JP6048440B2 - High-strength thin steel sheet excellent in formability and hydrogen embrittlement resistance and method for producing the same - Google Patents
High-strength thin steel sheet excellent in formability and hydrogen embrittlement resistance and method for producing the same Download PDFInfo
- Publication number
- JP6048440B2 JP6048440B2 JP2014072850A JP2014072850A JP6048440B2 JP 6048440 B2 JP6048440 B2 JP 6048440B2 JP 2014072850 A JP2014072850 A JP 2014072850A JP 2014072850 A JP2014072850 A JP 2014072850A JP 6048440 B2 JP6048440 B2 JP 6048440B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- thin steel
- strength
- deposited layer
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 125
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 125
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 title claims description 41
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 title claims description 41
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 38
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 22
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 79
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims description 78
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 60
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 41
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 40
- 239000007921 spray Substances 0.000 claims description 39
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 33
- 239000007789 gas Substances 0.000 claims description 28
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 16
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 14
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 13
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 claims description 13
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 230000008021 deposition Effects 0.000 claims description 12
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 5
- 238000004587 chromatography analysis Methods 0.000 claims description 2
- 239000010409 thin film Substances 0.000 claims 2
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 106
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 18
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 15
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 14
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 14
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 13
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 10
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 10
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 9
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 9
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 8
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 8
- 239000000463 material Substances 0.000 description 7
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 6
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 5
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 5
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 5
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 5
- 230000009471 action Effects 0.000 description 4
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 4
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 4
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 4
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 3
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 3
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 3
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000010288 cold spraying Methods 0.000 description 2
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 2
- 238000013461 design Methods 0.000 description 2
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 2
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 2
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 238000007561 laser diffraction method Methods 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 238000000790 scattering method Methods 0.000 description 2
- 239000006096 absorbing agent Substances 0.000 description 1
- 239000003570 air Substances 0.000 description 1
- SOIFLUNRINLCBN-UHFFFAOYSA-N ammonium thiocyanate Chemical compound [NH4+].[S-]C#N SOIFLUNRINLCBN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000008094 contradictory effect Effects 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007598 dipping method Methods 0.000 description 1
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 1
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 1
- 238000000921 elemental analysis Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000000284 extract Substances 0.000 description 1
- 238000009499 grossing Methods 0.000 description 1
- 239000001307 helium Substances 0.000 description 1
- 229910052734 helium Inorganic materials 0.000 description 1
- SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N helium atom Chemical compound [He] SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 1
- 238000013001 point bending Methods 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000010298 pulverizing process Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 230000000452 restraining effect Effects 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 238000007873 sieving Methods 0.000 description 1
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Description
本発明は、自動車等、輸送機器の構造部材用として好適な薄鋼板に係り、とくに引張強さTS：1180MPa以上の高強度を有しながら、成形性および耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a thin steel sheet suitable for use as a structural member for transportation equipment such as automobiles, and in particular, a high-strength thin steel sheet excellent in formability and hydrogen embrittlement resistance while having a high strength of tensile strength TS: 1180 MPa or more. And a manufacturing method thereof.
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が要望され、自動車車体の軽量化が指向されて、自動車部材への高強度鋼板の適用が進められている。さらに最近では、衝突時の乗員の安全性確保という観点から、引張強さTS：980MPa以上と特に高い強度領域で、かつ板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。
しかしながら、一般的に、鋼板を高強度化すると、延性や曲げ性などの加工性（成形性）が低下する。そのため、高強度と優れた成形性とを兼備する高強度鋼板が強く要望されている。さらに、引張強さ：1180MPa以上とさらに高い強度領域では、使用環境から鋼板中に侵入する水素により鋼板が脆化する、いわゆる水素脆性や遅れ破壊と呼ばれる現象が生じるため、水素脆性や遅れ破壊を回避できる、耐水素脆性、あるいは耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板が要望されている。
In recent years, from the viewpoint of conservation of the global environment, improvement in fuel efficiency of automobiles has been demanded, and weight reduction of automobile bodies has been aimed at, and application of high-strength steel sheets to automobile members has been promoted. More recently, from the viewpoint of ensuring the safety of passengers in the event of a collision, the use of high-strength steel sheets with a high tensile strength TS of over 980 MPa, especially in the high-strength region, and thin sheet thickness is actively promoted. It has been.
However, generally, when the strength of a steel plate is increased, workability (formability) such as ductility and bendability is lowered. Therefore, there is a strong demand for a high-strength steel sheet that has both high strength and excellent formability. Furthermore, in a higher strength region with a tensile strength of 1180 MPa or more, a phenomenon called so-called hydrogen embrittlement or delayed fracture occurs because the steel plate becomes brittle due to hydrogen entering the steel sheet from the usage environment. There is a demand for a high-strength steel sheet that can be avoided and has excellent resistance to hydrogen embrittlement or delayed fracture.
このような要望に対して、例えば特許文献１には、高延性および耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延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、重量％で、C：0.05〜0.3％、Si：0.3〜1.6％、Mn：4.0〜7.0％、Al：0.5〜2.0％、Cr：0.01〜0.1％、Ni：0.02〜0.1％、Ti：0.005〜0.03％、B：5〜30ppm、Sb：0.01〜0.03％、およびS：0.008％以下を含む組成の鋼スラブを、1150〜1250℃での温度範囲で加熱後、880〜920℃の温度範囲で熱間仕上圧延を行ない、550〜650℃の温度で巻取り、酸洗したのち、30〜60％の冷間圧下率で冷間圧延し、670〜750℃の温度範囲で60ｓ以上保持して連続焼鈍し、あるいは620〜720℃の温度範囲で1〜25ｈ箱焼鈍し、冷却して、高強度冷延鋼板とするとしている。特許文献１に記載された技術では、4.0〜7.0％とMn含有量を高め、残留オーステナイト（γ）量を増加させ、さらに0.5〜2.0％とAl含有量を高めることにより、オーステナイトの安定性と遅れ破壊の抵抗性を高めることができるとしている。特許文献１に記載された鋼板は、耐遅れ破壊特性に優れ、自動車用補強材及び衝撃吸収材などの曲げ加工を施される部材用として好適であるうえ、一般的な水準のドローイング加工が可能であるとしている。 In response to such a demand, for example, Patent Document 1 describes a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent high ductility and delayed fracture resistance. In the technique described in Patent Document 1, C: 0.05 to 0.3%, Si: 0.3 to 1.6%, Mn: 4.0 to 7.0%, Al: 0.5 to 2.0%, Cr: 0.01 to 0.1%, Ni by weight% : Steel slab having a composition containing 0.02 to 0.1%, Ti: 0.005 to 0.03%, B: 5 to 30ppm, Sb: 0.01 to 0.03%, and S: 0.008% or less, heated in a temperature range of 1150 to 1250 ° C Then, hot finish rolling is performed in the temperature range of 880 to 920 ° C, wound at a temperature of 550 to 650 ° C, pickled, and then cold rolled at a cold reduction rate of 30 to 60%, 670 to 750 Holding at 60 ° C. for 60 s or more in the temperature range of ° C. or box annealing in the temperature range of 620 to 720 ° C. for 1 to 25 hours and cooling to obtain a high-strength cold-rolled steel sheet. In the technology described in Patent Document 1, the stability of austenite is increased by increasing the Mn content by 4.0 to 7.0%, increasing the retained austenite (γ) content, and further increasing the Al content by 0.5 to 2.0%. It is said that the resistance to delayed fracture can be increased. The steel sheet described in Patent Document 1 is excellent in delayed fracture resistance, and is suitable for parts subjected to bending processes such as automotive reinforcements and shock absorbers, and can be drawn at a general level. It is said that.
また、特許文献２には、質量％で、C：0.10〜0.40％、Si：0.6〜3.0％、Mn：1.0〜3.5％、Al：3％以下を含む組成で、面積率でマルテンサイトが95％以上で、鋼板表面から板厚方向に深さ10μmの位置から板厚の1/4深さの位置までの組織が、旧γ粒径、転位密度、マルテンサイト中の固溶C濃度、旧γ粒界の長さに対する旧γ粒界に析出した炭化物の長さの割合、から成る関係式を満足する組織を有し、引張強さが1180MPa以上である耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、引張強さが1180MPa以上と高強度であっても、十分に優れた耐遅れ破壊性を発揮できる鋼板とすることができるとしている。 Patent Document 2 discloses a composition containing, by mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.6 to 3.0%, Mn: 1.0 to 3.5%, Al: 3% or less, and 95% martensite by area ratio. %, The structure from the position of 10 μm depth from the steel sheet surface to the 1/4 depth position of the sheet thickness is the old γ grain size, dislocation density, solid solution C concentration in martensite, old High strength with excellent delayed fracture resistance with a structure that satisfies the relational expression consisting of the ratio of the length of carbide precipitated at the old γ grain boundary to the length of the γ grain boundary, and a tensile strength of 1180 MPa or more. A steel sheet is described. According to the technique described in Patent Document 2, even if the tensile strength is as high as 1180 MPa or more, a steel sheet that can exhibit sufficiently excellent delayed fracture resistance can be obtained.
また、特許文献３には、質量比で、C：0.15〜0.25％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.5〜2.5％、Al：0.01〜0.05％、N：0.005％未満を含む組成の鋼スラブに、1200℃以上に加熱したのち、仕上げ圧延出側温度800℃以上の条件で熱間圧延し、酸洗、冷間圧延し、ついで連続焼鈍に際し、Ac1変態点〜Ac3変態点の温度範囲で30〜1200ｓ保持し、100℃/s以下の平均冷却速度で800〜600℃まで冷却し、引続き100〜1000℃/ｓの平均冷却速度で100℃以下まで冷却し、ついで、再加熱して100〜300℃の温度範囲で120〜1800ｓ保持する焼戻処理を施す、耐遅れ破壊性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、体積率で40〜85％の焼戻マルテンサイト相、体積率で15〜60％のフェライト相を含む組織を有し、引張強さ1320MPa以上の高強度冷延鋼板が得られるとしている。特許文献３に記載された技術では、VやMo等の合金コストを著しく上昇させる遷移金属元素や、鋳造欠陥を誘引する可能性があるAlを過剰に含まない組成とし、転位密度の高い焼戻しマルテンサイト相を母相とした組織中に転位密度の低いフェライト相を分散させた組織とすることで、耐遅れ破壊特性が改善されるとしている。 Patent Document 3 discloses a steel having a composition containing, by mass ratio, C: 0.15 to 0.25%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.5 to 2.5%, Al: 0.01 to 0.05%, and N: less than 0.005%. The slab is heated to 1200 ° C or higher, then hot-rolled at a finish rolling exit temperature of 800 ° C or higher, pickled, cold-rolled, and then subjected to continuous annealing. Held at 30 to 1200 s, cooled to 800 to 600 ° C. at an average cooling rate of 100 ° C./s or less, then cooled to 100 ° C. or less at an average cooling rate of 100 to 1000 ° C./s, and then reheated A method for producing an ultra-high strength cold-rolled steel sheet having excellent delayed fracture resistance, which is subjected to a tempering treatment for 120 to 1800 s in a temperature range of 100 to 300 ° C. is described. According to the technique described in Patent Document 3, it has a structure containing a tempered martensite phase with a volume ratio of 40 to 85% and a ferrite phase with a volume ratio of 15 to 60%, and has a high tensile strength of 1320 MPa or more. It is said that a cold-rolled steel sheet can be obtained. In the technique described in Patent Document 3, a tempered martensite having a high dislocation density and a transition metal element that significantly increases the cost of alloys such as V and Mo and Al that may induce casting defects are not included. It is said that the delayed fracture resistance is improved by forming a structure in which a ferrite phase having a low dislocation density is dispersed in a structure having a site phase as a parent phase.
