JP3320013B2 - High strength and high workability hot rolled steel sheet with excellent impact resistance - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】この発明は、自動車用鋼板と
しての用途に用いて好適な耐衝撃特性に優れた高強度高
加工性熱延鋼板に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-strength and high-workability hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance and suitable for use as a steel sheet for automobiles.

【０００２】[0002]

【従来の技術】自動車の軽量化が指向される中、成形性
に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなって
いる。また、最近では、自動車の安全性も重視され、そ
のためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特
性の向上も要求されている。さらに、経済性に対する配
慮も必要とされ、かかる経済性を考慮した場合には、冷
延鋼板に比べると熱延鋼板の方が有利である。2. Description of the Related Art With the aim of reducing the weight of automobiles, the demand for high-strength thin steel sheets having excellent formability has become particularly strong. In addition, recently, importance has been placed on the safety of automobiles, and for that purpose, an improvement in impact resistance, which is a measure of safety in a collision, is required. Furthermore, consideration for economic efficiency is also required, and in consideration of such economic efficiency, a hot-rolled steel sheet is more advantageous than a cold-rolled steel sheet.

【０００３】上記の現状を背景として、これまでにも種
々の高強度熱延鋼板が開発されている。例えば、特公平
６-41617号、特公平５-65566号および特公平５-67682号
各公報には、高加工性高強度熱延鋼板として、フェライ
ト、ベイナイトおよび５％以上の残留オーステナイトを
含むいわゆる Transformation Induced Plasticity鋼
（以下、ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されてい
る。しかしながら、このＴＲＩＰ鋼は、伸びが高く、成
形性は良好ではある（TS×El≧ 24000 MPa・％）もの
の、現在の厳しい耐衝撃特性を満足するまでにはいかな
いところに問題を残していた。また、プレス成形時にお
ける加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時にお
ける焼付硬化量（ＢＨ）が、70 MPa程度と低いという問
題もあった。この加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が低
いと、加工−塗装焼付後における強度保証の面での不利
が大きい。[0003] Against the background of the above situation, various high-strength hot-rolled steel sheets have been developed. For example, Japanese Patent Publication No. 6-41617, Japanese Patent Publication No. 5-65566 and Japanese Patent Publication No. 5-67682 each disclose a so-called high-workability, high-strength hot-rolled steel sheet containing ferrite, bainite and 5% or more retained austenite. A method for producing Transformation Induced Plasticity steel (hereinafter referred to as TRIP steel) is disclosed. However, although this TRIP steel has high elongation and good formability (TS × El ≧ 24000 MPa ·%), it still has a problem in that it cannot meet the current severe impact resistance. There is also a problem that the work hardening amount (WH) at the time of press molding and the baking hardening amount (BH) at the time of subsequent baking of paint are as low as about 70 MPa. If the amount of work and bake hardening (WH + BH) is low, there is a great disadvantage in terms of guaranteeing the strength after work-paint baking.

【０００４】一方、耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板
としては、特開平９−111396号公報に開示されているよ
うに、フェライトとマルテンサイトの２相組織になるい
わゆるDual Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）が開発されて
いる。しかしながら、このＤＰ鋼は、耐衝撃特性には優
れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問題
を残していた。On the other hand, as a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance, as disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-111396, a so-called Dual Phase steel (hereinafter, referred to as a two-phase structure of ferrite and martensite) is disclosed. DP steel) has been developed. However, although this DP steel is excellent in impact resistance, it cannot be said that elongation is sufficient, and there is a problem in formability.

【０００５】[0005]

【発明が解決しようとする課題】上述したとおり、現在
までのところ、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満
足する熱延鋼板は見当たらず、その開発が望まれてい
た。この発明は、上記の要望に有利に応えるもので、優
れた成形性と耐衝撃特性を兼ね備えた、具体的には、強
度−伸びバランス（TS×El）が 24000 MPa・％以上かつ
動的ｎ値が0.35以上で、しかも加工・焼付硬化量（ＷＨ
＋ＢＨ）が 100 MPa以上と高い、耐衝撃特性に優れた高
強度高加工性熱延鋼板を提案することを目的とする。As described above, no hot-rolled steel sheet satisfying both sufficient formability and strict safety has been found so far, and its development has been desired. The present invention advantageously satisfies the above-mentioned demands and has both excellent moldability and impact resistance. Specifically, the strength-elongation balance (TS × El) is 24000 MPa ·% or more and dynamic n Value is 0.35 or more and the amount of processing and bake hardening (WH
+ BH) is as high as 100 MPa or more, and has an object to propose a high-strength and high-workability hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance.

【０００６】ここに、動的ｎ値とは、発明者らが耐衝撃
特性の指標として新たに見出したもので、この動的ｎ値
を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的
確に評価することができる。すなわち、従来、耐衝突安
全性については、強度との関連で考察され、単に強度が
大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と
耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけでは
ないことが判明した。そこで、この点につき、鋭意研究
を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速
での変形時（自動車の衝突時にはひずみ速度Here, the dynamic n value is newly found by the present inventors as an index of the impact resistance, and by using this dynamic n value, the impact resistance can be more accurately measured than before. Can be evaluated. In other words, in the past, collision safety was considered in relation to strength, and it was considered that the higher the strength, the higher the crash safety. However, the relationship between strength and collision safety is not necessarily unique. It turned out not to be the case. Therefore, as a result of diligent research on this point, it has been found that the collision safety is improved, that is, when the vehicle is deformed at high speed (the strain rate is

【外１】 が２×10³/s まで増加）におけるエネルギーを、鋼板で
より多く吸収するためには、鋼板を[Outside 1] The energy in but increased to 2 × 10 ³ / s), in order to absorb more with the steel sheet, the steel sheet

【外２】 の条件で引張変形させた時のｎ値（以下、動的ｎ値とい
う）を高くすることが有効であることが解明されたので
ある。ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値
とする。なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変
形時における強度向上にも有効であることが併せて見出
された。[Outside 2] It has been clarified that it is effective to increase the n value (hereinafter referred to as dynamic n value) when tensile deformation is performed under the following conditions. Here, an instantaneous n value at an elongation of 10% is defined as a dynamic n value. In addition, it was also found that increasing the dynamic n value is effective for improving strength during high-speed deformation.

【０００７】[0007]

【課題を解決するための手段】以下、この発明の解明経
緯について説明する。さて、発明者らは、上記の目的を
達成すべく、まず従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、そ
の組織と特性との関係について調査した。その結果、Ｔ
ＲＩＰ鋼においては、成形性の向上に有利な残留オース
テナイトを十分な量得るためには、ベイナイト相を生成
させることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相
が耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明
した。The details of the invention will be described below. By the way, the present inventors first investigated the relationship between the structure and properties of a conventional TRIP steel in order to achieve the above object. As a result, T
In the RIP steel, it has been indispensable to form a bainite phase in order to obtain a sufficient amount of retained austenite which is advantageous for improving formability. However, this bainite phase causes deterioration of impact resistance. Turned out to be.

【０００８】そこで、発明者らは、かようなベイナイト
相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主
相である初析フェライト以外の第２相を、従来のベイナ
イト＋残留オーステナイトから、針状フェライト＋マル
テンサイト＋残留オーステナイトの混合組織に変更した
ところ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得ら
れたのである。この発明は、上記の知見に立脚するもの
である。[0008] Then, the present inventors have suppressed the formation of such a bainite phase, particularly carbides, that is, the second phase other than the proeutectoid ferrite, which is the main phase, is converted from the conventional bainite + residual austenite into acicular phase. When the structure was changed to a mixed structure of ferrite + martensite + retained austenite, unexpected results were achieved in achieving the intended purpose. The present invention is based on the above findings.

【０００９】すなわち、この発明は、 Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％ を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、初析フェラ
イトを主相として、マルテンサイト、針状フェライトお
よび残留オーステナイトからなる第２相を有することを
特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板
である。That is, the present invention comprises: C: 0.05 to 0.40 mass%, Si: 1.0 to 3.0 mass%, Mn: 0.6 to 3.0 mass%, Cr: 0.2 to 2.0 mass%, and the balance is substantially Fe. A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet with excellent impact resistance characterized by having a second phase composed of martensite, needle-like ferrite, and retained austenite, having a primary phase of proeutectoid ferrite. .

【００１０】この発明では、鋼の成分組成につき、上記
した基本組成の他、オーステナイト生成元素として Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を、またさらには強度
改善成分として Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有させることもで
きる。[0010] In the present invention, in addition to the basic composition described above, at least one element selected from the group consisting of P: 0.01 to 0.2 mass% and Al: 0.01 to 0.3 mass% as an austenite-forming element, and furthermore, May contain at least one selected from the group consisting of Ti: 0.005 to 0.25 mass% and Nb: 0.003 to 0.1 mass% as a strength improving component.

【００１１】また、この発明においては、鋼組織中に占
める第２相の比率を３〜40％とすることが好ましく、さ
らに第２相における各相の比率については、マルテンサ
イト：10〜80％、残留オーステナイト：８〜30％、針状
フェライト：５〜60％とすることが好ましい。In the present invention, the ratio of the second phase in the steel structure is preferably set to 3 to 40%, and the ratio of each phase in the second phase is set to 10 to 80% of martensite. , Retained austenite: 8-30%, acicular ferrite: 5-60%.

【００１２】[0012]

【発明の実施の形態】以下、この発明を具体的に説明す
る。図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）を示す。同図に示したとおり、従来
のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干
保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともい
う）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固
溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増
したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷するこ
とによって、ベイナイト変態を生じさせつつ、所定量の
オーステナイトを残留させていた。しかしながら、この
ようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性
の面では優れるものの、十分な耐衝撃特性が得られない
ことは前述したとおりである。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present invention will be specifically described below. FIG. 1 shows a typical continuous cooling transformation curve diagram (CCT diagram) of a conventional TRIP steel. As shown in the figure, after hot rolling, the conventional TRIP steel is slightly retained in the pro-eutectoid ferrite region to precipitate pro-eutectoid ferrite (also called polygonal ferrite), and at the same time, to form a solid solution in the untransformed austenite phase. After promoting the concentration of carbon to increase the stability of austenite, it was led to a bainite region, and the region was gradually cooled to cause a bainite transformation while leaving a predetermined amount of austenite. However, as described above, the TRIP steel manufactured as described above has excellent strength and workability but does not have sufficient impact resistance.

【００１３】そこで、発明者らは、ベイナイト変態を回
避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、(1) 鋼成分
としてCrを少量含有させると、上記ＣＣＴ図におけるベ
イナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析出
（特に炭化物の析出）が抑制され、代わりに針状フェラ
イト（アシキュラーフェライトともいう）が析出する、
(2) かようにして形成された、針状フェライト、残留オ
ーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相は、
成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格段に向上
させることを究明したのである。The inventors have conducted numerous experiments and studies in order to avoid the bainite transformation. As a result, (1) when a small amount of Cr is contained as a steel component, the nose of the bainite transformation region in the CCT diagram recedes. As a result, the precipitation of bainite (particularly the precipitation of carbides) is suppressed, and instead needle-like ferrite (also called acicular ferrite) precipitates.
(2) The thus formed second phase consisting of acicular ferrite, retained austenite and martensite is
They have sought to significantly improve the impact resistance without impairing the formability.

【００１４】図２に、この発明の成分系における代表的
ＣＣＴ図を示す。同図に示したとおり、Crを少量添加す
ることによってベイナイト変態域のノーズが後退し、代
わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針
状フェライト域に短時間保持し、好ましくはその後に急
冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オ
ーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織と
することができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性と
を兼ね備えた熱延鋼板を得ることができたのである。FIG. 2 shows a representative CCT diagram for the component system of the present invention. As shown in the figure, by adding a small amount of Cr, the nose of the bainite transformation region recedes, and instead, a needle-like ferrite region appears remarkably. By rapidly cooling, the second phase can have a mixed structure composed of acicular ferrite, retained austenite and martensite, and thus a hot-rolled steel sheet having both excellent formability and impact resistance can be obtained. It was.

【００１５】ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長
径が概ね10μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そ
してセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。な
お、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイ
トの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明
の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に
区別されるものである。Here, the acicular ferrite refers to a ferrite having a major axis of crystal grains of about 10 μm or less, an aspect ratio of 1: 1.5 or more, and a precipitation of cementite of 5% or less. In addition, since the precipitation of cementite is often observed in the bainite of the conventional TRIP steel (10% or more), the acicular ferrite of the present invention and the bainite of the TRIP steel are clearly distinguished.

【００１６】図３(a) に、この発明に従い得られる第２
相の特徴的な相構成を、また図３(b) には、従来のＴＲ
ＩＰ鋼の第２相の相構成を、それぞれ模式で示す。従来
のＴＲＩＰ鋼の第２相は、ベイナイト中に残留オーステ
ナイトが点在する相構成になっているのに対し、この発
明の第２相は、針状フェライトとマルテンサイトが層状
にならび、その界面（マルテンサイト側）に残留オース
テナイトが点在する形態になっている。このように、第
２相中に針状フェライトを析出させたことが、この発明
の特徴の一つであり、この針状フェライト相がTS×Elを
増加させると共に、動的ｎ値を向上させるものと考えら
れる。なお、発明者らの知見によれば、針状フェライト
とマルテンサイトの界面面積率が大きくなるほど、動的
ｎ値は大きくなる傾向にあることが確認されている。FIG. 3 (a) shows a second example obtained according to the present invention.
FIG. 3 (b) shows a conventional TR structure.
The phase structure of the second phase of the IP steel is schematically shown. Whereas the second phase of the conventional TRIP steel has a phase structure in which residual austenite is scattered in bainite, the second phase of the present invention is characterized in that acicular ferrite and martensite are layered and the interface thereof is formed. (Martensite side) in a form in which retained austenite is scattered. As described above, it is one of the features of the present invention that the needle-like ferrite is precipitated in the second phase. The needle-like ferrite phase increases TS × El and improves the dynamic n value. It is considered something. According to the findings of the inventors, it has been confirmed that the dynamic n value tends to increase as the interface area ratio between the acicular ferrite and martensite increases.

【００１７】この発明において、上記した第２相の鋼組
織中に占める比率は３〜40％とすることが好ましい。と
いうのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝撃特性
が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強度−伸
びバランスがが低下するからである。より好ましい比率
は10〜30％である。なお、この発明において、相比率
は、鋼試料を研磨後、２％硝酸＋エチルアルコール溶液
でエッチングし、顕微鏡写真を画像解析することにより
算出した。In the present invention, the ratio of the second phase in the steel structure is preferably 3 to 40%. The reason is that if the phase ratio is less than 3%, sufficient impact resistance cannot be obtained, while if it exceeds 40%, the elongation and hence the strength-elongation balance are reduced. A more desirable ratio is 10 to 30%. In the present invention, the phase ratio was calculated by polishing a steel sample, etching with a 2% nitric acid + ethyl alcohol solution, and performing image analysis on a micrograph.

【００１８】また、第２相における各相の比率について
は、マルテンサイト：10〜80％（好ましくは30〜60
％）、残留オーステナイト：８〜30％（好ましくは10〜
20％）、針状フェライト：５〜60％（好ましくは20〜50
％）とすることが望ましい。というのは、マルテンサイ
トの比率が10％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られ
ず、一方80％を超えると伸びひいては強度−伸びバラン
スが低下するからである。また、残留オーステナイトの
比率が８％に満たないと十分な伸びが得られず、一方30
％を超えると耐衝撃特性が低下するからである。さら
に、針状フェライトの比率が５％に満たないとやはり良
好な耐衝撃特性が得られず、一方60％を超えると伸びが
低下するからである。The ratio of each phase in the second phase is as follows: martensite: 10 to 80% (preferably 30 to 60%).
%), Retained austenite: 8 to 30% (preferably 10 to 10%)
20%), acicular ferrite: 5-60% (preferably 20-50)
%). The reason is that if the martensite ratio is less than 10%, sufficient impact resistance cannot be obtained, while if it exceeds 80%, the elongation and hence the strength-elongation balance are reduced. If the ratio of retained austenite is less than 8%, sufficient elongation cannot be obtained, while 30%
%, The impact resistance deteriorates. Further, if the proportion of acicular ferrite is less than 5%, good impact resistance cannot be obtained, while if it exceeds 60%, elongation is reduced.

【００１９】なお、鋼組織全体に占める各相の比率とし
ては、マルテンサイトおよび針状フェライトはそれぞれ
５〜15％、残留オーステナイトは２〜10％程度とするの
が好適である。また、この発明において、鋼組織は全
て、主相である初析フェライトと、第２相であるマルテ
ンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの
混合相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが
若干析出する場合もあるが、かような第３相が混入して
も、その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何
ら問題はない。The proportion of each phase in the entire steel structure is preferably about 5 to 15% for martensite and acicular ferrite, and about 2 to 10% for retained austenite. Further, in the present invention, the steel structure does not always consist of a mixed phase of proeutectoid ferrite as a main phase and martensite, acicular ferrite and retained austenite as a second phase. Although some precipitation may occur, even if such a third phase is mixed, there is no problem in characteristics as long as the ratio is 10% or less of the entire second phase.

【００２０】次に、この発明において、鋼板の成分組成
を前記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.40mass％ Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、
一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量
は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。Next, the reason why the composition of the steel sheet is limited to the above range in the present invention will be described. C: 0.05 to 0.40 mass% C is an element that not only effectively contributes to the strengthening of steel but is also useful in obtaining retained austenite. However, if the content is less than 0.05 mass%, the effect is poor,
On the other hand, if it exceeds 0.40 mass%, the ductility decreases, so the C content is limited to the range of 0.05 to 0.40 mass%.

【００２１】Si：1.0 〜3.0 mass％ Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であ
り、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要と
するが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招く
だけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題
となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定
した。Si: 1.0 to 3.0 mass% Si is an element indispensable for the generation of retained austenite, and therefore requires addition of at least 1.0 mass%, but addition exceeding 3.0 mass% decreases ductility. In addition, Si content is limited to the range of 1.0 to 3.0 mass%, because not only does this cause deterioration of the scale properties, but also poses a problem in surface quality.

【００２２】Mn：0.6 〜3.0 mass％ Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一
方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は
0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。Mn: 0.6-3.0 mass% Mn is not only useful as a strengthening element for steel, but also useful for obtaining retained austenite. However, if the content is less than 0.6 mass%, the effect is poor, while if it exceeds 3.0 mass%, the ductility is reduced.
Limited to the range of 0.6 to 3.0 mass%.

【００２３】Cr：0.2 〜2.0 mass％ このCr添加は、この発明の特徴の一つである。Crを添加
することにより、前述したように、第２相が針状フェラ
イト化する。そのためには、0.2 mass％以上の添加が必
要であるが、 2.0mass％を超えて添加すると粗大なCr炭
化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランスお
よび動的ｎ値とも劣化するので、Cr量は0.2 〜2.0 mass
％の範囲に限定した。好ましくは 0.3〜1.8 mass％であ
る。Cr: 0.2 to 2.0 mass% This addition of Cr is one of the features of the present invention. As described above, the addition of Cr causes the second phase to become acicular ferrite. For this purpose, it is necessary to add 0.2 mass% or more. However, if it exceeds 2.0 mass%, coarse Cr carbides are formed, ductility is inhibited, and the strength-elongation balance and the dynamic n value deteriorate. , Cr content is 0.2-2.0 mass
%. Preferably it is 0.3 to 1.8 mass%.

【００２４】図４および図５に、Cr量と強度−伸びバラ
ンスおよび動的ｎ値との関係について調べた結果をそれ
ぞれ示す。図４，５より明らかなように、Cr含有量が
0.2mass％以上、 2.0mass％以下の範囲で、TS×El≧240
00 (MPa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性および耐
衝撃特性が得られている。FIGS. 4 and 5 show the results of examining the relationship between the Cr content and the strength-elongation balance and dynamic n value, respectively. As is apparent from FIGS.
TS × El ≧ 240 in the range of 0.2 mass% or more and 2.0 mass% or less
Excellent workability and impact resistance of 00 (MPa ·%) and dynamic n value ≧ 0.35 are obtained.

【００２５】以上、基本成分について説明したが、この
発明では、オーステナイト生成元素としてＰやAl、また
強度改善成分としてTiやNbを、以下の範囲で適宜含有さ
せることができる。 Ｐ：0.01〜0.2 mass％ Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用である
が、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏
しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化す
るので、添加する場合には0.01〜0.2 mass％の範囲とす
ることが望ましい。Although the basic components have been described above, in the present invention, P or Al as an austenite-forming element and Ti or Nb as a strength improving component can be appropriately contained in the following ranges. P: 0.01 to 0.2 mass% P is useful as a retained austenite-forming element, but if the content is less than 0.01 mass%, the effect of its addition is poor, while if it exceeds 0.2 mass%, the secondary workability deteriorates. Therefore, when it is added, it is desirable to set it in the range of 0.01 to 0.2 mass%.

【００２６】Al：0.01〜0.3 mass％ Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成元素として有
用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとそ
の添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の
低下を招くので、添加する場合には0.01〜0.3 mass％の
範囲とすることが望ましい。Al: 0.01 to 0.3 mass% Al is also useful as a retained austenite forming element, like P, but if the content is less than 0.01 mass%, the effect of its addition is poor. If the amount exceeds the above range, the ductility is reduced. Therefore, when added, the content is preferably in the range of 0.01 to 0.3 mass%.

【００２７】 Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％ TiおよびNbはいずれも、主相であるフェライトを細粒化
させることによって、強度の向上に有効に寄与するの
で、必要に応じて添加することができる。特にTiを含有
させると、針状フェライトのノーズが短時間側に移行
し、コイルミドル部と比較して冷却速度が速くなるコイ
ル端部においても十分針状フェライトが析出するので、
歩留りが向上する効果もある。しかしながら、含有量が
あまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添
加は延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有
させることが好ましい。Ti: 0.005 to 0.25 mass%, Nb: 0.003 to 0.1 mass% Both Ti and Nb are necessary because finer ferrite as a main phase effectively contributes to improvement in strength. It can be added accordingly. In particular, when Ti is included, the nose of the acicular ferrite shifts to a short time side, and the acicular ferrite is sufficiently precipitated even at the coil end where the cooling rate is faster than the coil middle part,
There is also an effect of improving the yield. However, if the content is too small, the effect of the addition is poor. On the other hand, excessive addition causes a decrease in ductility. Therefore, it is preferable that each content is in the above range.

【００２８】次に、この発明鋼の製造方法について説明
すると、この発明鋼は、要するに、第２相としてマルテ
ンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトか
らなる混合組織を形成させれば良いのであるから、前掲
図２に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良い。す
なわち、 780〜980 ℃程度で熱間仕上げ圧延後、 620〜
780 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍まで冷却したの
ち、この温度域に１〜10秒程度保持（または緩冷却）す
ることにより、主相である初析フェライトを析出させ、
ついで 350〜500 ℃の針状フェライト域まで冷却し、こ
の領域に２〜60分程度保持（または緩冷却）後、50℃/h
以上の速度で室温まで冷却することにより、針状フェラ
イト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからな
る第２相を形成させるのである。Next, the method for producing the steel of the present invention will be described. The steel of the present invention simply has to form a mixed structure consisting of martensite, acicular ferrite and retained austenite as the second phase. The cooling may be performed along the cooling curve shown in FIG. That is, after hot finish rolling at about 780-980 ° C,
After cooling to the vicinity of the nose of the pro-eutectoid ferrite region at 780 ° C., by maintaining (or gently cooling) in this temperature region for about 1 to 10 seconds, the pro-eutectoid ferrite as the main phase is precipitated,
Then, cool to a needle-shaped ferrite region of 350 to 500 ° C, hold in this region for about 2 to 60 minutes (or gently cool), and then 50 ° C / h
By cooling to room temperature at the above rate, a second phase consisting of acicular ferrite, martensite and retained austenite is formed.

【００２９】[0029]

【実施例】表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブ
を、1200℃に加熱後、粗圧延し、ついで仕上げ温度：86
0 ℃で熱間仕上げ圧延を終了したのち、60℃/sの速度で
700℃まで冷却し、この温度に10秒保持してから、同じ
く60℃/sの速度で 450℃まで冷却したのち、コイルに巻
取り、巻取り後15分間保持してから、 100℃/hの速度で
室温まで冷却した。得られた熱延板から、引張試験片を
切り出し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×
10^-2/sの条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張
強さ(TS)および伸び(El)を求めた。また、ホプキンソン
プレッシャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (199
6)P.1108〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×10³/s の
条件で引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値
（動的ｎ値）を求めた。さらに、プレス成形時における
加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時(170℃）
における焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。な
お、ＷＨ，ＢＨは、ひずみ速度：２×10^-2／ｓの引張試
験機を用い、図６により求めた。得られた結果を整理し
て表２に示す。EXAMPLES Steel slabs having various component compositions shown in Table 1 were heated to 1200 ° C., rough-rolled, and finished at a finishing temperature of 86.
After finishing hot finish rolling at 0 ° C, at a rate of 60 ° C / s
Cool to 700 ° C, hold at this temperature for 10 seconds, cool to 450 ° C at the same rate of 60 ° C / s, wind it up on a coil, hold it for 15 minutes after winding, then 100 ° C / h At room temperature. Tensile test pieces were cut out from the obtained hot-rolled sheet, and the strain rate of the test pieces was 2 ×.
Tensile tests were performed under the conditions of 10 ^-2 / s, and the yield strength (YS), tensile strength (TS) and elongation (El) were determined. In addition, Hopkinson pressure bar test materials (Materials and Process vol.9 (199
6) Using P.1108-1111), a tensile test was performed under the conditions of a strain rate: 2 × 10 ³ / s, and the instantaneous n value (dynamic n value) when the elongation was 10% was determined. Furthermore, the amount of work hardening (WH) during press molding and subsequent baking (170 ° C)
Was also measured for the bake hardening amount (BH). In addition, WH and BH were determined from FIG. 6 using a tensile tester having a strain rate of 2 × 10 ⁻² / s. Table 2 summarizes the obtained results.

【００３０】[0030]

【表１】 [Table 1]

【００３１】[0031]

【表２】 [Table 2]

【００３２】表２に示したとおり、この発明に従い、第
２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残
留オーステナイトの混合組織を形成させたものはいずれ
も、TS×El≧ 24000 MPa・％の優れた強度−伸びバラン
ス、動的ｎ値≧0.35の優れた耐衝撃特性およびＷＨ＋Ｂ
Ｈ≧100 MPa の優れた加工・焼付硬化性が得られてい
る。As shown in Table 2, according to the present invention, any of those having a mixed structure of martensite, acicular ferrite and retained austenite as the second phase had excellent TS × El ≧ 24000 MPa ·%. Strength-elongation balance, excellent impact resistance with dynamic n value ≧ 0.35 and WH + B
Excellent processing and bake hardening properties of H ≧ 100 MPa are obtained.

【００３３】[0033]

【発明の効果】かくして、この発明に従い、主相を初析
フェライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フ
ェライトおよび残留オーステナイトの混合組織とするこ
とにより、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた熱
延鋼板を得ることができる。Thus, according to the present invention, by forming the main phase as proeutectoid ferrite and the second phase as a mixed structure of martensite, acicular ferrite and retained austenite, excellent formability and impact resistance can be obtained. Can be obtained.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線
図（ＣＣＴ図）である。FIG. 1 is a typical continuous cooling transformation diagram (CCT diagram) of a conventional TRIP steel.

【図２】この発明の成分系における代表的連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）である。FIG. 2 is a typical continuous cooling transformation curve (CCT diagram) in the component system of the present invention.

【図３】(a) この発明に従い得られる第２相の特徴的な
相構成および(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を
示す模式図である。FIG. 3 is a schematic diagram showing (a) a characteristic phase structure of a second phase obtained according to the present invention and (b) a phase structure of a second phase of a conventional TRIP steel.

【図４】Cr量と強度−伸びバランスとの関係を示すグラ
フである。FIG. 4 is a graph showing the relationship between Cr content and strength-elongation balance.

【図５】Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。FIG. 5 is a graph showing a relationship between a Cr amount and a dynamic n value.

【図６】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）
の説明図である。FIG. 6: Work hardening amount (WH) and bake hardening amount (BH)
FIG.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高木 周作 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究所内 (72)発明者 小原 隆史 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭62−188729（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−306537（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−329848（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuing on the front page (72) Inventor Shusaku Takagi 1 Kawasaki-cho, Chuo-ku, Chiba-shi, Chiba Kawasaki Steel Engineering Co., Ltd. (72) Inventor Takashi Ohara 1 Kawasaki-cho, Chuo-ku, Chiba-shi, Chiba Kawasaki Steel (56) References JP-A-62-188729 (JP, A) JP-A-6-306537 (JP, A) JP-A-4-329848 (JP, A) (58) Fields surveyed ( Int.Cl. ⁷ , DB name) C22C 38/00-38/60

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％ を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、初析フェラ
イトを主相として、マルテンサイト、針状フェライトお
よび残留オーステナイトからなる第２相を有することを
特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼
板。1. C: 0.05 to 0.40 mass%, Si: 1.0 to 3.0 mass%, Mn: 0.6 to 3.0 mass%, Cr: 0.2 to 2.0 mass%, the balance being substantially Fe composition. A high-strength and high-workability hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance, characterized by having a second phase comprising martensite, acicular ferrite, and retained austenite, using proeutectoid ferrite as a main phase. 【請求項２】 請求項１において、鋼組成が、さらに Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱
延鋼板。2. The impact resistance according to claim 1, wherein the steel composition further comprises at least one selected from the group consisting of P: 0.01 to 0.2 mass% and Al: 0.01 to 0.3 mass%. High strength, high workability hot rolled steel sheet with excellent properties. 【請求項３】 請求項１または２において、鋼組成が、
さらに Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％ のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱
延鋼板。3. The steel composition according to claim 1, wherein the steel composition is
Further, a high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance, characterized by having a composition containing at least one selected from the group consisting of Ti: 0.005 to 0.25 mass% and Nb: 0.003 to 0.1 mass%.