JP6540245B2 - High strength steel plate excellent in shape freezing property and method for manufacturing the same - Google Patents
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Description
本発明は、プレス加工される自動車用鋼板として好適であり、適正に制御された降伏点伸びを持つ４４０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度を有する形状凍結性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a high strength steel plate excellent in shape freezeability having a tensile strength of 440 N / mm 2 or more, which is suitable as a steel plate for automobile to be stamped and which has a yield point elongation properly controlled. .
近年、自動車の燃費改善対策としての車体軽量化と、衝突時における乗員保護のニーズとが強まり、自動車用鋼板の高強度化が進められている。鋼板は、高強度化に伴って加工性が劣化する。このため、ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼などの加工性に優れる高強度鋼板の開発が進められてきた。 BACKGROUND ART In recent years, the weight reduction of a vehicle body as a measure for improving fuel efficiency of a car and the need for passenger protection at the time of a collision are intensified, and strengthening of a steel plate for a car is promoted. The formability of the steel plate deteriorates as the strength is increased. For this reason, development of high strength steel plate which is excellent in workability, such as DP (Dual Phase) steel and TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel, has been promoted.
衝撃吸収部材では、衝突時の乗員保護の観点から、変形量を抑制しつつ衝突時の吸収エネルギーを増加させることが要求される。この要求に対応するには、非特許文献１に記載されているように、衝撃吸収部材の材料として用いる鋼板の降伏応力を増加させることが有効である。
一方、衝撃吸収部材を曲げ半径Ｒ（ｍｍ）の小さい形状に加工することで、衝撃吸収部材の衝撃吸収特性を高めることができる。このような形状を有する衝撃吸収部材を得るには、形状凍結性に優れた鋼板を用いる必要がある。
The impact absorbing member is required to increase the absorbed energy at the time of collision while suppressing the amount of deformation from the viewpoint of protecting the occupant at the time of collision. In order to meet this requirement, as described in Non-Patent Document 1, it is effective to increase the yield stress of a steel plate used as a material of the impact absorbing member.
On the other hand, by processing the shock absorbing member into a shape having a small bending radius R (mm), it is possible to enhance the shock absorbing characteristics of the shock absorbing member. In order to obtain an impact absorbing member having such a shape, it is necessary to use a steel plate excellent in shape freezing.
したがって、強度および降伏応力が高く、形状凍結性に優れる鋼板を用いることで、衝撃吸収特性に優れた衝撃吸収部材が得られる。また、このような鋼板を用いることで、残留応力が低く、疲労特性の優れた部品が得られる。
しかしながら、非特許文献２に記載されているように、鋼板の降伏応力および強度と、形状凍結性とは、非常に強い逆相関があり、両立が難しい。
Therefore, by using a steel plate having high strength and yield stress and excellent shape freezing, a shock absorbing member having excellent shock absorbing properties can be obtained. In addition, by using such a steel plate, a component having low residual stress and excellent fatigue characteristics can be obtained.
However, as described in Non-Patent
これまで、形状凍結性を向上させる技術としては、非特許文献３に記載されているように、鋼板の成形方法に頼るものが多かった。また、特許文献１には、形状凍結性を改善する技術として、鋼板の集合組織を制御する技術が提案されている。しかし、特許文献１に記載の技術では、集合組織を制御するため、製造方法の制約が多かった。 Until now, as a technique of improving shape freezeability, as described in Non-Patent Document 3, many have relied on a method of forming a steel plate. Moreover, the technique which controls the texture of a steel plate is proposed by patent document 1 as a technique which improves shape freezing property. However, in the technique described in Patent Document 1, there are many restrictions on the manufacturing method in order to control the texture.
一方、特許文献２には、高降伏比を有する高強度鋼板として、転位を多く含む未再結晶フェライトを均一に分散させることにより、未再結晶フェライトを強化組織として活用する技術が記載されている。また、特許文献２には、再結晶フェライトと未再結晶フェライトの圧延方向の長さの比を制御することで、高い降伏応力と加工性を両立する技術が記載されている。
On the other hand,
また、特許文献３には、硬質第２相よりも軟質である未再結晶フェライトを活用することにより、局部延性を向上させるとともに、冷延鋼板のヤング率を向上させる技術が報告されている。また、特許文献４には、未再結晶フェライトを活用してヤング率とランクフォード値（ｒ値）を高める技術が紹介されている。
しかし、特許文献２〜特許文献４に記載の技術は、形状凍結性の改善に関わる技術ではない。
Further, Patent Document 3 reports a technique for improving local ductility and improving Young's modulus of a cold-rolled steel sheet by utilizing non-recrystallized ferrite which is softer than the hard second phase. In addition, Patent Document 4 introduces a technology for increasing Young's modulus and the Lankford value (r value) by utilizing unrecrystallized ferrite.
However, the techniques described in
本発明は、このような従来の事情に鑑みてなされたものであり、４４０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強度と適正な降伏点伸びを有する形状凍結性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。 The present invention has been made in view of such conventional circumstances, and provides a high strength steel plate excellent in shape freezeability having a tensile strength of 440 N / mm 2 or more and an appropriate yield point elongation, and a method for producing the same. To be a task.
本発明者らは、未再結晶フェライトに着目し、未再結晶フェライトの硬さを最大限に利用しつつ、形状凍結性を高める方策について、鋭意検討を重ねた。
その結果、金属組織に含まれる未再結晶フェライト相の面積率を２０％超、３５％以下にすることで、降伏点伸びを４．０％以上、１０．０％以下とすることができ、局部的な曲げくびれを起こさずに形状凍結性を高めることが可能であることを見出した。
The present inventors focused their attention on unrecrystallized ferrite and conducted intensive studies on measures to improve shape freezeability while making the most of the hardness of unrecrystallized ferrite.
As a result, by setting the area ratio of the unrecrystallized ferrite phase contained in the metal structure to more than 20% and 35% or less, the elongation at yield point can be made 4.0% or more and 10.0% or less, It has been found that it is possible to enhance the shape freezeability without causing local bending constriction.
また、本発明者らは、未再結晶フェライトを適度に含有している金属組織を有する高強度鋼板を製造する方法について検討した。その結果、熱延鋼板に酸洗を行った後、１５％以上の圧延率で冷間圧延を行って得られた冷延鋼板を、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率によって決定される再結晶温度（再結晶完了温度）−３０℃以下、再結晶温度−６０℃以上の最高温度で焼鈍することが重要であることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
Moreover, the present inventors examined the method of manufacturing the high strength steel plate which has a metal structure which contains the non-recrystallized ferrite appropriately. As a result, after cold-rolling at a rolling ratio of 15% or more after pickling the hot-rolled steel plate, the composition of the cold-rolled steel plate is the component composition, the crystal grain size of the hot-rolled steel plate, It has been found that it is important to anneal at a maximum temperature of recrystallization temperature (recrystallization completion temperature) -30 ° C or less, recrystallization temperature -60 ° C or more, which is determined by the reduction ratio of.
The present invention has been made based on such findings, and the summary thereof is as follows.
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０３％以上、０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．３％以上、４．０％以下、
Ｐ ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
金属組織が２０％超、３５％以下の面積率で未再結晶フェライト相を含有し、
降伏点伸びが４．０％以上、１０．０％以下であることを特徴とする形状凍結性に優れた高強度鋼板。
(1) in mass%,
C: 0.03% or more, 0.35% or less,
Si: 0.01% or more, 2.00% or less,
Mn: 0.3% or more, 4.0% or less,
P: 0.001% to 0.100%,
S: 0.0005% or more, 0.050% or less,
N: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Al: 0.01% or more and 2.00% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities,
The metal structure contains an unrecrystallized ferrite phase with an area ratio of more than 20% and 35% or less
A high strength steel plate excellent in shape freezeability characterized by having a yield point elongation of 4.0% or more and 10.0% or less.
（２） 前記未再結晶フェライト相の７０％以上の面積率が、長軸の長さが５０μｍ以下である未再結晶フェライト粒からなり、
前記未再結晶フェライト粒の連結率が０．５０以下であることを特徴とする（１）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
(2) The area fraction of 70% or more of the non-recrystallized ferrite phase is composed of non-recrystallized ferrite grains having a major axis length of 50 μm or less,
The high strength steel plate excellent in shape freezing property according to (1), characterized in that a connection ratio of the non-recrystallized ferrite grains is 0.50 or less.
（３） さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上、３．０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
(3) Furthermore, in mass%,
Cr: 0.05% or more, 3.0% or less,
Mo: 0.05% or more, 1.0% or less,
Ni: 0.05% or more, 3.0% or less,
Cu: One or two or more of 0.05% or more and 3.0% or less are contained, and the high strength steel plate excellent in shape freezeability according to (1) or (2).
（４） さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｖ ：０．０１％以上、０．５０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
(4) Furthermore, in mass%,
Nb: 0.005% or more, 0.30% or less,
Ti: 0.005% or more, 0.30% or less,
V: 0.01% or more and 0.50% or less of 1 type or 2 or more types characterized by the above, characterized in that the high strength steel plate excellent in shape freezeability according to any one of (1) to (3) .
（５） さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１％以上、０．１００％以下を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
(5) Furthermore, in mass%,
B: 0.0001% or more, 0.100% or less is contained, The high strength steel plate excellent in the shape freezing property in any one of (1)-(4) characterized by the above-mentioned.
（６） さらに、鋼中に質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０１０％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。
(6) Furthermore, in the mass% in steel,
Ca: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Mg: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Zr: 0.0005% or more, 0.010% or less,
REM: One or more types of 0.0005% or more and 0.010% or less are contained, and the high strength steel plate excellent in shape freezeability according to any one of (1) to (5) .
（７） さらに、表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。 (7) A high strength steel plate excellent in shape freezeability according to any one of (1) to (6), further comprising a hot dip galvanized layer on the surface.
