JP2004250744A - High workability, high strength hot rolled steel sheet having excellent shape-fixability, and production method therefor - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high workability, high strength hot rolled steel sheet which has satisfactory shape-fixability by defining the texture, r value, ductile anisotropy, components and texture of the steel sheet, and to provide a production method therefor. <P>SOLUTION: The high workability, high strength hot rolled steel sheet consists of a steel containing defined components, and having a microstructure where ferrite or bainite occupies as a phase with the maximum volume fraction, the average value of X-ray random intensity ratios in the group of ä100}<011> to ä223}<110> orientation in the sheet face at least in a 1/2 sheet thickness is ≥2.5, also, the average value of X-ray random intensity ratios in the three crystal orientation of ä554}<225>, ä111}<112> and ä111}<110> is ≤3.5, and the anisotropy of local elongation, ▵LE1 is ≤4%, and is also less than the anisotropy of uniform elongation, ▵uE1. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO&NCIPI

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部材等に使用され、効率よく自動車部材の軽量化を達成することのできる形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体を軽量化することが進められている。また、搭乗者の安全性を確保するためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。さらに、自動車車体の軽量化を今後進めていくために、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めたいという新たな要請が非常に高まりつつある。
【０００３】
しかしながら、高強度鋼板に曲げ変形を加えると、加工後の形状はその高強度ゆえに、加工冶具の形状から離れて加工前の形状の方向にもどりやすくなる。加工を与えても元の形状の方向にもどろうとする現象はスプリング・バックと呼ばれている。
【０００４】
このスプリング・バックが発生すると、狙いとする加工部品の形状が得られない。従って、従来の自動車の車体では、主として４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板に限って使用されてきた。
【０００５】
自動車車体にとっては、４９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を使用して車体の軽量化を進めていく必要があるにもかかわらず、スプリング・バックが少なく形状凍結性の良い高強度鋼板が存在しないのが実状である。
【０００６】
付け加えるまでもなく、４４０ＭＰａ以下の高強度鋼板や軟鋼板の加工後の形状凍結性を高めることも、自動車や家電製品などの製品の形状精度を高める上で極めて重要である。
【０００７】
特許文献１には、圧延面に平行な面における｛２００｝集合組織の集積度が１．５以上であることを特徴とするスプリングバック量が小さいオーステナイト系ステンレス冷延鋼板が開示されている。しかし、フェライト系鋼板のスプリングバック量を小さくする技術については何ら記載されていない。
【０００８】
また、一方では、高強度鋼板が適用される複雑な形状の自動車部品へプレス成形可能な良好なプレス成形性を確保することも要求される。
【０００９】
高強度鋼板のプレス成形性を向上させる方法として、例えば、特許文献２には、鋼中に一定量以上のオーステナイトを残留させ、この残留オーステナイトからマルテンサイトへの加工誘起変態を利用する方法が提案されているが、この様な良加工性の高強度鋼板において、成形性の異方性を低減する方法や上述の形状凍結性を向上させる方法については明確にされていない。
【００１０】
さらに、良好な加工性を有しつつ自動車の衝突時の衝撃エネルギー吸収能を高める方法については、例えば、特許文献３に、同じく残留オーステナイトを利用する方法が提案されているが、この様な良好な加工性と衝撃エネルギー吸収能を持つ高強度鋼板において、成形性の異方性を低減する方法や上述の形状凍結性を向上させる方法については明確にされていない。
【００１１】
【特許文献１】
特開平１０−７２６４４号公報
【特許文献２】
特開平６−１４５８９２公報
【特許文献３】
特開平１１−０８０８７９公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
曲げ加工を施す自動車用部材に適用する鋼板の強度を増すと、鋼板強度の上昇にしたがってスプリング・バックの量が増大し、形状不良が発生し、高強度鋼板の適用が制限されているのが現状である。また、良好なプレス成形性と高い衝撃エネルギー吸収能は高強度鋼板が自動車部品等に適用されるためには、欠くことのできない特性である。本発明は、この問題を抜本的に解決して、良好な形状凍結性と良好なプレス成形性をもつ高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供するものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
従来の知見によれば、スプリング・バックを抑えるための方策としては、鋼板の降伏点を低くすることが、とりあえず重要であると考えられていた。そして、降伏点を低くするためには、引張強さの低い鋼板を使用せざるをえなかった。しかし、これだけでは、鋼板の曲げ加工性を向上させ、スプリング・バック量を低く抑えるための根本的な解決にはならない。
【００１４】
そこで、本発明者らは、曲げ加工性を向上させてスプリング・バックの発生を根本的に解決するために、新たに鋼板の集合組織の曲げ加工性への影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。そして、曲げ加工性に優れた鋼板を見いだした。
【００１５】
すなわち、調査研究の結果、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の各方位のＸ線ランダム強度比を制御すること、さらには、圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つをできるだけ低い値にすることで、曲げ加工性が飛躍的に向上することを明らかにした。
【００１６】
しかし、圧延方向のｒ値および圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つを低い値にすると、プレス成形性が劣化することが予想され、形状凍結性と加工性の両立が困難となる。そこで、本発明者らは、鋭意研究の結果、上記集合組織制御とミクロ組織中へのオーステナイトの残留を同時に成立させ、さらに、残留オーステナイトの性質を制御することによって、形状凍結性と加工性および衝突エネルギー吸収能を同時に高めることができることを明らかにした。
【００１７】
また、種々の部品を成形するためのブランク採取方向を限定しないことは、鋼材の歩留まり向上に大きく貢献するが、このためには延性の異方性、とりわけ均一伸びの異方性を小さくすることが重要な意味を持つ。本発明者らは、実験によって、鋼板の仕上げ熱間圧延の開始温度と終了温度を制御することによって、上記形状凍結性と加工性を確保しつつ、均一伸びの異方性を小さくすることが可能であることを見出した。
【００１８】
本発明は前述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下のとおりである。
【００１９】
（１）ミクロ組織がフェライト又はベイナイトを体積分率最大の相とし、少なくとも１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上で、かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、局部伸びの異方性△ＬＥｌが４％以下で、かつ、均一伸びの異方性△ｕＥｌ以下であることを特徴とする、形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。

圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の均一伸びを、それぞれ、ｕＥｌ（Ｌ）、ｕＥｌ（Ｃ）、および、ｕＥｌ（４５°）とし、圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の局部伸びを、それぞれ、ＬＥｌ（Ｌ）、ＬＥｌ（Ｃ）、および、ＬＥｌ（４５°）とする。
【００２０】
（２）前記ミクロ組織に体積分率１％以上２５％以下のマルテンサイトを含むことを特徴とする（１）記載の形状凍結性に優れたな高加工性高強度熱延鋼板。
【００２１】
（３）前記ミクロ組織に体積分率で１％以上２５％以下の残留オーステナイトを含むことを特徴とする（１）または（２）記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
【００２２】
（４）前記均一伸びの異方性△ｕＥＬが３％以上であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
【００２３】
（５）質量％で、
グループＡ
Ｃ ；０．０２〜０．３％、
Ｍｎ；０．０１〜３％、
Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、
Ｃｕ；２％以下、
Ｍｏ；２％以下、
Ｗ ；２％以下、
Ｓｎ；０．３％以下、
グループＢ
Ｓｉ；０．００３〜３％、
Ａｌ；３％以下、
としたときに、グループＡの一種または二種以上を合計で０．５％以上５％以下含み、かつ、グループＢの一種または二種を合計で０．５％以上４％以下含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
【００２４】
（６）さらに、質量％で、Ｃｏを０．０１％以上３％以下含むことを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
【００２５】
（７）さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１％以上０．８％以下含むことを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
【００２６】
（８）さらに、質量％で、Ｐを０．２％以下含むことを特徴とする（１）〜（７）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
【００２７】
（９）さらに、質量％で、Ｂを０．０１％以下含むことを特徴とする（１）〜（８）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
【００２８】
（１０）さらに、質量％で、
Ｃａ；０．０００５〜０．００５％、
Ｒｅｍ；０．００１〜０．０２％、
Ｃｅ；０．０００１〜０．０５％、
Ｌａ；０．０００１〜０．０５％、
Ｍｇ；０．０００１〜０．０５％、
Ｔａ；０．０００１〜０．０５％、
の一種または二種以上を含むことを特徴とする（１）〜（９）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
【００２９】
（１１）（１）〜（１０）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板にめっきを施したことを特徴とする形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。
【００３０】
（１２）（１）〜（１１）のいずれかに記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板を製造するにあたり、請求項５〜１０のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを、鋳造まま、または、一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱間圧延をする際、Ａｒ３℃〜（Ａｒ３＋１５０）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上となるように制御し、仕上げ熱延開始温度ＴＦＳ（℃）と仕上げ熱延完了温度ＴＦＥ（℃）および仕上げ熱延完了時の計算残留歪△εが下記（１）〜（４）式を全て同時に満足するように熱間圧延を終了し、熱間圧延後冷却して下記（５）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下でかつ４８０℃以下３００℃以上の温度で巻き取ることを特徴とする形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。