また、特許文献４には、質量％で、C：0.10〜0.25％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.0〜3.0％、Al：1.5％以下、Cr：0.003〜2.0％を含み、P：0.010％以下、S：0.002％以下あるいはS：0.004〜0.01％で、［Mn］×1000［S］が2.2以下、または12.5〜25を満足する組成と、残留γを1％以上含み、残留γの平均軸比が５以上、平均短軸長さが1μm以下で、残留γ粒間の再隣接距離が1μm以下である組織を有する、耐水素脆性に優れた引張強さ：1180MPa以上である超高強度薄鋼板が記載されている。特許文献４に記載された技術では、P、Sを著しく低減し、MnとSが適切に制御されているため、耐水素脆性が著しく向上するとしている。 Patent Document 4 includes, in mass%, C: 0.10 to 0.25%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.0 to 3.0%, Al: 1.5% or less, Cr: 0.003 to 2.0%, P: 0.010% or less, S: 0.002% or less or S: 0.004 to 0.01%, [Mn] x 1000 [S] 2.2 or less, or composition satisfying 12.5 to 25, residual γ 1% or more, residual γ With an average axis ratio of 5 or more, an average minor axis length of 1 μm or less, and a re-adjacent distance between residual γ grains of 1 μm or less, and excellent tensile strength with excellent hydrogen embrittlement resistance: 1180 MPa or more A high strength thin steel sheet is described. In the technique described in Patent Document 4, P and S are remarkably reduced, and Mn and S are appropriately controlled, so that hydrogen embrittlement resistance is remarkably improved.
また、特許文献５には、質量％で、C：0.07〜0.25％、Si：0.3〜2.5％、Mn：1.5〜3.0％、Ti：0.005〜0.09％、B：0.0001〜0.01％、Al：2.5％以下、N：0.0005〜0.0100％を含む組成と、フェライトを主とし、1μm以下のブロックサイズより構成されるマルテンサイトを含み、フェライトの体積率が60％以上で、マルテンサイト中のC濃度が0.3〜0.9％である組織を有し、降伏比を0.75以下で、延性及び耐遅れ破壊特性の良好な、引張最大強度900MPa以上を有する高強度鋼板が記載されている。 Further, in Patent Document 5, in mass%, C: 0.07 to 0.25%, Si: 0.3 to 2.5%, Mn: 1.5 to 3.0%, Ti: 0.005 to 0.09%, B: 0.0001 to 0.01%, Al: 2.5 %, N: 0.0005-0.0100% composition and martensite mainly composed of ferrite and composed of block size of 1μm or less, ferrite volume fraction is 60% or more, C concentration in martensite is A high-strength steel sheet having a structure of 0.3 to 0.9%, a yield ratio of 0.75 or less, good ductility and delayed fracture resistance, and a maximum tensile strength of 900 MPa or more is described.
また、特許文献６には、質量％で、C：0.15〜0.20％、Si：1.0〜2.0％、Mn：1.5〜2.5％、Al：0.01〜0.05％、N：0.005％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下、B：5〜30ppmを含む組成と、焼戻マルテンサイト相を体積率で97％以上、残留γ相を体積率で3％未満である組織とを有し、引張強さ：1470MPa以上、降伏比：0.80以上である、曲げ加工性および耐遅れ破壊性に優れる高強度冷延鋼板が記載されている。特許文献６に記載された技術では、Siを添加して、マルテンサイト相の加工硬化能を上昇させ、さらには、焼戻中の炭化物の粗大化を抑制し、組織中に炭化物を微細、均一に分散させて、曲げ加工時のき裂の発生、進展を抑制し、曲げ加工性を向上するとしている。 Further, in Patent Document 6, in mass%, C: 0.15-0.20%, Si: 1.0-2.0%, Mn: 1.5-2.5%, Al: 0.01-0.05%, N: 0.005% or less, Ti: 0.1% Hereinafter, a composition containing Nb: 0.1% or less, B: 5 to 30 ppm, a tempered martensite phase with a volume ratio of 97% or more, and a residual γ phase with a volume ratio of less than 3%, and tensile A high-strength cold-rolled steel sheet having a strength of 1470 MPa or more and a yield ratio of 0.80 or more and excellent in bending workability and delayed fracture resistance is described. In the technique described in Patent Document 6, Si is added to increase the work hardening ability of the martensite phase, and further, the coarsening of the carbide during tempering is suppressed, and the carbide is finely and uniformly formed in the structure. To suppress the generation and propagation of cracks during bending, thereby improving bending workability.
また、特許文献７には、質量％で、C：0.12〜0.25％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.5〜3.0％、Al：0.4％以下を、（Si＋Mn）／Mn：0.74〜1.26を満足するように含み、ベイニティックフェライト：50％以上、ポリゴナルフェライト：5〜35％、ポリゴナルフェライトの平均粒径：10μm以下、残留γ：5％以上を含む組織を有する、成形性、耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板が記載されている。特許文献７に記載された技術では、ベイニティックフェライト中にポリゴナルフェライトを微細に分散することにより、引張強さ：980MPaレベル以上を確保しつつ、なお成形性（伸び−伸びフランジ性）が良好で、スポット溶接性や耐遅れ破壊性にも優れる鋼板とすることができるとしている。 Patent Document 7 includes, in mass%, C: 0.12 to 0.25%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.5 to 3.0%, Al: 0.4% or less, (Si + Mn) / Mn: 0.74 to 1.26. Including, to satisfy, bainitic ferrite: 50% or more, polygonal ferrite: 5 to 35%, average grain size of polygonal ferrite: 10 μm or less, residual γ: structure containing 5% or more, formability, A high-strength composite steel sheet having excellent delayed fracture resistance is described. In the technique described in Patent Document 7, the polygonal ferrite is finely dispersed in the bainitic ferrite, so that the tensile strength: 980 MPa level or more is secured and the formability (elongation-elongation flangeability) is still maintained. It is said that the steel sheet is good and has excellent spot weldability and delayed fracture resistance.
特許文献１〜７に記載された技術では、鋼板の化学組成の調整、構成相の分率や形態の調整、あるいは介在物の制御などを介して、耐遅れ破壊特性を向上させるとしている。しかし、特許文献１〜７に記載された技術では、材料の成分設計や組織設計の自由度に大きな制限を設けることになり、しかも得られる特性もある限定された範囲に制限される。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さTS：1180MPa以上の高強度を有し、成形性および耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。ここで「成形性に優れる」とは、強度−伸びバランスTS×Elが16000MPa％以上、好ましくは18000MPa％以上である場合をいう。
In the techniques described in Patent Documents 1 to 7, the delayed fracture resistance is improved through adjustment of the chemical composition of the steel sheet, adjustment of the fraction and form of the constituent phases, or control of inclusions. However, in the techniques described in Patent Documents 1 to 7, a great restriction is imposed on the degree of freedom of material component design and structure design, and the obtained characteristics are limited to a limited range.
An object of the present invention is to solve such problems of the prior art, and to provide a high-strength thin steel sheet having a high strength of tensile strength TS: 1180 MPa or more and excellent in formability and hydrogen embrittlement resistance, and a method for producing the same. And Here, “excellent formability” means that the strength-elongation balance TS × El is 16000 MPa% or more, preferably 18000 MPa% or more.
本発明者らは、上記した目的を達成するため、引張強さTS：1180MPa以上を有する高強度鋼板の成形性、耐水素脆性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、高強度鋼板を基板にして、該基板の表面に軟質層を形成することにより、すなわち、板厚方向に特性が変化する材料とすることにより、相反する特性である強度と成形性、さらに耐水素脆性の両立が可能となることに見出した。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors diligently studied various factors affecting the formability and hydrogen embrittlement resistance of a high-strength steel sheet having a tensile strength TS: 1180 MPa or more. As a result, by using a high-strength steel plate as a substrate and forming a soft layer on the surface of the substrate, that is, by using a material whose properties change in the thickness direction, strength and formability, which are contradictory properties, Furthermore, it has been found that both hydrogen embrittlement resistance can be achieved.
本発明者らは、高強度を有する基板部とその表面に形成された軟質層を有する材料（鋼板）では、塑性変形に際し、基板部が軟質層により拘束されながら、変形するため、基板部（鋼板）が単体で塑性変形するのに比較して、格段に延性が改善するものと考えた。さらには、軟質層をフェライト相を主相として、低温変態相や粒界を減少することにより、水素の侵入が抑制され、耐水素脆性の向上をも図ることができることに思い至った。また、塑性変形時に大きな歪が付加される表層に成形性に優れる軟質層を形成すれば、塑性変形による亀裂、空孔などの欠陥の生成を抑制でき、水素脆性による破壊を軽減できることに思い至った。 In the material (steel plate) having a substrate portion having high strength and a soft layer formed on the surface thereof, the present inventors deformed while the substrate portion is restrained by the soft layer during plastic deformation. It was considered that the ductility was remarkably improved as compared to the case where the steel plate was plastically deformed alone. Furthermore, it has been thought that the penetration of hydrogen can be suppressed and the resistance to hydrogen embrittlement can be improved by reducing the low temperature transformation phase and grain boundaries with the ferrite layer as the main phase of the soft layer. In addition, if a soft layer with excellent formability is formed on the surface layer to which a large strain is applied during plastic deformation, it has been thought that the generation of cracks, vacancies and other defects due to plastic deformation can be suppressed and the fracture due to hydrogen embrittlement can be reduced. It was.
そこで、上記したような板厚方向に特性が変化する材料を製造するに際し、本発明者らは、界面の密着性や生産性の問題から、従来とは異なる製造プロセスを適用することに思い至った。
従来とは異なる製造プロセスとして、本発明者らは、コールドスプレー法に着目した。コールドスプレー法は、表面改質技術の一つであり、低温の高速作動ガスによって粒子を加速させて、基材表面に皮膜を形成するために利用されている（例えば、榊和彦：表面技術、vol.59、N0.8、2008、p.490〜494）。
Therefore, when manufacturing a material whose characteristics change in the plate thickness direction as described above, the present inventors have come up with the idea of applying a manufacturing process different from the conventional one due to problems of interface adhesion and productivity. It was.
As a manufacturing process different from the conventional one, the inventors focused on the cold spray method. The cold spray method is one of surface modification technologies, and is used to accelerate particles with a low-temperature, high-speed working gas to form a film on the surface of a substrate (for example, Kazuhiko Tsuji: surface technology, vol.59, N0.8, 2008, p.490-494).
