WO2017029815A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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steel sheet
carbide
strength steel
ferrite
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佑馬 本田
船川　義正
耕造 原田
悠一 小澤
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate applied to automobile parts and the like and a method for manufacturing the same.
  • High strength steel sheets are preferably used as materials for automobile parts and the like from the viewpoint of reducing the weight of the parts by reducing the thickness of the materials.
  • skeletal parts and anti-collision parts are required to be difficult to be deformed at the time of collision, that is, to have a high yield ratio in order to ensure the safety of passengers.
  • a high-strength steel sheet having excellent bendability is desired. In response to such demands, various steel plates and manufacturing techniques thereof have been disclosed so far.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet containing Nb and Ti in a total amount of 0.01% by mass or more and having ferrite having a recrystallization rate of 80% or more as a main phase and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength steel sheet excellent in impact resistance including 20 to 50 area% of non-recrystallized ferrite as a steel structure and a method for producing the same.
  • Patent Document 3 one or more of V, Ti, and Nb is added, the main phase is ferrite or bainite, the amount of precipitation of iron carbide at the grain boundary is limited to a certain value, and the maximum of the iron carbide A hot-dip hot-dip steel sheet having excellent stretch flangeability and a particle diameter of 1 ⁇ m or less and a method for producing the same are disclosed.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to obtain a high-strength steel plate having a high yield ratio and excellent bendability.
  • the present inventors conducted intensive research to solve the above problems.
  • the average crystal grain size of ferrite is refined below a certain level, and the volume fraction and particle size (average particle size) of Ti carbide and / or V carbide are appropriately controlled.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • Component composition is mass%, C: 0.02% to less than 0.10%, Si: less than 0.10%, Mn: less than 1.0%, P: 0.10% or less, S: 0.020% or less, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.010% or less, Ti: 0.100% or less (including 0%), V: 0.100% or less (0% And a total of 0.005 to 0.100% of Ti and V, the balance being Fe and inevitable impurities, and the steel structure is ferrite in area ratio: 90% or more, the total of pearlite and cementite: 0 to 10%, total of martensite and residual austenite: 0 to 2%, the ferrite has an average crystal grain size of 15.0 ⁇ m or less, contains Ti carbide and / or V carbide, Or the average particle size of V carbide is 5-50 nm High strength steel sheet total precipitation amount of Ti carbides and V carbides is 0.005 to 0.050% by volume.
  • the component composition further includes, by mass%, Cr: 0.3% or less, Mo: 0.3% or less, B: 0.005% or less, Cu: 0.3% or less, Ni: 0.00.
  • a method for producing a high-strength steel sheet comprising: an annealing step of soaking under conditions of ⁇ 880 ° C. and soaking time: 120 seconds or less and cooling under a condition where the residence time in the temperature range of 400 to 500 ° C. is 100 seconds or less.
  • the production conditions such as the component composition, the coiling condition after hot rolling, the residence time in the predetermined temperature range at the time of temperature rise of annealing, and the soaking temperature are appropriately controlled.
  • the steel structure intended by the present invention can be obtained, and as a result, it is possible to stably produce a high-strength steel sheet having excellent bendability at a high yield ratio required for applications such as automobile parts. become.
  • the high-strength steel sheet of the present invention makes it possible to further reduce the weight of an automobile, and the utility value of the present invention in the automobile and steel industry is extremely large.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a tensile strength of 330 MPa to less than 500 MPa, a yield ratio of 0.70 or more, and can be tightly bent by 180 ° in U-bending. Since the yield ratio is 0.70 or more, the high-strength steel sheet of the present invention has a high yield ratio. Moreover, since 180 degree
  • Ti 0.100% or less (including 0%), V: 0.100% or less (including 0%), and Ti and V in total 0.005% to 0.100% It is particularly important to have the following component composition.
  • the steel structure is composed of essential ferrite and optional pearlite, etc., and the ferrite has an average crystal grain size of 15.0 ⁇ m or less, including Ti carbide and / or V carbide, High yield by adjusting the average particle size of carbide and / or V carbide to 5 to 50 nm and adjusting the total precipitation amount of Ti carbide and V carbide to 0.005 to 0.050% by volume A high-strength steel sheet having excellent bendability in the ratio can be obtained.
  • Ti carbide and V carbide include Ti carbonitride, V carbonitride and Ti, V composite carbonitride.
  • Ti and V composite carbonitrides may be regarded as Ti carbides or V carbides, and the average particle diameter and the total volume ratio may be considered.
  • the residence time in the temperature range from the finish rolling temperature to 650 ° C. is set to 10 seconds or less, and the winding temperature is set to 500 to 700 ° C.
  • the residence time in the temperature range of 650 to 750 ° C. is set to 15 seconds or more, and then the temperature is soaked at 760 to 880 ° C. for 120 seconds or less.
  • Yield strength and tensile strength are obtained by taking a JIS No. 5 tensile test piece so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241.
  • the bendability is obtained by a close contact bending test described in JIS Z 2248.
  • the high-strength steel plate of the present invention completed based on the above knowledge is a steel plate having excellent bendability at a high yield ratio required for materials such as automobile parts.
  • Component composition The high-strength steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.02% to less than 0.10%, Si: less than 0.10%, Mn: less than 1.0%, P: 0.00. 10% or less, S: 0.020% or less, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.010% or less, Ti: 0.100% or less (including 0%), and V: 0.100 % Or less (including 0%), and Ti and V are contained in a total amount of 0.005 to 0.100% or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may further include, as an optional component, in mass%, Cr: 0.3% or less, Mo: 0.3% or less, B: 0.005% or less, Cu: 0.3%
  • Cr 0.3% or less
  • Mo 0.3% or less
  • B 0.005% or less
  • Cu 0.3%
  • any one or more of Ni: 0.3% or less and Sb: 0.3% or less may be contained.
  • the remainder other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • C 0.02% to less than 0.10% C is an element effective for increasing yield strength and tensile strength because it becomes Ti carbide or V carbide, or increases pearlite or martensite. . If the C content is less than 0.02%, the total precipitation amount of carbides does not fall within the desired range, so that the intended tensile strength of the present invention cannot be obtained. When the C content is 0.10% or more, pearlite and martensite are excessively generated, so the yield ratio is lowered and the bendability is lowered. Therefore, the C content is 0.02% to less than 0.10%. Preferably, the content is 0.02 to 0.06%.
  • Si Less than 0.10% Si is generally effective in increasing yield strength and tensile strength by solid solution strengthening of ferrite. However, when Si is added, the increase in tensile strength is greater than the yield strength due to a significant improvement in work hardening ability, the yield ratio is lowered, and the surface properties are degraded. For this reason, Si content shall be less than 0.10%.
  • the lower limit of Si content is not specifically limited, Since yield strength and tensile strength are raised also in structures other than Si, in this invention, it is so preferable that Si content is small. Therefore, in the present invention, Si may not be added, but Si may inevitably be contained in an amount of 0.005% in production.
  • Mn less than 1.0% Mn is effective in increasing yield strength and tensile strength by solid solution strengthening of ferrite. However, if the Mn content is 1.0% or more, the martensite fraction in the steel structure increases, so the tensile strength increases excessively, and the intended tensile strength of the present invention cannot be obtained, yielding. Ratio and bendability are reduced. Therefore, the Mn content is less than 1.0%. Mn may not be added, but when Mn is added, the preferable Mn content for the lower limit is 0.2% or more. A preferable Mn content for the upper limit is 0.8% or less.
  • P 0.10% or less
  • P is effective in increasing yield strength and tensile strength by solid solution strengthening of ferrite. For this reason, in this invention, P can be contained suitably. However, if the P content exceeds 0.10%, the ferrite grain boundary becomes brittle due to casting segregation or ferrite grain boundary segregation, and the bendability decreases. Therefore, the P content is 0.10% or less. P may not be added, but when P is added, the preferable P content for the lower limit is 0.01% or more. A preferable P content for the upper limit is 0.04% or less.
  • S 0.020% or less
  • S is an element inevitably included as an impurity. Since the bendability and local elongation are reduced by the formation of inclusions such as MnS, it is preferable to reduce the S content as much as possible.
  • the S content is 0.020% or less. Preferably, the content is 0.015% or less.
  • S content is so preferable that it is low, and it is not necessary to add S in this invention. However, there are cases in which S is contained in an amount of 0.0003%.
  • Al 0.01 to 0.10% Al is added for deoxidation in the refining process and for fixing the solid solution N as AlN. In order to obtain a sufficient effect, the Al content needs to be 0.01% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.10%, a large amount of AlN precipitates and the bendability decreases. Therefore, the Al content is set to 0.01 to 0.10%. Preferably, the content is 0.01 to 0.07%. More preferably, the content is 0.01 to 0.06%.
  • N 0.010% or less N is an element inevitably mixed up to the hot metal refining process. If the N content exceeds 0.010%, Ti carbides and V carbides will precipitate during casting, and Ti carbides and V carbides will not dissolve and remain as coarse carbides during slab heating. Invite. Therefore, the N content is 0.010% or less. In the present invention, N may not be added, but may contain 0.0005% N in production.
  • Ti and V are important elements that contribute to the refinement of the average ferrite grains and the increase in yield ratio due to the precipitation of Ti carbide and / or V carbide. If the total of Ti and V is less than 0.005%, the volume ratio of Ti carbide and / or V carbide becomes insufficient, and as a result, the precipitation amount of carbide is not in a desired range, and the effect of the present invention cannot be obtained. .
  • Ti and V are Ti: 0.100% or less (including 0%) and V: 0.100% or less (including 0%), and Ti and V are 0.005 to 0.100% in total.
  • a preferable total amount for the lower limit is 0.007% or more, and a preferable total amount for the upper limit is 0.040%.
  • the high strength steel sheet of the present invention can contain the following components as optional components.
  • Cr 0.3% or less Cr may be contained as a trace element that does not impair the effects of the present invention. If the Cr content exceeds 0.3%, the martensite may be excessively generated due to the improvement of the hardenability, leading to a decrease in the yield ratio. Therefore, when adding Cr, Cr content shall be 0.3% or less.
  • Mo 0.3% or less Mo may be contained as a trace element that does not impair the effects of the present invention. However, if the Mo content exceeds 0.3%, martensite may be generated excessively due to the improvement of hardenability, which may lead to a decrease in yield ratio. Therefore, when Mo is added, the Mo content is 0.3% or less.
  • B 0.005% or less B may be contained as a trace element that does not impair the effects of the present invention. However, if the B content exceeds 0.005%, martensite may be generated excessively due to the improvement of hardenability, leading to a decrease in yield ratio. Therefore, when adding B, B content shall be 0.005% or less.
  • Cu 0.3% or less Cu may be contained as a trace element that does not impair the effects of the present invention. However, if the Cu content exceeds 0.3%, martensite may be generated excessively due to the improvement of hardenability, which may lead to a decrease in yield ratio. Therefore, when adding Cu, Cu content shall be 0.3% or less.
  • Ni 0.3% or less Ni may be contained as a trace element that does not impair the effects of the present invention. However, if the Ni content exceeds 0.3%, martensite may be generated excessively due to the improvement of hardenability, leading to a decrease in yield ratio. Therefore, when Ni is added, the Ni content is 0.3% or less.
  • Sb 0.3% or less Sb may be contained as a trace element that does not impair the effects of the present invention. However, if the Sb content exceeds 0.3%, the high-strength steel sheet is brittle and the bendability deteriorates. Therefore, when adding Sb, Sb content shall be 0.3% or less.
  • the remainder other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • elements such as Nb, Sn, Co, W, Ca, Na, and Mg may be contained as inevitable impurities within a minute range that does not impair the effects of the present invention. .
  • the “trace range” means 0.01% or less of these elements in total.
  • the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention is composed of ferrite in area ratio of 90% or more, total of pearlite and cementite: 0 to 10%, total of martensite and residual austenite: 0 to 3%. .
  • the average grain size of the ferrite is 15.0 ⁇ m or less
  • the average grain size of Ti carbide and / or V carbide is 5 to 50 nm
  • the precipitation amount of Ti carbide and / or V carbide The total is 0.005 to 0.050% by volume.
  • Ferrite 90% or more Ferrite has good ductility and is contained in the steel structure as a main phase, and its content is 90% or more in terms of area ratio. If the ferrite content is less than 90% by area ratio, the high yield ratio intended by the present invention cannot be obtained, and the anisotropy of tensile properties also increases. Therefore, the ferrite content is 90% or more in terms of area ratio. Preferably, it is 95% or more.
  • the steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention may be a ferrite single phase (the ferrite content is 100% in area ratio).
  • Total of pearlite and cementite 0-10% Pearlite and cementite are effective in obtaining desired yield strength and tensile strength. However, if the total of pearlite and cementite exceeds 10% in terms of area ratio, the high yield ratio intended by the present invention cannot be obtained, and the anisotropy of tensile properties increases. Therefore, the total of pearlite and cementite is 0 to 10% in terms of area ratio. Preferably, the content is 0 to 5%.
  • Total of martensite and retained austenite 0-3%
  • the steel structure may contain martensite and retained austenite in a total area of 0 to 3%.
  • a yield ratio of 0.70 or more cannot be obtained. Therefore, the total of martensite and retained austenite is 0 to 3%.
  • the average crystal grain size of ferrite is 15.0 ⁇ m or less It is important to adjust the average crystal grain size of ferrite to a desired range in order to obtain a high yield ratio of 0.70 or more, which is an object of the present invention.
  • the average crystal grain size of ferrite exceeds 15.0 ⁇ m, a yield ratio of 0.70 or more cannot be obtained. Therefore, the average crystal grain size of ferrite is 15.0 ⁇ m or less. Preferably it is 10.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average ferrite grain size is not particularly limited, but if it is less than 1.0 ⁇ m, the tensile strength and yield strength increase excessively, leading to deterioration of bendability and elongation, so the average ferrite grain size is 1.0 ⁇ m. The above is preferable.
  • the average particle size of Ti carbide and / or V carbide is 5 to 50 nm Ti carbides and V carbides are mainly precipitated in ferrite grains, and the average particle size is important for achieving both the high yield ratio and excellent bendability that are the object of the present invention. If the particle diameter is less than 5 nm, not only the yield strength and the tensile strength are excessively increased, but also the bendability is lowered. If the particle diameter exceeds 50 nm, the increase in yield strength is insufficient, and the high yield ratio intended by the present invention cannot be obtained. Therefore, the average particle diameter of Ti carbide and / or V carbide is 5 to 50 nm. A preferable average particle size for the lower limit is 10 nm or more. A preferable average particle size for the upper limit is 40 nm or less. In the present invention, the average particle diameter is measured without distinguishing between Ti carbide and V carbide.
  • Total amount of precipitation of Ti carbide and V carbide is 0.005 to 0.050% by volume It is important to adjust the precipitation amount of Ti carbide and V carbide within a desired range in order to achieve both the high yield ratio and excellent bendability that are the object of the present invention. If the total precipitation amount of Ti carbide and V carbide is less than 0.005% by volume, the increase in yield strength is insufficient, and the high yield ratio intended by the present invention cannot be obtained. When the total precipitation amount of Ti carbide and V carbide exceeds 0.050% by volume, recrystallization of ferrite is remarkably suppressed, yield strength and tensile strength increase excessively, and bendability decreases. .
  • the total precipitation amount of Ti carbide and V carbide is 0.005 to 0.050% by volume.
  • a preferable volume ratio for the lower limit is 0.010% or more.
  • a preferable volume ratio for the upper limit is 0.040% or less.
  • the area ratio of each structure was observed by SEM over a range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness centered at 1/4 position in the plate thickness direction from the steel plate surface side of the cross section perpendicular to the rolling width direction. E Calculated by the point counting method described in 562-05. For the average crystal grain size of ferrite, observe the range of the plate thickness 1/8 to 3/8 centered on the above-mentioned plate thickness 1/4 position by SEM, and calculate the equivalent circle diameter from the observation area and the number of crystal grains Ask for.
  • the average particle diameter of Ti carbide or V carbide is determined by preparing a thin film sample from a high-strength steel plate and calculating the equivalent circle diameter from the TEM observation image (calculating from the observation area and the number of particles). The total volume ratio of Ti carbide and V carbide is determined by the extraction residue method.
  • the high-strength steel sheet of the present invention melts steel having the above component composition, manufactures a slab (steel piece) by casting, performs hot rolling and cold rolling, and then anneals in a continuous annealing furnace. It is manufactured by. Pickling may be performed after hot rolling.
  • temperature means surface temperature.
  • the casting method is not particularly limited, and casting may be performed by either the ingot casting method or the continuous casting method as long as the segregation of the significant component composition and the unevenness of the structure do not occur.
  • a high-temperature cast slab may be rolled as it is, or a slab cooled to room temperature may be reheated and then rolled. If there is a surface defect such as a crack at the time of the slab, the slab can be treated with a grinder. When the slab is reheated, it is preferably heated to 1100 ° C. or higher in order to dissolve Ti carbide and / or V carbide.
  • the hot rolling process steel is hot rolled, and after the hot rolling, the steel sheet is cooled under a condition that the residence time in the temperature range of the finish rolling temperature to 650 ° C. is 10 seconds or less and wound at 500 to 700 ° C. It is a process to take.
  • the slab is subjected to rough rolling and finish rolling. Then, the hot-rolled steel sheet is taken up as a hot rolled coil.
  • the rough rolling conditions and finish rolling conditions in the hot rolling are not particularly limited, and may be determined according to a conventional method.
  • finish rolling temperature is less than the Ar3 point, coarse ferrite stretched in the rolling direction is generated in the steel structure of the hot-rolled steel sheet, and ductility may be lowered after annealing. For this reason, it is preferable that finishing rolling temperature shall be Ar3 point or more.
  • Ar3 point can be calculated
  • the average grain size of ferrite is controlled by appropriately controlling the residence time in the temperature range from the finish rolling temperature to 650 ° C. Can be suppressed. For this reason, the said cooling conditions are important in this invention. If the residence time in the temperature range of the finish rolling temperature to 650 ° C. exceeds 10 seconds in the cooling after finish rolling, coarse Ti carbides and V carbides excessively precipitate after the hot rolling, so ferrite grains during annealing Tends to become coarser, and the average crystal grain size of ferrite exceeds 15.0 ⁇ m, so the yield ratio decreases.
  • the residence time in the temperature range from the finishing rolling temperature to 650 ° C. in the cooling is set to 10 seconds or less.
  • the minimum of the said residence time is not specifically limited, It is preferable to retain for 1 second or more from a viewpoint which precipitates Ti carbide
  • the lower limit of the temperature range in which the residence time is controlled is 650 ° C. because the average particle diameter of Ti carbide or the like is out of the scope of the present invention, or the total amount of precipitation of Ti carbide is out of the scope of the present invention. To do.
  • Winding temperature 500-700 ° C
  • the coiling temperature is important in order to control the ferrite average crystal grain size after annealing to 15.0 ⁇ m or less by adjusting the precipitation amount of Ti carbide and V carbide and the average particle diameter thereof.
  • the coiling temperature is less than 500 ° C at the center in the width direction of the steel sheet, the carbides do not sufficiently precipitate during cooling after winding, coarse carbides precipitate during annealing and soaking, and the ferrite grain size increases. Therefore, a high yield ratio cannot be obtained, and the tensile strength is also reduced.
  • the coiling temperature is 500 to 700 ° C.
  • a preferable coiling temperature for the lower limit is 550 ° C. or higher.
  • a preferable coiling temperature for the upper limit is 650 ° C. or less.
  • the cold rolling process is a process of cold rolling the hot rolled steel sheet obtained in the hot rolling process.
  • the rolling rate of cold rolling is 75% or less. Preferably, it is 30 to 75%. If the rolling rate exceeds 75%, the average particle diameter of the carbide becomes coarse and the desired bendability cannot be obtained, so 75% or less is necessary. A rolling rate of 30% or more is preferable because excellent bendability can be obtained by completely recrystallizing ferrite during annealing.
  • Annealing consists of a step of cooling to a soaking temperature using a continuous annealing furnace and then cooling.
  • the annealing step in the present invention means that the cold-rolled steel sheet obtained in the cold rolling step is retained in a continuous annealing furnace at a temperature range of 650 to 750 ° C. at a temperature rise time of 15 seconds or more, and after the retention Soaking temperature: 760 to 880 ° C., soaking time; soaking under conditions of 120 seconds or less, and after the soaking, cooling is performed under conditions where the residence time in the temperature range of 400 to 500 ° C. is 100 seconds or less.
  • Residence time in the temperature range of 650 to 750 ° C. at the time of temperature rise 15 seconds or more
  • the residence time at 650 to 750 ° C. at the time of temperature rise is important for controlling the ferrite average crystal grain size after annealing to 15.0 ⁇ m or less. Manufacturing conditions. If the residence time at 650 to 750 ° C. during the temperature rise is less than 15 seconds, the recrystallization of the ferrite will not be completed during the temperature rise, so the recrystallization proceeds during the soaking at a relatively high temperature and the average grain size of the ferrite is coarse. Turn into. Therefore, the residence time at 650 to 750 ° C. during the temperature rise is set to 15 seconds or more.
  • the residence time at 650 to 750 ° C. when the temperature is raised is 20 seconds or more.
  • the upper limit of the residence time is not particularly limited, but if the residence time is too long, the Ti carbide and V carbide are coarsened, so the residence time is preferably 300 seconds or less.
  • Soaking temperature 760 to 880 ° C.
  • soaking time 120 seconds or less Soaking temperature and soaking time are important conditions for controlling the average grain size of ferrite. If the soaking temperature is less than 760 ° C., the recrystallization of ferrite becomes insufficient and the bendability deteriorates. When the soaking temperature exceeds 880 ° C., the ferrite average crystal grain size becomes coarse, the desired yield ratio of the present invention cannot be obtained, and the tensile strength is also reduced. Therefore, the soaking temperature is 760 to 880 ° C.
  • the soaking time exceeds 120 seconds, the average grain size of ferrite becomes coarse, so that the intended tensile strength and high yield ratio of the present invention cannot be obtained.
  • the soaking time is 120 seconds or less.
  • Preferably it is 60 seconds or less.
  • the lower limit of the soaking time is not particularly limited, but it is preferable that the soaking time is 30 seconds or longer because it is preferable to completely recrystallize ferrite from the viewpoint of bendability.
  • the heating method at the time of temperature rise and soaking is not particularly limited, and it can be performed by a radiant tube method or a direct fire heating method.
  • the cooling condition for cooling after soaking is that the residence time in the temperature range of 400 to 500 ° C. is 100 seconds or less. It is necessary for the residence time to be 100 seconds or less to make the average particle size of the carbides 50 nm or less.
  • the lower limit of the residence time is not particularly limited. However, if it is extremely short, the solid solution C in the ferrite is increased and the aging resistance is deteriorated or excessive investment in the cooling equipment is required. . More preferably, it is 10 seconds or more.
  • “the residence time in the temperature range of 400 to 500 ° C.” means the total time during which the steel sheet being cooled is at a temperature of 400 to 500 ° C. If the cooling stop temperature is 400 ° C. or higher.
  • cooling stop temperature Means the total time from the cooling stop temperature to 500 ° C. Moreover, the residence in this temperature range is equivalent to an overaging treatment.
  • Other cooling conditions are not particularly limited, and examples include conditions where the cooling stop temperature is 400 to 500 ° C. and the average cooling rate is 30 ° C./s or less.
  • the surface of the high-strength steel plate obtained as described above can be plated.
  • the plating is preferably galvanization, and the galvanization layer is formed on the high-strength steel plate by applying galvanization to the high-strength steel plate of the present invention.
  • galvanizing electrospray, hot dip galvanizing, etc.
  • hot dip galvanizing immersed in a hot dip galvanizing bath is suitable.
  • An alloyed hot-dip galvanized layer is formed by subjecting a hot-dip galvanized layer formed by hot-dip galvanizing to a high-strength steel plate to an alloying treatment.
  • the alloying treatment is performed, if the holding temperature is less than 450 ° C., alloying does not proceed sufficiently, and the plating adhesion and corrosion resistance may deteriorate. Further, when the holding temperature exceeds 560 ° C., alloying proceeds excessively, and problems such as powdering may occur during pressing. Therefore, the holding temperature is preferably 450 to 560 ° C. Further, if the holding time is less than 5 seconds, alloying does not proceed sufficiently and the plating adhesion and corrosion resistance may deteriorate, so the holding time is preferably 5 seconds or more.
  • temper rolling with an elongation of 0.1 to 5.0% may be performed as necessary.
  • the high-strength steel sheet intended for the present invention can be obtained. Even if the high-strength steel sheet of the present invention is subjected to a surface treatment such as a chemical conversion treatment or an organic coating treatment or a coating, the target properties of the present invention are not impaired.
  • the steel slabs of steels A to O having the composition shown in Table 1 were soaked at 1250 ° C. for 1 hour, and then rolled under the conditions of a finish sheet thickness of 3.2 mm and a finish rolling temperature of 900 ° C. that is Ar3 or higher.
  • the sample was cooled under the conditions shown in FIG.
  • the picked hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled to a finished sheet thickness of 1.4 mm to obtain a cold-rolled steel sheet, and annealed under the conditions shown in Table 2 to obtain No. 1 to 31 high strength steel sheets were produced.
  • the cooling conditions for annealing are as follows: the cooling stop temperature is 480 ° C., the average cooling rate is 20 ° C./s or less, and the residence time is 30 seconds in the temperature range of 400 to 500 ° C. (the temperature range of 500 ° C. to the cooling stop temperature). It was. Annealing was performed using CAL when plating was not performed. Moreover, when performing plating, CGL was used, and hot dip galvanization or galvannealing was performed. When the plated layer was an alloyed hot-dip galvanized layer, an alloying treatment was performed by holding at 510 ° C. for 10 seconds.
  • the obtained high-strength steel sheet was subjected to steel structure observation and a tensile test.
  • the area ratio of each steel structure is an SEM in the range of the thickness 1/8 to 3/8 centered at 1/4 position in the thickness direction from the steel sheet surface side of the cross section perpendicular to the rolling width direction. And obtained by the point counting method described in ASTM E 562-05.
  • For the average crystal grain size of ferrite observe the range of the plate thickness 1/8 to 3/8 centered on the above-mentioned plate thickness 1/4 position by SEM, and calculate the equivalent circle diameter from the observation area and the number of crystal grains I asked for it.
  • the average particle diameter of the carbides (Ti carbide, V carbide) was observed by TEM, and the equivalent circle diameter was determined by image processing.
  • the total volume ratio of Ti carbide and V carbide was determined by the extraction residue method.
  • M (C, N ) Particle size means the average particle size of carbides
  • M (C, N) volume fraction means the total amount of precipitation of Ti carbides and V carbides.
  • M in the above M (C, N) means Ti or V.
  • Tensile strength (TS) and yield ratio (YR) were determined by a tensile test in accordance with JIS Z 2241 using a JIS No. 5 tensile specimen taken so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction.
  • the bending test was performed in accordance with JIS Z 2248 by collecting a test piece in a direction in which a bending ridge line is parallel to the rolling direction.
  • the tensile strength of 330 MPa to less than 500 MPa, the yield ratio of 0.70 or more, the contact bending was N 3, and it was evaluated that no cracks occurred.
  • Table 2 shows the observation results of the steel structure, the tensile test results, and the bending test results. No. 1 to 3, 6, 8, 9, 14 to 16, 18, 19, 22, 24, 25, and 28 all satisfy the requirements of the present invention. An excellent high-strength steel sheet is obtained. On the other hand, no. 4, 5, 7, 10 to 13, 17, 20, 21, 23, 26, 27, 29, 30 to 31 have component compositions or manufacturing conditions outside the scope of the present invention, and a desired steel structure is obtained. Therefore, the high strength steel plate intended by the present invention is not obtained.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is suitable for a field that requires high yield ratio and isotropy of tensile properties, mainly for automobile inner plate parts.

Abstract

高降伏比で引張特性の異方性が小さい高強度鋼板を得る。　特定の成分組成とし、鋼組織は、面積率でフェライト：９０％以上、パーライトとセメンタイトの合計:０～１０％、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０～２％からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を含み、該Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５～５０ｎｍであり、Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５～０．０５０％である高強度鋼板とする。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車部品等に適用される高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　自動車部品等の素材として、素材の薄肉化による部品軽量化などの観点から、高強度鋼板が好ましく用いられる。例えば、骨格用部品や耐衝突用部品などでは、乗員の安全確保のため衝突時に変形しにくいこと、すなわち高い降伏比が要求される。一方、割れが発生することなく安定的にプレス成形するために、曲げ性に優れる高強度鋼板が望まれる。このような要求に対し、これまでに種々の鋼板およびその製造技術が開示されている。
　特許文献１には、Ｎｂ、Ｔｉを合計で０．０１質量％以上含有し、再結晶率８０％以上のフェライトを主相とする高強度鋼板とその製造方法が開示されている。
　また、特許文献２には、鋼組織として２０～５０面積％の未再結晶フェライトを含む耐衝突特性に優れた高強度鋼板とその製造方法が開示されている。
　特許文献３には、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種以上を添加し、主相がフェライトまたはベイナイトで粒界における鉄炭化物の析出量を一定以下に制限し、かつ該鉄炭化物の最大粒子径を１μｍ以下に制御する伸びフランジ性に優れた溶融めっき高強度鋼板とその製造方法が開示されている。
特許第４７４００９９号公報 特許第４９９５１０９号公報 特開平６－３２２４７９号公報
　しかしながら、特許文献１の技術では、熱間圧延後～６５０℃の保持温度と連続焼鈍炉での均熱後の冷却における５００～４００℃の保持時間のいずれも制御しておらず、本発明で重要なＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径を制御できていないと考えられるので、高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板を得ることができない。
　特許文献２の技術では、ＮｂやＴｉを多量添加し、鋼組織として未再結晶フェライトを面積率で２０％以上含むため、高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板が得られない。
　特許文献３の技術では、熱間圧延後～６５０℃の保持温度と連続焼鈍炉での均熱後の冷却における５００～４００℃の保持時間のいずれも制御しておらず、本発明で重要なＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径を制御できていないと考えられるので、高降伏比で曲げ性に優れた高強度鋼板は得らない。
　本発明は、このような事情を鑑みてなされたものであり、その目的は、高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板を得ることである。
　本発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を実施した。その結果、フェライトを主体とする鋼組織において、フェライトの平均結晶粒径を一定以下に微細化し、さらに、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の体積率と粒子径（平均粒子径）を適正に制御することが重要であり、そのためには、所定の成分組成に調整するとともに、熱間圧延後の巻取温度、焼鈍の昇温時所定温度域での滞留時間と均熱温度を適正な範囲に制御することが有効であることを見出した。
　本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　［１］成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２％～０．１０％未満、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：１．０％未満、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）、Ｖ：０．１００％以下（０％を含む）かつＴｉとＶを合計で０．００５～０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率でフェライト：９０％以上、パーライトとセメンタイトの合計:０～１０％、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０～２％からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を含み、該Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５～５０ｎｍであり、Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５～０．０５０％である高強度鋼板。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下のいずれか１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
　［３］高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
　［４］前記亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層である［３］に記載の高強度鋼板。
　［５］前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である［４］に記載の高強度鋼板。
　［６］前記亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層である［３］に記載の高強度鋼板。
　［７］［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、鋼を熱間圧延し、該熱間圧延後、仕上圧延温度～６５０℃の温度域の滞留時間を１０秒以下の条件で鋼板を冷却し、５００～７００℃で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られる熱延鋼板を７５％以下の圧延率で冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で得られる冷延鋼板を、連続焼鈍炉で、昇温時における６５０～７５０℃の温度域で滞留時間：１５秒以上で滞留させ、該滞留後に均熱温度：７６０～８８０℃、均熱時間：１２０秒以下の条件で均熱し、４００～５００℃の温度域の滞留時間が１００秒以下の条件で冷却する焼鈍工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
　［８］前記焼鈍工程後の冷延鋼板を、めっき処理するめっき工程を有する［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［９］前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理である［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［１０］前記めっき工程後の冷延鋼板を、合金化処理する合金化工程を有する［９］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［１１］前記めっき処理は、電気亜鉛めっき処理である［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明では、成分組成、熱延後の巻取条件、焼鈍の昇温時所定温度域での滞留時間と均熱温度などの製造条件を適正に制御する。この制御により、本発明が目的とする鋼組織が得られ、その結果、自動車部品等の用途に要求される高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板を安定して製造することが可能になる。本発明の高強度鋼板により、自動車の更なる軽量化が可能になり、本発明の自動車、鉄鋼業界における利用価値は極めて大きい。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　先ず、本発明の高強度鋼板の概要について説明する。
　本発明の高強度鋼板は、３３０ＭＰａ～５００ＭＰａ未満の引張強さ、０．７０以上の降伏比を有し、Ｕ曲げ加工において１８０°密着曲げが可能である。降伏比が０．７０以上であることから、本発明の高強度鋼板は高い降伏比を有する。また、Ｕ曲げ加工において１８０°密着曲げができることから、本発明の高強度鋼板は優れた曲げ性を有する。
　本発明では、特に、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）、Ｖ：０．１００％以下（０％を含む）、かつＴｉとＶを合計で０．００５％～０．１００％以下含有する成分組成とすることが特に重要である。
　成分組成や製造条件の調整により、鋼組織を、必須のフェライトと任意のパーライト等で構成し、該フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を含み、該Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５～５０ｎｍであり、Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５～０．０５０％になるように調整することで、高降伏比で優れた曲げ性を有する高強度鋼板を得られる。
　本発明においてＴｉ炭化物およびＶ炭化物にはＴｉ炭窒化物、Ｖ炭窒化物およびＴｉ、Ｖ複合炭窒化物も含む。なお、Ｔｉ、Ｖ複合炭窒化物は、Ｔｉの炭化物と捉えるかＶの炭化物と捉えて平均粒子径や合計体積率を考えればよい。
　上記の通り、フェライトの平均結晶粒径および炭化物（Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物）の平均粒子径と析出量が所望の条件を満たすためには、成分組成のみならず製造条件も重要である。具体的には、熱間圧延後の冷却において仕上圧延温度～６５０℃の温度域の滞留時間を１０秒以下とし、巻取温度を５００～７００℃とする。また、焼鈍の加熱において６５０～７５０℃の温度域での滞留時間を１５秒以上とし、引き続き７６０～８８０℃の均熱温度で１２０秒以下均熱する。巻取後の冷却中にＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物を均一微細に析出させ、冷間圧延後、焼鈍にてフェライトを比較的低温で再結晶させさせることで微細なフェライトを生成させ、均熱時のフェライト粒およびＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物の粗大化を抑制できると考えられる。
　降伏強さと引張強さは、引張方向が圧延方向と垂直になるようＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験により求める。曲げ性はＪＩＳ　Ｚ　２２４８に記載の密着曲げ試験により求める。
　以上の知見に基づき完成された本発明の高強度鋼板は、自動車部品等の素材に求められる、高降伏比で優れた曲げ性を有する鋼板となる。
　次に、本発明の成分組成の限定理由、鋼組織の限定理由および製造条件の限定理由について説明する。
　（１）成分組成
　本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２％～０．１０％未満、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：１．０％未満、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）およびＶ：０．１００％以下（０％を含む）かつＴｉとＶを合計で０．００５～０．１００％以下含有する。
　また、本発明の高強度鋼板は、任意成分として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下のいずれか１種または２種以上を含有してもよい。
　上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
　以下の成分組成の説明において「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０２％～０．１０％未満
　Ｃは、Ｔｉ炭化物やＶ炭化物となったり、パーライトやマルテンサイトを増加させたりすることから、降伏強さと引張強さの増加に有効な元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満では、炭化物の合計析出量が所望の範囲にならないので本発明が目的とする引張強さが得られない。Ｃ含有量が０．１０％以上になると、パーライト、マルテンサイトが過度に生成するために降伏比が低下し、曲げ性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０２％～０．１０％未満とする。好ましくは０．０２～０．０６％である。
　Ｓｉ：０．１０％未満
　Ｓｉは、一般にフェライトの固溶強化により降伏強さと引張強さを増加させるのに有効である。しかし、Ｓｉを添加すると、加工硬化能の顕著な向上により降伏強さに比べて引張強さの増加量が大きくなり、降伏比が低下し、表面性状が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は０．１０％未満とする。なお、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されないが、降伏強さや引張強さはＳｉ以外の構成でも高められるため、本発明では、Ｓｉ含有量は少ないほど好ましい。したがって、本発明ではＳｉを添加しなくてもよいが、製造上Ｓｉを不可避的に０．００５％含む場合がある。
　Ｍｎ：１．０％未満
　Ｍｎは、フェライトの固溶強化により降伏強さと引張強さを増加させるのに有効である。しかし、Ｍｎ含有量が１．０％以上になると、鋼組織中のマルテンサイト分率が増加するため引張強さが過度に増大し、本発明が目的とする引張強さが得られず、降伏比と曲げ性が低下する。このためＭｎ含有量は１．０％未満とする。Ｍｎは添加しなくても良いが、Ｍｎを添加する場合には、下限について好ましいＭｎ含有量は０．２％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は０．８％以下である。
　Ｐ：０．１０％以下
　Ｐはフェライトの固溶強化により降伏強さと引張強さを増加させるのに有効である。このため、本発明ではＰを適宜含有することができる。しかし、Ｐ含有量が０．１０％を超えると、鋳造偏析やフェライト粒界偏析によりフェライト粒界が脆化して曲げ性が低下する。このためＰ含有量は０．１０％以下とする。Ｐは添加しなくても良いが、Ｐを添加する場合には、下限について好ましいＰ含有量は０．０１％以上である。上限について好ましいＰ含有量は０．０４％以下である。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは不純物として不可避的に含まれる元素である。ＭｎＳなどの介在物の形成により曲げ性や局部伸びが低下するので、Ｓ含有量はできるだけ低減することが好ましい。本発明においてＳ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下とする。なお、上記の通りＳ含有量は低いほど好ましく、本発明ではＳを添加しなくてもよい。しかし、製造上Ｓを０．０００３％含む場合がある。
　Ａｌ：０．０１～０．１０％
　Ａｌは精錬工程での脱酸のため、また、固溶ＮをＡｌＮとして固定させるために添加される。十分な効果を得るにはＡｌ含有量を０．０１％以上にする必要がある。また、Ａｌ含有量が０．１０％を超えるとＡｌＮが多量に析出して曲げ性が低下する。したがってＡｌ含有量は０．０１～０．１０％とする。好ましくは０．０１～０．０７％とする。また、さらに好ましくは０．０１～０．０６％とする。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは溶銑の精錬工程までに不可避的に混入する元素である。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋳造時にＴｉ炭化物やＶ炭化物が析出後、スラブ加熱時にＴｉ炭化物やＶ炭化物が溶解せず粗大な炭化物として残留するためフェライト平均結晶粒の粗大化を招く。よってＮ含有量は０．０１０％以下とする。なお、本発明ではＮを添加しなくてもよいが、製造上Ｎを０．０００５％含む場合がある。
　Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）
　Ｖ：０．１００％以下（０％を含む）
　ＴｉとＶを合計で０．００５～０．１００％
　ＴｉおよびＶはフェライト平均結晶粒の微細化、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の析出による降伏比の増加に寄与する重要な元素である。ＴｉとＶの合計が０．００５％未満では、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の体積率が不十分となる結果、炭化物の析出量が所望の範囲にならず、本発明の効果が得られない。また、ＴｉとＶの合計が０．１００％超ではＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物が過剰に析出して焼鈍後も延性に乏しい未再結晶フェライトが残存するため曲げ性が劣化する。したがって、ＴｉおよびＶは、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）およびＶ：０．１００％以下（０％を含む）かつＴｉとＶを合計で０．００５～０．１００％とする。下限について好ましい合計量は０．００７％以上であり、上限について好ましい合計量は０．０４０％とする。
　本発明の高強度鋼板は、以下の成分を任意成分として含有できる。
　Ｃｒ：０．３％以下
　Ｃｒは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。Ｃｒ含有量が０．３％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量は０．３％以下とする。
　Ｍｏ：０．３％以下
　Ｍｏは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．３％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量は０．３％以下とする。
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。
　Ｃｕ：０．３％以下
　Ｃｕは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．３％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．３％以下とする。
　Ｎｉ：０．３％以下
　Ｎｉは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３％を超えると焼入性の向上によりマルテンサイトが過剰に生成して降伏比の低下を招く場合がある。したがって、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．３％以下とする。
　Ｓｂ：０．３％以下
　Ｓｂは本発明の作用効果を害さない微量元素として含有してもよい。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．３％を超えると高強度鋼板の脆化を招き曲げ性が劣化する。したがってＳｂを添加する場合、Ｓｂ含有量は０．３％以下とする。
　上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。また、本発明では、上記のほかにＮｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｎａ、Ｍｇなどの元素も、本発明の作用効果を害さない微量な範囲で、不可避的不純物として含有してもよい。「微量な範囲」とは、これらの元素を合計で０．０１％以下を意味する。
　（２）鋼組織
　本発明の高強度鋼板の鋼組織は、面積率でフェライト：９０％以上、パーライトとセメンタイトの合計:０～１０％、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０～３％からなる。また、この鋼組織において、上記フェライトの平均結晶粒径は１５．０μｍ以下であり、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径は５～５０ｎｍであり、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の析出量の合計は体積率で０．００５～０．０５０％である。
　フェライト：９０％以上
　フェライトは良好な延性を有し、鋼組織に主相として含まれ、その含有量は面積率で９０％以上である。フェライトの含有量が面積率で９０％未満では本発明が目的とする高降伏比が得られず、また、引張特性の異方性も大きくなる。よって、フェライトの含有量は面積率で９０％以上とする。好ましくは９５％以上とする。なお、本発明の高強度鋼板の鋼組織はフェライト単相（フェライトの含有量が面積率で１００％）でもよい。
　パーライトとセメンタイトの合計：０～１０％
　パーライトとセメンタイトは所望の降伏強さと引張強さを得るために有効である。しかし、パーライトとセメンタイトの合計が面積率で１０％を超えると本発明が目的とする高降伏比が得られず、引張特性の異方性も大きくなる。このためパーライトとセメンタイトの合計は面積率で０～１０％とする。好ましくは０～５％とする。
　マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０～３％
　鋼組織は、面積率で、マルテンサイトと残留オーステナイトを合計で０～３％含有してもよい。マルテンサイトと残留オーステナイトの合計が２％を超えると０．７０以上の降伏比が得られなくなる。このためマルテンサイトと残留オーステナイトの合計は０～３％とする。
　フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下
　フェライトの平均結晶粒径を所望の範囲に調整することは、本発明が目的とする０．７０以上の高降伏比を得るために重要である。フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍを超えると、０．７０以上の降伏比が得られない。したがって、フェライトの平均結晶粒径は１５．０μｍ以下とする。好ましくは１０．０μｍ以下とする。なお、フェライト平均結晶粒径の下限は特に限定されないが、１．０μｍ未満では引張強さや降伏強さが過度に増加し、曲げ性や伸びの劣化を招くのでフェライト平均結晶粒径は１．０μｍ以上であることが好ましい。
　Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５～５０ｎｍ
　Ｔｉ炭化物やＶ炭化物は主にフェライト粒内に析出し、その平均粒子径は本発明が目的とする高降伏比と優れた曲げ性を両立するのに重要である。上記粒子径が５ｎｍ未満では降伏強さと引張強さが過度に増加するばかりか、曲げ性の低下も招く。上記粒子径が５０ｎｍを超えると降伏強さの増加が不十分となり、本発明が目的とする高降伏比が得られない。よってＴｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径は５～５０ｎｍとする。下限について好ましい平均粒子径は１０ｎｍ以上とする。上限について好ましい平均粒子径は４０ｎｍ以下とする。なお、本発明では、Ｔｉ炭化物、Ｖ炭化物を区別せずに平均粒子径を測定する。
　Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５～０．０５０％
　Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量を所望の範囲に調整することは、本発明が目的とする高降伏比と優れた曲げ性を両立するのに重要である。Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５％未満だと降伏強さの増加が不十分となり、本発明が目的とする高降伏比が得られない。Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．０５０％を超えるとフェライトの再結晶が顕著に抑制されて降伏強さと引張強さが過度に増加し、さらに、曲げ性が低下する。また、上記析出量が０．０５０％を超えると、引張強さが過度に増加して本発明が目的とする範囲を外れる場合がある。よって、Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計は体積率で０．００５～０．０５０％とする。下限について好ましい体積率は０．０１０％以上とする。上限について好ましい体積率は０．０４０％以下とする。なお、Ｔｉ炭化物を含まない場合はＴｉ炭化物を０と考え、Ｖ炭化物を含まない場合はＶ炭化物を０と考える。
　なお、各組織の面積率は圧延幅方向に垂直な断面の鋼板表面側から板厚方向に１／４位置を中心とする板厚１／８～３／８の範囲をＳＥＭで観察し、ＡＳＴＭ　Ｅ　５６２－０５に記載のポイントカウント法により求める。フェライトの平均結晶粒径は、上記板厚１／４位置を中心とする板厚１／８～３／８の範囲をＳＥＭで観察し、観察面積と結晶粒数から円相当径を算出することで求める。Ｔｉ炭化物やＶ炭化物の平均粒子径は高強度鋼板から薄膜サンプルを作製し、ＴＥＭ観察像から円相当径を算出（観察面積と粒子数から算出）することにより求める。Ｔｉ炭化物とＶ炭化物の合計体積率は抽出残渣法により求める。
　（３）製造条件
　本発明の高強度鋼板は上記成分組成を有する鋼を溶製し、鋳造によりスラブ（鋼片）を製造後、熱間圧延、冷間圧延後、連続焼鈍炉で焼鈍を行うことにより製造される。熱間圧延後に酸洗してもよい。以下、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程を有する本発明の製造方法について説明する。なお、以下の説明において温度は表面温度を意味する。
　鋳造方法は特に限定されるものではなく、顕著な成分組成の偏析や組織の不均一が発生しなければ、造塊法、連続鋳造法のいずれで鋳造しても構わない。
　熱間圧延は、高温の鋳造スラブをそのまま圧延してもよいし、室温まで冷却されたスラブを再加熱してから圧延してもよい。またスラブの時点で割れなどの表面欠陥がある場合はグラインダーなどによってスラブ手入れを施すことができる。スラブを再加熱する場合は、Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を溶解させるため１１００℃以上に加熱することが好ましい。
　熱間圧延工程とは、鋼を熱間圧延し、該熱間圧延後、仕上圧延温度～６５０℃の温度域の滞留時間を１０秒以下の条件で鋼板を冷却し、５００～７００℃で巻取る工程である。
　熱間圧延では、スラブに粗圧延、仕上圧延を施す。その後、熱間圧延後の鋼板を巻取り熱延コイルとする。熱間圧延における粗圧延条件および仕上圧延条件は特に限定されるものではなく常法にしたがって決定すればよい。仕上圧延温度がＡｒ３点未満になると、熱延鋼板の鋼組織中に圧延方向に伸長した粗大なフェライトが生成し、焼鈍後に延性の低下を招く場合がある。このため、仕上圧延温度はＡｒ３点以上とすることが好ましい。なお、Ａｒ３点は変態点測定装置（例えばフォーマスター試験機）を用いてオーステナイト単相温度域から１℃／ｓで連続冷却したときにフェライト変態が開始する温度を測定することで求めることができる。
　仕上圧延温度～６５０℃の温度域の滞留時間：１０秒以下
　熱間圧延後の冷却において、仕上圧延温度～６５０℃の温度域の滞留時間を適正に制御することで、フェライトの平均結晶粒径の粗大化を抑制することができる。このため、上記冷却条件は、本発明において重要である。仕上圧延後の冷却において仕上圧延温度～６５０℃の温度域の滞留時間が１０秒を超えると、熱間圧延の巻取後に粗大なＴｉ炭化物やＶ炭化物が過度に析出するため、焼鈍時にフェライト粒が粗大になりやすくなりフェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍを超えるため降伏比が低下する。そこで、上記冷却における、仕上圧延温度～６５０℃の温度域の滞留時間は１０秒以下とする。なお、上記滞留時間の下限は特に限定されないが、焼鈍時に均一にＴｉ炭化物やＶ炭化物を析出させてフェライト結晶粒径を均一にする観点から１秒以上滞留することが好ましい。また、上記滞留時間が制御される温度域の下限はＴｉ炭化物等の平均粒子径が本発明範囲外となったり、Ｔｉ炭化物等の析出量の合計が本発明範囲外となる理由で６５０℃とする。
　巻取温度：５００～７００℃
　巻取温度は、Ｔｉ炭化物やＶ炭化物の析出量およびこれらの平均粒子径の調整により、焼鈍後のフェライト平均結晶粒径を１５．０μｍ以下に制御するために重要である。鋼板の幅方向中央において、巻取温度が５００℃未満では巻取後の冷却中に上記炭化物が十分析出せず、焼鈍の加熱および均熱時に粗大な炭化物が析出し、フェライト粒径が粗大化するため、高降伏比が得られず、さらに引張強さも小さくなる。巻取温度が７００℃を超えると巻取後の冷却中に粗大なＴｉ炭化物やＶ炭化物が析出し、焼鈍時にフェライト粒径が粗大化するため、高降伏比が得られず、さらに引張強さも小さくなる。したがって巻取温度は５００～７００℃とする。下限について好ましい巻取温度は５５０℃以上とする。上限について好ましい巻取温度は６５０℃以下とする。
　冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。冷間圧延の圧延率は７５％以下とする。好ましくは３０～７５％である。圧延率が７５％を超えると炭化物の平均粒子径が粗大になり所望の曲げ性が得られないため７５％以下が必要である。圧延率が３０％以上であれば焼鈍時にフェライトを完全に再結晶させることで、優れた曲げ性が得られるため好ましい。
　焼鈍は、連続焼鈍炉を用いて、均熱温度まで昇温後、冷却する工程からなる。本発明における焼鈍工程とは、冷間圧延工程で得られる冷延鋼板を、連続焼鈍炉で、昇温時における６５０～７５０℃の温度域で滞留時間：１５秒以上で滞留し、該滞留後に均熱温度：７６０～８８０℃、均熱時間；１２０秒以下の条件で均熱し、該均熱後４００～５００℃の温度域の滞留時間が１００秒以下の条件で冷却する工程である。
　昇温時における６５０～７５０℃の温度域で滞留時間：１５秒以上
　昇温時の６５０～７５０℃における滞留時間は焼鈍後のフェライト平均結晶粒径を１５．０μｍ以下に制御するために重要な製造条件である。昇温時の６５０～７５０℃における滞留時間が１５秒未満では昇温中にフェライトの再結晶が完了しないため、比較的高温な均熱滞留時に再結晶が進行してフェライト平均結晶粒径が粗大化する。よって昇温時の６５０～７５０℃における滞留時間は１５秒以上とする。好ましくは昇温時の６５０～７５０℃における滞留時間は２０秒以上とする。なお、滞留時間の上限は特に限定されないが、滞留時間が長くなりすぎるとＴｉ炭化物やＶ炭化物の粗大化を招くので、滞留時間は３００秒以下が好ましい。
　均熱温度：７６０～８８０℃、均熱時間：１２０秒以下
　均熱温度および均熱時間はフェライト平均結晶粒径を制御する上で重要な条件である。均熱温度が７６０℃未満ではフェライトの再結晶が不十分となり曲げ性が劣化する。均熱温度が８８０℃を超えるとフェライト平均結晶粒径が粗大化して本発明が目的とする降伏比が得られず、引張強さも小さくなる。このため均熱温度は７６０～８８０℃とする。また均熱時間が１２０秒を超えると、フェライト平均結晶粒径が粗大化するため本発明が目的とする引張強さと高降伏比が得られない。このため均熱時間は１２０秒以下とする。好ましくは６０秒以下とする。なお、均熱時間の下限は特に限定されないが、曲げ性の観点からフェライトを完全に再結晶させることが好ましいため均熱時間は３０秒以上が好ましい。
　昇温および均熱時の加熱方式は特に限定されるものではなく、ラジアントチューブ方式や直火加熱方式などで行うことができる。
　均熱後の冷却における冷却条件は、４００～５００℃の温度域の滞留時間が１００秒以下である。滞留時間が１００秒以下であることは炭化物の平均粒子径を５０ｎｍ以下にするために必要である。なお滞留時間の下限は特に限定されないが、極端に短くするとフェライト中の固溶Ｃが増加して耐時効特性が劣化したり、冷却設備への過度な投資が必要になるため５秒以上が好ましい。より好ましくは１０秒以上である。ここで、「４００～５００℃の温度域の滞留時間」とは、冷却中の鋼板が４００～５００℃の温度になっている時間の合計を意味し、冷却停止温度が４００℃以上であれば、冷却停止温度から５００℃になっている時間の合計を意味する。また、この温度域での滞留は過時効処理に相当する。なお、その他の冷却条件は特に限定されないが、冷却停止温度が４００～５００℃、平均冷却速度３０℃／ｓ以下の条件が挙げられる。
　上記のようにして得られた高強度鋼板の表面にめっきを施すことができる。めっきは亜鉛めっきが好ましく、本発明の高強度鋼板に亜鉛めっきを施すことで、高強度鋼板上に亜鉛めっき層が形成される。亜鉛めっき（電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき等）の中でも、溶融亜鉛めっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっきが好適である。
　高強度鋼板に溶融亜鉛めっきを施すことで形成される溶融亜鉛めっき層に対して合金化処理を施すことにより、合金化溶融亜鉛めっき層が形成される。合金化処理を施す場合、保持温度が４５０℃未満では十分に合金化が進まずめっき密着性や耐食性が劣化する場合がある。また、保持温度が５６０℃を超えると合金化が過度に進行してプレス時にパウダリングなどの問題が発生する場合がある。このため保持温度は４５０～５６０℃とするのが好ましい。また、保持時間が５秒未満では十分に合金化が進まずめっき密着性や耐食性が劣化する場合があるため、保持時間は５秒以上とすることが好ましい。
　その後、必要に応じて伸長率０．１～５．０％の調質圧延を施してもよい。
　以上により、本発明の目的とする高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板に対して、化成処理、有機系皮膜処理等の表面処理、塗装を施しても本発明の目的とする特性を損なうことはない。
　以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
　表１に示す成分組成を有する鋼Ａ～Ｏの鋼スラブを１２５０℃で１時間均熱後、仕上板厚３．２ｍｍ、Ａｒ３点以上である仕上圧延温度９００℃の条件で圧延後、表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取温度で巻取った。製造した熱延鋼板を酸洗後、仕上板厚１．４ｍｍの冷間圧延を施して冷延鋼板とし、表２に示す条件の焼鈍を施してＮｏ．１～３１の高強度鋼板を製造した。なお、焼鈍における冷却の冷却条件は、冷却停止温度が４８０℃、平均冷却速度２０℃／ｓ以下、４００～５００℃の温度域（５００℃～冷却停止温度の温度域）での滞留時間３０秒とした。焼鈍は、めっきを施さない場合はＣＡＬを用いて行った。また、めっきを施す場合はＣＧＬを用いて、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した。めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする場合は、５１０℃で１０秒保持する合金化処理を施した。
　得られた高強度鋼板に対し、鋼組織観察と引張試験を行った。
　鋼組織の面積率は、各組織の面積率は圧延幅方向に垂直な断面の鋼板表面側から板厚方向に１／４位置を中心とする板厚１／８～３／８の範囲をＳＥＭで観察し、ＡＳＴＭ　Ｅ　５６２－０５に記載のポイントカウント法により求めた。フェライトの平均結晶粒径は、上記板厚１／４位置を中心とする板厚１／８～３／８の範囲をＳＥＭで観察し、観察面積と結晶粒数から円相当径を算出することで求めた。炭化物（Ｔｉ炭化物、Ｖ炭化物）の平均粒子径はＴＥＭ観察を行い、画像処理により円相当径を求めた。Ｔｉ炭化物とＶ炭化物の合計体積率は抽出残渣法により求めた。観察はいずれも各１０視野で行い、その平均を算出した。なお、結果は表２に示し、表２のαがフェライト、Ｐがパーライト、Ｍがマルテンサイト、θがセメンタイトを意味し、α粒径がフェライト平均結晶粒径を意味し、Ｍ（Ｃ、Ｎ）粒子径が炭化物の平均粒子径、Ｍ（Ｃ、Ｎ）体積率がＴｉ炭化物とＶ炭化物の析出量の合計を意味する。また、上記Ｍ（Ｃ、Ｎ）におけるＭは、Ｔｉ又はＶを意味する。
　引張強さ（ＴＳ）および降伏比（ＹＲ）は、引張方向が圧延方向と垂直になるよう採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験により求めた。また、曲げ試験は、試験片を曲げ稜線が圧延方向と平行となる向きに採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠して行った。なお、３３０ＭＰａ～５００ＭＰａ未満の引張強さ、０．７０以上の降伏比、密着曲げをＮ＝３で、行い割れが発生しないことを良好と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に鋼組織の観察結果、引張試験結果および曲げ試験結果を示す。
Ｎｏ．１～３、６、８、９、１４～１６、１８、１９、２２、２４、２５、２８は本発明の要件をすべて満たしているため、本発明が目的とする高降伏比で曲げ性に優れた高強度鋼板が得られている。
一方、Ｎｏ．４、５、７、１０～１３、１７、２０、２１、２３、２６、２７、２９、３０～３１は成分組成もしくは製造条件が本発明の範囲外であり、所望の鋼組織が得られていないため本発明が目的とする高強度鋼板が得られていない。
　本発明の高強度鋼板は、自動車内板部品などを中心に、高降伏比と引張特性の等方性が要求される分野に好適である。
 

Claims (11)

  1. 　成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０２％～０．１０％未満、Ｓｉ：０．１０％未満、Ｍｎ：１．０％未満、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．１００％以下（０％を含む）、Ｖ：０．１００％以下（０％を含む）かつＴｉとＶを合計で０．００５～０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　鋼組織は、面積率でフェライト：９０％以上、パーライトとセメンタイトの合計:０～１０％、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計：０～３％からなり、
    　前記フェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
    　Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物を含み、該Ｔｉ炭化物および／またはＶ炭化物の平均粒子径が５～５０ｎｍであり、
    　Ｔｉ炭化物およびＶ炭化物の析出量の合計が体積率で０．００５～０．０５０％である高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．３％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　表面に亜鉛めっき層を有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層である請求項３に記載の高強度鋼板。
  5. 　前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である請求項４に記載の高強度鋼板。
  6. 　前記亜鉛めっき層が電気亜鉛めっき層である請求項３に記載の高強度鋼板。
  7. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    　鋼を熱間圧延し、該熱間圧延後、仕上圧延温度～６５０℃の温度域の滞留時間を１０秒以下の条件で鋼板を冷却し、５００～７００℃で巻取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られる熱延鋼板を７５％以下の圧延率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程で得られる冷延鋼板を、連続焼鈍炉で、昇温時における６５０～７５０℃の温度域で滞留時間：１５秒以上で滞留させ、該滞留後に均熱温度：７６０～８８０℃、均熱時間：１２０秒以下の条件で均熱し、４００～５００℃の温度域の滞留時間が１００秒以下の条件で冷却する焼鈍工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
  8. 　前記焼鈍工程後の冷延鋼板を、めっき処理するめっき工程を有する請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
  9. 　前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理である請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
  10. 　前記めっき工程後の冷延鋼板を、合金化処理する合金化工程を有する請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
  11. 　前記めっき処理は、電気亜鉛めっき処理である請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
     
PCT/JP2016/003782 2015-08-19 2016-08-18 高強度鋼板およびその製造方法 WO2017029815A1 (ja)

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