（１３）Ａｒ３〜（Ａｒ３＋１５０）℃の温度範囲の熱間圧延の内少なくとも１パス以上において摩擦係数が０．２以下となるように制御することを特徴とする（１２）記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。
【００３１】
（１４）（１１）〜（１３）のいずれかに記載された製造方法で製造された熱延鋼板に０．１％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。
【００３２】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の内容を詳細に説明する。
【００３３】
１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値、および、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値：
本発明で特に重要な特性値である。板厚中心位置での板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値が２．５以上でなくてはならない。これが２．５未満では形状凍結性が劣悪となる。
【００３４】
この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞、および、｛２２３｝＜１１０＞である。
【００３５】
これら各方位のＸ線ランダム強度比は｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や、｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。
【００３６】
例えば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２＝４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。
【００３７】
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替してもよい。
【００３８】
さらに１／２板厚における板面の｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値は３．５以下でなくてはならない。これが３．５超であると、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の強度が適正であっても良好な形状凍結性を得ることが困難となる。
【００３９】
｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比も上記の方法に従って計算した３次元集合組織から求めればよい。より望ましくは、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が３．０以上、さらに好ましくは４．０以上、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞のＸ線ランダム強度比の相加平均値が２．５未満である。
【００４０】
以上述べた結晶方位のＸ線強度が曲げ加工時の形状凍結性に対して重要であることの理由は必ずしも明らかではないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測される。
【００４１】
Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に板厚１／２面が測定面となるように作製する。鋼板の板厚中心層に偏析帯や欠陥などが存在し測定上不都合が生ずる場合には、板厚の３／８〜５／８の範囲で適当な面が測定面となるように上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。
【００４２】
当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が板厚１／２近傍だけでなく、なるべく多くの厚み（特に最表層〜板厚の１／４）について満たされることでより一層形状凍結性が良好になる。なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。
【００４３】
圧延方向のｒ値（ｒＬ）および圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）：
本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であっても、必ずしも良好な形状凍結性が得られないことが判明した。
【００４４】
上記のＸ線強度と同時に、ｒＬおよびｒＣのうち少なくとも１つが０．７以下であることが必須である。より好ましくは０．５５以下である。
【００４５】
ｒＬおよびｒＣの下限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることができるが、ｒ値はＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。引張歪みは通常１５％であるが、均一伸びが１５％を下回る場合には、均一伸びの範囲でできるだけ１５％に近い歪みで評価すればよい。
【００４６】
なお、曲げ加工を施す方向は加工部品によって異なるので特に限定するものではないが、ｒ値が小さい方向に対して垂直もしくは垂直に近い方向に折り曲げる加工を主とすることが好ましい。
【００４７】
ところで、一般に、集合組織とｒ値とは相関があることが知られているが、本発明においては、既述の結晶方位のＸ線強度比に関する限定とｒ値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなくては良好な形状凍結性を得ることはできない。
【００４８】
ミクロ組織：
フェライトとその他の低温生成物（ベイナイト、マルテンサイト、アシキュラーフェライト、ウィッドマンシュテッテンフェライト等）で比較すると、後者の方が集合組織の発達が強いために、高い形状凍結性を確保するためには、フェライトの体積分率は８０％を超えないように調整することが好ましい。ここで、ベイナイトはミクロ組織中に鉄炭化物粒子を含んでも含まなくてもよい。
【００４９】
体積分率最大の相がフェライトもしくはベイナイト以外の場合には、鋼材の強度を必要以上に向上させてその加工性を劣化させたり、不必要な炭化物析出によって必要な量の残留オーステナイトが確保されないことで鋼板の加工性を著しく劣化させたりすることから、体積分率最大の相はフェライトもしくはベイナイトに限定する。
【００５０】
また、マルテンサイトは強度を上昇させるのみならず、疲労強度の向上や衝撃エネルギー吸収能を上昇させるため、必要に応じ、体積分率で１％以上含むことが好ましいが、その体積率が２５％を超えると、必要以上に強度が上昇するだけでなく、加工性や靱性が著しく劣化することから、２５％以下とすることが好ましい。
【００５１】
実際の自動車部品においては、１つの部品の中で上記のような曲げ加工に起因する形状凍結性が問題になるだけではなく、同一部品の他の部位においては張り出し性や絞り加工性等の良好なプレス加工性が要求される場合が少なくない。
【００５２】
従って、上述の集合組織を制御した曲げ加工時の形状凍結性の向上とともに、鋼板そのもののプレス加工性も向上させる必要がある。
【００５３】
本発明者らは、本発明鋼の特徴であるｒＬおよびｒＣのうち少なくとも１つが０．７以下であることを満足しつつ、張り出し成形性とともに絞り成形性を高めるための方法として、鋼板中にオーステナイトを残留させることが最も望ましいことを見いだした。
【００５４】
この時、残留オーステナイトの体積分率が１％未満の場合にはその効果が小さいことから、１％を残留オーステナイト体積分率の下限とした。好ましくは２％を下限とする。残留オーステナイトの量は多いほど成形性を良好にするが、体積分率で２５％超の残留オーステナイトを含む場合には、オーステナイトの加工安定性が低下し、逆に、鋼材の加工性が低下するために、２５％を残留オーステナイト体積分率の上限とすることが好ましい。
【００５５】
体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に比べ、残留オーステナイトの平均粒径が大きくなると、残留オーステナイトの安定性そのものが低下し、成形性も衝撃エネルギー吸収能も低下させるために、残留オーステナイト粒はできるだけ細粒にすることが好ましい。
【００５６】
従って、体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの最大粒径の比は０．６以下であることが望ましい。
【００５７】
この比の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、残留オーステナイト粒を極度に細粒化することは必要以上にオーステナイトを安定化することによって残留オーステナイトの効果を小さくするため、体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの粒径に対する残留オーステナイトの最大粒径の比は０．０５以上であることが好ましい。
【００５８】
残留オーステナイトの量は、例えば、ＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によりフェライトの（２００）面、（２１１）面、および、オーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度をもちいて、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ， ２０６ （１９６８） ｐ６０ に示された方法にて算出できる。
【００５９】
また、体積分率最大の相であるフェライトまたはベイナイトは、ナイタール腐食写真を元に画像処理もしくはポイントカウント法などを用いて測定することができる。
【００６０】
延性の異方性：
鋼板をプレス成形する場合には、鋼板の均一伸び、すなわち、ｎ値が重要な意味を持つ。特に、張りだし成形が主となる高強度鋼板においては、この均一伸び（ｎ値）が異方性を持つ場合には、部品によってブランク切りだし方向を注意深く選定することが必要となり、生産性の劣化や鋼板歩留まりの低下を招く。また、場合によっては、所望の形状に成形できない場合も生じる。
【００６１】
圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）および４５°方向の伸び（均一伸びｕＥｌ、局部伸びＬＥｌ）を用いて異方性のパラメーターを下式で定義するとき、