（８） （１）〜（７）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、（１）（３）〜（６）のいずれかに記載の成分組成からなる鋳造スラブを１１００℃以上に加熱し、熱間圧延を実施し、酸洗を行った後、１５％以上の圧延率で冷間圧延を行い、得られた冷延鋼板を再結晶温度−３０℃以下、再結晶温度−６０℃以上の最高温度にて焼鈍する焼鈍工程を行った後、１℃／秒以上、２００℃／秒以下の平均冷却速度で４８０℃以下まで冷却する冷却工程を行うことを特徴とする形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。 (8) A method for producing a high strength steel plate excellent in shape freezeability according to any one of (1) to (7), comprising: (1) the component composition according to any of (3) to (6) The cast slab consisting of is heated to 1100 ° C. or higher, hot rolled and pickled, and then cold rolled at a rolling ratio of 15% or higher, and the obtained cold rolled steel sheet is recrystallized temperature − A cooling process of cooling to 480 ° C. or less at an average cooling rate of 1 ° C./sec or more and 200 ° C./sec or less after performing an annealing process of annealing at a maximum temperature of 30 ° C. or less and a recrystallization temperature of −60 ° C. or more The manufacturing method of the high strength steel plate excellent in shape freezing property characterized by performing.
（９） 前記焼鈍工程において、前記最高温度以下、最高温度−３０℃以上の温度範囲で１５秒以上、２５０秒以下保持することを特徴とする（８）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１０） 前記冷却工程の後に、溶融亜鉛めっきを施し、合金化処理を行うことを特徴とする（８）または（９）に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板の製造方法。
(9) In the annealing step, the material is held at a temperature range of not more than the maximum temperature and not less than -30 ° C. for not less than 15 seconds and not more than 250 seconds. Manufacturing method of strength steel plate.
(10) The method for producing a high strength steel sheet excellent in shape freezing property according to (8) or (9), characterized by performing hot dip galvanization and performing an alloying treatment after the cooling step.
本発明によれば、未再結晶フェライト相を適正に制御された面積率で含むことにより、適正な降伏点伸びを有し、高強度でありながら優れた形状凍結性を有する高強度鋼板を提供できる。本発明の高強度鋼板は、例えば、衝突吸収特性が要求される衝撃吸収部材の材料として好適である。また、本発明の高強度鋼板を用いることで、残留応力が低く、優れた疲労特性を有する部品が得られる。また、本発明の高強度鋼板を、例えば、衝撃吸収部材など自動車用部材の材料として用いることで、車体の軽量化による燃費の向上、形状凍結性向上による製造コストの低減を図ることができる。したがって、本発明は、工業的価値が大なるものである。 According to the present invention, by including the non-recrystallized ferrite phase at a properly controlled area ratio, it is possible to provide a high strength steel plate having an appropriate yield point elongation, high strength and excellent shape freezeability. it can. The high strength steel plate of the present invention is suitable, for example, as a material of a shock absorbing member which is required to have a collision absorbing property. Moreover, by using the high strength steel plate of the present invention, a part having low residual stress and excellent fatigue characteristics can be obtained. In addition, by using the high-strength steel plate of the present invention as a material of a member for an automobile such as, for example, an impact absorbing member, it is possible to improve the fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body and reduce the manufacturing cost by improving the shape freezeability. Therefore, the present invention is of great industrial value.
以下、本発明の高強度鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。
未再結晶フェライトは、古くから硬質なフェライトとして認識されていた。このため、未再結晶フェライトは、低コストで鋼板の強度を高める手段として利用されてきた。
本発明者らは、未再結晶フェライトの硬さを最大限に利用しつつ、形状凍結性を高める方策について、鋭意検討を重ねた。
Hereinafter, the high strength steel plate of the present invention and the method of manufacturing the same will be described in detail.
Unrecrystallized ferrite has long been recognized as a hard ferrite. For this reason, non-recrystallized ferrite has been used as a means to increase the strength of steel plates at low cost.
The inventors of the present invention conducted intensive studies on measures to improve shape freezing while making the most of the hardness of unrecrystallized ferrite.
その結果、特定の成分組成を有している場合、金属組織に含まれる未再結晶フェライト相の面積率が、降伏点伸びと相関関係を有していることが分かった。このため、未再結晶フェライト相の面積率を制御することにより、降伏点伸びを変化させることが可能であることが分かった。 As a result, it was found that the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase contained in the metal structure has a correlation with the elongation at yield when it has a specific component composition. Therefore, it was found that it is possible to change the elongation at yield point by controlling the area ratio of the unrecrystallized ferrite phase.
未再結晶フェライト相は硬質相であるため、これを含む鋼板の降伏応力は高くなりやすい。加えて、未再結晶フェライト相は、再結晶フェライト相に比べて粒内の転位密度が高いことから、鋼板の降伏点伸びを向上させる不動化した転位を多く含む。特に、炭素含有量が０．３０％以下である低炭素鋼の未再結晶フェライト相には、不動化した転位が多く存在する。これらのことから、未再結晶フェライト相の面積率を制御することにより、不動化した転位が適度に存在する鋼板とすることができ、降伏点伸びを適正な範囲に制御できる。 Since the unrecrystallized ferrite phase is a hard phase, the yield stress of the steel plate containing it tends to be high. In addition, since the non-recrystallized ferrite phase has a high intra-grain dislocation density compared to the recrystallized ferrite phase, the unrecrystallized ferrite phase contains many immobilized dislocations that improve the yield point elongation of the steel sheet. In particular, in the non-recrystallized ferrite phase of a low carbon steel having a carbon content of 0.30% or less, many immobilized dislocations are present. From these facts, by controlling the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase, it is possible to obtain a steel sheet in which the immobilized dislocations are appropriately present, and it is possible to control the elongation at yield within an appropriate range.
本発明者らは、優れた形状凍結性が得られ、しかも、降伏点伸びが大きすぎることによる加工時の局部的な曲げくびれが生じにくい４．０％以上、１０．０％以下の降伏点伸びの得られる未再結晶フェライト相の面積率の範囲について検討した。その結果、未再結晶フェライト相の面積率が２０％超、３５％以下である場合に、４．０％以上、１０．０％以下の適正な降伏点伸びが得られることを見出した。 The inventors of the present invention have excellent shape freezeability and have a yield point of 4.0% or more and 10.0% or less which is less likely to cause local bending constriction at the time of processing due to an excessively large yield point elongation. The range of the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase from which elongation was obtained was examined. As a result, when the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase is more than 20% and 35% or less, it has been found that an appropriate yield point elongation of 4.0% or more and 10.0% or less can be obtained.
更に、本発明者らは、検討を重ね、未再結晶フェライト相に含まれる未再結晶フェライト粒の長軸の長さおよび連結率を制御して、金属組織における局所変形部位の均一性を高めることで、形状凍結性がさらに向上することを見出した。そして、未再結晶フェライト相の７０％以上の面積率が、長軸の長さが５０μｍ以下である未再結晶フェライト粒からなり、未再結晶フェライト粒の連結率が０．５０以下である場合、伸びの劣化を抑えつつ、降伏応力を高めることができ、降伏点伸びが同じで未再結晶フェライト粒の長軸の長さおよび連結率が上記範囲でない鋼板と比較して、より形状凍結性が向上することを確認した。 Furthermore, the present inventors repeatedly study and control the length and connection ratio of the major axis of the non-recrystallized ferrite grains contained in the non-recrystallized ferrite phase to enhance the uniformity of the local deformation site in the metal structure. It has been found that the shape freezeability is further improved. And, the area ratio of 70% or more of the non-recrystallized ferrite phase is composed of non-recrystallized ferrite grains having a major axis length of 50 μm or less, and the connection rate of the non-recrystallized ferrite grains is 0.50 or less The yield stress can be increased while suppressing the deterioration of elongation, and the shape freezing property is more compared to a steel sheet having the same elongation at yield point but the length of the major axis of unrecrystallized ferrite grain and the connection ratio not in the above range. Was confirmed to improve.
未再結晶フェライト粒の長軸の長さおよび連結率を上記範囲とすることによって、上記効果が得られる理由は明らかではないが、未再結晶フェライト粒内の比較的多量の不動化した転位が鋼板中に均一に分散されていることにより、降伏点伸びによる形状凍結性への寄与が顕著になったためと推定される。 Although the reason why the above effect can be obtained by setting the length of the major axis of the non-recrystallized ferrite grain and the connection ratio in the above range is not clear, a relatively large amount of immobilized dislocations in the non-recrystallized ferrite grain is It is presumed that the uniform distribution in the steel sheet makes the contribution to the shape freezing property by the elongation at yield point remarkable.
本発明の高強度鋼板は、未再結晶フェライト相の面積率と、未再結晶フェライト粒の長軸の長さおよび連結率とを制御することにより、形状凍結性を向上させたものである。
本発明の高強度鋼板の製造方法では、冷間圧延の圧延率を制御するとともに、焼鈍工程における最高温度を、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率により決まる再結晶温度に準じて厳密に制御する。
The high strength steel plate of the present invention improves shape freezeability by controlling the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase and the length and connection ratio of the major axis of the non-recrystallized ferrite particles.
In the method for producing a high strength steel sheet of the present invention, the rolling reduction of cold rolling is controlled, and the maximum temperature in the annealing step is determined again by the component composition, the crystal grain size of the hot rolled steel sheet, and the rolling reduction in cold rolling. Strict control according to the crystal temperature.
本発明の高強度鋼板およびその製造方法を用いて得られる高強度鋼板の厚みは、特に限定されないが、０．１〜１１．０ｍｍの薄鋼板であることが好ましい。厚みが上記範囲である高強度薄鋼板は、例えば、衝撃吸収部材などプレス加工して製造される自動車用部材の材料として好ましく使用できる。また、厚みが上記範囲である高強度薄鋼板は、薄板製造ラインを用いて容易に製造できる。
本発明の高強度鋼板は、引張強度が４４０Ｎ／ｍｍ２以上であることが好ましい。引張強度が上記範囲内の高強度鋼板は、特に、衝撃吸収部材などの自動車用部材の材料として好適である。
Although the thickness of the high strength steel plate obtained using the high strength steel plate of the present invention and the method for manufacturing the same is not particularly limited, it is preferably a thin steel plate of 0.1 to 11.0 mm. The high-strength thin steel sheet having a thickness in the above range can be preferably used, for example, as a material of a member for an automobile manufactured by pressing such as an impact absorbing member. Moreover, the high strength thin steel plate whose thickness is in the above range can be easily manufactured using a thin plate manufacturing line.
