JP7134106B2 - High-strength steel sheet and high-strength galvanized steel sheet - Google Patents
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Description
本発明は、高強度鋼板、および高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a high-strength steel sheet and a high-strength galvanized steel sheet having a galvanized layer on the surface of the high-strength steel sheet.
自動車の構造用部材に用いられる鋼板には、燃費改善を実現するため、より高強度であることが求められる。また高強度鋼板を自動車の構造用部材に適用する場合、衝突安全性の観点から、強度鋼板には衝撃吸収エネルギーが高いことが要求される。 Steel sheets used for automobile structural members are required to have higher strength in order to improve fuel efficiency. Further, when high-strength steel sheets are applied to automobile structural members, the high-strength steel sheets are required to have high impact absorption energy from the viewpoint of collision safety.
高強度鋼板の引張強さTS(Tensile Strength)が高く、且つ0.2%耐力σ0.2または上降伏点UYP(Upper Yield Point)が高いほど
、衝撃吸収エネルギーが高くなることが知られている。こうしたことから、自動車の構造用部材に適用される鋼板には、引張強さTSが1470MPa以上で、且つ0.2%耐力または上降伏点UYPが1000MPa以上であることが求められている。以下では、上記引張強さTSを「引張強さ」に、0.2%耐力または上降伏点UYPを「降伏強度」に、夫々略記することがある。
It is known that the higher the tensile strength TS (Tensile Strength) of a high-strength steel sheet and the higher the 0.2% proof stress σ 0.2 or the upper yield point UYP (Upper Yield Point), the higher the impact absorption energy. For these reasons, steel sheets that are applied to automobile structural members are required to have a tensile strength TS of 1470 MPa or more and a 0.2% proof stress or an upper yield point UYP of 1000 MPa or more. Hereinafter, the tensile strength TS may be abbreviated as "tensile strength", and the 0.2% yield strength or upper yield point UYP as "yield strength".
上記のような要求特性のうち、高強度鋼板の引張強さを向上させる技術として、例えば特許文献1のような技術が提案されている。この特許文献1には、オートテンパードマルテンサイト、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの夫々の分率を制御し、オートテンパードマルテンサイト中の鉄系炭化物のサイズと析出個数を規定することで、引張強さと加工性を改善できることが開示されている。 As a technique for improving the tensile strength of a high-strength steel sheet among the properties required as described above, for example, a technique such as that disclosed in Patent Document 1 has been proposed. In this patent document 1, by controlling the fractions of autotempered martensite, ferrite, bainite, and retained austenite, and specifying the size and number of precipitates of iron-based carbides in the autotempered martensite, tensile It is disclosed that strength and workability can be improved.
しかしながらこの技術では、引張強さおよび加工性について検討されているに留まり、降伏強度については、考慮されていない。また、この技術では、降伏強度は0.3%の調質圧延後に測定されている。調質圧延によって降伏強度を高めることができるが、1470MPa以上の超高強度鋼板の場合、必ずしも調質圧延で十分な伸び率を確保することができない場合もある。 However, in this technique, only tensile strength and workability are considered, and yield strength is not considered. Also, in this technique, the yield strength is measured after 0.3% temper rolling. The yield strength can be increased by temper rolling, but in the case of ultra-high-strength steel sheets of 1470 MPa or more, it may not always be possible to secure a sufficient elongation by temper rolling.
本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、引張強さが1470MPa以上の高強度レベルにおいて、降伏強度が1000MPa以上である高強度鋼板、およびこのような高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板をを提供することにある。 The present invention has been made in view of the circumstances as described above, and an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a yield strength of 1000 MPa or more at a high strength level of a tensile strength of 1470 MPa or more, and such a high-strength steel sheet. An object of the present invention is to provide a high-strength galvanized steel sheet having a galvanized layer on the surface of the steel sheet.
上記課題を解決することのできた本発明の高強度鋼板は、
質量%で、
C :0.200~0.280%、
Si:0.40~1.50%以下、
Mn:2.00~3.00%、
P :0%超、0.015%以下、
S :0%超、0.0050%以下、
Al:0.015~0.060%、
Cr:0.20~0.80%、
Ti:0.015~0.080%、
B :0.0010~0.0040%、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
金属組織全体に対して、マルテンサイトが93体積%以上であり、フェライト、パーライトおよびベイナイトが合計で2体積%以下であり、残留オーステナイトが7体積%以下であり、
且つ前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、総長300μmを切断法にて測定したマルテンサイト中のラスの個数が240個以上であり、引張強さが1470MPa以上であることを特徴とする。
The high-strength steel sheet of the present invention, which can solve the above problems,
in % by mass,
C: 0.200 to 0.280%,
Si: 0.40 to 1.50% or less,
Mn: 2.00-3.00%,
P: more than 0%, 0.015% or less,
S: more than 0%, 0.0050% or less,
Al: 0.015-0.060%,
Cr: 0.20 to 0.80%,
Ti: 0.015 to 0.080%,
B: 0.0010 to 0.0040%,
respectively, the balance being iron and inevitable impurities,
With respect to the entire metal structure, martensite is 93% by volume or more, ferrite, pearlite and bainite are 2% by volume or less in total, and retained austenite is 7% by volume or less,
Further, in an image obtained by observing the metal structure with a scanning electron microscope, the number of laths in martensite measured by a cutting method for a total length of 300 μm is 240 or more, and the tensile strength is 1470 MPa or more. do.
本発明の高強度鋼板は、必要によって、更に、質量%で、Cu:0%超、0.30%以下、Ni:0%超、0.30%以下、Mo:0%超、0.30%以下、V:0%超、0.30%以下、Nb:0%超、0.040%以下、およびCa:0%超、0.0050%以下よりなる群から選ばれる1種以上を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて高強度冷延鋼板の特性が更に改善される。 If necessary, the high-strength steel sheet of the present invention further has, in mass%, Cu: more than 0%, 0.30% or less, Ni: more than 0%, 0.30% or less, Mo: more than 0%, 0.30 % or less, V: more than 0%, 0.30% or less, Nb: more than 0%, 0.040% or less, and Ca: more than 0%, 0.0050% or less. It is also useful to add elements to further improve the properties of the high-strength cold-rolled steel sheet according to the types of elements contained.
本発明には、上記のような高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有している高強度亜鉛めっき鋼板も包含する。 The present invention also includes a high-strength galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the high-strength steel sheet as described above.
本発明の高強度鋼板は、上記のように構成されており、引張強さが1470MPa以上の高強度レベルにおいて、降伏強度が1000MPa以上である高強度鋼板が実現できる。 The high-strength steel sheet of the present invention is configured as described above, and can achieve a high-strength steel sheet having a yield strength of 1000 MPa or more at a high strength level of a tensile strength of 1470 MPa or more.
本発明者らは、引張強さが1470MPa以上で、且つ高い降伏強度を備える高強度鋼板を提供するため、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの量、更にはベイナイトとマルテンサイトの下部組織であるラスに着目して鋭意検討を重ねてきた。 In order to provide a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more and a high yield strength, the present inventors determined the amount of bainite, martensite and retained austenite, and the lath, which is the substructure of bainite and martensite. We have focused on and conducted extensive investigations.
その結果、鋼板の化学成分組成、マルテンサイトの体積率、ベイナイト等(フェライトおよびパーライトも含む)の体積率、残留オーステナイトの体積率、および走査型電子顕微鏡(SEM:Scanning Electron Microscope)で観察した像(以下、「SEM像」と呼ぶことがある)において、総長300μmを切断法にて測定したマルテンサイト中のラスの個数を、夫々上記のように規定すれば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。なお、以下で「高強度」と呼ぶときは、「引張強さが1470MPa以上の強度レベル」の趣旨で用いる。 As a result, the chemical composition of the steel sheet, the volume fraction of martensite, the volume fraction of bainite (including ferrite and pearlite), the volume fraction of retained austenite, and the image observed with a scanning electron microscope (SEM) (hereinafter sometimes referred to as "SEM image"), if the number of laths in martensite measured by a cutting method with a total length of 300 µm is defined as described above, the above object can be achieved. We found that and completed the present invention. In addition, when it is called "high strength" below, it is used in the meaning of "strength level whose tensile strength is 1470 MPa or more."
ラスとは、マルテンサイトの下部組織である。マルテンサイトの構造は、重層的になっており、一つの旧オーステナイト粒内に、同じ晶癖面を持つ粒の集合であるパケットが複数存在し、夫々のパケット内部には、平行な帯状領域であるブロックが存在し、更に夫々のブロックにはほぼ同じ結晶方位で高密度の転移を含んだマルテンサイト結晶であるラスの集合が存在している。 Lath is the substructure of martensite. The structure of martensite is multi-layered, and within one prior austenite grain, there are multiple packets, which are aggregates of grains with the same habit plane, and each packet has parallel belt-like regions. There are certain blocks, and in each block there is a collection of laths which are martensite crystals containing a high density of dislocations with approximately the same crystal orientation.
本発明で規定する、総長300μmを切断法で測定したマルテンサイト中のラスの個数(以下、「総長300μm当たりのラスの個数」と呼ぶことがある)は、ナイタール腐食を施した鋼板の板厚1/4部において、圧延方向と平行となる断面を、FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope)での3000倍で撮影し、総長300μm分を切断法にて測定したものである。 The number of laths in martensite measured by a cutting method for a total length of 300 μm (hereinafter sometimes referred to as “the number of laths per 300 μm total length”) defined in the present invention is the thickness of the steel plate subjected to nital corrosion. In 1/4 part, the cross section parallel to the rolling direction was photographed at 3000 times with FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope), and the total length of 300 μm was measured by the cutting method.