となる。
【００６２】
４００ＭＰａ程度以上の引張り強度（引張り試験で得られる最大強度）を持つ鋼においては、この局部伸びの異方性△ＬＥｌが４％を超えると、局部変形が重要な役割を果たす伸びフランジ加工性が劣化すると同時に、良好な形状凍結性が得られないことから、これを△ＬＥｌの上限とした。
【００６３】
また、△ＬＥｌが均一伸びの異方性△ｕＥｌよりも大きくなる場合には、鋼板の延性が低下するばかりでなく、良好な形状凍結性が得られないために、△ＬＥｌは△ｕＥｌ以下とした。
【００６４】
以下に本発明の化学成分の影響について述べる。
【００６５】
Ｃ：
Ｃはオーステナイトを室温で安定化させて残留させるために必要なオーステナイトの安定化に貢献する最も安価な元素であるために、本発明において最も重要な元素といえる。
【００６６】
鋼材の平均Ｃ量は、室温で確保できる残留オーステナイト体積分率に影響を及ぼすのみならず、製造の加工熱処理中に未変態オーステナイト中に濃化することで、残留オーステナイトの加工に対する安定性を向上させることができる。
【００６７】
しかしながら、この添加量が０．０２質量％未満の場合には、最終的に得られる残留オーステナイトの体積分率が１％以上を確保することができないので０．０２質量％を下限とした。
【００６８】
一方、鋼材の平均Ｃ量が増加するに従って確保可能な残留オーステナイト体積分率は増加し、残留オーステナイト体積率を確保しつつ残留オーステナイトの安定性を確保することが可能となる。
【００６９】
しかしながら、鋼材のＣ添加量が過大になると、必要以上に鋼材の強度を上昇させ、プレス加工等の成形性を阻害するのみならず、静的な強度上昇に比して動的な応力上昇阻害されるとともに、溶接性を低下させることによって部品としての鋼材の利用が制限されるようになる。従って、鋼材のＣ質量％の上限を０．３質量％とした。
【００７０】
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ：
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎは全てオーステナイトからフェライトへの変態による組織形成を制御するために重要な元素である。特に、溶接性の観点からＣの添加量が制限される場合には、このような元素を適量添加することによって、効果的にオーステナイトを残留させることが可能となる。
【００７１】
また、これらの元素は、ＡｌやＳｉ程ではないが、セメンタイトの生成を抑制する効果があり、オーステナイトへのＣの濃化を助ける働きもする。さらに、これらの元素はＡｌ、Ｓｉとともにマトリックスであるフェライトやベイナイトを固溶強化させることによって、高速での動的変形抵抗を高める働きも持つ。
【００７２】
しかしながら、Ｃを含め、これらの元素の１種または２種以上の添加の合計が０．５質量％未満の場合には、必要な残留オーステナイトの確保ができなくなるとともに、鋼材の強度が低くなり、有効な車体軽量化が達成できなくなることから、Ｃを含めたこれらの元素の１種または２種以上の合計の下限を０．５質量％とした。
【００７３】
一方、Ｍｎ；３質量％超，Ｎｉ；３質量％超，Ｃｒ；３質量％超，Ｃｕ；２質量％超，Ｍｏ；２質量％超，Ｗ；２質量％超、もしくは、Ｓｎ；０．３質量％超、または、これらの元素の１種または２種以上の合計が５質量％を超える場合には、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化を招き、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには、鋼材コストの上昇を招くために、各元素の含有量に上限を設けるとともに合計量の上限を５質量％とした。
【００７４】
但し、Ｍｎ添加量を０．０１質量％未満とすることは経済的な不利益を招くことから、これをＭｎ添加量の下限とした。
【００７５】
Ａｌ、Ｓｉ：
ＡｌとＳｉは、ともにフェライトの安定化元素であり、フェライト体積率を増加させることによって鋼材の加工性を向上させる働きがある。また、Ａｌ、Ｓｉともにセメンタイトの生成を抑制することから、効果的にオーステナイト中へのＣを濃化させることを可能とするので、室温で適当な体積分率のオーステナイトを残留させるためには不可避的な添加元素である。
【００７６】
このような機能を持つ添加元素としては、Ａｌ、Ｓｉ以外に、ＰやＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等があげられ、このような元素を適当に添加することも同様な効果が期待される。
【００７７】
しかしながら、Ｓｉが０．００３質量％未満、または、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計が０．５質量％未満の場合には、セメンタイト生成抑制の効果が十分でなく、オーステナイトの安定化に最も効果的な添加されたＣの多くが炭化物の形で浪費され、本発明に必要な残留オーステナイト体積率を確保することができないか、もしくは、残留オーステナイトの確保に必要な製造条件が大量生産工程の条件に適しない。
【００７８】
従って、Ｓｉの含有量を０．００３質量％以上とするとともに、ＡｌとＳｉの一種または二種の合計量の下限を０．５質量％とした。
【００７９】
また、ＡｌまたはＳｉが３質量％を超えるか、または、ＡｌとＳｉの一種もしくは双方の合計が５質量％を超える場合には、母相であるフェライトもしくはベイナイトの硬質化や脆化を招き、鋼材の加工性の低下、靱性の低下、さらには、鋼材コストの上昇を招き、また、化成処理性等の表面処理特性が著しく劣化するために、ＡｌとＳｉのそれぞれの上限を３質量％、また、双方の合計量の上限値を５質量％とした。
【００８０】
Ｃｏ：
Ｃｏは相変態を通じてミクロ組織を制御するために有効な元素であると同時に、残留オーステナイトを安定化することによって衝撃エネルギー吸収能を高める元素である。
【００８１】
しかしながら、この添加量が、質量％で０．０１％未満の場合には、その効果が小さいために、これを下限値とした。また、過剰の添加は、コストの上昇とともに延性低下を招くことから、質量％で３％を上限値とした。
【００８２】
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼材を高強度化することができるが、それらの１種または２種以上の合計が０．８質量％を超えた場合には、母相であるフェライトやベイナイト粒内もしくは粒界に多量の炭化物、窒化物もしくは炭窒化物として析出し、高速変形時の可動転位発生源となって、高い動的変形抵抗を得ることができなくなる。
【００８３】
また、炭化物の生成は、本発明にとって最も重要な残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害し、Ｃを浪費することから、上限を０．８質量％とした。
【００８４】
但し、これらの元素の添加によって高強度化するためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上の合計で０．００１質量％以上添加することが必要である。
【００８５】
Ｐ：
Ｐは、鋼材の高強度化や前述のように残留オーステナイトの確保に有効ではあるが、０．２質量％を超えて添加された場合には、体積分率最大の相であるフェライトやベイナイトの変形抵抗を必要以上に高め、かつ、高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害する。
【００８６】
さらに、耐置き割れ性の劣化や疲労特性、靱性の劣化を招くことから、０．２質量％をその上限とした。但し、Ｐの添加の効果を得るためには、０．００５質量％以上含有することが好ましい。
【００８７】
Ｂ：
Ｂは、粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．０１質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、必要以上に鋼板強度を上昇させ、高速変形時の変形抵抗の上昇を阻害するとともに、部品への加工性も低下させることから、上限を０．０１質量％とした。但し、Ｂの添加効果を得るためには、０．０００２質量％以上含有することが好ましい。
【００８８】
Ｃａ、希土類元素（Ｒｅｍ）：
介在物制御に有効な元素で、適量添加は熱間加工性を向上させるが、過剰の添加は逆に熱間脆化を助長させるため、必要に応じてそれぞれ、Ｃａ：０．０００５〜０．００５質量％、Ｒｅｍ：０．００１〜０．０２質量％とした。
【００８９】
ここで、ＲｅｍはＲｅｒａ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略で、Ｌａから始まるランタノイド系の元素を示す。工業的はミッシュメタルの形で添加されることが多く、この場合には中でもＬａおよびＣｅの含有が主体となる。
【００９０】
Ｒｅｍは、Ｙ、Ｓｃおよびランタノイド系の元素を指し、工業的には、これらの混合物である。特に、ランタノイド系の元素の中でもＣｅを０．０００１質量％以上０．０５％質量以下、Ｌａを０．０００１質量％以上０．０５質量％以下の１種または２種を含有することが上記の効果を得る上で好ましい。
【００９１】
また、Ｍｇを０．０００１質量％以上０．０５質量％、Ｔａを０．０００１質量％以上０．０５質量％以下の１種または２種を添加することも等価な効果を発現する。
【００９２】
ここで、全ての場合に、下限値は介在物制御効果の発現する最低添加量を示し、最大値を超えると、逆に、介在物が大きく成長しすぎることによって穴広げ性等の極限変形能を低下させる。ミッシュメタルとして添加することがコスト的に有利である。
【００９３】
Ｓ量は特に限定しないが、穴広げ性等の極限変形能向上させるためには、Ｓを０．０１質量％以下、望ましくは０．００２質量％以下、さらに厳格な極限変形能が要求される場合には０．００１質量％以下にすることが好ましい。
【００９４】
同じく、極限変形能や靱性を向上させる目的で、Ｎは０．０１質量％以下、望ましくは０．００５質量％以下にすることが望ましい。
【００９５】
また、Ｏは酸化物を形成し介在物として鋼材の加工性、特に穴広げ性に代表されるような極限変形能や鋼材の疲労強度、靱性を劣化させることから、０．０１質量％以下に制御することが望ましい。
【００９６】
以下に本発明の製造方法について述べる。
【００９７】
スラブ再加熱温度：
所定の成分に調整された鋼は、鋳造後直接もしくは一旦Ａｒ３変態温度以下まで冷却された後に、再加熱された後に熱間圧延される。この時の再加熱温度が１０００℃未満の場合には、所定の仕上げ熱延完了温度を確保することが難しくなるためにこれを下限とした。
【００９８】
また、再加熱温度が１３００℃を超える場合には、加熱時のスケール生成による歩留まり劣化を招くと同時に、製造コストの上昇も招くことから、これを再加熱温度の上限値とした。加熱後の鋼片は熱間圧延の途中で局部的もしくは全体を加熱されても、本発明の特性に何ら影響を及ぼさない。
【００９９】
熱間圧延条件：
熱間圧延およびその後の冷却によって、所定のミクロ組織と集合組織に制御される。最終的に得られる鋼板の集合組織は熱間圧延の温度領域によって大きく変化する。仕上げ熱延完了温度ＴＦＥがＡｒ３℃未満になった場合には成形性を著しく劣化させるために、これを仕上げ熱延完了温度ＴＦＥの下限とした（（１）式）。
【０１００】
ＴＦＥは熱延の最終圧延を施すスタンドの後方で測定されるのが一般的であるが、必要な場合には、計算によって得られる温度を用いてもよい。
【０１０１】
また、熱間圧延完了温度の上限は特に限定しないが、１０５０℃超の場合には、鋼板の表面に生成する酸化物層により表面品位が低下することから、これ以下であることが望ましい。
【０１０２】
より、厳格な表面品位が求められる場合には、ＴＦＥを９８０℃以下にすることが望ましい。
【０１０３】
また、仕上げ熱延開始温度ＴＦＳが１１００℃超の場合にも鋼板表面品位が著しく低下することから、これをＴＦＳの上限とした（（２）式）。
【０１０４】
また、ＴＦＳとＴＦＥの差が１５０℃超の場合には、集合組織の発達が十分でなく、良好な形状凍結性と低い異方性が両立しないために、これを（ＴＦＳ―ＴＦＥ）の上限値とした。また、この差を２０℃未満にすることは操業上困難であることから、これを下限値とした（（３）式）。
【０１０５】
また、熱間圧延において、Ａｒ３℃〜（Ａｒ３＋１５０）℃の温度範囲における圧下率は、最終的な鋼板の集合組織形成に大きな影響を及ぼし、この温度範囲での圧延率が２５％未満の場合には集合組織の発達が十分でなく、最終的に得られる鋼板が良好な形状凍結性を示さないために、この圧下率をＡｒ３℃〜（Ａｒ３＋１５０）℃の温度範囲における圧下率の下限値とした。
【０１０６】
この圧下率が高いほど、所望の集合組織が発達することから、５０％以上であることが好ましく、また、７５％以上であればさらに好ましい。
【０１０７】
但し、
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ％＋３３×Ｓｉ％＋２８７×Ｐ％＋４０×Ａｌ％−９２×（Ｍｎ％＋Ｍｏ％＋Ｃｕ％）−４６×（Ｃｒ％＋Ｎｉ％）
とする。
【０１０８】
さらに、熱間圧延において集合組織形成に有効な歪量は熱延の温度によっても変化し、熱間圧延の各パスの歪、温度、パス間時間によって下式で計算される計算残留歪△εが（ＴＦＳ−ＴＦＥ）／３７５未満の場合には、集合組織の発達が不充分であるために、これを△εの下限とした（（４）式）。
【０１０９】
なお、（４）式の関係は熱延条件を種々に変化させた鋼板の特性を調査した結果から、本発明者らが新たに見出したものである。
【０１１０】
△εは圧延を行うｎ段の仕上げ圧延の各スタンドで与えられる相当歪εｉ（ｉは１〜ｎ）と各スタンド間の時間ｔｉ（秒）（ｉ＝１〜ｎ−１）、最終スタンドから冷却開始までの時間ｔｎ（秒）、各スタンドでの圧延温度Ｔｉ（Ｋ）（ｉ＝１〜ｎ）、及び、常数Ｒ＝１．９８７により求まる。

【０１１１】
Ａｒ３℃〜（Ａｒ３＋１５０）℃の温度範囲での熱間圧延は通常の条件で行われても最終的な鋼板の形状凍結性は高いが、この温度範囲で行われる熱間圧延の少なくとも１パス以上において、その摩擦係数が０．２以下となるように制御した場合には、さらに、最終的な鋼板の形状凍結性が高くなる。
【０１１２】
また、仕上げ熱延に先立ってスケール除去を目的とした加工や高圧水噴射、微粒子噴射等が行われることは最終鋼板の表面品位を高める効果があり、好ましい。
【０１１３】
熱間圧延後の冷却は、巻取り温度を制御することが最も重要であるが、平均の冷却速度が１５℃／秒以上であることが好ましい。冷却は熱間圧延後速やかに開始されることが望ましい。また、冷却の途中に空冷を設けることも、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【０１１４】
このようにして形成されたオーステナイトの集合組織を最終的な熱延鋼板に受け継がせるためには、（５）式に示すＴｏ温度以下で巻き取る必要がある。従って鋼の成分で決まるＴｏを巻き取り温度の上限とした。
【０１１５】
このＴｏ温度は、オーステナイトとオーステナイトと同一成分のフェライトが同一の自由エネルギーを持つ温度として熱力学的に定義され、Ｃ以外の成分の影響も考慮して、（５）式を用いて簡易的に計算することができる。
【０１１６】
Ｔｏ温度に及ぼす本発明に規定されたこれら以外の成分の影響はそれほど大きくないので、ここでは無視した。
【０１１７】
冷却が鋼材の化学成分で決まる温度Ｔｏ超で完了し、そのまま巻取り処理が行われた場合には、上記の熱間圧延条件が満足されていた場合でも、最終的に得られる鋼板で所望の集合組織が十分に発達せず、鋼板の形状凍結性が高くならない。
【０１１８】

また、巻取り温度が４８０℃超の場合には鋼板中に十分な量のオーステナイトが残留しないことから、これを巻き取り温度の上限値とした。一方、巻取り温度が３００℃未満となると、鋼板中の残留オーステナイトが不安定となり、鋼板の加工性を大きく劣化させるために、これを巻き取り温度の下限値とした。
【０１１９】
スキンパス圧延：
以上の方法で製造された本発明鋼に、出荷前にスキンパス圧延を施すことは、鋼板の形状を良好にする。この時、スキンパス圧下率が０．１％未満ではこの効果が小さいことから、これをスキンパス圧下率の下限とした。
【０１２０】
また、５％超のスキンパス圧延を行うためには通常のスキンパス圧延機の改造が必要となり、経済的なデメリットを生じるとともに、加工性を著しく劣化させることから、これをスキンパス圧下率の上限とした。
【０１２１】
得られた鋼板の加工性が良好であるためには、通常のＪＩＳ５号引張り試験で得られる破断強度（ＴＳ／ＭＰａ）と全伸び（Ｅｌ／％）の積（ＴＳ×Ｅｌ／ＭＰａ・％）が１８０００以上であることが望ましい。
【０１２２】
さらに、プレス成形性に関する要求が強い場合には、この値が１９０００以上であることが好ましく、特に厳しいプレス加工性が要求される場合には、この値を２００００以上に制御することが有効である。
【０１２３】
また、プレス成形・曲げ成形や液圧成形によって部材に成形された後に良好な衝突エネルギー吸収能を示すためには、相当歪みにして１０％の予歪みを加えた前後の残留オーステナイト体積率の比が０．３５以上であること、および、相当歪みにして１０％の予歪みを加えた後の５〜１０％の加工硬化指数が０．１３０以上を満足することが望ましい。
【０１２４】
めっき：
めっきの種類や方法は特に限定するものではなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき等の何れでも本発明の効果が得られる。
【０１２５】
本発明の鋼板は曲げ加工だけではなく、曲げ、張り出し、絞り等、曲げ加工を主体とする複合成形や、管状等に成形・接合後内部から圧力をかけて成形する方法にも適用できる。
【０１２６】
【実施例】
（実施例１）： 表１および表２（表１の続き）に示す２５種類の鋼材を１１００℃から１２８０℃に加熱し，表３中に示した熱延条件で熱延し、２．８ｍｍ厚の熱延鋼板とした。
【０１２７】
形状凍結性の評価は、２７０ｍｍ長さ×５０ｍｍ幅×板厚の短冊状のサンプルを用い、パンチ幅８０ｍｍ、パンチ肩Ｒ５ｍｍ、ダイ肩Ｒ５ｍｍにて、種々のしわ押さえ厚でハット型に成形した後、壁部の反り量を曲率ρ（ｍｍ）として測定し、その逆数１０００／ρにて行った。１０００／ρが小さいほど形状凍結性は良好である。
【０１２８】
一般に、鋼板の強度が上昇すると形状凍結性が劣化することが知られている。本発明者らが実際の部品成形を行った結果から、上記方法によって測定されたしわ押さえ圧９０ｋＮでの１０００／ρが、鋼板の引張り強度ＴＳと破断伸びＥｌに対して（１０００／ρ）×（１０００／ＴＳ）≦（７／１５０００）×ＴＳ×Ｅｌを満足する場合には、際だって形状凍結性とプレス成形性のバランスが良好であるために、これを形状凍結性の条件として、評価した（図１、参照）。
【０１２９】
ここで、しわ押さえ圧を増加すると、１０００／ρは減少する傾向にある。しかしながら、どのようなしわ押さえ圧を選択しても鋼板の形状凍結性の優位性の順位は変化しない。従って、しわ押さえ圧９０ｋＮでの評価は鋼板の形状凍結性をよく代表している。
【０１３０】
ｒ値、延性およびその異方性はＪＩＳ５号引張り試験片を用いて測定した。スポット溶接性は各鋼に対して電流密度を変化させることによって、最適スポット溶接条件を調査し、チリが発生しない条件でナゲット径が６．５ｍｍになる条件で溶接し、せん断およびはく離引張り試験を行った。このときはく離引張り強度が軟鋼の０．９倍以下となる場合に溶接性不良（表４（表３の続き）中のスポット溶接性の欄の×印）とした。
【０１３１】
【表１】

【０１３２】
【表２】

【０１３３】
【表３】

【０１３４】
【表４】

【０１３５】
表３および表４において、Ｎｏ．７はＴＦＳ−ＴＦＥが１８０℃と本発明の範囲外であり、同時に△εが本発明の条件を満たさないために、集合組織が本発明の範囲外となり結果として良好な形状凍結性が得られていない。
【０１３６】
Ｎｏ．８およびＮｏ．９は、ＣＴが発明範囲外であり良好な形状凍結性が得られていない。Ｎｏ．１０は△εが所定の範囲になく、結果として集合組織の発達が不充分となり、良好な形状凍結性が得られていない。
【０１３７】
Ｎｏ．２４は、Ｃ量が本発明の範囲外であり、その結果、残留γ量がゼロとなり良好な成形性と形状凍結性のバランスが得られていない。Ｎｏ．２５は、Ｃ量が本発明の上限より高く溶接性が低いばかりでなく、△εが低いことと合わせて、良好な形状凍結性が得られていない。
【０１３８】
Ｎｏ．２６は、ＡｌとＳｉの添加量が十分でないために、良好な成形性と形状凍結性のバランスが得られていない。Ｎｏ．２７は、Ｓｉが本発明の上限を超えているために、溶接性が悪いばかりでなく、十分な集合組織発達が得られず、良好な形状凍結性が得られていない。
【０１３９】
Ｎｏ．２８は、Ｐが高い為に溶接性が悪い。Ｎｏ．２９は、Ｂの添加量が本発明の上限以上であるため、加工性が悪く、良好な成形性と形状凍結性のバランスが得られていない。
【０１４０】
Ｎｏ．３０は、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量の総和が本発明の範囲外となっており、溶接性が悪いばかりでなく良好な成形性と形状凍結性のバランスが得られていない。Ｎｏ．３１は、焼入れ性に重要なＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｓｎの添加量の総和が本発明の下限値以下であるために焼入れ性が不足し、その結果、良好な成形性と形状凍結性のバランスが得られていない。
【０１４１】
Ｎｏ．３２は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの添加量の総和が本発明の上限値を超えているために、成形性が悪いばかりでなく局部伸びの異方性も大きくなり良好な形状凍結性が得られていない。
【０１４２】
その他に示した本発明範囲内の化学成分の鋼を本発明範囲内の熱延条件によって製造した場合には良好な延性、異方性とともに、良好な加工性と形状凍結性のバランスが得られることがわかる。
【０１４３】
【発明の効果】
本発明によって、スプリング・バック量が少なく、形状凍結性に優れると同時に異方性が少ない良好なプレス成形性を有する薄鋼板が提供できるようになり、従来は形状不良の問題から高強度鋼板の適用が難しかった部品にも、高強度鋼板が使用できるようになると同時に、効率的に自動車の安全性と車体の軽量化を両立することが可能となり、ＣＯ_２排出削減等の環境・社会からの要請に応える自動車製造に大きく貢献することができる。
【０１４４】
従って、本発明は、工業的に極めて高い価値のある発明である。
【図面の簡単な説明】
【図１】（１０００／ρ）×（１０００／ＴＳ）の値をＴＳ（引張り強度）＊Ｅｌ（破断伸び）に対してプロットした図である。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet having excellent shape freezing properties, which can be used for automobile parts and the like and can efficiently reduce the weight of automobile parts, and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
In order to reduce the amount of carbon dioxide gas emitted from automobiles, the use of high-strength steel sheets to reduce the weight of automobile bodies has been promoted. Further, in order to ensure the safety of passengers, high-strength steel sheets are increasingly used in automobile bodies in addition to mild steel sheets. Further, in order to further reduce the weight of automobile bodies in the future, new demands for increasing the use strength level of high-strength steel sheets more than ever have been increasing.
[0003]
However, when bending deformation is applied to a high-strength steel sheet, the shape after processing tends to return to the direction of the shape before processing away from the shape of the processing jig due to its high strength. The phenomenon of trying to return to the original shape even after processing is called spring back.
[0004]
When this spring back occurs, the desired shape of the processed part cannot be obtained. Therefore, in the conventional automobile body, it has been mainly used only for high-strength steel sheets of 440 MPa or less.
[0005]
Despite the need to reduce the weight of automobile bodies using high-strength steel sheets of 490 MPa or more, there is no high-strength steel sheet with little spring back and good shape freezing properties. It is.
[0006]
Needless to add, it is also extremely important to enhance the shape freezing property of a high-strength steel sheet or a mild steel sheet of 440 MPa or less after processing, such as an automobile or a home appliance, in order to enhance the shape accuracy of the product.
[0007]
Patent Document 1 discloses an austenitic stainless cold-rolled steel sheet having a small springback amount, wherein the degree of accumulation of {200} texture in a plane parallel to a rolling plane is 1.5 or more. However, there is no description about a technique for reducing the amount of springback of a ferritic steel sheet.
[0008]
On the other hand, it is also required to ensure good press-formability that can be press-formed into automobile parts having complicated shapes to which high-strength steel sheets are applied.
[0009]
As a method for improving the press formability of a high-strength steel sheet, for example, Patent Literature 2 proposes a method in which a certain amount or more of austenite remains in steel, and a method of utilizing the work-induced transformation of the retained austenite into martensite. However, in such a high-strength steel sheet having good workability, a method for reducing the anisotropy of the formability and a method for improving the above-mentioned shape freezing property have not been clarified.
[0010]
Further, as for a method of improving the impact energy absorbing ability at the time of a collision of a vehicle while having good workability, for example, Patent Document 3 proposes a method of using retained austenite as well. In a high-strength steel sheet having excellent workability and impact energy absorbing ability, a method for reducing the anisotropy of formability and a method for improving the above-described shape freezing property have not been clarified.
[0011]
[Patent Document 1]
JP-A-10-72644
[Patent Document 2]
JP-A-6-145892
[Patent Document 3]
JP-A-11-080879
[0012]
[Problems to be solved by the invention]
Increasing the strength of steel plates applied to automotive parts subjected to bending processing increases the amount of springback as the steel plate strength increases, resulting in poor shape and restricts the use of high-strength steel plates. It is the current situation. In addition, good press formability and high impact energy absorption are indispensable characteristics for a high strength steel sheet to be applied to automobile parts and the like. The present invention fundamentally solves this problem and provides a high-strength hot-rolled steel sheet having good shape freezing properties and good press formability, and a method for producing the same.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
According to the conventional knowledge, as a measure for suppressing spring back, it is considered as important for the time being to lower the yield point of the steel sheet. Then, in order to lower the yield point, a steel sheet having a low tensile strength had to be used. However, this alone does not provide a fundamental solution for improving the bending workability of the steel sheet and keeping the amount of spring back low.
[0014]
In order to improve the bending workability and fundamentally solve the occurrence of spring back, the present inventors have newly paid attention to the influence of the texture of the steel sheet on the bending workability, and have obtained the effects of the present invention. Was investigated and studied in detail. Then, they found a steel sheet excellent in bending workability.
[0015]
That is, as a result of the research, the {100} <011> to {223} <110> orientation groups and the X-ray random in each orientation of {554} <225>, {111} <112>, and {111} <110> By controlling the strength ratio, and further by setting at least one of the r value in the rolling direction and the r value in the direction perpendicular to the rolling direction to a value as low as possible, it is clear that the bending workability is dramatically improved. I made it.
[0016]
However, when at least one of the r value in the rolling direction and the r value in the direction perpendicular to the rolling direction is set to a low value, the press formability is expected to deteriorate, and it is difficult to achieve both the shape freezing property and the workability. . Therefore, the present inventors, as a result of earnest research, simultaneously establish the texture control and the austenite retention in the microstructure, further, by controlling the properties of the retained austenite, shape freezing and workability and It was clarified that the collision energy absorption ability can be increased at the same time.
[0017]
In addition, not limiting the blank collecting direction for forming various parts greatly contributes to the improvement of the yield of steel materials. To this end, it is necessary to reduce the anisotropy of ductility, particularly, the anisotropy of uniform elongation. Has important significance. The present inventors conducted experiments to control the start temperature and the end temperature of the finish hot rolling of a steel sheet, thereby reducing the anisotropy of uniform elongation while securing the shape freezing property and workability. I found that it is possible.
[0018]
The present invention is configured based on the above-mentioned knowledge, and the gist thereof is as follows.
[0019]
(1) The microstructure has ferrite or bainite as the phase having the largest volume fraction, and the X-ray random intensity ratio of the {100} <011> to {223} <110> orientation group of the plate surface at least at 板 plate thickness. The average value is 2.5 or more, and the average value of the X-ray random intensity ratio of the three crystal orientations of {554} <225>, {111} <112>, and {111} <110> is 3.5 or less. Characterized in that the anisotropy of local elongation ｌLE1 is 4% or less and the anisotropy of uniform elongation ＥuEl or less, and high workability and high strength hot-rolled steel sheet excellent in shape freezing property. .

The uniform elongation parallel to the rolling direction (L direction), perpendicular (C direction), and 45 ° direction is defined as uEl (L), uEl (C), and uEl (45 °), respectively, and is parallel to the rolling direction. The local elongation in the (L direction), vertical (C direction), and 45 ° directions is LEl (L), LEl (C), and LEl (45 °), respectively.
[0020]
(2) The high-workability and high-strength hot-rolled steel sheet according to (1), wherein the microstructure contains martensite having a volume fraction of 1% or more and 25% or less.
[0021]
(3) The high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet according to (1) or (2), wherein the microstructure contains retained austenite in a volume fraction of 1% or more and 25% or less. .
[0022]
(4) The high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (3), wherein the uniform elongation anisotropy ΔuEL is 3% or more. .
[0023]
(5) In mass%,
Group A
C: 0.02 to 0.3%,
Mn; 0.01 to 3%,
Ni: 3% or less,
Cr: 3% or less,
Cu; 2% or less,
Mo; 2% or less,
W: 2% or less,
Sn; 0.3% or less,
Group B
Si; 0.003 to 3%,
Al: 3% or less,
When one or two or more kinds of group A are contained in a total of 0.5% or more and 5% or less, and one or two kinds of group B are contained in a total of 0.5% or more and 4% or less, and the balance is The high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (4), comprising Fe and unavoidable impurities.
[0024]
(6) High workability, high strength heat excellent in shape freezing property according to any one of (1) to (5), further comprising 0.01% to 3% of Co in mass%. Rolled steel sheet.
[0025]
(7) Any one of (1) to (6), further comprising one or more of Nb, Ti, and V in a mass% of 0.001% or more and 0.8% or less in total. A high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet having excellent shape freezing property described in 1.
[0026]
(8) The high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (7), further containing 0.2% by mass or less of P in mass%.
[0027]
(9) The high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (8), further comprising 0.01% by mass or less of B in mass%.
[0028]
(10) Further, in mass%,
Ca; 0.0005 to 0.005%,
Rem; 0.001 to 0.02%,
Ce; 0.0001 to 0.05%,
La; 0.0001-0.05%,
Mg; 0.0001-0.05%,
Ta; 0.0001 to 0.05%,
The high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (9), wherein the hot-rolled steel sheet has excellent shape freezing properties.
[0029]
(11) High workability excellent in shape freezing property according to any one of (1) to (10), characterized in that a high strength hot rolled steel sheet is plated with high workability excellent in shape freezing property. High strength hot rolled steel sheet.
[0030]
(12) In producing a high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape freezing property according to any one of (1) to (11), having the chemical component according to any one of claims 5 to 10. When the cast slab is as-cast or once cooled and then heated again in the range of 1000 ° C. to 1300 ° C. and hot-rolled, the total reduction in the temperature range of Ar 3 ° C. to (Ar 3 + 150) ° C. is 25%. The final hot-rolling start temperature TFS (° C.), the final hot-rolling completion temperature TFE (° C.), and the calculated residual strain △ ε at the completion of the final hot-rolling are determined by the following equations (1) to (4). The hot rolling is completed so as to satisfy all the conditions at the same time, and after hot rolling, cooling is performed. Freezing shape characterized by winding with Method for producing excellent high workability high-strength hot-rolled steel sheet.

(13) The shape freezing property according to (12), wherein the friction coefficient is controlled to be 0.2 or less in at least one pass or more of hot rolling in a temperature range of Ar3 to (Ar3 + 150) ° C. Excellent high workability, high strength hot rolled steel sheet manufacturing method.
[0031]
(14) The hot-rolled steel sheet produced by the production method described in any one of (11) to (13) is subjected to skin pass rolling of 0.1% or more and 5% or less, and is excellent in shape freezing property. Method for producing high-strength hot-rolled steel sheets with high workability.
[0032]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, the contents of the present invention will be described in detail.
[0033]
Average values of the X-ray random intensity ratios of the {100} <011> to {223} <110> orientation groups of the plate surface at 1/2 plate thickness, and {554} <225>, {111} <112> and Average value of X-ray random intensity ratio of three crystal orientations of {111} <110>:
This is a particularly important characteristic value in the present invention. The average value of the {100} <011> to {223} <110> orientation group when the X-ray diffraction of the plate surface at the plate thickness center position was performed to determine the intensity ratio of each orientation with respect to the random sample was 2. Must be 5 or more. If it is less than 2.5, the shape freezing property is poor.
[0034]
Main orientations included in this orientation group are {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> and {223} <110>.
[0035]
The X-ray random intensity ratio in each of these directions can be calculated from a three-dimensional texture calculated by the vector method based on the {110} pole figure, or a plurality of poles among the {110}, {100}, {211}, and {310} pole figures. What is necessary is just to obtain from the three-dimensional texture calculated by the series expansion method using the figure (preferably three or more).
[0036]
For example, in the latter method, the X-ray random intensity ratio of each crystal orientation is (001) [1-10], (116) [1-10], (114) in the φ2 = 45 ° cross section of the three-dimensional texture. ) [1-10], (113) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], and (223) [1-10] may be used as they are.
[0037]
The average value of the {100} <011> to {223} <110> azimuth group is the arithmetic average of each azimuth described above. If it is not possible to obtain the intensities of all the above directions, {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {112} <110>, {223} <110> May be substituted by the arithmetic mean of each direction.
[0038]
Furthermore, the average value of the X-ray random intensity ratio of three crystal orientations of {554} <225>, {111} <112>, and {111} <110> at the half plate thickness is 3.5 or less. Must-have. If it exceeds 3.5, it is difficult to obtain good shape freezing even if the strength of the {100} <011> to {223} <110> orientation groups is appropriate.
[0039]
The X-ray random intensity ratios of {554} <225>, {111} <112> and {111} <110> may also be determined from the three-dimensional texture calculated according to the above method. More preferably, the average value of the X-ray random intensity ratio of the {100} <011> to {223} <110> orientation group is 3.0 or more, still more preferably 4.0 or more, {554} <225>, ｛ The arithmetic mean value of the X-ray random intensity ratios of 111} <112> and {111} <110> is less than 2.5.
[0040]
Although the reason why the X-ray intensity of the crystal orientation described above is important for shape freezing during bending is not necessarily clear, it is presumed to be related to the slip behavior of the crystal during bending deformation. .
[0041]
The sample to be subjected to X-ray diffraction is manufactured such that the steel sheet is reduced to a predetermined thickness by mechanical polishing, etc., and then the distortion is removed by chemical polishing or electrolytic polishing, etc., and at the same time, the half plate thickness becomes the measurement surface. I do. In the case where a segregation zone or a defect is present in the thickness center layer of the steel sheet and inconvenience occurs in the measurement, the above-described method is used so that an appropriate surface becomes the measurement surface in the range of ／ to ／ of the thickness. The sample may be adjusted and measured according to the following.
[0042]
As a matter of course, the above-mentioned limitation of the X-ray intensity is satisfied not only in the vicinity of the plate thickness of about 1/2, but also as much as possible (especially the outermost layer to 1/4 of the plate thickness), thereby further freezing the shape. The property becomes good. The crystal orientation represented by {hkl} <uvw> indicates that the normal direction of the plate surface is parallel to <hkl> and the rolling direction is parallel to <uvw>.
[0043]
R value in the rolling direction (rL) and r value in the direction perpendicular to the rolling direction (rC):
It is important in the present invention. That is, as a result of intensive studies by the present inventors, it has been found that even if the X-ray intensities in the various crystal orientations described above are appropriate, good shape freezing properties cannot always be obtained.
[0044]
At the same time as the above X-ray intensity, it is essential that at least one of rL and rC is 0.7 or less. More preferably, it is 0.55 or less.
[0045]
The effects of the present invention can be obtained without any particular lower limits for rL and rC, but the r value is evaluated by a tensile test using a JIS No. 5 tensile test piece. The tensile strain is usually 15%, but when the uniform elongation is less than 15%, the strain may be evaluated as close to 15% as possible within the uniform elongation range.
[0046]
The direction in which the bending process is performed is not particularly limited because the direction differs depending on the processed component. However, it is preferable to mainly bend in a direction perpendicular or nearly perpendicular to the direction in which the r value is small.
[0047]
By the way, it is generally known that there is a correlation between the texture and the r value. However, in the present invention, the limitation on the X-ray intensity ratio of the crystal orientation and the limitation on the r value are not synonymous with each other. If both limitations are not satisfied at the same time, good shape freezing properties cannot be obtained.
[0048]
Microstructure:
Compared with ferrite and other low-temperature products (bainite, martensite, acicular ferrite, Widmanstätten ferrite, etc.), the latter has a stronger texture development, so it has a higher shape freezing property. Preferably, the volume fraction of ferrite is adjusted so as not to exceed 80%. Here, bainite may or may not include iron carbide particles in the microstructure.
[0049]
When the phase with the largest volume fraction is other than ferrite or bainite, the strength of the steel is unnecessarily improved to deteriorate its workability, or the necessary amount of retained austenite is not secured by unnecessary carbide precipitation. In this case, the phase having the largest volume fraction is limited to ferrite or bainite.
[0050]
In addition, martensite not only increases strength but also improves fatigue strength and impact energy absorption capacity. Therefore, it is preferable that martensite contains 1% or more in volume fraction as necessary, but its volume fraction is 25%. If it exceeds, not only the strength is unnecessarily increased but also the workability and toughness are remarkably deteriorated.
[0051]
In actual automobile parts, not only the shape freezing property caused by the above-mentioned bending process in one part becomes a problem, but also in other parts of the same part, such as overhanging property and drawing workability are good. In many cases, high press workability is required.
[0052]
Therefore, it is necessary to improve not only the shape freezing property at the time of the bending work in which the texture is controlled but also the press workability of the steel sheet itself.
[0053]
The present inventors, as a method for improving draw formability together with stretch formability, while satisfying that at least one of rL and rC, which are the characteristics of the steel of the present invention, is 0.7 or less, include: It has been found that it is most desirable to retain austenite.
[0054]
At this time, when the volume fraction of the retained austenite is less than 1%, the effect is small, so 1% is set as the lower limit of the retained austenite volume fraction. Preferably, the lower limit is 2%. The larger the amount of retained austenite, the better the formability. However, when the content of retained austenite exceeds 25% by volume, the work stability of austenite decreases, and conversely, the workability of steel decreases. Therefore, it is preferable to set 25% as the upper limit of the retained austenite volume fraction.
[0055]
When the average particle size of retained austenite is larger than the particle size of ferrite or bainite, which is the phase with the largest volume fraction, the stability itself of retained austenite decreases, and formability and impact energy absorption capacity also decrease. It is preferable to make the retained austenite grains as fine as possible.
[0056]
Therefore, the ratio of the maximum particle size of retained austenite to the particle size of ferrite or bainite, which is the phase having the largest volume fraction, is desirably 0.6 or less.
[0057]
Although the lower limit of this ratio can be obtained without any particular effect, the effect of the present invention can be obtained without excessively reducing the retained austenite grains by reducing the effect of the retained austenite by stabilizing the austenite more than necessary. The ratio of the maximum particle size of retained austenite to the particle size of ferrite or bainite, which is the phase having the largest volume fraction, is preferably 0.05 or more.
[0058]
The amount of retained austenite can be determined, for example, by X-ray analysis using Mo's Kα ray in the (200) plane, (211) plane of ferrite, and the (200) plane, (220) plane, and (311) plane of austenite. Using the integrated reflection intensity, it can be calculated by the method shown in Journal of The Iron and Steel Institute, 206 (1968) p60.
[0059]
Ferrite or bainite, which is a phase having the largest volume fraction, can be measured by image processing or a point count method based on a nital corrosion photograph.
[0060]
Ductility anisotropy:
When a steel sheet is press-formed, the uniform elongation of the steel sheet, that is, the n value has an important meaning. In particular, in the case of a high-strength steel sheet mainly formed by stretch forming, when the uniform elongation (n value) has anisotropy, it is necessary to carefully select a blank cutting direction depending on a part, and to improve productivity. Deterioration and reduction in steel sheet yield are caused. In some cases, it may not be possible to form a desired shape.
[0061]
When the anisotropy parameter is defined by the following formula using the elongation (uniform elongation uEl, local elongation LEl) parallel to the rolling direction (L direction), perpendicular (C direction) and 45 ° direction,

It becomes.
[0062]
In steels having a tensile strength of about 400 MPa or more (maximum strength obtained in a tensile test), when the anisotropy of local elongation ｌLE1 exceeds 4%, the stretch flange workability in which local deformation plays an important role. Since good shape freezing property cannot be obtained at the same time as deterioration, this was set as the upper limit of ΔLEl.
[0063]
When △ LE1 is larger than the anisotropy △ uEl of uniform elongation, not only the ductility of the steel sheet is reduced but also good shape freezing property cannot be obtained, so that △ LE1 is not more than △ uEl. did.
[0064]
Hereinafter, the influence of the chemical components of the present invention will be described.
[0065]
C:
C is the most important element in the present invention because it is the cheapest element that contributes to the stabilization of austenite necessary for stabilizing and retaining austenite at room temperature.
[0066]
The average C content of steel not only affects the retained austenite volume fraction that can be secured at room temperature, but also improves the stability of retained austenite to processing by enriching in untransformed austenite during the thermomechanical heat treatment during production. Can be done.
[0067]
However, if the addition amount is less than 0.02% by mass, the volume fraction of the finally obtained retained austenite cannot be 1% or more, so the lower limit was made 0.02% by mass.
[0068]
On the other hand, the retained austenite volume fraction that can be secured increases as the average C content of the steel material increases, and it becomes possible to secure the stability of the retained austenite while securing the retained austenite volume fraction.
[0069]
However, when the amount of C added to the steel material is excessive, the strength of the steel material is unnecessarily increased, and not only the formability of press working and the like is hindered, but also the dynamic stress increase hindrance compared to the static strength increase. In addition, the use of steel as a part is restricted by reducing the weldability. Therefore, the upper limit of C mass% of the steel material is set to 0.3 mass%.
[0070]
Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, W, Sn:
Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, W and Sn are all important elements for controlling the formation of a structure by transformation from austenite to ferrite. In particular, when the addition amount of C is limited from the viewpoint of weldability, it is possible to effectively retain austenite by adding an appropriate amount of such an element.
[0071]
In addition, these elements are not as effective as Al and Si, but have the effect of suppressing the formation of cementite, and also work to assist the enrichment of C in austenite. Further, these elements have a function of increasing the dynamic deformation resistance at high speed by solid-solution strengthening the matrix ferrite and bainite together with Al and Si.
[0072]
However, if the total of the addition of one or more of these elements including C is less than 0.5% by mass, the necessary retained austenite cannot be secured, and the strength of the steel material decreases, Since effective vehicle weight reduction cannot be achieved, the lower limit of the total of one or more of these elements including C is set to 0.5% by mass.
[0073]
On the other hand, Mn: more than 3% by mass, Ni: more than 3% by mass, Cr: more than 3% by mass, Cu: more than 2% by mass, Mo: more than 2% by mass, W: more than 2% by mass, or Sn: 0. If the content exceeds 3% by mass, or if the total of one or more of these elements exceeds 5% by mass, the ferrite or bainite which is the parent phase is hardened, the workability of the steel material is reduced, and the toughness is reduced. In order to lower the steel content and further increase the cost of the steel material, an upper limit was set for the content of each element, and the upper limit of the total amount was set to 5% by mass.
[0074]
However, if the added amount of Mn is less than 0.01% by mass, there is an economic disadvantage, so this is set as the lower limit of the added amount of Mn.
[0075]
Al, Si:
Al and Si are both ferrite stabilizing elements and have a function of improving the workability of a steel material by increasing the ferrite volume ratio. In addition, since both Al and Si suppress the generation of cementite, it is possible to effectively enrich C in austenite. Therefore, it is inevitable to leave austenite having an appropriate volume fraction at room temperature. It is a typical additive element.
[0076]
Examples of the additive element having such a function include P, Cu, Cr, Mo and the like in addition to Al and Si, and the same effect can be expected by appropriately adding such an element.
[0077]
However, when the content of Si is less than 0.003% by mass, or the total of one or both of Al and Si is less than 0.5% by mass, the effect of suppressing the formation of cementite is not sufficient, and the stabilization of austenite is most difficult. Much of the effective added C is wasted in the form of carbides, making it impossible to secure the retained austenite volume fraction required for the present invention, or the production conditions required for securing the retained austenite are limited to the mass production process. Not suitable for the conditions.
[0078]
Therefore, the content of Si is set to 0.003% by mass or more, and the lower limit of the total amount of one or two types of Al and Si is set to 0.5% by mass.
[0079]
If the content of Al or Si exceeds 3% by mass or the total of one or both of Al and Si exceeds 5% by mass, hardening or embrittlement of ferrite or bainite as a parent phase is caused, Since the reduction in workability and toughness of the steel material and the increase in the cost of the steel material are also caused, and the surface treatment characteristics such as chemical conversion treatment are remarkably deteriorated, the upper limit of each of Al and Si is set to 3% by mass. In addition, the upper limit of the total amount of both was set to 5% by mass.
[0080]
Co:
Co is an element that is effective for controlling the microstructure through phase transformation and is an element that enhances the impact energy absorbing ability by stabilizing the retained austenite.
[0081]
However, when the addition amount is less than 0.01% by mass%, the effect is small, so this is set as the lower limit. Further, since excessive addition causes a decrease in ductility with an increase in cost, the upper limit is set to 3% by mass%.
[0082]
Nb, Ti, V:
Nb, Ti, and V can increase the strength of steel by forming carbides, nitrides, or carbonitrides, but the total of one or more of them exceeds 0.8% by mass. In such cases, a large amount of carbides, nitrides or carbonitrides are precipitated in the ferrite or bainite grains, which are the parent phase, or at the grain boundaries, and serve as mobile dislocation generation sources during high-speed deformation to obtain high dynamic deformation resistance. You can't do that.
[0083]
Further, since the formation of carbides inhibits the concentration of C in retained austenite, which is the most important for the present invention, and wastes C, the upper limit is set to 0.8% by mass.
[0084]
However, in order to increase the strength by adding these elements, it is necessary to add at least 0.001% by mass of one or more of Nb, Ti, and V.
[0085]
P:
P is effective in increasing the strength of steel and securing retained austenite as described above, but when added in excess of 0.2% by mass, ferrite or bainite, which is the phase having the largest volume fraction, is used. Deformation resistance is increased more than necessary, and increase in deformation resistance during high-speed deformation is inhibited.
[0086]
Further, the upper limit is set to 0.2% by mass, since deterioration of storage crack resistance, deterioration of fatigue characteristics and toughness are caused. However, in order to obtain the effect of the addition of P, the content is preferably 0.005% by mass or more.
[0087]
B:
B is effective for strengthening grain boundaries and increasing the strength of steel materials. However, if the addition amount exceeds 0.01% by mass, not only the effect is saturated, but also the steel sheet strength is increased more than necessary, The upper limit is set to 0.01% by mass because the increase in deformation resistance at the time of high-speed deformation is hindered and the workability of parts is also reduced. However, in order to obtain the effect of adding B, the content is preferably 0.0002% by mass or more.
[0088]
Ca, rare earth element (Rem):
It is an element effective for controlling inclusions. Addition of an appropriate amount improves hot workability, but excessive addition adversely promotes hot embrittlement. 005 mass%, Rem: 0.001 to 0.02 mass%.
[0089]
Here, Rem is an abbreviation for Rera Earth Metal and indicates a lanthanoid element starting from La. Industrially, it is often added in the form of misch metal. In this case, La and Ce are mainly contained.
[0090]
Rem refers to Y, Sc and lanthanoid elements and is industrially a mixture thereof. In particular, among the lanthanoid-based elements, one or two of Ce of 0.0001% by mass or more and 0.05% by mass or less and La of 0.0001% by mass or more and 0.05% by mass or less are described above. It is preferable to obtain the effect.
[0091]
The addition of one or two of Mg in an amount of 0.0001% to 0.05% by mass and Ta in an amount of 0.0001% to 0.05% by mass also has an equivalent effect.
[0092]
Here, in all cases, the lower limit indicates the minimum addition amount at which the effect of controlling inclusions is exhibited, and if the maximum value is exceeded, conversely, the inclusions grow too large and the ultimate deformability such as hole-expanding properties is increased. Lower. The addition as a misch metal is advantageous in terms of cost.
[0093]
The amount of S is not particularly limited, but in order to improve the ultimate deformability such as hole expanding property, S is required to be 0.01% by mass or less, preferably 0.002% by mass or less, and more strict limitable deformability is required. In this case, the content is preferably set to 0.001% by mass or less.
[0094]
Similarly, for the purpose of improving ultimate deformability and toughness, N is desirably 0.01% by mass or less, desirably 0.005% by mass or less.
[0095]
In addition, O forms oxides and as inclusions deteriorates the workability of steel materials, particularly the ultimate deformability represented by hole expanding properties, and the fatigue strength and toughness of steel materials. It is desirable to control.
[0096]
Hereinafter, the production method of the present invention will be described.
[0097]
Slab reheating temperature:
The steel adjusted to the predetermined composition is hot-rolled after being reheated directly after casting or once cooled to the Ar3 transformation temperature or lower. If the reheating temperature at this time is lower than 1000 ° C., it is difficult to secure a predetermined finish hot rolling completion temperature, so this was set as the lower limit.
[0098]
Further, when the reheating temperature exceeds 1300 ° C., the yield is degraded due to scale generation during heating, and at the same time, the production cost is increased. Therefore, this is set as the upper limit of the reheating temperature. Even if the slab after heating is locally or entirely heated during hot rolling, it does not affect the characteristics of the present invention at all.
[0099]
Hot rolling conditions:
By hot rolling and subsequent cooling, a predetermined microstructure and texture are controlled. The texture of the finally obtained steel sheet changes greatly depending on the temperature range of hot rolling. When the finishing hot-rolling completion temperature TFE is lower than 3 ° C., the formability is remarkably deteriorated. Therefore, this is set as the lower limit of the finishing hot-rolling completion temperature TFE (formula (1)).
[0100]
TFE is generally measured behind a stand where the final rolling of hot rolling is performed, but if necessary, a temperature obtained by calculation may be used.
[0101]
The upper limit of the hot rolling completion temperature is not particularly limited. However, if the temperature is higher than 1050 ° C., the surface quality is deteriorated by the oxide layer generated on the surface of the steel sheet, and therefore, it is preferable that the upper limit is not more than this.
[0102]
When stricter surface quality is required, TFE is preferably set to 980 ° C. or lower.
[0103]
Further, when the finish hot rolling start temperature TFS is higher than 1100 ° C., the surface quality of the steel sheet is remarkably deteriorated.
[0104]
When the difference between TFS and TFE is more than 150 ° C., the texture is not sufficiently developed, and good shape freezing property and low anisotropy are not compatible. Therefore, this is defined as the upper limit of (TFS-TFE). Value. Further, since it is difficult in operation to make this difference less than 20 ° C., this difference is set as the lower limit (formula (3)).
[0105]
Further, in hot rolling, the rolling reduction in the temperature range of Ar3 ° C. to (Ar3 + 150) ° C. has a great influence on the formation of the texture of the final steel sheet, and when the rolling reduction in this temperature range is less than 25%. Since the texture is not sufficiently developed and the finally obtained steel sheet does not show good shape freezing properties, this rolling reduction is defined as the lower limit of the rolling reduction in the temperature range of Ar3 ° C to (Ar3 + 150) ° C. .
[0106]
Since the desired texture develops as the rolling reduction becomes higher, it is preferably at least 50%, more preferably at least 75%.
[0107]
However,
Ar3 = 901-325 * C% + 33 * Si% + 287 * P% + 40 * Al% -92 * (Mn% + Mo% + Cu%)-46 * (Cr% + Ni%)
And
[0108]
Furthermore, the amount of strain effective for forming a texture in hot rolling also changes depending on the temperature of hot rolling, and the calculated residual strain △ ε is calculated by the following equation based on the strain, temperature, and time between passes of hot rolling. Is less than (TFS-TFE) / 375, the texture was insufficiently developed, so this was set as the lower limit of Δε (Equation (4)).
[0109]
Note that the relationship of the formula (4) is newly found by the present inventors from the results of investigation of the properties of steel sheets in which the hot rolling conditions were variously changed.
[0110]
Δε is the equivalent strain εi (i is 1 to n) given by each stand of the n-stage finish rolling for rolling, the time ti (sec) between each stand (i = 1 to n−1), The time tn (second) until the start of cooling, the rolling temperature Ti (K) at each stand (i = 1 to n), and the constant R = 1.987 are obtained.

[0111]
Although the hot rolling in the temperature range of Ar3 ° C. to (Ar3 + 150) ° C. is performed under normal conditions, the final shape of the steel sheet is highly freezing, but at least one pass or more of the hot rolling performed in this temperature range. In this case, when the friction coefficient is controlled to be 0.2 or less, the shape freezing property of the final steel sheet further increases.
[0112]
Further, it is preferable to perform processing for removing scale, high-pressure water injection, fine particle injection, or the like prior to the finish hot rolling, because it has the effect of improving the surface quality of the final steel sheet.
[0113]
In the cooling after hot rolling, it is most important to control the winding temperature, but it is preferable that the average cooling rate is 15 ° C./sec or more. It is desirable that cooling be started immediately after hot rolling. Also, providing air cooling during cooling does not deteriorate the properties of the final steel sheet.
[0114]
In order to pass on the austenite texture formed in this way to the final hot-rolled steel sheet, it is necessary to wind it at a temperature not higher than the To temperature shown in equation (5). Therefore, To determined by the composition of the steel was set as the upper limit of the winding temperature.
[0115]
The To temperature is thermodynamically defined as a temperature at which austenite and ferrite having the same component as austenite have the same free energy. In consideration of the influence of components other than C, the To temperature is simply calculated using equation (5). Can be calculated.
[0116]
The effect of the other components specified in the present invention on the To temperature is not so great and has been neglected here.
[0117]
When the cooling is completed at a temperature higher than the temperature To determined by the chemical composition of the steel material and the winding process is performed as it is, even if the above-described hot rolling conditions are satisfied, a desired steel sheet is finally obtained. The texture does not sufficiently develop, and the shape freezing property of the steel sheet does not increase.
[0118]

Further, when the winding temperature is higher than 480 ° C., a sufficient amount of austenite does not remain in the steel sheet, so this was set as the upper limit of the winding temperature. On the other hand, if the winding temperature is lower than 300 ° C., the retained austenite in the steel sheet becomes unstable, and the workability of the steel sheet is greatly deteriorated.
[0119]
Rolling skin pass:
Applying skin pass rolling to the steel of the present invention manufactured by the above method before shipping improves the shape of the steel sheet. At this time, if the skin pass rolling reduction is less than 0.1%, this effect is small, so this was set as the lower limit of the skin pass rolling reduction.
[0120]
In addition, in order to perform skin pass rolling of more than 5%, it is necessary to modify a normal skin pass rolling mill, which causes economical disadvantages and significantly deteriorates workability. Therefore, this is set as the upper limit of the skin pass rolling reduction. .
[0121]
In order to obtain good workability of the obtained steel sheet, the product (TS × El / MPa ·%) of the breaking strength (TS / MPa) and the total elongation (El /%) obtained in a normal JIS No. 5 tensile test is required. Is desirably 18000 or more.
[0122]
Further, when there is a strong demand for press formability, this value is preferably 19000 or more, and particularly when severe press workability is required, it is effective to control this value to 20,000 or more. .
[0123]
Further, in order to exhibit good collision energy absorbing ability after being formed into a member by press forming, bending forming or hydraulic forming, a ratio of a volume ratio of retained austenite before and after applying a 10% prestrain to a substantial strain. Is desirably 0.35 or more, and a work hardening index of 5 to 10% after applying a 10% prestrain to a substantial strain is 0.130 or more.
[0124]
Plating:
The type and method of plating are not particularly limited, and the effects of the present invention can be obtained by any of electroplating, hot-dip plating, vapor deposition plating, and the like.
[0125]
The steel sheet of the present invention can be applied not only to bending, but also to a method of forming a composite such as bending, overhanging, drawing, etc., mainly by bending, or a method of forming and joining a tube or the like by applying pressure from inside after forming and joining.
[0126]
【Example】
(Example 1): 25 kinds of steel materials shown in Table 1 and Table 2 (continuation of Table 1) were heated from 1100 ° C to 1280 ° C, and hot-rolled under the hot-rolling conditions shown in Table 3 to obtain 2.8 mm. A thick hot-rolled steel sheet was used.
[0127]
Evaluation of the shape freezing property was performed using a rectangular sample of 270 mm length × 50 mm width × plate thickness, and was formed into a hat shape at various punching thicknesses with a punch width of 80 mm, a punch shoulder of R5 mm, and a die shoulder of R5 mm. The amount of warpage of the wall was measured as a curvature ρ (mm), and the reciprocal thereof was calculated as 1000 / ρ. The smaller the value of 1000 / ρ, the better the shape freezing property.
[0128]
Generally, it is known that the shape freezing property deteriorates when the strength of a steel sheet increases. From the results of actual molding of the parts by the present inventors, 1000 / ρ at a wrinkle holding pressure of 90 kN measured by the above method is (1000 / ρ) × the tensile strength TS and the elongation at break El of the steel sheet. When (1000 / TS) ≦ (7/15000) × TS × E1 is satisfied, the balance between the shape freezing property and the press moldability is remarkably good. (See FIG. 1).
[0129]
Here, when the wrinkle pressure is increased, 1000 / ρ tends to decrease. However, no matter what wrinkle pressing pressure is selected, the order of superiority of the shape freezing property of the steel sheet does not change. Therefore, the evaluation at the wrinkle holding pressure of 90 kN well represents the shape freezing property of the steel sheet.
[0130]
The r value, ductility and its anisotropy were measured using JIS No. 5 tensile test pieces. For the spot weldability, we investigated the optimum spot welding conditions by changing the current density for each steel. Welded under the condition that the nugget diameter became 6.5 mm under the condition that dust did not occur, and conducted the shear and peel tensile tests. went. At this time, if the peel tensile strength was 0.9 times or less that of the mild steel, poor weldability was determined (marked by x in the spot weldability column in Table 4 (continuation of Table 3)).
[0131]
[Table 1]

[0132]
[Table 2]

[0133]
[Table 3]

[0134]
[Table 4]

[0135]
In Tables 3 and 4, No. 7 has a TFS-TFE of 180 ° C., which is outside the range of the present invention, and at the same time, Δ △ does not satisfy the conditions of the present invention. Not.
[0136]
No. 8 and no. In No. 9, CT was out of the range of the invention, and good shape freezing property was not obtained. No. In No. 10, Δ △ was not in the predetermined range, and as a result, the texture was insufficiently developed, and good shape freezing property was not obtained.
[0137]
No. In No. 24, the C amount was outside the range of the present invention, and as a result, the residual γ amount was zero, and a good balance between the moldability and the shape freezing property was not obtained. No. In No. 25, not only the C content was higher than the upper limit of the present invention but also the weldability was low, but in addition to the low Δε, good shape freezing property was not obtained.
[0138]
No. In No. 26, since the addition amounts of Al and Si were not sufficient, good balance between the formability and the shape freezing property was not obtained. No. In No. 27, since Si exceeds the upper limit of the present invention, not only the weldability is poor, but also sufficient texture development is not obtained, and good shape freezing properties are not obtained.
[0139]
No. No. 28 has poor weldability due to high P. No. In No. 29, since the added amount of B is equal to or more than the upper limit of the present invention, workability is poor, and good balance between moldability and shape freezing property is not obtained.
[0140]
No. In No. 30, the sum of the added amounts of Mn, Ni, and Cu was out of the range of the present invention, and not only poor weldability but also good balance between moldability and shape freezing property was not obtained. No. No. 31 has insufficient hardenability because the total amount of Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, and Sn added to the hardenability is equal to or less than the lower limit of the present invention, and as a result, has good moldability and shape. Freezing balance has not been obtained.
[0141]
No. In No. 32, since the total amount of Nb, Ti, and V exceeds the upper limit of the present invention, not only the moldability is poor, but also the anisotropy of local elongation is increased, and a good shape freezing property is obtained. Not.
[0142]
In addition, when a steel having a chemical composition within the scope of the present invention shown in the present invention is manufactured under hot rolling conditions within the scope of the present invention, good ductility, anisotropy, and good balance between workability and shape freezing properties are obtained. You can see that.
[0143]
【The invention's effect】
By the present invention, it is possible to provide a thin steel sheet having a small amount of spring back, excellent in shape freezing properties, and at the same time having good press formability with little anisotropy. High-strength steel sheets can be used for parts that were difficult to apply, and at the same time, it is possible to efficiently achieve both safety of automobiles and weight reduction of vehicle bodies. ₂ It can greatly contribute to the manufacture of automobiles in response to environmental and social requirements such as emission reduction.
[0144]
Therefore, the present invention is an industrially extremely valuable invention.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram in which the value of (1000 / ρ) × (1000 / TS) is plotted against TS (tensile strength) * El (elongation at break).

Claims (14)

ミクロ組織がフェライトまたはベイナイトを体積分率最大の相とし、少なくとも１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上で、かつ、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞および｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が３．５以下であり、局部伸びの異方性△ＬＥｌが４％以下で、かつ、均一伸びの異方性△ｕＥｌ以下であることを特徴とする、形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。

圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の均一伸びを、それぞれ、ｕＥｌ（Ｌ）、ｕＥｌ（Ｃ）、および、ｕＥｌ（４５°）とし、圧延方向と平行（Ｌ方向）、垂直（Ｃ方向）、および、４５°方向の局部伸びを、それぞれ、ＬＥｌ（Ｌ）、ＬＥｌ（Ｃ）、および、ＬＥｌ（４５°）とする。The microstructure has ferrite or bainite as the phase having the largest volume fraction, and the average value of the X-ray random intensity ratio of the {100} <011> to {223} <110> orientation group of the plate surface at least at 板 plate thickness is 2.5 or more, and an average value of X-ray random intensity ratios of three crystal orientations of {554} <225>, {111} <112> and {111} <110> is 3.5 or less; A high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet having excellent shape freezing properties, wherein anisotropy of local elongation ΔLE1 is 4% or less and anisotropy of uniform elongation ΔuEl or less.

The uniform elongation parallel to the rolling direction (L direction), perpendicular (C direction), and 45 ° direction is defined as uEl (L), uEl (C), and uEl (45 °), respectively, and is parallel to the rolling direction. The local elongation in the (L direction), vertical (C direction), and 45 ° directions is LEl (L), LEl (C), and LEl (45 °), respectively. 前記ミクロ組織に体積分率１％以上２５％以下のマルテンサイトを含むことを特徴とする請求項１記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。The high-workability, high-strength, high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 1, wherein the microstructure contains martensite having a volume fraction of 1% or more and 25% or less. 前記ミクロ組織に体積分率で１％以上２５％以下の残留オーステナイトを含むことを特徴とする請求項１または請求項２記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。The high-workability, high-strength, high-strength hot-rolled steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the microstructure contains retained austenite in a volume fraction of 1% or more and 25% or less. 前記均一伸びの異方性△ｕＥｌが３％以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。The high workability and high strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the anisotropy ΔuEl of the uniform elongation is 3% or more. 質量％で、
グループＡ
Ｃ ；０．０２〜０．３％、
Ｍｎ；０．０１〜３％、
Ｎｉ；３％以下、
Ｃｒ；３％以下、
Ｃｕ；２％以下、
Ｍｏ；２％以下、
Ｗ ；２％以下、
Ｓｎ；０．３％以下、
グループＢ
Ｓｉ；０．００３〜３％、
Ａｌ；３％以下、
としたときに、グループＡの一種または二種以上を合計で０．５％以上５％以下含み、かつ、グループＢの一種または二種を合計で０．５％以上４％以下含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。In mass%,
Group A
C: 0.02 to 0.3%,
Mn; 0.01 to 3%,
Ni: 3% or less,
Cr: 3% or less,
Cu; 2% or less,
Mo; 2% or less,
W: 2% or less,
Sn; 0.3% or less,
Group B
Si; 0.003 to 3%,
Al: 3% or less,
When one or two or more kinds of group A are contained in a total of 0.5% or more and 5% or less, and one or two kinds of group B are contained in a total of 0.5% or more and 4% or less, and the balance is The high workability and high strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 4, wherein the hot-rolled steel sheet has excellent shape freezing properties. さらに、質量％で、Ｃｏを０．０１％以上３％以下含むことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。The high workability and high strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 5, further comprising Co in an amount of 0.01% to 3% by mass%. さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１％以上０．８％以下含むことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。The composition according to any one of claims 1 to 6, further comprising, in mass%, one or more of Nb, Ti, and V in a total amount of 0.001% or more and 0.8% or less. High workability, high strength hot rolled steel sheet with excellent shape freezing properties. さらに、質量％で、Ｐを０．２％以下含むことを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。The high workability and high strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 7, further comprising 0.2% by mass or less of P in mass%. さらに、質量％で、Ｂを０．０１％以下含むことを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。The high workability and high strength hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 8, further comprising B in an amount of 0.01% or less by mass%. さらに、質量％で、
Ｃａ；０．０００５〜０．００５％、
Ｒｅｍ；０．００１〜０．０２％、
Ｃｅ；０．０００１〜０．０５％、
Ｌａ；０．０００１〜０．０５％、
Ｍｇ；０．０００１〜０．０５％、
Ｔａ；０．０００１〜０．０５％、
の一種または二種以上を含むことを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。Furthermore, in mass%,
Ca; 0.0005 to 0.005%,
Rem; 0.001 to 0.02%,
Ce; 0.0001 to 0.05%,
La; 0.0001-0.05%,
Mg; 0.0001-0.05%,
Ta; 0.0001 to 0.05%,
The high-workability, high-strength, hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 9, wherein the hot-rolled steel sheet has excellent shape freezing properties. 請求項１〜１０のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板にめっきを施したことを特徴とする形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板。High workability high strength hot rolling excellent in shape freezing, characterized by plating the high workability high strength hot rolled steel sheet excellent in shape freezing according to any one of claims 1 to 10. steel sheet. 請求項１〜１１のいずれか１項に記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板を製造するにあたり、請求項５〜１０のいずれか１項に記載の化学成分を有する鋳造スラブを、鋳造まま、または、一旦冷却した後に１０００℃〜１３００℃の範囲に再度加熱し、熱間圧延をする際、Ａｒ３℃〜（Ａｒ３＋１５０）℃の温度範囲における圧下率の合計が２５％以上となるように制御し、仕上げ熱延開始温度ＴＦＳ（℃）と仕上げ熱延完了温度ＴＦＥ（℃）および仕上げ熱延完了時の計算残留歪△εが下記（１）〜（４）式を全て同時に満足するように熱間圧延を終了し、熱間圧延後冷却して下記（５）式に示す鋼の化学成分で決まる臨界温度Ｔｏ（℃）以下でかつ４８０℃以下３００℃以上の温度で巻き取ることを特徴とする形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。

In producing a high-workability high-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape freezing property according to any one of claims 1 to 11, casting having a chemical component according to any one of claims 5 to 10. When the slab is cast or cooled once and then heated again to a temperature in the range of 1000 ° C. to 1300 ° C. and hot-rolled, the total reduction in the temperature range of Ar 3 ° C. to (Ar 3 + 150) ° C. is 25% or more. The final hot-rolling start temperature TFS (° C.), the final hot-rolling completion temperature TFE (° C.), and the calculated residual strain △ ε at the completion of the final hot-rolling satisfy all of the following equations (1) to (4). At the same time, the hot rolling is completed so as to satisfy the conditions. After the hot rolling, cooling is performed. Shape freezing characteristic characterized by winding Method for producing a high workability high strength hot rolled steel sheet.

Ａｒ３〜（Ａｒ３＋１５０）℃の温度範囲の熱間圧延の内少なくとも１パス以上において摩擦係数が０．２以下となるように制御することを特徴とする請求項１２記載の形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。13. The high freezing shape excellent in shape freezing property according to claim 12, wherein the friction coefficient is controlled to be 0.2 or less in at least one pass of hot rolling in a temperature range of Ar3 to (Ar3 + 150) ° C. A process for producing high-strength hot-rolled steel sheets. 請求項１１〜１３のいずれか１項に記載された製造方法で製造された熱延鋼板に０．１％以上５％以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板の製造方法。14. High processing excellent in shape freezing property, wherein skin-pass rolling of 0.1% or more and 5% or less is performed on a hot-rolled steel sheet manufactured by the manufacturing method according to any one of claims 11 to 13. Method for producing heat-resistant, high-strength hot-rolled steel sheets.

Images