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JP6696208B2 - High strength steel sheet manufacturing method - Google Patents

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JP6696208B2 JP2016028758A JP2016028758A JP6696208B2 JP 6696208 B2 JP6696208 B2 JP 6696208B2 JP 2016028758 A JP2016028758 A JP 2016028758A JP 2016028758 A JP2016028758 A JP 2016028758A JP 6696208 B2 JP6696208 B2 JP 6696208B2
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一真 伊藤
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Description

本発明は、高強度鋼板の製造方法に係り、特に、延性および伸びフランジ性に優れる高強度鋼板の製造方法に関する。   The present invention relates to a method for manufacturing a high-strength steel sheet, and particularly to a method for manufacturing a high-strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability.

近年、地球環境保護の観点から、多くの分野において炭酸ガス排出量削減に取り組んでいる。自動車メーカーにおいても低燃費化を目的とした車体軽量化の技術開発が盛んに行われている。しかし、乗員安全確保のために耐衝突特性の向上にも重点が置かれるため、車体軽量化は容易ではない。   In recent years, from the perspective of protecting the global environment, we are working on reducing carbon dioxide emissions in many fields. Automobile manufacturers are also actively developing technologies for reducing the weight of vehicles to reduce fuel consumption. However, it is not easy to reduce the weight of the vehicle body because the emphasis is also placed on the improvement of collision resistance in order to ensure the safety of passengers.

そこで、車体軽量化と耐衝突特性とを両立するべく、高強度鋼板を用いて部材を薄肉化することが検討されている。このため、高い強度と優れた成形性とを兼備する鋼板が強く望まれており、これらの要求に応えるために、これまでにいくつかの技術が提案されている。   Therefore, in order to achieve both the weight reduction of the vehicle body and the collision resistance, it is considered to reduce the thickness of the member by using the high strength steel plate. Therefore, a steel sheet having both high strength and excellent formability has been strongly desired, and several techniques have been proposed so far in order to meet these requirements.

例えば、特許文献1には、平均結晶粒径が10μm以下であるフェライト中に平均結晶粒径が5μm以下である残留オーステナイトを分散させた、耐衝突安全性および成形性に優れた自動車用高強度鋼板が開示されている。   For example, in Patent Document 1, high strength for automobiles having excellent collision resistance and formability, in which residual austenite having an average crystal grain size of 5 μm or less is dispersed in ferrite having an average crystal grain size of 10 μm or less, is excellent. A steel plate is disclosed.

特許文献2には、結晶粒内に残留オーステナイトおよび/またはマルテンサイトからなる第二相を微細に分散させた、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が開示されている。   Patent Document 2 discloses a high-strength steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability, in which a second phase composed of retained austenite and / or martensite is finely dispersed in crystal grains.

特許文献3には、面積率で、75%以上のフェライト相と1%以上のベイニティックフェライト相と1%以上10%以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が10%以下であり、かつ、マルテンサイト面積率/(ベイニティックフェライト面積率+パーライト面積率)≦0.6を満たし、かつフェライト相中のMn濃度と第2相中のMn濃度の比が0.70以上である、加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。   Patent Document 3 has an area ratio of 75% or more of ferrite phase, 1% or more of bainitic ferrite phase and 1% or more and 10% or less of pearlite phase. Further, the area ratio of martensite phase is 10%. % Or less, and the martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + perlite area ratio) ≦ 0.6 is satisfied, and the ratio of the Mn concentration in the ferrite phase and the Mn concentration in the second phase is 0. A high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent workability and impact resistance of 0.70 or more is disclosed.

特許文献4には、面積率で5%以上95%以下の焼戻しマルテンサイトと残部がフェライトから構成される二相組織を有し、フェライト中の平均Mn濃度CMn・αと焼戻しマルテンサイト中の平均Mn濃度CMn・Mとの比CMn・α/CMn・Mが0.95以上である、伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板が開示されている。 Patent Document 4 has a two-phase structure in which an area ratio of tempered martensite is 5% or more and 95% or less and the balance is ferrite, and an average Mn concentration C Mn · α in ferrite and tempered martensite Disclosed is a high-strength cold-rolled steel sheet having an excellent balance between elongation and stretch-flangeability, which has a ratio C Mn · α / C Mn · M of 0.95 or more with respect to the average Mn concentration C Mn · M.

特許文献5には、熱間圧延完了後、1秒間以内に720℃以下の温度域まで冷却し、500℃超720℃以下の温度域に1秒間以上20秒間以下の滞在時間で滞在させた後、350℃以上500℃以下の温度域で巻き取る、延性と伸びフランジ性が良好な高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。   In Patent Document 5, after completion of hot rolling, after cooling to a temperature range of 720 ° C. or less within 1 second and allowing the material to stay in a temperature range of more than 500 ° C. and 720 ° C. or less for a stay time of 1 second or more and 20 seconds or less, It discloses a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet which has good ductility and stretch-flangeability and is wound in a temperature range of 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.

特許文献6には、熱間圧延完了後、0.4秒以内に780℃以下の温度域まで冷却した後に巻取り、冷間圧延を施してから(Ac点−40℃)以上の温度域で均熱処理を施した後、500℃以下300℃以上の温度域まで冷却し、該温度域で30秒間以上保持する、延性と伸びフランジ性が良好な冷延鋼板の製造方法が開示されている。 In Patent Document 6, after completion of hot rolling, after cooling to a temperature range of 780 ° C. or less within 0.4 seconds, winding and cold rolling (Ac 3 points −40 ° C.) or more temperature range. Discloses a method for producing a cold-rolled steel sheet having good ductility and stretch-flangeability, which is obtained by subjecting the steel to a soaking treatment at 500 ° C., cooling to a temperature range of 500 ° C. or lower and 300 ° C. or higher, and holding the temperature for 30 seconds or longer. ..

特開平11−61326号公報JP, 11-61326, A 特開2005−179703号公報JP 2005-179703 A 国際公開第2011/090179号International Publication No. 2011/090179 特開2010−156032号公報JP, 2010-156032, A 特開2012−251200号公報JP2012-251200 国際公開第2013/005714号International Publication No. 2013/005714

日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会編、低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究:ベイナイト調査研究部会最終報告書、日本鉄鋼協会、1994年7月Japan Iron and Steel Institute Basic Research Group, Bainite Research Group, Recent Research on Bainite Structure and Transformation Behavior of Low Carbon Steel: Final Report of Bainite Research Group, Japan Iron and Steel Institute, July 1994

一般的に、金属組織に残留オーステナイトを含む鋼板は、加工中に残留オーステナイトがマルテンサイト変態することで生ずる変態誘起塑性(TRIP)の効果により大きな伸びを示すが、硬質なマルテンサイトの生成により穴拡げ性が損なわれる。特許文献1に記載される鋼板は、フェライトおよび残留オーステナイトの微細化により延性および穴拡げ性が向上するとされているが、穴拡げ比は高々1.5であり十分なプレス成形性を備えるとはいい難い。また、加工硬化指数を高めて耐衝突安全性を改善するために、主相を軟質なフェライト相とする必要があり、高い引張強度を得ることが困難である。   In general, a steel sheet containing a retained austenite in the metal structure shows a large elongation due to the effect of transformation-induced plasticity (TRIP) generated by the transformation of the retained austenite during processing, but due to the formation of hard martensite Spreadability is impaired. The steel sheet described in Patent Document 1 is said to have improved ductility and hole expandability due to the refinement of ferrite and retained austenite, but the hole expansion ratio is at most 1.5, and it is said that it has sufficient press formability. It's hard to say. Further, in order to increase the work hardening index and improve the collision resistance, it is necessary to make the main phase a soft ferrite phase, and it is difficult to obtain high tensile strength.

また、特許文献2に記載の技術では、第二相をナノサイズにまで微細化し結晶粒内に分散させるために、CuおよびNi等の高価な元素を多量に含有させ、さらに高温で長時間の溶体化処理を行う必要があり、製造コストの上昇および生産性の低下が著しい。   Further, in the technique described in Patent Document 2, in order to refine the second phase to a nano size and disperse it in the crystal grains, a large amount of expensive elements such as Cu and Ni are contained, and high temperature and long time It is necessary to carry out solution treatment, resulting in significant increase in manufacturing cost and decrease in productivity.

さらに、特許文献3によれば、鋼中におけるMnの分布を均一にし、フェライト相中のMn濃度と第2相中のMn濃度の比を0.70以上とすることにより、プレス加工による歪の導入がなくても、5%程度の低歪域までの吸収エネルギーが大きく、耐衝突特性の向上が可能とされている。しかし、主相を軟質なフェライト相とする必要があり、高い引張強度を得ることが困難である。   Further, according to Patent Document 3, the distribution of Mn in the steel is made uniform, and the ratio of the Mn concentration in the ferrite phase and the Mn concentration in the second phase is set to 0.70 or more, whereby the strain due to press working is suppressed. Even if it is not introduced, the absorbed energy up to a low strain region of about 5% is large, and it is possible to improve the collision resistance. However, it is necessary to make the main phase a soft ferrite phase, and it is difficult to obtain high tensile strength.

そして、特許文献4によれば、フェライト中とマルテンサイト中とのMn濃度の比を一定値以上とすることで、フェライトとマルテンサイトの硬さの差が小さくなり、フェライトおよびマルテンサイトの界面における応力集中が低減することで、1000MPaを超える引張り強度で良好な伸びフランジ性が得られるとされている。しかし、強度−延性バランス(TS×EL)は16000MPa・%に満たず、延性が要求される部材への適用は困難である。   Then, according to Patent Document 4, by setting the ratio of the Mn concentration in the ferrite and the Mn concentration in the martensite to be a certain value or more, the difference in hardness between the ferrite and the martensite becomes small, and at the interface between the ferrite and the martensite. It is said that by reducing the stress concentration, good stretch-flangeability can be obtained with a tensile strength of more than 1000 MPa. However, the strength-ductility balance (TS × EL) is less than 16000 MPa ·%, and it is difficult to apply it to members requiring ductility.

ところで、自動車部品には様々な加工様式があるため、要求される成形性は適用される部材により異なるが、延性と伸びフランジ性とは、なかでも重要な成形性の指標と位置付けられており、これらを高いレベルで兼備することが望まれている。さらに、近年では従来よりもさらに高い強度を有することが望まれている。   By the way, since there are various processing modes for automobile parts, the required formability differs depending on the member to which it is applied, but ductility and stretch flangeability are positioned as important indicators of formability, It is desired to combine these at a high level. Further, in recent years, it has been desired to have higher strength than conventional ones.

上述の特許文献5および特許文献6に開示される技術は、そのような要請に応える優れた技術であるが、熱間圧延直後に急速冷却を行う設備が必要不可欠である。さらに数百℃/秒以上の急速冷却を700℃近傍の温度まで続けるため鋼板の温度制御が難しいという問題を有している。   The techniques disclosed in Patent Document 5 and Patent Document 6 described above are excellent techniques that meet such requirements, but a facility for performing rapid cooling immediately after hot rolling is essential. Furthermore, there is a problem that it is difficult to control the temperature of the steel sheet because rapid cooling of several hundreds of degrees Celsius / second or more is continued up to a temperature near 700 ° C.

本発明は、上述した課題を解決するためになされたものであり、熱間圧延直後の急速冷却を行うことなく、高強度であり、かつ優れた延性と伸びフランジ性とを有する鋼板の製造方法を提供することを目的とする。   The present invention has been made in order to solve the above problems, without high-speed cooling immediately after hot rolling, high strength, and a method for manufacturing a steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability. The purpose is to provide.

本発明者らは、高強度鋼板の化学組成および鋼組織と機械特性との関係について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。   The present inventors have earnestly studied the relationship between the chemical composition of high-strength steel sheets and the steel structure and mechanical properties, and as a result, have obtained the following findings.

(a)高い強度を得るには鋼組織は硬質であることが好ましく、優れた伸びフランジ性を得るには鋼組織は均質であることが好ましい。したがって、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるには、硬質かつ均質な組織であるベイニティックフェライトが適しており、ベイニティックフェライトを主体とする鋼組織とすることが重要である。   (A) The steel structure is preferably hard to obtain high strength, and the steel structure is preferably homogeneous to obtain excellent stretch flangeability. Therefore, in order to have both high strength and excellent stretch flangeability, bainitic ferrite having a hard and homogeneous structure is suitable, and it is important to make a steel structure mainly composed of bainitic ferrite. .