本発明者らは、コールドスプレー法の製造条件や、使用する基板やスプレーする粒子の性質を厳密に制御して、より厚みのある層構造を形成する手段として利用し、基板表面に堆積層を形成することを思い付いた。そして、本発明者らは、低温の高速作動ガスによって粒子を加速させて、基材表面に衝突させ、堆積させるというコールドスプレー法の技術的特徴から、得られる層（堆積層）が、空隙が少なく所望の厚さに制御でき、かつ優れた界面密着性をも実現できることを見出した。 The present inventors strictly controlled the manufacturing conditions of the cold spray method and the properties of the substrate to be used and the particles to be sprayed, and used them as a means for forming a thicker layer structure. I came up with a formation. The inventors of the present invention, from the technical feature of the cold spray method in which particles are accelerated by a low-temperature, high-speed working gas, collide with the substrate surface, and deposited, the resulting layer (deposition layer) has voids. It has been found that the thickness can be controlled to a small desired value and excellent interfacial adhesion can be realized.
また、本発明者らは、更なる検討により、引張強さTS：1180MPa以上の高強度を有しながら、TS×Elが16000MPa％以上を有し、成形性、さらには耐水素脆性に優れた薄鋼板とするためには、基板を質量％でC：0.10％以上で、かつビッカース硬さで350HV以上の硬さを有する薄鋼板とすること、および、表面に形成される堆積層が、鉄基粒子を用いてコールドスプレー法により形成された層とし、該堆積層が、片面当たり厚さ：10μm以上500μm以下で、かつ、質量％で、C：0.10％未満、他の合金元素をMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、気孔率が10面積％以下で、50面積％以上のフェライト相を主相とする組織とを有する、軟質な層であることが必要となることを知見した。 In addition, the present inventors have further studied that TS × El is 16000 MPa% or more while having high tensile strength TS: 1180 MPa or more, and excellent in moldability and hydrogen brittleness resistance. In order to obtain a thin steel plate, the substrate should be a thin steel plate having a mass% of C: 0.10% or more and a Vickers hardness of 350 HV or more, and the deposited layer formed on the surface is made of iron. A layer formed by a cold spray method using base particles, and the deposited layer has a thickness per side of 10 μm or more and 500 μm or less, and by mass%, C: less than 0.10%, and other alloy elements are Mneq A soft layer containing less than 2.5, comprising the balance Fe and unavoidable impurities, and a structure having a porosity of 10 area% or less and a ferrite phase of 50 area% or more as a main phase I found out that it is necessary.
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、つぎの通りである。
（１）基板部と、該基板部の少なくとも一方の側に堆積層を有してなる薄鋼板であって、前記基板部が、質量％で、C：0.10％以上を含み、ビッカース硬さで350HV以上の硬さを有し、前記堆積層が、コールドスプレー製鉄基粒子堆積層で、厚さが片面当たり10μm以上500μm以下であり、質量％で、C：0.10％未満を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、気孔率が10面積％以下でかつ、組織全量に対する比率で50面積％以上のフェライト相を主相とする組織とを有する層であることを特徴とする、引張強さ：1180MPa以上で、成形性および耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに他の合金元素を、質量％で、次（１）式
Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１）
（ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
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) A thin steel plate having a substrate portion and a deposited layer on at least one side of the substrate portion, wherein the substrate portion contains, by mass%, C: 0.10% or more, and has a Vickers hardness has more hardness 350 HV, the deposited layer is, in co chromatography Cold spray steel base particle deposition layer, the thickness is at 500μm or less than 10μm per side, in mass%, C: 0.10% less than the a free, It is a layer having a composition composed of the remaining Fe and inevitable impurities, and a structure having a porosity of 10 area% or less and a ferrite phase as a main phase of 50 area% or more in a ratio to the entire structure. , Tensile strength: 1180 MPa or higher, high strength thin steel sheet with excellent formability and hydrogen embrittlement resistance .
(2) In (1), in addition to the above composition, another alloy element is expressed by mass% in the following formula (1)
Mneq = Mn + 0.26 x Si + 1.3 x Cr + 3.5 x P + 2.68 x Mo + 180 x B + 0.37 x Ni + 0.46 x Cu (1)
(Here, Mn, Si, Cr, P, Mo, B, Ni, Cu: content of each element (mass%))
A high-strength thin steel sheet characterized by containing Mneq defined by the formula so as to satisfy less than 2.5.
（３）（１）または（２）において、前記堆積層におけるフェライトの平均粒径が、5μm以上であることを特徴とする高強度薄鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記基板部と前記堆積層との間に拡散層を有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（５）基板の少なくとも一方の表面に堆積層を有する薄鋼板の製造方法であって、前記基板を、質量％で、C：0.10％以上を含み、ビッカース硬さで350HV以上の硬さを有する薄鋼板とし、該基板の少なくとも一方の表面に、質量％でC：0.10％未満を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鉄基粒子を、加熱した作動ガスと混合したのち、スプレーノズルを用いて、スプレーするコールドスプレー法で、片面当たり厚さ：10μm以上500μm以下の堆積層を形成することを特徴とする、引張強さ：1180MPa以上で、成形性、耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに他の合金元素を、質量％で、次（１）式
Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１）
ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％）
で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
( 3 ) The high-strength thin steel sheet according to (1) or (2) , wherein an average grain size of ferrite in the deposited layer is 5 μm or more.
( 4 ) The high strength thin steel sheet according to any one of (1) to (3) , further comprising a diffusion layer between the substrate portion and the deposited layer.
( 5 ) A method for producing a thin steel sheet having a deposited layer on at least one surface of a substrate, wherein the substrate contains C: 0.10% or more by mass% and has a Vickers hardness of 350HV or more. and steel sheet, on at least one surface of the substrate, C in mass%: a 0.10% a less than including, after the iron-based particles of the composition and the balance Fe and unavoidable impurities, was mixed with heated working gas , Characterized by forming a deposited layer with a thickness of 10μm or more and 500μm or less on one side by a cold spray method using a spray nozzle, with a tensile strength of 1180MPa or more, moldability and hydrogen embrittlement resistance An excellent method for producing high strength thin steel sheets .
(6) In (5), in addition to the above composition, another alloy element is expressed by the following formula (1) in mass%.
Mneq = Mn + 0.26 x Si + 1.3 x Cr + 3.5 x P + 2.68 x Mo + 180 x B + 0.37 x Ni + 0.46 x Cu (1)
Here, Mn, Si, Cr, P, Mo, B, Ni, Cu: Content of each element (mass%)
A method for producing a high-strength thin steel sheet, wherein Mneq is defined so as to satisfy less than 2.5.
（７）（５）または（６）において、前記加熱した作動ガスの温度が、500〜1000℃の範囲の温度であることを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記鉄基粒子が、粒子径：1〜100μmであることを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（９）（５）ないし（８）のいずれかにおいて、前記堆積層を形成したのち、前記薄鋼板に、さらに、焼鈍温度：700℃〜900℃の範囲の温度で焼鈍を行う焼鈍処理を施すことを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
(7) (5) or (6), the temperature of the working gas the heating, the method of producing a high strength thin steel sheet you being a temperature in the range of 500 to 1000 ° C..
( 8 ) The method for producing a high-strength thin steel sheet according to any one of ( 5 ) to (7) , wherein the iron-based particles have a particle diameter of 1 to 100 μm.
( 9 ) In any one of ( 5 ) to ( 8 ), after forming the deposited layer, the thin steel plate is further subjected to an annealing treatment for annealing at a temperature in the range of 700 ° C to 900 ° C. The manufacturing method of the high strength thin steel plate characterized by the above-mentioned.
本発明によれば、引張強さTS：1180MPa以上の高強度と、強度−伸びバランスTS×Elが16000MPa％以上を有し、成形性に優れ、さらに耐水素脆性にも優れた高強度薄鋼板を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度薄鋼板を自動車構造部材に適用すれば、自動車構造部材の大幅な軽量化が可能であり、燃費改善が期待できるとともに、より一層の乗員の安全性確保が可能となるという効果もある。 According to the present invention, a high strength thin steel sheet having a high strength of tensile strength TS: 1180 MPa and a strength-elongation balance TS × El of 16000 MPa% or more, excellent formability, and excellent hydrogen brittleness resistance. Can be easily manufactured, and has a remarkable industrial effect. In addition, if the high-strength thin steel sheet according to the present invention is applied to an automobile structural member, it is possible to significantly reduce the weight of the automobile structural member, and to expect an improvement in fuel consumption, and to further ensure the safety of passengers. There is also an effect of becoming.
本発明高強度薄鋼板は、基板部と、該基板部の少なくとも一方の側に軟質層を有し、引張強さTS：1180MPa以上を有する薄鋼板である。本発明高強度薄鋼板は、強度−伸びバランスTS×Elが16000MPa％以上となる成形性に優れた薄鋼板である。
上記した強度を確保するために、本発明では、基板部は、質量％で、C：0.10％以上を含み、ビッカース硬さで350HV以上の硬さを有する基板を使用して形成することとする。
The high-strength thin steel sheet of the present invention is a thin steel sheet having a substrate part and a soft layer on at least one side of the substrate part and having a tensile strength TS: 1180 MPa or more. The high strength thin steel sheet of the present invention is a thin steel sheet having excellent formability with a strength-elongation balance TS × El of 16000 MPa% or more.
In order to ensure the above-described strength, in the present invention, the substrate portion is formed using a substrate that includes C: 0.10% or more in terms of mass% and has a Vickers hardness of 350 HV or more. .
なお、以下、組成における質量％は単に％で記す。また、ビッカース硬さは、JIS Z 2244の規定に準拠して測定した値を用いるものとする。また、基板部の硬さは、板厚中央位置で測定した値とする。
基板部は、最終製品（薄鋼板）の強度に大きく影響するため、基板部が十分な強度を保有する必要がある。そのため、基板部は、0.10％以上のＣを含有することが好ましい。
Hereinafter, the mass% in the composition is simply expressed as%. As the Vickers hardness, a value measured in accordance with JIS Z 2244 is used. Further, the hardness of the substrate portion is a value measured at the plate thickness center position.
Since the substrate portion greatly affects the strength of the final product (thin steel plate), the substrate portion needs to have sufficient strength. Therefore, the substrate portion preferably contains 0.10% or more of C.
Cは、固溶強化により、さらには焼入れ性の向上を介して、鋼を強化する作用を有する重要な元素で、所望の高強度を確保するために0.10％以上の含有を必要とする。Cが0.10％未満では、最終製品（薄鋼板）で引張強さTS：1180MPa以上を確保することが困難になる。このため、基板部のCを0.10％以上に限定した。なお、好ましくは0.15％以上である。基板部のCの上限はとくに限定しないが、所望の溶接性、靭性を確保する観点から、0.7％をその上限とすることが好ましい。 C is an important element having an action of strengthening steel through solid solution strengthening and further through improvement in hardenability, and needs to be contained in an amount of 0.10% or more in order to secure a desired high strength. When C is less than 0.10%, it becomes difficult to secure a tensile strength TS of 1180 MPa or more in the final product (thin steel plate). For this reason, C of a board | substrate part was limited to 0.10% or more. In addition, Preferably it is 0.15% or more. The upper limit of C in the substrate portion is not particularly limited, but from the viewpoint of securing desired weldability and toughness, it is preferable to set the upper limit to 0.7%.
