WO2005095663A1 - 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2005095663A1
WO2005095663A1 PCT/JP2005/006288 JP2005006288W WO2005095663A1 WO 2005095663 A1 WO2005095663 A1 WO 2005095663A1 JP 2005006288 W JP2005006288 W JP 2005006288W WO 2005095663 A1 WO2005095663 A1 WO 2005095663A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
phase
steel sheet
strength
young
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/006288
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Taro Kizu
Kaneharu Okuda
Toshiaki Urabe
Hiromi Yoshida
Yoshihiro Hosoya
Original Assignee
Jfe Steel Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Jfe Steel Corporation filed Critical Jfe Steel Corporation
Priority to US10/578,525 priority Critical patent/US20080118390A1/en
Priority to AU2005227556A priority patent/AU2005227556B2/en
Priority to EP05727349.2A priority patent/EP1731626B1/en
Priority to CA002546003A priority patent/CA2546003A1/en
Publication of WO2005095663A1 publication Critical patent/WO2005095663A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-rigidity, high-strength thin steel sheet suitable mainly for an automobile body and a method for producing the same.
  • the high-rigidity, high-strength thin steel sheet of the present invention is a column-shaped structural member having a rigidity sensitivity index close to 1 such as an automobile center villa, rocker, side frame, cross member, etc. It is suitable for a wide range of applications. Background art
  • the stiffness of a part having the same part shape or welding condition is represented by the product of the Young's modulus of the member and the second moment of area of the part. It can be expressed as approximately proportional to ⁇ .
  • ⁇ is the thickness sensitivity index and the shape of the part It takes a value of 1 to 3 depending on the condition. For example, ⁇ takes a value close to 3 when the shape is a single plate such as an automobile panel component, and ⁇ takes a value close to 1 when the shape is a column such as a structural component.
  • the Young's modulus is largely controlled by the texture and increases in the direction of the closest density of atoms. Therefore, in the steel process of rolling by rolls and heat treatment, it is effective to develop ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> in order to develop the orientation that is advantageous for the Young's modulus of the steel, which is a body-centered cubic lattice, Thereby, the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction can be increased.
  • the aggregate structure of ferrite at the hot-rolled sheet stage was changed to ⁇ 311 ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ 113>, and the initial orientation was used for cold rolling and recrystallization annealing.
  • a technique for increasing the Young's modulus in a direction perpendicular to the rolling direction by setting ⁇ 211 ⁇ 011> as the main orientation by performing the rolling process is disclosed.
  • Patent Document 2 low-carbon steel having a C content of 0.02 to 0.15% is added with Nb, Mo, and B, and Ar is added.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet in which the rolling reduction at -950 ° C is made 50% or more to develop ⁇ 211 ⁇ 011> and increase the Young's modulus is disclosed.
  • Nb is added to low-carbon steel having a C content of 0.05% or less, the finish rolling start temperature is 950 ° C or less, and the finish rolling end temperature is (Ar-50 ° C) or less. (Ar + 100 ° C) and Young
  • Patent Document 4 Si and A1 are added to a low-carbon steel having a C content of 0.05% or less to add Ar and
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-255804
  • Patent Document 2 JP-A-8-311541
  • Patent Document 3 JP-A-5-247530
  • Patent document 4 JP-A-953118
  • Patent Document 1 controls the texture by using ultra-low carbon steel with a C content of 0.01% or less and increases the Young's modulus of the steel sheet.
  • Patent Document 2 Although the C content is as high as 0.02 to 0.15%, it is possible to increase the strength, but since the target steel sheet is a hot-rolled steel sheet, It is not possible to utilize the texture control by processing, and it is difficult to further increase the Young's modulus.In addition, stable production of high-strength steel sheets with a thickness of less than 2.0 mm by low-temperature finish rolling is required. There was a problem that it was difficult.
  • Patent Document 3 is also a technology for manufacturing a hot-rolled steel sheet, and has the same problem.
  • the high Young's modulus of a steel sheet in the prior art is intended for a sheet having a large thickness, a hot-rolled steel sheet, or a soft steel sheet. It was difficult to achieve a high Young's modulus of a high-strength steel sheet as thin as 2.0 mm or less.
  • a strengthening mechanism for increasing the tensile strength of a steel sheet to 590 MPa or more there are mainly a precipitation strengthening mechanism and a transformation structure strengthening mechanism.
  • a precipitation strengthening mechanism is used as the strengthening mechanism, it is possible to increase the strength while suppressing the decrease in the Young's modulus of the steel sheet as much as possible, but it involves the following difficulties. That is, for example, if a precipitation strengthening mechanism is used to finely precipitate carbonitrides such as Ti and Nb, the strength of hot-rolled steel sheets can be increased by fine precipitation during winding after hot rolling. On the other hand, in cold-rolled steel sheets, coarsening of precipitates in the recrystallization annealing process after cold rolling was inevitable, and it was difficult to increase the strength by precipitation strengthening.
  • the Young's modulus of the steel sheet decreases due to the strain contained in the low-temperature transformation phase such as the bainite phase or the martensite phase. There was a problem.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems, to provide a high tensile strength of 59 knits or more, more preferably 700 MPa or more, and a Young's modulus of 225 GPa or more, more preferably 230 GPa or more, and further preferably 240 GPa.
  • An object of the present invention is to provide a thin steel sheet having a thickness of 2.0 mm or less, which has both the above and high rigidity, together with an advantageous manufacturing method thereof.
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • It has a composition of iron and unavoidable impurities qualitatively, and has a microstructure composed of a fryte phase as the main phase, a martensite phase with an area ratio of 1% or more, and a tensile strength of 590 MPa or more and Young A high-rigidity, high-strength thin steel sheet having a modulus of 225 GPa or more.
  • N * N— (14 / 47.9) XTi, N— (14 / 47.9) XTi when N— (14 / 47.9) XTi> 0
  • Ti * 0.
  • a method for producing high-rigidity, high-strength thin steel sheets characterized by performing annealing for cooling at a cooling rate of 5 ° C / s or higher.
  • V 0.01 to 0.50%, containing one or two selected from the above and (1)
  • N * N— (14 / 47.9) XTi, N— (14 / 47.9) XTi when N— (14 / 47.9) XTi> 0
  • Ti * 0.
  • a thin steel sheet having a high tensile strength of at least 590 MPa, more preferably at least 700 MPa, and a Young's modulus of at least 225 GPa, more preferably at least 230 GPa, and still more preferably at least 240 GPa. Becomes possible.
  • a low-carbon steel material added with Mn and Nb is subjected to hot rolling at a temperature of 950 ° C or lower, more preferably 900 ° C or lower (strictly above the Ar point). Perform rolling and unrecrystallized aus
  • the combination of promotion of the fly transformation from tenite and subsequent cold rolling develops a crystal orientation that is advantageous for improving the Young's modulus, control of the heating rate in the subsequent annealing process, and equalization in the two-phase region.
  • a low-temperature transformation phase that suppresses a decrease in Young's modulus is generated by heat, and a large amount of ferrite phase that is advantageous for improving the Young's modulus is retained, thereby increasing strength and increasing Young's modulus. It is possible to manufacture a thin steel plate satisfying both, and this has an industrially effective effect.
  • the low-carbon steel material to which Mn and Nb are added is reduced in the hot rolling immediately above the Ar transformation point to reduce the crystal orientation force of ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111>.
  • the ferrite orientation of ⁇ 113 ⁇ * 110> can be developed by increasing the austenite structure of the crystal and promoting ferrite transformation from unrecrystallized austenite of ⁇ 112 ⁇ * 111> in the subsequent cooling process. .
  • the crystal orientation of ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> is advantageous for improving the Young's modulus ⁇ 112 ⁇ .
  • the ⁇ 112 ⁇ In addition to promoting the recrystallization of ferrites with, the non-recrystallized grains of ⁇ 112 ⁇ 110 110 ⁇ Austenite transformation can be promoted.
  • the austenite phase is transformed into the fly phase during cooling after soaking, the ferrite grains having the orientation of ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> grow to increase the Young's modulus and increase the Mn addition.
  • a low-temperature transformation phase is formed, and high strength can be achieved.
  • the austenite phase transformed from ferrite having the orientation of ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> is formed by retransformation during cooling, the low-temperature transformation phase has a small crystal orientation of the low-temperature transformation phase. Can also develop ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110>.
  • the Young's modulus is increased by developing the ⁇ 112 ⁇ -110> of the ferrite phase, and the orientation of the low-temperature transformation phase, which has a great effect on the decrease of the Young's modulus, is particularly increased.
  • the strength can be increased by the formation of the low-temperature transformation phase, and the decrease in the Young's modulus due to the formation of the low-temperature transformation phase can be greatly suppressed.
  • FIG. 1 is a diagram showing the influence of the total draft at 950 ° C. or less and 900 ° C. or less on the Young's modulus.
  • FIG. 2 is a graph showing the influence of the final temperature of hot finish rolling on the Young's modulus.
  • FIG. 3 is a diagram showing the influence of the winding temperature on the Young's modulus.
  • FIG. 4 is a graph showing the effect of the rolling reduction in cold rolling on the Young's modulus.
  • FIG. 5 is a graph showing the influence of the average heating rate from 500 ° C. to the soaking temperature during annealing on the Young's modulus.
  • the high-rigidity high-strength thin steel sheet of the present invention has a tensile strength of at least 59 Pa, more preferably
  • the steel sheet has a modulus of 700 MPa or more, a Young's modulus of 225 GPa or more, more preferably 230 GPa or more, and still more preferably 240 GPa or more, and a sheet thickness of 2.0 mm or less.
  • the steel sheets targeted by the present invention include not only cold-rolled steel sheets but also steel sheets which have been subjected to surface treatment such as hot-dip galvanized material including alloying and electrogalvanized materials.
  • the unit of the content of each element in the component composition of the steel sheet is a force of “% by mass” or less, and is simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • C is an element that stabilizes austenite, and greatly contributes to high strength by enhancing hardenability and greatly promoting the formation of a low-temperature transformation phase in a cooling process during annealing after cold rolling. be able to. Furthermore, during hot rolling, Ar
  • the C content needs to be 0.02% or more, more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.06% or more.
  • the C content is more than 0.15%, the fraction of the hard low-temperature transformation phase increases, and the workability deteriorates not only by extremely increasing the strength of the steel but also.
  • the presence of a large amount of C suppresses recrystallization in an orientation advantageous for high Young's modulus in the annealing step after cold rolling.
  • large amounts also cause deterioration of weldability.
  • the C content needs to be 0.15% or less, and more preferably 0.10% or less.
  • Si is an element that stabilizes ferrite, promotes ferrite transformation in the cooling process after soaking in the two-phase region in the annealing process after cold rolling, and enriches C in austenite. By doing so, it is possible to stabilize austenite and promote the formation of a low-temperature transformation phase. Therefore, the strength of the steel can be increased as necessary, and in order to obtain such an effect, it is desirable that the Si content be 0.2% or more.
  • ⁇ is one of the important elements of the present invention. ⁇ is an element that suppresses recrystallization of worked austenite during hot rolling and stabilizes austenite.
  • Mn which is an austenite stabilizing element, lowers the Ac transformation point during the temperature rise process in the annealing step after cold rolling, and changes the austenite transformation from unrecrystallized ferrite.
  • Mn greatly contributes to high strength by enhancing hardenability and greatly promoting the formation of a low-temperature transformation phase. You can also. And, by acting as a solid solution strengthening element, it can also contribute to increasing the strength of steel. In order to obtain such effects, the Mn content needs to be 1.5% or more.
  • the Mn content is set to 4.0% or less, more preferably 3.5% or less.
  • ⁇ segregates at the grain boundaries, if the ⁇ content exceeds 0.05%, not only the ductility and toughness of the steel sheet will decrease, but also the weldability will deteriorate. In addition, when used as an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the alloying speed is slowed by ⁇ . Therefore, the content must be 0.05% or less.
  • ⁇ is an element effective for increasing the strength as a solid solution strengthening element, and also has an effect of promoting C concentration in austenite as an element for stabilizing ferrite.
  • the steel to which Si is added also has the effect of suppressing the generation of red scale. In order to obtain such an effect, the P content is preferably set to 0.01% or more.
  • S remarkably reduces the ductility in hot, causing hot cracking and significantly deteriorating the surface properties. Furthermore, S not only contributes little to the strength, but also reduces ductility and hole-expandability by forming coarse MnS as an impurity element. These problems become significant when the S content exceeds 0.01%, so it is desirable to reduce them as much as possible. Therefore, the S content is set to 0.01% or less. Further, from the viewpoint of particularly improving the hole expanding property, the content is preferably 0.005% or less.
  • Al is a ferrite-stabilizing element and can significantly increase the Ar transformation point of steel.
  • the A1 content needs to be 1.5% or less, and from this viewpoint, it is more preferable to limit A1 to 0.1% or less, which is more preferable.
  • A1 which is a ferrite-forming element, promotes ferrite formation in the cooling process after soaking in the two-phase region in the annealing process after cold rolling, and stabilizes austenite by enriching C in austenite. And promote the formation of a low-temperature transformation phase. Therefore, the strength of the steel can be increased as necessary, and in order to obtain such an effect, the A1 content is desirably 0.2% or more.
  • ⁇ is a harmful element that causes slab cracks during hot rolling and generates surface flaws. ⁇ When the content exceeds 0.01%, slab cracks and surface flaws become noticeable. Therefore, the content must be 0.01% or less.
  • Nb is the most important element in the present invention.
  • Nb promotes ferrite transformation from unrecrystallized austenite by suppressing recrystallization of processed austenite in the finish rolling step in hot rolling, and develops ⁇ 113 ⁇ ku110>
  • the Young's modulus can be improved in the subsequent cold rolling and annealing steps.
  • the austenite transformation from unrecrystallized ferrite is promoted, and the cooling process after soaking is performed.
  • the orientation of the low-temperature transformation phase generated by V it is possible to develop an orientation advantageous for improving the Young's modulus, and to suppress a decrease in the Young's modulus due to the generation of the low-temperature transformation phase.
  • fine carbonitrides of Nb can also contribute to increased strength.
  • the Nb content needs to be 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the Nb content is set to 0.02 to 0.40%, more preferably 0.05 to 0.40%.
  • the amount of C not fixed as carbonitride calculated by (C + (12/14) XN-(12 / 92.9) X Nb), must be 0.06% or less. And more preferably 0.05% or less.
  • N is fixed preferentially over C by Nb and precipitates. Therefore, the amount of C not fixed as carbonitride by (C + (12/14) XN— (12 / 92.9) X Nb) Can be calculated.
  • the amount of C not fixed as carbonitride is less than 0.01%, the amount of C in austenite decreases during annealing in the two-phase region after cold rolling, and the formation of a martensite phase after cooling is suppressed. This makes it difficult to increase the strength of the steel. Therefore, the amount of ( ⁇ + (12/14)? ⁇ (12 / 92.9)) which is fixed as carbonitride is 0.01 to 0.06%, more preferably 0.01 to 0.05%. I do. Also, N coarsely precipitates Nb nitride at a high temperature, so that the effect of suppressing recrystallization of Nb is reduced.
  • N content In order to suppress this effect, it is necessary to limit the N content to N ⁇ (14 / 92.9) X (Nb-0.01) in relation to the Nb content. More preferably, it is limited to N ⁇ (14 / 92.9) X (Nb-0.02).
  • the balance is substantially iron and unavoidable impurities means that those containing other trace elements are within the scope of the present invention, as long as the action and effect of the present invention are not impaired. Means to be included. In order to further improve the strength, In addition to the component specifications, if necessary, one or more of Ti and V, and one or more components that also select the neutrality of Cr, Ni, Mo, Cu and B! / ,.
  • the content of Ti is preferably set to 0.01% or more.
  • the Ti content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.20% or less.
  • V 0.01 to 0.50%
  • V is an element that contributes to an increase in strength by forming fine carbonitrides.
  • the content of V is preferably set to 0.01% or more.
  • the addition amount of V is 0.50% or less, more preferably 0.20% or less.
  • N * ⁇ (14 / 92.9) X (Nb-O.Ol) (4)
  • Ti * 0.
  • N coarsely precipitates Nb nitride at a high temperature, so that the effect of suppressing recrystallization of Nb is reduced.
  • N is preferentially fixed as a nitride of Ti, so N *, which is the amount of N not fixed as a nitride of Ti, is changed to N * ⁇ (14 / 92.9) X (Nb — Must be limited to 0.01). More preferably, it is limited to N * ⁇ (14 / 92.9) X (Nb 0.02).
  • Ti and V form carbonitrides, which are not fixed as carbonitrides but reduce the amount of C. Furthermore, since is fixed by the formation of sulfur nitride, the amount of C not fixed as carbonitride is set to 0.01 to 0.06%. + (12/14) XN * — (12 / 92.9) X Nb— (12 / 47.9) X Ti * — (12 / 50.9) It is necessary to make the value of XV 0.01 to 0.06%, which is more preferable. Should be 0.01-0.05%.
  • Cr is an element that enhances hardenability by suppressing the formation of cementite, and greatly enhances the formation of a low-temperature transformation phase during the cooling process after soaking in the annealing process, thereby increasing the strength. Can be greatly contributed to. Furthermore, in the hot rolling process, by suppressing the recrystallization of the worked austenite, the ferrite transformation from unrecrystallized austenite is promoted, and ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> is developed, followed by cold rolling and annealing. The Young's modulus can be improved in the process. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain Cr in an amount of 0.1% or more.
  • the thin steel sheet of the present invention is used as a hot-dip galvanized steel sheet, it is preferable to contain Cr at 0.5% or less because Cr oxide generated on the surface induces non-plating. .
  • Ni is an element that enhances hardenability by stabilizing austenite, and is used in the annealing process. In the cooling process after soaking, the formation of a low-temperature transformation phase is greatly promoted, which can greatly contribute to strengthening. Furthermore, Ni, which is an austenite stabilizing element, lowers the Ac transformation point during the heating process in the annealing process after cold rolling, and
  • Austenite transformation from crystalline ferrite is promoted, and in the cooling process after soaking, the orientation of the low-temperature transformation phase generated in the cooling process develops in a direction that is advantageous for improving the Young's modulus.
  • the rate can be prevented from lowering.
  • Ni suppresses the recrystallization of worked austenite during hot rolling and lowers the Ar transformation point because it is an element that stabilizes austenite.
  • the presence of a large amount of Ni exceeding 1.0% causes the Ac transformation point to be excessively lowered during the heating process in the annealing step after cold rolling, thereby causing the formation of the fly phase in the two-phase region.
  • Mo is an element that enhances hardenability by reducing the mobility of the interface.In the cooling process in the annealing process after cold rolling, the formation of a low-temperature transformation phase is greatly promoted to increase the strength. Can be greatly contributed to. Further, recrystallization of the processed austenite can be suppressed, and by promoting ferrite transformation from unrecrystallized austenite, ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> is developed, and the Young's modulus is reduced in the subsequent cold rolling and annealing processes. Can be improved. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain Mo in an amount of 0.1% or more. On the other hand, even if Mo is contained in a large amount exceeding 1.0%, the above effect is only saturated Mo is preferably contained at 1.0% or less because of an increase in cost.
  • ⁇ is an element that enhances the hardenability by suppressing the transformation from the austenite phase to the ferrite phase, and greatly promotes the formation of the low-temperature transformation phase in the cooling process in the annealing process after cold rolling. , Can greatly contribute to high strength. Furthermore, recrystallization of worked austenite can be suppressed, and by promoting ferrite transformation from unrecrystallized austenite, ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> can be developed, and it can be used in the subsequent cold rolling and annealing processes. Rate can be improved. In order to obtain this effect, it is preferable to contain 0.0005% or more. On the other hand, even if an excessive amount of ⁇ exceeding 0.0030% is contained, the above effect is saturated. Therefore, it is preferable that ⁇ ⁇ ⁇ is contained at 0.0030% or less.
  • Cu is an element that enhances hardenability, and in the cooling process in the annealing process after cold rolling, it can greatly contribute to high strength by greatly promoting the formation of a low-temperature transformation phase. In order to obtain this effect, it is preferable to contain Cu in an amount of 0.1% or more. On the other hand, an excessive Cu content exceeding 2.0% lowers hot ductility, induces surface defects due to cracking during hot rolling, and saturates the quenching effect of Cu. U is preferably contained at 2.0% or less.
  • the thin steel sheet of the present invention it is necessary to have a structure having a ferrite phase as a main phase and a martensite phase at an area ratio of 1% or more.
  • the term “ferrite phase as the main phase” means that the area ratio of the ferrite phase is 50% or more.
  • the ferrite phase has little distortion, is advantageous for high Young's modulus, is excellent in ductility, and has good workability. Therefore, it is necessary that the structure be mainly composed of the ferrite phase.
  • the composite phase is formed by forming the low-temperature transformation phase, which is a hard phase, in the V, the so-called second phase, which is a part other than the ferrite phase, which is the main phase. I need to do it.
  • having a particularly hard martensite phase in the structure among the low-temperature transformation phases reduces the fraction of the second phase for obtaining the target tensile strength level, and reduces the fraction. This is advantageous because a high Young's modulus can be achieved by increasing the fraction of the ellitic phase, and the workability can be improved.
  • the area ratio of the martensite phase to the entire structure must be 1% or more. is there.
  • the area ratio of the martensite phase is preferably set to 16% or more.
  • the structure of the steel sheet of the present invention is preferably a structure composed of the ferrite phase and the martensite phase, but U is a bainite phase or a retained austenite phase, or is a ferrite phase such as a pearlite phase or a cementite phase. There is no problem even if it has a phase other than the phase and the martensite phase in an area ratio of 10% or less, more preferably 5% or less. That is, the total area ratio of the ferrite phase and the martensite phase is preferably set to 90% or more, more preferably 95% or more.
  • composition of the steel material used in the production method of the present invention is the same as the composition of the steel plate described above, the description of the reason for limiting the steel material composition is omitted.
  • the thin steel sheet of the present invention is obtained by subjecting a steel material having the same composition as the above-described steel sheet to hot rolling to form a hot rolled sheet, and pickling and cooling the hot rolled sheet. It can be manufactured by sequentially passing through a cold rolling step of performing cold rolling to form a cold rolled sheet, and an annealing step of achieving recrystallization and composite structure of the cold rolled sheet.
  • the unrecrystallized austenite structure with the crystal orientation force of ⁇ 112 ⁇ ⁇ 111> develops, and in the subsequent cooling process, the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 111> unrecrystallized austenite undergoes ferrite transformation to produce ⁇ 113 ⁇ ⁇ 111>.
  • 110> ferrite orientation can be developed. This orientation is advantageous in improving the Young's modulus in the formation of texture in the subsequent cold rolling and annealing processes.
  • the total reduction at 950 ° C or lower should be 30% or more, and more preferably, the total reduction at 900 ° C or lower should be 30% or more.
  • the winding temperature after finish rolling exceeds 650 ° C, the carbonitride of Nb becomes coarse, and the effect of suppressing the recrystallization of ferrite during the heating process in the annealing process after cold rolling is reduced. It becomes difficult to transform unrecrystallized ferrite into austenite. As a result, the orientation of the low-temperature transformation phase that transforms in the cooling process after soaking cannot be controlled, and the Young's modulus is greatly reduced by the low-temperature transformation phase having this distortion. Therefore, the winding temperature after finish rolling must be 650 ° C or less.
  • the temperature is preferably set to 400 ° C. or more.
  • pickling is performed to remove scale generated on the surface of the steel sheet.
  • the pickling may be performed according to a conventional method.
  • cold rolling is performed.
  • the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 110> orientation developed in the hot-rolled steel sheet can be rotated to the ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation effective for improving the Young's modulus. it can.
  • the structure after the subsequent annealing step also increases the ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation in ferrite, and furthermore, during the low-temperature transformation phase
  • the Young's modulus can be increased. To obtain such an effect, it is necessary to reduce the rolling reduction during cold rolling to 50% or more.
  • the heating rate in the annealing step is an important process condition in the present invention.
  • the annealing process during the process of raising the temperature to the soaking temperature in the two-phase region, that is, to the soaking temperature of 780 to 900 ° C, it promotes the recrystallization of ferrite having the ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation and ⁇ A part of the ferrite grains having the ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation reaches the two-phase region in an unrecrystallized state, and the austenite transformation from the unrecrystallized ferrite having the ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation Can be promoted.
  • the Young's modulus can be increased by promoting the grain growth of ferrite having the ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation. Furthermore, when the low-temperature transformation phase is generated and the strength is increased, the austenite phase transformed from the ferrite including the ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation is re-transformed upon cooling. ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> can be developed. As described above, the Young's modulus is increased by developing the ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> of the ferrite phase, and ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> is increased in the orientation of the low-temperature transformation phase, which has a great effect on the decrease of the Young's modulus.
  • the soaking temperature from 500 ° C which greatly affects recrystallization behavior, is 780 to 780 ° C.
  • the average heating rate up to 900 ° C needs to be 1 to 40 ° C / s, more preferably 1 to 30 ° C / s.
  • the soaking temperature is set to 780 to 900 ° C because recrystallization is not completed below 780 ° C, and when it exceeds 900 ° C, the austenite fraction increases, and ⁇ 112 This is because the lights in the ⁇ 110> direction decrease or disappear.
  • the soaking time is not particularly limited, but is preferably set to about 30 seconds or more in order to generate austenite.On the other hand, if it is too long, the production efficiency deteriorates. Is preferred.
  • the average cooling rate up to 500 ° C after soaking must be 5 ° C / s or more.
  • steel having a chemical composition corresponding to the intended strength level is melted.
  • the smelting method can be appropriately applied, such as a normal converter method or an electric furnace method.
  • the molten steel is formed into a slab and then hot-rolled as it is or after being cooled and heated.
  • hot rolling after finishing under the above-mentioned finishing conditions, winding is performed at the above-described winding temperature, and then normal pickling and cold rolling are performed.
  • the annealing the temperature is raised under the above-described conditions, and the cooling after soaking can increase the cooling rate within a range in which a desired low-temperature transformation phase is obtained. Then, in the case of a cold-rolled steel sheet, it may be overaged!
  • hot-dip galvanized steel sheet If it is to be manufactured as a hot-dip galvanized steel sheet, it can be plated by passing it through hot-dip zinc, and furthermore, it can be alloyed Chemical solution When manufactured as a hot-dip galvanized steel sheet, it can be reheated to a temperature of 500 ° C or higher for alloying treatment.
  • steel A having the components shown in Table 1 was melted in a laboratory vacuum melting furnace, and once cooled to room temperature to produce a steel ingot (steel material).
  • hot rolling, pickling, cold rolling and annealing were sequentially performed in a laboratory.
  • the basic manufacturing conditions are as follows. After heating the ingot for 1 hour at 1250 ° C, Hot rolling is started, and the total rolling reduction of 900 ° C or less, that is, the total rolling reduction of 900 ° C or less is set to 40%, and the final rolling temperature (corresponding to the finish rolling finish temperature) is 830 ° C. Thickness: A hot-rolled sheet of 4.0 mm was used. Thereafter, after the temperature reached 600 ° C., it was placed in a furnace at 600 ° C., held for 1 hour, and then cooled in the furnace to simulate winding conditions (equivalent to a winding temperature of 600 ° C.).
  • the hot-rolled sheet thus obtained was pickled, cold-rolled at a rolling reduction of 60% to a sheet thickness of 1.6 mm, and heated to 500 ° C at an average of 10 ° C / s. Then, the temperature was raised from 500 ° C to a soaking temperature of 820 ° C at an average of 5 ° C / s. Next, after soaking at 820 ° C for 180 seconds, cool to 500 ° C at an average cooling rate of 10 ° C / s, hold at 500 ° C for 80 seconds, and then cool to room temperature. Air cooled.
  • the Ar transformation point for this steel type and production conditions is 730 ° C.
  • the total reduction rate at 950 ° C or less or the total reduction rate at 900 ° C or less is 20-65%
  • the final temperature of hot finish rolling is 710-920 ° C
  • the winding temperature is 500-670 ° C.
  • the rolling reduction of cold rolling is 40-75% (sheet thickness 2.4-1.0mm)
  • the average heating rate from 500 ° C to soaking temperature (820 ° C) during annealing is 0.5-45 ° C / s.
  • the experiment was performed under basic conditions except for the individual conditions that were changed.
  • the annealed sample had a longitudinal direction perpendicular to the rolling direction of 10 mm X
  • a 120 mm test piece was cut out, and the thickness was reduced to 0.8 mm by mechanical grinding and chemical polishing to remove distortion.
  • the resonance frequency of the sample was measured using a lateral vibration type internal friction measurement device.
  • the Young's modulus was calculated therefrom.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was cut out in a direction perpendicular to the rolling direction with respect to the sheet subjected to the temper rolling of 0.5%, and subjected to a tensile test.
  • the cross-sectional structure was observed with a scanning electron microscope (SEM) to observe the type of the structure and to take three photographs in a 30 mx 30 m field of view.
  • SEM scanning electron microscope
  • the mechanical property values under the basic conditions in this experiment according to the manufacturing method of the present invention were as follows: Young's modulus E: 245 GPa, TS: 800 MPa, El: 20%, ferrite phase fraction: 70%, Tensite phase fraction was 25%, and the steel sheet had excellent strength-ductility balance and high Young's modulus.
  • Young's modulus E 245 GPa
  • TS 800 MPa
  • El 20%
  • ferrite phase fraction 70%
  • Tensite phase fraction was 25%
  • the steel sheet had excellent strength-ductility balance and high Young's modulus.
  • the ferrite phase and the martensite phase The remainder was either a bainite phase, a retained austenite phase, a pearlite phase or a cementite phase.
  • the relationship between the manufacturing conditions and the Young's modulus will be described with reference to the drawings based on the results of the test investigation.
  • the tensile strength was 750 to 850 MPa
  • the ferrite phase fraction was 80 to 60%
  • the martensite phase fraction was 17 to 40%
  • the structure of the second phase was The remainder other than the martensite phase was the difference between the bainite phase, retained austenite phase, perlite phase and cementite phase.
  • Fig. 1 shows the effects of the total draft below 950 ° C and the total draft below 900 ° C on the Young's modulus.
  • the Young's modulus shows an excellent value of 225 GPa or more, and the total draft at 900 ° C or lower is 30% or more. In this case, the Young's modulus was more excellent at 240 GPa or more.
  • FIG. 2 shows the effect of the final temperature of hot finish rolling on the Young's modulus.
  • this final temperature is in the range claimed in the present invention, Ar to 900 ° C, the Young's modulus is an excellent value of 225 GPa or more.
  • FIG. 3 shows the effect of the winding temperature on the Young's modulus.
  • the winding temperature was 650 ° C. or lower as claimed in the present invention
  • the Young's modulus showed an excellent value of 225 GPa or higher.
  • FIG. 4 shows the effect of the rolling reduction in cold rolling on the Young's modulus.
  • the rolling reduction was 50% or more as claimed in the present invention
  • the Young's modulus showed an excellent value of 225 GPa or more.
  • Fig. 5 shows the effect of the average heating rate from 500 ° C during annealing to 820 ° C, which is the soaking temperature, on the Young's modulus.
  • the heating rate is l to 40 ° C / s, which is the claimed range of the present invention
  • the Young's modulus shows an excellent value of 225 GPa or more, and when the heating rate is l to 30 ° C / s, However, the Young's modulus was more excellent at 240 GPa or more.
  • steels B to Z and AA to BF having the components shown in Tables 2 and 3 were melted in a laboratory vacuum melting furnace, and hot-rolled, pickled, cold-rolled under the above basic conditions. Annealing was performed sequentially. Tables 4 and 5 summarize the characteristics obtained from the test survey.
  • the Ar transformation point of the steels B to Z and AA to BF under the above production conditions was 650 to 760 ° C. Ma
  • the remaining structure other than the ferrite phase and the martensite phase in the table was shifted from the bainite phase, the remaining austenite phase, the pearlite phase, and the cementite phase.
  • N * N- (14 / 47.9) x Ti
  • N * 0,
  • Ti * (47.9 / 14) xN— (47.9 / 32.1)
  • Ti * Ti— (47.9 / 14> xN— (47.9 / 32.1)
  • N * N— (14 / 47.9) xTi, N- (14 / 47.9)
  • N * N— (14 / 47.9) xTi, N- (14 / 47.9)
  • Steel type AY has a Mn capacity of 0.2%, which is a large Young's modulus smaller than the claimed range of the present invention. Since the steel type AZ does not contain Nb, and the steel type BA has a small Nb content of 0.01%, the Young's modulus is smaller than the claims of the present invention.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

　質量％で、Ｃ：0.02～0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.5～4.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：1.5％以下、Ｎ：0.01％以下およびNb：0.02～0.40％を含有し、かつＣ、ＮおよびNbの含有量が、0.01≦Ｃ＋（12/14）×Ｎ－(12/92.9)×Nb≦0.06、およびＮ≦(14/92.9)×(Nb－0.01)を満たし、残部は実質的に鉄および不可避的不純物からなる組成にすると共に、組織を、フェライト相を主相として、第二相として面積率で１％以上のマルテンサイト相を含む組織とすることにより、引張強度が590MPa以上と高強度で、ヤング率が225GPa以上と高剛性を兼ね備えた高剛性高強度薄鋼板を得る。

Description

高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、主として自動車の車体用として好適な高剛性高強度薄鋼板およびその 製造方法に関する。なお、本発明の高剛性高強度薄鋼板は、自動車のセンタービラ 一、ロッカー、サイドフレーム、クロスメンバーなど、剛性の板厚感受性指数が 1に近 いコラム状の構造用部材で、剛性が必要とされる用途に広く適するものである。 背景技術
[0002] 近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車でも排ガス規制が行なわ れるなど、自動車における車体の軽量ィ匕は極めて重要な課題である。そのため、鋼 板の高強度化により板厚を減少させることで、車体の軽量ィ匕を図ることは有効な方法 である。
[0003] 一方、最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、板厚が 2.0mmを下回るよ うな薄鋼板の使用が増加してきており、さらなる高強度化による軽量ィ匕のためには、 薄肉化による部品剛性の低下を同時に抑制することが不可欠になってきている。この ような鋼板の薄肉化による部品剛性低下の問題は、引張強度が 590MPa以上の鋼板 で顕在化してきており、とくに 700MPa以上の鋼板においてこの問題は重大である。
[0004] 一般に、部品の剛性の高めるには、部品形状を変更したり、スポット溶接がなされて いる部品に対しては、溶接点を増加する力 あるいはレーザ溶接に切り替えるなどの 溶接条件を変更することが有効であるが、自動車用部品として用いる場合、自動車 内の限られた空間で部品形状を変更するのは容易ではないし、また溶接条件の変 更もコストの増加を伴うなどの問題がある。
[0005] そこで、部品形状や溶接条件を変更することなぐ部品の剛性を高めるには、部品 に使用される部材のヤング率を高めることが有効となる。
[0006] 一般に、部品形状や溶接条件が同じ部品の剛性は、部材のヤング率と部品の断面 二次モーメントの積で表され、さらに断面二次モーメントは、材料の板厚を tとしたとき 近似的に^に比例するとして表現できる。ここで、 λは板厚感受性指数で、部品の形 状により 1〜3の値をとる。例えば自動車のパネル部品のような一枚板の形状をとる場 合は、 λは 3に近い値をとり、構造部品のようなコラム状の場合には、 λは 1に近い値 をとる。
[0007] そして、例えば部品の λが 3のとき、部品の剛性を等価に保ちながら、板厚を 10% 小さくするには、部材のヤング率を 37%向上させる必要がある力 部品の λ力^のと きは、板厚を 10%小さくするのに、ヤング率は 11%だけ向上させればよいことになる。
[0008] すなわち、コラム部品のように、 λ力^に近い部品の場合、軽量ィ匕のために鋼板自 体のヤング率を高めることは非常に有効であり、とくに高強度で板厚の小さい鋼板に ぉ 、て、鋼板の高ヤング率ィ匕が強く望まれて 、る。
[0009] ここで、一般にヤング率は、集合組織に大きく支配され、原子の最密方向に高くな ることが知られている。従って、ロールによる圧延と熱処理力 なる鉄鋼プロセスにお いて、体心立方格子である鋼のヤング率に有利な方位を発達させるには、 {112}< 110>を発達させることが有効であり、これにより圧延方向と直角方向のヤング率を高 めることができる。
[0010] そこで、従来より、集合組織を制御することでヤング率を高めた鋼板の検討が種々 なされてきている。
[0011] 例えば特許文献 1では、極低炭素鋼に Nbあるいは Ήを添加した鋼を用い、熱間圧 延工程において、 Ar〜(Ar + 150°C)での圧下率を 85%以上とし、未再結晶オース
3 3
テナイトからのフェライト変態を促進することで、熱延板段階でのフェライトの集合組 織を {311}く 011〉および {332}く 113〉とし、これを初期方位として冷間圧延、再結晶焼鈍 を施すことで {211}く 011〉を主方位とすることにより、圧延方向と直角方向のヤング率を 高める技術が開示されている。
[0012] また、特許文献 2では、 C量が 0.02〜0.15%の低炭素鋼に Nb、 Mo、 Bを添カ卩し、 Ar
3
〜950°Cでの圧下率を 50%以上とすることで、 {211}く 011〉を発達させ、ヤング率を高 めた熱延鋼板の製造方法が開示されて ヽる。
[0013] さらに、特許文献 3では、 C量が 0.05%以下の低炭素鋼に Nbを添加し、仕上圧延開 始温度を 950°C以下、仕上圧延終了温度を (Ar— 50°C)〜(Ar + 100°C)とし、ヤング
3 3
率を低下させる {100}の発達を抑制することで、剛性の高い熱延鋼板の製造方法が開 示されている。
[0014] さらにまた、特許文献 4では、 C量が 0.05%以下の低炭素鋼に Siと A1を添加して Ar
3 変態点を高め、熱間圧延において、 Ar変態点以下での圧下率を 60%以上とするこ
3
とで、圧延方向と直角方向のヤング率を高めた熱延鋼板の製造方法が開示されてい る。
[0015] 特許文献 1 :特開平 5— 255804号公報
特許文献 2 :特開平 8— 311541号公報
特許文献 3 :特開平 5— 247530号公報
特許文献 4：特開平 9 53118号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0016] しかし、前述の技術では、次のような問題があった。
すなわち、特許文献 1に開示されている技術では、 C量が 0.01%以下の極低炭素 鋼を用いることで集合組織を制御し、鋼板のヤング率を高めている力 引張強度はせ いせい 450MPa程度と低ぐこの技術の適用により高強度化を図るには問題があった
[0017] また、特許文献 2に開示されている技術では、 C量が 0.02〜0.15%と高ぐ高強度化 は可能であるが、対象とする鋼板が熱延鋼板であるために、冷間加工による集合組 織制御を利用することができず、一層の高ヤング率ィ匕は困難である他、板厚が 2.0mmを下回るような高強度鋼板を低温仕上圧延により安定的に製造することが難し いという問題があった。
[0018] さらに、特許文献 3に開示されている技術も、熱延鋼板の製造技術であり、同様の 問題があった。
[0019] さらにまた、特許文献 4に開示されている技術では、フェライト域での圧延を行なうこ とで、結晶粒が粗大化してしまい、加工性が著しく低下するという問題があった。
[0020] このように、従来技術における鋼板の高ヤング率ィ匕は、板厚の厚!、熱延鋼板や、軟 質鋼板を対象にしたものであり、従来技術を用いて、板厚が 2.0mm以下と板厚の薄い 高強度鋼板を高ヤング率ィ匕することは困難であった。 [0021] ここで、一般に、鋼板の引張強度を 590MPa以上に高めるための強化機構としては 、主に析出強化機構と変態組織強化機構がある。
[0022] 強化機構として析出強化機構を利用した場合には、鋼板のヤング率の低下を極力 抑制しつつ高強度化することが可能であるが、次のような困難が伴う。すなわち、例 えば Tiや Nb等の炭窒化物を微細析出させるような析出強化機構を利用すれば、熱 延鋼板では、熱間圧延後の卷取り時に微細析出させることにより高強度化は図れる ものの、冷延鋼板では、冷間圧延後の再結晶焼鈍過程における析出物の粗大化が 避けられず、析出強化による高強度化は困難であった。
[0023] また、強化機構として変態組織強化機構を利用する場合には、ベイナイト相やマル テンサイト相など、低温変態相中に含まれる歪みに起因して、鋼板のヤング率が低下 してしまうという問題があった。
[0024] 本発明の目的は、前記課題を解決した、引張強度が 59編 Pa以上、より好ましくは 700MPa以上と高強度で、ヤング率が 225GPa以上、より好ましくは 230GPa以上、さら に好ましくは 240GPa以上と高剛性を兼ね備えた板厚が 2.0mm以下の薄鋼板を、その 有利な製造方法と共に提供することにある。
課題を解決するための手段
[0025] 上記目的を達成するため、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
(I)質量％で、 C : 0.02〜0.15%、 Si: 1.5%以下、 Mn: 1.5〜4.0%、 P : 0.05%以下、 S： 0.01%以下、 Al: 1.5%以下、？^: 0.01%以下ぉょひ^) : 0.02〜0.40%を含有し、かつ C, Nおよび Nbの含有量が、下記 (1)式および (2)式に示す関係式を満たし、残部は実 質的に鉄および不可避的不純物力 なる組成を有すると共に、組織が、フ ライト相 を主相とし、面積率で 1%以上のマルテンサイト相を有し、さらに引張強度が 590 MPa以上でかつヤング率が 225 GPa以上であることを特徴とする高剛性高強度薄鋼 板。
記
0.01≤ C+ (12/14) X N-(12/92.9) X Nb≤ 0.06 · · · (1)
N≤ (14/92.9) X (Nb-O.Ol) · · · (2)
[0026] (II)上記 (I)に記載の高剛性高強度薄鋼板において、上記組成に加えて、さらに質量 %で、 Ti:0.01〜0.50%および V:0.01〜0.50%のうち力も選んだ 1種または 2種を含 有し、かつ前記 (1)式に代えて下記 (3)式、前記 (2)式に代えて下記 (4)式に示す関係式 を満たすことを特徴とする高剛性高強度薄鋼板。
記
0.01≤ C + (12/14)XN*-(12/92.9)XNb-(12/47.9)XTi*-(12/50.9)XV≤ 0.06 …（3)
N*≤ (14/92.9) X(Nb-O.Ol) · · · (4)
ただし、式 (3)および (4)中において、 N*は、 N— (14/47.9)XTi>0のとき、 N*=N— (14/47.9) XTi, N— (14/47.9)XTi≤0のとき、 N*=0とし、また式 (3)中において、 Ti* は、 Ti—(47.9/14)XN— (47.9/32.1)XS>0のとき、 Ti*=Ti— (47.9/14) XN— (47.9/32.1) XSゝ Ti—(47.9/14)XN— (47.9/32.1)XS≤0のとき、 Ti*=0とする。
[0027] (III)上記 (I)または (II)に記載の高剛性高強度薄鋼板において、上記組成に加えて、さ らに質量％で、 Cr:0.1〜1.0%、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜2.0%お よび B:0.0005〜0.0030%の中力 選択される 1種以上を含有することを特徴とする高 剛性高強度薄鋼板。
[0028] (IV)質量％で、 C:0.02〜0.15%、 Si: 1.5%以下、 Mn:1.5〜4.0%、 P:0.05%以下、 S
:0.01%以下、 Al:1.5%以下、？^:0.01%以下ぉょひ^):0.02〜0.40%を含有し、かつ C、 Nおよび Nbの含有量力 下記 (1)式および (2)式に示す関係式を満たす組成から なる鋼素材を、熱間圧延工程において、 950°C以下での総圧下量を 30%以上とし、さ らに仕上圧延を Ar〜900°Cで終了したのち、 650°C以下で卷取り、酸洗後、 50%以
3
上の圧下率で冷間圧延を行い、その後 500°Cからの昇温速度を l〜40°C/sとして、 780〜900°Cの温度に昇温して均熱した後、 500°Cまでの冷却速度を 5°C/s以上の速 度として冷却する焼鈍を施すことを特徴とする高剛性高強度薄鋼板の製造方法。
記
0.01≤ C+ (12/14) XN-(12/92.9)XNb≤ 0.06 · · · (1)
N≤ (14/92.9) X(Nb-O.Ol) · · · (2)
[0029] (V)上記 (IV)に記載の鋼素材が、上記組成にカ卩えて、さらに質量％で、 Ti:0.01〜
0.50%および V:0.01〜0.50%のうち力 選んだ 1種または 2種を含有し、かつ前記 (1) 式に代えて下記 (3)式、前記 (2)式に代えて下記 (4)式に示す関係式を満たすことを特 徴とする高剛性高強度薄鋼板。
記
0.01≤ C + (12/14)XN*-(12/92.9)XNb-(12/47.9)XTi*-(12/50.9)XV≤ 0.06 …（3)
N*≤ (14/92.9) X(Nb-O.Ol) · · · (4)
ただし、式 (3)および (4)中において、 N*は、 N— (14/47.9)XTi>0のとき、 N*=N— (14/47.9) XTi, N— (14/47.9)XTi≤0のとき、 N*=0とし、また式 (3)中において、 Ti* は、 Ti—(47.9/14)XN— (47.9/32.1)XS>0のとき、 Ti*=Ti— (47.9/14) XN— (47.9/32.1) XSゝ Ti—(47.9/14)XN— (47.9/32.1)XS≤0のとき、 Ti*=0とする。
[0030] (VI)上記 (IV)または (V)に記載の鋼素材力 上記組成にカ卩えて、さらに質量％で、 Cr:
0.1〜1.0%、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜2.0%および B:0.0005〜 0.0030%の中から選択される 1種以上を含有することを特徴とする高剛性高強度薄 鋼板の製造方法。
発明の効果
[0031] 本発明によって、引張強度が 590MPa以上、より好ましくは 700MPa以上と高強度で 、ヤング率が 225GPa以上、より好ましくは 230GPa以上、さらに好ましくは 240GPa以上 と高剛性を兼ね備えた薄鋼板の提供が可能になる。
[0032] すなわち、 Mnおよび Nbを添カ卩した低炭素鋼素材を、熱間圧延にお!、て、 950°C以 下、より好ましくは 900°C以下 (厳密には Ar点直上)で圧下を行い、未再結晶オース
3
テナイトからのフ ライト変態の促進と、その後の冷間圧延を組み合わせることで、ャ ング率の向上に有利な結晶方位を発達させ、その後の焼鈍工程における加熱速度 の制御と二相域での均熱により、冷却過程において、ヤング率の低下を抑制する低 温変態相を生成させると共に、ヤング率の向上に有利なフェライト相を多く残留させ ることで、高強度化と高ヤング率ィ匕の双方を満足させた薄鋼板を製造することができ 、これは、工業上有効な効果を奏する。
[0033] さらに詳細に説明すると、 Mnおよび Nbを添加した低炭素鋼素材を、熱間圧延にお いて、 Ar変態点直上での圧下を行なうことで、 {112}く 111〉の結晶方位力もなる未再 結晶のオーステナイト組織を増加させると共に、その後の冷却過程において、 {112}く 111〉の未再結晶オーステナイトからフェライト変態を促進させることで、 {113}く 110〉の フェライト方位を発達させることができる。
[0034] また、卷取り、酸洗後の冷間圧延において、 50%以上の圧下率で圧延を行なうこと で、 {113}〈110〉の結晶方位をヤング率の向上に有利な {112}〈110〉に回転させ、その 後の焼鈍工程における昇温過程において、 l〜40°C/sの加熱速度で 500°Cから均熱 温度まで昇温することで、{112}く 110〉方位を持つフェライトの再結晶を促進すると共 に、一部 {112}く 110〉の未再結晶粒が残った状態で二相域に到達させ、 {112}く 110〉の 未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進させることができる。
[0035] さらに、均熱後の冷却時に、オーステナイト相がフ ライト相に変態するに際しては 、{112}く 110〉の方位をもつフェライト粒が粒成長することでヤング率が高まると共に、 Mn添加により焼き入れ性が高められた鋼を 5°C/s以上の速度で冷却することで、低 温変態相が生成し、高強度化を図ることもできる。
[0036] さらにまた、この低温変態相は、 {112}く 110〉の方位を含むフェライトから変態したォ ーステナイト相が、冷却時に再変態することで生成することから、低温変態相の結晶 方位に関しても、 {112}く 110〉を発達させることができる。
[0037] このように、フェライト相の {112}く 110〉を発達させることでヤング率を高めると共に、と くにヤング率の低下に大きな影響をもつ低温変態相の方位に {112}く 110〉を増加させ ることで、低温変態相の生成により高強度化しつつ、低温変態相の生成に伴うヤング 率の低下は大きく抑制することができる。
図面の簡単な説明
[0038] [図 1]ヤング率に及ぼす 950°C以下および 900°C以下での総圧下率の影響を示す図 である。
[図 2]ヤング率に及ぼす熱間仕上圧延の最終温度の影響を示す図である。
[図 3]ヤング率に及ぼす卷取り温度の影響を示す図である。
[図 4]ヤング率に及ぼす冷間圧延における圧下率の影響を示す図である。
[図 5]ヤング率に及ぼす焼鈍時の 500°Cから均熱温度までの平均昇温速度の影響を 示す図である。 発明を実施するための最良の形態
[0039] 本発明の高剛性高強度薄鋼板は、引張強度が 59編 Pa以上、より好ましくは
700MPa以上で、かつヤング率が 225GPa以上、より好ましくは 230GPa以上、さらに好 ましくは 240GPa以上であり、板厚が 2.0mm以下の鋼板である。なお、本発明が対象と する鋼板の中には、冷延鋼板の他に、合金化を含む溶融亜鉛めつき材ゃ電気亜鉛 めっき材などの表面処理を施した鋼板も含む。
[0040] 次に、本発明の鋼板の成分組成を限定した理由につ 、て説明する。なお、鋼板の 成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」である力 以下、特に 断らない限り、単に「％」で示す。
[0041] ·Ο : 0.02〜0.15%、
Cは、オーステナイトを安定ィ匕させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷 却過程において、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を大きく促進することで、高 強度化に大きく寄与することができる。さらに、熱間圧延時においては、 Ar
3変態点を 低下させることで、 Ar直上での圧延を行なうに際して、より低温域での圧延を可能に
3
し、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進させることで、 {113}く 110〉を発 達させることができ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることがで きる。さらに Cは、焼鈍工程における昇温段階において、冷間圧延後に {112}く 110〉の 方位をもつフェライト粒の、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進するこ とで、高ヤング率ィ匕に寄与することもできる。
[0042] このような効果を得るため、 C含有量は 0.02%以上とする必要があり、より好ましくは 、 0.05%以上であり、さらに好ましくは 0.06%以上である。一方、 C含有量が 0.15%よ りも多くなると、硬質な低温変態相の分率が大きくなり、鋼が極端に高強度化するだ けでなぐ加工性が劣化してしまう。また、多量 Cの含有は、冷間圧延後の焼鈍工程 において、高ヤング率ィ匕に有利な方位の再結晶を抑制してしまう。さらに、多量じの 含有は、溶接性の劣化も招く。
このため、 C含有量は 0.15%以下とする必要があり、より好ましくは 0.10%以下とす る。
[0043] · Si : 1.5%以下 Siは、熱間圧延において、 Ar変態点を上昇させることから、 Ar直上での圧延を行
3 3
なうに際し、加工オーステナイトの再結晶を促進するため、 1.5%を超える多量の Siを 含有させた場合には、高ヤング率ィ匕に必要な結晶方位を得ることができなくなる。ま た、多量の Si添加は、鋼板の溶接性を劣化させると共に、熱間圧延工程での加熱時 においては、スラブ表面においてフアイャライトの生成を促進することで、いわゆる赤 スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長する。さらに、冷延鋼板として使用される 場合には、表面に生成する Si酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めつき鋼板 として使用される場合には、表面に生成する Si酸化物が不めっきを誘発する。このた め、 Si含有量は 1.5%以下とする必要がある。なお、表面性状を必要とする鋼板や溶 融亜鉛めつき鋼板の場合には、 Si含有量を 0.5%以下とすることが好ま 、。
[0044] また、 Siは、フェライトを安定ィ匕させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における 二相域均熱後の冷却過程において、フェライト変態を促進し、オーステナイト中に C を濃化させることで、オーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進すること ができる。そのため、必要に応じて鋼の強度を高めることができ、このような効果を得 るためには、 Si含有量は 0.2%以上とすることが望まし 、。
[0045] ·Μη: 1.5〜4.0%
Μηは、本発明の重要な元素の 1つである。 Μηは熱間圧延時において、加工オース テナイトの再結晶を抑制すると共に、オーステナイトを安定ィ匕させる元素であり、 Ar
3 変態点を低下させることから、 Ar
3直上での圧延を行なうに際しては、より低温域での 圧延を可能とすることで、さらに加工オーステナイトの再結晶を抑制する作用を有す る。そして、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進させることで、 {113}く 110〉を発達させることができ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させる ことができる。
[0046] さらに、オーステナイト安定ィ匕元素である Mnは、冷間圧延後の焼鈍工程における昇 温過程において、 Ac変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変
1
態を促進し、均熱後の冷却過程において生成する低温変態相の方位に関し、ヤング 率の向上に有利な方位を発達させ、低温変態相の生成に伴うヤング率の低下を抑 ff¾することができる。 [0047] また、 Mnは、焼鈍工程における均熱焼鈍後の冷却過程にお!、ては、焼入れ性を高 め、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することもでき る。そして、固溶強化元素として作用することで、鋼の高強度化に寄与することもでき る。このような効果を得るためには、 Mn含有量を 1.5%以上とする必要がある。
[0048] 一方、 4.0%を超える多量 Mnの含有は、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程 において、 Ac変態点を過度に低下させることから、二相域におけるフェライト相の再
3
結晶を困難とし、 Ac変態点以上のオーステナイト単相域までの昇温を必要とする。
3
従って、加工フェライトの再結晶により得られる高ヤング率ィ匕に有利な {112}く 110〉方 位のフェライトを発達させることができず、ヤング率の低下を招いてしまう。さらに、多 量 Mnの含有は鋼板の溶接性も劣化させてしまう。従って、 Mn含有量は 4.0%以下とし 、より好ましくは 3.5%以下とする。
[0049] ·Ρ : 0.05%以下
Ρは、粒界に偏析するため、 Ρ含有量が 0.05%を超えると、鋼板の延性および靭性 が低下するだけでなぐ溶接性も劣化する。また、合金化溶融亜鉛めつき鋼板として 使用される場合には、 Ρにより合金化速度が遅滞してしまう。従って、 Ρ含有量は 0.05 %以下とする必要がある。一方、 Ρは、固溶強化元素として高強度化に有効な元素で あり、またフェライト安定ィ匕元素として、オーステナイト中への C濃化を促進する作用も 有する。さらに Siを添加した鋼においては、赤スケールの発生を抑制する作用も有す る。このような作用を得るためには、 P含有量は 0.01%以上とすることが好ましい。
[0050] . S : 0.01%以下
Sは、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著し く劣化させる。さらに、 Sは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗 大な MnSを形成することにより、延性および穴広げ性を低下させる。これらの問題は S 含有量が 0.01%を超えると顕著になるため、極力低減することが望ましい。従って、 S含有量は 0.01%以下とする。さらに、穴広げ性をとくに向上させる観点からは、 0.005%以下とすることが好まし 、。
[0051] ·Α1: 1.5%以下
鋼の脱酸のために添カ卩し、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素である。しかし ながら、 Alは、フェライト安定ィ匕元素であり、鋼の Ar変態点を大きく上昇させることか
3
ら、 Ar直上での圧延を行なうに際し、加工オーステナイトの再結晶を促進し、高ヤン
3
グ率ィ匕に必要な結晶方位の発達を抑制してしまう。さらに、 1.5%を超える多量の A1含 有により、 オーステナイト単相域が消失してしまい、熱間圧延工程において、オース テナイト域で圧延を終了することを困難にする。従って、 A1含有量は 1.5%以下とする 必要があり、 この観点では、 A1は低い方が好ましぐ 0.1%以下に制限することがさら に好ましい。一方、フェライト生成元素である A1は、冷間圧延後の焼鈍工程における 二相域均熱後の冷却過程において、フェライト生成を促進し、オーステナイト中に C を濃化させることで、オーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進すること ができる。そのため、必要に応じて鋼の強度を高めることができ、このような効果を得 るためには、 A1含有量を 0.2 %以上とすることが望ましい。
[0052] ·Ν : 0.01%以下
Νは、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵を発生させる有害な元素であり、 Ν 含有量が 0.01%を超えると、スラブ割れや表面疵の発生が顕著になる。従って、 Ν含 有量は 0.01%以下とする必要がある。
[0053] ·ΝΙ> : 0.02〜0.40%
Nbは、本発明において最も重要な元素である。すなわち、 Nbは熱間圧延における 仕上圧延工程において、加工されたオーステナイトの再結晶を抑制することで、未再 結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、 {113}く 110〉を発達させることにより 、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることができる。また、冷間圧 延後の焼鈍工程における昇温過程にぉ 、て、加工フェライトの再結晶を抑制すること で、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、均熱後の冷却過程にお Vヽて生成する低温変態相の方位に関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させ、 低温変態相の生成に伴うヤング率の低下を抑制することができる。さらに、 Nbの微細 な炭窒化物は、強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するためには、 Nb含有量を 0.02%以上とする必要があり、より好ましくは 0.05%以上とする。
[0054] 一方、 0.40%を超える多量の Nbを含有しても、通常の熱間圧延工程における再カロ 熱時においては、炭窒化物は全固溶することができず、粗大な炭窒化物が残るため 、熱間圧延工程における加工オーステナイトの再結晶抑制効果や、冷間圧延後の焼 鈍工程における加工フェライトの再結晶抑制効果を得ることはできない。また、連続 铸造からスラブを一旦冷却したのち再加熱を行なう工程を経ることなぐ連続铸造後
、そのまま熱間圧延を開始する場合においても、 Nbを 0.40%を超えて含有させても、 再結晶抑制効果の向上は認められず、そのうえ、合金コストの増カロも招いてしまう。 したがって、 Nb含有量は 0.02〜0.40%とし、より好ましくは 0.05〜0.40%とする。
[0055] また、本発明では、 C、 Nおよび Nbの含有量が、下記 (1)式および (2)式に示す関係 式を満たす必要がある。
記
0.01≤ C+ (12/14) X N-(12/92.9) X Nb≤ 0.06 · · · (1)
N≤ (14/92.9) X (Nb-O.Ol) · · · (2)
[0056] 炭窒化物として固定されない Cが 0.06%を超えて多量に存在すると、冷間圧延時の 歪みの導入が不均一となり、さらに、冷間圧延後の焼鈍において、高ヤング率化に 有利な方位の再結晶も抑制されることから、（C + (12/14) X N— (12/92.9) X Nb)で算 出される、炭窒化物として固定されない C量は 0.06%以下とする必要があり、より好ま しくは 0.05%以下とする。なお、ここで Nbにより、 Nは Cよりも優先的に固定されて析出 するため、（C + (12/14) X N— (12/92.9) X Nb)により、炭窒化物として固定されない C 量を算出できる。一方、炭窒化物として固定されない Cが 0.01%未満と少ないと、冷 間圧延後の二相域における焼鈍において、オーステナイト中の C量が減少し、冷却 後のマルテンサイト相の生成が抑制されることで、鋼の高強度化が困難になる。従つ て、炭窒化物として固定されなぃじ量でぁる（じ+ (12/14) ？^ー(12/92.9) ）の量 は 0.01〜0.06%、より好ましくは 0.01〜0.05%とする。また、 Nは高温で Nbの窒化物を 粗大に析出させるため、 Nbの再結晶抑制効果が低減してしまう。この作用を抑制す るため、 N含有量を Nb含有量との関係で N≤ (14/92.9) X (Nb— 0.01)に制限する必 要がある。より好ましくは N≤ (14/92.9) X (Nb— 0.02)に制限する。
[0057] なお、これらの手段において「残部が実質的に鉄および不可避的不純物である」と は、本発明の作用 ·効果を損なわない限り、他の微量元素を含有するものが本発明 の範囲に含まれることを意味する。また、さらに強度を向上させる場合には上記化学 成分の規定に加え、必要に応じて、 Tiおよび Vの 1種または 2種や、 Cr、 Ni、 Mo、 Cu および Bの中力も選択される 1種以上の成分を添加してもよ!/、。
[0058] ·Τί: 0.01〜0.50%
は、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。また、 熱間圧延における仕上圧延工程においては、加工されたオーステナイトの再結晶を 抑制することで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進し、高ヤング率 化に寄与する元素でもある。このような作用を有するために、 Tiの含有量を 0.01%以 上とすることが好ましい。一方、 0.50%を超える多量の Tiを含有させても、通常の熱間 圧延工程における再加熱時においては、炭窒化物は全て固溶することができず、粗 大な炭窒化物が残るため、強度上昇効果や再結晶抑制効果を得ることができない。 また、連続铸造カもスラブを一旦冷却したのち再加熱を行なう工程を経ることなぐ連 続铸造後、そのまま熱間圧延を開始する場合においても、 Tiの含有量が 0.50%を超 えた分の強度上昇効果、および再結晶抑制効果の寄与分は小さぐその上、合金コ ストの増カロも招いてしまう。このため、 Ti含有量は 0.50%以下とすることが好ましぐより 好ましくは 0.20%以下である。
[0059] V: 0.01〜0.50%
Vは、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。このよう な作用を有するために、 Vの含有量を 0.01%以上とすることが好ましい。一方、 0.50 %を超える多量の Vを含有させても、 0.50%を超えた分の強度上昇効果は小さぐそ の上、合金コストの増加も招いてしまう。このため、 Vの添力卩量は 0.50%以下とすること が好ましぐより好ましくは 0.20%以下である。
[0060] また、本発明では、 Nbに加えて、 Tiおよび/または Vを含有する場合には、 C、 N、 S、 Nb、 Tiおよび V含有量力 上記 (1)式に代えて下記 (3)式、上記 (2)式に代えて下記 (4)式に示す関係式を満たすことが必要である。
記
0.01≤ C + (12/14) X N*-(12/92.9) X Nb-(12/47.9) X Ti*-(12/50.9) XV≤ 0.06 …（3)
N*≤ (14/92.9) X (Nb-O.Ol) · · · (4) ただし、式 (3)および (4)中において、 N*は、 N— (14/47.9) X Ti>0のとき、 N*=N— (14/47.9) X Ti, N— (14/47.9) X Ti≤0のとき、 N*=0とし、また式 (3)中において、 Ti* は、 Ti—(47.9/14) X N— (47.9/32.1) X S >0のとき、 Ti*=Ti— (47.9/14) X N— (47.9/32.1) X Sゝ Ti— (47.9/14) X N— (47.9/32.1) X S≤0のとき、 Ti*=0とする。
[0061] さらに、 Nは、前述したように、高温で Nbの窒化物を粗大に析出させるため、 Nbの 再結晶抑制効果が低減してしまう。ここで、 Ti含有鋼の場合、 Nは Tiの窒化物として 優先的に固定されることから、 Tiの窒化物として固定されない N量である N*を N*≤ (14/92.9) X (Nb— 0.01)に制限する必要がある。より好ましくは N*≤ (14/92.9) X (Nb 0.02)に制限する。
[0062] Tiおよび Vは、炭窒化物を形成することで、炭窒化物として固定されな 、C量を減 少させる。さらに、 は、硫ィ匕物の形成により固定されるので、炭窒化物として固定さ れない C量を 0.01〜0.06%とするため、 Tiおよび Zまたは Vを添カ卩した場合には、 C + (12/14) X N*— (12/92.9) X Nb— (12/47.9) X Ti*— (12/50.9) XVの値が 0.01〜0.06 %になるようにする必要があり、より好ましくは 0.01〜0.05%になるようにする。
[0063] ·α·:ο.ι〜ι.ο%
Crは、セメンタイトの生成を抑制することで、焼入れ性を高める元素であり、焼鈍ェ 程における均熱後の冷却過程にぉ 、て、低温変態相の生成を大きく促進することで 、高強度化に大きく寄与することができる。さらに、熱間圧延工程において、加工ォ ーステナイトの再結晶を抑制することで、未再結晶オーステナイトからのフェライト変 態を促進し、 {113}く 110〉を発達させ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向 上させることができる。このような効果を得るには、 Crを 0.1%以上含有させることが好 ましい。一方、 1.0%を超えて多量に Crを含有させても、上記効果が飽和するだけで なぐ合金コストが増加することから、 Crは 1.0%以下で含有させることが好ましい。な お、本発明の薄鋼板を溶融亜鉛めつき鋼板として使用する場合には、表面に生成 する Crの酸化物が不めっきを誘発してしまうので、 Crを 0.5%以下で含有させることが 好ましい。
[0064] ·Νί: 0.1〜1.0%
Niは、オーステナイトを安定ィ匕することで焼入れ性を高める元素であり、焼鈍工程に おける均熱後の冷却過程において、低温変態相の生成を大きく促進することで、高 強度化に大きく寄与することができる。さらに、オーステナイト安定化元素である Niは 、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、 Ac変態点を低下させ、未再
1
結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、均熱後の冷却過程にお!、て生成 する低温変態相の方位に関し、ヤング率の向上に有利な方位を発達させ、低温変態 相の生成に伴うヤング率の低下を抑制することができる。また Niは、熱間圧延時にお いて、加工オーステナイトの再結晶を抑制すると共に、オーステナイトを安定ィ匕させる 元素であることから Ar変態点を低下させ、 Ar直上での圧延を行なうに際しては、より
3 3
低温域での圧延を可能とすることで、さらにカ卩工オーステナイトの再結晶を抑制し、 未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで、 {113}く 110〉を発達さ せ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させることができる。さらに、 Cuを 添加した場合には、熱間圧延時において、熱間延性の低下に伴う割れにより表面欠 陥が誘発されるが、 Niを複合添加することで、表面欠陥の発生を抑制することができ る。このような作用を得るためには、 Niを 0.1%以上含有させることが好ましい。
[0065] 一方、 1.0%を超える多量の Niの含有は、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過 程において、 Ac変態点を過度に低下させることで、二相域におけるフ ライト相の
3
再結晶を困難とし、 Ac
3変態点以上のオーステナイト単相域までの昇温を必要として しまう。従って、加工フェライトの再結晶により得られる高ヤング率ィ匕に有利な方位の フェライトを発達させることができず、ヤング率の低下を招いてしまう。さらに、合金コス トも増加することから、 Niは 1.0%以下で含有させるのが好ましい。
[0066] ·Μο : 0.1〜1.0%
Moは、界面の移動度を小さくすることで、焼入れ性を高める元素であり、冷間圧延 後の焼鈍工程における冷却過程においては、低温変態相の生成を大きく促進するこ とで、高強度化に大きく寄与することができる。さらに、加工オーステナイトの再結晶 を抑制することができ、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで 、 {113}く 110〉を発達させ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤング率を向上させること ができる。このような作用を得るためには、 Moを 0.1%以上含有させることが好ましい。 一方、 1.0%を超えて多量に Moを含有しても、上記効果が飽和するだけでなぐ合金 コストが増加することから、 Moは 1.0%以下で含有させることが好ましい。
[0067] ·Β : 0.0005〜0.0030%
Βは、オーステナイト相からフェライト相への変態を抑制することで、焼入れ性を高め る元素で、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程においては、低温変態相の生 成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。さらに、加工ォ ーステナイトの再結晶を抑制することができ、未再結晶オーステナイトからのフェライト 変態を促進することで、 {113}く 110〉を発達させ、その後の冷間圧延、焼鈍工程でヤン グ率を向上させることができる。この効果を得るためには、 Βを 0.0005%以上含有させ ることが好ましい。一方、 0.0030%を超える過剰な Βを含有させても上記効果が飽和 することから、 Βを 0.0030%以下で含有させることが好まし 、。
[0068] ·Οι: 0.1〜2.0%
Cuは、焼入れ性を高める元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程に おいては、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与するこ とができる。この効果を得るためには、 Cuを 0.1%以上含有させることが好ましい。一 方、 2.0%を超える過剰な Cuの含有は、熱間での延性を低下させ、熱間圧延時の割 れに伴う表面欠陥を誘発すると共に、 Cuによる焼入れ効果も飽和することから、 Cuは 2.0%以下で含有させることが好ま U、。
[0069] 次に本発明の組織の限定理由を説明する。
本発明の薄鋼板では、フェライト相を主相とし、面積率で 1%以上のマルテンサイト 相を有する組織とする必要がある。
ここで、フェライト相を主相とするとは、フェライト相の面積率を 50%以上とすることを 意味する。
[0070] フェライト相は、歪が少なく高ヤング率ィ匕に有利であり、また延性にも優れ、加工性 が良好であることから、組織はフェライト相を主相とすることが必要である。
また、鋼板の引張強度を 590MPa以上とするには、硬質な相である低温変態相を、 主相であるフェライト相以外の部分である、 V、わゆる第 2相中に形成して複合組織ィ匕 する必要がある。ここで、低温変態相の中でも特に硬質なマルテンサイト相を組織中 に有することが、目標とする引張強度レベルを得るための第 2相の分率を小さくし、フ エライト相の分率を大きくして高ヤング率ィ匕を達成し、さらに加工性も向上できるため 有利であり、このためマルテンサイト相は、組織全体に対する面積率で 1%以上とす る必要がある。さらに、 700MPa以上の強度を得るには、マルテンサイト相の面積率を 16%以上とすることが好まし 、。
[0071] 本発明の鋼板の組織は、上記フェライト相およびマルテンサイト相からなる組織とす ることが好ま U、が、ベイナイト相や残留オーステナイト相ある 、はパーライト相ゃセメ ンタイト相などの上記フェライト相およびマルテンサイト相以外の相を、面積率で 10% 以下、より好ましくは 5%以下有していても問題ない。すなわち、フェライト相およびマ ルテンサイト相の面積率の合計を 90%以上とすることが好ましぐより好ましくは 95% 以上とする。
[0072] 次に、本発明の高剛性高強度薄鋼板を得るために限定した製造条件の理由、およ び好ま 、製造条件につ!、て説明する。
本発明の製造方法に用いられる鋼素材の組成は、上述した鋼板の組成と同様であ るので、鋼素材組成の限定理由の記載は省略する。
[0073] 本発明の薄鋼板は、上述した鋼板の組成と同様の組成を有する鋼素材に熱間圧 延を施し熱延板とする熱間圧延工程と、該熱延板に酸洗後冷間圧延を施し冷延板と する冷間圧延工程と、該冷延板に再結晶と複合組織化を達成する焼鈍工程とを順 次経ること〖こより製造することができる。
[0074] (熱間圧延工程）
•仕上圧延： 950°C以下での総圧下量を 30%以上とし、かっ 〜900°Cで圧延を終
3
了すること
熱間圧延工程における仕上圧延において、 Ar変態点直上での圧下を行なうことで
3
、 {112}く 111〉の結晶方位力 なる未再結晶のオーステナイト組織を発達させ、その後 の冷却過程においては、 {112}く 111〉未再結晶オーステナイトからフェライト変態させる ことで、 {113}く 110〉のフェライト方位を発達させることができる。この方位は、その後の 冷間圧延、焼鈍工程における集合組織形成において、ヤング率の向上に有利に作 用する。このような作用を得るためには、 950°C以下での総圧下量 (総圧下率)を 30% 以上、より好ましくは 900°C以下での総圧下量を 30%以上とし、さらに Ar〜900°C、よ り好ましくは Ar〜850°Cの温度域で仕上圧延を終了する必要がある。
3
[0075] *卷取り温度： 650°C以下
仕上圧延後の卷取り温度が 650°Cを上回ると、 Nbの炭窒化物が粗大化してしま 、、 冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、フェライトの再結晶抑制効果 力 、さくなり、未再結晶フェライトからオーステナイトに変態させることが困難となる。そ の結果、均熱後の冷却過程で変態する低温変態相の方位を制御することができず、 この歪みを持った低温変態相によりヤング率が大きく低下してしまう。従って、仕上圧 延後の卷取り温度は 650°C以下とする必要がある。
なお、卷取り温度はあまり低くなると、硬質な低温変態相が多く生成して、その後の 冷間圧延が困難となるため、 400°C以上とすることが好ま 、。
[0076] (冷間圧延工程）
•酸洗後、圧下率 : 50%以上の冷間圧延を行なうこと
熱間圧延工程後、鋼板表面に生成しているスケールを除去するために酸洗を行う 。酸洗は常法に従い行えばよい。その後、冷間圧延を行う。ここで 50%以上の圧下率 で冷間圧延を行なうことで、熱延鋼板で発達した {113}く 110〉方位をヤング率の向上に 有効な {112}く 110〉方位に回転させることができる。このように、冷間圧延により {112}く 110〉方位を発達させることで、その後の焼鈍工程後の組織も、フェライト中の {112}く 110〉方位を高め、さらに、低温変態相中にも {112}く 110〉方位を発達させることで、ャ ング率を高くすることができる。このような効果を得るには、冷間圧延時の圧下率を 50 %以上とする必要がある。
[0077] (焼鈍工程）
•500°Cから均熱温度までの昇温速度： l〜40°C/s、均熱温度： 780〜900°C 焼鈍工程における昇温速度は、本発明における重要なプロセス条件である。焼鈍 工程において、二相域となる均熱温度、すなわち、 780〜900°Cの均熱温度まで昇温 する過程において、 {112}く 110〉方位を持つフェライトの再結晶を促進すると共に、 {112}く 110〉の方位を持つフェライト粒の一部は、未再結晶の状態で二相域に到達さ せることで、 {112}く 110〉の方位を持つ未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を 促進させることができる。従って、均熱後の冷却時にオーステナイトがフェライトに変 態するに際しては、 {112}く 110〉の方位を持つフェライトの粒成長を促進することでヤン グ率を高めることができる。さらに、低温変態相を生成させ、高強度化するに際しては 、 {112}く 110〉の方位を含むフェライトから変態したオーステナイト相力 冷却時に再変 態することから、低温変態相の結晶方位に関しても、 {112}く 110〉を発達させることがで きる。このように、フェライト相の {112}く 110〉を発達させることでヤング率を高めると共に 、とくにヤング率の低下に大きな影響をもつ低温変態相の方位に {112}く 110〉を増加さ せることで、低温変態相を生成させつつ、低温変態相の生成に伴うヤング率の低下 は抑制することができる。このように、昇温過程において、フェライトの再結晶を促進し つつ、未再結晶フ ライトからオーステナイト変態させるには、再結晶挙動に大きく影 響を及ぼす 500°Cから均熱温度である 780〜900°Cまでの平均の昇温速度を 1〜40°C /sとする必要があり、より好ましくは l〜30°C/sとする。
また、ここで、均熱温度を 780〜900°Cとするのは、 780°Cを下回ると再結晶が完了し ないためであり、 900°Cを上回るとオーステナイト分率が大きくなり、 {112}く 110〉方位の フ ライトが減少あるいは消失するためである。なお、均熱時間は特に限定する必要 はないが、オーステナイトを生成させる上で、 30秒以上とすることが好ましぐ一方長く なりすぎると生産効率が悪くなるため、 300秒以下程度とすることが好ましい。
[0078] ·均熱後、 500°Cまでの冷却速度： 5°C/s以上
均熱後の冷却過程にぉ 、て、高強度化のためにマルテンサイト相を含む低温変態 相を生成させる必要がある。そのため、均熱後、 500°Cまでの平均冷却速度を 5°C/s 以上とする必要がある。
[0079] 発明の実施に当たっては、目的とする強度レベルに応じた化学成分の鋼を溶製す る。溶製方法は、通常の転炉法、電炉法等、適宜適用することができる。溶製された 鋼は、スラブに铸造後、そのまま、あるいは冷却して加熱し、熱間圧延を施す。熱間 圧延では前述の仕上条件で仕上げた後、前述の卷取り温度で卷取り、その後、通常 の酸洗、冷間圧延を施す。焼鈍については、前述の条件で昇温を行い、均熱後の冷 却は、目的の低温変態相を得る範囲で冷却速度を高めることができる。その後、冷延 鋼板の場合は過時効処理を行なってもよ!ヽし、溶融亜鉛めつき鋼板として製造させる 場合には、溶融亜鉛中を通板させることでめっきすることもできるし、さらに合金化溶 融亜鉛めつき鋼板として製造される場合には、合金化処理のため、 500°C以上の温 度まで再加熱を行なうこともできる。
実施例
本発明の実施例について説明する。なお、本発明はこれらの実施例のみに限定さ れるものではない。
まず、表 1に示す成分の鋼 Aを実験室真空溶解炉にて溶製し、一旦室温まで冷却 し、鋼塊 (鋼素材)を作製した。
Figure imgf000023_0001
[0082] その後、実験室にて熱間圧延、酸洗、冷間圧延および焼鈍を順次行なった。基本 とした製造条件は以下のとおりである。鋼塊は 1250°Cで 1時間の加熱を行なったのち 、熱間圧延を開始し、 900°C以下の総圧下率、すなわち 900°C以下の総圧下量を 40 %とし、最終の圧延温度 (仕上圧延の終了温度に相当）を 830°Cとして板厚: 4.0mmの 熱延板とした。その後、 600°Cになったのち、 600°Cの炉に入れて 1時間の保持を行い 、その後炉冷することで卷取り条件 (卷取り温度 600°C相当）をシミュレートした。この ようにして得た熱延板は酸洗し、 60%の圧下率で冷間圧延を行い、板厚： 1.6mmとし たのち、平均 10°C/sで 500°Cまで昇温したのち、さらに 500°Cから平均 5°C/sで 820°C の均熱温度まで昇温した。次に、 820°Cで 180秒間の均熱を行なったのち、 500°Cまで 10°C/sの平均冷却速度で冷却を行い、 500°Cで 80秒間の保持を行なったのち、室温 まで空冷した。なお、本鋼種および本製造条件における Ar変態点は 730°Cである。
3
[0083] 以上の製造条件を基本条件として、本実験では、さらに、以下の条件を個別に変 化させた。すなわち、 950°C以下での総圧下率あるいは 900°C以下での総圧下率を 20〜65%、熱間仕上圧延の最終温度を 710〜920°C、卷取り温度を 500〜670°C、冷 間圧延の圧下率を 40〜75% (板厚 2.4〜1.0mm)、焼鈍時の 500°Cから均熱温度（820 °C)までの平均昇温速度を 0.5〜45°C/sとし、変化させた個々の条件以外は基本条 件で実験を行なった。
[0084] 焼鈍後のサンプルは、圧延方向に対し直角な方向を長手方向として 10mm X
120mmの試験片を切り出し、さらに機械研削と歪みを除去するための化学研磨により 板厚 : 0.8mmに仕上げたのち、横振動型の内部摩擦測定装置を用いてサンプルの共 振周波数を測定し、そこからヤング率を計算した。また、 0.5%の調質圧延を施した板 に関し、圧延方向に対し直角な方向に JIS5号引張り試験片を切り出し、引張試験に 供した。さらに、断面組織はナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡 (SEM)による 観察を行い、組織の種類を観察するとともに 30 m X 30 mの視野領域での写真を 3 枚撮ったのち、画像処理によりフェライト相とマルテンサイト相の面積率を測定して各 々の相につ 、て平均値を求め、各々の相につ 、ての面積率 (分率とも 、う）とした。
[0085] その結果、本発明の製造方法に従う本実験における基本条件での機械的特性値 は、ヤング率 E : 245GPa、 TS : 800MPa、 El : 20%、およびフェライト相分率： 70%、マル テンサイト相分率 25%であり、優れた強度-延性バランスをもち、かつ、高ヤング率な 薄鋼板であった。なお、上記組織においてフェライト相およびマルテンサイト相以外 の残部はべイナイト相、残留オーステナイト相、パーライト相およびセメンタイト相のい ずれかであった。
[0086] 以下、試験調査結果に基づき、製造条件とヤング率の関係を、図を用いて説明す る。ここで、いずれの実験条件においても、引張強度に関しては 750〜850MPa、フエ ライト相分率は 80〜60%、マルテンサイト相分率は 17〜40%であり、また第 2相の組 織は、マルテンサイト相以外の残部がベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライ ト相およびセメンタイト相の 、ずれかであった。
[0087] 図 1に、ヤング率に及ぼす 950°C以下での総圧下率および 900°C以下での総圧下 率の影響を示す。 950°C以下での総圧下率が本発明の請求範囲である 30%以上の 場合、ヤング率は 225GPa以上と優れた値を示し、さらに 900°C以下での総圧下率が 30%以上の場合には、ヤング率は 240GPa以上と一層優れた値を示した。
[0088] 図 2に、ヤング率に及ぼす熱間仕上圧延の最終温度の影響を示す。この最終温度 が本発明の請求範囲である Ar〜900°Cの場合、ヤング率は 225GPa以上と優れた値
3
を示し、さらに最終温度が Ar〜850°Cの場合には、ヤング率は 240GPa以上と一層優
3
れた値を示した。
[0089] 図 3に、ヤング率に及ぼす卷取り温度の影響を示す。卷取り温度が本発明の請求 範囲である 650°C以下の場合、ヤング率は 225GPa以上と優れた値を示した。
[0090] 図 4に、ヤング率に及ぼす冷間圧延における圧下率の影響を示す。前記圧下率が 本発明の請求範囲である 50%以上の場合、ヤング率は 225GPa以上と優れた値を示 した。
[0091] 図 5に、ヤング率に及ぼす焼鈍時の 500°Cから均熱温度である 820°Cまでの平均昇 温速度の影響を示す。昇温速度が本発明の請求範囲である l〜40°C/sの場合、ヤン グ率は 225GPa以上と優れた値を示し、さらに昇温速度が l〜30°C/sの場合には、ャ ング率は 240GPa以上と一層優れた値を示した。
[0092] さらに、表 2および表 3に示す成分の鋼 B〜Zおよび AA〜BFを実験室真空溶解炉 にて溶製し、上記基本条件にて熱間圧延、酸洗、冷間圧延および焼鈍を順次行なつ た。表 4および表 5に試験調査により得られた特性をまとめて示す。なお、上記鋼 B〜 Zおよび AA〜BFの上記製造条件における Ar変態点は、 650〜760°Cであった。ま た、表中のフェライト相およびマルテンサイト相以外の残部組織は、ベイナイト相、残 留オーステナイト相、パーライト相およびセメンタイト相の!/、ずれかであった。
表 2
Figure imgf000026_0001
Tiあるいは Vを添加していない墁合 X値 =C+ 2/14〕 XN—（12/92.9) xNb
Tiあるいは Vを添加している場合 X値 =C + (12/14〉 xN*— (12/92.9) xNb— (12/47.9) XT 一 (12/50.9) XV Y値 =(14/92.9) x (Nb— 0.01)
但し、 N- (14/47.9) xTi>0のとき、 N* =N- (14/47.9) x Ti, N- (14/47.9) xTi≤0のとき、 N*=0とし、
Ti— (47.9/14) xN— (47.9/32.1) XS>0のとき、 Ti*=Ti— (47.9/14〉 xN— (47.9/32.1) XS、
Ti— (47.9/14〉 xN—(47.9/32.1〉x S≤0のとき、 T =0とする。 表 3
Figure imgf000027_0001
Tiあるいは Vを添加していない場合 X値 =C十（12/14) XN— (12/92.9)xNb
Tiあるいは Vを添加している場合 X値 =C+(12/14) — (12/92.9)xNb—(12/47.9)xT 一 (12/50,9)xV Y値 =04/92.9) (Nb-0.01)
但し、 N— (14/47.9) χΤί>0のとき、 N*=N— (14/47.9) xTi、 N- (14/47.9) X Τί≤0のとき、 N * =0とし、 Ti一（47.9/14) XN— (47.9/32.1) xS>0のとき、 "H*=Ti—（47.9/14〕 x N— (47.9/32.1〕 X S、
Ti一 (47.9/14] x N— (47.9/32.1) x S≤0のとき、 Ti*=0とする„ 表 4
Figure imgf000028_0001
表 5 鋼組織 機械的特性 鋼種 フェライ卜 マルテンサイト 備考
El
相分率 相分率
(%)
(%) (%)
AA 85 13 780 20 248 発明例
AB 65 30 810 19 245 発明例
AC 60 36 850 1 7 242 発明例
AD 64 30 810 19 245 発明例
AE 58 3フ 860 17 241 発明例
AF 65 31 820 18 243 発明例
AG 59 37 870 17 241 発明例
AH 67 29 810 20 243 発明例
AI 60 33 84 Q. W0 17 242 発明例
AJ 60 34 850 17 243 発明例
AK 50 43 900 15 241 発明例
AL 63 34 820 18 242 発明例
AM 61 34 820 18 241 発明例
AN 59 37 860 17 24 LU EL2 発明例
AO 57 38 870 16 240 発明例
AP 82 15 760 22 248 発明例
AQ 84 13 800 20 247 発明例
AR 70 25 900 15 235 発明例
AS 68 30 950 13 226 発明例
AT 45 55 920 14 213 比較例
AX 60 35 850 16 225 発明例
AY 40 60 1000 13 208 比較例
AZ 75 20 760 21 210 比較例
BA 73 21 770 20 215 比較例
BB 80 18 700 24 226 発明例
BC 70 28 820 17 245 発明例
BD 73 25 920 14 240 発明例
BE 80 20 800 20 241 発明例
BF 70 28 890 17 243 発明例 [0097] 鋼種 Cは、炭窒化物で固定されない C量 (X値）が 0.00%と小さぐフ ライト相が 100 %であり、第二相分率が 0%となり、 TSが本発明の請求範囲より小さくなつた。鋼衝 は、 X値が 0.07%と高くなり、ヤング率が本発明の請求範囲より小さくなつた。鋼種 K は、 Mn含有量が 1.4%と低ぐ TSが本発明の請求範囲より小さくなつた。鋼種 ATは、 C量が 0.16%と高ぐ X値も 0.07と高いことから、ヤング率が本発明の請求範囲より小 さくなつた。鋼種 AYは、 Mn量力 .2%と大きぐヤング率が本発明の請求範囲より小 さくなつた。鋼種 AZは、 Nbを含まず、また鋼種 BAは Nb量が 0.01%と少ないため、ャ ング率が本発明の請求範囲より小さくなつた。
その他の鋼種に関しては、いずれも、本発明の適正範囲内にあり、 TSおよびヤン グ率とも本発明の請求範囲を満たした。
産業上の利用可能性
[0098] 本発明によって、引張強度が 590MPa以上と高強度で、ヤング率力 ¾25GPa以上と高 剛性を兼ね備えた薄鋼板の提供が可能になる。

Claims

請求の範囲
質量％で、 C:0.02〜0.15%、 Si: 1.5%以下、 Mn:1.5〜4.0%、 P:0.05%以下、 S： 0.01%以下、 Al:1.5%以下、？^:0.01%以下ぉょひ^):0.02〜0.40%を含有し、かつ C, Nおよび Nbの含有量が、下記 (1)式および (2)式に示す関係式を満たし、残部は実 質的に鉄および不可避的不純物力 なる組成を有すると共に、組織が、フ ライト相 を主相とし、面積率で 1%以上のマルテンサイト相を有し、さらに引張強度が 590 MPa以上でかつヤング率が 225 GPa以上であることを特徴とする高剛性高強度薄鋼 板。
記
0.01≤ C+ (12/14) XN-(12/92.9)XNb≤ 0.06 · · · (1)
N≤ (14/92.9) X(Nb-O.Ol) · · · (2)
請求項 1に記載の高剛性高強度薄鋼板において、上記組成に加えて、さらに質量 %で、 Ti:0.01〜0.50%および V:0.01〜0.50%のうち力も選んだ 1種または 2種を含 有し、かつ前記 (1)式に代えて下記 (3)式、前記 (2)式に代えて下記 (4)式に示す関係式 を満たすことを特徴とする高剛性高強度薄鋼板。
記
0.01≤ C + (12/14)XN*-(12/92.9)XNb-(12/47.9)XTi*-(12/50.9)XV≤ 0.06 …（3)
N*≤ (14/92.9) X(Nb-O.Ol) · · · (4)
ただし、式 (3)および (4)中において、 N*は、 N— (14/47.9)XTi>0のとき、 N*=N— (14/47.9) XTi, N— (14/47.9)XTi≤0のとき、 N*=0とし、また式 (3)中において、 Ti* は、 Ti—(47.9/14)XN— (47.9/32.1)XS>0のとき、 Ti*=Ti— (47.9/14) XN— (47.9/32.1) XS, Ti— (47.9/14)XN— (47.9/32.1)XS≤0のとき、 Ti*=0とする。 請求項 1または 2に記載の高剛性高強度薄鋼板において、上記組成に加えて、さら に質量％で、 Cr:0.1〜1.0%、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜2.0%およ び B:0.0005〜0.0030%の中力 選択される 1種以上を含有することを特徴とする高 剛性高強度薄鋼板。
質量％で、 C:0.02〜0.15%、 Si: 1.5%以下、 Mn:1.5〜4.0%、 P:0.05%以下、 S：
0.01%以下、 Al:1.5%以下、？^:0.01%以下ぉょひ^):0.02〜0.40%を含有し、かつ C、 Nおよび Nbの含有量が、下記 (1)式および (2)式に示す関係式を満たす組成から なる鋼素材を、熱間圧延工程において、 950°C以下での総圧下量を 30%以上とし、さ らに仕上圧延を Ar〜900°Cで終了したのち、 650°C以下で卷取り、酸洗後、 50%以
3
上の圧下率で冷間圧延を行い、その後 500°Cからの昇温速度を l〜40°C/sとして、 780〜900°Cの温度に昇温して均熱した後、 500°Cまでの冷却速度を 5°C/s以上の速 度として冷却する焼鈍を施すことを特徴とする高剛性高強度薄鋼板の製造方法。
記
0.01≤ C+ (12/14) XN-(12/92.9)XNb≤ 0.06 · · · (1)
N≤ (14/92.9) X(Nb-O.Ol) · · · (2)
請求項 4に記載の鋼素材力 上記組成に加えて、さらに質量％で、 Ti:0.01〜0.50 %および V:0.01〜0.50%のうち力 選んだ 1種または 2種を含有し、かつ前記 (1)式 に代えて下記 (3)式、前記 (2)式に代えて下記 (4)式に示す関係式を満たすことを特徴 とする高剛性高強度薄鋼板。
記
0.01≤ C + (12/14)XN*-(12/92.9)XNb-(12/47.9)XTi*-(12/50.9)XV≤ 0.06 …（3)
N*≤ (14/92.9) X(Nb-O.Ol) · · · (4)
ただし、式 (3)および (4)中において、 N*は、 N— (14/47.9)XTi>0のとき、 N*=N— (14/47.9) XTi, N— (14/47.9)XTi≤0のとき、 N*=0とし、また式 (3)中において、 Ti* は、 Ti—(47.9/14)XN— (47.9/32.1)XS>0のとき、 Ti*=Ti— (47.9/14) XN— (47.9/32.1) XS, Ti— (47.9/14)XN— (47.9/32.1)XS≤0のとき、 Ti*=0とする。 請求項 4または 5に記載の鋼素材力 上記組成に加えて、さらに質量％で、 Cr:0.1 〜1.0%、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜2.0%および B:0.0005〜0.0030 %の中から選択される 1種以上を含有することを特徴とする高剛性高強度薄鋼板の 製造方法。
PCT/JP2005/006288 2004-03-31 2005-03-31 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法 WO2005095663A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US10/578,525 US20080118390A1 (en) 2004-03-31 2005-03-31 High-Stiffness High-Strength Thin Steel Sheet and Method For Producing the Same
AU2005227556A AU2005227556B2 (en) 2004-03-31 2005-03-31 High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
EP05727349.2A EP1731626B1 (en) 2004-03-31 2005-03-31 High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
CA002546003A CA2546003A1 (en) 2004-03-31 2005-03-31 High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004106721 2004-03-31
JP2004-106721 2004-03-31
JP2004347025 2004-11-30
JP2004-347025 2004-11-30

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2005095663A1 true WO2005095663A1 (ja) 2005-10-13

Family

ID=35063805

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/006288 WO2005095663A1 (ja) 2004-03-31 2005-03-31 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20080118390A1 (ja)
EP (1) EP1731626B1 (ja)
KR (1) KR100881048B1 (ja)
AU (1) AU2005227556B2 (ja)
CA (1) CA2546003A1 (ja)
TW (1) TW200604347A (ja)
WO (1) WO2005095663A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100357474C (zh) * 2006-02-17 2007-12-26 东北大学 一种抗拉强度600MPa级双相钢板及制造方法
JP2008106352A (ja) * 2006-09-27 2008-05-08 Nippon Steel Corp 局部延性に優れた高ヤング率高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2016141858A (ja) * 2015-02-03 2016-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP2016141857A (ja) * 2015-02-03 2016-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP2016141859A (ja) * 2015-02-03 2016-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4445522B2 (ja) * 2007-06-20 2010-04-07 豊田鉄工株式会社 車両用センターピラーの補強部材
EP2020451A1 (fr) 2007-07-19 2009-02-04 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier à hautes caractéristiques de résistance et de ductilité, et tôles ainsi produites
KR101024800B1 (ko) * 2008-08-28 2011-03-24 현대제철 주식회사 도금성과 가공성이 우수한 초고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101225264B1 (ko) 2010-06-29 2013-01-25 현대제철 주식회사 성형성 및 표면특성이 우수한 초고강도 열연 강판 제조방법
JP5900922B2 (ja) * 2012-03-14 2016-04-06 国立大学法人大阪大学 鉄鋼材の製造方法
CA2869700C (en) * 2012-04-12 2017-12-19 Jfe Steel Corporation Hot rolled steel sheet for square column for building structural members and method for manufacturing the same
RU2507295C1 (ru) * 2012-09-17 2014-02-20 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) Высокопрочная хладостойкая arc-сталь
RU2507296C1 (ru) * 2012-09-17 2014-02-20 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) Хладостойкая arc-сталь высокой прочности
EP2980227A4 (en) * 2013-03-28 2016-12-21 Hyundai Steel Co STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING SAME
CN107794357B (zh) * 2017-10-26 2018-09-14 北京科技大学 超快速加热工艺生产超高强度马氏体冷轧钢板的方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04235253A (ja) * 1990-12-28 1992-08-24 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性、衝撃特性の良好な超強度冷延鋼板及びその製造方法
JPH11343535A (ja) * 1998-05-29 1999-12-14 Kawasaki Steel Corp 塗装焼付硬化型高張力鋼板およびその製造方法
JP2003342680A (ja) * 2002-05-23 2003-12-03 Jfe Steel Kk 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05263191A (ja) * 1992-01-24 1993-10-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板およびその製造方法
JP3511272B2 (ja) * 1995-05-18 2004-03-29 住友金属工業株式会社 高ヤング率鋼板の製造方法
EP1195447B1 (en) * 2000-04-07 2006-01-04 JFE Steel Corporation Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production
JP3762700B2 (ja) * 2001-12-26 2006-04-05 新日本製鐵株式会社 成形性と化成処理性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04235253A (ja) * 1990-12-28 1992-08-24 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性、衝撃特性の良好な超強度冷延鋼板及びその製造方法
JPH11343535A (ja) * 1998-05-29 1999-12-14 Kawasaki Steel Corp 塗装焼付硬化型高張力鋼板およびその製造方法
JP2003342680A (ja) * 2002-05-23 2003-12-03 Jfe Steel Kk 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100357474C (zh) * 2006-02-17 2007-12-26 东北大学 一种抗拉强度600MPa级双相钢板及制造方法
JP2008106352A (ja) * 2006-09-27 2008-05-08 Nippon Steel Corp 局部延性に優れた高ヤング率高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2016141858A (ja) * 2015-02-03 2016-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP2016141857A (ja) * 2015-02-03 2016-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP2016141859A (ja) * 2015-02-03 2016-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2016125463A1 (ja) * 2015-02-03 2016-08-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016125462A1 (ja) * 2015-02-03 2016-08-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016125461A1 (ja) * 2015-02-03 2016-08-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US10472697B2 (en) 2015-02-03 2019-11-12 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
US10934600B2 (en) 2015-02-03 2021-03-02 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
US11035019B2 (en) 2015-02-03 2021-06-15 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor

Also Published As

Publication number Publication date
KR100881048B1 (ko) 2009-01-30
EP1731626A1 (en) 2006-12-13
TW200604347A (en) 2006-02-01
TWI307721B (ja) 2009-03-21
KR20060134030A (ko) 2006-12-27
EP1731626B1 (en) 2017-07-19
US20080118390A1 (en) 2008-05-22
AU2005227556A1 (en) 2005-10-13
AU2005227556B2 (en) 2008-02-14
EP1731626A4 (en) 2007-10-31
CA2546003A1 (en) 2005-10-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4843982B2 (ja) 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2005095663A1 (ja) 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
EP1731627B1 (en) High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
JP5157215B2 (ja) 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
JP5233142B2 (ja) 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
JP4843981B2 (ja) 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5370620B1 (ja) 薄鋼板およびその製造方法
JP4867257B2 (ja) 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2006002186A (ja) 延性と穴広げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP4506434B2 (ja) 剛性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4815974B2 (ja) 剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5845837B2 (ja) 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP3879440B2 (ja) 高強度冷延鋼板の製造方法
JP4506439B2 (ja) 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2002363685A (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板
JP4506438B2 (ja) 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2002226937A (ja) 成形後の熱処理による強度上昇能に優れた冷延鋼板およびめっき鋼板ならびに冷延鋼板の製造方法
JP3945373B2 (ja) 微細粒組織を有する疲労特性に優れた冷延鋼板の製造方法
JP2003034825A (ja) 高強度冷延鋼板の製造方法
JP2011202244A (ja) 材質安定性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JPH05271759A (ja) 高強度熱延鋼板の製造方法
KR20240106713A (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP2013087331A (ja) 剛性に優れた薄鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS KE KG KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SM SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): BW GH GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LT LU MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005227556

Country of ref document: AU

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 10578525

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2546003

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2005227556

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20050331

Kind code of ref document: A

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2005227556

Country of ref document: AU

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2005727349

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005727349

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020067014873

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200580003780.4

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWW Wipo information: withdrawn in national office

Ref document number: DE

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2005727349

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1020067014873

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 10578525

Country of ref document: US