WO2009008548A1 - 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2009008548A1
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annealing
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Yoshihiko Ono
Hideyuki Kimura
Kaneharu Okuda
Takeshi Fujita
Michitaka Sakurai
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Jfe Steel Corporation
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet for press forming used in a car, home appliance, or the like through a press forming process.
  • yield strength YP: 230MPa 340BH or YP: 180MPa 270IF is added to increase the strength by adding solid solution strengthening elements such as Mn, P, etc. .
  • the surface distortion is a fine wrinkle or wavy pattern on the press-molded surface caused by an increase in YP. If this surface distortion occurs, the design and design of doors and trunk lids are significantly impaired. Therefore, in such applications, it is desirable to have a lower YP as much as possible before press forming, while the yield stress YP after press forming and baking coating is increased more than before.
  • Patent Document 1 the cooling rate after annealing of steel containing C: 0.005 to 0, 15%, Mn: 0.3 -2.0%, Cr: 0.023 to 0.8% is optimized, A method of obtaining a steel sheet having a low YP, a high workability WH, and a high BH by forming a composite structure mainly composed of ferrite and martensite is disclosed.
  • Special Permitted Document 2 contains C: 0.01-0.04%, Mn: 0.3-1.6%, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, and satisfies 1.3 ⁇ Mn + 1.29Cr + 3.29Mo ⁇ 2.1% After annealing the steel, cool at a temperature range of at least 550 ° C at a cooling rate of 100 ° C / sec or more to increase the solid solution C in the steel, high: high strength cold-rolled steel sheet with BH A method of manufacturing is disclosed.
  • Patent Document 3 states that after annealing a steel containing C: 0.0025% or more and less than 0.04%, Mn: 0.5-2.5%, Cr: 0.05-2.0%, the temperature range of 650-450 ° C is 15-200 °.
  • the BH which consists of ferrite and low-temperature transformation phase, is high.
  • a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent surface quality is disclosed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 62-40405
  • Patent Document 2 JP 2006-233294 A
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2006-52465 Disclosure of Invention
  • the second phase such as hard martensite is dispersed for strengthening, so that the material property fluctuations are essentially inevitable.
  • the ratio of the second phase is a few lOppm of C in steel or 20-50 ° C firing.
  • the material fluctuations are larger than those of 340BH and 270IF, which are solid solution strengthened with conventional Mn and P.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet having a sufficiently low YP and a small material fluctuation.
  • the inventors of the present invention have studied diligently on a method for reducing the YP and simultaneously reducing the material fluctuation while ensuring BH, which is higher than the conventional level, for high strength cold-rolled steel sheets of composite structure type. As a result, the following findings were found.
  • the present invention has been made on the basis of the above knowledge, and as a component composition, by mass%, C: more than 0.01% and less than 0.08%, Si: 0.2% or less, Mn: 0.8% or more and less than 1.7%, P: 0.03% S: 0.02% or less, sol.Al: 0.3% or less, N: 0.01% or less, Cr: more than 0.4% and 2% or less, and 1.9 ⁇ [Mneq] 3 and 0.34 ⁇ [% Cr] / After hot rolling and cold rolling a steel satisfying [% Mn] and the balance iron and inevitable impurities, the temperature range from 680 to 740 ° C with an average heating rate of less than 3 ° C / sec.
  • the temperature range up to Tc ° C given by (1) is cooled at an average cooling rate of 10 ° C / sec or more, and the temperature range from Tc ° C to 200 ° C is 0.2 to 10 ° C / sec.
  • Tc 410-40 X [% Mn] -30 X [% Cr]-'' (1)
  • a temperature range of 680 to 740 ° C at an average heating rate of less than 2 ° C / sec during annealing.
  • steel satisfying 0.55 ⁇ [% Cr] / [% Mn], or to further contain B: 0.005% or less by mass%.
  • the mass 0/0, Mo 0.15% or less contact good Pi V: it is preferred to incorporate at least one of 0.2% or less.
  • the present invention it is possible to manufacture a high strength cold-rolled steel sheet having a low YP and a small material fluctuation.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet produced by the method of the present invention has excellent surface strain resistance and dent resistance, and is therefore suitable for increasing the strength and thinning of automobile parts.
  • Brief Description of Drawings Figure l shows the relationship between the average heating rate during annealing and ⁇ .
  • C is an element necessary to secure a certain amount of the second phase. If the amount of C added is too small, a sufficient amount of the second phase cannot be secured, and a low YP cannot be obtained. Also, it is sufficiently high; BH cannot be secured and aging resistance deteriorates at the same time. In order to ensure a sufficient amount of the second phase, C must be added in excess of 0.01%. On the other hand, when the C content is 0.08% or more, the proportion of the second phase becomes too large and YP increases. Therefore, the upper limit of C content is less than 0.08%. In order to obtain a lower YP, the C content is preferably less than 0.06%, and in order to obtain a lower YP, the C content is more preferably less than 0.04%.
  • Si has the effect of improving the surface quality by delaying the scale formation in hot rolling, the effect of making the microstructure of the steel sheet more uniform and coarse, and seizure to the mold during press forming (die It can be added from this point of view because it has an effect of improving galling.
  • the Si content should be 0.2% or less of the range where the influence of YP increase is small. Preferably it is 0.1% or less.
  • Mn 0.8% or more and less than 1.7%
  • Mn enhances hardenability, and by optimizing the amount of Mn, the amount of solute C can be reduced to the specified range, enabling low YP and high BH. If the amount of Mn is less than 0.8%, the amount of dissolved C will increase too much during the cooling process during annealing, and a large amount of dissolved C will be martensite when over-aged in the temperature range below 400 ° C. It becomes difficult to achieve a sufficiently low YP by precipitating in the surrounding strain. In addition, when the amount of dissolved C is excessively increased, the aging resistance is also deteriorated. On the other hand, when the amount of Mn is 1.7% or more, the solid solution C is too small and BB [is lowered. In addition to the increase in Mn solid solution strengthening, Thinning leads to a rise in YP and fluctuation of ⁇ with respect to the annealing temperature. Therefore, the amount of ⁇ is 0.8% or more and less than 1.7%.
  • P has a large solid solution strengthening amount, and it is better to reduce it as much as possible from the viewpoint of low YP.
  • it since it has the effect of coarsening the microstructure of the steel sheet and the effect of improving seizure to the mold during press forming, it should be added in the range of 0.03% or less, which has a small adverse effect on YP increase. it can.
  • S is the force S that precipitates as MnS in the steel, and if its content is large, the ductility of the steel sheet is lowered and the press formability is lowered. Also, when hot rolling a slab, the hot ductility is lowered and surface defects are easily generated. For this reason, the amount of S is set to 0.02% or less, but the smaller the amount, the better.
  • A1 is used as a deoxidizing element or as an element to improve aging resistance by fixing N as A1N, but it forms a fine A1N at the time of scraping or annealing after hot rolling. Suppresses grain growth and inhibits low YP. From the viewpoint of reducing oxides in steel or improving aging resistance, A1 should be added in an amount of 0.02% or more. On the other hand, from the viewpoint of improving the grain growth property, the grain growth property of ferrite is improved by raising the milling temperature to 620 ° C. or more, but the smaller the fine A1N is, the better.
  • the amount of sol.Al is 0.15% or more and that A1N is coarsely precipitated at the time of scraping, but if it exceeds 0.3%, the cost increases, so the amount of sol.Al should be 0.3% or less. .
  • the amount of sol.Al is preferably 0.1 or less.
  • N precipitates at the time of scraping or annealing after hot rolling to form fine A1N and inhibits grain growth. For this reason, the N content is 0.01% or less, but the smaller the amount, the better. In addition, when N content increases, aging resistance deteriorates. From the viewpoint of improving grain growth and aging resistance, the N content is preferably less than 0.008%, and more preferably less than 0.005%. Cr: More than 0.4% and 2% or less
  • Cr is the most important element in the present invention, has a small solid solution strengthening amount, refines the second phase of martensite, and enhances hardenability. It is an effective element for reduction. In order to exert these effects, it is necessary to control the Mn equivalent and the composition ratio with Mn described below, but Cr must be added in excess of 0.4%. On the other hand, if the Cr content exceeds 2%, the cost will increase and the surface quality of the steel plate will deteriorate, so the Cr content should be 2% or less.
  • the Mn equivalent defined in the present invention that is, the above-mentioned [Mneq] is controlled to be more than 1.9 by controlling the cooling rate at the time of annealing. Production is suppressed and low YP and high soot are obtained. Furthermore, [Mneq] is preferably over 2.1 and more preferably over 2.2 from the viewpoint of reducing drought. On the other hand, if [Mneq] increases too much: BH decreases and costs increase, so [Mneq] should be less than 3.
  • the ratio of Cr to Mn that is, [% Cr] / [% Mn] is 0.34 or more, so that the second phase can be coarsened and the solid solution strengthening of Mn can be reduced to YP. And material fluctuations can be reduced.
  • the balance is iron unavoidable impurities, but the following elements can also be contained in predetermined amounts.
  • B is also an element that enhances hardenability, and also has the effect of improving grain growth by fixing N as BN.
  • the B content is preferably 0.005% or less.
  • the addition of more than 0.001% of B sufficiently exhibits the effect of improving the grain growth property of the ferrite, and an extremely low YP can be obtained. Therefore, it is desirable to contain B over 0.001%.
  • Mo like Mn and Cr, is an element that enhances hardenability and improves hardenability. Can be added for the purpose. However, if added excessively, the second phase is refined and hardened in the same way as Mn to increase YP, so Mo is preferably added in a range of 0.1% or less, which has a small effect on YP increase. . From the viewpoint of further reducing YP and ⁇ , the Mo content is preferably less than 0.02% (no added force!).
  • V is an element that enhances hardenability, but if added over 0.2%, a significant cost increase is caused, so V is preferably added in the range of 0.2% or less.
  • Ti has the effect of fixing N and improving aging resistance and forging.
  • fine precipitates such as TiN, TiC, and Ti (C, N) are formed in the steel to inhibit grain growth, the Ti content should be less than 0.014% from the viewpoint of low YP. I like it.
  • Nb less than 0.01%
  • Nb has the effect of controlling the texture by delaying recrystallization in hot rolling, and reducing YP in the rolling direction and 45 ° direction.
  • fine NbC and Nb (C, N) are formed in the steel to significantly deteriorate the grain growth and increase YP. Therefore, Nb is contained in a range of less than 0.01% which is less affected by YP increase. It is preferable.
  • Cu is an element that is mixed when scrap is actively used. By allowing Cu to be mixed, recycled materials can be used as raw materials and manufacturing costs can be reduced. Although the effect of Cu on the material of the steel sheet is small, excessive mixing causes surface scratches, so the Cu content is preferably 0.3% or less.
  • Ni also has a small effect on the quality of the steel sheet, but it can be added from the viewpoint of reducing surface scratches when Cu is added. However, if Ni is added excessively, surface defects due to non-uniformity of scale are generated, so the Ni content is preferably 0.3% or less.
  • a steel slab having the above component composition is hot-rolled and cold-rolled, and then the temperature range of 680 to 740 ° C is less than 3 ° C / see.
  • Hot rolling may be performed according to a conventional method.
  • the slab heating temperature is 1100 to 1300 ° C
  • the finishing rolling temperature is higher than the Ar 3 transformation point
  • the average cooling rate after finishing rolling is 10 to 200 ° C. / sec and the trapping temperature should be 400 ⁇ 720 ° C.
  • the slab heating temperature is 1200 ° C or lower and the finish rolling temperature is 850 ° C or lower.
  • the cutting temperature is higher, and it is preferable to set the temperature to 640 ° C or higher.
  • Mn and Cr can be sufficiently concentrated in the second phase in the state of hot-rolled sheet, and the stability of ⁇ in the subsequent annealing process is improved, resulting in low Contributes to hatching.
  • increase the cooling rate after finish rolling to 40 ° C / sec or higher. Is preferred.
  • the rolling rate may be 50 to 85%.
  • Average heating rate during annealing less than 3 ° C / sec
  • the average heating rate in the temperature range of 680 to 740 ° C was changed to 0.3 to 20 ° C / sec, and the heat treatment was performed at 780 ° C x 40 sec.
  • the temperature range from 650 ° C is cooled at an average cooling rate of 7 ° C / sec
  • the temperature range from 650 ° C to 300 ° C is cooled at 25 ° C / sec
  • the temperature range of C was cooled at 0.5 ° C / sec and cooled to room temperature.
  • a JIS No. 5 tensile specimen was collected from the obtained steel sheet, and subjected to a tensile test (based on JISZ2241, the tensile direction is perpendicular to the rolling direction), and the structure was observed by SEM.
  • Figure 1 shows the relationship between YP and the average heating rate in the temperature range of 680 to 740 ° C during annealing.
  • An YP of 200 MPa or less is obtained at an average heating rate of less than 3 ° C / sec, and an YP of 195 MPa or less is obtained at a heating rate of less than 2 ° C / sec.
  • SEM confirmed that the second phase was coarser and uniformly dispersed.
  • the influence on material variation was investigated for steel sheets annealed at various heating rates. In other words, when the annealing temperature of each steel sheet was changed from 760 to 810 ° C and the annealing temperature was changed by 50 ° C, the amount of YP change ⁇ was investigated.
  • Annealing temperature More than 740 ° C and less than 820 ° C
  • the annealing temperature is 740 ° C or lower, the solid solution of carbide becomes insufficient, and the second phase cannot be secured stably. Above 820 ° C, the ratio of ⁇ during annealing increases too much, and the concentration of elements such as Mn and C into ⁇ becomes insufficient, and a sufficiently low YP cannot be obtained. This is because the element concentration to ⁇ is insufficient, so that sufficient strain is not applied around the martensite and pearlite and bainite transformations are likely to occur during the cooling process after annealing. it is conceivable that. Soaking time is carried out in normal continuous annealing Temperature range above 740 ° C 20 seconds or longer, more preferably 40 seconds or longer.
  • Average cooling rate in the temperature range from annealing temperature to 650 ° C (primary cooling rate): 2-30 ° C / s ec
  • the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 650 ° C must be 2-30 ° C / sec in order to increase the quenchability by concentrating Mn and C in the V grains being cooled. There is.
  • the temperature range from Tc ° C to 200 ° C is cooled at an average cooling rate of 0.2 to: L0 ° C / sec, so that excessive solid solution C precipitates in the ferrite, resulting in low YP and high Ductility can be achieved.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet produced by the production method of the present invention can be used as it is as a press-forming steel sheet because YPE1 is less than 0.5% and YP is sufficiently low in the annealed state.
  • normal skin pass rolling may be performed from the viewpoint of stabilizing the press formability, such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape.
  • the elongation is preferably 0.3-0.5% from the viewpoints of low YP, high El, and high WH.
  • the obtained cold-rolled sheet has the following average heating rate in the temperature range of 680 to 740 ° C shown in Tables 2 and 3, annealing temperature, primary average cooling rate in the temperature range from annealing temperature to 650 ° C, Annealing was performed at a secondary average cooling rate in the temperature range from 650 ° C to Tc ° C and a tertiary average cooling rate in the temperature range from Tc ° C to 200 ° C.
  • JIS No. 5 specimens were taken from the obtained annealed steel sheet, that is, not subjected to skin pass rolling, from the direction perpendicular to the rolling direction and subjected to a tensile test (based on JIS Z2241) to evaluate YP and TS.
  • the steel sheet of the example of the present invention has a low YP, that is, a low YR compared to the material of the same TS level. Moreover, ⁇ with respect to the annealing temperature is small, and the stability of the soot is excellent. In particular, for steel plates with [Mneq] greater than 2.1, [% Cr] / [% Mn] optimized to 0.55 or higher, and the heating rate during annealing controlled to less than 3 ° C / sec. In addition to reducing solid solution strengthening due to Mix and solid solution C, the second phase is uniformly coarsened, so YP is low and ⁇ ⁇ is also small. For example, in steel No.

Abstract

質量％でＣ０．０１％超０．０８％未満、Ｓｉ０．２％以下、Ｍｎ０．８％以上１．７％未満、Ｐ０．０３％以下、Ｓ０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ０．３％以下、Ｎ０．０１％以下、Ｃｒ０．４％超２％以下を含有し更に１．９＜（［％Ｍｎ］＋１．３×［％Ｃｒ］）＜３及び０．３４≦［％Ｃｒ］／［％ Ｍｎ］を満足し残部鉄及び不可避不純物からなる鋼を熱延及び冷延した後、６８０～７４０℃間を平均加熱温度３℃／ｓｅｃ未満で加熱し、焼鈍温度７４０℃超８２０℃未満で焼鈍し、焼鈍温度～６５０℃間を平均冷却温度２～３０℃／ｓｅｃ、６５０℃～下記Ｔｃ間を平均冷却温度１０℃／ｓｅｃ以上、 Ｔｃ～２００℃間を平均冷却温度０．２～１０℃／ｓｅｃで冷却する、低ＹＰ且つ材質変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法。 Ｔｃ＝４１０－４０×［％Ｍｎ］－３０×［％Ｃｒ］ （［％Ｍｎ］、［％Ｃｒ」はそれぞれＭｎ，Ｃｒの含有量を表す。）

Description

明細書 降伏強度が低く、 材寳変動の小さい髙強度冷延鋼板の製造方法 技術分野 .
本発明は、 自動車、 家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス 成形用高強度冷延鋼板の製造方法に関する。 背景技術
従来、 フード、 ドア、 トランクリツド、 ノ ック ドア、 フェンダーといった耐 デント性の要求される自動車外板パネルには、 極低炭素鋼をベースに Nb、 Ti等 の炭窒化物形成元素を添加して固溶 C量を制御した引張強度 TS:340MPaクラス の BH鋼板 (焼付け硬化型鋼板、以後、単に 340BHと呼ぶ)や TS:270MPaクラス の IF鋼板 (Interstitial Free鋼板、 以後、 単に 270IFと呼ぶ）が適用されてきた 。 近年、 車体軽量化ニーズのさらなる高まりから、 これらの外板パネルをさらに 高強度化して耐デント性を向上させ、 鋼板を薄肉化しようとする検討が進められ ている。 また、 現状と同板厚で高強度化により耐デント性の向上を図ろうとする 検討や BHの付与される焼付け塗装工程の低温、 短時間化を図ろうとする検討も 進められている。
しかしながら、 降伏強度 YP:230MPaの 340BHや YP:180MPaの 270IFを ベースにさらに Mn、 P等の固溶強化元素を添加して高強度化し、 鋼板を薄肉 化しようとすると、 面歪の問題が生じる。 ここで、 面歪とは、 YPの増加により 生じるプレス成形面の微小なしわ、 うねり状の模様であり、 この面歪が生じると ドアやトランクリツドなどの意匠性、 デザイン性を著しく損なう。 このため、 こ のような用途では、 プレス成形および焼付け塗装後の降伏応力 YPは従来以上 に増加させつつも、 プレス成形前には極力低い YPを有することが望まれる。
このような背景から、 例えば、 特許文献 1 には、 C:0.005〜0, 15%、 Mn:0.3 -2.0%, Cr:0.023〜0.8%を含有する鋼の焼鈍後の冷却速度を適正化し、 主として フェライ トとマルテンサイ トからなる複合組織を形成させることで、 低い YP、 高い加工硖化 WH、 高い BHを兼ね備えた鋼板を得る方法が開示されている。 特 許文献 2 には、 C:0.01〜0.04%、 Mn:0.3〜1.6%、 Cr:0.5%以下、 Mo:0.5%以下を 含有し、 1.3≤Mn+1.29Cr+3.29Mo≤2.1%を満足する鋼を焼鈍後、 少なく とも 550°C以下の温度範囲を 100°C/sec以上の冷却速度で冷却し、 鋼中の固溶 Cを増 加させ、 高い : BHを有する高強度冷延鋼板を製造する方法が開示されている。 特 許文献 3には、 C:0.0025%以上 0.04%未満、 Mn:0.5~2.5%、 Cr:0.05〜2.0%を含 有する鋼を焼鈍後、 650〜450°Cの温度範囲を 15〜200°C/secの冷却速度で冷却し、 さらに 200〜300°C付近の温度範囲を 10°C/sec未満の冷却速度で冷却して、 フエ ライ トと低温変態相からなる BHが高くプレス成形後の表面品質に優れた高強度 冷延鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献 1： 特公昭 62-40405号公報
特許文献 2： 特開 2006-233294号公報
特許文献 3 : 特開 2006 - 52465号公報 発明の開示
しかしながら、 上記特許文献 1〜3 に記載の製造方法で製造された高強度冷 延鋼板には、 次のような問題がある。
i) 低 YP化が十分でなく、 ドアパネルなどにプレス成形すると、 340BHと比 ベて面歪量は依然として大きい。
ii) このような複合組織型の高強度冷延鋼板では、 強化のために硬質なマル テンサイ トなどの第 2相を分散させているので、本質的に材料特性の変動が生 じゃすい。 例えば、 第 2相の割合は鋼中の数 lOppmの C量や 20〜50°Cの焼
.鈍温度の変動により顕著な影響を受けるので、 従来の Mn、 Pで固溶強化.した 340BHや 270IFと比べて材質変動が大きい。
本発明は、 このような事情を鑑みなされたものであり、 YPが十分に低く 、 材質変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、複合組織型の高強度冷延鋼板を対象に、 従来と同等以上の 高い : BHを確保しつつ、 より一層 YPを低減し、 同時に材質変動を小さくする 方法について鋭意検討を行った結果、 以下の知見を見出した。
I) Mnと Crの組成範囲を適正に制御し、 さらに焼鈍時に所定の温度範囲を 徐加熱することで、 第 2相を粗大かつ均一に分散させて、 低 YI 匕が図れると ともに、 焼鈍温度に対する YPの変動を小さく抑えられる。
Π) また、 Mnと Crの組成範囲を適正化することで固溶 C量の過剰な減少 が抑制され、 高い BHが得られる。
本発明は、 以上の知見に基づきなされたもので、 成分組成として、 質量％で 、 C:0.01%超 0.08%未満、 Si:0.2%以下、 Mn:0.8%以上 1.7%未満、 P:0.03%以下 、 S:0.02%以下、 sol.Al:0.3%以下、 N:0.01%以下、 Cr:0.4%超 2%以下を含有し、 さらに 1.9<[Mneq]く 3および 0.34≤ [%Cr]/[%Mn]を満足し、 残部鉄および不可避 不純物からなる鋼を、 熱間圧延およぴ冷間圧延した後、 680〜740°Cの温度範囲 を 3°C/sec未満の平均加熱速度で加熱し、 740°C超 820°C未満の焼鈍温度で焼鈍 し、 前記焼鈍温度から 650^までの温度範囲を 2~30°C/secの平均冷却速度で冷 却し、 650°Cから下記の (1)式で与えられる Tc°Cまでの温度範囲を 10°C/sec以上 の平均冷却速度で冷却し、 前記 Tc°Cから 200°Cまでの温度範囲を 0.2〜10°C/sec の平均冷却速度で冷却することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法を提供す る。
Tc=410-40 X [%Mn]-30 X [%Cr] - ' ' (1)
ここで、 [Mneq]は Mn当量であり、 [Mneq]=[%Mn]+1.3 X [%Cr]を表し、 [%Mn ]、 [%Cr]は、 それぞれ Mn、 Crの含有量を表す。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、 焼鈍時に、 680〜740°Cの温度範 囲を 2°C/sec未満の平均加熱速度で加熱することが好ましい。
また、 0.55 ^ [%Cr]/[%Mn]を満足する鋼を用いたり、 さらに、 質量％で、 B: 0.005%以下を含有させることが好ましい。 また、 質量0 /0で、 Mo:0.15%以下およ ぴ V:0.2%以下のうちの少なくとも 1種を含有させることが好ましい。さらにまた 、 質量％で、 Ti:0.014%未満、 Nb： 0.01%未満、 Ni:0.3%以下および Cu:0.3%以下 のうちの少なくとも 1種を含有させることが好ましい。
本発明によれば、 YPが低く、 材質変動の小さい髙強度冷延鋼板を製造でき るようになった。 また、 本発明の方法で製造される高強度冷延鋼板は、 優れた耐 面歪性おょぴ耐デント性を備えているため、 自動車部品の高強度化、 薄肉化に好 適である。 図面の簡単な説明 図 lは、 焼鈍時の平均加熱速度と γρ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
以下に、 本発明の詳細を説明する。 なお、 成分の量を表す％は、 特に断らな い限り質量％を意味する。
1) 成分組成
C:0.01%超 0.08%未満
Cは所 量の第 2相を確保するために必要な元素である。 Cの添加量が少な すぎると十分な量の第 2相が確保できなくなり、 低い YPが得られなくなる。 ま た、 十分に高い； BHが確保できなくなると同時に耐時効性も劣化する。 十分な量 の第 2相を確保するためには Cは 0.01%を超えて添加する必要がある。 一方、 C 量が 0.08%以上となると第 2相の割合が大きくなりすぎて YPが増加する。 した がって、 C量の上限は 0.08%未満とする。 より低い YPを得るためには C量は 0. 06%未満とすることが好ましく、 さらに低い YPを得るためには C量は 0.04%未 満とすることがより好ましい。
Si:0.2%以下
Si は微量添加することで熱間圧延でのスケール生成を遅延させて表面品質 を改善する効果、 鋼板のミクロ組織をより均一、 粗大化する効果、 プレス成形時 の金型への焼付き（型かじり）を改善する効果等があるので、 このような観点か ら添加することができる。 しかしながら、 Siは固溶強化能が大きく、 YPを増加 させる効果が大きいので、 Si量は YP上昇の影響の小さい範囲の 0.2%以下とする 。 好ましくは 0.1%以下である。
Mn:0.8%以上 1.7%未満
Mnは焼入れ性を高めるとともに、 その量を適正化することにより、 固溶 C量を所定範囲に低減して低 YPィ匕と高 BH化を可能する。 Mn量が 0.8%より 少ないと、 焼鈍時の冷却過程で固溶 C量が多くなりすぎて、 400°C未満の温度 範囲で過時効処理が施される際に多量の固溶 C がマルテンサイ ト周囲の歪に 析出して十分に低 YP化するのが困難になる。 また、 固溶 C量が増加しすぎる と耐時効性も劣化する。 一方、 Mn量が 1.7%以上になると固溶 C ίが少なく なりすぎて BB [が低下する。 また、 Mnの固溶強化の増加に加えて第 2相が微 細化して YP の上昇や焼鈍温度に対する ΥΡ の変動を招く。 したがって、 Μη 量は 0.8%以上 1.7%未満とする。
P:0.03%以下
Pは固溶強化量が大きく、 低 YP化の観点からは極力少なくする方がよい。 ただし、 鋼板のミクロ組織をより粗大化する効果、 プレス成形時の金型への焼 付きを改善する効果等があるので、 YP上昇への悪影響の小さい 0.03%以下の範 囲で添加することができる。
S:0.02%以下
Sは鋼中で MnSとして析出する力 S、その含有量が多いと鋼板の延性を低下さ せ、 プレス成形性を低下させる。 また、 スラブ.を熱間圧延する際に熱間延性を低 下させ、 表面欠陥を発生させやすくする。 このため、 S量は 0.02%以下とするが 、 少ないほど好ましい。
sol.Al:0.3%以下
A1は脱酸元素、 あるいは Nを A1Nとして固定して耐時効性を向上させる元 素として利用されるが、熱間圧延後の卷き取り時もしくは焼鈍時に微細な A1Nを 形成してフ ライ トの粒成長を抑制し、 低 YP化を阻害する。 鋼中の酸化物を低 減する、あるいは耐時効性を向上させる観点からは、 A1は 0.02%以上添加するの が良い。 一方、 粒成長性を向上させる観点からは、 卷取温度を 620°C以上にする ことでフェライ トの粒成長性は向上するが、 微細な A1Nは少ないほど好ましい。 それには、 sol.Al量を 0.15%以上とし、 A1Nを卷き取り時に粗大に析出させるこ とが好ましいが、 0.3%を超えるとコスト増を招くので、 sol.Al 量は 0.3%以下と する。 ただし、 sol.Al 力 S 0.1%を超えて添加されると、 鐃造性を劣化させ、 表面 品質の劣化原因になるので、 表面品質を厳格管理することが求められる外板パネ ル用途では、 sol.Al量は 0.1以下とするのが好ましい。
N:0.01%以下
Nは、熱間圧延後の卷き取り時もしくは焼鈍時に析出して微細な A1Nを形成 し、 粒成長性を阻害する。 このため、 N量は 0.01%以下とするが、 少ないほど好 ましい。 また、 N量が增加すると耐時効性の劣化を招く。 粒成長性の向上ならぴ に耐時効性の向上の観点からは、 N量は 0.008%未満とすることが望ましく、 さ らには 0.005%未満とすることがより好ましい。 Cr:0.4%超 2%以下
Cr は、 本発明で最も重要な元素であり、 固溶強化量が小さく、 かつ第 2 相であるマルテンサイ トを微細化し、 焼入れ性を高める効果を有するため、 低 YP化ならぴに材質変動の低減に有効な元素である。 こうした効果を発揮させ るには、 次に説明する Mn当量や Mn との組成比を制御する必要があるが、 Crは 0.4%を超えて添加する必要がある。 一方、 Cr量が 2%を超えるとコス ト增やめつき鋼板の表面品質の劣化を招くので、 Cr量は 2%以下とする。
1.9<[Mneq]<3
本発明で定義した Mn当量、 すなわち上記の [Mneq]を、 焼鈍時の冷却速度を 制御して、 1.9超にすることで固溶 C量が適正範囲まで低減されるとともに、 パーライ ト、 べィナイ トの生成が抑制されて低い YP、 高い ΒΗが得られる。 さらに ΥΡを低減する観点からは [Mneq]は 2.1超とすることが望ましく、 2.2 超とすることがより望ましい。 一方、 [Mneq]が增加しすぎると ： BH の低下や コスト増を招くので、 [Mneq]は 3未満とする。
0.34≤[%Cr]/[%Mn]
同一 [Mneq]でも Cr量と Mn量の比、すなわち [%Cr]/[%Mn]を 0.34以上とす ることで第 2相を粗大化し、 Mnの固溶強化も低 ¾Sできるので、 YPを低減し、 材質変動を小さくできる。 さらに低 YPィヒし、 材質変動を小さくするには、 0. 55≤ [%Cr]/[%Mn]とすることが好ましい。
残部は、 鉄おょぴ不可避不純物であるが、 さらに以下の元素を所定量含有さ せることもできる。
B:0.005%以下
Bも、 同様に焼入れ性を高める元素であり、 また、 Nを BNとして固定して 粒成長性を向上させる作用がある。 しかしながら、 Bを過剰に添加すると残存す る固溶 Bの影響で第 2相が逆に微細化するので、 B量は 0.005%以下とすること が好ましい。 本癸明鋼においては、 0.001%超の B を添加することで、 フヱライ トの粒成長性の向上効果も十分に発揮され、 極めて低い YPを得ることができる 。 したがって、 Bは 0.001%超含有させることが望ましい。
Mo:0.1%以下
Mo は、 Mn、 Cr と同様に焼入れ性を高める元素であり、 焼入れ性を向上さ せる目的で添加することができる。 しかしながら、 過剰に添加されると、 Mn と 同様に第 2相を微細化、硬質化して YPを増加させるので、 Moは YP上昇への影 響が小さい 0.1%以下の範囲で添加することが好ましい。 YPならびに Δ ΥΡを一 層低減する観点からは、 Mo量は 0.02%未満 (無添力!])とすることが望ましい。
V:0.2%以下
Vは、 同様に焼入れ性を高める元素であるが、 0.2%を超えて添加すると著し ぃコス ト上昇を招くので、 Vは 0.2%以下の範囲で添加することが好ましい。
Ti: 0.014%未満
Ti は N を固定して耐時効性を向上させる効果や铸造性を向上させる効果が ある。 しかし、 鋼中で TiN、 TiC、 Ti(C,N)等の微細な析出物を形成し粒成長性を 阻害するので、 低 YP化の観点からは、 Ti量は 0.014%未満とすることが好まし い。
Nb:0.01%未満 ， Nbは熱間圧延での再結晶を遅延させて集合組織を制御し、圧延方向と 45度 方向の YPを低減する効果を有する。 しかし、 鋼中で微細な NbC、 Nb(C,N)を形 成して粒成長性を著しく劣化させて YPを増加させるので、 Nbは YP上昇の影響 の少ない 0.01%未満の範囲で含有させることが好ましい。
Cu:0.3%以下
Cuはスクラップ等を積極活用するときに混入する元素であり、 Cuの混入を 許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、 製造コストを削減す ることができる。 鋼板の材質に及ぼす Cuの影響は小さいが、 過剰に混入すると 表面キズの原因となるので、 Cu量は 0.3%以下とする'ことが好ましい。
Ni:0.3%以下
Niも鋼板の材質 ίこ及ぼす影響は小さいが、 Cuを添加する場合に表面キズを 低減する観点から添加することができる。 しかしながら、 Niは過剰に添加すると スケールの不均一性に起因した表面欠陥を発生させるので、 Ni量は 0.3%以下と することが好ましい。
2) 製造条件
本発明の製造方法では、 上述したように、 上記の成分組成を有する鋼スラブ を、 熱間圧延および冷間圧延した後、 680~ 740°Cの温度範囲を 3°C/see未満の 平均加熱速度で加熱し、 740°C超 820°C未満の焼鈍温度で焼鈍し、 前記焼鈍温度 から 650°Cまでの温度範囲を 2〜30°C/sec の平均冷却速度で冷却し、 650°Cから 上記の（1)式で与えられる までの温度範囲を 10°C/sec以上の平均冷却速度で 冷却し、 前記 Tc°Cから 200°Cまでの温度範囲を 0.2〜10°C/secの平均冷却速度で 冷却する。
熱間圧延
鋼スラブを熱間圧延するには、 スラブを加熱後圧延する方法、.連続鍚造後の スラブを加熱することなく直接圧延する方法、 連続鎳造後のスラブに短時間加熱 理を施して圧延する方法などで行える。 熱間圧延は、 常法にしたがって実施す ればよく、 例えば、 スラブ加熱温度は 1100〜1300°C、 仕上圧延温度は Ar3変態 点以上、 仕上圧延後の平均冷却速度は 10〜200°C/sec、卷取温度は 400〜720°Cと すればよい。 外板パネル用の美麗なめっき表面品質を得るためには、 スラブ加熱 温度は 1200°C以下、 仕上圧延温度は 850°C以下とすることが好ましい。 また、 鋼 板表面に生成した 1次、 2次スケールを除去するためにデスケーリングを十分に 行うことが好ましい。 YP低減の観点からは、 卷取温度は高い方が望ましく、 640 °C以上とすることが好ましい。 特に、 680°C以上の巻取温度にすると、 熱延板の 状態で Mnや Crを十分第 2相に濃化させることができ、 その後の焼鈍工程での γの安定性を向上させ、 低 ΥΡ化に寄与する。 また、 鋼板の r値の面内異方性を 低減したり、圧延方向と 45度の方向の YPを低く抑えるためには、仕上圧延後の 冷却速度を 40°C/sec以上と大きくすることが好ましい。
冷間圧延
冷間圧延では、 圧延率を 50〜85%とすればよい。
焼鈍
焼鈍時の平均加熱速度: 3°C/sec未満
焼鈍後に粗大な第 2相を均一に分散させ、低 YP化を図るとともに材質変 動を小さくするためには、 680°C〜740°Cの温度範囲における加熱速度を制御 することが効果的である。 これは、 [Mneq]が 1.9を超える成分系では、 焼鈍後 の第 2相が微細化しゃすく、これは Mnが高いために Ad変態点が低くなりす ぎて再結晶が完了しないうちに未再結晶ままのフェライ ト粒界面に γ粒が形 成されたり、再結晶が完了したとしても再結晶直後の微細なフェライ ト粒に y 粒が形成されて、 鋼板の YPが上昇しやすいためである。
C:0.028%、 Si:0.01%, ： Mn:1.6%、 P:0.01%、 S:0.010/o、 sol.Al:0.04%、 Cr :0.8%、 N:0.003%を含有する鋼を実験室で溶製し、 27ππη厚のスラブを製造し た 9 このスラブを 1250。Cに力!]熱し、 仕上圧延温度 830°Cで 2.3mmまで熱間圧 延し、 620°Cで lhrの巻き取り処理を施した。 得られた熱延板を 0.75inmまで 圧延率 67%で冷間圧延した。 得られた冷延板を焼鈍する際に、 680〜740°Cの 温度範囲の平均加熱速度を 0.3〜20°C/sec に変化させ、 780°C X 40secの均熱 処理を施し、 焼鈍温度から 650°Cまでの温度範囲を平均冷却速度 7°C/secで冷 却し、 650°Cから 300°Cまでの温度範囲を 25°C/secで冷却して、 その後 300°C から 200°Cの温度範囲を 0.5°C/secで冷却して、 室温まで空冷した。 得られた 鋼板より JIS5号引張試験片を採取し、 引張試験 （JISZ2241 に準拠、 引張方 向は圧延方向と直角方向）、 SEMによる組織観察を行った。
図 1に、 焼鈍時における 680〜740°Cの温度範囲の平均加熱速度と YPの 関係を示す。 平均加熱速度が 3°C/sec未満で 200MPa以下の YPが得られ、 加 熱速度が 2°C/sec未満で 195MPa以下の YPが得られる。 また、 このとき、 第 2相がより粗大で均一分散していることが SEMにより確認された。 さらに種 々の加熱速度で焼鈍した鋼板について材質変動に対する影響を調査した。すな わち、 各鋼板について焼鈍温度を 760〜810°Cで変化させ、 焼鈍温度を 50°C変 動させたときの YPの変動量 Δ ΥΡを調査したところ、焼鈍時の 680〜740°Cに おける加熱速度が 20°C/secのサンプルでは、 Δ ΥΡカ 20MPaであるのに対し て、加熱速度が 3°C/sec未満の鋼板では Δ ΥΡが 15MPa未満に低減されている ことが明らかになった。 このように、所定の温度範囲の加熱速度を制御するこ とで YPが低く、 焼鈍温度に対する Δ ΥΡの小さい鋼板が得られる。
焼鈍温度: 740°C超 820°C未満
焼鈍温度が 740°C以下では炭化物の固溶が不十分となり、 安定して第 2相を 確保できない。 820°C以上では焼鈍中の γの割合が多くなりすぎて γへの Mn、 C 等の元素濃化が不十分になり、 十分に低い YPが得られない。 これは、 γへの元 素濃化が不十分になることで、 マルテンサイ トの周囲に十分な歪が付与されなく なるとともに焼鈍後の冷却過程でパーライ ト、 べィナイ ト変態が生じやすくなる ためと考えられる。 均熱時間は通常の連続焼鈍で実施される 740°C超の温度範囲 で 20sec以上とすればよく、 40sec以上とすることがより好ましい。
焼鈍温度から 650°Cまでの温度範囲の平均冷却速度（1次冷却速度）: 2〜30°C/s ec
冷却中の V粒に Mnや Cを濃化させ焼入れ性を高めて低 YP化を図るため 、 焼鈍温度から 650°Cまでの温度範囲の平均冷却速度を 2〜30°C/secとする必要 がある。
650°Cから上記の（1)式で与えられる Tc°Cまでの温度範囲の平均冷却速度（2 次冷却速度）: 10°C/sec以上
パーライ トおよびべィナイ トの生成しゃすい 650°Cから Tc°Cで表される Ms点近傍の温度範囲を平均冷却速度 10°C/sec以上で冷却することにより、 パ 一ライ トおよびべィナイ トの生成が抑制されて、 十分に低い YPが得られる。
Tc°Cから 200°Cまでの温度範囲の平均冷却速度（3次冷却速度）: 0.2〜10°C/sec
Tc°Cから 200°Cまでの温度範囲を平均冷却速度 0.2〜： L0°C/secで冷却するこ とにより、フェライ ト中に過剰に残存する固溶 Cを析出させて低 YP化および 高延性化を図ることができる。
本発明の製造方法で製造された高強度冷延鋼板は、 焼鈍ままの状態で YPE1 は 0.5%未満であり、 YPも十分に低いので、 そのままプレス成形用鋼板として使 用することができる。 しかしながら、 表面粗度の調整、 板形状の平坦化などプレ ス成形性を安定化させる観点から通常スキンパス圧延を実施してもよい。 その場 合は、 低 YP、 高 El、 高 WH化の観点から伸長率は 0.3〜0.5%とすることが好ま しい。 実施例
表 1に示す鋼番 Α〜ΒΒの鋼を溶製後、 230imn厚のスラブに連続鐃造した。 このスラブを 1180〜1250°Cに加熱後、 830°C (鋼番 A〜D、 I、 R〜V、 X〜BB)、 880°C (鋼番 E〜！ I、 J〜Q、 W)の仕上圧延温度で熱間圧延を施した。 その後、 20°C '/secの平均冷却速度で冷却し、 540〜640°Cの巻取温度で卷き取った。 得られた熱 延板は、 酸洗後 67〜78%の圧延率で冷間圧延し、 板厚 0.75mmの冷延板とした。 得られた冷延板は、 表 2、 3に示す 680〜740°Cの温度範囲における平均加熱速 度、焼鈍温度、焼鈍温度から 650°Cまでの温度範囲の 1次平均冷却速度冷却速度、 650°Cから Tc°Cまでの温度範囲の 2次平均冷却速度、 Tc°Cから 200°Cまでの温度 範囲の 3次平均冷却速度で焼鈍した。 得られた焼鈍ままの、 すなわちスキンパス 圧延されてない鋼板から、 圧延方向と直角方向より JIS5号試験片を採取して引 張試験 (JISZ2241に準拠)を実施し、 YP、 TSを評価した。 また、 各成分組成の鋼 板について焼鈍温度を 760〜810°Cの範囲で変化させたときの YPの最大値と 最小値の差を求め、 YPの変動量 Δ ΥΡとした。 さらに、 上記と同一の試験片に 2%の予歪を付与し、 170°Cで 20minの熱処理を施した後の YPの増加量である BHを求めた。
結果を表 2、 3に示す。
本発明例の鋼板は、 同一 TS レベルの材料と比較して低い YP、すなわち低い YRを有している。 しかも、 焼鈍温度に対する Δ ΥΡも小さく、 ΥΡの安定性に 優れている。 とりわけ、 [Mneq]が 2. 1超で、 かつ [%Cr]/[%Mn]が 0.55以上に適 正化され、 さらに焼鈍時の加熱速度が 3°C/sec未満に制御された鋼板では、 Mix や固溶 Cによる固溶強化が低減されるとともに、 第 2相が均一に粗大化して いるので、 YPが低く、 Δ ΥΡも小さい。 例えば、 鋼番 Aに対して鋼番8、 C、 Dの鋼では、 [Mneq]が増加しているが、 [%Cr]/[%Mn]が 0.34〜0.41の範囲なの で、 [Mneq]の増加にともないパーライ ト、 べィナイ トの生成が抑制されるととも に、 固溶 Cが低減されるが、 第 2相が微細化し、 加熱速度 1.5°C/sec、 焼鈍温 度 780°Cの条件では、 YPは 191〜197MPa、 焼鈍温度に対する Δ ΥΡは 7〜 9MPaの範囲にある。 これに対して、 [Mneq]を 2.1超に増加させつつ
[%Cr]/[%Mn]を 0.55以上に調整した鋼番 E、 F、 G、 Hの鋼等では鋼番 A、 B、 C、 Dと同じ製造条件では、 YPは 172~ 188MPa、焼鈍温度に対する Δ ΥΡは 4〜6MPa と非常に低い。 また、 Cを増加させたときの YPの上昇も非常に小さく、 Cを 0.058%まで増加させた鋼番 Kの鋼は、 490MPaの TSに対して 208MPaの非常 に低い YPを有している。 また、 Cを 0.072%まで増加させた鋼番 Lの鋼は、 541MPaの TSに対して 230MPaの非常に低い YPを有している。 つまり、 こ の鋼では、 Cを変化させても Δ ΥΡが小さく、 YRの低い鋼板が安定して得られ る。 さらに、 Mnと Crの組成範囲が適正化されているので、 YPが低いにもか かわらず、 高い : BHを有している。
これに対して、 [Mneq]、 焼鈍時の加熱速度や冷却速度が適正化されていな い鋼では、 同一 TSクラスの本発明鋼と比べて YRが高い。 [Mneq]が所定範囲 にあっても、 [%Cr]/[%Mn]が適正化されてない鋼番 S、 Vの鋼では、 第 2相が微 細で Mixの固溶強化量も大きいので、 Δ ΥΡ と YPの両者が高い。 また、 BH も低い。 Moが添加された鋼番 Tの鋼では、 第 2相が微細化する傾向があり、 YPが高く、 ΔΥΡが大きい。 C量が所定範囲になく、 結果的として第 2相の 割合が所定範囲にない鋼番 Uの鋼では、 低い YRが得られない。 ：？、 Siの添加 量の多い鋼番 X、 Yの鋼では、 第 2相は粗大化しているものの固溶強化量が大 きくなりすぎ、 低い YPが得られない。 このように、 従来鋼では、 低い YP、 小さい Δ ΥΡ、 高い ΒΗの全てを兼ね備えた鋼板が得られない。
(質量％)
Figure imgf000015_0001
表 2
Figure imgf000016_0001
表 3
Figure imgf000017_0001

Claims

請求の範囲
1 . 成分組成として、 質量％で、 C:0.01%超 0.08%未満、 Si:0.2%以下、 Mn:
0.8%以上 1.7%未満、 P:0.03%以下、 S:0.02%以下、 sol.Al:0.3%以下、 N:0.01%以 下、 Cr:0.4%超 2%以下を含有し、 さらに 1.9く [Mneq]く 3および 0.34≤ [%Cr〗/[%M n]を満足し、 残部鉄および不可避不純物からなる鋼を、 熱間圧延およぴ冷間圧延 した後、 680〜740°Cの温度範囲を 3°C/sec未満の平均加熱速度で加熱し、 740 °C超 820°C未満の焼鈍温度で焼鈍し、 前記焼鈍温度から 650°Cまでの温度範囲を 2〜30。C/secの平均冷却速度で冷却し、 650°Cから下記の（1)式で与えられる Tc°C までの温度範囲を 10°C ec以上の平均冷却速度で冷却し、 前記 Tc°Cから 200°C までの温度範囲を 0.2〜： L0°C/secの平均冷却速度で冷却することを特徵とする高 強度冷延鋼板の製造方法；
Tc=410-40 X [%Mn]-30 X [%Cr] - . - (l)
ここで、 [Mneq]は Mn当量であり、 [Mneq]=[%Mn]+1.3 X [%Cr〗を表し、 [%Mn
1、 〖％Cr]は、 それぞれ Mn、 Crの含有量を表す。
2 . 焼鈍時に、 680〜740°Cの温度範囲を 2°C/sec未満の平均加熱速度で加 熱することを特徴とする請求項 1に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
3 . 0.55≤[%Cr]/[%'Mn]を満足する鋼を用いることを特徴とする請求項 1ま たは 2に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
4 . さらに、 質量％で、 B:0.005%以下を含有する鋼を用いることを特徴とす る請求項 1乃至 3のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
5 . さらに、 質量％で、 Mo:0.1%以下おょぴ V:0.2%以下のうちの少なくとも 1種を含有する鋼を用いることを特徵とする請求項 1乃至 4のいずれかに記載の 高強度冷延鋼板の製造方法。
6 さらに、 質量0 /0で、 Ti:0.014%未満、 Nb： 0.01%未満、 Ni:0.3%以下およ ぴ Cu:0.3%以下のうちの少なくとも 1種を含有する鋼を用いることを特.徴とする 請求項 1乃至 5のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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