なお、基板部は、上記したC以外の成分はとくに限定する必要はないが、所望の高強度を確保するため、また必要な延性、靭性を確保するために必要な、C以外の合金元素を含有してもよいことはいうまでもない。C以外の合金元素としては、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Ni、Cu、B、Caなどが例示できる。
さらに、基板部は、上記したCを含み、さらにビッカース硬さで350HV以上の硬さを有する。基板部が、ビッカース硬さで350HV未満では、最終製品（薄鋼板）で引張強さTS：1180MPa以上を確保することが困難になる。基板部のビッカース硬さが350HV未満である場合に、最終製品の所望の高強度（TS：1180MPa以上）を確保するためには、軟質である堆積層の厚さを低減する必要があり、その場合、充分な成形性向上の効果を得ることができなくなる。このため、基板部は、ビッカース硬さで350HV以上の硬さを有することとした。
In addition, although it is not necessary to specifically limit components other than the above-described C in the substrate portion, an alloy element other than C, which is necessary to ensure the desired high strength and to ensure the required ductility and toughness, is used. Needless to say, it may be contained. Examples of alloy elements other than C include Si, Mn, P, S, Al, N, Ti, Nb, V, Cr, Mo, Ni, Cu, B, and Ca.
Further, the substrate portion includes the above-described C, and further has a Vickers hardness of 350 HV or more. If the substrate has a Vickers hardness of less than 350 HV, it will be difficult to secure a tensile strength of TS: 1180 MPa or more in the final product (thin steel plate). When the Vickers hardness of the substrate is less than 350HV, in order to ensure the desired high strength of the final product (TS: 1180MPa or more), it is necessary to reduce the thickness of the deposited layer, which is soft, In this case, it is not possible to obtain a sufficient effect of improving moldability. For this reason, the substrate portion has a Vickers hardness of 350 HV or more.
なお、基板部の組織は、とくに限定する必要はないが、所望の強度、延性に応じて適宜決定すればよいが、最終製品（薄鋼板）で引張強さTS：1180MPa以上を確保するためには、マルテンサイト相またはベイナイト相を主相とすることが好ましい。ここでいう「主相」とは、組織全体に対する面積率で50％以上を占める相をいう。ここでいう「マルテンサイト」は、焼戻マルテンサイト、焼戻しをされていないフレッシュマルテンサイトのいずれをも含むものとする。また、主相以外の第二相としては、残留γ相、あるいはさらに、フェライト相、パーライトなどが例示できるが、第二相のフェライト相、パーライトは0％であってもよい。 The structure of the substrate part need not be particularly limited, but may be appropriately determined according to the desired strength and ductility. In order to secure a tensile strength TS of 1180 MPa or more in the final product (thin steel plate). The main phase is preferably a martensite phase or a bainite phase. The “main phase” as used herein refers to a phase that occupies 50% or more of the area ratio relative to the entire structure. “Martensite” here includes both tempered martensite and fresh martensite that has not been tempered. Examples of the second phase other than the main phase include a residual γ phase, or a ferrite phase, pearlite, and the like. However, the second phase ferrite phase and pearlite may be 0%.
なお、最終製品（薄鋼板）で引張強さTS：1180MPa以上を安定して確保するためには、基板部が質量％で、C：0.10〜0.70％、Si：0.001〜2.0％、Mn：1.5〜5.0％、P：0.001〜0.1％、S：0.0001〜0.005％、Al：0.001〜1.0％、N：0.001〜0.02％、を含み、あるいはさらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ti：0.001〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.01％、REM：0.0001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。 In addition, in order to stably secure the tensile strength TS: 1180 MPa or more in the final product (thin steel plate), the substrate portion is mass%, C: 0.10 to 0.70%, Si: 0.001 to 2.0%, Mn: 1.5 -5.0%, P: 0.001-0.1%, S: 0.0001-0.005%, Al: 0.001-1.0%, N: 0.001-0.02%, or Cu: 0.01-1.0%, Ni: 0.01-1.0% , Cr: 0.01-1.0%, Mo: 0.01-1.0%, Ti: 0.001-0.2%, Nb: 0.001-0.2%, V: 0.001-0.2%, B: 0.0001-0.005% Or it contains 2 or more types and / or 1 type or 2 types chosen from Ca: 0.0001-0.01% and REM: 0.0001-0.01%, and has a composition which consists of remainder Fe and an unavoidable impurity. Is preferred.
さらに、上記した強度−伸びバランスTS×Elを確保するために、本発明では、基板部の少なくとも一方の側（表面）に、堆積層を有する。
本発明では、堆積層は、鉄基粒子を用いてコールドスプレー法により形成された層とする。
基板の表面（基板部の一方の側）に形成される堆積層は、最終製品の成形性に大きく影響するため、高い塑性変形能を有する必要がある。そのため、本発明では、堆積層のC含有量を、C：0.10％未満に限定する。
Furthermore, in order to ensure the above-described strength-elongation balance TS × El, in the present invention, a deposited layer is provided on at least one side (surface) of the substrate portion.
In the present invention, the deposited layer is a layer formed by a cold spray method using iron-based particles.
Since the deposited layer formed on the surface of the substrate (one side of the substrate portion) greatly affects the formability of the final product, it needs to have a high plastic deformability. Therefore, in the present invention, the C content of the deposited layer is limited to C: less than 0.10%.
Cは、固溶強化により鋼を強化する作用を有する元素であるが、焼入れ性を向上させる作用も有する。そのため、Cを0.10％以上と過剰に含有すると、コールドスプレー法による堆積の過程で、過度な硬化や部分的な焼入れによる硬質化が生じ、成形性が低下する場合があり、最終製品で所望の成形性を確保することが困難となる。このため、堆積部のCは0.10％未満に限定した。なお、好ましくは0.08％未満である。成形性の向上という観点からは、Cはできるだけ低減することが好ましいが、溶製技術の観点からその範囲を、0.0005％以上とすることが好ましい。 C is an element having an effect of strengthening steel by solid solution strengthening, but also has an effect of improving hardenability. Therefore, if C is excessively contained at 0.10% or more, it may be hardened due to excessive curing or partial quenching in the process of deposition by the cold spray method, and the formability may be lowered. It becomes difficult to ensure moldability. For this reason, C of the deposit part was limited to less than 0.10%. In addition, Preferably it is less than 0.08%. From the viewpoint of improving moldability, C is preferably reduced as much as possible, but from the viewpoint of melting technology, the range is preferably set to 0.0005% or more.
なお、堆積部は、上記したC以外に、所望の強度−伸びバランスを確保するために、必要に応じてさらに、他の合金元素を次（１）式
Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１）
（ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。なお、（１）式でMneqを算出する場合には、（１）式に示された元素が含有されない場合には、零として算出するものとする。
In addition to the above-described C, the deposited portion may further contain other alloy elements as necessary in order to secure a desired strength-elongation balance (1)
Mneq = Mn + 0.26 x Si + 1.3 x Cr + 3.5 x P + 2.68 x Mo + 180 x B + 0.37 x Ni + 0.46 x Cu (1)
(Here, Mn, Si, Cr, P, Mo, B, Ni, Cu: content of each element (mass%))
It is preferable that Mneq defined by the formula (1) be contained so as to satisfy less than 2.5, and have a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities. When Mneq is calculated using equation (1), it is calculated as zero if the element shown in equation (1) is not contained.
Mneqは、焼入れ性の程度を示す指標であり、Mneq値が大きいほど焼入れ性が高く、低温変態相を生成しやすく、高強度が得やすくなる。Mneqが2.5以上では、硬質な低温変態相が生成され、堆積層の成形性が低下する。
C以外の合金元素は、例えば、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Ni、Cu、B、Ca等、上記したMneqを満足する範囲内で、所望の特性（成形性）に応じて、適宜含有できる。
Mneq is an index indicating the degree of hardenability. The larger the Mneq value, the higher the hardenability, the easier it is to generate a low-temperature transformation phase, and the higher the strength. When Mneq is 2.5 or more, a hard low-temperature transformation phase is generated, and the formability of the deposited layer is lowered.
Alloy elements other than C, for example, Si, Mn, P, S, Al, N, Ti, Nb, V, Cr, Mo, Ni, Cu, B, Ca, etc., within the range that satisfies the above Mneq, Depending on the desired properties (moldability), it can be contained as appropriate.
好ましい堆積層組成としては、具体的に、C：0.10％未満、Si：0.001〜1.0％、Mn：0.01〜2.0％、P：0.001〜0.03％、S：0.0001〜0.003％、Al：0.001〜0.1％、N：0.001〜0.005％を含み、あるいはさらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.002％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.01％、REM：0.0001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することが好ましい。 Preferable deposition layer compositions are specifically, C: less than 0.10%, Si: 0.001 to 1.0%, Mn: 0.01 to 2.0%, P: 0.001 to 0.03%, S: 0.0001 to 0.003%, Al: 0.001 to 0.1 %, N: 0.001 to 0.005% included, or Cu: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, Ti: 0.001 to 0.05%, Nb: One or more selected from 0.001 to 0.05%, V: 0.001 to 0.2%, B: 0.0001 to 0.002%, and / or Ca: 0.0001 to 0.01%, REM: 0.0001 to 0.01% It is preferable that it has 1 or 2 types chosen from these, and has the composition which consists of remainder Fe and an unavoidable impurity.
堆積層における上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
さらに、堆積層は、上記した組成と、組織全量に対する面積％で50％以上のフェライト相を主相とする組織を有する。ここでいう「主相」は、当該相が組織全量に対する面積％で50％以上を占有する場合をいう。
水素脆性は、材料が使用される環境で、腐食反応などで鋼中に侵入した水素が、格子欠陥、不純物、析出物や介在物、ボイドなどのトラップサイトに捕捉され、内部応力の高い場所などで亀裂を発生し、材料が脆化し破壊に至る現象である。したがって、外部から侵入する水素量を低減させることができれば、水素脆化を大きく改善することが可能となる。
The balance other than the above components in the deposited layer is composed of Fe and inevitable impurities.
Furthermore, the deposited layer has the above-described composition and a structure whose main phase is 50% or more of a ferrite phase in area% with respect to the entire structure amount. The “main phase” as used herein refers to a case where the phase occupies 50% or more in area% with respect to the total amount of the structure.
Hydrogen embrittlement is an environment where materials are used, and hydrogen that has penetrated into the steel due to corrosion reactions, etc. is trapped at trap sites such as lattice defects, impurities, precipitates, inclusions, and voids, and places with high internal stress. This is a phenomenon in which cracks occur and the material becomes brittle and breaks. Therefore, if the amount of hydrogen entering from the outside can be reduced, hydrogen embrittlement can be greatly improved.
水素の侵入を抑制するためには、水素のトラップサイトを低減し、かつ拡散パスとなる粒界や転位などを減少させることが有効である。このためには、堆積層（軟質層）の組織を、転位密度が少なく、格子欠陥が少なく、塑性変形能に富むフェライト相を主体とすること、すなわち、面積％で50％以上のフェライト相を含む組織に限定した。フェライト相が面積％で50％未満では、低温変態相が多くなり、水素の侵入を抑制することが難しくなり、水素脆化が生じやすくなる。このようなことから、堆積層の組織は、面積％で50％以上のフェライト相を主相とする組織に限定した。 In order to suppress the entry of hydrogen, it is effective to reduce hydrogen trap sites and to reduce grain boundaries, dislocations, and the like that become diffusion paths. For this purpose, the structure of the deposited layer (soft layer) is mainly composed of a ferrite phase with a low dislocation density, a small number of lattice defects, and a high plastic deformation ability, that is, a ferrite phase of 50% or more in area%. Limited to including organizations. When the ferrite phase is less than 50% in area%, the low temperature transformation phase increases, it becomes difficult to suppress the entry of hydrogen, and hydrogen embrittlement tends to occur. For this reason, the structure of the deposited layer was limited to a structure having a ferrite phase of 50% or more in area% as a main phase.
