JP6624136B2 - High strength steel sheet and its manufacturing method, resistance spot welded joint, and automotive member - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、特に自動車の産業分野で使用される部材（以下、自動車用部材ともいう）として好適な高強度鋼板およびその製造方法に関する。
また、本発明は、上記の高強度鋼板を母材鋼板として使用する抵抗スポット溶接継手、および、該抵抗スポット溶接継手をそなえる自動車用部材に関する。
The present invention relates to a high-strength steel sheet particularly suitable as a member used in the automotive industry (hereinafter, also referred to as a member for an automobile) and a method for manufacturing the same.
The present invention also relates to a resistance spot welded joint using the high strength steel plate as a base material steel plate, and an automobile member provided with the resistance spot welded joint.
近年、環境問題の高まりからCO2排出規制が厳格化しており、自動車分野では、燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。
このため、高強度鋼板の適用による自動車部品の薄肉化が進められており、現在では、引張強さ：900MPa以上の鋼板の適用が検討されている。
In recent years, CO 2 emission regulations have become stricter due to increasing environmental issues, and in the automotive field, weight reduction of vehicle bodies to improve fuel efficiency has become an issue.
For this reason, the use of high-strength steel sheets has led to a reduction in the thickness of automobile parts. At present, the use of steel sheets having a tensile strength of 900 MPa or more is being studied.
また、自動車用部材、特には自動車の構造用部材や補強用部材に使用される鋼板には、成形性に優れることが要求される。このため、自動車用部材への適用には、強度とともに、伸びを向上させることが必要となる。 Further, a steel sheet used for a member for an automobile, particularly a structural member or a reinforcing member of an automobile is required to have excellent formability. For this reason, it is necessary to improve elongation as well as strength for application to automotive members.
このような強度と伸びを両立させた鋼板として、例えば、鋼組織内に所定量の残留オーステナイトを含有させたTRIP鋼板が挙げられる。
ここで、鋼組織内に所定量の残留オーステナイトを生成させるためには、マルテンサイト変態点（Ms点）を、室温以下まで低下させることが好適であり、例えば、所定量のMnを添加することによって、Ms点を低下させることが可能である。
As a steel sheet having both such strength and elongation, for example, there is a TRIP steel sheet in which a predetermined amount of retained austenite is contained in a steel structure.
Here, in order to generate a predetermined amount of retained austenite in the steel structure, it is preferable to lower the martensitic transformation point (Ms point) to room temperature or less, for example, to add a predetermined amount of Mn. It is possible to lower the Ms point.
ところで、自動車の組み立てに際しては、コストや効率の面から、プレス成形された部品を、抵抗スポット溶接により接合して組み合わせることが多い。そのため、鋼板の高強度化に伴い、溶接部における強度を向上させることも必要である。
一般的に、抵抗スポット溶接継手の引張強さ（引張せん断強さ）は、溶接用鋼板（母材鋼板）の引張強さの増加に伴って比例的に増加する。しかし、母材鋼板の引張強さが900MPa級を超えると、抵抗スポット溶接継手の破断形態は界面破断となり易く、抵抗スポット溶接継手の十字引張力は、母材鋼板の引張強さとは逆に低下する傾向にある。
By the way, when assembling a car, press-formed parts are often joined together by resistance spot welding in view of cost and efficiency. Therefore, it is necessary to improve the strength at the welded portion as the strength of the steel sheet increases.
Generally, the tensile strength (tensile shear strength) of a resistance spot welded joint increases proportionally with an increase in the tensile strength of a welding steel sheet (base steel sheet). However, if the tensile strength of the base steel sheet exceeds 900MPa class, the fracture mode of the resistance spot welded joint is likely to be interfacial fracture, and the cross tensile force of the resistance spot welded joint decreases contrary to the tensile strength of the base steel sheet Tend to.
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、
「２枚以上の薄鋼板同士の接合面にナゲットを形成させる高強度鋼板のスポット溶接方法であって、
前記２枚以上の薄鋼板からなる高強度鋼板の内、少なくとも１枚の引張強さが７５０〜１８５０ＭＰａであり、かつ、各々の板厚が０．８〜３．６ｍｍであるとともに、炭素当量Ｃｅｑが０．２２〜０．５５質量％の範囲である前記高強度鋼板同士を重ね合わせ、
所定の加圧力ＥＦ１で溶接通電を実施した後、所定のＰＥＦ１に設定するとともに、所定の後通電電流ＰＣ１および所定の後通電時間Ｐｔ１で後通電を行い、
次いで、所定の電極保持時間Ｈｔで電極保持を行うことを特徴とする高強度鋼板のスポット溶接方法」
が開示されている。
To solve such a problem, for example,
"A spot welding method for a high-strength steel sheet that forms a nugget on a joint surface between two or more thin steel sheets,
At least one of the high-strength steel sheets made of the two or more thin steel sheets has a tensile strength of 750 to 1850 MPa, a thickness of each of 0.8 to 3.6 mm, and a carbon equivalent Ceq. The high-strength steel sheets having a range of 0.22 to 0.55% by mass are overlapped with each other,
After the welding energization is performed at a predetermined pressing force EF1, a predetermined PEF1 is set, and a post-energization is performed at a predetermined post-energization current PC1 and a predetermined post-energization time Pt1.
Next, a spot welding method for a high-strength steel sheet, wherein the electrode is held for a predetermined electrode holding time Ht. "
Is disclosed.
ここで、特許文献１の技術は、炭素当量を調整したうえで、加圧力や通電電流などの溶接条件を制御するものである。しかしながら、特許文献１の技術では、炭素当量が一定の範囲に限定されるため、母材鋼板の材質に制限がかかり、伸びの向上に寄与する残留オーステナイトを十分に確保することが困難となる場合がある。また、特許文献１の技術のような溶接条件の制御を行うと、溶接時間、ひいては自動車の組み立て工程が長時間化してしまう場合があり、これによって、生産性が低下するという問題もある。 Here, the technique of Patent Literature 1 controls welding conditions such as a pressing force and an energizing current after adjusting a carbon equivalent. However, in the technique of Patent Document 1, since the carbon equivalent is limited to a certain range, the material of the base steel sheet is limited, and it is difficult to sufficiently secure the retained austenite that contributes to the improvement of elongation. There is. Further, when the welding conditions are controlled as in the technique of Patent Document 1, the welding time, and eventually the assembling process of the automobile, may be lengthened, which causes a problem that the productivity is reduced.
また、特許文献２〜５には、それぞれ、高い強度と伸びとを兼ね備えた高強度鋼板が開示されているが、特許文献２〜５の鋼板ではいずれも、溶接したときの継手強度、特には抵抗スポット溶接により接合したときの十字引張力については何ら考慮が払われていない。
このため、高い強度と伸びとを有し、溶接性にも優れる鋼板の開発が求められているのが現状である。
Patent Documents 2 to 5 each disclose a high-strength steel sheet having both high strength and elongation. However, in the steel sheets of Patent Documents 2 to 5, any joint strength when welded, particularly No consideration is given to the cross tension force when joining by resistance spot welding.
For this reason, at present, there is a demand for the development of a steel sheet having high strength and elongation and excellent in weldability.
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高い強度と伸びとを有し、スポット溶接した際の十字引張力にも優れた高強度鋼板を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の高強度鋼板を母材として使用する抵抗スポット溶接継手、および、該抵抗スポット溶接継手をそなえる自動車用部材を提供することを目的とする。
ここで、「十字引張力」とは、JIS Z 3137（1999）に準拠する十字引張試験で測定される十字引張力（試験片が破断するまでの最大引張荷重）である。
また、「高強度鋼板」には、表面にめっき層をそなえる高強度鋼板（高強度めっき鋼板）も含まれる。
The present invention has been developed in view of the above situation, and provides a high-strength steel sheet having high strength and elongation, and also having excellent cross tensile strength when spot welding is performed, together with a method for manufacturing the steel sheet. With the goal.
Another object of the present invention is to provide a resistance spot welded joint using the above high-strength steel sheet as a base material, and an automobile member provided with the resistance spot welded joint.
Here, the “cross tension” is a cross tension measured by a cross tension test based on JIS Z 3137 (1999) (the maximum tensile load until the test piece breaks).
The “high-strength steel sheet” also includes a high-strength steel sheet having a plating layer on its surface (high-strength plated steel sheet).
さて、発明者らは、高い強度と伸びとを有し、スポット溶接した際の十字引張力にも優れた高強度鋼板を開発すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。 The inventors of the present invention have conducted intensive studies to develop a high-strength steel sheet having high strength and elongation and also having excellent cross tensile strength during spot welding, and have obtained the following knowledge.
（１）高い強度と伸びとを同時に実現するには、Mn含有量を3.2％以上としたうえで、残留オーステナイトを所定量含む組織とすること有効である。 (1) In order to achieve high strength and elongation at the same time, it is effective to set the Mn content to 3.2% or more and make the structure containing a predetermined amount of retained austenite.
（２）ただし、Mn含有量が3.2％以上になると、抵抗スポット溶接を施した場合に、ナゲット端部の凝固セルにおいて、Mn、ＰおよびＳの偏析が顕著となる。Mn、ＰおよびＳの偏析箇所は脆性破壊し易いため、十字引張力が大幅に低下する。
すなわち、抵抗スポット溶接では、母材鋼板の温度上昇に伴い鋼板の一部が溶融して液化し、その後凝固することで、ナゲットが形成される。Mn含有量が比較的少ない鋼板では、この凝固時におけるナゲット内の相変態挙動は、液相、δ相、γ相、α’相の順に変態するものとなる。
しかし、Mn含有量が3.2％以上となるような鋼板では、鋼板の一部が溶融して液化した後の相変態挙動が上記とは異なる、具体的には、Mn濃化の分布状態によって、ナゲットの端部等の一部の領域では、液相からδ相への変態が行われずに、直接、液相からγ相に変態してしまう部分が生じる。ここで、γ相のMn、ＰおよびＳに対する固溶限は、δ相に比べて低いため、液相からγ相に直接変態する場合、凝固途中で、ナゲット端部にMn、さらには、ＰおよびＳが偏析し易くなる。
その結果、溶接継手における十字引張力が大幅に低下する。
(2) However, when the Mn content is 3.2% or more, segregation of Mn, P, and S becomes remarkable in the solidification cell at the end of the nugget when resistance spot welding is performed. Since the segregated portions of Mn, P and S are apt to be brittlely broken, the cross tension force is greatly reduced.
That is, in the resistance spot welding, a part of the steel sheet is melted and liquefied with a rise in the temperature of the base steel sheet, and then solidified to form a nugget. In a steel sheet having a relatively small Mn content, the phase transformation behavior in the nugget at the time of solidification is such that a liquid phase, a δ phase, a γ phase, and an α ′ phase are transformed in this order.
However, in a steel sheet having a Mn content of 3.2% or more, the phase transformation behavior after a part of the steel sheet is melted and liquefied is different from the above, specifically, depending on the distribution state of Mn concentration, In a part of the region such as the end of the nugget, there is a portion where the transformation from the liquid phase directly to the γ phase occurs without transformation from the liquid phase to the δ phase. Here, since the solid solubility limit of Mn, P and S of the γ phase is lower than that of the δ phase, when directly transforming from the liquid phase to the γ phase, Mn and n And S are easily segregated.
