JP2007023339A - High tension hot-rolled steel sheet and its manufacturing method - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、自動車や産業機器の構造部材として好適な、高い降伏比と優れた加工性を兼ね備える高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a high-tensile hot-rolled steel sheet having a high yield ratio and excellent workability, which is suitable as a structural member for automobiles and industrial equipment, and a method for producing the same.
連続熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として、自動車や産業機器の構造部材用素材として広く使用されている。特に自動車の足廻り部品、バンパー部品、衝撃吸収用部材などに用いられる熱延鋼板には、軽量化、優れた耐久性や衝撃吸収能などの観点から高い降伏強度を備えていることが望まれている。更に複雑な形状への成形に耐え得るだけの優れた加工性も必要とされている。 A so-called hot-rolled steel sheet produced by continuous hot rolling is widely used as a structural material for automobiles and industrial equipment as a relatively inexpensive structural material. In particular, hot-rolled steel sheets used for automobile undercarriage parts, bumper parts, shock absorbing members, etc. are desired to have high yield strength from the viewpoints of weight reduction, excellent durability, and shock absorbing ability. ing. There is also a need for excellent workability that can withstand the formation of complex shapes.
一般に、鋼板はその強度を増加させると延性等の加工性が低下する。しかしながら、強度と延性がともに優れる鋼板として、いわゆる「残留オーステナイト」、つまり、未変態のまま残ったオーステナイトの変態誘起塑性（以下、「ＴＲＩＰ」ともいう。）を利用した鋼板が知られている。 Generally, when the strength of a steel plate is increased, workability such as ductility is lowered. However, a steel sheet that uses so-called “residual austenite”, that is, a steel sheet that utilizes transformation-induced plasticity (hereinafter also referred to as “TRIP”) of austenite that remains untransformed is known as a steel sheet that is excellent in both strength and ductility.
例えば、特許文献１には、降伏比が高い残留オーステナイト鋼板として、Ｃ：０．１６〜０．３０重量％未満、Ｓｉ：０．５〜３．０重量％、Ｍｎ：０．５〜３．０重量％、Ｓｉ＋Ｍｎ：１．５超〜６．０重量％、Ｐ≦０．０２重量％、Ｓ≦０．０１重量％、Ａｌ：０．００５〜０．１０重量％、およびＦｅを主成分として含み、さらに必要に応じＣａ、ＲＥＭを含有し、ミクロ組織としてフェライト、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（ＶF ）とフェライト粒径（ｄF ）の比（ＶF ／ｄF ）が７以上で２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であり、降伏比（ＹＲ）≧６０％、強度−延性バランス（引張強さ×全伸び）≧２０００（ｋｇｆ／ｍｍ2 ・％）、穴拡げ比（ｄ／ｄ0 ）≧１．１、一様伸び≧１０％を具備する成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法が提案されている。しかしながら、この熱延高強度鋼板の降伏比は、せいぜい、８６．４％にすぎない。 For example, in Patent Document 1, as a retained austenitic steel sheet having a high yield ratio, C: 0.16 to less than 0.30 wt%, Si: 0.5 to 3.0 wt%, Mn: 0.5 to 3. 0 wt%, Si + Mn: more than 1.5 to 6.0 wt%, P ≦ 0.02 wt%, S ≦ 0.01 wt%, Al: 0.005 to 0.10 wt%, and Fe as main components In addition, it contains Ca and REM as required, and is composed of three phases of ferrite, bainite and retained austenite as a microstructure, and the ratio of ferrite space factor (V F ) to ferrite particle size (d F ) ( V F / d F ) is 7 or more and the residual austenite space factor of 2 μm or less is 5% or more, yield ratio (YR) ≧ 60%, strength-ductility balance (tensile strength × total elongation) ≧ 2000 (kgf / mm 2 ·%), the hole expansion ratio (d / d 0) ≧ 1.1 High yield ratio hot rolled high strength steel sheet and a manufacturing method thereof having excellent formability having a uniform elongation ≧ 10% has been proposed. However, the yield ratio of this hot-rolled high-strength steel sheet is at most only 86.4%.
一方、鋼板の降伏比を高める方法として、フェライトの結晶粒径を微細粒化する方法が挙げられる。 On the other hand, as a method for increasing the yield ratio of the steel sheet, there is a method for making the crystal grain size of ferrite fine.
例えば、特許文献２には、、組成が重量％でＣ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下で、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる低合金鋼にフェライト温度領域での温間強加工を施し、回復あるいは再結晶を誘起させて平均粒径２μｍ未満の超微細フェライト粒組織を主体とする超微細フェライト鋼とし、その超微細フェライト鋼を温間強加工後直ちにあるいは３５０℃未満に冷却した後に３５０℃〜（Ａc１−４０）℃の温度範囲にまで加熱し、前記温度範囲内で徐冷あるいは等温保持する焼鈍処理を施して得られる高強度超微細フェライト鋼及びその製造方法が開示されている。ここでは、温間強加工を施して、フェライト粒径を１μｍ前後に微細粒化することにより、０．９以上の高い降伏比が得られるとされている。しかしながら、提案されたような温間強加工を実生産において実現することは極めて困難であることに加え、得られる鋼の引張強さTS(ＭＰａ)と全伸びＥｌ（％）の積ＴＳ×Ｅｌ（ＴＳ×Ｅｌ値）は、せいぜい２００００ＭＰａ・％前後であるにすぎない。 For example, Patent Document 2 discloses that the composition in terms of% by weight is C: 0.02 to 0.20%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.2 to 2.0%, P: 0 0.050% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.001 to 0.10%, Nb: 0.060% or less, Ti: 0.020% or less, and the balance is low with Fe and inevitable impurities. The alloy steel is subjected to strong hot working in the ferrite temperature range to induce recovery or recrystallization to produce an ultrafine ferrite steel mainly composed of an ultrafine ferrite grain structure with an average grain size of less than 2 μm. was heated to a temperature range of 350 ° C. ~ after cooling immediately or below 350 ° C. after during strong working temperature (Ac 1 -40) ℃, obtained by performing an annealing process of annealing or kept isothermally within said temperature range High-strength ultrafine ferritic steel and manufacturing method thereof It has been disclosed. Here, it is said that a high yield ratio of 0.9 or more can be obtained by subjecting the steel to a fine grain size of about 1 μm by carrying out warm strong processing. However, it is extremely difficult to realize the warm hard working as proposed in actual production, and the product TS × El of the tensile strength TS (MPa) and the total elongation El (%) of the obtained steel. (TS × El value) is at most around 20000 MPa ·%.
また、フェライトの微細粒化と残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象とを組み合わせることも提案されている。 It has also been proposed to combine the grain refinement of ferrite with the TRIP phenomenon of retained austenite.
たとえば、特許文献３には、フェライトを1μｍまで微細粒化した残留オーステナイト鋼板およびその製造方法が提案されている。しかしながら、その降伏比はせいぜい０．７２にすぎない。 For example, Patent Document 3 proposes a retained austenitic steel sheet in which ferrite is refined to 1 μm and a method for manufacturing the same. However, its yield ratio is at most 0.72.
降伏比が大きくかつ伸びの高い鋼板は衝撃エネルギーの吸収量が大きいため、自動車の車体や各種産業機械等に用いられる部品の素材として用いる場合には、最も望まれる材料である。 A steel sheet having a high yield ratio and high elongation has a large amount of absorption of impact energy, so that it is the most desired material when used as a material for parts used in automobile bodies and various industrial machines.
上述のとおり、一般には、フェライトの結晶粒径を微細化すると、粒界強化によって強度が上昇するとともに、降伏強度が増加して高降伏比の鋼板となる。しかしながら、残留オーステナイト鋼の場合には、残留オーステナイトは変形し易い性質を有するため、単にフェライトを細粒化しただけでは降伏比の上昇は頭打ちとなっている。また、降伏比が０．９を超えて１に近づくと、一般に加工硬化が生じなくなって塑性不安定性が発現する。したがって、伸び特性が劣化するという問題点があり、そのために高降伏比特性と高延性特性とは両立し難いと考えられていた。 As described above, in general, when the crystal grain size of ferrite is refined, the strength increases due to grain boundary strengthening, and the yield strength increases, resulting in a steel plate with a high yield ratio. However, in the case of retained austenitic steel, retained austenite has the property of being easily deformed, so that the increase in the yield ratio has reached its peak by simply refining ferrite. Further, when the yield ratio exceeds 0.9 and approaches 1, work hardening generally does not occur, and plastic instability appears. Therefore, there is a problem that the elongation characteristic deteriorates, and for this reason, it has been considered that it is difficult to achieve both the high yield ratio characteristic and the high ductility characteristic.
本発明の目的は、自動車や各種産業機械に用いられる部材の素材として好適な、高強度で加工性に優れ、しかも、降伏比が大きく、衝撃吸収特性に優れた、微細な結晶粒を有する高張力熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。 The object of the present invention is a high strength, excellent workability, high yield ratio, excellent impact absorption characteristics, and fine crystal grains that are suitable as materials for members used in automobiles and various industrial machines. It is to provide a tensile hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
本発明者らは、熱間圧延後０．４秒以内に７００℃近傍以下まで冷却する直後急冷法を用いて、残留オーステナイト鋼のフェライト粒の微細化とその組織と機械的特性の関連性について研究し、以下のことを見出して発明を完成させた。 The present inventors have used a rapid cooling method immediately after cooling to around 700 ° C. within 0.4 seconds after hot rolling, and the refining of ferrite grains in retained austenitic steel and the relationship between the structure and mechanical properties Researched and found the following and completed the invention.
（ａ）フェライト粒の微細化によって、フェライトそのものの降伏比が増加しても残留オーステナイト鋼の降伏比が増加しない理由は、残留オーステナイト相の降伏の開始が早期にすぎて、鋼板組織全体への伝播も早期にすぎるためである。従って、降伏比を増加させるためには、残留オーステナイト相の降伏開始を遅らせる、すなわちオーステナイト相を安定化して歪誘起マルテンサイト変態を遅延させることが重要となる。このためには、残留オーステナイト相の炭素濃度を増加させ、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させればよい。 (A) The reason why the yield ratio of the retained austenite steel does not increase even if the yield ratio of the ferrite itself increases due to the refinement of ferrite grains is that the onset of the retained austenite phase is only early, This is because propagation is too early. Therefore, in order to increase the yield ratio, it is important to delay the onset of the retained austenite phase, that is, stabilize the austenite phase and delay the strain-induced martensitic transformation. For this purpose, the carbon concentration of the retained austenite phase may be increased and the martensitic transformation start temperature (Ms point) may be lowered.
（ｂ）さらに、鋼板中の残留オーステナイト相が鋼板組織中で連結して濾過されることがないようにすることが重要なことである。濾過とは、分散して存在する粒子等の存在頻度が高まることによって、無限の距離まで連なり得る状態のことを言い、あたかも、孔が連なって液体が一方の端からもう片方の端まで染み出してしまうような状態となる。残留オーステナイト相の粒子が濾過されると、一部の残留オーステナイト粒子で生じたミクロ降伏が組織中の他の残留オーステナイト相粒子に伝播し、マクロ降伏が開始することになる。このような濾過を防止するために、残留オーステナイト相の体積率を一定の値に制限する必要がある。その体積率の目安は、濾過の閾値、すなわち、立体中に物質をランダムに分散させたときに濾過が生じ始めるときの体積率の約１６％が数学的に求められる。なお、この閾値は、おおよその目安であり、残留オーステナイト相の炭素濃度やフェライト粒の粒径に依存して、この値の前後である程度変化する。 (B) Furthermore, it is important that the retained austenite phase in the steel sheet is not connected and filtered in the steel sheet structure. Filtration refers to a state where particles can be connected to an infinite distance by increasing the frequency of existence of dispersed particles, etc., as if the pores are connected and the liquid oozes from one end to the other end. It will be in a state that will end up. When the retained austenite phase particles are filtered, the micro-yield generated in some of the retained austenite particles propagates to other retained austenite phase particles in the structure, and macro-yield starts. In order to prevent such filtration, it is necessary to limit the volume ratio of the retained austenite phase to a certain value. As a measure of the volume ratio, a threshold value for filtration, that is, about 16% of the volume ratio when filtration starts to occur when a substance is randomly dispersed in a solid is mathematically determined. This threshold value is an approximate guide, and changes to some extent before and after this value depending on the carbon concentration of the retained austenite phase and the grain size of the ferrite grains.
（ｃ）そして、フェライトの組織としてアスペクト比が２以下である「ポリゴナルフェライト」を採用し、その平均結晶粒径を３μｍ以下の微細組織にするとともに、残留オーステナイト相の粒子が濾過されないように分散させることによって、鋼板の降伏比は０．８７から１．０の範囲まで増加し、その状態で高伸び特性を発現することを見いだしたのである。すなわち、１に近い高降伏比とＴＳ×Ｅｌ値で２００００ＭＰａ・％を超える高伸び特性が両立する鋼が得られる。 (C) Then, “polygonal ferrite” having an aspect ratio of 2 or less is adopted as the structure of the ferrite so that the average crystal grain size becomes a fine structure of 3 μm or less and the particles of the residual austenite phase are not filtered. By dispersing, the yield ratio of the steel sheet increased from 0.87 to 1.0, and it was found that high elongation characteristics were exhibited in that state. That is, a steel having both a high yield ratio close to 1 and high elongation characteristics exceeding 20000 MPa ·% at a TS × El value can be obtained.
本発明は、このような知見に基づいて完成したものであり、本発明の要旨とするところは、次の(1)〜(4)の高張力熱延鋼板及び(5)の高張力熱延鋼板の製造方法である。以下、それぞれ、本発明(1)〜本発明(5)という。本発明(1)〜本発明(5)を総称して、本発明ということがある。 The present invention has been completed based on such knowledge, and the gist of the present invention is that the following high-strength hot-rolled steel sheets (1) to (4) and high-tensile hot-rolled steel (5) It is a manufacturing method of a steel plate. Hereinafter, the present invention (1) to the present invention (5), respectively. The present invention (1) to the present invention (5) may be collectively referred to as the present invention.
(1) 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％およびＡｌ：２．０％以下を含有するとともに、ＳｉとＡｌの含有量の和が１．０〜３．０％を満足し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、かつ、体積割合で３〜２０％の残留オーステナイトを含有するポリゴナルフェライトを主体とする組織を有する高張力熱延鋼板であって、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．０μｍを超え３．０μｍ以下、かつ、前記残留オーステナイト中の炭素濃度が１．１〜２.０質量％であるとともに、引張強度ＴＳ(ＭＰａ)と全伸びＥｌ（％）の積ＴＳ×Ｅｌが２００００ＭＰａ・％以上、上降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）のＴＳに対する比が０．８７以上である機械的特性を備えることを特徴とする高張力熱延鋼板。 (1) By mass%, C: 0.06 to 0.25%, Si: 2.0% or less, Mn: 0.5 to 3.0% and Al: 2.0% or less, and Si And the Al content of 1.0 to 3.0%, the balance having a chemical composition composed of Fe and impurities, and containing 3 to 20% residual austenite by volume A high-tensile hot-rolled steel sheet having a structure mainly composed of ferrite, wherein the polygonal ferrite has an average crystal grain size of more than 1.0 μm and 3.0 μm or less, and a carbon concentration in the retained austenite is 1.1. 2.0% by mass, the product TS × El of the tensile strength TS (MPa) and the total elongation El (%) is 20000 MPa ·% or more, and the ratio of the upper yield strength YS (MPa) to TS is 0.87 or more. High, characterized by having mechanical properties Tensile hot-rolled steel sheet.
(2) Ａｌを０．５〜２．０％含有することを特徴とする上記(1)の高張力熱延鋼板。 (2) The high-tensile hot-rolled steel sheet according to (1) above, containing Al in an amount of 0.5 to 2.0%.
