JP2017066492A - Steel sheet excellent in fatigue characteristic and moldability - Google Patents
Steel sheet excellent in fatigue characteristic and moldability Download PDFInfo
- Publication number
- JP2017066492A JP2017066492A JP2015194582A JP2015194582A JP2017066492A JP 2017066492 A JP2017066492 A JP 2017066492A JP 2015194582 A JP2015194582 A JP 2015194582A JP 2015194582 A JP2015194582 A JP 2015194582A JP 2017066492 A JP2017066492 A JP 2017066492A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- formula
- content
- rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】本発明は、板厚の薄い鋼板であっても疲労特性と成形性を向上するために、疲労寿命に占めるき裂伝播寿命が短い鋼板においても、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）を向上させることを課題とする。【解決手段】本発明は、ＴｉＣとして析出できるＴｉ含有量（Ｔｉｅｆ）を用いて計算される有効炭素量（Ｃｅｆｆ）が、０．００２％以上０．０５０％以下とし、さらに所定の成分を含有した鋼板であって、隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒を面積率で９０％以上含み、硬質相の面積率の和が２％以下であり、さらに、方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０〜２００ｐｐｍであるとよいことを見出しなしたものである。Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］—４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）【選択図】なしThe present invention relates to a lower limit stress intensity factor range (ΔKth) even in a steel sheet having a short crack propagation life in a fatigue life in order to improve fatigue characteristics and formability even with a thin steel sheet. It is an object to improve. In the present invention, the effective carbon amount (Ceff) calculated using the Ti content (Tieff) that can be precipitated as TiC is 0.002% or more and 0.050% or less, and further contains a predetermined component. When a region surrounded by a grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more with an adjacent crystal is defined as a crystal grain, the average orientation difference in the crystal grain is 0 to 0.5 °. A certain crystal grain contains 90% or more in area ratio, the sum of the area ratio of the hard phase is 2% or less, and the amount of solid solution carbon in the crystal grain having an average orientation difference of 0 to 0.5 ° is It has been found out that the content is preferably 20 to 200 ppm. Tief = [Ti] −48 / 14 × [N] −48 / 32 × [S] (formula a) Ceff = [C] −12 / 48 × Tief (formula b) None
Description
本発明は、疲労特性と成形性に優れた鋼板に関するものである。 The present invention relates to a steel sheet having excellent fatigue characteristics and formability.
最近、自動車車体の軽量化を目的として、足回り部品または車体の構造用部品の高強度化による薄肉化が進んでいる。しかし、引張強さや耐力を向上しても、自動車において重要な特性である疲労強度は十分に向上せず、また、高強度化は、切欠きや溶接部などの構造的、組織的不連続部からの疲労亀裂伝播抵抗を低下させるなどの問題点があった。 Recently, for the purpose of reducing the weight of an automobile body, the thickness of the undercarriage part or the structural part of the car body has been reduced by increasing the strength. However, even if tensile strength and proof stress are improved, fatigue strength, which is an important characteristic in automobiles, is not sufficiently improved, and high strength is caused by structural and structural discontinuities such as notches and welds. There was a problem of reducing the fatigue crack propagation resistance from.
高強度化以外の疲労強度向上技術として、組織を微細化させることが有効であることが知られている。例えば、特許文献１および特許文献２には、熱延のままで平均粒径２μｍ未満の超微細フェライト粒を有し、第２相としてベイナイト等を有する熱延鋼板が記載されており、この鋼板は、延性、靭性、疲労強度などに優れ、これらの特性の異方性が小さいとされている。
また、疲労き裂は、表面近傍から発生するため、表面近傍の組織を微細化することも有効である。特許文献３には、主相であるポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が板厚中心から表層に向かい漸次小さくなる結晶粒径傾斜組織を有し、第２相としてベイナイト等を体積分率で５％以上含む熱延鋼板が記載されている。更に、マルテンサイト組織の細粒化も疲労特性の向上に有効である。特許文献４には、ミクロ組織の面分率の８０％以上がマルテンサイトであり、マルテンサイト組織の平均ブロック径が３μｍ以下であり、かつ最大ブロック径が平均ブロック径の１倍以上３倍以下である機械構造鋼管が記載されている。さらに、特許文献４には、造管前のインゴットの組織を熱延で下部ベイナイト又はマルテンサイトとして炭素を均一に分散することが記載されている。しかし、細粒化は疲労き裂の発生を抑制するが、疲労き裂伝播特性を劣化させる欠点があり、その結果切欠きや溶接欠陥を含む疲労特性を低下させる問題があった。
As a technique for improving fatigue strength other than increasing strength, it is known that it is effective to refine the structure. For example, Patent Document 1 and Patent Document 2 describe a hot-rolled steel sheet having ultrafine ferrite grains having an average particle diameter of less than 2 μm as hot rolled and having bainite or the like as the second phase. Is excellent in ductility, toughness, fatigue strength, and the like, and the anisotropy of these characteristics is considered to be small.
Further, since fatigue cracks are generated from the vicinity of the surface, it is also effective to refine the structure near the surface. Patent Document 3 has a grain size gradient structure in which the average crystal grain size of polygonal ferrite as a main phase gradually decreases from the center of the plate thickness toward the surface layer, and bainite or the like as a second phase is 5 in volume fraction. A hot-rolled steel sheet containing at least% is described. Furthermore, refinement of the martensite structure is also effective in improving fatigue characteristics. In Patent Document 4, 80% or more of the area fraction of the microstructure is martensite, the average block diameter of the martensite structure is 3 μm or less, and the maximum block diameter is 1 to 3 times the average block diameter. A machine structural steel pipe is described. Further, Patent Document 4 describes that carbon is uniformly dispersed as lower bainite or martensite by hot rolling the ingot structure before pipe forming. However, fine graining suppresses the generation of fatigue cracks, but has the drawback of deteriorating fatigue crack propagation characteristics, and as a result, there is a problem of reducing fatigue characteristics including notches and weld defects.
一方、疲労き裂伝播の抑制については、複合組織化が効果的であることが報告されている。特許文献５では、微細なフェライトを主相とした組織中に硬質なベイナイトまたはマルテンサイトを分散させることで、き裂伝播速度を低減している。特許文献６および７では、複合組織中のマルテンサイトのアスペクト比を上げることで、き裂伝播速度を低減できることが報告されている。しかし、これらは疲労き裂伝播速度を遅くすることについては効果のある方法であるが、き裂が進展しなくなる最小の応力拡大係数範囲である、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上については言及されていない。板厚が薄く、疲労寿命に占めるき裂伝播寿命が短い鋼板においては、き裂の伝播速度よりもΔＫｔｈの向上が重要な場合が多い。 On the other hand, it has been reported that composite organization is effective for suppressing fatigue crack propagation. In Patent Document 5, the crack propagation rate is reduced by dispersing hard bainite or martensite in a structure having fine ferrite as a main phase. Patent Documents 6 and 7 report that the crack propagation rate can be reduced by increasing the aspect ratio of martensite in the composite structure. However, these are effective methods for slowing the fatigue crack propagation rate, but improving the lower limit stress intensity factor range (ΔKth), which is the minimum stress intensity factor range in which the crack does not progress. Is not mentioned. In a steel sheet having a thin plate thickness and a short crack propagation life in the fatigue life, improvement of ΔKth is often more important than crack propagation speed.
本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、疲労特性と成形性に優れた鋼板を提供することを目的とし、板厚が薄く、疲労寿命に占めるき裂伝播寿命が短い鋼板においても、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上させることを課題とする。 The present invention has been devised in view of the above-mentioned problems, and aims to provide a steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability, and has a thin plate thickness and a short crack propagation life in the fatigue life. An object of the present invention is to improve the lower limit stress intensity factor range (ΔKth) in the steel plate.
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意検討し、以下の知見を得た。即ち、鋼板の成分及び製造条件を最適化し、鋼板の組織を制御することによって、疲労特性と成形性に優れた鋼板の製造に成功した。その要旨は以下のとおりである。
（１）
化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．００２〜０．１００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ａｌ：２．０００％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下を含み、
不純物であるＰとＳは、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０３００％以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼板であって、
下記（式ａ）から計算されるＴｉｅｆを用いて、
下記（式ｂ）により計算される有効炭素量Ｃｅｆｆが０．００２％以上０．０５０％以下であり、
隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒を面積率で９０％以上含み、
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以下であり、さらに、前記方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ以上２００ｐｐｍ以下であることを特徴とする疲労特性と成形性に優れた鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。
なお、以下に示す更なる添加元素は、前記Ｆｅの一部を代替して添加するものである。
（２）
ＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３以下であることを特徴とする（１）に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板。
（３）
さらに質量％で、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３００％以下、
Ｃｕ：１．２０％以下、
Ｎｉ：０．６０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板。
（４）
さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１０００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）〜（３）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板。
（５）
さらに質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下、
を含有することを特徴とする、（１）〜（４）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板。
（６）
さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷの１種または２種以上を合計で１質量％以下含有することを特徴とする、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板。
（７）
（１）〜（６）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板の製造方法であって、（１）〜（６）のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼からなるインゴットを、下記（式ｃ）から計算される温度Ｔ１（℃）もしくは１１００℃のいずれか大きい方の温度以上、１３００℃以下の温度まで加熱する加熱ステップと、
加熱したインゴットを粗圧延し、その後多段の連続圧延による仕上圧延を施し熱延鋼板を得る熱間圧延ステップと、
得られた熱延鋼板を冷却する冷却ステップを有し、
前記多段の連続圧延による仕上圧延で、圧下率５％以上の段のうち最も後段側の段での圧延温度が、下記（式ｄ）で計算されるＡｒ３もしくは１０００℃のいずれか低い温度以上の温度であり、
前記冷却ステップにおいて、前記熱延鋼板を、下記（式ｅ）で計算されるＡｅ１に基づいて、
Ａｅ１−３０℃以上Ａｅ１＋３０℃以下の温度域に８秒以上滞留させ、
Ａｅ１−３０℃から３００℃までの冷却速度を１００℃／秒以上とし、
更に、３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／秒以上にする
ことを特徴とする疲労特性と成形性に優れた鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
Ａｅ１（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］＋２９．１×［Ｓｉ］−１６．９×［Ｎｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋７０×［Ａｌ］・・・（式ｅ）
ただし、式中の［元素名］は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
The present inventors diligently studied to solve the above problems, and obtained the following knowledge. That is, by optimizing the components and manufacturing conditions of the steel sheet and controlling the structure of the steel sheet, a steel sheet having excellent fatigue characteristics and formability was successfully produced. The summary is as follows.