As a result, the cross tension force at the weld joint is significantly reduced.
（３）上記（２）の問題を解決するには、
（ａ）ＰおよびＳの含有量をより高いレベルで抑制する、
（ｂ）鋼組織における残留オーステナイト粒を微細化する、
（ｃ）Nb、Tiおよび／またはＶを添加し、かつ、鋼板の製造過程における熱間圧延後の冷却パターンを適正化することにより、微細なTi系析出物、Nb系析出物および／またはＶ系析出物を生成させる、
ことが重要である。
すなわち、上述したように、溶接継手における十字引張力の低下は、Mn、ＰおよびＳの偏析による脆化が原因となるが、なかでもＰの偏析による影響が大きい。
ここで、上記したTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物はいずれも、抵抗スポット溶接における温度上昇の際にＰと反応して、Ｐとの化合物を生成する場合がある。このように生成されたＰ化合物は、溶接時に液相が凝固する際に微細に分散するため、ナゲット端部におけるＰの偏析が抑制される。また、残留オーステナイト粒の微細化により、抵抗スポット溶接時にMn、ＰおよびＳは分散し易くなり、これらの元素の偏析が抑制される。これらの相乗効果により、高い強度と伸びとを維持しつつ、十字引張力を十分に高めることが可能となる、と発明者らは考えている。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
(3) To solve the problem (2),
(A) suppressing the contents of P and S at a higher level,
(B) refining retained austenite grains in the steel structure;
(C) By adding Nb, Ti and / or V and optimizing the cooling pattern after hot rolling in the steel sheet manufacturing process, fine Ti-based precipitates, Nb-based precipitates and / or V To form a system precipitate,
This is very important.
That is, as described above, the decrease in the cross tension force in the welded joint is caused by embrittlement due to segregation of Mn, P, and S, but the influence of segregation of P is particularly large.
Here, each of the above-mentioned Ti-based precipitate, Nb-based precipitate and V-based precipitate may react with P at the time of temperature rise in resistance spot welding to generate a compound with P. The P compound thus generated is finely dispersed when the liquid phase solidifies during welding, so that segregation of P at the end of the nugget is suppressed. Further, due to the refinement of the retained austenite grains, Mn, P and S are easily dispersed during resistance spot welding, and segregation of these elements is suppressed. The inventors believe that these synergistic effects make it possible to sufficiently increase the cross tension force while maintaining high strength and elongation.
The present invention has been completed based on the above findings and further studies.
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.07〜0.25％、
Si：0.01〜2.00％、
Mn：3.20〜8.40％、
Ｐ：0.0001〜0.0085％、
Ｓ：0.0001〜0.0041％、
Al：0.01〜2.00％および
Ｎ：0.010％以下
を含有するとともに、
Ti：0.005〜0.100％、Nb：0.005〜0.100％、Ｖ：0.005〜0.100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
残留オーステナイトが体積率で20〜50％であり、かつ該残留オーステナイトの平均結晶粒径が3μm以下であり、
粒径：0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の個数が、合計で100μm2あたり15個以上である鋼組織を有する、
ことを特徴とする高強度鋼板。
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. In mass%,
C: 0.07 to 0.25%,
Si: 0.01-2.00%,
Mn: 3.20-8.40%,
P: 0.0001-0.0085%,
S: 0.0001-0.0041%,
Al: 0.01 to 2.00% and N: 0.010% or less
Ti: 0.005 to 0.100%, Nb: 0.005 to 0.100%, V: 0.005 to 0.100%, containing one or more selected from the group consisting of:
The balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
The retained austenite is 20 to 50% by volume, and the average grain size of the retained austenite is 3 μm or less;
Particle size: having a steel structure in which the number of Ti-based precipitates, Nb-based precipitates and V-based precipitates of less than 0.1 µm is 15 or more per 100 µm 2 in total;
A high-strength steel sheet characterized by the following.
２．前記成分組成が、Ｂ：0.010％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Ca：0.0050％以下およびREM：0.0050％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の高強度鋼板。 2. The component composition is selected from B: 0.010% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Ca: 0.0050% or less, and REM: 0.0050% or less. 2. The high-strength steel sheet according to the above 1, wherein the steel sheet contains one or more kinds.
３．表面にめっき層をそなえる、前記１または２に記載の高強度鋼板。 3. 3. The high-strength steel sheet according to 1 or 2, further comprising a plating layer on a surface.
４．前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層である前記３に記載の高強度鋼板。 4. 4. The high-strength steel sheet according to the item 3, wherein the plating layer is a galvanized layer or an alloyed galvanized layer.
５．前記１に記載の鋼組織を有する高強度鋼板の製造方法であって、
前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度：800℃以上1000℃以下で熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を、第１の冷却として、75℃／s以上の平均冷却速度で、720℃以下600℃以上の温度まで冷却し、ついで、第２の冷却として、5℃／s以上50℃／ｓ以下の冷却速度で、550℃以下まで冷却し、その後、平均巻取温度：550℃以下で該熱延板を巻き取り、
前記熱延板に酸洗を施して、スケールを除去し、
前記熱延板を、Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で600ｓ以上21600ｓ以下保持し、
前記熱延板を、冷間圧延して冷延板とし、
前記冷延板を、Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で20ｓ以上900ｓ以下保持した後、冷却する、
ことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
5. A method for producing a high-strength steel sheet having the steel structure according to the above 1,
The steel slab having the component composition according to the above 1 or 2, is subjected to hot rolling at a finish rolling discharge side temperature of 800 ° C or higher and 1000 ° C or lower to form a hot-rolled sheet, and the hot-rolled sheet is used as first cooling, At an average cooling rate of 75 ° C / s or more, it is cooled to a temperature of 720 ° C or less and 600 ° C or more, and then, as a second cooling, at a cooling rate of 5 ° C / s or more and 50 ° C / s or less to 550 ° C or less. After cooling, the hot rolled sheet is wound at an average winding temperature of 550 ° C. or less,
The hot rolled sheet is subjected to pickling to remove scale,
The hot-rolled plate, and held Ac 1 transformation point + 20 ° C. or higher Ac 1 transformation point + 120 ° C. or less of 600s or more 21600s less in a temperature range,
The hot-rolled sheet is cold-rolled into a cold-rolled sheet,
After holding the cold-rolled sheet in a temperature range of Ac 1 transformation point + 10 ° C. or more and Ac 1 transformation point + 100 ° C. or less, 20 s or more and 900 s or less, cooling is performed.
A method for producing a high-strength steel sheet, comprising:
６．前記冷延板を冷却したのち、亜鉛めっき処理を施す、または亜鉛めっき処理を施したのち、さらに400〜650℃以下で合金化処理を施すことを特徴とする前記５に記載の高強度鋼板の製造方法。 6. The high-strength steel sheet according to 5, wherein the cold-rolled sheet is cooled, then subjected to a galvanizing treatment, or subjected to a galvanizing treatment, and further subjected to an alloying treatment at 400 to 650 ° C. or lower. Production method.
７．複数の母材鋼板がナゲットの介在下に接合されており、該母材鋼板の少なくとも一枚が、前記１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板である、抵抗スポット溶接継手であって、
上記母材鋼板の接合面において、上記ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率が5％以下である、
ことを特徴とする抵抗スポット溶接継手。
ここで、Ｐ濃化部とは、上記領域内のＰの分布状態を面分析した際に、Ｐの濃度が0.3質量％以上となる部位である。
7. A plurality of base material steel sheets are joined under the intervention of a nugget, and at least one of the base material steel sheets is a high-strength steel sheet according to any of the above 1 to 4, which is a resistance spot welded joint,
In the joining surface of the base steel sheet, the area ratio of the P-enriched portion in a region from the end of the nugget to the inside toward 50 μm is 5% or less.
A resistance spot welded joint characterized by the above.
Here, the P-enriched portion is a portion where the P concentration becomes 0.3% by mass or more when the distribution state of P in the above-described region is analyzed.
８．前記母材鋼板の接合面において、前記ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＳ濃化部の面積率が5％以下であることを特徴とする前記７に記載の抵抗スポット溶接継手。
ここで、Ｓ濃化部とは、上記領域内のＳの分布状態を面分析した際に、Ｓの濃度が0.3質量％以上となる部位である。
8. The resistance spot welding according to the item 7, wherein an area ratio of the S-enriched portion in a region from the end of the nugget to the inside to 50 µm is 5% or less in a joining surface of the base steel plate. Fittings.
Here, the S-enriched portion is a portion where the S concentration becomes 0.3% by mass or more when the distribution state of S in the region is subjected to surface analysis.
９．前記７または８に記載の抵抗スポット溶接継手をそなえることを特徴とする自動車用部材。 9. An automobile member comprising the resistance spot welded joint according to 7 or 8.
本発明によれば、高い強度と伸びとを有し、スポット溶接した際の十字引張力にも優れた高強度鋼板が得られる。
また、本発明の高強度鋼板を、自動車用部材に適用することで、車体軽量化による燃費改善を図ることができ、生産性の面でも有利となるため、産業的な利用価値は極めて大きい。
ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the high strength steel plate which has high intensity | strength and elongation and excellent also in the cross tension force at the time of spot welding is obtained.
In addition, by applying the high-strength steel sheet of the present invention to a member for an automobile, fuel efficiency can be improved by reducing the weight of the vehicle body, which is advantageous in terms of productivity, so that the industrial use value is extremely large.
以下、本発明を具体的に説明する。まず、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。 Hereinafter, the present invention will be described specifically. First, the component composition of the high-strength steel sheet according to one embodiment of the present invention will be described. In addition, all units in the component composition are "% by mass", but hereinafter, they are simply indicated by "%" unless otherwise specified.
Ｃ：0.07〜0.25％
Ｃは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、引張強さ：980MPa以上を得るために必要となる元素である。また、Ｃは、残留オーステナイトの確保やTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の形成にも寄与する元素である。このため、Ｃ含有量は0.07％以上とする。
しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、抵抗スポット溶接を行った際にナゲットの靭性が低下する。このため、Ｃの含有量は0.25％以下とする。好ましくは0.21％以下である。
C: 0.07 to 0.25%
C is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and is an element necessary for obtaining a tensile strength of 980 MPa or more. Further, C is an element that contributes to securing retained austenite and forming Ti-based precipitates, Nb-based precipitates, and V-based precipitates. For this reason, the C content is set to 0.07% or more.
However, when C is excessively contained, the toughness of the nugget decreases when resistance spot welding is performed. Therefore, the content of C is set to 0.25% or less. Preferably it is 0.21% or less.
Si：0.01〜2.00％
Siは、フェライトを固溶強化するため、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Si含有量は0.01％以上とする。
しかしながら、Siを過剰に含有させると、自動車用の鋼板に求められる表面特性（化成処理性やめっき性）が劣化する。このため、Si含有量は2.00％以下とする。好ましくは1.80％以下であり、より好ましくは1.60％以下である。
Si: 0.01-2.00%
Si contributes to increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening ferrite. In order to obtain such effects, the Si content is set to 0.01% or more.
However, when Si is excessively contained, the surface properties (chemical conversion property and plating property) required for a steel sheet for automobiles deteriorate. For this reason, the Si content is set to 2.00% or less. It is preferably at most 1.80%, more preferably at most 1.60%.
