WO2017138503A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a high-strength steel plate excellent in workability, which is optimal for manufacturing automobile outer plates, structural framework materials, and other machine structural parts, and a method for manufacturing the same.
- the workability of the steel plate is strongly influenced by the workability of the hard phase. This is because when the ratio of hard phase is small and soft polygonal ferrite is large, the deformability of polygonal ferrite dominates the workability of the steel sheet, and even when the hard phase has insufficient workability. While workability such as ductility has been secured, when the proportion of the hard phase is large, not the deformability of polygonal ferrite but the deformability of the hard phase itself directly affects the workability of the steel sheet. It is.
- Patent Document 1 defines a predetermined alloy component, and by making the steel sheet structure fine and uniform bainite having retained austenite, bending workability and impact characteristics are obtained. A high-strength steel sheet that is superior to the above is disclosed. Further, for example, in Patent Document 2, a predetermined alloy component is defined, the steel sheet structure is bainite having residual austenite, or further ferrite, and the amount of retained austenite in the bainite is defined, and thereby bake hardenability is achieved. An excellent composite steel sheet is disclosed.
- Patent Document 3 a predetermined alloy component is defined, the steel sheet structure is 90% or more in area ratio of bainite having retained austenite, the amount of retained austenite in bainite is 1% or more and 15% or less, and By defining the hardness (HV) of bainite, a composite structure steel plate excellent in impact resistance is disclosed.
- HV hardness
- JP-A-4-235253 JP 2004-76114 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-256273
- the main purpose is to improve impact resistance, and the main phase is a bainite having a hardness of HV250 or less, specifically, a structure containing more than 90%. Therefore, there is a problem that it is extremely difficult to make the tensile strength (TS) exceed 1180 MPa.
- an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 1320 MPa or more and excellent workability, and a method for producing the same.
- TS tensile strength
- Component composition is mass%, C: 0.20% to 0.40%, Si: 0.5% to 2.5%, Mn: 2.4% to 5.0%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01% or more and 0.5% or less, and N: 0.010% or less, the balance consists of Fe and inevitable impurities, and the steel sheet structure is the area ratio of the entire steel sheet structure, with the lower bainite being 40% or more and less than 85% Martensite including tempered martensite is 5% to less than 40%, retained austenite is 10% to 30%, polygonal ferrite is 10% or less (including 0%), tensile strength is 1320 MPa or more, tensile A high-strength steel sheet with a strength x total elongation of 18000 MPa ⁇ % or more and a tensile strength x hole expansion ratio of 40000 MPa ⁇ % or more.
- the steel sheet structure has an average crystal grain size of the retained austenite of 2.0 ⁇ m or less.
- the steel sheet structure is a high-strength steel sheet according to [1] or [2], wherein the average amount of C in the retained austenite is 0.60% by mass or more.
- it contains one or more selected from V: 1.0% or less, Mo: 0.5% or less, and Cu: 2.0% or less in mass% [1] to [ 3]
- Ti 0.1% or less
- Nb 0.1% or less
- B 0.0050% or less by mass%.
- a steel slab having the composition described in any one of [1] and [4] to [6] is subjected to hot rolling and cold rolling, and then 15 seconds or more in the austenite single phase region After annealing for 1000 seconds or less, cool to the first temperature range of Ms point -100 ° C or more and less than Ms point at an average cooling rate of 3 ° C / second or more, then 300 ° C or more and Bs point -50 ° C or less and 400
- a method for producing a high-strength steel sheet wherein the temperature is raised to a second temperature range of not higher than ° C. and maintained in the second temperature range for 15 seconds to 1000 seconds.
- the high-strength steel sheet is a steel sheet having a tensile strength (TS) of 1320 MPa or more, and includes a cold-rolled steel sheet, a steel sheet that has been subjected to a surface treatment such as plating or alloying plating. It is a waste.
- excellent workability means that the product (TS x T.EL) of tensile strength (TS) and total elongation (T.EL) is 18000 MPa ⁇ % or more, and tensile strength (TS) And the hole expansion rate ( ⁇ ) product value (TS ⁇ ⁇ ) is 40000 MPa ⁇ % or more.
- T.EL T.EL ⁇ 16% when the tensile strength (TS) is 1320 MPa or more and less than 1470 MPa, and ⁇ ⁇ 25% when the tensile strength (TS) is 1470 MPa or more. And T.EL ⁇ 15%.
- the high-strength steel sheet of the present invention has TS: 1320 MPa or more, TS ⁇ T.EL: 18000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ ⁇ : 40,000 MPa ⁇ % or more. It can be used suitably for the purpose of use, and an industrially effective effect is brought about.
- FIG. 1 (A) is a partially enlarged schematic view illustrating the upper bainite
- FIG. 1 (B) is a partially enlarged schematic view illustrating the lower bainite.
- % showing the following component composition shall mean the mass% unless there is particular notice.
- C 0.20% or more and 0.40% or less
- C is an element indispensable for increasing the strength of a steel sheet and ensuring a stable amount of retained austenite. Further, it is an element necessary for securing the amount of martensite and for retaining austenite at room temperature. If the C content is less than 0.20%, it is difficult to ensure the strength and workability of the steel sheet. Therefore, the C content is 0.20% or more. Preferably it is 0.25% or more, more preferably 0.30% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.40%, the welded portion and the weld heat affected zone are significantly hardened when processed as a member, and the weldability deteriorates. Therefore, the C content is 0.40% or less. Preferably it is 0.36% or less.
