WO2007111164A1 - 加工性に優れた高強度鋼板 - Google Patents

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Kobe Steel Ltd
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet that has excellent workability and has a tensile strength of, for example, a 590 to 980 MPa class or more and is useful for automobiles and the like.
  • a method for obtaining a composite structure by martensitic transformation of austenite by controlling the cooling pattern after heating to the austenite two-phase region has been developed, and such a composite structure steel sheet can be produced even in a continuous annealing line. ing.
  • Patent Document 1 discloses a method for obtaining a ferrite + martensite composite steel sheet, and it is described that, according to this method, a steel sheet having high workability and ultra-high strength can be obtained.
  • Patent Document 2 by specifying the martensite volume fraction and particle size in the ferrite + martensite composite structure, as well as the martensite formation site, distribution form, and distribution interval, high strength and excellent aging resistance are provided. High ductility galvanized steel sheet is obtained.
  • Patent Document 1 before hot-rolling a steel sheet that has been hot-rolled, it is heat-treated at a temperature not lower than 600 ° C and not higher than the Ac point before pickling. Heat treatment There are practical problems such as a decrease in productivity and an increase in cost due to the addition of processes.
  • Patent Document 2 the C content of the steel material used is defined as 0.005-0.04%. However, if the C content decreases, the martensite for obtaining high strength decreases, so the 590MPa class The above strength is difficult to obtain. According to this document 2, when a large amount of Mo is added as a strengthening element, an appropriate high strength can be obtained, but an increase in material cost is inevitable.
  • Patent Document 1 JP-A-2005-213603
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2005-29867
  • the present invention has been made in view of the prior art as described above, and its object is to provide a 59 OMPa class useful as a structural component for automobiles or the like without adding a large amount of an expensive alloy element such as Mo.
  • another object is to provide a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa class or higher and excellent workability.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is
  • the metal structure is composed of ferrite and a low temperature transformation product phase, and the average grain size of the low temperature transformation product phase is 3. O xm or less and a particle size of 3. O xm or less is 50 area% or more of the low temperature transformation product phase.
  • the average aspect ratio of the low temperature transformation product phase is 0.35 or more.
  • the chemical composition of the steel material is specified as described above, and the metal structure is a composite structure composed of ferrite and a low-temperature transformation generation phase, and the size of the low-temperature transformation generation phase is particularly minimized. Further, by setting the aspect ratio defined by the ratio of the minor axis / major axis to an average value of 0.35 or more, a steel sheet that satisfies the demand for high strength and has excellent workability can be provided at a relatively low cost.
  • FIG. 1 is a graph showing the effect of the amount of Mo on the strength X elongation (TS X E1) balance of the test steel and the aspect ratio of the low temperature transformation phase.
  • FIG. 2 is a cross-sectional structure photograph (magnification 2000 times) of a steel plate obtained in an experimental example.
  • the present inventors focused on the composite steel sheet, and improved the chemical composition and metal structure of the steel material to improve both strength and workability, especially the low-temperature transformation generation phase. As a result of repeated modification studies focusing on the form of the above, the present invention was conceived.
  • C is an important element for securing high strength, and also changes the amount and shape of the low-temperature transformation-forming phase, and affects the elongation and hole expansibility that cause workability. If the C content is less than 0.03%, it is difficult to secure a strength of 590 MPa or more. If the C content is too large, the weldability is deteriorated and the spot weldability is also deteriorated. Should be suppressed. A more preferable content of C is 0.05% or more and 0.17% or less.
  • Si is a ferrimagnetic material as its content increases.
  • the composite steel sheet composed of ferrite and martensite increases the strength and increases the elongation. These effects are effectively exhibited at 0.50% or more, but if it is too much, the amount of Si scale increases during hot rolling, which deteriorates the surface properties of the steel sheet and adversely affects chemical conversion properties. It must be kept below 5%.
  • the more preferable content of Si is 0.7% or more and 1.8% or less.
  • Mn stabilizes austenite during soaking in a continuous annealing line, significantly affects the properties of the low-temperature transformation formation phase generated during the cooling process, and is an indispensable element for strengthening ferrite as a solid solution strengthening element. It should be contained at least 0.50% or more, more preferably 0.6% or more. However, if the amount is too large, not only will it become difficult to melt the steel, but it will also have a significant negative effect on the spot weldability, so at most 2.5% or less, more preferably 2.3% It is better to keep it below.
  • the basic components of the steel of the present invention are the above C, Si, Mn, and the balance is substantially iron and an iron source (iron ore, etc.), auxiliary raw materials during melting (deoxidation material, etc.), and scrap.
  • iron ore, etc. iron ore, etc.
  • auxiliary raw materials during melting deoxidation material, etc.
  • scrap scrap.
  • These are unavoidable impurities that are derived from such as P, S, Al, and N. All of these are non-metallic inclusion sources that adversely affect strength and workability, so the amount of inevitable impurities, generally P: about 0.02% or less, S: about 0.005% or less A1: It should be suppressed to about 0.1% or less and N: 0.01% or less.
  • the above-mentioned component steel basically has a characteristic in that both strength and workability are achieved by controlling the metal structure described later, more preferably for strength enhancement. An appropriate amount of the following reinforcing elements can be contained.
  • Mo is an element that enhances the hardenability and promotes the formation of a low-temperature transformation phase that is useful for increasing the strength.
  • the effect is effectively exhibited by adding 0.02% or more.
