of the amount of solute C to the total amount of C in steel is 50% or more, the steel sheet after cold rolling has high strength. It has excellent bending workability. If it is less than 50%, the cementite is not sufficiently dissolved, so that the strength of the material cannot be increased.
なお、上記固溶Ｃ量は、鋼板中にはセメンタイト以外の炭化物が存在するため、冷間圧延後の試料から抽出残渣を用いた析出分析のFeの析出量およびTEM-EDXで求めたセメンタイト（M3C）を構成する金属元素濃度を用いて下記の式で計算にて求めることとする。このとき、セメンタイトを構成するFe以外の金属元素としては、CrおよびMnとした。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、セメンタイトを構成する金属原子をFe、Cr、Mnの3原で規格化しており、FFe+FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）であり、鋼板中の析出物を構成するFe量（mass％）である。
Note that the amount of solute C is determined by TEM-EDX and the precipitation amount of Fe in precipitation analysis using extracted residue from the sample after cold rolling, because there are carbides other than cementite in the steel sheet. Using the metal element concentration that constitutes M3C), the following formula is used for calculation. At this time, Cr and Mn were used as metal elements other than Fe constituting cementite.
[Solution C content ratio (%)] = [Solution C content (mass%)] / [C content in steel (mass%)] x 100
[Solution C amount (mass%)] = [C content in steel (mass%)] − [C amount precipitated as cementite (mass%)]
[C amount precipitated as cementite (mass%)] = (12 / (M x 3) x C Fe x 1 / (F Fe ))
However, M = (56 × F Fe + 52 × F Cr + 54 × F Mn ), F Fe : Fe ratio (atomic ratio) in metal element constituting M3C (cementite) obtained by EDX, F Cr : The ratio (atomic ratio) of Cr in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, F Mn : The ratio (atomic ratio) of Mn in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, ( However, the metal atoms composing cementite are standardized by three elements of Fe, Cr, and Mn, and F Fe + F Cr + F Mn = 1). C Fe : Fe precipitation amount (mass%) obtained from the extraction residue, and Fe amount (mass%) constituting the precipitate in the steel sheet.
セメンタイト以外の炭化物の存在
冷間圧延前の素材の組織中に存在したセメンタイト以外のM7C3型炭化物、MC型炭化物、M2C型炭化物は冷間圧延後もそのまま変化せずに残り、冷間圧延後の鋼板組織中に存在することになる。セメンタイト以外の炭化物の存在は高強度化に有効である。特にM7C3は変形性の向上の効果があり、また、MC型およびM2C型の析出物は鋼板の高強度化に効果的である。特に、M7C3は、体積分率でセメンタイトの1/10以上出ていることが望ましい。
なお、これらのセメンタイト以外の炭化物の形態は、TEMで2,000倍で3〜5視野の観察を行い、EDXもしくは電子回折により確認できる。また、材料を0.1g程度電解し、抽出物をフィルターに捕集し、フィルター捕集物のXRD分析による構造解析でも確認可能である。
Presence of carbides other than cementite M7C3 type carbides, MC type carbides, M2C type carbides other than cementite that existed in the structure of the material before cold rolling remain unchanged after cold rolling, and after cold rolling It exists in the steel sheet structure. The presence of carbides other than cementite is effective for increasing the strength. In particular, M7C3 has an effect of improving the deformability, and MC type and M2C type precipitates are effective in increasing the strength of the steel sheet. In particular, it is desirable that M7C3 has a volume fraction of 1/10 or more of cementite.
The form of carbides other than cementite can be confirmed by EDX or electron diffraction by observing 3 to 5 fields of view at 2,000 times with TEM. In addition, the material can be electrolyzed to about 0.1 g, the extract can be collected on a filter, and the structure can be confirmed by XRD analysis of the filter collection.