本発明者らは、マルテンサイト中のラスが降伏強度や引張強さに影響を与えると考え、鋭意研究を重ねた。その結果、総長300μm当たりのラスの個数について後述する要件を満足することが、高い降伏強度と引張強さのいずれをも達成するために重要であることが判明した。本発明で規定する要件について順次説明する。 The present inventors thought that laths in martensite affect the yield strength and tensile strength, and conducted extensive research. As a result, it was found that satisfying the later-described requirements for the number of laths per 300 μm total length is important for achieving both high yield strength and high tensile strength. The requirements defined in the present invention will be described in order.
[総長300μm当たりのラスの個数:240個以上]
本発明の高強度鋼板では、総長300μm当たりのラス数が240個以上であることが必要である。ラスの個数が240個未満となると、降伏強度、もしくは引張強さが低下する。その理由については必ずしも明らかにした訳ではないが、おそらく次のように考えることができた。まず、ラスとラスの境界が転位の運動を妨げて、降伏強度を高める効果を有することに加えて、本発明の化学成分系では微細なセメンタイト等の鉄系炭化物やフィルム状残留オーステナイトがラスの境界に存在し、転位の運動に更なる障壁になる可能性がある。以上より、所定長さ当たりのラスが多くあった方が、降伏強度も引張強さも高くなると考えられる。ラスの個数の下限は、好ましくは245個以上であり、より好ましくは250個以上である。ラスの個数の上限については、概ね600個以下である。
[Number of laths per total length of 300 μm: 240 or more]
In the high-strength steel sheet of the present invention, it is necessary that the number of laths per 300 μm in total length is 240 or more. When the number of laths is less than 240, the yield strength or tensile strength is lowered. Although the reason for this has not necessarily been clarified, it was possible to think as follows. First, in addition to the fact that the boundary between laths hinders the movement of dislocations and has the effect of increasing the yield strength, in the chemical composition system of the present invention, fine iron-based carbides such as cementite and film-like retained austenite are present in the laths. It exists at the boundary and can be an additional barrier to dislocation motion. From the above, it is considered that the yield strength and tensile strength increase when the number of laths per predetermined length increases. The lower limit of the number of laths is preferably 245 or more, more preferably 250 or more. The upper limit of the number of laths is generally 600 or less.
[マルテンサイト:93体積%以上]
金属組織中のマルテンサイトは、本発明の高強度鋼板の基地組織であり、金属組織全体に対して、93体積%以上とすることで、降伏強度および引張強さを高くする。マルテンサイトが93体積%未満となると、他の軟質な組織が低応力で塑性変形を開始してしまい、降伏強度が低くなる。マルテンサイトの下限は、好ましくは94体積%以上であり、より好ましくは95体積%以上である。マルテンサイトの上限は、概ね99体積%以下である。マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト、自己焼鈍マルテンサイトを含むが、過度に焼戻しされると、総長300μm当たりのラスの個数が240個未満になるので、本発明で対象とするマルテンサイトには含まれない。
[Martensite: 93% by volume or more]
Martensite in the metal structure is the base structure of the high-strength steel sheet of the present invention, and by making it 93% by volume or more with respect to the entire metal structure, the yield strength and tensile strength are increased. When martensite is less than 93% by volume, other soft structures start plastic deformation at low stress, resulting in low yield strength. The lower limit of martensite is preferably 94% by volume or more, more preferably 95% by volume or more. The upper limit of martensite is approximately 99% by volume or less. Martensite includes tempered martensite and self-annealed martensite, but if tempered excessively, the number of laths per 300 μm in total length becomes less than 240, so it is not included in the martensite targeted by the present invention. do not have.
[フェライト、パーライトおよびベイナイト:合計で2体積%以下]
基地組織であるマルテンサイトに比べて、これらの組織は軟質であり、これらの組織が増加すると、低応力でこれらの組織自体が塑性変形を開始してしまい、降伏強度および引張強さが低くなる。こうした観点から、フェライト、パーライトおよびベイナイトは、金属組織全体に対して合計で2体積%以下とする必要がある。これらの組織の上限は、好ましくは1.5体積%以下であり、より好ましくは1.0体積%以下である。ベイナイトの下限は、0体積%であってもよい。以下では、特に断りのない限り、フェライト、パーライトおよびベイナイトを、「ベイナイト」で代表する。
[Ferrite, pearlite and bainite: 2% by volume or less in total]
These structures are softer than martensite, which is the base structure, and when these structures increase, these structures themselves start plastic deformation at low stress, resulting in lower yield strength and tensile strength. . From this point of view, the total content of ferrite, pearlite and bainite should be 2% by volume or less with respect to the entire metal structure. The upper limit of these structures is preferably 1.5% by volume or less, more preferably 1.0% by volume or less. The lower limit of bainite may be 0% by volume. Hereinafter, unless otherwise specified, ferrite, pearlite and bainite are represented by "bainite".
[残留オーステナイト:7体積%以下]
金属組織中の残留オーステナイトについては、金属組織全体に対して、7体積%以下とする必要がある。ラス境界に存在する少量のフィルム状残留オーステナイトは、転位の移動を抑制することで、引張強さや降伏強度を高める効果を有する可能性があるが、残留オーステナイトそのものはマルテンサイト組織に比べて軟質であるため、フィルム状であっても過剰に存在すると降伏強度および引張強さとも低下する。こうした観点から、残留オーステナイトは7体積%以下とする必要がある。残留オーステナイトの上限は、好ましくは6体積%以下であり、より好ましくは5体積%以下である。残留オーステナイトの下限は、概ね1体積%以上である。
[Retained austenite: 7% by volume or less]
Retained austenite in the metal structure should be 7% by volume or less with respect to the entire metal structure. A small amount of film-like retained austenite existing at the lath boundaries may have the effect of increasing the tensile strength and yield strength by suppressing the movement of dislocations, but retained austenite itself is softer than the martensitic structure. Therefore, even in the form of a film, both the yield strength and the tensile strength decrease when it is present in excess. From this point of view, the retained austenite should be 7% by volume or less. The upper limit of retained austenite is preferably 6% by volume or less, more preferably 5% by volume or less. The lower limit of retained austenite is generally 1% by volume or more.
本発明の高強度鋼板では、上記のようにラスの個数と、マルテンサイト体積率、ベイナイト体積率、残留オーステナイト体積率を規定することに加えて、鋼板の化学成分組成も適切に規定する必要がある。これらの範囲設定理由は、下記の通りである。なお、下記化学成分組成における「%」は、いずれも「質量%」を意味する。 In the high-strength steel sheet of the present invention, in addition to specifying the number of laths, the martensite volume fraction, the bainite volume fraction, and the retained austenite volume fraction as described above, it is also necessary to appropriately define the chemical composition of the steel sheet. be. The reasons for setting these ranges are as follows. "%" in the following chemical composition means "% by mass".
(C:0.200~0.280%)
Cは、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。C量が不足すると、鋼板の引張強さが低下する。そのためC量は0.200%以上とする。C量の下限は、好ましくは0.205%以上であり、より好ましくは0.210%以上である。しかしながら、Cが過剰に添加されると、残留オーステナイトの体積率が7体積%よりも増大し、降伏強度の低下を招く恐れがある。そこで、C量の上限を0.280%以下とする。C量の上限は、好ましくは0.270%以下であり、より好ましくは0.260%以下である。更に好ましくは0.250%以下であり、更により好ましくは0.240%以下である。
(C: 0.200-0.280%)
C is an element necessary for ensuring the strength of the steel sheet. When the amount of C is insufficient, the tensile strength of the steel sheet is lowered. Therefore, the amount of C is made 0.200% or more. The lower limit of the C content is preferably 0.205% or more, more preferably 0.210% or more. However, when C is added excessively, the volume fraction of retained austenite increases to more than 7% by volume, which may lead to a decrease in yield strength. Therefore, the upper limit of the amount of C is made 0.280% or less. The upper limit of the amount of C is preferably 0.270% or less, more preferably 0.260% or less. It is more preferably 0.250% or less, and still more preferably 0.240% or less.
(Si:0.40~1.50%)
Siは、固溶強化元素として知られており、延性の低下を抑えつつ、引張強さを向上させることに有効に作用する元素である。また、マルテンサイトの過度の焼戻しを抑制し、微細なラスを確保するのに効果があると考えられる。このような効果を有効に発揮させるために、Si量は0.40%以上とする必要がある。Si量の下限は、好ましくは0.50%以上であり、より好ましくは0.60%以上である。更に好ましくは0.70%以上であり、更により好ましくは0.80%以上である。しかしながら、Si量が過剰になると、残留オーステナイト体積率が増大し、降伏強度の低下を招く恐れがある。そのためSi量の上限を1.50%以下とする。Si量の上限は、好ましくは1.40%以下であり、より好ましくは1.30%以下である。
(Si: 0.40 to 1.50%)
Si is known as a solid-solution strengthening element, and is an element that effectively acts to improve tensile strength while suppressing a decrease in ductility. It is also considered effective in suppressing excessive tempering of martensite and securing fine laths. In order to effectively exhibit such effects, the amount of Si must be 0.40% or more. The lower limit of the Si content is preferably 0.50% or more, more preferably 0.60% or more. It is more preferably 0.70% or more, and still more preferably 0.80% or more. However, if the amount of Si becomes excessive, the volume fraction of retained austenite increases, which may lead to a decrease in yield strength. Therefore, the upper limit of the amount of Si is made 1.50% or less. The upper limit of the amount of Si is preferably 1.40% or less, more preferably 1.30% or less.
(Mn:2.00~3.00%)
Mnは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、フェライトやベイナイトの生成を抑制し、狙いとするマルテンサイト主体の組織とするために必要である。このような効果を有効に発揮させるためには、Mn量は2.00%以上とする必要がある。Mn量の下限は、好ましくは2.05%以上であり、より好ましくは2.10%以上である。しかしながら、Mn量が過剰になると、スラブ折損、冷間圧延荷重の増大等を招くおそれがある。そのためMn量の上限を3.00%以下とする。Mn量の上限は、好ましくは2.90%以下であり、より好ましくは2.80%以下である。更に好ましくは2.70%以下であり、更により好ましくは2.60%以下である。
(Mn: 2.00-3.00%)
Mn is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and is necessary for suppressing the formation of ferrite and bainite and achieving the targeted martensite-based structure. In order to effectively exhibit such effects, the Mn content must be 2.00% or more. The lower limit of the Mn amount is preferably 2.05% or more, more preferably 2.10% or more. However, an excessive amount of Mn may cause slab breakage, an increase in cold rolling load, and the like. Therefore, the upper limit of the amount of Mn is made 3.00% or less. The upper limit of the amount of Mn is preferably 2.90% or less, more preferably 2.80% or less. It is more preferably 2.70% or less, and even more preferably 2.60% or less.
(P:0%超、0.015%以下)
Pは不可避的に含まれる元素であり、粒界に偏析して粒界脆化を助長する元素であり、加工時の破断等を回避するため、できるだけ低減することが推奨される。そのためP量は0.015%以下とする。P量の上限は、好ましくは0.013%以下であり、より好ましくは0.010%以下である。なお、Pは鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、その量を0%にすることは工業生産上不可能である。
(P: more than 0%, 0.015% or less)
P is an element that is unavoidably contained, and is an element that segregates at grain boundaries and promotes grain boundary embrittlement. Therefore, the amount of P is set to 0.015% or less. The upper limit of the amount of P is preferably 0.013% or less, more preferably 0.010% or less. Incidentally, P is an impurity that is unavoidably mixed in steel, and it is impossible to reduce its amount to 0% in terms of industrial production.
(S:0%超、0.0050%以下)
SもPと同様に不可避的に含有する元素であり、介在物を生成し、加工時の破断等を回避するため、S量はできるだけ低減することが推奨される。そのためS量は、0.0050%以下とする。S量の上限は、好ましくは0.0040%以下であり、より好ましくは0.0030%以下である。なお、Sは鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、その量を0%にすることは工業生産上不可能である。
(S: more than 0%, 0.0050% or less)
Like P, S is an element that is unavoidably contained, and it is recommended to reduce the amount of S as much as possible in order to avoid inclusions and breakage during working. Therefore, the amount of S is set to 0.0050% or less. The upper limit of the amount of S is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030% or less. Incidentally, S is an impurity that is unavoidably mixed in steel, and it is impossible in terms of industrial production to reduce its amount to 0%.
(Al:0.015~0.060%)
Alは脱酸剤として作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Al量は0.015%以上とする必要がある。Al量の下限は、好ましくは0.025%以上であり、より好ましくは0.030%以上である。しかしながら、Al量が過剰になると、鋼板中にアルミナなどの介在物が多く生成し、加工時に破断を招くおそれがある。そのため、Al量の上限を0.060%以下とする。Al量の上限は、好ましくは0.055%以下であり、より好ましくは0.050%以下である。
(Al: 0.015-0.060%)
Al is an element that acts as a deoxidizing agent. In order to effectively exhibit these effects, the Al content must be 0.015% or more. The lower limit of the Al content is preferably 0.025% or more, more preferably 0.030% or more. However, if the amount of Al becomes excessive, many inclusions such as alumina are formed in the steel sheet, which may cause breakage during working. Therefore, the upper limit of the amount of Al is made 0.060% or less. The upper limit of the Al content is preferably 0.055% or less, more preferably 0.050% or less.
(Cr:0.20~0.80%)
Crは、フェライトやベイナイトの生成を抑制し、狙いとするマルテンサイト主体の組織とするために必要である。またマルテンサイトの過度の焼戻しを抑制しラスを微細にする効果を有していると考えられる。このような効果を有効に発揮させるためには、Cr量は0.20%以上とする必要がある。Cr量の下限は、好ましくは0.25%以上であり、より好ましくは0.30%以上である。しかしながら、Cr量が過剰になると、鋼板表面に溶融亜鉛めっきや合金化溶融亜鉛めっきを形成したときに、不めっきが発生することがある。そのため、Cr量の上限は0.80%以下とした。Cr量の上限は、好ましくは0.75%以下であり、より好ましくは0.70%以下である。
(Cr: 0.20-0.80%)
Cr is necessary to suppress the formation of ferrite and bainite and to obtain the targeted martensite-based structure. In addition, it is considered to have the effect of suppressing excessive tempering of martensite and making laths finer. In order to effectively exhibit such effects, the Cr content must be 0.20% or more. The lower limit of the Cr content is preferably 0.25% or more, more preferably 0.30% or more. However, if the amount of Cr is excessive, non-coating may occur when hot-dip galvanizing or alloying hot-dip galvanizing is formed on the surface of the steel sheet. Therefore, the upper limit of the amount of Cr is made 0.80% or less. The upper limit of the Cr content is preferably 0.75% or less, more preferably 0.70% or less.
(Ti:0.015~0.080%)
Tiは、炭化物や窒化物を形成して鋼板の強度を向上させる元素である。また後述するBによる焼入れ性向上効果を有効に発揮させる上でも有効な元素である。すなわちTiは、窒化物を形成することによって鋼中Nを低減し、その結果B窒化物の形成が抑制され、Bが固溶状態となって、Bによる焼入れ性向上効果が有効に発揮できる。このように、Tiは焼入れ性を向上させることにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるためには、Ti量は0.015%以上とする必要がある。Ti量の下限は、好ましくは0.018%以上であり、より好ましくは0.020%以上である。
(Ti: 0.015 to 0.080%)
Ti is an element that forms carbides and nitrides to improve the strength of the steel sheet. In addition, it is an effective element for effectively exhibiting the hardenability improvement effect of B, which will be described later. That is, Ti reduces N in the steel by forming nitrides, as a result of which the formation of B nitrides is suppressed, B becomes a solid solution, and the hardenability improvement effect of B can be effectively exhibited. In this way, Ti improves the hardenability, thereby contributing to the increase in the strength of the steel sheet. In order to effectively exhibit such effects, the amount of Ti should be 0.015% or more. The lower limit of the Ti amount is preferably 0.018% or more, more preferably 0.020% or more.
しかしながら、Ti量が過剰になると、Ti炭化物やTi窒化物が過剰となり、加工時の割れを引き起こすことがある。そのため、Ti量の上限を0.080%以下とする。Ti量の上限は、好ましくは0.070%以下であり、より好ましくは0.060%以下であり、更に好ましくは0.050%以下である。更により好ましくは0.040%以下である。 However, when the amount of Ti becomes excessive, Ti carbides and Ti nitrides become excessive, which may cause cracks during working. Therefore, the upper limit of the amount of Ti is made 0.080% or less. The upper limit of the Ti amount is preferably 0.070% or less, more preferably 0.060% or less, and still more preferably 0.050% or less. Even more preferably, it is 0.040% or less.
(B:0.0010~0.0040%)
Bは、焼入れ性を向上させてフェライトやベイナイトの生成を抑制する効果がある。それにより鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、B量は0.0010%以上とする必要がある。B量の下限は、好ましくは0.0012%以上であり、より好ましくは0.0014%以上である。しかしながら、B量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけであるため、B量は0.0040%以下とする。B量の上限は、好ましくは0.0030%以下である。
(B: 0.0010 to 0.0040%)
B has the effect of improving hardenability and suppressing the formation of ferrite and bainite. As a result, it is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. In order to effectively exhibit such effects, the amount of B should be 0.0010% or more. The lower limit of the B content is preferably 0.0012% or more, more preferably 0.0014% or more. However, if the amount of B becomes excessive, the effect is saturated and the cost only increases, so the amount of B is made 0.0040% or less. The upper limit of the amount of B is preferably 0.0030% or less.
本発明の高強度鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。ただし、原材料、資材、製造設備等の状況によって不可避的に持ち込まれる不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。こうした不可避不純物としては、上述したP、Sの他、例えば、N、O等が含まれ、これらは夫々以下の範囲であることが好ましい。 The basic components of the high-strength steel sheet of the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally permissible for steel to contain impurities that are unavoidably brought in depending on the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, and the like. Such unavoidable impurities include, for example, N, O, etc. in addition to P and S described above, and it is preferable that each of these is within the following range.
(N:0.0100%以下)
Nは、不純物元素として不可避的に存在し、加工時の割れを引き起こすことがある。こうしたことからN量は0.0100%以下であることが好ましく、より好ましくは0.0060%以下であり、更に好ましくは0.0050%以下である。N量は少なければ少ないほど好ましいが、0%にすることは工業生産上困難である。
(N: 0.0100% or less)
N is inevitably present as an impurity element and may cause cracks during processing. For these reasons, the N content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0060% or less, and even more preferably 0.0050% or less. The smaller the amount of N, the better, but it is difficult in terms of industrial production to make it 0%.
(O:0.0020%以下)
Oは、不純物元素として不可避的に存在し、加工時の割れを引き起こすことがある。こうしたことからO量は0.0020%以下であることが好ましく、より好ましくは0.0015%以下であり、更に好ましくは0.0010%以下である。O量は少なければ少ないほど好ましいが、0%にすることは工業生産上困難である。
(O: 0.0020% or less)
O is inevitably present as an impurity element and may cause cracks during processing. For these reasons, the O content is preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0015% or less, and even more preferably 0.0010% or less. The smaller the amount of O, the better, but it is difficult in terms of industrial production to make it 0%.
本発明の高強度鋼板には、必要に応じて、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Ca等の元素を以下に示す範囲で含有させてもよく、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。これらの元素は、夫々以下に示す範囲で、単独または適宜組み合わせて含有させることができる。 The high-strength steel sheet of the present invention may contain elements such as Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb, and Ca within the ranges shown below, if necessary. The properties of the steel sheet are further improved. These elements can be contained singly or in appropriate combination within the ranges shown below.
(Cu:0%超、0.30%以下)
Cuは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Cu量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05%以上である。しかしながら、Cu量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Cu量の上限は0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.20%以下であり、更に好ましくは0.15%以下である。
(Cu: more than 0%, 0.30% or less)
Cu is an element effective in improving the corrosion resistance of the steel sheet, and may be contained as necessary. Although the effect increases as the content increases, the Cu content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, in order to effectively exhibit the above effect. However, when the amount of Cu becomes excessive, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the upper limit of the amount of Cu is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less, and still more preferably 0.15% or less.
(Ni:0%超、0.30%以下)
Niは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ni量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05%以上である。しかしながら、Ni量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ni量の上限は0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.20%以下、更に好ましくは0.15%以下である。
(Ni: more than 0%, 0.30% or less)
Ni is an element effective for improving the corrosion resistance of the steel sheet, and may be contained as necessary. Although the effect increases as the Ni content increases, the Ni content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, in order to effectively exhibit the above effect. However, when the amount of Ni becomes excessive, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the upper limit of the Ni content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less, and still more preferably 0.15% or less.
(Mo:0%超、0.30%以下)
Moは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Mo量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05%以上である。しかしながら、Mo量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Mo量の上限は0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.25%以下であり、更に好ましくは0.20%以下である。
(Mo: more than 0%, 0.30% or less)
Mo is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. Although the effect increases as the content increases, the Mo content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, in order to effectively exhibit the above effect. However, if the amount of Mo becomes excessive, the effect will be saturated and the cost will increase. Therefore, the upper limit of Mo content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.20% or less.
(V:0%超、0.30%以下)
Vは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、V量は0.05%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.010%以上である。しかしながら、V量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、V量の上限は、0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.25%以下であり、更に好ましくは0.20%以下であり、更により好ましくは0.15%以下である。
(V: more than 0%, 0.30% or less)
V is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. Although the effect increases as the content increases, the V content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.010% or more, in order to effectively exhibit the above effect. However, if the amount of V becomes excessive, the effect saturates and the cost increases. Therefore, the upper limit of the V amount is preferably 0.30% or less, more preferably 0.25% or less, still more preferably 0.20% or less, and even more preferably 0.15% or less. is.
(Nb:0%超、0.040%以下)
Nbは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Nb量は0.003%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.005%以上である。しかしながら、Nb量が過剰になると、曲げ性を劣化させる。そのため、Nb量の上限は0.040%以下であることが好ましく、より好ましくは0.035%以下であり、更に好ましくは0.030%以下である。
(Nb: more than 0%, 0.040% or less)
Nb is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and may be contained as necessary. Although the effect increases as the content increases, the Nb content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more, in order to effectively exhibit the above effect. However, an excessive amount of Nb degrades bendability. Therefore, the upper limit of the Nb content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.035% or less, and still more preferably 0.030% or less.
(Ca:0%超、0.0050%以下)
Caは、鋼中の硫化物を球状化し、曲げ性を高めることに有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ca量は0.0005%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.0010%以上である。しかしながら、Ca量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ca量の上限は0.0050%以下であることが好ましく、より好ましくは0.0030%以下であり、更に好ましくは0.0025%以下である。
(Ca: more than 0%, 0.0050% or less)
Ca is an element effective in spheroidizing sulfides in steel and improving bendability, and may be contained as necessary. Although the effect increases as the Ca content increases, the Ca content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, in order to effectively exhibit the above effects. However, when the amount of Ca becomes excessive, the effect is saturated and the cost increases. Therefore, the upper limit of the amount of Ca is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less, and still more preferably 0.0025% or less.
次に、本発明の高強度鋼板を製造する方法について説明する。 Next, a method for producing the high-strength steel sheet of the present invention will be described.
上記要件を満足する本発明の高強度鋼板は、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍(加熱、均熱および冷却)の各工程において、特に冷間圧延後の焼鈍工程を適切に制御することによって製造できる。以下、本発明の高強度鋼板を製造するための条件を、熱間圧延、冷間圧延、その後の焼鈍の順に説明する。 The high-strength steel sheet of the present invention, which satisfies the above requirements, can be obtained by appropriately controlling each step of hot rolling, cold rolling and annealing (heating, soaking and cooling), especially the annealing step after cold rolling. can be manufactured. Hereinafter, the conditions for producing the high-strength steel sheet of the present invention will be described in the order of hot rolling, cold rolling, and subsequent annealing.
熱間圧延の条件は、例えば以下のとおりである。 The conditions for hot rolling are, for example, as follows.
[熱間圧延条件]
熱間圧延前の加熱温度が低いと、TiC等の炭化物がオーステナイト中に固溶し難くなるおそれがある。そのため、熱間圧延前の加熱温度は、1200℃以上とすることが好ましい。この加熱温度は、より好ましくは1250℃以上である。しかしながら、熱間圧延前の加熱温度が高くなり過ぎるとコストアップとなる。そのため、熱間圧延前の加熱温度の上限は、1350℃以下であることが好ましく、より好ましくは1300℃以下である。
[Hot rolling conditions]
If the heating temperature before hot rolling is low, it may be difficult for carbides such as TiC to form a solid solution in austenite. Therefore, the heating temperature before hot rolling is preferably 1200° C. or higher. This heating temperature is more preferably 1250° C. or higher. However, if the heating temperature before hot rolling becomes too high, the cost increases. Therefore, the upper limit of the heating temperature before hot rolling is preferably 1350°C or lower, more preferably 1300°C or lower.
熱間圧延の仕上げ圧延温度が低いと、圧延時の変形抵抗が大きくなり、操業が困難になるおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度は、850℃以上とすることが好ましい。その仕上げ圧延温度は、より好ましくは870℃以上である。しかしながら、仕上げ圧延温度が高くなり過ぎると、スケール起因のキズが発生するおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度の上限は、好ましくは980℃以下であり、より好ましくは950℃以下である。 If the finish rolling temperature of hot rolling is low, the deformation resistance during rolling increases, which may make operation difficult. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 850° C. or higher. The finish rolling temperature is more preferably 870° C. or higher. However, if the finish rolling temperature is too high, scratches due to scale may occur. Therefore, the upper limit of the finish rolling temperature is preferably 980°C or lower, more preferably 950°C or lower.
熱間圧延の仕上げ圧延から巻取りまでの平均冷却速度は、生産性を考慮すれば、10℃/秒以上とするのが好ましく、より好ましくは20℃/秒以上である。一方、平均冷却速度が速くなり過ぎると、硬質化しその後の冷間圧延が困難になる場合がある。そのため、平均冷却速度は、100℃/秒以下とすることが好ましく、より好ましくは50℃/秒以下である。 Considering productivity, the average cooling rate from finish rolling to coiling in hot rolling is preferably 10° C./second or more, more preferably 20° C./second or more. On the other hand, if the average cooling rate is too high, the steel may be hardened, making subsequent cold rolling difficult. Therefore, the average cooling rate is preferably 100° C./second or less, more preferably 50° C./second or less.
[熱間圧延巻取り温度:620℃以上]
熱間圧延巻取り温度が、620℃未満になると、熱間圧延鋼板の強度が高くなり、冷間圧延で圧下し難くなるおそれがある。そのため、熱間圧延時の巻取り温度は620℃以上とすることが好ましく、より好ましくは630℃以上であり、更に好ましくは640℃以上である。一方、熱間圧延時の巻取り温度が高くなり過ぎると、スケールが厚くなり、酸洗性が劣化する。そのため、巻取り温度は750℃以下とすることが好ましく、より好ましくは700℃以下である。
[Hot rolling coiling temperature: 620°C or higher]
If the hot-rolling coiling temperature is less than 620°C, the strength of the hot-rolled steel sheet increases, and it may become difficult to reduce the steel sheet by cold rolling. Therefore, the coiling temperature during hot rolling is preferably 620° C. or higher, more preferably 630° C. or higher, and still more preferably 640° C. or higher. On the other hand, if the coiling temperature during hot rolling becomes too high, the scale becomes thicker and the pickling property deteriorates. Therefore, the winding temperature is preferably 750° C. or lower, more preferably 700° C. or lower.
[冷間圧延時の圧延率:10%以上、70%以下]
熱間圧延鋼板は、スケール除去のために酸洗を施し、冷間圧延に供する。冷間圧延時の圧延率(「圧下率」と同義)が10%未満になると、所定の板厚公差を確保するのが困難になる。所定厚さの鋼板を得るために熱間圧延工程で板厚を薄くしなければならず、熱間圧延工程で薄くすると鋼板長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり、生産性が低下する。そのため、冷間圧延時の圧延率は、10%以上とすることが好ましい。より好ましくは20%以上、さらに好ましくは25%以上である。一方、冷間圧延時の圧延率が70%を超えると、冷間圧延時に割れが発生する可能性が高まる。そのため、冷間圧延時の圧延率の上限は、70%以下であることが好ましい。より好ましくは65%以下であり、更に好ましくは60%以下である。
[Reduction during cold rolling: 10% or more and 70% or less]
The hot-rolled steel sheet is pickled for scale removal and subjected to cold rolling. If the rolling reduction during cold rolling (synonymous with "rolling reduction") is less than 10%, it becomes difficult to ensure a predetermined thickness tolerance. In order to obtain a steel plate of a specified thickness, the thickness must be reduced in the hot rolling process. do. Therefore, the rolling reduction during cold rolling is preferably 10% or more. It is more preferably 20% or more, still more preferably 25% or more. On the other hand, if the rolling reduction during cold rolling exceeds 70%, the possibility of cracking during cold rolling increases. Therefore, the upper limit of the rolling reduction during cold rolling is preferably 70% or less. It is more preferably 65% or less, still more preferably 60% or less.
本発明の高強度鋼板を得るためには、冷間圧延後の焼鈍工程も適切に制御することが推奨される。この焼鈍工程では、下記の(a)加熱後の900℃以上での均熱工程、(b)前記(a)の工程に引き続いて行われる900℃から540℃までの第1の冷却工程、(c)前記(b)の工程に引き続いて行われる540℃から440℃までの第2の冷却工程、(d)440℃から280~230℃までの第3の冷却工程、(e)230℃から50℃以下までの第4の冷却工程、を基本的に含む。こうした工程を含んで製造することによって、本発明の高強度鋼板が得られる。 In order to obtain the high-strength steel sheet of the present invention, it is recommended to appropriately control the annealing process after cold rolling. In this annealing step, the following (a) soaking step at 900 ° C. or higher after heating, (b) a first cooling step from 900 ° C. to 540 ° C. following the step (a), ( c) a second cooling step from 540° C. to 440° C. following the step (b); (d) a third cooling step from 440° C. to 280-230° C.; (e) from 230° C. a fourth cooling step to 50° C. or below. The high-strength steel sheet of the present invention can be obtained by manufacturing including these steps.
また本発明の高強度鋼板は、その表面に溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を有するものも包含するが、これらの亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記(c)の540℃から440℃までの第2の冷却工程において、溶融亜鉛への浸漬処理とその後の亜鉛と鉄との合金化熱処理を合わせて行えばよい。 The high-strength steel sheet of the present invention also includes those having hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets on their surfaces. In the second cooling step from to 440° C., the immersion treatment in molten zinc and the subsequent heat treatment for alloying zinc and iron may be performed together.
上記(a)~(e)の各工程を含む焼鈍工程のヒートパターンを図1の模式図に示す。 The heat pattern of the annealing process including the above steps (a) to (e) is shown in the schematic diagram of FIG.
(a)加熱後の900℃以上での均熱工程
900℃以上に加熱し、且つ900℃以上で20秒以上保持する。均熱温度が900℃未満の場合には、降伏強度や引張強さを低減させる軟質なフェライトが生成する可能性がある。そのため、該温度の下限は900℃以上とする。好ましくは905℃以上であり、より好ましくは910℃以上である。なお、均熱温度の上限は特に設けないが、生産性を悪化させるため、1000℃以下であることが好ましい。より好ましくは980℃以下であり、更に好ましくは960℃以下である。
(a) Soaking process at 900° C. or higher after heating Heat to 900° C. or higher and hold at 900° C. or higher for 20 seconds or longer. If the soaking temperature is less than 900°C, soft ferrite that reduces the yield strength and tensile strength may be produced. Therefore, the lower limit of the temperature is made 900° C. or higher. It is preferably 905° C. or higher, more preferably 910° C. or higher. Although the upper limit of the soaking temperature is not particularly set, it is preferably 1000° C. or less in order to deteriorate the productivity. It is more preferably 980° C. or lower, still more preferably 960° C. or lower.
また均熱温度を900℃以上としても、900℃以上での保持時間が10秒未満であると、フェライトが生成する可能性がある。そのため、900℃以上での保持時間は10秒以上とする。好ましくは15秒以上であり、より好ましくは20秒以上である。なお、保持時間の上限は特に設けないが、生産性が悪化するため、好ましくは200秒以下であり、より好ましくは100秒以下である。 Even if the soaking temperature is 900° C. or higher, if the holding time at 900° C. or higher is less than 10 seconds, ferrite may be generated. Therefore, the holding time at 900° C. or higher is set to 10 seconds or longer. It is preferably 15 seconds or more, more preferably 20 seconds or more. The upper limit of the holding time is not particularly set, but it is preferably 200 seconds or less, more preferably 100 seconds or less, because productivity deteriorates.
(b)900℃から540℃までの第1の冷却工程
900℃から540℃までの第1の冷却工程における平均冷却速度は、10℃/秒以上、50℃/秒以下とする。この平均冷却速度が、10℃/秒未満になると、フェライトが生成する可能性が高くなり、所望とする降伏強度、引張強さの確保が難くなる。そのため、上記平均冷却速度は10℃/秒以上とする必要があり、好ましくは11℃/秒以上であり、より好ましくは12℃/秒以上である。一方、上記平均冷却速度が50℃/秒を超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、上記平均冷却速度の上限は50℃/秒以下とする必要があり、好ましくは40℃/秒以下であり、より好ましくは30℃/秒以下である。
(b) First cooling step from 900°C to 540°C The average cooling rate in the first cooling step from 900°C to 540°C is 10°C/second or more and 50°C/second or less. If this average cooling rate is less than 10° C./sec, the possibility of ferrite formation increases, making it difficult to ensure desired yield strength and tensile strength. Therefore, the average cooling rate should be 10° C./second or more, preferably 11° C./second or more, and more preferably 12° C./second or more. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 50° C./second, it becomes difficult to control the steel sheet temperature, and the facility cost increases. Therefore, the upper limit of the average cooling rate should be 50° C./second or less, preferably 40° C./second or less, and more preferably 30° C./second or less.
(c)540℃から440℃までの第2の冷却工程
540℃以下の第2の冷却工程での冷却停止温度までの平均冷却速度は、0.5℃/秒以上とする必要がある。第2の冷却工程での平均冷却速度が0.5℃/秒未満になると、ベイナイトの増加が懸念される。そのため、上記平均冷却速度は0.5℃/秒以上とする。好ましく0.8℃/秒以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に設けないが、著しく設備の能力を高める必要があるため、50℃/秒以下が好ましい。より好ましくは40℃/秒以下であり、更に好ましくは30℃/秒以下である。
(c) Second cooling step from 540°C to 440°C The average cooling rate to the cooling stop temperature in the second cooling step below 540°C must be 0.5°C/second or more. If the average cooling rate in the second cooling step is less than 0.5°C/sec, there is concern that bainite will increase. Therefore, the average cooling rate is set to 0.5° C./second or more. It is preferably 0.8° C./second or more. Although the upper limit of the average cooling rate is not particularly set, it is preferably 50° C./second or less because it is necessary to remarkably increase the capacity of the equipment. It is more preferably 40° C./second or less, still more preferably 30° C./second or less.
第2の冷却工程での冷却停止温度は、440℃以上とする必要がある。第2の冷却工程での冷却停止温度が440℃未満になると、ベイナイトの増加により降伏強度、引張強さが低下する。そのため、第2の冷却工程での冷却停止温度の下限は、440℃以上とする。好ましくは445℃以上であり、より好ましくは450℃以上である。 The cooling stop temperature in the second cooling step should be 440° C. or higher. If the cooling stop temperature in the second cooling step is less than 440°C, the yield strength and tensile strength decrease due to an increase in bainite. Therefore, the lower limit of the cooling stop temperature in the second cooling step is set to 440° C. or higher. It is preferably 445° C. or higher, more preferably 450° C. or higher.
なお、前記図1においては、第1の冷却工程での冷却パターンを3種類示したが、これは上記の平均冷却速度を確保できれば、どのような冷却パターンであってもよいことを示している。要するに、540℃から440℃までの温度範囲を200秒以内で通過させれば、0.5℃/秒以上の平均冷却速度が確保できる。 Although three types of cooling patterns in the first cooling step are shown in FIG. 1, this indicates that any cooling pattern may be used as long as the above average cooling rate can be secured. . In short, if the temperature range from 540° C. to 440° C. is passed within 200 seconds, an average cooling rate of 0.5° C./second or more can be secured.
溶融亜鉛めっきを行う場合には、この第2の冷却工程において、めっき浴への浸漬処理→合金化熱処理を含めた平均冷却速度が上記の条件を満たす必要がある。めっき浴への浸漬前の鋼板温度は、440℃超~480℃以下の範囲が好ましい。 In the case of hot-dip galvanizing, the average cooling rate including immersion treatment in the plating bath→alloying heat treatment in the second cooling step must satisfy the above conditions. The temperature of the steel sheet before immersion in the plating bath is preferably in the range of over 440° C. to 480° C. or less.
上記溶融亜鉛への浸漬処理の後には、必要によって、亜鉛と鉄との合金化熱処理を行う。この合金化熱処理では、めっきの性能を確保するため、温度(合金化熱処理温度)を440℃以上、540℃以下とする必要がある。この温度が440℃未満では亜鉛めっきと鉄の拡散が不十分となり、合金化溶融亜鉛めっき層を生成できない。そのため、合金化熱処理温度の下限は、440℃以上とする。好ましくは445℃以上であり、より好ましくは450℃以上である。一方、合金化熱処理温度が540℃を超えると、フェライトが生成する可能性が増し、引張強さが低下することに加えて、亜鉛への鉄の拡散が過多となり、脆性的に剥がれ易い合金化溶融亜鉛めっき層となり、プレス成形時等に該めっきが剥離する可能性が高くなる。 After the immersion treatment in the molten zinc, if necessary, a heat treatment for alloying zinc and iron is performed. In this alloying heat treatment, it is necessary to set the temperature (alloying heat treatment temperature) to 440° C. or higher and 540° C. or lower in order to ensure plating performance. If this temperature is less than 440° C., zinc plating and diffusion of iron are insufficient, and an alloyed hot-dip galvanized layer cannot be formed. Therefore, the lower limit of the alloying heat treatment temperature is set to 440° C. or higher. It is preferably 445° C. or higher, more preferably 450° C. or higher. On the other hand, if the alloying heat treatment temperature exceeds 540 ° C., the possibility of ferrite formation increases, and in addition to the decrease in tensile strength, the diffusion of iron into zinc becomes excessive, resulting in an alloy that is brittle and easily peeled off. It becomes a hot-dip galvanized layer, and there is a high possibility that the plating will peel off during press molding or the like.
(d)440℃から280~230℃までの第3の冷却工程
第3の冷却工程における冷却停止温度までの平均冷却速度は、5.0℃/秒以上とする必要がある。第3の冷却工程での平均冷却速度が5.0℃/秒未満になると、ベイナイトの増加が懸念される。また、ベイナイトの生成を抑制しても、Ms点通過後に生成するマルテンサイトから残留オーステナイトへの炭素の分配が進むことで安定化し、マルテンサイトに変態する量が減る。結果的に7%を超える残留オーステナイトを含みやすくなるため、上記平均冷却速度は5.0℃/秒以上とする。
(d) Third cooling step from 440° C. to 280-230° C. The average cooling rate to the cooling stop temperature in the third cooling step should be 5.0° C./second or more. If the average cooling rate in the third cooling step is less than 5.0°C/sec, there is concern that bainite will increase. Moreover, even if the formation of bainite is suppressed, the distribution of carbon from the martensite formed after passing through the Ms point to the retained austenite progresses, which stabilizes the martensite and reduces the amount transformed into martensite. As a result, more than 7% of retained austenite tends to be contained, so the average cooling rate is set to 5.0° C./second or more.
上記Ms点は、マルテンサイトが変態を開始する温度であり、「鉄鋼材料」(日本金属学会発行、p.45)に記載されている下記式(I)に基づいて、鋼板の化学成分組成から簡易的に求めることができる。なお、下記式(I)中の[ ]は、各元素の含有量(質量%)を示しており、鋼板中に含有していない元素は0%として計算する。
Ms点(℃)=550-361[C]-39[Mn]-35[V]-20[Cr]-
17[Ni]-10[Cu]-5([Mo]+[W])+15[Co]+30[Al]・・・(I)
The Ms point is the temperature at which martensite starts to transform, and based on the following formula (I) described in "Iron and Steel Materials" (published by the Japan Institute of Metals, p.45), from the chemical composition of the steel sheet can be obtained easily. [ ] in the following formula (I) indicates the content (% by mass) of each element, and the element not contained in the steel sheet is calculated as 0%.
Ms point (°C) = 550 - 361 [C] - 39 [Mn] - 35 [V] - 20 [Cr] -
17 [Ni]-10 [Cu]-5 ([Mo] + [W]) + 15 [Co] + 30 [Al] (I)
平均冷却速度は、好ましく15.0℃/秒以上であり、より好ましくは20℃/秒以上である。このときの平均冷却速度の上限は特に設けないが、平均冷却速度を過度に速めるためには、設備能力を著しく高める必要が生じるため、50℃/秒以下であることが好ましい。より好ましくは40℃/秒以下であり、更に好ましくは30℃/秒以下である。 The average cooling rate is preferably 15.0° C./second or higher, more preferably 20° C./second or higher. Although the upper limit of the average cooling rate at this time is not particularly set, it is preferably 50° C./sec or less because it is necessary to remarkably increase the facility capacity in order to increase the average cooling rate excessively. It is more preferably 40° C./second or less, still more preferably 30° C./second or less.
第3の冷却工程での冷却停止温度は、230℃以上、280℃以下とする必要がある。第3の冷却工程での冷却停止温度が230℃未満になると、マルテンサイトの自己焼戻しが過多となり、マルテンサイト中のラスの個数が少なくなって引張強さが低下する可能性がある。そのため、第3の冷却工程での冷却停止温度の下限は、230℃以上とする。好ましくは240℃以上であり、より好ましくは250℃以上である。 The cooling stop temperature in the third cooling step should be 230° C. or higher and 280° C. or lower. If the cooling stop temperature in the third cooling step is less than 230°C, martensite self-tempers excessively, and the number of laths in martensite decreases, possibly resulting in a decrease in tensile strength. Therefore, the lower limit of the cooling stop temperature in the third cooling step is set to 230° C. or higher. It is preferably 240° C. or higher, more preferably 250° C. or higher.
一方、第3の冷却工程での冷却停止温度が280℃を超えると、ベイナイトが増加し、降伏強度、引張強さの低下を招く可能性がある。そのため、第3の冷却工程における冷却停止温度の上限は、280℃以下とする。好ましくは275℃以下であり、より好ましくは270℃以下である。 On the other hand, if the cooling stop temperature in the third cooling step exceeds 280°C, bainite will increase, which may lead to a decrease in yield strength and tensile strength. Therefore, the upper limit of the cooling stop temperature in the third cooling step is set to 280° C. or less. It is preferably 275° C. or lower, more preferably 270° C. or lower.
(e)230℃から50℃以下の第4の冷却工程
前記第3の冷却工程後に引き続き行われる第4の冷却工程では、230℃から50℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度を、3.0℃/秒以下が好ましい。なお、上記第3の冷却工程での冷却停止温度が、230℃よりも高くなっている場合には、第3の冷却工程での冷却停止温度から230℃までの平均冷却速度は問わない。
(e) Fourth cooling step from 230°C to 50°C or less In the fourth cooling step that follows the third cooling step, the average cooling rate from 230°C to the cooling stop temperature of 50°C or less is 3. 0° C./second or less is preferable. When the cooling stop temperature in the third cooling step is higher than 230°C, the average cooling rate from the cooling stop temperature in the third cooling step to 230°C does not matter.
フィルム状のオーステナイトがラス境界に適量存在することは、転位の移動障壁としての効果が高まり、降伏強度、引張強さの確保のためには好ましいと考えられる。第4の冷却工程での平均冷却速度が3.0℃/秒よりも大きくなると、残留オーステナイトが1体積%未満になって、転位の移動障壁としての効果が発揮されにくくなる。そのため、上記平均冷却速度は3.0℃/秒以下とする。好ましく2.5℃/秒以下であり、より好ましくは2.0℃/秒以下である。なお、このときの平均冷却速度の下限は特に設けないが、生産性が悪化するため、0.05℃/秒以上であることが好ましい。より好ましくは0.10℃/秒以上である。 The presence of an appropriate amount of film-like austenite at the lath boundaries enhances the effect of dislocation migration barriers, and is considered preferable for ensuring yield strength and tensile strength. If the average cooling rate in the fourth cooling step is higher than 3.0° C./sec, the retained austenite will be less than 1% by volume, and the effect as a dislocation migration barrier will be less likely to be exhibited. Therefore, the average cooling rate is set to 3.0° C./sec or less. It is preferably 2.5° C./second or less, more preferably 2.0° C./second or less. Although the lower limit of the average cooling rate at this time is not particularly set, it is preferably 0.05° C./second or more because the productivity deteriorates. More preferably, it is 0.10° C./second or more.
本発明の高強度鋼板は、上記の製造方法によって、得られたものに限定されない。本発明の高強度鋼板は、本発明で規定する要件を満足する限り、他の製造方法によって得られたものであっても良い。 The high-strength steel sheet of the present invention is not limited to those obtained by the above manufacturing method. The high-strength steel sheet of the present invention may be obtained by other manufacturing methods as long as it satisfies the requirements specified in the present invention.
本発明の高強度鋼板では、化学成分組成を上記のように調整するとともに、金属組織全体に対して、マルテンサイト:93体積%以上、ベイナイト:2体積%以下、残留オーステナイト:7体積%以下とし、且つ前記金属組織のSEM像において、総長300μmを切断法にて測定したラスの個数が240個以上であり、引張強さが1470MPa以上である高強度鋼板である。このような高強度鋼板では、引張強さが1470MPa以上で且つ降伏強度が1000MPa以上のものとなる。 In the high-strength steel sheet of the present invention, the chemical composition is adjusted as described above, and martensite: 93% by volume or more, bainite: 2% by volume or less, and retained austenite: 7% by volume or less with respect to the entire metal structure. And, in the SEM image of the metal structure, the number of laths measured by a cutting method with a total length of 300 μm is 240 or more, and the tensile strength is 1470 MPa or more. Such a high-strength steel sheet has a tensile strength of 1470 MPa or more and a yield strength of 1000 MPa or more.
本発明の高強度鋼板における引張強さは、好ましくは1500MPa以上であり、より好ましくは1550MPa以上である。引張強さは高い方が良く、その上限は特に限定されないが、通常1800MPa程度である。また降伏強度は、好ましくは1020MPa以上であり、より好ましくは1040MPa以上である。降伏強度も高い方が良く、その上限は特に限定されないが、通常1400MPa程度である。 The tensile strength of the high-strength steel sheet of the present invention is preferably 1500 MPa or more, more preferably 1550 MPa or more. The higher the tensile strength, the better, and although the upper limit is not particularly limited, it is usually about 1800 MPa. Yield strength is preferably 1020 MPa or more, more preferably 1040 MPa or more. The higher the yield strength, the better, and although the upper limit is not particularly limited, it is usually about 1400 MPa.
本発明の高強度鋼板は、調質圧延が無くても十分に高い降伏強度、引張強さを有するが、調質圧延を施せば更に高い降伏強度を達成することも可能である。 The high-strength steel sheet of the present invention has sufficiently high yield strength and tensile strength without temper rolling, but it is possible to achieve even higher yield strength by performing temper rolling.
本発明の高強度鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層を有するものも包含するが、このときの亜鉛めっき層の種類については、特に限定するものでもなく、めっき層中に合金元素を含むものであってもよい。また亜鉛めっき層は、鋼板の片面または両面に被覆される。 The high-strength steel sheet of the present invention includes those having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, but the type of the galvanized layer at this time is not particularly limited. It may contain an alloying element. Also, the galvanized layer is coated on one side or both sides of the steel sheet.
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含有される。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples, but the present invention is not limited to the following examples, and it is also possible to implement it by adding changes within the scope that can conform to the gist of the above and below. All of them are included in the technical scope of the present invention.
下記表1に示す化学成分組成(鋼種:鋼A、B、C)の実験用スラブを製造した。そのスラブを1250℃まで加熱し、板厚:2.8mm~3.1mmまで熱間圧延を施した。このときの仕上げ圧延温度は900℃とし、熱間圧延の仕上げ圧延から巻取りまでの平均冷却速度を20℃/秒、巻取り温度を650℃として熱間圧延を行った。得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、表面研削あるいは冷間圧延を組み合わせ、板厚:1.4mm~2.6mmまで減厚した。このときいずれの鋼種の冷延率(冷間圧延時の圧延率)は、10%~60%の範囲内にある。表1中、「-」の欄は添加していないことを、「<」の欄は測定限界未満であることを、夫々意味する。また、P、S、N、Oは、上述の通り不可避不純物であり、P、S、N、Oの欄に示した値は不可避的に含まれた量を意味する。また残部は、鉄、および上記で示した不可避不純物以外の不可避不純物が含まれる。 Experimental slabs having chemical compositions (steel types: steels A, B, and C) shown in Table 1 below were produced. The slab was heated to 1250° C. and hot rolled to a plate thickness of 2.8 mm to 3.1 mm. The hot rolling was performed at a finish rolling temperature of 900°C, an average cooling rate of 20°C/sec from finish rolling to coiling, and a coiling temperature of 650°C. After pickling the obtained hot-rolled steel sheet, the thickness was reduced to 1.4 mm to 2.6 mm by combining surface grinding or cold rolling. At this time, the cold rolling rate (rolling rate at the time of cold rolling) of any kind of steel is in the range of 10% to 60%. In Table 1, columns with "-" indicate that no addition was made, and columns with "<" indicate that the amount was below the limit of measurement. Moreover, P, S, N, and O are unavoidable impurities as described above, and the values shown in the columns of P, S, N, and O mean amounts unavoidably contained. In addition, the balance includes iron and inevitable impurities other than the inevitable impurities shown above.
その後、得られた冷間圧延鋼板に対して、図3~5にヒートパターンを示す熱処理(熱処理1~3)で焼鈍を施した。具体的には、鋼種A、Bについては熱処理1~3を行った。それ以外の鋼種Cは、熱処理1を行った。 After that, the obtained cold-rolled steel sheets were annealed by heat treatments (heat treatments 1 to 3) whose heat patterns are shown in FIGS. Specifically, steel types A and B were subjected to heat treatments 1 to 3. Other steel type C was subjected to heat treatment 1.
図3~5に示した熱処理における詳細なデータを、下記表2~4に示す。すなわち、図3に示したヒートパターンは、下記表2に示したデータに基づくものであり(熱処理1)、図4に示したヒートパターンは、下記表3に示したデータに基づくものであり(熱処理2)、図5に示したヒートパターンは、下記表4に示したデータに基づくものである(熱処理3)。なお、図3~5で示した「s」は、「秒」の意味である。また、表2~4には、図1の対応する工程[(a)~(e)]を示してある。 Detailed data for the heat treatments shown in FIGS. 3-5 are shown in Tables 2-4 below. That is, the heat pattern shown in FIG. 3 is based on the data shown in Table 2 below (heat treatment 1), and the heat pattern shown in FIG. 4 is based on the data shown in Table 3 below ( Heat treatment 2), the heat pattern shown in FIG. 5 is based on the data shown in Table 4 below (heat treatment 3). Note that "s" shown in FIGS. 3 to 5 means "seconds". Tables 2-4 also show the corresponding steps [(a)-(e)] of FIG.
図3~5に示した熱処理1~3では、第2の冷却工程[図1に示した(c)の工程]で、溶融亜鉛めっき処理および合金化熱処理を行っていない。下記表2~4に示した「ステップ」は、図3~5に対応する数値(設定温度、冷却速度)を順次示した実測位置を示しているが、図3~5では、表2~4に示したステップ位置を一部省略している。また、表2~4でマイナスで示した冷却速度は、加熱速度(昇温速度)であることを示す。 In the heat treatments 1 to 3 shown in FIGS. 3 to 5, hot-dip galvanizing treatment and alloying heat treatment are not performed in the second cooling step [step (c) shown in FIG. 1]. The "steps" shown in Tables 2 to 4 below indicate actual measurement positions that sequentially indicate numerical values (set temperature, cooling rate) corresponding to FIGS. The step positions shown in are partially omitted. In addition, the cooling rate indicated by minus in Tables 2 to 4 indicates the heating rate (heating rate).
なお、表2~4には、上記工程(a)~(c)で規定する温度範囲での平均冷却速度については明記していない箇所もあるが、これらの値は表2~4のデータに基づいて計算できる。例えば、表2において鋼板温度が900℃となる通過時間(表2に示した「Total時間」;以下同じ)を計算すれば、「130秒」となり、900℃から540℃までの平均冷却速度[前記工程(b)での平均冷却速度]は、12.9℃/秒[≒(900℃-540℃)/(158秒-130秒)]となる。 In Tables 2 to 4, there are places where the average cooling rate in the temperature range specified in the above steps (a) to (c) is not specified, but these values are shown in the data in Tables 2 to 4. can be calculated based on [ The average cooling rate in the step (b)] is 12.9° C./second [≈(900° C.-540° C.)/(158 seconds-130 seconds)].
また表2において鋼板温度が440℃となる通過時間を計算すれば、「252秒」となり、540℃から440℃までの平均冷却速度[前記工程(c)での平均冷却速度]は、1.06℃/秒[≒(540℃-440℃)/(252秒-158秒)]となる。同様にして、440℃から280℃までの平均冷却速度[前記工程(d)での平均冷却速度]を計算すれば、20.0℃/秒[=(440℃-280℃)/(260秒-252秒)]となる。 Also, if the passage time for the steel plate temperature to reach 440°C is calculated in Table 2, it is "252 seconds", and the average cooling rate from 540°C to 440°C [the average cooling rate in the step (c)] is 1. 06° C./second [≈(540° C.−440° C.)/(252 seconds−158 seconds)]. Similarly, if the average cooling rate from 440 ° C. to 280 ° C. [average cooling rate in the step (d)] is calculated, it is 20.0 ° C./sec [= (440 ° C.-280 ° C.) / (260 seconds −252 seconds)].
このようにして得られた各鋼板について、マルテンサイトの体積率、ベイナイトの体積率、残留オーステナイトの体積率、および総長300μm当たりのラスの個数、並びに引張特性を下記の手順に従って測定した。 For each steel sheet thus obtained, the volume fraction of martensite, the volume fraction of bainite, the volume fraction of retained austenite, the number of laths per 300 μm in total length, and tensile properties were measured according to the following procedures.
[金属組織中の各組織の分率]
本実施例では、鋼板の板厚1/4部に存在するマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの分率を以下のようにして測定した。本実施例の製造方法によれば、各領域において、上記以外の組織(例えば、フェライトやパーライト)が存在する可能性は極めて低いため、上記以外の組織は測定していない。そこで、鋼板の板厚1/4部ではマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの合計が100体積%になるように算出した。
[Fraction of each structure in the metal structure]
In this example, the fractions of martensite, bainite, and retained austenite existing in 1/4 part of the plate thickness of the steel plate were measured as follows. According to the manufacturing method of the present example, the possibility that structures other than the above (for example, ferrite and pearlite) exist in each region is extremely low, so structures other than the above were not measured. Therefore, it was calculated so that the total of martensite, bainite, and retained austenite was 100% by volume in 1/4 part of the plate thickness of the steel plate.
[残留オーステナイトの体積率]
残留オーステナイトは、上記焼鈍後の鋼板から1.4mm×20mm×20mmの試験片を切り出し、板厚の1/4部まで研削した後、化学研磨してからX線回折法により残留オーステナイト(以下、「残留γ」と記載する)の体積率を測定した(ISIJ Int.Vol.33.(1993),No.7,P.776)。測定装置は、2次元微小部X線回折装置「RINT-PAPIDII」(商品名:株式会社リガク社製)を使用し、測定面は板厚の1/4部近辺である。ターゲットはCoを使用し、測定数は各試験に対して1回づつ行った。
[Volume fraction of retained austenite]
Retained austenite is obtained by cutting out a test piece of 1.4 mm × 20 mm × 20 mm from the steel plate after annealing, grinding it to 1/4 part of the plate thickness, chemically polishing it, and then using an X-ray diffraction method to obtain retained austenite (hereinafter referred to as described as "retained γ") was measured (ISIJ Int. Vol. 33. (1993), No. 7, P. 776). A two-dimensional X-ray diffractometer "RINT-PAPID II" (trade name: manufactured by Rigaku Corporation) is used as the measuring device, and the measuring surface is about 1/4 part of the plate thickness. Co was used as the target, and one measurement was performed for each test.
[マルテンサイト、ベイナイトの体積率]
ベイナイト、マルテンサイトは、以下のように点算法により測定した。まず、上記鋼板から1.4mm×20mm×20mmの試験片を切り出し、圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール腐食を施した後、板厚の1/4部の組織を、FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope)写真(倍率3000倍)で観察した。観察は、FE-SEM像上に、0.3μm間隔の格子を用いて行い、粒の色などに基づき、ベイナイト、マルテンサイトを区別して、各体積率を測定した。測定点は、格子が直角に交わる点における組織を分別し、100点調査して分率を算出した。測定は各1視野について行った。
[Volume ratio of martensite and bainite]
Bainite and martensite were measured by the point counting method as follows. First, a test piece of 1.4 mm × 20 mm × 20 mm was cut out from the above steel plate, the cross section parallel to the rolling direction was polished, and nital corrosion was applied. Observation was made with a Field Emission Scanning Electron Microscope photograph (magnification: 3000 times). Observation was carried out using a grid of 0.3 μm intervals on the FE-SEM image, bainite and martensite were distinguished based on the color of the grains, and the respective volume fractions were measured. As for the measurement points, the tissue at the point where the grid intersects at right angles was separated, 100 points were investigated, and the fraction was calculated. Measurement was performed for each field of view.
詳細には、ナイタール腐食後のSEM写真において、黒色に見える組織はベイナイトであり、残りの部分はマルテンサイトである。図6(図面代用写真)にベイナイトとマルテンサイトを示した金属組織例を示す。 Specifically, in the SEM photograph after nital corrosion, the structure that looks black is bainite, and the remaining portion is martensite. FIG. 6 (photograph substituting for a drawing) shows an example of a metal structure showing bainite and martensite.
以上、詳述したように、本実施例では、残留オーステナイトと、それ以外の組織(ベイナイト、マルテンサイト)を異なる方法で測定しているため、これら組織の合計は、必ずしも100体積%となるとは限らない。そこで、ベイナイト、マルテンサイトの各体積分率を決定するに当たっては、全組織の合計が100体積%となるように調整を行った。具体的には、100体積%から、X線回折法で測定された残留オーステナイトの分率を引き算して得られた数値に、点算法で測定されたベイナイト、マルテンサイトの各分率を比例配分し直して、最終的にベイナイト、マルテンサイトの各体積分率を決定した。 As described in detail above, in this example, retained austenite and other structures (bainite, martensite) are measured by different methods, so the total of these structures is not necessarily 100% by volume. Not exclusively. Therefore, when determining the volume fractions of bainite and martensite, adjustments were made so that the total of all structures would be 100% by volume. Specifically, the fraction of bainite and martensite measured by the point counting method is proportionally distributed to the value obtained by subtracting the fraction of retained austenite measured by the X-ray diffraction method from 100% by volume. Finally, the volume fractions of bainite and martensite were determined.
[総長300μm当たりのラスの個数]
総長300μmを測定したラスの個数は、ナイタール腐食を施した鋼板の板厚1/4部における圧延方向と平行の断面をFE-SEMでの3000倍で撮影し、総長300μm分を切断法にて測定したものである。切断法は、通常粒径を計測する手法であるが(JIS G 0551:2013)、本実施例ではラスの個数を計測する手法として応用した。具体的には、上記FE-SEM像上に、総長300μmの線を描き、その線がラス上を通過した数(交差する点の個数)を測定した。ラスは、ナイタール腐食を施した鋼板を、FE-SEMでの倍率3000倍で撮影したSEM像で、白色部で1μm以上となる領域とした。切断法でラスの個数を計測するときの状態を、図2[図2(a)、図2(b)]に模式的に示す。
[Number of laths per total length of 300 μm]
The number of laths with a total length of 300 μm was measured by photographing a cross section parallel to the rolling direction at 1/4 part of the plate thickness of the steel plate subjected to nital corrosion at a magnification of 3000 with an FE-SEM, and cutting the total length of 300 μm. Measured. The cutting method is usually a method for measuring particle size (JIS G 0551:2013), but in this example it was applied as a method for measuring the number of laths. Specifically, a line with a total length of 300 μm was drawn on the FE-SEM image, and the number of times the line passed over the lath (the number of crossing points) was measured. A lath is defined as an area of 1 μm or more in a white portion in a FE-SEM image of a steel plate subjected to nital corrosion taken at a magnification of 3000 times. FIG. 2 [FIGS. 2(a) and 2(b)] schematically shows the state when the number of laths is measured by the cutting method.
[引張特性]
引張強度TS、0.2%耐力σ0.2については、冷間圧延の圧延面と平行な面における
圧延方向と直角な方向が試験片の長手となるように、JIS5号試験片(板状試験片)を採取し、JIS Z 2241:2011に従って試験した。
[Tensile properties]
For tensile strength TS and 0.2% yield strength σ 0.2 , JIS No. 5 test piece (plate-shaped test piece ) was collected and tested according to JIS Z 2241:2011.
合格基準については、引張強さTSが1470MPa以上、降伏強度(0.2%耐力σ0.2)が1000MPa以上を合格とした。 Regarding acceptance criteria, a tensile strength TS of 1470 MPa or more and a yield strength (0.2% proof stress σ 0.2 ) of 1000 MPa or more were considered acceptable.
これらの結果を、適用鋼種(表1の鋼種A、B、C)、および熱処理条件(熱処理1~3)とともに下記表5に示す。 These results are shown in Table 5 below together with applicable steel grades (steel grades A, B, and C in Table 1) and heat treatment conditions (heat treatments 1 to 3).
この結果から、以下のように考察できる。試験No.4、7は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種(表1の鋼種B、C)を用い、適切な熱処理条件(図3に示した熱処理1)で製造した実施例である。この例では、金属組織中の各組織の分率、および総長300μm当たりのラスの個数が適切に調整され、降伏強度(0.2%耐力σ0.2)が1000MPa以上であり、引張強さTSが1470MPa以上と、合格基準を満足していることが分かる。 From this result, it can be considered as follows. Test no. 4 and 7 are examples manufactured under appropriate heat treatment conditions (heat treatment 1 shown in FIG. 3) using steel grades (steel grades B and C in Table 1) that satisfy the chemical composition specified in the present invention. In this example, the fraction of each structure in the metal structure and the number of laths per 300 μm in total length are appropriately adjusted, the yield strength (0.2% proof stress σ 0.2 ) is 1000 MPa or more, and the tensile strength TS is 1470 MPa or more, it can be seen that the acceptance criteria are satisfied.
これに対し、試験No.1~3、5、6は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しない比較例であり、鋼板のいずれかの特性を満足しないものとなっている。 On the other hand, Test No. 1 to 3, 5, and 6 are comparative examples that do not satisfy any of the requirements defined in the present invention, and do not satisfy any of the properties of the steel sheet.
具体的には、試験No.1は、適切な熱処理条件(図3に示した熱処理1)で製造したが、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種(表1の鋼種A)を用いた例である。この例では、Crを含有しない鋼種を用いているので、ベイナイトが過剰になっており、且つ総長300μm当たりのラスの個数も少なくなることで、降伏強度が低下した。 Specifically, Test No. 1 is an example using a steel type (steel type A in Table 1) which is manufactured under appropriate heat treatment conditions (heat treatment 1 shown in FIG. 3) but does not satisfy the chemical composition specified in the present invention. In this example, since a Cr-free steel type was used, the bainite was excessive and the number of laths per 300 μm in total length was reduced, resulting in a decrease in yield strength.
試験No.2は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種(表1の鋼A)を用い、不適切な熱処理条件(図4に示した熱処理2)で製造した例である。この例ではCrを含有しない鋼種を用い、且つ第3の冷却工程[図1に示した(d)の工程]での平均冷却速度が5.0℃/秒以上になっていない例であり(表3のステップ6~13)、残留オーステナイトが多くなり、降伏強度と引張強さTSが低下した。 Test no. No. 2 is an example manufactured under inappropriate heat treatment conditions (heat treatment 2 shown in FIG. 4) using a steel type (steel A in Table 1) that does not satisfy the chemical composition specified in the present invention. In this example, a steel type containing no Cr is used, and the average cooling rate in the third cooling step [step (d) shown in FIG. 1] is not 5.0° C./sec or more ( Steps 6 to 13) in Table 3, the amount of retained austenite increased, and the yield strength and tensile strength TS decreased.
試験No.3は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種(表1の鋼種A)を用い、不適切な熱処理条件(図5に示した熱処理3)で製造した例である。この例ではCrを含有しない鋼種を用い、且つ第3の冷却工程[図1に示した(d)の工程]での冷却
停止温度を100℃とした例であり(表4のステップ9)、総長300μm当たりのラスの個数が少なくなることで引張強さTSが低下した。
Test no. 3 is an example in which a steel type (steel type A in Table 1) that does not satisfy the chemical composition specified in the present invention was used and manufactured under inappropriate heat treatment conditions (heat treatment 3 shown in FIG. 5). In this example, a steel type containing no Cr is used, and the cooling stop temperature in the third cooling step [step (d) shown in FIG. 1] is set to 100 ° C. (step 9 in Table 4). As the number of laths per 300 μm in total length decreased, the tensile strength TS decreased.
一方、試験No.5、6は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種(表1の鋼種B)を用いているが、熱処理条件が適切な範囲を外れており(図4に示した熱処理2、図5に示した熱処理3)、所望とする特性が得られていない。 On the other hand, Test No. 5 and 6 use a steel grade (steel grade B in Table 1) that satisfies the chemical composition specified in the present invention, but the heat treatment conditions are out of the appropriate range (heat treatment 2 shown in FIG. 5), the desired properties were not obtained.
具体的には、試験No.5では、第3の冷却工程[図1に示した(d)の工程]での平均冷却速度が5.0℃/秒以上になっていない例であり(表4のステップ6~13)、残留オーステナイトが多くなり、降伏強度と引張強さTSが低下した。 Specifically, Test No. 5 is an example where the average cooling rate in the third cooling step [step (d) shown in FIG. 1] is not 5.0° C./sec or more (steps 6 to 13 in Table 4), The amount of retained austenite increased, and the yield strength and tensile strength TS decreased.
試験No.6は、第3の冷却工程[図1に示した(d)の工程]での冷却停止温度を100℃とした例であり(表4のステップ9)、総長300μm当たりのラスの個数が少なくなることで引張強さTSが低下した。 Test no. 6 is an example in which the cooling stop temperature in the third cooling step [step (d) shown in FIG. As a result, the tensile strength TS decreased.
Claims (3)
C :0.200~0.280%、
Si:0.40~1.50%以下、
Mn:2.00~3.00%、
P :0%超、0.015%以下、
S :0%超、0.0050%以下、
Al:0.015~0.060%、
Cr:0.20~0.80%、
Ti:0.015~0.080%、および
B :0.0010~0.0040%、
を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
金属組織全体に対して、マルテンサイトが93体積%以上であり、フェライト、パーライトおよびベイナイトが合計で2体積%以下であり、残留オーステナイトが7体積%以下であり、
且つ前記金属組織を走査型電子顕微鏡で観察した像において、総長300μmを切断法にて測定したマルテンサイト中のラスの個数が240個以上であり、引張強さが1470MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。 in % by mass,
C: 0.200 to 0.280%,
Si: 0.40 to 1.50% or less,
Mn: 2.00-3.00%,
P: more than 0%, 0.015% or less,
S: more than 0%, 0.0050% or less,
Al: 0.015-0.060%,
Cr: 0.20 to 0.80%,
Ti: 0.015 to 0.080%, and B: 0.0010 to 0.0040%,
respectively, the balance being iron and inevitable impurities,
With respect to the entire metal structure, martensite is 93% by volume or more, ferrite, pearlite and bainite are 2% by volume or less in total, and retained austenite is 7% by volume or less,
Further, in an image obtained by observing the metal structure with a scanning electron microscope, the number of laths in martensite measured by a cutting method for a total length of 300 μm is 240 or more, and the tensile strength is 1470 MPa or more. high-strength steel plate.
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