さらに、堆積層におけるフェライト相は、平均粒径を5μm以上と粗大化することが好ましい。これにより、水素の拡散パス、トラップサイトとなる粒界を減少させることができ、耐水素脆性が向上する。
なお、堆積層における主相以外の第二相は、面積率で20％以下のパーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相等が例示できる。
Furthermore, the ferrite phase in the deposited layer is preferably coarsened with an average particle size of 5 μm or more. Thereby, the grain boundary which becomes a hydrogen diffusion path and a trap site can be reduced, and hydrogen embrittlement resistance is improved.
The second phase other than the main phase in the deposited layer can be exemplified by pearlite, bainite phase, martensite phase and the like having an area ratio of 20% or less.
また、堆積層は、気孔率が面積％で10％以下の層とする。気孔率が10％超では、水素の侵入を抑制する効果が損なわれるとともに、堆積層の密着性が低下し、塑性加工時に剥離し易くなる。このため、堆積層（軟質層）による、塑性拘束効果、水素脆性を抑制する効果を充分に確保できなくなる。このようなことから、堆積層の気孔率を10％以下に限定し、緻密な構造とした。 The deposited layer is a layer having a porosity of 10% or less in area%. When the porosity is more than 10%, the effect of suppressing the intrusion of hydrogen is impaired, and the adhesion of the deposited layer is lowered, so that it is easy to peel off during plastic working. For this reason, the plastic restraint effect and the effect which suppresses hydrogen embrittlement by a deposition layer (soft layer) cannot fully be secured. For this reason, the porosity of the deposited layer is limited to 10% or less to obtain a dense structure.
また、堆積層の厚さは、片面当たり10μm以上500μm以下とする。堆積層の厚さが10μm未満では、薄すぎて、上記した堆積層（軟質層）の塑性拘束効果や、水素の侵入抑制効果を十分に発揮することが困難となる。一方、500μmを超えて厚くなると、所望の高強度を確保することが難しくなる。このため、堆積層の厚さは10μm以上500μm以下に限定した。なお、好ましくは10〜200μm、さらに好ましくは10〜100μmである。 The thickness of the deposited layer is 10 μm or more and 500 μm or less per side. If the thickness of the deposited layer is less than 10 μm, it is too thin, and it becomes difficult to sufficiently exhibit the plastic restraining effect of the above-described deposited layer (soft layer) and the effect of suppressing the penetration of hydrogen. On the other hand, when the thickness exceeds 500 μm, it becomes difficult to ensure a desired high strength. For this reason, the thickness of the deposited layer was limited to 10 μm or more and 500 μm or less. In addition, Preferably it is 10-200 micrometers, More preferably, it is 10-100 micrometers.
さらに、本発明高強度薄鋼板では、基板部と堆積層との界面近傍に、界面の密着性を向上させるために、拡散層を有することが好ましい。拡散層は、堆積層を形成した後に、焼鈍処理を施すことにより形成できる。拡散層は、基板部と堆積層の界面付近で熱処理などにより原子の拡散が生じることにより形成され、この領域内では化学成分や硬さが滑らかに変化している。このため、拡散層を有することにより、軟質な堆積層による塑性拘束作用が高められ、成形性をより向上させることができる。 Furthermore, in the high strength thin steel sheet of the present invention, it is preferable to have a diffusion layer in the vicinity of the interface between the substrate portion and the deposited layer in order to improve the adhesion at the interface. The diffusion layer can be formed by performing an annealing process after forming the deposited layer. The diffusion layer is formed by diffusion of atoms by heat treatment or the like in the vicinity of the interface between the substrate portion and the deposition layer, and the chemical composition and hardness are smoothly changed in this region. For this reason, by having a diffusion layer, the plastic restraint effect | action by a soft deposit layer is heightened, and a moldability can be improved more.
拡散層（相互拡散層）の判定は、例えばグロー放電発光表面分析装置（GDS）や電子線マイクロアナライザ（EPMA）などの解析装置を用いて板厚方向の成分組成の分布を調査し、板厚方向に傾斜状に変化している領域が10μm以上であるものを言う。拡散層を有することで軟質な堆積層による塑性拘束作用がより高められ、より高い成形性を有することができる。 The diffusion layer (interdiffusion layer) is determined by examining the component composition distribution in the plate thickness direction using an analyzer such as a glow discharge emission surface analyzer (GDS) or electron microanalyzer (EPMA). A region whose direction changes in an inclined manner is 10 μm or more. By having the diffusion layer, the plastic restraint action by the soft deposition layer can be further enhanced, and higher formability can be obtained.
次に、本発明高強度薄鋼板の製造方法について、説明する。
まず、上記した組成の基板部となるような組成の基板を用意する。
基板は、最終製品の強度に大きく影響するため、最終製品の所望強度に対し十分な強度を保持する熱延薄鋼板、または冷延薄鋼板とする必要がある。なお、基板の板厚は、目的や用途に応じて適宜設定できる。基板とする薄鋼板の製造方法としては、公知の薄鋼板の製造方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はないが、例えば、熱延鋼板では、連続鋳造法、造塊法、薄スラブ鋳造法などにより製造されたスラブを、再加熱して粗圧延および仕上圧延を行う熱間圧延を施し、引続き、ランアウトテーブル上で所定の冷却を施し、巻き取る方法が、また、冷延鋼板では、熱延鋼板にさらに、酸洗によりスケールを除去したのち、冷間圧延を施す方法が、例示できる。
Next, the manufacturing method of this invention high strength thin steel plate is demonstrated.
First, a substrate having a composition that provides the substrate portion having the above-described composition is prepared.
Since the substrate greatly affects the strength of the final product, it is necessary to use a hot-rolled thin steel plate or a cold-rolled thin steel plate that retains sufficient strength with respect to the desired strength of the final product. In addition, the board thickness of a board | substrate can be suitably set according to the objective and a use. As a method for producing a thin steel plate as a substrate, any of the known methods for producing a thin steel plate can be applied, and it is not necessary to specifically limit the method. For example, in a hot rolled steel plate, a continuous casting method, an ingot forming method, a thin slab casting The slab produced by the method is subjected to hot rolling for reheating and rough rolling and finish rolling, followed by predetermined cooling on the runout table and winding, An example is a method in which the hot rolled steel sheet is further subjected to cold rolling after removing the scale by pickling.
使用する基板の組成は、さらに詳しくは、質量％で、C：0.10〜0.70％、Si：0.001〜2.0％、Mn：1.5〜5.0％、P：0.001〜0.1％、S：0.0001〜0.005％、Al：0.001〜1.0％、N：0.001〜0.02％、を含み、あるいはさらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ti：0.001〜0.2％、Nb：0.001〜0.2％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.01％、REM：0.0001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、TS：1180MPa以上の強度を有する高強度薄鋼板とすることが好ましい。なお、基板とする高強度薄鋼板は、マルテンサイト相、ベイナイト相を主体とする組織を有する鋼板とすることが好ましい。 More specifically, the composition of the substrate used is, in mass%, C: 0.10 to 0.70%, Si: 0.001 to 2.0%, Mn: 1.5 to 5.0%, P: 0.001 to 0.1%, S: 0.0001 to 0.005%, Al: 0.001 to 1.0%, N: 0.001 to 0.02%, or Cu: 0.01 to 1.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, Ti: 0.001 -0.2%, Nb: 0.001-0.2%, V: 0.001-0.2%, B: One or more selected from 0.0001-0.005%, and / or Ca: 0.0001-0.01%, REM: It is preferable to use a high-strength thin steel sheet containing one or two selected from 0.0001 to 0.01% and having a balance of Fe and unavoidable impurities and a strength of TS: 1180 MPa or more. The high-strength thin steel plate used as the substrate is preferably a steel plate having a structure mainly composed of martensite phase and bainite phase.
このような組成、組織、強度を有する薄鋼板を基板とし、該基板の少なくとも一方の表面に、鉄基粒子を用いたコールドスプレー法で所定厚さの堆積層を形成する。
本発明で使用するコールドスプレー法は、鉄基粒子を、所定の温度に加熱した作動ガスと混合して、スプレーノズルから、基板に高速で衝突させて、堆積層を得る方法である。本発明で使用する装置はとくに限定する必要はなく、常用のコールドスプレー装置がいずれも適用できる。
A thin steel plate having such a composition, structure and strength is used as a substrate, and a deposited layer having a predetermined thickness is formed on at least one surface of the substrate by a cold spray method using iron-based particles.
The cold spray method used in the present invention is a method in which iron-based particles are mixed with a working gas heated to a predetermined temperature and collided with a substrate at high speed from a spray nozzle to obtain a deposited layer. The apparatus used in the present invention is not particularly limited, and any ordinary cold spray apparatus can be applied.
コールドスプレー装置は、例えば、作動ガス供給装置、作動ガス加熱装置（ヒータ）、粒子供給装置、作動ガスと粒子を混合させるスプレーガンおよび粒子を基板に吹き付けるノズル等から構成される。ノズルには、堆積厚さを調整可能なように、走査速度を制御可能な構成が付設されていることはいうまでもない。なお、作動ガスは、通常、ヘリウム、窒素、大気、あるいはそれらの混合ガスを用いる。 The cold spray device includes, for example, a working gas supply device, a working gas heating device (heater), a particle supply device, a spray gun that mixes the working gas and particles, and a nozzle that blows particles onto the substrate. Needless to say, the nozzle is provided with a configuration capable of controlling the scanning speed so that the deposition thickness can be adjusted. In addition, helium, nitrogen, air | atmosphere, or those mixed gas is normally used for working gas.
本発明では、使用する粒子は鉄基粒子とする。使用する鉄基粒子は、質量％でC：0.10％未満で、あるいはさらに他の合金元素を、次（１）式
Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１）
（ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鉄基粒子とする。なお、（１）式を計算するに際しては、表示された元素のうち、含有しない元素については零として計算するものとする。
In the present invention, the particles used are iron-based particles. The iron-based particles to be used are C% less than 0.10% by mass, or other alloy elements represented by the following formula (1)
Mneq = Mn + 0.26 x Si + 1.3 x Cr + 3.5 x P + 2.68 x Mo + 180 x B + 0.37 x Ni + 0.46 x Cu (1)
(Here, Mn, Si, Cr, P, Mo, B, Ni, Cu: content of each element (mass%))
The iron-based particles are contained so that the Mneq defined by the formula satisfies less than 2.5, and the balance is Fe and inevitable impurities. In calculating the equation (1), among the displayed elements, the elements not contained are calculated as zero.