冷間圧延加工後のFe析出量：冷間圧延加工前の1/2以下（好適条件）
冷間圧延による強加工によって炭化物を形成するセメンタイトの溶解(Cの固溶)は、材料の高強度化および変形性の上昇に重要である。Cの溶解量をモニターするために冷間圧延前後でのFe析出量の比較が有効である。すなわち、冷間圧延後のセメンタイトを形成するFe量（冷間圧延後のFe析出量）が冷間圧延前のセメンタイトを形成するFe量（冷間圧延前のFe析出量）の1/2以下の場合は、セメンタイトの溶解が十分生じ、鋼板が高強度化すると判断出来る。すなわち、冷間圧延後のセメンタイトを形成するFe量が冷間圧延前のセメンタイトを形成するFe量の1/2以下とすることで、概ね固溶Ｃ量の割合が５０％以上となる。そのため、冷間圧延前後でのFe析出量の比較は、固溶Ｃ量の割合を５０％以上とするための指標として好適に用いることができる。なお、この量は冷間圧延前後でのFeの析出量を抽出残渣を用いた定量分析を行うことで得られる。
Fe precipitation after cold rolling: 1/2 or less before cold rolling (preferred conditions)
The dissolution of cementite (solid solution of C) that forms carbides by strong working by cold rolling is important for increasing the strength of the material and increasing the deformability. In order to monitor the amount of C dissolved, it is effective to compare the amount of precipitated Fe before and after cold rolling. That is, Fe amount forming cementite after cold rolling (Fe precipitation amount after cold rolling) is less than 1/2 of Fe amount forming cementite before cold rolling (Fe precipitation amount before cold rolling) In this case, it can be judged that the cementite is sufficiently dissolved and the steel sheet is strengthened. That is, when the amount of Fe that forms cementite after cold rolling is less than or equal to 1/2 the amount of Fe that forms cementite before cold rolling, the ratio of the amount of solid solution C is approximately 50% or more. Therefore, the comparison of the amount of Fe precipitation before and after cold rolling can be suitably used as an index for setting the ratio of the solute C amount to 50% or more. This amount can be obtained by quantitatively analyzing the precipitation amount of Fe before and after cold rolling using an extraction residue.
次に、本発明の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる化学成分範囲に調整され、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことにより得られる。または、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる化学成分範囲に調整され、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことにより得られる。
このように、冷間圧延後に、圧延加工パーライト組織からなり、固溶Ｃ量の割合を５０％以上とするには、冷間圧延前の冷間圧延用素材として、成分組成がCr：2.0〜4.0%を含有する場合は、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有し、成分組成がCr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有する場合は、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有することが必要である。
Next, a method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more according to the present invention will be described.
The high-strength steel sheet of the present invention has C: 0.3 to 0.85%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01 % Or less, Cr: 2.0-4.0%, the balance is adjusted to a chemical component range consisting of Fe and inevitable impurities, the pearlite structure is the main phase, the average lamella spacing of the pearlite structure is 300nm or less, carbide As a steel slab having M7C3 type carbide, it is obtained by cold rolling at a rolling rate of 90% or more. Or, C: 0.3 to 0.85%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.1 to 1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01% or less, Cr: 0.2 % To less than 2.0%, V: 0.02 to 0.5%, the balance is adjusted to a chemical composition range consisting of Fe and inevitable impurities, the pearlite structure is the main phase, the average lamella spacing of the pearlite structure is 300nm or less Yes, it is obtained by subjecting a steel piece having MC type carbide as carbide to cold rolling at a rolling rate of 90% or more.
Thus, after cold rolling, it consists of a rolled pearlite structure, and in order to make the ratio of the solute C amount 50% or more, as a material for cold rolling before cold rolling, the component composition is Cr: 2.0 to When 4.0% is contained, the main phase is a pearlite structure, the average lamella spacing of the pearlite structure is 300 nm or less, the carbide has M7C3 type carbide, the component composition is Cr: 0.2% or more and less than 2.0%, V : When containing 0.02 to 0.5%, the pearlite structure is the main phase, the average lamella spacing of the pearlite structure is 300 nm or less, and it is necessary to have MC type carbide as the carbide.
まず、強加工を施される冷間圧延用素材について説明する。
主相：パーライト組織
パーライト組織を主相とするとは、パーライト組織の組織全体に対する体積率が７５％以上であることを意味する。パーライト組織が体積率で75％未満であると、圧延率：９０％以上の冷間圧延を施しても1500MPa以上の強度を得ることが困難になる。なお、パーライト相以外にはフェライト相、べイナイト相が不可避的に存在する場合もあるが、パーライト相以外の合計が体積率で25％以下であれば本発明の効果を得る上で問題はない。より好ましくは、パーライト相以外の相の体積率は10％未満すなわちパーライト相の体積率が90％超えであり、この場合、本発明におけるパーライト相以外の相の影響はほぼ認められなくなりパーライト単相と同等とみなすことができる。
First, a cold rolling material that is subjected to strong processing will be described.
Main phase: Perlite structure The pearlite structure as a main phase means that the volume ratio of the pearlite structure to the whole structure is 75% or more. When the pearlite structure is less than 75% by volume, it is difficult to obtain a strength of 1500 MPa or more even when cold rolling with a rolling rate of 90% or more is performed. In addition to the pearlite phase, a ferrite phase and a bainite phase may inevitably exist. However, if the total amount other than the pearlite phase is 25% or less by volume, there is no problem in obtaining the effects of the present invention. . More preferably, the volume fraction of the phase other than the pearlite phase is less than 10%, that is, the volume fraction of the pearlite phase is more than 90%. In this case, the influence of the phase other than the pearlite phase is almost not recognized, and the pearlite single phase Can be considered equivalent.
セメンタイト以外の炭化物の存在
セメンタイト以外の炭化物の存在は、強加工による割れの抑制および高強度化に有効である。特にM7C3は強加工による材料の割れの抑制に効果があり、体積分率でセメンタイトの1/10以上出ていることが望ましい。また、MC型およびM2C型の析出物は材料の高強度化に効果的であることがわかった。これらセメンタイト以外の炭化物を形成するには、Cr、VさらにはMoの添加が必要であり、また、熱処理で450℃から700℃の温度で10分以上保持することが望ましい。なお、これらのセメンタイト以外の炭化物の形態は、TEMで2,000倍で3〜5視野の観察を行い、EDXもしくは電子回折により確認できる。また、材料を0.1g程度電解し、抽出物をフィルターに捕集し、フィルター捕集物のXRD分析による構造解析でも確認可能である。
Presence of carbides other than cementite Presence of carbides other than cementite is effective in suppressing cracking and increasing strength due to strong processing. In particular, M7C3 is effective in suppressing cracking of the material due to strong processing, and it is desirable that the volume fraction is 1/10 or more of cementite. It was also found that MC and M2C type precipitates are effective in increasing the strength of the material. In order to form carbides other than cementite, it is necessary to add Cr, V, and Mo, and it is desirable to hold at a temperature of 450 ° C. to 700 ° C. for 10 minutes or more by heat treatment. The form of carbides other than cementite can be confirmed by EDX or electron diffraction by observing 3 to 5 fields of view at 2,000 times with TEM. In addition, the material can be electrolyzed to about 0.1 g, the extract can be collected on a filter, and the structure can be confirmed by XRD analysis of the filter collection.
パーライト組織の平均ラメラ間隔:300nm以下
パーライト組織の平均ラメラ間隔は強加工による材料の割れの防止および強加工後の材料の高強度化を実現するために必要な組織形態である。ラメラ間隔が300nmを超えると強加工中に組織の割れの発生や、90%以上の強加工でも材料の強度が1500MPaを超えない場合があるため、300nm以下とする。ラメラ間隔の調整は、上記成分の調整に加えて、オーステナイト相からの冷却速度、パーライト保持温度と時間を調整することで可能である。例えば、材料を1000℃に加熱し、1000℃から650℃へ冷却速度0.5℃/sで冷却し、650℃で40分保持後、空冷を行い、220nmのラメラ間隔を得る。また、熱処理のγ相中で圧延を行うことでγ粒を微細化し、その後の冷却過程でパーライトラメラ間隔の微細化を実現することも可能である。
このラメラ間隔の測定は、材料のTEMもしくはSEM観察から平均幅を決定する。
ここで、パーライトのラメラ間隔は、ラメラを構成する隣り合うフェライト層とセメンタイト層各々の厚さ方向の中心点間の平均距離を意味する。前記平均距離は、例えば、フェライト層1層とセメンタイト層1層を一組の層としてとらえ、組織観察において層の展伸方向に対して垂直方向の所定長さの線分により何組の層が切断されるかを測定して求めればよい。なお、線分の両端で線分により完全には切断されない層は、計測しない。
すなわち、ラメラ間隔＝線分長さ÷（線分により切断される組数×2）により算出される。
なお、上記組織は、圧延方向に平行な断面をナイタールもしくは電解研磨によりエッチングし、走査顕微鏡(SEM)を用いて、5,000倍以上で３視野以上撮影し、画像解析などの手法により測定することができる。また、TEMによる評価も可能で、5,000倍以上で撮影し、SEMと同様の手法で評価できる。また、簡便には、フェライトとセメンタイトが交互に並んでいるため、（線分により切断される組数）を（セメンタイト数）として求めてもよい。
Average lamella spacing of pearlite structure: 300 nm or less The average lamella spacing of pearlite structure is a necessary morphology to prevent material cracking due to strong processing and increase the strength of the material after strong processing. If the lamellar spacing exceeds 300 nm, cracks in the structure occur during strong processing, and the strength of the material may not exceed 1500 MPa even with strong processing of 90% or more. The lamella spacing can be adjusted by adjusting the cooling rate from the austenite phase, the pearlite holding temperature and the time in addition to the adjustment of the above components. For example, the material is heated to 1000 ° C., cooled from 1000 ° C. to 650 ° C. at a cooling rate of 0.5 ° C./s, held at 650 ° C. for 40 minutes, and then air-cooled to obtain a 220 nm lamellar spacing. It is also possible to refine the γ grains by rolling in the γ phase of the heat treatment, and to realize the pearlite lamella spacing in the subsequent cooling process.
The measurement of the lamella spacing determines the average width from TEM or SEM observation of the material.
Here, the lamella spacing of the pearlite means an average distance between the center points in the thickness direction of the adjacent ferrite layers and cementite layers constituting the lamellae. The average distance is, for example, one ferrite layer and one cementite layer as a set of layers, and the number of layers is determined by a line segment of a predetermined length in the direction perpendicular to the layer extending direction in the structure observation. What is necessary is just to measure by measuring whether it is cut | disconnected. Note that a layer that is not completely cut by the line segment at both ends of the line segment is not measured.
That is, lamella spacing = line segment length / (number of pairs cut by line segment × 2).
In addition, the above structure can be measured by a method such as image analysis by etching a cross section parallel to the rolling direction with nital or electrolytic polishing, photographing at least 3 fields with a scanning microscope (SEM) at 5,000 times or more. it can. It can also be evaluated by TEM. Images can be taken at 5,000 times or more and evaluated using the same method as SEM. Further, since ferrite and cementite are alternately arranged in a simple manner, (number of sets cut by line segment) may be obtained as (number of cementite).
以上よりなる冷間圧延用素材は、上記組織制御のための所定の処理を除き、通常の転炉による溶製および連続鋳造等の通常の工程で製造することが可能である。その後、熱間圧延等により適度な厚さの冷間圧延用の鋼材の作製を行う。このとき、冷間圧延前の材料はパーライトを主体とする組織であることが望ましく、また、冷間圧延処理中に炭化物の溶解が容易な形状にすることが望ましい。このため、1000℃程度でオーステナイト均一相に保持した後、450℃から700℃のパーライト形成温度での保持することが必要である。また、パーライト形態を調整するためにこの途中に熱間圧延をおこなってもよい。 The cold-rolling material composed as described above can be manufactured by a normal process such as melting by a normal converter and continuous casting, except for the predetermined processing for the structure control. Thereafter, a steel material for cold rolling having an appropriate thickness is produced by hot rolling or the like. At this time, it is desirable that the material before cold rolling has a structure mainly composed of pearlite, and it is desirable to have a shape in which carbides can be easily dissolved during the cold rolling process. For this reason, it is necessary to hold at a pearlite forming temperature of 450 ° C. to 700 ° C. after being held in a homogeneous austenite phase at about 1000 ° C. Moreover, you may perform hot rolling in the middle in order to adjust a pearlite form.
以上により得られた冷間圧延用素材に対して、冷間圧延を行うことで高強度で曲げ加工性に優れた鋼板を得る。このためには、冷間圧延率90%以上の圧延を行う必要がある。また、この冷間圧延後に高強度で変形性のよい材料を得るために、冷間圧延中の炭化物の溶解を進める必要がある。このため、冷間圧延後期には炭化物の溶解を促進するために圧延速度を低下させることが望ましい。具体的には、圧延速度を初期の1/3以下にすることが望まれる。 By performing cold rolling on the material for cold rolling obtained as described above, a steel plate having high strength and excellent bending workability is obtained. For this purpose, it is necessary to perform rolling at a cold rolling rate of 90% or more. Moreover, in order to obtain a material having high strength and good deformability after this cold rolling, it is necessary to proceed with dissolution of carbides during the cold rolling. For this reason, it is desirable to reduce the rolling speed in the latter stage of cold rolling in order to promote dissolution of carbides. Specifically, the rolling speed is desired to be 1/3 or less of the initial value.
以上により、引張強さが1500MPa以上で曲げ加工性に優れた高強度鋼板が得られる。さらに、本発明では、前記冷間圧延後、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すこともできる。 As described above, a high strength steel plate having a tensile strength of 1500 MPa or more and excellent bending workability can be obtained. Furthermore, in the present invention, after the cold rolling, a hot dip galvanizing treatment or an alloyed hot dip galvanizing treatment can be performed.
溶融亜鉛めっきを施す場合は、めっき浴の浴温420〜480℃で鋼板をめっき浴中に浸入させて行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。 When hot dip galvanizing is performed, the steel sheet is infiltrated into the plating bath at a bath temperature of 420 to 480 ° C., and the amount of adhesion is adjusted by gas wiping or the like.
さらに合金化処理を施す場合には430〜550℃以下で処理することが望ましい。550℃超えでは、冷間圧延による加工組織が再結晶を開始し、目標とする特性、組織が得られない場合がある。また、パウダリング性も劣化する。430℃未満では合金化が進行しない。 Furthermore, when performing an alloying process, it is desirable to process at 430-550 degrees C or less. If the temperature exceeds 550 ° C., the processed structure by cold rolling starts recrystallization, and the target characteristics and structure may not be obtained. Also, the powdering property is deteriorated. Alloying does not proceed at temperatures below 430 ° C.
また、めっき付着量は片面当たり20〜150g/m2が好ましい。20g/m2未満は耐食性が劣化する。150 g/m2越えはコストアップし、かつ耐食効果が飽和する。 Further, the plating adhesion amount is preferably 20 to 150 g / m 2 per side. If it is less than 20 g / m 2, the corrosion resistance deteriorates. Above 150 g / m2, the cost increases and the corrosion resistance is saturated.
合金化度は7〜15%が好ましい。7％未満では合金化ムラが生じ外観性が劣化し、いわゆるζ相が生成し摺動性が劣化する。15％越えは硬質で脆いΓ相が多量に形成しめっき密着性が劣化する。 The alloying degree is preferably 7 to 15%. If it is less than 7%, uneven alloying occurs and the appearance is deteriorated, so-called ζ phase is generated, and the slidability is deteriorated. If it exceeds 15%, a large amount of hard and brittle Γ phase is formed and the plating adhesion deteriorates.
表1に示す成分組成を有する鋼を用い、表2のA〜Cで示される工程（熱処理）で、直接、鋼板コイル（表3に示すサンプル1〜10の冷間圧延用試料）を作製した。具体的には、鋼スラブを1100℃もしくは1000℃の均一化温度に加熱し、オーステナイト域（800〜900℃）で厚さ30mmまでの熱延（加工処理）を行った。その後、700℃以上でコイルに巻取り、焼鈍炉による熱処理でパーライト化処理を行った。表2に、巻取り後パーライト化処理温度までの平均冷却速度、パーライト化処理温度、および該処理温度での保持時間を示す。
また、表1に示す成分組成を有する鋼を用い、熱延によりシートバー（鋼板）とした後、表2のD〜Hに示す熱処理を施し、表3に示すサンプル11から22の冷間圧延用試料を作成した。具体的には、鋼スラブを1200℃に加熱し、オーステナイト領域で熱延を行い、30mmの厚さのシートバーを作製し、室温まで冷却した。シートバーを室温に冷却後、焼鈍炉を用いて表2のD〜Hに示す熱履歴に従ってバッチ処理により均一化温度まで昇温後パーライト化処理を行った。表2に800℃からのパーライト化処理温度までの平均冷却速度、パーライト化処理温度、および該処理温度での保持時間を示す。
パーライト化処理後は室温まで空冷して冷間圧延試料Ｎｏ1〜22を得た。なお、Ｃ、Ｇの工程では、備考に示す条件でパーライト化処理温度域を除冷し、また、Ｆの条件では均一化温度からの冷却の際、備考に示す条件で加工した。
Steel plates (samples for cold rolling of samples 1 to 10 shown in Table 3) were directly produced in the steps (heat treatments) indicated by A to C in Table 2 using steel having the composition shown in Table 1. . Specifically, the steel slab was heated to a uniform temperature of 1100 ° C. or 1000 ° C., and hot-rolled (processed) to a thickness of 30 mm in the austenite region (800 to 900 ° C.). Then, it wound up on the coil at 700 degreeC or more, and performed the pearlite process by the heat processing by an annealing furnace. Table 2 shows the average cooling rate to the pearlite treatment temperature after winding, the pearlite treatment temperature, and the holding time at the treatment temperature.
In addition, using steel having the component composition shown in Table 1 and making it a sheet bar (steel plate) by hot rolling, heat treatment shown in D to H of Table 2 was performed, and cold rolling of samples 11 to 22 shown in Table 3 A sample was prepared. Specifically, the steel slab was heated to 1200 ° C. and hot-rolled in the austenite region to produce a 30 mm-thick sheet bar and cooled to room temperature. After the sheet bar was cooled to room temperature, it was heated to a uniform temperature by batch treatment according to the thermal history shown in Tables 2 to 5 using an annealing furnace, and then pearlite treatment was performed. Table 2 shows the average cooling rate from 800 ° C. to the pearlite treatment temperature, the pearlite treatment temperature, and the holding time at the treatment temperature.
After the pearlite treatment, air-cooling to room temperature was performed to obtain cold rolled samples No1 to No22. In the steps C and G, the pearlite treatment temperature range was removed under the conditions shown in the remarks, and in the conditions F, the processing was performed under the conditions shown in the remarks when cooling from the homogenization temperature.
以上により得られた冷間圧延用試料に対して、冷間圧延を行う前の素材組織観察として、パーライト体積率、パーライト組織の平均ラメラ間隔、セメンタイト以外の炭化物の有無の測定を行った。なお、組織の体積率は、各々の面積率を測定しこれを体積率とした。 As a result of observation of the material structure before cold rolling, the pearlite volume fraction, the average lamella spacing of the pearlite structure, and the presence or absence of carbides other than cementite were measured for the cold rolling sample obtained as described above. In addition, the volume ratio of a structure | tissue measured each area ratio and made this the volume ratio.
引き続き、上記冷間圧延用試料No.１〜２２に対して、30mmから3mmに冷間圧延（冷間圧延率９０％）を行い、冷間圧延後の鋼板の組織観察、固溶Ｃ量の測定、引張特性および曲げ加工性の調査を行った。
また、冷間圧延の前後でのFeの析出量を、通常の抽出残渣法を用いた析出物の定量分析により求めた。
各調査方法の詳細は下記の通りである。
Subsequently, the samples No. 1 to 22 for cold rolling are cold-rolled from 30 mm to 3 mm (cold rolling rate 90%), the structure of the steel sheet after cold rolling is observed, and the amount of dissolved C Measurement, tensile properties and bending workability were investigated.
Further, the amount of Fe precipitated before and after cold rolling was determined by quantitative analysis of precipitates using a normal extraction residue method.
Details of each survey method are as follows.
また、一部については、冷間圧延後、溶融亜鉛めっき処理を行い、めっき処理鋼板とした。めっき処理は、浴温463℃のめっき浴にて行った。 Moreover, about one part, after the cold rolling, the hot dip galvanization process was performed and it was set as the plating process steel plate. The plating process was performed in a plating bath having a bath temperature of 463 ° C.
冷間圧延前の組織観察
パーライト体積率は、各冷間圧延前の鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を電解研磨し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用い、2,000倍で３視野以上撮像し、画像解析などの手法により測定した。
また、パーライトのラメラ間隔は、TEMを用い、2万倍で5視野以上観察し、平均ラメラ間隔を決定した。
また、セメンタイト以外の炭化物の存在についてもTEMによる組織観察とEDX分析および電子回折によりその有無を判定した。
なお、パーライトの平均ラメラ間隔S0は次式で求めることができる。
S0=L/2 (1)
L：任意長さl中のセメンタイト数nで割った平均切片間隔
なお、任意長さlは、ｎ≧20となる長さとした。
Microstructure observation pearlite volume ratio before cold rolling is obtained by taking a specimen from each steel sheet before cold rolling, electropolishing a plate thickness section (L section) parallel to the rolling direction, and scanning electron microscope (SEM) 3 images were taken at 2,000 times and measured by a technique such as image analysis.
In addition, the pearlite lamella spacing was determined by using TEM and observing 5 or more fields at 20,000 times to determine the average lamella spacing.
The presence of carbides other than cementite was also determined by TEM observation, EDX analysis and electron diffraction.
The average lamella spacing S0 of pearlite can be obtained from the following equation.
S0 = L / 2 (1)
L: Average intercept interval divided by the number of cementite n in the arbitrary length l The arbitrary length l was a length satisfying n ≧ 20.
冷間圧延加工性
冷間圧延加工性の評価は、圧延中に試料の側面に5mm以上の割れが発生したものを圧延不良材とした。
炭化物の形態については冷間圧延後の試料からTEM用試料を作製し、組織観察によりセメンタイト以外の炭化物の有無を調べるとともに、EDX分析を用いてセメンタイトを構成する金属元素の分析を行った。セメンタイト中の金属構成元素の濃度はTEM-EDX分析の10個の平均値を用いた。なお、本発明例では、全てにおいて、冷間圧延後にもセメンタイト以外にM7C3型炭化物、MC型炭化物、M2C型炭化物のいずれか一つ以上が確認できた。
Cold rolling workability Evaluation of cold rolling workability was performed by using a material with a crack of 5 mm or more on the side surface of the sample during rolling as a defective rolling material.
Regarding the form of carbide, a sample for TEM was prepared from the sample after cold rolling, and the presence or absence of carbide other than cementite was examined by microstructure observation, and the metal elements constituting cementite were analyzed using EDX analysis. The concentration of metal constituent elements in cementite was the average of 10 TEM-EDX analyses. In all of the examples of the present invention, one or more of M7C3-type carbide, MC-type carbide, and M2C-type carbide could be confirmed in addition to cementite even after cold rolling.
固溶Ｃ量
固溶C量については以下の通り計算した。各材料について上述のように10個のセメンタイトのEDX定量分析の結果から、各材料のセメンタイトを構成する金属元素である、Fe,MnおよびCrの割合（原子比）の平均値、FFe、FCrおよびFMnを求めた(ただし、FFe +FCr + FMn＝1)。また、10%アセチル-アセトン電解抽出よって得られた残渣（抽出残渣）のICP発光分析から得られたFeの値（鋼中の析出物を形成するFe元素の割合（mass％））をセメンタイトとして析出している鋼中のFe量（mass％）(CFe)として用いる。上記のようにして得られるFFe、FCr、FMnおよび CFeと表1の鋼中のC量から以下の式で求めた。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe +FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。
The amount of solute C was calculated as follows. From the results of quantitative analysis of 10 cementites as described above for each material, the average value of the ratio (atomic ratio) of Fe, Mn, and Cr, which are metal elements constituting the cementite of each material, F Fe , F Cr and F Mn were determined (provided that F Fe + F Cr + F Mn = 1). Also, the value of Fe obtained from ICP emission analysis of the residue (extraction residue) obtained by 10% acetyl-acetone electrolytic extraction (ratio of Fe element forming precipitates in steel (mass%)) as cementite Used as the amount of Fe (mass%) (C Fe ) in the precipitated steel. The following formula was obtained from F Fe , F Cr , F Mn and C Fe obtained as described above and the amount of C in the steel of Table 1.
[Solution C content ratio (%)] = [Solution C content (mass%)] / [C content in steel (mass%)] x 100
[Solution C amount (mass%)] = [C content in steel (mass%)] − [C amount precipitated as cementite (mass%)]
[C amount precipitated as cementite (mass%)] = (12 / (M x 3) x C Fe x 1 / (F Fe ))
However, M = (56 × F Fe + 52 × F Cr + 54 × F Mn ), F Fe : Fe ratio (atomic ratio) in metal element constituting M3C (cementite) obtained by EDX, F Cr : The ratio (atomic ratio) of Cr in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, F Mn : The ratio (atomic ratio) of Mn in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, ( However, F Fe + F Cr + F Mn = 1). C Fe : Fe precipitation amount (mass%) obtained from the extraction residue.
引張特性
得られた冷間圧延後の試料から圧延方向に対して0°方向（L方向）にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、引張強さ(TS(MPa))を求め1500MPa以上で合格とした。
Tensile properties JIS No. 5 tensile test specimen was taken in the 0 ° direction (L direction) with respect to the rolling direction from the sample after cold rolling, and at a crosshead speed of 10 mm / min in accordance with the provisions of JIS Z 2241. A tensile test was conducted to determine the tensile strength (TS (MPa)), which was passed at 1500 MPa or higher.
曲げ加工性
3号試験片を採取しJIS Z2248のVブロック法に準じて行い、割れが発生しないものを合格とした。
Bending workability
A No. 3 test piece was sampled and tested according to JIS Z2248 V-block method.
以上により得られた結果を条件と併せて表3に示す。なお、表3中、サンプルＮｏ２およびＮｏ１３は冷間圧延後溶融亜鉛めっきを施した。 The results obtained as described above are shown in Table 3 together with the conditions. In Table 3, samples No. 2 and No. 13 were hot dip galvanized after cold rolling.
本発明例では、曲げ加工性に優れ、引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板が得られている。一方、比較例では、曲げ加工性が劣るか、引張強さが不十分である。 In the example of the present invention, a high-strength steel sheet having excellent bending workability and a tensile strength of 1500 MPa or more is obtained. On the other hand, in a comparative example, bending workability is inferior or tensile strength is insufficient.
本発明の鋼板は、自動車の外板を中心に、高強度化を必要とする各種自動車などの部品に対して好適に使用できる。 The steel plate of the present invention can be suitably used for parts such as various automobiles that require high strength, centering on the outer plate of the automobile.
Claims (10)
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe +FCr + FMn＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。 Ingredient composition is mass%, C: 0.3-0.85%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.1-1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01 %, Cr: 2.0 to 4.0%, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, the structure is composed of a rolled pearlite structure, and the ratio of the solid solution C amount calculated by the following formula is 50% or more A high-strength steel sheet with a tensile strength of 1500 MPa or more.
[Solution C content ratio (%)] = [Solution C content (mass%)] / [C content in steel (mass%)] x 100
[Solution C amount (mass%)] = [C content in steel (mass%)] − [C amount precipitated as cementite (mass%)]
[C amount precipitated as cementite (mass%)] = (12 / (M x 3) x C Fe x 1 / (F Fe ))
However, M = (56 × F Fe + 52 × F Cr + 54 × F Mn ), F Fe : Fe ratio (atomic ratio) in metal element constituting M3C (cementite) obtained by EDX, F Cr : The ratio (atomic ratio) of Cr in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, F Mn : The ratio (atomic ratio) of Mn in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, ( However, F Fe + F Cr + F Mn = 1). C Fe : Fe precipitation amount (mass%) obtained from the extraction residue.
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe +FCr + FMn＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。 Ingredient composition is mass%, C: 0.3-0.85%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.1-1.5%, P: 0.035% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.01 % Or less, Cr: 0.2% or more and less than 2.0%, V: 0.02 to 0.5%, the balance consists of Fe and inevitable impurities, the structure consists of a rolled pearlite structure, and is a solid solution calculated by the following formula A high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more, characterized in that the proportion of C is 50% or more.
[Solution C content ratio (%)] = [Solution C content (mass%)] / [C content in steel (mass%)] x 100
[Solution C amount (mass%)] = [C content in steel (mass%)] − [C amount precipitated as cementite (mass%)]
[C amount precipitated as cementite (mass%)] = (12 / (M x 3) x C Fe x 1 / (F Fe ))
However, M = (56 × F Fe + 52 × F Cr + 54 × F Mn ), F Fe : Fe ratio (atomic ratio) in metal element constituting M3C (cementite) obtained by EDX, F Cr : The ratio (atomic ratio) of Cr in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, F Mn : The ratio (atomic ratio) of Mn in the metal elements constituting M3C (cementite) determined by EDX, ( However, F Fe + F Cr + F Mn = 1). C Fe : Fe precipitation amount (mass%) obtained from the extraction residue.
Furthermore, it is mass% and contains Mo: 0.005-0.2%, The raw material for cold rolling of Claim 8 or 9 characterized by the above-mentioned.
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