The high strength steel plate of the present invention preferably has a tensile strength of 440 N / mm 2 or more. A high strength steel plate having a tensile strength within the above range is particularly suitable as a material of a member for an automobile such as an impact absorbing member.
以下、本発明の各構成要件について、詳細に説明する。
まず、鋼板材質の限定理由について述べる。
本発明の高強度鋼板は、４．０％以上、１０．０％以下の降伏点伸びを有する。降伏点伸びを上記範囲とすることによって形状凍結性が改善する理由は明確ではないが、降伏点現象はひずみの局所化を促進するため、降伏点伸びが十分に大きいと板厚全面で降伏現象が起こるためであると推定される。
Hereinafter, each component of the present invention will be described in detail.
First, the reasons for limiting steel plate materials will be described.
The high strength steel plate of the present invention has a yield point elongation of 4.0% or more and 10.0% or less. The reason why shape freezing is improved by setting the yield point elongation to the above range is not clear, but since the yield point phenomenon promotes localization of strain, if the yield point elongation is sufficiently large, the yield phenomenon over the entire thickness Is supposed to occur.
鋼板の降伏点伸びが大きいほど、Ｒ／ｔ（Ｒ：曲げ半径、ｔ板厚）の小さい条件でも形状凍結性の向上効果が発揮される。自動車用鋼板において十分な形状凍結性を得るためには、降伏点伸びを４．０％以上とする必要がある。一方で、降伏点伸びが大きすぎると、降伏点伸びの後に加工硬化が起こり難くなる。このため、加工時に、曲げ割れの原因となる局部的な曲げくびれが発生しやすくなる。したがって、降伏点伸びの上限は１０．０％とする。特に、強度の高い鋼板においては、曲げくびれの発生を防止するために、降伏点伸びを８．０％以下とすることが望ましい。 As the yield point elongation of the steel plate is larger, the effect of improving the shape freezing property is exhibited even under the condition of small R / t (R: bending radius, t plate thickness). In order to obtain sufficient shape freezeability in automotive steel sheets, it is necessary to set the yield point elongation to 4.0% or more. On the other hand, if the yield point elongation is too large, work hardening hardly occurs after the yield point elongation. For this reason, it becomes easy to generate local bending constriction which causes a bending crack at the time of processing. Therefore, the upper limit of the yield point elongation is 10.0%. In particular, in the case of a high strength steel plate, it is desirable to set the elongation at yield to 8.0% or less in order to prevent the occurrence of the generation of the bending constriction.
また、本発明の高強度鋼板が、衝撃吸収部材の材料として用いられる鋼板である場合、ＹＲ（降伏応力／引張強度）が０．７５以上であることが好ましい。ＹＲが高い鋼板であるほど、同一引張強度での低ひずみ域の応力が高くなり、例えば、これを用いて衝撃吸収部材を形成した場合に優れた衝撃吸収特性が得られる。 Moreover, when the high strength steel plate of the present invention is a steel plate used as a material of an impact absorption member, it is preferable that YR (yield stress / tensile strength) is 0.75 or more. The higher the YR is a steel plate, the higher the stress in the low strain region at the same tensile strength. For example, excellent shock absorbing properties can be obtained when an impact absorbing member is formed using this.
次に、本発明の成分組成の限定理由について述べる。以下、特に断らない限り、％は質量％を意味する。
Ｃは、鋼の強化に寄与する。Ｃ含有量は、強度を確保するために０．０３％以上必要であり、０．０４％以上であることが好ましい。一方で、鋼の加工性に影響を及ぼす元素であり、Ｃ含有量が多くなると、加工性が劣化する。Ｃ含有量が０．３５％を超えると、第２相としてベイナイトやパーライト、マルテンサイトが多量に発生し、これらが未再結晶フェライトと相互に影響して伸びが低下する。また、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、有害な炭化物（セメンタイト）の生成により穴広げ性が著しく低下する。このため、Ｃ含有量は０．３５％以下とする。但し、特に高い穴拡げ性が要求される場合、Ｃ含有量を０．１０％以下とすることが望ましい。
Next, the reasons for limitation of the component composition of the present invention will be described. Hereinafter,% means mass% unless otherwise specified.
C contributes to the strengthening of steel. The C content is required to be 0.03% or more in order to secure the strength, and is preferably 0.04% or more. On the other hand, it is an element that affects the workability of steel, and when the C content increases, the workability deteriorates. When the C content exceeds 0.35%, a large amount of bainite, pearlite and martensite are generated as a second phase, and these interact with non-recrystallized ferrite to reduce elongation. When the C content exceeds 0.35%, the formation of harmful carbides (cementite) significantly reduces the hole expansibility. Therefore, the C content is 0.35% or less. However, when high hole expansibility is required in particular, it is preferable to set the C content to 0.10% or less.
Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度を高めるうえ、延性の低下が少ない。したがって、Ｓｉは、鋼の強度を高めるために有効な元素である。また、Ｓｉは、有害な炭化物の生成を抑え、加工性の改善にも効果がある。炭化物の生成を抑える作用は、Ａｌによって代替えも可能である。以上から、Ｓｉは０．０１％以上添加する。特に０．１０％以上のＡｌを添加しない場合は、０．３０％以上のＳｉを添加することが望ましい。ただし、Ｓｉ含有量が多すぎると、化成処理性が低下するほか、点溶接性も劣化する。このため、Ｓｉ含有量は２．００％を上限とする。 Si enhances the strength of the steel by solid solution strengthening, and the decrease in ductility is small. Therefore, Si is an effective element to increase the strength of steel. Moreover, Si suppresses the formation of harmful carbides and is also effective in improving the processability. The action of suppressing the formation of carbides can be replaced by Al. From the above, Si is added by 0.01% or more. In particular, when 0.10% or more of Al is not added, it is desirable to add 0.30% or more of Si. However, if the Si content is too large, the chemical conversion treatment property is lowered and the point weldability is also deteriorated. Therefore, the upper limit of the Si content is 2.00%.
Ａｌは、前述のＳｉと同様、有害な炭化物の生成を抑え、伸びを向上するために有効な元素である。従来、Ａｌは脱酸に必要な元素であり、０．０１〜０．０７％程度添加してきた。本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、低Ｓｉ系においてＡｌを多量に添加することにより、延性を劣化させることなく、化成処理性を改善できることを見出した。しかし、Ａｌ含有量が多すぎると、延性向上の効果が飽和してしまうばかりか、化成処理性も点溶接性も劣化する。このため、Ａｌ含有量は２．００％を上限とし、特に化成処理の厳しい条件では１．００％を上限とすることが望ましい。十分な脱酸のためには、Ａｌを０．０１％以上添加する必要がある。 Al is an element effective for suppressing the formation of harmful carbides and improving the elongation, similar to the aforementioned Si. Conventionally, Al is an element necessary for deoxidation, and has been added by about 0.01 to 0.07%. As a result of intensive studies, the present inventors have found that the chemical conversion treatment property can be improved without deteriorating the ductility by adding a large amount of Al in a low Si system. However, when the Al content is too large, not only the effect of ductility improvement is saturated, but also the chemical conversion treatability and the spot weldability deteriorate. Therefore, the upper limit of the Al content is preferably 2.00%, and particularly preferably 1.00% under severe conditions of the chemical conversion treatment. In order to fully deoxidize, it is necessary to add Al 0.01% or more.
Ｍｎは、強度確保に必要な元素である。また、Ｍｎは、再結晶を遅らせて未再結晶フェライトの生成に寄与する。この効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．３％以上とする必要がある。しかし、Ｍｎを多量に添加すると、ミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、伸びを劣化させる。これより、Ｍｎ含有量は４．０％を上限とする。 Mn is an element necessary for securing strength. Mn also retards recrystallization and contributes to the formation of non-recrystallized ferrite. In order to obtain this effect, the Mn content needs to be 0.3% or more. However, when a large amount of Mn is added, microsegregation and macrosegregation tend to occur and the elongation is degraded. From this, the Mn content has an upper limit of 4.0%.
Ｐは、鋼板の強度を上げる元素であり、Ｃｕと同時添加することにより耐腐食性を向上する元素である。しかし、Ｐ含有量が高いと、溶接性、加工性、靭性の劣化を引き起こす。これより、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。特に、耐食性が問題とならない場合には、加工性を重視して、Ｐ含有量を０．０３０％以下とすることが望ましい。しかし、Ｐ含有量を低減させるには、コストがかかるため、脱Ｐコストの観点から下限を０．００１％とする。 P is an element which raises the strength of a steel plate, and is an element which improves corrosion resistance by simultaneously adding it with Cu. However, high P content causes deterioration of weldability, processability and toughness. From this, the P content is 0.100% or less. In particular, in the case where corrosion resistance does not become a problem, it is desirable to make the P content 0.030% or less, with emphasis on workability. However, reducing the P content is costly, so the lower limit is made 0.001% from the viewpoint of the de-P cost.
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成し、割れの起点となり、加工性のうち穴拡げ性を低減させる。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする必要がある。但し、Ｓ含有量を０．０００５％未満にするためには、脱硫コストが高くなる。このため、Ｓ含有量を０．０００５％以上とする。 S forms sulfides, such as MnS, and becomes a starting point of a crack, and reduces hole expandability among processability. Therefore, the S content needs to be 0.050% or less. However, in order to make S content less than 0.0005%, desulfurization cost becomes high. For this reason, the S content is made 0.0005% or more.
Ｎは、加工性を劣化させる。また、ＮとともにＴｉおよび／またはＮｂが添加された場合には、ＴｉＮ、ＮｂＮの生成によりＴｉ、Ｎｂの有効量が低減する上、生成した窒化物が、降伏点伸びおよび穴拡げ性を低下させる。このため、Ｎ含有量は、少ない方が良い。上記の制約から、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。脱Ｎコストの観点から、Ｎ含有量の下限を０．０００５％とする。 N degrades processability. In addition, when Ti and / or Nb are added together with N, the formation of TiN and NbN reduces the effective amount of Ti and Nb, and the formed nitride reduces the elongation at yield and hole expandability. . Therefore, the smaller the N content, the better. From the above limitation, the N content is made 0.010% or less. From the viewpoint of de-N cost, the lower limit of the N content is made 0.0005%.
本発明の高強度鋼板は、さらに、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、いずれも炭化物を形成し、強度の増加に有効である。この効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を添加する必要がある。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、再結晶を遅らせ、未再結晶フェライトの形成に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｔｉは０．００５％以上、Ｎｂは０．００５％以上、Ｖは０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの添加が過度になると、析出強化により降伏点伸びが劣化する。このため、Ｔｉの含有量は０．３０％以下、Ｎｂの含有量は０．３０％以下、Ｖの含有量は０．５０％以下とする。
The high-strength steel plate of the present invention may further contain the following elements, as necessary.
Ti, Nb, and V all form carbides and are effective in increasing the strength. In order to exert this effect effectively, it is necessary to add one or more of Ti, Nb and V. In addition, Ti, Nb, and V retard recrystallization and contribute to the formation of non-recrystallized ferrite. In order to obtain these effects, it is necessary to add Ti of 0.005% or more, Nb of 0.005% or more, and V of 0.01% or more. However, if the addition of Ti, Nb, and V is excessive, the precipitation strengthening degrades the yield point elongation. Therefore, the content of Ti is 0.30% or less, the content of Nb is 0.30% or less, and the content of V is 0.50% or less.
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物系の介在物の形状を制御し、加工性の向上に有効である。この効果を有効に発揮させるためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加する必要がある。このとき、各々の元素は０．０００５％以上添加する必要がある。一方、多量の添加は、逆に鋼の清浄度を悪化させるため、伸びの低下につながる。これより、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有する場合、各々の添加量の上限を０．０１０％とする。 Ca, Mg, Zr, and REM control the shape of sulfide-based inclusions and are effective in improving the processability. In order to exert this effect effectively, it is necessary to add one or more of Ca, Mg, Zr, and REM. At this time, each element needs to be added by 0.0005% or more. On the other hand, a large amount of addition conversely deteriorates the cleanliness of the steel, leading to a decrease in elongation. From this, when containing one or more of Ca, Mg, Zr, and REM, the upper limit of each addition amount is made 0.010%.
Ｃｕは、Ｐとの複合添加により、耐腐食性を向上する元素である。この効果を得るためには、Ｃｕを０．０５％以上添加することが望ましい。但し、多量のＣｕの添加は、焼き入れ性を増加させ、延性が低下する。このため、Ｃｕ含有量の上限を３．０％とする。
Ｎｉは、Ｃｕを添加したときの熱間割れを抑制する元素である。この効果を得るためには、Ｎｉを０．０５％以上添加することが望ましい。但し、多量のＮｉの添加は、Ｃｕ同様に焼き入れ性を増加させ、延性が低下する。このため、Ｎｉ含有量の上限を３．０％とする。
Cu is an element which improves corrosion resistance by complex addition with P. In order to acquire this effect, it is desirable to add Cu 0.05% or more. However, addition of a large amount of Cu increases hardenability and decreases ductility. Therefore, the upper limit of the Cu content is 3.0%.
Ni is an element that suppresses the hot cracking when Cu is added. In order to obtain this effect, it is desirable to add Ni 0.05% or more. However, addition of a large amount of Ni, like Cu, increases hardenability and reduces ductility. Therefore, the upper limit of the Ni content is 3.0%.
Ｍｏは、セメンタイトの生成を抑制し、強度に寄与するほか、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｍｏを０．０５％以上添加する必要がある。但し、Ｍｏも焼き入れ性を高める元素であるため、Ｍｏを過剰に添加すると延性が低下する。このため、Ｍｏ含有量の上限を１．０％とする。 Mo is an element effective in suppressing the formation of cementite and contributing to the strength and improving the hole expansibility. In order to obtain this effect, it is necessary to add Mo 0.05% or more. However, since Mo is also an element that enhances hardenability, ductility is reduced when Mo is added in excess. Therefore, the upper limit of the Mo content is 1.0%.
ＣｒもＶと同様に炭化物を形成し、強度確保に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｃｒを０．０５％以上添加する必要がある。但し、Ｃｒは、焼き入れ性を高める元素であるため、多量に添加すると伸びが低減する。そこで、Ｃｒ含有量の上限を３．０％とする。 Cr, like V, is an element that forms carbides and contributes to securing the strength. In order to obtain this effect, it is necessary to add Cr 0.05% or more. However, since Cr is an element that enhances hardenability, the addition of a large amount reduces the elongation. Therefore, the upper limit of the Cr content is set to 3.0%.
Ｂは、Ｍｎと同様に強度に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。但し、Ｂも焼き入れ性を高める元素であるため、多量に添加すると延性が低下する。このため、Ｂ含有量の上限を０．１００％とする。 B is an element which contributes to the strength as well as Mn. In order to obtain this effect, the B content needs to be 0.0001% or more. However, since B is also an element that enhances hardenability, ductility is reduced when it is added in a large amount. Therefore, the upper limit of the B content is 0.100%.
次に、本発明の高強度鋼板の金属組織について説明する。
本発明において、最も重要な特徴のひとつが未再結晶フェライト相の面積率である。降伏点伸びを増加させるには、未再結晶フェライト相を多く含有するとよい。しかし、未再結晶フェライト相が多すぎると、降伏点伸びが大きくなりすぎて加工時に局部的な曲げくびれが発生しやすくなる。このため、未再結晶フェライト相の面積率は２０％超、３５％以下とする必要がある。特に、鋼板が加工の厳しい条件で用いられるものである場合には、未再結晶フェライト相の面積率を３０％以下とすることが望ましい。
Next, the metal structure of the high strength steel plate of the present invention will be described.
In the present invention, one of the most important features is the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase. In order to increase the yield point elongation, it is preferable to contain a large amount of unrecrystallized ferrite phase. However, if the amount of unrecrystallized ferrite phase is too large, the yield point elongation becomes too large, and local bending necking tends to occur during processing. Therefore, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase needs to be more than 20% and 35% or less. In particular, when the steel sheet is used under severe conditions of processing, it is desirable to set the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase to 30% or less.
「未再結晶フェライト相の面積率の算出方法」
本発明の高強度鋼板に含まれる未再結晶フェライト相の面積率は、以下に示す方法により求める。
圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチを行ってから光学顕微鏡で観察し、写真を撮影する。得られた顕微鏡写真を画像解析することによって、フェライト相と、フェライト相以外とを区別して、フェライト相の面積率を算出する。なお、フェライト相の面積率は、顕微鏡写真の１つの視野を縦２００μｍ横２００μｍ以上の面積とし、視野の異なる１０以上の顕微鏡写真をそれぞれ画像解析してフェライト相の面積率を算出し、これを平均することにより求める。
"Method for calculating area ratio of unrecrystallized ferrite phase"
The area ratio of the non-recrystallized ferrite phase contained in the high strength steel plate of the present invention is determined by the method described below.
A sample is taken with a plate thickness section parallel to the rolling direction as the observation surface, and the observation surface is polished, nital etch, repeller etch if necessary, observed with an optical microscope, and a photograph is taken. By image analysis of the obtained photomicrograph, the ferrite phase and those other than the ferrite phase are distinguished to calculate the area ratio of the ferrite phase. In addition, the area ratio of a ferrite phase makes one visual field of a microscope picture an area of 200 micrometers long and 200 micrometers or more long, image-analyzes 10 or more microphotographs from which a visual field differs, respectively, calculates the area ratio of a ferrite phase, Calculated by averaging.
また、鋼板を機械研磨等によって所定の板厚まで減厚し、電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように試料を作製する。作成した試料の測定面について、電子後方散乱解析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰという。）における結晶方位測定データを得る。ＥＢＳＰは、試料の各結晶粒内で５点以上測定する。ＥＢＳＰの各測定結果から得られた結晶方位測定データは、ピクセルとして出力される。 Further, the steel plate is reduced to a predetermined thickness by mechanical polishing or the like, distortion is removed by electrolytic polishing or the like, and at the same time, a sample is produced so that the 1/4 thickness of the plate becomes a measurement surface. Crystal orientation measurement data in an electron backscattering analysis image (referred to as EBSP) is obtained on the measurement surface of the prepared sample. EBSP is measured at five or more points in each crystal grain of the sample. Crystal orientation measurement data obtained from each EBSP measurement result is output as a pixel.
次に、得られた結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ（ＫＡＭ）法で解析し、フェライト相に含まれる未再結晶フェライトを判別し、フェライト相中の未再結晶フェライトの面積率を算出する。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができる。本発明では、隣接する測定点との平均結晶方位差が１°以上である粒を未再結晶フェライトと定義する。 Next, the obtained crystal orientation measurement data is analyzed by the Kernel Average Misorientation (KAM) method, the non-recrystallized ferrite contained in the ferrite phase is determined, and the area ratio of the non-recrystallized ferrite in the ferrite phase is calculated. In the KAM method, it is possible to quantitatively show the difference in crystal orientation between adjacent pixels (measurement points). In the present invention, grains having an average crystal orientation difference of 1 ° or more with respect to adjacent measurement points are defined as unrecrystallized ferrite.
次に、高強度鋼板の金属組織中のフェライト相の面積率と、フェライト相中に含まれる未再結晶フェライトの面積率とを用いて、金属組織中の未再結晶フェライトの面積率を算出する。 Next, the area ratio of the non-recrystallized ferrite in the metal structure is calculated using the area ratio of the ferrite phase in the metal structure of the high strength steel plate and the area ratio of the non-recrystallized ferrite contained in the ferrite phase. .
