WO2005038064A1 - 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 - Google Patents

穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 Download PDF

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WO2005038064A1
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ductility
less
strength
steel sheet
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PCT/JP2003/016967
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Inventor
Riki Okamoto
Hirokazu Taniguchi
Masashi Fukuda
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Nippon Steel Corporation
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    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
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    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention is mainly used as an automotive steel sheet to be pressed, and has a thickness of about 6.0 mm or less, 590 N / mm 2 or more, and further, 980 NZ mm 2 or more TECHNICAL FIELD
  • the present invention relates to a high-strength thin steel sheet having excellent tensile strength, excellent hole expandability and ductility, and a method for producing the same.
  • Dual phase steel sheet is composed of a composite structure of soft ferrite phase and hard martensite phase. However, it is not suitable for applications that require high hole expandability such as underbody parts. A method of manufacturing a hot-rolled steel sheet with excellent hole expansion properties has been proposed by the main structure, but this steel sheet was inferior in elongation characteristics, so there were restrictions on applicable parts.
  • Mg-based oxides as a means of miniaturizing (Ti, Nb) N.
  • the control of oxygen has a small degree of freedom, and a limited amount of free oxygen after deoxidation is used. It was difficult, and it was difficult to obtain a sufficient effect.
  • the present invention derconnection has been made to solve the above problems, 590 N / mm 2 or more, further, has a 980 N / mm 2 class or more tensile-strength, good hole expandability It is intended to provide a high-strength thin steel sheet that is compatible with high ductility.
  • the present inventors have developed a method for forming (Ti, Nb) N of (Ti, Nb) We conducted various experiments and studies on miniaturization techniques.
  • Mg-based sulfides that precipitate at high temperatures produce (Ti, Nb) N precipitates.
  • Mg-based sulfide which acts as a nucleus and precipitates at low temperature, has the effect of suppressing the growth of (Ti, Nb) N by competitive precipitation with (Ti, Nb) N. Found that it contributed to the improvement of hole expandability by miniaturization of TiN.
  • Mn 0.5% or more, 3.5% or less
  • Mg 0.0006% or more, 0.01% or less
  • Nb 0.01% or more, 0.10% or less
  • the balance being iron and unavoidable impurities, and Mn%, Mg%, S% and O% satisfying the formulas (1) to (3) and the steel structure Is an organization mainly composed of one or more of ferrite, bainite and martensite. High-strength steel sheet with excellent hole expandability and ductility.
  • MgO, MgS and Te (Nb, Ti) composite precipitates odor of N, 0.05 ⁇ ⁇ above, 3.0 mu m or less of the precipitates, 1 per square mm 5.0 X 10 2 or more, 1.0 ⁇ 10 7
  • Ti%, C%, Mn%, and Nb% satisfy the formulas (5) to (7) in mass%
  • the steel structure is a structure mainly composed of bainite.
  • the steel structure is a structure mainly composed of fly and martensite. Is more than 590 N / mm 2 A high-strength thin steel sheet excellent in hole expandability and ductility according to any one of (1) to (4).
  • crystal grains having a steel structure having a ratio (ds / dl) of a minor axis (ds) to a major axis (dl) of 0.1 or more are present in 80% or more.
  • the steel having the composition described in any one of the above (1) to (4) is subjected to rolling at a rolling end temperature not lower than the Ar 3 transformation point, and subsequently at 650 at a cooling rate of 3 ec or more at 20. To 750 ° C, then air-cooled at that temperature for 15 seconds or less, then cooled again, and wound up at less than 300 ° C, and the steel structure was a structure mainly composed of fly and martensite. , high strength thin steel sheet manufacturing method of the intensity and excellent hole expandability and ductility, characterized by producing a high strength thin steel sheet 590N / mm 2 greater.
  • the steel having the composition described in any one of (1) to (4) above is subjected to rolling at a rolling end temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point, and subsequently cooled at a cooling rate of 20 ° CZsec or more. and, 300 ° C or higher, up wound below 600 ° C, in tissue steel organization is mainly composed of ferrite preparative base Inai DOO, and wherein the strength to produce a high-strength thin steel sheet 590N / mm 2 than A method for manufacturing high-strength thin steel sheets with excellent hole expandability and ductility.
  • the steel having the composition described in any of (1) to (4) above is subjected to rolling at a rolling end temperature not lower than the Ar 3 transformation point, and subsequently, a cooling rate of 20 ° C / sec or more. Cool to 650 ° C to 750 ° C, then air-cool at that temperature for 15 seconds or less, cool again, and wind up at 300 ° C or more and 600 ° C or less, and the steel structure is ferrite and bainite.
  • tissue and high strength thin steel sheet manufacturing method having excellent hole expandability and ductility, characterized in that the strength to produce a high-strength thin steel sheet 590 NZmm 2 greater.
  • FIG. 1 shows the relationship between tensile strength and elongation.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between tensile strength and hole expansion ratio.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between tensile strength and elongation.
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between tensile strength and hole expansion ratio.
  • FIG. 5 is a diagram showing the relationship between elongation and ds / dl.
  • FIG. 6 is a diagram showing the relationship between elongation and the ratio of ferrite grains of 2 ⁇ or more.
  • FIG. 7 is a diagram showing the relationship between tensile strength and elongation.
  • FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the tensile strength and the hole expansion ratio.
  • FIG. 9 is a diagram showing the relationship between elongation and ds / dl.
  • FIG. 10 is a diagram showing the relationship between elongation and the proportion of the filaments of 2 ⁇ or more.
  • the present invention focuses on the end face properties of the punched hole in improving the hole expandability.
  • the present invention can reduce the Mg-based oxide. It is intended to improve porosity by precipitating sulfides uniformly and finely, suppressing the occurrence of coarse cracks during punching, and making the end face properties uniform.
  • C is an element that affects the workability of steel, and as the content increases, the workability deteriorates. In particular, if it exceeds 0.20%, carbides (pearlite, cementite) that are harmful to the hole-expanding properties will be generated. However, when particularly high hole expandability is required, it is desirable to set the content to 0.1% or less. In addition, 0.01% or more is required to secure the required strength.
  • Si is an element that is effective in suppressing the generation of harmful carbides, increasing the ferrite fraction, and improving elongation, and is also an element that is effective in ensuring material strength by solid solution strengthening. It is. Therefore, it is desirable to add Si, but if the addition amount increases, the chemical conversion property deteriorates and the spot weldability also deteriorates. Therefore, the upper limit is 1.5%.
  • A1 like Si, is an element effective in suppressing the generation of harmful carbides, increasing the ferrite fraction and improving elongation. In particular, it is an element necessary for achieving both ductility and chemical treatment properties.
  • A1 has been conventionally required for deoxidation, and is usually added in an amount of about 0.01 to 0.07%.
  • the present inventors have found that even in low-Si systems, It has been found that by adding a large amount of A1, the chemical conversion treatment can be improved without deteriorating the ductility.
  • the upper limit is 1.5%. In particular, under severe conditions of chemical conversion treatment, it is desirable to set the upper limit to 1.0%.
  • Mn is an element necessary for ensuring strength, and must be added at least 0.50%. In order to secure hardenability and obtain stable strength, it is desirable to add more than 2.0%. However, when a large amount is added, micro-segregation and macro-segregation are apt to occur, and these segregations deteriorate the hole expandability. Therefore, the upper limit is 3.5%.
  • P is an element that increases the strength of the steel sheet and improves corrosion resistance when added simultaneously with Cu.However, a large content causes deterioration in weldability, workability, and toughness. . Therefore, the content is set to 0.2% or less. If corrosion resistance is not a problem, workability should be emphasized and it is desirable to set it to 0.03% or less.
  • S is one of the most important additive elements in the present invention. S is By forming sulfides by combining with Mg, they become nuclei of (Ti, Nb) N. Also, by suppressing the growth of (Ti, Nb) N, miniaturization of (Ti, Nb) N And contributes to a dramatic improvement in hole-expandability.
  • N contributes to the generation of (Ti, Nb) N
  • Mg is one of the most important additive elements in the present invention. Mg combines with oxygen to form oxides, and combines with S to form sulfides. The generated Mg-based oxides and Mg-based sulfides have a smaller precipitate size and a more uniformly dispersed distribution than conventional steel without Mg added.
  • the addition of more than 0.01% not only saturates the improvement effect, but also deteriorates the cleanliness of the steel and deteriorates the hole expandability and ductility. Therefore, the upper limit is set to 0.01%.
  • O is one of the most important additive elements in the present invention. Combines with Mg to form oxides, contributing to improved hole expandability. However, excessive addition degrades the cleanliness of the steel and causes the elongation to deteriorate, so the upper limit is 0.005%.
  • Ti and Nb are one of the most important additive elements in the present invention. Ti and Nb form carbides and are effective elements for increasing the strength. They contribute to uniform hardness and improve hole expandability. In addition, Ti and Nb form fine and uniform nitrides using Mg-based oxides and Mg-based sulfides as nuclei, and these nitrides form fine voids at the time of punching to suppress stress concentration. Thus, it is considered that the occurrence of coarse cracks is suppressed, and as a result, hole expandability is dramatically improved.
  • the upper limits are set to 0.20% for Ti and 0.10% for Nb. These elements are effective whether added alone or in combination.
  • Ca, Zr, and REM control the shape of sulfide-based inclusions, and are effective in improving hole expandability.
  • it is necessary to add at least one or two or more types in an amount of 0.0005% or more.
  • a large amount of addition on the contrary, deteriorates the cleanliness of the steel, impairing the hole expandability and ductility. Therefore, the upper limit is 0.01%.
  • Cu is an element that improves the corrosion resistance by adding it in combination with P. In order to obtain this effect, it is desirable to add 0.04% or more. However, the addition of a large amount increases the hardenability and impairs the ductility, so the upper limit is made 0.4%.
  • Ni is an element that suppresses hot cracking when Cu is added. To obtain this effect, it is desirable to add 0.02% or more. However, the addition of a large amount increases the hardenability and impairs the ductility like Cu, so the upper limit is 0.3%.
  • Mo is an element that is effective in suppressing the formation of cementite and improving hole expandability. To obtain this effect, it is necessary to add 0.02% or more. However, Mo is also an element that enhances the hardenability, and an excessive addition lowers the ductility, so the upper limit is 0.5%.
  • V is an element that forms carbides and contributes to ensuring strength. To obtain this effect, it is necessary to add 0.02% or more. However, a large amount of addition reduces elongation and the cost of addition is high, so the upper limit is set to 0.1%.
  • Cr like V
  • Cr is an element that forms carbides and contributes to ensuring strength. To obtain this effect, it is necessary to add 0.02% or more.
  • Cr is also an element that enhances hardenability, and the addition of a large amount reduces elongation, so the upper limit is made 1.0%.
  • B is an element that is effective for strengthening grain boundaries and improving secondary cracking, which is an issue in ultra high tensile steel. In order to obtain this effect, 0.0003% or more must be added. However, B is also an element that enhances the hardenability, and the addition of a large amount lowers the ductility, so the upper limit is made 0.001%.
  • the present inventors have conducted intensive studies in order to solve the above problems, and as a result, by adjusting the addition amounts of O, Mg, Mn, and S under predetermined conditions, Mg-based oxides and Mg-based sulfides were adjusted. It has been found that (Nb, Ti) N can be finely dispersed using a material.
  • Mg-based sulfides are used in addition to Mg-based oxides, so Mg needs to be added in an amount of O or more.
  • O is also related to other elements such as A1
  • the oxides are formed, but as a result of intensive studies by the present inventors, the effective O that binds to Mg is 80% of the analysis amount, and the addition of Mg in excess of this amount is sufficient to improve hole-expandability. It is necessary to form a strong sulfide. Therefore, the amount of Mg added must satisfy equation (1).
  • S is the Mn-based sulfides. If the precipitation amount of this Mn-based sulfide is small, it exists in a complex state with the Mg-based sulfide, and does not affect the deterioration of hole-expandability. Or it affects the properties of Mg- based sulfides and deteriorates hole-expandability. Therefore, the amount of S must satisfy the formula (2) with respect to the amount of Mg and the amount of effective O.
  • the present inventors have conducted intensive studies and found that (Nb, Ti) N is uniform and fine. It has been found that a composite precipitation with MgO and MgS can be used as a method for precipitating manganese. The reason for this is not clear, but in the combined use of sulfides in addition to oxides, the composite precipitates of MgO, MgS and (Nb, Ti) N have the following effects: It was found that it is necessary to include not less than 5.0 ⁇ 10 2 and not more than 1.0 ⁇ 10 7 precipitates per square mm of 0.05 ⁇ or more and 3.0 ⁇ m or less. At this time, the effect is not impaired even if the composite oxide contains Al 2 O 3 and SiO 2. If the amount is small, the effect is not impaired even if MnS is included.
  • the dispersion state of the composite precipitate specified in the present invention is quantitatively measured, for example, by the following method. Extract a replica sample from an arbitrary location on the base steel sheet, and use a transmission electron microscope (TEM) at a magnification of 5000 to 20000 times and at least 5000 / zm 2 or more, preferably 50 000 ⁇ 2 Observe over the above area, measure the number of target composite inclusions, and convert to the number per unit area.
  • TEM transmission electron microscope
  • the oxide and (Nb, Ti) N were identified by composition analysis by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) attached to the TEM and the crystal structure of the electron diffraction image by the TEM. This is done by analysis. When it is complicated to perform such identification for all the complex inclusions to be measured, the following procedure is simply used.
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the number of target sizes is measured for each shape and size as described above, and for each of these different shapes and sizes, 10 or more are identified as described above. Calculate the ratio of oxide and (Nb, Ti) N. Then, the number of inclusions measured first is multiplied by this ratio.
  • Si and A1 are very important elements in controlling the structure to ensure ductility.
  • Si may have irregularities on the surface called Si scale during the hot rolling process, which impairs the appearance of the product and in addition to the chemical conversion treatment and coating performed after pressing, Poor formation or poor adhesion of the coating may occur.
  • the amount of Si and the amount of A1 must satisfy equation (4). However, especially when growth is an issue, it is desirable to set it to 0.9 or more.
  • the present invention is a technology for improving the cross-sectional properties at the time of punching, the required effects are exhibited even if the steel structure contains any of ferrite, bainite, and martensite.
  • the second phase is made of ferrite, the ductility is improved, so it is desirable to include ferrite as the second phase.
  • the steel sheet B of the present invention So even if the residual austenite in the structure, but not shall impair the effects of the present invention, coarse cementite Ntai bets, pearlite, so reducing the effect of improving the end surface properties by M g based precipitates Not desirable.
  • 1.0 ⁇ 48 / 12X C / Ti is preferably 1.3.
  • the finish rolling finish temperature must be equal to or higher than the Ar 3 transformation point in order to prevent ferrite formation and improve hole expandability. However, if the temperature is too high, the strength is reduced and the ductility is reduced due to the coarsening of the structure.
  • the cooling rate needs to be 20 ° C Zs or more in order to suppress the formation of carbides that are harmful to the hole expansion property and to obtain a high hole expansion ratio.
  • low-temperature veneite is not as high as that of martensite, but if it exists as a second phase, hole expandability deteriorates. For this reason, winding at 350 ° C or higher is desirable.
  • the winding temperature should be 600 ° C or less. Air cooling during continuous cooling is effective to increase the occupancy of the fly phase and improve ductility. However, depending on the air cooling temperature and air cooling time, In some cases, pearlite is formed, and conversely, not only the ductility is reduced, but also the hole expandability is significantly reduced.
  • the air cooling temperature should be 650 ° C or higher.
  • the air cooling temperature is higher than 750 ° C, the generation of ferrite will be slow and it will not only be difficult to obtain the effect of air cooling, but also it will be easier to generate perlite during the subsequent cooling. To 750 ° C or less.
  • Air cooling for more than 15 seconds not only saturates the increase in ferrite, but also places a load on the control of the subsequent cooling rate and winding temperature. Therefore, the air cooling time should be 15 seconds or less.
  • the end face control technology is a technology relating to the improvement of hole expandability of a steel sheet, it is necessary to secure elongation in the steel structure in order to secure both ductility and hole expandability at high values.
  • the steel structure must be composed mainly of ferrite and martensite.
  • the ferrite fraction be 50% or more.
  • austenite remains in the structure, the effect of the present invention is not hindered, but coarse cementite and perlite reduce the effect of improving the end face properties by Mg-based precipitates. So desirable les ,.
  • the desired structure In hot rolling, the desired structure must be formed within a short time after finish rolling, but the formation of the desired structure is greatly affected by the composition of the components.
  • the steel structure is mainly composed of ferrite and martensite, it is important to secure a ferrite fraction in order to improve ductility. is there.
  • Equation (8) Each halo of Si, Mn and A1 must satisfy the following equation (8). If the value of equation (8) is less than 1-100, a sufficient amount of ferrite cannot be obtained, and the second phase fraction increases, so that ductility deteriorates.
  • the present inventors have found that in steels mainly composed of ferrite and martensite, the ductility can be improved without reducing the hole-expanding improvement effect by improving the punched end surface properties by Mg-based precipitates. We intensively studied ways to improve it. As a result, they found that controlling the ferrite shape and ferrite particle size effectively acted as ductility improvement means. This is explained below.
  • the shape of the ferrite grains is one of the important indicators for improving the ductility in the steel sheet FM of the present invention.
  • ferrite grains extended in the rolling direction are high in high alloy composition systems.
  • the extended grains cause deterioration of ductility.
  • the ratio (ds / dl) of the minor axis (ds) to the major axis (dl) is less than 0.1. It has been found that it is effective to reduce the existence probability of crystal grains.
  • the ferrite particle size is one of important indicators for improving ductility in the present invention. Generally, the crystal grains become finer as the strength increases. As a result of intensive studies by the present inventors, it has been found that ferrite with sufficiently grown grains contributes to improvement of ductility at the same strength.
  • the finish rolling finish temperature must be equal to or higher than the Ar 3 transformation point in order to prevent ferrite formation and improve hole expandability. However, if the temperature is too high, the strength is reduced and the ductility is reduced due to the coarsening of the structure.
  • the cooling rate needs to be 20 ° C / s or more in order to suppress the formation of carbides harmful to the hole expansion property and to obtain a high hole expansion ratio.
  • the winding temperature is higher than 300 ° C, martensite cannot be generated, the strength decreases, and the predetermined strength cannot be secured.
  • the winding temperature is desirably 200 ° C or less.
  • Air cooling during continuous cooling is effective for increasing the occupancy of the ferrite phase and improving ductility.
  • pearlite is formed, and conversely, ductility is reduced and hole expandability is significantly reduced.
  • the air cooling temperature should be 650 ° C or higher.
  • the air cooling temperature is higher than 750 ° C, the generation of ferrite will be slowed down, and not only will it be difficult to obtain the effect of air cooling, but it will be easier to generate perlite during subsequent cooling, so the air cooling temperature will be reduced. And below 750 ° C.
  • Air cooling for more than 15 seconds not only saturates the increase in ferrite, but also places a load on the control of the subsequent cooling rate and winding temperature. Therefore, the air cooling time should be 15 seconds or less.
  • the hole expandability is strongly affected by the ductility of the base material and the hole expandability (base characteristics).
  • base characteristics there is a strong demand for hole expandability for undercarriage parts, etc., and as a base characteristic, a steel plate with good balance between ductility and hole expandability should be used, and hole expandability can be further improved by end face control technology. is necessary.
  • the steel structure must be made of ferrite and bainite. At this time, if ferrite is present at 50% or more, particularly high ductility can be ensured, so it is desirable that the ferrite fraction be 50% or more.
  • the effect of the present invention is not impaired, but coarse cementite and pearlite reduce the effect of improving the end face properties by Mg-based precipitates. Is not desirable
  • the desired structure In hot rolling, the desired structure must be formed within a short time after finish rolling, but the formation of the desired structure is greatly affected by the composition of the components.
  • the steel structure is mainly composed of ferrite and tenite, it is important to secure a ferrite fraction in order to improve ductility.
  • To secure an effective ferrite fraction in improving ductility Each of C, Si, Mn, and A1 must satisfy the following equation (8). If the value of equation (8) is less than 1-100, a sufficient amount of ferrite cannot be obtained, and the second phase fraction increases, resulting in poor ductility.
  • the present inventors have found that in steels mainly composed of ferrite ten bainite, the hole expandability was improved by improving the punched end face properties by Mg-based precipitates. We have intensively studied means to improve ductility without reducing good effects. As a result, they found that controlling the ferrite shape and ferrite particle size effectively acted as ductility improvement means. This is described below.
  • the ferrite shape is one of important indicators for improving ductility in the present invention.
  • ferrite grains extended in the rolling direction are large.
  • the ratio (ds / dl) of the short diameter (ds) to the long diameter (dl) is used as an index. It has been found that it is effective to lower the probability of existence of crystal grains of less than 0.1.
  • the ferrite particle size is one of important indicators for improving ductility in the present invention. Generally, the crystal grains become finer as the strength increases. As a result of intensive studies made by the present inventors, it has been found that, at the same strength, ferrite that has sufficiently grown grains contributes to improvement in ductility.
  • the crystal grain size In order for the crystal grain size to sufficiently contribute to the improvement of ductility, it is necessary that at least 80% of the crystal grains of the ferrite have a grain size of 2 ⁇ m or more.
  • the finish rolling end temperature must be equal to or higher than the Ar 3 transformation point in order to prevent the formation of the fly and improve the hole expandability. However, if the temperature is too high, the strength is reduced and the ductility is reduced due to the coarsening of the structure.
  • the cooling rate must be 20 ° CZs or more to suppress the formation of carbides that are harmful to the hole expansion property and to obtain a high hole expansion ratio. If the brazing temperature is lower than 300 ° C, martensite is formed and the hole expandability deteriorates.
  • low-temperature veneite is not as high as that of martensite, but if it exists as a second phase, hole expandability deteriorates. For this reason, winding at 350 ° C or higher is desirable.
  • the winding temperature should be 600 ° C or less. Air cooling during continuous cooling is effective for increasing the occupancy of the ferrite phase and improving ductility. However, depending on the air cooling temperature and air cooling time, pearlite is formed, and conversely, ductility is reduced and hole expandability is significantly reduced.
  • the air cooling temperature should be 650 ° C or higher.
  • the air cooling temperature is higher than 750 ° C, the generation of ferrite will be slowed down and it will not only be difficult to obtain the effect of air cooling, but also the perlite will be generated during the subsequent cooling. To 750 ° C or less.
  • Air cooling for more than 15 seconds not only saturates the increase in ferrite, but also places a load on the control of the subsequent cooling rate and winding temperature. Therefore, the air cooling time should be 15 seconds or less.
  • A4 and J2 are cooling rates
  • B3 and F3 are air-cooling start temperatures
  • E3, G3 and Q4 are winding temperatures, respectively, which are outside the range of the present invention.
  • the hot rolled steel sheet thus obtained was subjected to a tensile test using a JIS No. 5 piece and a hole expansion test.
  • Table 2 shows TS, ⁇ 1, and ⁇ of each test piece.
  • Figure 1 shows the relationship between strength and elongation
  • Figure 2 shows the relationship between strength and hole expansion (ratio). It can be seen that the steel of the present invention is superior to the comparative steel in elongation or hole expansion (ratio), or both properties. On the other hand, the g1 steel could not achieve the desired strength.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in both the hole expansion ratio and the ductility while securing a predetermined strength of 980 N / mm 2 can be obtained.
  • A4 and J2 are cooling rates
  • B3 and F3 are air-cooling start temperatures
  • E3, G3 and Q4 are winding temperatures, respectively, which are outside the scope of the present invention.
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained was subjected to a tensile test using a JIS No. 5 piece and a hole expansion test.
  • the hole expandability (e) is obtained by pushing the punched hole of diameter lOiinn with a 60 ° conical punch and expanding the hole.
  • Tables 7 and 8 show TS, ⁇ 1, and ⁇ of each test piece.
  • Fig. 3 shows the relationship between strength and elongation
  • Fig. 4 shows the relationship between strength and hole expansion rate (ratio). It can be seen that the steel of the present invention is superior to the comparative steel in elongation or hole expansion ratio (ratio) or in both properties.
  • Table 9 and Fig. 5 show that the ratio of minor axis (ds) to major axis (dl) (dsZdl) is This shows the relationship between the ratio exceeding 0.1 and the growth. It can be seen that when this ratio is 80 ° 0 or more, high elongation can be obtained stably.
  • Table 10 and 6 in the ferrite crystal grains shows a 2 ⁇ ⁇ more full Erai preparative particle fraction and elongation relationship. It can be seen that when this ratio is 80% or more, high elongation can be obtained stably.
  • formula (3) and formula (8) for steel b, formula (3) and formula (8), for steel c, formula (1) and formula (2), for steel d, formula (4) and formula (8), and for steel e, formula (3)
  • formulas (3) and f, formula (1) is outside the scope of the present invention. Further, the numbers of precipitates of the steels f and g are out of the scope of the present invention.
  • A4 and J2 are cooling rates,: 83 and 3 are air-cooling start temperatures, and E3, G3 and Q4 are winding temperatures, respectively, which are outside the scope of the present invention. .
  • the hot rolled steel sheet thus obtained was subjected to a tensile test using a JIS No. 5 piece and a hole expansion test.
  • Tables 13 and 14 show TS, ⁇ 1, and ⁇ of each test piece.
  • Fig. 7 shows the relationship between strength and elongation
  • Fig. 8 shows the relationship between strength and hole expansion rate. It can be seen that the steel of the present invention is superior to the comparative steel in elongation or hole expansion ratio (ratio) or in both properties.
  • Table 15 and Figure 9 show that the ratio (ds / dl) of the minor axis (ds) to the major axis (dl) is This shows the relationship between the ratio exceeding 0.1 and the growth. It can be seen that if this ratio is 80% or more, high elongation can be obtained stably. Also, Table 16 and 10, among the ferrite crystal grains, shows the relationship between the percentage and elongation with a particle size of more than 2 ⁇ ⁇ . It can be seen that when this ratio is 80% or more, stable and high elongation can be obtained.
  • the present invention it is possible to supply a high-strength thin steel sheet having an unprecedented elongation-ductility balance in a high-strength steel sheet having a strength level of 590 N / mm 2 , and further, 980 NZm m 2 or more. Therefore, the present invention is extremely useful in industries using high-strength steel sheets as base materials.

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Abstract

質量％で、Ｃ：0.01～0.20％、Si：1.5％以下、Al：1.5％以下、Mn：0.5～3.5％、Ｐ：0.2％以下、Ｓ：0.0005％～0.009％、Ｎ：0.009％以下、Mg：0.0006～0.01％、Ｏ：0.005％以下、および、Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.10％の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、Mn％、Mg％、Ｓ％およびＯ％が、下記式を満たすとともに、鋼組織が、フェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトを主体とした組織であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。　[Mg％]≧([Ｏ％]／16×0.8)×24・・・(１)　[Ｓ％]≦([Mg％]／24−[Ｏ％]／16×0.8＋0.00012)×32・・(２)　[Ｓ％]≦0.0075／[Mn％]・・・(３)　　　　　

Description

明 細 書 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 〔技術分野〕
本発明は、 主と して、 プレス加工される自動車用鋼板と して使用 される、 6. 0mm程度以下の板厚で、 590 N / mm2以上、 さ らには、 980 N Z mm2以上の引張強度を有し、 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄 鋼板及びその製造方法に関するものである。
〔背景技術〕
近年、 自動車の燃費改善対策と しての車体軽量化、 部品の一体成 形によるコス トダウンのニーズが強ま り、 プレス成形性に優れた熱 延高強度鋼板の開発が進められてきた。 従来、 加工用熱延鋼板とし ては、 フェライ ト · マルテンサイ ト組織からなる Dual Phas e鋼板が 知られている。
Dua l Phas e鋼板は、 軟質なフェライ ト相と硬質なマルテンサイ ト 相の複合組織で構成されており、 著しく硬度の異なる両相の界面か らボイ ドが発生して割れを生じるため穴拡げ性に劣る問題があり、 足廻り部品等の高い穴拡げ性が要求される用途には不向きであった これに対し、 特開平 4—88125号公報、 特開平 3 —180426号公報 ではべィナイ トを主体と した組織によ り穴拡げ性の優れた熱延鋼板 の製造方法が提案されているが、 この鋼板は伸び特性に劣ることか ら適用部品に制約があった。
穴拡げ性と延性を両立する技術と して、 特開平 6 —293910号公報 、 特開 2002— 180188号公報、 特開 2002— 180189号公報、 特開 2002— 180190号公報では、 フェライ ト +べィナイ トの混合組織による鋼板 が提案されているが、 自動車のさらなる軽量化指向、 部品の複雑化 等を背景に更に高い穴拡げ性が求められ、 上記技術で'は対応しきれ ない高度な加工性、 高強度化が要求されている。
また、 本発明者らは、 特開 2001— 342543号公報、 特開 2002— 2083 8号公報にて、 伸びの劣化を伴わず、 穴拡げ性の向上の手段と して 打抜き穴のクラックの状態が重要であることを見出し、 （Ti、 Nb) Nの微細化によ り打抜き穴の断面に微細均一なボイ ドを生成させる ことで穴拡げ加工時の応力の集中を緩和して、 穴拡げ性を向上させ 得ることを見出した。
そして、 この （Ti、 Nb ) Nの微細化の手段として、 Mg系の酸化物 の利用を提案した。 しかしながら、 この発明では酸化物のみを制御 しているが、 酸素の制御は自由度が少なく、 脱酸後の限られたフリ 一酸素を利用するため総量が少なく、 所定の分散状態を得ることが 難しく、 十分な効果を得ることが困難であった。
〔発明の開示〕
本発明は、 上記従来の問題点を解決するためになされたものであ つて、 590 N /mm2以上、 さらには、 980N / mm2クラス以上の引張強 度を有し、 優れた穴拡げ性と延性を両立せしめた高強度薄鋼板を提 供するものである。
本発明者らは、 打抜き穴の断面に微細均一なボイ ドを生成させる ことで、 穴拡げ加工時の応力の集中を緩和し、 穴拡げ性を向上させ るため、 （Ti、 Nb) Nの微細化の手法について種々実験、 検討を重 ねた。
その結果、 従来、 硫化物は穴拡げ性の劣化を引き起こすといわれ ているが、 高温で析出する Mg系硫化物は （Ti、 Nb ) N析出物の生成 核として作用し、 低温で析出する Mg系硫化物は （Ti、 Nb)Nとの競 合析出によ り （Ti、 Nb)Nの成長を抑制する作用があり、 結局、 Mg . 系硫化物は、 TiN微細化による穴拡げ性の向上に寄与することを見 出した。
そして Mn系硫化物の析出を回避し、 Mg系硫化物の析出により上記 作用を得るためには、 O、 Mg、 Mn及び Sの添加量を、 ある条件に入 れることが必要であり、 これによ り、 Mg系酸化物を単独で利用する のに比べて、 よ り微細な （Ti、 Nb)Nの均一微細化が容易に達成で きることを見出した。 そして、 この知見に基づいて、 以下の発明を なすに至った。
( 1 ) 質量％で、
C ： 0.01%以上、 0.20%以下、
Si ： 1.5%以下、
A1 ： 1.5%以下、
Mn： 0.5%以上、 3.5%以下、
P ： 0.2%以下、
S : 0.0005%以上、 0.009%以下、
N ： 0.009%以下、
Mg： 0.0006%以上、 0.01%以下、
O ： 0.005%以下、
および
Ti : 0.01%以上、 0.20%以下、
Nb : 0.01%以上、 0.10%以下、
の 1種または 2種を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からな り、 かつ Mn%、 Mg%、 S %および O %が、 式 （ 1 ) 〜 （ 3 ) を満た すとともに、 鋼組織が、 フェライ ト、 べィナイ.トおよびマルテンサ ィ トの 1種または 2種以上を主体と した組織であることを特徴とす る穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
[Mg%]≥ ( [O %]ノ 16X0.8) X24 · · · ( 1 )
[S %]≤ ( [Με%]/24- [Ο % 1/16X0.8+0.00012) X 32 - . ( 2 ) [S %]≤ 0.0075/ [Μη%] · · · ( 3 )
( 2 ) 更に、 MgO、 MgSおよび （Nb、 Ti)Nの複合析出物におい て、 0.05μ πι以上、 3.0 μ m以下の析出物が、 1平方 mmあたり 5.0 X 102個以上、 1.0X107個以下含むことを特徴とする前記 （ 1 ) に記 載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
( 3 ) 質量％で、 更に、 Al%および Si%が式 （ 4) を満たすこと を特徴とする前記 （ 1 ) に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄 鋼板
[Si%] +2.2X [Α1%]≥0.35 · · · ( 4 )
( 4 ) 質量％で、 更に、 Al%および Si%が式 （ 4 ) を満たすこと を特徴とする前記 （ 2 ) に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄 鋼板。
[Si%] +2.2X [Al%]≥ 0.35 · · · ( 4 )
( 5 ) 質量％で、 更に、 Ti%、 C %、 Mn%および Nb%が、 式 （ 5 ) ~ ( 7 ) を満たすと ともに、 鋼組織が、 ベイナイ トを主体と した 組織で、 強度が 980NZmm2超であることを特徴とする前記 （ 1 ) 〜 ( 4 ) のいずれかに記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。 0.9≤48/12X [C %]/ [Ti%] < 1.7 · · . ( 5 )
50227 X [ C % ] - 4479 X [Mn% ] > - 9860 · · · ( 6 )
811 X [C %] + 135 X [Mn%] + 602X [Ti%] +794X [Nb%] > 465
• · · ( 7 )
( 6 ) 質量％で、 更に、 C%、 Si%、 Al%および Mn%が、 式 （ 8 ) を満たすと ともに、 鋼組織が、 フ ライ ト とマルテンサイ トを主 体と した組織で、 強度が 590N /mm2超であることを特徴とする前記 ( 1 ) 〜 （ 4) のいずれかに記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度 薄鋼板。
-100≤ - 300 [ C % ] +105[Si%] -95[Mn%] + 233[A1%]
• · · ( 8 )
( 7 ) 前記鋼組織の結晶粒において、 短径 （ds) と長径 （dl) の 比 （ds/dl) が 0.1以上である結晶粒が 80%以上存在することを特 徴とする前記 （ 6 ) に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
( 8 ) 前記鋼組織のフェライ トの結晶粒において、 粒径 2 μ m以 上の結晶粒が 80%以上存在することを特徴とする前記 （ 7 ) に記载 の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
( 9 ) 質量％で、 更に、 C%、 Si%、 Mn%および Al%が、 式 （ 8 ) を満たすとともに、 鋼組織がフェライ トとべイナィ トを主体と し た組織で、 強度が 590N/mm 2超であることを特徴とする前記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかに記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
-100≤ - 300[C %] + 105[Si%] -95[Mn%] + 233[A1%]
• · · ( 8 )
(10) 前記鋼組織の結晶粒において、 短径 （ds) と長径 （dl) の 比 （ds/dl) が 0.1以上である結晶粒が 80%以上存在することを特 徴とする前記 （ 9 ) に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
(11) 前記鋼組織のフェライ 卜の結晶粒において、 粒径 2 μ πι以 上の結晶粒が 80%以上存在することを特徴とする前記 （10) に記載 の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
(12) 前記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかに記載した成分組成の鋼を 、 Ar3変態点以上の圧延終了温度で圧延を終了し、 引続き、 20°CZs ec以上の冷却速度で冷却し、 300°C未満で捲取り、 鋼組織がフェラ ィ ト とマルテンサイ トを主体と した組織で、 強度が 590NZmm2超の 高強度薄鋼板を製造するこ とを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた 高強度薄鋼板の製造方法。
(13) 前記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかに記載した成分組成の鋼を 、 Ar3変態点以上の圧延終了温度で圧延を終了し、 引続き、 20で 3 ec以上の冷却速度で 650°C〜750°Cまで冷却し、 次いで、 該温度で 15 秒以下で空冷した後、 再度冷却して、 300°C未満で捲取り、 鋼組織 がフヱライ トとマルテンサイ トを主体と した組織で、 強度が 590N /mm2超の高強度薄鋼板を製造することを特徴とする穴拡げ性と延 性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
(14) 前記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかに記載した成分組成の鋼を 、 Ar3変態点以上の圧延終了温度で圧延を終了し、 引続き、 20°CZs ec以上の冷却速度で冷却し、 300°C以上、 600°C以下で捲取り、 鋼組 織がフェライ ト とべィナイ トを主体と した組織で、 強度が 590N /m m2超の高強度薄鋼板を製造することを特徴とする穴拡げ性と延性に 優れた高強度薄鋼板の製造方法。
(15) 前記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかに記載した成分組成の鋼を 、 Ar3変態点以上の圧延終了温度で圧延を終了し、 引続き、 20°C/s ec以上の冷却速虔で 650°C〜750°Cまで冷却し、 次いで該温度で 15秒 以下空冷した後、 再度冷却して、 300°C以上、 600°C以下で捲取り、 鋼組織がフェライ ト とべイナィ トを主体と した組織で、 強度が 590 NZmm2超の高強度薄鋼板を製造することを特徴とする穴拡げ性と 延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
〔図面の簡単な説明〕
図 1 は、 引張強度と伸びの関係を示す図である。 図 2は、 引張強度と穴拡げ比の関係を示す図である。
図 3は、 引張強度と伸びの関係を示す図である。
図 4は、 引張強度と穴拡げ比の関係を示す図である。
図 5は、 伸びと ds / dlの関係を示す図である。
図 6は、 伸びと 2 μ πι以上のフェライ ト粒の割合の関係を示す図 である。
図 7は、 引張強度と伸びの関係を示す図である。
図 8は、 引張強度と穴拡げ比の関係を示す図である。
図 9は、 伸びと ds / dlの関係を示す図である。
図 10は、 伸びと 2 μ πι以上のフヱライ ト粒の割合の関係を示す図 である。
〔発明を実施するための最良の形態〕
本発明は、 穴拡げ性の改善において、打抜き穴の端面性状に着眼し たもので、 0、 Mg、 Mn及び Sの添加量を所定条件下で調整すること によ り、 Mg系酸化物と硫化物を均一微細に析出させ、 打抜き時の粗 大クラック発生を抑制して、 端面性状を均一化することで、 穴拡げ 性を改善するものである。
以下に、 本発明の構成要件について、 詳細に説明する。
まず、 本発明の高強度薄鋼板 （本発明鋼板） の成分組成の限定理 由について述べる。 なお、 ％は、 質量％を意味する。
Cは、 鋼の加工性に影響を及ぼす元素であり、 含有量が多く なる と、 加工性が劣化する。 特に 0. 20 %を超えると、 穴拡げ性に有害な 炭化物 （パーライ ト、 セメ ンタイ ト） が生成するので、 0. 20 %以下 とする。 但し、 特に高い穴拡げ性が要求される場合、 0. 1 %以下と することが望ましい。 また、 所要の強度を確保する点で、 0. 01 %以 上は必要である。 S iは、 有害な炭化物の生成を抑え、 フェライ ト分率を増加させ、 伸びを向上させるのに有効な元素であり、 また、 固溶強化により、 材料強度を確保するためにも有効な元素である。 それ故、 S iを添加 することが望ましいが、 添加量が増加すると化成処理性が低下する ほか、 点溶接性も劣化するので、 1. 5 %を上限とする。
A1は、 S iと同様、 有害な炭化物の生成を抑え、 フェライ ト分率を 増加させ伸びを向上させるのに有効な元素である。 特に、 延性と化 成処理性を両立するために必要な元素である。
また、 A1は、 従来より、 脱酸に必要な元素であり、 通常、 0. 01〜 0. 07%程度添加するが、 本発明者らは、 鋭意研究を重ねた結果、 低 Si系においても A1を多量に添加することによ り、 延性を劣化させる ことなく、 化成処理性を改善できることを見出した。
しかし、 添加量が増加すると、 延性向上の効果が飽和してしまう ばかり力、、 化成処理性が低下し、 さ らに、 点溶接性も劣化するので 、 1. 5 %を上限とする。 特に、 化成処理の厳しい条件では、 1. 0%を 上限とすることが望ましい。
Mnは、 強度確保に必要な元素であり、 最低 0. 50 %の添加が必要で ある。 そして、 焼入れ性を確保し、 安定した強度を得るためには、 2. 0%超の添加が望ましい。 しかし、 多量に添加すると、 ミクロ偏 析ゃ、 マク ロ偏析が起こ りやすくなり、 これら偏析は穴拡げ性を劣 化させる。 それ故、 3. 5%を上限とする。
Pは、 鋼板の強度を高める元素であり、 また、 Cuとの同時添加に よ り耐腐食性を向上する元素であるが、 含有量が多いと、 溶接性、 加工性、 靭性の劣化を引き起こす。 それ故、 含有量を 0. 2%以下と する。 特に耐食性が問題とならない場合、 加工性を重視して 0. 03 % 以下とするのが望ましい。
Sは、 本発明における最も重要な添加元素の一つである。 Sは、 Mgと結合して硫化物を生成し、 （Ti、 Nb)Nの核となり、 また、 （T i、 Nb)Nの成長を抑制することによ り、 （Ti、 Nb)Nの微細化に寄 与し、 穴拡げ性の飛躍的な向上をもたらす。
この効果を得るためには、 0.0005%以上の添加が必要であり、 0. 001%以上の添加が望ましい。 但し、 過剰の添加は、 Mn系硫化物を 形成し、 逆 、 穴拡げ性を劣化させるので、 0.009%を上限とする
Nは、 （Ti、 Nb)Nの生成に寄与するので、 加工性を確保するた めには少ない方がよい。 0.009%を越える と、 粗大な TiNが生成し 、 加工性が劣化するので、 N量は 0.009%以下とする。
Mgは、 本発明における最も重要な添加元素の一つである。 Mgは酸 素と結合して酸化物を形成し、 また、 S と結合して硫化物を形成す る。 生成する Mg系酸化物及び Mg系硫化物は、 Mgを添加しない従来の 鋼に比べ、 析出物のサイズが小さく、 均一に分散した分布状態とな る。
鋼中に微細に分散したこれらの析出物は、 （Ti、 Nb)Nの微細分 散に寄与し、 穴拡げ性の向上に効果がある。
ただし、 0.0006%未満では、 その効果が不十分であり、 0.0006以 上の添加が必要である。 その効果を十分に得るためには、 0.0015% 以上の添加が望ましい。 '
一方で、 0.01%超の添加は、 改善効果が飽和するばかりでなく、 逆に、 鋼の清浄度を劣化させ、 穴拡げ性や延性を劣化させるので、 上限を 0.01%とする。
Oは、 本発明における最も重要な添加元素の一つである。 Mgと結 合して酸化物を形成し、 穴拡げ性の向上に寄与する。 しかし、 過剰 の添加は、 鋼の清浄度を劣化させ、 伸びの劣化を引き起こすので、 0.005%を上限とする。 Ti及び Nbは、 本発明における最も重要な添加元素の一つである。 Ti及び Nbは、 炭化物を形成し強度の増加に有効な元素であり、 硬度 の均一化に寄与して穴拡げ性を改善する。 また、 Ti及び Nbは、 Mg系 酸化物及び Mg系硫化物を核に、 微細均一な窒化物を形成し、 この窒 化物が、 打抜き時に、 微細ボイ ドを形成し、 応力集中を抑制するこ とで、 粗大クラックの発生を抑制し、 その結果、 穴拡げ性が飛躍的 に向上すると考えられる。
これらの効果を有効に発揮させるためには、 Nb、 Tiともに、 少な く とも、 0· 01 %以上の添加が必要である。
しかし、 添加量が過度になると、 析出強化により延性が劣化する ので、 上限と して、 Tiは 0. 20 %、 Nbは 0. 10%とする。 これらの元素 は、 単独で添加しても、 複合で添加しても、 効果がある。
さらに.、 本発明鋼板においては、 下記元素の 1種または 2種以上 を添加してもよい。 ，
Ca、 Zr、 REMは、 硫化物系の介在物の形状を制御し、 穴拡げ性の 向上に有効である。 この効果を得るには、 少なく とも 1種類または 2種以上を 0. 0005 %以上添加する必要がある。 一方、 多量の添加は 、 逆に、 鋼の清浄度を悪化させて、 穴拡げ性、 延性を損なう。 それ 故、 上限を 0. 01 %とする。
Cuは、 P との複合添加により耐腐食性を向上する元素である。 こ の作用を得るためには、 0. 04%以上添加することが望ましい。 但し 、 多量の添加は、 焼入れ性を増加させ、 延性を損なうので、 上限を 0. 4%とする。
Niは、 Cuを添加したときの熱間割れを抑制する元素である。 この 効果を得るためには、 0. 02 %以上添加することが望ましい。 伹し、 多量の添加は、 Cu同様、 焼き入れ性を増加させ延性を損うので、 上 限を 0. 3 %とする。 Moは、 セメ ンタイ トの生成を抑制し、 穴拡げ性を向上させるのに 有効な元素である。 この効果を得るためには、 0. 02%以上の添加が 必要である。 但し、 Moも、 焼入れ性を高める元素で、 過剰の添加は 延性を低下させるので、 上限を 0. 5%とする。
Vは、 炭化物を形成し強度確保に寄与する元素である。 この効果 を得るためには、 0. 02%以上の添加が必要である。 伹し、 多量の添 加は、 伸びを低減させるし、 また添加コス トも高いので、 上限を 0. 1 %とする。
Crも、 Vと同様、 炭化物を形成し強度確保に寄与する元素である 。 この効果を得るためには、 0. 02%以上の添加が必要である。 但し 、 Crも、 焼入れ性を高める元素であり、 多量の添加は伸びを低減さ せるので、 上限を 1. 0%とする。
Bは、 粒界を強め超ハイテンで課題となる 2次加工割れの改善に 有効な元素である。 この効果を得るためには、 0. 0003%以上の添加 が必要である。 但し、 Bも、 焼入れ性を高める元素であり、 多量の 添加は延性を低下させるので、 上限を 0. 001 %とする。
本発明者らは、 上記課題を解決するために鋭意研究した結果、 O 、 Mg、 Mn及び Sの添加量を、 所定の条件下で調整することによ り、 Mg系酸化物及び Mg系硫化物を利用し、 （Nb、 Ti ) Nを微細分散させ ることが可能であることを見出した。
即ち、 Mg系酸化物を十分に.析出させること、 及び、 Mn系硫化物の 析出を抑制しつつ、 Mg系硫化物の析出温度を制御し、 Mg系硫化物を 析出させることで、 先述の核としての作用、 成長抑制の作用を利用 することが可能となる。 このために、 以下の 3つの関係式を導き出 した。 以下に説明する。
本発明では、 Mg系酸化物に加え Mg系硫化物を利用するので、 Mgは 、 O量以上の添加が必要である。 伹し、 Oは、 A1など他の元素とも 酸化物を形成するが、 本発明者らが鋭意検討した結果、 Mgと結合す る有効 Oは分析量の 8割であり、 この量以上の Mg添加が、 穴拡げ性 の向上に作用する十分な硫化物を形成するために必要である。 それ 故、 Mg添加量は （ 1 ) 式を満たす必要がある。
一方で、 Mg系硫化物の形成において、 Sは必須元素であるが、 S 量が多くなると、 Sは Mn系硫化物となる。 この Mn系硫化物の析出量 が少量であれば、 Mg系硫化物と複合状態で存在し、 穴拡げ性の劣化 には影響しないが、 多量に析出すると、 詳細は明らかでないが、 単 独析出または Mg系硫化物の特性に影響を及ぼし、 穴拡げ性を劣化さ せる。 このため、 S量は、 Mg、 有効 O量に対して （ 2 ) 式を満たす 必要がある。
更に、 Mn量及び S量がともに多い条件では、 高温で Mn系硫化物が 析出して、 Mg系の硫化物の生成を抑制し、 十分な穴拡げ性の向上が 得られなくなる。 それ故、 Mn量及び S量は （ 3 ) 式を満たす必要が める。
[Mg%]≥ ( [O %]/16Χ0.8) X24 · · · ( 1 )
[ S %]≤ ( [Mg%]/24- [O %]/16X0.8+0.00012) X 32 - · ( 2 ) [ S %]≤ 0.0075/ [Mn%] · · - ( 3 ) 打抜き穴の断面に微細で均一なボイ ドを生成させることで、 穴拡 げ加工時の応力集中を緩和させ、 穴拡げ性を向上させるためには、 (Nb、 Ti)Nの均一微細化が重要である。 （N.b、 Ti)Nのサイズが小 さい時、 微細で均一なボイ ドの生成起点とならず、 一方、 大きすぎ ると粗大クラックの起点となる。
また、 この析出物の析出個数が少ないと、 打抜き時に発生する微 細ボイ ドの数が不足し、 粗大なクラックの発生を抑制する効果が得 られないと考えられる。
本発明者らは、 鋭意検討した結果、 （Nb、 Ti) Nを均一かつ微細 に析出せしめる手法と して、 MgO及び MgS との複合析出が利用でき るこ とを見出した。 その理由は定かではないが、 酸化物に加えて硫 化物の複合利用においては、 効果を発揮する複合析出物のサイズ、 及び析出物密度として、 MgO、 MgS及び （Nb、 Ti)Nの複合析出物 で、 0.05μ πι以上、 3.0μ m以下の析出物が 1平方 mmあたり 5.0X10 2個以上、 1.0X107個以下含む必要があることを見出した。 このと き、 複合酸化物に Al2 O3、 Si02が含まれていても本効果は損なわ れるものではなく、 少量であれば、 MnSが含まれていても効果は損 なわれない。
なお、 本発明で規定した複合析出物の分散状態は、 例えば、 以下 の方法によ り定量的に測定される。 母材鋼板の任意の場所から抽出 レプリカ試料を作成し、 これを透過電子顕微鏡 （T EM) を用いて 、 倍率 5000〜20000倍で、 少なく とも 5000 /z m2以上、 好ましく は 50 000 μ πι2以上の面積にわたって観察し、 対象となる複合介在物の個 数を測定し、 単位面積当たりの個数に換算する。
この時、 酸化物と （Nb、 Ti)Nの同定には、 T EMに付属のエネ ルギー分散型 X線分光法 （E D S ) による組成分析と、 T EMによ る電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。 このような同定 を、 測定する全ての複合介在物に対して行う ことが煩雑な場合、 簡 易的に、 次の手順による。
まず、 対象となるサイズの個数を、 形状、 サイズ別に上記の要領 にて測定し、 これらのうち、 形状、 サイズの異なる全てに対し、 各 々、 10個以上について上記の要領にて同定を行い、 酸化物と （Nb、 Ti)Nの割合を算出する。 そして、 はじめに測定され 介在物の個 数に、 この割合を掛け合わせる。
鋼中の炭化物が上記 T EM観察を邪魔する場合、 熱処理によって 炭化物を凝集粗大化または溶解させ、 対象とする複合介在物の観察 を容易に行なう ことができる。
S iと A1は、 延性を確保するための組織制御上、 非常に重要な元素 である。 ただし、 S iは、 熱延工程で Siスケールと呼ばれる表面の凹 凸が発生する場合があり、 これにより、 製品外観が損なわれる他、 プレス後に施される化成処理や塗装において、 化成処理膜の生成が 悪い場合や塗装の密着性が悪い場合が発生する。
このため、 一部の化成処理性の厳しい用途には、 多量の S iは添加 できないケースが生じる。 このとき、 延性と化成処理性の両立を狙 うためには、 A1による Si代替が可能であるが、 S i、 A1共に添加量が 多量になると、 フェライ ト相分率が増大し、 狙いの強度が得られな くなる。
そこで、 十分な強度を確保し、 延性を確保するためには、 S i量と A1量は （ 4 ) 式を満たす必要がある。 ただし、 特に伸びが課題とな るときは、 0. 9以上とすることが望ましい。
[S i % ] + 2. 2 X [Al % ]≥0. 35 · · · ( 4 ) 次に、 ；本発明鋼板の組織について説明する。
本発明は、 打ち抜き時の断面性状を改善する技術であるから、 鋼 組織が、 フェライ ト、 べィナイ ト、 マルテンサイ トのいずれの相を 含んでいても、 所要の効果を発揮する。
しかし、 鋼組織は機械的性質に影響を及ぼすから、 所要の機械的 性質に応じて組織を制御する。
( 1 ) べィナイ トを主体とする鋼板 （本発明鋼板 B )
980MPa超の強度を確保するためには、 強化機構として組織強化を 使う必要があり、 加工性のうち、 特に、 穴拡げ性を高めるためには 、 組織をべイナィ トを主体とする組織とする必要がある。
このとき、 第 2相をフェライ トとすると延性が向上するので、 第 2相と してフェライ トを含むことが望ましい。 また、 本発明鋼板 B では、 組織中にオーステナイ トが残存しても、 本発明の効果を妨げ るものではないが、 粗大なセメ ンタイ ト、 パーライ トは、 Mg系析出 物による端面性状の改善効果を低減するので望ましくない。
強度が 980NZfflm2超の鋼は高強度化に伴い、 延性や、 穴拡げ性が 劣化する。 本発明者らは、 上記課題を解決するために鋭意研究した 結果、 Mg系析出物による打ち抜き端面性状の改善による穴拡げ性改 善効果と、 強度を確保しつつ延性を確保する手段と して、 ペイナイ ト主体の鋼組織において、 （：、 Mn、 Ti、 Nbの成分量の範囲を規定す ることが有効であることを見出した。
即ち、 TiC析出強化の最大限の利用と、 Mn、 Cによる組織強化の 材質に与える影響を明確化するこ とで、 下記に示す 3つの関係式を 導き出した。 以下に説明する。 .
Tiに比べ Cの添加量が少ないと固溶 Tiの増加により、 伸びを劣化 させるので、 0.9≤48/12x CZTiとする。 一方で、 Cが Tiに比べ て高すぎると、 熱延加熱中に TiCが析出し強度上昇の効果が得られ なくなることに加え、 第 2相中の C量の増加による穴拡げ性の劣化 を伴う。
これは、 Mg系析出物による端面性状改善効果の低減にもつながる ため、 48/12X C/Tiは、 1.7を上限とする。
即ち、 Ti量と C量は、 式 （ 5 ) を満たす必要がある。
0.9≤48/12X C/Ti<1.7 · · · ( 5 ) 特に、 穴拡げ性を重視する場合、 1.0≤48/12X C/Tiく 1.3とす ることが望ましい。
Mnの添加量の増大に伴い、 フェライ ト生成が抑制されるため、 第
2相分率が増大し、 強度の確保は容易になるが、 伸びの低下を招く
。 一方で、 Cは、 第 2相を硬く して、 穴拡げ性を劣化せしめるが伸 びを改善する。 そこで、 980NZmm2超の引張強度において要求される伸びを確保 するために C量と Mn量は式 （ 6 ) を満たす必要がある。
50227X C -4479XMn> -9860 ' · · ( 6 ) 加工性を確保するためには、 上記の 2つの式を満たす必要がある 。 780N/mm2レベルの鋼板であれば、 強度を確保しつつ、 上記の 2 式を満たすことは比較的容易であるが、 980NZmm 2超の強度を確保 するためには、 穴拡げ性を劣化させる Cや、 伸びを劣化させる Mnの 添加はやむをえない。
980N// mm2超の強度を確保するためには、 上記の 2つの式を満た しつつ、 式 （ 7 ) を満たす範囲に成分を調整する必要がある。
811 X C +135ΧΜη+ 602XTi+ 794XNb> 465 · · · ( 7 ) 次に、 製造方法について説明する。
仕上圧延終了温度は、 フェライ トの生成を妨げ、 穴拡げ性を良好 にするため、 Ar3変態点以上とする必要がある。 しかし、 あまり高 温にすると組織の粗大化による強度低減、 延性の低下を招くため、 950°C以下とすることが望ましい。
冷却速度は、 穴拡げ性に有害な炭化物形成を抑制し、 高い穴拡げ 比を得るためには 20°C Z s以上が必要である。
捲取温度は、 300°C未満ではマルテンサイ トが生成して穴拡げ性 が劣化するので、 300°C以上とする。
また、 低温生成べィナイ トは、 マルテンサイ ト程ではないが第二 相と して存在すると、 穴拡げ性が劣化する。 このため、 350°C以上 で巻き取ることが望ましい。
捲取温度が 600°C超になると、 穴拡げ性に有害な、 パーライ ト、 セメ ンタイ トが生成するので、 捲取温度は、 600°C以下とする。 連続冷却中の空冷は、 フ ライ ト相の占有率を増加させ、 延性を 向上させるために有効である。 しかし、 空冷温度、 空冷時間によつ ては、 パーライ トが生成して、 逆に延性が低下するばかりでなく、 穴拡げ性が著しく低下する。
空冷温度が 650°C未満では、 穴拡げ性に有害なパーライ トが早期 に発生するので、 空冷温度は 650°C以上とする。
—方で、 空冷温度が 750°C超であると、 フェライ トの生成が遅く なり、 空冷の効果を得にくいばかりでなく、 その後の冷却中におい てパーライ トが生成しやすくなるので、 空冷温度を 750°C以下とす る。
15秒を超える空冷は、 フェライ トの増加が飽和するばかりでなく 、 その後の冷却速度、 捲取温度の制御に負荷をかける。 そのため、 空冷時間は 15秒以下とする。
( 2 ) フェライ ト とマルテンサイ トを主体とする鋼板 （本発明鋼 板 FM)
端面制御技術は、 鋼板の穴拡げ性の向上に関わる技術であるから 、 延性と穴拡げ性を共に高い値で確保するには、 鋼組織で伸びを確 保する必要がある。 そのためには、 鋼組織を、 フェライ トとマルテ ンサイ トを主体と した組織とする必要がある。
このとき、 フヱライ トが 50 %以上存在すると、 特に、 延性を高く 確保できるので、 フェライ ト分率を、 50 %以上とすることが望まし い。 また、 本発明鋼板 FMでは、 組織中にオーステナイ トが残存して も本発明の効果を妨げないが、 粗大なセメ ンタイ ト、 パーライ トは 、 Mg系析出物による端面性状の改善効果を低減するので望ましく な レ、。
熱延では、 仕上げ圧延後、 短時間の間に所望の組織を形成しなく てはならないが、 所望の組織の形成には、 成分組成の影響が非常に 強く現れる。 鋼組織が、 フェライ ト とマルテンサイ トを主体とする とき、 延性を向上させるためには、 フェライ ト分率の確保が重要で ある。
延性の改善に効果的なフェライ ト分率を確保するためには、 c、
Si、 Mn及び A1の各暈は、 以下の式 （ 8 ) を満たす必要がある。 式 （ 8 ) の値が一 100未満となると、 十分な量のフェライ トが得られず 、 第二相分率が増加するので、 延性が劣化する。
- 100≤ - 300[C %] + 105[Si%] -95[Mn%] + 233[A1%]
• · · ( 8 ) 本発明者らは、 鋼組織がフェライ トとマルテンサイ トが主体の鋼 において、 Mg系析出物による打ち抜き端面性状の改善による穴拡げ 性改善効果を低減させることなく、 延性を改善する手段を鋭意研究 した。 その結果、 フェライ トの形状とフェライ ト粒径を制御するこ とが、 延性改善手段と して有効に作用することを見出した。 以下に 説明する。
フェライ ト粒の形状は、 本発明鋼板 FMにおいて延性を向上させる ための重要な指標のひとつである。 一般に、 高合金成分系において は、 圧延方向に伸展したフェライ ト粒が多い。 本発明者らが鋭意研 究した結果、 この伸展粒が延性の劣化を招く ことを見出し、 さらに 、 指標として、 短径 （ds) と長径 （dl) の比 （ds/dl) が 0.1未満 の結晶粒の存在確率を低くすることが有効であることを見出した。
フェライ ト結晶粒の制御によ り延性向上の効果を十分に得るため には、 フェライ ト結晶において、 比 （ds/dl) が 0.1以上である結 晶粒が 80%以上存在することが必要である。
フェライ ト粒径は、 本発明において延性を向上させるための重要 な指標のひとつである。 一般に、 高強度化に伴い結晶粒は微細化す る。 本発明者らが鋭意研究した結果、 同一強度においては、 十分に 粒成長したフェライ トが延性の向上に寄与することを見出した。
そして、 結晶粒径が延性の向上に十分に得るためには、 フェライ ト結晶粒のうち、 2 vi m以上の粒径の結晶粒が 80 %以上存在するこ とが必要である。
次に、 製造方法について説明する。
仕上圧延終了温度は、 フェライ トの生成を妨げ、 穴拡げ性を良好 にするため、 Ar3変態点以上とする必要がある。 しかし、 あま り高 温にすると組織の粗大化による強度低減、 延性の低下を招くため、 95CTC以下とすることが望ましい。 冷却速度は、 穴拡げ性に有害な 炭化物形成を抑制し、 高い穴拡げ比を得るために、 20°C / s以上が 必要である。
捲取温度は、 300°C以上になるとマルテンサイ トを生成できず、 強度が低下し、 所定の強度を確保できなくなるので、 300°C未満と する。 十分な強度を確保し、 これによる伸びの改善を十分に得るた めには、 捲取温度を 200°C以下とすることが望ましい。
連続冷却中の空冷は、 フェライ ト相の占有率を増加させ、 延性を 向上させるために有効である。 しかし、 空冷温度、 空冷時間によつ ては、 パーライ トが生成して、 逆に延性が低下するばかりでなく、 穴拡げ性が著しく低下する。
空冷温度が 650°C未満では、 穴拡げ性に有害なパーライ トが、 早 期に発生するので、 空冷温度は、 650°C以上とする。
一方で、 空冷温度が 750°C超であると、 フェライ トの生成が遅く なり、 空冷の効果を得にくいばかりでなく、 その後の冷却中におい てパーライ トが生成しやすくなるため、 空冷温度を、 750°C以下と する。
15秒を超える空冷は、 フェライ トの増加が飽和するばかりでなく 、 その後の冷却速度、 捲取温度の制御に負荷をかける。 そのため、 空冷時間は 15秒以下とする。
( 3 ) フェライ ト とベイナイ トを主体と した鋼板 （本発明鋼板 FB )
端面制御技術は穴拡げ性の向上に関わる技術であるから、 穴拡げ 性は母材の延性と穴拡げ性 （ベース特性） の影響も強く受ける。 特 に、 足廻り部品などでは穴拡げ性に関する要求が強く、 ベース特性 として、 延性と穴拡げ性のバランスの良い鋼板を指向し、 端面制御 技術にて、 更に、 穴拡げ性を向上させることが必要である。
それ故、 鋼組織は、 フェライ トとべイナィ トを生体と した組織と する必要がある。 このとき、 フェライ トが 50%以上存在すると、 特 に、 延性を高く確保できるので、 フェライ ト分率を 50%以上とする ことが望ましい。
また、 本発明鋼板 FBでは、 組織中にオーステナイ ト相が残存して も本発明の効果を妨げないが、 粗大なセメ ンタイ ト、 パーライ トは 、 Mg系析出物による端面性状の改善効果を低減するので望ましくな い
熱延では、 仕上げ圧延後、 短時間の間に所望の組織を形成しなく てはならないが、 所望の組織の形成には、 成分組成の影響が非常に 強く現れる。 鋼組織が、 フェライ ト十べィナイ トを主体とするとき 、 延性を向上させるためには、 フェライ ト分率の確保が重要である 延性の改善に効果的なフェライ ト分率を確保するためには、 C、 Si、 Mn、 A1の各量は、 以下の （ 8 ) 式を満たす必要がある。 （ 8 ) 式の値が一 100未満となると、 十分な量のフェライ トが得られず、 第二相分率が増加するので延性が劣化する。
-100≤ -300[C %] + 105[Si%] -95[Mn%] +233[A1%]
• · · ( 8 ) 本発明者らは、 鋼組織がフェライ ト十べィナイ トが主体の鋼にお いて、 Mg系析出物による打ち抜き端面性状の改善による穴拡げ性改 善効果を低減させることなく、 延性を改善する手段を鋭意研究した 。 その結果、 フェライ トの形状とフェライ ト粒径を制御することが 延性改善手段と して有効に作用することを見出した。 以下に説明す る。
フェライ ト形状は、 本発明において延性を向上させるための重要 な指標のひとつである。 一般に、 高合金成分系においては、 圧延方 向に伸展したフェライ ト粒が多い。 本発明者らが鋭意研究した結果 、 この伸展粒が延性の劣化を招く ことを見出し、 さ らに、 指標と し て、 短径 （ds ) と長径 （dl ) の比 （ds / dl ) が 0. 1未満の結晶粒の 存在確率を低くすることが有効であることを見出した。
フェライ ト結晶粒の制御によ り延性向上の効果を十分に得るため には、 フェライ ト結晶粒において、 比 （ds Z dl ) が 0. 1以上である 結晶粒が 80 %以上存在することが必要である。
フェライ ト粒径は、 本発明において延性を向上させるための重要 な指標のひとつである。 一般に、 高強度化に伴い結晶粒は微細化す る。 本発明者らが鋭意研究した結果、 同一強度においては、 十分に 粒成長したフエライ トが延性の向上に寄与することを見出した。
そして、 結晶粒径が延性の向上に十分に寄与するためには、 フエ ライ トの結晶粒のうち、 2 μ m以上の粒径の結晶粒が 80 %以上存在 することが必要である。
次に、 製造方法について説明する。
仕上圧延終了温度は、 フ ライ トの生成を妨げ、 穴拡げ性を阜好 にするため、 Ar 3変態点以上とする必要がある。 しかし、 あまり高 温にすると組織の粗大化による強度低減、 延性の低下を招くため、 950 °C以下とすることが望ましい。
冷却速度は、 穴拡げ性に有害な炭化物形成を抑制し、 高い穴拡げ 比を得るためには 20 °C Z s以上が必要である。 捲敢温度は、 300°C未満ではマルテンサイ トが生成して穴拡げ性 が劣化するので、 300°C以上とする。
また、 低温生成べィナイ トは、 マルテンサイ ト程ではないが第二 相と して存在すると、 穴拡げ性が劣化する。 このため、 350°C以上 で巻き取ることが望ましい。
捲取温度が 600°C超になると、 穴拡げ性に有害な、 パーライ ト、 セメ ンタイ トが生成するので、 捲取温度は、 600°C以下とする。 連続冷却中の空冷は、 フェライ ト相の占有率を増加させ、 延性を 向上させるために有効である。 しかし、 空冷温度、 空冷時間によつ ては、 パーライ トが生成して、 逆に延性が低下するばかりでなく、 穴拡げ性が著しく低下する。
空冷温度が 650°C未満では、 穴拡げ性に有害なパーライ トが早期 に発生するので、 空冷温度は 650°C以上とする。
—方で、 空冷温度が 750°C超であると、 フェライ トの生成が遅く なり、 空冷の効果を得にくいばかりでなく、 その後の冷却中におい てパーライ トが生成しゃすくなるので、 空冷温度を 750°C以下とす る。
15秒を超える空冷は、 フェライ トの増加が飽和するばかりでなく 、 その後の冷却速度、 捲取温度の制御に負荷をかける。 そのため、 空冷時間は 15秒以下とする。
次に、 本発明を実施例に基づいて説明する。
〔実施例 1〕
本発明鋼 Fに係る実施例である。
表 1および表 2に示す成分組成および特性値の鋼を溶製し、 常法 に従い連続铸造でスラブと した。 符号 A〜 Zが本発明に従った成分 組成の鋼で、 符号 aの鋼は C添加量、 bの鋼は Mn添加量、 cの鋼は O添加量、 eの鋼は S添加量、 f の鋼は Mg添加量が、 本発明の範囲 外である。
また、 aの鋼は式 （ 5 ) 、 bの鋼は式 （ 3 ) と式 （ 6 ) 、 cの鋼 は式 （ 1 ) と式 （ 2 ) 、 dの鋼は式 （ 4) 、 eの鋼は式 （ 2 ) と式 ( 3 ) 、 f の鋼は式 （ 1 ) 、 gの鋼は式 （ 7 ) 力 本発明の範囲外 である。 また、 f の鋼は析出物個数が本発明の範囲外である。
これらの鋼を、 加熱炉中で 1200°C以上の温度で加熱し、 熱間圧延 にて板厚 2.6〜3.2mmの熱延鋼板と した。 熱延条件については、 表 3 および表 4に示す。
表 3および表 4において、 A 4、 J 2は冷却速度、 B 3、 F 3は 空冷開始温度、 E 3、 G 3、 Q 4は卷取り温度が、 それぞれ、 本発 明の範囲外である。
このようにして得られた熱延鋼板について、 J I S 5号片による 引張り試験、 および、 穴拡げ試験を行った。 穴拡げ性 （ λ) は径 10 mmの打抜き穴を 6 0 ° 円錐ポンチにて押し拡げ、 クラックが板厚を 貫通した時点での穴径 （ d ) と初期穴径 （ d 0 ： 10mm) から、 え = ( d - d 0 ) / d 0 X 100で評価した。
各試験片の TS、 Ε1、 λを表 2に示す。 図 1に強度と伸びの関係を 、 図 2に強度と穴拡げ （比） の関係を示す。 本発明鋼は、 比較鋼と 比べ、 伸び又は穴拡げ （比） 、 又は、 両方の特性において優れてい ることがわかる。 一方で、 g lの鋼は目的の強度を得ることができ なかった。
このように、 本発明によ り、 980N/mm2の所定の強度を確保しつ つ、 穴拡げ率、 延性ともに優れた高強度熱延鋼板が得られる。
Figure imgf000026_0001
表 2
鋼 式 1 式 2 式 3 式 4 式 5 式 6 析出物個数
備考 右辺 右辺 右辺 左辺 中辺 左辺 左辺 個 mm2 c
A 0.0017 0.0047 0.0031 1.31 1.39 -7815 522 2.1E+03 発明鋼
B 0.0018 0.0068 0.0030 1.39 1.41 -8184 516 4.3E+03 発明鋼
C 0.0014 0.0059 0.0027 1.51 1.47 - 9779 524 3.7E+03 9Q 発明鋼
D 0.0018 0.0068 0.0034 1.07 1.18 -7342 468 3.8E+03 7 発明鋼
E 0.0012 0.0062 0.0034 0.43 1.33 -6840 489 3.9E+03 79Q 発明鋼
F 0.0012 0.0062 0.0034 0.94 1.44 -6589 493 3.9E+03 発明鋼
G 0.0013 0.0079 0.0031 1.38 1.33 -8238 487 5.1E+03 発明鋼
H 0.0018 0.0068 0.0030 1.37 0.92 - 9691 480 4.3E+03 発明鋼
I 0.0010 0.0048 0.0038 0.57 1.68 -4940 493 3.1E+03 744 発明鋼
J 0.0018 0.0061 0.0025 3.36 1.64 -9419 615 3.7E+03 発明鋼
K 0.0018 0.0061 0.0028 1.47 1.54 -9582 507 4. OE+03 7 141 発明鋼 し 0.0008 0.0134 0.0038 0.67 1.05 -6447 496 9.4E+03 発明鋼
0.0048 0.0041 0.0034 1.21 1.26 -6840 484 4.5E+03 発明鋼
N 0.0008 0.0041 0.0030 3.06 1.54 -8686 484 1.7E+03 749
0 0.0014 0.0053 0.0030 1.27 0.94 -9188 472 3.2E+03 751 発明鋼
CO P 0.0017 0.0056 0.0029 1.17 1.61 -9134 496 3.6E+03 736 発明鋼
Q 0.0012 0.0062 0.0029 1.18 1.43 -9134 500 3.5E+03 737 発明鋼
R 0.0018 0.0053 0.0029 1.09 1.57 -8883 504 3.4E+03 707 発明鋼
S 0.0018 0.0044 0.0029 0.94 1.57 -8883 508 2.5E+03 718 発明鋼
T 0.0030 0.0052 0.0034 0.98 1.65 -6338 488 4.3E+03 747 発明鋼
U 0.0030 0.0045 0.0034 1.03 1.65 - 6338 512 3.8E+03 748 発明鋼
V 0.0018 0.0054 0.0034 1.39 1.81 -6338 475 3.5E+03 771 発明鋼
o
W 0.0018 0.0068 0.0031 1.37 1. s oo
-ϋΖόο 4yu 4. ob+Uo 754 発明鋼
X 0.0018 0.0041 0.0033 1.38 1.41 -7288 485 2.8E+03 755 発明鋼
Y 0.0018 0.0057 0.0033 0.90 1.60 -7288 473 4. OE+03 747 発明鋼 z 0.0018 0.0061 0.0033 0.97 1.41 -7288 481 4.3E+03 747 発明鋼 a 0.0018 0.0056 0.0034 1.31 10.50 694 539 3.9E+03 712 比較鋼 b 0.0018 0.0068 0.0021 1.07 1.18 - 13613 653 4.5E+03 673 比較鋼 c 0.0072 -0.0018 0.0034 1.08 1.41 -6840 476 1.5E+03 757 比較鋼 d 0.0018 0.0053 0.0030 0.27 1.33 -8686 492 3.6E+03 719 比較鋼 e 0.0018 0.0068 0.0030 1.17 1.47 -8435 488 8.3E+03 741 比較鋼 f 0.0018 0.0018 0.0034 0.97 1.65 -6338 476 3. OE+02 747 比較鋼 g 0.0008 0.0081 0.0054 0.97 1.65 -2755 372 4.7E+03 798 比較鋼
*但し、 Ar3 =896-509 (C%) +26.9(Si%) -63.5(Mn%) +229( P %)
表 3
仕上温度 冷却: ι¾度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引 ¾強 δ 伸ひ 八 H7
鋼 備考
°C °C/ s °c s °C N/mm2 % %
Al 920 70 680 4 490 1050 14 64 発明鋼
A2 910 70 720 2 580 1095 15 52 発明鋼
A3 920 40 - - 500 1067 14 69 発明鋼
A4 930 10 - - 480 1057 9 41 比較鋼 .
Bl 920 70 670 5 490 1044 14 64 発明鋼
B2 900 70 720 2 300 1019 14 65 発明鋼
B3 910 70 780 3 500 1061 10 63 比較鋼
B4 890 40 - - 500 1073 14 65 発明鋼
CI 910 70 670 3 500 1053 12 62 発明鋼
C2 920 40 - - 480 1055 12 67 発明鋼
Dl 890 70 670 4 490 993 16 74 発明鋼
D2 930 70 680 3 550 1023 16 69 発明鋼
El 930 70 670 3 500 1004 16 68 発明鋼
E2 920 40 - - 480 1006 16 71 発明鋼
E3 920 70 720 3 620 1076 15 40 比較鋼 t Fl 910 70 680 3 500 1013 16 64 発明鋼
F2 910 40 - - 500 1025 16 64 発明鋼
F3 890 70 630 4 500 1025 10 43 比較鋼
Gl 920 70 680 3 500 1015 14 67 発明鋼
G2 920 70 ― - 480 1017 14 72 発明鋼
G3 930 40 ― - 620 1087 14 39 比較鋼
HI 910 70 690 3 480 1008 13 87 発明鋼
H2 900 40 - - 480 1020 13 91 発明鋼
11 920 70 680 3 520 1013 18 58 発明鋼
12 910 40 500 1015 18 61 発明ま
Jl 880 70 670 4 500 1135 12 55 発明鋼
J2 870 10 500 1147 7 39 比較鋼
Kl 910 70 670 4 450 1036 13 61 発明鋼 2 890 70 680 4 550 1098 13 52 発明鋼 し 1 890 70 670 3 500 1017 16 79 発明鋼
L2 910 40 550 1054 17 73 発明鋼
Ml 890 70 670 3 480 1011 16 70 発明鋼
M2 890 50 680 3 500 1021 16 69 発明鋼
Nl 880 70 680 3 500 1012 14 61 発明鋼
N2 890 30 500 1024 14 64 発明鋼
t
Figure imgf000029_0001
〔実施例 2〕
+ 本発明鋼 FMに係る実施例である。
表 5および表 6に示す成分組成および特性値の鋼を溶製し、 常法 に従い連続铸造でスラブとした。 符号 A〜 Zが本発明に従った成分 組成の鋼で、 符号 aの鋼は C添加量、 bの鋼は Mn添加量、 cの鋼は O添加量、 eの鋼は S添加量、 f の鋼は Mg添加量が、 本発明の範囲 外である。
また、 bの鋼は式 （ 3 ) と式 （ 8 ) 、 cの鋼は式 （ 1 ) と式 （ 2 ) 、 dの鋼は式 （ 4 ) 、 eの鋼は式 （ 2 ) と式 （ 3 ) 、 f の鋼は式 ( 1 ) 力 s、 本発明の範囲外である。 また、 f と gの鋼は、 析出物個 数が本発明の範囲外である。
これらの鋼を、 加熱炉中で 1200°C以上の温度で加熱し、 熱間圧延 にて板厚 2.6〜3.2mmの熱延鋼板とした。 熱延条件については、 表 7 および表 8に示す。
表 7および表 8において、 A 4、 J 2は冷却速度、 B 3 と F 3は 空冷開始温度、 E 3、 G 3および Q 4は卷取り温度が、 それぞれ、 本発明の範囲外である。
このよ うにして得た熱延鋼板について、 J I S 5号片による引張 試験、 および、 穴拡げ試験を行った。 穴拡げ性 （え） は径 lOiinnの打 抜き穴を 6 0 ° 円錐ポンチにて押し拡げ、 クラックが板厚を貫通し た時点での穴径 （ d ) と初期穴径 （ d 0 ： 10mm) から、 え = ( d— d 0 ) / d 0 X 100で評価した。
各試験片の TS、 Ε1、 λを表 7および表 8に示す。 図 3に強度と伸 びの関係を、 図 4に強度と穴拡げ率 （比） の関係を示す。 本発明鋼 は、 比較鋼と比べ、 伸び又は穴拡げ率 （比） 、 又は、 両方の特性に おいて優れていることがわかる。
また、 表 9 と図 5は、 短径 （ds) と長径 （dl) の比 （dsZdl) が 0. 1を超える割合と伸びの関係を示したものである。 この割合が 80 °0以上あると、 安定して高い伸びが得られることがわかる。
また、 表 10と図 6は、 フェライ ト結晶粒の中で、 2 μ ηι以上のフ エラィ ト粒の割合と伸びの関係を示したものである。 この割合が 80 %以上あると、 安定して高い伸びが得られることがわかる。
このよ う に、 本発明によ り、 穴拡げ率、 延性ともに優れた高強度 熱延鋼板を得ることができる。
表 5
Figure imgf000032_0001
表 6
式 1 式 2
鋼 式 3 式 4 式 8 析出物個数 Ar3
備者 右辺 右辺 右辺 左辺 中辺 個/ °C
A 0. 0018 0. 0054 _ 0. 0061 0. 97 一 33 3. 8Ε+03 815 発明鋼
B 0. 0008 0. 0081 0. 0061 0. 93 - 35 4. 8Ε+03 816 発明鋼
C 0. 0018 0. 0041 0. 0063 0. 81 -47 3. 3Ε+03 814 発明鋼
D 0. 0018 0. 0068 0. 0068 0. 85 -33 4. 3Ε+03 819 発明鋼
E 0. 0012 0. 0053 0. 0061 0. 43 -89 3. 2Ε+03 790 発明鋼
F 0. 0012 0. 0053 0. 0061 0. 94 -36 3. 2Ε+03 800 発明鋼
G 0. 0018 0. 0054 0. 0050 1. 69 17 3. 0Ε+03 815 発明鋼
H 0. 0018 0. 0061 0. 0054 0. 97 -49 4. 6Ε+03 802 発明鋼
I 0. 0010 0. 0048 0. 0058 1. 07 -32 3. 5Ε+03 807 発明鋼
J 0. 0018 0. 0061 0. 0023 3. 86 43 3. 7Ε+03 633 発明鋼
K 0. 0018 0. 0061 0. 0038 1. 37 -64 4. 3Ε+03 778 発明鋼
L 0. 0008 0. 0134 0. 0107 0. 57 -27 1. 2Ε+04 835 発明鋼
M 0. 0048 0. 0041 0. 0054 1. 21 -24 4. 5Ε+03 812 発明鋼
N 0. 0008 0. 0041 0. 0050 3. 16 173 1. 7Ε+03 810 発明鋼
0 0. 0014 0. 0053 0. 0054 1. 27 -21 3. 4Ε+03 806 発明鋼
P 0. 0017 0. 0047 0. 0047 0. 99 -87 3. 4Ε+03 754 発明鋼
Q 0. 0012 0. 0045 0. 0047 1. 08 —56 3. 0Ε+03 794 発明鋼
R 0. 0018 0. 0053 0. 0047 1. 09 - 61 4. 2Ε+03 759 発明鋼
S 0. 0018 0. 0044 0. 0047 0. 94 - 68 3. 0Ε+03 786 発明鋼
T 0. 0030 0. 0052 0. 0054 0. 98 - 48 4. 3Ε+03 804 発明鋼 u 0. 0030 0. 0045 0. 0054 1. 03 - 36 3. 8Ε+03 817 発明鋼
V 0. 0018 0. 0054 0. 0050 1. 09 -40 3. 8Ε+03 823 発明鋼 w 0. 0018 0. 0068 0. 0063 1. 07 - 19 4. 5Ε+03 818 発明鋼
X 0. 0018 0. 0041 0. 0094 1. 38 51 2. 8Ε+03 851 発明鋼
Y 0. 0018 0. 0057 0. 0063 0. 90 —39 4. 0Ε+03 815 発明鋼 z 0. 0018 0. 0061 0. 0039 0. 97 -96 4. 3Ε+03 773 発明鋼 a 0. 0018 0. 0056 0. 0054 0. 81 -111 3. 9Ε+03 749 比較鋼 b 0. 0018 0. 0068 0. 0021 0. 87 -269 4. 5Ε+03 663 比較鋼 c 0. 0072 - 0. 0018 0. 0063 1. 08 - 19 1. 5Ε+03 821 比較鋼 d 0. 0018 0. 0053 0. 0068 0. 27 -93 4. 2Ε+03 808 比較鋼 e 0. 0018 0. 0068 0. 0068 0. 87 一 30 8. 3Ε+03 824 比較鋼 f 0. 0018 0. 0018 0. 0063 0. 87 -41 2. 0Ε+02 815 比較鋼 g 0. 0008 0. 0041 0. 0063 0. 97 -31 2. 5Ε+02 818 比較鋼
*伹し、 Ar3 =896-509 (C%) +26. 9(Si%) -63. 5(Mn%) +229( P %)
表 7
仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取?显度 引張 3茧さ 1甲ひ
鋼 備考
°C °C/ s °C S 。C N/mm2 % %
Al - 920 70 680 4 100 608 33 80 発明鋼
A2 910 70 720 2 250 588 31 98 発明鋼
A3 920 40 - ― 100 618 30 83 発明鋼
A4 930 10 - - 100 608 25 50 比較鋼
Bl 920 70 670 5 100 603 32 81 発明鋼
B2 900 70 720 2 250 593 31 97 発明鋼
B3 910 70 780 3 100 608 25 74 比較鋼
B4 890 40 - - 100 608 31 84 発明鋼
CI 910 70 670 3 100 578 33 85 発明銅
C2 920 40 - - 100 590 31 86 発明鋼
Dl 890 70 670 4 100 606 32 84 発明鋼
D2 930 70 680 3 250 591 31 98 発明鋼
El 930 70 670 3 100 548 34 89 発明銅
E2 920 40 - 一 100 558 33 91 発明鋼
E3 920 70 720 3 350 533 25 106 比較鋼O Fl 910 70 680 3 100 584 33 84 発明鋼
F2 910 40 - - 100 596 31 86 発明鋼
F3 890 70 630 4 100 584 25 55 比較鋼
Gl 920 70 680 3 100 791 25 54 発明鋼
G2 920 70 - - 100 803 23 56 発明鋼
G3 930 40 一 - 350 783 20 70 比較鋼
HI 910 70 690 3 100 607 32 81 発明鋼
H2 900 40 - - 100 619 30 82 発明鋼
11 920 70 680 3 100 619 32 79 発明鋼
12 910 40 1UU 丄 U 0丄
Jl 880 70 670 4 100 973 19 29 発明鋼
J2 870 10 100 985 13 15 比較鋼 l 910 70 670 4 100 738 27 65 発明鋼 2 890 70 680 4 250 723 26 79 発明鋼 し 1 890 70 670 3 100 583 33 84 発明鋼
L2 910 40 250 568 32 101 発明鋼
Ml 890 70 670 3 100 945 20 32 発明鋼
M2 890 50 680 3 100 945 20 32 発明鋼
Nl 880 70 680 3 100 673 30 71 発明銅
N2 890 30 100 685 27 73 発明鋼
表 8 (表 7の続き）
仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引張強さ 伸び 穴拡げ
備者
°C °C/ s °C s °c Ν/丽 2 % %
01 920 70 670 5 100 642 32 70 発明鋼
02 910 70 , 690 3 100 642 31 76 発明鋼
PI 890 70 680 3 100 676 30 74 発明鋼
P2 900 70 700 4 100 676 30 72 発明鋼
Ql 900 70 670 4 100 641 31 73 発明鋼
Q2 890 150 660 5 100 641 32 72 発明鋼
Q3 910 40 - - 100 653 29 77 発明鋼
Q4 920 40 - - 350 611 23 95 比較鋼
Rl 920 70 680 3 100 779 26 53 発明鋼
R2 920 40 ― ― 100 791 24 59 発明鋼
SI 930 100 660 5 100 609 33 77 発明鋼
S2 910 70 720 2 100 609 30 84 発明鋼
Tl 900 70 680 3 100 615 32 79 発明鋼
T2 910 40 100 627 30 81 発明鋼
Ul 890 70 680 4 100 616 32 79 発明鋼
CO U2 890 40 一 100 628 30 79 発明鋼 O VI 890 70 660 3 100 622 32 78 発明鋼
V2 900 70 660 4 250 602 31 96 発明銅
V3 890 40 - - 100 630 30 81 発明鋼 ffl 920 70 700 3 100 610 32 80 発明鋼
W2 930 70 660 3 250 590 31 98 発明鋼
W3 910 40 一 - 100 602 31 87 発明鋼
XI 900 70 690 3 100 582 33 85 発明鋼
X2 930 70 - 100 587 31 84 発明鋼
Yl 890 70 680 4 100 oua όΖ 8丄
Y2 910 70 690 3 250 589 31 98 発明鋼
Zl 910 70 670 3 100 670 30 71 発明鋼
Z2 910 70 680 3 250 645 29 90 発明鋼 al 850 70 680 3 100 683 20 40 比較鋼 bl 900 70 680 4 100 815 18 51 比較鋼 cl 920 70 680 3 100 604 . 31 40 比較鋼 dl 900 70 670 4 100 523 25 92 比較鋼 el 900 70 680 3 100 493 34 45 比較鋼 fl 910 70 680 4 100 608 29 50 比較鋼 gl 910 70 680 3 100 516 33 50 比較鋼
ds/dl≥0. 1 伸び 穴拡げ 仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引張強さ 備考 銅 %
°C C/ s °C s °C N / の割合 %
Al 920 70 680 4 100 608 91% 33 80 発明鋼
A5 920 70 780 4 100 609 40% 24 80 比較鋼
A6 920 70 760 4 100 610 70% 25 80 比較鋼
A7 920 70 740 4 100 605 82% 32 81 発明鋼
CO 4 100 605 88% 33 81 発明鋼
A8 920 80 720
90% 33 81 発明鋼
A9 920 80 700 4 100 一 606
A10 920 80 660 . 4 100 611 92% 33 80 発明鋼
0
仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引張強さ 2 μ πι以上の 伸び 穴拡げ
備考 鋼
°C °C/ s °C s °C N/mm2 フェライト粒割合 % %
Bl 920 70 670 5 100 603 88 32 81 発明鋼
B5 860 70 670 4 100 603 50 25 81 比較鋼
B6 880 70 670 ' 4 100 601 68 26 81 比較鋼
B7 880 70 730 4 100 600 83 32 81 発明鋼
CO CJ1 B8 920 70 730 5 100 603 90 33 81 発明鋼
B9 960 80 670 6 100 605 93 33 81 発明鋼
BIO 960 80 730 6 100 605 94 33 81 発明鋼
16967
〔実施例 3〕
本発明鋼板 FBに係る実施例である。
表 11および表 12に示す成分組成および特性値の鋼を溶製し、 常法 に従い連続铸造でスラブとした。 符号 A〜 Zが本発明に従った成分 組成の鋼で、 符号 aの銅は C添加量、 bの鋼は Mn添加量、 cの鋼は O添加量、 eの鋼は S添加量、 f の鋼は Mg添加量が、 本発明の範囲 外である。
また、 bの鋼は式 （ 3 ) と式 （ 8 ) 、 cの鋼は式 （ 1 ) と式 （ 2 ) 、 dの鋼は式 （ 4 ) と式 （ 8 ) 、 eの鋼は式 （ 2 ) と式 （ 3 ) 、 f の鋼は式 （ 1 ) が、 本発明の範囲外である。 また、 f 、 gの鋼は 、 析出物個数が本発明の範囲外である。
これらの鋼を加熱炉中で 1200°C以上の温度で加熱し、 熱間圧延に て板厚 2.6〜3.2mmの熱延鋼板と した。 熱延条件については、 表 13お よび表 14に示す。
表 13および表 14において、 A 4、 J 2は冷却速度、 ：8 3 と 3は 空冷開始温度、 E 3、 G 3および Q 4は、 巻取り温度が、 それぞれ 、 本発明の範囲外である。
このようにして得た熱延鋼板について、 J I S 5号片による引張 り試験、 および、 穴拡げ試験を行った。 穴拡げ性 （ λ ) は径 10顧の 打抜き穴を 6 0 ° 円錐ポンチにて押し拡げ、 クラックが板厚を貫通 した時点での穴径 （ d ) と初期穴径 （ d 0 ： 10mm) から、 λ = ( d - d 0 ) Z d 0 X100で評価した。
各試験片の TS、 Ε1、 λを表 13および表 14に示す。 図 7に強度と伸 びの関係を、 図 8に強度と穴拡げ率の関係を示す。 本発明鋼は、 比 較鋼と比べ、 伸び又は穴拡げ率 （比） 、 又は、 両方の特性において 優れていることがわかる。
また、 表 15と図 9は、 短径 （ds) と長径 （dl) の比 （ds/dl) が 0. 1を超える割合と伸びの関係を示したものである。 この割合が 80 %以上であると、 安定して高い伸びが得られることがわかる。 また 、 表 16と図 10は、 フェライ ト結晶粒のなかで、 2 μ πι以上の粒径を 持つ割合と伸びの関係を示したものである。 この割合が 80 %以上あ ると、 安定して高い伸びが得られることがわかる。
このよ うに、 本発明によ り、 穴拡げ率、 延性ともに優れた高強度 薄鋼板が得られる。
Figure imgf000040_0001
Figure imgf000041_0001
表 1 3
第 仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引張強さ 伸び 穴拡げ
°C °CZ s °C s °C N 匪2 % %
Al 920 70 680 4 490 801 24 112 発明鋼
A2 910 70 720 2 580 846 21 101 発明鋼
A3 920 40 ― - 500 818 22 120 発明鋼
A4 930 10 - - 480 808 18 80 比較鋼
Bl 920 70 670 5 490 820 23 110 発明鋼
B2 900 70 720 2 300 795 25 107 発明鋼
B3 910 70 780 3 500 837 16 102 比較鋼
B4 890 40 ― - 500 849 21 110 発明銅
CI 910 70 670 3 500 811 23 111 発明鋼
C2 920 40 480 813 22 121 発明鋼
Dl 890 70 670 4 490 863 21 104 発明鋼
D2 930 70 680 3 550 893 21 94 発明鋼
El 930 70 670 3 500 738 25 121 発明鋼
E2 920 40 480 740 24 128 発明鋼
E3 920 70 720 3 620 810 22 50 比較鋼
Fl 910 70 680 3 500 771 24 116 発明鋼
F2 910 40 500 783 23 124 発明鋼
F3 890 70 630 4 500 783 18 100 比較鋼
Gl 920 70 680 3 500 806 23 112 発明鋼
G2 920 70 480 808 22 121 発明鋼
G3 930 40 一 ― 620 878 20 60 比較鋼
HI 910 70 690 3 480 772 24 116 発明鋼
H2 900 40 480 784 23 124 発明鋼
11 920 70 680 3 520 834 22 108 発明鋼
12 910 40 500 836 21 118 発明鋼
Jl 880 70 670 4 500 990 17 88 発明鋼
J2 870 10 500 1002 13 40 比較鋼
Kl 910 70 670 4 450 782 24 124 発明鋼
K2 890 70 680 4 550 802 23 106 発明鋼 し 1 890 70 670 3 500 590 30 140 発明鋼 し 2 910 40 550 627 28 129 発明鋼
Ml 890 70 670 3 480 983 18 89 発明鋼
M2 890 50 680 3 500 993 17 87 発明鋼
Nl 880 70 680 3 500 810 23 111 発明鋼
N2 890 30 500 822 22 120 発明鋼
表 1 4 (表 1 3の続き）
仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引張強さ 伸ひ ノ、 ί(Α·け
備考
°c °C/ s °c S "C N/mm2 % %
01 920 70 670 5 500 830 24 103
02 910 70 690 3 480 820 23 110
PI 890 70 680 3 480 873 21 106
P2 900 70 700 4 500 883 21 103
Ql 900 70 670 4 500 817 23 107
Q2 890 150 660 5 480 807 24 108
Q3 910 40 480 819 22 119
Q4 920 40 ― _ 200 769 23 60
Rl 920 70 680 3 500 738 25 118
R2 920 40 500 750 24 128
si 930 100 660 5 500 787 25 111
S2 910 70 720 2 480 777 23 124
Tl 900 70 680 3 480 608 30 138
T2 910 40 500 630 28 140
Ul 890 70 680 4 480 809 23 111
U2 890 40 - - 480 821 22 118
VI 890 70 660 3 520 818 23 110
V2 900 70 660 4 400 798 23 122
V3 890 40 一 ― 550 845 21 117
Wl 920 70 700 3 500 820 23 110
W2 930 70 660 3 580 860 22 99
3 910 40 - 一 480 822 22 122
XI 900 70 690 3 500 812 23 112
X2 930 70 - - 480 802 22 119
Yl 890 70 680 4 480 821 23 丄 11
Y2 910 70 690 3 400 811 22 120
Zl 910 70 670 3 500 801 23 112
Z2 910 70 680 3 400 791 23 126
al 850 70 680 3 480 795 15 60
bl 900 70 680 4 480 859 12 105
cl 920 70 680 3 500 850 21 50
dl 900 70 670 4 480 782 15 115
el 900 70 680 3 480 749 24 70
fl 910 70 680 4 520 788 22 78
gl 910 70 680 3 500 812 21 75
発発発発発発発発比発発発発発発発発発発発発発発発発発発発七匕匕匕匕匕匕 較較較較w ¾> S ¾>較較較> S> ni He B R H. n>> Rvl> 0. PH β β 0V B B. H.^--月月月交月月月月月月月月月月弓弓弓弓弓弓 表 1 5
仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引張強さ ds/dl≥0. 1 伸び 穴拡げ '
備考 m °C °C/ s °C s °C N/mm2 の割合 % %
A1 920 70 680 4 490 801 91% 24 112 発明鋼
A5 920 70 780 4 490 801 30% 15 112 比較鋼
A6 920 70 760 4 480 796 60% 16 113 比較鋼
A7 920 70 740 4 500 806 82% 23 112 発明鋼
A8 920 80 720 4 500 806 88% 24 112 発明鋼
A9 920 80 700 4 490 801 90% 24 112 発明鋼
A10 920 80 660 4 490 801 92% 24 112 発明鋼
表 1 6
仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引張強さ 2 μ πι以上の 伸び 穴拡げ 鋼 備考
°C 。じ/ s °C s °C N/mm2 フェライト粒割合 % %
Bl 920 70 . 670 5 490 820 85% 23 110 発明鋼
B5 860 70 670 4 490 820 60% 15 110 比較鋼
B6 860 70 700 4 500 825 70% 16 109 比較鋼
B7 880 70 730 4 490 820 83% 23 110 発明鋼
CO B8 920 70 730 5 500 825 90% 23 109 発明鋼
B9 960 80 670 6 500 825 93% 23 109 発明鋼
BIO 960 80 730 6 490 820 94% 24 110 発明鋼
〔産業上の利用可能性〕
本発明によれば、 強度レベルが 590N/mm2、 さ らには、 980NZm m2以上の高強度鋼板において、 従来にない伸び一延性パランスを有 した高強度薄鋼板を供給できる。 したがって、 本発明は高強度鋼板 を基材とする産業において極めて有用なものである。

Claims

求 の 範 囲
1 . 質量％で、
C ： 0.01%以上、 0.20%以下、
Si ： 1.5%以下、
A1 ： 1.5%以下、
Mn : 0.5%以上、 3.5%以下、
P ： 0.2%以下、
S : 0.0005%以上、 0.009%以下、
N ： 0.009%以下、
Mg： 0.0006%以上、 0.01%以下、
O ： 0.005%以下、
および
Ti : 0.01%以上、 0.20%以下、
Nb : 0.01%以上、 0.10%以下、
の 1種または 2種を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からな り、 かつ Mn%、 Mg%、 S %および O %が、 式 （ 1 ) 〜 （ 3 ) を満た すと ともに、 鋼組織が、 フ ライ ト、 べィナイ トおよびマルテンサ ィ トの 1種または 2種以上を主体と した組織であることを特徴とす る穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
[Mg%]≥ ( [O %]/16X0.8) X24 . · · ( 1 )
[ S % ]≤ ( [Mg%]/24- [O %]/16Χ0.8+0.00012) X 32 · · ( 2 ) [ S %]≤ 0.0075/ [Mn%] · · · ( 3 )
2. 更に、 MgO、 MgSおよび （Nb、 Ti)Nの複合析出物において
、 0.05μ πι以上、 3.0μ m以下の析出物が、 1平方 mmあたり 5.0 X 10 2個以上、 1.0X107個以下含むことを特徴とする請求の範囲 1 に記 载の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
3. 質量％で、 更に、 Al%および Si%が式 （ 4) を満たすことを 特徴とする請求の範囲 1に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄 鋼や 0
[Si%] +2.2Χ [Al%]≥ 0.35 · · · ( 4 )
4. 質量％で、 更に、 Al%および Si%が式 （ 4) を満たすことを 特徴とする請求の範囲 2に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄 鋼板。
[Si%] +2.2X [Al%]≥ 0.35 · · · ( 4 )
5. 質量％で、 更に、 Ti %、 C %、 Mn%および Nb%が、 式 （ 5 ) 〜 （ 7 ) を満たすと ともに、 鋼組織が、 ベイナイ トを主体と した組 織で、 強度が θδΟΝΖιηπι2超であることを特徴とする請求の範囲 1〜 4のいずれか 1項に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
0.9≤48/12x [C %]/ [Ti%] < 1.7 · · · ( 5 )
50227 X [ C % ] - 4479 X [Mn% ] > - 9860 · · · ( 6 )
811 X [C %] + 135X [Mn%] + 602X [Ti%] +794X [Nb%] > 465
• · · ( 7 )
6. 質量％で、 更に、 C %、 Si%、 Al%および Mn%が、 式 （ 8 ) を満たすとともに、 鋼組織が、 フェライ ト とマルテンサイ トを主体 と した組織で、 強度が 590NZmm2超であることを特徴とする請求の 範囲 1〜 4のいずれか 1項に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度 薄鋼板。
-100≤ - 300[C %] + 105[Si%] - 95[Mn%] + 233[A1%]
• · · ( 8 )
7. 前記鋼組織の結晶粒において、 短径 （ds) と長径 （dl) の比 (ds/dl) が 0.1以上である結晶粒が 80%以上存在することを特徴 とする請求の範囲 6に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
8. 前記鋼組織のフェライ トの結晶粒において、 粒径 2 μπι以上 の結晶粒が 80%以上存在することを特徴とする請求の範囲 7に記載 の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
9. 質量％で、 更に、 C %、 Si%、 Mn%および Al%が、 式 （ 8 ) を満たすとともに、 鋼組織がフェライ ト とべイナィ トを主体と した 組織で、 強度が 590NZmm2超であることを特徴とする請求の範囲 1 〜 4のいずれか 1項に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
- 100≤ - 300 [ C % ] +105[Si%] -95[Mn%] + 233[A1%]
• · · (8 )
10. 前記鋼組織の結晶粒において、 短径 （ds) と長径 （dl) の比 (ds/dl) が 0.1以上である結晶粒が 80%以上存在することを特徴 とする請求の範囲 9に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
11. 前記鋼組織のフェライ トの結晶粒において、 粒径 2 μ m以上 の結晶粒が 80%以上存在することを特徴とする請求の範囲 10に記载 の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
12. 請求の範囲 1〜 4のいずれか 1項に記載した成分組成の鋼を 、 Ar3変態点以上の圧延終了温度で圧延を終了し、 引続き、 20°CZs ec以上の冷却速度で冷却し、 300°C未満で捲取り、 鋼組織がフェラ ィ トとマルテンサイ トを主体と した組織で、 強度が 590NZmm2超の 高強度薄鋼板を製造することを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた 高強度薄鋼板の製造方法。
13. 請求の範囲 1〜4のいずれか 1項に記載した成分組成の鋼を 、 Ar3変態点以上の圧延終了温度で圧延を終了し、 引続き、 20°CZs ec以上の冷却速度で 650°C〜750°Cまで冷却し、 次いで、 該温度で 15 秒以下で空冷した後、 再度冷却して、 300°C未満で捲取り、 鋼組織 がフェライ ト とマルテンサイ トを主体と した組織で、 強度が 590 N / mm2超の高強度薄鋼板を製造することを特徴とする穴拡げ性と延 性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
14. 請求の範囲 1 〜 4のいずれか 1項に記載した成分組成の鋼を 、 Ar3変態点以上の圧延終了温度で圧延を終了し、 引続き、 20°C / s ec以上の冷却速度で冷却し、 300°C以上、 600°C以下で捲取り、 鋼組 織がフェライ ト とべイナィ トを主体とした組織で、 強度が 590 N / m m2超の高強度薄鋼板を製造することを特徴とする穴拡げ性と延性に 優れた高強度薄鋼板の製造方法。
15. 請求の範囲 1 〜 4のいずれか 1項に記載した成分組成の鋼を 、 Ar3変態点以上の圧延終了温度で圧延を終了し、 引続き、 20°C / s ec以上の冷却速度で 650°C〜750°Cまで冷却し、 次いで、 該温度で 15 秒以下空冷した後、 再度冷却して、 300°C以上、 600°C以下で捲取り 、 鋼組織がフェライ トとべイナィ トを主体と した組織で、 強度が 59 ON Z mm2超の高強度薄鋼板を製造することを特徴とする穴拡げ性と 延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
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