  • the addition effect is effectively exhibited in the present invention is 0.20. Even if it is added more than that, the effect will be saturated, and if it causes an increase in cost, it will adversely affect the workability or workability, so at most 0.20% or less, more preferably 0 It is better to keep it below 18% [0022] Ti: 0.01 to 0.15%,
  • V 0. 001-0. At least one selected from the group consisting of 15%
  • All of these elements are synergistic elements in that they contribute to increasing the strength of steel.
  • Ti strengthens steel by forming precipitates such as carbides and nitrides, and also has the effect of increasing the yield strength by refining crystal grains. In addition, it dissolves in a small amount in ferrite and exhibits the effect of suppressing bainite transformation during the cooling process.
  • These effects are effectively exerted by adding Ti to 0.01% or more (preferably while satisfying “Ti> 4N” by atomic ratio), but the effect is saturated at about 0.15%. So further addition is economically wasteful
  • Cr also has an action of enhancing the hardenability and promoting the formation of a low-temperature transformation product useful for increasing the strength, and the effect is added to 0.01% or more, more preferably 0.03% or more. This is effective. The effect is saturated at 0 ⁇ 5%, so addition beyond this is economically no I * :.
  • Both Nb and V have the effect of increasing the strength without sacrificing toughness by refining the metallographic structure with a small amount of addition. Furthermore, as with Ti, a small amount of Nb and V is solidified. When dissolved, it also has the effect of suppressing bainite transformation during the rapid cooling process. Each of these effects is a force S that is effectively exerted by adding 0.01% or more of each, and since the effect is saturated at 0.15%, further addition is economically useless.
  • the steel material of the present invention has a composite structure composed of ferrite and a low-temperature transformation generation phase, and the low-temperature transformation generation phase has an average particle size of 3. O zm or less and a particle size of 3. O xm or less. It occupies more than 50% area and has an average aspect ratio of 0.35 or more.
  • low-temperature transformation phase means low temperature defined by Araki et al. ("Steel Bainite Photobook-1" issued by the Japan Iron and Steel Institute, June 29, 1992, pages 1-2). It refers to transformation structure, that is, martensite, bainite, pseudo pearlite.
  • the ratio of the second phase mainly composed of martensite is 10% or more and 80% or less in area ratio. More preferably, it is 20% or more and 70% or less.
  • the martensite structure in the second phase is preferably 90% area or more.
  • the low-temperature transformation generation phase has an average particle size of 3.0 ⁇ m or less and 3.0 ⁇ m or less.
  • the force must be 0 area% or more. If the product exceeds 50% by area, the ductility is lowered, and satisfactory laundering and workability cannot be obtained.
  • the preferred low-temperature transformation-forming phase has an average particle size of 2.5 zm or less and a particle size of 3.0 zm or less occupies 65 area% or more.
  • the low-temperature transformation generation phase must have an average aspect ratio of 0.35 or more, and if it is less than 0.35, the ductility is insufficient, and satisfactory lacrimation and workability cannot be obtained. More preferably, it is 0.45 or more, and still more preferably 0.55 or more.
  • the particle size and aspect ratio of the low-temperature transformation product phase are obtained by, for example, sampling the L-direction cross section of the test steel sheet as shown in Figs. 1 (A), (B), and (C) by the resin loading method.
  • the t / 4 position (t is the plate thickness) of the cross section was photographed with a scanning electron microscope (trade name “JSM-6100” manufactured by JEOL Ltd.) and 5 fields of view at a magnification of 2000 ⁇ for each sampnore.
  • each photograph is applied to an image analysis device (trade name “LUZEX-F” manufactured by NIR ECO) to obtain the particle size and the aspect ratio (minor axis / major axis ratio) of the second phase (low-temperature transformation product phase). It was.
  • the particle size referred to here refers to the maximum length connecting any two points on the outer periphery of each second phase that appear in each image.
  • the minor axis is the shortest distance between two points when the transformation generation phase image is sandwiched between two straight lines parallel to the maximum length. If two or more second phases are connected, divide at the middle position of the connecting part to find the short diameter and long diameter.
  • 80 or more data (70% or more of photographic images) were collected per field of each photographic image, and the average value was obtained.
  • the particle size and distribution state of the low temperature transformation product phase referred to in the present invention are different from the particle size and distribution state of carbides in spheroidizing annealing found in general high carbon steel.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2003-147485 and Japanese Patent Laid-Open No. 2-259013 describe the spheroidization and workability of carbides, which are intended to improve punching workability for high carbon steels.
  • This is an improved technology that targets the low-carbon steel intended by the present invention, such as automotive framework members. It is essentially different from the technology for improving press formability when applied.
  • a general steel plate manufacturing procedure in which the particle size of the low-temperature transformation product phase defined in the present invention is not limited to the manufacturing conditions for obtaining the spatter ratio, for example, continuous forging ⁇ hot During rolling ⁇ pickling ⁇ cold rolling ⁇ continuous annealing, the heating temperature, heating rate, holding temperature, cooling start temperature, cooling rate, etc.
  • hot-dip galvanized steel sheets and alloys may be controlled appropriately, and hot-dip galvanized steel sheets and alloys
  • appropriate temperature control may be performed including the continuous hot-dip galvanizing line, but what is most important in securing the suitable properties of the low-temperature transformation generation phase described above is Since these are the heating conditions and soaking conditions in the continuous annealing after hot rolling and cold rolling, and the subsequent cooling conditions and tempering conditions, the following explanation will focus on these heat treatment conditions.
  • C and N necessary for stabilizing austenite without impairing productivity are sufficiently concentrated in the austenite phase to promote fine precipitation of the low temperature transformation product phase.
  • first stage heating After heating to 200-700 ° C at the rate of s (first stage heating), it is better to heat to 780 ° C or higher (second stage heating) at the rate of 1-2 ° C / s.