本発明高強度薄鋼板では、優れた成形性を確保するため、形成される堆積層には、基板部に対して充分に高い塑性変形能を有することが要求される。このため、コールドスプレー時に鉄基粒子を基板に衝突させて、高温状態で堆積する際に、あるいはコールドスプレー後の熱処理時に、低温変態相などの硬質な組織が発現することを回避する必要がある。このようなことから、本発明では、使用する鉄基粉末を、C：0.10％未満で、あるいはさらに他の合金元素をMneqが2.5未満を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鉄基粉末とした。ここでいう「Mneq」は、鋼の焼入れ性を示す指標で、この値が大きいほど焼入れ性が高く、コールドスプレー処理あるいは引続く熱処理を施され、冷却された後に、高い硬さを示しやすくなる。 In the high strength thin steel sheet of the present invention, in order to ensure excellent formability, the deposited layer is required to have a sufficiently high plastic deformability with respect to the substrate portion. For this reason, it is necessary to avoid the appearance of a hard structure such as a low-temperature transformation phase when the iron-based particles collide with the substrate during cold spraying and are deposited in a high temperature state or during heat treatment after cold spraying. . Therefore, in the present invention, the iron-based powder to be used contains C: less than 0.10%, or further contains other alloy elements so that Mneq satisfies less than 2.5, and the balance Fe and unavoidable impurities. An iron-based powder having the following composition was obtained. “Mneq” here is an index showing the hardenability of steel. The higher this value, the higher the hardenability, and after cold treatment or subsequent heat treatment and cooling, it becomes easy to show high hardness. .
鉄基粉末のC含有量が、0.10％以上では、堆積層が硬質化するとともに、塑性変形能が著しく低下し、堆積層による成形性向上効果が充分に発揮できない。また、鉄基粉末のMneqが2.5以上となると、C：0.10％未満であっても、硬化する部分が生じ、延性が著しく低下し、堆積層による成形性向上効果が充分に発揮できない。このようなことから、使用する鉄基粒子は、C：0.10％未満で、あるいはさらに他の合金元素をMneqが2.5未満を満足するような鉄基粉末とした。なお、鉄基粒子の組成は、粒子全体の平均的な値を用いるものとする。 When the C content of the iron-based powder is 0.10% or more, the deposited layer is hardened and the plastic deformability is remarkably lowered, and the effect of improving the formability by the deposited layer cannot be exhibited sufficiently. Further, when the Mneq of the iron-based powder is 2.5 or more, even if C: less than 0.10%, a hardened portion is generated, the ductility is remarkably lowered, and the effect of improving the formability by the deposited layer cannot be exhibited sufficiently. For this reason, the iron-based particles used were iron-based powders with C: less than 0.10%, or other alloy elements satisfying Mneq of less than 2.5. In addition, the average value of the whole particle shall be used for the composition of the iron-based particles.
なお、使用する鉄基粒子は、コールドスプレー法で形成された堆積層が上記した堆積層組成が得られるような組成を有する粒子とする。具体的には、C：0.10％未満、Si：0.001〜1.0％、Mn：0.01〜2.0％、P：0.001〜0.03％、S：0.0001〜0.003％、Al：0.001〜0.1％、N：0.001〜0.005％を含み、あるいはさらにCu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜1.0％、Ti：0.001〜0.05％、Nb：0.001〜0.05％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.002％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.01％、REM：0.0001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する粒子とすることが好ましい。 The iron-based particles to be used are particles having a composition such that the deposited layer formed by the cold spray method can obtain the above-described deposited layer composition. Specifically, C: less than 0.10%, Si: 0.001 to 1.0%, Mn: 0.01 to 2.0%, P: 0.001 to 0.03%, S: 0.0001 to 0.003%, Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.001 to Including 0.005%, or Cu: 0.01-1.0%, Ni: 0.01-1.0%, Cr: 0.01-1.0%, Mo: 0.01-1.0%, Ti: 0.001-0.05%, Nb: 0.001-0.05%, V : One or more selected from 0.001 to 0.2%, B: 0.0001 to 0.002%, and / or one selected from Ca: 0.0001 to 0.01%, REM: 0.0001 to 0.01% Or it is preferable to set it as the particle | grains which contain 2 types and have the composition which consists of remainder Fe and an unavoidable impurity.
また、使用する鉄基粒子は、粒子径：1〜100μmであるものとする。
使用する粒子の径が100μmを超えて大きい場合には、コールドスプレー法により形成される堆積層中に比較的に大きな空隙を有するようになり、基板部との密着性が低下する。このため、堆積層による塑性拘束作用が充分に得られない。粒子径が1μm未満と小さい場合には、スプレーによる直進性が損なわれたり、短時間あたりの堆積量が低下するなど、所望の堆積層が充分に形成されない。
Moreover, the iron-based particle to be used shall have a particle diameter of 1 to 100 μm.
When the diameter of the particles to be used exceeds 100 μm, the deposited layer formed by the cold spray method has relatively large voids, and the adhesion to the substrate portion is lowered. For this reason, the plastic restraint action by a deposited layer is not fully obtained. When the particle diameter is as small as less than 1 μm, a desired deposited layer is not sufficiently formed, for example, the straightness by spraying is impaired or the amount of deposition per short time is reduced.
このため、使用する鉄基粒子の粒子径を1〜100μmの範囲に限定した。なお、好ましくは10〜80μmである。ここで、「粒子径」とは、例えばレーザ回折・散乱法などを用いて粒度分布測定を行ない、粒径と累積（積算）個数分布の関係で、累積個数が50％となる粒子径（メジアン径：ｄ50）をいう。
つぎに、本発明で適用するコールドスプレー条件について説明する。
For this reason, the particle diameter of the iron-based particles used is limited to a range of 1 to 100 μm. In addition, Preferably it is 10-80 micrometers. Here, the “particle size” means, for example, a particle size distribution measurement using a laser diffraction / scattering method, etc., and a particle size (median) in which the cumulative number is 50% due to the relationship between the particle size and the cumulative (integrated) number distribution. Diameter: d50).
Next, the cold spray conditions applied in the present invention will be described.
本発明で適用するコールドスプレー法は、鉄基粒子を、加熱した作動ガスと混合したのち、スプレーノズルを用いて、基板表面にスプレーして、堆積層を形成する。
使用する作動ガスの温度は、500〜1000℃の範囲の温度とする。
作動ガスの温度が、500℃未満と低いと、粒子に充分な運動エネルギーが付与されず、充分な厚さの堆積層を形成できない。一方、作動ガスの温度が1000℃超と高い場合には、鉄基粒子が過度に軟質化したり、あるいは溶融するため、所望厚さの堆積層が形成できない。このため、作動ガスの温度は500〜1000℃の範囲の温度とする。なお、ここで言う「作動ガス温度」とは、スプレーノズル入口での温度である。
In the cold spray method applied in the present invention, iron-based particles are mixed with a heated working gas, and then sprayed onto the substrate surface using a spray nozzle to form a deposited layer.
The temperature of the working gas to be used is a temperature in the range of 500 to 1000 ° C.
When the temperature of the working gas is as low as less than 500 ° C., sufficient kinetic energy is not imparted to the particles, and a deposited layer having a sufficient thickness cannot be formed. On the other hand, when the temperature of the working gas is as high as over 1000 ° C., the iron-based particles are excessively softened or melted, so that a deposited layer having a desired thickness cannot be formed. For this reason, the temperature of working gas shall be the temperature of the range of 500-1000 degreeC. The “operating gas temperature” referred to here is the temperature at the spray nozzle inlet.
また、作動ガスの圧力は、緻密な堆積層を形成するという観点から、1MPa以上、好ましくは3MPa以上とすることが好ましい。なお、ここでいう「作動ガスの圧力」とは、スプレーノズル入口での圧力である。なお、作動ガスの圧力は、粒子の衝突速度が、200〜1000m/s、もしくはそれ以上となるように選定することが好ましい。
コールドスプレー法で形成する堆積層は、片面当たり10μm以上500μm以下の厚さとすることが好ましい。堆積層の厚さが10μm未満では、上記した水素の鋼中への侵入抑制効果や、水素脆性によるき裂の発生抑制効果が十分に得られない。一方、500μm超えでは、軟質な層が多くなりすぎて、所望の最終製品の強度を確保することが困難となる。
Further, the pressure of the working gas is preferably 1 MPa or more, preferably 3 MPa or more from the viewpoint of forming a dense deposited layer. Here, the “pressure of the working gas” is a pressure at the spray nozzle inlet. The pressure of the working gas is preferably selected so that the particle collision speed is 200 to 1000 m / s or more.
The deposited layer formed by the cold spray method is preferably 10 μm or more and 500 μm or less per side. When the thickness of the deposited layer is less than 10 μm, the above-described effect of suppressing the penetration of hydrogen into steel and the effect of suppressing the occurrence of cracks due to hydrogen embrittlement cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if it exceeds 500 μm, there are too many soft layers, making it difficult to ensure the strength of the desired final product.
上記したように、堆積層を形成したのち、本発明では、さらに、焼鈍温度：700〜900℃の範囲の温度で焼鈍処理を施すことが好ましい。
堆積層と基板部との密着性を向上するため、薄鋼板に焼鈍処理を施すことが好ましい。焼鈍処理を施すことにより、堆積層と基板部の界面近傍で、原子の相互拡散が行われ、拡散層を形成し、界面の密着性を効果的に高めることができる。焼鈍温度が700℃未満と低い場合には、十分に原子の拡散が行われず、さらに基板部が焼戻により強度が低下する場合がある。一方、焼鈍温度が900℃を超えて高い場合には、原子の拡散量が大き過ぎて、基板部と堆積層の間の組成差が認められなくなり、所望の塑性拘束効果を得ることができなくなる。このようなことから、焼鈍処理の温度は700〜900℃の範囲の温度に限定することが好ましい。なお、焼鈍処理では、基板の強度、延性を調整する目的で、温度、冷却条件を適宜選択することができる。
As described above, after forming the deposited layer, in the present invention, it is preferable to further perform an annealing process at a temperature in the range of 700 to 900 ° C.
In order to improve the adhesion between the deposited layer and the substrate portion, it is preferable to subject the thin steel plate to an annealing treatment. By performing the annealing treatment, atomic interdiffusion is performed in the vicinity of the interface between the deposited layer and the substrate portion, so that a diffusion layer can be formed and the adhesion at the interface can be effectively enhanced. When the annealing temperature is as low as less than 700 ° C., atoms are not sufficiently diffused, and the strength of the substrate portion may be reduced by tempering. On the other hand, when the annealing temperature is higher than 900 ° C., the amount of diffusion of atoms is too large, and the difference in composition between the substrate portion and the deposited layer is not recognized, and the desired plastic restraint effect cannot be obtained. . For this reason, it is preferable to limit the temperature of the annealing treatment to a temperature in the range of 700 to 900 ° C. In the annealing treatment, the temperature and cooling conditions can be appropriately selected for the purpose of adjusting the strength and ductility of the substrate.
また、堆積層を形成した後に、表面の平滑化や形状矯正などを目的として、圧下率：10％未満の冷間圧延を施してもよい。
上記した構成の高強度薄鋼板は、引張強さTS：1180MPa以上で、強度−伸びバランスTS×Elが16000MPa％以上となる薄鋼板である。自動車構造部品などへの適用を考えた場合には、高い延性が必要であり、強度−延性バランスTS×Elで16000MPa％以上を有する必要がある。
Further, after forming the deposited layer, cold rolling with a rolling reduction of less than 10% may be performed for the purpose of smoothing the surface or correcting the shape.
