JP2004137564A

JP2004137564A - Hot rolled steel member, and production method therefor

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Publication number: JP2004137564A
Application number: JP2002303869A
Authority: JP
Inventors: Yoshiori Kono; 河野　佳織; Toshiro Tomita; 富田　俊郎; Norio Imai; 今井　規雄
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-10-18
Filing date: 2002-10-18
Publication date: 2004-05-13
Anticipated expiration: 2022-10-18
Also published as: JP3858803B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a hot rolled steel member which has excellent strength, ductility, hole expansibility and twist deformability, and is suitable as the stock for various high strength structural members. <P>SOLUTION: The fine-grained hot rolled steel member has a composition comprising 0.05 to <0.15% C, 0.8 to 1.2% Mn, 0.02 to 2.0% Si, 0.002 to <0.05% sol.Al, and 0.001 to <0.005% N, and the balance Fe with impurities, and in which each content of Ti, Nb, and V is controlled to <0.005%, and has a structure consisting of ferrite with an average grain size of 1.1 to 5.0 μm as the main phase, and comprising either or both of pearlite and cementite as the second phase, and in which the inequality of Mnθ/Mnθ≤1 is satisfied; wherein, Mnθ is the Mn content in the cementite including the cementite in the pearlite, and Mnα is the Mn content in the ferrite as the main phase. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、微細粒熱延鋼材及びその製造方法に関し、詳しくは、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適な微細粒熱延鋼材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車を初めとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材の素材として用いられる鋼材には、強度、加工性及び靱性などの機械的性質の向上が要求される。これらの機械的性質を総合的に向上させる手段として組織を微細化することが有効であることから、微細な組織を得るための鋼成分や製造方法が数多く提案されてきた。なお、以下の説明において「鋼材」の例として「鋼板」と記載することがある。
【０００３】
組織の微細化手法としては、Ｎｂ又はＴｉの析出強化作用を利用して高強度化を図るとともに、ＮｂやＴｉが備えるオーステナイト粒の再結晶抑制効果を利用して低温仕上げ圧延を施し、未再結晶変形オーステナイト粒からの「オーステナイト／フェライト」歪誘起変態によって、フェライト結晶粒を微細化しようとするものである。しかし、ＮｂやＴｉの炭化物が高密度に析出した鋼板は延性が劣り、組織の細粒化効果による特性向上が得られない場合がある。
【０００４】
一方、ＮｂやＴｉを含まない鋼板では、変態や粒成長速度が速いため、従来の圧延方法では細粒組織が得られず、大圧下圧延法による細粒化や表層部近傍の細粒組織を得るための冷却方法が提案されている。しかし、大圧下圧延により結晶粒が扁平したり、鋼中の炭化物の分布が不均一になることにより、機械的性質に異方性が生じ、特に捻れの加わる変形に対してはその特性が劣る。又、鋼板の表面近傍で細粒組織が得られても、鋼板全体の機械的特性の向上には寄与しない。
【０００５】
更に、鋼板の強度、延性及び加工性は第２相の形状や性質に大きく左右されることから、第２相の形状や硬さを制御するための冷却方法も多数提案されている。しかし、主相が細粒化しても、第２相は必ずしも細粒化せず、第２相の効果が得られない。
【０００６】
例えば、特許文献１には、フェライトを主相とし、フェライトの占績率、フェライト粒径、フェライトと第２相のビッカース硬さを規定することにより、成形性、耐疲労特性及び耐熱軟化特性を向上させた熱延鋼板が開示されている。しかし、その実施例から明らかなようにＮｂを含有しない「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」において細粒組織を得るためには、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの含有量を増やすか、「オーステナイト／フェライト」変態温度以下の低温で圧延する必要がある。
【０００７】
特許文献２には、「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」について、圧延仕上げ前に表面を強制冷却し、圧延仕上げ温度を規定することによって、表層部が細粒の熱延鋼板を得る技術が開示されている。しかし、鋼板内部の粒径は２０μｍを超えるものもある。
【０００８】
特許文献３には、「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」について、動的再結晶域での多パス圧延により平均フェライト粒径が０．９μｍの細粒組織が得られることが記載されている。しかし、一般的な量産ホットストリップミルにおいて、圧延温度を安定して動的再結晶温度域に制御することは極めて困難である。
【０００９】
特許文献４や特許文献５には、ＴｉやＮｂを添加した鋼に動的再結晶域での多パス圧延を施して細粒熱延鋼板を得る技術が開示されている。しかし、上述のように、一般的な量産ホットストリップミルにおいて、圧延温度を安定して動的再結晶温度域に制御することは極めて困難である。
【００１０】
【特許文献１】
特開平９−１４３６１１号公報
【特許文献２】
特開平９−１３７２４８号公報
【特許文献３】
特開平１１−１５２５４４号公報
【特許文献４】