  • second stage heating Although it is possible to use one-stage heating that heats at a constant rate, if such a two-stage heating method is used, concentration of C and N can be carried out more efficiently in a shorter time. preferable.
  • the heating temperature that can be heated to 780 ° C or higher to ensure a composite structure consisting of ferrite and martensite, which is the main low-temperature transformation phase.
  • the holding time is not particularly limited, but a preferable holding time for obtaining a ferrite + austenite two-phase structure is about 3 to 5 minutes, and 10 minutes or more is wasted.
  • the entire structure becomes martensite and the ductility may be extremely deteriorated, and if it is less than 500 ° C, the area of martensite is reduced. If the rate is less than 10%, the purpose of increasing the strength cannot be achieved.
  • the second-stage cooling rate is less than 50 ° CZs, it becomes difficult to obtain a high-quality ferrite + low-temperature transformation formation phase composite structure, and problems such as steel plate temperature control and equipment cost arise.
  • the upper limit is considered to be around 2000 ° C / s.
  • the temperature should be raised to a temperature of 100 ° C or higher and 550 ° C or lower at a rate of 0.5 to 4 ° CZs and tempered. Suppressing the rate of temperature rise to less than 0.5 ° C / s is not a good idea in terms of productivity. If the temperature is lower than 100 ° C, the purpose of tempering cannot be achieved. Strength X Ductility balance is significantly reduced. A tempering retention time of 1 minute or longer is sufficient, but more reliably it should be 5 minutes or longer. More than 10 minutes is totally useless. After tempering, considering the productivity, the upper limit for cooling at about l ° C / s or higher is not particularly limited, but about 250 ° C / s is appropriate.
  • the high-strength steel sheet of the present invention uses a steel material having a specified chemical composition as described above, and adopts appropriate heat treatment conditions including cooling conditions and holding conditions, so By appropriately controlling the form, it is possible to provide a high-strength steel plate useful for automobiles and the like that satisfies the high strength of 590 MPa class or higher and further 980 MPa class or higher while ensuring excellent workability.
  • a steel material with the composition shown in Table 1 is melted and made into a slab by continuous forging, then held at 1150 ° C or 1250 ° C, and hot rolled to a thickness of 2.6mm at a finishing temperature of 800-950 ° C. Then, it was scraped at 480 ° C to obtain a hot rolled steel sheet.
  • This hot-rolled steel sheet is pickled and then cold-rolled to a thickness of 1.2 mm at a cold rolling rate of 56% and then passed through a continuous annealing line under the conditions shown in Table 2 or a continuous hot-dip galvanizing line.
  • Steel types 18 to 26 are comparative examples in which the strength of steel components or the production conditions are inappropriate, and the metal structure lacks prescribed requirements.
  • Each steel plate obtained was measured for bow I tensile strength (TS) and elongation (E1) by a tensile test using a JIS No. 5 test piece, and the strength-ductility balance (TS X E1) Asked.
  • the L-direction cross section was prepared by resin embedding, and the sample was scanned with a scanning electron microscope (trade name “JSM_6100” manufactured by JEOL Ltd.) for each t / 4 position of the L cross section for each sample. Five fields of view were photographed at a magnification of 2000x, and each photograph was subjected to an image analyzer (trade name “LUZEX-F” manufactured by NIRECO).
  • the particle size (the major axis is used for calculating the aspect ratio) is the maximum length connecting any two points on the outer periphery of the second phase that appear in each image.
  • the minor axis is the shortest distance between two points when the transformation generation phase image is sandwiched between two straight lines parallel to the maximum length.
  • 80 or more data (70% or more of photographic images) were collected per field of view for each photographic image, and the average value was obtained.
  • Table 2 collectively shows the manufacturing conditions, the tensile properties of the obtained steel sheet, the average particle size of the low-temperature transformation generation phase, and the aspect ratio (minor axis Z major axis ratio).
  • steel types 18 to 26 are comparative examples lacking any of the requirements defined in the present invention, and the target performance level and deviation are insufficient as follows.
  • Steel No. 19 has high strength because the Mn content exceeds the specified range, but the variation in the particle size of the low-temperature transformation product phase is large and the average particle size exceeds the specified value. I'm not getting sex. Steel grade 20 lacks the amount of C, so the low-temperature transformation phase is insufficient in strength, and the strength / ductility balance is poor. In steel type 21, the Mn content is insufficient, so that sufficient strength cannot be obtained due to insufficient solid solution strengthening, and the average grain size of the low-temperature transformation phase is large and the ductility is poor.
  • the chemical composition satisfies the specified requirements, but the second stage heating temperature is inappropriate among the manufacturing conditions, so the grain size of the low-temperature transformation product phase is coarse and the aspect ratio reaches the specified value. Therefore, ductility is low and strength X elongation balance is also poor.
  • Steel type 23 has an excessive amount of microalloy elements such as Ti and high strength, but a large amount of carbide precipitates at the grain boundaries, resulting in a significant reduction in elongation.
  • the Si content exceeds the specified range, so the ferrite fraction becomes too high and sufficient strength is not obtained.
  • grade 25 the aspect ratio of the low-temperature transformation phase did not reach the specified value because the Si content was insufficient, and the elongation was poor and the strength X elongation balance was poor.
  • steel type 26 the C content is too high, so the fraction of the low temperature transformation product phase becomes too high and hardens too much, resulting in a marked decrease in ductility and poor spot weldability.
  • Steel type 18 has the same steel composition as steel type 4.
