JP3569307B2

JP3569307B2 - High strength composite structure cold rolled steel sheet having excellent workability and a tensile strength of 45 to 65 kgf / mm2, and a method for producing the same

Info

Publication number: JP3569307B2
Application number: JP176194A
Authority: JP
Inventors: 学高橋; 一夫小山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1994-01-12
Filing date: 1994-01-12
Publication date: 2004-09-22
Anticipated expiration: 2019-09-22
Also published as: JPH07207413A

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は自動車、建築、電機などの産業分野で使用される加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。さらに詳しくは、４５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上６５ｋｇｆ／ｍｍ^２以下の引張強さをもつ加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の快適性、安全性に加えて車体の軽量化に対する要求が大きくなってきている。これは地球規模で考えた省エネルギーおよび環境問題に対する要求であり、軽量化による車両燃費の向上とＣＯ_２などの有害排気ガスの減少をその目的としている。このような目的を達成させるためには車体構造に利用される材料の強度を向上させその材料厚みを減少させるか、新たな低比重の材料を用いることなどが必要である。
【０００３】
新たな低比重材料（例えばＡｌ、Ｍｇ等）を利用する場合、価格、安定供給量の観点から、従来車体構成材料の中心として利用されてきた鋼板と共存状態での利用が前提となると考えられる。この場合に最も問題となるのはスクラップのリサイクルであり、他材料と混合した鋼板スクラップはその後の利用では多くのエネルギー、コストを費やして再利用される必要がある。従って地球全体としてのエネルギーミニマム、環境保持を目指す上では特殊な部位を除いては、単一材料（すなわち鋼材）での軽量化対策が非常に重要となり、鋼材のより一層の高強度化が期待されている。
【０００４】
上記要求に加えて、車体構成部位の一体成形は、製造工程の簡略化、連続化のために重要な技術的要請と考えられる。このような近代化されつつある成形工程で用いられる鋼材の中で、特に薄鋼板を考えると、良好な成形性を有することがその鋼板の選択基準となる。薄鋼板の成形性の良否は、伸び、ランクフォードの塑性歪比（ｒ値）、加工硬化指数（ｎ値）や降伏強度で判断され、複雑な部品の一体成形のためには伸びやｎ値が高いことが一つの必要条件となる。
【０００５】
伸びやｎ値の大きな鋼板の例としては、従来フェライトとマルテンサイト２相組織のＤｕａｌＰｈａｓｅ（ＤＰ）鋼が知られている。ＤＰ鋼は特公昭５６−１８０５１号公報や特公昭５９−４５７３５号公報などで示されているように５０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ^２で最大３０〜３５％程度の全伸びを得ることができる。しかしながら従来比較的低強度（３５〜４５ｋｇｆ／ｍｍ^２）の薄鋼板が用いられている様な複雑な加工を要求される部位への適用では十分な強度−延性バランスとは言い難い。
【０００６】
この材質をさらに向上させるための方法として最近、フェライト、ベイナイトおよびオーステナイトの混合組織（もしくは一部マルテンサイトを含む）をミクロ組織として持つ高強度複合組織鋼板が提案されている。この鋼板は室温で残留しているオーステナイトが成形時にマルテンサイトに変態することによって高い延性を示す「変態誘起塑性」を利用するものである。変態誘起塑性を利用した鋼はＴＲＩＰ鋼として知られているように、例えばＺａｃｋａｙら（Ｖ．Ｆ．Ｚａｃｋａｙら：Ｔｒａｎｓ．ＡＳＭｖｏｌ．６０（１９６７）２５２）が示すように７０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上で最大９０％程度の高延性が達成されている。しかしながら、この様なＴＲＩＰ鋼は高価な合金元素を大量に添加する必要があるなど必ずしもここでの要求に合致しない。この様な問題を解決したものとして、特開昭６１−１５７６２５号公報に自動車用鋼板の様な大量生産が前提となる廉価な用途に合致した薄鋼板の製造方法が示されている。この先願発明で述べられている技術は、Ｓｉの添加によって炭化物の析出を抑制し、低温でのフェライト変態（ベイナイト変態）を進行させることによって、未変態オーステナイト中に効果的に炭素を濃化させ、オーステナイトを安定化させるものである。これらの従来技術は引張強さＴＳ＞６５ｋｇｆ／ｍｍ^２の高強度鋼板に関するものが大部分であるが、自動車用の鋼板として利用される場合には一般にプレス成形法が利用されることから、ポンチ・ダイスの型の摩耗や形状凍結性、プレス機本体の荷重能力等から積極的に利用されるには到っていないのが現状である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
ＳｉとＭｎの添加により鋼材中のオーステナイトの安定化をはかり、ＴＳが６５ｋｇｆ／ｍｍ^２以下の低強度のＴＲＩＰ鋼を製造する方法については報告されているが、例えば特開平１−１６８８１９号公報ではＳｉを２重量％以上添加した０．０８重量％Ｃ鋼で残留オーステナイト量を１２％としたＴＳ＝６２ｋｇｆ／ｍｍ^２の鋼板が製造されるとしているが、この鋼の炭素量で１２％のオーステナイトを残留させた場合には残留オーステナイト中のＣ濃度は最高でも０．６７重量％となり、加工に対する安定性が非常に低くなり、安定して高加工性を得ることは困難である。また、特開昭６４−２５９２１号公報ではＳｉとＭｎを共に１重量％以上含む場合のみ報告されており、ＴＳ≦６５ｋｇｆ／ｍｍ^２の強度範囲のＴＲＩＰ鋼およびその製造方法には言及していない。従って、加工安定性に優れた残留オーステナイトを含み良好な加工性を示す４５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上６５ｋｇｆ／ｍｍ^２以下の強度の鋼板とその製造方法を規定する合金添加や製造方法については未だ不明である。
【０００８】
本発明は、合金添加量および組み合わせを適正に選択し、最適のミクロ組織にコントロールすることによって効率よく引張強さが４５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上６５ｋｇｆ／ｍｍ^２以下の加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板とその製造方法を提供することを目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らはＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒを添加した種々の鋼に対して、成分および製造条件が加工性に及ぼす影響について調査した。その結果、下記の要旨の本発明によって上記の目的が達成できることを見出した。
（１）重量％で、
Ｃ：０．０４％以上０．２３％以下
Ｓｉ：２．５％以下
Ａｌ：０．２０％以上２．０％以下
Ｍｎ：２．０％以下
Ｃｒ：０％以上２．０％以下
の範囲で、
Ｃｅｑ＝％Ｃ＋０．０６３５％Ｓｉ＋０．０２４７％Ｍｎ＋０．０１２３％Ｃｒで表現される炭素当量Ｃｅｑが０．１１重量％以上０．２５重量％以下であり、且つＡｌとＳｉの和が０．６重量％以上で、
Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋０．５２％Ｃｒ
で表現されるＭｎ当量Ｍｎｅｑが０．６重量％以上、２．５重量％以下であり、さらに不可避的な不純物からなる鋼において、最終的なミクロ組織をフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相もしくは一部マルテンサイトを含む４相とし、主相であるフェライトの占積率を６０％以上、マルテンサイトの占積率を３％以下、オーステナイトの占積率をＣ重量％で除した値が３５以上１１０以下であることを特徴とする加工性に優れた引張強さ４５〜６５ｋｇｆ／ｍｍ²の高強度複合組織冷延鋼板。
【００１０】
（２）主相であるフェライト粒の冷間圧延方向の粒径と板厚方向の粒径の比（長径／短径比）が１．２５以上１．８以下であることを特徴とする前項１記載の加工性に優れた引張強さ４５〜６５ｋｇｆ／ｍｍ²の高強度複合組織冷延鋼板。
（３）重量％で、
Ｃ：０．０４％以上０．２３％以下
Ｓｉ：２．５％以下
Ａｌ：０．２０％以上２．０％以下
Ｍｎ：２．０％以下
Ｃｒ：０％以上２．０％以下
の範囲で、
Ｃｅｑ＝％Ｃ＋０．０６３５％Ｓｉ＋０．０２４７％Ｍｎ＋０．０１２３％Ｃｒで表現される炭素当量Ｃｅｑが０．１１重量％以上０．２５重量％以下であり、且つＡｌとＳｉの和が０．６重量％以上で、
Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋０．５２％Ｃｒ
で表現されるＭｎ当量Ｍｎｅｑが０．６重量％以上、２．５重量％以下であり、さらに不可避的な不純物からなる鋼を、鋳造後一旦室温まで冷却するかもしくは冷却することなしに熱延し、３５０℃から７５０℃の範囲で巻取った後、３５〜８５％の冷延圧下率の冷延を施し、Ａｃ₁以上Ａｃ₃以下の温度に３０秒以上５分以下の時間加熱し、その後１℃／秒以上１０℃／秒以下の冷却速度で５５０℃以上６８０℃以下の温度まで冷却し、引き続いて１０℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で２５０℃以上５００℃以下まで冷却した後、３００℃以上５００℃以下の温度範囲で１５秒以上１５分以下保持し、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた引張強さ４５〜６５ｋｇｆ／ｍｍ²の高強度複合組織冷延鋼板の製造方法。
【００１１】
【作用】
以下に発明の各要素についての作用の詳細を述べる。
まず成分範囲規定の理由について述べる。
Ｃ：Ｃは他の高価な合金元素を用いることなくオーステナイトを安定化させ、室温で残留させるために利用する本発明で最も重要な元素の一つである。熱処理によってオーステナイトからフェライトへの変態を利用し、オーステナイト中の炭素濃度を高めることでオーステナイトの安定化がはかれるが、平均Ｃ量が０．０４重量％未満では最終的に得られる残留オーステナイト占積率が高々２〜３％であり十分なＴＲＩＰ効果が期待できないためにこれをＣ添加の下限とした。平均Ｃ量が増加するに従って得られる最大残留オーステナイト占積率は増加するが、鋼板の焼き入れ性も上昇するためにＣ＞０．２３重量％では他の合金添加元素をどの様に調整しても６５ｋｇｆ／ｍｍ^２以下の強度を得ることが困難となる。従ってこれをＣ添加の上限とした。
【００１２】
また、鋼板の強度を４５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、６５ｋｇｆ／ｍｍ^２以下とするためには合金添加元素量で補正したＣ当量が適正な範囲にあることが必要である。すなわち、合金元素添加量で補正した（１）式

が０．１１重量％以上０．２５重量％以下である時のみ上記の強度範囲の鋼板が得られることからこれをＣ当量の上限および下限とした。
【００１３】
Ａｌ、Ｓｉ：ＡｌとＳｉはオーステナイトを室温でも安定なほど炭素濃化させるために重要な添加元素であり、Ａｌは０．２０重量％以上含有するものとする。鋼板をフェライト／オーステナイト２相域に加熱し、冷却時にフェライト変態を進行させることによってオーステナイト中に炭素を濃化させることが本発明の技術の中心であるが、フェライト変態の進行と共に（従ってオーステナイト中の炭素濃度の上昇と共に）炭化物の生成が起こり易くなり、高温ではパーライト、低温では上部ベイナイトが生成されるようになり、オーステナイト中の全炭素量を減少させ、結果として残留オーステナイト量を減少させることとなる。ＡｌとＳｉはよく知られているように炭化物（ここではセメンタイト）に固溶しないために炭化物の生成を著しく遅らせる働きがある。これにより炭化物の形で炭素原子を浪費することなく効率よいオーステナイトへの炭素濃化を可能にする。この働きのためにはＡｌとＳｉの添加量の合計が０．６重量％以上であることが不可欠なのでこれをＡｌとＳｉの添加量の合計の下限とした。Ｓｉはこのときフェライト中に固溶し、フェライトを強化することから、不必要に多量の添加は鋼板の強度の不必要な上昇や加工性・靱性の劣化をもたらす。従ってその添加量を２．５％以下と限定した。またＡｌの場合にも不必要に多量の添加がなされた場合には加工性・靱性の劣化をもたらすことから添加量の上限を２．０重量％に制限した。Ａｌは鋼板の強度をほとんど上昇させないので（１）式のＣｅｑには含まれないが、Ｓｉは鋼板の強度を上げるので、他の添加元素との関係で（１）式を満足する量に制限する必要がある。
【００１４】
Ｍｎ、Ｃｒ：Ｍｎ、ＣｒもＳｉやＡｌ同様炭化物の生成を遅らす働きがあることからオーステナイトの残留に貢献する添加元素である。これに加えて、Ｍｎ、Ｃｒの添加はオーステナイトのマルテンサイト変態開始温度を低下させる。オーステナイトを室温で安定にするためには上述の通り炭化物の析出を抑えてオーステナイト中の炭素濃度を高めることが必要だが、同時にそのオーステナイトのマルテンサイト変態開始温度を低下させることも重要である。もしもマルテンサイト変態温度が室温よりも高温であれば、オーステナイトの一部は不可避的にマルテンサイトに変態し、鋼板の強度を上げると共に延性の劣化をもたらす。Ｍｎｅｑ＝％Ｍｎ＋０．５２％Ｃｒで表現されるＭｎ当量が０．６重量％未満の場合には残留オーステナイトを確保しつつマルテンサイトの生成量を３％以下に抑えることができないのでこれをＭｎ当量の下限とした。一方Ｍｎ当量が２．５重量％超の場合には鋼板強度を６５ｋｇｆ／ｍｍ^２以下とすることが困難であるためにこれをＭｎ当量の上限とした。ＣｒはＭｎにくらべて強化能力が小さいために本発明の目的としては利用し易い元素であるが、２．０重量％を超えて添加する場合には十分な量のオーステナイトを残留させる効果が飽和するばかりでなく経済的にも不利益が生じ、また主相であるフェライトの生成を抑制することから、これをＣｒ添加の上限とした。またＭｎも２．０重量％を超えて添加した場合にはフェライトの生成を不必要に抑制し、鋼板の強度上昇をもたらすことからこれをＭｎ添加の上限とした。
【００１５】
次に成分以外の各構成要素の作用の詳細について述べる。
ミクロ組織：本発明の鋼板は強度が４５〜６５ｋｇｆ／ｍｍ^２の比較的低強度のＴＲＩＰ鋼を対象にしていることから、軟質なフェライトを主相とすることが前提となる。最終的なミクロ組織にオーステナイトを残留させるためには、フェライト変態だけでは十分なＣ濃化が達成できないためにベイナイト変態を利用する。従って最終的なミクロ組織はフェライト＋ベイナイト＋オーステナイトの３相の混合組織となることが望ましい。しかしながらオーステナイトのマルテンサイト変態温度を室温以下にすることが困難な場合もあり、その場合には本発明の強度範囲で加工性を劣化させないためにはマルテンサイトの占積率を３％以下に制御することが必要であるのでこれをマルテンサイト占積率の上限とする。また、軟質なフェライトの占積率が６０％未満では鋼板の加工性が著しく劣化するためにこれをフェライト占積率の下限とした。最終組織に含まれる残留オーステナイト量は鋼板の加工性を大きく左右するが、同時にオーステナイトの加工安定性も鋼板の加工性を支配する因子の一つである。オーステナイトの加工安定性はオーステナイトのＭｓ温度で表現でき、Ｍｓが低温なほどオーステナイトは安定で、加工の後期に有効に働き鋼板の延性を向上させる。オーステナイトのＭｓを低下させるためにはＭｎ当量を上げることも重要であるが、オーステナイト中のＣ濃度を一定量以上に高めることも重要である。実製造工程では鋼に含まれるＣの内一部はフェライト中もしくは粒界での固溶Ｃとして、また一部はセメンタイトの様な炭化物として、さらには冷却中に生成したマルテンサイト中の固溶Ｃとして浪費されることから、添加したＣ全てをオーステナイトに濃化させることはできない。しかしながら、最終的に得られる最大残留オーステナイト量は鋼板の平均Ｃ濃度の増加と共に増加する。この時必要以上のオーステナイトを残留させると、オーステナイト中の平均的なＣ濃度が低くなり、オーステナイトの安定性を下げる。残留オーステナイト量をＣ量で除した値が１１０を超えるとオーステナイトの加工安定性が低下して鋼板の加工性を著しく劣化させることからこれを（オーステナイト占積率）／（％Ｃ）の上限とした。実験によるとオーステナイト中のＣ濃度は無制限に高めることはできない。濃化可能な範囲ではオーステナイト中のＣ濃度は高いほど鋼板の加工性は良好であることが確認されている。しかしながら上記の指標（オーステナイト占積率）／（％Ｃ）が３５未満になるほど残留オーステナイト占積率が低下した場合にはフェライト、ベイナイト、オーステナイト以外にマルテンサイトやセメンタイト等の硬質な生成物の量が増加し、結果として鋼板の加工性を著しく劣化させることから、これを上記指標の下限とした。
【００１６】
フェライト粒の長径／短径比：本発明の範囲内の冷延後焼純された鋼板はフェライトを主相とする。このフェライト粒の形状は、鋼板の冷間圧延方向の断面で観察した場合に圧延方向の平均粒径と板厚方向の平均粒径とによって特徴づけられる。この２つの粒径の比（フェライトの長径／短径比）は、冷間圧延方向断面のミクロ組織写真から圧延方向に平行な一定長さの直線で切断されるフェライト粒界の数ｎＬと板厚方向での同一長さの直線で切断されるフェライト粒界の数ｎＺとの比ｎＬ／ｎＺによって近似される。理由は明確ではないが、この値が１．２５未満の場合およ及１．８を超える場合には良好な強度−加工性のバランスが得られなかった。従ってこれらをフェライト粒の長径／短径比の上限と下限とする。
製造条件：以上の条件の範囲で成分を調整した鋼を鋳造した後、スラブを室温まで冷却しても冷却することなしに直接熱延しても本発明の範囲のミクロ組織と鋼板の特性が得られた。スラブを冷却することなしに熱延する場合には、熱延工程入り側でのスラブ温度に応じて加熱炉で温度調整を行ってもよい。熱延後の巻取り温度が３５０℃未満の場合には熱延鋼板の強度が高くなりすぎ、冷延の負荷を上昇させて生産性を低下させると共に、冷間途中での鋼板幅方向端部の割れ発生の原因ともなるのでこれを巻取り温度の下限とした。また巻取り温度が７５０℃を超えると熱延鋼板中のパーライトにＭｎ等のオーステナイト安定化元素が必要以上に濃化し、冷延後に行われる焼純工程でのフェライトの生成を阻害すると同時に、コイルの長手方向の材質バラツキの増加をもたらすことから、これを巻取り温度の上限とした。その後行われる冷延は冷延圧下率が３５％未満では均一な再結晶フェライト組織が得られず、材質のバラツキや異方性を大きくすることから、これを下限とした。また８５％超の冷延圧下率は冷延工程の負荷を必要以上に上げ、トータルとしてのコスト上昇をもたらすことからこれを上限とした。焼鈍工程ではＡｃ_１以上Ａｃ_３以下のフェライト＋オーステナイト２相域に加熱することで目的とした組織が得られる。Ａｃ_１未満では残留オーステナイトは全く得られず、Ａｃ_３超の加熱では冷却制御によるフェライト占積率コントロールが困難であるためこれらを下限、上限とした。２相域加熱後の冷却は２段階に分かれ、第１段階では徐冷によるフェライト変態の促進が図られる。しかしながら１℃／秒未満の冷却速度は実用上達成困難であるのでこれを下限とした。また１０℃／秒超では安定したフェライト変態促進が不可能であるためにこれを上限とした。これに引き続き行われる第２段の冷却はパーライトの生成を回避するために高速で行われる必要がある。１０℃／秒未満の冷却速度では冷却中にパーライト変態が進行し、オーステナイトの安定化に必要なＣを浪費して鋼板の加工性を劣化させるためにこれを下限とした。しかしながら２００℃／秒超の冷却速度は実用上達成困難であることからこれを上限とした。この冷却が２５０℃未満まで行われると未変態オーステナイトがマルテンサイト変態して鋼板を硬質化し、加工性を劣化させるのでこれを冷却終了温度の下限とした。また冷却停止温度が５００℃を超える場合にはセメンタイトを含むベイナイト変態が進行しパーライト生成の場合と同様にＣを浪費するのでこれを上限とした。この様な温度に冷却した後に、ベイナイト変態によるオーステナイトのＣ濃化促進を行わせる。ベイナイト変態のための温度は冷却停止温度と同一でもまたそれ以上でも最終的な鋼板の特性は変わらない。この時ベイナイト変態処理を３００℃未満で行うとマルテンサイトに近い硬質のベイナイトやマルテンサイトそのものが生成して鋼板の強度を必要以上に上昇させたると共にベイナイトの中にセメンタイト等の炭化物析出が起きてＣの浪費をすることからこれを下限とした。また５００℃を超える場合には上述の通りセメンタイトを含むベイナイト変態が進行しパーライト生成の場合と同様にＣを浪費するのでこれを上限とした。この温度範囲での保持は等温もしくはこの温度範囲での徐冷で行われる。この保持時間が１５秒未満の場合にはオーステナイトへのＣの濃化が十分ではなく結果としてマルテンサイト占積率が増加し、鋼板の強度を上げて加工性を劣化させることからこれを保持時間の下限とした。また保持時間が１５分超の場合にはＣ濃化したオーステナイトからのセメンタイト等の炭化物析出が起こり結果的には残留オーステナイト量を減少させ、且つ鋼板の強度を上げて加工性を劣化させるのでこれを上限とした。
【００１７】
【実施例】
表１に示す各鋼種に対し、熱間圧延した後、冷却、巻取（４２０〜７８０℃の範囲）を行った熱間圧延鋼板を冷延により１．０ｍｍ厚とした後焼鈍が施され、機械的性質調査、残留オーステナイトの定量が行われた。焼鈍条件は図１に示す通りである。焼鈍温度（Ｔｓ℃）、焼鈍時間（ｔｓ秒）、焼鈍後の徐冷（ＣＲＩ℃／秒）及び急冷（ＣＲ２℃／秒）、急冷開始温度（Ｔｑ℃）、急冷停止温度（Ｔｃ℃）、ベイナイト処理温度（Ｔｂ℃）、ベイナイト処理時間（ｔｂ秒）を種々変化させた。
【００１８】
焼鈍により得られた鋼板の機械的性質と焼鈍条件を表２、表３（表２のつづき−１）、表４（表２のつづき−２）、表５（表２のつづき−３）、表６（表２のつづき−４）、表７（表２のつづき−５）に示した。また同表中Ｖｆ％，Ｖｇ％，Ｖｍ％は鋼板中のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト占積率、Ｃｅｑ、Ｍｎｅｑは請求項１に示したＣ当量とＭｎ当量、ＣＯＬＤ％は冷延圧下率、ＣＴ℃は熱延巻取り温度、Ａｃ_１及びＡｃ_３は計算Ａｃ_１、Ａｃ_３の（℃温度）、径比は主相であるフェライト粒径の圧延方向と板圧方向の比である。また表中には、靱性が特に劣化した場合にはその欄に×を、従来材と同等の場合には○を示した。
【００１９】
同表より、本発明の条件を満たす鋼板（表中に本発明鋼と表示）は、４５〜６５ｋｇｆ／ｍｍ^２の範囲の強度を持ち、優れた破断伸びを有し、強度と破断伸びの積ＴＳ×Ｅ１が２２００ｋｇｆ／ｍｍ^２×％以上の良好な加工性と強度のバランスが達成されていることが分かる。
【００２０】
【表１】

【００２１】
【表２】

【００２２】
【表３】

【００２３】
【表４】

【００２４】
【表５】

【００２５】
【表６】

【００２６】
【表７】

【００２７】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば４５〜６５ｋｇｆ／ｍｍ^２の優れた延性を有する高強度鋼板の製造が可能となり、自動車の部品に適用することにより自動車車体軽量化に大きく貢献することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷延後の焼鈍熱サイクルの概念図である。[0001]
[Industrial applications]
The present invention relates to a high-strength composite-structure cold-rolled steel sheet having excellent workability and used in industrial fields such as automobiles, buildings, and electric machines, and a method for producing the same. More particularly, it relates to high-strength composite structure cold-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof having excellent workability with a 45 kgf / mm ² or more 65 kgf / mm ² or less in tensile strength.
[0002]
[Prior art]
2. Description of the Related Art In recent years, demands for weight reduction of a vehicle body in addition to comfort and safety of an automobile have been increasing. This is a demand for energy saving and environmental issues considered on a global scale, and aims at improving vehicle fuel efficiency by reducing the weight and reducing harmful exhaust gas such as CO ₂ . In order to achieve such an object, it is necessary to improve the strength of the material used for the vehicle body structure and reduce its thickness, or to use a new material having a low specific gravity.
[0003]
When using a new low specific gravity material (for example, Al, Mg, etc.), from the viewpoint of price and stable supply, it is considered that it is premised that it is used in a coexistence state with a steel plate which has been conventionally used as a main component of vehicle body components. . The most problematic in this case is the recycling of the scrap, and the scrap of the steel sheet mixed with other materials needs to be reused at the expense of much energy and cost. Therefore, it is very important to reduce the weight of a single material (ie, steel) except for special parts in order to minimize energy and maintain the environment as a whole Earth, and further strengthening of steel is expected. Have been.
[0004]
In addition to the above requirements, integral molding of vehicle body components is considered to be an important technical requirement for simplification and continuity of the manufacturing process. Among steel materials used in such a modern forming process, considering a thin steel plate in particular, having good formability is a selection criterion of the steel plate. The formability of thin steel sheets is judged by elongation, Rankford's plastic strain ratio (r-value), work hardening index (n-value) and yield strength, and elongation and n-value for integral molding of complex parts. Is one requirement.
[0005]
As an example of a steel sheet having a large elongation and a large n value, a dual phase (DP) steel having a two-phase structure of ferrite and martensite is conventionally known. DP steel can obtain total elongation of up to about 30% to 35% by 50~80kgf / mm ² as illustrated by like JP-B-56-18051 JP and Sho 59-45735. However, it is difficult to say that a sufficient strength-ductility balance is obtained when the steel sheet is applied to a part requiring complicated processing such as a thin steel sheet having a relatively low strength (35 to 45 kgf / mm ² ).
[0006]
As a method for further improving this material, a high-strength composite steel sheet having a microstructure of a mixed structure of ferrite, bainite, and austenite (or partially including martensite) has recently been proposed. This steel sheet utilizes "transformation-induced plasticity" that shows high ductility by transforming austenite remaining at room temperature into martensite during forming. Steels utilizing transformation-induced plasticity are known as TRIP steels. For example, as shown by Zackay et al. (VF Zackay et al .: Trans. ASM vol. 60 (1967) 252), at 70 kgf / mm ² or more. High ductility of up to about 90% has been achieved. However, such a TRIP steel does not always meet the requirements here, for example, it is necessary to add a large amount of expensive alloying elements. As a solution to such a problem, Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-157625 discloses a method of manufacturing a thin steel sheet suitable for an inexpensive use which is premised on mass production such as an automobile steel sheet. The technology described in the prior application invention suppresses the precipitation of carbides by adding Si and promotes ferrite transformation (bainite transformation) at a low temperature, thereby effectively enriching carbon in untransformed austenite. , To stabilize austenite. Most of these prior arts relate to high-strength steel sheets having a tensile strength TS> 65 kgf / mm ² , but when they are used as steel sheets for automobiles, a press forming method is generally used. -At present, the die has not been actively used due to the abrasion of the die mold, the shape freezing property, the load capacity of the press body, and the like.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
A method of producing a low-strength TRIP steel having a TS of 65 kgf / mm ² or less by stabilizing austenite in a steel material by adding Si and Mn has been reported. For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 1-168819 discloses a method. It is stated that a steel sheet of TS = 62 kgf / mm ² with a residual austenite amount of 12% is manufactured from a 0.08% by weight C steel to which 2% by weight or more of Si is added. When C is left, the C concentration in the retained austenite is at most 0.67% by weight, and the stability to processing is extremely low, and it is difficult to stably obtain high workability. Japanese Patent Application Laid-Open No. 64-25921 reports only the case where both Si and Mn contain 1% by weight or more, and does not refer to a TRIP steel having a strength range of TS ≦ 65 kgf / mm ² and a method for producing the same. . Therefore, it is still unclear alloying and manufacturing method prescribed steel sheet processing stability excellent residual comprise austenite good showing the workability 45 kgf / mm ² or more 65 kgf / mm ² or less of the intensity and its manufacturing method .
[0008]
The present invention is properly select the amount and combination additive alloy, high-strength composite structure efficiently tensile strength by controlling the optimum microstructure and excellent 45 kgf / mm ² or more 65 kgf / mm ² or less workability An object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet and a method for manufacturing the same.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors investigated the effects of components and manufacturing conditions on workability of various steels to which C, Si, Al, Mn, and Cr were added. As a result, they have found that the above objects can be achieved by the present invention having the following gist.
(1) By weight%,
C: 0.04% or more and 0.23% or less Si: 2.5% or less Al: 0.20% or more and 2.0% or less Mn: 2.0% or less Cr: 0% or more and 2.0% or less so,
Ceq =% C + 0.0635% Si + 0.0247% Mn + 0.0123% The carbon equivalent Ceq expressed by Cr is 0.11% by weight or more and 0.25% by weight or less, and the sum of Al and Si is 0.6% by weight. %Above,
Mneq =% Mn + 0.52% Cr
In a steel having an Mn equivalent Mneq of 0.6% by weight or more and 2.5% by weight or less and further comprising unavoidable impurities, the final microstructure is changed to three phases of ferrite, bainite, retained austenite or A value obtained by dividing the space factor of ferrite as a main phase by 60% or more, the space factor of martensite by 3% or less, and the space factor of austenite by C weight% is 35. A high-strength composite microstructure cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 45 to 65 kgf / mm ² and excellent workability, which is not less than 110 and not more than 110.
[0010]
(2) The ratio of the grain size in the cold rolling direction to the grain size in the plate thickness direction (major axis / minor axis ratio) of ferrite grains as the main phase is 1.25 or more and 1.8 or less. ^2. A cold-rolled steel sheet with a high-strength composite structure having a tensile strength of 45 to 65 kgf / mm ² and excellent workability according to 1.
(3) In weight%,
C: 0.04% or more and 0.23% or less Si: 2.5% or less Al: 0.20% or more and 2.0% or less Mn: 2.0% or less Cr: 0% or more and 2.0% or less so,
Ceq =% C + 0.0635% Si + 0.0247% Mn + 0.0123% The carbon equivalent Ceq expressed by Cr is 0.11% by weight or more and 0.25% by weight or less, and the sum of Al and Si is 0.6% by weight. %Above,
Mneq =% Mn + 0.52% Cr
A steel having an Mn equivalent Mneq of 0.6% by weight or more and 2.5% by weight or less expressed by the following formula, and further comprising an inevitable impurity, is cooled to room temperature after casting or hot rolled without cooling. Then, after winding at 350 ° C. to 750 ° C., cold rolling is performed at a cold rolling reduction of 35 to 85%, and heated to a temperature of Ac ₁ or more and Ac ₃ or less for 30 seconds or more and 5 minutes or less, Thereafter, it is cooled at a cooling rate of 1 ° C / sec to 10 ° C / sec to a temperature of 550 ° C to 680 ° C, and subsequently, at a cooling rate of 10 ° C / sec to 200 ° C / sec to 250 ° C to 500 ° C. After cooling, it is maintained at a temperature of 300 ° C. or more and 500 ° C. or less for 15 seconds or more and 15 minutes or less, and is cooled to room temperature. A high-strength composite having excellent workability and a tensile strength of 45 to 65 kgf / mm ^2. Manufacturing method of microstructure cold rolled steel sheet.
[0011]
[Action]
The details of the operation of each element of the present invention will be described below.
First, the reason for defining the component range will be described.
C: C is one of the most important elements in the present invention utilized for stabilizing austenite without using other expensive alloying elements and remaining at room temperature. Austenite is stabilized by increasing the carbon concentration in austenite by utilizing the transformation of austenite to ferrite by heat treatment. However, when the average C content is less than 0.04% by weight, finally obtained austenite space factor Is at most 2 to 3%, and a sufficient TRIP effect cannot be expected. As the average C content increases, the maximum retained austenite space factor obtained increases, but the hardenability of the steel sheet also increases. However, it is difficult to obtain a strength of 65 kgf / mm ² or less. Therefore, this was set as the upper limit of C addition.
[0012]
Further, the strength of the steel sheet 45 kgf / mm ² or more, in order to 65 kgf / mm ² or less, it is necessary that the C eq corrected by alloying element content is in the proper range. That is, equation (1) corrected by the amount of alloy element added

There it was made the upper limit and the lower limit of the C equivalent since the steel plate seen above intensity range when it is less 0.25 wt% 0.11 wt% or more is obtained.
[0013]
Al, Si: Al and Si are important addition elements for concentrating carbon so that austenite is stable even at room temperature, and Al is contained at 0.20 % by weight or more. Heating a steel sheet to the ferrite / austenite two-phase region and enriching carbon in austenite by progressing ferrite transformation during cooling is central to the technology of the present invention. Increasing the formation of carbides (as the carbon concentration of the steel increases), producing pearlite at higher temperatures and upper bainite at lower temperatures, reducing the total amount of carbon in austenite and consequently reducing the amount of retained austenite It becomes. As is well known, Al and Si do not form a solid solution in carbide (here, cementite), and therefore have a function of significantly delaying the generation of carbide. This allows efficient carbon enrichment to austenite without wasting carbon atoms in the form of carbides. It is essential that the total amount of addition of Al and Si is 0.6% by weight or more for this function, so this was set as the lower limit of the total amount of addition of Al and Si. At this time, Si forms a solid solution in the ferrite and strengthens the ferrite, so that an unnecessarily large addition causes an unnecessary increase in the strength of the steel sheet and a deterioration in workability and toughness. Therefore, the amount of addition was limited to 2.5% or less. Also in the case of Al, if an unnecessarily large amount is added, workability and toughness are deteriorated, so the upper limit of the amount added is limited to 2.0% by weight. Since Al hardly increases the strength of the steel sheet, it is not included in Ceq in the equation (1), but Si increases the strength of the steel sheet, and is limited to an amount satisfying the equation (1) in relation to other added elements. There is a need to.
[0014]
Mn, Cr: Mn and Cr are elements that contribute to the retention of austenite because they have a function of delaying the formation of carbides, similarly to Si and Al. In addition, the addition of Mn and Cr lowers the martensitic transformation start temperature of austenite. In order to stabilize austenite at room temperature, it is necessary to suppress the precipitation of carbides and increase the carbon concentration in austenite as described above. At the same time, it is also important to lower the martensite transformation start temperature of the austenite. If the martensite transformation temperature is higher than room temperature, a part of austenite is inevitably transformed into martensite, which increases the strength of the steel sheet and causes a deterioration in ductility. If the Mn equivalent represented by Mneq =% Mn + 0.52% Cr is less than 0.6% by weight, the amount of martensite generated cannot be suppressed to 3% or less while securing retained austenite. The lower limit of the equivalent was set. Meanwhile Mn equivalent is this for the case of 2.5 wt.% It is difficult to the strength of the steel sheet 65 kgf / mm ² or less and the upper limit of the Mn equivalent. Cr is an element that is easy to use for the purpose of the present invention because it has a smaller strengthening ability than Mn, but when added in excess of 2.0% by weight, the effect of leaving a sufficient amount of austenite is saturated. In addition to this, there is a disadvantage in terms of economy, and the formation of ferrite, which is the main phase, is suppressed. Also, when Mn is added in excess of 2.0% by weight, the formation of ferrite is unnecessarily suppressed and the strength of the steel sheet is increased.
[0015]
Next, the operation of each component other than the component will be described in detail.
Microstructure: Since the steel sheet of the present invention is intended for relatively low-strength TRIP steel having a strength of 45 to 65 kgf / mm ² , it is premised that soft ferrite is used as a main phase. In order to leave austenite in the final microstructure, bainite transformation is used because sufficient ferrite transformation alone cannot achieve sufficient C enrichment. Therefore, the final microstructure is desirably a three-phase mixed structure of ferrite + bainite + austenite. However, in some cases, it is difficult to reduce the martensite transformation temperature of austenite to room temperature or less. In such a case, the space factor of martensite is controlled to 3% or less so as not to deteriorate workability within the strength range of the present invention. Therefore, this is set as the upper limit of the martensite space factor. Further, when the space factor of the soft ferrite is less than 60%, the workability of the steel sheet is remarkably deteriorated. The amount of retained austenite contained in the final structure greatly affects the workability of the steel sheet, and at the same time, the work stability of austenite is one of the factors that govern the workability of the steel sheet. The working stability of austenite can be expressed by the Ms temperature of austenite, and the lower the Ms, the more stable the austenite, and it works effectively in the later stage of working to improve the ductility of the steel sheet. To reduce the Ms of austenite, it is important to increase the Mn equivalent , but it is also important to increase the C concentration in austenite to a certain amount or more. In the actual manufacturing process, part of the C contained in the steel is dissolved in ferrite or at the grain boundaries, and part of the C is formed as a carbide such as cementite, and furthermore, dissolved in the martensite formed during cooling. All of the added C cannot be concentrated to austenite because it is wasted as C. However, the finally obtained maximum retained austenite amount increases with an increase in the average C concentration of the steel sheet. At this time, if more than necessary austenite remains, the average C concentration in the austenite decreases, and the stability of austenite decreases. If the value obtained by dividing the amount of retained austenite by the amount of C exceeds 110, the work stability of austenite is reduced and the workability of the steel sheet is remarkably deteriorated, so this is defined as the upper limit of (austenite space factor) / (% C). did. Experiments have shown that the C concentration in austenite cannot be increased without limit. It has been confirmed that the workability of the steel sheet is better as the C concentration in the austenite is higher within the range in which the steel can be concentrated. However, when the residual austenite space factor decreases as the above index (austenite space factor) / (% C) becomes less than 35 , the amount of hard products such as martensite and cementite besides ferrite, bainite and austenite is reduced. Increases, and as a result, the workability of the steel sheet is significantly deteriorated.
[0016]
Ferrite grain long diameter / short diameter ratio: The steel sheet which has been sintered after cold rolling within the range of the present invention has ferrite as a main phase. The shape of the ferrite grains is characterized by the average grain size in the rolling direction and the average grain size in the thickness direction when observed in a cross section of the steel sheet in the cold rolling direction. The ratio of the two grain sizes (the ratio of the major axis to the minor axis of the ferrite) is determined by the number nL of the ferrite grain boundaries cut by a straight line having a certain length parallel to the rolling direction from the microstructure photograph of the cross section in the cold rolling direction. It is approximated by the ratio nL / nZ to the number nZ of ferrite grain boundaries cut by straight lines of the same length in the thickness direction. Although the reason is not clear, when this value is less than 1.25 and when it exceeds 1.8, good strength-workability balance cannot be obtained. Therefore, these are the upper and lower limits of the ratio of the major axis / minor axis of the ferrite grains.
Manufacturing conditions: After casting steel whose components have been adjusted in the range of the above conditions, the microstructure and the properties of the steel sheet within the scope of the present invention can be obtained even when the slab is cooled to room temperature or hot-rolled directly without cooling. Obtained. When hot rolling is performed without cooling the slab, the temperature may be adjusted in a heating furnace according to the slab temperature on the hot rolling process entry side. When the winding temperature after hot rolling is lower than 350 ° C., the strength of the hot rolled steel sheet becomes too high, increasing the load of cold rolling to lower the productivity and, at the same time, the end portion in the width direction of the steel sheet in the middle of cold. Therefore, this was set as the lower limit of the winding temperature. If the winding temperature exceeds 750 ° C., austenite stabilizing elements such as Mn are concentrated more than necessary in the pearlite in the hot-rolled steel sheet, which hinders the production of ferrite in the refining process performed after cold rolling, and at the same time, prevents coiling. Since this causes an increase in material variation in the longitudinal direction, this was set as the upper limit of the winding temperature. In the subsequent cold rolling, when the rolling reduction is less than 35%, a uniform recrystallized ferrite structure cannot be obtained, and the dispersion and anisotropy of the material are increased. Further, a cold rolling reduction ratio of more than 85% unnecessarily increases the load of the cold rolling step and raises the cost as a whole . In the annealing step, a target structure can be obtained by heating to a ferrite + austenite two-phase region of Ac ₁ or more and Ac ₃ or less. Ac not obtained residual austenite at all is less than _1, the Ac ₃ than the heating was lower them for ferrite space factor control by the cooling control is difficult, and the upper limit. Cooling after heating in the two-phase region is divided into two stages. In the first stage, the ferrite transformation is promoted by slow cooling. However, a cooling rate of less than 1 ° C./sec is practically difficult to achieve, so the lower limit was set. If the temperature exceeds 10 ° C./second, stable ferrite transformation cannot be promoted. Subsequent second stage cooling needs to be performed at high speed to avoid pearlite formation. At a cooling rate of less than 10 ° C./sec, the pearlite transformation proceeds during cooling, and C required for stabilizing austenite is wasted, thereby deteriorating the workability of the steel sheet. However, a cooling rate of more than 200 ° C./sec is practically difficult to achieve, so the upper limit is set. When this cooling is performed to less than 250 ° C., untransformed austenite transforms into martensite to harden the steel sheet and deteriorate workability. Therefore, this was set as the lower limit of the cooling end temperature. If the cooling stop temperature exceeds 500 ° C., bainite transformation including cementite proceeds and wastes C as in the case of pearlite formation. After cooling to such a temperature, austenite C enrichment is promoted by bainite transformation. Even if the temperature for bainite transformation is the same as or higher than the cooling stop temperature, the properties of the final steel sheet do not change. At this time, if the bainite transformation treatment is performed at a temperature lower than 300 ° C., hard bainite or martensite itself close to martensite is generated, and the strength of the steel sheet is increased more than necessary, and carbide such as cementite occurs in bainite. This was the lower limit because C wasted. When the temperature exceeds 500 ° C., bainite transformation including cementite proceeds as described above, and C is wasted as in the case of pearlite formation. The holding in this temperature range is performed by isothermal or slow cooling in this temperature range. When the holding time is less than 15 seconds, the concentration of C in austenite is not sufficient, and as a result, the martensite space factor increases, thereby increasing the strength of the steel sheet and deteriorating the workability. Lower limit. If the holding time is longer than 15 minutes, carbides such as cementite will precipitate from the C-enriched austenite, and as a result, the amount of retained austenite will be reduced, and the strength of the steel sheet will be increased to deteriorate the workability. Was set as the upper limit.
[0017]
【Example】
For each steel type shown in Table 1, after hot rolling, a hot-rolled steel sheet that had been cooled and wound (in the range of 420 to 780 ° C.) was subjected to a post-annealing to a thickness of 1.0 mm by cold rolling, The mechanical properties were investigated and the amount of retained austenite was determined. The annealing conditions are as shown in FIG. Annealing temperature (Ts ° C), annealing time (ts seconds), slow cooling after annealing (CRI ° C / second) and rapid cooling (CR2 ° C / second), rapid cooling start temperature (Tq ° C), rapid cooling stop temperature (Tc ° C), The bainite treatment temperature (Tb ° C.) and the bainite treatment time (tb seconds) were variously changed.
[0018]
The mechanical properties and annealing conditions of the steel sheet obtained by annealing are shown in Table 2, Table 3 (continuation-1 in Table 2), Table 4 (continuation-2 in Table 2), Table 5 (continuation-3 in Table 2), The results are shown in Table 6 (continuation-4 of Table 2) and Table 7 (continuation-5 of Table 2). In the table, Vf%, Vg% and Vm% are ferrite, retained austenite and martensite space factor in the steel sheet, Ceq and Mneq are C equivalent and Mn equivalent shown in claim 1, and COLD% is cold rolled. The rolling reduction, CT ° C. is the hot rolling winding temperature, Ac ₁ and Ac ₃ are the calculated Ac ₁ and Ac ₃ (° C. temperature), and the diameter ratio is the ratio between the rolling direction and the sheet pressure direction of the main phase ferrite grain size. is there. Further, in the table, when the toughness was particularly deteriorated, x was indicated in the column, and when the toughness was equivalent to the conventional material, ○ was indicated.
[0019]
From the table, the steel sheet satisfying the conditions of the present invention (indicated as the present invention steel in the table) has a strength in the range of 45 to 65 kgf / mm ² , has an excellent breaking elongation, and a product of the strength and the breaking elongation. It can be seen that a good balance between workability and strength is achieved when TS × E1 is 2200 kgf / mm ² ×% or more.
[0020]
[Table 1]

[0021]
[Table 2]

[0022]
[Table 3]

[0023]
[Table 4]

[0024]
[Table 5]

[0025]
[Table 6]

[0026]
[Table 7]

[0027]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to produce a high-strength steel sheet having excellent ductility of 45 to 65 kgf / mm ² , and greatly contribute to reducing the weight of an automobile body by applying the present invention to automobile parts. it can.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a conceptual diagram of an annealing heat cycle after cold rolling.

Claims

In weight percent,
C: 0.04% or more and 0.23% or less Si: 2.5% or less Al: 0.20% or more and 2.0% or less Mn: 2.0% or less Cr: 0% or more and 2.0% or less so,
Ceq =% C + 0.0635% Si + 0.0247% Mn + 0.0123% The carbon equivalent Ceq expressed by Cr is 0.11% by weight or more and 0.25% by weight or less, and the sum of Al and Si is 0.6% by weight. %Above,
Mneq =% Mn + 0.52% Cr
In a steel having an Mn equivalent Mneq of 0.6% by weight or more and 2.5% by weight or less and further comprising unavoidable impurities, the final microstructure is changed to three phases of ferrite, bainite, retained austenite or A value obtained by dividing the space factor of ferrite as a main phase by 60% or more, the space factor of martensite by 3% or less, and the space factor of austenite by C weight% is 35. A high-strength composite-structure cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 45 to 65 kgf / mm ² and excellent workability, which is not less than 110 and not more than 110.

2. The ferrite grain, which is a main phase, has a ratio of a grain size in a cold rolling direction to a grain size in a thickness direction (major axis / minor axis ratio) of 1.25 or more and 1.8 or less. A high-strength composite structure cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 45 to 65 kgf / mm ² and excellent workability.

In weight percent,
C: 0.04% or more and 0.23% or less Si: 2.5% or less Al: 0.20% or more and 2.0% or less Mn: 2.0% or less Cr: 0% or more and 2.0% or less so,
Ceq =% C + 0.0635% Si + 0.0247% Mn + 0.0123% The carbon equivalent Ceq expressed by Cr is 0.11% by weight or more and 0.25% by weight or less, and the sum of Al and Si is 0.6% by weight. %Above,
Mneq =% Mn + 0.52% Cr
A steel having an Mn equivalent Mneq of 0.6% by weight or more and 2.5% by weight or less expressed by the following formula, and further comprising an inevitable impurity, is cooled to room temperature after casting or hot rolled without cooling. Then, after winding at 350 ° C. to 750 ° C., cold rolling is performed at a cold rolling reduction of 35 to 85%, and heated to a temperature of Ac ₁ or more and Ac ₃ or less for 30 seconds or more and 5 minutes or less, Thereafter, it is cooled at a cooling rate of 1 ° C / sec to 10 ° C / sec to a temperature of 550 ° C to 680 ° C, and subsequently, at a cooling rate of 10 ° C / sec to 200 ° C / sec to 250 ° C to 500 ° C. After cooling, it is maintained at a temperature of 300 ° C. or more and 500 ° C. or less for 15 seconds or more and 15 minutes or less, and is cooled to room temperature. A high-strength composite having excellent workability and a tensile strength of 45 to 65 kgf / mm ^2. Manufacturing method of microstructure cold rolled steel sheet.