- Si 0.5% or more and 2.5% or less Si is a useful element that contributes to improving the strength of steel and suppressing the formation of carbides by solid solution strengthening. Therefore, Si is contained 0.5% or more. However, if the Si content exceeds 2.5%, surface properties may be deteriorated due to generation of red scale or the like, and chemical conversion treatment may be deteriorated. Therefore, the Si content is set to 2.5% or less. Therefore, the Si content is 0.5% to 2.5%.
- Mn 2.4% to 5.0% or less Mn is effective for strengthening steel and stabilizing austenite, and is an important element in the present invention.
- Mn is 2.4% or less, even if the cooling rate after annealing is 3 ° C./s or more, ferrite may be generated in excess of 10%, so it is difficult to secure a strength of 1320 MPa or more. Therefore, Mn is over 2.4%. Preferably it is 3.0% or more. However, if the Mn content exceeds 5.0%, it causes deterioration of castability and suppression of bainite transformation. Therefore, the Mn content needs to be 5.0% or less. Therefore, the Mn content is 5.0% or less. Preferably it is 4.5% or less.
- P 0.1% or less
- P is an element useful for strengthening steel.
- the P content is 0.1% or less.
- it is 0.05% or less.
- the P content is preferably reduced, but if it is less than 0.005%, a significant cost increase is caused, so the lower limit is preferably 0.005%.
- S 0.01% or less Since S becomes an inclusion such as MnS and causes deterioration in impact resistance and cracking along the metal flow of the weld, it is preferably reduced as much as possible. Therefore, the S content is 0.01% or less. Preferably it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.001% or less. In order to make the S content less than 0.0005%, a large increase in manufacturing cost is caused. Therefore, the lower limit is preferably 0.0005% from the viewpoint of manufacturing cost.
- Al 0.01% or more and 0.5% or less
- Al is a useful element added as a deoxidizer in the steelmaking process. In order to acquire this effect, Al needs to contain 0.01% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.5%, the risk of slab cracking during continuous casting increases. Therefore, the Al content is 0.01% or more and 0.5% or less.
- N 0.010% or less
- N is an element that most deteriorates the aging resistance of steel, and is preferably reduced as much as possible.
- the N content exceeds 0.010%, the deterioration of aging resistance becomes significant. Therefore, the N content is 0.010% or less. Note that, if N is less than 0.001%, a large increase in manufacturing cost is caused. Therefore, from the viewpoint of manufacturing cost, the lower limit is preferably 0.001%.
- the balance is iron (Fe) and inevitable impurities.
- the steel sheet of the present invention has the desired properties, but in addition to the above essential elements, the following elements can be added as necessary.
- V, Mo, and Cu are elements that have an action of suppressing the formation of pearlite during cooling from the annealing temperature. In order to obtain such an action, it is preferable to contain one or more of V, Mo, and Cu, V: 0.005% or more, Mo: 0.005% or more, and Cu: 0.05% or more, respectively.
- Ti and Nb 0.1% or less
- Ti and Nb content exceeds 0.1%, workability and shape freezing property are lowered. Therefore, when Ti and Nb are contained, Ti: 0.1% or less and Nb: 0.1% or less, respectively.
- Ti and Nb are useful for precipitation strengthening of steel, and in order to obtain the effect, it is preferable to contain one or two of Ti and Nb in an amount of 0.01% or more.
- B 0.0050% or less
- B is an element useful for suppressing the formation and growth of polygonal ferrite from the austenite grain boundary. In order to acquire the effect, it is preferable to contain B 0.0003% or more.
- the upper bainite is lath-shaped bainitic ferrite, and there is no carbide grown in the same direction in lath-shaped bainitic ferrite, and carbide between the laths. Means something that exists.
- the lower bainite is lath-shaped bainitic ferrite, and in the lath-shaped bainitic ferrite, carbides grown in the same direction are present. That is, upper bainite and lower bainite can be distinguished by the presence or absence of carbides grown in the same direction in bainitic ferrite. Such a difference in the formation state of carbides in bainitic ferrite greatly affects the strength of the steel sheet.
- the area ratio of the lower bainite needs to be 40% or more.
- the area ratio of the lower bainite is 40% or more and less than 85%. More preferably, it is 50% or more. More preferably, it is less than 80%.
- Area ratio of martensite including tempered martensite 5% or more and less than 40% Martensite is a hard phase and increases the strength of the steel sheet. Moreover, the bainite transformation is promoted by generating martensite before the bainite transformation. Therefore, if the area ratio of martensite including tempered martensite is less than 5%, the bainite transformation cannot be promoted sufficiently, and the above-described lower bainite area ratio cannot be achieved. On the other hand, when the area ratio of martensite including tempered martensite is 40% or more, the bainite structure is reduced and a stable retained austenite amount cannot be ensured, so that the workability such as ductility is deteriorated. Therefore, the area ratio of martensite including tempered martensite is 5% or more and less than 40%. Preferably it is 10% or more. Preferably it is 30% or less.
- martensite needs to be clearly distinguished from the above-mentioned lower bainite, and martensite can be distinguished by structure observation. Specifically, as-quenched martensite which has not been tempered has no carbide in the structure, whereas tempered martensite has carbides having a plurality of random growth directions in the structure. As described above, the lower bainite has carbides grown in the same direction in the lath-like bainitic ferrite. In addition, the area ratio of a structure
- Ratio of tempered martensite out of all martensite 80% or more (preferred conditions)
- the ratio of tempered martensite is less than 80% of the total martensite area, the tensile strength is 1320 MPa or more, but sufficient ductility may not be obtained. This is because the as-quenched martensite containing high C is extremely hard, has low deformability, and is poor in toughness, so if the amount increases, it will brittlely break when strain is applied, resulting in excellent ductility and stretch flange This is because sex cannot be obtained.
- TS ⁇ T.EL can be realized at 18000 MPa ⁇ % or more, and TS ⁇ ⁇ can be realized at 40000 MPa ⁇ % or more.
- the ratio of tempered martensite is 80% or more of the total martensite area, it is easy to secure a yield strength of 1000 MPa or more. Therefore, the ratio of tempered martensite in martensite is preferably 80% or more of the total martensite area present in the steel sheet.
- tempered martensite is observed as a microstructure in which fine carbides are precipitated in martensite by observation with a scanning electron microscope (SEM), etc., so that such carbides are not observed inside martensite. Can be clearly distinguished from martensite.
- SEM scanning electron microscope
- the area ratio of the tissue can be measured by the method described in Examples described later.
- Area ratio of retained austenite amount 10% or more and 30% or less Residual austenite is transformed into martensite by the TRIP effect during processing, and the strength is increased by hard martensite containing high C. To improve ductility.
- the amount of retained austenite is 10% or more and 30% or less. Preferably it is 14% or more. More preferably, it is 18% or more. Preferably it is 25% or less. More preferably, it is 22% or less.
- good workability can be obtained even in a high strength region where the tensile strength (TS) is 1320 MPa or more.
- good workability means that TS ⁇ T.EL value is 18000 MPa ⁇ % or more and TS ⁇ ⁇ value is 40,000 MPa ⁇ %, and a steel sheet with an extremely excellent balance between strength and workability is obtained. be able to.
- retained austenite is distributed in a state surrounded by martensite and lower bainite, it is difficult to accurately quantify the amount (area ratio) by microstructure observation.
- XRD X-ray diffraction
- the area ratio of a retained austenite can be calculated
- TS is 1320 MPa or more
- TS ⁇ T.EL is 18000 MPa ⁇ % or more
- TS ⁇ ⁇ is 40000 MPa ⁇ % Has been confirmed to be achieved.
- Polygonal ferrite area ratio 10% or less (including 0%)
- the area ratio of polygonal ferrite exceeds 10%, it becomes difficult to satisfy a tensile strength of 1320 MPa or more.
- strain concentrates on the soft polygonal ferrite mixed in the hard phase during processing, so that cracks are easily generated during processing, and as a result, desired workability cannot be obtained.
- the area ratio of polygonal ferrite is 10% or less, even if polygonal ferrite is present, a small amount of polygonal ferrite is isolated and dispersed in the hard phase, and strain concentration can be suppressed. Degradation of workability can be avoided.
- the area ratio of polygonal ferrite is 10% or less. Preferably it is 5% or less, More preferably, it is 3% or less, and 0% may be sufficient.
- the area ratio of polygonal ferrite can be measured by the method described in Examples described later.
- Average amount of C in retained austenite 0.60% by mass or more (preferred conditions)
- the amount of C in the retained austenite is important in a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more.
- it is obtained from the shift amount of the diffraction peak in X-ray diffraction (XRD), which is a conventional method for measuring the average C amount in retained austenite (average of C amount in retained austenite). If the average C content in the retained austenite is 0.60% by mass or more, further excellent workability can be obtained.
- XRD X-ray diffraction
- the average C content in the retained austenite is preferably 0.60% by mass or more. More preferably, it is 0.70 mass% or more.
- the average amount of C in the retained austenite exceeds 2.00% by mass, the retained austenite becomes excessively stable, the martensite transformation does not occur during processing, and the TRIP effect does not appear, so there is a concern that ductility may be lowered.
- the average C content in the retained austenite is preferably 2.00% by mass or less.
- Average crystal grain size of retained austenite 2.0 ⁇ m or less (preferred conditions) If the crystal grain size of the retained austenite becomes coarse, the large transformed portion of retained austenite becomes the starting point of cracking during processing, and the stretch flangeability may be deteriorated. Therefore, the average crystal grain size of retained austenite is preferably 2.0 ⁇ m or less. More preferably, it is 1.8 ⁇ m or less. The average crystal grain size of retained austenite can be measured by the method described in Examples described later.
- the high-strength steel sheet of the present invention is a steel slab having the above composition, hot-rolled, cold-rolled, and then annealed to hold 15 seconds to 1000 seconds in the austenite single phase region, and then Ms point- Cool at an average cooling rate of 3 ° C / s or higher to a first temperature range of 100 ° C or higher and lower than the Ms point, then heat up to a second temperature range of 300 ° C or higher and Bs point -50 ° C or lower and 400 ° C or lower, The second temperature range can be maintained for 15 seconds or more and 1000 seconds or less.
- the steel slab adjusted to the suitable component composition after manufacturing the steel slab adjusted to the suitable component composition, it hot-rolls and then performs cold rolling to make a cold-rolled steel sheet.
- these treatments are not particularly limited, and may be carried out in accordance with conventional methods.
- Preferred production conditions are as follows. After heating the steel slab to a temperature range of 1000 ° C or higher and 1300 ° C or lower, rough rolling is performed with the rolling reduction in the first pass of rough rolling in the range of 10% to 15%, and then one pass of finish rolling. The hot rolling is finished by finishing rolling in which the rolling reduction of the mesh is in the range of 10% to 15% and the finish rolling finish temperature is in the temperature range of 870 ° C.
- the obtained hot rolled steel sheet is 350 Wind up in the temperature range from °C °C 720 °C.
- it is cold-rolled at a rolling reduction in the range of 40% to 90% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.5 mm to 5.0 mm.
- the rolling reduction in the first pass of rough rolling is in the range of 10% to 15% and the rolling reduction in the first pass of finish rolling is in the range of 10% to 15%. It is possible to alleviate surface segregation.
- the rolling reduction in the first pass of rough rolling is less than 10%, Mn segregation is not reduced and the formability of the steel sheet is deteriorated.
- a certain effect of reducing Mn segregation can be obtained by setting it to 10% or more. However, if it exceeds 15%, the rolling load increases, so the upper limit is made 15% or less. More preferably, the rolling reduction in the first pass of rough rolling is in the range of 12% to 15%.
- the rolling reduction in the first pass of the finish rolling rough is less than 10%, Mn segregation is not reduced and the formability of the steel sheet is deteriorated.
- a certain effect of reducing Mn segregation can be obtained by setting it to 10% or more. However, if it exceeds 15%, the rolling load increases, so the upper limit is made 15% or less. More preferably, the rolling reduction in the first pass of finish rolling is in the range of 12% to 15%.
- the steel sheet is manufactured through normal steelmaking, casting, hot rolling, pickling and cold rolling processes.
- the steel plate is heated by thin slab casting or strip casting. You may manufacture by omitting a part or all of a hot rolling process.
- the following heat treatment (annealing) is performed on the obtained cold-rolled steel sheet.
- Annealing is performed for 15 seconds to 1000 seconds in the austenite single phase region.
- the steel sheet of the present invention is mainly composed of a low-temperature transformation phase obtained by transformation from untransformed austenite, such as martensite and lower bainite, and it is preferable that polygonal ferrite is as little as possible. For this reason, annealing in the austenite single phase region is necessary.
- the annealing temperature is not particularly limited as long as it is in the austenite single phase region, but if the annealing temperature exceeds 1000 ° C, austenite grains grow significantly, causing coarsening of each phase caused by subsequent cooling, and degrading toughness, etc. Let Therefore, the annealing temperature needs to be austenite transformation completion temperature: Ac3 point (° C.) or more, and preferably 1000 ° C. or less.
- the Ac3 point can be calculated by the following equation.
- [X%] is mass% of the component element X of the steel sheet, and 0 when not contained.
- Ac3 point (°C) 910-203 ⁇ [C%] 1/2 + 44.7 ⁇ [Si%]-30 ⁇ [Mn%] + 700 ⁇ [P%] + 400 ⁇ [Al%] -20 ⁇ [Cu%] + 31.5 ⁇ [Mo%] + 104 ⁇ [V%] + 400 ⁇ [Ti%]
- the reverse transformation to austenite may not proceed sufficiently, or the carbides in the steel sheet may not be sufficiently dissolved.
- the annealing time is 15 seconds or more and 1000 seconds or less. Preferably, it is 60 seconds or more. Preferably, it is 500 seconds or less.
- the annealed cold-rolled steel sheet is cooled by controlling the average cooling rate to 3 ° C./second or more to the first temperature range of Ms point ⁇ 100 ° C. or more and less than Ms point.
- a part of austenite is transformed into martensite by cooling to Ms point: martensite transformation start temperature. If the lower limit of the first temperature range is less than the Ms point ⁇ 100 ° C., the amount of untransformed austenite to martensite becomes excessive at this point, and excellent strength and workability cannot be achieved at the same time.
- the upper limit of the first temperature range is equal to or higher than the Ms point, an appropriate amount of martensite cannot be secured.
- the range of the first temperature range is set to Ms point ⁇ 100 ° C. or more and less than Ms point.
- the Ms point is preferably -80 ° C or higher. More preferably, the Ms point is -50 ° C or higher.
- the average cooling rate from the annealing temperature to the first temperature range is set to 3 ° C./second or more.
- it is 5 degreeC / second or more, More preferably, it is 8 degreeC / second or more.
- the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited as long as the cooling stop temperature does not vary, but is preferably 100 ° C./second or less.
- the Ms point described above is preferably determined by measurement of thermal expansion during cooling by a four-master test or the like, or by actual measurement by measurement of electric resistance, but it can also be obtained by an approximate expression such as the following expression.
- the Ms point is an approximate value obtained empirically. It should be noted that the lowest one of the actual measurement value by the four master test and the calculation value by the approximate expression is adopted.
- Ms point (°C) 565-31 ⁇ [Mn%]-13 ⁇ [Si%]-12 ⁇ [Mo%]-600 ⁇ (1-exp (-0.96 ⁇ [C%]))
- [X%] is the mass% of the component element X of the steel sheet, and 0 when not contained.
- the steel sheet cooled to the first temperature range is heated (heated) to the second temperature range of 300 ° C or higher and Bs point -50 ° C or lower and 400 ° C or lower, and the second temperature range is 15 seconds or longer and 1000 seconds or shorter. Hold.
- austenite is obtained by tempering martensite generated by cooling from the annealing temperature to the first temperature range, transforming untransformed austenite to lower bainite, and concentrating solid solution C in the austenite. Promote stabilization.
- the steel of the present invention has a Mn content of more than 2.4% and less than 5.0%, the appropriate temperature range for the lower bainite transformation has been lowered, and the second temperature range is 300 ° C or higher and Bs point -50 ° C or lower and 400 ° C. It is necessary to do the following.
- the upper limit of the second temperature range exceeds the lower temperature of Bs point -50 ° C. or lower or 400 ° C. or lower, upper bainite is generated instead of lower bainite, or bainite transformation itself is suppressed.
- the range of the second temperature range is 300 ° C. or higher and Bs point ⁇ 50 ° C. or lower and 400 ° C. or lower.
- it is 320 ° C. or higher.
- the Bs point is ⁇ 50 ° C. or lower and 380 ° C. or lower.
- the first temperature range is lower than the second temperature range.
- the holding time in the second temperature range is less than 15 seconds, tempering of martensite and lower bainite transformation become insufficient, and a desired steel sheet structure cannot be obtained. As a result, the workability of the obtained steel sheet may not be sufficiently ensured. Therefore, the lower limit of the holding time in the second temperature range needs to be 15 seconds.
- the upper limit of the holding time in the second temperature range is sufficient if it is 1000 seconds due to the bainite transformation promoting effect by martensite generated in the first temperature range.
- the alloy components such as C and Mn are increased, the bainite transformation is delayed. However, since martensite and untransformed austenite coexist in the present invention, the bainite transformation rate is remarkably increased.
- the holding time in the second temperature range exceeds 1000 seconds, stable residual austenite in which the carbide is precipitated from the untransformed austenite and C is concentrated cannot be obtained in the final structure of the steel sheet. As a result, the desired strength and / or ductility may not be obtained. Therefore, the holding time in the second temperature range is 15 seconds or more and 1000 seconds or less. Preferably, it is 100 seconds or more. Preferably, it is 700 seconds or less.
- the above-mentioned Bs point is the bainite transformation start temperature.
- the Bs point is preferably determined by measurement of thermal expansion during cooling by a four master test or the like, or by actual measurement by measurement of electric resistance, but can also be obtained by an approximate expression as shown in the following equation, for example.
- the Bs point is an approximate value obtained empirically.
- Bs point (°C) 830-270 ⁇ [C%]-90 ⁇ [Mn%]-83 ⁇ [Mo%]
- [X%] is the mass% of the component element X of the steel sheet, and 0 when not contained.
- the holding temperature does not need to be constant as long as it is within the predetermined temperature range described above, and even if it fluctuates within the predetermined temperature range, the gist of the present invention is not impaired.
- the cooling rate may be set.
- the steel sheet may be heat-treated with any equipment.
- a surface treatment such as plating or alloying plating to the cold-rolled steel sheet.
- a steel slab obtained by melting steel having the component composition shown in Table 1 is heated to 1250 ° C. and subjected to rough rolling at the rolling rate (reduction rate) in the first pass of rough rolling shown in Table 2, and then Rolling rate (rolling rate) in the first pass of finish rolling shown in Table 2 and finishing hot rolling at a finish rolling finish temperature of 870 ° C are rolled up at 550 ° C, then the hot rolled steel plate is pickled, Cold rolling was performed at a rolling rate (rolling rate) of 60% to obtain a cold rolled steel plate having a sheet thickness of 1.2 mm. The obtained cold-rolled steel sheet was heat-treated under the conditions shown in Table 2.
- the cooling stop temperature: T1 in Table 2 is a temperature at which the cooling of the steel sheet is stopped in the first temperature range. After the heat treatment, the obtained steel sheet was subjected to temper rolling with a rolling rate (elongation rate) of 0.3%.
- Amount of retained austenite The amount of retained austenite was determined by measuring the X-ray diffraction intensity after grinding and polishing a steel plate in the thickness direction to 1/4 of the plate thickness. Co-K ⁇ is used for incident X-rays, and residual from the intensity ratio of each surface of austenite (200), (220), (311) to the diffraction intensity of each surface of ferrite (200), (211), (220) The amount of austenite was calculated. The amount of retained austenite obtained here is shown in Table 3 as the retained austenite area ratio.
- Average crystal grain size of residual austenite The average crystal grain size of residual austenite was determined by observing 10 residual austenites with a TEM (Transmission Electron Microscope), and using Image-Pro of Media Cybernetics for the obtained structure image. Then, each area was obtained, the equivalent circle diameter was calculated, and the average value was calculated by averaging the values.
- TEM Transmission Electron Microscope
- the tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241 using a JIS No. 5 test piece (JIS Z 2201) with the plate width direction of the steel sheet as the longitudinal direction.
- TS tensile strength
- T.EL total elongation
- TS ⁇ T.EL product of tensile strength and total elongation
- TS ⁇ ⁇ The product of tensile strength and hole expansion rate (TS ⁇ ⁇ ) was calculated to evaluate the balance between strength and workability (stretch flangeability). In the present invention, the case of TS ⁇ ⁇ ⁇ 40000 (MPa ⁇ %) was considered good.
- the above evaluation results are shown in Table 3.
- TS is 1320 MPa or more
- TS ⁇ T.EL value is 18000 MPa ⁇ % or more
- TS ⁇ ⁇ value is 40000 MPa ⁇ % or more
- TS: 1470 MPa or more ⁇ ⁇ 25% and T.EL ⁇ 15%. It can be seen that a steel sheet having excellent workability is obtained.
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Abstract
Description
[1]成分組成は、質量%で、C:0.20%以上0.40%以下、Si:0.5%以上2.5%以下、Mn:2.4%超え5.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、Al:0.01%以上0.5%以下、およびN:0.010%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織は、鋼板組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが40%以上85%未満、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトが5%以上40%未満、残留オーステナイトが10%以上30%以下、ポリゴナルフェライトが10%以下(0%を含む)であり、引張強さが1320MPa以上、引張強さ×全伸びが18000MPa・%以上、引張強さ×穴拡げ率が40000MPa・%以上である高強度鋼板。
[2]さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が2.0μm以下である[1]に記載の高強度鋼板。
[3]さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイト中のC量の平均が0.60質量%以上である[1]または[2]に記載の高強度鋼板。
[4]前記成分組成に加えて、質量%で、V:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Cu:2.0%以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する[1]~[3]のいずれか1つに記載の高強度鋼板。
[5]前記成分組成に加えて、質量%で、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下のうちから選ばれる1種または2種を含有する[1]~[4]のいずれか1つに記載の高強度鋼板。
[6]前記成分組成に加えて、質量%で、B:0.0050%以下を含有する[1]~[5]のいずれか1つに記載の高強度鋼板。
[7][1]、[4]~[6]のいずれか1つに記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を行い、次いで、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍をした後、Ms点-100℃以上Ms点未満の第1温度域まで平均冷却速度3℃/秒以上で冷却し、次いで、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第2温度域に昇温し、該第2温度域に15秒以上1000秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。
[8]前記熱間圧延では、粗圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする仕上げ圧延を行う[7]に記載の高強度鋼板の製造方法。
Cは鋼板の高強度化および安定した残留オーステナイト量を確保するのに必要不可欠な元素である。また、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。C含有量が0.20%未満では、鋼板の強度と加工性を確保することが難しい。従って、C含有量は0.20%以上とする。好ましくは0.25%以上であり、さらに好ましくは0.30%以上である。一方、C含有量が0.40%を超えると、部材として加工した際の溶接部および溶接熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。従って、C含有量は0.40%以下とする。好ましくは0.36%以下である。
Siは、固溶強化により鋼の強度向上と炭化物生成の抑制に寄与する有用な元素である。そのため、Siは0.5%以上含有させる。しかしながら、Si含有量が2.5%を超えると赤スケール等の発生による表面性状の劣化や化成処理性の劣化を引き起こす場合があるため、Si含有量は2.5%以下とする。従って、Si含有量は0.5%以上2.5%以下とする。
Mnは、鋼の強化やオーステナイトの安定化に有効であり、本発明において重要な元素である。Mnが2.4%以下の場合には、焼鈍後の冷却速度が3℃/s以上であってもフェライトが10%を超えて生成することがあるため、1320MPa以上の強度確保が難しくなる。そのため、Mnは2.4%超えとする。好ましくは3.0%以上である。しかしながら、Mn含有量が5.0%を超えると鋳造性の劣化やベイナイト変態の抑制などを引き起こす。そのため、Mn含有量は5.0%以下とする必要がある。従って、Mn含有量は5.0%以下とする。好ましくは4.5%以下である。
Pは、鋼の強化に有用な元素である。しかしながら、P含有量が0.1%を超えると、粒界偏析により脆化して耐衝撃性が劣化する。また、鋼板に合金化溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、P含有量は0.1%以下とする。好ましくは0.05%以下である。なお、P含有量は、低減することが好ましいが、0.005%未満とするには大幅なコスト増加を招くため、その下限は0.005%が好ましい。
Sは、MnSなどの介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、極力低減することが好ましい。従って、S含有量は0.01%以下とする。好ましくは0.005%以下であり、より好ましくは0.001%以下である。なお、S含有量を0.0005%未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの観点からはその下限は0.0005%が好ましい。
Alは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素である。この効果を得るためには、Alは、0.01%以上の含有が必要である。一方、Al含有量が0.5%を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。従って、Al含有量は0.01%以上0.5%以下とする。
Nは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。N含有量が0.010%を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、N含有量は0.010%以下とする。なお、Nを0.001%未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの観点からは、その下限は0.001%が好ましい。
V、Mo、Cuは、V:1.0%、Mo:0.5%、Cu:2.0%を、それぞれ超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得ることができなくなる。従って、V、Mo、Cuを含有させる場合には、V、Mo、Cuの1種または2種以上を、それぞれV:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Cu:2.0%以下とする。なお、V、Mo、Cuは、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。このような作用を得るためには、V、Mo、Cuの1種または2種以上を、それぞれV:0.005%以上、Mo:0.005%以上、Cu:0.05%以上含有することが好ましい。
Ti、Nbは、それぞれの含有量が0.1%を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、Ti、Nbを含有させる場合は、それぞれTi:0.1%以下、Nb:0.1%以下とする。なお、Ti、Nbは、鋼の析出強化に有用であり、その効果を得るためには、Ti、Nbの1種または2種を、それぞれ0.01%以上含有することが好ましい。
Bは、B含有量が0.0050%を超えると加工性が低下する。従って、Bを含有させる場合は、0.0050%以下とする。なお、Bは、オーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果を得るためには、Bを0.0003%以上含有することが好ましい。
ベイナイト変態によるベイニティックフェライトの生成は、未変態オーステナイト中のCを濃化させ、加工時に高歪域でTRIP効果を発現して歪分解能を高める残留オーステナイトを得るために必要である。オーステナイトからベイナイトへの変態は、およそ150~550℃の広い温度範囲にわたって起こり、この温度範囲内で生成するベイナイトには種々のものが存在する。従来は、このような種々のベイナイトを単にベイナイトと規定する場合が多かったが、本発明で目標とする引張強さと加工性を得るためには、ベイナイト組織を明確に規定する必要がある。そこで、本発明では、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを次のように定義する。以下、図1を参照しながら説明する。
マルテンサイトは硬質相であり、鋼板の強度を上昇させる。また、ベイナイト変態以前にマルテンサイトを生成することにより、ベイナイト変態を促進する。そのため、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率が5%未満では、ベイナイト変態を十分に促進させることができず、前述の下部ベイナイト面積率を達成できない。一方、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率が40%以上では、ベイナイト組織が減少し安定した残留オーステナイト量が確保できないため、延性等の加工性が低下することが問題となる。従って、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率は、5%以上40%未満とする。好ましくは10%以上である。好ましくは30%以下である。
焼戻しマルテンサイトの割合が、全マルテンサイトの面積の80%未満の場合、引張強さは1320MPa以上となるものの、十分な延性が得られない場合がある。これは、高Cを含有する焼入れままのマルテンサイトが極めて硬質で変形能が低く、靭性に劣るため、その量が多くなると歪付与時に脆性的に破壊し、結果的に優れた延性及び伸びフランジ性を得られなくなるからである。このような焼入れままのマルテンサイトは、焼戻すことにより、強度は若干低下するもののマルテンサイト自体の変形能は大幅に改善されるため、歪付与時における脆性的な破壊は生じない。よって、本発明の組織構成によれば、TS×T.ELを18000MPa・%以上、TS×λを40000MPa・%以上を実現できる。また、焼戻しマルテンサイトの割合が全マルテンサイト面積80%以上であれば降伏強さが1000MPa以上確保することが容易となる。従って、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの割合は、鋼板中に存在する全マルテンサイト面積の80%以上が好ましい。さらに好ましくは、全マルテンサイト面積の90%以上である。なお、焼戻しマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡(SEM)での観察などによりマルテンサイト中に微細な炭化物が析出した組織として観察されるので、マルテンサイト内部にこのような炭化物が認められない焼入れままのマルテンサイトとは明瞭に区別することができる。組織の面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
残留オーステナイトは、加工時にTRIP効果によりマルテンサイト変態し、高Cを含有する硬質なマルテンサイトにより高強度化を進めると同時に歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
ポリゴナルフェライトの面積率が10%を超えると、引張強さ1320MPa以上を満足することが困難になる。これと同時に、加工時に硬質相内に混在した軟質なポリゴナルフェライトに歪が集中することにより加工時に容易に亀裂が発生し、結果として所望の加工性を得られない。ここで、ポリゴナルフェライトの面積率が10%以下であれば、ポリゴナルフェライトが存在しても硬質相中に少量のポリゴナルフェライトが孤立分散した状態となり、歪の集中を抑制することができ、加工性の劣化を避けることができる。また、ポリゴナルフェライトが10%を超えて存在すると降伏強さが1000MPa以下に低下してしまい、自動車部品に適用された場合の部品強度が不十分となる。従って、ポリゴナルフェライトの面積率は10%以下とする。好ましくは5%以下、さらに好ましくは3%以下であり、0%であってもよい。なお、ポリゴナルフェライトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
TRIP効果を活用して優れた加工性を得るためには、引張強さが1320MPa以上の高強度鋼板においては、残留オーステナイト中のC量が重要である。本発明の鋼板においては、従来行われている残留オーステナイト中の平均C量(残留オーステナイト中のC量の平均)を測定する方法であるX線回折(XRD)での回折ピークのシフト量から求める残留オーステナイト中の平均C量が0.60質量%以上であれば、より一層優れた加工性が得られる。残留オーステナイト中の平均C量が0.60質量%未満の場合、加工時において低歪域でマルテンサイト変態が生じてしまい、加工性を向上させる高歪域でのTRIP効果を十分に得られない場合がある。従って、残留オーステナイト中の平均C量は0.60質量%以上が好ましい。さらに好ましくは、0.70質量%以上である。一方、残留オーステナイト中の平均C量が2.00質量%を超えると、残留オーステナイトが過剰に安定となり、加工中にマルテンサイト変態が生じず、TRIP効果が発現しないことにより、延性の低下が懸念される。従って、残留オーステナイト中の平均C量は2.00質量%以下とすることが好ましい。
残留オーステナイトの結晶粒径が粗大になると、加工時においてこの大きな残留オーステナイトの変態部分が亀裂の起点となり、伸びフランジ性を劣化させてしまう場合がある。従って、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、2.0μm以下が好ましい。より好ましくは1.8μm以下とする。なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を行い、次いで、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍をした後、Ms点-100℃以上Ms点未満の第1温度域まで平均冷却速度3℃/s以上で冷却し、次いで、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第2温度域に昇温し、該第2温度域に15秒以上1000秒以下保持することができる。
本発明において、これらの処理に特に制限はなく、常法に従って行えば良いが、好適な製造条件は次のとおりである。鋼片を、1000℃以上1300℃以下の温度域に加熱した後、粗圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とし、仕上圧延終了温度を870℃以上950℃以下の温度域とする仕上圧延を行い熱間圧延を終了し、得られた熱延鋼板を350℃以上720℃以下の温度域で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、40%以上90%以下の範囲の圧下率で冷間圧延を行い板厚0.5mm以上5.0mm以下の冷延鋼板とする。
本発明の鋼板は、マルテンサイト、下部ベイナイトなど、未変態オーステナイトから変態させて得る低温変態相を主相とするものであり、ポリゴナルフェライトは極力少ない方が好ましい。このためオーステナイト単相域での焼鈍が必要である。焼鈍温度に関しては、オーステナイト単相域であれば特に制限はないが、焼鈍温度が1000℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる各相の粗大化を引き起こし、靭性などを劣化させる。従って、焼鈍温度は、オーステナイト変態完了温度:Ac3点(℃)以上とする必要があり、1000℃以下とすることが好ましい。
Ac3点(℃) = 910-203×[C%]1/2+44.7×[Si%]-30×[Mn%]+700×[P%]+400×[Al%]
-20×[Cu%]+31.5×[Mo%]+104×[V%]+400×[Ti%]
また、焼鈍時間が15秒未満の場合には、オーステナイトへの逆変態が十分に進まない場合や、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合がある。一方、焼鈍時間が1000秒を超えると、多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招く。従って、焼鈍時間は15秒以上1000秒以下とする。好ましくは、60秒以上である。好ましくは、500秒以下である。
この冷却は、Ms点:マルテンサイト変態開始温度、未満まで冷却することによりオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるものである。第1温度域の下限がMs点-100℃未満では、この時点で未変態オーステナイトがマルテンサイト化する量が過大となり、優れた強度と加工性の両立ができない。一方、第1温度域の上限がMs点以上になると、適正なマルテンサイト量が確保できなくなる。従って、第1温度域の範囲は、Ms点-100℃以上Ms点未満とする。好ましくはMs点-80℃以上である。更に好ましくはMs点-50℃以上である。
Ms点(℃) =565-31×[Mn%]-13×[Si%]-12×[Mo%]-600×(1-exp(-0.96×[C%]))
ただし、[X%]は鋼板の成分元素Xの質量%とし、含有しない場合は0とする。
第2温度域では、焼鈍温度から第1温度域までの冷却により生成したマルテンサイトの焼戻しと、未変態オーステナイトを下部ベイナイトに変態させ、固溶Cをオーステナイト中に濃化させることなどにより、オーステナイトの安定化を進める。本発明鋼は、Mn含有量が2.4%超え5.0%以下と多いために、下部ベイナイト変態の適正温度範囲が低温化しており、第2温度域は300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下とする必要がある。第2温度域の上限が、Bs点-50℃以下または400℃以下のうち、いずれか低い温度を超える場合は、下部ベイナイトではなく上部ベイナイトを生成したり、ベイナイト変態そのものを抑制したりする。一方、第2温度域の下限が300℃未満の場合は、固溶Cの拡散速度が著しく低下し、下部ベイナイトは生成せずオーステナイト中へのC濃化量が少なくなるため、必要な残留オーステナイト中のC濃度を得られない。従って、第2温度域の範囲は、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下とする。好ましくは、320℃以上である。好ましくは、Bs点-50℃以下かつ380℃以下である。なお、第1温度域は、第2温度域より低い温度である。
Bs点(℃)=830-270×[C%]-90×[Mn%]-83×[Mo%]
ただし、[X%]は鋼板の成分元素Xの質量%とし、含有しない場合は0とする。
各鋼板から圧延方向に平行な断面の板厚中心部を切り出し研磨して、ナイタール腐食後、板幅方向に平行な法線を有する面を走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて3000倍で10視野組織観察して、各組織の面積率を測定し、各結晶粒の組織構造を同定した。組織の面積率は、画像解析により下部ベイナイト、ポリゴナルフェライト、マルテンサイト等に分離し、観察視野面積に対する各組織が占める面積の割合を面積率として求めた。
残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の1/4まで研削・研磨し、X線回折強度測定により求めた。入射X線にはCo-Kαを用い、フェライトの(200)、(211)、(220)各面の回折強度に対するオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度比から残留オーステナイト量を計算した。なお、ここで求めた残留オーステナイト量を、残留オーステナイト面積率として表3に示す。
残留オーステナイト中のC量の平均は、X線回折強度測定でのオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度ピークから格子定数を求め、次の計算式から残留オーステナイト中のC量の平均(質量%)を求めた。
a0 = 0.3580+0.0033×[C%]+0.00095×[Mn%]+0.0056×[Al%]+0.022×[N%]
ただし、a0:格子定数(nm)、[X%]:元素Xの質量%とし、含有しない場合は0とする。なお、C以外の元素の質量%は、鋼板全体に対する質量%とした。
残留オーステナイトの平均結晶粒径は、TEM(透過型電子顕微鏡)で10個の残留オーステナイトを観察し、得られた組織画像に対してMedia Cybernetics社のImage-Proを用いて、各々の面積を求め、円相当径を算出し、それらの値を平均して、残留オーステナイトの平均結晶粒径を求めた。
引張試験は、鋼板の板幅方向を長手方向としたJIS 5号試験片(JIS Z 2201)を用いて、JIS Z 2241に準拠して行った。TS(引張強さ)、T.EL(全伸び)を測定し、引張強さと全伸びの積(TS×T.EL)を算出して、強度と加工性(延性)のバランスを評価した。なお、本発明では、TS≧1320(MPa)の場合を良好とし、また、TS×T.EL≧18000(MPa・%)の場合を良好とした。
穴拡げ率(%)=((d-d0)/d0)× 100
で算出した。同一番号の鋼板について3回試験を実施し、穴拡げ率の平均値(λ%)を求めて、伸びフランジ性を評価した。
引張強さと穴拡げ率の積(TS×λ)を算出して、強度と加工性(伸びフランジ性)のバランスを評価した。なお、本発明では、TS×λ≧40000(MPa・%)の場合を良好とした。 以上の評価結果を表3に示す。
Claims (8)
- 成分組成は、質量%で、
C:0.20%以上0.40%以下、
Si:0.5%以上2.5%以下、
Mn:2.4%超え5.0%以下、
P:0.1%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.01%以上0.5%以下、
およびN:0.010%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼板組織は、鋼板組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが40%以上85%未満、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトが5%以上40%未満、残留オーステナイトが10%以上30%以下、ポリゴナルフェライトが10%以下(0%を含む)であり、
引張強さが1320MPa以上、引張強さ×全伸びが18000MPa・%以上、引張強さ×穴拡げ率が40000MPa・%以上である高強度鋼板。 - さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が2.0μm以下である請求項1に記載の高強度鋼板。
- さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイト中のC量の平均が0.60質量%以上である請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量%で、
V:1.0%以下、
Mo:0.5%以下、
Cu:2.0%以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項1~3のいずれか1項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えて、質量%で、
Ti:0.1%以下、
Nb:0.1%以下のうちから選ばれる1種または2種を含有する請求項1~4のいずれか1項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えて、質量%で、B:0.0050%以下を含有する請求項1~5のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 請求項1、4~6のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を行い、
次いで、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍をした後、Ms点-100℃以上Ms点未満の第1温度域まで平均冷却速度3℃/秒以上で冷却し、
次いで、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第2温度域に昇温し、該第2温度域に15秒以上1000秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。 - 前記熱間圧延では、粗圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする粗圧延を行い、
次いで、仕上げ圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする仕上げ圧延を行う請求項7に記載の高強度鋼板の製造方法。
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