(1)
Chemical composition is mass%,
C: 0.002 to 0.100%,
Si: 2.00% or less,
Mn: 2.00% or less,
Al: 2.000% or less,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Ti: including 0.200% or less,
Impurities P and S are
P: 0.100% or less,
S: limited to 0.0300% or less,
The balance is a steel plate with Fe and inevitable impurities,
Using Tief calculated from (Equation a) below,
The effective carbon amount Ceff calculated by the following (formula b) is 0.002% or more and 0.050% or less,
When a region surrounded by a grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more with an adjacent crystal is defined as a crystal grain, a crystal grain having an average orientation difference within the crystal grain of 0 ° to 0.5 ° Including 90% or more in area ratio,
The sum of the area ratio of the hard phase composed of martensite or tempered martensite or retained austenite is 2% or less, and the average of the orientation difference is 0 ° or more and 0.5 ° or less. A steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability, characterized in that the amount of dissolved carbon is 20 ppm or more and 200 ppm or less.
Tief = [Ti] −48 / 14 × [N] −48 / 32 × [S] (Formula a)
Ceff = [C] -12 / 48 × Tief (Formula b)
However, [Ti], [N], [S], and [C] indicate mass% in the steel plates of Ti, N, S, and C, respectively, and substitute for 0% if not contained. .
When Tief = 0, the calculation is performed with Tief = 0 in (Expression b).
In addition, the further additional element shown below substitutes a part of said Fe and adds.
(2)
The steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability according to (1), wherein the density of TiC is 1.0 × 10 16 pieces / cm 3 or less.
(3)
In addition,
Nb: 0.100% or less,
V: 0.300% or less,
Cu: 1.20% or less,
Ni: 0.60% or less,
Cr: 2.00% or less,
Mo: 1.00% or less,
The steel plate excellent in fatigue characteristics and formability according to (1) or (2), characterized by containing one or more of the above.
(4)
In addition,
Mg: 0.0100% or less,
Ca: 0.0100% or less,
REM: 0.1000% or less,
The steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability according to any one of (1) to (3), characterized by containing one or more of the following.
(5)
In addition,
B: 0.0020% or less,
The steel plate excellent in fatigue characteristics and formability of any one of (1)-(4) characterized by containing.
(6)
Furthermore, 1 type or less of Sn, Zr, Co, Zn, and W in total contains 1 mass% or less, The fatigue of any one of (1)-(5) characterized by the above-mentioned Steel sheet with excellent properties and formability.
(7)
(1) It is a manufacturing method of the steel plate excellent in the fatigue characteristic and formability of any one of (6), Comprising: It has the component composition of any one of (1)-(6). A heating step of heating the ingot made of steel to a temperature T1 (° C.) calculated from the following (formula c) or 1100 ° C., whichever is greater, to a temperature of 1300 ° C. or less;
A hot rolling step of roughly rolling the heated ingot and then performing finish rolling by multi-stage continuous rolling to obtain a hot-rolled steel sheet;
A cooling step for cooling the obtained hot-rolled steel sheet,
In the finish rolling by the multi-stage continuous rolling, the rolling temperature at the rearmost stage among the stages with a reduction rate of 5% or more is higher than the lower temperature of Ar3 or 1000 ° C calculated by the following (formula d) Temperature,
In the cooling step, the hot-rolled steel sheet is based on Ae1 calculated by the following (formula e):
Ae1-30 ° C. or more and Ae1 + 30 ° C. or less in a temperature range of 8 seconds or more,
The cooling rate from Ae1-30 ° C to 300 ° C is 100 ° C / second or more,
Furthermore, the manufacturing method of the steel plate excellent in the fatigue characteristic and the formability characterized by making the cooling rate from 300 degreeC to 30 degreeC 30 degrees C / second or more.
T1 (° C.) = 7000 / {2.75-log ([Ti] × [C])}-273 (formula c)
Ar3 (° C.) = 868−396 × [C] −68.1 × [Mn] + 24.6 × [Si] −36.1 × [Ni] −24.8 × [Cr] −20.7 × [Cu ] + 250 × [Al] (Formula d)
Ae1 (° C.) = 723-10.7 × [Mn] + 29.1 × [Si] −16.9 × [Ni] + 16.9 × [Cr] + 70 × [Al] (formula e)
However, [element name] in a formula shows content (mass%) in the steel plate of the said element, and shall substitute 0% when not containing.
本発明によれば、疲労特性と成形性に優れた鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、自動車用材料の足回り部品に適用する複雑な形状の部品の疲労寿命を延ばすことが可能となり、産業上の貢献が顕著である。 According to the present invention, it is possible to provide a steel plate having excellent fatigue characteristics and formability. If this steel plate is used, it becomes possible to extend the fatigue life of the component of the complicated shape applied to the undercarriage part of the material for automobiles, and the industrial contribution is remarkable.
以下に本発明の内容を詳細に説明する。なお、本発明は板厚１２ｍｍ以下の鋼板に好適に利用できる。特に板厚が薄ければ薄いほどその効果を発揮する。従って、最終製品の板厚が、好ましくは８ｍｍ以下、さらに好ましくは６ｍｍ以下、さらに好ましくは３ｍｍ以下になる鋼板に適用するとよい。 The contents of the present invention will be described in detail below. In addition, this invention can be utilized suitably for the steel plate of thickness 12mm or less. In particular, the thinner the plate thickness, the more effective. Therefore, the thickness of the final product is preferably 8 mm or less, more preferably 6 mm or less, and even more preferably 3 mm or less.
［鋼板の化学成分］
まず、本発明の鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、特に断りのない限り、含有量の％は質量％、ｐｐｍは質量ｐｐｍ（０．０００１質量％）を示す。
また、本明細書中の各式において用いる［元素名］の表示は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示すものとし、含有していない場合は０％を代入するものとする。例えば［Ｃ］はＣ（炭素）の、［Ｔｉ］はＴｉ（チタン）の含有量（質量％）を示す。
[Chemical composition of steel sheet]
First, the reasons for limiting the chemical components of the steel sheet of the present invention will be described. Unless otherwise specified,% of content indicates mass%, and ppm indicates mass ppm (0.0001 mass%).
Moreover, the display of [element name] used in each formula in this specification shall show the content (mass%) in the steel plate of the said element, and shall substitute 0% when not containing. . For example, [C] indicates the content (mass%) of C (carbon) and [Ti] indicates Ti (titanium).
（Ｃ：０．００２％〜０．１００％）
Ｃは本発明において重要な元素の一つである。本発明では、後述するが、結晶粒内の固溶炭素（固溶Ｃ）を、所定量に制御することにより、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）を向上させることができる。
そのため、炭素（Ｃ）は、０．００２％以上添加するとよい。また、加工性を確保するため、炭素（Ｃ）の含有量は、０．１００％以下にするとよい。
(C: 0.002% to 0.100%)
C is one of the important elements in the present invention. In the present invention, as described later, the lower limit stress intensity factor range (ΔKth) can be improved by controlling the solid solution carbon (solid solution C) in the crystal grains to a predetermined amount.
Therefore, carbon (C) is preferably added in an amount of 0.002% or more. In order to ensure processability, the carbon (C) content is preferably 0.100% or less.
（有効炭素量（Ｃｅｆｆ）：０．００２〜０．０５０％）
Ｃは、鋼中にＴｉが存在するとＴｉＣとして析出するため、炭素（Ｃ）として有効に作用することができる有効炭素量（Ｃｅｆｆ）は、ＴｉＣ（Ｔｉ炭化物）の量によって変化する。
一方、Ｔｉ炭化物は、Ｔｉ窒化物やＴｉ硫化物より低温で生成する。このため、鋼中のＮやＳが多いとＴｉ窒化物やＴｉ硫化物が優先して生成するので、ＴｉＣとして析出することができるＴｉ量（Ｔｉｅｆ）を、以下の（式ａ）で計算し指標として用いた。
(Effective carbon content (Ceff): 0.002 to 0.050%)
Since C precipitates as TiC when Ti is present in the steel, the effective carbon amount (Ceff) that can effectively act as carbon (C) varies depending on the amount of TiC (Ti carbide).
On the other hand, Ti carbide is generated at a lower temperature than Ti nitride and Ti sulfide. For this reason, when N and S in steel are large, Ti nitride and Ti sulfide are preferentially produced. Therefore, the amount of Ti that can be precipitated as TiC (Tief) is calculated by the following (formula a). Used as an indicator.
Ｔｉｅｆが０以下（負又は零）の値となるとき、鋼中の全炭素量が、有効炭素量となる。 When Tie has a value of 0 or less (negative or zero), the total carbon content in the steel becomes the effective carbon content.
一方で、Ｔｉｅｆが０より大きい（正の）値となるときには、Ｃの一部がＴｉＣとして析出するため、有効炭素量は、鋼中の全炭素量よりも、ＴｉＣとして析出した分だけ低下する。このような場合には、ＴｉＣとして析出するＣ量を考慮して、有効炭素量を決めるとよい。即ち、有効炭素量Ｃｅｆｆは、（式ｂ）により計算すればよい。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。
本発明では、後述する、結晶粒内の固溶炭素（固溶Ｃ）を、所定量に制御することにより、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）を向上させることができる。ΔＫｔｈを向上させる効果を得るためには、有効炭素量を０．００２％以上とするとよい。この効果を確実に得るために、有効炭素量の下限は０．００３％にすることが好ましく、０．００４％であれば更に好ましい。
On the other hand, when Tief has a value greater than 0 (positive), a part of C is precipitated as TiC, so the effective carbon amount is lower than the total carbon amount in steel by the amount precipitated as TiC. . In such a case, the effective carbon amount may be determined in consideration of the amount of C deposited as TiC. That is, the effective carbon amount Ceff may be calculated by (Formula b).
Tief = [Ti] −48 / 14 × [N] −48 / 32 × [S] (Formula a)
Ceff = [C] -12 / 48 × Tief (Formula b)
However, [Ti], [N], [S], and [C] indicate mass% in the steel plates of Ti, N, S, and C, respectively, and substitute for 0% if not contained. .
When Tief = 0, the calculation is performed with Tief = 0 in (Expression b).
In the present invention, the lower limit stress intensity factor range (ΔKth) can be improved by controlling the solid solution carbon (solid solution C) in the crystal grains, which will be described later, to a predetermined amount. In order to obtain the effect of improving ΔKth, the effective carbon content is preferably 0.002% or more. In order to ensure this effect, the lower limit of the effective carbon amount is preferably 0.003%, and more preferably 0.004%.
一方、有効炭素量が０．０５０％を超えると硬質第二相である低温変態生成物の面積率が増加して穴広げ性が低下する。このため有効炭素量は０．０５０％以下とする。穴広げ性を確保する観点からは、望ましくは０．０４０％以下にするとよく、更に望ましくは０．０３０％以下にするとよい。 On the other hand, when the amount of effective carbon exceeds 0.050%, the area ratio of the low temperature transformation product which is a hard second phase increases, and the hole expansibility decreases. Therefore, the effective carbon amount is set to 0.050% or less. From the viewpoint of ensuring hole expandability, it is preferably 0.040% or less, and more preferably 0.030% or less.
以上が本発明の鋼板の基本的な化学成分であるが、さらに下記のような成分を含有することができる。 The above are the basic chemical components of the steel sheet of the present invention, but can further contain the following components.