また、未再結晶フェライト相の分散状態を示す未再結晶フェライト粒の長軸の長さおよび連結率は、形状凍結性に影響を与える。形状凍結性に寄与するためには、未再結晶フェライト相の７０％以上の面積率を、長軸の長さが５０μｍ以下である未再結晶フェライト粒からなるものとし、未再結晶フェライト粒の連結率を０．５０以下とすることが好ましい。鋼板の形状凍結性をより一層向上させるためには、未再結晶フェライト相のうち、長軸の長さが５０μｍ以下である未再結晶フェライト粒の面積率は、８０％以上であることがより好ましく、未再結晶フェライト粒の連結率は、０．４０以下であることがより好ましい。 Further, the length of the major axis of the non-recrystallized ferrite grain showing the dispersed state of the non-recrystallized ferrite phase and the connection ratio affect the shape freezeability. In order to contribute to the shape freezeability, an area ratio of 70% or more of the non-recrystallized ferrite phase is made of non-recrystallized ferrite grains having a major axis length of 50 μm or less. It is preferable to make a connection rate into 0.50 or less. In order to further improve the shape freezeability of the steel sheet, the area ratio of unrecrystallized ferrite grains having a major axis length of 50 μm or less in the unrecrystallized ferrite phase is preferably 80% or more. Preferably, the connection ratio of non-recrystallized ferrite grains is more preferably 0.40 or less.
なお、未再結晶フェライト相の７０％以上の面積率が、長軸の長さが５０μｍ以下である未再結晶フェライト粒であるとは、２箇所以上の未再結晶フェライト相のそれぞれについて、以下に示す方法により１００個程度の未再結晶フェライト粒の長軸の長さを測定し、測定数に対する長軸の長さが５０μｍ以下の未再結晶フェライト粒の割合｛（５０μｍ以下の未再結晶フェライト粒の数／測定した未再結晶フェライト粒の数）×１００｝を算出し、その平均値が７０％以上であることを意味する。 In addition, the area fraction of 70% or more of the non-recrystallized ferrite phase is the non-recrystallized ferrite grain having a major axis length of 50 μm or less, for each of two or more unrecrystallized ferrite phases as follows: Measure the length of the major axis of about 100 non-recrystallized ferrite grains by the method shown in the following table, and the ratio of non-recrystallized ferrite grains having a major axis length of 50 μm or less to the measured number {( The number of ferrite particles / the number of measured non-recrystallized ferrite particles) × 100} is calculated, which means that the average value is 70% or more.
「未再結晶フェライト粒の長軸の長さの測定方法」
未再結晶フェライト粒の長軸の長さは、２次元の光学顕微鏡またはＥＢＳＰにおける結晶方位解析から得られる未再結晶フェライト粒の観察結果を用いて測定する。ただし、２つ以上の未再結晶フェライト粒が接して存在していて、以下に示す条件を満たす場合、２つ以上の未再結晶フェライト粒の塊の一部または全部を１つの未再結晶フェライト粒として取り扱う。すなわち、互いに接して存在している未再結晶フェライト粒のうち界面の長さが短い方の界面の長さに対して、未再結晶フェライト粒同士の界面の長さが１／５以上である場合である。この場合の未再結晶フェライト粒の長軸の長さは、未再結晶フェライト粒の塊の長軸の長さと定義する。
"Method of measuring long axis length of non-recrystallized ferrite grain"
The length of the major axis of the non-recrystallized ferrite grain is measured using the observation result of the non-recrystallized ferrite grain obtained from crystal orientation analysis in a two-dimensional optical microscope or EBSP. However, when two or more non-recrystallized ferrite grains are in contact with each other and the conditions shown below are satisfied, a part or all of a mass of two or more non-recrystallized ferrite grains is made into one non-recrystallized ferrite Treat as grains. That is, the length of the interface between the non-recrystallized ferrite grains is at least 1⁄5 of the length of the interface with the shorter interface length among the non-recrystallized ferrite grains existing in contact with each other. That's the case. The length of the major axis of the non-recrystallized ferrite grain in this case is defined as the length of the major axis of the mass of the non-recrystallized ferrite grain.
「未再結晶フェライト粒の連結率の算出方法」
未再結晶フェライト粒の連結率とは、未再結晶フェライト粒と隣り合う結晶粒の総数Ａのうち、未再結晶フェライト粒と隣り合う結晶粒が他の未再結晶フェライト粒である数Ｂの割合（Ｂ／Ａ）である。未再結晶フェライト粒の連結率は、２箇所以上の未再結晶フェライト相のそれぞれについて、１００個程度の未再結晶フェライト粒の連結率を算出し、それを平均することにより算出した。
"Method for calculating unconnected recrystallized ferrite grains"
The connection ratio of non-recrystallized ferrite grains refers to the number B of the total number A of crystal grains adjacent to the non-recrystallized ferrite grains, in which the crystal grains adjacent to the non-recrystallized ferrite grains are other non-recrystallized ferrite grains. It is a ratio (B / A). The connection rate of the non-recrystallized ferrite grains was calculated by calculating the connection rate of about 100 non-recrystallized ferrite grains for each of two or more non-recrystallized ferrite phases, and averaging them.
未再結晶フェライト粒と隣り合う結晶粒の総数Ａ、および隣り合う結晶粒が他の未再結晶フェライト粒である数Ｂは、２次元の光学顕微鏡またはＥＢＳＰにおける結晶方位解析から得られる未再結晶フェライト粒の観察結果を用いて測定する。ただし、２つ以上の未再結晶フェライト粒が接して存在していて、以下に示す条件を満たす場合、２つ以上の未再結晶フェライト粒の塊の一部または全部を１つの未再結晶フェライト粒として取り扱う。すなわち、互いに接して存在している未再結晶フェライト粒のうち界面の長さが短い方の界面の長さに対して、未再結晶フェライト粒同士の界面の長さが１／５以上である場合である。 The total number A of crystal grains adjacent to unrecrystallized ferrite grains and the number B in which adjacent crystal grains are other non-recrystallized ferrite grains are unrecrystallized obtained from crystal orientation analysis in a two-dimensional optical microscope or EBSP It measures using the observation result of a ferrite grain. However, when two or more non-recrystallized ferrite grains are in contact with each other and the conditions shown below are satisfied, a part or all of a mass of two or more non-recrystallized ferrite grains is made into one non-recrystallized ferrite Treat as grains. That is, the length of the interface between the non-recrystallized ferrite grains is at least 1⁄5 of the length of the interface with the shorter interface length among the non-recrystallized ferrite grains existing in contact with each other. That's the case.
なお、本発明は、未再結晶フェライト相を最大限に活用する発明であり、本発明の高強度鋼板の金属組織において、未再結晶フェライト相以外の相については、特に制約を設けるものではない。 The present invention is an invention which makes full use of the non-recrystallized ferrite phase, and the metal structure of the high strength steel sheet of the present invention is not particularly restricted about the phase other than the non-recrystallized ferrite phase. .
本発明の高強度鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。表面に亜鉛めっき層を付与することで、耐食性が向上する。溶融亜鉛めっき層は、ＺｎとＡｌとを含み、Ｆｅ含有量を１３％未満に制限したものであることが好ましい。溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量が１３％未満であると、めっき密着性、成形性、穴拡げ性に優れる。Ｆｅ含有量が１３％以上であると、溶融亜鉛めっき層自体の密着性が損なわれる。このため、鋼板を加工する際に溶融亜鉛めっき層が破壊・脱落し、金型に付着することで、疵の原因となる。 The high strength steel plate of the present invention may have a hot dip galvanized layer on the surface. The corrosion resistance is improved by providing a zinc plating layer on the surface. The hot-dip galvanized layer preferably contains Zn and Al, and the Fe content is limited to less than 13%. When the Fe content in the hot-dip galvanized layer is less than 13%, the plating adhesion, the formability, and the hole expansibility are excellent. If the Fe content is 13% or more, the adhesion of the hot-dip galvanized layer itself is impaired. For this reason, when processing a steel plate, a hot dip galvanized layer breaks and falls off, and it becomes a cause of a flaw by adhering to a metal mold | die.
溶融亜鉛めっき層は、合金化されていてもよい。合金化された溶融亜鉛めっき層では、合金化処理によって溶融亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれているため、優れたスポット溶接性および塗装性が得られる。合金化された溶融亜鉛めっき層では、Ｆｅ含有量は７％以上であることが好ましい。Ｆｅ含有量が７％未満では、合金化処理を行うことによるスポット溶接性の向上効果が不十分となる場合がある。
なお、合金化されていない溶融亜鉛めっき層では、Ｆｅ含有量が１３％未満であれば、７％未満であっても溶融亜鉛めっき層を有することによる効果に影響はなく、０％であってもよい。
The hot-dip galvanized layer may be alloyed. In the case of the alloyed hot dip galvanized layer, excellent spot weldability and paintability can be obtained because Fe is taken into the hot dip galvanized layer by the alloying treatment. In the alloyed hot dip galvanized layer, the Fe content is preferably 7% or more. If the Fe content is less than 7%, the effect of improving the spot weldability by performing the alloying treatment may be insufficient.
In the non-alloyed hot-dip galvanized layer, if the Fe content is less than 13%, even if it is less than 7%, the effect of having the hot-dip galvanized layer is not affected and it is 0% It is also good.
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ２以上であることが望ましい。
本発明の高強度鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施してもよい。また、本発明の高強度鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。
The plating adhesion amount is not particularly limited, but is preferably 5 g / m 2 or more in one-sided adhesion amount from the viewpoint of corrosion resistance.
In the high strength steel plate of the present invention, upper layer plating may be performed on the hot-dip galvanized layer for the purpose of improving paintability and weldability. In the high strength steel sheet of the present invention, various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity improvement treatment, weldability improvement treatment, etc. may be performed on the hot-dip galvanized layer.
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上記のいずれかの成分組成からなる鋳造スラブを用意する。次いで、鋳造スラブを直接または一旦冷却した後、１１００℃以上に加熱し、熱間圧延を実施する。
Next, the manufacturing method of the high strength steel plate of the present invention will be described.
In order to manufacture the high-strength steel plate of the present invention, first, a cast slab having any of the above component compositions is prepared. Next, the cast slab is directly or once cooled and then heated to 1100 ° C. or higher to carry out hot rolling.
本実施形態では、熱間圧延を行う前に、鋳造スラブの均質化および炭窒化物の溶解のために１１００℃以上に加熱する熱処理を行う。鋳造スラブの熱処理は、鋳造スラブを鋳造した後の高温のままの鋳造スラブに直接行ってもよいし、鋳造後に一旦冷却した鋳造スラブを再加熱して行ってもよい。
鋳造スラブの熱処理温度が１１００℃未満では、鋳造スラブの均質化および炭窒化物の溶解が不十分となり、強度の低下や加工性の低下を起こす。一方、鋳造スラブの熱処理温度が１３００℃を超えると、製造コストが増加するとともに、生産性が低下する。また、熱処理温度が１３００℃を超えると、初期のオーステナイト粒径が大きくなることで最終的に混粒になりやすくなり、延性が低下する恐れがある。そこで、鋳造スラブの熱処理温度は、１１００℃以上とする必要があり、１３００℃未満が望ましい。
In the present embodiment, before hot rolling, heat treatment is performed to heat to 1100 ° C. or more for homogenization of the cast slab and dissolution of carbonitrides. The heat treatment of the cast slab may be performed directly on the cast slab as it is at a high temperature after casting the cast slab, or may be performed by reheating the cast slab which has been cooled once after casting.
When the heat treatment temperature of the cast slab is less than 1100 ° C., the homogenisation of the cast slab and the dissolution of the carbonitrides become insufficient, causing a decrease in strength and a decrease in workability. On the other hand, when the heat treatment temperature of the cast slab exceeds 1300 ° C., the manufacturing cost increases and the productivity decreases. In addition, when the heat treatment temperature exceeds 1300 ° C., the grain size of the initial austenite increases, so that it tends to become mixed grains in the end, and the ductility may be reduced. Therefore, the heat treatment temperature of the cast slab needs to be 1100 ° C. or more, preferably less than 1300 ° C.
熱間圧延は、Ａｒ３点以上の温度で仕上げ圧延を行うことが望ましい。熱間圧延の仕上げ温度がＡｒ３点を下回ると、冷間圧延での割れを誘発し、材質の低下が懸念される。
Ａｒ３変態温度は、質量％で表したＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの含有量、それぞれ（％Ｃ）（％Ｓｉ）（％Ｐ）（％Ａｌ）（％Ｍｎ）（％Ｍｏ）（％Ｃｕ）（％Ｃｒ）（％Ｎｉ）を用いて、以下の式により計算すれば良い。また、選択的に添加される元素であるＭｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉは、含有量が不純物程度である場合は、０として計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×（％Ｃ）＋３３×（％Ｓｉ）＋２８７×（％Ｐ）
＋４０×（％Ａｌ）−９２×（％Ｍｎ＋％Ｍｏ＋％Ｃｕ）−４６×（％Ｃｒ＋％Ｎｉ）
In hot rolling, it is desirable to carry out finish rolling at a temperature of Ar 3 points or more. When the finish temperature of hot rolling is below Ar 3 point, cracking in cold rolling is induced and there is a concern that the quality of the material may be reduced.
The Ar 3 transformation temperature is represented by mass%, and the contents of C, Si, P, Al, Mn, Mo, Cu, Cr, Ni, (% C) (% Si) (% P) (% Al) (% Al) (%) It may be calculated according to the following equation using% Mn) (% Mo) (% Cu) (% Cr) (% Ni). Moreover, elements Mo, Cu, Cr, and Ni, which are elements to be selectively added, are calculated as 0 when the content is about the level of impurities.
Ar 3 = 901-325 × (% C ) + 33 × (% Si) + 287 × (% P)
+ 40 x (% Al)-92 x (% Mn +% Mo +% Cu)-46 x (% Cr +% Ni)
熱間圧延後に得られた熱延鋼板は、酸洗にてスケール層を除去した後、冷間圧延を行う。冷間圧延は１５％以上の圧延率で行う。冷間圧延での圧延率が１５％未満であると、再結晶核の形成が起こりにくく、回復粒の粗大化によって粒成長が始まる。このため、再結晶が不十分となり、未再結晶フェライトの面積率が３５％以下である金属組織を得ることが困難となる。冷間圧延での圧延率は、未再結晶フェライトの面積率を小さくして、降伏点伸びが大きすぎることによる加工時の鋼板の曲げ割れを防止するために、２５％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延での圧延率は、圧延荷重が高いことによる鋼板形状の劣化を防止するため、８０％以下であることが好ましい。 The hot rolled steel sheet obtained after the hot rolling is subjected to cold rolling after removing the scale layer by pickling. Cold rolling is performed at a rolling ratio of 15% or more. If the rolling reduction rate in cold rolling is less than 15%, the formation of recrystallization nuclei is less likely to occur, and grain growth is initiated by coarsening of recovered grains. For this reason, recrystallization becomes insufficient and it becomes difficult to obtain a metal structure in which the area ratio of unrecrystallized ferrite is 35% or less. The rolling reduction in cold rolling is preferably 25% or more in order to reduce the area ratio of the non-recrystallized ferrite and to prevent the bending cracking of the steel plate at the time of processing due to the yield point elongation being too large. . Moreover, in order to prevent deterioration of the steel plate shape by high rolling load, it is preferable that the rolling reduction rate in cold rolling is 80% or less.
次に、得られた冷延鋼板を再結晶温度−３０℃以下、再結晶温度−６０℃以上の最高温度にて焼鈍する焼鈍工程を行う。
焼鈍工程は、本発明の高強度鋼板の金属組織を作りこむうえで、最も重要な工程である。焼鈍工程における最大到達温度（最高温度）は、再結晶温度に対して管理される。すなわち、最大到達温度を、再結晶温度−３０℃以下、再結晶温度−６０℃以上とする必要がある。最大到達温度が、再結晶温度−３０℃を超えると、十分に未再結晶フェライト相を残存させることが困難となる。最大到達温度は、未再結晶フェライトの面積率を確保しやすくするために、再結晶温度の−３５℃以下であることが好ましい。また、最大到達温度が、再結晶温度−６０℃未満であると、未再結晶フェライト相が残存しすぎて、降伏点伸びが大きすぎるものとなる。最大到達温度は、再結晶温度の−５５℃以上であることが好ましい。
Next, an annealing process is performed in which the obtained cold rolled steel sheet is annealed at a maximum temperature of recrystallization temperature of -30 ° C. or less and recrystallization temperature of -60 ° C. or more.
The annealing step is the most important step in forming the metal structure of the high strength steel sheet of the present invention. The maximum achievable temperature (maximum temperature) in the annealing process is controlled relative to the recrystallization temperature. That is, it is necessary to set the maximum ultimate temperature to a recrystallization temperature of -30 ° C. or less and a recrystallization temperature of -60 ° C. or more. When the maximum temperature reaches a recrystallization temperature of -30 ° C, it becomes difficult to sufficiently leave the unrecrystallized ferrite phase. The maximum ultimate temperature is preferably -35 ° C. or less of the recrystallization temperature in order to easily secure the area ratio of the non-recrystallized ferrite. Further, if the maximum ultimate temperature is less than the recrystallization temperature -60 ° C, the unrecrystallized ferrite phase remains too much, and the yield point elongation becomes too large. The maximum temperature reached is preferably −55 ° C. or more of the recrystallization temperature.
再結晶温度は、再結晶温度を変化させる主な因子である、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率によって、以下に示す方法により、予め決定される。
「再結晶温度の算出方法」
所定の成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率で作成した冷延鋼板（冷延まま材）を、ディラトメータにて１０℃／ｓの昇温速度で加熱し、種々の到達温度に達したところで冷却を行って試験体とする。本実施形態では、到達温度を１０℃以下のピッチで変化させて、到達温度の異なる複数の試験体を作成する。得られた各試験体の未再結晶フェライト相の面積率を、上述した「未再結晶フェライト相の面積率の算出方法」を用いて調べる。そして、再結晶フェライト相の面積率が９８％以上であった試験体の到達温度の最高温度を、再結晶温度とする。
The recrystallization temperature is determined in advance by the method shown below by the component composition, the crystal grain size of the hot rolled steel sheet, and the rolling reduction in cold rolling, which are the main factors that change the recrystallization temperature.
"Method of calculating recrystallization temperature"
The cold rolled steel plate (cold rolled material) prepared with the prescribed composition, crystal grain size of hot rolled steel plate, and rolling ratio in cold rolling is heated with a dilatometer at a heating rate of 10 ° C./s The sample is cooled down when it reaches its ultimate temperature and used as a test sample. In this embodiment, the ultimate temperature is changed at a pitch of 10 ° C. or less to prepare a plurality of test bodies having different ultimate temperatures. The area ratio of the non-recrystallized ferrite phase of each of the obtained test specimens is examined using the above-mentioned "method of calculating the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase". Then, the maximum temperature of the ultimate temperature of the test body in which the area ratio of the recrystallized ferrite phase is 98% or more is taken as the recrystallization temperature.
なお、再結晶温度を決定する際には、精度が確認されていて、鋼板の未再結晶フェライト相の面積率と対応している物理モデルを用いて、上記の複数の試験体のうちの一部または全部の未再結晶フェライト相の面積率を算出してもよいし、再結晶温度を算出してもよい。
また、複数の試験体の未再結晶フェライト相の面積率に基づいて、成分組成、熱延鋼板の結晶粒径、冷間圧延での圧延率のいずれかの条件（例えば、成分組成）と再結晶温度との関係を示すマップを作成し、これを用いて再結晶温度を決定してもよいし、上記のいずれか１以上の条件と再結晶温度との経験式を作成し、これを用いて再結晶温度を決定してもよい。
When determining the recrystallization temperature, one of the above-mentioned plurality of test bodies is used, using a physical model whose accuracy has been confirmed and which corresponds to the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase of the steel plate. The area ratio of part or all of the unrecrystallized ferrite phase may be calculated, or the recrystallization temperature may be calculated.
Moreover, based on the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase of a plurality of test bodies, any of the conditions (for example, the component composition) of the component composition, the grain size of the hot rolled steel sheet, and the rolling reduction in cold rolling A map showing the relationship with the crystal temperature may be created, and the recrystallization temperature may be determined using this, or an empirical equation of any one or more of the conditions described above and the recrystallization temperature may be created and used. Recrystallization temperature may be determined.
本実施形態では、焼鈍工程において、最高温度以下、最高温度−３０℃以上の温度範囲で１５秒以上、２５０秒以下保持することが好ましい。最高温度以下、最高温度−３０℃以上の温度範囲で１５秒以上保持することにより、未再結晶フェライト粒の長軸の長さが低減するとともに、連結率が低減する。一方、最高温度以下、最高温度−３０℃以上の温度範囲での保持時間が、２５０秒を超えても、未再結晶フェライト粒の長軸の長さおよび連結率の低減効果が飽和する上、生産性が低下して製造コストが増大するため、好ましくない。 In the present embodiment, in the annealing step, it is preferable to hold for 15 seconds or more and 250 seconds or less in the temperature range below the maximum temperature and the maximum temperature -30 ° C. By holding for 15 seconds or more in the temperature range not higher than the maximum temperature and not lower than -30 ° C., the length of the major axis of the non-recrystallized ferrite grain is reduced and the connection rate is reduced. On the other hand, even if the holding time in the temperature range below the maximum temperature and the maximum temperature -30 ° C or more exceeds 250 seconds, the effect of reducing the length of the major axis of the non-recrystallized ferrite grain and the coupling ratio saturates, It is not preferable because the productivity is reduced and the manufacturing cost is increased.
本実施形態では、焼鈍工程を行った後、１℃／秒以上、２００℃／秒以下の平均冷却速度で４８０℃以下まで冷却する冷却工程を行う。
冷却工程では、冷却中の組織変化による材質劣化を抑制するため、１℃／秒以上の平均速度で冷却する必要がある。また、２００℃／秒を超える平均冷却速度としても、高強度鋼板の特性が大きく変わることはなく、冷却停止温度の精度の低下および冷却コストの増大を生み出す。このため、平均冷却速度の上限を２００℃／秒とする。
冷却工程では、冷却停止温度を４８０℃以下とする。冷却停止温度が４８０℃を超えるとパーライトの形成により、高強度鋼板の降伏点伸びが著しく劣化する。
In the present embodiment, after performing the annealing step, a cooling step of cooling to 480 ° C. or less at an average cooling rate of 1 ° C./s or more and 200 ° C./s or less is performed.
In the cooling process, it is necessary to cool at an average speed of 1 ° C./sec or more in order to suppress material deterioration due to a change in structure during cooling. In addition, even with an average cooling rate exceeding 200 ° C./sec, the characteristics of the high strength steel plate do not change significantly, which results in a decrease in the accuracy of the cooling stop temperature and an increase in the cooling cost. Therefore, the upper limit of the average cooling rate is set to 200 ° C./second.
In the cooling step, the cooling stop temperature is set to 480 ° C. or less. When the cooling stop temperature exceeds 480 ° C., the formation of pearlite significantly deteriorates the yield point elongation of the high strength steel plate.
本実施形態では、冷却工程の後に、溶融亜鉛めっきを施してもよい。このことにより、表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度鋼板が得られる。
さらに、本実施形態では、溶融亜鉛めっきを施した後に、合金化処理を行ってもよい。合金化処理を行う場合には、６００℃以下の温度で行うことが好ましい。合金化処理の温度を６００℃以下とした場合、冷却工程後の鋼板の金属組織が、合金化処理を行うことによって変化することを抑制でき、好ましい。
In the present embodiment, hot dip galvanization may be performed after the cooling step. By this, the high strength steel plate which has a hot dip galvanized layer on the surface is obtained.
Furthermore, in the present embodiment, after galvanizing, alloying may be performed. When alloying treatment is performed, it is preferable to carry out at a temperature of 600 ° C. or less. When the temperature of the alloying treatment is set to 600 ° C. or less, the metallographic structure of the steel plate after the cooling step can be suppressed from being changed by performing the alloying treatment, which is preferable.
次に、本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造法により鋳造スラブとした。
表１において、符号Ａ〜Ｌの鋼は、成分組成が本発明を満たしている。符号ａの鋼はＣとＣａの含有量、ｂの鋼はＭｎとＰの含有量、ｃの鋼はＮｂの含有量、ｄの鋼はＣの含有量、ｅの鋼はＳｉとＳの含有量、ｆの鋼はＮとＴｉの含有量が、それぞれ本発明の範囲外である。
Next, the present invention will be described based on examples.
A steel having the composition shown in Table 1 was melted and made into a cast slab by a continuous casting method according to a conventional method.
In Table 1, steels of symbols A to L satisfy the present invention in the component composition. The symbol a steel is C and Ca content, b steel is Mn and P content, c steel is Nb content, d steel is C content, e steel is Si and S content The amount, f, of steel is outside the scope of the present invention, respectively, the contents of N and Ti.
表２および表３における鋼の符号は、アルファベットが表１に示す鋼の種類を表し、数字が実施例の番号を表す。例えば「Ａ１」とあるのは、表１の鋼Ａを用いた１番目の実施例であることを意味する。
表１〜３においては、本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。
The symbols of steel in Tables 2 and 3 represent the types of steel whose alphabets are shown in Table 1, and the numbers represent the numbers of the examples. For example, "A1" means that it is the first embodiment using steel A of Table 1.
In Tables 1 to 3, numerical values outside the scope of the present invention are underlined.
表１に示す成分組成の鋳造スラブを、加熱し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、焼鈍工程、冷却工程を行って、板厚１．４ｍｍの鋼板を得た。
表２に、鋳造スラブ加熱温度、Ａｒ３、熱間圧延の仕上温度、冷間圧延の圧延率、焼鈍工程の再結晶温度−最高到達温度（最高温度）、最高温度での保持時間、冷却工程での平均冷却速度、冷却停止温度を示す。
The cast slab of the component composition shown in Table 1 was heated, hot rolling, pickling, cold rolling, annealing, and cooling were performed to obtain a steel plate having a thickness of 1.4 mm.
Table 2 shows cast slab heating temperature, Ar 3 , finish temperature of hot rolling, rolling ratio of cold rolling, recrystallization temperature of annealing process-maximum achieved temperature (maximum temperature), holding time at maximum temperature, cooling process Indicates the average cooling rate at the cooling stop temperature.
得られた鋼板の一部については、常法に従って溶融亜鉛めっきを施し、溶融亜鉛めっきを施したものの一部には溶融亜鉛めっきに浸漬した後に６００℃以下の温度で合金化処理を行って、供試体とした。
また、溶融亜鉛めっきを施さなかった鋼板については、そのまま供試体として用いた。
表２に、溶融亜鉛めっき層の有無、合金化処理の有無を示す。
A part of the steel plate obtained is subjected to hot dip galvanizing according to a conventional method, and a part subjected to hot dip galvanizing is subjected to an alloying treatment at a temperature of 600 ° C. or less after being immersed in hot dip galvanizing, It was used as a specimen.
Moreover, about the steel plate which did not give hot dip galvanization, it used as a sample as it was.
Table 2 shows the presence or absence of the hot dip galvanized layer and the presence or absence of the alloying treatment.
各供試体について、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して機械特性（降伏応力、引張強度、伸び、降伏点伸び）を評価した。その結果を表３に示す。
また、供試体について、上述した方法を用いて、未再結晶フェライト相の面積率、未再結晶フェライト相中の長軸の長さが５０μｍ以下である未再結晶フェライト粒の面積率、未再結晶フェライト粒の連結率を調べた。その結果を表３に示す。
The mechanical properties (yield stress, tensile strength, elongation, yield point elongation) of each sample were evaluated in accordance with JIS Z2241. The results are shown in Table 3.
In the test specimen, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase, the area ratio of non-recrystallized ferrite grains having a major axis length of 50 μm or less in the non-recrystallized ferrite phase, the non-recrystallized ferrite phase The connection rate of crystal ferrite grains was examined. The results are shown in Table 3.
各供試体について、以下に示す方法により、形状凍結性を評価した。
薄鋼板成形技術研究会編の「プレス成型難易ハンドブック 第３版」（日刊工業新聞社）の１３１〜１３３ページに記載のＵ曲げ試験法に準拠して９０度曲げ試験を行った。
そして、開口角度から９０度を引いた値（スプリングバック量）が、特許文献１に一般鋼のスプリングバック量と記載しているスプリングバック量（＜３．６６×ＴＳ（引張強度）＋３．２５）を満たすものを「○」とし、これを上回るものを「×」とした。
また、形状凍結性の評価に用いる試験体を作製する際の加工時に、曲げくびれが発生したものを「※」とし、強度不足により形状凍結性の評価ができなかったものを「−」とした。
その結果を表３に示す。
The shape freezeability was evaluated for each sample by the method described below.
A 90-degree bending test was conducted in accordance with the U-bending test method described on pages 131 to 133 of "Press Forming Difficulty Handbook Third Edition" edited by Thin Film Forming Technology Research Institute (Nippon Kogyo Shimbun Co., Ltd.).
Then, a value (springback amount) obtained by subtracting 90 degrees from the opening angle is the amount of springback described in Patent Document 1 as the amount of springback in general steel (<3.66 x TS (tensile strength) + 3.25 The thing which satisfy | fills) was set as "(circle)", and the thing more than this was made into "x".
In addition, those with bending constriction at the time of processing at the time of manufacturing the test body used for evaluation of shape freezeability were "※", and those whose shape freezeability could not be evaluated due to lack of strength were "-" .
The results are shown in Table 3.
図１は、未再結晶フェライト相の面積率と降伏点伸びとの関係を示したグラフであり、表３に示す発明鋼１および発明鋼２の結果と、比較鋼のうち成分組成が本発明を満たすものの結果とを示したものである。
図１に示すように、成分組成が本発明を満たす場合、未再結晶フェライト相の面積率と降伏点伸びとは、相関関係がある。
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the area ratio of the unrecrystallized ferrite phase and the yield point elongation, and the results of the invention steels 1 and 2 shown in Table 3 and the component composition of the comparative steels according to the present invention And the results of those satisfying
As shown in FIG. 1, when the component composition satisfies the present invention, the area ratio of the unrecrystallized ferrite phase and the elongation at yield point have a correlation.
また、図１に示すように、未再結晶フェライト相の面積率が２０％超、３５％以下である本発明の請求項１を満たす発明鋼の供試体（表３の備考における発明鋼１および発明鋼２）は、降伏点伸びが４．０％以上、１０．０％以下であった。また、表３に示すように、これら発明鋼の供試体は、スプリングバック量が少なく、形状凍結性の評価が○であった。また、成分組成が本発明を満たし、未再結晶フェライト相の面積率が本発明の範囲外である比較鋼の供試体（表３の備考における比較鋼の一部）は、降伏点伸びが本発明の範囲外であり、表３に示すように、スプリングバック量が多く、形状凍結性の評価が×であった。 In addition, as shown in FIG. 1, a specimen of the invention steel satisfying claim 1 of the present invention in which the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase is more than 20% and 35% or less (invention steel 1 and Inventive steel 2) had an elongation at yield of 4.0% or more and 10.0% or less. Moreover, as shown in Table 3, the test pieces of these invention steels had a small amount of springback, and the evaluation of shape freezeability was ○. In addition, the specimens of the comparative steels whose component composition satisfies the present invention and the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase is outside the scope of the present invention (part of the comparative steels in the remarks of Table 3) Outside the scope of the invention, as shown in Table 3, the amount of springback was large, and the evaluation of shape freezeability was x.
図２は、降伏応力と伸びとの関係を示したグラフであり、表３に示す鋼の降伏応力と伸びの測定結果を示したものである。
図２に示すように、本発明の請求項１および請求項２を満たす発明鋼の供試体（図２および表３の備考における発明鋼１）は、本発明の請求項１を満たし、請求項２を満たさない発明鋼の供試体（図２および表３の備考における発明鋼２）と比較して、降伏応力が同等である供試体では高い伸びが得られることが確認できた。
FIG. 2 is a graph showing the relationship between yield stress and elongation, and shows the measurement results of yield stress and elongation of the steel shown in Table 3.
As shown in FIG. 2, the test steel of the invention steel satisfying invention claim 1 and claim 2 (invention steel 1 in the remarks of FIG. 2 and table 3) satisfies claim 1 of the invention, and claims It has been confirmed that high elongation is obtained in a specimen having an equal yield stress as compared with a specimen of the invention steel not satisfying 2 (
また、表３に示すように、本発明の請求項１を満たす供試体（表３の備考における発明鋼１および発明鋼２）は、形状凍結性の評価が全て○であり、しかも十分な強度を有していた。
これに対し、本発明の請求項１を満たさない供試体（表３の備考における比較鋼）のうち、鋼ｄ１以外の供試体は、形状凍結性の評価が×または※であった。また、鋼ｄ１は強度が不足であった。
In addition, as shown in Table 3, the specimens satisfying Invention 1 of the present invention (Invention steel 1 and
On the other hand, among the test pieces (comparative steels in the remarks of Table 3) which do not satisfy claim 1 of the present invention, the test pieces other than the steel d1 were evaluated as x or * for evaluation of shape freezeability. In addition, the steel d1 had insufficient strength.
鋼Ａ１は、冷間圧延の圧延率が低いため、未再結晶フェライト相の面積率が大きくなった。その結果、降伏点伸びが大きくなりすぎて、曲げくびれが発生した。
鋼Ｂ１は、冷却工程での平均冷却速度が遅いため、冷却中に金属組織が変化して、未再結晶フェライト相の面積率が小さくなった。その結果、降伏点伸びが不足して、形状凍結性の評価が×になった。
In the steel A1, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase was large because the reduction ratio of cold rolling was low. As a result, the yield point elongation was too large, and a bending necking occurred.
Since the steel B1 had a low average cooling rate in the cooling step, the metallographic structure changed during cooling, and the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase decreased. As a result, the elongation at yield point was insufficient, and the evaluation of shape freezeability became x.
鋼Ｅ１は、最高温度が高すぎるため、未再結晶フェライト相の面積率が小さくなって降伏点伸びが不足し、形状凍結性の評価が×になった。
鋼Ｅ５は、最高温度が低すぎるため、未再結晶フェライト相の面積率が大きくなって降伏点伸びが大きくなりすぎ、曲げくびれが発生した。
Since the maximum temperature of the steel E1 was too high, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase became small and the yield point elongation became short, and the evaluation of shape freezeability became x.
Since the maximum temperature of the steel E5 was too low, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase became large, the yield point elongation became too large, and bending constriction occurred.
鋼Ｇ１は、冷却停止温度が高すぎるため、未再結晶フェライト相の面積率が小さくなって降伏点伸びが不足し、形状凍結性の評価が×になった。
鋼Ｌ２は、鋳造スラブ加熱温度が低すぎるため、伸びが低く、降伏点伸びが不足したため、加工硬化が起こらず曲げくびれが発生した。
Since the cooling stop temperature of the steel G1 was too high, the area ratio of the non-recrystallized ferrite phase became small, the yield point elongation became insufficient, and the evaluation of shape freezeability became x.
Since the steel L2 had too low a heating temperature for the cast slab, its elongation was low and its yield point elongation was insufficient, so work hardening did not occur and bending necking occurred.
鋼ａ１は、ＣおよびＣａの含有量が過剰であるため、伸びが低く、降伏点伸びが不足したため、加工硬化が起こらず曲げくびれが発生した。
鋼ｂ１は、ＭｎおよびＰの含有量が過剰であるため、伸びが低く、加工硬化が起こらず曲げくびれが発生した。
鋼ｃ１は、Ｎｂの含有量が過剰であるため、未再結晶フェライト相の面積率と降伏点伸びとの相関関係が得られず、未再結晶フェライト相の面積率が大きく、降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）に比較して、伸びが不足して降伏点伸びが不足し、形状凍結性の評価ができなかった。
Since the steel a1 had an excessive content of C and Ca, the elongation was low and the elongation at yield point was insufficient, so that work hardening did not occur and bending necking occurred.
The steel b1 had a low elongation due to an excessive content of Mn and P, so that work hardening did not occur and a bending necking occurred.
In steel c1, the content of Nb is excessive, so that the correlation between the area fraction of the unrecrystallized ferrite phase and the elongation at yield point can not be obtained, the area ratio of the unrecrystallized ferrite phase is large, and the yield point elongation ( Compared with YP-El), the elongation was insufficient, the elongation at yield point was insufficient, and the shape freezeability could not be evaluated.
鋼ｄ１は、Ｃの含有量が不足しているため、降伏応力および引張強度が不足した。
鋼ｅ１は、ＳｉおよびＳの含有量が過剰であるため、降伏点伸びが不足し、形状凍結性の評価が×になった。
鋼ｆ１は、ＮおよびＴｉの含有量が過剰であるため、未再結晶フェライト相の面積率と降伏点伸びとの相関関係が得られず、未再結晶フェライト相の面積率が大きく、降伏点伸びが不足し、形状凍結性の評価が×になった。
The steel d1 lacked the yield stress and the tensile strength because the content of C was insufficient.
Since the steel e1 had an excessive content of Si and S, the yield point elongation was insufficient, and the evaluation of shape freezeability became x.
Since the steel f1 has an excessive content of N and Ti, a correlation between the area ratio of the unrecrystallized ferrite phase and the elongation at yield point can not be obtained, and the area ratio of the unrecrystallized ferrite phase is large, and the yield point is The elongation was insufficient, and the evaluation of shape freezeability became x.
Claims (10)
Ｃ ：０．０３％以上、０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、
Ｍｎ：０．３％以上、４．０％以下、
Ｐ ：０．００１％以上、０．１００％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．０５０％以下、
Ｎ ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、２．００％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
金属組織が２０％超、３５％以下の面積率で未再結晶フェライト相を含有し、
降伏点伸びが４．０％以上、１０．０％以下であることを特徴とする形状凍結性に優れた高強度鋼板。 In mass%,
C: 0.03% or more, 0.35% or less,
Si: 0.01% or more, 2.00% or less,
Mn: 0.3% or more, 4.0% or less,
P: 0.001% to 0.100%,
S: 0.0005% or more, 0.050% or less,
N: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Al: 0.01% or more and 2.00% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities,
The metallographic structure contains an unrecrystallized ferrite phase with an area ratio of more than 20% and 35% or less,
A high strength steel plate excellent in shape freezeability characterized by having a yield point elongation of 4.0% or more and 10.0% or less.
前記未再結晶フェライト粒の連結率が０．５０以下であることを特徴とする請求項１に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。 The area ratio of 70% or more of the non-recrystallized ferrite phase is composed of non-recrystallized ferrite grains having a major axis length of 50 μm or less,
The high strength steel plate excellent in shape freezing property according to claim 1, wherein a connection ratio of the non-recrystallized ferrite grains is 0.50 or less.
Ｃｒ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上、３．０％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上、３．０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。 Furthermore, in mass%,
Cr: 0.05% or more, 3.0% or less,
Mo: 0.05% or more, 1.0% or less,
Ni: 0.05% or more, 3.0% or less,
Cu: One or more of 0.05% or more and 3.0% or less is contained, The high strength steel plate excellent in shape freezeability according to claim 1 or 2.
Ｎｂ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．３０％以下、
Ｖ ：０．０１％以上、０．５０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。 Furthermore, in mass%,
Nb: 0.005% or more, 0.30% or less,
Ti: 0.005% or more, 0.30% or less,
V: One or more of 0.01% or more and 0.50% or less of V is contained, The high excellent shape freezeability according to any one of claims 1 to 3 Strength steel plate.
Ｂ：０．０００１％以上、０．１００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。 Furthermore, in mass%,
B: 0.0001% or more, 0.100% or less is contained, The high strength steel plate excellent in the shape freezing property of any one of the Claims 1-4 characterized by the above-mentioned.
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上、０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０１０％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高強度鋼板。 Furthermore, in mass% in steel,
Ca: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Mg: 0.0005% or more, 0.010% or less,
Zr: 0.0005% or more, 0.010% or less,
REM: One or two or more of 0.0005% or more and 0.010% or less of the REM: A shape excellent in shape freezing property according to any one of claims 1 to 5 Strength steel plate.
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