Mn：3.20〜8.40％
Mnは、マルテンサイト変態開始温度を低下させる元素であり、鋼組織に残留オーステナイトを確保するため、重要となる元素である。このような効果を得るため、Mn含有量は3.20％以上とする。好ましくは3.50％以上であり、より好ましくは3.80％以上である。
しかしながら、Mnを過剰に含有させると、抵抗スポット溶接を行った場合に、ナゲット端部のMn偏析を助長して、継手強度、特には十字引張力の低下を招く。また、めっき性も低下する。このため、Mn含有量は8.40％以下とする。好ましくは7.50％であり、より好ましくは7.00％以下である。
Mn: 3.20 to 8.40%
Mn is an element that lowers the martensitic transformation start temperature, and is an important element for securing retained austenite in the steel structure. To obtain such an effect, the Mn content is set to 3.20% or more. It is preferably at least 3.50%, more preferably at least 3.80%.
However, when Mn is excessively contained, when resistance spot welding is performed, Mn segregation at the end of the nugget is promoted, and joint strength, particularly, cross tensile strength is reduced. Further, the plating property is also reduced. Therefore, the Mn content is set to 8.40% or less. It is preferably 7.50%, more preferably 7.00% or less.
Ｐ：0.0001〜0.0085％
Ｐは、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する。このため、Ｐ含有量は0.0001％以上とする。
また、上述したように、Mnを多量に含有する場合、抵抗スポット溶接の際に、ナゲット端部にMnが偏析し易くなる。これに伴い、ナゲット端部における凝固点が低下して、液相からδ相、γ相の順に変態するのではなく、液相から直接γ相に変態する部分が生じ、ナゲット端部にＰも偏析する。その結果、継手強度、特には十字引張力の低下を招く。このようなＰの偏析を抑制する観点から、Ｐ含有量は0.0085％以下とする。好ましくは0.0078％以下であり、より好ましくは0.0071％以下である。
P: 0.0001-0.0085%
P contributes to increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. Therefore, the P content is set to 0.0001% or more.
Further, as described above, when Mn is contained in a large amount, Mn tends to segregate at the end of the nugget during resistance spot welding. Along with this, the freezing point at the end of the nugget decreases, and instead of transforming from the liquid phase in the order of δ phase and γ phase, a part that directly transforms from the liquid phase to the γ phase occurs, and P also segregates at the nugget end. I do. As a result, the joint strength, particularly the cross tension force, is reduced. From the viewpoint of suppressing such segregation of P, the P content is set to 0.0085% or less. Preferably it is 0.0078% or less, more preferably 0.0071% or less.
Ｓ：0.0001〜0.0041％
Ｓは、Ｐと同様に、鋼板の高強度化に寄与する。このため、Ｓ含有量は0.0001％以上とする。
しかしながら、Ｓも、Ｐと同様に、偏析により、スポット溶接継手の継手強度、特には十字引張力の低下を招く。従って、Ｓ含有量は0.0041％以下とする。好ましくは0.0035％以下であり、より好ましくは0.0029％以下である。
S: 0.0001-0.0041%
S contributes to the strengthening of the steel sheet, similarly to P. Therefore, the S content is set to 0.0001% or more.
However, S also causes a decrease in the joint strength of the spot welded joint, in particular, the cross tension force due to segregation, like P. Therefore, the S content is set to 0.0041% or less. Preferably it is 0.0035% or less, more preferably 0.0029% or less.
Al：0.01〜2.00％
Alは、脱酸に必要な元素である。このような効果を得るため、Al含有量は0.01％以上とする。
しかしながら、Alを過剰に含有させると、めっき性の低下を招く。このため、Al含有量は2.00％以下とする。好ましくは1.50％以下である。
Al: 0.01-2.00%
Al is an element necessary for deoxidation. In order to obtain such an effect, the Al content is set to 0.01% or more.
However, when Al is excessively contained, the plating property is reduced. For this reason, the Al content is set to 2.00% or less. Preferably it is 1.50% or less.
Ｎ：0.010％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、このような粗大な窒化物に起因したボイド生成により、継手強度を低下させる。ここで、Ｎ含有量が0.010％を超えると、この傾向が顕著となる。このため、Ｎ含有量は0.010％以下とする。好ましくは0.0050％以下である。
ただし、窒化物などのTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物を所定量確保する観点からは、Ｎ含有量を0.0003％以上とすることが好ましい。
N: 0.010% or less N forms a coarse nitride, and reduces the joint strength due to void formation caused by such a coarse nitride. Here, when the N content exceeds 0.010%, this tendency becomes remarkable. Therefore, the N content is set to 0.010% or less. Preferably it is 0.0050% or less.
However, from the viewpoint of securing predetermined amounts of Ti-based precipitates such as nitrides, Nb-based precipitates, and V-based precipitates, the N content is preferably 0.0003% or more.
また、本発明の高強度鋼板では、上記の成分に加え、Ti：0.005〜0.100％、Nb：0.005〜0.100％、Ｖ：0.005〜0.100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることが必要である。
Ti：0.005〜0.100％
Tiは、ＣやＮと微細な析出物を形成することにより、鋼組織の微細化に寄与する。また、Tiは、抵抗スポット溶接の際に、上記した微細な析出物とＰが反応して、Ｐの化合物を形成することで、Ｐの偏析抑制に寄与する。このような効果を得るため、Ti含有量は0.005％以上とする。好ましくは0.008％以上である。ただし、Tiを過剰に含有させると、めっき性の低下を招く。このため、Ti含有量は0.100％以下とする。好ましく0.080％以下である。
In the high-strength steel sheet of the present invention, in addition to the above components, one or more selected from among 0.005 to 0.100% Ti, 0.005 to 0.100% Nb, and 0.005 to 0.100% V are contained. It is necessary.
Ti: 0.005 to 0.100%
Ti contributes to refinement of the steel structure by forming fine precipitates with C and N. In addition, during the resistance spot welding, Ti reacts with the fine precipitates described above to form a P compound, thereby contributing to the suppression of P segregation. In order to obtain such an effect, the Ti content is set to 0.005% or more. Preferably it is 0.008% or more. However, when Ti is contained excessively, the plating property is reduced. For this reason, the Ti content is set to 0.100% or less. Preferably it is 0.080% or less.
Nb：0.005〜0.100％
Nbも、Tiと同様に、ＣやＮと微細な析出物を形成することで、鋼組織の微細化、さらには抵抗スポット溶接の際のＰの偏析抑制に寄与する。このような効果を得るため、Nb含有量は、0.005％以上とする。好ましくは0.008％以上である。ただし、Nbを過剰に含有させると、Tiと同様、めっき性の低下を招く。このため、Nb含有量は0.100％以下とする。好ましく0.080％以下である。
Nb: 0.005 to 0.100%
Like Ti, Nb also forms fine precipitates with C and N, thereby contributing to refinement of the steel structure and suppression of segregation of P during resistance spot welding. In order to obtain such effects, the Nb content is set to 0.005% or more. Preferably it is 0.008% or more. However, when Nb is excessively contained, similar to Ti, the plating property is lowered. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less. Preferably it is 0.080% or less.
Ｖ：0.005〜0.100％
Ｖも、TiやNbと同様に、ＣやＮと微細な析出物を形成することで、鋼組織の微細化、さらには抵抗スポット溶接の際のＰの偏析抑制に有効に寄与する。このような効果を得るため、Ｖ含有量は、0.005％以上とする。好ましくは0.008％以上である。ただし、Ｖを過剰に含有させると、Tiと同様、めっき性の低下を招く。このため、Ｖ含有量は0.100％以下とする。好ましく0.080％以下である。
V: 0.005 to 0.100%
V, like Ti and Nb, forms fine precipitates with C and N, thereby effectively contributing to refinement of the steel structure and suppression of segregation of P during resistance spot welding. To obtain such an effect, the V content is set to 0.005% or more. Preferably it is 0.008% or more. However, when V is excessively contained, similar to Ti, the plating property is reduced. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. Preferably it is 0.080% or less.
また、上記の成分に加えて、Ｂ：0.010％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Ca：0.0050％以下およびREM：0.0050％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができる。 In addition to the above components, B: 0.010% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Ca: 0.0050% or less, and REM: 0.0050% or less One or two or more selected from the above can be contained.
Ｂ：0.010％以下
Ｂは焼入れ性を向上させ、HAZ（溶接熱影響部）の高強度化、ひいては継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得る観点から、Ｂ含有量は0.0003％以上とすることが好ましい。ただし、Ｂ含有量が0.010％を超えると、その効果が飽和する。従って、Ｂを含有させる場合、その含有量は0.010％以下とする。
B: 0.010% or less B is an element that improves quenching properties and contributes to increasing the strength of HAZ (welding heat affected zone) and, consequently, improving joint strength, and can be contained as necessary. From the viewpoint of obtaining such effects, the B content is preferably set to 0.0003% or more. However, when the B content exceeds 0.010%, the effect is saturated. Therefore, when B is contained, the content is set to 0.010% or less.
Cu：0.50％以下
Cuは、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得る観点から、Cu含有量は0.05％以上とすることが好ましい。ただし、Cu含有量が0.50％を超えると、その効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。従って、Cuを含有させる場合、その含有量は0.50％以下とする。
Cu: 0.50% or less
Cu is an element that contributes to high strength by solid solution strengthening, and can be contained as necessary. From the viewpoint of obtaining such effects, the Cu content is preferably set to 0.05% or more. However, if the Cu content exceeds 0.50%, the effect is saturated, and surface defects due to Cu tend to occur. Therefore, when Cu is contained, the content is set to 0.50% or less.
Ni：0.50％以下
Niは、Cuと同様、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得る観点から、Ni含有量は0.05％以上とすることが好ましい。また、Niは、Cuと同時に含有させると、Cuに起因する表面欠陥を抑制する効果がある。このため、Niは、Cuと同時に含有させることが好ましい。ただし、Ni含有量が0.50％を超えると、その効果が飽和する。従って、Niを含有させる場合、その含有量は0.50％以下とする。
Ni: 0.50% or less
Ni, like Cu, is an element that contributes to high strength by solid solution strengthening, and can be contained as necessary. From the viewpoint of obtaining such effects, the Ni content is preferably set to 0.05% or more. Also, when Ni is contained simultaneously with Cu, it has an effect of suppressing surface defects caused by Cu. Therefore, it is preferable that Ni be contained simultaneously with Cu. However, if the Ni content exceeds 0.50%, the effect is saturated. Therefore, when Ni is contained, the content is set to 0.50% or less.
Cr：0.50％以下
Crは、焼入れ性を向上させ、HAZ（溶接熱影響部）の高強度化、ひいては継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、Cr含有量を0.05％以上とすることが好ましい。ただし、Cr含有量が0.50％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成する。従って、Crを含有させる場合、その含有量は0.50％以下とする。
Cr: 0.50% or less
Cr is an element that improves quenching properties and contributes to enhancing the strength of a HAZ (weld heat affected zone) and, consequently, improving the joint strength, and can be contained as necessary. In order to obtain such an effect, the Cr content is preferably set to 0.05% or more. However, when the Cr content exceeds 0.50%, martensite is excessively generated. Therefore, when Cr is contained, the content is set to 0.50% or less.