特開２０００−１４４３１６号公報
【特許文献５】
特２０００−１９２１９１号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度構造部材の素材として好適な、強度、延性、穴拡げ性及び捻れ変形性に優れた微細粒熱延鋼材及びその製造方法を提供することである。より具体的には、延性を高めるためにＮｂ、Ｔｉ及びＶなどの析出強化型の合金元素を極力低減した「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」であっても高強度が得られ、高強度鋼であっても優れた延性、穴拡げ性及び捻れ変形性を有する微細粒熱延鋼材及びその製造方法を提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）に示す微細粒熱延鋼材及び（２）に示す微細粒熱延鋼材の製造方法にある。
【００１３】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５以上０．１５％未満、Ｍｎ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：０．０２〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上０．０５％未満、Ｎ：０．００１％以上０．００５％未満を含み、残部はＦｅ及び不純物から成り、不純物中のＴｉ、Ｎｂ及びＶがいずれも０．００５％未満で、組織が平均粒径１．１〜５．０μｍのフェライトを主相とし、第２相としてパーライトとセメンタイトのうちのいずれか一方又は双方を含有し、且つ、下記▲１▼式を満足する微細粒熱延鋼材。
【００１４】
Ｍｎθ／Ｍｎα≦１・・・▲１▼
ここで、Ｍｎθはパーライト中のセメンタイトを含んだセメンタイト中のＭｎ量、Ｍｎαは主相であるフェライト中のＭｎ量である。
【００１５】
（２）タンデム熱延において、最終圧延スタンド又は最終から１段前の圧延スタンドで、Ａｅ_３　点〜「Ａｅ_３　点＋５０℃」の温度範囲で圧延し、その後８００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することを特徴とする上記（１）に記載の微細粒熱延鋼材の製造方法。
【００１６】
ここで、フェライトの「平均粒径」とは、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２８倍して得たものを指す。「主相」とは「組織に占める割合が５０％を超える相」をいう。
【００１７】
又、本発明における「平均冷却速度」とは、冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。
【００１８】
以下、上記（１）の微細粒熱延鋼材に係る発明及び（２）のその製造方法に係る発明をそれぞれ（１）及び（２）の発明という。
【００１９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前記した目的を達成するために種々検討を行い、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００２０】
（ａ）「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」の加工性は、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶといった析出強化型元素の含有量を低く制限することにより向上する。
【００２１】
（ｂ）Ｔｉ、Ｎｂ及びＶなどをほとんど含まない鋼板の場合には、フェライトの平均粒径が１．１〜５．０μｍの場合に捻れ変形特性が最も高くなる。
【００２２】
（ｃ）平均粒径が１．１〜５．０μｍのフェライトを主相とする鋼板において、ＳｉとＭｎの含有量を規定値以下に抑えることにより、セメンタイトが微細球状化しやすくなり、成形性が向上する。
【００２３】
（ｄ）平均粒径が１．１〜５．０μｍのフェライトを主相とする鋼板において、セメンタイト中に分配するＭｎ量を低く抑えると、セメンタイトの剛性率は低下し、一方主相であるフェライトの剛性率は増加するので両相間の剛性差が小さくなり、成形性が向上する。
【００２４】
（ｅ）所定の温度範囲で熱間圧延後、直ちに８００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することにより、平均粒径が１．１〜５．０μｍのフェライト主相と、セメンタイト中のＭｎ量が規定値以下になる熱延鋼板が得られる。
【００２５】
前記（１）及び（２）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２６】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）熱延鋼材の化学組成
Ｃ：
Ｃは、鋼の強度を効果的に高めるとともに、「オーステナイト／フェライト」変態を支配する重要な元素である。しかし、その含有量が０．０５％未満ではフェライトの平均粒径５μｍ以下が達成できないし、強度も確保できない。一方、０．１５％以上では、ベイナイトが形成されるため、穴拡げ性及び捻れ変形特性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０５％以上０．１５％未満とした。
【００２７】
Ｍｎ：
Ｍｎは、Ａｅ_３　点を低下させて結晶粒の微細化に寄与し、又、「オーステナイト／フェライト」変態を支配する重要な元素である。更に、固溶強化作用を有しフェライトを強化する。しかし、その含有量が０．８％未満では、十分な強度が得られない。一方、Ｍｎを１．２％を超えて含有させると、セメンタイトが粒界に沿って板状に析出し、延性及び成形性の低下を招く。したがって、Ｍｎの含有量を０．８〜１．２％とした。
【００２８】
Ｓｉ：
Ｓｉは、フェライトを強化するとともにフェライトの延性を向上させる元素である。しかし、Ｓｉの含有量が０．０２％未満では添加効果に乏しく、一方、２．０％を超えて含有させると、セメンタイトが粒界に沿って板状に析出するので、延性及び成形性の低下をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．０２〜２．０％とした。なお、Ｓｉ含有量の上限は１．０％とするのが望ましい。
【００２９】
ｓｏｌ．Ａｌ：
Ａｌは、脱酸作用を有し、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．００２％以上で効果が得られる。しかし、Ａｌをｓｏｌ．Ａｌで０．０５％以上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。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．００２％以上０．０５％未満とした。なお、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は、０．００３％以上０．０４％以下とするのがよい。
【００３０】
Ｎ：
Ｎは、「オーステナイト／フェライト」変態を支配するとともに、フェライト中に固溶して強化する作用を有する。しかし、Ｎの含有量が０．００１％未満では前記効果が得難い。一方、Ｎの含有量が０．００５％以上の場合には、窒化物が粗大化して延性及び成形性の低下を招く。したがって、Ｎの含有量を０．００１％以上０．００５％未満とした。なお、Ｎの含有量は、０．００２％以上０．００４％未満とするのがよい。
【００３１】
本発明に係る微細粒熱延鋼材は、不純物としてのＴｉ、Ｎｂ及びＶの含有量を以下のとおりに規制する
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶ：
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、Ｃと結合して微細な炭化物を形成し、延性及び成形性に悪影響を及ぼし、特に、これらの元素の含有量がそれぞれ０．００５％以上になると延性及び成形性の低下が著しくなる。したがって、本発明においては、不純物としてのＴｉ、Ｎｂ及びＶの含有量をいずれも０．００５％未満に規制した。
【００３２】
なお、不純物中のＰ及びＳも加工性に悪影響を及ぼすため低く抑えるのが望ましく、ＰとＳの含有量はそれぞれ、０．０２％以下及び０．００５％以下とすることが望ましい。
（Ｂ）熱延鋼材の組織
主相：
主相はフェライトとする必要がある。これはフェライト以外の相、例えばベイナイト、マルテンサイト、セメンタイト、パーライトが主相を形成すると強度が高くなって延性、穴拡げ性及び捻れ変形性が低下するためである。
【００３３】
第２相：
第２相はパーライトとセメンタイトのうちのいずれか一方又は双方とする必要がある。これは第２相がベイナイトの場合は延性と捻れ変形性が低下し、マルテンサイトやオーステナイトの場合には穴拡げ性が低下し、強度、延性、穴拡げ性及び捻れ変形性のいずれもが良好な熱延鋼材を得ることができないためである。
【００３４】
フェライトの平均粒径：
フェライトの平均粒径を５．０μｍ以下に微細化すると、強度と延性が総合的に向上する。しかしながら、平均粒径が１．１μｍ未満の微細組織になると、却って延性が低下する。したがって、フェライトの平均粒径を１．１〜５．０μｍとした。
【００３５】
セメンタイト中のＭｎ量：
Ｍｎθをパーライト中のセメンタイトを含んだセメンタイト中のＭｎ量、Ｍｎαを主相であるフェライト中のＭｎ量として、「Ｍｎθ／Ｍｎα」の値が１以下となる、つまり前記▲１▼式を満たすことが重要である。これは、次の理由による。
【００３６】
セメンタイトはこれを構成する金属元素がＦｅを主体とする炭化物で、Ｍｎを含む鋼の場合には、セメンタイトを構成するＦｅの一部がＭｎで置換される。セメンタイトの成長に伴い、セメンタイト中にはＭｎが濃化し、主相であるフェライト中のＭｎ固溶量が減少する傾向がある。
【００３７】
セメンタイト中のＭｎ量が増加すると、セメンタイトの剛性率が著しく増加するのに対し、主相のフェライト中ではＭｎ量が減少して剛性率が低下する。そして両相間の剛性の差が大きくなると、二次加工時に、両相間の界面で割れが生じやすくなり、成形性が低下してしまう。したがって、良好な成形性を確保するためには、セメンタイト中のＭｎ量（Ｍｎθ）を主相であるフェライト中のＭｎ量（Ｍｎα）以下にする必要がある。
【００３８】
したがって、（１）の発明における組織は、平均粒径１．１〜５．０μｍのフェライトを主相とし、第２相としてパーライトとセメンタイトのうちのいずれか一方又は双方を含有し、且つ、前記▲１▼式を満足するものとした。
【００３９】
ここで、「Ｍｎθ」及び「Ｍｎα」は下記（イ）〜（ホ）の方法で測定、算出すればよい。
【００４０】
（イ）得られた熱延鋼板について、電解抽出により抽出残渣を採取する。
【００４１】
（ロ）析出物はセメンタイトのみであるから、抽出残渣量がセメンタイトの総析出量に相当する。
【００４２】
（ハ）抽出残渣の定量分析を行い、抽出残渣の組成分析を行う。
【００４３】
（ニ）残渣として抽出されたＭｎ量をｍｎ（％）、残渣として抽出されたＦｅ量をｆｅ（％）として、下記▲２▼式からＭｎθを算出する。
【００４４】
Ｍｎθ＝（ｍｎ／ｆｅ）×１００・・・▲２▼。
【００４５】
（ホ）鋼中の総Ｍｎ量をＭｎ（％）、鋼中の総Ｆｅ量をＦｅ（％）として、下記▲３▼式からＭｎαを算出する。
【００４６】
Ｍｎα＝｛（Ｍｎ−ｍｎ）／（Ｆｅ−ｆｅ）｝×１００・・・▲３▼。
（Ｃ）熱延鋼材の製造方法
前記（１）の発明に係る熱延鋼材は、例えば、タンデム熱延において、最終圧延スタンド又は最終から１段前の圧延スタンドで、Ａｅ_３　点〜「Ａｅ_３　点＋５０℃」の温度範囲で圧延し、その後８００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することによって製造することができる。
【００４７】
なお、タンデム熱延に供するのは鋼塊又は鋼片のいずれであってもよい。鋼塊若しくは鋼片をＡｃ_３　点以上の温度に加熱した後に、又は鋳造後の鋼塊若しくは熱間加工後の鋼片をＡｒ_３　点以下の温度域まで温度低下させることなしに、タンデム熱延に供すればよい。
【００４８】
すなわち、鋼塊や鋼片はＡｃ_３　点以上の温度に再加熱されると、合金元素がオーステナイト中に固溶する。加熱炉や均熱炉など再加熱処理のための炉への装入は、鋳造後や熱間加工後の高温のままの状態で行ってもよいし、一旦室温近傍まで冷却した状態から行ってもよい。このように鋼塊若又は鋼片をオーステナイト域へ再加熱した後タンデム熱延に供してもよいし、鋳造後の鋼塊又は熱間加工後の鋼片をＡｒ_３　点以下の温度域まで温度低下させることなしにオーステナイト状態のままでタンデム熱延に供してもよいのである。
【００４９】
上記のオーステナイト組織を呈する鋼塊又は鋼片に、タンデム熱延を施すが、この場合、最終圧延スタンド又は最終から１段前の圧延スタンドで、Ａｅ_３　点〜「Ａｅ_３　点＋５０℃」の温度範囲で圧延し、その後８００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することによって、前記（Ｂ）項に記載した組織を得ることができる。
【００５０】
タンデムミルにおける最終圧延スタンド又は最終から１段前の圧延スタンドでの圧延をＡｅ_３　点〜「Ａｅ_３　点＋５０℃」の温度範囲で行えば、オーステナイトを微細化できるとともに、オーステナイトを加工硬化させて、ポリゴナルフェライトの生成を促進することができるので、その後８００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却しても、冷却中に十分な量のポリゴナルフェライトを生成することが可能となる。
【００５１】
平均冷却速度が８００℃／秒以上という超急速冷却処理を施すことにより、オーステナイト中での転位の回復が抑えられ、フェライト変態に対する核生成密度が増加するとともに、フェライト変態後の粒成長が抑制され、マイクロアロイを含まない「Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ鋼」であっても微細な組織が得られる。
【００５２】
上記のような超急速冷却中には、変態とともに、セメンタイトがパラ平衡過程で析出するため、セメンタイト中の金属元素の主成分はＦｅであり、他の合金元素はほとんど含有しない。このように他の合金元素を含まないセメンタイトは極短時間で球状化し、均一な分布を示す。
【００５３】
一方、８００℃／秒を下回る平均冷却速度では、冷却中にオーステナイト中の転位回復が促進され、フェライト変態に対する核生成密度が低下し、粗粒フェライトが形成される。又、平均冷却速度が遅いと、セメンタイトがオルソ平衡過程で析出するようになり、Ｆｅ以外の合金元素の濃化を伴うようになる。このような場合、セメンタイトは粒界に沿って板状（フィルム状）に析出し、成形性及び延性に悪影響を及ぼす。
【００５４】
したがって（２）の発明においては、タンデム熱延において、最終圧延スタンド又は最終から１段前の圧延スタンドで、Ａｅ_３　点〜「Ａｅ_３　点＋５０℃」の温度範囲で圧延し、その後８００℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することとした。なお、上記平均冷却速度は大きければ大きい方がよいが、実質的には１５００℃／秒程度が設備上の限界となる。
【００５５】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００５６】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する鋼のスラブを、実験圧延機を使用して、表２に示す条件で加熱、熱間圧延、冷却及び巻き取りして、板厚が２．５ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００５７】
【表１】

【００５８】
【表２】

【００５９】
このようにして得た厚さ２．５ｍｍの鋼板の任意の部位から試験片を採取し、組織、引張特性、穴拡げ性及び捻り特性を調査した。
【００６０】
鋼板板厚の断面を光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡とを用いて観察し、組織における各相を判定した。又、走査型電子顕微鏡観察写真におけるコントラストの差によってフェライトとその他の第２相とを区分し、２次元の写真上でフェライトの占める割合を求めた。なお、視野数は５とした。
【００６１】
又、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２８倍してフェライトの平均粒径を求めた。
【００６２】
電解による析出物の抽出は、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール系電解液を用い、得られた残渣の定量分析を行って前記▲２▼及び▲３▼式からＭｎθとＭｎαを求めた。
【００６３】
引張特性はＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載のＪＩＳ５号試験片を用いて調査した。
【００６４】
又、縦横それぞれ１２０ｍｍの正方形の試験片を採取し、その中央にポンチで直径が１４ｍｍの打ち抜き穴をあけ、円錐ポンチでこの穴を拡げて、穴の縁にクラックが貫通する限界の穴直径から計算される限界穴拡げ率によって穴拡げ性を評価した。
【００６５】
更に、直径が２．０ｍｍで長さが１００ｍｍの棒状試験片を圧延方向及びそれに直角な板幅方向に平行な方向から各２本ずつ採取し、９０度の捻り変形を加えた場合の割れの発生状況から捻れ率を求めて捻れ変形性を評価した。
【００６６】
表３に、前記の各調査結果をまとめて示す。なお、捻れ率とは各試験番号における前記４本の試験片のうちで割れが発生しなかったものの割合を指す。
【００６７】
【表３】

【００６８】
表３から、本発明で定める化学組成と組織を有する試験番号１〜１２の熱延鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶなどの析出強化型の合金元素を含有しないにもかかわらず、引張強度は５００ＭＰａ以上、伸びは３０％以上、限界穴拡げ率は８５％以上で、しかも捻れ率は１００％であり、高強度と高加工性を同時に満足することが明らかである。
【００６９】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた試験番号１３〜１８の場合には、強度、伸び、穴拡げ性及び捻れ加工性の少なくとも１つにおいて劣っている。
【００７０】
すなわち、試験番号１３は、鋼のＣ及びＭｎの含有量が本発明の規定を下回り、組織におけるフェライトの平均粒径も大きく、前記▲１▼式からも外れるので、強度が低く、更に、捻れ特性も劣っている。
【００７１】
試験番号１４は、組織におけるフェライトの平均粒径が１．１μｍを下回り、前記▲１▼式からも外れるので、穴拡げ性及び捻れ特性が劣っている。
【００７２】
試験番号１５は、組織におけるフェライトの平均粒径が本発明の規定を上回り、前記▲１▼式からも外れるので、強度が低く、捻れ特性も劣っている。
【００７３】
試験番号１６及び１７は、ＴｉやＮｂの添加によりフェライトの平均粒径は本発明の規定を満たすもののフェライトが主相ではなく、しかも第２相にセメンタイトとパーライトのいずれをも含んでいないし、前記▲１▼式からも外れるので、伸びが低く、穴拡げ性及び捻れ特性が劣っている。
【００７４】
試験番号１８は、鋼のＳｉ含有量が本発明の規定を上回り、更に前記▲１▼式からも外れるので、捻れ特性が劣っている。
【００７５】
【発明の効果】
本発明の熱延鋼材は、強度、延性、穴拡げ性及び捻れ変形性に優れるので、自動車や各種の産業機械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。本発明の熱延鋼材は、本発明の方法によって比較的容易に製造することができる。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a fine-grained hot-rolled steel material and a method for producing the same, and more particularly, to a fine-grained hot-rolled steel material suitable as a material for high-strength members used in automobiles and various industrial machines, and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
2. Description of the Related Art Steel materials used as materials for structural members of transport machines such as automobiles and various industrial machines are required to have improved mechanical properties such as strength, workability, and toughness. Since it is effective to refine the structure as a means for comprehensively improving these mechanical properties, many steel components and manufacturing methods for obtaining a fine structure have been proposed. In the following description, “steel” may be described as “steel” as an example.
[0003]
As a method for refining the structure, high strength is achieved by using the precipitation strengthening action of Nb or Ti, and low-temperature finish rolling is performed by using the effect of suppressing recrystallization of austenite grains provided in Nb or Ti. The purpose of the present invention is to reduce the size of ferrite grains by the "austenite / ferrite" strain-induced transformation from the deformed austenite grains. However, a steel sheet in which carbides of Nb and Ti are precipitated at a high density is inferior in ductility, and may not be able to improve the properties due to the effect of grain refinement of the structure.
[0004]
On the other hand, in a steel sheet that does not contain Nb or Ti, the transformation and the grain growth rate are high, so that a fine grain structure cannot be obtained by the conventional rolling method. Cooling methods to achieve this have been proposed. However, due to the flattening of the crystal grains and the uneven distribution of carbides in the steel due to the large rolling, anisotropy occurs in the mechanical properties, and the properties are inferior especially to the deformation with twist. . Further, even if a fine grain structure is obtained in the vicinity of the surface of the steel sheet, it does not contribute to improving the mechanical properties of the entire steel sheet.
[0005]
Furthermore, since the strength, ductility, and workability of a steel sheet largely depend on the shape and properties of the second phase, many cooling methods for controlling the shape and hardness of the second phase have been proposed. However, even if the main phase is refined, the second phase is not necessarily refined, and the effect of the second phase cannot be obtained.
[0006]
For example, in Patent Document 1, the formability, fatigue resistance and heat softening characteristics are improved by specifying the ferrite occupancy rate, ferrite particle size, and Vickers hardness of the ferrite and the second phase, with ferrite as the main phase. A hot rolled steel sheet is disclosed. However, as apparent from the examples, in order to obtain a fine-grained structure in the "C-Si-Mn steel" containing no Nb, the content of C, Si and Mn must be increased or the "austenite / ferrite" transformation must be performed. It is necessary to roll at a low temperature below the temperature.
[0007]
Patent Document 2 discloses a technique for obtaining a hot-rolled steel sheet having a fine-grained surface layer by forcibly cooling the surface of a “C-Si-Mn steel” before rolling and defining the rolling finishing temperature. ing. However, in some cases, the grain size inside the steel sheet exceeds 20 μm.
[0008]
Patent Document 3 describes that a fine grain structure having an average ferrite grain size of 0.9 μm can be obtained by performing multi-pass rolling in a dynamic recrystallization region for “C—Si—Mn steel”. However, it is extremely difficult to stably control the rolling temperature in the dynamic recrystallization temperature range in a general mass production hot strip mill.
[0009]
Patent Literature 4 and Patent Literature 5 disclose a technique in which a steel to which Ti or Nb is added is subjected to multi-pass rolling in a dynamic recrystallization region to obtain a fine-grained hot-rolled steel sheet. However, as described above, it is extremely difficult to stably control the rolling temperature in the dynamic recrystallization temperature range in a general mass production hot strip mill.
[0010]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-143611 [Patent Document 2]
JP-A-9-137248 [Patent Document 3]
JP-A-11-152544 [Patent Document 4]
JP 2000-144316 A [Patent Document 5]
Japanese Patent Publication No. 2000-192191
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the above situation, and its object is to have excellent strength, ductility, hole-expandability, and torsional deformability suitable as a material for high-strength structural members used in automobiles and various industrial machines. To provide a hot-rolled fine-grained steel material and a method for producing the same. More specifically, even in the case of a "C-Si-Mn steel" in which precipitation-strength-type alloy elements such as Nb, Ti, and V are reduced as much as possible in order to increase ductility, high strength is obtained. It is an object of the present invention to provide a fine-grained hot-rolled steel material having excellent ductility, hole-expandability and torsional deformation even if it is provided, and a method for producing the same.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
The gist of the present invention resides in a method for producing a hot-rolled fine-grained steel material shown in (1) below and a hot-rolled fine-grained steel material shown in (2) below.
[0013]
(1) In mass%, C: 0.05 or more and less than 0.15%, Mn: 0.8 to 1.2%, Si: 0.02 to 2.0%, sol. Al: 0.002% or more and less than 0.05%, N: 0.001% or more and less than 0.005%, the balance being Fe and impurities, and Ti, Nb and V in the impurities are all 0.005%. %, The structure has a main phase of ferrite having an average grain size of 1.1 to 5.0 μm, contains one or both of pearlite and cementite as a second phase, and has the following formula (1). Satisfactory fine grain hot rolled steel.
[0014]
Mnθ / Mnα ≦ 1 (1)
Here, Mnθ is the amount of Mn in cementite containing cementite in pearlite, and Mnα is the amount of Mn in ferrite, which is the main phase.
[0015]
(2) In tandem hot rolling, rolling is performed at a temperature ranging from Ae ₃ points to “Ae ₃ points + 50 ° C.” at the final rolling stand or the rolling stand immediately before the last rolling stand, and thereafter, an average cooling rate of 800 ° C./sec or more. The method for producing a hot-rolled fine-grained steel material according to the above (1), wherein the steel material is cooled by a cooling method.
[0016]
Here, the “average particle size” of ferrite refers to a value obtained by multiplying the average intercept length obtained by the so-called “intercept method” by 1.128. The “main phase” refers to a “phase that accounts for more than 50% of the organization”.
[0017]
The “average cooling rate” in the present invention refers to a value obtained by dividing a temperature difference before and after cooling by a cooling time.
[0018]
Hereinafter, the invention (1) relating to the hot-rolled fine-grained steel material and the invention (2) relating to the manufacturing method thereof are referred to as the inventions (1) and (2), respectively.
[0019]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The present inventors have conducted various studies in order to achieve the above object, and obtained the following findings (a) to (e).
[0020]
(A) The workability of the “C—Si—Mn steel” is improved by limiting the content of precipitation strengthening elements such as Ti, Nb and V to low.
[0021]
(B) In the case of a steel sheet containing almost no Ti, Nb, V, etc., when the average grain size of ferrite is 1.1 to 5.0 μm, the torsional deformation characteristics are the highest.
[0022]
(C) In a steel sheet containing ferrite having an average grain size of 1.1 to 5.0 μm as a main phase, by suppressing the content of Si and Mn to a specified value or less, cementite is easily made into fine spheres, and formability is reduced. improves.
[0023]
(D) In a steel sheet containing ferrite having an average grain size of 1.1 to 5.0 μm as a main phase, when the amount of Mn distributed in cementite is suppressed to be low, the rigidity of cementite is reduced, and ferrite as the main phase is reduced. Since the rigidity of the two phases increases, the difference in rigidity between the two phases is reduced, and the formability is improved.
[0024]
(E) Immediately after hot rolling in a predetermined temperature range, by cooling at an average cooling rate of 800 ° C./sec or more, a ferrite main phase having an average particle size of 1.1 to 5.0 μm, and Mn in cementite. A hot rolled steel sheet whose amount is equal to or less than the specified value is obtained.
[0025]
The present invention of the above (1) and (2) has been completed based on the above findings.
[0026]
Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, "%" of the content of each element means "% by mass".
(A) Chemical composition C of hot-rolled steel material:
C is an important element that effectively increases the strength of the steel and governs the “austenite / ferrite” transformation. However, when the content is less than 0.05%, an average particle size of ferrite of 5 μm or less cannot be achieved, and strength cannot be secured. On the other hand, when the content is 0.15% or more, bainite is formed, so that the hole expandability and the torsional deformation characteristics are reduced. Therefore, the content of C is set to 0.05% or more and less than 0.15%.
[0027]
Mn:
Mn contributes to the refinement of crystal grains by lowering the Ae ₃ points and is an important element that controls the “austenite / ferrite” transformation. Further, it has a solid solution strengthening action and strengthens ferrite. However, if the content is less than 0.8%, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, when Mn is contained in excess of 1.2%, cementite precipitates in the form of a plate along the grain boundaries, leading to a decrease in ductility and formability. Therefore, the content of Mn is set to 0.8 to 1.2%.
[0028]
Si:
Si is an element that strengthens ferrite and improves ductility of ferrite. However, if the content of Si is less than 0.02%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the content of Si exceeds 2.0%, cementite precipitates in a plate shape along the grain boundaries, so that ductility and formability are reduced. Causes a decline. Therefore, the content of Si is set to 0.02 to 2.0%. The upper limit of the Si content is desirably 1.0%.
[0029]
sol. Al:
Al has a deoxidizing effect, and sol. The effect is obtained when the Al content is 0.002% or more. However, Al was added to sol. Even if Al is contained in an amount of 0.05% or more, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, sol. The content of Al was set to 0.002% or more and less than 0.05%. In addition, sol. The content of Al is preferably set to 0.003% or more and 0.04% or less.
[0030]
N:
N controls the "austenite / ferrite" transformation and has the effect of forming a solid solution in the ferrite to strengthen it. However, if the content of N is less than 0.001%, the above effect is difficult to obtain. On the other hand, when the content of N is 0.005% or more, the nitride becomes coarse, which causes a decrease in ductility and moldability. Therefore, the content of N is set to 0.001% or more and less than 0.005%. Note that the content of N is preferably set to 0.002% or more and less than 0.004%.
[0031]
The fine-grained hot-rolled steel material according to the present invention regulates the contents of Ti, Nb and V as impurities as follows: Ti, Nb and V:
Ti, Nb, and V combine with C to form fine carbides and adversely affect ductility and formability. In particular, when the content of each of these elements is 0.005% or more, ductility and formability are reduced. The drop is significant. Therefore, in the present invention, the contents of Ti, Nb and V as impurities are all restricted to less than 0.005%.
[0032]
Note that P and S in the impurities also adversely affect the workability, so that it is desirable to keep them low, and the contents of P and S are desirably 0.02% or less and 0.005% or less, respectively.
(B) Main structure of hot rolled steel:
The main phase must be ferrite. This is because when a phase other than ferrite, for example, bainite, martensite, cementite, or pearlite forms a main phase, the strength is increased and ductility, hole expanding property, and torsional deformability are reduced.
[0033]
Phase 2:
The second phase must be one or both of pearlite and cementite. This is because when the second phase is bainite, ductility and torsional deformability decrease, and when martensite or austenite, the hole expandability decreases, and all of the strength, ductility, hole expandability and torsional deformability are good. This is because a hot rolled steel material cannot be obtained.
[0034]
Average particle size of ferrite:
When the average particle diameter of ferrite is reduced to 5.0 μm or less, the strength and ductility are improved comprehensively. However, when the microstructure has an average particle size of less than 1.1 μm, the ductility is rather reduced. Therefore, the average grain size of the ferrite is set to 1.1 to 5.0 μm.
[0035]
Mn content in cementite:
Assuming that Mnθ is the amount of Mn in cementite containing cementite in pearlite and Mnα is the amount of Mn in ferrite, which is the main phase, the value of “Mnθ / Mnα” is 1 or less, that is, the above formula (1) is satisfied. is important. This is for the following reason.
[0036]
Cementite is a carbide whose main metal element is Fe. In the case of steel containing Mn, a part of Fe forming cementite is replaced by Mn. With the growth of cementite, Mn tends to concentrate in cementite, and the amount of Mn solid solution in ferrite, which is the main phase, tends to decrease.
[0037]
When the amount of Mn in cementite increases, the rigidity of cementite increases remarkably, whereas in ferrite of the main phase, the amount of Mn decreases and the rigidity decreases. If the difference in rigidity between the two phases is large, cracks are likely to occur at the interface between the two phases during the secondary processing, and the formability is reduced. Therefore, in order to ensure good formability, the Mn content (Mnθ) in cementite must be equal to or less than the Mn content (Mnα) in ferrite, which is the main phase.
[0038]
Therefore, the structure in the invention of (1) contains ferrite having an average particle size of 1.1 to 5.0 μm as a main phase, and contains one or both of pearlite and cementite as a second phase, and Formula (1) was satisfied.
[0039]
Here, “Mnθ” and “Mnα” may be measured and calculated by the following methods (A) to (E).
[0040]
(B) About the obtained hot-rolled steel sheet, an extraction residue is collected by electrolytic extraction.
[0041]
(B) Since the precipitate is only cementite, the extraction residue amount corresponds to the total precipitation amount of cementite.
[0042]
(C) A quantitative analysis of the extraction residue is performed, and a composition analysis of the extraction residue is performed.
[0043]
(D) Assuming that the amount of Mn extracted as a residue is mn (%) and the amount of Fe extracted as a residue is fe (%), Mnθ is calculated from the following equation (2).
[0044]
Mnθ = (mn / fe) × 100 (2).
[0045]
(E) Assuming that the total amount of Mn in the steel is Mn (%) and the total amount of Fe in the steel is Fe (%), Mnα is calculated from the following equation (3).
[0046]
Mnα = {(Mn-mn) / (Fe-fe)} × 100 (3).
(C) Method of Manufacturing Hot Rolled Steel Material The hot rolled steel material according to the invention of the above (1) is, for example, a tandem hot rolling in a final rolling stand or a rolling stand one stage before the final rolling stand, from _three points of Ae to “Ae ₃ ”. It can be manufactured by rolling in a temperature range of “point + 50 ° C.” and then cooling at an average cooling rate of 800 ° C./sec or more.
[0047]
In addition, what is provided for a tandem hot rolling may be either a steel ingot or a steel slab. After heating the ingot or slab to a temperature of ₃ or more Ac, or without lowering the temperature of the ingot after casting or the slab after hot working to a temperature range of ₃ or less Ar, tandem hot rolling is performed. It may be served to.
[0048]
That is, when the steel ingot or the billet is reheated to a temperature of _three or more Ac, the alloy element dissolves in the austenite. The charging to a furnace for reheating treatment such as a heating furnace or a soaking furnace may be performed in a state where the temperature is high after casting or hot working, or may be performed from a state in which the furnace is once cooled to around room temperature. Is also good. As described above, the ingot or the slab may be subjected to tandem hot rolling after reheating the slab or the slab to the austenite region, or the ingot after casting or the slab after hot working may be heated to a temperature range of Ar ₃ points or less. The steel sheet may be subjected to tandem hot rolling in an austenite state without lowering.
[0049]
The steel ingot or slab exhibiting the austenitic structure is subjected to tandem hot rolling. In this case, the temperature of Ae ₃ points to “Ae ₃ points + 50 ° C.” at the final rolling stand or the rolling stand one stage before the final rolling stand. The structure described in the above section (B) can be obtained by rolling in the range and then cooling at an average cooling rate of 800 ° C./sec or more.
[0050]
If the rolling at the final rolling stand or the rolling stand immediately before the final rolling stand in the tandem mill is performed in the temperature range of Ae ₃ points to “Ae ₃ points + 50 ° C.”, austenite can be refined and austenite can be work-hardened. Since the formation of polygonal ferrite can be promoted, a sufficient amount of polygonal ferrite can be formed during cooling even after cooling at an average cooling rate of 800 ° C./sec or more.
[0051]
By performing ultra-rapid cooling at an average cooling rate of 800 ° C./sec or more, recovery of dislocations in austenite is suppressed, nucleation density for ferrite transformation is increased, and grain growth after ferrite transformation is suppressed. Even if it is a "C-Mn-Si steel" containing no microalloy, a fine structure can be obtained.
[0052]
During ultra-rapid cooling as described above, cementite precipitates in the para-equilibrium process together with transformation, so that the main component of the metal element in cementite is Fe, and almost no other alloying element is contained. As described above, cementite containing no other alloying element becomes spherical in an extremely short time and shows a uniform distribution.
[0053]
On the other hand, when the average cooling rate is lower than 800 ° C./sec, the recovery of dislocations in austenite during cooling is promoted, the nucleation density for ferrite transformation is reduced, and coarse-grain ferrite is formed. On the other hand, if the average cooling rate is low, cementite will precipitate in the process of ortho-equilibrium, and enrichment of alloying elements other than Fe will occur. In such a case, the cementite precipitates in the form of a plate (film) along the grain boundaries, and adversely affects the formability and ductility.
[0054]
Therefore, in the invention of (2), in the tandem hot rolling, at the final rolling stand or the rolling stand one stage before the final rolling, rolling is performed in a temperature range of Ae ₃ points to “Ae ₃ points + 50 ° C.”, and then 800 ° C. / The cooling was performed at an average cooling rate of at least seconds. The higher the average cooling rate is, the better. However, the practical limit is about 1500 ° C./sec.
[0055]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
[0056]
【Example】
A slab of steel having the chemical composition shown in Table 1 was heated, hot-rolled, cooled and wound under the conditions shown in Table 2 by using an experimental rolling mill to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.5 mm. Got.
[0057]
[Table 1]

[0058]
[Table 2]

[0059]
A test piece was sampled from an arbitrary portion of the thus obtained steel sheet having a thickness of 2.5 mm, and the structure, tensile properties, hole expandability, and torsion properties were examined.
[0060]
The cross section of the steel plate thickness was observed using an optical microscope and a scanning electron microscope, and each phase in the structure was determined. Further, the ferrite and the other second phase were classified according to the difference in contrast in the scanning electron microscope observation photograph, and the proportion of the ferrite in the two-dimensional photograph was obtained. The number of fields of view was 5.
[0061]
In addition, the average grain length of the ferrite was determined by multiplying the average slice length determined by the so-called “slice method” by 1.128.
[0062]
Extraction of the precipitate by electrolysis was performed using a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol-based electrolytic solution, and the obtained residue was quantitatively analyzed to determine Mnθ and Mnα from the above formulas (2) and (3). I asked.
[0063]
The tensile properties were investigated using a JIS No. 5 test piece described in JIS Z 2201.
[0064]
In addition, a square test piece of 120 mm in length and width was collected, a punched hole having a diameter of 14 mm was punched in the center with a punch, this hole was expanded with a conical punch, and from the limit hole diameter through which a crack penetrated the edge of the hole The hole spreading property was evaluated by the calculated critical hole spreading rate.
[0065]
Further, two rod-shaped test specimens each having a diameter of 2.0 mm and a length of 100 mm were sampled two each from the rolling direction and a direction parallel to the sheet width direction perpendicular thereto, and cracking when 90 ° torsional deformation was applied. The torsional deformation was evaluated by calculating the torsional rate from the occurrence state.
[0066]
Table 3 summarizes the results of each of the above surveys. The torsion ratio refers to the ratio of the four test pieces in each test number where no crack occurred.
[0067]
[Table 3]

[0068]
From Table 3, the hot-rolled steel sheets of Test Nos. 1 to 12 having the chemical composition and structure defined by the present invention have a tensile strength of 500 MPa even though they do not contain precipitation-strengthened alloy elements such as Ti, Nb and V. As described above, the elongation is 30% or more, the critical hole expansion rate is 85% or more, and the torsion rate is 100%. It is clear that high strength and high workability are satisfied at the same time.
[0069]
On the other hand, in the case of Test Nos. 13 to 18, which deviate from the conditions specified in the present invention, at least one of strength, elongation, hole expandability, and twistability is inferior.
[0070]
That is, in Test No. 13, since the contents of C and Mn in the steel were below the provisions of the present invention and the average grain size of ferrite in the structure was large and deviated from the above equation (1), the strength was low and the torsion was low. The properties are also inferior.
[0071]
In Test No. 14, the average particle diameter of ferrite in the structure was less than 1.1 μm, which was outside the above formula (1), and thus the hole expandability and torsion characteristics were inferior.
[0072]
In Test No. 15, the average grain size of the ferrite in the structure exceeded the stipulation of the present invention and deviated from the above formula (1), so that the strength was low and the torsion characteristics were poor.
[0073]
Test Nos. 16 and 17 show that although the average particle size of ferrite satisfies the requirements of the present invention due to the addition of Ti or Nb, ferrite is not the main phase, and the second phase contains neither cementite nor pearlite. Since it also deviates from the formula (1), the elongation is low, and the hole expanding property and the twisting property are inferior.
[0074]
Test No. 18 is inferior in torsion characteristics because the Si content of the steel exceeds the requirement of the present invention and further deviates from the above formula (1).
[0075]
【The invention's effect】
Since the hot-rolled steel material of the present invention is excellent in strength, ductility, hole-expandability and torsional deformation, it can be used as a material for high-strength structural members used in automobiles and various industrial machines. The hot-rolled steel material of the present invention can be produced relatively easily by the method of the present invention.

Claims

C: 0.05 to less than 0.15%, Mn: 0.8 to 1.2%, Si: 0.02 to 2.0%, sol. Al: 0.002% or more and less than 0.05%, N: 0.001% or more and less than 0.005%, the balance being Fe and impurities, and Ti, Nb and V in the impurities are all 0.005%. %, The structure has a main phase of ferrite having an average grain size of 1.1 to 5.0 μm, contains one or both of pearlite and cementite as a second phase, and has the following formula (1). Hot rolled steel material to satisfy.
Mnθ / Mnα ≦ 1 (1)
Here, Mnθ is the amount of Mn in cementite containing cementite in pearlite, and Mnα is the amount of Mn in ferrite, which is the main phase.

In tandem hot rolled, in the rolling stand 1 stage before the final rolling stand or final, rolled in a temperature range of Ae ₃ point - "Ae ₃ point + 50 ℃", and then cooled at an average cooling rate of more than 800 ° C. / sec The method for producing a hot-rolled steel material according to claim 1, wherein: