JP6044207B2 - Manufacturing method of thin steel sheet with excellent rigidity - Google Patents
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Description
本発明は、主として自動車の車体用として好適な薄鋼板の製造方法に係り、とくに足回り部品、例えば、ロアアーム等の比較的板厚の厚い部材用として好適な、薄鋼板の剛性向上に関する。 The present invention relates to a method of manufacturing a thin steel sheet that is suitable mainly for a car body of an automobile, and more particularly to an improvement in rigidity of a thin steel sheet that is suitable for a suspension part, for example, a relatively thick member such as a lower arm.
近年、地球環境の保全という問題に対する関心の高まりを受けて、自動車でも排ガス規制が行われるなど、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題となっている。そのため、鋼板の高強度化により板厚を減少させることによって、車体の軽量化が図られている。しかし、部品によっては剛性の確保という観点から、板厚減少が難しいものもある。例えば、自動車の足回り部品であるロアアーム等では、一般的に、板厚2.6〜2.9mmと薄鋼板としては厚手の材料が用いられている。このような部品において、剛性を維持しつつ軽量化するためには、使用する鋼板のヤング率を高めることが有効となる。 In recent years, in response to increasing interest in the problem of global environmental conservation, exhaust emission regulations have been implemented in automobiles, and the weight reduction of automobile bodies in automobiles has become an extremely important issue. Therefore, the weight of the vehicle body is reduced by reducing the plate thickness by increasing the strength of the steel plate. However, depending on the part, it is difficult to reduce the plate thickness from the viewpoint of securing rigidity. For example, in a lower arm which is an undercarriage part of an automobile, a thick material is generally used as a thin steel plate with a plate thickness of 2.6 to 2.9 mm. In such parts, in order to reduce the weight while maintaining the rigidity, it is effective to increase the Young's modulus of the steel sheet to be used.
ヤング率は、集合組織に強く支配され、体心立方格子である鋼の場合では、原子の最稠密方向である＜111＞方向が最も高く、原子密度の小さい＜100＞方向が最も小さいことが知られている。通常の異方性の小さい結晶方位を有する鉄のヤング率は、およそ210GPa程度であることは広く知られているが、結晶方位に異方性を持たせ、特定方向の原子密度を高めることができれば、その方向のヤング率を高めることが可能となる。 The Young's modulus is strongly governed by the texture, and in the case of a steel having a body-centered cubic lattice, the <111> direction, which is the closest dense direction of atoms, is the highest, and the <100> direction where the atomic density is small is the smallest. Are known. It is widely known that the Young's modulus of iron having a crystal orientation with a small anisotropy is about 210 GPa, but it is possible to increase the atomic density in a specific direction by making the crystal orientation anisotropic. If possible, the Young's modulus in that direction can be increased.
従来より、鋼板のヤング率に関しては、集合組織を制御することで特定方向のヤング率を高めることが種々検討されてきている。
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：0.02〜0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5〜4.0％、Al：1.5％以下、Ｎ：0.01％以下、Nb：0.02〜0.40％を含み、かつ炭窒化物として固定されないＣ量を特定範囲内に限定し、さらにＮをNb含有量との関係で特定範囲に限定した組成の鋼素材を、950℃以下での総圧下量を30％以上とし、さらに仕上圧延をＡr3〜900℃で終了し、650℃以上で巻取り、酸洗後、50％以上の圧下率で冷間圧延を行い、500℃からの昇温速度を１〜40℃/ｓとして、780〜900℃の温度に昇温し均熱したのち、500℃までの冷却速度を５℃/ｓ以上の速度で冷却する焼鈍を施す高剛性高強度薄鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、950℃以下での総圧下量を30％以上とする熱間圧延を施し、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進させて、熱延板段階で｛113｝＜110＞方位のフェライトを発達させ、その後の冷延、再結晶焼鈍により、｛112｝＜110＞を主方位とする組織を形成して、圧延方向に対し直角な方向のヤング率を高めることができるとしている。
Conventionally, regarding the Young's modulus of a steel sheet, various studies have been made to increase the Young's modulus in a specific direction by controlling the texture.
For example, in Patent Document 1, in mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.5 to 4.0%, Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less, Nb: 0.02 to 0.40% In addition, the amount of C that is not fixed as carbonitride is limited to a specific range, and a steel material having a composition in which N is limited to a specific range in relation to the Nb content, 30% or more, and finish rolling is finished at Ar3 to 900 ° C, wound up at 650 ° C or more, pickled, cold-rolled at a reduction rate of 50% or more, and the temperature rising rate from 500 ° C is 1 Manufacture of high-strength, high-strength steel sheets that are heated to 780-900 ° C and soaked at -40 ° C / s, and then annealed at a cooling rate of 500 ° C / s or higher after cooling to 500 ° C. A method is described. In the technique described in Patent Document 1, hot rolling is performed so that the total reduction amount at 950 ° C. or less is 30% or more, and ferrite transformation from non-recrystallized austenite is promoted, and {113 } Develop ferrite with <110> orientation, and then form a structure with {112} <110> as the main orientation by cold rolling and recrystallization annealing to increase the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction You can do that.
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：1.5％以下、Mn：1.5〜3.5％、Al：1.5％以下、Ｎ：0.01％以下、Nb：0.05〜0.40％を含み、かつ炭窒化物として固定されないＣ量を特定範囲内に限定し、さらにＮをNb含有量との関係で特定範囲に限定した組成の鋼素材を、900℃以下での総圧下量を30％以上とし、さらに仕上圧延をＡr3〜850℃で終了し、650℃以上で巻取り、酸洗後、50％以上の圧下率で冷間圧延を行い、500℃からの昇温速度を１〜30℃/ｓとして、780〜900℃の温度に昇温し均熱したのち、500℃までの冷却速度を５℃/ｓ以上の速度で冷却する焼鈍を施す高剛性高強度薄鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術では、900℃以下での総圧下量を30％以上とする熱間圧延を施し、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進させて、熱延板段階で｛113｝＜110＞方位のフェライトを発達させ、その後の冷延、再結晶焼鈍により、｛112｝＜110＞を主方位とする組織を形成して、圧延方向に対し直角な方向のヤング率を高めることができるとしている。 Further, in Patent Document 2, in mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.5 to 3.5%, Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less, Nb: 0.05 to 0.40% In addition, the amount of C that is not fixed as carbonitride is limited to a specific range, and a steel material having a composition in which N is limited to a specific range in relation to the Nb content, Finishing rolling at Ar3 to 850 ° C, winding at 650 ° C or higher, pickling, cold rolling at a reduction rate of 50% or higher, and increasing temperature from 500 ° C to 1% Manufacture of high-strength, high-strength steel sheets that are heated to 780-900 ° C and soaked at -30 ° C / s, and then annealed at a cooling rate of 500 ° C / s or higher after cooling to 500 ° C. A method is described. In the technique described in Patent Document 2, hot rolling is performed to reduce the total reduction amount at 900 ° C. or less to 30% or more, and ferrite transformation from unrecrystallized austenite is promoted, and {113 } Develop ferrite with <110> orientation, and then form a structure with {112} <110> as the main orientation by cold rolling and recrystallization annealing to increase the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction You can do that.
また、特許文献３には、重量割合で、Ｃ：0.02〜0.15％、Mn：0.4〜2.0％、Si：0.80％以下、Al：0.001〜0.06％、Cr：0.60％以下、Cu：1.5％以下、Ni：3.0％以下、Ｖ：0.10％以下、Ti：0.10％以下、およびCa：0.0050％以下で、さらにNb：0.005〜0.10％、Mo：0.05〜0.80％、Ｂ：0.0003〜0.0030％のうちの２種以上を含有し、かつNb、Mo、Ｂ、Ti、Ｖを特定関係を満足するように含有する鋼片を、950℃〜Ａr3の間の累積圧下率を50％以上、Ａr3変態点未満の累積圧下率を５％以下とする高ヤング率鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術では、950℃〜Ａr3の間の累積圧下率を50％以上とすることで、{112}＜110＞方位を発達させることができ、ヤング率を高めた熱延鋼板が得られるとしている。 In Patent Document 3, by weight ratio, C: 0.02 to 0.15%, Mn: 0.4 to 2.0%, Si: 0.80% or less, Al: 0.001 to 0.06%, Cr: 0.60% or less, Cu: 1.5% or less Ni: 3.0% or less, V: 0.10% or less, Ti: 0.10% or less, and Ca: 0.0050% or less, and Nb: 0.005 to 0.10%, Mo: 0.05 to 0.80%, B: 0.0003 to 0.0030% A steel slab containing two or more of Nb, Mo, B, Ti and V so as to satisfy a specific relationship, a cumulative reduction ratio between 950 ° C. and Ar3 is 50% or more, and an Ar3 transformation point A method for producing a high Young's modulus steel sheet with a cumulative rolling reduction of less than 5% is described. In the technique described in Patent Document 3, the {112} <110> orientation can be developed by setting the cumulative reduction ratio between 950 ° C. and Ar3 to 50% or more, and the hot rolling with an increased Young's modulus is achieved. It is said that a steel plate is obtained.
さらに、特許文献４には、成形性および剛性の優れた冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献４に記載された技術では、wt％で、Ｃ：0.0003〜0.010％、Mn：1.2〜2.5％、Al：0.005〜0.10％、およびNb：0.005〜0.10％、Ti：0.005〜0.10％のうちの少なくとも１種を含有する鋼を、加熱炉に装入し1050℃以上に加熱したのち、粗圧延において980〜1100℃の温度範囲で１パス当り、20％以上の大圧下を少なくとも１回以上加え、仕上げ圧延をＡr3〜930℃で終了し、仕上げ圧延における（Ａr3＋150℃）以下での全圧下量を85％以上とし、室温〜800℃で巻取ったものを、30％以上の圧下率で冷間圧延し、再結晶焼鈍する。これにより、圧延方向に垂直な方向のヤング率が高い冷延鋼板が得られるとしている。 Furthermore, Patent Document 4 describes a method for producing a cold-rolled steel sheet having excellent formability and rigidity. In the technique described in Patent Document 4, in wt%, C: 0.0003 to 0.010%, Mn: 1.2 to 2.5%, Al: 0.005 to 0.10%, and Nb: 0.005 to 0.10%, Ti: 0.005 to 0.10% Steel containing at least one of them is charged into a heating furnace and heated to 1050 ° C or higher, and then subjected to a large reduction of 20% or more per pass at a temperature range of 980 to 1100 ° C in rough rolling. In addition, finish rolling is finished at Ar3 to 930 ° C, the total reduction amount at (Ar3 + 150 ° C) or less in finish rolling is 85% or more, and the rolling reduction rate of 30% or more is taken up at room temperature to 800 ° C. Cold-rolled and recrystallized annealed. Thereby, a cold-rolled steel sheet having a high Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction is obtained.
特許文献１、２に記載された技術では、950℃以下あるいは900℃以下での総圧下量を30％以上とする熱間圧延を必要としている。しかし、対象とする鋼種ではこの温度域での変形抵抗が高く、圧延機にかかる圧延荷重が高くなるため、この温度域で所望の圧下率を確保できにくくなるという問題がある。また、特許文献１、２に記載された技術では、対象とする鋼板も板厚：2.0mm以下の薄鋼板を想定しており、比較的厚い厚手の薄鋼板に関しては何ら言及されていない。 In the techniques described in Patent Documents 1 and 2, hot rolling is required in which the total reduction amount at 950 ° C. or lower or 900 ° C. or lower is 30% or higher. However, since the target steel type has high deformation resistance in this temperature range and the rolling load applied to the rolling mill is high, there is a problem that it is difficult to secure a desired reduction ratio in this temperature range. In addition, in the techniques described in Patent Documents 1 and 2, a target steel plate is assumed to be a thin steel plate having a thickness of 2.0 mm or less, and no reference is made to a relatively thick thick steel plate.
また、特許文献３に記載された技術では、950℃〜Ａr3の間の累積圧下率を50％以上、Ａr3変態点未満の累積圧下率を５％以下とする、低温仕上げ圧延を施すとしており、また特許文献４に記載された技術では、仕上げ圧延における（Ar3＋150℃）以下での全圧下量を85％以上としているが、このような熱間圧延によっては、鋼板を安定的に製造することが難しく、鋼板製造性に問題を残していた。 Moreover, in the technique described in Patent Document 3, low-temperature finish rolling is performed, in which the cumulative reduction ratio between 950 ° C. and Ar3 is 50% or more, and the cumulative reduction ratio below the Ar3 transformation point is 5% or less. Moreover, in the technique described in Patent Document 4, the total reduction amount at (Ar3 + 150 ° C.) or less in finish rolling is set to 85% or more. However, by such hot rolling, a steel plate can be stably manufactured. It was difficult and left a problem in steel plate manufacturability.
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さTSが540MPa以上で、かつ圧延方向に直角な方向のヤング率が230GPa以上を有する、剛性に優れた薄鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明が対象とする薄鋼板は板厚：2.2mm以上3.4mm以下程度までの比較的厚手の薄鋼板に限定する。 The present invention solves the problems of the prior art, and provides a method for producing a thin steel sheet with excellent rigidity having a tensile strength TS of 540 MPa or more and a Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction of 230 GPa or more. For the purpose. In addition, the thin steel plate which this invention makes object is limited to plate | board thickness: The comparatively thick thin steel plate to about 2.2 mm or more and 3.4 mm or less.
本発明者らは、上記した目的を達成するため、鋼板のヤング率向上に影響する各種要因について鋭意検討した。鋼板のヤング率は、集合組織に大きく依存し、体心立方格子である普通鋼の場合は、原子の最密方向である＜111＞方向で高く、逆に原子密度の小さい＜100＞方向で低い。このことから、冷間圧延で（112）［1-10］方位を発達させれば 、鋼板の圧延方向に直角な方向に＜111＞方向が揃うため、この方向のヤング率を高めることができる。体心立方格子である普通鋼においては、（112）［1-10］方位は圧延安定方位であるため、冷延圧下率を極端に高めることで、この方位を発達させることは可能である。 In order to achieve the above-described object, the present inventors diligently studied various factors that affect the improvement of the Young's modulus of the steel sheet. The Young's modulus of the steel sheet is highly dependent on the texture. In the case of plain steel with a body-centered cubic lattice, the <111> direction, which is the close-packed direction of atoms, is high, and conversely in the <100> direction where the atomic density is low Low. From this, if the (112) [1-10] orientation is developed by cold rolling, the <111> direction is aligned in the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, so the Young's modulus in this direction can be increased. . In ordinary steel, which is a body-centered cubic lattice, the (112) [1-10] orientation is a stable rolling orientation, and it is possible to develop this orientation by extremely increasing the cold rolling reduction ratio.
しかしながら、最終製品（冷延薄鋼板）が、板厚2.2mm以上の比較的厚手の薄鋼板である場合には、上記した圧延安定方位を発達させるためには70％以上の冷延圧下率とすることが望ましく、冷延圧下率：70％で冷間圧延すると仮定すると、原板である熱延板の必要板厚は7.4mm以上となる。このような厚手の熱延板から冷延板を製造するためには、多くの設備的な課題を伴う。例えば、熱延工程では、まずコイルとして巻き取るコイラーの能力が十分であること、また酸洗、冷延工程では、このような厚手の熱延板を通板可能とすることなどが、挙げられる。しかしながら、現状の製造設備では、このような厚手の熱延鋼板の製造は想定されていない場合がほとんどである。 However, when the final product (cold rolled sheet steel) is a relatively thick sheet steel having a thickness of 2.2 mm or more, a cold rolling reduction ratio of 70% or more is required to develop the above-mentioned stable rolling orientation. Assuming that cold rolling is performed at a cold rolling reduction ratio of 70%, the necessary thickness of the hot rolled sheet as the original sheet is 7.4 mm or more. In order to manufacture a cold-rolled sheet from such a thick hot-rolled sheet, many equipment problems are involved. For example, in the hot rolling process, the ability of the coiler to take up as a coil is sufficient, and in the pickling and cold rolling processes, it is possible to pass such a thick hot rolled plate. . However, in the current production equipment, the production of such a thick hot-rolled steel sheet is almost never assumed.
そこで、本発明者らは、更なる検討の結果、冷延−焼鈍を２回繰返すことにし、さらに化学成分、冷間圧延条件および焼鈍条件を適正に組み合わせることにより、高冷延圧下率を付与することなく、剛性に優れた比較的厚手の薄鋼板を製造できることを見出した。具体的には、冷間圧延機での冷延圧下率を、上記した設備的な問題が発生しにくい、65％以下、好ましくは50％以下としても、最終製品において(112)［1-10］方位の集積を高めることが可能であり、板厚2.2mm以上の比較的厚手の薄鋼板であっても、圧延方向に直角な方向のヤング率を高めることができ、高剛性化を図れることを知見した。 Therefore, as a result of further studies, the present inventors decided to repeat cold rolling-annealing twice, and further imparted a high cold rolling reduction ratio by properly combining chemical components, cold rolling conditions and annealing conditions. The present inventors have found that a relatively thick thin steel plate having excellent rigidity can be manufactured without doing so. Specifically, even if the cold rolling reduction ratio in the cold rolling mill is 65% or less, preferably 50% or less, in which the above-described equipment problems are unlikely to occur, (112) [1-10 It is possible to increase the accumulation of orientation, and even a relatively thick thin steel sheet with a thickness of 2.2 mm or more can increase the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction and increase the rigidity. I found out.
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを順次施して薄鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.005〜0.04％、Si：0.5％超1.5％以下、Mn：1.0〜3.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含有し、Ti：0.02〜0.20％およびNb：0.02〜0.20％のうちから１種または２種を含み、かつＣ、Ｎ、Ｓ、Ti、Nbが次（１）式
0.012 ≦ Ｃ* ≦ 0.03 ‥‥(１)
（ここで、Ｃ*＝[％Ｃ]−(12/93)×[％Nb]−(12/48)×([％Ti]−(48/14)×[％Ｎ]−(48/32)×[％Ｓ])、[％Ｍ]：Ｍ元素の含有量（質量％））
および次（２）式
([％Nb]/93)／( [％Ｃ]/12) ≦ 0.5 ‥‥(２)
（ここで、[％Ｍ]：Ｍ元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程を、前記鋼素材に仕上圧延終了温度：850〜950℃とする熱間圧延を施して熱延板としたのち、巻取温度：650℃以下で巻き取る工程とし、前記熱延板に酸洗後、前記冷間圧延工程の1回目として、65％以下の冷延圧下率：R1（％）で冷間圧延を施す第一冷延工程と、前記焼鈍工程の1回目として、（Ac3変態点−150℃）〜（Ac3変態点−50℃）の範囲の均熱温度：T1（℃）まで加熱し、該均熱温度で300ｓ以下の時間保持したのち、500℃までを平均冷却速度：50℃/ｓ以下の冷却速度で冷却する第一焼鈍工程とを、前記冷延圧下率：R1（％）と前記均熱温度：T1（℃）が次（３）式
0.06 ≦｜ln(1-R1/100)|×（Ac3変態点−T1）/（Ac3変態点−727） ≦ 0.30 ‥‥（３）
（ただし、R1：65％以下、ここで、Ac3変態点（℃）＝910−203×Ｃ0.5＋44.7×Si−30×Mn＋700×Ｐ＋400×Al−15.2×Ni−11×Cr−20×Cu＋31.5×Mo＋104×Ｖ＋400×Ti、（Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Al，Ni，Cr，Cu，Mo，Ｖ，Ti：各元素の含有量（質量％）））
を満足するように調整して施し、ついで、前記冷延工程の２回目として、65％以下の冷延圧下率：R2（％）で冷間圧延を施す第二冷延工程と、ついで前記焼鈍工程の２回目として、（Ac3変態点−150℃）〜（Ac3変態点）の範囲の均熱温度：T2（℃）まで加熱し、該均熱温度：T2（℃）で150ｓ以下の時間保持したのち、500℃までを平均冷却速度：５〜50℃/ｓの冷却速度で、500℃以下の冷却停止温度まで冷却する第二焼鈍工程とを、前記冷延圧下率：R2（％）と前記均熱温度：T2（℃）が次（４）式
0.04≦｜ln(1-R2/100)|×（Ac3変態点−T2）/（Ac3変態点−727）≦ 0.16 ‥‥（４）
（ただし、R2：65％以下、ここで、Ac3変態点（℃）＝910−203×Ｃ0.5＋44.7×Si−30×Mn＋700×Ｐ＋400×Al−15.2×Ni−11×Cr−20×Cu＋31.5×Mo＋104×Ｖ＋400×Ti、（Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Al，Ni，Cr，Cu，Mo，Ｖ，Ti：各元素の含有量（質量％）））
を満足するように調整して施し、引張強さ：540MPa以上、圧延方向に直角な方向のヤング率：230 GPa以上を有する板厚：2.2〜3.4mmの鋼板とすることを特徴とする剛性に優れた薄鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.1〜1.0％、Ni：0.1〜0.5％、Mo：0.1〜0.5％およびＢ：0.0005〜0.0030％のうちから選らばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.1〜0.5％、Ｖ：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
The present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) When a steel sheet is subjected to a hot rolling process, a cold rolling process, and an annealing process in order to form a thin steel sheet, the steel material is mass%, C: 0.005 to 0.04%, Si: More than 0.5% and 1.5% or less, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.02 to 0.20% and Nb: Contains one or two of 0.02 to 0.20%, and C, N, S, Ti and Nb are represented by the following formula (1)
0.012 ≦ C * ≦ 0.03 (1)
(Where C * = [% C] − (12/93) × [% Nb] − (12/48) × ([% Ti] − (48/14) × [% N] − (48/32 ) X [% S]), [% M]: M element content (mass%))
And the following equation (2)
([% Nb] / 93) / ([% C] / 12) ≦ 0.5 (2)
(Where [% M]: M element content (mass%))
The steel material having a composition comprising the balance Fe and unavoidable impurities, adjusted so as to satisfy
The hot rolling step is a step of subjecting the steel material to hot rolling at a finish rolling finish temperature of 850 to 950 ° C. to form a hot rolled sheet, and then winding the steel material at a winding temperature of 650 ° C. or less. As the first cold rolling step after pickling on the rolled sheet, the first cold rolling step of cold rolling at a rolling reduction ratio of 65% or less: R1 (%) and the first annealing step Soaking temperature in the range of (Ac3 transformation point -150 ° C) to (Ac3 transformation point -50 ° C): Heat to T1 (° C), hold at this soaking temperature for 300s or less, and then up to 500 ° C. The average cooling rate: the first annealing step for cooling at a cooling rate of 50 ° C./s or less, the cold rolling reduction ratio: R1 (%) and the soaking temperature: T1 (° C.) are the following formula (3)
0.06 ≦ | ln (1-R1 / 100) | × (Ac3 transformation point−T1) / (Ac3 transformation point−727) ≦ 0.30 (3)
(However, R1: 65% or less, where Ac3 transformation point (° C.) = 910−203 × C 0.5 + 44.7 × Si-30 × Mn + 700 × P + 400 × Al-15.2 × Ni-11 × Cr-20 × Cu + 31 .5xMo + 104xV + 400xTi, (C, Si, Mn, P, Al, Ni, Cr, Cu, Mo, V, Ti: content of each element (mass%)))
Next, the second cold rolling step, in which cold rolling is performed at a rolling reduction ratio of 65% or less: R2 (%) as the second cold rolling step, followed by the annealing As the second step of the process, heat up to (T3 (° C)) soaking temperature in the range of (Ac3 transformation point -150 ° C) to (Ac3 transformation point), and hold for 150 s or less at this soaking temperature: T2 (° C) Then, the second annealing step of cooling to 500 ° C. at an average cooling rate of 5 to 50 ° C./s to a cooling stop temperature of 500 ° C. or less, and the cold rolling reduction ratio: R2 (%) Soaking temperature: T2 (℃) is the following formula (4)
0.04 ≦ | ln (1-R2 / 100) | × (Ac3 transformation point−T2) / (Ac3 transformation point−727) ≦ 0.16 (4)
(However, R2: 65% or less, where Ac3 transformation point (° C.) = 910−203 × C 0.5 + 44.7 × Si-30 × Mn + 700 × P + 400 × Al-15.2 × Ni-11 × Cr-20 × Cu + 31 .5xMo + 104xV + 400xTi, (C, Si, Mn, P, Al, Ni, Cr, Cu, Mo, V, Ti: content of each element (mass%)))
The rigidity is characterized by a steel sheet having a tensile strength of 540 MPa or more, a Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction of 230 GPa or more, and a thickness of 2.2 to 3.4 mm. An excellent method for manufacturing thin steel sheets.
(2) In (1), in addition to the composition of the steel material, further, in mass%, Cr: 0.1-1.0%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5% and B: 0.0005-0.0030% The manufacturing method of the thin steel plate characterized by including the 1 type (s) or 2 or more types selected from these.
(3) In (1) or (2), in addition to the composition of the steel material, in addition to mass, one or two selected from Cu: 0.1 to 0.5% and V: 0.01 to 0.20% A method for producing a thin steel sheet comprising a seed.
本発明によれば、引張強さTSが540MPa以上で、圧延方向に直角な方向のヤング率が230GPa以上である剛性に優れた薄鋼板を、特別な設備的変更を伴うことなく現有設備で製造が可能であり、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、自動車の足回り部品、例えば、ロアアーム等の比較的板厚の厚い部品用として好適である板厚2.2mm以上の比較的厚手の薄鋼板までを現有設備で製造可能となるという効果もある。また、本発明になる薄鋼板は、厚物の自動車用部品用以外にも、板厚2.2mm以上の比較的厚手で、剛性が要求される部材用としても好適に用いることができるという効果もある。 According to the present invention, a thin steel sheet having excellent rigidity with a tensile strength TS of 540 MPa or more and a Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction of 230 GPa or more is manufactured with existing equipment without any special equipment change. It is possible and has a remarkable effect on the industry. Further, according to the present invention, it is possible to manufacture up to a relatively thick thin steel plate having a thickness of 2.2 mm or more, which is suitable for an automobile undercarriage part, for example, a relatively thick part such as a lower arm, with the existing equipment. There is also an effect of becoming. Further, the thin steel plate according to the present invention can be suitably used not only for thick automotive parts but also for a member that is relatively thick with a plate thickness of 2.2 mm or more and requires rigidity. is there.
本発明は、鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを順次施して薄鋼板とする薄鋼板の製造方法である。まず、使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は、単に％で記す。
Ｃ：0.005〜0.04％
Ｃは、Nb、Tiとともに、本発明において重要な元素である。鋼板の高ヤング率化に有利な方位の発達のためには、Ｃ含有量を低減するとともに、Nbおよび／またはTiにより炭化物（NbC、TiC）としてＣを固定して、固溶Ｃ量を低減することが有効である。しかし、Ｃが0.005％未満では、所望の引張強さTS：540MPa以上を確保することが困難となる。一方、0.04％を超える含有は、高ヤング率化に有利な方位の生成を抑制する。このため、Ｃは0.005〜0.04％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.03％以下である。
The present invention is a method for producing a thin steel sheet, which is obtained by sequentially performing a hot rolling process, a cold rolling process, and an annealing process on a steel material. First, the reasons for limiting the composition of the steel material used will be described. Hereinafter, the mass% in the composition is simply expressed as%.
C: 0.005-0.04%
C, together with Nb and Ti, is an important element in the present invention. In order to develop an orientation that is advantageous for increasing the Young's modulus of the steel sheet, the C content is reduced, and C is fixed as carbides (NbC, TiC) by Nb and / or Ti to reduce the amount of solute C. It is effective to do. However, if C is less than 0.005%, it is difficult to ensure a desired tensile strength TS: 540 MPa or more. On the other hand, a content exceeding 0.04% suppresses generation of an orientation advantageous for increasing the Young's modulus. For this reason, C was limited to 0.005 to 0.04% of range. In addition, Preferably, it is 0.03% or less.
Si：0.5％超1.5％以下
Siは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する元素である。引張強さTS：540MPa以上の強度を安定的に確保するために、Siは0.5％超の含有を必要とする。一方、1.5％を超える多量の含有は、鋼板の溶接性を低下させるとともに、熱延工程での加熱時に、スラブ表面にファイヤライトの生成を促進させ、いわゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長し、さらに、表面に生成するSi酸化物が冷延鋼板の化成処理性を低下させ、また溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。このようなことから、Siは0.5％超1.5％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.7〜1.2％である。
Si: more than 0.5% and 1.5% or less
Si is an element having an effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. In order to stably secure a tensile strength of TS: 540 MPa or more, Si needs to contain more than 0.5%. On the other hand, a large content exceeding 1.5% reduces the weldability of the steel sheet and promotes the formation of firelite on the slab surface during heating in the hot rolling process, thereby promoting the generation of a so-called red scale surface pattern. Furthermore, Si oxide produced on the surface reduces the chemical conversion property of the cold-rolled steel sheet, and when it is used as a hot-dip galvanized steel sheet, the Si oxide produced on the surface induces non-plating. For these reasons, Si was limited to a range of more than 0.5% and not more than 1.5%. In addition, Preferably it is 0.7 to 1.2%.
Mn：1.0〜3.0％
Mnは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する元素である。引張強さTS：540MPa以上の強度を安定的に確保するために、Mnは1.0％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える多量の含有は、原料コストの上昇を招くとともに、溶接性を低下させる。このため、Mnは1.0〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.5％以上、より好ましくは2.5％以下である。
Mn: 1.0-3.0%
Mn is an element having an effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. Tensile strength TS: In order to stably secure a strength of 540 MPa or more, Mn needs to contain 1.0% or more. On the other hand, a large content exceeding 3.0% causes an increase in raw material cost and lowers weldability. For this reason, Mn was limited to the range of 1.0 to 3.0%. In addition, Preferably it is 1.5% or more, More preferably, it is 2.5% or less.
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、粒界に偏析して、鋼板の延性および靱性を低下させ、溶接性をも低下させる。さらには、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用する場合に、溶融亜鉛めっき層の合金化速度を遅延させるという悪影響を及ぼす元素であり、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。しかし、0.05％以下であれば許容できるため、Ｐは0.05％以下に限定した。
P: 0.05% or less P segregates at the grain boundary, lowers the ductility and toughness of the steel sheet, and lowers the weldability. Furthermore, when used as an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, it is an element having an adverse effect of delaying the alloying rate of the hot-dip galvanized layer, and it is desirable to reduce it as much as possible in the present invention. However, since 0.05% or less is acceptable, P is limited to 0.05% or less.
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、熱間圧延での延性を著しく低下させて熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させるとともに、粗大なMnSを形成し、延性および穴拡げ性を低下させる。このような問題は、Ｓ量が0.01％を超えると顕著となる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
S: 0.01% or less S significantly reduces the ductility in hot rolling to induce hot cracking, significantly deteriorates the surface properties, forms coarse MnS, and decreases the ductility and hole expansibility. Such a problem becomes prominent when the S content exceeds 0.01%. For this reason, S was limited to 0.01% or less. In addition, Preferably it is 0.005% or less.
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する有用な元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超える過剰な含有は、鋼板の表面欠陥を誘発する原因ともなる。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。
Al: 0.1% or less
Al is a useful element that acts as a deoxidizer. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.005% or more. On the other hand, an excessive content exceeding 0.1% also causes a surface defect of the steel sheet. For this reason, Al was limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.05% or less.
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、0.01％を超えて多量に含有すると、過剰な窒化物が生成し、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。また延性や靱性の低下も招く。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
N: 0.01% or less When N is contained in a large amount exceeding 0.01%, excessive nitride is generated, and slab cracking may occur during hot rolling, which may cause surface flaws. In addition, ductility and toughness are reduced. For this reason, N was limited to 0.01% or less. In addition, Preferably it is 0.005% or less.
Ti：0.02〜0.20％およびNb：0.02〜0.20％のうちから１種または２種
Ti、Nbはいずれも、炭化物としてＣを固定し、固溶Ｃを低減する作用を有する本発明では重要な元素であり、１種または２種を選択して含有する。
Tiは、Ｃと結合し、熱延板中に炭化物（TiC）として析出し、鋼中に存在する固溶Ｃの一部を固定し、鋼板の高ヤング率化に寄与する。このような効果を得るためには、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超える多量の含有は、合金コストの増加も招くだけでなく、冷間圧延時の圧延負荷を高め、安定した鋼板製造を困難にする。このため、含有する場合には、Tiは0.02〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.15％以下である。
One or two of Ti: 0.02-0.20% and Nb: 0.02-0.20%
Each of Ti and Nb is an important element in the present invention having an action of fixing C as a carbide and reducing solid solution C, and one or two kinds are selected and contained.
Ti combines with C, precipitates as carbide (TiC) in the hot rolled sheet, fixes a part of the solid solution C present in the steel, and contributes to the increase in the Young's modulus of the steel sheet. In order to obtain such an effect, a content of 0.02% or more is required. On the other hand, a large content exceeding 0.20% not only increases the alloy cost, but also increases the rolling load during cold rolling, making it difficult to produce a stable steel sheet. For this reason, when it contained, Ti was limited to 0.02 to 0.20% of range. In addition, Preferably, it is 0.15% or less.
Nbは、Tiと同様に、Ｃと結合し、熱延板中に炭化物（NbＣ）として析出し、鋼中に存在する固溶Ｃの一部を固定し、鋼板の高ヤング率化に寄与する。なお、Nbの微細な炭窒化物は、強度の上昇に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超える多量の含有は、合金コストの増加も招くだけでなく、熱間圧延時や冷間圧延時の圧延負荷を高めるため、安定した鋼板製造を困難にする。このため、Nbは0.02〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.15％以下である。 Nb, like Ti, bonds with C and precipitates as carbide (NbC) in the hot-rolled sheet, fixing a part of the solid solution C existing in the steel, and contributing to a higher Young's modulus of the steel sheet. . Note that the fine carbon nitride of Nb contributes effectively to an increase in strength. In order to obtain such an effect, a content of 0.02% or more is required. On the other hand, a large content exceeding 0.20% not only increases the alloy cost, but also increases the rolling load during hot rolling and cold rolling, making it difficult to produce stable steel sheets. For this reason, Nb was limited to 0.02 to 0.20% of range. In addition, Preferably, it is 0.15% or less.
上記した成分が基本の成分であるが、本発明ではさらに、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ti、Nbを上記した範囲で、かつ次（１）式
0.012 ≦ Ｃ* ≦ 0.03 ‥‥(１)
（ここで、Ｃ*＝[％Ｃ]−(12/93)×[％Nb]−(12/48)×([％Ti]−(48/14)×[％Ｎ]−(48/32)×[％Ｓ])、[％Ｍ]：Ｍ元素の含有量（質量％））
および次（２）式
([％Nb]/93)／( [％Ｃ]/12) ≦ 0.5 ‥‥(２)
（ここで、[％Ｍ]：Ｍ元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有する。
The above-described components are basic components. In the present invention, C, N, S, Ti, and Nb are further included in the above-described range, and the following formula (1)
0.012 ≦ C * ≦ 0.03 (1)
(Where C * = [% C] − (12/93) × [% Nb] − (12/48) × ([% Ti] − (48/14) × [% N] − (48/32 ) X [% S]), [% M]: M element content (mass%))
And the following equation (2)
([% Nb] / 93) / ([% C] / 12) ≦ 0.5 (2)
(Where [% M]: M element content (mass%))
The content is adjusted so as to satisfy.
（１）式で規定するＣ*は、NbやTiにより炭化物として固定されないＣ量（固溶Ｃ量）を意味する。このＣ*が、0.03を超えて大きくなると、固溶Ｃが多量に存在することになり、鋼板のヤング率を高めるために優位な方位の集合組織形成を阻害する。一方、0.012未満では、固溶Ｃが少なすぎて、最終製品において第二相が全く存在しなくなり、引張強さTS:540MPa以上の確保が困難となる。このため、Ｃ*は0.012〜0.03の範囲に限定した。なお、好ましくは0.012〜0.025である。ただし、Ｃ*の算出に際しては、（［％Ti］−(48/14) ×[％Ｎ]−(48/32) ×[％Ｓ] ）が 零以下である場合には、（［％Ti］−(48/14) ×[％Ｎ]−(48/32) ×[％Ｓ] ）は零として計算するものとする。 C * defined by the formula (1) means an amount of C (solid solution C amount) that is not fixed as carbide by Nb or Ti. If this C * exceeds 0.03, a large amount of solute C will be present, which inhibits the formation of a texture with a dominant orientation in order to increase the Young's modulus of the steel sheet. On the other hand, if it is less than 0.012, the amount of solid solution C is so small that the second phase does not exist at all in the final product, and it becomes difficult to ensure the tensile strength TS: 540 MPa or more. For this reason, C * was limited to a range of 0.012 to 0.03. In addition, Preferably it is 0.012-0.025. However, when calculating C *, if ([% Ti] − (48/14) × [% N] − (48/32) × [% S]) is less than or equal to zero, ([% Ti] ] − (48/14) × [% N] − (48/32) × [% S]) is assumed to be zero.
（２）式左辺で規定する([％Nb]/93)／( [％Ｃ]/12)は、Ｃに対するNbの原子比である。Ｃに対するNbの原子比が0.5を超えると、合金コストの高騰を招くとともに、熱間圧延および冷間圧延での圧延負荷が増大する。このようなことからＣに対するNbの原子比は0.5以下に限定した。好ましくは0.3以下である。なお、Ｃに対するNbの原子比の下限は特に限定する必要はないが、Ｃに対するNbの原子比が0.05未満となるNb含有は、焼鈍時に固溶Ｃが多量に存在することになり、所望のヤング率が確保できなくなる。このため、Ｃに対するNbの原子比は0.05以上とすることが好ましい。より好ましくは0.1以上である。 (2) ([% Nb] / 93) / ([% C] / 12) defined on the left side of the equation is the atomic ratio of Nb to C. If the atomic ratio of Nb to C exceeds 0.5, the alloy cost increases, and the rolling load in hot rolling and cold rolling increases. For this reason, the atomic ratio of Nb to C was limited to 0.5 or less. Preferably it is 0.3 or less. The lower limit of the atomic ratio of Nb to C is not particularly limited. However, when Nb is contained such that the atomic ratio of Nb to C is less than 0.05, a large amount of solute C is present during annealing. Young's modulus cannot be secured. For this reason, the atomic ratio of Nb to C is preferably 0.05 or more. More preferably, it is 0.1 or more.
上記した成分範囲が基本の組成であるが、この基本組成に加えてさらに、必要に応じて選択元素として、Cr：0.1〜1.0％、Ni：0.1〜0.5％、Mo：0.1〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Cu：0.1〜0.5、Ｖ：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種、を選択して含有することができる。 The above component range is a basic composition. In addition to this basic composition, Cr: 0.1-1.0%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5%, B : One or more selected from 0.0005 to 0.0030% and / or Cu: 0.1 to 0.5, V: Select one or two selected from 0.01 to 0.20% Can be contained.
Cr：0.1〜1.0％、Ni：0.1〜0.5％、Mo：0.1〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Ni、Mo、Ｂはいずれも、熱延工程において、加工オーステナイトの再結晶を抑制することで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、鋼板のヤング率の向上に寄与する結晶方位を発達させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。
Crは、熱延工程において、加工オーステナイトの再結晶を抑制して、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、{113}<110>方位を発達させ、その後の冷延工程、焼鈍工程を経て鋼板のヤング率を向上させることができる。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。また、溶融亜鉛めっき鋼板として使用する場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発する。このようなことから、含有する場合には、Crは0.1〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.5％以下である。
One or more selected from Cr: 0.1-1.0%, Ni: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.5%, B: 0.0005-0.0030%
Cr, Ni, Mo, and B all suppress the recrystallization of processed austenite in the hot rolling process, thereby promoting the ferrite transformation from unrecrystallized austenite and contributing to the improvement of the Young's modulus of the steel sheet. It is an element which has the effect | action which develops, It can select as needed and can contain 1 type (s) or 2 or more types.
Cr suppresses recrystallization of processed austenite in the hot rolling process, promotes ferrite transformation from unrecrystallized austenite, develops the {113} <110> orientation, and performs subsequent cold rolling and annealing processes. After that, the Young's modulus of the steel sheet can be improved. In order to obtain such an effect, the content of 0.1% or more is required. On the other hand, even if contained in a large amount exceeding 1.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Further, when used as a hot dip galvanized steel sheet, the Cr oxide formed on the surface induces non-plating. For these reasons, when contained, Cr is preferably limited to a range of 0.1 to 1.0%. In addition, More preferably, it is 0.5% or less.
Niは、Crと同様に、熱延工程において、加工オーステナイトの再結晶を抑制することで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、{113}<110>方位を発達させ、その後の冷延工程、焼鈍工程を経て鋼板のヤング率を向上させることができる。また、Niは、固溶強化元素として、鋼の高強度化にも有効に寄与する。さらに、Niは、Cu添加による熱間延性の低下に伴う表面欠陥の発生を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、0.5％を超える多量のNi含有は、均熱後の冷却過程において高ヤング率化に必要なフェライトの生成を阻害し、また合金コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Niは0.1〜0.5％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以下である。 Ni, like Cr, suppresses the recrystallization of processed austenite in the hot rolling process, thereby promoting ferrite transformation from unrecrystallized austenite and developing the {113} <110> orientation. The Young's modulus of the steel sheet can be improved through a rolling process and an annealing process. Ni also contributes effectively to increasing the strength of steel as a solid solution strengthening element. Furthermore, Ni has the effect | action which suppresses generation | occurrence | production of the surface defect accompanying the fall of hot ductility by Cu addition. In order to obtain such an effect, the content of 0.1% or more is required. On the other hand, a large amount of Ni exceeding 0.5% inhibits the formation of ferrite necessary for increasing the Young's modulus in the cooling process after soaking, and causes an increase in alloy costs. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Ni to 0.1 to 0.5% of range. In addition, More preferably, it is 0.3% or less.
Moは、Cr、Niと同様に、熱延工程において、加工オーステナイトの再結晶を抑制することができ、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで、{113}<110>方位を発達させ、その後の冷延工程、焼鈍工程を経て鋼板のヤング率を向上させることができる。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、0.5％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Moは0.1〜0.5％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以下である。 Mo, like Cr and Ni, can suppress the recrystallization of processed austenite in the hot rolling process and promote the ferrite transformation from unrecrystallized austenite, thereby developing the {113} <110> orientation The Young's modulus of the steel sheet can be improved through a subsequent cold rolling process and annealing process. In order to obtain such an effect, the content of 0.1% or more is required. On the other hand, even if contained in a large amount exceeding 0.5%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Mo to 0.1 to 0.5% of range. In addition, More preferably, it is 0.3% or less.
Ｂは、Mo、Cr、Niと同様に、熱延工程において、加工オーステナイトの再結晶を抑制することができ、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで、{113}<110>方位を発達させ、その後の冷延工程、焼鈍工程を経て鋼板のヤング率を向上させることができる。このような効果を得るためには、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.0030％を超えて含有しても、上記した効果が飽和するうえ、均熱後の冷却時のフェライト生成を著しく阻害し、ヤング率を低下させる。このため、含有する場合には、Ｂは0.0005〜0.0030％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0020％以下である。 B, like Mo, Cr and Ni, can suppress recrystallization of processed austenite in the hot rolling process, and promote ferrite transformation from unrecrystallized austenite, thereby allowing the {113} <110> orientation. The Young's modulus of the steel sheet can be improved through subsequent cold rolling and annealing processes. In order to acquire such an effect, 0.0005% or more needs to be contained. On the other hand, even if the content exceeds 0.0030%, the above-described effects are saturated, and ferrite formation during cooling after soaking is significantly inhibited, and the Young's modulus is lowered. For this reason, when it contains, it is preferable to limit B to 0.0005 to 0.0030% of range. More preferably, it is 0.0020% or less.
Cu：0.1〜0.5％、Ｖ：0.01〜0.20％のうちから選ばれた１種または２種
Cu、Ｖは、いずれも、鋼板強度を増加させる元素であり、必要に応じて１種または２種を選択して含有できる。
Cuは、固溶して、鋼板強度の増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには、0.1％以上含有する必要があるが、0.5％を超えて多量に含有すると、熱間圧延時に割れを引き起こして、表面性状を低下させる悪影響を及ぼす。このため、含有する場合には、0.1〜0.5％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以下である。
One or two selected from Cu: 0.1 to 0.5%, V: 0.01 to 0.20%
Cu and V are both elements that increase the strength of the steel sheet, and can be selected from one or two as required.
Cu is an element that dissolves and contributes to an increase in steel sheet strength. In order to obtain such effects, it is necessary to contain 0.1% or more. Causes cracking during cold rolling, and adversely affects surface properties. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to 0.1 to 0.5%. In addition, More preferably, it is 0.3% or less.
Ｖは、微細な炭窒化物を形成して、鋼板強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超えて多量に含有させても、強度増加の効果は小さく、含有量に見合う効果を期待できなくなり。経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Ｖは0.01〜0.20％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10％以下である。 V is an element that forms fine carbonitrides and contributes to an increase in steel sheet strength. In order to acquire such an effect, 0.01% or more of content is required. On the other hand, even if it is contained in a large amount exceeding 0.20%, the effect of increasing the strength is small, and the effect corresponding to the content cannot be expected. Economic disadvantage. For this reason, when it contains, it is preferable to limit V to 0.01 to 0.20% of range. In addition, More preferably, it is 0.10% or less.
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｏ：0.005％以下が許容できる。
上記した組成を有する鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はなく、通常公知の溶製方法、鋳造方法がいずれも適用できる。上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の溶製炉で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、造塊−分塊圧延法を用いても何ら問題はない。
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. As an inevitable impurity, O: 0.005% or less is acceptable.
The method for producing the steel material having the above-described composition is not particularly limited, and generally known melting methods and casting methods can be applied. It is preferable that the molten steel having the above composition is melted in a melting furnace such as a converter, electric furnace, vacuum melting furnace or the like, and used as a steel material such as a slab by a casting method such as a continuous casting method. It should be noted that there is no problem even if the ingot-bundling method is used.
鋳造された鋼素材は、そのまま、あるいは一旦冷却してから加熱し、熱延工程を施される。
なお、一旦冷却したのちの加熱は、加熱温度：1150〜1300℃とする加熱とすることが好ましい。加熱温度が1150℃未満では、冷却中に析出した粗大な析出物が再固溶せず残存し、成形性を低下させる要因となる。一方、1300℃を超えて高温では、結晶粒の粗大化や、酸化ロスによる歩留低下が増大する。
The cast steel material is heated as it is or once cooled and then subjected to a hot rolling process.
In addition, it is preferable to make the heating after cooling once into the heating temperature: 1150-1300 degreeC. When the heating temperature is less than 1150 ° C., coarse precipitates deposited during cooling remain without re-dissolving, which causes a decrease in moldability. On the other hand, when the temperature is higher than 1300 ° C., the coarsening of crystal grains and the yield reduction due to oxidation loss increase.
熱延工程は、加熱された鋼素材、あるいは加熱することなく鋳造まま鋼素材に、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延板とした後、所定の巻取温度でコイル状に巻き取る工程とする。
粗圧延は、所定の寸法形状のシートバーとすることができればよく、とくに限定する必要はない。また、仕上圧延は、圧延終了温度を850〜950℃の範囲の温度とする圧延とする。仕上圧延終了温度を950℃以下とすることにより、未再結晶オーステナイトからフェライトへの変態が進み、微細なフェライト組織の熱延板が得られ、さらに冷延、焼鈍工程後に（112）[1-10]方位への集積度を高めることができる。一方、仕上圧延終了温度が850℃未満では、Ａr3変態点を下回るおそれが大きくなり、熱延板組織に加工組織が混在し、冷延、焼鈍工程後に（112）[1-10]方位への集積が妨げられる。また、変形抵抗の増加により圧延荷重が大幅に増大するなど、鋼板製造上の困難が伴う。このようなことから、仕上圧延は、圧延終了温度：850〜950℃とする圧延とした。
In the hot rolling process, a hot rolled steel plate is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling on a heated steel material or an as-cast steel material without heating, and then coiled at a predetermined winding temperature. It is set as the winding process.
The rough rolling is not particularly limited as long as it can be a sheet bar having a predetermined size and shape. Further, finish rolling is rolling at a rolling end temperature in the range of 850 to 950 ° C. By setting the finish rolling finish temperature to 950 ° C. or lower, the transformation from non-recrystallized austenite to ferrite proceeds, and a hot rolled sheet with a fine ferrite structure is obtained. Further, after the cold rolling and annealing steps (112) [1- 10] The degree of integration in the direction can be increased. On the other hand, when the finish rolling finish temperature is less than 850 ° C, there is a high possibility that the temperature falls below the Ar3 transformation point, the processed structure is mixed in the hot rolled sheet structure, and the (112) [1-10] direction is reached after the cold rolling and annealing processes Accumulation is hindered. In addition, there are difficulties in manufacturing steel sheets, such as a significant increase in rolling load due to an increase in deformation resistance. For this reason, the finish rolling is rolling at a rolling end temperature of 850 to 950 ° C.
仕上圧延終了後、熱延板を、巻取温度：650℃以下でコイル状に巻き取る。巻取温度が650℃を超えて高温となると、TiおよびNbの炭窒化物が粗大化し、冷間圧延後の焼鈍工程における加熱段階において、フェライトの再結晶を抑制する効果や、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が低下する。このため、巻取温度は650℃以下に限定した。なお、巻取温度が400℃を下回ると、硬質な低温変態相が多く生成するため、その後の冷間圧延での変形が不均一となり、ヤング率に有利な方位への集積が妨げられ、焼鈍工程後に所望の集合組織が発達せず、鋼板のヤング率を向上させることが困難となる。さらに、巻取り後の冷間圧延での圧延荷重が増加し、冷間圧延が難しくなる。このようなことから、巻取温度は400℃以上にすることが好ましい。 After finishing rolling, the hot-rolled sheet is wound into a coil at a winding temperature of 650 ° C. or less. When the coiling temperature exceeds 650 ° C and becomes high, the carbonitrides of Ti and Nb become coarse, and in the heating step in the annealing process after cold rolling, the effect of suppressing recrystallization of ferrite and the coarseness of austenite grains The effect of suppressing crystallization is reduced. For this reason, the coiling temperature was limited to 650 ° C. or less. When the coiling temperature is lower than 400 ° C., a lot of hard low-temperature transformation phase is generated, so that deformation in the subsequent cold rolling becomes non-uniform, and accumulation in an orientation advantageous for Young's modulus is hindered, and annealing is performed. The desired texture does not develop after the process, making it difficult to improve the Young's modulus of the steel sheet. Furthermore, the rolling load in cold rolling after winding increases, and cold rolling becomes difficult. For this reason, the winding temperature is preferably 400 ° C. or higher.
巻き取り後、熱延板は通常公知の方法で酸洗され、冷延工程、焼鈍工程を施される。
本発明では、酸洗された熱延板に、冷延工程−焼鈍工程をその順に２回繰返す工程とする。１回目の冷延工程を第一冷延工程、１回目の焼鈍工程を第一焼鈍工程と、２回目の冷延工程を第二冷延工程、２回目の焼鈍工程を第二焼鈍工程と、称する。
１回目の冷延工程−焼鈍工程は、鋼板組織の微細化を目的の１つとする。
After winding, the hot-rolled sheet is usually pickled by a known method, and subjected to a cold rolling process and an annealing process.
In this invention, it is set as the process of repeating a cold rolling process-annealing process twice in that order with respect to the hot-rolled sheet pickled. The first cold rolling step is the first cold rolling step, the first annealing step is the first annealing step, the second cold rolling step is the second cold rolling step, the second annealing step is the second annealing step, Called.
The first cold rolling step-annealing step is one of the purposes for refining the steel sheet structure.
第一冷延工程における冷延圧下率：R1（％）は、65％以下に限定した。というのは、特別な設備変更を伴うことなく、現有の冷間圧延設備や他の製造設備で容易に最終板厚2.2ｍｍ以上の比較的厚い薄鋼板を製造可能とするためである。なお、好ましくはR1（％）は50％以下、さらに好ましくは45％以下である。
第一冷延工程に続く第一焼鈍工程は、（Ac3変態点−150℃）〜（Ac3変態点−50℃）の範囲の均熱温度：T1（℃）まで加熱し、該均熱温度T1で300ｓ以下の時間保持したのち、平均冷却速度：50℃/ｓ以下の冷却速度で冷却する工程とする。
The cold rolling reduction ratio in the first cold rolling step: R1 (%) was limited to 65% or less. This is because a relatively thick thin steel plate having a final thickness of 2.2 mm or more can be easily manufactured by existing cold rolling equipment and other manufacturing equipment without any special equipment change. In addition, Preferably R1 (%) is 50% or less, More preferably, it is 45% or less.
The first annealing step following the first cold rolling step is performed by heating to a soaking temperature in the range of (Ac3 transformation point −150 ° C.) to (Ac3 transformation point −50 ° C.): T1 (° C.). And holding for 300 s or less, and then cooling at an average cooling rate of 50 ° C./s or less.
均熱温度T1（℃）が、（Ac3変態点−150℃）未満では、未再結晶粒が多く、かつ不均一に残存するため、後工程である２回目の冷延工程および焼鈍工程において、ヤング率向上に有利な方位の発達が妨げられる。一方、（Ac3変態点−50℃）を超えて高温となると、組織が粗大化する。このようなことから、均熱温度T1（℃）は（Ac3変態点−150℃）〜（Ac3変態点−50℃）の範囲の温度に限定した。 When the soaking temperature T1 (° C.) is less than (Ac3 transformation point−150 ° C.), many unrecrystallized grains remain non-uniformly, so in the second cold rolling step and annealing step, which are the subsequent steps, Development of an orientation advantageous for improving the Young's modulus is hindered. On the other hand, when the temperature exceeds (Ac3 transformation point −50 ° C.), the structure becomes coarse. Therefore, the soaking temperature T1 (° C.) was limited to a temperature in the range of (Ac3 transformation point−150 ° C.) to (Ac3 transformation point−50 ° C.).
また、均熱温度T1における保持時間が300ｓを超えて長くなると、組織の粗大化が生じる。このため、均熱温度T1における保持時間は300ｓ以下に限定した。なお、好ましくは50〜150ｓである。
さらに、１回目の冷延工程−焼鈍工程では、冷延圧下率R1（％）と均熱温度T1（℃）は、次（３）式
0.06≦｜ln(1−R1/100)|×（Ac3変態点−T1）/（Ac3変態点−727）≦0.30 ‥‥（３）
を満足するように調整する。ここで、R1（％）は65％以下とし、Ac3変態点は、次式
Ac3変態点（℃）＝910−203×Ｃ0.5 ＋44.7×Si−30×Mn＋700×P＋400×Al−15.2×Ni−11×Cr−20×Cu＋31.5×Mo＋104×V＋400×Ti、
（Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ni、Cr、Cu、Mo、Ｖ、Ti：各元素の含有量（質量％））
で算出するものとする。
Further, when the holding time at the soaking temperature T1 exceeds 300 s, the structure becomes coarse. For this reason, the holding time at the soaking temperature T1 is limited to 300 s or less. In addition, Preferably it is 50-150 s.
Furthermore, in the first cold rolling step-annealing step, the cold rolling reduction ratio R1 (%) and the soaking temperature T1 (° C.) are expressed by the following equation (3):
0.06 ≦ | ln (1−R1 / 100) | × (Ac3 transformation point−T1) / (Ac3 transformation point−727) ≦ 0.30 (3)
Adjust to satisfy. Here, R1 (%) is 65% or less, and Ac3 transformation point is
Ac3 transformation point (° C.) = 910−203 × C 0.5 + 44.7 × Si-30 × Mn + 700 × P + 400 × Al-15.2 × Ni-11 × Cr-20 × Cu + 31.5 × Mo + 104 × V + 400 × Ti,
(C, Si, Mn, P, Al, Ni, Cr, Cu, Mo, V, Ti: content of each element (mass%))
It shall be calculated by
（３）式の中央値、|ln(1−R1/100)|×（Ac3変態点−T1）/（Ac3変態点−727）は、冷間圧延時の塑性歪みが、焼鈍時に組織の回復・再結晶によって減少する程度を表す。この値が0.06未満では、第一冷延工程の冷延圧下率R1（％）が低すぎて、第一冷延工程に続く第一焼鈍工程で組織の微細化が困難となる。一方、この値が0.30を超えて大きくなると、熱延板の板厚が極めて厚くなることとなり、現状の酸洗および冷間圧延の製造設備では通板が困難となる。このようなことから、（３）式の中央値、|ln(1−R1/100)|×（Ac3変態点−T1）/（Ac3変態点−727）を0.06〜0.30の範囲に限定し、冷延圧下率R1（％）と均熱温度T1（℃）とが（３）式を満足するように調整することとした。 The median of (3), | ln (1−R1 / 100) | × (Ac3 transformation point−T1) / (Ac3 transformation point−727) is the plastic strain during cold rolling and the recovery of the structure during annealing. -Represents the degree of decrease due to recrystallization. If this value is less than 0.06, the cold rolling reduction ratio R1 (%) in the first cold rolling process is too low, and it becomes difficult to refine the structure in the first annealing process following the first cold rolling process. On the other hand, if this value exceeds 0.30, the thickness of the hot-rolled sheet will become extremely thick, and it will be difficult to pass through the current pickling and cold rolling production facilities. For this reason, the median of equation (3), | ln (1−R1 / 100) | × (Ac3 transformation point−T1) / (Ac3 transformation point−727) is limited to a range of 0.06 to 0.30, The cold rolling reduction ratio R1 (%) and the soaking temperature T1 (° C.) were adjusted so as to satisfy the expression (3).
また、均熱後の冷却時に、オーステナイトがフェライトに変態することで、ヤング率向上に優位な方位の発達が可能となる。均熱後の平均冷却速度が、50℃/ｓを超えて速くなると、500℃までの冷却時に残存するオーステナイトが多くなり、その後の冷却によって、低温変態相として一部存在することとなるがその量が多くなり過ぎ、成形性が低下する。このため、均熱後の冷却速度を500〜T1℃までの平均で、平均冷却速度：50℃/ｓ以下に限定した。なお、好ましくは10〜30℃/ｓである。 In addition, when austenite is transformed into ferrite during cooling after soaking, it is possible to develop an orientation that is superior in improving Young's modulus. If the average cooling rate after soaking becomes faster than 50 ° C / s, more austenite will remain when cooling to 500 ° C, and the subsequent cooling will partially exist as a low-temperature transformation phase. The amount becomes too large, and the moldability deteriorates. For this reason, the cooling rate after soaking was limited to an average cooling rate of 50 ° C./s or less in average from 500 to T1 ° C. In addition, Preferably it is 10-30 degreeC / s.
１回目の冷延工程−焼鈍工程に引続いて、２回目の冷延工程−焼鈍工程を施す。２回目の冷延工程−焼鈍工程では、最終製品厚さに仕上げること、さらに鋼板のヤング率を向上させることを目的とする。
２回目の冷延工程である第二冷延工程は、65％以下の冷延圧下率：R2（％）で冷間圧延を施す工程とする。
Subsequent to the first cold rolling step-annealing step, the second cold rolling step-annealing step is performed. In the second cold rolling step-annealing step, it is aimed to finish to the final product thickness and to further improve the Young's modulus of the steel sheet.
The second cold rolling process, which is the second cold rolling process, is a process in which cold rolling is performed at a cold rolling reduction ratio of R2 (%) of 65% or less.
第二冷延工程における冷延圧下率R2（％）は、第一冷延工程と同様に、65％以下に限定した。というのは、特別な設備変更を伴うことなく、現有の冷間圧延設備や他の製造設備で容易に最終板厚2.2ｍｍ以上の比較的厚い薄鋼板を製造可能とするためである。なお、好ましくはR2（％）は50％以下、さらに好ましくは45％以下である。
第二冷延工程に続く第二焼鈍工程は、（Ac3変態点−150℃）〜（Ac3変態点）の範囲の均熱温度T2（℃）まで加熱し、該均熱温度T2（℃）で150ｓ以下の時間保持したのち、平均冷却速度：５〜50℃/ｓの冷却速度で、500℃以下の冷却停止温度まで冷却する工程とする。
The cold rolling reduction ratio R2 (%) in the second cold rolling process was limited to 65% or less, as in the first cold rolling process. This is because a relatively thick thin steel plate having a final thickness of 2.2 mm or more can be easily manufactured by existing cold rolling equipment and other manufacturing equipment without any special equipment change. In addition, Preferably R2 (%) is 50% or less, More preferably, it is 45% or less.
The second annealing step following the second cold rolling step is performed by heating to a soaking temperature T2 (° C) in the range of (Ac3 transformation point -150 ° C) to (Ac3 transformation point), and at the soaking temperature T2 (° C). After maintaining for 150 s or less, the cooling rate is set to an average cooling rate of 5 to 50 ° C./s to a cooling stop temperature of 500 ° C. or less.
２回目の焼鈍工程後に高いヤング率を有する鋼板とするためには、焼鈍加熱時には、冷間圧延によって発達した（112）[1-10]方位をもつフェライトの再結晶を抑制し加工フェライトからオーステナイトへ変態させる必要があり、さらに、均熱後の冷却時には、そのオーステナイトを上記した方位をもつフェライトに再変態させて、ヤング率向上に優位な集合組織を発達させる必要がある。 In order to obtain a steel sheet having a high Young's modulus after the second annealing process, during annealing, the recrystallization of ferrite with the (112) [1-10] orientation developed by cold rolling is suppressed and austenite is formed from processed ferrite. Further, at the time of cooling after soaking, it is necessary to retransform the austenite to ferrite having the above-mentioned orientation to develop a texture that is superior in improving Young's modulus.
均熱温度T2（℃）が（Ac3変態点−150℃）未満と低い場合には、圧延組織が残存し、伸びが低下する。一方、均熱温度T2（℃）が（Ac3変態点）を超えて高温となる場合には、オーステ ナイト粒が粗大になり、焼鈍後の冷却時に再変態したフェライトが（112）[1-10]方位に集積することが難しくなる。このようなことから、均熱温度T2（℃）は（Ac3変態点−150℃）〜（Ac3変態点）の範囲の温度に限定した。 When the soaking temperature T2 (° C.) is as low as less than (Ac3 transformation point−150 ° C.), the rolling structure remains and the elongation decreases. On the other hand, when the soaking temperature T2 (° C) exceeds (Ac3 transformation point) and becomes high, the austenite grains become coarse, and the ferrite retransformed during cooling after annealing is (112) [1-10 It becomes difficult to accumulate in the direction. Therefore, the soaking temperature T2 (° C.) was limited to a temperature in the range of (Ac3 transformation point−150 ° C.) to (Ac3 transformation point).
また、均熱温度T2（℃）での保持時間が、150ｓを超えて長時間となると、オーステナイト粒の粗大化が起こる。このため、均熱温度T2での保持時間を150ｓ以下に限定した。なお、好ましくは20〜100ｓである。
さらに、２回目の冷延工程−焼鈍工程では、冷延圧下率R2（％）と均熱温度T2（℃）は、次（４）式
0.04≦｜ln(1−R2/100)|×（Ac3変態点−T2）/（Ac3変態点−727）≦0.16 ‥‥（４）
を満足するように調整する。ここで、R2（％）は65％以下とし、Ac3変態点は、次式
Ac3変態点（℃）＝910−203×Ｃ0.5 ＋44.7×Si−30×Mn＋700×P＋400×Al−15.2×Ni−11×Cr−20×Cu＋31.5×Mo＋104×V＋400×Ti、
（Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Al、Ni、Cr、Cu、Mo、Ｖ、Ti：各元素の含有量（質量％））
で算出するものとする。
Further, when the holding time at the soaking temperature T2 (° C.) exceeds 150 s and becomes a long time, the austenite grains become coarse. For this reason, the holding time at the soaking temperature T2 is limited to 150 s or less. In addition, Preferably it is 20-100 s.
Furthermore, in the second cold rolling process-annealing process, the cold rolling reduction ratio R2 (%) and the soaking temperature T2 (° C.) are expressed by the following equation (4):
0.04 ≦ | ln (1−R2 / 100) | × (Ac3 transformation point−T2) / (Ac3 transformation point−727) ≦ 0.16 (4)
Adjust to satisfy. Here, R2 (%) is 65% or less, and Ac3 transformation point is
Ac3 transformation point (° C.) = 910−203 × C 0.5 + 44.7 × Si-30 × Mn + 700 × P + 400 × Al-15.2 × Ni-11 × Cr-20 × Cu + 31.5 × Mo + 104 × V + 400 × Ti,
(C, Si, Mn, P, Al, Ni, Cr, Cu, Mo, V, Ti: content of each element (mass%))
It shall be calculated by
（４）式の中央値、｜ln(1-R2/100)|×（Ac3変態点−T2）/（Ac3変態点−727）は、冷間圧延による塑性歪みが、焼鈍時に組織の回復・再結晶によって減少する程度を表している。この値が0.04未満では、冷延圧下率R2（％）が低すぎ、ヤング率向上に優位な集合組織を発達させることができない。一方、この値が、0.16を超えて大きくなると、明確な理由はわかっていないが、鋼板のヤング率を高くできなくなる。このようなことから、（４）式の中央値、|ln(1−R2/100)|×（Ac3変態点−T2）/（Ac3変態点−727）を0.04〜0.16の範囲に限定し、冷延圧下率R2（％）と均熱温度T2（℃）とが（４）式を満足するように調整することとした。 The median of equation (4), | ln (1-R2 / 100) | × (Ac3 transformation point−T2) / (Ac3 transformation point−727) is the plastic strain due to cold rolling, and the recovery of the structure during annealing. It represents the degree of decrease due to recrystallization. If this value is less than 0.04, the cold rolling reduction ratio R2 (%) is too low to develop a texture that is superior in improving Young's modulus. On the other hand, if this value exceeds 0.16, the specific reason is unknown, but the Young's modulus of the steel sheet cannot be increased. For this reason, the median of equation (4), | ln (1-R2 / 100) | × (Ac3 transformation point−T2) / (Ac3 transformation point−727) is limited to a range of 0.04 to 0.16, The cold rolling reduction ratio R2 (%) and the soaking temperature T2 (° C.) were adjusted so as to satisfy the formula (4).
また、第二焼鈍工程においては、均熱後の冷却は、フェライトを十分に生成させて、鋼板ヤング率の向上に有利な集合組織を発達させるために重要である。このために、均熱後の冷却速度を、500℃までの平均で、５〜50℃/ｓの範囲に限定した。均熱後の平均冷却速度が、50℃/ｓを超えて速くなると、冷却時に残存するオーステナイトを全てフェライト変態させることができなくなる。一方、５℃/ｓ未満では、冷却が遅すぎて生産性が低下する。なお、好ましくは10〜300℃/ｓである。 In the second annealing step, cooling after soaking is important for sufficiently generating ferrite and developing a texture that is advantageous for improving the Young's modulus of the steel sheet. For this reason, the cooling rate after soaking was limited to the range of 5 to 50 ° C./s on average up to 500 ° C. When the average cooling rate after soaking exceeds 50 ° C./s, all the austenite remaining at the time of cooling cannot be transformed into ferrite. On the other hand, if it is less than 5 ° C./s, the cooling is too slow and the productivity is lowered. In addition, Preferably it is 10-300 degrees C / s.
また、第二焼鈍工程においては、均熱した後、上記した平均冷却速度で、500℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度が500℃を超えて高い場合には、パーライトが生成し、鋼板ヤング率が低下する。このため、均熱後は、５〜50℃/ｓの平均冷却速度で、500℃以下の冷却停止温度で冷却することとした。なお、好ましくは、冷却停止温度は300〜400℃である。 In the second annealing step, after soaking, cooling is performed to the cooling stop temperature of 500 ° C. or lower at the above average cooling rate. When the cooling stop temperature is higher than 500 ° C., pearlite is generated and the Young's modulus of the steel sheet is lowered. For this reason, after soaking, it was decided to cool at a cooling stop temperature of 500 ° C. or less at an average cooling rate of 5 to 50 ° C./s. In addition, Preferably, cooling stop temperature is 300-400 degreeC.
第二焼鈍工程では、上記した均熱後の冷却処理に加えて、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。
また、上記した第二焼鈍工程後に、溶融亜鉛浴中を通板させて、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成し溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき処理を施してもよい。また、さらに溶融亜鉛めっき層を合金化し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする合金化処理を施しても良い。
In the second annealing step, in addition to the cooling process after soaking described above, a process of passing an overaging zone may be performed.
In addition, after the second annealing step described above, a hot dip galvanizing process may be performed in which a hot dip galvanized steel sheet is formed by forming a hot dip galvanized layer on the steel sheet surface. Further, the galvanized layer may be alloyed and subjected to an alloying treatment to obtain an alloyed galvanized steel sheet.
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。 Hereinafter, based on an Example, this invention is demonstrated further.
（実施例１）
表１に示す組成の鋼Ａを真空溶解炉にて溶製し、鋳型に鋳造して小型鋼塊（鋼素材）とした。得られた鋼素材を、1250℃で１時間加熱後、実験圧延機で熱間圧延し、板厚2.5mmの熱延板とした。その際、熱間圧延の仕上温度は900℃、コイル巻取り相当処理として600℃で1時間保持後炉冷した。なお、熱延板板厚を3.0mm、4.0mmと厚くした熱延板も用意した。
Example 1
Steel A having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace and cast into a mold to obtain a small steel ingot (steel material). The obtained steel material was heated at 1250 ° C. for 1 hour and then hot-rolled with an experimental rolling mill to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.5 mm. At that time, the finishing temperature of the hot rolling was 900 ° C. and the coil winding treatment was held at 600 ° C. for 1 hour, followed by furnace cooling. A hot-rolled sheet having a thickness of 3.0 mm and 4.0 mm was also prepared.
次いで、得られた熱延板を酸洗したのち、表２に示す条件で、実験圧延機と実験焼鈍炉を用いて、１回目の冷延工程−焼鈍工程（第一冷延工程−第一焼鈍工程）、および２回目の冷延工程−焼鈍工程（第二冷延工程−第二焼鈍工程）を順次施して、1.2mm厚の冷延鋼板とした。なお、実験圧延機を用いたため、実機製造厚の1/2を想定して熱間圧延および冷間圧延の圧下率を設定した。したがって、鋼板厚：1.2mmは、実機製造時の鋼板厚：2.4mmを想定したものである。また冷延圧下率は、実機相当の冷延圧下率とした。 Next, after pickling the obtained hot-rolled sheet, using the experimental rolling mill and the experimental annealing furnace under the conditions shown in Table 2, the first cold rolling process-annealing process (first cold rolling process-first Annealing step) and a second cold rolling step-annealing step (second cold rolling step-second annealing step) were sequentially performed to obtain a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm. In addition, since the experimental rolling mill was used, the reduction ratio of hot rolling and cold rolling was set assuming 1/2 of the actual manufacturing thickness. Therefore, the steel plate thickness: 1.2 mm assumes the steel plate thickness at the time of manufacturing the actual machine: 2.4 mm. Further, the cold rolling reduction ratio was set to a cold rolling reduction ratio equivalent to the actual machine.
得られた冷延鋼板から、試験片長手方向が圧延方向に対し直角な方向となるように試験片（幅10mm×長さ50mm）を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、ASTM（American Society to Testing Materials）C 1259の基準に準拠して、ヤング率（Ｅ）を測定した。
また、得られた冷延鋼板から、引張方向が圧延方向に対し平行な方向となるように、JIS５号引張試験片（GL：50mm）を切り出し、引張特性（引張強さTS、伸びEl）を測定した。
A test piece (width 10 mm x length 50 mm) was cut out from the obtained cold-rolled steel sheet so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction, and was measured by ASTM using a transverse vibration type resonance frequency measuring device. (American Society to Testing Materials) Young's modulus (E) was measured in accordance with C 1259 standards.
In addition, from the obtained cold-rolled steel sheet, a JIS No. 5 tensile test piece (GL: 50 mm) was cut out so that the tensile direction was parallel to the rolling direction, and the tensile properties (tensile strength TS, elongation El) were obtained. It was measured.
得られた結果を表３に示す。 The obtained results are shown in Table 3.
本発明例はいずれも、引張強さTSが540MPa以上で、かつ圧延方向に直角な方向のヤング率が230GPa以上を有する、剛性に優れた薄鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望のヤング率を確保できていない。
（実施例２）
表４に示す組成の溶鋼を真空溶解炉にて溶製し、鋳型に鋳造して小型鋼塊（鋼素材）とした。得られた鋼素材を1250℃で１時間加熱したのち、実験圧延機で熱間圧延し、板厚3.0mmの熱延板とした。その際、熱間圧延の仕上温度は900℃、コイル巻取り相当処理として600℃で1時間保持後炉冷した。
Each of the examples of the present invention is a thin steel sheet with excellent rigidity having a tensile strength TS of 540 MPa or more and a Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction of 230 GPa or more. On the other hand, the comparative example outside the scope of the present invention does not ensure the desired Young's modulus.
(Example 2)
Molten steel having the composition shown in Table 4 was melted in a vacuum melting furnace and cast into a mold to obtain a small steel ingot (steel material). The obtained steel material was heated at 1250 ° C. for 1 hour and then hot-rolled with an experimental rolling mill to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 3.0 mm. At that time, the finishing temperature of the hot rolling was 900 ° C. and the coil winding treatment was held at 600 ° C. for 1 hour, followed by furnace cooling.
得られた熱延板を酸洗したのち、表５に示す条件で、実験圧延機と実験焼鈍炉を用いて、１回目の冷延工程−焼鈍工程（第一冷延工程−第一焼鈍工程）、および２回目の冷延工程−焼鈍工程（第二冷延工程−第二焼鈍工程）を順次施して、1.2mm厚の冷延鋼板とした。
得られた冷延鋼板から、実施例１と同様に試験片を採取し、引張特性およびヤング率を調査した。得られた結果を表６に示す。
After pickling the obtained hot-rolled sheet, under the conditions shown in Table 5, using the experimental rolling mill and the experimental annealing furnace, the first cold rolling process-annealing process (first cold rolling process-first annealing process) ) And the second cold rolling step-annealing step (second cold rolling step-second annealing step) were sequentially performed to obtain a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
From the obtained cold-rolled steel sheet, a test piece was collected in the same manner as in Example 1 and examined for tensile properties and Young's modulus. The results obtained are shown in Table 6.
本発明例はいずれも、引張強さTSが540MPa以上で、かつ圧延方向に直角な方向のヤング率が230GPa以上を有する、剛性に優れた薄鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望のヤング率を確保できていない。 Each of the examples of the present invention is a thin steel sheet with excellent rigidity having a tensile strength TS of 540 MPa or more and a Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction of 230 GPa or more. On the other hand, the comparative example outside the scope of the present invention does not ensure the desired Young's modulus.
Claims (3)
前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.005〜0.04％、 Si：0.5％超1.5％以下、
Mn：1.0〜3.0％、 Ｐ：0.05％以下、
Ｓ：0.01％以下、 Al：0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下
を含有し、Ti：0.02〜0.20％およびNb：0.02〜0.20％のうちから１種または２種を含み、かつＣ、Ｎ、Ｓ、Ti、Nbが下記（１）式および下記（２）式を満足するように調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程を、前記鋼素材に仕上圧延終了温度：850〜950℃とする熱間圧延を施して熱延板としたのち、巻取温度：650℃以下で巻き取る工程とし、
前記熱延板に酸洗後、前記冷間圧延工程の1回目として、65％以下の冷延圧下率：R1（％）で冷間圧延を施す第一冷延工程と、前記焼鈍工程の1回目として、（Ac3変態点−150℃）〜（Ac3変態点−50℃）の範囲の均熱温度：T1（℃）まで加熱し、該均熱温度で300ｓ以下の時間保持したのち、500℃までを平均冷却速度：50℃/ｓ以下の冷却速度で冷却する第一焼鈍工程とを、前記冷延圧下率：R1（％）と前記均熱温度：T1（℃）が下記（３）式を満足するように調整して施し、ついで、
前記冷延工程の２回目として、65％以下の冷延圧下率：R2（％）で冷間圧延を施す第二冷延工程と、ついで前記焼鈍工程の２回目として、（Ac3変態点−150℃）〜（Ac3変態点）の範囲の均熱温度：T2（℃）まで加熱し、該均熱温度：T2（℃）で150ｓ以下の時間保持したのち、500℃までを平均冷却速度：５〜50℃/ｓの冷却速度で、500℃以下の冷却停止温度まで冷却する第二焼鈍工程とを、前記冷延圧下率：R2（％）と前記均熱温度：T2（℃）が下記（４）式を満足するように調整して施し、
引張強さ：540MPa以上、圧延方向に直角な方向のヤング率：230 GPa以上を有する板厚：2.2〜3.4mmの鋼板とすることを特徴とする剛性に優れた薄鋼板の製造方法。
記
0.012 ≦ Ｃ* ≦ 0.03 ‥‥(１)
ここで、Ｃ*＝[％Ｃ]−(12/93)×[％Nb]−(12/48)×([％Ti]−(48/14)×[％Ｎ]−(48/32)
×[％Ｓ])、[％Ｍ]：Ｍ元素の含有量（質量％）
([％Nb]/93)／( [％Ｃ]/12) ≦ 0.5 ‥‥(２)
ここで、[％Ｍ]：Ｍ元素の含有量（質量％）
0.06≦｜ln(1-R1/100)|×（Ac3変態点−T1）/（Ac3変態点−727） ≦ 0.30 ‥‥（３）
ただし、R1：65％以下、
ここで、Ac3変態点（℃）＝910−203×Ｃ0.5＋44.7×Si−30×Mn＋700×Ｐ＋400×Al−15.2×Ni−11×Cr−20×Cu＋31.5×Mo＋104×Ｖ＋400×Ti
Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Al，Ni，Cr，Cu，Mo，Ｖ，Ti：各元素の含有量（質量％）
0.04≦｜ln(1-R2/100)|×（Ac3変態点−T2）/（Ac3変態点−727）≦ 0.16 ‥‥（４）
ただし、R2：65％以下
ここで、Ac3変態点（℃）＝910−203×Ｃ0.5＋44.7×Si−30×Mn＋700×Ｐ＋400×Al−15.2×Ni−11×Cr−20×Cu＋31.5×Mo＋104×Ｖ＋400×Ti
Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Al，Ni，Cr，Cu，Mo，Ｖ，Ti：各元素の含有量（質量％） When steel sheet is subjected to a hot rolling process, a cold rolling process, and an annealing process in order to form a thin steel sheet,
The steel material in mass%,
C: 0.005-0.04%, Si: more than 0.5% and 1.5% or less,
Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.05% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less,
N: 0.01% or less, Ti: 0.02 to 0.20% and Nb: 0.02 to 0.20% of one or two types, and C, N, S, Ti, Nb is represented by the following formula (1) and The steel material is prepared so as to satisfy the following formula (2), and has a composition composed of the remaining Fe and inevitable impurities,
The hot rolling step is a step of winding the steel material at a finish rolling temperature of 850 to 950 ° C. to make a hot rolled sheet and then winding it at a winding temperature of 650 ° C. or less.
After pickling the hot-rolled sheet, as the first cold rolling step, a cold rolling reduction ratio of 65% or less: a first cold rolling step in which cold rolling is performed at R1 (%), and an annealing step 1 In the second round, the soaking temperature in the range of (Ac3 transformation point −150 ° C.) to (Ac3 transformation point −50 ° C.) was heated to T1 (° C.), held at the soaking temperature for 300 s or less, and then 500 ° C. The first annealing step of cooling up to the average cooling rate: 50 ° C./s or less, the cold rolling reduction ratio: R1 (%) and the soaking temperature: T1 (° C.) are the following formula (3) Adjusted to satisfy the requirements, then,
As the second cold rolling step, a cold rolling reduction ratio of 65% or less: a second cold rolling step of cold rolling at R2 (%), and then as the second annealing step, (Ac3 transformation point −150 C.) to (Ac3 transformation point) in the range of soaking temperature: T2 (° C.), holding at the soaking temperature: T2 (° C.) for 150 s or less, and then up to 500 ° C. for average cooling rate: 5 The second annealing step of cooling to a cooling stop temperature of 500 ° C. or less at a cooling rate of ˜50 ° C./s, the cold rolling reduction ratio: R2 (%) and the soaking temperature: T2 (° C.) are as follows ( 4) Adjust to satisfy the equation,
A method for producing a thin steel sheet having excellent rigidity, characterized in that the steel sheet has a tensile strength of 540 MPa or more and a Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction of 230 GPa or more and a thickness of 2.2 to 3.4 mm.
Record
0.012 ≦ C * ≦ 0.03 (1)
Here, C * = [% C] − (12/93) × [% Nb] − (12/48) × ([% Ti] − (48/14) × [% N] − (48/32)
× [% S]), [% M]: M element content (mass%)
([% Nb] / 93) / ([% C] / 12) ≦ 0.5 (2)
Here, [% M]: M element content (mass%)
0.06 ≦ | ln (1-R1 / 100) | × (Ac3 transformation point−T1) / (Ac3 transformation point−727) ≦ 0.30 (3)
However, R1: 65% or less,
Here, Ac3 transformation point (° C.) = 910−203 × C 0.5 + 44.7 × Si−30 × Mn + 700 × P + 400 × Al-15 × Ni−11 × Cr−20 × Cu + 31.5 × Mo + 104 × V + 400 × Ti
C, Si, Mn, P, Al, Ni, Cr, Cu, Mo, V, Ti: Content of each element (mass%)
0.04 ≦ | ln (1-R2 / 100) | × (Ac3 transformation point−T2) / (Ac3 transformation point−727) ≦ 0.16 (4)
However, R2: 65% or less where Ac3 transformation point (° C.) = 910−203 × C 0.5 + 44.7 × Si−30 × Mn + 700 × P + 400 × Al-15.2 × Ni-11 × Cr-20 × Cu + 31.5 × Mo + 104 × V + 400 × Ti
C, Si, Mn, P, Al, Ni, Cr, Cu, Mo, V, Ti: Content of each element (mass%)
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