  • the first stage heating conditions during production are not appropriate, so the average grain size of the low-temperature transformation product phase exceeds the specified value and the aspect ratio is also low. Compared with steel grade 4, strength X ductility balance is poor.
  • Figure 1 shows the effect of the Mo addition amount of the test steel on the strength X elongation (TS X E1) balance and the aspect ratio of the low temperature transformation phase based on the experimental data shown in Tables 1 and 2 above. It is the graph shown. As is clear from this graph, there is considerable variation depending on the target strength level, but when a small amount of Mo is added in the range of 0.02-0. The aspect ratio of the film shows a relatively high value, and since this influences the force, the TS X E1 balance also shows a high value in the Mo addition region. However, if the amount of Mo added exceeds 0 ⁇ 20%, it can be confirmed that these effects are greatly diminished.
  • Fig. 2 is a cross-sectional structure photograph (magnification: 2000 times) of the steel type obtained in the above example.
  • Fig. 1 (A) is steel type 8 (material of the present invention)
  • Fig. 1 (B) is steel type 9 (Invention material)
  • Fig. 1 (C) shows steel grade 18 (comparative material).
  • the whitish islands appear in the low temperature transformation phase and the ferrite grain boundaries appear in the Itada string.
  • FIGS. 1 (A) and 1 (B) has a low-temperature transformation phase compared to the comparative material shown in FIG. 1 (C). It can be seen that the size of the whole is short and almost uniform, and is evenly distributed throughout. Note that the area fraction of the low-temperature transformation phase is quite different in Fig. 1 (A) and Fig. 1 (B). This area fraction can be adjusted especially by the cooling conditions after heating. If high strength is required, the fraction of the low-temperature transformation product phase can be increased by adopting a relatively rapid cooling condition. When emphasis is placed on workability, the quenching conditions can be relaxed and the fraction of the low-temperature transformation formation phase can be kept relatively low.

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Abstract

　本発明は、例えば５９０～９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有し、且つ加工性が良好で自動車用などとして有用な高強度鋼板を提供する。本発明の高強度鋼板は、Ｃ：０．０３～０．２０％（化学成分の場合は質量％を表す、以下同じ）、Ｓｉ：０．５０～２．５％、Ｍｎ：０．５０～２．５％を満足し、好ましくは更にＭｏ：０．０２～０．２％を満足し、金属組織がフェライトと低温変態生成相で構成され、該低温変態生成相の平均粒径は３．０μｍ以下で且つ粒径３．０μｍ以下のものが該低温変態生成相の５０面積％以上を占め、該低温変態生成相の平均アスペクト比が０．３５以上である。

Description

明 細 書
加工性に優れた高強度鋼板
技術分野
[0001] 本発明は、優れた加工性を有すると共に、例えば 590〜980MPa級以上の引張強 度を有し、 自動車用などとして有用な高強度鋼板に関するものである。
背景技術
[0002] 近年、 自動車などの車体重量の軽量化による燃費の低減や、衝突時の安全性確 保などを目的として高強度鋼板の需要はますます増大している。それに伴って、特に 自動車の骨格部材として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバーやビラ 一などの構造材などを始めとして、従来の 590MPa級から 980MPa級以上の高強 度鋼板が求められる様になっている。また最近では、防鲭性の向上に対する要望も 強ぐ高強度と防鲭性を兼備させるため、亜鉛めつきを施した高強度鋼板の需要も増 大している。
[0003] 更に自動車用に適用する場合、強度や防鲭性だけでなく自動車構造部材への成 形加工性も重要な要求特性となってくる。しかし、強度と成形加工性の間にはトレー ドオフの関係があり、高強度化は同時に加工性の劣化を伴う。
[0004] こうした状況の下で、鋼材の高強度化を果たしつつ加工性を改善すベぐフェライト
+オーステナイト二相域に加熱した後の冷却パターンを制御することで、オーステナ イトをマルテンサイト変態させて複合組織を得る方法が開発され、この様な複合組織 鋼板は連続焼鈍ラインでも製造可能になっている。
[0005] 例えば特許文献 1には、フェライト +マルテンサイト複合組織鋼板を得る方法が開 示されており、この方法によれば、高加工性と共に超高強度の鋼板が得られると記載 されている。また特許文献 2では、フヱライト +マルテンサイト複合組織中のマルテン サイトの体積率と粒径、更にはマルテンサイトの生成サイトや分布形態、分布間隔を 規定することで、高強度で耐時効性に優れた高延性亜鉛めつき鋼板を得ている。
[0006] しかし、上記特許文献 1では、熱間圧延された鋼板を再結晶焼鈍'焼戻し処理する 前に、 600°C以上、 Ac点以下の温度で熱処理してから酸洗を行っており、熱処理 工程の付カ卩による生産性の低下とコストアップという現実的な問題がある。
[0007] また特許文献 2では、用いる鋼材の C含量を 0. 005-0. 04%と定めているが、 C 含量が少なくなると高強度化を得るためのマルテンサイトが減少するため、 590MPa 級以上の強度は得られ難い。この文献 2によれば、強化元素として Moを多量添加す ると、それなりの高強度は得られるものの、素材コストの上昇が避けられない。
特許文献 1 :特開 2005— 213603号公報
特許文献 2：特開 2005— 29867号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0008] 本発明は上記の様な従来技術に鑑みてなされたものであり、その目的は、 Moの様 な高価な合金元素を多量添加することなぐ 自動車用構造部品などとして有用な 59 OMPa級以上、更には 980MPa級以上の引張強度を有し、加工性にも優れた高強 度鋼板を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0009] 上記課題を解決するため、本発明の高強度鋼板は、
C : 0. 03〜0. 20% (化学成分の場合は質量％を表す、以下同じ）、
Si : 0. 50〜2. 5%、
Mn: 0. 50〜2. 5%、
を満足し、
金属組織がフェライトと低温変態生成相で構成され、該低温変態生成相の平均粒 径は 3. O x m以下で且つ粒径 3. O x m以下のものが該低温変態生成相の 50面積 %以上を占め、該低温変態生成相の平均アスペクト比が 0. 35以上であることを特徴 とする。
[0010] 本発明の上記鋼材は、要求特性に応じて更に、
Mo : 0. 02〜0. 2%
を含有させることができ、あるいは更に、
Ti: 0. 01〜0. 15%、
Nb : 0. 01〜0. 15%、 Cr : 0. 01〜0. 5%、
V: 0. 001〜0. 15%
よりなる群から選択される少なくとも 1種を含有させることも有効である。
発明の効果
[0011] 本発明によれば、上記の様に鋼材の化学成分を特定すると共に、金属組織をフエ ライトと低温変態生成相からなる複合組織とし、特に該低温変態生成相のサイズを極 力小さぐ且つ短径/長径比で規定されるアスペクト比を平均値で 0. 35以上とする ことで、高強度化の要望を満たしつつ加工性にも優れた鋼板を比較的安価に提供で きる。
図面の簡単な説明
[0012] [図 l]Mo添加量が供試鋼材の強度 X伸び (TS X E1)バランスと低温変態生成相の アスペクト比に及ぼす影響を示すグラフである。
[図 2]実験例で得た鋼板の断面組織写真 (倍率 2000倍)である。
発明を実施するための最良の形態
[0013] 本発明者らは前述した様な解決課題の下で、複合組織鋼板に焦点を絞って、強度 と加工性を共に改善すベぐ鋼材の化学成分と金属組織、中でも低温変態生成相の 形態に主眼を置いて改質研究を重ねた結果、上記本発明に想到した。
[0014] 以下、本発明で規定する鋼材の化学成分や金属組織の設定理由を明らかにする と共に、該金属組織を得るための有用な方法について説明を進める。
[0015] まず、鋼材の化学成分を定めた理由について説明する。
[0016] C : 0. 03%以上、 0. 20%以下
Cは、高強度を確保する上で重要な元素であり、しかも低温変態生成相の量や形 態を変化させ、加工性の要因となる伸びや穴拡げ性にも影響を及ぼす。 C含量が 0. 03%未満では 590MPa以上の強度を確保するのが困難になり、また多過ぎると、加 ェ性が低下するほかスポット溶接性も悪くなるので、多くとも 0. 20%以下に抑えるベ きである。 Cのより好ましい含有量は 0. 05%以上、 0. 17%以下である。
[0017] Si : 0. 50〜2. 5%
Siは、固溶強化元素として有効に作用する他、含有量が多くなるにつれてフェライ ト分率を高め、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織鋼板では高強度化と共に 伸びを高める作用も発揮する。こうした効果は 0. 50%以上で有効に発揮されるが、 多過ぎると熱間圧延時に Siスケール量が増えて鋼板の表面性状を劣化させる他、化 成処理性にも悪影響を及ぼすので、 2. 5%以下に抑えねばならなレ、。 Siのより好ま しい含有量は 0. 7%以上、 1. 8%以下である。
[0018] Mn: 0. 50〜2. 5%
Mnは、連続焼鈍ラインでの均熱処理時にオーステナイトを安定化し、冷却過程で 生成する低温変態生成相の特性に顕著な影響を及ぼすほか、固溶強化元素として フェライトの強化に不可欠の元素であり、少なくとも 0. 50%以上、より好ましくは 0. 6 0%以上含有させるのがよい。しかし多過ぎると、鋼の溶製が困難になるばかりか、加 ェ性ゃスポット溶接性に顕著な悪影響が生じてくるので、多くとも 2. 5%以下、より好 ましくは 2. 3%以下に抑えるのがよい。
[0019] 本発明鋼材の基本成分は上記 C, Si, Mnであり、残部は実質的に鉄と鉄源 (鉄鉱 石など)や溶製時の副原料 (脱酸材など）、更にはスクラップ等に由来して混入する不 可避不純物であり、具体的には P, S, Al, Nなどが挙げられる。これらは、何れも非 金属系介在物源となって強度や加工性に悪影響を及ぼすので、不可避不純物量、 一般的には概ね P : 0. 02%程度以下、 S : 0. 005%程度以下、 A1 : 0. 1 %程度以下 、N : 0. 01 %程度以下に抑えるべきである。
[0020] 本発明では、上記成分系の鋼で基本的には後述する金属組織を制御することで強 度と加工性を両立させる点に特徴を有している力 より好ましくは強度増進のため下 記の強化元素を適量含有させることができる。
[0021] Mo : 0. 02〜0. 20%
Moは、焼入れ性を高めて高強度化に有用な低温変態生成相の生成を促す元素 であり、その効果は 0. 02%以上添加することによって有効に発揮される。しかし、本 発明においてその添加効果が有効に発揮されるのは 0. 20。/oまでであり、それ以上 に添加してもその効果は飽和し、コストアップを招くば力 か加工性に悪影響を及ぼ す様になるので、多くとも 0. 20%以下、より好ましくは 0. 18%以下に抑えるのがよい [0022] Ti: 0. 01〜0. 15%、
Nb : 0. 01〜0. 15%、
Cr : 0. 01〜0. 5%、
V: 0. 001-0. 15%よりなる群から選択される少なくとも 1種
これらの元素は、何れも鋼の高強度化に寄与する点で同効元素である。このうち特 に Tiは、炭化物や窒化物などの析出物を形成して鋼を強化すると共に、結晶粒を微 細化して降伏強度を高める作用も有している。更に、フェライト中に少量固溶し、冷却 過程でのベイナイト変態を抑える作用も発揮する。これらの作用は、 Tiを 0. 01%以 上 (好ましくは原子比で「Ti>4N」を満たしつつ）添加することで有効に発揮されるが 、その効果は 0. 15%程度で飽和するので、それ以上の添加は経済的に無駄である
[0023] Crも焼入れ性を高めて高強度化に有用な低温変態生成物の生成を促す作用を有 しており、その効果は 0. 01 %以上、より好ましくは 0. 03%以上添加することで有効 に発揮される。し力、しその効果は 0· 5%で飽和するので、それ以上の添加は経済的 に無 I*:である。
[0024] Nb, Vは、いずれも微量の添加で金属組織を微細化し、靭性を損なうことなく高強 度化を増進する作用を有しており、更には上記 Tiと同様にフェライト中に少量固溶し て、急冷過程でのベイナイト変態を抑制する作用も発揮する。こうした作用は、各々 0 . 01 %以上添加することで有効に発揮される力 S、その効果は 0· 15%で飽和するの で、それ以上の添加は経済的に無駄である。
[0025] 次に、鋼材の金属組織について説明する。本発明の鋼材は、フェライトと低温変態 生成相からなる複合組織を有し、低温変態生成相は、平均粒径が 3. O z m以下であ り、且つ粒径 3. O x m以下のものが 50%面積以上を占め、平均アスペクト比が 0. 35 以上のものである。
[0026] 本発明において「低温変態生成相」とは、荒木ら（「鋼のベイナイト写真集— 1」日本 鉄鋼協会より 1992年 6月 29日発行、第 1〜2頁）によって定義される低温変態組織、 即ちマルテンサイト、ベイナイト、擬似パーライトをいう。これら低温変態生成相のうち 、主としてマルテンサイトからなる第 2相の比率は面積率で 10%以上、 80%以下が 好ましぐより好ましくは 20%以上、 70%以下である。また、高延性で加工性に優れ た複合組織鋼板を得るには、第 2相中のマルテンサイト組織を 90%面積以上とする のがよい。
[0027] 上記低温変態生成相は、平均粒径が 3. 0 μ m以下で、且つ 3. 0 μ m以下のもの 力 0面積％以上でなければならず、 3. 0 111以上の粗粒物が50面積％を超ぇると 延性が低下し、満足のレ、く加工性が得られなくなる。強度と加工性を両立させるうえ でより好ましい低温変態生成相は、平均粒径が 2. 5 z m以下で粒径 3. 0 z m以下の ものが 65面積％以上を占めるものである。
[0028] 更に上記低温変態生成相は、平均アスペクト比が 0. 35以上でなければならず、 0 . 35未満では延性不足となり、満足のレ、く加工性が得られなくなる。より好ましくは 0. 45以上、更に好ましくは 0. 55以上である。
[0029] 上記低温変態生成相の粒径やアスペクト比は、例えば図 1 (A)， (B)， (C)に示す 如ぐ供試鋼板の L方向断面を樹脂坦め込み法によりサンプリングし、該断面の t/4 位置 (tは板厚)を走査型電子顕微鏡（日本電子社製の商品名「JSM— 6100」）によ り、サンプノレ毎に 5視野を倍率 2000倍で写真撮影し、各写真を画像解析装置 (NIR ECO社製の商品名「LUZEX— F」 )にかけて、第 2相（低温変態生成相）の粒径とァ スぺタト比（短径 /長径比）を求めた。
[0030] ここで言う粒径（アスペクト比を算出する際には長径とする）とは、各画像に現れる各 第 2相の外周の任意の 2点を結ぶ最大長さをいう。また短径とは、上記最大長さに平 行な 2本の直線で当該変態生成相の画像を挟んだ時の 2点間の最短距離をいう。な お第 2相が 2個あるいは 3個以上連結している場合は、連結部の中間位置で分断し て短径、長径を求める。そしてアスペクト比については、各写真画像の 1視野当りに 8 0個以上（写真画像の 70%以上）のデータを採取してその平均値を求めた。
[0031] 本発明でいう上記低温変態生成相の粒径や分布状態とは、一般の高炭素鋼でみ られる球状化焼鈍における炭化物の粒径や分布状況とは異なる。例えば特開 2003 — 147485号公報ゃ特開平 2— 259013号公報には、炭化物の球状化と加工性に ついて述べられているが、これらは、高炭素鋼を対象として打抜き加工性の改善を図 る改善技術であり、本発明で意図する低炭素鋼を対象とし自動車用骨格部材などに 適用する際のプレス成形性の改善技術とは本質的に異なる。
[0032] 次に、本発明で定める上記低温変態生成相の粒径ゃスぺタト比を得るための製造 条件に格別の制限はなぐ一般的な鋼板の製造手順、例えば、連続铸造→熱間圧 延→酸洗→冷間圧延→連続焼鈍の中で、加熱温度や昇温速度、保持温度、冷却開 始温度や冷却速度などを適正に制御すればよく、また溶融亜鉛めつき鋼板や合金化 溶融亜鉛めつき鋼板の場合は、連続溶融亜鉛めつきラインを含めて適正な温度制御 を行なえばよいが、上述した低温変態生成相の好適性状を確保する上で最も重要と なるのは、熱間圧延、冷間圧延後の連続焼鈍における加熱条件や均熱条件、その 後の冷却条件、焼戻し条件であるので、以下、これらの熱処理条件を主体にして説 明をカ卩える。
[0033] 熱延後の 2段加熱：
本発明では、生産性を損なうことなぐオーステナイトの安定化に必要な Cや Nをォ ーステナイト相中に十分濃化させて低温変態生成相の微細析出を増進させるため、 先ず 2〜5°C/sの速度で 200〜700°Cまで加熱（第 1段加熱）した後、 l〜2°C/sの 速度で 780°C以上に加熱（第 2段加熱)するのがよい。一定の速度で加熱する 1段加 熱を採用することも可能であるが、この様な 2段加熱法を採用すれば、 Cや Nの濃化 をより短時間で効率よく進めることができるので好ましい。
[0034] Ac点以上のフェライト +オーステナイト二相域での均熱：
フェライトと主な低温変態生成相であるマルテンサイトとからなる複合組織を確実に 得るには、 780°C以上に加熱するのがよぐ加熱温度の上限は特に存在しないが、 オーステナイト粒の粗大化を抑えて低温変態生成相の粒径を小さくするには、 900 °C以下に抑えるのがよい。すなわち、 Acl点以上のフェライト +オーステナイト二相 域である 780〜900°Cで均熱するのがよい。保持時間は特に制限されないが、 1分 以上の保持で十分に均熱され、フェライト +オーステナイト二相組織が得られる好ま しい保持時間は 3〜5分程度で、 10分以上は無駄である。
[0035] 均熱後の冷却：
上記均熱後の冷却で効率よく所定の低温変態生成相を生成させるには、上記均熱 温度から 500〜700°Cまでの間を平均冷却速度 2°C/s以上で冷却（第 1段冷却）し 、次レ、で所定の冷却停止温度 (Ts： 60°C程度以下）までを 50〜2000°C/sの速度 で冷却（第 2段冷却）するのがよい。第 1段冷却の速度が 2°C/s未満では、冷却に時 間力 Sかかるので設備的にも生産性の点でも不利であり、好ましくは 5°C/s以上で冷 却するのがよい。また、第 1段冷却時の温度が 700°Cを超えると、組織の全てがマル テンサイトになって延性が極端に劣化する恐れがあり、また 500°C未満になると、マ ルテンサイトの面積率が 10%未満となって高強度化の目的が果たせなくなる。
[0036] また第 2段冷却の速度が 50°CZs未満では、良質のフェライト +低温変態生成相の 複合組織が得られ難くなる他、鋼板温度の制御や設備コストの問題が生じてくる。第 2段冷却速度の上限は特に存在しないが、実操業性を考えると 2000°C/s程度が上 限と考えられる。
[0037] 焼戻し：
均熱ののち上記の条件で冷却した後は、 0. 5〜4°CZsの速度で 100°C以上、 550 °C以下の温度まで昇温して焼戻しを行うのがよレ、。この時の昇温速度を 0. 5°C/s未 満に抑えることは生産性の点で得策でなぐまた温度が 100°C未満では焼戻しの目 的が果たせず、 550°Cを超えると強度 X延性バランスが著しく低下する。焼戻しの保 持時間は 1分以上で十分であるが、より確実には 5分以上とするのがよい。 10分以上 は全く無駄である。焼戻しの後は、生産性を考慮して l°C/s程度以上で冷却すれば よぐ上限は特に制限されないが 250°C/s程度までが適切である。
[0038] 本発明の高強度鋼板は上記の様に化学成分の特定された鋼材を使用し、且つ冷 却条件や保持条件などを含めて適正な熱処理条件を採用することで低温変態生成 相の形態を適正に制御することにより、優れた加工性を確保しつつ 590MPa級以上 、更には 980MPa級以上の高強度を満足する、 自動車用などとして有用な高強度鋼 板を提供できる。
実施例
[0039] 以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実 験例によつて制限を受けるものではなぐ前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に 変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含ま れる。 [0040] 実験例
表 1に示す成分組成の鋼材を溶製し、連続铸造によりスラブとした後、 1150°Cまた は 1250°Cで保持し、仕上げ温度 800〜950°Cで厚さ 2. 6mmまで熱間圧延してか ら 480°Cで卷き取って熱延鋼板とした。この熱延鋼板を、酸洗ののち冷延率 56%で 厚さ 1. 2mmまで冷間圧延した後、表 2に示す条件で連続焼鈍ラインに通し、あるい は連続式溶融亜鉛めつきラインに通して鋼板を得た。表 2中、鋼種:!〜 11は冷延鋼 板、鋼種 12〜： 17は溶融亜鉛めつき鋼板である。鋼種 18〜26は、鋼材成分が不適 切である力 或は製造条件が不適切で金属組織が規定要件を欠く比較例である。
[0041] 得られた各鋼板にっレ、て、 JIS 5号試験片を用いた引張試験により弓 I張強さ (TS) と伸び (E1)を測定し、強度—延性バランス (TS X E1)を求めた。
[0042] 金属組織については、 L方向断面を樹脂埋め込み法によりサンプル作製し、走查 型電子顕微鏡（日本電子社製の商品名「JSM_6100」）により、サンプル毎に L断面 の t/4位置について 5視野を倍率 2000倍で写真撮影し、各写真を画像解析装置（ NIRECO社製の商品名「LUZEX— F」 )にかけて、第 2相（低温変態生成相）の粒径 とアスペクト比（短径 /長径比）を求めた。ここで言う粒径（アスペクト比の算出に当つ ては長径とする）とは、各画像に現れる第 2相の外周の任意の 2点を結ぶ最大長さを いう。また短径とは、上記最大長さに平行な 2本の直線で当該変態生成相の画像を 挟んだ時の 2点間の最短距離をいう。そしてアスペクト比については、各写真画像の 1視野当りに 80個以上（写真画像の 70%以上）のデータを採取してその平均値を求 めた。
[0043] 表 2に、製造条件と得られた鋼板の引張特性、低温変態生成相の平均粒径、ァス ぺクト比 (短径 Z長径比）を一括して示す。
[0044] [表 1] v:.0sfcl>d 01 ππ-οοί OAV·
Figure imgf000012_0001
0046
Figure imgf000013_0001
※2)3. 0 m以下の粒径の低温変態生成相が低温変態生成相全体に占める割合
a級では 27. 5%以上、 780MPa級では 20. 8%以上、 980MPa級では 16%以上、 1180MPa級では 9%以上の伸び率を示しており、優れた強度 X伸びバランスを有し ていることが分かる。
[0048] これらに対し鋼種 18〜26は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であ り、次の様に目標性能のレ、ずれかが不十分である。
[0049] 鋼種 19は Mn量が規定範囲を超えるため、高い強度は得られているものの、低温 変態生成相の粒径のバラツキが大きくて平均粒径が規定値を超えており、十分な延 性が得られていなレ、。鋼種 20は C量が不足するため低温変態生成相が強度不足で 、強度に対して延性も乏しぐ強度 X延性バランスに欠ける。鋼種 21は Mn量が不足 するため固溶強化不足で十分な強度が得られず、しかも低温変態生成相の平均粒 径が大きくて延性も乏しい。鋼種 22は、化学成分は規定要件を満たしているが、製 造条件のうち第 2段加熱温度が不適切であるため、低温変態生成相の粒径が粗大 で且つアスペクト比も規定値に達していないため、延性が低く且つ強度 X伸びバラン スも悪い。
[0050] 鋼種 23は、 Tiなどのマイクロアロイ元素量が過多であり、強度は高いものの、多量 の炭化物が粒界に析出して伸び率が大幅に低下している。鋼種 24は Si含量が規定 範囲を超えるため、フェライト分率が高くなり過ぎて十分な強度が得られていない。鋼 種 25は、 Si含量が不足するため低温変態生成相のアスペクト比が規定値に達して おらず伸びが劣悪で強度 X伸びバランスが悪レ、。鋼種 26は、 C含量が多過ぎるため 低温変態生成相の分率が高くなり過ぎて硬化し過ぎとなり、延性が著しく低下すると 共にスポット溶接性も劣悪となる。
[0051] 鋼種 18は、鋼組成は鋼種 4とほぼ同じである力 製造時の第 1段加熱条件が適切 でないため、低温変態生成相の平均粒径が規定値を超えると共にアスペクト比も低 いため、鋼種 4に比べると強度 X延性バランスが悪い。
[0052] 図 1は、上記表 1 , 2に示した実験データを基に、供試鋼材の Mo添加量が強度 X 伸び (TS X E1)バランスおよび低温変態生成相のアスペクト比に与える影響を示した グラフである。このグラフからも明らかな様に、 目標強度レベルによってかなりのバラ ツキは見られるが、 Moを 0. 02-0. 2%の範囲で微量添加すると、低温変態生成相 のアスペクト比が相対的に高い値を示し、これが影響するため力、該 Mo添加領域で TS X E1バランスも高い値を示いている。し力し、 Mo添加量が 0· 20%を超えると、こ うした効果が大幅に減退することを確認できる。
[0053] また図 2は、上記実施例で得た鋼種の断面組織写真 (倍率： 2000倍）であり、図 1 ( A)は鋼種 8 (本発明材）、図 1 (B)は鋼種 9 (本発明材）、図 1 (C)は鋼種 18 (比較材） である。これらの図において、白っぽく島状に現われているのが低温変態生成相であ り、糸田く紐状に現われているのはフェライト粒界である。
[0054] これらの図を比較すれば明ら力、な様に、図 1 (A)、図 1 (B)の本発明材は、図 1 (C) の比較材に比べて低温変態生成相のサイズが全体的に短尺かつほぼ均一で、全体 に満遍なく分布していることが分かる。尚、図 1 (A)と図 1 (B)では低温変態生成相の 面積分率がかなり違っている。この面積分率は、特に加熱後の冷却条件によって調 整することが可能であり、高強度が求められる場合は相対的に急冷条件を採用する ことで低温変態生成相の分率を高めればよぐ加工性が重視される場合は急冷条件 を緩和して相対的に低温変態生成相の分率を低めに抑えればよい。

Claims

請求の範囲
[1] C:0.03〜0.20% (化学成分の場合は質量％を表す、以下同じ)、
Si:0.50〜2.5%、
Mn:0.50〜2.5%、
を満足し、
金属組織がフェライトと低温変態生成相で構成され、該低温変態生成相の平均粒 径は 3.0 μΐη以下で且つ粒径 3.0 μΐη以下のものが該低温変態生成相の 50面積 %以上を占め、該低温変態生成相の平均アスペクト比が 0.35以上であることを特徴 とする高強度鋼板。
[2] Mo:0.02〜0.2%をさらに含むことを特徴とする請求項 1に記載の高強度鋼板。
[3] Ti:0.01〜0.15%、
Nb:0.01〜0.15%、
Cr:0.01〜0.5%、
V:0.001〜0.15%
よりなる群から選択される少なくとも 1種をさらに含むことを特徴とする請求項 1に記載 の高強度鋼板。
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