(3) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．２０％以下及びＶ：０．２０％以下の群から選ばれた１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)又は(2)の高張力熱延鋼板。 (3) Instead of part of Fe, by mass%, Nb: 0.10% or less, Ti: 0.20% or less, and V: 0.20% or less The high-tensile hot-rolled steel sheet as described in (1) or (2) above,
(4) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．１０％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．１０％以下の群から選ばれた１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記(1)〜(3)のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。 (4) In place of a part of Fe, by mass%, Ca: 0.01% or less, Zr: 0.10% or less, and REM (rare earth element): 0.10% or less selected from the group Alternatively, the high-tensile hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (3) above, comprising two or more kinds.
(5) 上記(1)〜(4)のいずれかに記載の化学組成を有する鋼塊又は鋼片を熱間圧延してＡｒ3点以上の温度で熱間圧延を完了した後、熱間圧延完了から７００℃までの冷却時間を０．４秒以内かつ冷却終了温度Ｔ1を７００から６００℃の間の温度とする１次冷却を施し、１次冷却終了後７００から６００℃の間の温度域で１．０〜１０秒間保持した後、２次冷却を施して５００〜３５０℃の温度域で巻き取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。 (5) After hot rolling the steel ingot or steel slab having the chemical composition according to any one of the above (1) to (4) and completing hot rolling at a temperature of 3 or more points, hot rolling Primary cooling is performed with a cooling time from completion to 700 ° C. within 0.4 seconds and a cooling end temperature T 1 between 700 and 600 ° C., and a temperature between 700 and 600 ° C. after completion of the primary cooling. A method for producing a high-tensile hot-rolled steel sheet, wherein the steel sheet is held in a region for 1.0 to 10 seconds and then subjected to secondary cooling and wound up in a temperature region of 500 to 350 ° C.
本発明によれば、自動車や各種産業機械に用いられる部材の素材として好適な、高強度で加工性に優れ、しかも、降伏比が大きく、衝撃吸収特性に優れた、微細な結晶粒を有する高張力熱延鋼板及びその製造方法を提供することができる。 According to the present invention, it is suitable as a material for members used in automobiles and various industrial machines, has high strength and excellent workability, and has a high yield ratio and excellent impact absorption characteristics. A tension hot-rolled steel sheet and a method for producing the same can be provided.
以下に、本発明に係る高張力熱延鋼板及びその高張力熱延鋼板の製造方法について、説明する。以下、各化学成分の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。 Below, the manufacturing method of the high-tensile hot-rolled steel plate and its high-tensile hot-rolled steel plate which concern on this invention is demonstrated. Hereinafter, “%” display of the content of each chemical component means “mass%”.
（Ａ）化学組成について
Ｃ：０．０６〜０．２５％
Ｃは、オーステナイト中に濃縮させてオーステナイトを安定化させることにより、オーステナイトを室温まで残留させるために必須の元素であり、０．０６％以上含有させる。Ｃ含有量が０．０６％未満では、残留オーステナイト相の体積が十分な量に達せず、所望の機械的特性が得られない。上限は０．２５％で、これを超えるとパーライト生成が促進されて目的とする残留オーステナイトを確保することが困難になったり、鋼板の溶接性が著しく劣化したりする。したがって、Ｃの含有量を０．０６〜０．２５％とした。なお、Ｃの含有量の好ましい下限は０．１０％で、好ましい上限は０．２０％である。
(A) Chemical composition C: 0.06 to 0.25%
C is an essential element for allowing austenite to remain at room temperature by concentrating in austenite to stabilize austenite, and is contained in an amount of 0.06% or more. When the C content is less than 0.06%, the volume of the retained austenite phase does not reach a sufficient amount, and desired mechanical properties cannot be obtained. The upper limit is 0.25%. If the upper limit is exceeded, pearlite generation is promoted, and it becomes difficult to secure the desired retained austenite, or the weldability of the steel sheet is significantly deteriorated. Therefore, the content of C is set to 0.06 to 0.25%. In addition, the minimum with preferable content of C is 0.10%, and a preferable upper limit is 0.20%.
Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは、フェライトの生成を促進すると共にフェライト相を固溶強化し、また、オーステナイトからのセメンタイトの析出を遅らせ、残留オーステナイト相の生成を促進する重要な元素である。Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、Ａｒ3点が著しく高温となり製造が困難となる場合があるので、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。
Si: 2.0% or less Si is an important element that promotes the formation of residual austenite phase by accelerating the formation of ferrite and solid-solution strengthening the ferrite phase, and delaying precipitation of cementite from austenite. If the Si content exceeds 2.0%, the Ar 3 point may be extremely high and production may be difficult, so the Si content is set to 2.0% or less.
そして、残留オーステナイト相の生成を促進するため、Ｓｉ＋Ａｌで１．０％以上含有させる。ＳｉとＡｌの含有量の和が１．０％未満では残留オーステナイト相の安定性や体積率が十分な値に達せず、所望の機械的特性が得られない。また、ＳｉとＡｌの含有量の和が３．０％を超えると、鋼板の溶接性や表面性状を著しく劣化させるので３．０％以下とする。 And in order to accelerate | stimulate the production | generation of a retained austenite phase, it contains 1.0% or more by Si + Al. If the sum of the contents of Si and Al is less than 1.0%, the stability and volume ratio of the retained austenite phase do not reach sufficient values, and desired mechanical properties cannot be obtained. Further, if the sum of the contents of Si and Al exceeds 3.0%, the weldability and surface properties of the steel sheet are remarkably deteriorated.
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、フェライト相を固溶強化すると共に、オーステナイトを安定化させ残留オーステナイト相の生成を促進させるため、０．５％以上含有させる。一方、その含有量が３．０％を超えると、過度にオーステナイトが安定化され、フェライトが生成し難くなり、熱間圧延後の冷却過程で十分な量のポリゴナルフェライトを生成させることが困難となる。したがって、Ｍｎの含有量を０．５〜３．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は１．０〜３．０％とすることが好ましい。
Mn: 0.5 to 3.0%
Mn is contained in an amount of 0.5% or more in order to solidify and strengthen the ferrite phase and stabilize the austenite and promote the formation of the retained austenite phase. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, austenite is excessively stabilized and it becomes difficult to produce ferrite, and it is difficult to produce a sufficient amount of polygonal ferrite in the cooling process after hot rolling. It becomes. Therefore, the Mn content is set to 0.5 to 3.0%. In addition, it is preferable that content of Mn shall be 1.0-3.0%.
Ａｌ：２．０％以下
Ａｌは溶鋼の脱酸剤であると共に、Ｓｉと同様にフェライトの生成を促進し、さらにオーステナイトからのセメンタイトの析出を遅らせて残留オーステナイト相の生成を促進する重要な元素である。Ａｌ含有量が２．０％を超えると、Ａｒ3点が著しく高くなり製造が困難となる場合があるので、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。Ａｌは残留オーステナイト相中の固溶ＣをＳｉに較べてより増加させ、残留オーステナイト相を安定化させて降伏点を引き上げることができるので、０．５％以上含有させることが好ましく、０．７％以上含有させることがより好ましい。
Al: 2.0% or less Al is a deoxidizer for molten steel and, like Si, promotes the formation of ferrite and further delays the precipitation of cementite from austenite to promote the formation of residual austenite phase. It is. If the Al content exceeds 2.0%, the Ar 3 point may be extremely high and production may be difficult, so the Al content is 2.0% or less. Al can increase the solid solution C in the retained austenite phase more than Si, stabilize the retained austenite phase and raise the yield point, so it is preferable to contain 0.5% or more, 0.7 It is more preferable to make it contain more than%.
そして、残留オーステナイト相の生成を促進するため、Ｓｉ＋Ａｌで１．０％以上含有させる。ＳｉとＡｌの含有量の和が１．０％未満では残留オーステナイト相の安定性や体積率が十分な値に達せず、所望の機械的特性が得られない。また、ＳｉとＡｌの含有量の和が３．０％を超えると、鋼板の溶接性や表面性状を著しく劣化させるので３．０％以下とする。 And in order to accelerate | stimulate the production | generation of a retained austenite phase, it contains 1.0% or more by Si + Al. If the sum of the contents of Si and Al is less than 1.0%, the stability and volume ratio of the retained austenite phase do not reach sufficient values, and desired mechanical properties cannot be obtained. Further, if the sum of the contents of Si and Al exceeds 3.0%, the weldability and surface properties of the steel sheet are remarkably deteriorated.
本発明(1)の高張力熱延鋼板は、上記の成分のほか、残部はＦｅと不純物からなる。不純物中のＳ、Ｐ及びＮは、下記のように規制するのが望ましい。 The high-tensile hot-rolled steel sheet of the present invention (1) is composed of Fe and impurities in addition to the above components. It is desirable to regulate S, P and N in the impurities as follows.
Ｓ：
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素であるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。そして、一段と優れた加工性を確保しようとの観点からは ０．００８％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下である。
S:
Since S is an impurity element that forms sulfide inclusions and degrades workability, the content is desirably suppressed to 0.05% or less. And from a viewpoint of ensuring the further outstanding workability, it is preferable to set it as 0.008% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
Ｐ：
Ｐは靱性や延性に悪影響を及ぼす不純物元素であるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。なお、ポリゴナルフェライトを一層均一に分散させるために、Ｐの含有量は０．０１０％以下とすることがより一層好ましい。
P:
Since P is an impurity element that adversely affects toughness and ductility, its content is preferably suppressed to 0.05% or less. In order to disperse the polygonal ferrite more uniformly, the P content is more preferably 0.010% or less.
Ｎ：
Ｎは加工性を低下させる不純物元素であるため、その含有量は０．０１％以下に抑えることが望ましい。より好ましくは、０．００６％以下である。
N:
Since N is an impurity element that lowers workability, its content is preferably suppressed to 0.01% or less. More preferably, it is 0.006% or less.
なお、本発明に係る高張力熱延鋼板には、上記の成分元素に加え、必要に応じて、後述する第１群及び第２群のうちの少なくとも１群から選んだ１種以上の元素を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。 In addition to the above-described component elements, the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention contains, as necessary, one or more elements selected from at least one of the first group and the second group described later. An optional additive element may be added and contained.
以下、任意添加元素に関して説明する。 Hereinafter, the optional additive element will be described.
第１群の元素（Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｖ：０．２０％以下）：
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、いずれもフェライト地に炭窒化物として析出し、鋼板の強度を高める作用を有する。上記の析出物には、オーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進する作用がある。こうした効果を得ることを目的として、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの少なくとも１種を含有させることができる。
Group 1 elements (Nb: 0.10% or less, Ti: 0.20% or less, V: 0.20% or less):
Nb, Ti and V are all precipitated as carbonitrides on the ferrite ground, and have the effect of increasing the strength of the steel sheet. The above precipitate has an action of suppressing the coarsening of austenite and ferrite and promoting the refinement of crystal grains. For the purpose of obtaining such an effect, at least one of Nb, Ti and V can be contained.
しかしながら、Ｎｂについては０．１０％を超えて含有させても、また、Ｔｉ又はＶについては０．２０％を超えて含有させても、前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。更に、炭窒化物の析出に多量のＣが消費されるので残留オーステナイトの量が少なくなり、所望の残留オーステナイト量を確保できなくなる場合がある。 However, even if Nb is contained in an amount exceeding 0.10%, and Ti or V is contained in an amount exceeding 0.20%, the above effect is saturated and the cost is increased. Furthermore, since a large amount of C is consumed for the precipitation of carbonitride, the amount of retained austenite decreases, and the desired retained austenite amount may not be ensured.
したがって、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶを添加する場合のそれぞれの含有量は、Ｎｂは０．１０％以下、Ｔｉは０．２０％以下、Ｖは０．２０％以下とするのがよい。より好ましくは、Ｎｂが０．０８％以下、Ｔｉが０．１５％以下、Ｖが０．１５％以下である。なお、上記のＮｂ、Ｔｉ及びＶはいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で添加することができる。 Therefore, when Nb, Ti and V are added, the contents of Nb are preferably 0.10% or less, Ti is 0.20% or less, and V is 0.20% or less. More preferably, Nb is 0.08% or less, Ti is 0.15% or less, and V is 0.15% or less. In addition, said Nb, Ti, and V can be added only with any 1 type or 2 or more types of composite.
前記効果を確実に得るには、Ｎｂ、Ｔｉ及びＶの少なくともいずれかを０．００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂが０．００８％以上、Ｔｉが０．００８％以上、Ｖが０．００８％以上である。 In order to obtain the above-mentioned effect reliably, it is preferable to contain 0.005% or more of at least one of Nb, Ti and V. More preferably, Nb is 0.008% or more, Ti is 0.008% or more, and V is 0.008% or more.
第２群の元素（Ｃａ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下）：
Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも介在物の形状を調整して冷間加工性を高める作用を有する。こうした効果を得るために、Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭの少なくとも１種を含有させることができる。
Group 2 elements (Ca: 0.01% or less, Zr: 0.10% or less, REM: 0.10% or less):
Ca, Zr, and REM (rare earth elements) all have the effect of adjusting the shape of inclusions to improve cold workability. In order to obtain such effects, at least one of Ca, Zr and REM can be contained.
なお、「ＲＥＭ（希土類元素）」とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。 “REM (rare earth element)” is a general term for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of the above elements.
しかしながら、Ｃａについては０．０１％を超えて含有させると、また、Ｚｒ又はＲＥＭについては０．１０％を超えて含有させると、鋼中の介在物が多くなり過ぎて却って加工性が低下する。 However, if Ca is contained in an amount exceeding 0.01%, and if Zr or REM is contained in an amount exceeding 0.10%, the inclusions in the steel increase so much that the workability decreases. .
したがって、Ｃａ、Ｚｒ又はＲＥＭを添加する場合のそれぞれの含有量は、Ｃａは０．０１％以下、Ｚｒは０．１０％以下、そしてＲＥＭは０．１０％以下とするのがよい。より好ましくは、Ｃａが０．００５％以下、Ｚｒが０．０５％以下、そしてＲＥＭが０．０５％以下である。なお、上記のＣａ、Ｚｒ及びＲＥＭはいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で添加することができる。 前記効果を確実に得るには、０．０００２％以上のＣａ、０．００２％以上のＺｒ及び０．００２％以上のＲＥＭのうちの少なくとも１種を含有させることが好ましい。より好ましくは、Ｃａが０．０００５％以上、Ｚｒが０．０１％以上、そしてＲＥＭが０．０１％以上である。 Therefore, when Ca, Zr or REM is added, the content of Ca is preferably 0.01% or less, Zr is 0.10% or less, and REM is 0.10% or less. More preferably, Ca is 0.005% or less, Zr is 0.05% or less, and REM is 0.05% or less. In addition, said Ca, Zr, and REM can be added only with any 1 type or 2 or more types of composite. In order to surely obtain the effect, it is preferable to contain at least one of 0.0002% or more of Ca, 0.002% or more of Zr and 0.002% or more of REM. More preferably, Ca is 0.0005% or more, Zr is 0.01% or more, and REM is 0.01% or more.
したがって、本発明(3)に係る高張力熱延鋼板の化学組成は、鋼板の強度を高めるとともに結晶粒を微細化することを目的として、本発明(1)又は(2)の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．２０％以下及びＶ：０．２０％以下の１種又は２種以上を含有するものとした。 Therefore, the chemical composition of the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention (3) is for the purpose of increasing the strength of the steel sheet and refining the crystal grains, and the Fe of the steel of the present invention (1) or (2). Instead of a part, Nb: 0.10% or less, Ti: 0.20% or less, and V: 0.20% or less were contained.
また、本発明(4)に係る高張力熱延鋼板の化学組成は、冷間加工性を高めることを目的として、本発明(1)〜(3)の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．１０％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．１０％以下のうちの１種又は２種以上を含有するものとした。 Further, the chemical composition of the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention (4) is intended to improve cold workability, instead of a part of Fe of the steel of the present invention (1) to (3), One or more of Ca: 0.01% or less, Zr: 0.10% or less, and REM (rare earth element): 0.10% or less were included.
（Ｂ）高張力熱延鋼板の組織について
本発明にかかる高張力熱延鋼板の組織は、体積割合で３〜２０％の残留オーステナイトを含有するポリゴナルフェライト主体の組織であって、そのポリゴナルフェライトの平均結晶粒径は１．０μｍを超え３．０μｍ以下である。
(B) Structure of high-tensile hot-rolled steel sheet The structure of the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention is a structure mainly composed of polygonal ferrite containing 3-20% residual austenite by volume. The average crystal grain size of ferrite is more than 1.0 μm and not more than 3.0 μm.
ここで、「ポリゴナルフェライト主体」とは組織の中に占めるポリゴナルフェライトの割合が最も大きいという意味である。 Here, “mainly polygonal ferrite” means that the proportion of polygonal ferrite in the structure is the largest.
また、「ポリゴナルフェライト」とは、アスペクト比が２以下であるフェライトを指し、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡による組織観察像を画像解析処理することで確認することができる。なお、アスペクト比は、圧延方向に平行に切断した面における圧延方向のフェライト粒径とその垂直方向のフェライト粒径の比で表される。 “Polygonal ferrite” refers to ferrite having an aspect ratio of 2 or less, and can be confirmed by performing image analysis processing on a structure observation image obtained by an optical microscope or a scanning electron microscope. The aspect ratio is represented by the ratio of the ferrite grain size in the rolling direction to the ferrite grain size in the vertical direction on a plane cut parallel to the rolling direction.
体積割合で３％以上のオーステナイトを含有するとしたのは、組織に占めるオーステナイト相が３％未満の場合には、十分な延性が得られないからである。一方、２０％を超えると、残留オーステナイトが連結して濾過される現象が顕著となり、鋼板の降伏比が著しく低下する。オーステナイトの体積率は好ましくは１５％以下である。 The reason for containing 3% or more austenite by volume is that sufficient ductility cannot be obtained when the austenite phase in the structure is less than 3%. On the other hand, when it exceeds 20%, the phenomenon that the retained austenite is connected and filtered becomes remarkable, and the yield ratio of the steel sheet is remarkably lowered. The volume ratio of austenite is preferably 15% or less.
次に、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を１．０μｍを超え３．０μｍ以下としたのは、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．０μｍ以下では、強度は上昇するものの延性の低下が著しくなって、引張強度ＴＳ(ＭＰａ)と全伸びＥｌ（％）の積ＴＳ×Ｅｌ（ＴＳ×Ｅｌ値）が急激に低下するからである。一方、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超える場合には、細粒化による降伏比増大の効果が十分に得られないためである。なお、好ましくは２．５μｍ未満、より好ましくは２．０μｍ未満である。 Next, the average crystal grain size of polygonal ferrite is set to more than 1.0 μm and not more than 3.0 μm because when the average crystal grain size of polygonal ferrite is 1.0 μm or less, the strength increases but the ductility decreases. This is because the product TS × El (TS × El value) of the tensile strength TS (MPa) and the total elongation El (%) is drastically reduced. On the other hand, when the average crystal grain size of polygonal ferrite exceeds 3.0 μm, the effect of increasing the yield ratio by refining cannot be sufficiently obtained. In addition, Preferably it is less than 2.5 micrometers, More preferably, it is less than 2.0 micrometers.
なお、ポリゴナルフェライトは炭素固溶量が小さいため、その割合を増すことでオーステナイト中の炭素量を増すことができる。後述するようにオーステナイト中の炭素量は本発明において重要な因子である。そのためポリゴナルフェライトの体積割合は６０％以上が好ましく、７０％以上、８０％以上がさらに好ましく、８５％以上がもっとも好ましい。 Polygonal ferrite has a small amount of carbon solid solution, and therefore the amount of carbon in austenite can be increased by increasing the proportion thereof. As will be described later, the amount of carbon in austenite is an important factor in the present invention. Therefore, the volume ratio of polygonal ferrite is preferably 60% or more, more preferably 70% or more, 80% or more, and most preferably 85% or more.
（Ｃ）高張力熱延鋼板の機械的特性について
本発明の目的は、自動車や各種産業機械に用いられる部材の素材として好適な、高強度で加工性に優れ、しかも、降伏比が大きく、衝撃吸収特性に優れた、微細な結晶粒を有する高張力熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。
(C) Mechanical properties of high-tensile hot-rolled steel sheet The object of the present invention is to provide a high strength and excellent workability suitable as a material for members used in automobiles and various industrial machines. It is an object of the present invention to provide a high-tensile hot-rolled steel sheet having fine crystal grains excellent in absorption characteristics and a method for producing the same.
降伏比、すなわち、上降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）のＴＳに対する比が０．８７未満の場合、目的とする衝撃吸収特性が不十分となる。従って、降伏比は０．８７以上とする。好ましくは０．９０以上、より好ましくは０．９３以上とする。 When the yield ratio, that is, the ratio of the upper yield strength YS (MPa) to TS is less than 0.87, the intended impact absorption characteristics are insufficient. Therefore, the yield ratio is 0.87 or more. Preferably it is 0.90 or more, more preferably 0.93 or more.
また、引張強さＴＳ(ＭＰａ）と全伸びＥｌ（％）の積ＴＳ×Ｅｌ（ＴＳ×Ｅｌ値）が２００００ＭＰａ・％未満では高加工性部材として適用範囲に限りがある。したがってＴＳ×Ｅｌ値は２００００ＭＰａ・％以上とする。 Further, when the product TS × El (TS × El value) of the tensile strength TS (MPa) and the total elongation El (%) is less than 20000 MPa ·%, the range of application as a highly workable member is limited. Therefore, the TS × El value is set to 20000 MPa ·% or more.
なお、本発明に係る高張力熱延鋼板の板厚は１．０〜４．０ｍｍであることが好ましい。 The plate thickness of the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention is preferably 1.0 to 4.0 mm.
（Ｄ）高張力熱延鋼板の残留オーステナイト中の炭素濃度について
残留オーステナイト中の炭素濃度は、本発明において重要な因子であり、目的とする高降伏比、高延性特性を得るためには１．１〜２．０質量％とする必要がある。フェライトの微細粒化に伴い、均一延性（強度が低下しはじめるまでの延性）が低下していくが、強度が低下し始める前後から、歪誘起マルテンサイト変態が起きるようにすることが重要となる。そのためには、残留オーステナイト中の炭素濃度を制御して、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を低下させることが必要である。
(D) Carbon concentration in retained austenite of high-tensile hot-rolled steel sheet The carbon concentration in retained austenite is an important factor in the present invention, and in order to obtain the desired high yield ratio and high ductility characteristics, 1. It is necessary to set it as 1 to 2.0 mass%. As the ferrite becomes finer, the uniform ductility (the ductility until the strength begins to decrease) decreases, but it is important that the strain-induced martensitic transformation occurs before and after the strength begins to decrease. . For this purpose, it is necessary to control the carbon concentration in the retained austenite to lower the martensitic transformation start temperature (Ms point).
ここで、残留オーステナイト中の炭素濃度が１．１％未満であると、鋼板を加工する場合の変形初期に歪誘起マルテンサイト変態が起きてしまって、加工硬化が大きくなるため、降伏比は低下する。一方、２．０％を超える場合には、オーステナイトが安定になりすぎるため、歪誘起マルテンサイト変態が起きないため、延性の低下をきたす。 Here, if the carbon concentration in the retained austenite is less than 1.1%, strain-induced martensitic transformation occurs in the initial stage of deformation when processing the steel sheet, and work hardening increases, so the yield ratio decreases. To do. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the austenite becomes too stable, and strain-induced martensitic transformation does not occur, resulting in a decrease in ductility.
したがって、本発明の高張力熱延鋼板は、残留オーステナイト中の炭素濃度を１．１〜２．０％とした。上記残留オーステナイト中の炭素濃度の好ましい下限は１．１５％であり、好ましい上限は１．６％である。 Therefore, the high-tensile hot-rolled steel sheet of the present invention has a carbon concentration in the retained austenite of 1.1 to 2.0%. A preferable lower limit of the carbon concentration in the retained austenite is 1.15%, and a preferable upper limit is 1.6%.
なお、フェライトの平均結晶粒径ｄf（μｍ）、残留オーステナイトの体積率Ｖγ(体積％)、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ(質量％)は、下記式を満足することが好ましい。
Ｖγ≦２０×（１．５／ｄf）1/2−０．５／（Ｃγ−１．０５）
（Ｅ）高張力熱延鋼板の製造方法について
前記（Ａ）の化学組成、（Ｂ）の組織、（Ｃ）の機械的特性及び（Ｄ）の残留オーステナイト中の炭素濃度を満足する高張力熱延鋼板は、たとえば、次のとおり、容易に製造することができる。
The average grain size d f (μm) of ferrite, the volume fraction Vγ (volume%) of retained austenite, and the carbon concentration Cγ (mass%) in retained austenite preferably satisfy the following formulas.
Vγ ≦ 20 × (1.5 / d f ) 1/2 −0.5 / (Cγ−1.05)
(E) Manufacturing method of high-tensile hot-rolled steel sheet High-tensile heat satisfying the chemical composition (A), the structure (B), the mechanical properties (C), and the carbon concentration in the retained austenite (D). The rolled steel sheet can be easily manufactured, for example, as follows.
すなわち、前記（Ａ）の化学組成を有する「鋼塊又は鋼片」を準備し、「熱間圧延してＡｒ3点以上の温度で熱間圧延を完了した後、熱間圧延完了から７００℃までの冷却時間を０．４秒以内かつ冷却終了温度Ｔ1を７００から６００℃の間の温度とする１次冷却を施し、１次冷却終了後の１．０〜１０秒間７００から６００℃の間の温度域で保持した後、２次冷却を施して５００〜３５０℃の温度域で巻き取ること」によって、容易に製造することができる。 That is, the “steel ingot or slab” having the chemical composition (A) is prepared, “after hot rolling and completing the hot rolling at a temperature not lower than the Ar 3 point, 700 ° C. from the completion of the hot rolling. The primary cooling is performed within 0.4 seconds and the cooling end temperature T 1 is between 700 and 600 ° C., and 700 to 600 ° C. for 1.0 to 10 seconds after the end of the primary cooling. It can be easily manufactured by holding in the temperature range between and then performing secondary cooling and winding in the temperature range of 500 to 350 ° C.
以下、本発明(5)にかかる高張力熱延鋼板の方法について、詳述する。 Hereinafter, the method of the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention (5) will be described in detail.
（Ｅ−１）熱間圧延について
熱間圧延は、圧延後にオーステナイトからフェライトへ変態させるためにその完了温度をＡｒ3点以上とするのがよい。圧延によってオーステナイトに導入された加工歪みの蓄積効果が大きくなって結晶粒の微細化が促進されるので、上記熱間圧延の完了温度はＡｒ3点に近いほど好ましい。したがって、本発明(5)においては、Ａｒ3点以上の温度で熱間圧延を完了することとした。
(E-1) Hot rolling Hot rolling is preferably performed at an Ar 3 point or higher in order to transform from austenite to ferrite after rolling. Since the effect of accumulating work strain introduced into austenite by rolling is increased and the refinement of crystal grains is promoted, the completion temperature of the hot rolling is preferably closer to the Ar 3 point. Therefore, in the present invention (5), the hot rolling is completed at a temperature not lower than the Ar 3 point.
熱間圧延に供する鋼塊又は鋼片として、次の(a)〜(c)のいずれかに示すものを用いれば、容易にＡｒ3点以上の熱間圧延完了温度を確保することができる。
(a) Ａｒ3点以下の温度域まで温度降下していない鋳造ままの鋼塊又は鋳造後熱間加工され、Ａｒ3点以下の温度域まで温度降下していない鋼片。
(b) 鋳造後の冷塊をＡｃ3点以上の温度域まで再加熱した鋼塊又は熱間加工後の冷片をＡｃ3点以上の温度域まで再加熱した鋼片。
(c) 冷間加工された冷片をＡｃ3点以上の温度域まで再加熱した鋼片。
If the steel ingot or steel piece to be used for hot rolling is one of the following (a) to (c), a hot rolling completion temperature not lower than Ar 3 can be easily ensured.
(a) it is processed between a temperature drop to remain cast no steel ingot or casting after heat up Ar 3 point or less of the temperature range, the steel strip which is not a temperature drop to a temperature range of below 3 points Ar.
(b) to a temperature range Hiyakatamari the Ac 3 point or more after casting reheated steel ingot or hot reheated slab to a temperature range of Ac 3 point or more cold strip after processing.
(c) A steel piece obtained by reheating a cold-worked cold piece to a temperature range of Ac 3 or higher.
なお、上記(b)及び(c)において、Ａｃ3点以上の温度域へ再加熱する場合の加熱温度の上限は特に制限されるものではない。しかし、低コストにして高い生産性と均一な機械的特性とを確保するという点からは９００〜１３５０℃とするのが好ましく、ＴｉＣやＮｂＣなどの析出物をオーステナイト中に十分に固溶させる必要がない鋼種の場合には、初期のオーステナイト結晶粒を微細化し、熱間圧延後のフェライト粒を微細化し易くするために、上記の範囲の中でも比較的低い９００〜１１００℃とすることが好ましい。 In the above (b) and (c), the upper limit of the heating temperature when reheating to a temperature range of Ac 3 points or higher is not particularly limited. However, it is preferable that the temperature is 900 to 1350 ° C. from the viewpoint of ensuring high productivity and uniform mechanical properties at low cost, and it is necessary to sufficiently precipitate precipitates such as TiC and NbC in austenite. In the case of a steel type having no iron, it is preferable that the initial austenite crystal grains are made finer, and the ferrite grains after hot rolling are made finer, so that the temperature is relatively low in the range of 900 to 1100 ° C.
熱間圧延に際しては、リバースミル又はタンデムミルを用いるのが好ましく、特に、工業的な生産性の面からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いた圧延とすることがより好ましい。 In the hot rolling, it is preferable to use a reverse mill or a tandem mill. In particular, from the viewpoint of industrial productivity, at least the final several stages are more preferably rolling using a tandem mill.
なお、熱間圧延における圧下量は、Ａｒ3点〜「Ａｒ3点＋１００℃」の温度域における板厚減少率が４０％以上であることが好ましく、Ａｒ3点〜「Ａｒ3点＋８０℃」の温度域における板厚減少率が６０％以上であれば一層好ましい。上記の圧延は、１パスで行う必要はなく、連続した複数パスの圧延であってもよい。 The reduction in hot rolling is preferably such that the sheet thickness reduction rate in the temperature range of Ar 3 point to “Ar 3 point + 100 ° C.” is 40% or more, Ar 3 point to “Ar 3 point + 80 ° C.” More preferably, the plate thickness reduction rate in the temperature range is 60% or more. The above rolling does not have to be performed in one pass, and may be a continuous multiple-pass rolling.
複数パスの圧延における１パス当たりの圧下量は、好ましくは板厚減少率で１５〜６０％である。歪みを蓄積させたオーステナイトから変態によって生成するフェライトのサイズを微細化しやすいという点からは、１パス当たりの圧下量を大きくする方が好ましいが、圧延完了後の冷却条件を調整することで、１パス当たりの圧下量が４０％以下の複数パスの圧延によっても平均結晶粒径が３．０μｍ以下の微細なポリゴナルフェライトフェライト粒を得ることができる。 The amount of reduction per pass in the multipass rolling is preferably 15 to 60% in terms of sheet thickness reduction rate. From the viewpoint of easily reducing the size of ferrite produced by transformation from austenite in which strain is accumulated, it is preferable to increase the amount of reduction per pass, but by adjusting the cooling conditions after completion of rolling, 1 Fine polygonal ferrite ferrite grains having an average crystal grain size of 3.0 μm or less can be obtained by rolling a plurality of passes with a reduction amount per pass of 40% or less.
（Ｄ−２）熱間圧延後の冷却と巻き取りについて
熱間での圧延を完了した後、オーステナイトに導入された加工歪みを解放することなく、これを駆動力としてオーステナイトからフェライトへ変態させ、微細なフェライト粒組織を生成させるために、熱間圧延完了から７００℃までの冷却時間を０．４秒以内かつ冷却終了温度Ｔ1を７００から６００℃の間の温度とする１次冷却を施すのがよい。７００℃を超える温度で冷却を停止又は鈍化させた場合、又は熱間圧延完了から７００℃に至るまでの時間が０．４秒を超え場合は、微細なフェライトが生成する以前に、加工によって導入された歪みが解放されてしまうことや、歪みの存在形態が変化してフェライトの核生成に有効ではなくなり、フェライト粒が顕著に粗大化することがある。
(D-2) Cooling and coiling after hot rolling After completing the hot rolling, it is transformed from austenite to ferrite as a driving force without releasing the working strain introduced into the austenite, In order to generate a fine ferrite grain structure, primary cooling is performed with a cooling time from the completion of hot rolling to 700 ° C. within 0.4 seconds and a cooling end temperature T 1 between 700 and 600 ° C. It is good. When cooling is stopped or slowed at a temperature exceeding 700 ° C, or when the time from completion of hot rolling to 700 ° C exceeds 0.4 seconds, it is introduced by processing before fine ferrite is formed. The strain that has been released is released, or the form in which the strain is present changes, making it ineffective for ferrite nucleation, and the ferrite grains may be significantly coarsened.
１次冷却によって、鋼板の温度が７００℃以下に達すると、フェライト変態が活発化する温度域に入る。ただし、６００℃を下回る温度域まで１次冷却するとポリゴナルフェライトの体積割合が減少してベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相が生成する場合がある。 When the temperature of the steel sheet reaches 700 ° C. or lower due to primary cooling, the steel enters a temperature range in which ferrite transformation is activated. However, when primary cooling is performed to a temperature range lower than 600 ° C., the volume fraction of polygonal ferrite may decrease, and a low-temperature transformation phase such as bainite or martensite may be generated.
したがって、本発明(5)においては、熱間圧延完了から７００℃までの冷却時間を０．４秒以内かつ冷却終了温度Ｔ1を７００から６００℃の間の温度とする１次冷却を施すこととした。 Therefore, in the present invention (5), primary cooling is performed in which the cooling time from the completion of hot rolling to 700 ° C. is within 0.4 seconds and the cooling end temperature T 1 is a temperature between 700 to 600 ° C. It was.
なお、熱間圧延完了から７００℃までの冷却時間は、０．２秒以内とするのが一層好ましい。これは、加工歪みのオーステナイト中への凍結がより容易になり、加工歪みを駆動力としたオーステナイトからフェライトへの変態によって、一層安定且つ確実に微細なポリゴナルフェライト粒組織が得られるためである。 The cooling time from completion of hot rolling to 700 ° C. is more preferably within 0.2 seconds. This is because freezing of working strain into austenite becomes easier, and the transformation from austenite to ferrite using the working strain as a driving force makes it possible to obtain a more stable and reliable fine polygonal ferrite grain structure. .
なお、上記の１次冷却としては水冷を用い、その冷却速度を４００℃／ｓ以上とすることが更に好ましい。 In addition, as said primary cooling, it is still more preferable to use water cooling and the cooling rate shall be 400 degrees C / s or more.
また、１次冷却の冷却終了温度Ｔ1は６８０〜６２０℃の範囲とすることが好ましい。この範囲では、炭素固溶量の小さいフェライトの生成が一層促進され、オーステナイト中の炭素量を増すことができるからである。 The cooling end temperature T 1 of the primary cooling is preferably in a range of 680-620 ° C.. This is because in this range, the formation of ferrite with a small amount of carbon solid solution is further promoted, and the amount of carbon in the austenite can be increased.
１次冷却終了後の１．０〜１０秒間は、７００から６００℃の間の温度域で保持するのがよい。すなわち、１次冷却の冷却終了温度Ｔ1と保持終了温度Ｔ2をともに７００から６００℃の間の温度域に設定し、１次冷却の冷却終了温度Ｔ1から保持終了温度Ｔ2までの保持時間を１．０〜１０秒間に設定するのがよい。１．０〜１０秒間の保持時間を確保することにより、ポリゴナルフェライトの生成を促進し、残留オーステナイト中の炭素濃度を高めるからである。保持時間を１．０秒未満としてその後２次冷却すると、ポリゴナルフェライトの生成量が少なく、そのため残留オーステナイト中の炭素濃度を１．１質量％以上にすることが困難となる。一方、保持時間が１０秒を超える場合には、この保持時間中にパーライトが生成し、残留オーステナイト中の炭素濃度が減少する場合がある。なお、保持には空冷や大気放冷も含まれる。 It is good to hold | maintain in the temperature range between 700 to 600 degreeC for 1.0 to 10 second after completion | finish of primary cooling. That is, both the cooling end temperature T 1 and the holding end temperature T 2 of the primary cooling are set in a temperature range between 700 and 600 ° C., and the holding from the cooling end temperature T 1 of the primary cooling to the holding end temperature T 2 is performed. The time should be set to 1.0 to 10 seconds. This is because securing the holding time of 1.0 to 10 seconds promotes the formation of polygonal ferrite and increases the carbon concentration in the retained austenite. If the holding time is less than 1.0 second and then secondary cooling is performed, the amount of polygonal ferrite produced is small, and therefore it becomes difficult to increase the carbon concentration in the retained austenite to 1.1 mass% or more. On the other hand, when the holding time exceeds 10 seconds, pearlite is generated during this holding time, and the carbon concentration in the retained austenite may decrease. The holding includes air cooling and air cooling.
上記のＴ1からＴ2まで１．０〜１０秒間の保持後、５００〜３５０℃の温度域の温度Ｔ3まで２次冷却を行った後、Ｔ3〜３５０℃の温度域で巻き取るのがよい。２次冷却は温度Ｔ3までの冷却が可能であればよいのであるから，温度Ｔ3までの冷却が可能であれば水冷のほか空冷や大気放冷も含まれる場合もある。 After holding from T 1 to T 2 for 1.0 to 10 seconds, after performing secondary cooling to a temperature T 3 in a temperature range of 500 to 350 ° C., winding in a temperature range of T 3 to 350 ° C. Is good. Secondary cooling since than it if possible cooling to a temperature T 3, may be included also other air cooling and air cooling cooling if possible water-cooled to a temperature T 3.
なお、巻き取り温度が５００℃を超えるとパーライトが生成し、また３５０℃を下回る温度域で巻き取りを行うとマルテンサイトの生成が促進されることによって、ともにオーステナイト中炭素濃度の減少をもたらし、目的とする高降伏比特性が得られない場合がある。 In addition, when the winding temperature exceeds 500 ° C., pearlite is generated, and when winding is performed in a temperature range lower than 350 ° C., the generation of martensite is promoted, both resulting in a decrease in the carbon concentration in the austenite, The desired high yield ratio characteristics may not be obtained.
したがって、本発明(5)においては、熱間圧延完了から７００℃までの冷却時間を０．４秒以内かつ冷却終了温度Ｔ1を７００から６００℃の間の温度とする１次冷却を施し、１次冷却終了後の１．０〜１０秒間７００から６００℃の間の温度域で保持した後、２次冷却を施して５００〜３５０℃の温度域で巻き取ることとした。 Therefore, in the present invention (5), primary cooling is performed in which the cooling time from the completion of hot rolling to 700 ° C. is within 0.4 seconds and the cooling end temperature T 1 is a temperature between 700 and 600 ° C., After holding in the temperature range between 700 and 600 ° C. for 1.0 to 10 seconds after the end of the primary cooling, the secondary cooling was performed and winding was performed in the temperature range of 500 to 350 ° C.
なお、本発明に係る高張力熱延鋼板に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施した場合には、優れた延性及び穴拡げ性に加えて優れた耐食性をも備えた表面処理鋼板を得ることができる。 In addition, when surface treatment such as hot dip galvanizing, alloying hot dip galvanizing, and electroplating is performed on the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention, it has excellent corrosion resistance in addition to excellent ductility and hole expansibility. The provided surface-treated steel sheet can be obtained.
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
表１に示す化学組成を有する鋼を、１５０ｋｇの高周波真空溶解炉にて溶解し、各鋼塊を通常の方法で熱間鍛造して幅が１５０ｍｍで厚さが３５ｍｍの鋼片（鋼板）とした。次いで、上記の各鋼片を厚さ３０ｍｍまで研削加工した後に１２５０℃の温度に加熱し、５パスの熱間圧延を行って厚さが１．５ｍｍの鋼板に仕上げた。熱間圧延を完了した後は、表２に示す条件で冷却及び巻き取り処理を行った。なお、上記５パスの熱間圧延における総圧下量（板厚減少率）は９５％で、また、圧延完了温度はおおよそ「Ａｒ3点＋７０℃」であった。 Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a 150 kg high-frequency vacuum melting furnace, each steel ingot was hot forged by a normal method, and a steel piece (steel plate) having a width of 150 mm and a thickness of 35 mm; did. Next, each steel slab was ground to a thickness of 30 mm, heated to a temperature of 1250 ° C., and hot-rolled for 5 passes to finish a steel sheet having a thickness of 1.5 mm. After the hot rolling was completed, cooling and winding processes were performed under the conditions shown in Table 2. The total rolling reduction (sheet thickness reduction rate) in the 5-pass hot rolling was 95%, and the rolling completion temperature was approximately “Ar 3 point + 70 ° C.”.
このようにして得た各鋼板について、組織、機械的特性を調査した。 The structure and mechanical properties of each steel sheet thus obtained were investigated.
組織は、相の特定、フェライトの平均結晶粒径、残留オーステナイト体積率と残留オーステナイト中の炭素濃度について調査した。相の特定は走査型電子顕微鏡を用いた板厚方向断面観察によって実施した。フェライトの平均結晶粒径は、鋼板のいずれか一方の表面から板厚の１／８、１／４及び１／２の深さの位置の３箇所において撮影した走査型電子顕微鏡写真を用いて、切片法によってそれぞれの位置における平均粒切片長を測定し、これらの算術平均値を１．１２倍して求めた。 The structure was examined for phase identification, ferrite average grain size, retained austenite volume fraction and carbon concentration in retained austenite. The phase was identified by cross-sectional observation in the plate thickness direction using a scanning electron microscope. The average crystal grain size of ferrite is determined by using scanning electron micrographs taken at three positions at a depth of 1/8, 1/4 and 1/2 of the plate thickness from either surface of the steel plate. The average grain slice length at each position was measured by the intercept method, and the arithmetic average value was multiplied by 1.12.
オーステナイトの体積割合はＸ線回折測定して求めた。またオーステナイト中の炭素濃度は、Ｘ線回折測定で得られるフェライトとオーステナイトの格子定数から算出した。 The volume ratio of austenite was determined by X-ray diffraction measurement. The carbon concentration in austenite was calculated from the lattice constants of ferrite and austenite obtained by X-ray diffraction measurement.
機械的特性は、引張特性について、以下の方法で調査した。各鋼板から圧延方向にＪＩＳＺ２２０１（1998）に記載の５号引張試験片を採取して常温で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、上降伏強度（ＹＳ）と全伸び（ＥＬ）を測定した。 The mechanical properties were examined by the following method for tensile properties. Tensile test specimens described in JISZ2201 (1998) were collected from each steel plate in the rolling direction and subjected to a tensile test at room temperature to measure tensile strength (TS), upper yield strength (YS), and total elongation (EL). .
表３に、組織の調査結果を示す。 Table 3 shows the results of the organization survey.
表４に、機械的特性の調査結果をまとめて示す。 Table 4 summarizes the survey results of the mechanical characteristics.
表３及び表４から明らかなように、本発明で定める化学組成と組織を有する試験番号１〜１０の熱延鋼板は、０．８７以上の高降伏比を有し、且つ引張強さＴＳ(ＭＰａ）と全伸びＥｌ（％）の積ＴＳ×Ｅｌが２００００ＭＰａ・％以上の優れた伸び特性を有していた。 As is apparent from Tables 3 and 4, the hot rolled steel sheets of Test Nos. 1 to 10 having the chemical composition and structure defined in the present invention have a high yield ratio of 0.87 or more, and the tensile strength TS ( The product TS × El of (MPa) and total elongation El (%) had excellent elongation characteristics of 20000 MPa ·% or more.
これに対して、本発明で定める化学組成を有する場合であっても組織が本発明で定める規定から外れた試験番号１１〜２０の熱延鋼板の機械的特性は、上記試験番号１〜１０の熱延鋼板に比べて劣ることが明らかである。 On the other hand, even if it has a chemical composition defined by the present invention, the mechanical properties of the hot-rolled steel sheets having test numbers 11 to 20 whose structures deviate from the regulations defined by the present invention are It is clear that it is inferior to hot-rolled steel sheets.
すなわち、試験番号１１及び２０の熱延鋼板は、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超え、しかも、その生成量は体積割合で３０．２％及び２７．１％と低いベイナイト主体の組織であるため、降伏比が低く、延性が極めて低い。 That is, the hot-rolled steel sheets of Test Nos. 11 and 20 have a mean grain size of polygonal ferrite exceeding 3.0 μm, and the amount produced is as low as 30.2% and 27.1% by volume. Therefore, the yield ratio is low and the ductility is extremely low.
試験番号１２及び１３の熱延鋼板はポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超えるために降伏比が低い。 The hot rolled steel sheets of Test Nos. 12 and 13 have a low yield ratio because the average crystal grain size of polygonal ferrite exceeds 3.0 μm.
試験番号１４の熱延鋼板は、オーステナイト中の炭素濃度が１．０１％と低いため、所望の降伏比が得られていない。ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍを超え、しかも、その生成量は体積割合で２１．２％と６０％を大きく下回ったベイナイト主体の組織であるため、延性が極めて低い。 The hot rolled steel sheet of Test No. 14 has a low yield ratio of 1.01% because the carbon concentration in the austenite is as low as 1.01%. The average grain size of polygonal ferrite exceeds 3.0 μm, and the amount produced is a bainite-based structure whose volume ratio is significantly lower than 21.2% and 60%, so the ductility is extremely low.
試験番号１５〜１９の熱延鋼板は、オーステナイト体積率が本発明の規定から外れており、その機械的特性は大きく劣っている。さらに、試験番号１８の熱延鋼板は、フェライトはアスペクト比が２を超える加工フェライトであり、ポリゴナルフェライトではない点でも、本発明の規定から外れている。 The hot-rolled steel sheets of test numbers 15 to 19 have an austenite volume ratio that is not within the scope of the present invention, and their mechanical properties are greatly inferior. Furthermore, in the hot-rolled steel sheet of test number 18, the ferrite is a processed ferrite having an aspect ratio exceeding 2, and it is not a polygonal ferrite, which is also outside the scope of the present invention.
本発明の高張力熱延鋼板は、０．８７以上の高降伏比を有し更に引張強さＴＳ(ＭＰａ）と全伸びＥｌ（％）の積ＴＳ×Ｅｌに優れるので、特に自動車の足廻り部品、バンパー部品、衝撃吸収用部材などに用いられる高強度構造部材の素材として利用することができる。この高張力熱延鋼板は、本発明の方法によって８００℃程度以上の実用的な熱間圧延によって比較的容易に製造することができる。
The high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention has a high yield ratio of 0.87 or more and is excellent in the product TS × El of the tensile strength TS (MPa) and the total elongation El (%). It can be used as a material for high-strength structural members used for parts, bumper parts, impact absorbing members, and the like. This high-tensile hot-rolled steel sheet can be produced relatively easily by practical hot rolling at about 800 ° C. or higher by the method of the present invention.
Claims (5)
After hot rolling the steel ingot or steel slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4 and completing hot rolling at a temperature of Ar 3 or higher, from completion of hot rolling to 700 ° C The primary cooling is performed with the cooling time within 0.4 seconds and the cooling end temperature T 1 at a temperature between 700 and 600 ° C., and 1.0 after the primary cooling is completed in the temperature range between 700 and 600 ° C. A method for producing a high-tensile hot-rolled steel sheet, which is held for 10 seconds and then wound in a temperature range of 500 to 350 ° C. after secondary cooling.
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