Mo：0.50％以下
Moは、Crと同様、HAZ（溶接熱影響部）の高強度化、ひいては継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、Mo含有量を0.01％以上とすることが好ましい。ただし、Mo含有量が0.50％を超えると、その効果が飽和する。従って、Moを含有させる場合、その含有量は0.50％以下とする。
Mo: 0.50% or less
Mo, like Cr, is an element that contributes to an increase in the strength of a HAZ (weld heat affected zone) and, consequently, an improvement in joint strength, and can be contained as necessary. In order to obtain such effects, the Mo content is preferably set to 0.01% or more. However, if the Mo content exceeds 0.50%, the effect is saturated. Therefore, when Mo is contained, the content is set to 0.50% or less.
Ca：0.0050％以下
Caは、硫化物の形状を球状化し、スポット溶接部、特にはナゲット端部へのＳの偏析による悪影響の改善し、継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、Ca含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。ただし、Ca含有量が0.0050％を超えると、Ca硫化物が曲げ性を劣化させるおそれがある。従って、Caを含有させる場合、その含有量を0.0050％以下とする。
Ca: 0.0050% or less
Ca is an element that spheroidizes the shape of the sulfide, improves the adverse effects of S segregation at the spot welds, especially at the end of the nugget, and contributes to the improvement of the joint strength. it can. In order to obtain such effects, the Ca content is preferably set to 0.0005% or more. However, if the Ca content exceeds 0.0050%, the Ca sulfide may deteriorate the bendability. Therefore, when Ca is contained, the content is set to 0.0050% or less.
REM：0.0050％以下
REMも、Caと同様に、硫化物の形状を球状化し、スポット溶接部、特にはナゲット端部へのＳの偏析による悪影響の改善し、継手強度の向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。このような効果を得るためには、REM含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。ただし、REM含有量が0.0050％を超えると、その効果が飽和する。従って、REMを含有させる場合、その含有量を0.0050％以下とする。
REM: 0.0050% or less
REM, like Ca, is an element that makes the shape of sulfides spherical, improves the adverse effects of S segregation at spot welds, especially at the end of the nugget, and contributes to the improvement of joint strength. Can be contained. In order to obtain such an effect, the REM content is preferably set to 0.0005% or more. However, when the REM content exceeds 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, when REM is contained, its content is set to 0.0050% or less.
なお、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。ここで、不可避的不純物としては、例えば、Sb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb：0.01％以下、Sn：0.10％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.10％以下である。 Components other than the above are Fe and unavoidable impurities. Here, the inevitable impurities include, for example, Sb, Sn, Zn, Co, and the like. The allowable ranges of the contents thereof are as follows: Sb: 0.01% or less, Sn: 0.10% or less, Zn: 0.01% or less , Co: 0.10% or less.
次に、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の鋼組織について説明する。
残留オーステナイトの体積率：20〜50％
残留オーステナイトは、加工誘起マルテンサイト変態する組織であり、強度と伸びのバランスの向上に寄与する。このような効果を得るため、残留オーステナイトの体積率は20％以上とする。好ましくは26％以上である。
一方、残留オーステナイトの体積率が50％を超えると、加工誘起マルテンサイト変態によって鋼板が過度に硬化するため、穴広げ試験等の打ち抜き時にボイドが生成し易くなって、穴広げ性が低下する。従って、残留オーステナイトの体積率は50％以下とする。
Next, the steel structure of the high-strength steel sheet according to one embodiment of the present invention will be described.
Volume ratio of retained austenite: 20-50%
Retained austenite is a structure that undergoes work-induced martensitic transformation and contributes to improving the balance between strength and elongation. In order to obtain such an effect, the volume ratio of retained austenite is set to 20% or more. It is preferably at least 26%.
On the other hand, when the volume fraction of retained austenite exceeds 50%, the steel sheet is excessively hardened by the work-induced martensitic transformation, so that voids are easily generated at the time of punching such as a hole expanding test, and the hole expanding property is reduced. Therefore, the volume ratio of retained austenite is set to 50% or less.
ここで、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度を測定することにより求める。
具体的には、MoのKα線を線源として、加速電圧：50keVにて、Ｘ線回折法（装置：Rigaku社製RINT2200）により、鉄のフェライトの[200]面、[211]面、[220]面と、オーステナイトの[200]面、[220]面、[311]面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（2000年）理学電機株式会社、p．26、62−64に記載の計算式から残留オーステナイトの体積率を求める。
Here, the volume ratio of retained austenite is determined by polishing a steel sheet to a quarter surface in the thickness direction (a surface corresponding to a quarter of the thickness in the depth direction from the steel plate surface). By measuring the diffracted X-ray intensity.
More specifically, the [200] plane, [211] plane, and [211] plane of iron ferrite were obtained by X-ray diffraction (apparatus: RINT2200 manufactured by Rigaku) at an acceleration voltage of 50 keV using Mo Kα radiation as a radiation source. The integrated intensity of the X-ray diffraction lines of the [220] plane and the [200], [220], and [311] planes of austenite were measured, and using these measured values, the "X-ray diffraction handbook" (2000 ) Rigaku Denki Co., p. 26, 62-64, the volume fraction of retained austenite is determined.
なお、残留オーステナイト以外の残部組織としては、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよび未再結晶フェライトが挙げられる。特に高い延性が求められる場合には、フェライトを多く含有させることが好ましく、また、特に高い強度が求められる場合には、ベイナイトやマルテンサイトを多く含有させることが好ましい。また、上記の相が混在していても、所望の効果が得られる。 The remaining structure other than the retained austenite includes ferrite, bainite, martensite, pearlite, and unrecrystallized ferrite. When particularly high ductility is required, it is preferable to contain a large amount of ferrite, and when particularly high strength is required, it is preferable to contain a large amount of bainite or martensite. Also, the desired effect can be obtained even when the above phases are mixed.
残留オーステナイトの平均結晶粒径：3μm以下
残留オーステナイトの平均結晶粒径は3μm以下とする。残留オーステナイトの平均結晶粒径が3μmを超えると、抵抗スポット溶接時に、Mn、ＰおよびＳが分散せずに偏析してしまい、継手強度、特には十字引張力が低下する。従って、残留オーステナイトの平均結晶粒径は3μm以下とする。好ましくは2.7μm以下である。
Average grain size of retained austenite: 3 μm or less Average grain size of retained austenite is 3 μm or less. When the average crystal grain size of the retained austenite exceeds 3 μm, Mn, P and S are segregated without being dispersed at the time of resistance spot welding, and the joint strength, particularly, the cross tensile strength decreases. Therefore, the average grain size of retained austenite is set to 3 μm or less. Preferably it is 2.7 μm or less.
ここで、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、以下のようにして求める。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を、研磨し、FE-SEM（電界放出形走査電子顕微鏡）により、倍率：5000倍で10視野観察する。ついで、得られた組織写真において、EBSD（電子線後方散乱回折分析装置）により同視野を観察することで残留オーステナイト粒を識別し、Media Cybernetics社のImage−Proを用いて、当該組織写真から各残留オーステナイト粒の円相当直径を算出し、それらの値を平均して、残留オーステナイトの平均結晶粒径を求める。なお、測定限界（下限）となる残留オーステナイトの粒径は0.1μmである。
Here, the average crystal grain size of retained austenite is determined as follows.
That is, a thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet is polished, and the FE-SEM (field emission scanning electron microscope) observes 10 visual fields at a magnification of 5000 times. Next, in the obtained structure photograph, the retained austenite grains were identified by observing the same field of view with an EBSD (Electron Beam Backscatter Diffraction Analyzer), and each of the obtained structure photograph was identified from the structure photograph using Image-Pro of Media Cybernetics. The equivalent circle diameter of the retained austenite grains is calculated, and the values are averaged to determine the average crystal grain size of the retained austenite. The particle size of retained austenite, which is the measurement limit (lower limit), is 0.1 μm.
粒径：0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の個数：合計で100μm2あたり15個以上
抵抗スポット溶接継手において、所望の十字引張力を確保するためには、粒径：0.1μm未満の微細なTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物（以下、Ti系析出物等ともいう）を合計で100μm2あたり15個以上存在させる必要がある。
すなわち、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等は、一部、抵抗スポット溶接における温度上昇の際にＰと反応して、Ｐとの化合物を生成する。このように生成されたＰ化合物は、溶接時に液相が凝固する際に微細に分散するため、ナゲット端部におけるＰの偏析が抑制される。また、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等は、残留オーステナイト等の結晶粒の微細化にも寄与する。これらの相乗効果により、抵抗スポット溶接継手の十字引張力が向上する。
しかし、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等の個数が、合計で100μm2あたり15個未満になると、上記の効果が十分には得られない。
従って、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等は、合計で100μm2あたり15個以上存在させるものとする。好ましくは20個以上であり、より好ましくは25個以上である。
なお、Ti系析出物等とは、Ti、NbおよびＶの炭化物、窒化物および炭窒化物、ならびにTi、NbおよびＶの複合炭化物や複合窒化物、複合炭窒化物である。
Particle size: Number of Ti-based precipitates, Nb-based precipitates and V-based precipitates of less than 0.1 μm: 15 or more per 100 μm 2 in total In order to secure a desired cross tensile force in resistance spot welded joints, Particle size: It is necessary that at least 15 fine Ti-based precipitates, Nb-based precipitates and V-based precipitates (hereinafter also referred to as Ti-based precipitates) having a particle size of less than 0.1 µm are present in total of 100 µm 2 .
That is, Ti-based precipitates having a particle size of less than 0.1 μm partially react with P when the temperature rises in resistance spot welding to generate a compound with P. The P compound thus generated is finely dispersed when the liquid phase solidifies during welding, so that segregation of P at the end of the nugget is suppressed. Further, Ti-based precipitates having a particle size of less than 0.1 μm also contribute to refinement of crystal grains such as retained austenite. These synergistic effects improve the cross tension force of the resistance spot welded joint.
However, if the total number of Ti-based precipitates having a particle size of less than 0.1 μm is less than 15 per 100 μm 2 , the above effect cannot be sufficiently obtained.
Therefore, it is assumed that a total of 15 or more Ti-based precipitates having a particle size of less than 0.1 μm are present per 100 μm 2 . The number is preferably 20 or more, and more preferably 25 or more.
The Ti-based precipitates and the like include carbides, nitrides and carbonitrides of Ti, Nb and V, and composite carbides, composite nitrides and composite carbonitrides of Ti, Nb and V.
また、粒径：0.1μm未満のTi系析出物等の個数は、以下のようにして求める。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を、TEM（透過型電子顕微鏡）により10000倍および20000倍の倍率で各10箇所観察し、円相当直径で0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の合計数を数え、100μm2あたりの粒径：0.1μm未満のTi系析出物等の個数を求める。なお、測定限界（下限）となるTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の粒径はいずれも2nmである。
The number of Ti-based precipitates having a particle size of less than 0.1 μm is determined as follows.