(b)ベイニティックフェライトは延性に乏しい組織である。このため、単にベイニティックフェライトを主体とする鋼組織としたのでは延性を確保することが困難である。   (B) Bainitic ferrite has a structure with poor ductility. For this reason, it is difficult to secure ductility if the steel structure is mainly composed of bainitic ferrite.

(c)鋼組織中に残留オーステナイトを含有させることで、TRIP効果により延性向上が図られる。しかし、残留オーステナイトが粗大な場合、加工誘起変態により生じたマルテンサイトによって粗大なボイドが形成されるため、伸びフランジ性が劣化する。伸びフランジ性を維持し、延性向上を図るためには、微細な残留オーステナイトを含有させて加工誘起変態により生じるマルテンサイトを微細なものとし、粗大なボイドの形成を抑制することが効果的である。   (C) By including retained austenite in the steel structure, ductility can be improved by the TRIP effect. However, when the retained austenite is coarse, coarse voids are formed by martensite generated by the work-induced transformation, so that stretch flangeability is deteriorated. In order to maintain stretch flangeability and improve ductility, it is effective to contain fine retained austenite to make martensite generated by the work-induced transformation fine and suppress the formation of coarse voids. ..

(d)微細な残留オーステナイトは、周囲の結晶粒からの三次元的拘束により変形に対する安定性が高いため、高強度鋼板ではTRIP効果が十分に発現される前に局所変形が生じ、延性の向上が図れない場合がある。   (D) Since fine retained austenite has high stability against deformation due to three-dimensional restraint from surrounding crystal grains, local deformation occurs in the high strength steel sheet before the TRIP effect is sufficiently exhibited, and ductility is improved. May not be achieved.

(e)高強度鋼板の延性向上には、軟質なポリゴナルフェライトを含有させて変形初期の加工硬化指数を高めることが効果的であるが、ポリゴナルフェライトの含有量に加えて、ポリゴナルフェライトの平均粒径、ならびに、ベイニティックフェライト中およびポリゴナルフェライト中それぞれのMn濃度の比を適切な範囲に制御することで、伸びフランジ性を維持したまま、延性向上を図ることができる。ポリゴナルフェライトの平均粒径は粒界強化により、Mn濃度は固溶強化によりそれぞれポリゴナルフェライトの強化に寄与するため、これらを適切な範囲に制御し、ベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトとの硬度差を制御することで、高強度かつ延性と伸びフランジ性とを高いレベルで兼備することが可能となる。   (E) In order to improve the ductility of the high-strength steel sheet, it is effective to add soft polygonal ferrite to increase the work hardening index in the initial stage of deformation, but in addition to the content of polygonal ferrite, By controlling the average grain size of and the ratio of the Mn concentrations in the bainitic ferrite and the polygonal ferrite in an appropriate range, it is possible to improve the ductility while maintaining the stretch flangeability. The average grain size of the polygonal ferrite contributes to the strengthening of the polygonal ferrite by the grain boundary strengthening and the Mn concentration contributes to the strengthening of the polygonal ferrite by the solid solution strengthening. By controlling the hardness difference, it becomes possible to combine high strength and ductility and stretch flangeability at a high level.

(f)鋼板に(Ac点−50℃)〜(Ac点−2℃)の温度範囲で所定時間の均熱処理を施すことにより、フェライトとオーステナイトとの間でMnの分配が生じる。これに引き続いて二回目の焼鈍を行うことで、ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトの面積割合、粒径、Mn濃度を適切に制御できる。これにより、熱間圧延直後の急速冷却を行わなくても、高い強度を有するとともに優れた延性と伸びフランジ性とを有する鋼板が得られる。 (F) By subjecting the steel sheet to soaking for a predetermined time in the temperature range of (Ac 3 points −50 ° C.) to (Ac 3 points −2 ° C.), Mn is distributed between ferrite and austenite. By subsequently performing the second annealing, the area ratio, grain size, and Mn concentration of bainitic ferrite, polygonal ferrite, and retained austenite can be appropriately controlled. As a result, a steel sheet having high strength and excellent ductility and stretch flangeability can be obtained without performing rapid cooling immediately after hot rolling.

本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記の高強度鋼板の製造方法を要旨とする。   The present invention was made on the basis of the above findings, and has as its gist the following method for producing a high-strength steel sheet.

(1)主相がベイニティックフェライトであり、第二相にポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトを含む金属組織を有する高強度鋼板を製造する方法であって、
下記工程(A)〜(C)を備える、高強度鋼板の製造方法。
(A)質量%で、
C:0.04%以上0.50%未満、
Si:0.10%以上3.0%未満、
Mn:1.5〜8.0%、
P:0.10%以下、
S:0.030%以下、
sol.Al:0.01〜2.0%、
N:0.010%以下、
Ti:0〜0.20%、
Nb:0〜0.10%、
V:0〜0.50%、
Cr:0%以上1.0%未満、
Mo:0〜0.50%、
Ni:0〜1.0%、
B:0〜0.0050%、
Ca:0〜0.020%、
Mg:0〜0.020%、
REM:0〜0.020%、
Cu:0〜1.0%、
Bi:0〜0.020%、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)式を満足する化学組成を有するスラブに対して、
Ar点〜1100℃の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、650℃以下の温度域で巻取る熱間圧延工程。
0.5≦Si+sol.Al≦3.0 ・・・(i)
但し、上記(i)式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。
(B)前記工程(A)で得た熱延鋼板を、(Ac点−50℃)〜(Ac点−2℃)の温度域において、下記(ii)式を満足する時間保持する一次焼鈍工程。
1.4×10−8×exp{26500/(T+273)}≦t≦4.0×10 ・・・(ii)
但し、上記(ii)式中の各記号の意味は以下のとおりである。
t:一次焼鈍保持時間(秒)
T:一次焼鈍温度(℃)
(C)前記工程(B)で得た焼鈍鋼板を、(Ac点−40℃)以上(Ac点+100℃)未満の温度域で保持した後、500℃〜Ms点の温度域まで冷却し、該温度域で30秒以上保持する二次焼鈍工程。
(1) A method for producing a high-strength steel sheet in which a main phase is bainitic ferrite and a second phase has a metal structure containing polygonal ferrite and retained austenite,
A method for producing a high-strength steel sheet, which comprises the following steps (A) to (C).
(A)% by mass,
C: 0.04% or more and less than 0.50%,
Si: 0.10% or more and less than 3.0%,
Mn: 1.5-8.0%,
P: 0.10% or less,
S: 0.030% or less,
sol. Al: 0.01 to 2.0%,
N: 0.010% or less,
Ti: 0 to 0.20%,
Nb: 0 to 0.10%,
V: 0 to 0.50%,
Cr: 0% or more and less than 1.0%,
Mo: 0 to 0.50%,
Ni: 0 to 1.0%,
B: 0 to 0.0050%,
Ca: 0 to 0.020%,
Mg: 0 to 0.020%,
REM: 0 to 0.020%,
Cu: 0 to 1.0%,
Bi: 0 to 0.020%,
The balance: Fe and impurities,
For a slab having a chemical composition that satisfies the following formula (i),
A hot rolling process in which hot rolling is performed to complete rolling in a temperature range of Ar 3 points to 1100 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet, and the hot rolling steel sheet is wound in a temperature range of 650 ° C. or less.
0.5 ≦ Si + sol. Al ≦ 3.0 (i)
However, each element symbol in the above formula (i) represents the content (mass%) of each element contained in the steel sheet.
(B) Primary holding the hot-rolled steel sheet obtained in the step (A) in the temperature range of (Ac 3 points −50 ° C.) to (Ac 3 points −2 ° C.) for a time satisfying the following expression (ii). Annealing process.
1.4 × 10 −8 × exp {26500 / (T + 273)} ≦ t ≦ 4.0 × 10 5 (ii)
However, the meaning of each symbol in the above formula (ii) is as follows.
t: Primary annealing holding time (seconds)
T: Primary annealing temperature (° C)
(C) After holding the annealed steel sheet obtained in the step (B) in a temperature range of (Ac 3 points-40 ° C) or higher and lower than (Ac 3 points + 100 ° C), it is cooled to a temperature range of 500 ° C to Ms point. Then, the secondary annealing step of maintaining the temperature range for 30 seconds or more.

(2)前記工程(B)の後に、前記焼鈍鋼板に対して、総圧下率が30%以上80%未満の冷間圧延を施す、上記(1)に記載の高強度鋼板の製造方法。   (2) The method for producing a high-strength steel sheet according to (1), wherein after the step (B), the annealed steel sheet is cold-rolled with a total reduction of 30% or more and less than 80%.

(3)前記工程(A)の後に、前記熱延鋼板に対して、総圧下率が30%以上80%未満の冷間圧延を施す、上記(1)または(2)に記載の高強度鋼板の製造方法。   (3) The high-strength steel sheet according to (1) or (2), wherein after the step (A), the hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling with a total reduction of 30% or more and less than 80%. Manufacturing method.

(4)前記化学組成が、質量%で、
Ti:0.005〜0.20%、
Nb:0.002〜0.10%、および
V:0.005〜0.50%、
から選択される1種以上を含有する、上記(1)から(3)までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
(4) The chemical composition is mass%,
Ti: 0.005 to 0.20%,
Nb: 0.002-0.10%, and V: 0.005-0.50%,
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of (1) to (3) above, which comprises one or more selected from

(5)前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.05%以上1.0%未満、
Mo:0.02〜0.50%、
Ni:0.05〜1.0%、および
B:0.0002〜0.0050%、
から選択される1種以上を含有する、上記(1)から(4)までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
(5) The chemical composition is mass%,
Cr: 0.05% or more and less than 1.0%,
Mo: 0.02-0.50%,
Ni: 0.05 to 1.0%, and B: 0.0002 to 0.0050%,
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of (1) to (4) above, which comprises one or more selected from

(6)前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0005〜0.020%、
Mg:0.0005〜0.020%、および
REM:0.0005〜0.020%、
から選択される1種以上を含有する、上記(1)から(5)までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
(6) The chemical composition is mass%,
Ca: 0.0005 to 0.020%,
Mg: 0.0005 to 0.020%, and REM: 0.0005 to 0.020%,
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of (1) to (5) above, which comprises one or more selected from

(7)前記化学組成が、質量%で、
Cu:0.05〜1.0%
を含有する、上記(1)から(6)までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
(7) The chemical composition is% by mass,
Cu: 0.05-1.0%
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of (1) to (6) above, which comprises:

(8)前記化学組成が、質量%で、
Bi:0.0005〜0.020%
を含有する、上記(1)から(7)までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
(8) The chemical composition is mass%,
Bi: 0.0005 to 0.020%
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of (1) to (7) above, which comprises:

本発明によれば、高い強度を有するとともに優れた延性と伸びフランジ性とを有する鋼板を得ることができる。したがって、本発明に係る方法で製造される高強度鋼板は、自動車部材、機械構造部材、建築部材等の素材として用いるのに好適である。   According to the present invention, it is possible to obtain a steel sheet having high strength and excellent ductility and stretch flangeability. Therefore, the high-strength steel sheet produced by the method according to the present invention is suitable for use as a material for automobile members, mechanical structural members, building members, and the like.

本発明に係る高強度鋼板の製造方法は、下記の工程(A)〜(C)を備えるものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。   The manufacturing method of the high strength steel plate according to the present invention includes the following steps (A) to (C). Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.

(A)熱間圧延工程
工程(A)では、所定の化学組成を有するスラブに対して、Ar点〜1100℃の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、650℃以下の温度域で巻取る。各構成についてより詳細に説明する。
(A) Hot Rolling Step In the step (A), a slab having a predetermined chemical composition is subjected to hot rolling to complete rolling in a temperature range of Ar 3 points to 1100 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet, and 650 Wind in the temperature range below ℃. Each configuration will be described in more detail.

(A−1)スラブの化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
(A-1) Slab chemical composition The reasons for limiting each element are as follows. In addition, in the following description, "%" regarding the content means "mass%".

C:0.04%以上0.50%未満
Cは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用と残留オーステナイトを安定化させる作用とを有する。C含有量が0.04%未満では、所望の鋼板強度および残留オーステナイト面積率を確保することが困難となる。一方、C含有量が0.50%以上では、パーライトが優先的に生成してしまい目的の残留オーステナイト面積率を得ることが困難となる。したがって、C含有量は0.04%以上0.50%未満とする。C含有量は0.06%以上であるのが好ましく、0.10%以上であるのがより好ましい。また、C含有量は0.40%以下であるのが好ましい。
C: 0.04% or more and less than 0.50% C has the function of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and the function of stabilizing retained austenite. When the C content is less than 0.04%, it becomes difficult to secure the desired steel plate strength and the retained austenite area ratio. On the other hand, when the C content is 0.50% or more, pearlite is preferentially generated, and it becomes difficult to obtain a target retained austenite area ratio. Therefore, the C content is 0.04% or more and less than 0.50%. The C content is preferably 0.06% or more, more preferably 0.10% or more. Further, the C content is preferably 0.40% or less.

Si:0.10%以上3.0%未満
Siは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用と脱酸により鋼を健全化する作用とを有する。さらにセメンタイトの析出を遅延させ、残留オーステナイトの面積率を高める作用により、延性の向上に寄与する。Si含有量が0.10%未満では上記作用による効果を得ることが困難である。一方、Si含有量が3.0%以上になると、鋼板の表面性状および化成処理性の劣化、ならびに、延性および溶接性の劣化が著しくなる。また、A変態点の著しい上昇を招き、安定した熱間圧延を困難にする。したがって、Si含有量は0.10%以上3.0%未満とする。
Si: 0.10% or more and less than 3.0% Si has the function of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening and the function of soundening the steel by deoxidation. Further, the action of delaying the precipitation of cementite and increasing the area ratio of retained austenite contributes to the improvement of ductility. If the Si content is less than 0.10%, it is difficult to obtain the effect of the above action. On the other hand, when the Si content is 3.0% or more, the surface properties and chemical conversion treatability of the steel sheet, and the ductility and weldability deteriorate significantly. Further, the A 3 transformation point is remarkably increased, which makes stable hot rolling difficult. Therefore, the Si content is set to 0.10% or more and less than 3.0%.

後述するように、本発明ではSiおよびsol.Alの合計含有量(Si+sol.Al)が重要であるが、Siはsol.Alよりも固溶強化能が高い。そのため、より高い強度を求める場合には、Si含有量は0.50%以上とすることが好ましく、0.80%以上とすることがより好ましく、1.0%以上とすることがさらに好ましい。また、Si含有量は2.5%以下であるのが好ましい。   As will be described later, in the present invention, Si and sol. Although the total content of Al (Si + sol.Al) is important, Si is sol. It has a higher solid solution strengthening ability than Al. Therefore, when higher strength is required, the Si content is preferably 0.50% or more, more preferably 0.80% or more, and further preferably 1.0% or more. Further, the Si content is preferably 2.5% or less.

Mn:1.5〜8.0%
Mnは、鋼の焼入れ性を高めてベイニティックフェライトの生成を促進する作用を有する。Mn含有量が1.5%未満では、目的とするベイニティックフェライト量を確保することが困難である。一方、Mn含有量が8.0%を超えると、フェライト変態が過度に抑制されてしまい、目的とするポリゴナルフェライト量を確保することが困難となる。したがって、Mn含有量は1.5〜8.0%とする。Mn含有量は2.0%以上であるのが好ましく、2.3%以上であるのがより好ましい。また、Mn含有量は6.0%以下であるのが好ましい。
Mn: 1.5-8.0%
Mn has the effect of enhancing the hardenability of steel and promoting the formation of bainitic ferrite. If the Mn content is less than 1.5%, it is difficult to secure the desired amount of bainitic ferrite. On the other hand, when the Mn content exceeds 8.0%, ferrite transformation is excessively suppressed, and it becomes difficult to secure the target amount of polygonal ferrite. Therefore, the Mn content is set to 1.5 to 8.0%. The Mn content is preferably 2.0% or more, more preferably 2.3% or more. Further, the Mn content is preferably 6.0% or less.

P:0.10%以下
Pは、一般に不純物として含有される元素であるが、固溶強化により強度を高める作用を有する元素でもある。したがって、Pを積極的に含有させてもよい。しかし、Pは偏析し易い元素であり、その含有量が0.10%を超えると、粒界偏析に起因する成形性および靭性の低下が顕著となる。したがって、P含有量は0.10%以下とする。P含有量は0.050%以下であるのが好ましく、0.030%以下であるのがより好ましく、0.020%以下であるのがさらに好ましい。P含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの観点からは0.001%以上とすることが好ましい。
P: 0.10% or less Although P is an element generally contained as an impurity, it is also an element having an action of enhancing strength by solid solution strengthening. Therefore, P may be positively contained. However, P is an element that easily segregates, and if its content exceeds 0.10%, the formability and toughness significantly decrease due to the segregation of grain boundaries. Therefore, the P content is 0.10% or less. The P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less, and further preferably 0.020% or less. The lower limit of the P content does not have to be specified in particular, but it is preferably 0.001% or more from the viewpoint of refining cost.

S:0.030%以下
Sは、不純物として含有される元素であり、鋼中に硫化物系介在物を形成して鋼板の成形性を低下させる。S含有量が0.030%を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、S含有量は0.030%以下とする。S含有量は0.010%以下であるのが好ましく、0.005%以下であるのがより好ましく、0.001%以下であるのがさらに好ましい。S含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの上昇を抑制する観点からは0.0001%以上とすることが好ましい。
S: 0.030% or less S is an element contained as an impurity and forms a sulfide-based inclusion in the steel to reduce the formability of the steel sheet. When the S content exceeds 0.030%, the moldability is significantly reduced. Therefore, the S content is 0.030% or less. The S content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, and further preferably 0.001% or less. The lower limit of the S content need not be specified in particular, but it is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of suppressing an increase in refining cost.

sol.Al:0.01〜2.0%
Alは、Siと同様に、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。さらにセメンタイトの析出を遅延させ、残留オーステナイトの面積率を高める作用により、延性の向上に寄与する。sol.Al含有量が0.01%未満では上記作用による効果を得ることが困難である。一方、sol.Al含有量が2.0%を超えると、A変態点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする。したがって、sol.Al含有量は0.01〜2.0%とする。sol.Al含有量は0.03%以上であるのが好ましい。また、sol.Al含有量は1.5%以下であるのが好ましく、1.0%以下であるのがより好ましい。
sol. Al: 0.01 to 2.0%
Similar to Si, Al has a function of deoxidizing steel and soundening the steel sheet. Further, the action of delaying the precipitation of cementite and increasing the area ratio of retained austenite contributes to the improvement of ductility. sol. If the Al content is less than 0.01%, it is difficult to obtain the effect due to the above action. On the other hand, sol. When the Al content exceeds 2.0%, the A 3 transformation point is remarkably increased, which makes stable hot rolling difficult. Therefore, sol. The Al content is 0.01 to 2.0%. sol. The Al content is preferably 0.03% or more. In addition, sol. The Al content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less.

N:0.010%以下
Nは、不純物として含有される元素であり、鋼板の成形性を低下させる作用を有する。N含有量が0.010%を超えると、成形性の低下が著しくなる。したがって、N含有量は0.010%以下とする。N含有量は0.0080%以下であるのが好ましく、0.0070%以下であるのがより好ましい。N含有量の下限は特に規定する必要はないが、後述するようにTi、NbおよびVの1種以上を含有させて鋼組織の微細化を図る場合を考慮すると、炭窒化物の析出を促進させるためにN含有量は、0.0010%以上とすることが好ましく、0.0020%以上とすることがより好ましい。
N: 0.010% or less N is an element contained as an impurity and has an effect of reducing the formability of the steel sheet. When the N content is more than 0.010%, the moldability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.010% or less. The N content is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0070% or less. The lower limit of the N content does not have to be specified in particular, but in consideration of the case where one or more kinds of Ti, Nb, and V are contained to refine the steel structure as described later, precipitation of carbonitrides is promoted. Therefore, the N content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0020% or more.

本発明の鋼板には、上記の元素に加えてさらに、下記に示す量のTi、Nb、V、Cr、Mo、Ni、B、Ca、Mg、REM、CuおよびBiから選択される1種以上の元素を含有させても良い。   In the steel sheet of the present invention, in addition to the above elements, one or more selected from the following amounts of Ti, Nb, V, Cr, Mo, Ni, B, Ca, Mg, REM, Cu and Bi. May be included.

Ti:0〜0.20%
Nb:0〜0.10%
V:0〜0.50%
Ti、NbおよびVは、鋼中に炭化物または窒化物として析出し、そのピン止め効果によって鋼組織を微細化する作用を有する。したがって、これらの元素から選択される1種以上を含有させてもよい。しかし、過剰に含有させても、上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、Ti含有量は0.20%以下、Nb含有量は0.10%以下、V含有量は0.50%以下とする。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、Ti:0.005%以上、Nb:0.002%以上、およびV:0.005%以上の少なくともいずれかを満足させることが好ましい。
Ti: 0 to 0.20%
Nb: 0 to 0.10%
V: 0 to 0.50%
Ti, Nb and V precipitate in the steel as carbides or nitrides, and have the effect of refining the steel structure by the pinning effect. Therefore, one or more selected from these elements may be contained. However, even if it is contained excessively, the effect due to the above-mentioned action is saturated and it becomes uneconomical. Therefore, the Ti content is 0.20% or less, the Nb content is 0.10% or less, and the V content is 0.50% or less. In order to more reliably obtain the effects of these elements, it is preferable to satisfy at least one of Ti: 0.005% or more, Nb: 0.002% or more, and V: 0.005% or more. ..

Cr:0%以上1.0%未満
Mo:0〜0.50%
Ni:0〜1.0%
B:0〜0.0050%
Cr、Mo、NiおよびBは、焼入性を高める作用を有する。また、Moは、鋼中に炭化物を析出して強度を高める作用を有する。さらに、Niは、後述するようにCuを含有させる場合においては、Cuに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。したがって、これらの元素から選択される1種以上を含有させてもよい。
Cr: 0% or more and less than 1.0% Mo: 0 to 0.50%
Ni: 0 to 1.0%
B: 0 to 0.0050%
Cr, Mo, Ni and B have a function of enhancing hardenability. Further, Mo has the function of precipitating carbides in the steel to increase the strength. Further, Ni has an effect of effectively suppressing grain boundary cracking of the slab due to Cu when Cu is contained as described later. Therefore, one or more selected from these elements may be contained.

しかし、Cr含有量が1.0%以上では、化成処理性の低下が著しくなる。したがって、Cr含有量は1.0%未満とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Cr含有量を0.05%以上とすることが好ましい。また、Mo含有量が0.50%を超えると、上記作用による効果は飽和してコスト的に不利となる。したがって、Mo含有量は0.50%以下とする。好ましくは0.20%以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはMo含有量を0.02%以上とすることが好ましい。   However, when the Cr content is 1.0% or more, the chemical conversion treatability is significantly deteriorated. Therefore, the Cr content is less than 1.0%. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the Cr content is preferably 0.05% or more. Further, when the Mo content exceeds 0.50%, the effect due to the above-mentioned action is saturated, which is disadvantageous in cost. Therefore, the Mo content is 0.50% or less. It is preferably 0.20% or less. The Mo content is preferably 0.02% or more in order to more reliably obtain the effects of the above action.

Niは高価な元素であるため、多量の含有はコスト的に不利となる。したがって、Ni含有量は1.0%以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ni含有量を0.05%以上とすることが好ましい。また、B含有量が0.0050%を超えると成形性の低下が著しくなる。したがって、B含有量は0.0050%以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、B含有量を0.0002%以上とすることが好ましい。   Since Ni is an expensive element, the inclusion of a large amount is disadvantageous in cost. Therefore, the Ni content is 1.0% or less. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the Ni content is preferably 0.05% or more. Further, when the B content exceeds 0.0050%, the moldability is remarkably deteriorated. Therefore, the B content is 0.0050% or less. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the B content is preferably 0.0002% or more.

Ca:0〜0.020%
Mg:0〜0.020%
REM:0〜0.020%
Ca、MgおよびREMは、介在物の形状を調整することにより、成形性を高める作用を有する。したがって、これらの元素から選択される1種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素の含有量が上記上限値を超えると、鋼中の介在物が過剰となり、却って成形性を低下させる場合がある。したがって、Ca含有量は0.020%以下、Mg含有量は0.020%以下、REM含有量は0.020%以下とする。それぞれの元素は、0.010%以下であるのが好ましく、0.005%以下であるのがより好ましい。上記作用による効果をより確実に得るには、上記元素の少なくともいずれかを0.0005%以上含有させることが好ましい。
Ca: 0 to 0.020%
Mg: 0 to 0.020%
REM: 0 to 0.020%
Ca, Mg and REM have the effect of enhancing the formability by adjusting the shape of the inclusions. Therefore, one or more selected from these elements may be contained. However, if the contents of these elements exceed the above upper limits, the inclusions in the steel become excessive, which may rather reduce the formability. Therefore, the Ca content is 0.020% or less, the Mg content is 0.020% or less, and the REM content is 0.020% or less. The content of each element is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less. In order to obtain the effect of the above action more reliably, it is preferable to contain at least one of the above elements in an amount of 0.0005% or more.

ここで、REMは、Sc、Yおよびランタノイドの合計17元素を指し、REMの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。   Here, REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of these elements. In the case of lanthanoid, it is industrially added in the form of misch metal.

Cu:0〜1.0%
Cuは、低温で析出して強度を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Cu含有量が1.0%を超えると、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Cu含有量は1.0%以下とする。Cu含有量は0.5%未満であるのが好ましく、0.3%未満であるのがより好ましい。上記作用による効果をより確実に得るにはCu含有量は0.05%以上とすることが好ましい。
Cu: 0 to 1.0%
Cu has the action of precipitating at a low temperature and increasing the strength, so it may be contained in the steel. However, if the Cu content exceeds 1.0%, intergranular cracking of the slab may occur. Therefore, the Cu content is 1.0% or less. The Cu content is preferably less than 0.5%, more preferably less than 0.3%. The Cu content is preferably 0.05% or more in order to more reliably obtain the effect of the above action.

Bi:0〜0.020%
Biは、凝固組織を微細化することにより成形性を高める作用を有するので、鋼中に含有させてもよい。しかし、Bi含有量が0.020%を超えると、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Bi含有量は0.020%以下とする。Bi含有量は0.010%以下であるのが好ましい。上記作用による効果をより確実に得るには、Bi含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。
Bi: 0 to 0.020%
Bi has a function of enhancing the formability by refining the solidified structure, and thus may be contained in steel. However, if the Bi content exceeds 0.020%, the effect due to the above-mentioned action is saturated, which is disadvantageous in terms of cost. Therefore, the Bi content is 0.020% or less. The Bi content is preferably 0.010% or less. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the Bi content is preferably 0.0005% or more.

0.5≦Si+sol.Al≦3.0 ・・・(i)
但し、上記(i)式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。
上述したように、SiおよびAlはともにセメンタイトの析出を抑制して残留オーステナイト面積率を高める作用を有し、延性を向上させることから、本発明ではSiとsol.Alとの合計含有量(Si+sol.Al)を規定する。
0.5 ≦ Si + sol. Al ≦ 3.0 (i)
However, each element symbol in the above formula (i) represents the content (mass%) of each element contained in the steel sheet.
As described above, Si and Al both have the effect of suppressing the precipitation of cementite and increasing the area ratio of retained austenite, and improve the ductility. Therefore, in the present invention, Si and sol. The total content with Al (Si + sol.Al) is specified.

Si+sol.Alの値が0.5未満では、上記作用が不十分なために所望の残留オーステナイト面積率が得られず、延性が劣化する。一方、Si+sol.Alの値が3.0を超えると、A変態点の著しい上昇を招いて、安定した熱間圧延を困難にする。したがって、上記(i)式を満足する必要がある。Si+sol.Alの値は、1.0以上であるのが好ましく、1.2以上であるのがより好ましい。また、Si+sol.Alの値は、2.5以下であるのが好ましく、2.2以下であるのがより好ましい。 Si + sol. When the value of Al is less than 0.5, the desired retained austenite area ratio cannot be obtained because the above action is insufficient, and ductility deteriorates. On the other hand, Si + sol. When the value of Al exceeds 3.0, the A 3 transformation point is remarkably increased, and stable hot rolling becomes difficult. Therefore, it is necessary to satisfy the above equation (i). Si + sol. The value of Al is preferably 1.0 or more, more preferably 1.2 or more. In addition, Si + sol. The Al value is preferably 2.5 or less, and more preferably 2.2 or less.

本発明の鋼板の化学組成において、残部はFeおよび不純物である。   In the chemical composition of the steel sheet of the present invention, the balance is Fe and impurities.

なお「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。   The "impurity" is a component that is mixed by ores, raw materials such as scrap, and various factors in the manufacturing process when industrially manufacturing steel, and is allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.

(A−2)熱間圧延条件
スラブ加熱温度:1350℃以下
熱間圧延に供するスラブの温度は、スケールロスを抑制する観点から1350℃以下とすることが好ましく、1280℃以下とすることがより好ましい。熱間圧延に供するスラブの温度の下限は特に限定する必要はなく、後述するように熱間圧延をAr点以上で完了することが可能な温度であればよい。
(A-2) Hot rolling conditions Slab heating temperature: 1350 ° C or lower The temperature of the slab to be subjected to hot rolling is preferably 1350 ° C or lower, more preferably 1280 ° C or lower, from the viewpoint of suppressing scale loss. preferable. The lower limit of the temperature of the slab subjected to hot rolling does not have to be particularly limited, and may be a temperature at which hot rolling can be completed at Ar 3 points or more as described later.

圧延完了温度:Ar点〜1100℃
熱間圧延は、圧延完了後にオーステナイトを変態させることにより熱延鋼板の金属組織を微細化するために、Ar点以上の温度域で完了させる。圧延完了温度がAr点未満では、熱間圧延中にフェライト変態が生じ、熱延鋼板の金属組織において、圧延方向に展伸した粗大な低温変態相が生成する。これによって焼鈍後の金属組織が粗大化し、延性および伸びフランジ性が劣化し易くなる。このため、熱間圧延の完了温度はAr点以上とする必要がある。
Rolling completion temperature: Ar 3 points to 1100 ° C
The hot rolling is completed in a temperature range of Ar 3 or higher in order to transform the austenite after the completion of rolling to refine the metal structure of the hot rolled steel sheet. When the rolling completion temperature is lower than Ar 3 point, ferrite transformation occurs during hot rolling, and a coarse low-temperature transformation phase expanded in the rolling direction is generated in the metallographic structure of the hot-rolled steel sheet. As a result, the metal structure after annealing becomes coarse, and the ductility and stretch flangeability tend to deteriorate. Therefore, the completion temperature of hot rolling needs to be Ar 3 point or higher.

一方、圧延完了の温度が1100℃を超えると熱延鋼板の金属組織が粗大となり、焼鈍後の金属組織が粗大となって、延性および伸びフランジ性が劣化し易くなる。このため、熱間圧延の完了温度は1100℃以下とする必要がある。完了温度は、1050℃以下とすることが好ましい。   On the other hand, when the rolling completion temperature exceeds 1100 ° C., the metallographic structure of the hot-rolled steel sheet becomes coarse, and the metallographic structure after annealing becomes coarse, and ductility and stretch-flangeability easily deteriorate. Therefore, the completion temperature of hot rolling needs to be 1100 ° C or lower. The completion temperature is preferably 1050 ° C. or lower.

なお、熱間圧延が粗圧延と仕上圧延とからなる場合には、仕上圧延を上記温度で完了するために、粗圧延と仕上圧延との間で粗圧延材を加熱してもよい。この際、粗圧延材の後端が先端よりも高温となるように加熱することにより、仕上圧延の開始時における粗圧延材の全長にわたる温度の変動を140℃以下に抑制することが望ましい。これにより、コイル内の製品特性の均一性が向上する。   When the hot rolling includes rough rolling and finish rolling, the rough rolled material may be heated between the rough rolling and the finish rolling in order to complete the finish rolling at the above temperature. At this time, it is desirable to suppress the temperature fluctuation over the entire length of the rough rolled material at 140 ° C. or lower at the start of finish rolling by heating so that the rear end of the rough rolled material becomes higher in temperature than the front end. This improves the uniformity of product properties within the coil.

粗圧延材の加熱方法は公知の手段を用いて行えばよい。例えば、粗圧延機と仕上圧延機との間にソレノイド式誘導加熱装置を設けておき、この誘導加熱装置の上流側における粗圧延材長手方向の温度分布等に基づいて加熱昇温量を制御してもよい。   The heating method of the rough rolled material may be performed by using a known means. For example, a solenoid type induction heating device is provided between the rough rolling mill and the finish rolling mill, and the heating temperature rise amount is controlled based on the temperature distribution in the longitudinal direction of the rough rolling material on the upstream side of the induction heating device. May be.

また、熱間圧延は、多パス圧延としてレバースミルまたはタンデムミルを用いるのが好ましい。特に工業的生産性の観点から、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた圧延とすることがより好ましい。   In the hot rolling, it is preferable to use a revers mill or a tandem mill as the multi-pass rolling. Particularly, from the viewpoint of industrial productivity, it is more preferable to perform rolling using a tandem mill at least in the final several stages.

圧延完了後の一次冷却:圧延完了後10秒以内に冷却を開始し、5℃/秒以上の冷却速度にて冷却
圧延完了後、冷却開始までの時間が10秒を超える場合、または、冷却速度が5℃未満の場合は熱延鋼板の金属組織が粗大となり、焼鈍後の金属組織が粗大となって、延性および伸びフランジ性が劣化し易くなる。このため圧延完了後の一次冷却は、10秒以内に冷却を開始し、5℃/秒以上の冷却速度にて冷却することが好ましい。
Primary cooling after completion of rolling: Cooling is started within 10 seconds after completion of rolling, and cooling is performed at a cooling rate of 5 ° C./second or more. After completion of rolling, when the time until cooling starts exceeds 10 seconds, or cooling rate Is less than 5 ° C., the metallographic structure of the hot-rolled steel sheet becomes coarse, and the metallographic structure after annealing becomes coarse, and ductility and stretch-flangeability are likely to deteriorate. Therefore, the primary cooling after the completion of rolling is preferably started within 10 seconds and cooled at a cooling rate of 5 ° C./second or more.

巻取り温度:650℃以下
熱間圧延後に行うフェライトとオーステナイトとの二相域温度での焼鈍(一次焼鈍)によって、フェライトとオーステナイトとの間でMnの分配が促進され、その後に行う焼鈍(二次焼鈍)によって、ポリゴナルフェライト面積率およびベイニティックフェライト中のMn濃度とポリゴナルフェライト中のMn濃度との関係を所望の範囲に制御することが可能となる。その効果を得るには、熱間圧延後の巻取り温度は650℃以下とする必要がある。巻取り温度が650℃を超えるとパーライトが生成し易く、フェライトとパーライトとの間でMn分配が進行し、延性および伸びフランジ性に好適な組織を得ることができない。巻取り温度は、400℃未満とするのが好ましく、300℃未満とするのがより好ましい。
Winding temperature: 650 ° C. or less Annealing (primary annealing) at a two-phase region temperature of ferrite and austenite after hot rolling promotes distribution of Mn between the ferrite and austenite, and then performs annealing (second annealing). The subsequent annealing) makes it possible to control the relationship between the area ratio of polygonal ferrite and the Mn concentration in the bainitic ferrite and the Mn concentration in the polygonal ferrite within a desired range. To obtain the effect, the coiling temperature after hot rolling needs to be 650 ° C. or lower. When the coiling temperature exceeds 650 ° C., pearlite is easily generated, Mn distribution proceeds between ferrite and pearlite, and a structure suitable for ductility and stretch flangeability cannot be obtained. The winding temperature is preferably lower than 400 ° C, more preferably lower than 300 ° C.

(B)一次焼鈍工程
前記工程(A)で得た熱延鋼板に対して、フェライトおよびオーステナイトの二相域温度で焼鈍を行う。この焼鈍を本発明では「一次焼鈍」と呼ぶ。一次焼鈍によってフェライトとオーステナイトとの間でMnの分配を促進することで、延性および伸びフランジ性に好適な金属組織を得ることが容易となる。一次焼鈍条件について、以下に詳しく説明する。
(B) Primary annealing step The hot rolled steel sheet obtained in the step (A) is annealed at a two-phase region temperature of ferrite and austenite. This annealing is called "primary annealing" in the present invention. By promoting the distribution of Mn between ferrite and austenite by the primary annealing, it becomes easy to obtain a metal structure suitable for ductility and stretch flangeability. The primary annealing conditions will be described in detail below.

一次焼鈍温度:(Ac点−50℃)〜(Ac点−2℃)
一次焼鈍温度は、(Ac点−50℃)〜(Ac点−2℃)とする。この範囲の温度で焼鈍することにより、ポリゴナルフェライトの面積率と平均粒径、ベイニティックフェライト中のMn濃度とポリゴナルフェライト中のMn濃度との関係を所望の範囲に制御することが可能となる。一次焼鈍温度が(Ac点−50℃)未満では粗大なポリゴナルフェライトが生成し易く、伸びフランジ性が劣化する。一方、一次焼鈍温度が(Ac点−2℃)を超えると、所望のポリゴナルフェライト量を確保するのが困難となり、延性が劣化する。
Primary annealing temperature: (Ac 3 points-50 ° C) to (Ac 3 points-2 ° C)
The primary annealing temperature is (Ac 3 points −50 ° C.) to (Ac 3 points −2 ° C.). By annealing at a temperature in this range, it is possible to control the area ratio and average particle size of polygonal ferrite, and the relationship between the Mn concentration in bainitic ferrite and the Mn concentration in polygonal ferrite to a desired range. Becomes If the primary annealing temperature is less than (Ac 3 points −50 ° C.), coarse polygonal ferrite is likely to be generated, and stretch flangeability is deteriorated. On the other hand, when the primary annealing temperature exceeds (Ac 3 points-2 ° C), it becomes difficult to secure a desired amount of polygonal ferrite, and ductility deteriorates.

一次焼鈍保持時間:下記(ii)式を満足する
一次焼鈍保持時間は、上述の一次焼鈍温度との関係において、下記(ii)式を満足する必要がある。
1.4×10−8×exp{26500/(T+273)}≦t≦4.0×10 ・・・(ii)
但し、上記(ii)式中の各記号の意味は以下のとおりである。
t:一次焼鈍保持時間(秒)
T:一次焼鈍温度(℃)
Primary annealing holding time: Satisfies the following expression (ii) The primary annealing holding time needs to satisfy the following expression (ii) in relation to the above primary annealing temperature.
1.4 × 10 −8 × exp {26500 / (T + 273)} ≦ t ≦ 4.0 × 10 5 (ii)
However, the meaning of each symbol in the above formula (ii) is as follows.
t: Primary annealing holding time (seconds)
T: Primary annealing temperature (° C)

Mnの拡散速度は非常に遅いため、上述した一次焼鈍温度にて所定時間保持してフェライト中からオーステナイト中へのMn分配を促進する。この焼鈍鋼板に対して後述のように二次焼鈍することにより、ベイニティックフェライト中のMn濃度とポリゴナルフェライト中のMn濃度との関係を所望の範囲に制御することが可能となる。保持時間が(ii)式左辺[1.4×10−8×exp{6500/(T+273)}]未満の場合、Mnの分配が不十分なため、ベイニティックフェライト中のMn濃度とポリゴナルフェライト中のMn濃度との比が所望の値とならず、延性が劣化する。一方、長時間保持するとMn濃度の比は平衡状態に近づくため、4.0×10秒を超える焼鈍を行っても熱処理コストが嵩むばかりである。 Since the diffusion rate of Mn is very slow, it is maintained at the above-mentioned primary annealing temperature for a predetermined time to promote the distribution of Mn from ferrite to austenite. By subjecting this annealed steel sheet to secondary annealing as described below, it becomes possible to control the relationship between the Mn concentration in the bainitic ferrite and the Mn concentration in the polygonal ferrite within a desired range. When the retention time is less than the left side of the equation (ii) [1.4 × 10 −8 × exp {6500 / (T + 273)}], the distribution of Mn is insufficient, so the Mn concentration in the bainitic ferrite and the polygonal The ratio to the Mn concentration in ferrite does not reach a desired value, and ductility deteriorates. On the other hand, when it is held for a long time, the ratio of Mn concentration approaches an equilibrium state, so even if annealing is performed for more than 4.0 × 10 5 seconds, the heat treatment cost only increases.

(C)二次焼鈍工程
前記工程(B)で得た焼鈍鋼板を、必要に応じて公知の方法に従って脱スケール、脱脂等の処理を施した後、焼鈍する。この焼鈍を本発明では「二次焼鈍」と呼ぶ。二次焼鈍を行うことによって、ベイニティックフェライトおよび残留オーステナイトを生成させる。それによって、延性および伸びフランジ性に好適な金属組織を得ることが容易となる。二次焼鈍条件について、以下に詳しく説明する。
(C) Secondary Annealing Step The annealed steel sheet obtained in the step (B) is annealed after being subjected to treatments such as descaling and degreasing according to known methods, if necessary. This annealing is called "secondary annealing" in the present invention. By performing secondary annealing, bainitic ferrite and retained austenite are generated. Thereby, it becomes easy to obtain a metal structure suitable for ductility and stretch flangeability. The secondary annealing conditions will be described in detail below.

二次焼鈍温度:(Ac点−40℃)以上(Ac点+100℃)未満
二次焼鈍温度は、(Ac点−40℃)以上とする必要がある。これは、主相がベイニティックフェライトであって、第二相に残留オーステナイトを含む金属組織を得るためである。ベイニティックフェライトの面積率を増加させ、伸びフランジ性を向上させるためには、二次焼鈍温度は(Ac点−20℃)を超える温度とすることが好ましく、Ac点を超える温度とすることがより好ましい。しかし、二次焼鈍温度が高くなりすぎると、オーステナイトが過度に粗大化するとともに一次焼鈍で促進したMn分配が拡散により低下し、延性および伸びフランジ性が劣化する。このため、二次焼鈍温度は、(Ac点+100℃)未満とする必要がある。二次焼鈍温度は、(Ac点+50℃)未満とすることが好ましく、(Ac点+20℃)未満とすることがより好ましい。
Secondary annealing temperature: (Ac 3 points −40 ° C.) or higher and less than (Ac 3 points + 100 ° C.) Secondary annealing temperature must be (Ac 3 points −40 ° C.) or higher. This is because a main phase is bainitic ferrite and a metal structure containing retained austenite is obtained in the second phase. In order to increase the area ratio of the bainitic ferrite and improve the stretch flangeability, the secondary annealing temperature is preferably a temperature higher than (Ac 3 point −20 ° C.), and a temperature higher than Ac 3 point. More preferably. However, if the secondary annealing temperature becomes too high, the austenite becomes excessively coarse, and the Mn distribution promoted by the primary annealing decreases due to diffusion, and the ductility and stretch flangeability deteriorate. Therefore, the secondary annealing temperature needs to be lower than (Ac 3 point + 100 ° C.). The secondary annealing temperature is preferably lower than (Ac 3 point + 50 ° C.), and more preferably lower than (Ac 3 point + 20 ° C.).

二次焼鈍保持時間:150秒未満
二次焼鈍温度での保持時間の下限は特に限定する必要はないが、安定した機械特性を得るために、15秒を超える時間とすることが好ましく、60秒を超える時間とすることがより好ましい。一方、保持時間が長くなりすぎると、一次焼鈍で分配したMnの拡散が生じて、延性および伸びフランジ性が劣化し易くなる。このため、保持時間は、150秒間未満とすることが好ましく、120秒間未満とすることがより好ましい。
Secondary annealing retention time: less than 150 seconds The lower limit of the retention time at the secondary annealing temperature does not need to be particularly limited, but in order to obtain stable mechanical properties, it is preferably a time of more than 15 seconds, 60 seconds. It is more preferable that the time exceeds. On the other hand, if the holding time is too long, the Mn distributed in the primary annealing is diffused, and the ductility and stretch-flangeability are likely to deteriorate. Therefore, the holding time is preferably less than 150 seconds, more preferably less than 120 seconds.

二次焼鈍における加熱過程では、一次焼鈍で分配したMnの拡散を抑制するため、平均加熱速度を5℃/秒以上とすることが好ましく、20℃/秒以上とすることがより好ましく、100℃/秒以上とすることがさらに好ましい。   In the heating process in the secondary annealing, in order to suppress the diffusion of Mn distributed in the primary annealing, the average heating rate is preferably 5 ° C./sec or more, more preferably 20 ° C./sec or more, and 100 ° C. / Sec or more is more preferable.

二次焼鈍の均熱後の冷却過程では、微細なポリゴナルフェライトの生成を促進し、延性を向上させるために、10℃/秒未満の冷却速度で、二次焼鈍温度から50℃以上冷却を行うことが好ましい。この均熱後の冷却速度は5℃/秒未満であることが好ましく、3℃/秒未満であることがより好ましく、2℃/秒未満であることがさらに好ましい。なお、一次焼鈍で鋼板中にMn分配を生じさせているため、ポリゴナルフェライトはMn濃度の低い部位から優先的に生成する。これにより、延性および伸びフランジ性に好適なポリゴナルフェライト面積率およびベイニティックフェライト中のMn濃度とポリゴナルフェライト中のMn濃度との関係が容易に得られる。   In the cooling process after soaking of the secondary annealing, in order to promote the formation of fine polygonal ferrite and improve the ductility, cooling from the secondary annealing temperature to 50 ° C or more is performed at a cooling rate of less than 10 ° C / sec. It is preferable to carry out. The cooling rate after soaking is preferably less than 5 ° C./second, more preferably less than 3 ° C./second, and even more preferably less than 2 ° C./second. Since Mn is distributed in the steel sheet in the primary annealing, polygonal ferrite is preferentially generated from a site having a low Mn concentration. Thereby, the relationship between the area ratio of polygonal ferrite suitable for ductility and stretch-flangeability and the Mn concentration in bainitic ferrite and the Mn concentration in polygonal ferrite can be easily obtained.

また、ベイニティックフェライトを主相とする金属組織を得るために、650〜500℃の温度範囲での平均冷却速度を15℃/秒以上とすることが好ましい。650〜450℃の温度範囲での平均冷却速度を15℃/秒以上とすることがより好ましい。冷却速度が速いほどベイニティックフェライトの面積率が高まるので、上記の平均冷却速度は30℃/秒を超える速度とするのがより好ましく、50℃/秒を超える速度とするのがさらに好ましい。一方、冷却速度が速すぎると、鋼板の形状が損なわれるので、650〜500℃の温度範囲における冷却速度は、200℃/秒以下とすることが好ましく、150℃/秒未満とすることがより好ましく、130℃/秒未満とすることがさらに好ましい。   Further, in order to obtain a metal structure having bainitic ferrite as a main phase, it is preferable that the average cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. is 15 ° C./sec or more. It is more preferable that the average cooling rate in the temperature range of 650 to 450 ° C. is 15 ° C./sec or more. Since the area ratio of bainitic ferrite increases as the cooling rate becomes faster, the average cooling rate is more preferably more than 30 ° C./sec, and even more preferably more than 50 ° C./sec. On the other hand, if the cooling rate is too fast, the shape of the steel sheet is impaired, so the cooling rate in the temperature range of 650 to 500 ° C. is preferably 200 ° C./sec or less, and more preferably less than 150 ° C./sec. Preferably, it is less than 130 ° C./second, more preferably less than 130 ° C./second.

さらに、残留オーステナイトを得るためには、500℃〜Ms点の温度域まで冷却し、該温度域で30秒以上保持する必要がある。残留オーステナイトの安定性を高めて、延性および伸びフランジ性を向上させるためには、上記の保持温度域を475℃〜(Ms点+20℃)とすることが好ましく、450℃〜(Ms点+40℃)とすることがより好ましく、430℃〜(Ms点+60℃)とすることがさらに好ましい。また、上記の保持時間を長くするほど残留オーステナイトの安定性が高まるので、保持時間を60秒以上とすることが好ましく、120秒以上とすることがより好ましく、300秒を超える時間とすることがさらに好ましい。   Further, in order to obtain the retained austenite, it is necessary to cool to a temperature range of 500 ° C. to Ms point and hold the temperature range for 30 seconds or more. In order to improve the stability of the retained austenite and improve the ductility and stretch flangeability, the holding temperature range is preferably 475 ° C to (Ms point + 20 ° C), and 450 ° C to (Ms point + 40 ° C). ) Is more preferable, and it is further preferable that it is 430 ° C. to (Ms point + 60 ° C.). Further, since the stability of the retained austenite increases as the holding time is increased, the holding time is preferably 60 seconds or longer, more preferably 120 seconds or longer, and more than 300 seconds. More preferable.

なお、Ms点は元素含有量から下記(iii)式を用いて算出される。
Ms点(℃)=561−407×C−7.3×Si−37.8×Mn−20.5×Cu−19.5×Ni−19.8×Cr−4.5×Mo ・・・(iii)
但し、上記(iii)式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。
The Ms point is calculated from the element content using the following formula (iii).
Ms point (° C.) = 561-407 × C-7.3 × Si-37.8 × Mn-20.5 × Cu-19.5 × Ni-19.8 × Cr-4.5 × Mo ... (Iii)
However, each element symbol in the above formula (iii) represents the content (mass%) of each element contained in the steel sheet.

(D)その他の工程
(D−1)鋳造工程
上記工程(A)の熱間圧延の素材として用いられるスラブを製造する方法については特に制限は設けない。上述した化学組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分塊圧延する方法等により鋼片とされる。連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁攪拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。
(D) Other Steps (D-1) Casting Step There is no particular limitation on the method for producing the slab used as the material for the hot rolling in the step (A). The steel having the above-mentioned chemical composition is melted by a known means and then made into a steel ingot by a continuous casting method, or a steel obtained by a slab rolling after making a steel ingot by any casting method. To be cut off. In the continuous casting step, in order to suppress the occurrence of surface defects caused by inclusions, it is preferable to cause an external additional flow such as electromagnetic stirring in the molten steel in the mold.

鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分塊圧延後の高温状態にある鋼片をそのまま、もしくは保温して、または補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。なお、本発明では、このような鋼塊および鋼片を、総称してスラブという。   The steel ingot or billet may be subjected to hot rolling after being reheated once cooled, and the ingot in the high temperature state after continuous casting or the billet in the high temperature state after slabbing as it is Alternatively, it may be subjected to hot rolling by keeping it warm or by performing auxiliary heating. In addition, in this invention, such a steel ingot and a steel piece are generically called a slab.

(D−2)冷間圧延工程
冷圧率:30%以上80%未満
前記工程(B)後の焼鈍鋼板および/または前記工程(A)後の熱延鋼板に対して、常法に従い冷間圧延を施してもよい。また、冷間圧延の前に酸洗等により焼鈍鋼板および/または熱延鋼板に脱スケールを行ってもよい。冷間圧延は、再結晶を促進して冷間圧延および焼鈍後の金属組織を均一化し、伸びフランジ性をさらに向上させるために、冷圧率(冷間圧延における総圧下率)を30%以上とすることが好ましい。冷圧率は40%以上とすることがより好ましい。これにより焼鈍後の金属組織がさらに細粒化するとともに集合組織が改善され、延性および伸びフランジ性が一層向上する。この観点からは、冷圧率は50%を超える値とすることがさらに好ましく、60%を超える値とすることが特に好ましい。一方、冷圧率が高すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となるため、冷圧率は80%未満とすることが好ましく、70%未満とすることがより好ましい。
(D-2) Cold rolling step Cold rolling ratio: 30% or more and less than 80% Cold annealing according to a conventional method for the annealed steel sheet after the step (B) and / or the hot rolled steel sheet after the step (A). It may be rolled. Before cold rolling, the annealed steel sheet and / or hot rolled steel sheet may be descaled by pickling or the like. In cold rolling, in order to promote recrystallization, uniformize the metallographic structure after cold rolling and annealing, and further improve stretch flangeability, the cold rolling ratio (total rolling reduction in cold rolling) is 30% or more. It is preferable that More preferably, the cold pressing rate is 40% or more. This further refines the grain structure of the annealed metal structure, improves the texture, and further improves ductility and stretch flangeability. From this point of view, the cold pressing rate is more preferably 50% or more, and particularly preferably 60% or more. On the other hand, if the cold pressing rate is too high, the rolling load increases and rolling becomes difficult. Therefore, the cold pressing rate is preferably less than 80%, more preferably less than 70%.

(D−3)めっき工程
電気めっき鋼板を製造する場合には、上述した方法で製造された焼鈍鋼板に、必要に応じて表面の清浄化および調整のための周知の前処理を施した後、常法に従って電気めっきを行えばよく、めっき被膜の化学組成および付着量は限定されない。電気めっきの種類として、電気亜鉛めっき、電気Zn−Ni合金めっき等が例示される。
(D-3) Plating Step When an electroplated steel sheet is produced, the annealed steel sheet produced by the above-mentioned method is subjected to a known pretreatment for cleaning and adjusting the surface, if necessary, It suffices to carry out electroplating according to a conventional method, and the chemical composition and the amount of adhesion of the plating film are not limited. Examples of the type of electroplating include electrogalvanizing and electroplating Zn-Ni alloy.

溶融めっき鋼板を製造する場合には、前記工程(C)の冷却過程において、500℃〜Ms点の温度域で30秒以上保持した後、必要に応じて鋼板を加熱してから、めっき浴に浸漬し溶融めっきを施す。残留オーステナイトの安定性を高めて延性および伸びフランジ性を向上させるためには、保持温度域を475℃〜(Ms点+20℃)とすることが好ましく、450℃〜(Ms点+40℃)とすることがより好ましく、430℃〜(Ms点+60℃)とすることがさらに好ましい。   In the case of producing a hot dip plated steel sheet, in the cooling process of the step (C), the steel sheet is held in a temperature range of 500 ° C. to Ms for 30 seconds or more, and then the steel sheet is heated if necessary, and then a plating bath is used. Immerse and apply hot dip. In order to increase the stability of retained austenite and improve the ductility and stretch flangeability, the holding temperature range is preferably 475 ° C to (Ms point + 20 ° C), and 450 ° C to (Ms point + 40 ° C). More preferably, it is more preferably 430 ° C. to (Ms point + 60 ° C.).

また、500℃〜Ms点の温度域での保持時間を長くするほど残留オーステナイトの安定性が高まるので、保持時間を60秒以上とすることが好ましく、120秒以上とすることがより好ましく、300秒を超える時間とすることがさらに好ましい。溶融めっき後に再加熱して合金化処理を行ってもよい。めっき被膜の化学組成および付着量は限定されない。溶融めっきの種類としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Zn−Al合金めっき、溶融Zn−Al−Mg合金めっき、溶融Zn−Al−Mg−Si合金めっき等が例示される。   In addition, the stability of the retained austenite increases as the holding time in the temperature range of 500 ° C. to Ms increases, so that the holding time is preferably 60 seconds or longer, more preferably 120 seconds or longer, and 300 More preferably, the time exceeds seconds. The alloying treatment may be performed by reheating after hot dipping. The chemical composition and the adhesion amount of the plating film are not limited. Examples of the type of hot-dip galvanizing, hot-dip galvanizing, hot-dip aluminum coating, hot-dip Zn-Al alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot-dip Zn-Al-Mg-Si alloy plating, etc. To be done.

めっき鋼板は、その耐食性をさらに高めるために、めっき後に適当な化成処理を施してもよい。化成処理は、従来のクロメート処理に代わって、ノンクロム型の化成処理液(例えば、シリケー卜系、リン酸塩系等)を用いて実施することが好ましい。   The plated steel sheet may be subjected to an appropriate chemical conversion treatment after plating in order to further improve its corrosion resistance. The chemical conversion treatment is preferably carried out by using a non-chromium type chemical conversion treatment liquid (eg, silicate type, phosphate type, etc.) instead of the conventional chromate treatment.

このようにして得られた焼鈍鋼板およびめっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を行ってもよい。しかし、調質圧延の伸び率が高いと延性の劣化を招くので、調質圧延の伸び率は1.0%以下とすることが好ましく、0.5%以下とすることがより好ましい。   The annealed steel plate and the plated steel plate thus obtained may be subjected to temper rolling according to a conventional method. However, if the elongation percentage of the temper rolling is high, the ductility deteriorates. Therefore, the elongation percentage of the temper rolling is preferably 1.0% or less, more preferably 0.5% or less.

本発明に係る方法によって製造される高強度鋼板は、主相がベイニティックフェライトであり、第二相にポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトを含む金属組織を有する。本発明に係る鋼板の金属組織について、以下に説明する。   The high-strength steel sheet produced by the method according to the present invention has a bainitic ferrite as a main phase, and a metal structure containing polygonal ferrite and retained austenite in the second phase. The metal structure of the steel sheet according to the present invention will be described below.

ベイニティックフェライトの面積率:60.0〜95.0%
ベイニティックフェライトは硬質かつ均質な組織であり、高い強度と優れた伸びフランジ性とを兼備させるのに適した組織である。したがって、本発明に係る鋼板においては、主相をベイニティックフェライトとする必要がある。なお、本発明においてベイニティックフェライトが主相であるとは、ベイニティックフェライトの面積率が60.0%以上であることを意味する。
Area ratio of bainitic ferrite: 60.0-95.0%
Bainitic ferrite has a hard and homogeneous structure, and is a structure suitable for having both high strength and excellent stretch flangeability. Therefore, in the steel sheet according to the present invention, the main phase needs to be bainitic ferrite. In the present invention, bainitic ferrite being the main phase means that the area ratio of bainitic ferrite is 60.0% or more.

ベイニティックフェライトの面積率の面積率について特に制限は設けないが、60.0%未満の場合、所望の強度と伸びフランジ性とを得ることが困難となる。一方、ベイニティックフェライトの面積率が95.0%を超えると延性が著しく低下するおそれがある。したがって、ベイニティックフェライトの面積率は60.0〜95.0%とすることが好ましい。ベイニティックフェライトの面積率は70.0%以上とすることがより好ましい。   The area ratio of the bainitic ferrite is not particularly limited, but if it is less than 60.0%, it becomes difficult to obtain desired strength and stretch flangeability. On the other hand, if the area ratio of bainitic ferrite exceeds 95.0%, the ductility may be significantly reduced. Therefore, the area ratio of bainitic ferrite is preferably 60.0 to 95.0%. The area ratio of bainitic ferrite is more preferably 70.0% or more.

ベイニティックフェライトは、ラス状または板状の形態を呈する点および転位密度が高い点でポリゴナルフェライトから区別され、内部および界面に鉄炭化物が存在しない点でベイナイトから区別される。ここでベイニティックフェライトは、非特許文献1に記載されているように、拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトまたはパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトとの中間段階にある変態組織をいい、光学顕微鏡観察組織として非特許文献1の第125頁〜第127頁に記載されているように、主にラス状または板状ベイニティックフェライトと、粒状ベイニティックフェライトと、擬ポリゴナルフェライトとから構成される。本発明ではこれらの全てを総称して、ベイニティックフェライトと呼ぶ。   Bainitic ferrite is distinguished from polygonal ferrite in that it exhibits a lath-like or plate-like morphology and high dislocation density, and is distinguished from bainite in the absence of iron carbide inside and at the interface. Here, bainitic ferrite is, as described in Non-Patent Document 1, an intermediate between a microstructure containing polygonal ferrite or pearlite formed by a diffusive mechanism and martensite formed by a non-diffusive shearing mechanism. A transformation structure in a stage, which is mainly a lath- or plate-shaped bainitic ferrite and a granular bainitic as described in Non-Patent Document 1 pages 125 to 127 as an optical microscope observation structure. It is composed of ferrite and pseudopolygonal ferrite. In the present invention, all of these are collectively referred to as bainitic ferrite.

また、本発明に係る鋼板においては、第二相にポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトを含む。ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトの面積率および粒径についても特に制限は設けないが、以下に示す範囲とすることが好ましい。   Further, in the steel sheet according to the present invention, the second phase contains polygonal ferrite and retained austenite. The area ratio and particle size of polygonal ferrite and retained austenite are not particularly limited, but are preferably in the ranges shown below.

ポリゴナルフェライトの面積率:2.0〜25.0%
軟質なポリゴナルフェライトを含有させることにより延性を向上させるため、ポリゴナルフェライトの面積率は2.0〜25.0%とすることが好ましい。ポリゴナルフェライトの面積率が2.0%未満では延性向上の効果が得られ難い。一方、25.0%を超えると伸びフランジ性が低下するばかりでなく、所望の強度確保が困難となる。ポリゴナルフェライトの面積率は5.0%以上とすることがより好ましく、6.0%以上とすることがさらに好ましい。また、上記面積率は20.0%以下とすることがより好ましく、15.0%以下とすることがさらに好ましい。
Area ratio of polygonal ferrite: 2.0 to 25.0%
The area ratio of the polygonal ferrite is preferably 2.0 to 25.0% in order to improve the ductility by containing the soft polygonal ferrite. If the area ratio of polygonal ferrite is less than 2.0%, it is difficult to obtain the effect of improving ductility. On the other hand, if it exceeds 25.0%, not only the stretch flangeability is deteriorated but also it becomes difficult to secure a desired strength. The area ratio of polygonal ferrite is more preferably 5.0% or more, further preferably 6.0% or more. The area ratio is more preferably 20.0% or less, further preferably 15.0% or less.

残留オーステナイトの面積率:3.0〜35.0%
残留オーステナイトは、変態誘起塑性(TRIP)により延性を高める作用を有する。残留オーステナイト面積率が3.0%未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。一方、残留オーステナイトの面積率が35.0%を超えると、加工誘起変態により生じた硬質なマルテンサイトにより伸びフランジ性が劣化するおそれがある。したがって、残留オーステナイト面積率は3.0〜35.0%とすることが好ましい。残留オーステナイト面積率は4.0%以上とすることがより好ましく、6.0%以上とすることがさらに好ましい。
Area ratio of retained austenite: 3.0 to 35.0%
Retained austenite has a function of enhancing ductility by transformation-induced plasticity (TRIP). If the retained austenite area ratio is less than 3.0%, it is difficult to obtain the effect of the above action. On the other hand, if the area ratio of the retained austenite exceeds 35.0%, the hard martensite generated by the work-induced transformation may deteriorate the stretch flangeability. Therefore, the retained austenite area ratio is preferably 3.0 to 35.0%. The retained austenite area ratio is more preferably 4.0% or more, and further preferably 6.0% or more.

なお、残留オーステナイトの定量方法には、X線回折、電子線後方散乱回折像(EBSP)解析、磁気測定による方法等があり、方法によって定量値が異なる場合がある。本発明で規定する残留オーステナイトの面積率は、X線回折による測定値である。   Note that there are methods such as X-ray diffraction, electron beam backscattering diffraction (EBSP) analysis, and magnetic measurement as quantitative methods for residual austenite, and quantitative values may differ depending on the methods. The area ratio of retained austenite specified in the present invention is a value measured by X-ray diffraction.

本発明に係る鋼板には、上述の組織以外に残部としてセメンタイト、パーライトおよびマルテンサイト等が含まれる場合がある。ベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトを除く残部の組織の合計面積率が15.0%を超えると、伸びフランジ性が低下するおそれがある。成形性の観点から、残部の面積率は15.0%以下とすることが好ましい。残部の面積率は10.0%以下とすることがより好ましく、6.0%以下とすることがさらに好ましい。   The steel sheet according to the present invention may contain cementite, pearlite, martensite, and the like as the balance in addition to the above-described structure. If the total area ratio of the remaining structure excluding bainitic ferrite, polygonal ferrite, and retained austenite exceeds 15.0%, stretch flangeability may deteriorate. From the viewpoint of moldability, the area ratio of the balance is preferably 15.0% or less. The area ratio of the remaining portion is more preferably 10.0% or less, further preferably 6.0% or less.

ポリゴナルフェライトの平均粒径:0.3〜10.0μm
ポリゴナルフェライトの平均粒径が0.3μm未満になると延性が劣化するおそれがあるため、0.3μm以上とすることが好ましい。一方、平均粒径が10.0μmを超えると、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトとの界面で粗大なボイドが生成し、伸びフランジ性が劣化する場合がある。細粒化強化によりベイニティックフェライトとの硬度差を軽減し、伸びフランジ性を向上させる観点から、ポリゴナルフェライトの平均粒径は10.0μm以下とすることが好ましい。
Average particle size of polygonal ferrite: 0.3 to 10.0 μm
If the average particle size of polygonal ferrite is less than 0.3 μm, the ductility may deteriorate, so it is preferable to set it to 0.3 μm or more. On the other hand, if the average particle size exceeds 10.0 μm, coarse voids may be generated at the interface between polygonal ferrite and bainitic ferrite, and stretch flangeability may deteriorate. From the viewpoint of reducing the hardness difference from bainitic ferrite and improving stretch-flangeability by grain refinement, the average grain size of polygonal ferrite is preferably 10.0 μm or less.

ポリゴナルフェライトの平均粒径は0.8μm以上とすることがより好ましく、1.2μm以上とすることがさらに好ましい。また、上記平均粒径は7.0μm以下とすることがより好ましく、5.0μm以下とすることがさらに好ましい。なお、本発明におけるポリゴナルフェライトの平均粒径とは、走査型電子顕微鏡(SEM)観察像およびEBSP解析結果を用いた画像解析により求めた円相当径のことである。   The average particle size of polygonal ferrite is more preferably 0.8 μm or more, further preferably 1.2 μm or more. The average particle size is more preferably 7.0 μm or less, further preferably 5.0 μm or less. The average particle size of polygonal ferrite in the present invention is the equivalent circle diameter determined by image analysis using a scanning electron microscope (SEM) observation image and EBSP analysis results.

また、ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比は、異方性を軽減し伸びフランジ性を向上させる観点から3.0以下とするのが好ましく、2.5以下とするのがより好ましい。なお、ポリゴナルフェライトの平均アスペクト比とは、SEM観察像およびEBSP解析結果を用いた画像解析から楕円近似し求めた(長軸長さ)/(短軸長さ)で表される値のことである。   The average aspect ratio of polygonal ferrite is preferably 3.0 or less, more preferably 2.5 or less from the viewpoint of reducing anisotropy and improving stretch flangeability. The average aspect ratio of polygonal ferrite is a value represented by (major axis length) / (minor axis length) obtained by elliptic approximation from image analysis using SEM observation images and EBSP analysis results. Is.

残留オーステナイトの平均粒径:1.0μm以下
残留オーステナイトの平均粒径が1.0μmを超えると、加工誘起変態により生じたマルテンサイトにより伸びフランジ性が劣化するおそれがある。したがって、残留オーステナイトの平均粒径は1.0μm以下とすることが好ましい。残留オーステナイトの平均粒径は0.8μm以下とすることがより好ましく、0.6μm以下とすることがさらに好ましい。
Average particle size of retained austenite: 1.0 μm or less If the average particle size of retained austenite exceeds 1.0 μm, stretch flangeability may be deteriorated due to martensite generated by the work-induced transformation. Therefore, the average particle size of the retained austenite is preferably 1.0 μm or less. The average particle size of the retained austenite is more preferably 0.8 μm or less, further preferably 0.6 μm or less.

0.25<[Mn]PF/[Mn]BF<0.70 ・・・(iv)
但し、上記(iv)式中の各記号の意味は以下のとおりである。
[Mn]PF:ポリゴナルフェライト中の平均Mn濃度(質量%)
[Mn]BF:ベイニティックフェライト中の平均Mn濃度(質量%)
ベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトの硬度差を制御して延性と伸びフランジ性とを高いレベルで兼備させるため、ベイニティックフェライト中のMn濃度とポリゴナルフェライト中のMn濃度とが、上記(iv)式を満足することが好ましい。
0.25 <[Mn] PF / [Mn] BF <0.70 (iv)
However, the meaning of each symbol in the above formula (iv) is as follows.
[Mn] PF : average Mn concentration (mass%) in polygonal ferrite
[Mn] BF : Average Mn concentration (mass%) in bainitic ferrite
In order to control the difference in hardness between bainitic ferrite and polygonal ferrite so as to combine ductility and stretch-flangeability at a high level, the Mn concentration in the bainitic ferrite and the Mn concentration in the polygonal ferrite are as described above ( It is preferable to satisfy the formula iv).

ポリゴナルフェライト中の平均Mn濃度がベイニティックフェライト中の平均Mn濃度の0.70倍以上である場合、Mnによるポリゴナルフェライトの固溶強化量が大きく所望の延性が得られ難い。一方、ポリゴナルフェライト中の平均Mn濃度がベイニティックフェライト中の平均Mn濃度の0.25倍以下である場合、ベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトとの硬度差が大きいため、変形時に粗大なボイドが発生しやすく、伸びフランジ性が低下するおそれがある。   When the average Mn concentration in the polygonal ferrite is 0.70 times or more the average Mn concentration in the bainitic ferrite, the solid solution strengthening amount of the polygonal ferrite due to Mn is large, and it is difficult to obtain the desired ductility. On the other hand, when the average Mn concentration in the polygonal ferrite is 0.25 times or less of the average Mn concentration in the bainitic ferrite, the hardness difference between the bainitic ferrite and the polygonal ferrite is large, so that it is coarse during deformation. Voids are likely to occur, and stretch flangeability may be reduced.

なお、金属組織の同定および面積率の算出は以下の方法で行う。まず、鋼板の圧延方向垂直断面を鏡面研磨後、ナイタール腐食し、光学顕微鏡またはSEMを用いた組織観察から金属組織を同定する。次に鋼板表面から板厚の1/4深さ位置でのベイニティックフェライトとマルテンサイトとの合計面積率およびポリゴナルフェライトの面積率をEBSP解析からそれぞれ算出する。また、圧延面法線方向から板厚の1/4深さまで面削した試料を用い、X線回折測定により残留オーステナイト面積率を求める。   The metal structure is identified and the area ratio is calculated by the following method. First, a vertical cross section in the rolling direction of a steel sheet is mirror-polished, then subjected to Nital corrosion, and the metal structure is identified by structure observation using an optical microscope or SEM. Next, the total area ratio of bainitic ferrite and martensite and the area ratio of polygonal ferrite at a position of 1/4 depth of the plate thickness from the steel plate surface are calculated from EBSP analysis, respectively. Further, the retained austenite area ratio is obtained by X-ray diffraction measurement using a sample which is chamfered from the rolling surface normal direction to a depth of 1/4 of the plate thickness.

さらに、レペラ腐食した試料を用い、鋼板表面から板厚の1/4深さ位置の圧延方向垂直断面について圧延方向200μm×圧延面法線方向50μm領域を光学顕微鏡で撮影し、市販の画像処理ソフトウェア「Image−Pro」を用いた二値化処理により残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。EBSP解析により算出したベイニティックフェライトとマルテンサイトの合計面積率とX線回折測定で求めた残留オーステナイト面積率の和から、レペラ腐食で求めた残留オーステナイトとマルテンサイトの合計面積率を差し引いた値をベイニティックフェライト面積率とする。   Furthermore, using a repeller-corroded sample, an area of 200 μm in the rolling direction × 50 μm in the rolling surface normal direction was photographed with an optical microscope for a vertical section in the rolling direction at a depth of 1/4 of the thickness from the surface of the steel sheet, and commercially available image processing software The total area ratio of retained austenite and martensite is calculated by the binarization process using "Image-Pro". Value obtained by subtracting the total area ratio of retained austenite and martensite obtained by repeller corrosion from the sum of the area ratio of bainitic ferrite and martensite calculated by EBSP analysis and the residual area ratio of retained austenite obtained by X-ray diffraction measurement. Is the area ratio of bainitic ferrite.

そして、上記で求めたベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計を、100%から差し引いた値を残部組織の面積率とする。また、ポリゴナルフェライトおよび残留オーステナイトの平均粒径は、EBSP解析および鋼板表面から板厚の1/4深さ位置から採取した薄膜試験片の透過型電子顕微鏡(TEM)観察から算出する。   The value obtained by subtracting the total area ratio of the bainitic ferrite, polygonal ferrite, and retained austenite obtained above from 100% is taken as the area ratio of the residual structure. The average grain size of polygonal ferrite and retained austenite is calculated from EBSP analysis and transmission electron microscope (TEM) observation of a thin film test piece taken from the surface of the steel sheet at a depth of 1/4 of the sheet thickness.

ポリゴナルフェライト中およびベイニティックフェライト中のMn濃度は、電界放射型電子銃を備えた電子線マイクロアナライザー(FE−EPMA)を用いて、以下の方法で求める。まず鋼板表面から板厚の1/4深さ位置の50μm×50μm領域について、0.1μmの間隔でFE−EPMAにてMn濃度のマッピング分析を行う。次に、同一視野の金属組織を上述した方法でEBSP解析から同定する。同定されたベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトについて任意の10点のMn濃度の平均値を算出し、ベイニティックフェライトおよびポリゴナルフェライトそれぞれのMn濃度とする。   The Mn concentrations in polygonal ferrite and bainitic ferrite are determined by the following method using an electron beam microanalyzer (FE-EPMA) equipped with a field emission electron gun. First, a mapping analysis of the Mn concentration is performed by FE-EPMA at an interval of 0.1 μm for a 50 μm × 50 μm region at a depth position of 1/4 of the plate thickness from the steel plate surface. Next, the metal structure in the same field of view is identified from the EBSP analysis by the method described above. With respect to the identified bainitic ferrite and polygonal ferrite, an average value of Mn concentrations at arbitrary 10 points is calculated to obtain Mn concentrations of the bainitic ferrite and the polygonal ferrite.

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。   Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to Examples, but the present invention is not limited to these Examples.

表1に示す化学組成を有する180kgの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により30mm厚さの鋼片にした。この鋼片を試験用小型タンデムミルにて表2に示す条件で熱間圧延を行い、板厚2〜4mmの熱延鋼板を得た。この熱延鋼板を表2に示す種々の一次焼鈍温度で所定時間熱処理した後、室温まで冷却した。   A 180 kg steel ingot having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a high-frequency vacuum melting furnace and hot forged into a steel piece having a thickness of 30 mm. This steel slab was hot-rolled in a test small tandem mill under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel plate having a plate thickness of 2 to 4 mm. This hot rolled steel sheet was heat-treated at various primary annealing temperatures shown in Table 2 for a predetermined time and then cooled to room temperature.

続いて、連続焼鈍シミュレーターを用いて、得られた一次焼鈍鋼板を表2に示す種々の二次焼鈍温度まで加熱し、所定時間保持した。その後、表2に示す種々の条件で冷却し、表2に示す冷却停止温度で330秒保持した後、室温まで冷却して焼鈍鋼板を得た。   Then, using the continuous annealing simulator, the obtained primary annealed steel sheets were heated to various secondary annealing temperatures shown in Table 2 and held for a predetermined time. Then, it cooled under various conditions shown in Table 2, hold | maintained at the cooling stop temperature shown in Table 2 for 330 seconds, Then, it cooled to room temperature and obtained the annealed steel plate.

なお、上記の熱延鋼板および/または一次焼鈍鋼板のいくつかについては、酸洗および冷間圧延を施した後に焼鈍を行った。   Note that some of the above hot-rolled steel sheets and / or primary annealed steel sheets were subjected to pickling and cold rolling and then annealed.

Figure 0006696208
Figure 0006696208

Figure 0006696208
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得られた焼鈍鋼板について、鋼板の圧延方向垂直断面を鏡面研磨し、ナイタール腐食液またはレペラ腐食液で腐食したのち、光学顕微鏡またはSEMを用いて組織観察を行った。さらに、鏡面研磨後に電解研磨で調製した試料を用いて、EBSP法による結晶方位の測定および解析を行なった。さらに鋼板表面から板厚の1/4深さ位置からTEM観察用の薄片を採取し、ツインジェット電解法で開孔した近傍をTEMで観察した。さらにFE-EPMAおよびEBSP法で同一視野の組織を解析し、ベイニティックフェライト中およびポリゴナルフェライト中のMn濃度を求めた。   The obtained annealed steel sheet was mirror-polished at a cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, corroded with a nital corrosive liquid or a repeller corrosive liquid, and then microstructure-observed using an optical microscope or SEM. Further, the crystal orientation was measured and analyzed by the EBSP method using a sample prepared by electrolytic polishing after mirror polishing. Further, a thin piece for TEM observation was sampled from the surface of the steel plate at a depth of 1/4 of the plate thickness, and the vicinity of the hole opened by the twin jet electrolysis method was observed by TEM. Further, the structures in the same visual field were analyzed by the FE-EPMA and EBSP methods, and the Mn concentrations in the bainitic ferrite and the polygonal ferrite were determined.

機械特性として、引張特性および伸びフランジ性を評価した。引張特性は、JIS Z 2241(2011)に準拠して引張試験を行ない、引張強度(TS)と全伸び(El)を測定した。伸びフランジ性は、JIS Z 2256(2010)に準拠して穴広げ試験を行ない、穴広げ率(λ)を求めた。   Tensile properties and stretch flangeability were evaluated as mechanical properties. As for the tensile properties, a tensile test was carried out according to JIS Z 2241 (2011), and the tensile strength (TS) and the total elongation (El) were measured. For stretch flangeability, a hole expansion test was carried out in accordance with JIS Z 2256 (2010), and a hole expansion ratio (λ) was obtained.

得られた鋼板の金属組織および機械特性を表3にまとめて示す。なお、本発明においては、引張強度が780MPa以上であり、かつ、TS×ELの値が18000MPa・%以上、TS×λの値が50000MPa・%以上の鋼板を、高い引張強度を有するとともに、強度−延性バランスおよび強度−伸びフランジ性バランスに優れると判定することとする。   Table 3 shows the metallographic structure and mechanical properties of the obtained steel sheets. In the present invention, a steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, a TS × EL value of 18000 MPa ·% or more, and a TS × λ value of 50000 MPa ·% or more has high tensile strength and strength. -Ductility balance and strength-Strong flangeability balance is judged to be excellent.

Figure 0006696208
Figure 0006696208

表1〜3を参照して、本発明例である試験番号1〜20では、高い引張強度(TS)を有するとともに、優れた強度−延性バランス(TS×El)と優れた強度−伸びフランジバランス(TS×λ)とを有している。一方、本発明の規定を満足しない方法で製造された比較例である試験番号21〜31では、TS×ElもしくはTS×λ、または双方の特性が劣っている。   With reference to Tables 1 to 3, Test Nos. 1 to 20, which are examples of the present invention, have high tensile strength (TS), and have an excellent strength-ductility balance (TS × El) and an excellent strength-stretch flange balance. (TS × λ). On the other hand, in test numbers 21 to 31 which are comparative examples manufactured by a method that does not satisfy the requirements of the present invention, the characteristics of TS × El or TS × λ or both are inferior.

本発明によれば、高い強度を有するとともに優れた延性と伸びフランジ性とを有する鋼板を得ることができる。したがって、本発明に係る方法で製造される高強度鋼板は、自動車部材、機械構造部材、建築部材等の素材として用いるのに好適である。   According to the present invention, it is possible to obtain a steel sheet having high strength and excellent ductility and stretch flangeability. Therefore, the high-strength steel sheet produced by the method according to the present invention is suitable for use as a material for automobile members, mechanical structural members, building members, and the like.

Claims (8)

金属組織が、面積%で、
ベイニティックフェライト:60.0〜95.0%、
ポリゴナルフェライト:2.0〜25.0%、
残留オーステナイト:3.0〜35.0%、
残部:15.0%以下であって、かつ、
ポリゴナルフェライトの平均粒径:0.3〜10.0μm、
残留オーステナイトの平均粒径:1.0μm以下であり、
下記(iv)式を満足する高強度鋼板を製造する方法であって、
下記工程(A)〜(C)を備える、高強度鋼板の製造方法。
0.25<[Mn] PF /[Mn] BF <0.70 ・・・(iv)
但し、上記(iv)式中の各記号の意味は以下のとおりである。
[Mn] PF :ポリゴナルフェライト中の平均Mn濃度(質量%)
[Mn] BF :ベイニティックフェライト中の平均Mn濃度(質量%)
(A)質量%で、
C:0.04%以上0.50%未満、
Si:0.10%以上3.0%未満、
Mn:1.5〜8.0%、
P:0.10%以下、
S:0.030%以下、
sol.Al:0.01〜2.0%、
N:0.010%以下、
Ti:0〜0.20%、
Nb:0〜0.10%、
V:0〜0.50%、
Cr:0%以上1.0%未満、
Mo:0〜0.50%、
Ni:0〜1.0%、
B:0〜0.0050%、
Ca:0〜0.020%、
Mg:0〜0.020%、
REM:0〜0.020%、
Cu:0〜1.0%、
Bi:0〜0.020%、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)式を満足する化学組成を有するスラブに対して、
Ar点〜1100℃の温度域で圧延を完了する熱間圧延を施して熱延鋼板とし、650℃以下の温度域で巻取る熱間圧延工程。
0.5≦Si+sol.Al≦3.0 ・・・(i)
但し、上記(i)式中の各元素記号は、鋼板中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。
(B)前記工程(A)で得た熱延鋼板を、(Ac点−50℃)〜(Ac点−2℃)の温度域において、下記(ii)式を満足する時間保持する一次焼鈍工程。
1.4×10−8×exp{26500/(T+273)}≦t≦4.0×10 ・・・(ii)
但し、上記(ii)式中の各記号の意味は以下のとおりである。
t:一次焼鈍保持時間(秒)
T:一次焼鈍温度(℃)
(C)前記工程(B)で得た焼鈍鋼板を、(Ac点−40℃)以上(Ac点+100℃)未満の温度域で保持した後、500℃〜Ms点の温度域まで冷却し、該温度域で30秒以上保持する二次焼鈍工程。
The metal structure is the area%
Bainitic ferrite: 60.0-95.0%,
Polygonal ferrite: 2.0-25.0%,
Retained austenite: 3.0 to 35.0%,
Remainder: 15.0% or less, and
Average particle size of polygonal ferrite: 0.3 to 10.0 μm,
Average particle size of retained austenite: 1.0 μm or less,
A method for producing a high-strength steel sheet that satisfies the following equation (iv) ,
A method for producing a high-strength steel sheet, which comprises the following steps (A) to (C).
0.25 <[Mn] PF / [Mn] BF <0.70 (iv)
However, the meaning of each symbol in the above formula (iv) is as follows.
[Mn] PF : average Mn concentration (mass%) in polygonal ferrite
[Mn] BF : Average Mn concentration (mass%) in bainitic ferrite
(A)% by mass,
C: 0.04% or more and less than 0.50%,
Si: 0.10% or more and less than 3.0%,
Mn: 1.5-8.0%,
P: 0.10% or less,
S: 0.030% or less,
sol. Al: 0.01 to 2.0%,
N: 0.010% or less,
Ti: 0 to 0.20%,
Nb: 0 to 0.10%,
V: 0 to 0.50%,
Cr: 0% or more and less than 1.0%,
Mo: 0 to 0.50%,
Ni: 0 to 1.0%,
B: 0 to 0.0050%,
Ca: 0 to 0.020%,
Mg: 0 to 0.020%,
REM: 0 to 0.020%,
Cu: 0 to 1.0%,
Bi: 0 to 0.020%,
The balance: Fe and impurities,
For a slab having a chemical composition that satisfies the following formula (i),
A hot rolling process in which hot rolling is performed to complete rolling in a temperature range of Ar 3 points to 1100 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet, and the hot rolling steel sheet is wound in a temperature range of 650 ° C. or less.
0.5 ≦ Si + sol. Al ≦ 3.0 (i)
However, each element symbol in the above formula (i) represents the content (mass%) of each element contained in the steel sheet.
(B) Primary holding the hot-rolled steel sheet obtained in the step (A) in the temperature range of (Ac 3 points −50 ° C.) to (Ac 3 points −2 ° C.) for a time satisfying the following expression (ii). Annealing process.
1.4 × 10 −8 × exp {26500 / (T + 273)} ≦ t ≦ 4.0 × 10 5 (ii)
However, the meaning of each symbol in the above formula (ii) is as follows.
t: Primary annealing holding time (seconds)
T: Primary annealing temperature (° C)
(C) After holding the annealed steel sheet obtained in the step (B) in a temperature range of (Ac 3 points-40 ° C) or higher and lower than (Ac 3 points + 100 ° C), it is cooled to a temperature range of 500 ° C to Ms point. Then, the secondary annealing step of maintaining the temperature range for 30 seconds or more.
前記工程(B)の後に、前記焼鈍鋼板に対して、総圧下率が30%以上80%未満の冷間圧延を施す、請求項1に記載の高強度鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 1, wherein after the step (B), the annealed steel sheet is cold-rolled with a total reduction of 30% or more and less than 80%. 前記工程(A)の後に、前記熱延鋼板に対して、総圧下率が30%以上80%未満の冷間圧延を施す、請求項1または請求項2に記載の高強度鋼板の製造方法。   The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 1 or 2, wherein after the step (A), the hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling with a total reduction of 30% or more and less than 80%. 前記化学組成が、質量%で、
Ti:0.005〜0.20%、
Nb:0.002〜0.10%、および
V:0.005〜0.50%、
から選択される1種以上を含有する、請求項1から請求項3までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
The chemical composition is% by mass,
Ti: 0.005 to 0.20%,
Nb: 0.002-0.10%, and V: 0.005-0.50%,
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 3, containing at least one selected from the group consisting of:
前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.05%以上1.0%未満、
Mo:0.02〜0.50%、
Ni:0.05〜1.0%、および
B:0.0002〜0.0050%、
から選択される1種以上を含有する、請求項1から請求項4までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
The chemical composition is% by mass,
Cr: 0.05% or more and less than 1.0%,
Mo: 0.02-0.50%,
Ni: 0.05 to 1.0%, and B: 0.0002 to 0.0050%,
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 4, containing at least one selected from the group consisting of:
前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0005〜0.020%、
Mg:0.0005〜0.020%、および
REM:0.0005〜0.020%、
から選択される1種以上を含有する、請求項1から請求項5までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
The chemical composition is% by mass,
Ca: 0.0005 to 0.020%,
Mg: 0.0005 to 0.020%, and REM: 0.0005 to 0.020%,
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 5, containing at least one selected from the group consisting of:
前記化学組成が、質量%で、
Cu:0.05〜1.0%
を含有する、請求項1から請求項6までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
The chemical composition is% by mass,
Cu: 0.05-1.0%
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 6, further comprising:
前記化学組成が、質量%で、
Bi:0.0005〜0.020%
を含有する、請求項1から請求項7までのいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
The chemical composition is% by mass,
Bi: 0.0005 to 0.020%
The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 7, further comprising:
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