（Ｓｉ：２．００％以下）
Ｓｉは加工性をそれほど損なわずに引張強さを向上できる元素であるため、添加して良い。しかしながら、２．００％超添加すると靭性や成形性が低下するためＳｉの含有量は２．００％以下とする。また、０．５０％超添加すると著しく表面性状が劣化し、酸洗工程の生産性が極端に悪化するため、Ｓｉの含有量は０．５０％以下が望ましい。さらに望ましくは０．３０％以下にするとよい。
一方、Ｓｉは不純物として自然に含まれるため、含有量を０．０１％未満にすることはコストの観点から望ましくない。したがって、Ｓｉ含有量の下限値は、望ましくは０．０１％にするとよい。
(Si: 2.00% or less)
Since Si is an element that can improve the tensile strength without significantly impairing the workability, Si may be added. However, if over 2.00% is added, the toughness and formability deteriorate, so the Si content is 2.00% or less. Further, if added over 0.50%, the surface properties are remarkably deteriorated and the productivity in the pickling process is extremely deteriorated. Therefore, the Si content is preferably 0.50% or less. More desirably, the content is 0.30% or less.
On the other hand, since Si is naturally contained as an impurity, it is not desirable from the viewpoint of cost to make the content less than 0.01%. Therefore, the lower limit of the Si content is desirably 0.01%.
（Ｍｎ：２．００％以下）
Ｍｎは、固溶強化元素として添加してよい。Ｍｎ含有量が２．００％超となるように添加すると、鋼板の板厚方向の中心部にМｎの偏析帯が生じ、この偏析帯が割れの起点になるため穴広げ率が低下する。従って、Ｍｎの含有量は２．００％以下とする。
一方で、Ｍｎは不純物として自然に含まれるため含有量を０．０１％未満とすることはコストの観点から望ましくない。したがって、Ｍｎ含有量の下限値は、望ましくは０．０１％にするとよい。
(Mn: 2.00% or less)
Mn may be added as a solid solution strengthening element. If the Mn content is added to exceed 2.00%, a segregation band of Мn is generated at the center in the thickness direction of the steel sheet, and this segregation band becomes a starting point of cracking, so that the hole expansion rate decreases. Therefore, the Mn content is 2.00% or less.
On the other hand, since Mn is naturally contained as an impurity, it is not desirable from the viewpoint of cost to make the content less than 0.01%. Therefore, the lower limit of the Mn content is desirably 0.01%.
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い低温靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、少ないほど望ましい。Ｐを０．１００％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１００％以下に制限する。特に、溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０３０％以下に制限することが望ましい。
(P: 0.100% or less)
P is an impurity contained in the hot metal and is an element that segregates at the grain boundary and lowers the low temperature toughness as the content increases. For this reason, the P content is preferably as small as possible. If P exceeds 0.100%, workability and weldability are adversely affected, so the content is limited to 0.100% or less. In particular, considering the weldability, the P content is desirably limited to 0.030% or less.
（Ｓ：０．０３００％以下）
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＭｎＳなどの介在物を生成させる元素である。このためＳの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３００％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３００％以下に制限する。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下に制限することが望ましい。
(S: 0.0300% or less)
S is an impurity contained in the hot metal. If the content is too large, S is an element that not only causes cracking during hot rolling, but also generates inclusions such as MnS that degrade the hole expansion property. For this reason, the S content should be reduced as much as possible, but if it is 0.0300% or less, it is an acceptable range, so it is limited to 0.0300% or less. However, the S content when a certain degree of hole expansibility is required is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
（Ａｌ：２．０００％以下）
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素であり、他の元素の溶鋼歩留を安定させる効果があるため、添加してもよい。この効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を望ましくは０．０１０％とするとよい。
一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると圧延中に割れが発生することがある。そのため、Ａｌ含有量の上限を２．０００％にする。また、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると溶接性や靭性などが劣化し始めるので、Ａｌ含有量の上限は、望ましくは１．０００％とし、より望ましいＡｌ含有量の上限は、０．５００％である。
(Al: 2.000% or less)
Al is an effective element as a deoxidizer for molten steel and may be added because it has an effect of stabilizing the molten steel yield of other elements. In order to obtain this effect, the lower limit of the Al content is desirably 0.010%.
On the other hand, if the Al content exceeds 2.000%, cracks may occur during rolling. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 2.000%. Further, when the Al content exceeds 1.000%, weldability, toughness and the like begin to deteriorate, so the upper limit of the Al content is desirably 1.000%, and the more desirable upper limit of the Al content is 0.00. 500%.
（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、ＴｉＮとして存在することで、インゴット加熱時の結晶粒径の微細化を通じて、低温靭性向上に寄与することから、添加してもよい。ただし、鋼中の窒化物は穴広げ率を低下させるため、０．０１００％以下にする必要がある。望ましくは０．００５０％以下である。
一方、０．０００５％未満とすることは経済的に望ましくないので、０．０００５％以上とすることが望ましい。
(N: 0.0100% or less)
N may be added because it contributes to the improvement of low temperature toughness through the refinement of the crystal grain size during ingot heating by being present as TiN. However, nitrides in steel need to be 0.0100% or less in order to reduce the hole expansion rate. Desirably, it is 0.0050% or less.
On the other hand, since it is economically undesirable to make it less than 0.0005%, it is desirable to make it 0.0005% or more.
（Ｏ：０．０１００％以下）
Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから０．０１００％以下にする必要がある。
一方、０．００１０％未満とすることは経済的に好ましくないので、０．００１０％以上とすることが望ましい。
(O: 0.0100% or less)
Since O forms an oxide and deteriorates moldability, it is necessary to suppress the content. In particular, when O exceeds 0.0100%, this tendency becomes remarkable, so it is necessary to make it 0.0100% or less.
On the other hand, since it is economically unpreferable to set it as less than 0.0010%, it is desirable to set it as 0.0010% or more.
（Ｔｉ：０．２００％以下）
ＴｉはＴｉＣとして存在することで、析出強化を通じて鋼板の高強度化に寄与するため、添加してもよい。ただし、０．２００％を超えて添加してもこの効果は飽和することに加えて鋳造時のノズル閉塞の原因となるため、Ｔｉの含有量は０〜０．２００％とする。
また後述するようにＴｉの含有量が０．０５０％超であるとＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３以上となり、成形性が低下する。このため、Ｔｉの望ましい含有量は０．０５０％以下にするとよい。
一方、Ｔｉが０．００１％未満では析出強化の効果を十分に得られない場合があるため、０．００１％以上添加することが望ましい。析出強化の効果を確実にするためには、０．０１０％以上添加することがさらに望ましい。
(Ti: 0.200% or less)
Since Ti is present as TiC and contributes to increasing the strength of the steel sheet through precipitation strengthening, Ti may be added. However, even if added over 0.200%, this effect is saturated and causes nozzle clogging during casting. Therefore, the Ti content is set to 0 to 0.200%.
Further, as will be described later, when the Ti content exceeds 0.050%, the density of TiC becomes 1.0 × 10 16 pieces / cm 3 or more, and the formability deteriorates. For this reason, the desirable content of Ti is preferably 0.050% or less.
On the other hand, if Ti is less than 0.001%, the effect of precipitation strengthening may not be sufficiently obtained. Therefore, it is desirable to add 0.001% or more. In order to ensure the effect of precipitation strengthening, it is more desirable to add 0.010% or more.
（Ｎｂ：０．１００％以下）
Ｎｂは、炭窒化物、あるいは、固溶Ｎｂが熱間圧延時の粒成長を遅延することで、熱延板の粒径を微細化でき、低温靭性を向上させるので添加しても良い。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。
また、Ｎｂ含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。したがって、必要に応じて、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが望ましい。
(Nb: 0.100% or less)
Nb may be added because carbonitride or solute Nb delays grain growth during hot rolling, thereby reducing the grain size of the hot-rolled sheet and improving low-temperature toughness. Even if the Nb content exceeds 0.100%, the above effect is saturated and the economy is lowered.
Further, if the Nb content is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained sufficiently. Therefore, if Nb is contained as necessary, the Nb content is preferably 0.010% or more.
（Ｖ：０．３００％以下）
Ｖは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｖ含有量が０．３００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３００％以下であることが望ましい。
また、Ｖの含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．０１０％以上であることが望ましい。
(V: 0.300% or less)
V is an element that has the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the V content exceeds 0.300%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when V is contained, the V content is desirably 0.300% or less.
Further, when the V content is less than 0.010%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.010% or more.
（Ｃｕ：２．００％以下）
Ｃｕは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｕ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下であることが望ましい。さらに、Ｃｕの含有量が１．２０％超では鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがあるので、Ｃｕは１．２０％以下であることが、より望ましい。
また、Ｃｕの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。
(Cu: 2.00% or less)
Cu is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the Cu content exceeds 2.00%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is desirably 2.00% or less. Furthermore, if the Cu content exceeds 1.20%, scratches due to scale may occur on the surface of the steel sheet, so Cu is more preferably 1.20% or less.
Further, if the Cu content is less than 0.01%, the above effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is desirably 0.01% or more.
（Ｎｉ：２．００％以下）
Ｎｉは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｎｉ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが望ましい。Ｎｉの含有量が０．６０％を超えると延性が劣化し始めるので、望ましくはＮｉ含有量は０．６０％以下にするとよい。
また、Ｎｉの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．０１％以上にすることが望ましい。
(Ni: 2.00% or less)
Ni is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the Ni content exceeds 2.00%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is desirably 2.00% or less. When the Ni content exceeds 0.60%, the ductility starts to deteriorate. Therefore, the Ni content is desirably 0.60% or less.
Further, if the Ni content is less than 0.01%, the above effects cannot be obtained sufficiently. Therefore, if Ni is contained as necessary, the Ni content is preferably 0.01% or more.
（Ｃｒ：２．００％以下）
Ｃｒは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｒ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量は２．００％以下であることが望ましい。
また、Ｃｒの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。
(Cr: 2.00% or less)
Cr is an element having an effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the Cr content exceeds 2.00%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when Si is contained, the Si content is desirably 2.00% or less.
Further, when the Cr content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained sufficiently. Therefore, when Cr is contained as necessary, the Cr content is desirably 0.01% or more.
（Ｍｏ：１．００％以下）
Ｍｏは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｍｏ含有量が１．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが望ましい。
また、Ｍｏの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。
(Mo: 1.00% or less)
Mo is an element that has the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening or solid solution strengthening, and may be added. Even if the Mo content exceeds 1.00%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is desirably 1.00% or less.
Further, if the Mo content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained sufficiently. Therefore, when Mo is contained as necessary, the Mo content is desirably 0.01% or more.
（Ｍｇ：０．０１００％以下）
Ｍｇは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが望ましい。
また、Ｍｇの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上にすることが望ましい。
(Mg: 0.0100% or less)
Mg is an element that controls the form of non-metallic inclusions that become a starting point of fracture and cause deterioration of workability, and thus improves workability, so Mg may be added. Even if the Mg content exceeds 0.0100%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when Mg is contained, the Mo content is desirably 1.00% or less.
In addition, the effect of Mg becomes remarkable when it is added in an amount of 0.0005% or more. Therefore, if Mg is contained as necessary, the Mg content is preferably 0.0005% or more.
（Ｃａ：０．０１００％以下）
Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｃａの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下であることが望ましい。
また、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０００５％以上にすることが望ましい。
(Ca: 0.0100% or less)
Ca may be added because it is a starting point of destruction and is an element that controls the form of non-metallic inclusions that cause deterioration of workability and improves workability. Even if the Ca content exceeds 0.0100%, the above effect is saturated and the economy is lowered. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is desirably 0.0100% or less.
In addition, when the Ca content is 0.0005% or more, the effect becomes remarkable. Therefore, when Ca is contained as necessary, the Ca content is preferably 0.0005% or more.
（ＲＥＭ：０．１０００％以下）
ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。ＲＥＭの含有量が０．１０００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下であることが望ましい。
また、ＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上にすることが望ましい。
(REM: 0.1000% or less)
REM (rare earth element) is an element that controls the form of non-metallic inclusions, which is a starting point of destruction and causes deterioration of workability, and may be added. Even if the content of REM exceeds 0.1000%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, when REM is contained, the REM content is desirably 0.1000% or less.
Moreover, the effect becomes remarkable when the content of REM is 0.0005% or more. Therefore, when REM is contained as necessary, the REM content is preferably 0.0005% or more.
（Ｂ：０．０１００％以下）
Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。このことから、添加しても良い。Ｂの含有量が０．０１００％超の添加は、その効果が飽和するばかりでなく、経済性に劣る。従って、Ｂを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下であることが望ましい。また、この効果は、鋼板へのＢ含有量が０．０００２％以上とすることで顕著となる。
また、Ｂは強力な焼き入れ元素であり、０．００２０％超を添加した場合、本研究において重要な結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°であるような結晶粒の面積率を減じてしまうことがある。従って、必要に応じて、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０００２％以上にすることが望ましい。
(B: 0.0100% or less)
B segregates at the grain boundaries and improves the low temperature toughness by increasing the grain boundary strength. Therefore, it may be added. The addition of B in excess of 0.0100% not only saturates the effect but also is inferior in economic efficiency. Therefore, when B is contained, the Ca content is preferably 0.0100% or less. Moreover, this effect becomes remarkable when B content to a steel plate shall be 0.0002% or more.
In addition, B is a strong quenching element. When more than 0.0020% is added, the area of the crystal grains in which the average orientation difference in the crystal grains important in this study is 0 to 0.5 °. The rate may be reduced. Therefore, when B is contained as necessary, the B content is preferably 0.0002% or more.
なお、その他の元素について、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを合計で１％以下含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。これらの元素のうちＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。 In addition, about other elements, even if it contains Sn, Zr, Co, Zn, and W 1% or less in total, it has confirmed that the effect of this invention is not impaired. Of these elements, Sn is preferably 0.05% or less because wrinkles may occur during hot rolling.
［鋼板のミクロ組織］
鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板は、隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で９０％以上含むことを特徴とする。結晶粒内の方位差は、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて測定できる。このような結晶粒内の方位差を有する結晶粒は延性が高く変形能が均一で降伏比が低いため、その割合を高めることで、成形性を向上させることができる。
[Microstructure of steel sheet]
The microstructure of the steel sheet will be described.
In the steel sheet of the present invention, when a region surrounded by a grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more with an adjacent crystal is defined as a crystal grain, the average orientation difference in the crystal grain is 0 to 0.5 °. A certain crystal grain contains 90% or more in area ratio. The orientation difference in the crystal grains can be measured using an EBSD method (electron beam backscatter diffraction pattern analysis method) often used for crystal orientation analysis. Since the crystal grains having such an orientation difference within the crystal grains have high ductility, uniform deformability, and low yield ratio, the formability can be improved by increasing the ratio.
なお、ここで成形性とは、全伸びで表される延性が高いこと、穴広げ率で表わされる伸びフランジ性が高いこと、そして望ましくは降伏比が低いことの３つを示す。
全伸びが小さいとプレス成型時にネッキングによる板厚減少が起こり易く、プレス割れの原因となる。プレス成形性を確保するため、全伸び（Ｅｌ）と引張強さ（ＴＳ）との積：（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすとよい。ただし、引張強さ（ＴＳ）はＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の引張強さ、全伸び（Ｅｌ）はＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の破断時全伸びを表す。
また、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法による穴広げ率を（λ）としたとき、本特許における成形性に優れた鋼板はλ≧１５０％を満たすとよい。λ≧１５０％を満たす鋼板であれば、通常の足回り部品の伸びフランジ部は問題無く成型が可能である。
また、降伏比をＹＲとしたとき、ＹＲ≦０．８０を満たす鋼板は引張強さの割にプレス荷重が低く、成形性に優れることが多い。
Here, the formability means that the ductility represented by the total elongation is high, the stretch flangeability represented by the hole expansion ratio is high, and desirably the yield ratio is low.
If the total elongation is small, thickness reduction due to necking is likely to occur during press molding, which causes press cracking. In order to ensure press formability, it is preferable that the product of total elongation (El) and tensile strength (TS): (TS) × (El) ≧ 10000 MPa%. However, the tensile strength (TS) represents the tensile strength of JIS Z 2241 2011, and the total elongation (El) represents the total elongation at break of JIS Z 2241 2011.
Further, when the hole expansion ratio according to the test method described in the Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996 is (λ), the steel sheet having excellent formability in this patent should satisfy λ ≧ 150%. If the steel plate satisfies λ ≧ 150%, the stretch flange portion of a normal undercarriage part can be molded without any problem.
Further, when the yield ratio is YR, a steel sheet satisfying YR ≦ 0.80 has a low press load for the tensile strength and is often excellent in formability.
［結晶粒方位の測定方法］
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の割合は、例えば以下の方法で測定することができる。
鋼板の板幅をＷとしたとき、鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）もしくは３／４Ｗ（幅）位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置で、鋼板の幅方向２００μｍ×厚さ方向１００μｍの矩形領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析する。
ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（例えば、ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。
[Measurement method of crystal grain orientation]
The proportion of crystal grains having an average misorientation within the crystal grains of 0 to 0.5 ° can be measured, for example, by the following method.
When the sheet width of the steel sheet is W, a cross section (width direction cross section) of the width direction of the steel sheet viewed from the rolling direction is observed at a position of 1/4 W (width) or 3/4 W (width) from one end in the width direction of the steel sheet. A sample is taken so as to be a plane, and a rectangular region of 200 μm in the width direction of the steel plate × 100 μm in the thickness direction of the steel plate is subjected to EBSD analysis at a measurement interval of 0.2 μm at a position of ¼ depth from the steel plate surface.
Here, the EBSD analysis is performed using a device configured with a thermal field emission scanning electron microscope (for example, JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (for example, TSL HIKARI detector) at 200 to 300 points / second. Perform at analysis speed.
また、方位差とは、上記により測定した各測定点の結晶方位情報に基づき、隣接する測定点同士の結晶方位の差を求めたものである。この方位差が１５°以上であるとき、隣接する測定点同士の中間を粒界と判断し、この粒界によって囲まれる領域が円相当径で０．３μｍ以上の場合に、本願ではこれを結晶粒と定義した。この結晶粒内の方位差を単純平均して平均方位差を計算する。そして、結晶粒内の平均方位差が０〜０．５°である結晶粒の面積割合を求める。なお結晶粒の定義や結晶粒内の平均方位差の算出は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「例えば、ＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ」を用いて求めることができる。 Further, the orientation difference is a difference in crystal orientation between adjacent measurement points based on the crystal orientation information of each measurement point measured as described above. When this misorientation is 15 ° or more, the intermediate between adjacent measurement points is determined as a grain boundary, and when the region surrounded by this grain boundary is 0.3 μm or more in terms of a circle equivalent diameter, It was defined as a grain. The average orientation difference is calculated by simply averaging the orientation differences in the crystal grains. And the area ratio of the crystal grain whose average orientation difference in a crystal grain is 0-0.5 degree is calculated | required. The definition of crystal grains and the calculation of the average orientation difference in the crystal grains can be obtained using software “for example, OIM Analysis ™” attached to the EBSD analyzer.
［結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で９０％以上］
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で９０％未満である場合には延性が悪化し、延性の良い自動車用足回り鋼板の目安である（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たさなくなる。そのため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で９０％以上とするとよい。結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が高いほど延性は向上するため、望ましくは面積率で９５％以上、更に望ましくは面積率で９８％以上にするとよい。
[Crystal grains with an average orientation difference of 0 to 0.5 ° in crystal grains are 90% or more in area ratio]
When the crystal grains with an average orientation difference in the crystal grains of 0 to 0.5 ° are less than 90% in area ratio, the ductility deteriorates, which is a standard for an automobile undercarriage steel sheet having good ductility (TS ) × (El) ≧ 10000 MPa%. Therefore, it is preferable that the crystal grains having an average orientation difference in the crystal grains of 0 to 0.5 ° be 90% or more in terms of area ratio. Since the ductility improves as the area ratio of the crystal grains whose average orientation difference in the crystal grains is 0 to 0.5 ° is higher, the area ratio is desirably 95% or more, and more desirably 98% or more. Good.
本実施形態における結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒と、光学顕微鏡の観察結果から定義されるフェライトを直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、フェライト面積率が９０％以上の鋼板があったとしても、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の割合が９０％以上であるとは限らない。従って、フェライト面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を得ることはできない。 In the present embodiment, the crystal grains whose average orientation difference in the crystal grains is 0 to 0.5 ° and the ferrite defined from the observation result of the optical microscope are not directly related. In other words, for example, even if there is a steel sheet having a ferrite area ratio of 90% or more, the ratio of crystal grains whose average orientation difference in the crystal grains is 0 to 0.5 ° is not necessarily 90% or more. Absent. Therefore, the characteristics corresponding to the steel sheet according to the present embodiment cannot be obtained only by controlling the ferrite area ratio.
［マルテンサイト＋焼き戻しマルテンサイト＋残留オーステナイト≦２％］
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相は変形中のボイド発生源となり、穴広げ率（λ）低下の原因となる。硬質相の面積分率が２％超であるとλ≧１５０％を満たすことができなくなるため、マルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の組織は、面積分率で２％以下とするとよい。以上のような本発明の鋼板組織を構成するマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよびオーステナイトの面積分率の求め方を以下に示す。
[Martensite + Tempered martensite + Residual austenite ≤ 2%]
The hard phase composed of martensite, tempered martensite or retained austenite becomes a void generation source during deformation and causes a decrease in the hole expansion rate (λ). If the area fraction of the hard phase exceeds 2%, λ ≧ 150% cannot be satisfied. Therefore, the total structure of martensite, tempered martensite, and retained austenite is 2% or less in area fraction. Good. The method for determining the area fraction of martensite, tempered martensite and austenite constituting the steel sheet structure of the present invention as described above will be described below.
本発明の鋼板組織を構成するマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの面積分率は、鋼板片端から板幅Ｗの１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の範囲をＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）で観察して求めた。ＦＥ−ＳＥＭで観察した際、ラス状（薄くて長い板状）の組織であり、かつ炭化物が析出していないものをマルテンサイトとした。ラス状の組織であり、炭化物が、マルチバリアントで析出（セメンタイトが色々な方向を向いて析出）しているものを焼き戻しマルテンサイトとした。なお、炭化物が、シングルバリアントで析出（セメンタイトが一方向に揃って析出）しているものはベイナイトと判断した。ＦＥ−ＳＥＭを用いて１２０μｍ×１００μｍの領域を１０００倍の倍率で、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の各範囲について、それぞれ１０視野測定した。各視野毎に、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの面積分率を求め、それらの平均値をもって、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの代表的な面積分率とした。 The area fraction of the martensite and tempered martensite constituting the steel sheet structure of the present invention is the cross section (width) of the width direction of the steel sheet as viewed from the rolling direction at the 1/4 W or 3/4 W position of the sheet width W from one end of the steel sheet. A sample is taken so that the cross section in the direction becomes the observation surface, the observation surface is polished, and nital etching is performed. It was determined by observing with a field emission scanning electron microscope. When observed by FE-SEM, martensite was a lath-like (thin and long plate-like) structure and no carbide was precipitated. Tempered martensite is a lath-like structure in which carbides are precipitated in multiple variants (cementite is precipitated in various directions). In addition, it was judged that the carbide | carbonized_material precipitated with the single variant (Cementite precipitates in one direction.) Is bainite. Using a FE-SEM, a field of 120 μm × 100 μm was measured at a magnification of 1000 times and 10 fields were measured for each of the 1/4 thickness, 3/8 thickness, and 1/2 thickness ranges. For each field of view, the area fractions of martensite and tempered martensite were determined, and the average value thereof was taken as the representative area fraction of martensite and tempered martensite.
残留オーステナイトの面積分率は、マルテンサイトや焼き戻しマルテンサイトと同様に、鋼板片端から板幅Ｗの１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、観察面を研磨し、電解研磨で加工層を取り除いた後にＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて測定した。後方散乱によって得られた６本以上のバンド（結晶面に対応）の全ての組み合わせの角度差を求め、例えば「ＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ」内にあるデータファイル、または適切な試料の測定によって作成したデータファイルと比較し、バンド同士の角度差が、データファイルの結晶粒がフェライトの場合のバンド同士の角度差よりも、データファイルの結晶粒がオーステナイトの場合のバンド同士の角度差に近い場合に、この結晶粒を残留オーステナイトと定義した。ＥＢＳＤ法を用いて、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の各範囲について、それぞれ１００μｍ×１００μｍ以上の領域を観察した。各範囲毎に、残留オーステナイトの面積分率を求め、それらの平均値をもって、残留オーステナイトの代表的な面積分率とした。 Similar to martensite and tempered martensite, the retained austenite area fraction is a cross section of the width direction of the steel sheet as viewed from the rolling direction at the 1/4 W or 3/4 W position of the sheet width W from one end of the steel sheet (width direction cross section ) Was taken so that it became the observation surface, the observation surface was polished, the processed layer was removed by electrolytic polishing, and then measured using an EBSD method (electron beam backscatter diffraction pattern analysis method). Obtain the angular difference of all combinations of 6 or more bands (corresponding to crystal planes) obtained by backscattering, for example, a data file in “OIM Analysis ™” or a data file created by measuring an appropriate sample and In comparison, if the angle difference between the bands is closer to the angle difference between the bands when the data file crystal grains are austenite than the angle difference between the bands when the data file crystal grains are ferrite, this crystal Grains were defined as retained austenite. Using the EBSD method, regions of 100 μm × 100 μm or more were observed in each of the thickness ranges of ¼ thickness, 3/8 thickness, and ½ thickness. For each range, the area fraction of retained austenite was obtained, and the average value thereof was taken as the representative area fraction of retained austenite.
［方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０〜２００ｐｐｍ］
次に、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃについて述べる。結晶粒内の固溶Ｃは下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上のために重要である。ΔＫｔｈは疲労き裂が停留し、進展しなくなる限界の応力拡大係数範囲を表し、平滑材の疲労限の向上や打ち抜き材、切り欠き材の疲労特性向上に寄与する。疲労き裂が進展するためには、疲労き裂先端で転位が活動する必要がある。発明者らは鋭意検討の結果、結晶粒内の固溶Ｃが２０ｐｐｍ以上であれば転位の運動が抑制され、ΔＫｔｈが向上することを見出した。結晶粒内の固溶Ｃは多いほどその効果が顕著で、望ましくは５０ｐｐｍ以上、さらに望ましくは１００ｐｐｍ以上あるとよい。固溶Ｃが転位の運動を抑制する原因は動的ひずみ時効効果にあると考えられる。固溶Ｃ量の上限は指定しないが、フェライト中のＣ溶解度は、溶解度が最大となるＡｅ１温度付近でも２００ｐｐｍ程度であるため、それを上回ることは原理上難しい。
[The amount of solute carbon in crystal grains having an average misorientation of 0 to 0.5 ° is 20 to 200 ppm]
Next, solid solution C in the crystal grains in which the average of the orientation difference in the crystal grains is 0 to 0.5 ° will be described. The solute C in the crystal grains is important for improving the lower limit stress intensity factor range (ΔKth). ΔKth represents the limit of the stress intensity factor range where fatigue cracks stay and stop growing, and contributes to the improvement of the fatigue limit of smooth materials and the fatigue properties of punched and notched materials. In order for a fatigue crack to propagate, dislocations must be active at the fatigue crack tip. As a result of intensive studies, the inventors have found that when the solid solution C in the crystal grains is 20 ppm or more, the movement of dislocation is suppressed and ΔKth is improved. The effect is more remarkable as the amount of solute C in the crystal grains increases, desirably 50 ppm or more, and more desirably 100 ppm or more. It is considered that the cause of solute C suppressing dislocation movement is the dynamic strain aging effect. Although the upper limit of the amount of solute C is not specified, the C solubility in ferrite is about 200 ppm even near the Ae1 temperature where the solubility is maximum, so it is difficult in principle to exceed it.
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ量を測定する手段は特に指定しないが、例えば３Ｄ−ＡＰ（三次元アトムプローブ）を用いて測定が可能である。具体的には、測定対象となる結晶粒が測定可能な位置になるように試料を切り出した後に電解研磨を行いつつ、必要に応じて集束イオンビーム加工法による加工を経て針状試料を作成する。次に、作成した針状試料の原子の二次元分布像を三次元アトムプローブによって針状試料の深さ方向に複数取得して、得られた複数の二次元分布像を再構築して実空間での原子の三次元分布像を求め、固溶Ｃの量を測定する。本検討では、試料の２０ｎｍ×２０ｎｍ×５０ｎｍの広さの視野を少なくとも１０視野以上観察し、１ｎｍ３の体積の中に炭素原子が合計で５個以上含む場合に、これを集合体（炭素化合物やクラスター）と判断し、観察した領域内の全ての炭素から集合体に含まれる炭素を引いたものを固溶Ｃ量とし、観察した領域から集合体を除いた領域中に、この固溶Ｃが含まれる質量分率を固溶炭素量（固溶Ｃ量）と定義した。 A means for measuring the amount of solute C in the crystal grains having an average orientation difference in the crystal grains of 0 to 0.5 ° is not particularly specified. For example, measurement can be performed using 3D-AP (three-dimensional atom probe). Is possible. Specifically, the sample is cut out so that the crystal grains to be measured are in a measurable position, and then electropolishing is performed, and if necessary, a needle-like sample is created through processing by the focused ion beam processing method . Next, a plurality of two-dimensional distribution images of the needle-shaped sample atoms are acquired in the depth direction of the needle-shaped sample using a three-dimensional atom probe, and the obtained two-dimensional distribution images are reconstructed in real space. A three-dimensional distribution image of atoms at is obtained, and the amount of solute C is measured. In this study, at least 10 or more fields of 20 nm × 20 nm × 50 nm are observed, and when a total of 5 or more carbon atoms are contained in a volume of 1 nm 3 , this is an aggregate (carbon compound). The amount of solid solution C is obtained by subtracting the carbon contained in the aggregate from all the carbon in the observed region, and this solid solution C is contained in the region excluding the aggregate from the observed region. Was defined as the amount of solute carbon (the amount of solute C).
［ＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３以下］
次に、組織中のＴｉＣの量について述べる。ＴｉＣは析出物であり、析出強化によって降伏比（ＹＲ）を高くする効果がある。ＹＲが低い鋼板はプレス成形時の荷重が小さくなる傾向があるため、プレス時の板押さえ力を小さくでき、プレス成形性に有利である。発明者らの検討によれば、ＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３超であるとＴｉＣによるＹＲ上昇効果が大きくなりＹＲ＞０．８０となる。よって、ＴｉＣの密度は１．０×１０１６個／ｃｍ３以下とすることが望ましい。ただし、本特許で定義するＴｉＣはチタン炭化物だけでなくＴｉ（ＣＮ）、（ＴｉＮｂ）Ｃ、（ＴｉＮｂ）（ＣＮ）などのチタン炭化物に窒素やニオブが化合した複合化合物を含む。
[TiC density is 1.0 × 10 16 / cm 3 or less]
Next, the amount of TiC in the structure will be described. TiC is a precipitate and has the effect of increasing the yield ratio (YR) by precipitation strengthening. A steel sheet having a low YR tends to have a smaller load during press forming, so that the plate pressing force during pressing can be reduced, which is advantageous for press formability. According to the study by the inventors, when the density of TiC is more than 1.0 × 10 16 pieces / cm 3 , the effect of increasing YR by TiC is increased and YR> 0.80. Therefore, the density of TiC is desirably 1.0 × 10 16 pieces / cm 3 or less. However, TiC defined in this patent includes not only titanium carbide but also a composite compound in which nitrogen or niobium is combined with titanium carbide such as Ti (CN), (TiNb) C, and (TiNb) (CN).
ＴｉＣを同定し密度を測定する手段は特に指定しないが、例えば３Ｄ−ＡＰ（三次元アトムプローブ）を用いて、鋼板中のＴｉとＣの存在位置を測定し、ＴｉとＣの存在位置が一致する場合をＴｉＣと定義することで、粒径が小さいＴｉＣについても高精度で個数を測定することができる。試料の２０ｎｍ×２０ｎｍ×５０ｎｍの広さの視野を少なくとも１０視野以上観察し、観察視野の範囲と観察されたＴｉＣ個数の関係から、析出物の密度を算出する。 The means for identifying and measuring the density of TiC is not particularly specified. For example, using 3D-AP (three-dimensional atom probe), the position of Ti and C in the steel sheet is measured, and the positions of Ti and C match. By defining TiC as TiC, the number of TiC having a small particle size can be measured with high accuracy. At least 10 or more fields of 20 nm × 20 nm × 50 nm are observed, and the density of precipitates is calculated from the relationship between the range of the observation field and the number of observed TiCs.
以上のような組織と組成を有する本発明の鋼板は、熱延で製造しても冷延で製造してもよい。また、表面に溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理をして合金化亜鉛めっき層を備えたものとすることで、耐食性を向上することができる。また、めっき層は、純亜鉛に限るものでなく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｚｒなどの元素を添加し、更なる耐食性の向上を図ってもよい。このようなめっき層を備えることにより、本発明の優れた打抜き疲労特性及び加工性を損なうものではない。また、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等による表面処理層の何れを有していても本発明の効果が得られる。 The steel sheet of the present invention having the above structure and composition may be manufactured by hot rolling or cold rolling. Further, the corrosion resistance can be improved by providing the surface with a hot dip galvanized layer by hot dip galvanizing treatment, or further by alloying after plating and providing an alloyed galvanized layer. The plating layer is not limited to pure zinc, and elements such as Si, Mg, Al, Fe, Mn, Ca, and Zr may be added to further improve the corrosion resistance. By providing such a plating layer, the excellent punching fatigue characteristics and workability of the present invention are not impaired. Moreover, the effect of the present invention can be obtained regardless of the surface treatment layer formed by organic film formation, film lamination, organic salt / inorganic salt treatment, non-chromic treatment, or the like.
［鋼板の製造方法］
成形性本発明に係る鋼板の製造方法は特に限定されないが、例えば以下のような方法がある。
[Steel plate manufacturing method]
Formability Although the manufacturing method of the steel plate which concerns on this invention is not specifically limited, For example, there exist the following methods.
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分組成となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。 The production method preceding hot rolling is not particularly limited. That is, various secondary smelting may be performed subsequent to smelting in a blast furnace, electric furnace, or the like to adjust to the above-described component composition, and then cast by a method such as normal continuous casting or thin slab casting. At that time, as long as it can be controlled within the component range of the present invention, scrap may be used as a raw material.
鋳造したインゴット（スラブ）は、熱間圧延を開始するに当たり所定の温度に加熱される（加熱ステップ）。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱して熱間圧延しても良い。 The cast ingot (slab) is heated to a predetermined temperature at the start of hot rolling (heating step). In the case of continuous casting, it may be cooled once to a low temperature and then heated again and then hot rolled, or it may be heated and subsequently hot rolled following continuous casting without being cooled.
Ｔｉが０．００１％以上添加されている場合、熱間圧延のインゴット加熱温度は、（式ｃ）で表わされるＴ１（℃）以上とする。ただしＴ１が１１００℃を下回るか、Ｔｉが添加されていない場合には、インゴット加熱温度を１１００℃以上とする。通常の鋳造を行った場合、インゴット温度は鋳造後に一旦Ａｒ３温度以下まで低下するため、Ｔｉが添加されている場合にはＴｉＣが組織中に析出する。インゴット加熱温度がＴ１未満ではインゴット中に析出したＴｉＣが十分に溶体化せず、固溶Ｃ量の制御ができないため、加熱炉の温度はＴ１以上とする。また、インゴット加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、インゴット表面が酸化してスケールになり経済上好ましくない。このことから、インゴット加熱温度の上限は１３００℃以下とすることが望ましい。なお、Ａｒ３とはオーステナイトから冷却した際にフェライト変態が開始する温度のことであり、Ｔ１とはＴｉＣが溶体化する温度のことを表す。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｃの質量％を示す。
When Ti is added in an amount of 0.001% or more, the ingot heating temperature for hot rolling is set to T1 (° C.) or more represented by (Formula c). However, when T1 is lower than 1100 ° C. or Ti is not added, the ingot heating temperature is set to 1100 ° C. or higher. When normal casting is performed, the ingot temperature is once lowered to the Ar3 temperature or lower after casting. Therefore, when Ti is added, TiC is precipitated in the structure. If the ingot heating temperature is less than T1, TiC deposited in the ingot is not sufficiently solutionized, and the amount of solid solution C cannot be controlled. Therefore, the temperature of the heating furnace is set to T1 or higher. Further, the upper limit of the ingot heating temperature is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, it is not economically preferable to raise the heating temperature excessively because the ingot surface is oxidized and becomes scale. For this reason, the upper limit of the ingot heating temperature is desirably 1300 ° C. or less. Ar3 is a temperature at which ferrite transformation starts when cooled from austenite, and T1 represents a temperature at which TiC is dissolved.
T1 (° C.) = 7000 / {2.75-log ([Ti] × [C])}-273 (formula c)
However, [Ti] and [C] indicate mass% of Ti and C, respectively.
加熱ステップ後は、加熱炉より抽出したインゴットに対して熱間圧延の粗圧延工程とその後の仕上圧延工程により、熱延鋼板を得る（熱間圧延ステップ）。仕上圧延は、通常、多段（例えば６段または７段）の連続圧延で行われる。そして、この多段の連続圧延で行われる仕上圧延は、前段側（上流側）ほど後段側（下流側）に比べて圧下率が高く、後段側（下流側）は圧下率を低くして圧延することがある。本発明においては、この多段の連続圧延で行われる仕上圧延において、圧下率が５％以上である仕上圧延の段のうち、最も後段側（下流側）の仕上圧延の段での圧延温度（圧下率５％以上の最終圧延温度ともいう）を、（式ｄ）で表わされるＡｒ３（℃）または１０００℃のいずれか低い温度以上とする。Ａｒ３（℃）未満で圧延すると二相域圧延となり、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率を９０％以上とすることができない。ただし、圧下率５％以上の最終圧延温度が１０００℃以上であれば、圧下率５％以上の最終圧延温度がＡｒ３（℃）以下であっても、二相域圧延後のフェライト再結晶により結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率を９０％以上にすることができる。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
また、圧下率は、各段ごとに以下の式で求められる。
圧下率＝（当該圧延機の入側の板厚−当該圧延機の出側の板厚）／（当該圧延機の入側の板厚）×１００％
After the heating step, a hot-rolled steel sheet is obtained by a hot rolling rough rolling process and a subsequent finish rolling process on the ingot extracted from the heating furnace (hot rolling step). Finish rolling is usually performed by multi-stage (for example, 6-stage or 7-stage) continuous rolling. And the finish rolling performed by this multi-stage continuous rolling is rolled with a reduction ratio higher on the upstream side (upstream side) than on the downstream side (downstream side), and on the downstream side (downstream side) with a lower reduction ratio. Sometimes. In the present invention, in the finish rolling performed in this multi-stage continuous rolling, the rolling temperature (reduction) at the most subsequent stage (downstream) finish rolling stage among the finish rolling stages having a reduction rate of 5% or more. (Also referred to as a final rolling temperature of a rate of 5% or higher) is set to a lower temperature of Ar3 (° C.) or 1000 ° C. represented by (formula d). Rolling at less than Ar3 (° C.) results in two-phase region rolling, and the area fraction of crystal grains having an average misorientation within the crystal grains of 0 to 0.5 ° cannot be 90% or more. However, if the final rolling temperature with a rolling reduction of 5% or higher is 1000 ° C. or higher, even if the final rolling temperature with a rolling reduction of 5% or higher is Ar 3 (° C.) or lower, the crystals are crystallized by ferrite recrystallization after two-phase rolling. The area fraction of crystal grains having an average orientation difference within the grain of 0 to 0.5 ° can be 90% or more.
Ar3 (° C.) = 868−396 × [C] −68.1 × [Mn] + 24.6 × [Si] −36.1 × [Ni] −24.8 × [Cr] −20.7 × [Cu ] + 250 × [Al] (Formula d)
Further, the rolling reduction is obtained by the following formula for each stage.
Reduction ratio = (sheet thickness on the entry side of the rolling mill−sheet thickness on the exit side of the rolling mill) / (sheet thickness on the entry side of the rolling mill) × 100%
次に、圧延後の冷却ステップにおいて、（式ｅ）で表わされるＡｅ１±３０（℃）の範囲で８秒以上滞留させる。滞留時間は、望ましくは１０秒以上、更に望ましくは１２秒以上にするとよい。
Ａｅ１（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］＋２９．１×［Ｓｉ］−１６．９×［Ｎｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋７０×［Ａｌ］・・・（式ｅ）
なお、Ａｅ１とは平衡状態でのオーステナイトからフェライトとセメンタイトへの共析変態開始温度のことである。
Next, in the cooling step after rolling, the sample is retained for 8 seconds or more in the range of Ae1 ± 30 (° C.) represented by (Expression e). The residence time is preferably 10 seconds or longer, more preferably 12 seconds or longer.
Ae1 (° C.) = 723-10.7 × [Mn] + 29.1 × [Si] −16.9 × [Ni] + 16.9 × [Cr] + 70 × [Al] (formula e)
Ae1 is the eutectoid transformation start temperature from austenite to ferrite and cementite in an equilibrium state.
圧延後の温度からＡｅ１＋３０（℃）まで冷却するときの冷却速度は特に限定しない。この冷却速度が、空冷相当の１℃／ｓ以上、急冷相当の５００℃／ｓ以下であれば特性に問題が生じないことを確認している。Ａｅ１±３０（℃）の範囲での滞留時間が短いと、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率を９０％以上とすることができない。 The cooling rate when cooling from the temperature after rolling to Ae1 + 30 (° C.) is not particularly limited. It has been confirmed that there is no problem in the characteristics when the cooling rate is 1 ° C./s or more equivalent to air cooling and 500 ° C./s or less equivalent to rapid cooling. If the residence time in the range of Ae1 ± 30 (° C.) is short, the area fraction of crystal grains whose average orientation difference in the crystal grains is 0 to 0.5 ° cannot be 90% or more.
滞留後、Ａｅ１−３０（℃）から３００℃までの冷却速度を１００℃／ｓ以上とし、更に３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／ｓ以上にする。これらの冷却速度が実現できない場合、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ量がセメンタイトなどの炭化物として析出するため、固溶Ｃ量を２０ｐｐｍ以上とすることができない。望ましくは３００℃から３０℃までの冷却速度を５０℃／ｓ以上にするとよい。 After the residence, the cooling rate from Ae1-30 (° C.) to 300 ° C. is set to 100 ° C./s or more, and the cooling rate from 300 ° C. to 30 ° C. is set to 30 ° C./s or more. When these cooling rates cannot be realized, the amount of solid solution C in the crystal grains with an average orientation difference in the crystal grains of 0 to 0.5 ° is precipitated as carbides such as cementite. It can not be over. The cooling rate from 300 ° C. to 30 ° C. is desirably 50 ° C./s or more.
通常の熱延工程に付随する工程である酸洗等の一部を抜いて製造を行ったとしても本発明の効果である優れた疲労特性及び成形性を確保可能である。 また、適切な冷延・焼鈍を行うことで、冷延鋼板においても方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒を面積率で９０％以上含み、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以下であり、前記方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０〜２００ｐｐｍである組織を製造することは可能である。 Even if a part of pickling or the like, which is a process associated with a normal hot rolling process, is removed, the excellent fatigue characteristics and formability that are the effects of the present invention can be ensured. In addition, by performing appropriate cold rolling / annealing, in the cold rolled steel sheet, when the region surrounded by the grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more is defined as the crystal grain, the average orientation difference in the crystal grain is 90% or more of crystal grains having an area ratio of 0 to 0.5 ° are included, the sum of the area ratios of the hard phase composed of martensite, tempered martensite, or retained austenite is 2% or less, and the orientation difference It is possible to produce a structure having a solid solution carbon content of 20 to 200 ppm in crystal grains having an average of 0 to 0.5 °.
本発明の作用効果を確認するための試験結果について説明する。
表１に試験に供した鋼の成分を示す。
表２に試験に供した試験片の鋼種類とその製造条件を示す。
なお、仕上圧延は、７段式の連続圧延を行なった。
表３に、各試験片の評価結果を示す。
機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ、全伸び、降伏比）は、板幅をＷとした時に、板の片端から板幅方向に１／４Ｗもしくは３／４Ｗのいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１に準拠して評価した。降伏比に用いる降伏応力は下降伏応力を用いた。穴広げ率は、引張試験片採取位置と同様の位置から試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。また、本発明における成形性に優れた鋼板とは、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％で、（λ）≧１５０％を満たし、望ましくは（ＹＲ）≦０．８０を満たす鋼板である。ただし（ＴＳ）は引張強さ、（Ｅｌ）は全伸び、（λ）は穴広げ率、（ＹＲ）は降伏比である。
Test results for confirming the effects of the present invention will be described.
Table 1 shows the components of the steel subjected to the test.
Table 2 shows the steel types of the test pieces subjected to the test and the production conditions.
The finish rolling was a seven-stage continuous rolling.
Table 3 shows the evaluation results of each test piece.
Among the mechanical properties, the tensile strength characteristics (tensile strength, total elongation, yield ratio) are either 1 / 4W or 3 / 4W in the plate width direction from one end of the plate, where W is the plate width. Evaluation was performed in accordance with JIS Z 2241 2011 using a JIS Z 2241 2011 No. 5 test piece taken with the direction (width direction) perpendicular to the rolling direction as the longitudinal direction. The yield stress used for the yield ratio is the falling yield stress. The hole expansion ratio was evaluated in accordance with the test method described in the Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001-1996 by collecting a test piece from the same position as the tensile test piece collection position. In addition, the steel sheet excellent in formability in the present invention is a steel sheet that satisfies (TS) × (El) ≧ 10000 MPa%, satisfies (λ) ≧ 150%, and preferably satisfies (YR) ≦ 0.80. However, (TS) is the tensile strength, (El) is the total elongation, (λ) is the hole expansion rate, and (YR) is the yield ratio.
本発明において、下限界応力拡大係数範囲を評価するため、引張試験片採取位置と同様の位置から圧延方向に直行する方向がき裂進展方向になるように、ＡＳＴＭ Ｅ６４７−０８ Ａ１．に示すＣｏｍｐａｃｔ ｓｐｅｃｉｍｅｎを採取し、ＡＳＴＭ Ｅ６４７−０８に準拠する方法でき裂伝播試験を行った。応力比を０．０１とし、漸減法により応力拡大係数範囲ΔＫを下げていった際の疲労き裂伝播速度の低下を測定し、き裂伝播速度が１．０×１０−１０（ｍ／ｃｙｃｌｅ）、すなわち１．０（Å（オングストローム）／ｃｙｃｌｅ）（＝１００ｐｍ／ｃｙｃｌｅ）となるΔＫをΔＫｔｈと定義した。このときの他の試験条件は下記のとおりである。
試験方法：電気油圧サーボ式±１０トン疲労試験機を使用し、亀裂長さの測定はコンピュータ制御によるコンプライアンス法による荷重漸減法Ｋ値減少法（亀裂の進展と共に荷重を自動的に減少させていく方法）によりΔＫｔｈを計測
試験環境：室温、大気中
制御方法：荷重制御
応力比：Ｒ＝０．０１
周波数：１０〜２０Ｈｚ
本発明における疲労特性に優れた鋼板とは、ΔＫｔｈ≧５（ＭＰa・ｍ１／2）となる鋼板のことである。
In the present invention, in order to evaluate the lower limit stress intensity factor range, ASTM E647-08 A1. So that the direction perpendicular to the rolling direction from the same position as the tensile specimen collection position is the crack propagation direction. The Compact specimen shown in Fig. 1 was collected, and a crack propagation test was conducted by a method based on ASTM E647-08. When the stress ratio was set to 0.01 and the stress intensity factor range ΔK was lowered by a gradual reduction method, the decrease in fatigue crack propagation rate was measured, and the crack propagation rate was 1.0 × 10 −10 (m / cycle). ), That is, ΔK that is 1.0 (Å (angstrom) / cycle) (= 100 pm / cycle) is defined as ΔKth. Other test conditions at this time are as follows.
Test method: Electrohydraulic servo type ± 10 ton fatigue tester is used. Crack length is measured by a computer-controlled compliance method using a load gradual reduction method K value reduction method (the load is automatically reduced as the crack progresses). ΔKth is measured by the method) Test environment: room temperature, in air Control method: load control Stress ratio: R = 0.01
Frequency: 10-20Hz
The steel plate excellent in fatigue characteristics in the present invention is a steel plate satisfying ΔKth ≧ 5 (MPa · m 1/2 ).
表３に示すように、本発明例に係る鋼板は、優れた疲労特性及び成形性を有していた。 As shown in Table 3, the steel sheets according to the examples of the present invention had excellent fatigue characteristics and formability.
一方、鋼番２７と３１は圧下率５％以上の最終圧延温度が（式ｄ）で表わされるＡｒ３℃未満かつ１０００℃未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率が９０％未満となり、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。 On the other hand, in steel Nos. 27 and 31, the final rolling temperature with a rolling reduction of 5% or more was less than Ar3 ° C. and less than 1000 ° C. represented by (formula d), so the average of the difference in orientation within the crystal grains was 0-0.5. The area fraction of the crystal grains at 0 ° was less than 90%, and (TS) × (El) ≧ 10000 MPa% could not be satisfied.
鋼番２８と３２は圧延後の冷却過程において、（式ｅ）で表わされるＡｅ１±３０℃の範囲での滞留時間が８秒未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率が９０％未満となり、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。 In steel Nos. 28 and 32, in the cooling process after rolling, the residence time in the range of Ae1 ± 30 ° C. represented by (formula e) was less than 8 seconds, so the average orientation difference in the crystal grains was 0-0. The area fraction of crystal grains of .5 ° was less than 90%, and (TS) × (El) ≧ 10000 MPa% could not be satisfied.
鋼番２９と３３はＡｅ１−３０℃から３００℃までの冷却速度が１００℃／ｓ未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧５（ＭＰa・ｍ１／2）を満たすことができなかった。 Since steel Nos. 29 and 33 had a cooling rate from Ae1-30 ° C. to 300 ° C. of less than 100 ° C./s, the solid solution in the crystal grains having an average misorientation in the crystal grains of 0-0.5 ° The amount of carbon was less than 20 ppm, and ΔKth ≧ 5 (MPa · m 1/2 ) could not be satisfied.
鋼番３０と３４は３００℃から３０℃までの冷却速度が３０℃／ｓ未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧５（ＭＰa・ｍ１／2）を満たすことができなかった。 Steel Nos. 30 and 34 had a cooling rate from 300 ° C. to 30 ° C. of less than 30 ° C./s, so the average amount of misorientation within the crystal grains was 0 to 0.5 °. Was less than 20 ppm, and ΔKth ≧ 5 (MPa · m 1/2 ) could not be satisfied.
鋼番３５は加熱温度が（式ｃ）で規定されるＴ１℃以下であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧５（ＭＰa・ｍ１／2）を満たすことができなかった。 Steel No. 35 had a heating temperature of T1 ° C. or less as defined by (Formula c), and therefore the amount of solute carbon in the crystal grains in which the average orientation difference in the crystal grains was 0 to 0.5 ° was less than 20 ppm. Thus, ΔKth ≧ 5 (MPa · m 1/2 ) could not be satisfied.
鋼番３６は（式ａ）で表されるＴｉｅｆが負の値となり、Ｃの含有量が０．０５０％超であったため、硬質第二相である低温変態生成物の面積率が２％超となり、（λ）≧１５０％を満たすことができなかった。 In Steel No. 36, Tief represented by (Formula a) had a negative value and the C content was more than 0.050%, so the area ratio of the low-temperature transformation product, which is the hard second phase, was more than 2%. Thus, (λ) ≧ 150% could not be satisfied.
鋼番３７はＣの含有量が０．００２％未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧５（ＭＰa・ｍ１／2）を満たすことができなかった。 Steel No. 37 had a C content of less than 0.002%, so the solid solution carbon content in the crystal grains with an average misorientation in the crystal grains of 0 to 0.5 ° was less than 20 ppm, and ΔKth ≧ 5 (MPa · m 1/2 ) could not be satisfied.
鋼番３７と４５は（式ａ）で表されるＴｉｅｆが正の値となり、（ ［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ）が０．００２％未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧５（ＭＰa・ｍ１／2）を満たすことができなかった。 Steel Nos. 37 and 45 had a positive value for Tief represented by (Formula a) and ([C] -12 / 48 × Tief) was less than 0.002%. The amount of solid solution carbon in the crystal grains having an angle of 0 to 0.5 ° was less than 20 ppm, and ΔKth ≧ 5 (MPa · m 1/2 ) could not be satisfied.
鋼番３８はＳｉの含有量が２．００％超であったため、加工性が低下し、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。 In Steel No. 38, since the Si content was more than 2.00%, workability was lowered, and (TS) × (El) ≧ 10000 MPa% could not be satisfied.
鋼番３９はＭｎの含有量が２．００％超であったため、加工性が低下し、（λ）≧１５０％を満たすことができなかった。 In Steel No. 39, the Mn content was more than 2.00%, so the workability was lowered and (λ) ≧ 150% could not be satisfied.
鋼番４０はＰの含有量が０．１００％超であったため加工性が低下し、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。 In Steel No. 40, since the P content was more than 0.100%, workability was lowered, and (TS) × (El) ≧ 10000 MPa% could not be satisfied.
鋼番４１はＳの含有量が０．０３００％超であったため、圧延中に割れが発生し、熱延板を得ることができなかった。 Steel No. 41 had an S content of more than 0.0300%, so cracking occurred during rolling, and a hot-rolled sheet could not be obtained.
鋼番４２はＡｌの含有量が２．０００％超であったため、圧延中に割れが発生し、熱延板を得ることができなかった。 Steel No. 42 had an Al content of more than 2.000%, so cracking occurred during rolling, and a hot-rolled sheet could not be obtained.
鋼番４３はＮの含有量が０．０１０％超であったため、加工性が低下し、（λ）≧１５０％を満たすことができなかった。 In Steel No. 43, since the N content was more than 0.010%, workability was lowered and (λ) ≧ 150% could not be satisfied.
鋼番４４はＴｉの含有量が０．２００％超であったため、鋳造時にノズル閉塞が発生し、熱延板を得ることができなかった。 Steel No. 44 had a Ti content of more than 0.200%, so that nozzle clogging occurred during casting, and a hot-rolled sheet could not be obtained.
本発明は、機械構造用の鋼材として利用することができる。特に、自動車の足回り部品や車体の構造用部品に適用することができる。 The present invention can be used as a steel material for machine structures. In particular, the present invention can be applied to undercarriage parts of automobiles and structural parts of vehicle bodies.
Claims (7)
Ｃ ：０．００２％以上０．１００％以下、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ａｌ：２．０００％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下を含み、
不純物であるＰとＳは、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０３００％以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼板であって、
下記（式ａ）から計算されるＴｉｅｆを用いて、
下記（式ｂ）により計算される有効炭素量Ｃｅｆｆが０．００２％以上０．０５０％以下であり、
隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒を面積率で９０％以上含み、
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以下であり、さらに、前記方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ以上２００ｐｐｍ以下であることを特徴とする疲労特性と成形性に優れた鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。 Chemical composition is mass%,
C: 0.002% or more and 0.100% or less,
Si: 2.00% or less,
Mn: 2.00% or less,
Al: 2.000% or less,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Ti: including 0.200% or less,
Impurities P and S are
P: 0.100% or less,
S: limited to 0.0300% or less,
The balance is a steel plate with Fe and inevitable impurities,
Using Tief calculated from (Equation a) below,
The effective carbon amount Ceff calculated by the following (formula b) is 0.002% or more and 0.050% or less,
When a region surrounded by a grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more with an adjacent crystal is defined as a crystal grain, a crystal grain having an average orientation difference within the crystal grain of 0 ° to 0.5 ° Including 90% or more in area ratio,
The sum of the area ratio of the hard phase composed of martensite or tempered martensite or retained austenite is 2% or less, and the average of the orientation difference is 0 ° or more and 0.5 ° or less. A steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability, characterized in that the amount of dissolved carbon is 20 ppm or more and 200 ppm or less.
Tief = [Ti] −48 / 14 × [N] −48 / 32 × [S] (Formula a)
Ceff = [C] -12 / 48 × Tief (Formula b)
However, [Ti], [N], [S], and [C] indicate mass% in the steel plates of Ti, N, S, and C, respectively, and substitute for 0% if not contained. .
When Tief = 0, the calculation is performed with Tief = 0 in (Expression b).
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３００％以下、
Ｃｕ：１．２０％以下、
Ｎｉ：０．６０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板。 In addition,
Nb: 0.100% or less,
V: 0.300% or less,
Cu: 1.20% or less,
Ni: 0.60% or less,
Cr: 2.00% or less,
Mo: 1.00% or less,
The steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability according to claim 1 or 2, characterized by containing one or more of the following.
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１０００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板。 In addition,
Mg: 0.0100% or less,
Ca: 0.0100% or less,
REM: 0.1000% or less,
The steel plate excellent in fatigue characteristics and formability according to any one of claims 1 to 3, characterized by containing one or more of the following.
Ｂ：０．００２０％以下、
を含有することを特徴とする、請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板。 In addition,
B: 0.0020% or less,
The steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability according to any one of claims 1 to 4, characterized by comprising:
加熱したインゴットを粗圧延し、その後多段の連続圧延による仕上圧延を施し熱延鋼板を得る熱間圧延ステップと、
得られた熱延鋼板を冷却する冷却ステップを有し、
前記多段の連続圧延による仕上圧延で、圧下率５％以上の段のうち最も後段側の段での圧延温度が、下記（式ｄ）で計算されるＡｒ３もしくは１０００℃のいずれか低い温度以上の温度であり、
前記冷却ステップにおいて、前記熱延鋼板を、下記（式ｅ）で計算されるＡｅ１に基づいて、
Ａｅ１−３０℃以上Ａｅ１＋３０℃以下の温度域に８秒以上滞留させ、
Ａｅ１−３０℃から３００℃までの冷却速度を１００℃／秒以上とし、
更に、３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／秒以上にする
ことを特徴とする疲労特性と成形性に優れた鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
Ａｅ１（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］＋２９．１×［Ｓｉ］−１６．９×［Ｎｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋７０×［Ａｌ］・・・（式ｅ）
ただし、式中の［元素名］は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。 It is a manufacturing method of the steel plate excellent in the fatigue characteristic and formability of any one of Claims 1-6, Comprising: It has the component composition of any one of Claims 1-6. A heating step of heating the ingot made of steel to a temperature T1 (° C.) calculated from the following (formula c) or 1100 ° C., whichever is greater, to a temperature of 1300 ° C. or less;
A hot rolling step of roughly rolling the heated ingot and then performing finish rolling by multi-stage continuous rolling to obtain a hot-rolled steel sheet;
A cooling step for cooling the obtained hot-rolled steel sheet,
In the finish rolling by the multi-stage continuous rolling, the rolling temperature at the rearmost stage among the stages with a reduction rate of 5% or more is higher than the lower temperature of Ar3 or 1000 ° C calculated by the following (formula d) Temperature,
In the cooling step, the hot-rolled steel sheet is based on Ae1 calculated by the following (formula e):
Ae1-30 ° C. or more and Ae1 + 30 ° C. or less in a temperature range of 8 seconds or more,
The cooling rate from Ae1-30 ° C to 300 ° C is 100 ° C / second or more,
Furthermore, the manufacturing method of the steel plate excellent in the fatigue characteristic and the formability characterized by making the cooling rate from 300 degreeC to 30 degreeC 30 degrees C / second or more.
T1 (° C.) = 7000 / {2.75-log ([Ti] × [C])}-273 (formula c)
Ar3 (° C.) = 868−396 × [C] −68.1 × [Mn] + 24.6 × [Si] −36.1 × [Ni] −24.8 × [Cr] −20.7 × [Cu ] + 250 × [Al] (Formula d)
Ae1 (° C.) = 723-10.7 × [Mn] + 29.1 × [Si] −16.9 × [Ni] + 16.9 × [Cr] + 70 × [Al] (formula e)
However, [element name] in a formula shows content (mass%) in the steel plate of the said element, and shall substitute 0% when not containing.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015194582A JP6668662B2 (en) | 2015-09-30 | 2015-09-30 | Steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability and method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015194582A JP6668662B2 (en) | 2015-09-30 | 2015-09-30 | Steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability and method for producing the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2017066492A true JP2017066492A (en) | 2017-04-06 |
| JP6668662B2 JP6668662B2 (en) | 2020-03-18 |
Family
ID=58493123
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2015194582A Active JP6668662B2 (en) | 2015-09-30 | 2015-09-30 | Steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability and method for producing the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6668662B2 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110494582A (en) * | 2017-04-07 | 2019-11-22 | 杰富意钢铁株式会社 | Steel member, the hot rolled steel plate of the steel member and their manufacturing method |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010137317A1 (en) * | 2009-05-27 | 2010-12-02 | 新日本製鐵株式会社 | High-strength steel sheet, hot-dipped steel sheet, and alloy hot-dipped steel sheet that have excellent fatigue, elongation, and collision characteristics, and manufacturing method for said steel sheets |
| JP2012012658A (en) * | 2010-06-30 | 2012-01-19 | Nippon Steel Corp | Baked hardening hot-rolled steel sheet excellent in burring properties and method for manufacturing the same |
| WO2015118863A1 (en) * | 2014-02-05 | 2015-08-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength hot-rolled steel sheet and production method therefor |
-
2015
- 2015-09-30 JP JP2015194582A patent/JP6668662B2/en active Active
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010137317A1 (en) * | 2009-05-27 | 2010-12-02 | 新日本製鐵株式会社 | High-strength steel sheet, hot-dipped steel sheet, and alloy hot-dipped steel sheet that have excellent fatigue, elongation, and collision characteristics, and manufacturing method for said steel sheets |
| JP2012012658A (en) * | 2010-06-30 | 2012-01-19 | Nippon Steel Corp | Baked hardening hot-rolled steel sheet excellent in burring properties and method for manufacturing the same |
| WO2015118863A1 (en) * | 2014-02-05 | 2015-08-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength hot-rolled steel sheet and production method therefor |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN110494582A (en) * | 2017-04-07 | 2019-11-22 | 杰富意钢铁株式会社 | Steel member, the hot rolled steel plate of the steel member and their manufacturing method |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP6668662B2 (en) | 2020-03-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6354916B2 (en) | Steel plate and plated steel plate | |
| JP6048580B2 (en) | Hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP6008039B2 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet with a maximum tensile strength of 980 MPa or more with excellent bake hardenability and low-temperature toughness | |
| KR101617115B1 (en) | Hot-rolled steel sheet and method for producing same | |
| JP6358406B2 (en) | Steel plate and plated steel plate | |
| JP6777272B1 (en) | Hot-dip galvanized steel sheet and its manufacturing method | |
| JP6354268B2 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet having a maximum tensile strength of 980 MPa or more excellent in punching hole expandability and low-temperature toughness, and a method for producing the same | |
| CN110520550B (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same | |
| JPWO2014185405A1 (en) | Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JPWO2018011978A1 (en) | Hot-dip galvanized steel sheet | |
| KR20120023129A (en) | High-strength steel sheet and manufacturing method therefor | |
| JP5720612B2 (en) | High strength hot rolled steel sheet excellent in formability and low temperature toughness and method for producing the same | |
| JP7216933B2 (en) | Steel plate and its manufacturing method | |
| JP6354274B2 (en) | Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP2017186634A (en) | Hot rolled steel sheet and manufacturing method therefor | |
| CN116018418B (en) | Steel sheet and method for manufacturing steel sheet | |
| KR20210137168A (en) | Steel plate and its manufacturing method | |
| JP6032173B2 (en) | High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a maximum tensile strength of 980 MPa and excellent delayed fracture resistance | |
| JP5821810B2 (en) | Manufacturing method of fine-grained steel sheet | |
| JP6103160B1 (en) | High strength thin steel sheet and method for producing the same | |
| JP6536328B2 (en) | High strength steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability and method of manufacturing the same | |
| JP6668662B2 (en) | Steel sheet excellent in fatigue characteristics and formability and method for producing the same | |
| KR20240137614A (en) | Steel plate |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20180509 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190326 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20190320 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20190418 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190806 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20190822 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20200128 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20200210 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6668662 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |