JP4193315B2

JP4193315B2 - High strength steel sheet and high strength galvanized steel sheet with excellent ductility and low yield ratio, and methods for producing them

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Publication number: JP4193315B2
Application number: JP2000024634A
Authority: JP
Inventors: 一洋瀬戸; 哲雄清水; 修古君
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-02-02
Filing date: 2000-02-02
Publication date: 2008-12-10
Anticipated expiration: 2020-02-02
Also published as: JP2001220641A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に自動車用鋼板としての使用に供して好適な、延性に優れ、しかも降伏比の低い高強度薄鋼板およびおよび高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃料消費の低減および衝突時における安全性の向上の観点から、自動車の車体に使用される鋼板には、高強度化と高延性化とを同時に達成することが求められる。
このような目的で開発された鋼としては、フェライトとマルテンサイトを主体とする組織を有する複合組織鋼板（以下、ＤＰ鋼と呼ぶ）や、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる組織を有するＴＲＩＰ鋼が知られている。
【０００３】
上記の鋼のうち、ＤＰ鋼は、降伏比YR（＝降伏強さYS／引張強さTS）×100 が70％以下と低く、形状凍結性には優れるものの、延性の点でＴＲＩＰ鋼より劣り、その強度と延性とのバランス（TS×El）は 19000 MPa・％程度が限界であった。
一方、ＴＲＩＰ鋼は、変形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで高延性を示し、TS×Elが 20000 MPa・％を超えることが可能である。
【０００４】
例えば、特開平３−10049 号公報には、Ｃ, Si, Mnを基本成分として含有する鋼を、圧下率：80％以上、圧延終了温度：780 〜900 ℃で熱間仕上圧延し、仕上圧延終了後、40℃/s未満の冷却速度で冷却を開始し、仕上圧延温度や仕上圧延速度から決まる所定温度で冷却を終了し、ついで冷却速度：40℃/s以上で冷却して350 〜500 ℃で巻取ることにより、ポリゴナルフェライトの占積率が61％以下、ポリゴナルフェライトの占積率と粒径の比が18以上で、しかもベイナイトと残留オーステナイトとからなる第２相を有し、かつ該第２相中の残留オーステナイトが５％以上である鋼組織を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。
そして、この熱延鋼板では、TS×El＝20000MPa・％程度を達成することが可能である。
【０００５】
また、特開平９−104947号公報には、TS×T.El≧2000 kgf/mm²・％（19600MPa・％）とし、さらに伸びフランジ性を向上させた熱延鋼板を得ることを目的として、Ｃ：0.05〜0.15重量％、Si：0.5 〜3.0 重量％、Mn：0.5 〜3.0 重量％、Ｐ≦0.02重量％、Ｓ≦0.01重量％、Al：0.005 〜0.10重量％およびFeを主成分とする鋼を、熱間圧延するに当たり、仕上圧延終了温度をＡr₃−50〜Ａr₃＋50℃の範囲として全圧下率が80％以上の仕上圧延を行い、仕上圧延終了後、１段冷却あるいは２段冷却あるいは３段冷却を行うことにより、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F ）とフェライト粒径（ｄ_F ）の比（Ｖ_F ／ｄ_F ）が20以上で、２μm 以下の残留オーステナイト占積率が５％以上となる鋼組織を得る技術が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、自動車の車体軽量化のために、鋼板強度が 400 MPa級のものを１ゲージダウンしようとすると、590 MPa 以上の高い強度を有し、かつTS×Elが21000MPa・％を超える高強度鋼板が必要となる。
この点、上記した特開平３−10049 号公報に開示の鋼板のTS×Elは 20000 MPa・％程度であり、この要求を満たしていない。また、特開平９−104947号公報では、TS×Elは 21000 MPa・％を超える例が記載されているものの、降伏比YRは低くても70％程度であり、プレス加工時に大きな負荷がかかったり、あるいは大きなスプリングバックが生じたりして、部品の寸法精度が低下する等の問題を含んでおり、実用化には問題があった。
【０００７】
従って、板厚が1.4 mm程度の薄物で、引張強度TSが 590 MPa以上で、かつTS×Elが 21000 MPa・％以上の強度−伸びバランスを有し、しかも降伏比YRが70％以下である鋼板、すなわちＤＰ鋼とＴＲＩＰ鋼の特徴を兼ね備えた高強度鋼板を製造することができれば、自動車の軽量化ひいてはエネルギーの向上に大きく寄与することが可能となる。
そこで、本発明は、TS≧590 MPa 、TS×El≧21000MPa・％でかつ、降伏比≦70％という優れた特性を有する薄鋼板および亜鉛めっき薄鋼板を、それらの製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、Tiを必須成分として、熱間圧延工程において生成するフェライトを微細なものとし、さらにこの熱間圧延工程により得られる熱延鋼板を２相域で短時間加熱した後に急冷することにより、非常に微細なフェライトからなる主相と、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなり、フェライトの結晶粒界に網目状に分布した第２相を有する鋼組織とすることができ、これにより降伏比を低く保ったままで強度−伸びバランスの格段の向上を図り得ることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.1 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜2.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％および
Al：0.10％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、
ポリゴナルフェライトよりなる主相と、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトよりなる第２相とからなる鋼組織を有し、
上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下、また上記第２相が上記ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網目状に連結して分布し、しかも上記第２相の占積率が５ vol％以上、 20vol％以下で、かつ上記第２相の幅が平均で 0.4μm 以下であることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板。
【００１０】
２．上記１において、鋼がさらに、質量百分率で
Nb：0.1 ％以下、
Ｖ：0.5 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下および
Ｂ：0.00002 〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板。
【００１１】
３．上記１または２において、鋼板表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板。
【００１２】
４．質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.1 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜2.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％および
Al：0.10％以下
を含有し、あるいはさらに
Nb：0.1 ％以下、
Ｖ：0.5 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下および
Ｂ：0.00002 〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、鋼組織が、ポリゴナルフェライトよりなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種または２種以上よりなる第２相とからなり、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下の薄鋼板を、
１℃/s以上の昇温速度で 730〜780 ℃の温度範囲まで加熱し、該加熱温度において１〜20秒間保持し、引き続き下記の式で決まるMs点以下まで５℃/s以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板の製造方法。

【００１３】
５．上記４において、冷却を行う工程で、上記薄鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の製造方法。
【００１４】
６．上記５において、冷却を終了した後に、上記薄鋼板を 450〜500 ℃で20〜60秒間保持して、溶融亜鉛めっき層を合金化することを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の製造方法。
【００１５】
なお、Ms点を求める上記式中には、Ni, Cr, Moの含有量を含む項があるが、これら元素を積極的に添加しない場合は、不可避的不純物レベルでのこれら元素の含有量を用いて上記Ms点を求めても、これらの含有量を零としてMs点を求めても何れでも良い。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
質量百分率で、Ｃ：0.14％、Si：0.7 ％、Mn：1.2 ％、Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.002 ％、Al：0.042 ％およびTi：0.16％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を素材として、熱延鋼板を製造した。ここで、熱間圧延は、加熱温度：1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上圧延終了温度：860 ℃とし、板厚：1.4 mmに圧延した。また、仕上圧延終了後、 0.8秒後に80℃/sの冷却速度で冷却を開始し、巻取り温度を 500℃とした。なお、仕上圧延は７スタンドの連続圧延機で実施し、仕上圧延時に各スタンドの圧延荷重を測定した結果、前段５スタンドまでは動的再結晶域での圧延であることを確認した。
得られた熱延鋼板について、鋼組織を観察したところ、平均粒径が 1.8μm のポリゴナルフェライトからなる主相と、平均粒径が 0.3μm のパーライトとセメンタイトとからなる第２相とを有する複相組織であった。
この鋼板に対して、種々の加熱・冷却サイクルを施した鋼板について、微視組織を観察すると共に、引張試験を行い、引張強度TS (MPa)×伸びEl（％）の値を求めた。
【００１７】
図１に、TS×Elに及ぼす加熱・冷却処理後のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径（以下フェライト粒径と呼ぶ）の影響について調べた結果を示す。ここで、フェライト粒径は、JIS G 0552に準拠した切断法により求めた。
同図に示したとおり、TS×Elを 21000 MPa・％以上とするためには、フェライト粒径を 2.5μm 以下とする必要があることが分かる。
【００１８】
なお、加熱・冷却処理後の第２相は、占積率（体積率）が10〜17 vol％のマルテンサイトと残留オーステナイトとからなる組織であった。
また、フェライト粒径が 2.5μm 以下の場合は、第２相はフェライト粒界に網目状に連結して分布しており、その第２相の幅は平均で 0.1〜0.4 μm であった。これに対し、フェライト粒径が 2.5μm を超える場合は第２相は塊状に分布していた。
さらに、TS×Elが 21000 MPa・％以上となる鋼板は、降伏比YRが70％以下であることも確認した。
【００１９】
図２は、TS×Elに及ぼす第２相の占積率の影響を示したものである。
同図中には、第２相がフェライト粒界に網目状に連結して分布する場合と、塊状に分布する場合について示したが、TS×El≧21000MPa・％を満足するためには、第２相がフェライト粒界に網目状の連結して分布し、かつ第２相の占積率を５ vol％以上 20vol％以下とする必要があることが分かる。
なお、第２相の占積率が５ vol％未満の場合には、第２相が網目状に分布することはなく、塊状の分布を示した。ここで、フェライト粒径は 1.7μm であり、また第２相はマルテンサイトと残留オーステナイトとからなり、この第２相が網目状に連結して分布している場合における第２相の幅は 0.1〜0.4 μm であった。
【００２０】
図３は、第２相が網目状に連結してフェライト粒界に分布している場合の、第２相の幅の平均値がTS×Elに及ぼす影響を示す図である。
第２相の幅の平均値が 0.4μm 以下の場合に、TS×Elが 21000 MPa・％以上となることが分かる。
なお、フェライト粒径は 1.6〜2.0 μm で、第２相はマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトからなり、第２相の占積率は12〜15 vol％であった。
【００２１】
以上の結果から、TS×Elを21000MPa・％以上とするためには、ポリゴナルフェライトからなる主相と、占積率で5vol％以上 20vol％以下のマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとからなる第２相を有し、フェライト粒径が 2.5μm 以下で、しかも第２相がフェライト粒界に網目状に連結して分布し、かつこの第２相の幅が平均で 0.4μm 以下となる微視組織とすれば良いことが分かった。
【００２２】
そこで、次に、このようなTS×Elが高い組織を得るための製造条件について検討した。
さて、発明者らは、ポリゴナルフェライトからなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種または２種以上からなる第２相を有する鋼組織である鋼板を素材として、これに加熱・冷却処理を施すことにより、第２相の組織制御を行うことに着目した。
【００２３】
ここで、加熱・冷却処理によりフェライト粒径を微細化することはできないので、この加熱・冷却処理に供される素材となる鋼板のフェライト粒径は 2.5μm以下である必要がある。
このような組織の素材を得る方法は特に限定しないが、例えば特開平11−152544号公報に開示される方法、すなわち熱間圧延用素材を溶製したのち、直ちに又は一旦冷却して1200℃以下に加熱して熱間圧延を施し、その際、動的再結晶域での圧下を５スタンド以上の圧下パスにて行う方法がとりわけ有利に適合する。
【００２４】
ここでは、前述した板厚：1.4 mmの熱延鋼板に対して加熱・冷却という単純な熱処理を施した。
まず、加熱時の均熱温度と均熱時間がTS×ElおよびYRに及ぼす影響を調べるために、加熱時の昇温速度を５℃/sとし、種々の均熱温度および均熱時間にて均熱処理を行い、ついで冷却速度20℃/sで 300℃以下まで冷却した。ここで、冷却を300 ℃以下まで行う目的はマルテンサイト変態点（Ms点）である 455℃以下まで冷却して、第２相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとするためである。
上記の熱処理後の鋼板について、そのTS×ElおよびYR値を測定した結果を図４に示す。
同図に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするためには、均熱温度を730〜780 ℃とし、かつ均熱時間を１〜20秒とする必要があることが分かる。
【００２５】
また、加熱時の昇温速度がTS×Elに及ぼす影響を調べるために、均熱温度は750 ℃、均熱時間は10秒、均熱後の冷却速度は20℃/s、冷却終了温度は 300℃以下の一定とし、昇温速度のみを種々に変化させて加熱・冷却処理を施した。
かくして得られた鋼板のTS×Elを測定し、その結果を昇温速度との関係で図５に示す。
図５に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするためには、昇温速度を１℃/s以上とする必要があることが分かる。
【００２６】
次に、均熱後の冷却処理における冷却速度がTS×Elに及ぼす影響を調べるために、加熱時の昇温速度を５℃/s、均熱温度を 750℃、均熱時間を10秒として加熱処理を施した後に、種々の冷却速度で 300℃以下まで冷却した。
かくして得られた鋼板について、TS×Elを測定し、その結果を冷却速度との関係で図６に示す。
同図に示したとおり、冷却処理の際の冷却速度が５℃/s以上でないと、TS×Elを21000MPa・％以上とすることはできなかった。
【００２７】
次に、TS×Elに及ぼすTi含有量の影響を調べるために、質量百分率でＣ：0.13％、Si：0.7 ％、Mn：1.2 ％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.002 ％およびAl：0.042 ％を基本成分として含有し、かつTiを種々の添加量で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼を、加熱温度：1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上圧延終了温度：860 ℃で、かつ仕上圧延時の前段５スタンドについては動的再結晶域での圧延という条件で板厚：1.4mm に圧延した。その際、仕上圧延終了後、0.8 秒後に80℃/sの冷却速度で冷却を開始し、また巻取り温度は 500℃とした。
上記の熱間圧延により、フィライト粒径が 2.0μm のポリゴナルフェライトよりなる主相と、平均結晶粒径が 0.3μm のパーライトまたはセメンタイトよりなる第２相とからなる複相組織の鋼板を得た。
【００２８】
そして、得られた鋼板を、昇温速度：５℃/sで加熱し、760 ℃で18秒間の均熱処理を施したのち、 300℃以下まで冷却速度：10℃/sで冷却した。
かくして得られた鋼板について、TS×Elを測定し、その結果をTi含有量との関係で図７に示す。
同図に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするためには、Tiを0.05mass％以上 0.3mass％以下の範囲で含有させる必要があることが分かる。
【００２９】
なお、図４〜７において、TS×El≧21000MPa・％が得られた鋼板の微視組織を調べたところ、いずれもポリゴナルフェライトよりなる主相と、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイトよりなる第２相が占積率で５〜20 vol％存在する鋼組織を有し、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下で、第２相が前記ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網目状に連結して分布し、しかも第２相の幅が平均で 0.4μm 以下を満足していることが確認された。
【００３０】
次に、本発明において、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.25mass％
Ｃは、TiＣの形成によるTiの効果を高めると共に、２相域への加熱時にオーステナイトの生成を促進し、これに続く冷却によってマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトを生成させるために必要な元素であり、少なくとも0.05mass％を添加する必要がある。しかしながら、Ｃ量が多すぎると、溶接性の劣化を招くので0.25mass％を上限とする。
【００３１】
Si：0.1 〜2.0 mass％
Siは、２相域への加熱時にオーステナイトの生成を促進する効果があるため、少なくとも0.1 mass％添加する。しかしながら、2.0 mass％を超えて添加してもその効果は飽和し、コストアップを招くので 2.0mass％を上限とする。
【００３２】
Mn：0.5 〜2.0 mass％
Mnは、２相域への加熱およびその後の冷却により、第２相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとするために必要であり、少なくとも0.5 mass％の添加を必要とする。しかしながら、過度の添加は、２相域の温度幅を減少させ、所望の組織を得ることができなくなるので、上限を3.0 mass％とする。
【００３３】
Ti：0.05〜0.3 mass％
Tiは、本発明において最も重要な元素である。
Tiは、加熱・冷却処理時の加熱前の段階で、TiＣとして存在し、加熱時の結晶粒粗大化を防止する。また、TiＣの多くはフェライト粒界に微細に存在するために、２相域に加熱した際にはＣ源として作用し、粒界に連続して網目状の第２相を出現させるものと考えられる。
このような組織がTS×Elを上昇させる理由は明らかではないが、硬質の第２相全体が連結されているため、第２相の変形も均一化して第２相による強化が有利に作用すると共に、軟質のフェライトからなる主相と第２相との間でのクラック生成が抑制されるためと推定される。
このような、フェライト粒界に網目状の連結した第２相の効果を得るためには、少なくとも0.05mass％のTi添加が必要である。しかしながら、0.3 mass％を超えて多量に添加すると、Ti自身による固溶強化、あるいはTiＣによる析出強化の影響が強くなり、TS×Elを低下させてしまうので、0.3 mass％を上限とする。
【００３４】
Al：0.10mass％以下
Alは、脱酸剤として0.10mass％以下の範囲で添加することができる。0.10mass％を超えて添加しても効果が飽和する他、アーク溶接性の低下を招く。
【００３５】
以上、必須成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Nb：0.1 mass％以下
Nbは、析出強化により鋼を高強度化するのに有効な元素であるが、添加量が多すぎると、再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が劣化するので、0.1 mass％以下の範囲で含有させるものとした。
【００３６】
Ｖ：0.5 mass％以下
Ｖは、析出強化により鋼を高強度化するのに有効なだけでなく、２相域への加熱およびその後の冷却によりマルテンサイトの生成を促進する作用も有する。しかしながら、多量の添加は延性の低下を招くので、0.5 mass％を上限として添加するものとした。
【００３７】
Ｐ：0.05mass％以下
Ｐは、特に添加する必要はないが、0.05mass％程度までの添加であれば、２次加工脆化を招くことなしに鋼板の強度向上に有効に寄与するので、0.05mass％を上限として添加することができる。
【００３８】
Cu, Mo, Ni, Cr：それぞれ 1.0mass％以下
Cu, Mo, NiおよびCrはそれぞれ、固溶強化ならびに組織強化による鋼の高強度化に有効である。しかしながら、いずれも添加量が 1.0mass％を超えると熱間加工性が低下するため、それぞれ1.0 mass％以下の範囲で単独または複合添加することが可能である。
【００３９】
Ｂ：0.0002〜0.01mass％
Ｂは、0.0002mass％以上の添加範囲において鋼の組織強化に有効に作用する。しかしながら、添加量が0.01mass％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質の劣化を招くので、0.0002〜0.01mass％の範囲で添加するものとした。
【００４０】
Ｓ：0.01mass％以下
Ｓは特に限定しないが、不可避的に混入するＳ量が極端に高いと延性が低下するので、0.01mass％以下に抑制することが好ましい。
【００４１】
次に、鋼組織の限定理由について説明する。
ポリゴナルフェライトからなる主相
本発明では、ポリゴナルフェライトを主相とする必要がある。この理由は、ポリゴナルフェライトは軟質で延性に富んでおり、材料の延性を確保するのに有用なためである。
なお、主相とは占積率（体積率）で 50vol％以上であることを意味する。
【００４２】
ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径：0.8 μm 以上 2.5μm 以下
第２相を網目状に連結して生成させ、TS×Elが 21000 MPa・％以上でかつ、YRを70％以下とするためには、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を 2.5μm 以下とする必要がある。一方、現状の熱間圧延あるいは冷間圧延プロセスで達成できるフェライト粒径の下限は 0.8μm 程度であるので 0.8μm を下限とする。
【００４３】
第２相の占積率、形態および幅
硬質の第２相を、ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網目状に連結させて存在させる必要がある。これは、前述したように、硬質の第２相が連結することで、より効果的に高強度化を達成できると共に、変形中に主相と第２相との間におけるクラックの発生を効果的に抑制できるからである。また、第２相が網目状に連結していることにより、硬質の第２相が生成する際に発生する歪に起因したポリゴナルフェライト中の可動転位が増加し、降伏比の低減にも寄与するからである。
しかしながら、第２相の占積率が５ vol％未満ではこのような第２相の連結が生じず、一方20 vol％超では第２相の分率が高くなりすぎて主相の延性が犠牲になるので、第２相の占積率は５〜20 vol％の範囲に限定する。
【００４４】
また、第２相の幅の平均値、すなわち或る第２相と主相との境界からこの境界とは反対側の第２相と主相との境界までの距離の平均値が 0.4μm を超えると、連結した第２相の構造が強固になりすぎて延性の低下をもたらすので、第２相の幅は平均で 0.4μm 以下とする。
さらに、第２相は鋼板に強度を付与するために、硬質のマルテンサイトまたは変形によって硬質化する残留オーステナイトのどちらか、あるいは両方よりなる組織とする必要がある。
【００４５】
次に、上述した鋼組織を得るための製造条件について述べる。
本発明では、前述したように、平均結晶粒径が 0.8〜2.5 μm のポリゴナルフェライトからなる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種または２種以上よりなる第２相を有する鋼組織になる鋼板を素材として、加熱・冷却処理、すなわち昇温速度：１℃/s以上の加熱工程、均熱温度：730 〜780 ℃、均熱時間：１〜20秒の均熱工程、冷却速度：５℃/s以上でマルテンサイト変態点（Ms点）以下まで冷却する冷却工程を実施することにより、第２相の組織制御を行うものである。
【００４６】
この際、上記素材の製造方法については、熱延、冷延いずれのプロセスを用いてもよく、特に限定しないが、例えば前述の特開平11−152544号公報に開示される方法が有利に適合する。
すなわち、所定の成分組成範囲に溶製した溶鋼を、スラブとし、その後直ちにまたは一旦冷却して1200℃以下に加熱し、ついで熱間圧延を施すに際し、動的再結晶域での圧下を５スタンド以上の圧下パスにて行う方法、さらには引き続き、圧下率：50〜90％の冷間圧延後、 600℃〜Ａc₃点の温度範囲で焼鈍を施す方法である。
【００４７】
以下、加熱・冷却処理条件について説明する。
昇温速度：１℃/s以上
加熱工程における昇温速度が１℃/sに満たないと、昇温中にフェライトが粒成長し、網目状に連結した第２相を得ることができなくなったり、あるいは強度確保ができなくなるので、昇温速度は１℃/s以上とする。
【００４８】
均熱温度：730 〜780 ℃、均熱時間：１〜20秒
加熱処理は２相域で行う必要があり、鋼の組成と第２相分率から、均熱温度は730 〜780 ℃に限定する。
また、上記の均熱温度での均熱時間が１秒未満では、必要量の第２相を生成させることができず、一方20秒を超えると組織の粗大化や第２相の塊状化が進行するため、均熱時間は１〜20秒に限定する。
【００４９】
平均冷却速度：５℃/s以上でMs点以下まで冷却
均熱工程の後の冷却工程において、Ms点以下までの平均冷却速度が５℃/s未満では、第２相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとすることができない。従って、平均冷却速度は５℃/s以上とする。
また、Ms点以下まで冷却しないと、第２相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトとすることができないので、上記の強制冷却終了温度はMs点以下とした。
ここで、Ms点は以下の式により求めるものとする。ただし、Ni, Cr, Moを積極的に添加しない場合は、不可避的不純物として分析されるそれぞれの含有量として計算してもよいし、不可避的に含有していたとしても微量であるので、それぞれの含有量を０％として計算してもよい。

【００５０】
なお、この冷却工程の途中に、溶融亜鉛めっきを施すなどしても、Ms点以下までの平均冷却速度を５℃/s以上に確保できるのであれば、所望の組織を得ることができる。さらに、一旦、Ms点以下まで冷却してしまえば所望の組織が出現するので、溶融亜鉛めっきを合金化するために 450〜500 ℃に20〜60秒保持しても組織の変化はなく、溶融亜鉛めっきの合金化を行うプロセスを追加しても何ら問題ない。
【００５１】
以上説明した加熱・冷却処理を実施する設備については、特に限定しないが、連続焼鈍設備や焼鈍炉付きの溶融亜鉛めっき設備などがこれに適する。
【００５２】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとしたのち、熱間圧延に供した。熱間圧延は、1080℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：900 ℃として1.4 mm厚に圧延し、圧延終了から 0.8秒後に80℃/sの速度で冷却を行い、550 ℃で巻取った。
この熱間圧延により得られた熱延鋼板を、連続焼鈍炉にて、表２に示す条件で加熱・冷却処理を行った。
なお、表２中、No.18 については、冷却処理の途中で溶融亜鉛めっき処理を施した。また、No.19 については、冷却処理の途中で溶融亜鉛めっき処理を施すと共に、冷却処理を終了した後に 480℃, 40秒の合金化熱処理を施した。
【００５３】
【表１】

【００５４】
【表２】

【００５５】
かくして得られた鋼板のコイル長手方向の中央部から、鋼組織観察用サンプルおよびJIＳ５号試験片を切り出し、鋼組織の観察および引張試験に供した。
組織観察結果および引張試験結果を表３に示す。
【００５６】
【表３】

【００５７】
表１、表２および表３から明らかなように、本発明に従い製造した鋼板はいずれも、目標とする鋼組織を得られており、その結果、TS×El≧21000MPa・％という良好な強度−伸びバランスと同時に、YR≦70％という低い降伏比が併せて得られている。
なお、本発明の適合例はいずれもTiを添加しているため、組織が整粒であり、異方性が小さいことも確認された。
【００５８】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、TS×Elが 21000 MPa・％以上という良好な強度−伸びバランス特性と共に、YRが70％以下という低い降伏比を併せて得ることができ、自動車の軽量化ひいてはエネルギー効率の向上に偉功を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】 TS×Elに及ぼす、加熱・冷却処理後のフェライト粒径の影響を示す図である。
【図２】 TS×Elに及ぼす、第２相の占積率の影響を示す図である。
【図３】 TS×Elに及ぼす、網目状に連結して分布する第２相の幅の影響を示す図である。
【図４】 TS×ElおよびYRに及ぼす、加熱・冷却処理時の均熱温度と均熱時間の影響を示す図である。
【図５】 TS×Elに及ぼす、加熱・冷却処理時の昇温速度の影響を示す図である。
【図６】 TS×Elに及ぼす、加熱・冷却処理時の冷却速度の影響を示す図である。
【図７】 TS×Elに及ぼす、Ti添加量の影響を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength thin steel sheet and a high-strength galvanized thin steel sheet having excellent ductility and low yield ratio, which are particularly suitable for use as a steel sheet for automobiles, and a method for producing them.
[0002]
[Prior art]
From the viewpoint of reducing fuel consumption of automobiles and improving safety at the time of collision, steel sheets used for automobile bodies are required to achieve both high strength and high ductility at the same time.
Steels developed for this purpose include composite steel sheets (hereinafter referred to as DP steels) having a structure mainly composed of ferrite and martensite, and TRIP steels having a structure composed of ferrite, bainite and retained austenite. Are known.
[0003]
Among the above steels, DP steel has a yield ratio YR (= yield strength YS / tensile strength TS) x 100 which is as low as 70% or less and is excellent in shape freezing property but inferior to TRIP steel in terms of ductility. The balance between strength and ductility (TS x El) was about 19000 MPa ·%.
On the other hand, TRIP steel exhibits high ductility by transformation of retained austenite to martensite during deformation, and TS × El can exceed 20000 MPa ·%.
[0004]
For example, in JP-A-3-10049, steel containing C, Si, Mn as basic components is hot finish-rolled at a reduction ratio of 80% or more and a rolling end temperature of 780 to 900 ° C. After completion, start cooling at a cooling rate of less than 40 ° C / s, finish cooling at a predetermined temperature determined from the finish rolling temperature and finish rolling rate, and then cool at a cooling rate of 40 ° C / s or more to 350 to 500 By winding at ℃, polygonal ferrite has a space factor of 61% or less, polygonal ferrite has a space factor to particle size ratio of 18 or more, and has a second phase composed of bainite and retained austenite. And the manufacturing method of the hot rolled sheet steel which has the steel structure whose residual austenite in this 2nd phase is 5% or more is disclosed.
And with this hot-rolled steel sheet, it is possible to achieve about TS × El = 20000 MPa ·%.
[0005]
JP-A-9-104947 discloses that TS × T.El ≧ 2000 kgf / mm ² ·% (19600 MPa ·%) and to obtain a hot-rolled steel sheet with improved stretch flangeability. C: 0.05 to 0.15 wt%, Si: 0.5 to 3.0 wt%, Mn: 0.5 to 3.0 wt%, P ≦ 0.02 wt%, S ≦ 0.01 wt%, Al: 0.005 to 0.10 wt%, and Fe as main components the steel, when hot rolling, finish rolling end temperature Ar _₃ -50~Ar ₃ + 50 ℃ total rolling reduction as a range of performs finish rolling of 80% or more, finish after rolling completion, one-stage cooling or two-stage By performing cooling or three-stage cooling, it is composed of three phases of ferrite, bainite, and retained austenite, and the ratio (V _F / d _F ) of ferrite space factor (V _F ) to ferrite grain size (d _F ) A technique for obtaining a steel structure having a retained austenite space ratio of 20% or more and 2 μm or less of 5% or more is disclosed. There.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, in order to reduce the weight of automobile bodies, if a steel sheet strength of 400 MPa class is to be reduced by 1 gauge, a high-strength steel sheet with high strength of 590 MPa or more and TS × El exceeding 21000 MPa ·%. Is required.
In this respect, TS × El of the steel sheet disclosed in the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open No. 3-1000049 is about 20000 MPa ·%, which does not satisfy this requirement. In addition, in Japanese Patent Laid-Open No. 9-104947, although TS × El describes an example exceeding 21000 MPa ·%, the yield ratio YR is about 70% even if it is low. In addition, there is a problem in practical use, such as a problem that the dimensional accuracy of the parts is lowered due to the occurrence of a large spring back.
[0007]
Therefore, it is a thin material with a thickness of about 1.4 mm, tensile strength TS is 590 MPa or more, TS × El has a strength-elongation balance of 21000 MPa ·% or more, and the yield ratio YR is 70% or less. If a steel plate, that is, a high-strength steel plate having the characteristics of DP steel and TRIP steel can be manufactured, it will be possible to greatly contribute to the reduction in weight of the automobile and the improvement of energy.
Therefore, the present invention proposes a thin steel sheet and a galvanized thin steel sheet having excellent characteristics of TS ≧ 590 MPa, TS × El ≧ 21000 MPa ·%, and yield ratio ≦ 70%, together with their manufacturing methods. Objective.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
Now, as a result of earnest research to achieve the above-mentioned object, the inventors have made the ferrite produced in the hot rolling process fine with Ti as an essential component, and further obtained by this hot rolling process. The hot-rolled steel sheet is heated in a two-phase region for a short time and then rapidly cooled to form a second phase which is composed of a very fine ferrite main phase, martensite and retained austenite, and is distributed in the form of a network at the ferrite grain boundaries. It has been found that a steel structure having a phase can be obtained, whereby the strength-elongation balance can be remarkably improved while keeping the yield ratio low, and the present invention has been completed.
[0009]
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. In mass percentage, C: 0.05 to 0.25%,
Si: 0.1-2.0%,
Mn: 0.5-2.0%,
Ti: 0.05-0.3% and
Al: 0.10% or less, the balance is Fe and inevitable impurities composition,
Having a steel structure composed of a main phase composed of polygonal ferrite and a second phase composed of martensite and / or retained austenite,
The average grain size of the polygonal ferrite is 0.8 μm or more and 2.5 μm or less, and the second phase is distributed in a network connected to the grain boundaries of the polygonal ferrite, and the space factor of the second phase Is a high-strength thin steel sheet with excellent ductility and low yield ratio, characterized in that is 5 vol% or more and 20 vol% or less, and the average width of the second phase is 0.4 μm or less.
[0010]
2. In 1 above, the steel is further in percentage by mass.
Nb: 0.1% or less,
V: 0.5% or less,
P: 0.05% or less,
Cu: 1.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
Ni: 1.0% or less,
Cr: 1.0% or less and B: 0.00002 to 0.01%
A high strength thin steel sheet having excellent ductility and a low yield ratio, characterized in that the composition contains one or more selected from the above.
[0011]
3. 3. A high-strength galvanized thin steel sheet having excellent ductility and a low yield ratio, wherein the steel sheet surface is provided with a galvanized layer or an alloyed galvanized layer in the above 1 or 2.
[0012]
4). In mass percentage, C: 0.05 to 0.25%,
Si: 0.1-2.0%,
Mn: 0.5-2.0%,
Ti: 0.05-0.3% and
Al: Contains 0.10% or less, or even
Nb: 0.1% or less,
V: 0.5% or less,
P: 0.05% or less,
Cu: 1.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
Ni: 1.0% or less,
Cr: 1.0% or less and B: 0.00002 to 0.01%
1 or 2 or more selected from among them, the balance is Fe and inevitable impurities composition, the steel structure of the main phase consisting of polygonal ferrite, pearlite, bainite, martensite and residual austenite A thin steel plate comprising a second phase composed of one or more selected from the above, wherein the average grain size of the polygonal ferrite is 0.8 μm or more and 2.5 μm or less,
Heat to a temperature range of 730 to 780 ° C at a rate of temperature rise of 1 ° C / s or more, hold at that heating temperature for 1 to 20 seconds, and then continue to average cooling of 5 ° C / s or more to the Ms point or less determined by A method for producing a high strength thin steel sheet having excellent ductility and low yield ratio, characterized by cooling at a speed.

[0013]
5. 5. The method for producing a high-strength galvanized sheet steel having excellent ductility and a low yield ratio, wherein the sheet steel sheet is subjected to a hot dip galvanizing process in the cooling step.
[0014]
6). 5. In 5 above, after the cooling is finished, the thin steel sheet is held at 450 to 500 ° C. for 20 to 60 seconds to alloy the hot dip galvanized layer, and has high ductility and low yield ratio. Manufacturing method of galvanized sheet steel.
[0015]
In the above formula for obtaining the Ms point, there is a term including the contents of Ni, Cr, and Mo, but when these elements are not actively added, the contents of these elements at the unavoidable impurity level are set. The Ms point may be obtained by using the above, or the Ms point may be obtained by setting these contents to zero.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the experimental results that led to the present invention will be described.
Concentration of C: 0.14%, Si: 0.7%, Mn: 1.2%, P: 0.010%, S: 0.002%, Al: 0.042% and Ti: 0.16%, the balance being Fe and inevitable impurities A hot-rolled steel sheet was manufactured using steel having a composition. Here, the hot rolling was performed at a heating temperature of 1080 ° C., a rough rolling end temperature of 1000 ° C., a finish rolling end temperature of 860 ° C., and a sheet thickness of 1.4 mm. Also, after finishing rolling, cooling was started at a cooling rate of 80 ° C./s after 0.8 seconds, and the winding temperature was set to 500 ° C. In addition, finishing rolling was implemented with the continuous rolling mill of 7 stands, and as a result of measuring the rolling load of each stand at the time of finishing rolling, it was confirmed that it was rolling in a dynamic recrystallization area up to the 5th stage.
As a result of observation of the steel structure of the obtained hot-rolled steel sheet, it has a main phase composed of polygonal ferrite having an average particle diameter of 1.8 μm and a second phase composed of pearlite and cementite having an average particle diameter of 0.3 μm. It was a multiphase structure.
The steel sheet subjected to various heating and cooling cycles was observed for the steel sheet, and a tensile test was performed to obtain a value of tensile strength TS (MPa) × elongation El (%).
[0017]
FIG. 1 shows the results of examining the influence of the average crystal grain size of polygonal ferrite after heating and cooling treatment (hereinafter referred to as ferrite grain size) on TS × El. Here, the ferrite particle size was determined by a cutting method based on JIS G 0552.
As shown in the figure, it is clear that the ferrite grain size must be 2.5 μm or less in order to make TS × El 21000 MPa ·% or more.
[0018]
In addition, the 2nd phase after a heating / cooling process was the structure | tissue which consists of martensite and a retained austenite whose space factor (volume ratio) is 10-17 vol%.
When the ferrite grain size was 2.5 μm or less, the second phase was distributed and connected to the ferrite grain boundaries in a network, and the width of the second phase was 0.1 to 0.4 μm on average. On the other hand, when the ferrite grain size exceeded 2.5 μm, the second phase was distributed in a lump shape.
Furthermore, it was confirmed that the steel sheet with TS x El of 21000 MPa ·% or more had a yield ratio YR of 70% or less.
[0019]
FIG. 2 shows the influence of the space factor of the second phase on TS × El.
In the figure, the case where the second phase is distributed in the form of a mesh connected to the ferrite grain boundary and the case where the second phase is distributed in a lump shape are shown, but in order to satisfy TS × El ≧ 21000 MPa ·%, It can be seen that the two phases are distributed in the form of network connections at the ferrite grain boundaries, and the space factor of the second phase needs to be 5 vol% or more and 20 vol% or less.
In addition, when the space factor of the 2nd phase was less than 5 vol%, the 2nd phase did not distribute in a mesh shape, but showed a lump distribution. Here, the ferrite grain size is 1.7 μm, and the second phase is composed of martensite and retained austenite. The width of the second phase is 0.1 when the second phase is connected in a network. It was ~ 0.4 μm.
[0020]
FIG. 3 is a diagram showing the influence of the average value of the width of the second phase on TS × El when the second phase is connected in a network and distributed at the ferrite grain boundaries.
It can be seen that TS × El is 21000 MPa ·% or more when the average value of the width of the second phase is 0.4 μm or less.
The ferrite grain size was 1.6 to 2.0 μm, the second phase was composed of martensite and / or retained austenite, and the space factor of the second phase was 12 to 15 vol%.
[0021]
From the above results, in order to make TS × El 21000 MPa ·% or more, the main phase consisting of polygonal ferrite and martensite and / or retained austenite with a space factor of 5 vol% or more and 20 vol% or less. A microscopic structure that has two phases, the ferrite grain size is 2.5 μm or less, the second phase is connected to the ferrite grain boundaries in a network, and the average width of the second phase is 0.4 μm or less. I knew it would be an organization.
[0022]
Then, next, manufacturing conditions for obtaining such a structure with high TS × El were examined.
Now, the inventors made a steel sheet, which is a steel structure having a main phase composed of polygonal ferrite, and a second phase composed of one or more selected from pearlite, bainite, martensite and retained austenite. As a result, it was noted that the structure of the second phase is controlled by heating and cooling.
[0023]
Here, since the ferrite grain size cannot be refined by the heating / cooling treatment, the ferrite grain size of the steel sheet to be used for the heating / cooling treatment needs to be 2.5 μm or less.
The method for obtaining the material of such a structure is not particularly limited. For example, the method disclosed in JP-A-11-152544, that is, after melting the material for hot rolling, immediately or once cooled to 1200 ° C. or less. In particular, a method in which the hot rolling is performed and the rolling in the dynamic recrystallization region is performed in a rolling pass of 5 stands or more is particularly suitable.
[0024]
Here, the above-mentioned hot rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm was subjected to a simple heat treatment such as heating and cooling.
First, in order to investigate the effect of soaking temperature and soaking time on TS × El and YR during heating, the heating rate during heating was set to 5 ° C / s at various soaking temperatures and soaking times. Soaking was performed, followed by cooling to 300 ° C. or less at a cooling rate of 20 ° C./s. Here, the purpose of cooling to 300 ° C. or lower is to cool to 455 ° C. or lower, which is the martensite transformation point (Ms point), and to change the second phase into martensite and / or retained austenite.
FIG. 4 shows the results of measuring the TS × El and YR values of the steel plate after the heat treatment.
As shown in the figure, it is understood that in order to satisfy TS × El ≧ 21000 MPa ·%, it is necessary to set the soaking temperature to 730 to 780 ° C. and the soaking time to 1 to 20 seconds.
[0025]
In addition, in order to investigate the effect of the heating rate during heating on TS × El, the soaking temperature was 750 ° C, the soaking time was 10 seconds, the cooling rate after soaking was 20 ° C / s, and the cooling end temperature was Heating / cooling treatment was performed with the temperature kept constant at 300 ° C. or lower and only the temperature rising rate varied.
TS × El of the steel sheet thus obtained was measured, and the result is shown in FIG.
As shown in FIG. 5, it can be seen that in order to satisfy TS × El ≧ 21000 MPa ·%, it is necessary to set the heating rate to 1 ° C./s or more.
[0026]
Next, in order to investigate the effect of the cooling rate on the TS x El in the cooling process after soaking, the heating rate during heating was 5 ° C / s, the soaking temperature was 750 ° C, and the soaking time was 10 seconds. After the heat treatment, it was cooled to below 300 ° C at various cooling rates.
TS × El was measured for the steel sheet thus obtained, and the result is shown in FIG. 6 in relation to the cooling rate.
As shown in the figure, TS × El could not be 21000 MPa ·% or more unless the cooling rate during the cooling treatment was 5 ° C./s or more.
[0027]
Next, in order to investigate the influence of Ti content on TS × El, C: 0.13%, Si: 0.7%, Mn: 1.2%, P: 0.01%, S: 0.002% and Al: 0.042% in mass percentage As a basic component, Ti is added in various amounts, and the balance is Fe and the composition of inevitable impurities. Heating temperature: 1080 ° C, rough rolling finish temperature: 1000 ° C, finish rolling finish temperature : 860 ° C., and 5 stands of the first stage during finish rolling were rolled to a thickness of 1.4 mm under the condition of rolling in the dynamic recrystallization region. At that time, after finishing rolling, cooling was started at a cooling rate of 80 ° C./s after 0.8 seconds, and the winding temperature was 500 ° C.
By the above hot rolling, a steel plate having a multiphase structure composed of a main phase composed of polygonal ferrite having a philite grain size of 2.0 μm and a second phase comprising pearlite or cementite having an average crystal grain size of 0.3 μm was obtained. .
[0028]
The obtained steel sheet was heated at a heating rate of 5 ° C./s, subjected to a soaking treatment at 760 ° C. for 18 seconds, and then cooled to 300 ° C. or less at a cooling rate of 10 ° C./s.
TS × El was measured for the steel sheet thus obtained, and the result is shown in FIG. 7 in relation to the Ti content.
As shown in the figure, it can be seen that in order to satisfy TS × El ≧ 21000 MPa ·%, it is necessary to contain Ti in a range of 0.05 mass% to 0.3 mass%.
[0029]
4 to 7, the microstructure of the steel sheet with TS × El ≧ 21000 MPa ·% was examined. As a result, all of the main phase composed of polygonal ferrite and the first composed of martensite and / or retained austenite. It has a steel structure in which two phases are present in a space ratio of 5 to 20 vol%, the average crystal grain size of polygonal ferrite is 0.8 μm or more and 2.5 μm or less, and the second phase is in the grain boundary of polygonal ferrite. It was confirmed that they were connected in a network and distributed, and the width of the second phase satisfied 0.4 μm or less on average.
[0030]
Next, the reason why the composition of steel is limited to the above range in the present invention will be described.
C: 0.05-0.25mass%
C is an element necessary for enhancing the effect of Ti by the formation of TiC and promoting the formation of austenite when heated to the two-phase region, and generating martensite and / or retained austenite by subsequent cooling. It is necessary to add at least 0.05 mass%. However, if the amount of C is too large, deterioration of weldability is caused, so 0.25 mass% is made the upper limit.
[0031]
Si: 0.1 to 2.0 mass%
Since Si has an effect of promoting the formation of austenite during heating to the two-phase region, it is added at least 0.1 mass%. However, even if added over 2.0 mass%, the effect is saturated and the cost is increased, so 2.0 mass% is the upper limit.
[0032]
Mn: 0.5 to 2.0 mass%
Mn is necessary to make the second phase martensite and / or retained austenite by heating to the two-phase region and subsequent cooling, and requires addition of at least 0.5 mass%. However, excessive addition reduces the temperature range of the two-phase region and makes it impossible to obtain a desired structure, so the upper limit is made 3.0 mass%.
[0033]
Ti: 0.05-0.3 mass%
Ti is the most important element in the present invention.
Ti exists as TiC in the stage before heating at the time of heating / cooling treatment, and prevents crystal grain coarsening during heating. In addition, since most of TiC is finely present in the ferrite grain boundary, it acts as a C source when heated to the two-phase region, and it appears that a network-like second phase appears continuously at the grain boundary. It is done.
The reason why such a structure raises TS × El is not clear, but since the entire hard second phase is connected, deformation of the second phase is made uniform and strengthening by the second phase works advantageously. At the same time, it is presumed that crack generation between the main phase made of soft ferrite and the second phase is suppressed.
In order to obtain the effect of the second phase network connected to the ferrite grain boundaries, it is necessary to add at least 0.05 mass% Ti. However, if it is added in a large amount exceeding 0.3 mass%, the effect of solid solution strengthening by Ti itself or precipitation strengthening by TiC becomes strong and TS × El is lowered, so 0.3 mass% is made the upper limit.
[0034]
Al: 0.10 mass% or less
Al can be added as a deoxidizer within a range of 0.10 mass% or less. Even if added over 0.10 mass%, the effect is saturated and arc weldability is reduced.
[0035]
As described above, the essential components have been described. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
Nb: 0.1 mass% or less
Nb is an element effective for increasing the strength of steel by precipitation strengthening. However, if the amount added is too large, recrystallization is significantly hindered and hardened and the material deteriorates, so the range is 0.1 mass% or less. It was made to contain.
[0036]
V: 0.5 mass% or less V is not only effective for increasing the strength of steel by precipitation strengthening, but also has the effect of promoting martensite formation by heating to the two-phase region and subsequent cooling. However, addition of a large amount leads to a reduction in ductility, so 0.5 mass% was added as the upper limit.
[0037]
P: 0.05 mass% or less P need not be added in particular, but if added up to about 0.05 mass%, it contributes effectively to improving the strength of the steel sheet without causing secondary work embrittlement. Mass% can be added up to the upper limit.
[0038]
Cu, Mo, Ni, Cr: Less than 1.0mass% each
Cu, Mo, Ni and Cr are effective for increasing the strength of steel by solid solution strengthening and structure strengthening, respectively. However, since the hot workability deteriorates when the addition amount exceeds 1.0 mass%, it is possible to add them individually or in combination within a range of 1.0 mass% or less.
[0039]
B: 0.0002 ~ 0.01mass%
B effectively acts on the strengthening of the steel structure in the range of 0.0002 mass% or more. However, when the addition amount exceeds 0.01 mass%, recrystallization is remarkably inhibited and hardens to cause deterioration of the material. Therefore, the addition is made in the range of 0.0002 to 0.01 mass%.
[0040]
S: 0.01 mass% or less S is not particularly limited, but if the amount of S inevitably mixed is extremely high, the ductility is lowered, so it is preferable to suppress it to 0.01 mass% or less.
[0041]
Next, the reason for limiting the steel structure will be described.
Main phase comprising polygonal ferrite In the present invention, it is necessary to use polygonal ferrite as the main phase. This is because polygonal ferrite is soft and rich in ductility, and is useful for ensuring the ductility of the material.
The main phase means that the space factor (volume ratio) is 50 vol% or more.
[0042]
Average grain size of polygonal ferrite: 0.8 μm or more and 2.5 μm or less To produce a second phase connected in a network, and TS × El of 21000 MPa ·% or more and YR of 70% or less The average grain size of polygonal ferrite must be 2.5 μm or less. On the other hand, the lower limit of ferrite grain size that can be achieved by the current hot rolling or cold rolling process is about 0.8 μm, so 0.8 μm is the lower limit.
[0043]
It is necessary that the second phase, which has a space factor, a shape and a width of the second phase, be connected to the crystal grain boundaries of polygonal ferrite in a network form. This is because, as described above, the hard second phase is connected, so that the strength can be increased more effectively, and cracks are effectively generated between the main phase and the second phase during deformation. This is because it can be suppressed. In addition, since the second phase is connected in the form of a network, the number of movable dislocations in polygonal ferrite due to the strain generated when the hard second phase is generated increases, contributing to a reduction in the yield ratio. Because it does.
However, when the space factor of the second phase is less than 5 vol%, such a second phase connection does not occur. On the other hand, when it exceeds 20 vol%, the fraction of the second phase becomes too high and the ductility of the main phase is sacrificed. Therefore, the space factor of the second phase is limited to the range of 5 to 20 vol%.
[0044]
Also, the average value of the width of the second phase, that is, the average value of the distance from the boundary between a certain second phase and the main phase to the boundary between the second phase and the main phase opposite to this boundary is 0.4 μm. If it exceeds, the structure of the connected second phase becomes too strong and the ductility is lowered, so the width of the second phase is 0.4 μm or less on average.
Further, the second phase needs to have a structure composed of either hard martensite or retained austenite hardened by deformation, or both, in order to impart strength to the steel sheet.
[0045]
Next, manufacturing conditions for obtaining the steel structure described above will be described.
In the present invention, as described above, the main phase is composed of polygonal ferrite having an average crystal grain size of 0.8 to 2.5 μm, and is composed of one or more selected from pearlite, bainite, martensite and retained austenite. Using a steel sheet having a steel structure having the second phase as a raw material, heating / cooling treatment, that is, a heating step with a heating rate of 1 ° C./s or more, a soaking temperature: 730 to 780 ° C., a soaking time: 1 to 20 seconds The soaking step, the cooling rate: The second phase of the structure is controlled by carrying out a cooling step of cooling to a martensite transformation point (Ms point) or less at 5 ° C./s or more.
[0046]
At this time, the method for producing the material may be either hot rolling or cold rolling, and is not particularly limited. For example, the method disclosed in the above-mentioned JP-A-11-152544 is advantageously suitable. .
That is, the molten steel melted in a predetermined component composition range is made into a slab, and then immediately or once cooled and heated to 1200 ° C. or lower, and then subjected to hot rolling, 5 rolls of reduction in the dynamic recrystallization region are performed. This is a method of performing the above-described rolling pass, and subsequently, a method of performing annealing in a temperature range of 600 ° C. to Ac ₃ points after cold rolling at a rolling reduction ratio of 50 to 90%.
[0047]
Hereinafter, heating / cooling treatment conditions will be described.
Rate of temperature rise: 1 ° C / s or more If the rate of temperature rise in the heating process is less than 1 ° C / s, ferrite grains grow during the temperature rise, making it impossible to obtain a network-connected second phase. Or, since the strength cannot be secured, the heating rate is set to 1 ° C./s or more.
[0048]
Soaking temperature: 730 to 780 ° C, Soaking time: 1 to 20 seconds Heat treatment must be performed in a two-phase region, and the soaking temperature is limited to 730 to 780 ° C from the steel composition and the second phase fraction. To do.
If the soaking time at the soaking temperature is less than 1 second, the required amount of the second phase cannot be generated. On the other hand, if it exceeds 20 seconds, the structure is coarsened and the second phase is agglomerated. In order to proceed, the soaking time is limited to 1 to 20 seconds.
[0049]
Average cooling rate: 5 ° C./s or more and cooling to the Ms point or less In the cooling step after the soaking step, if the average cooling rate to the Ms point or less is less than 5 ° C./s, the second phase is martensite and / or It cannot be retained austenite. Accordingly, the average cooling rate is 5 ° C./s or more.
Further, since the second phase cannot be made martensite and / or retained austenite unless cooled to the Ms point or lower, the forced cooling end temperature is set to the Ms point or lower.
Here, the Ms point is obtained by the following equation. However, if Ni, Cr, Mo is not actively added, it may be calculated as each content analyzed as an unavoidable impurity, and even if it is unavoidably contained, it is a trace amount. The content may be calculated with 0% content.

[0050]
In addition, even if hot dip galvanization is performed in the middle of this cooling step, a desired structure can be obtained as long as the average cooling rate up to the Ms point or less can be secured at 5 ° C./s or more. Furthermore, once cooled to below the Ms point, the desired structure will appear, so there is no change in the structure even if it is held at 450 to 500 ° C for 20 to 60 seconds in order to alloy the hot dip galvanizing. There is no problem even if a process for alloying galvanizing is added.
[0051]
The equipment for performing the heating / cooling treatment described above is not particularly limited, but a continuous annealing equipment, a hot dip galvanizing equipment with an annealing furnace, and the like are suitable for this.
[0052]
【Example】
Steel having the component composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab by continuous casting, and then subjected to hot rolling. In hot rolling, after heating to 1080 ° C, the finish rolling finish temperature was 900 ° C, rolled to 1.4 mm thickness, cooled at a rate of 80 ° C / s 0.8 seconds after the end of rolling, and wound at 550 ° C .
The hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling was heated and cooled in the continuous annealing furnace under the conditions shown in Table 2.
In Table 2, No. 18 was hot dip galvanized during the cooling process. For No. 19, hot dip galvanizing treatment was performed in the middle of the cooling treatment, and alloying heat treatment was performed at 480 ° C. for 40 seconds after the cooling treatment was completed.
[0053]
[Table 1]

[0054]
[Table 2]

[0055]
A steel structure observation sample and a JIS No. 5 test piece were cut out from the central portion of the steel sheet thus obtained in the longitudinal direction of the coil, and subjected to observation of the steel structure and a tensile test.
The structure observation results and the tensile test results are shown in Table 3.
[0056]
[Table 3]

[0057]
As is apparent from Tables 1, 2 and 3, all the steel sheets produced according to the present invention have obtained the target steel structure, and as a result, good strength of TS × El ≧ 21000 MPa ·% − Simultaneously with the elongation balance, a low yield ratio of YR ≦ 70% is also obtained.
In addition, it was confirmed that all the examples of the present invention added Ti, so that the structure was sized and the anisotropy was small.
[0058]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, it is possible to obtain a low yield ratio of YR of 70% or less as well as a good strength-elongation balance characteristic of TS × El of 21000 MPa ·% or more. Great achievement in efficiency.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the effect of ferrite grain size after heating / cooling treatment on TS × El.
FIG. 2 is a diagram showing the influence of the space factor of the second phase on TS × El.
FIG. 3 is a diagram showing the influence of the width of a second phase connected and distributed in a mesh shape on TS × El.
FIG. 4 is a diagram showing the influence of soaking temperature and soaking time during heating / cooling treatment on TS × El and YR.
FIG. 5 is a diagram showing an influence of a temperature rising rate during heating / cooling processing on TS × El.
FIG. 6 is a diagram showing the influence of the cooling rate during the heating / cooling process on TS × El.
FIG. 7 is a diagram showing the influence of Ti addition amount on TS × El.

Claims

In mass percentage, C: 0.05 to 0.25%,
Si: 0.1-2.0%,
Mn: 0.5-2.0%,
Ti: 0.05-0.3% and
Al: 0.10% or less, the balance is Fe and inevitable impurities composition,
Having a steel structure composed of a main phase composed of polygonal ferrite and a second phase composed of martensite and / or retained austenite,
The average grain size of the polygonal ferrite is 0.8 μm or more and 2.5 μm or less, and the second phase is distributed in a network connected to the grain boundaries of the polygonal ferrite, and the space factor of the second phase Is a high-strength thin steel sheet with excellent ductility and low yield ratio, characterized in that is 5 vol% or more and 20 vol% or less, and the average width of the second phase is 0.4 μm or less.

The steel of claim 1 further comprising a mass percentage.
Nb: 0.1% or less,
V: 0.5% or less,
P: 0.05% or less,
Cu: 1.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
Ni: 1.0% or less,
Cr: 1.0% or less and B: 0.00002 to 0.01%
A high strength thin steel sheet having excellent ductility and a low yield ratio, characterized in that the composition contains one or more selected from the above.

The high-strength galvanized thin steel sheet having excellent ductility and low yield ratio, characterized in that the steel sheet surface is provided with a galvanized layer or an alloyed galvanized layer.

In mass percentage, C: 0.05 to 0.25%,
Si: 0.1-2.0%,
Mn: 0.5-2.0%,
Ti: 0.05-0.3% and
Al: Contains 0.10% or less, or even
Nb: 0.1% or less,
V: 0.5% or less,
P: 0.05% or less,
Cu: 1.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
Ni: 1.0% or less,
Cr: 1.0% or less and B: 0.00002 to 0.01%
1 or 2 or more selected from among them, the balance is Fe and inevitable impurities composition, the steel structure of the main phase consisting of polygonal ferrite, pearlite, bainite, martensite and residual austenite A thin steel plate comprising a second phase composed of one or more selected from the above, wherein the average grain size of the polygonal ferrite is 0.8 μm or more and 2.5 μm or less,
Heat to a temperature range of 730 to 780 ° C at a rate of temperature rise of 1 ° C / s or more, hold at that heating temperature for 1 to 20 seconds, and then continue to average cooling of 5 ° C / s or more to the Ms point or less determined by A method for producing a high strength thin steel sheet having excellent ductility and low yield ratio, characterized by cooling at a speed.
Record
Ms (℃) = 561− 474 ・ (C%) −33 ・ Mn (%) − 17 ・ Ni (%)
-17 · Cr (%) -21 · Mo (%)

5. The method for producing a high-strength galvanized sheet steel having excellent ductility and a low yield ratio, wherein the sheet steel sheet is subjected to a hot dip galvanizing treatment in the cooling step.

In Claim 5, after cooling is complete | finished, the said thin steel plate is hold | maintained at 450-500 degreeC for 20 to 60 second, and a hot dip galvanized layer is alloyed, It is excellent in ductility, and the yield ratio is low. Manufacturing method of high strength galvanized sheet steel.