That is, the thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet was observed at ten times each at a magnification of 10,000 times and 20,000 times by a TEM (transmission electron microscope), and a Ti-based precipitate having a circle equivalent diameter of less than 0.1 μm, Nb The total number of system-based precipitates and V-based precipitates is counted, and the number of Ti-based precipitates having a particle size of less than 0.1 μm per 100 μm 2 is determined. The particle size of the Ti-based precipitate, Nb-based precipitate, and V-based precipitate, which is the measurement limit (lower limit), is 2 nm.
なお、鋼板表面にめっき層をそなえていてもよい。めっきの種類は特に限定されず、例えば、溶融亜鉛めっきや合金化亜鉛めっき、電気亜鉛めっきといった亜鉛めっき、さらには溶融アルミニウムめっきといったアルミニウムめっき等が挙げられる。
また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものでよいが、溶融亜鉛めっきや合金化亜鉛めっきとする場合には、片面あたりのめっき付着量は20〜120g／m2とすることが好ましい。というのは、めっき付着量が20g／m2未満では耐食性の確保が困難になるおそれがある一方、120g／m2を超えると耐めっき剥離性が劣化するおそれがあるからである。
In addition, a plating layer may be provided on the steel sheet surface. The type of plating is not particularly limited, and examples thereof include zinc plating such as hot-dip galvanizing, alloyed zinc plating, and electrogalvanizing, and further, aluminum plating such as hot-dip aluminum plating.
In addition, the composition of the plating layer is not particularly limited, and may be a general one. However, when hot-dip galvanizing or alloyed zinc plating is used, the coating weight per side should be 20 to 120 g / m 2. Is preferred. This is because if the coating weight is less than 20 g / m 2, it may be difficult to secure the corrosion resistance, while if it exceeds 120 g / m 2 , the peeling resistance of the plating may be deteriorated.
また、高強度鋼板の板厚は特に限定されるものではないが、0.4〜3.0mm程度である。ただし、ここでいう板厚には、めっき層の厚みは含まない。 The thickness of the high-strength steel sheet is not particularly limited, but is about 0.4 to 3.0 mm. However, the plate thickness here does not include the thickness of the plating layer.
次に、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
すなわち、上記の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度：800℃以上1000℃以下で熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を、第１の冷却として、75℃／s以上の平均冷却速度で、720℃以下600℃以上の温度まで冷却し、ついで、第２の冷却として、5℃／s以上50℃／ｓ以下の冷却速度で、550℃以下まで冷却し、その後、平均巻取温度：550℃以下で該熱延板を巻き取り、
前記熱延板に酸洗を施して、スケールを除去し、
前記熱延板を、Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で600ｓ以上21600ｓ以下保持し、
前記熱延板を、冷間圧延して冷延板とし、
前記冷延板を、Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で900ｓ超21600ｓ以下保持した後、冷却する、
ものである。
以下、上記の製造条件について、説明する。
Next, a method for manufacturing a high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention will be described.
That is, the steel slab having the above-described composition is hot-rolled at a finish rolling exit side temperature of 800 ° C. or more and 1000 ° C. or less to form a hot-rolled sheet. cooling to a temperature of not higher than 720 ° C and not lower than 600 ° C at an average cooling rate of not lower than s, and then, as a second cooling, cooling to a temperature of not higher than 550 ° C at a cooling rate of not lower than 5 ° C / s and not higher than 50 ° C / s; Thereafter, the hot-rolled sheet is wound at an average winding temperature of 550 ° C. or less,
The hot rolled sheet is subjected to pickling to remove scale,
The hot-rolled plate, and held Ac 1 transformation point + 20 ° C. or higher Ac 1 transformation point + 120 ° C. or less of 600s or more 21600s less in a temperature range,
The hot-rolled sheet is cold-rolled into a cold-rolled sheet,
After holding the cold-rolled sheet in a temperature range of not less than Ac 1 transformation point + 10 ° C. and not more than Ac 1 transformation point + 100 ° C. and not more than 900 s and not more than 21600 s, cooling is performed.
Things.
Hereinafter, the above manufacturing conditions will be described.
鋼スラブの加熱温度：1100℃以上1300℃以下
鋼スラブの加熱段階で存在しているTi系析出物等は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在することとなり、鋼板強度や継手強度の向上に寄与しないため、鋳造時に析出したTi系析出物等を鋼スラブの加熱時に再溶解させることが好適である。
ここに、鋼スラブの加熱温度が1100℃未満では、上記の析出物、特に炭化物の十分な溶解が困難であり、さらに、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じるおそれがある。そのため、鋼スラブの加熱温度は1100℃以上にすることが好ましい。
また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂や凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は1100℃以上にすることが好ましい。より好ましくは1150℃以上である。
一方、鋼スラブの加熱温度が1300℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスの増大を招くおそれがある。そのため、鋼スラブの加熱温度は1300℃以下にすることが好ましい。より好ましくは1250℃以下である。
Heating temperature of steel slab: 1100 ° C or more and 1300 ° C or less Ti-based precipitates and the like existing in the heating stage of the steel slab will be present as coarse precipitates in the finally obtained steel sheet, and the steel sheet strength and Since it does not contribute to the improvement of joint strength, it is preferable to re-dissolve the Ti-based precipitates and the like precipitated during casting when the steel slab is heated.
Here, when the heating temperature of the steel slab is less than 1100 ° C., it is difficult to sufficiently dissolve the precipitates, particularly carbides, and further, the risk of trouble occurring during hot rolling due to an increase in the rolling load increases. Problem may occur. Therefore, the heating temperature of the steel slab is preferably set to 1100 ° C. or higher.
Also, from the viewpoint of scaling off defects such as bubbles and segregation in the surface layer of the slab, reducing cracks and irregularities on the surface of the steel sheet, and achieving a smooth steel sheet surface, the heating temperature of the steel slab should be 1100 ° C or higher. preferable. More preferably, the temperature is 1150 ° C. or higher.
On the other hand, when the heating temperature of the steel slab is higher than 1300 ° C., the scale loss may increase with an increase in the oxidation amount. Therefore, the heating temperature of the steel slab is preferably set to 1300 ° C. or less. More preferably, it is 1250 ° C or lower.
なお、鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法を用いることができる。さらに、鋼スラブを製造した後、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。さらに、鋼スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。 The steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation, but it can also be manufactured by an ingot casting method, a thin slab casting method, or the like. Further, a conventional method in which a steel slab is manufactured, cooled to room temperature once, and then heated again can be used. Furthermore, energy saving processes such as direct rolling and direct rolling, in which steel slabs are not cooled down to room temperature but charged into a heating furnace as a slab without being cooled to room temperature, or are rolled immediately after holding a small amount of heat, are also problematic. Applicable without. Furthermore, the steel slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions, but if the heating temperature is set low, from the viewpoint of preventing problems during hot rolling, use a bar heater etc. before finish rolling To heat the sheet bar.
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度: 800℃以上1000℃以下
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が1000℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、鋼板の延性や溶接継手の継手強度に悪影響を及ぼす。さらに、所望量の残留オーステナイトが得られない。このため、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は1000℃以下とする。好ましくは960℃以下である。
一方、仕上げ圧延出側温度が800℃未満では、圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなり、また、オーステナイトが未再結晶の状態での圧下率が高くなる。その結果、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性が損なわれるだけでなく、鋼板の延性そのものも低下する。また、所望量の残留オーステナイトが得られない。このため、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は800℃以上とする。好ましくは820℃以上である。
Finish rolling exit temperature of hot rolling: 800 ° C or more and 1000 ° C or less The heated steel slab is hot-rolled by rough rolling and finish rolling to form a hot-rolled sheet. At this time, if the finish-rolling outlet temperature exceeds 1000 ° C, the amount of oxide (scale) generated increases rapidly, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, and the surface of the steel sheet after pickling and cold rolling. Quality tends to deteriorate. In addition, if there is any residue of the hot-rolled scale after pickling, the ductility of the steel sheet and the joint strength of the welded joint are adversely affected. Furthermore, the desired amount of retained austenite cannot be obtained. For this reason, the finish rolling exit temperature of hot rolling is set to 1000 ° C. or less. Preferably it is 960 ° C or lower.
On the other hand, when the finish-rolling exit side temperature is less than 800 ° C., the rolling load increases, the rolling load increases, and the rolling reduction in a state where austenite is not recrystallized increases. As a result, an abnormal texture develops, the in-plane anisotropy in the final product becomes remarkable, and not only the uniformity of the material is impaired, but also the ductility itself of the steel sheet is reduced. Also, a desired amount of retained austenite cannot be obtained. For this reason, the finish rolling exit temperature of hot rolling is set to 800 ° C. or higher. Preferably it is 820 ° C or higher.
熱間圧延後の第１の冷却：75℃／s以上の平均冷却速度で、720℃以下600℃以上の温度まで冷却
最終的な鋼板の鋼組織（以下、最終組織ともいう）において微細なTi系析出物等を所定量確保するには、熱間圧延後の冷却条件を適正に調整して、熱間圧延後に得られる熱延板のTi、NbおよびＶの炭窒化物などといった析出物の析出状態を制御することが重要である。また、熱延板の組織の分布状態、析出物の析出状態を制御することで、最終組織を微細化させる効果もある。
ここで、熱間圧延後の第１の冷却における平均冷却速度が75℃／s未満では、炭窒化物などのTi系析出物等の形成が加速されて、これらの析出物が粗大化し、また、これにより、最終組織を微細化することが困難となる。その結果、抵抗スポット溶接継手の継手強度、特には十字引張力の低下を招く。このため、熱間圧延後の第１の冷却における平均冷却速度は75℃／s以上とする。好ましくは85℃／s以上である。上限は特に限定されるものではないが、300℃／s程度である。
また、第１の冷却の冷却停止温度が720℃を超えると、熱延板にパーライトが過剰に生成し、熱延板の鋼組織が不均質となり、最終組織の微細化が困難となって、抵抗スポット溶接継手の継手強度、特には十字引張力の低下を招く。そのため、第１の冷却の冷却停止温度は720℃以下とする。
さらに、後述するように、最終的な鋼組織において微細なTi系析出物等を所定量確保するには、第１の冷却に続き、第２の冷却を適正な条件で行う必要がある。このため、第１の冷却の冷却停止温度は600℃以上とする。
First cooling after hot rolling: cooling at an average cooling rate of 75 ° C / s or higher to a temperature of 720 ° C or lower and 600 ° C or higher Fine Ti in the steel structure of the final steel sheet (hereinafter also referred to as final structure) In order to secure a predetermined amount of system precipitates and the like, the cooling conditions after hot rolling are appropriately adjusted, and precipitates such as Ti, Nb and V carbonitride of hot rolled sheet obtained after hot rolling are obtained. It is important to control the state of precipitation. Further, by controlling the distribution state of the structure of the hot-rolled sheet and the precipitation state of the precipitate, there is also an effect of making the final structure finer.
Here, when the average cooling rate in the first cooling after hot rolling is less than 75 ° C./s, formation of Ti-based precipitates such as carbonitrides is accelerated, and these precipitates are coarsened. This makes it difficult to refine the final structure. As a result, the joint strength of the resistance spot welded joint, particularly the cross tension force, is reduced. For this reason, the average cooling rate in the first cooling after hot rolling is set to 75 ° C./s or more. It is preferably at least 85 ° C / s. The upper limit is not particularly limited, but is about 300 ° C./s.
When the cooling stop temperature of the first cooling exceeds 720 ° C., pearlite is excessively generated in the hot-rolled sheet, the steel structure of the hot-rolled sheet becomes heterogeneous, and it becomes difficult to refine the final structure. This leads to a decrease in the joint strength of the resistance spot welded joint, in particular, the cross tension force. Therefore, the cooling stop temperature of the first cooling is set to 720 ° C. or less.
Further, as described later, in order to secure a predetermined amount of fine Ti-based precipitates and the like in the final steel structure, it is necessary to perform the second cooling under appropriate conditions following the first cooling. Therefore, the cooling stop temperature of the first cooling is set to 600 ° C. or higher.
熱間圧延後の第２の冷却：5℃／s以上50℃／ｓ以下の平均冷却速度で、550℃以下まで冷却
上記の第１の冷却終了後、第２の冷却を行う。ここで、第２の冷却における平均冷却速度が5℃／s未満では、Ti系析出物等が粗大化して、最終組織の微細化が困難となる。このため、熱間圧延後の第２の冷却における平均冷却速度は、5℃／s以上とする。
一方、第２の冷却における平均冷却速度が50℃／sを超えると、巻取り時間を経てもTi等の析出が不十分となり固溶したままとなるため、やはり最終組織の微細化が困難となる。このため、熱間圧延後の第２の冷却における平均冷却速度は、50℃／s以下とする。好ましくは40℃／s以下である。
また、第２の冷却の冷却停止温度が550℃を超えると、Ti系析出物等の粗大化を招く。このため、第２の冷却の冷却終了温度は550℃以下とする。なお、下限については特に限定されるものではないが、400℃以上が好ましい。
Second cooling after hot rolling: cooling to 550 ° C. or less at an average cooling rate of 5 ° C./s or more and 50 ° C./s or less, after the above-mentioned first cooling is completed, second cooling is performed. Here, if the average cooling rate in the second cooling is less than 5 ° C./s, Ti-based precipitates and the like become coarse, and it becomes difficult to refine the final structure. For this reason, the average cooling rate in the second cooling after hot rolling is set to 5 ° C./s or more.
On the other hand, if the average cooling rate in the second cooling exceeds 50 ° C./s, precipitation of Ti or the like becomes insufficient even after the winding time, and the solid solution remains, so that it is also difficult to refine the final structure. Become. Therefore, the average cooling rate in the second cooling after the hot rolling is set to 50 ° C./s or less. Preferably it is 40 ° C./s or less.
Further, when the cooling stop temperature of the second cooling exceeds 550 ° C., coarsening of Ti-based precipitates and the like is caused. For this reason, the cooling end temperature of the second cooling is set to 550 ° C. or less. The lower limit is not particularly limited, but is preferably 400 ° C. or higher.
熱間圧延後の平均巻き取り温度：550℃以下
熱間圧延後の平均巻き取り温度が550℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、所望の強度確保が困難となる。また、Ti系析出物等が粗大化して、最終組織の微細化が困難となり、所望の残留オーステナイトの結晶粒径が得られなくなる。そのため、熱間圧延後の平均巻き取り温度は550℃以下とする。
なお、熱間圧延後の平均巻き取り温度の下限は特に限定されるものではないが、300℃未満では、熱延板強度が過度に上昇して、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。そのため、熱間圧延後の平均巻き取り温度は300℃以上とすることが好ましい。
Average winding temperature after hot rolling: 550 ° C or less If the average winding temperature after hot rolling exceeds 550 ° C, the crystal grain size of ferrite in the hot-rolled sheet structure increases, making it difficult to secure the desired strength. Become. Further, Ti-based precipitates and the like are coarsened, making it difficult to refine the final structure, and a desired retained austenite crystal grain size cannot be obtained. Therefore, the average winding temperature after hot rolling is set to 550 ° C. or less.
The lower limit of the average winding temperature after hot rolling is not particularly limited, but below 300 ° C., the hot rolled sheet strength is excessively increased, and the rolling load in cold rolling increases, For example, productivity may be reduced due to occurrence of defective plate shape. Therefore, the average winding temperature after hot rolling is preferably set to 300 ° C. or higher.
なお、熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、0.10以上0.25以下の範囲とすることが好ましい。 During hot rolling, the rough-rolled sheets may be joined together and finish rolling may be performed continuously. Further, the rough rolled plate may be wound once. Further, in order to reduce the rolling load at the time of hot rolling, part or all of the finish rolling may be performed by lubricating rolling. Performing the lubricating rolling is also effective from the viewpoint of uniformizing the shape of the steel sheet and uniforming the material. The coefficient of friction during lubrication rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
このようにして製造した熱延板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物（スケール）の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回で行っても良いし、複数回に分けて行ってもよい。 Pickling is performed on the hot-rolled sheet manufactured in this manner. Since pickling can remove oxides (scale) from the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion property and plating quality of the high-strength steel sheet of the final product. Further, the pickling may be performed once or may be performed a plurality of times.
熱延板焼鈍（第１の熱処理）条件：Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で600ｓ以上21600ｓ以下保持
熱延板焼鈍の焼鈍温度（保持温度）がAc1変態点＋20℃未満またはAc1変態点＋120℃超となる場合や、焼鈍時間（保持時間）が600ｓ未満となる場合はいずれも、オーステナイト中へのMnの濃化が進行せず、最終焼鈍（冷延板焼鈍）後に十分な量の残留オーステナイトを確保することが困難となって、延性が低下する。一方、保持時間が21600ｓを超えると、オーステナイト中へのMnの濃化が飽和し、最終焼鈍後に得られる鋼板における延性への効き代が小さくなるだけでなく、コストアップの要因にもなる。
このため、熱延板焼鈍では、Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で、600ｓ以上21600ｓ以下の時間、保持するものとする。
好ましくは、Ac1変態点＋35℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で、1000ｓ以上10000ｓ以下の時間、保持するものとする。
Hot rolled sheet annealing (first heat treatment) condition: Holds 600 s to 21600 s in the temperature range of Ac 1 transformation point + 20 ° C or higher and Ac 1 transformation point + 120 ° C or lower The annealing temperature (holding temperature) of hot rolled sheet annealing is Ac 1 transformation When the temperature is lower than + 20 ° C or higher than the Ac 1 transformation point + 120 ° C, or when the annealing time (retention time) is shorter than 600 s, the concentration of Mn in austenite does not progress and the final annealing (cooling) It becomes difficult to secure a sufficient amount of retained austenite after strip annealing), and ductility is reduced. On the other hand, if the holding time exceeds 21600 s, the concentration of Mn in austenite is saturated, and not only the effect on ductility of the steel sheet obtained after the final annealing becomes small, but also a factor of cost increase.
For this reason, in hot-rolled sheet annealing, the temperature is maintained in the temperature range of Ac 1 transformation point + 20 ° C. or more and Ac 1 transformation point + 120 ° C. or less for a time of 600 s to 21600 s.
Preferably, the temperature is maintained in a temperature range of not less than Ac 1 transformation point + 35 ° C. and not more than Ac 1 transformation point + 100 ° C. for a time of not less than 1000 s and not more than 10,000 s.
なお、上記の熱処理方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の熱処理後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却および水冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗は常法に従えばよい。 The above-mentioned heat treatment method may be any of continuous annealing and batch annealing. After the heat treatment, the mixture is cooled to room temperature.However, the cooling method and cooling rate are not particularly limited, and any cooling such as furnace cooling in batch annealing, gas jet cooling in continuous annealing and gas jet cooling, mist cooling and water cooling can be used. I do not care. Further, the pickling may be performed according to a conventional method.
ついで、上記の熱延板焼鈍を施した熱延板に、冷間圧延を施して冷延板とする。冷間圧延条件は特に限定されず常法に従えばよいが、冷間圧延の圧下率を15％以上とすることが好ましい。圧下率を15％以上とすることで、冷延板焼鈍（第２の熱処理）時にオーステナイトが微細に生成し易くなり、微細な残留オーステナイトが得られ易くなる。また、冷間圧延の圧下率の上限値は、冷間圧延の荷重負荷の点から、80％程度とすることが好ましい。 Next, the hot-rolled sheet subjected to the above-described hot-rolled sheet annealing is subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled sheet. The conditions for the cold rolling are not particularly limited, and a conventional method may be used. However, it is preferable that the rolling reduction of the cold rolling is 15% or more. When the rolling reduction is 15% or more, fine austenite is easily generated during cold-rolled sheet annealing (second heat treatment), and fine residual austenite is easily obtained. Further, the upper limit of the rolling reduction in the cold rolling is preferably about 80% from the viewpoint of the load applied in the cold rolling.
冷延板焼鈍（第２の熱処理）条件：Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で20ｓ以上900ｓ以下保持
冷延板焼鈍の焼鈍温度（保持温度）が、Ac1変態点＋10℃未満またはAc1変態点＋100℃超となる場合、焼鈍時間（保持時間）が20ｓ未満の場合には、いずれもオーステナイト中へのMnの濃化が進行せず、十分な量の残留オーステナイトを確保することが困難となって、延性が低下する。また、保持時間が900ｓを超えると、結晶粒成長が促進するため結晶粒が粗大化し、所望の残留オーステナイトの平均結晶粒径が得られない。
従って、冷延板焼鈍では、Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で、20ｓ以上900ｓ以下の時間、保持するものとする。
好ましくは、Ac1変態点＋25℃以上Ac1変態点＋90℃以下の温度域で、60ｓ以上600ｓ以下の時間、保持するものとする。
Cold-rolled sheet annealing (second heat treatment) condition: held in the temperature range of Ac 1 transformation point + 10 ° C. or more and Ac 1 transformation point + 100 ° C. or less for 20 s to 900 s. The annealing temperature (holding temperature) of cold-rolled sheet annealing is Ac 1 If the transformation point is less than + 10 ° C or more than the Ac 1 transformation point + 100 ° C, and if the annealing time (retention time) is less than 20 s, the concentration of Mn in austenite does not progress, and a sufficient amount of It becomes difficult to secure the retained austenite, and the ductility decreases. On the other hand, if the holding time exceeds 900 s, the growth of crystal grains is promoted, so that the crystal grains are coarsened, and a desired average grain size of retained austenite cannot be obtained.
Therefore, in the cold-rolled sheet annealing, the temperature is maintained in the temperature range of Ac 1 transformation point + 10 ° C. or more and Ac 1 transformation point + 100 ° C. or less for a time of 20 s to 900 s.
Preferably, the temperature is maintained in a temperature range of not less than Ac 1 transformation point + 25 ° C. and not more than Ac 1 transformation point + 90 ° C. for a time of 60 s to 600 s.
また、上記のようにして得た冷延板焼鈍後の冷延板に、溶融亜鉛めっき処理や合金化亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理、溶融アルミニウムめっき処理といっためっき処理を施すことで、表面に、溶融亜鉛めっき層や合金化亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層といった亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層といったアルミニウムめっき層をそなえる高強度鋼板を得ることができる。 In addition, the surface of the cold-rolled sheet obtained as described above is subjected to a plating treatment such as a hot-dip galvanizing treatment, an alloyed zinc plating treatment, an electrogalvanizing treatment, and a hot-dip aluminum plating treatment. Thus, a high-strength steel sheet having an aluminum plating layer such as a hot-dip galvanized layer, an alloyed galvanized layer, an electrogalvanized layer, and a hot-dip aluminum plated layer can be obtained.
めっき処理条件については常法に従えばよいが、溶融亜鉛めっき処理を施す場合、めっき浴に浸漬する鋼板温度を、（溶融亜鉛めっき浴温度）−40℃〜（溶融亜鉛めっき浴温度）＋50℃の範囲とすることが好ましい。
ここで、めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度）−40℃未満になると、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合がある。一方、めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度）＋50℃を超えると、めっき浴の温度が上昇するため、量産性に問題が生じるおそれがある。
なお、溶融亜鉛めっき浴温度は、特に限定されるものではないが、440℃〜500℃程度とすることが好ましい。また、溶融亜鉛めっきは、Al量が0.10質量％以上0.20質量％以下である溶融亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
The plating conditions may be in accordance with a conventional method. When performing hot-dip galvanizing treatment, the temperature of the steel sheet immersed in the plating bath is set at (hot-dip galvanizing bath temperature) −40 ° C. to (hot-dip galvanizing bath temperature) + 50 ° C. It is preferable to set it in the range.
Here, when the temperature of the steel sheet immersed in the plating bath is less than (hot-dip galvanizing bath temperature) −40 ° C., when the steel sheet is immersed in the plating bath, part of the molten zinc solidifies, and the appearance of the plating becomes poor. May deteriorate. On the other hand, when the temperature of the steel sheet immersed in the plating bath exceeds (hot-dip galvanizing bath temperature) + 50 ° C., the temperature of the plating bath rises, which may cause a problem in mass productivity.
The hot-dip galvanizing bath temperature is not particularly limited, but is preferably about 440 ° C. to 500 ° C. In addition, for the hot-dip galvanizing, it is preferable to use a hot-dip galvanizing bath having an Al content of 0.10% by mass or more and 0.20% by mass or less.
加えて、溶融亜鉛めっき処理後に、溶融亜鉛めっきの合金化処理を施してもよい。合金化処理を行うことにより、めっき層中のFe濃度を7〜15質量％程度とすることが可能となり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が一層向上する。しかし、合金化処理温度が450℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招くおそれがある。また、合金化処理温度が600℃を超えると、合金化が過度に進行し、耐パウダリング性が低下するおそれがある。従って、溶融亜鉛めっきの合金化処理温度は450℃以上600℃以下とすることが好ましい。 In addition, after the hot-dip galvanizing treatment, an alloying treatment of the hot-dip galvanizing may be performed. By performing the alloying treatment, the Fe concentration in the plating layer can be set to about 7 to 15% by mass, and the adhesion of plating and the corrosion resistance after painting are further improved. However, if the alloying treatment temperature is lower than 450 ° C., the alloying does not proceed sufficiently, and there is a possibility that the sacrificial corrosion prevention effect and the slidability may decrease. On the other hand, when the alloying temperature exceeds 600 ° C., alloying may proceed excessively, and the powdering resistance may be reduced. Therefore, it is preferable that the alloying treatment temperature of the hot-dip galvanizing be 450 ° C. or more and 600 ° C. or less.
また、めっき付着量は、めっき処理後に、ワイピングを行って調整することが可能である。 Further, the plating adhesion amount can be adjusted by performing wiping after the plating process.
さらに、上記のようにして得た冷延板焼鈍後の冷延板に、調質圧延を施してもよい。好適な伸長率は0.05〜2.0％の範囲である。 Furthermore, the cold-rolled sheet obtained after annealing as described above may be subjected to temper rolling. Suitable elongation rates are in the range of 0.05-2.0%.
次に、本発明の一実施形態に係る抵抗スポット溶接継手について説明する。
すなわち、本発明の一実施形態に係る抵抗スポット溶接継手は、図１および図２のような、複数の母材鋼板がナゲットの介在下で接合されている、抵抗スポット溶接継手であり、母材鋼板の少なくとも１枚に上記の高強度鋼板を使用するものである。
そして、上記の抵抗スポット溶接継手では、母材鋼板の接合面において、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率を5％以下とすることが重要である。
Next, a resistance spot welded joint according to an embodiment of the present invention will be described.
That is, the resistance spot welded joint according to one embodiment of the present invention is a resistance spot welded joint as shown in FIGS. 1 and 2 in which a plurality of base material steel plates are joined together with a nugget interposed therebetween. The above high-strength steel sheet is used for at least one of the steel sheets.
In the above-described resistance spot welded joint, it is important that the area ratio of the P-enriched portion in the region from the end of the nugget to 50 μm from the end to the inside is 5% or less on the joining surface of the base steel plate. .
ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率：5％以下
上述したように、抵抗スポット溶接継手の十字引張力は、Mn、ＰおよびＳ、なかでもＰの偏析に大きく影響を受ける。すなわち、Ｐが偏析したＰ濃化部では、脆性き裂が生成し易く、特に、このようなＰ濃化部が、図１（ｂ）に示すような母材鋼板の接合面におけるナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域に多く存在すると、脆性破壊による界面破断を招いて、継手強度、特には十字引張力を大幅に低下させる。
従って、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率は5％以下とする。好ましくは4％以下である。なお、下限については特に限定されるものではなく、0％であってもよい。
The area ratio of the P-enriched portion in the region from the end of the nugget to the inside up to 50 μm: 5% or less As described above, the cross tensile strength of the resistance spot welded joint is Mn, P and S, especially P It is greatly affected by segregation. That is, brittle cracks are easily formed in the P-enriched portion where P is segregated. In particular, such a P-enriched portion is formed at the end of the nugget at the joint surface of the base steel sheet as shown in FIG. If there is a large amount in the region up to 50 μm from the part toward the inside, interfacial rupture due to brittle fracture is caused, and joint strength, particularly cross tension, is greatly reduced.
Therefore, the area ratio of the P-enriched portion in the region from the end of the nugget to 50 μm inward is set to 5% or less. Preferably it is 4% or less. The lower limit is not particularly limited, and may be 0%.
ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＳ濃化部の面積率：5％以下
また、抵抗スポット溶接継手の十字引張力は、Ｓの偏析にも影響を受ける。このため、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＳ濃化部の面積率は5％以下とすることが好ましい。より好ましくは4％以下である。なお、下限については特に限定されるものではなく、0％であってもよい。
The area ratio of the S-enriched portion in the region from the end of the nugget to 50 μm from the end toward the inside: 5% or less The cross tension force of the resistance spot welded joint is also affected by the segregation of S. For this reason, the area ratio of the S-enriched portion in the region from the end of the nugget to 50 μm from the end to the inside is preferably 5% or less. It is more preferably at most 4%. The lower limit is not particularly limited, and may be 0%.
ここで、上記したＰ濃化部とは、上記領域内のＰの分布状態を面分析した際に、Ｐの濃度が0.3質量％以上となる領域である。また、Ｓ濃化部とは、上記領域内のＳの分布状態を面分析した際に、Ｓの濃度が0.3質量％以上となる部位である。
また、Ｐ濃化部およびＳ濃化部の面積率は、電子線マイクロプローブアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域を倍率：1000倍でピクセルを0.25μm×0.25μmとして面分析し、ＰおよびＳの定量分析を実施する。そして、ＰおよびＳの濃度が0.3質量％以上となる部位をそれぞれ同定し、それらの部位の面積の合計を、ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域における面積で除することにより求める。
Here, the P-enriched portion is an area where the P concentration is 0.3% by mass or more when the distribution state of P in the area is analyzed. The S-enriched portion is a portion where the S concentration is 0.3% by mass or more when the distribution state of S in the above-described region is analyzed.
Further, the area ratio of the P-enriched portion and the S-enriched portion was determined by using an electron beam microprobe analyzer (EPMA) in a region from the end of the nugget to 50 μm from the end toward the inside with a magnification of 1000 × and a pixel of 0.25 The area is analyzed as μm × 0.25 μm, and the quantitative analysis of P and S is performed. Then, the sites where the concentrations of P and S are 0.3% by mass or more are respectively identified, and the total area of those sites is obtained by dividing by the area in the region from the end of the nugget to the inside toward 50 μm. .
なお、上記のようなナゲットの端部近傍におけるＰ濃化部、さらにはＳ濃化部の面積率を低減した抵抗スポット溶接継手は、母材鋼板の少なくとも１枚に上記した高強度鋼板を適用することで、得ることができる。また、好ましくは、母材鋼板の全てに上記した高強度鋼板を適用する。
さらに、母材鋼板の枚数は３枚以上であってもよく、例えば、図２（ａ）および（ｂ）に示すような抵抗溶接スポット溶接継手であってもよい。
In addition, the above-described high-strength steel sheet is applied to at least one of the base steel sheets in the resistance spot welded joint in which the area ratio of the P-enriched part and the S-enriched part in the vicinity of the end of the nugget is reduced. By doing, you can get. Preferably, the above-described high-strength steel sheet is applied to all of the base steel sheets.
Further, the number of base material steel plates may be three or more, and for example, a resistance welding spot welded joint as shown in FIGS. 2A and 2B may be used.
なお、抵抗スポット溶接条件は常法に従えばよいが、ナゲットの端部近傍におけるＰ濃化部およびＳ濃化部における面積率を低減する観点からは、加圧力：1000〜5000N、通電時間：5〜50サイクル（50Hz）、ホールド時間：1〜99サイクル（50Hz）、溶接電流：3000〜10000Ａとすることが好ましい。 The resistance spot welding conditions may be in accordance with a conventional method. From the viewpoint of reducing the area ratio in the P-enriched portion and the S-enriched portion in the vicinity of the end of the nugget, the pressing force: 1000 to 5000 N, the energizing time: It is preferable to set 5 to 50 cycles (50 Hz), hold time: 1 to 99 cycles (50 Hz), and welding current: 3000 to 10000 A.
また、本発明の一実施形態に係る自動車用部材は、上記の抵抗スポット溶接継手そなえるものであり、具体的には、骨格用部材などが挙げられる。 An automobile member according to an embodiment of the present invention includes the above-described resistance spot welding joint, and specifically includes a skeleton member and the like.
表１に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を溶製し、鋳造して鋼スラブとした。得られた鋼スラブを1240℃に加熱し、表２に示す条件で、熱間圧延し、冷却後、巻き取り、板厚：2.4mmの熱延板を得た。ついで、該熱延板に、酸洗、および表２に示す条件で熱延板焼鈍を施し、室温まで冷却後、圧下率：50％で冷間圧延し、板厚：1.2mmの冷延板とした。ついで、得られた冷延板に、連続焼鈍ライン（CAL）または連続溶融亜鉛めっきライン（CGL）において、表２に示す条件で冷延板焼鈍を施した。また、一部のものについては、さらに溶融亜鉛めっき処理（溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行うものも含む）を施して、溶融亜鉛めっき鋼板（GI）または合金化亜鉛めっき鋼板（GA）とした。
ここで、めっき処理条件はいずれも、溶融亜鉛めっき浴温度：460℃、溶融亜鉛めっき浴Al濃度：0.14質量％（合金化処理する場合）、0.18質量％（合金化処理を施さない場合）、片面あたりのめっき付着量：45g/m2（両面めっき）とした。なお、合金化処理温度は表２に示すとおりである。
A steel having the component composition shown in Table 1 and the balance consisting of Fe and inevitable impurities was melted and cast to obtain a steel slab. The obtained steel slab was heated to 1240 ° C., hot-rolled under the conditions shown in Table 2, cooled, and taken up to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.4 mm. Then, the hot-rolled sheet is subjected to pickling and hot-rolled sheet annealing under the conditions shown in Table 2, cooled to room temperature, and then cold-rolled at a rolling reduction of 50% to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 1.2 mm. And Next, the obtained cold-rolled sheet was subjected to cold-rolled sheet annealing in the continuous annealing line (CAL) or the continuous hot-dip galvanizing line (CGL) under the conditions shown in Table 2. In addition, some parts are further subjected to hot-dip galvanizing treatment (including those that perform alloying treatment after hot-dip galvanizing treatment) to obtain a hot-dip galvanized steel sheet (GI) or alloyed galvanized steel sheet (GA). did.
Here, the conditions of the plating treatment are as follows: hot-dip galvanizing bath temperature: 460 ° C, hot-dip galvanizing bath Al concentration: 0.14 mass% (when alloying treatment is performed), 0.18 mass% (when no alloying treatment is performed), Amount of plating per one side: 45 g / m 2 (both sides plated). The alloying treatment temperatures are as shown in Table 2.
なお、表１中のAc1変態点（℃）は、以下の式を用いて求めた。
Ac1変態点（℃）＝751−16×（％Ｃ）＋11×（％Si）−28×（％Mn）−5.5×（％Cu）−16×（％Ni）＋13×（％Cr）＋3.4×（％Mo）
ここで、（％Ｃ）、（％Si）、（％Mn）、（％Cu）、（％Ni）、（％Cr）、（％Mo）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）である。
The Ac 1 transformation point (° C.) in Table 1 was determined using the following equation.
Ac 1 transformation point (° C) = 751-16 x (% C) + 11 x (% Si)-28 x (% Mn)-5.5 x (% Cu)-16 x (% Ni) + 13 x (% Cr) + 3 .4 x (% Mo)
Here, (% C), (% Si), (% Mn), (% Cu), (% Ni), (% Cr) and (% Mo) are the contents (mass%) of each element in steel. ).
かくして得られた各鋼板について、前述した方法により、残留オーステナイトの体積率および平均結晶粒径、ならびに、粒径：0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の合計の数を求めた。これらの結果を表３に示す。
なお、いずれの鋼板についても、残留オーステナイト以外の残部組織は、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトおよび／または未再結晶フェライトであった。
For each of the thus obtained steel sheets, the volume fraction of retained austenite and the average crystal grain size, and the total of the Ti-based precipitates, Nb-based precipitates and V-based precipitates having a particle size of less than 0.1 μm were obtained by the above-described method. The number was determined. Table 3 shows the results.
In each of the steel sheets, the remaining structure other than retained austenite was ferrite, bainite, martensite, pearlite, and / or unrecrystallized ferrite.
また、上記のようにして、得られた鋼板について、以下の要領で引張試験および十字引張試験を行い、引張強さおよび伸び、ならびに十字引張力を評価した。 Further, a tensile test and a cross tension test were performed on the obtained steel sheet as described above, and the tensile strength and elongation, and the cross tensile force were evaluated.
（１）引張試験
上記のようにして得られた鋼板から、JIS5号引張試験片を、圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、JIS Z 2241（1998）に準拠して、引張強さ（TS）と伸び（El）を測定した。
なお、目標とする引張強さ（TS）は、980MPa以上である。また、目標とする伸び（El）は、24％以上である。
評価結果を表３に示す。
(1) Tensile test From the steel sheet obtained as described above, a JIS No. 5 tensile test piece was sampled so that the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction (tensile direction), and was measured in accordance with JIS Z 2241 (1998). , Tensile strength (TS) and elongation (El) were measured.
Note that the target tensile strength (TS) is 980 MPa or more. The target growth (El) is more than 24%.
Table 3 shows the evaluation results.
（２）十字引張試験
上記のようにして得られた各鋼板から50×150mmの試験片を２枚切り出し、これらを重ね合わせて、抵抗スポット溶接を行うことで、JIS Z 3137に準拠した十字引張試験片を準備した。
ここで、上記の抵抗スポット溶接では、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相直流（50Hz）の抵抗スポット溶接機を用いた。なお、溶接の際に使用した一対の電極チップは、先端の曲率半径：R40、先端径：6mmのアルミナ分散銅のDR型電極とした。また、加圧力：3500N、通電時間：15サイクル（50Hz）、ホールド時間は1サイクル（50Hz）とし、ナゲット径が5√t（tは鋼板の板厚）になるように溶接電流を調節した。
そして、得られた十字引張試験片を用いて、JIS Z 3137（1999）に準拠した十字引張試験を行い、十字引張力を測定した。
なお、目標とする十字引張力は、5.0kN以上である。
評価結果を表３に示す。
(2) Cross tension test Two test pieces of 50 × 150 mm were cut out from each of the steel sheets obtained as described above, and they were superimposed and subjected to resistance spot welding to perform cross tension in accordance with JIS Z 3137. A test piece was prepared.
Here, in the above-mentioned resistance spot welding, a single-phase direct current (50 Hz) resistance spot welding machine mounted on a welding gun and pressurized by a servomotor was used. The pair of electrode tips used at the time of welding was a DR type electrode of alumina-dispersed copper having a radius of curvature of a tip of R40 and a tip diameter of 6 mm. Further, the welding pressure was 3500 N, the energizing time was 15 cycles (50 Hz), the hold time was 1 cycle (50 Hz), and the welding current was adjusted so that the nugget diameter was 5√t (t is the thickness of the steel sheet).
Then, a cross tension test based on JIS Z 3137 (1999) was performed using the obtained cross tension test piece to measure the cross tension force.
In addition, the target cross tension force is 5.0 kN or more.
Table 3 shows the evaluation results.
発明例はいずれも、高い強度と伸びとを有し、十字引張力にも優れていることがわかる。
一方、比較例では、引張強さ、伸び、および十字引張力のいずれか１つ以上について、所望の特性が得られていない。
It can be seen that all of the invention examples have high strength and elongation and are excellent in cross tension force.
On the other hand, in the comparative example, desired characteristics were not obtained for any one or more of tensile strength, elongation, and cross tensile force.
Claims (9)
Ｃ：0.07〜0.25％、
Si：0.01〜2.00％、
Mn：3.20〜8.40％、
Ｐ：0.0001〜0.0085％、
Ｓ：0.0001〜0.0041％、
Al：0.01〜2.00％および
Ｎ：0.010％以下
を含有するとともに、
Ti：0.005〜0.100％、Nb：0.005〜0.100％、Ｖ：0.005〜0.100％のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
残留オーステナイトが体積率で20〜50％であり、かつ該残留オーステナイトの平均結晶粒径が3μm以下であり、
粒径：0.1μm未満のTi系析出物、Nb系析出物およびＶ系析出物の個数が、合計で100μm2あたり15個以上である鋼組織を有し、
引張強さが980MPa以上である、
ことを特徴とする高強度鋼板。 In mass%,
C: 0.07 to 0.25%,
Si: 0.01-2.00%,
Mn: 3.20-8.40%,
P: 0.0001-0.0085%,
S: 0.0001-0.0041%,
Al: 0.01 to 2.00% and N: 0.010% or less
Ti: 0.005 to 0.100%, Nb: 0.005 to 0.100%, V: 0.005 to 0.100%, containing one or more selected from the group consisting of:
The balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
The retained austenite is 20 to 50% by volume, and the average grain size of the retained austenite is 3 μm or less;
Particle size: Ti-based precipitates of less than 0.1 [mu] m, the number of Nb-based precipitates and V based precipitates, have a steel structure is 100 [mu] m 2 per 15 or more in total,
The tensile strength is 980MPa or more ,
A high-strength steel sheet characterized by the following.
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度：800℃以上1000℃以下で熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を、第１の冷却として、75℃／s以上の平均冷却速度で、720℃以下600℃以上の温度まで冷却し、ついで、第２の冷却として、5℃／s以上50℃／ｓ以下の冷却速度で、550℃以下まで冷却し、その後、平均巻取温度：550℃以下で該熱延板を巻き取り、
前記熱延板に酸洗を施して、スケールを除去し、
前記熱延板を、Ac1変態点＋20℃以上Ac1変態点＋120℃以下の温度域で600ｓ以上21600ｓ以下保持し、
前記熱延板を、冷間圧延して冷延板とし、
前記冷延板を、Ac1変態点＋10℃以上Ac1変態点＋100℃以下の温度域で20ｓ以上900ｓ以下保持した後、冷却する、
ことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 A method for producing a high-strength steel sheet having the steel structure and tensile strength according to claim 1,
The steel slab having the component composition according to claim 1 or 2, is hot-rolled at a finish rolling discharge side temperature of 800 ° C or higher and 1000 ° C or lower to form a hot-rolled sheet, and the hot-rolled sheet is used as first cooling. Cool at a mean cooling rate of 75 ° C / s or more to a temperature of 720 ° C or less and 600 ° C or more, and then, as a second cooling, at a cooling rate of 5 ° C / s or more and 50 ° C / s or less, 550 ° C or less And then rolled up the hot rolled sheet at an average winding temperature of 550 ° C. or less,
The hot rolled sheet is subjected to pickling to remove scale,
The hot-rolled plate, and held Ac 1 transformation point + 20 ° C. or higher Ac 1 transformation point + 120 ° C. or less of 600s or more 21600s less in a temperature range,
The hot-rolled sheet is cold-rolled into a cold-rolled sheet,
After holding the cold-rolled sheet in a temperature range of Ac 1 transformation point + 10 ° C. or more and Ac 1 transformation point + 100 ° C. or less, 20 s or more and 900 s or less, cooling is performed.
A method for producing a high-strength steel sheet, comprising:
上記母材鋼板の接合面において、上記ナゲットの端部から内部に向かって50μmまでの領域におけるＰ濃化部の面積率が5％以下である、
ことを特徴とする抵抗スポット溶接継手。
ここで、Ｐ濃化部とは、上記領域内のＰの分布状態を面分析した際に、Ｐの濃度が0.3質量％以上となる部位である。 A resistance spot welded joint in which a plurality of base steel sheets are joined under the intervention of a nugget, and at least one of the base steel sheets is a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 4. ,
In the joining surface of the base steel sheet, the area ratio of the P-enriched portion in a region from the end of the nugget to the inside toward 50 μm is 5% or less.
A resistance spot welded joint characterized by the above.
Here, the P-enriched portion is a portion where the P concentration becomes 0.3% by mass or more when the distribution state of P in the above-described region is analyzed.
ここで、Ｓ濃化部とは、上記領域内のＳの分布状態を面分析した際に、Ｓの濃度が0.3質量％以上となる部位である。 8. The resistance spot according to claim 7, wherein an area ratio of the S-enriched portion in a region from the end of the nugget to 50 μm inward from the end of the nugget is 5% or less in the joining surface of the base steel sheet. 9. Welded joints.
Here, the S-enriched portion is a portion where the S concentration becomes 0.3% by mass or more when the distribution state of S in the region is subjected to surface analysis.
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