The high-strength thin steel sheet having the above-described configuration is a thin steel sheet having a tensile strength TS: 1180 MPa or more and a strength-elongation balance TS × El of 16000 MPa% or more. When considering application to automobile structural parts, etc., high ductility is required, and the strength-ductility balance TS × El needs to be 16000 MPa% or more.
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.
基板用として、表１に示す組成の薄鋼板を準備した。これら鋼板は、真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊とし、熱間圧延と、その後の冷却により、あるいは熱間圧延により得られた熱延板にさらに熱処理を施し、あるいは熱延板に酸洗と、冷間圧延とさらに焼鈍を施して、製造された薄鋼板である。
なお、基板として用いる薄鋼板について、組織、引張特性、硬さを調査した。
For the substrate, a thin steel plate having the composition shown in Table 1 was prepared. These steel sheets are melted in a vacuum melting furnace, cast into steel ingots, hot-rolled and then subjected to further heat treatment by hot rolling and subsequent cooling or hot rolling, or hot-rolled sheets It is a thin steel plate produced by pickling, cold rolling and further annealing.
In addition, about the thin steel plate used as a board | substrate, the structure | tissue, the tensile characteristic, and hardness were investigated.
基板として用いる薄鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として、研磨、腐食（腐食液：３vol.％ナイタール）し、走査型電子顕微鏡（SEM）（倍率：3000倍）で10視野観察し、組織を同定し、画像処理して組織分率（面積％）を算出した。
なお、基板として用いる薄鋼板について、板厚方向中央部が観察面となるように、Ｘ線回折用試験片を採取し、バフ研磨後に化学研磨を行って、Ｘ線回折を行ない、残留オーステナイト（γ）相の含有量を測定した。得られた回析結果から、γ相の（200）面、（220）面、（311）面とα鉄の（220）面、（211）面のピークの積分強度を用いて、すべての組合せについて強度比を算出し、これらの平均値を残留γ量とした。
A specimen for structure observation is taken from a thin steel plate used as a substrate, polished and corroded (corrosion solution: 3 vol.% Nital) using a plate thickness section parallel to the rolling direction as an observation surface, and a scanning electron microscope (SEM). Ten fields of view were observed at (magnification: 3000 times), the tissue was identified, and image processing was performed to calculate the tissue fraction (area%).
In addition, about the thin steel plate used as a board | substrate, the test piece for X-ray diffraction is extract | collected so that a plate thickness direction center part may become an observation surface, chemical polishing is performed after buffing, X-ray diffraction is performed, residual austenite ( The content of γ) phase was measured. From the obtained diffraction results, using the integrated intensity of the peaks of the (200), (220), (311), and (iron) (220), (211) planes of the γ phase, all combinations The intensity ratio was calculated for, and the average value of these was taken as the amount of residual γ.
また、基板として用いる薄鋼板から、圧延方向と直角方向に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：20mm/minで引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、全伸びEl）を測定した。
また、基板として用いる薄鋼板から、硬さ測定用試験片を採取し、ビッカース硬度計（試験力：10N）を用いて、JIS Z 2241に準拠して板厚1/4位置でビッカース硬さHVを、５点測定し、算術平均して当該鋼板の硬さとした。
In addition, JIS No. 5 tensile test specimens were taken from the thin steel sheet used as the substrate in the direction perpendicular to the rolling direction, and in accordance with the provisions of JIS Z 2241, tensile tests were conducted at a crosshead speed of 20 mm / min. (Tensile strength TS, total elongation El) was measured.
In addition, a specimen for hardness measurement is taken from a thin steel plate used as a substrate, and using a Vickers hardness tester (test force: 10 N), Vickers hardness HV at a thickness of 1/4 position according to JIS Z 2241. Was measured at five points and arithmetically averaged to determine the hardness of the steel sheet.
得られた結果を表１に併記した。 The obtained results are also shown in Table 1.
さらに、コールドスプレー法で、堆積層形成用として用いる鉄基粒子として、表２に示す組成を有する鉄基粒子（ガスアトマイズ製粒子）を準備した。なお、使用する鉄基粒子は、粉砕、篩いによる分級を繰返して、0.2〜200μm範囲の所定の粒子径となるように調整したものを使用した。なお、粒子径は、レーザ回折・散乱法を用いて粒度分布測定を行なって求めた。 Furthermore, iron base particles (gas atomized particles) having the composition shown in Table 2 were prepared as iron base particles used for deposit layer formation by the cold spray method. The iron-based particles used were those adjusted so as to have a predetermined particle size in the range of 0.2 to 200 μm by repeating classification by pulverization and sieving. The particle size was obtained by measuring the particle size distribution using a laser diffraction / scattering method.
表１に示す基板の表面に、表２に示す鉄基粒子を用いたコールドスプレー法で堆積層を形成した。作動ガスを窒素ガスとし、該作動ガスをコールドスプレー装置のヒータで表３に示す温度に加熱し、加熱した作動ガスに、コールドスプレー装置の粒子供給装置から鉄基粒子を供給して混合し、スプレーノズルで、基板に吹き付けた。なお、作動ガス圧は3MPa一定とした。また、所定の堆積層厚となるように、機械制御でノズルの走査速度を調整した。なお、一部の鋼板については表３に示す熱処理（加熱後空冷）を施した。 A deposited layer was formed on the surface of the substrate shown in Table 1 by the cold spray method using the iron-based particles shown in Table 2. Working gas is nitrogen gas, the working gas is heated to the temperature shown in Table 3 with a heater of the cold spray device, and iron-based particles are supplied to the heated working gas from the particle supply device of the cold spray device and mixed. The substrate was sprayed with a spray nozzle. The working gas pressure was constant at 3 MPa. Further, the scanning speed of the nozzle was adjusted by mechanical control so as to obtain a predetermined deposited layer thickness. In addition, about some steel plates, the heat processing (after-heating air cooling) shown in Table 3 was given.
得られた鋼板（薄鋼板）について、組織観察、引張試験、硬さ試験、遅れ破壊試験を実施した。なお、堆積層形成後の鋼板板厚、堆積層厚さ、気孔率についても測定した。なお、基板部、堆積層の組成は、粒子組成とほとんど変化なかったので省略した。
試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた鋼板（薄鋼板）から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、腐食（腐食液：ナイタール液）して、光学顕微鏡（倍率：1000倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）を用いて、主として堆積層の組織を観察し、組織の同定および、画像処理を用いてフェライト相の組織分率を算出した。なお、基板部の組織は、高温での熱処理を施されたもの以外は、ほぼ堆積層形成前と同じであった。
The obtained steel plate (thin steel plate) was subjected to a structure observation, a tensile test, a hardness test, and a delayed fracture test. In addition, the steel plate thickness after deposit layer formation, the deposit layer thickness, and the porosity were also measured. The composition of the substrate portion and the deposited layer was omitted because it was almost the same as the particle composition.
The test method was as follows.
(1) Microstructure observation From the obtained steel plate (thin steel plate), a specimen for microstructural observation is collected, the cross section in the rolling direction is polished and corroded (corrosion solution: nital solution), and an optical microscope (magnification: 1000 times) or The structure of the deposited layer was mainly observed using a scanning electron microscope (magnification: 3000 times), and the structure fraction of the ferrite phase was calculated using the identification of the structure and image processing. The structure of the substrate part was almost the same as before the formation of the deposited layer, except that the structure was subjected to heat treatment at a high temperature.
なお、堆積層の気孔率は、組織写真から、気孔部を同定し、画像処理で、面積率を求めた。
また、堆積層形成後の板厚は、得られた鋼板の10箇所で代表し、マイクロメータで測定し、その算術平均を当該鋼板の板厚（総厚さ）とした。
また、得られた鋼板の堆積層の厚さは、得られた鋼板の10箇所で代表し、その断面を板厚方向に電子線マイクロアナライザーで元素分析し、堆積層の成分組成から基板部の成分組成に変化する遷移領域の中央位置を堆積層と基板部との境界と定義し、堆積層の厚さをそれぞれ測定し、その算術平均を当該鋼板の堆積層厚とした。
（２）引張試験
得られた鋼板（薄鋼板）から、圧延方向と直角方向に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：20mm/minで引張試験を実施し、引張特性（引張強さTS、全伸びEl）を測定した。
（３）硬さ試験
得られた鋼板（薄鋼板）から、硬さ測定用試験片を採取し、ビッカース硬度計（試験力：10N）を用いて、JIS Z 2241に準拠して測定した。なお、測定位置は、基板部では基板（堆積層形成前の状態）の板厚方向1/4位置相当箇所で、堆積部では堆積による板厚増加分の1/2に相当する箇所とした。各箇所でそれぞれ５点、ビッカース硬さHVを測定し、算術平均して当該箇所の硬さとした。
（４）遅れ破壊試験
得られた鋼板（薄鋼板）から、遅れ破壊試験片（大きさ：15mm×120mm）を採取し、４点曲げにより鋼板の降伏強さの0.9倍に相当する外力を付与した状態で、浸漬液（チオシアン酸アンモニウムをマッキルベイン緩衝液に混合した溶液）に浸漬した。なお、浸漬液は、pH：4、pH：6の２種類とし、負荷応力条件は、表面応力で材料の降伏強さの1.1倍（A条件）、0.9倍（B条件）の２条件とした。浸漬時間は120ｈまで行い、12ｈ毎に破壊の有無を確認した。
The porosity of the deposited layer was determined by identifying the pores from the structure photograph and performing image processing.
Further, the plate thickness after the formation of the deposited layer is represented by 10 places on the obtained steel plate, measured with a micrometer, and the arithmetic average thereof was defined as the plate thickness (total thickness) of the steel plate.
The thickness of the deposited layer of the obtained steel plate is representative at 10 points of the obtained steel plate, and the cross section is subjected to elemental analysis with an electron beam microanalyzer in the plate thickness direction, and from the component composition of the deposited layer, The central position of the transition region changing to the component composition was defined as the boundary between the deposited layer and the substrate portion, the thickness of the deposited layer was measured, and the arithmetic average was taken as the deposited layer thickness of the steel sheet.
(2) Tensile test JIS No. 5 tensile test piece was taken from the obtained steel plate (thin steel plate) in the direction perpendicular to the rolling direction, and the tensile test was performed at a crosshead speed of 20 mm / min in accordance with the provisions of JIS Z 2241. And tensile properties (tensile strength TS, total elongation El) were measured.
(3) Hardness test From the obtained steel plate (thin steel plate), a specimen for hardness measurement was collected and measured according to JIS Z 2241 using a Vickers hardness tester (test force: 10 N). The measurement position was a position corresponding to 1/4 position in the plate thickness direction of the substrate (state before formation of the deposited layer) in the substrate portion, and a position corresponding to 1/2 of the increase in plate thickness due to deposition in the deposition portion. Five points were measured at each point, and Vickers hardness HV was measured, and arithmetically averaged to determine the hardness of the point.
(4) Delayed fracture test From the obtained steel plate (thin steel plate), a delayed fracture test piece (size: 15mm x 120mm) was sampled and given an external force equivalent to 0.9 times the yield strength of the steel plate by 4-point bending. In this state, it was immersed in a dipping solution (a solution in which ammonium thiocyanate was mixed with a McKilbein buffer). There are two types of immersion liquids, pH: 4 and pH: 6, and the load stress conditions are two conditions of 1.1 times (A condition) and 0.9 times (B condition) of the material yield strength. . The immersion time was up to 120h, and the presence or absence of destruction was confirmed every 12h.
得られた結果を表４に示す。 Table 4 shows the obtained results.
本発明例はいずれも、引張強さTS：1180MPa以上を満足し、しかも強度−伸びバランスTS×Elが16000MPa％を超えて高く、成形性に優れるとともに、遅れ破壊時間が120ｈを超え、優れた耐水素脆性を示す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、引張強さ、強度−伸びバランス、が所望の値を満足していないか、耐水素脆性が低下している。 All of the examples of the present invention satisfy the tensile strength TS: 1180 MPa or more, and the strength-elongation balance TS × El is higher than 16000 MPa%, and the moldability is excellent, and the delayed fracture time exceeds 120 h, which is excellent. It is a thin steel plate exhibiting hydrogen embrittlement resistance. On the other hand, in the comparative examples that are outside the scope of the present invention, the tensile strength and the strength-elongation balance do not satisfy the desired values, or the hydrogen embrittlement resistance is reduced.
コールドスプレーにおける作動ガスの温度が本発明の好適範囲より低い比較例（鋼板No.4）は、形成される堆積層の厚さが少なく、耐水素脆性が低下している。また、焼鈍処理が好適範囲を高く外れた比較例（鋼板No.6）は、軟質層の組織が所望のフェライト相50％以上を満足しておらず、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。また、使用する鉄基粒子の粒径が粗大である比較例（鋼板No.12）は、気孔率が高く、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。 In the comparative example (steel plate No. 4) in which the temperature of the working gas in the cold spray is lower than the preferred range of the present invention, the thickness of the deposited layer formed is small and the hydrogen embrittlement resistance is lowered. Further, in the comparative example (steel plate No. 6) in which the annealing treatment is out of the preferred range, the structure of the soft layer does not satisfy the desired ferrite phase of 50% or more, and the desired strength-elongation balance can be secured. In addition, hydrogen embrittlement resistance is reduced. In addition, the comparative example (steel plate No. 12) in which the particle size of the iron-based particles used is coarse has a high porosity, a desired strength-elongation balance cannot be ensured, and hydrogen brittleness resistance is reduced. .
また、コールドスプレーにおける使用する鉄基粒子の粒径が小さすぎた比較例（鋼板No.15）は、形成される堆積層の厚さが少なく、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。
また、焼鈍処理が好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.21）は、所望の高強度を確保できていない。コールドスプレーにおける作動ガスの温度が本発明の好適範囲より高い比較例（鋼板No.22）は、形成される堆積層の厚さが少なく、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。
Moreover, the comparative example (steel plate No. 15) in which the particle size of the iron-based particles used in the cold spray is too small has a small thickness of the deposited layer, and the desired strength-elongation balance cannot be secured. The hydrogen embrittlement resistance is reduced.
Moreover, the comparative example (steel plate No. 21) in which the annealing treatment deviated from the preferred range does not ensure the desired high strength. In the comparative example (steel plate No. 22) in which the temperature of the working gas in the cold spray is higher than the preferred range of the present invention, the thickness of the deposited layer formed is small, the desired strength-elongation balance cannot be secured, and the resistance Hydrogen embrittlement is reduced.
また、基板の組成が本発明の好適範囲を外れた比較例（鋼板No.24）は、所望の高強度を確保できていない。また、コールドスプレーにおける使用する鉄基粒子の組成が本発明の好適範囲を高く外れる比較例（鋼板No.25,No.26）は、所望の強度−伸びバランスを確保できていないうえ、耐水素脆性が低下している。 Further, the comparative example (steel plate No. 24) in which the composition of the substrate deviates from the preferred range of the present invention does not ensure the desired high strength. Moreover, the comparative examples (steel plates No. 25 and No. 26) in which the composition of the iron-based particles used in the cold spray deviates from the preferred range of the present invention are not sufficient, and the desired strength-elongation balance cannot be secured. Brittleness is reduced.
Claims (9)
前記基板部が、質量％で、C：0.10％以上を含み、ビッカース硬さで350HV以上の硬さを有し、
前記堆積層が、コールドスプレー製鉄基粒子堆積層で、厚さが片面あたり10μm以上500μm以下であり、質量％で、C：0.10％未満を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、気孔率が10面積％以下でかつ、組織全量に対する比率で50面積％以上のフェライト相を主相とする組織とを有する層であることを特徴とする、
引張強さ：1180MPa以上で、成形性および耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板。 A thin steel plate having a substrate portion and a deposited layer on at least one side of the substrate portion,
The substrate part includes, by mass%, C: 0.10% or more, and has a Vickers hardness of 350 HV or more,
The deposited layer is, in co chromatography Cold spray steel base particle deposition layer is not more than 500μm or 10μm per surface thickness, by mass%, C: 0.10% less than a free, the balance being Fe and unavoidable impurities Composition And a porosity of 10 area% or less, and a layer having a structure having a ferrite phase as a main phase of 50 area% or more in a ratio to the total amount of the structure,
Tensile strength: 1180 MPa or higher, high strength thin steel sheet with excellent formability and hydrogen embrittlement resistance .
記Record
Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１） Mneq = Mn + 0.26 x Si + 1.3 x Cr + 3.5 x P + 2.68 x Mo + 180 x B + 0.37 x Ni + 0.46 x Cu (1)
ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％） Here, Mn, Si, Cr, P, Mo, B, Ni, Cu: Content of each element (mass%)
前記基板を、質量％で、C：0.10％以上を含み、ビッカース硬さで350HV以上の硬さを有する薄鋼板とし、
該基板の少なくとも一方の表面に、質量％でC：0.10％未満を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鉄基粒子を、加熱した作動ガスと混合したのち、スプレーノズルを用いて、スプレーするコールドスプレー法で、片面当たり厚さ：10μm以上500μm以下の堆積層を形成することを特徴とする、引張強さ：1180MPa以上で、成形性、耐水素脆性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。 A method for producing a thin steel sheet having a deposited layer on at least one surface of a substrate,
The substrate is a thin steel plate containing, by mass%, C: 0.10% or more and having a Vickers hardness of 350 HV or more,
On at least one surface of the substrate, C mass%: 0.10% less than the a free, after the iron-based particles of the composition and the balance Fe and unavoidable impurities, was mixed with heated working gas, the spray nozzles Using a spray spray method, a deposited layer with a thickness of 10 μm or more and 500 μm or less per side is formed by using the spray spray method. Tensile strength: 1180 MPa or more, high strength with excellent moldability and hydrogen embrittlement resistance Manufacturing method of thin steel sheet .
記Record
Mneq＝Mn＋0.26×Si＋1.3×Cr＋3.5×P＋2.68×Mo＋180×B＋0.37×Ni＋0.46×Cu ‥‥（１） Mneq = Mn + 0.26 x Si + 1.3 x Cr + 3.5 x P + 2.68 x Mo + 180 x B + 0.37 x Ni + 0.46 x Cu (1)
ここで、Mn、Si、Cr、P、Mo、B、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％） Here, Mn, Si, Cr, P, Mo, B, Ni, Cu: Content of each element (mass%)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014072850A JP6048440B2 (en) | 2014-03-31 | 2014-03-31 | High-strength thin steel sheet excellent in formability and hydrogen embrittlement resistance and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014072850A JP6048440B2 (en) | 2014-03-31 | 2014-03-31 | High-strength thin steel sheet excellent in formability and hydrogen embrittlement resistance and method for producing the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015193894A JP2015193894A (en) | 2015-11-05 |
| JP6048440B2 true JP6048440B2 (en) | 2016-12-21 |
Family
ID=54433184
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2014072850A Active JP6048440B2 (en) | 2014-03-31 | 2014-03-31 | High-strength thin steel sheet excellent in formability and hydrogen embrittlement resistance and method for producing the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6048440B2 (en) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6862316B2 (en) * | 2016-09-08 | 2021-04-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength steel sheet with excellent delayed fracture resistance and its manufacturing method |
| CN108315638B (en) * | 2018-01-31 | 2020-04-24 | 西北有色金属研究院 | Iron-based alloy powder for cold spraying and preparation method and application thereof |
| JP7446751B2 (en) * | 2019-09-17 | 2024-03-11 | 株式会社東芝 | Method of forming dense metal layer |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07173646A (en) * | 1993-12-21 | 1995-07-11 | Kobe Steel Ltd | Steel plate and member storing against delayed cracking |
| JP2010111905A (en) * | 2008-11-05 | 2010-05-20 | Tohoku Univ | Technique for repairing high carbon steel |
-
2014
- 2014-03-31 JP JP2014072850A patent/JP6048440B2/en active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2015193894A (en) | 2015-11-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101962564B1 (en) | Coated steel plate | |
| JP5454745B2 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP6237900B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| CN109154044B (en) | Hot-dip galvanized steel sheet | |
| JP5418047B2 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| KR101485236B1 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing same | |
| KR101464844B1 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and impact resistance and process for producing same | |
| KR101485271B1 (en) | High yield ratio high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent ductility and hole expansion properties, and manufacturing method thereof | |
| JP6540162B2 (en) | High strength cold rolled steel sheet excellent in ductility and stretch flangeability, high strength alloyed galvanized steel sheet, and method for producing them | |
| EP3508601B1 (en) | High-strength steel plate and production method thereof | |
| JP5239562B2 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and manufacturing method thereof | |
| CN111511945A (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same | |
| WO2017131054A1 (en) | High strength zinc plated steel sheet, high strength member, and production method for high strength zinc plated steel sheet | |
| WO2013005670A1 (en) | Hot-dip plated cold-rolled steel sheet and process for producing same | |
| RU2712670C1 (en) | Steel sheet for hot forming | |
| JP6044576B2 (en) | High-strength thin steel sheet excellent in formability and hydrogen embrittlement resistance and method for producing the same | |
| JP6052219B2 (en) | High strength thin steel sheet with excellent formability and method for producing the same | |
| JP6052220B2 (en) | High strength cold-rolled thin steel sheet with excellent formability and method for producing the same | |
| JP5664482B2 (en) | Hot-dip cold-rolled steel sheet | |
| JP5194930B2 (en) | High yield ratio high strength cold-rolled steel sheet | |
| JP6048440B2 (en) | High-strength thin steel sheet excellent in formability and hydrogen embrittlement resistance and method for producing the same | |
| JP5609793B2 (en) | Method for producing hot-dip cold-rolled steel sheet | |
| JP5648596B2 (en) | Cold rolled steel sheet manufacturing method | |
| JP2022061461A (en) | High strength cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet and alloyed galvanized steel sheet, and method for manufacturing the same | |
| JP5825204B2 (en) | Cold rolled steel sheet |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20151027 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20160719 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20160726 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20160923 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20161005 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20161025 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20161107 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6048440 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |