JP2016211047A - Hot rolled steel sheet and production method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、熱延鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、440MPa以上590MPa未満の引張強さを有しつつ、降伏比(YR)が80%以上、全伸び(El)が30%以上、穴拡げ率(λ)が60%以上の機械特性を併せ持つ熱延鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a method for producing the same. More specifically, the present invention has a tensile strength of 440 MPa or more and less than 590 MPa, yield ratio (YR) of 80% or more, total elongation (El) of 30% or more, and hole expansion ratio (λ) of 60%. The present invention relates to a hot-rolled steel sheet having the above mechanical properties and a method for producing the same.
近年、CO2排出量の削減を目的とした車体軽量化による燃費向上や衝突安全基準の厳格化の観点から、自動車の車体部品の高強度化が推進されている。また、省資源の観点から、車体部品の素材である鋼板には少ない合金添加量で高強度を得ることが望まれている。 In recent years, increasing the strength of automobile body parts has been promoted from the viewpoint of improving fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body for the purpose of reducing CO 2 emissions and stricter safety standards for collisions. Further, from the viewpoint of resource saving, it is desired to obtain high strength with a small alloy addition amount in the steel plate as the material of the body parts.
このような背景の中、車体部品の形状は多様化している。このため、高強度だけでなくプレス成形性や溶接性、さらには耐衝突特性等の諸特性を併せ持つ熱延鋼板への要求が増加している。特に足回り部品や構造部材には優れた耐衝突特性が不可欠であり、このような用途に供される場合には所望の延性や穴拡げ性に加え、引張強さと0.2%耐力の比である降伏比(YR)が高いことが求められる。 Against this background, the shape of body parts is diversifying. For this reason, there is an increasing demand for hot-rolled steel sheets having not only high strength but also various properties such as press formability, weldability, and collision resistance. Excellent impact resistance is indispensable especially for undercarriage parts and structural members. When used in such applications, in addition to the desired ductility and hole expansibility, the ratio of tensile strength to 0.2% proof stress A high yield ratio (YR) is required.
一般に、高強度を有しつつ高YRを示す鋼板としては、鋼組織をフェライト,ベイニティックフェライト,ベイナイト,マルテンサイトなどの単相組織とし、MnやSi等の固溶強化および/またはTi,Nb,V等の合金炭化物あるいはCuによる析出強化により強化する手法が知られている。 In general, as a steel sheet having high strength and high YR, the steel structure is a single phase structure such as ferrite, bainitic ferrite, bainite, martensite, etc., and solid solution strengthening such as Mn and Si and / or Ti, A technique of strengthening by precipitation strengthening with alloy carbides such as Nb and V or Cu is known.
例えば特許文献1には、面積比率で95%以上のフェライトからなる鋼組織に、MoおよびV、Tiを含む複合炭化物あるいはV炭化物を分散析出させた高降伏比高強度熱延鋼板が開示され、特許文献2には、フェライトを面積率で95%以上としてV炭化物を均一分散させることにより高YRを確保した熱延鋼板が開示されている。 For example, Patent Document 1 discloses a high-yield-ratio high-strength hot-rolled steel sheet in which a composite carbide containing Mo and V, Ti or V carbide is dispersed and precipitated in a steel structure composed of ferrite with an area ratio of 95% or more, Patent Document 2 discloses a hot-rolled steel sheet that secures a high YR by uniformly dispersing V carbide with an area ratio of 95% or more of ferrite.
しかしながら、特許文献1,2により開示された熱延鋼板は、高YRを確保するためにMoやVという極めて高価な合金元素を必須とするため、経済的な観点から量産には適さない。 However, since the hot-rolled steel sheets disclosed by Patent Documents 1 and 2 require extremely expensive alloy elements such as Mo and V in order to ensure high YR, they are not suitable for mass production from an economical viewpoint.
特許文献3には、鋼組織を全板厚にわたって均一なベイニティックフェライト単相組織とすることにより延性、伸びフランジ性と強度を兼ね備えた熱延鋼板が開示されている。しかし、特許文献3の実施例における全伸び(El)はいずれも30%を下回る値であることから、張出しや絞りといった延性の厳しい用途に対しては割れを生ずるおそれがある。 Patent Document 3 discloses a hot-rolled steel sheet having both ductility, stretch flangeability and strength by making the steel structure a uniform bainitic ferrite single-phase structure over the entire thickness. However, since the total elongation (El) in the examples of Patent Document 3 is a value less than 30%, there is a risk of cracking in applications with severe ductility such as overhang and drawing.
特許文献4には、鋼組織の90%以上をマルテンサイトとし、TiCの析出強化を利用することにより、降伏強度と靭性を両立させる高強度熱延鋼板が開示されている。しかし、この発明はTS900MPa以上の超高強度を有し、全伸び(El)が30%を下回ることから、張出しや絞りでは割れを生ずるおそれがある。 Patent Document 4 discloses a high-strength hot-rolled steel sheet that achieves both yield strength and toughness by using 90% or more of the steel structure as martensite and utilizing precipitation strengthening of TiC. However, since the present invention has an ultrahigh strength of TS900 MPa or more and the total elongation (El) is less than 30%, there is a possibility that cracking may occur in overhang or drawing.
さらに、特許文献5には、熱間圧延を終了した後の鋼板に一次水冷、空冷および二次水冷を順次行うことにより、組織全体に占めるフェライト相の面積率85%以上、ベイナイト相の面積率10%以下、フェライト相とベイナイト相以外の他の相の面積率5%以下であり、かつフェライト相全体に占めるアシキュラーフェライト相の面積率が30%以上80%未満である鋼組織を有する高強度熱延鋼板が開示されている。この熱延鋼板は、125%以上の穴拡げ率λが確実に得られ、TSが490MPa以上590MPa未満であって加工性に優れる。しかし、特許文献5により開示された熱延鋼板は、Mn含有量が0.8〜1.8質量%と高目である。このため、オーステナイトが安定化するために充分なフェライト量を確保できなくなり、優れた延性を確保できない場合がある。また、合金コストの増加を招くため、省資源の観点からも望ましくない。 Furthermore, Patent Document 5 discloses that the steel sheet after hot rolling is subjected to primary water cooling, air cooling, and secondary water cooling in order, whereby the ferrite phase area ratio is 85% or more of the entire structure, and the bainite phase area ratio. 10% or less, an area ratio of other phases other than the ferrite phase and the bainite phase is 5% or less, and the area ratio of the acicular ferrite phase in the entire ferrite phase is 30% or more and less than 80%. A high strength hot rolled steel sheet is disclosed. This hot-rolled steel sheet has a hole expansion ratio λ of 125% or more, and has a TS of 490 MPa or more and less than 590 MPa and excellent workability. However, the hot-rolled steel sheet disclosed by Patent Document 5 has a high Mn content of 0.8 to 1.8% by mass. For this reason, since austenite is stabilized, a sufficient amount of ferrite cannot be ensured, and excellent ductility may not be ensured. In addition, the alloy cost is increased, which is not desirable from the viewpoint of resource saving.
本発明は、このような現状に鑑みてなされたものであり、自動車の足回り部品や自動車車体の構造部材に求められるプレス成形性や耐衝突特性に適した、優れた延性および高い降伏比を有する熱延鋼板を安価に安定して提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such a current situation, and has excellent ductility and high yield ratio suitable for press formability and impact resistance required for automobile undercarriage parts and automobile body structural members. It aims at providing the hot-rolled steel plate which has it stably cheaply.
ここで、本発明における具体的な機械特性の目標は、引張強さが440MPa以上590MPa未満の高強度を有し、全伸び(El)が30%以上、穴拡げ率(λ)が60%以上である優れた延性と伸びフランジ性を有するとともに、引張強さと0.2%耐力の比で表わされる降伏比(YR)が80%以上である優れた耐衝突特性を有することである。 Here, specific mechanical property targets in the present invention have a high strength with a tensile strength of 440 MPa or more and less than 590 MPa, a total elongation (El) of 30% or more, and a hole expansion ratio (λ) of 60% or more. In addition to having excellent ductility and stretch flangeability, the yield ratio (YR) represented by the ratio of tensile strength and 0.2% proof stress is 80% or more, and has excellent impact resistance characteristics.
本発明者らは上記課題を解決するために鋭意検討を行った。
本発明者らは、優れた全伸び(El)と穴拡げ率(λ)を具備させるため、まず鋼組織をフェライト主体組織とすることを前提とした。また、同時に高い降伏比(YR)を発現させるために、フェライトの粒径や形態を制御することを志向した。
The present inventors have intensively studied to solve the above problems.
In order to provide excellent total elongation (El) and hole expansion rate (λ), the inventors first assumed that the steel structure is a ferrite-based structure. At the same time, in order to develop a high yield ratio (YR), we aimed to control the grain size and morphology of the ferrite.
具体的には、本発明者らは、熱間圧延工程の仕上圧延後の冷却開始時間および冷却停止温度を制御することにより、フェライト粒径の微細化による結晶粒微細化強化を図るとともに、フェライトをアシキュラー形態に制御することによる組織強化を併用することにより高い全伸び(El)および穴拡げ率(λ)かつ高降伏比(YR)の特性を併せ持つことができることを知見した。 Specifically, the present inventors have attempted to strengthen the grain refinement by refinement of the ferrite grain size by controlling the cooling start time and the cooling stop temperature after the finish rolling in the hot rolling process, and the ferrite. It has been found that by combining the strengthening of the structure by controlling the shape to an acicular form, it is possible to have the characteristics of high total elongation (El), hole expansion ratio (λ) and high yield ratio (YR).
上記の組織制御について、例えば特許文献5に開示されるように、MnやCr等の合金元素の多量添加により同様の効果が得られることが一般的に知られている。本発明は、従来の手法とは異なり、これら合金元素を多量に添加することなく組織制御が可能である。 For example, as disclosed in Patent Document 5, it is generally known that the same effect can be obtained by adding a large amount of alloy elements such as Mn and Cr. Unlike the conventional method, the present invention can control the structure without adding a large amount of these alloy elements.
上記知見に基づいて完成した本発明は、次の通りである。
(1)質量%で、C:0.06%以上0.15%以下、Si:0.01%以上0.5%以下、Mn:0.1%以上0.5%以下、P:0.03%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.001%以上0.5%以下およびN:0.01%以下、残部Feおよび不純物からなる化学組成と、面積率でフェライト90%以上、残部が5%以下のセメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも1種からなるとともに、前記フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合が10%以上であり、フェライトの平均粒径が10μm以下を有する鋼組織と、引張強さが440MPa以上590MPa未満であり、引張強さと0.2%耐力との比である降伏比(YR)が80%以上であり、全伸び(El)が30%以上であるとともに、穴拡げ率(λ)が60%以上である機械特性を有することを特徴とする熱延鋼板。
The present invention completed based on the above findings is as follows.
(1) By mass%, C: 0.06% to 0.15%, Si: 0.01% to 0.5%, Mn: 0.1% to 0.5%, P: 0.0. 03% or less, S: 0.02% or less, sol. Al: 0.001% or more and 0.5% or less and N: 0.01% or less, the chemical composition consisting of Fe and impurities, and cementite, martensite or 90% or more of ferrite in area ratio and the balance of 5% or less It consists of at least one kind of bainite, the proportion of acicular ferrite in the ferrite is 10% or more, a steel structure having an average grain size of ferrite of 10 μm or less, and a tensile strength of 440 MPa or more and less than 590 MPa, The yield ratio (YR), which is the ratio of tensile strength to 0.2% proof stress, is 80% or more, the total elongation (El) is 30% or more, and the hole expansion ratio (λ) is 60% or more. A hot-rolled steel sheet characterized by having mechanical properties.
(2)前記化学組成が、質量%で、Ti:0.02%以下、Nb:0.02%以下およびV:0.02%以下からなる群から選択された1種または2種以上をさらに含有する1項に記載の熱延鋼板。 (2) The chemical composition further includes one or more selected from the group consisting of Ti: 0.02% or less, Nb: 0.02% or less, and V: 0.02% or less in terms of mass%. Item 1. A hot-rolled steel sheet according to item 1.
(3)前記化学組成が、質量%で、Cr:0.03%以下、Mo:0.03%以下およびB:0.01%以下からなる群から選択された1種または2種以上をさらに含有する1項または2項に記載の熱延鋼板。 (3) The chemical composition further includes one or more selected from the group consisting of Cr: 0.03% or less, Mo: 0.03% or less, and B: 0.01% or less in terms of mass%. The hot-rolled steel sheet according to item 1 or 2 contained.
(4)前記鋼組成が、質量%で、REM:0.1%以下、Mg:0.01%以下およびCa:0.01%以下からなる群から選択された1種または2種以上をさらに含有する1項から3項までのいずれか1項に記載の熱延鋼板。 (4) The steel composition further includes one or more selected from the group consisting of REM: 0.1% or less, Mg: 0.01% or less, and Ca: 0.01% or less in mass%. The hot-rolled steel sheet according to any one of items 1 to 3, which is contained.
(5)鋼片を仕上熱間圧延に供し、Ar3−10℃以上で圧延を完了した後、0.2秒以内に100℃/秒以上の冷却速度で600℃以上740℃以下の温度域に冷却し、冷却停止温度から20℃以上40℃以下の温度に低下するまで放冷し、さらに45℃/秒以上の冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却し、その後巻取ることを特徴とする1項から4項のいずれか1項に記載の熱延鋼板の製造方法。 (5) The steel slab is subjected to finish hot rolling, and after rolling at Ar 3 −10 ° C. or higher, a temperature range of 600 ° C. or higher and 740 ° C. or lower at a cooling rate of 100 ° C./second or higher within 0.2 seconds The product is cooled to a temperature of 20 ° C. or more and 40 ° C. or less from the cooling stop temperature, further cooled to a temperature range of 550 ° C. or less at a cooling rate of 45 ° C./second or more, and then wound. The method for producing a hot-rolled steel sheet according to any one of items 1 to 4.
ただし、Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P]であり、[%C],[%Si],[%Mn],[%P]は、それぞれ、C,Si,Mn,Pの含有量(質量%)を示す。 However, Ar 3 (° C.) = 905-455 [% C] -38 [% Si] -62 [% Mn] +472 [% P], [% C], [% Si], [% Mn] , [% P] indicate the contents (mass%) of C, Si, Mn, and P, respectively.
本発明により、440MPa以上590MPa未満の引張強さを有しつつ全伸び(El)30%以上と穴拡げ率(λ)60%以上の優れたプレス成形性を示すとともに降伏比(YR)80%以上の優れた耐衝突性能を有する熱延鋼板と製造方法とが提供される。 According to the present invention, while having a tensile strength of 440 MPa or more and less than 590 MPa, it exhibits excellent press formability of 30% or more of total elongation (El) and a hole expansion ratio (λ) of 60% or more and a yield ratio (YR) of 80%. A hot-rolled steel sheet and a manufacturing method having the above excellent impact resistance performance are provided.
本発明に係る熱延鋼板は、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車の足廻り部品や車体補強部材の素材として最適である。 The hot-rolled steel sheet according to the present invention is optimal as a material for structural members used in automobiles and various industrial machines, particularly as a material for automobile undercarriage parts and vehicle body reinforcing members.
以下に、本発明に係る熱延鋼板およびその製造方法を説明する。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する%は質量%である。 Below, the hot-rolled steel sheet and its manufacturing method which concern on this invention are demonstrated. In the following description, “%” related to the chemical composition of the steel sheet is “% by mass”.
1.鋼板の化学組成
(1−1)C:0.06%以上0.15%以下
Cは、鋼の強度を高める作用を有する元素であり、本発明においては440MPa以上590MPa未満の引張強さを確保するのに重要な元素である。C含有量が0.06%未満では440MPa以上の引張強さを確保することが困難となるばかりか、脱炭工程での処理時間が長くなることから製造コストが上昇し、工業的に望ましくない。したがって、C含有量は0.06%以上とする。C含有量は好ましくは0.08%以上である。一方、C含有量が0.15%超では延性や穴拡げ性、降伏比の低下が著しくなる。したがって、C含有量は0.15%以下とする。好ましくは0.13%以下である。
1. Chemical composition of steel sheet (1-1) C: 0.06% or more and 0.15% or less C is an element having an effect of increasing the strength of steel, and in the present invention, a tensile strength of 440 MPa or more and less than 590 MPa is ensured. It is an important element to do. If the C content is less than 0.06%, it is difficult not only to secure a tensile strength of 440 MPa or more, but also the processing time in the decarburization process is increased, resulting in an increase in manufacturing cost, which is industrially undesirable. . Therefore, the C content is 0.06% or more. The C content is preferably 0.08% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, the ductility, hole expansibility, and yield ratio decrease significantly. Therefore, the C content is 0.15% or less. Preferably it is 0.13% or less.
(1−2)Si:0.01%以上0.5%以下
Siは、フェライト生成元素であり、仕上げ圧延後のフェライト生成を促すとともに、固溶強化によりフェライトを強化させる作用を有するため、良好な延性および高い降伏比を確保するために有効な元素である。Si含有量が0.01%未満では、フェライト生成能が低下し、所定のフェライト量が得られないために延性が劣化するのに加え、440MPa以上の強度確保が困難になる。したがって、Si含有量は0.01%以上とする。好ましくは0.02%以上、さらに好ましくは0.1%以上である。
(1-2) Si: 0.01% or more and 0.5% or less Si is a ferrite-forming element, which promotes the formation of ferrite after finish rolling and has the effect of strengthening the ferrite by solid solution strengthening, so is good It is an effective element for ensuring a high ductility and a high yield ratio. If the Si content is less than 0.01%, the ferrite-forming ability is reduced, and a predetermined ferrite content cannot be obtained, so that ductility is deteriorated and it is difficult to secure a strength of 440 MPa or more. Therefore, the Si content is 0.01% or more. Preferably it is 0.02% or more, More preferably, it is 0.1% or more.
一方、Si含有量が0.5%を超えると、ファイアライトの融点の上昇が著しくなり、熱間圧延工程におけるスケール剥離性が著しく低下し、島状スケール模様として製品表面に多量に残存する場合があり、表面外観の劣化を招く。したがって、Si含有量は0.5%以下とする。好ましくは0.3%以下である。さらに好ましくは0.2%以下である。 On the other hand, if the Si content exceeds 0.5%, the melting point of the firelite will increase significantly, the scale peelability in the hot rolling process will be significantly reduced, and a large amount of island scale patterns will remain on the product surface. There is a deterioration of the surface appearance. Therefore, the Si content is 0.5% or less. Preferably it is 0.3% or less. More preferably, it is 0.2% or less.
(1−3)Mn:0.1%以上0.5%以下
Mnは、オーステナイト生成元素であり、仕上げ圧延工程でのオーステナイトを安定化させる作用を有する。また、SをMnSとして固定し、FeSの生成による鋼の赤熱脆性を抑制する作用を有する。この効果を得るに、Mn含有量は0.1%以上とする。好ましくは0.14%以上である。一方、Mn含有量が0.5%を超えるとオーステナイトが安定化するために充分なフェライト量を確保できなくなり、優れた延性や穴拡げ性を確保ができない。また、合金コストの増加を招くため、省資源の観点から望ましくない。したがって、Mn含有量は0.5%以下とする。好ましくは0.4%以下である。
(1-3) Mn: 0.1% or more and 0.5% or less Mn is an austenite generating element and has an action of stabilizing austenite in the finish rolling step. Moreover, it has the effect | action which fixes S as MnS and suppresses the red hot embrittlement of steel by the production | generation of FeS. In order to obtain this effect, the Mn content is 0.1% or more. Preferably it is 0.14% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.5%, austenite is stabilized, so that a sufficient amount of ferrite cannot be secured, and excellent ductility and hole expansibility cannot be secured. In addition, the alloy cost is increased, which is not desirable from the viewpoint of resource saving. Therefore, the Mn content is 0.5% or less. Preferably it is 0.4% or less.
(1−4)P:0.03%以下
Pは、不純物として含有され、鋼の靱性を劣化させる作用を有するとともに、化成処理液の密着性を低下させる。P含有量が0.03%を超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、P含有量は0.03%以下とする。
(1-4) P: 0.03% or less P is contained as an impurity, and has the effect of degrading the toughness of steel, and lowers the adhesion of the chemical conversion solution. If the P content exceeds 0.03%, the adverse effects due to the above action become significant. Therefore, the P content is 0.03% or less.
(1−5)S:0.02%以下
Sは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して延性や伸びフランジ性を劣化させる作用を有する。S含有量が0.02%超えると上記作用による悪影響が顕著となる。したがって、S含有量は0.02%以下とする。好ましくは0.01%以下である。
(1-5) S: 0.02% or less S is contained as an impurity, and has an action of forming sulfides in steel and deteriorating ductility and stretch flangeability. If the S content exceeds 0.02%, the adverse effect due to the above action becomes significant. Therefore, the S content is 0.02% or less. Preferably it is 0.01% or less.
(1−6)sol.Al:0.001%以上0.5%以下
Alは、脱酸により鋼を健全化する作用を有するとともにフェライトの生成を促進する。sol.Al含有量が0.001%未満では上記作用による効果を得ることができない。したがって、sol.Al含有量は0.001%以上とする。好ましくは0.01%以上であり、より好ましくは0.03%以上である。
(1-6) sol. Al: 0.001% or more and 0.5% or less Al has an effect of making the steel sound by deoxidation and promotes the formation of ferrite. sol. If the Al content is less than 0.001%, the above-described effects cannot be obtained. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. Preferably it is 0.01% or more, More preferably, it is 0.03% or more.
一方、sol.Al含有量が0.5%を超えても上記作用による効果は飽和してしまい、コストの増加を招く。したがって、sol.Al含有量は0.5%以下とする。好ましくは0.3%以下である。 On the other hand, sol. Even if the Al content exceeds 0.5%, the effect of the above action is saturated, resulting in an increase in cost. Therefore, sol. The Al content is 0.5% or less. Preferably it is 0.3% or less.
(1−7)N:0.01%以下
Nは、不純物として含有され、その含有量が過剰になると曲げ性の低下が著しくなる。したがって、N含有量は0.01%以下とする。N含有量は好ましくは0.008%以下である。
(1-7) N: 0.01% or less N is contained as an impurity, and when its content is excessive, the bendability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.01% or less. The N content is preferably 0.008% or less.
(1−8)Ti:0.02%以下、Nb:0.02%以下およびV:0.02%以下からなる群から選択された1種または2種以上
Ti,Nb,Vは、Cと結合して炭化物として微細析出し、熱間仕上げ圧延におけるオーステナイト粒の粗大化や再結晶を抑制する作用を有する元素であり、熱延鋼板を高強度化する作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。
(1-8) One or more selected from the group consisting of Ti: 0.02% or less, Nb: 0.02% or less, and V: 0.02% or less Ti, Nb, and V are C and It is an element that combines and finely precipitates as carbides, and has the effect of suppressing the coarsening and recrystallization of austenite grains in hot finish rolling, and has the effect of increasing the strength of the hot-rolled steel sheet. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements.
他方、Ti,Nb,Vのそれぞれを0.02%超えて含有させると高強度化に寄与する微細炭化物を得るための溶体化処理として、1250℃超の高温加熱が必要となるため、燃料原単位の上昇を招くおそれがある。したがって、Ti,Nb,Vの含有量は0.02%以下とする。 On the other hand, if each of Ti, Nb, and V is contained in an amount exceeding 0.02%, high temperature heating exceeding 1250 ° C. is required as a solution treatment for obtaining fine carbides that contribute to high strength. There is a risk of raising the unit. Therefore, the content of Ti, Nb, and V is set to 0.02% or less.
上記作用による効果をより確実に得るには、Ti:0.001%以上、Nb:0.001%以上およびV:0.001%以上のいずれかを満足させることが好ましい。 In order to more reliably obtain the effect of the above action, it is preferable to satisfy any of Ti: 0.001% or more, Nb: 0.001% or more, and V: 0.001% or more.
(1−9)Cr:0.03%以下、Mo:0.03%以下およびB:0.01%以下からなる群から選択された1種または2種以上
Cr,Mo,Bは、いずれも任意元素であり、いずれも鋼の焼入性を高める作用を有し、高強度化に有用な元素である。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。
(1-9) One or more selected from the group consisting of Cr: 0.03% or less, Mo: 0.03% or less, and B: 0.01% or less Cr, Mo, B are all These are optional elements, all of which have an effect of enhancing the hardenability of steel and are useful for increasing the strength. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements.
しかしながら、これらの元素のいずれかを上記範囲を超えて含有させると、延性の低下が著しくなるとともにコスト上昇を招くため省資源の観点から望ましくない。したがって、これら各元素の含有量は上記範囲とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Cr:0.02%以上、Mo:0.01%以上およびB:0.0001%以上のいずれかを満足させることが好ましい。 However, if any of these elements is contained beyond the above range, the ductility is significantly lowered and the cost is increased, which is not desirable from the viewpoint of resource saving. Therefore, the content of each element is within the above range. In order to more reliably obtain the effect of the above action, it is preferable to satisfy any of Cr: 0.02% or more, Mo: 0.01% or more, and B: 0.0001% or more.
(1−10)REM:0.1%以下、Mg:0.01%以下およびCa:0.01%以下からなる群から選択された1種または2種以上
REM(希土類元素),Mg,Caは、任意元素であり、いずれも、酸化物や硫化物を微細に球状化することにより延性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の1種または2種以上を含有させてもよい。
(1-10) REM: 0.1% or less, Mg: 0.01% or less, and Ca: one or more selected from the group consisting of 0.01% or less REM (rare earth element), Mg, Ca Is an optional element, and all have the effect of improving ductility by finely spheroidizing oxides and sulfides. Therefore, you may contain 1 type, or 2 or more types of these elements.
しかしながら、REM,Mg,Caのいずれかを上記範囲を超えて含有させると、鋼中に酸化物や硫化物を多量に形成され、延性の低下が著しくなる。したがって各元素の含有量は上記範囲とする。 However, if any of REM, Mg, and Ca is contained exceeding the above range, a large amount of oxides and sulfides are formed in the steel, and the ductility is significantly reduced. Therefore, the content of each element is within the above range.
上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素のいずれかを0.0001%以上含有させることが好ましい。 In order to more reliably obtain the effect of the above action, it is preferable to contain 0.0001% or more of any of these elements.
ここで、REMとは、Sc、Y及びランタノイドの合計17元素を指し、ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。なお、本発明では、REMの含有量はこれらの元素の合計含有量を指す。
上記以外の残部はFeおよび不純物である。
Here, REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid. In the case of lanthanoid, it is added industrially in the form of misch metal. In the present invention, the content of REM refers to the total content of these elements.
The balance other than the above is Fe and impurities.
2.鋼板の鋼組織
次に本発明の熱延鋼板に関する鋼板組織の限定理由について説明する。ここでいう鋼板組織とは鋼板表面から板厚の1/4深さ位置における組織であり、鋼板の平均的組織を示している。
2. Next, the reason for limiting the steel sheet structure related to the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described. The steel sheet structure referred to here is a structure at a ¼ depth position of the plate thickness from the surface of the steel sheet, and indicates an average structure of the steel sheet.
(2−1)フェライト:面積率で90%以上
本発明におけるフェライトは、軟質なポリゴナルフェライトならびに比較的硬質なアシキュラーフェライトの双方を意味する。これらを組織中に90%以上含有させることにより、鋼板の加工硬化能を高め、高い全伸び(El)を発現させることができる他、均一組織となり異相界面が減ることにより穴拡げ率(λ)を高めることが可能となる。
(2-1) Ferrite: 90% or more in area ratio The ferrite in the present invention means both soft polygonal ferrite and relatively hard acicular ferrite. By containing 90% or more of these in the structure, the work hardening ability of the steel sheet can be improved and high total elongation (El) can be expressed, and the hole expansion ratio (λ) can be achieved by forming a uniform structure and reducing the heterogeneous interface. Can be increased.
アシキュラーフェライトとは、フェライト粒の長軸と単軸の比(アスペクト比)が3以上のフェライトを意味するのに対し、ポリゴナルフェライトとは、アスペクト比が3未満のフェライトを意味する。 Acicular ferrite means a ferrite having a major axis / uniaxial ratio (aspect ratio) of ferrite grains of 3 or more, whereas polygonal ferrite means a ferrite having an aspect ratio of less than 3.
フェライトの面積率が90%未満になると必要な加工硬化能が得られず全伸び(El)および穴拡げ率(λ)が劣化する。全伸び(El)や穴拡げ率(λ)に重点を置く場合には、フェライトの面積率は好ましくは95%以上である。 If the area ratio of ferrite is less than 90%, the required work hardening ability cannot be obtained, and the total elongation (El) and the hole expansion ratio (λ) are deteriorated. When emphasizing the total elongation (El) and the hole expansion rate (λ), the area ratio of ferrite is preferably 95% or more.
(2−2)残部:5%以下のセメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも1種からなる
フェライト以外の第二相としては、セメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも1種が存在する。これらは、フェライトとともに存在し、複合組織強化として作用し、鋼板の強度を高める作用がある。残部が5%超になると、全伸び(El)を得るためのフェライト量が不足するとともに穴拡げ率(λ)が劣化し、降伏比(YR)の低下を招く。したがって、本発明では鋼組織内に占めるセメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも1種を面積率で5%以下と定める。全伸び(El)や穴拡げ率(λ)に重点的を置く場合には、残部の面積率は2%以下であることが好ましい。
(2-2) Remainder: 5% or less consisting of at least one of cementite, martensite or bainite As the second phase other than ferrite, at least one of cementite, martensite or bainite is present. These exist together with ferrite and act as a composite structure strengthening, and have an effect of increasing the strength of the steel sheet. If the balance exceeds 5%, the amount of ferrite for obtaining the total elongation (El) is insufficient and the hole expansion ratio (λ) is deteriorated, resulting in a decrease in the yield ratio (YR). Therefore, in the present invention, at least one of cementite, martensite, or bainite in the steel structure is defined as 5% or less in terms of area ratio. In the case where emphasis is placed on the total elongation (El) and the hole expansion ratio (λ), the area ratio of the remaining portion is preferably 2% or less.
(2−3)フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合:10%以上
アシキュラーフェライトは、仕上げ圧延後の冷却過程で生成するが、ポリゴナルフェライトよりも変態温度が低いことが知られている。したがって、導入される転位密度がポリゴナルフェライトよりも高いため、フェライト自身が強化されることにより材料の高強度化に寄与する。
(2-3) Ratio of acicular ferrite in ferrite: 10% or more Acicular ferrite is generated in the cooling process after finish rolling, but is known to have a lower transformation temperature than polygonal ferrite. Therefore, since the dislocation density to be introduced is higher than that of polygonal ferrite, the ferrite itself is strengthened, which contributes to increasing the strength of the material.
フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合が10%未満になると、本発明で規定する降伏比(YR)を下回るため、充分な耐衝突特性が得られない。したがって、鋼板組織のフェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合を10%以上とする。降伏比(YR)に重点を置く場合には、フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合は20%以上であることが好ましい。 When the proportion of acicular ferrite in the ferrite is less than 10%, the yield ratio (YR) specified in the present invention is below, so that sufficient impact resistance characteristics cannot be obtained. Accordingly, the proportion of acicular ferrite in the ferrite of the steel sheet structure is set to 10% or more. When emphasizing the yield ratio (YR), the proportion of acicular ferrite in the ferrite is preferably 20% or more.
(2−4)フェライトの平均粒径:10μm以下
フェライトの平均粒径が10μmを超えると、結晶粒微細化の寄与が減少し、本発明で規定する強度を下回るとともに高い降伏比(YR)を発現させることができない。したがって、フェライトの平均粒径を10μm以下とする。耐衝突特性に重点を置く場合には、フェライトの平均粒径は7μm以下であることが好ましい。
(2-4) Average grain size of ferrite: 10 μm or less When the average grain size of ferrite exceeds 10 μm, the contribution of crystal grain refinement decreases, and the yield is lower than the strength specified in the present invention and has a high yield ratio (YR). It cannot be expressed. Therefore, the average particle diameter of ferrite is set to 10 μm or less. In the case where emphasis is placed on the collision resistance, the average particle diameter of the ferrite is preferably 7 μm or less.
フェライト平均粒径の下限は特に限定しないが、フェライトの平均粒径が1μm未満では、材料の降伏強度と引張強さが一致する場合があり、充分な加工硬化能が得られず全伸び(El)が劣化する場合がある。したがって、フェライトの平均粒径は1μm以上であることが好ましい。 The lower limit of the average ferrite grain size is not particularly limited, but if the average ferrite grain size is less than 1 μm, the yield strength and tensile strength of the material may coincide with each other, and sufficient work hardening ability cannot be obtained and the total elongation (El ) May deteriorate. Therefore, the average particle size of ferrite is preferably 1 μm or more.
3.鋼板の機械特性
次に本発明の熱延鋼板に関する機械特性の限定理由について説明する。
3. Next, the reason for limiting the mechanical properties of the hot-rolled steel sheet according to the present invention will be described.
(3−1)引張強さ:440MPa以上590MPa未満、引張強さと0.2%耐力との比である降伏比(YR):80%以上、全伸び(El):30%以上、穴拡げ率(λ):60%以上
引張強さが440MPaを下回る場合には、そもそも、上記機械特性を満たすことが容易である他、衝突性能が要求されるような車体補強部材には望ましくない。また、引張強さが590MPa以上になると全伸び(El)が劣化するため、プレス成形性確保の観点から適用できる部品用途が限定されるため好ましくない。本発明では、全伸び(El)30%以上、穴拡げ率(λ)60%以上の特性を有しプレス成形性が良好であり、80%以上の高い降伏比(YR)を示すことから衝突特性が要求されるような部材でも部品の設計の自由度が増すという利点がある。
(3-1) Tensile strength: 440 MPa or more and less than 590 MPa, yield ratio (YR) which is a ratio of tensile strength and 0.2% proof stress: 80% or more, total elongation (El): 30% or more, hole expansion rate (Λ): 60% or more When the tensile strength is lower than 440 MPa, it is easy to satisfy the mechanical characteristics in the first place, and it is not desirable for a vehicle body reinforcing member that requires collision performance. Further, if the tensile strength is 590 MPa or more, the total elongation (El) is deteriorated, and therefore, it is not preferable because the use of parts that can be applied is limited from the viewpoint of ensuring press formability. In the present invention, since it has the characteristics of total elongation (El) of 30% or more and hole expansion ratio (λ) of 60% or more, it has good press formability and exhibits a high yield ratio (YR) of 80% or more. There is an advantage that the degree of freedom in designing parts is increased even for members that require characteristics.
4.鋼片の製造方法
本発明に係る熱延鋼板は次に述べる方法により製造することができる。
4). Steel strip manufacturing method The hot-rolled steel sheet according to the present invention can be manufactured by the following method.
上述した化学組成を有する鋼は、公知の手段により溶製された後に、連続鋳造方法により鋼塊とされるか、または、任意の鋳造法により鋼塊とした後に分解圧延すること等により鋼片とされる。 The steel having the above-described chemical composition is made into a steel ingot by a continuous casting method after being melted by a known means, or by decomposing and rolling after making it into an ingot by an arbitrary casting method, etc. It is said.
連続鋳造工程では、介在物に起因する表面欠陥の発生を抑制するために、鋳型内にて電磁撹拌等の外部付加的な流動を溶鋼に生じさせることが好ましい。 In the continuous casting process, in order to suppress the occurrence of surface defects due to inclusions, it is preferable to cause an external additional flow such as electromagnetic stirring in the molten steel in the mold.
5.鋼板の製造方法
(5−1)鋼片を仕上熱間圧延に供し、Ar3−10℃以上で圧延を完了する。
5. Manufacturing method of steel plate (5-1) The steel piece is subjected to finish hot rolling, and the rolling is completed at Ar 3 -10 ° C or higher.
鋼塊または鋼片は、一旦冷却されたものを再加熱して熱間圧延に供してもよく、連続鋳造後の高温状態にある鋼塊または分解圧延後の高温状態の鋼片をそのまま、あるいは保温して、あるいは補助的な加熱を行って熱間圧延に供してもよい。 The steel ingot or steel slab may be reheated once it has been cooled and subjected to hot rolling, or the steel ingot in a high temperature state after continuous casting or the steel slab in a high temperature state after decomposition rolling, or It may be subjected to hot rolling by keeping it warm or carrying out auxiliary heating.
熱間圧延はレバースミルまたはタンデムミルを用いることが好ましく、特に工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数パス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 lever mill or a tandem mill. In particular, from the viewpoint of industrial productivity, it is more preferable that at least the final several passes be a rolling using a tandem mill.
熱間圧延に供する鋼片の温度は、オーステナイト単相となる温度であればよく、特に限定はしないが、圧延温度確保の観点からは1060℃以上とすることが好ましく、スケールロス抑制の観点からは1300℃以下とすることが好ましい。 The temperature of the steel slab used for hot rolling is not particularly limited as long as the temperature becomes an austenite single phase, but is preferably 1060 ° C. or more from the viewpoint of securing the rolling temperature, and from the viewpoint of suppressing scale loss. Is preferably 1300 ° C. or lower.
熱間圧延を行うに際し、その圧延温度はAr3−10℃以上とする。ここでいうAr3とは、下記式に示される鋼中の成分から計算される温度であり、[%C],[%Si],[%Mn],[%P]は、それぞれ、C,Si,Mn,Pの含有量(質量%)を示す。 Upon performing hot rolling, the rolling temperature and Ar 3 -10 ° C. or higher. Ar 3 here is a temperature calculated from the components in the steel represented by the following formula, and [% C], [% Si], [% Mn], and [% P] are C, The content (mass%) of Si, Mn, and P is shown.
Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P]
Ar3−10℃未満で圧延を完了する場合、圧延中のフェライト変態が生じ、加工フェライトが混在した組織が著しくなるため、全伸びが劣化する。また、熱延鋼板の圧延集合組織が過度に発達するため、穴拡げ率が劣化する場合がある。したがって、仕上熱間圧延はAr3−10℃以上とする。穴拡げ性を重視する場合には、圧延温度はAr3点以上であることが好ましい。
Ar 3 (℃) = 905-455 [% C] -38 [% Si] -62 [% Mn] +472 [% P]
When rolling is completed at less than Ar 3 −10 ° C., ferrite transformation occurs during rolling, and the structure in which processed ferrite is mixed becomes remarkable, so that the total elongation deteriorates. Moreover, since the rolling texture of the hot-rolled steel sheet develops excessively, the hole expansion rate may deteriorate. Therefore, the hot rolling finish is the Ar 3 -10 ° C. or higher. When importance is attached to hole expansibility, the rolling temperature is preferably Ar 3 or higher.
(5−2)0.2秒間以内に100℃/秒以上の冷却速度で600〜740℃の温度域に冷却し、冷却停止温度から20〜40℃の温度に低下するまで放冷する。 (5-2) Cool to a temperature range of 600 to 740 ° C. at a cooling rate of 100 ° C./second or more within 0.2 seconds, and allow to cool until the temperature drops from a cooling stop temperature to a temperature of 20 to 40 ° C.
熱間圧延された鋼板について、熱間圧延完了後0.2秒間以内に100℃/秒以上の冷却速度で600℃以上740℃以下の温度域に冷却し、冷却停止温度から20℃以上40℃以下の温度に低下するまで放冷する。 The hot-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of 600 ° C. or higher and 740 ° C. or lower at a cooling rate of 100 ° C./second or less within 0.2 seconds after completion of hot rolling, and is 20 ° C. or higher and 40 ° C. from the cooling stop temperature. Allow to cool to below temperature.
上記のように冷却を行うことにより、熱間圧延により導入された歪の開放が抑制され、その後放冷することにより上記歪を駆動力としたフェライト変態が生じ、本発明で目的とする鋼組織を得ることができる。 By performing the cooling as described above, the release of the strain introduced by hot rolling is suppressed, and then the ferrite transformation using the strain as a driving force occurs by allowing to cool, and the steel structure intended in the present invention Can be obtained.
圧延後の冷却開始時間が0.2秒間超となったり、冷却速度が100℃/秒を下回る場合には加工歪の開放が促進され、高温域でのフェライト変態が促進されてしまうため鋼板組織が粗大化する。加工歪の開放は、冷却速度が大きくなるほど抑制されるため、上記効果をより発現させるために、より好ましくは600℃/秒以上、さらに好ましくは800℃/秒以上である。 When the cooling start time after rolling exceeds 0.2 seconds, or when the cooling rate is lower than 100 ° C./second, the release of processing strain is promoted, and the ferrite transformation in the high temperature region is promoted. Becomes coarse. Since the release of the processing strain is suppressed as the cooling rate is increased, it is more preferably 600 ° C./second or more, and still more preferably 800 ° C./second or more, in order to make the above effect manifest.
また、冷却開始時間および冷却速度が本発明の規定する範囲であっても、冷却する温度域が740℃を超えると、高温でのポリゴナルフェライト変態が促進し、本発明で規定するアシキュラーフェライトの量やフェライト粒径を確保することができない。その結果、本発明で規定する440MPa以上の引張強さや80%以上の降伏比(YR)を満足できなくなる。よって、冷却する温度域の上限は740℃とする。好ましい温度域の上限は730℃である。 Further, even when the cooling start time and the cooling rate are within the range defined by the present invention, when the cooling temperature range exceeds 740 ° C., the polygonal ferrite transformation at a high temperature is promoted, and the acicular ferrite defined by the present invention The amount of ferrite and the particle size of ferrite cannot be ensured. As a result, the tensile strength of 440 MPa or more and the yield ratio (YR) of 80% or more specified in the present invention cannot be satisfied. Therefore, the upper limit of the temperature range for cooling is 740 ° C. The upper limit of the preferred temperature range is 730 ° C.
一方、冷却する温度域が600℃を下回ると、ベイナイトが過剰に生成し、必要なフェライト量を確保できず全伸び(El)や穴拡げ率(λ)が劣化する。また、放冷による温度低下が20℃未満または40℃超であると、フェライト変態が不十分になるか、またはフェライト変態が促進され過ぎ、本発明で規定するアシキュラーフェライトの量やフェライト粒径を確保することができない。よって、冷却する温度域の下限は600℃とする。好ましい温度域の下限は640℃である。 On the other hand, when the temperature range to be cooled is below 600 ° C., bainite is excessively generated, and a necessary amount of ferrite cannot be secured, so that the total elongation (El) and the hole expansion rate (λ) are deteriorated. Further, if the temperature drop due to cooling is less than 20 ° C. or more than 40 ° C., the ferrite transformation becomes insufficient or the ferrite transformation is promoted too much, and the amount of acicular ferrite and the ferrite particle size specified in the present invention Can not be secured. Therefore, the lower limit of the temperature range for cooling is 600 ° C. The lower limit of the preferred temperature range is 640 ° C.
(5−3)45℃/秒以上の冷却速度で550℃以下の温度域まで冷却し、巻取る。
放冷後、550℃以下の温度域までの冷却速度が45℃/秒を下回るとフェライト粒の粗大化が生じるため、80%以上の降伏比(YR)を満足できなくなる。したがって、放冷後、550℃以下の温度域まで冷却速度を45℃/秒以上として冷却を行う。
(5-3) Cool to a temperature range of 550 ° C. or lower at a cooling rate of 45 ° C./second or more and wind up.
After cooling, if the cooling rate to a temperature range of 550 ° C. or lower falls below 45 ° C./second, ferrite grains become coarse, so that the yield ratio (YR) of 80% or more cannot be satisfied. Therefore, after cooling, cooling is performed at a cooling rate of 45 ° C./second or more to a temperature range of 550 ° C. or less.
なお、フェライト粒の粗大化に伴う引張強度の低下が生じない冷却速度であればよいため、冷却速度の上限は規定しない。実質上は使用する冷却装置で冷却できる最大冷却速度が冷却速度の上限となる。 Note that the upper limit of the cooling rate is not specified because it is sufficient that the cooling rate does not cause a decrease in tensile strength due to the coarsening of ferrite grains. In practice, the maximum cooling rate that can be cooled by the cooling device used is the upper limit of the cooling rate.
以上のプロセスを取ることから、巻取温度は550℃以下となる。引張強さをより高めたい場合、冷却停止温度をより低くすればよい。この場合、巻取り前の冷却停止温度を500℃以下、好ましくは200℃以下とすればよい。 From the above process, the coiling temperature is 550 ° C. or lower. When it is desired to increase the tensile strength, the cooling stop temperature may be lowered. In this case, the cooling stop temperature before winding may be 500 ° C. or lower, preferably 200 ° C. or lower.
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
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で溶解した後、粗圧延を1000℃以上の温度域で行い、厚さ30mm、幅180mmのスラブとした。
The present invention will be described more specifically with reference to examples.
After steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a 150 kg high-frequency vacuum melting furnace, rough rolling was performed in a temperature range of 1000 ° C. or higher to obtain a slab having a thickness of 30 mm and a width of 180 mm.
このスラブを1250℃の温度に加熱し、1時間の均質熱処理を行った。試験用熱間圧延装置を用いて総圧下率が91%となるように熱間圧延を行い、板厚を2.6mmとした。一部の比較例を除いて、圧延完了温度がAr3点−10℃以上となる条件で5パスの多パス熱間圧延を行った。 This slab was heated to a temperature of 1250 ° C. and subjected to a homogeneous heat treatment for 1 hour. Hot rolling was performed using a test hot rolling apparatus so that the total reduction ratio was 91%, and the plate thickness was 2.6 mm. Except for some comparative examples, 5-pass multi-pass hot rolling was performed under the condition that the rolling completion temperature was Ar 3 points −10 ° C. or higher.
圧延後、一部の比較例を除いて、表2に示す冷却速度で所定の温度域まで1次冷却を行い、その温度域で約5秒間放冷して約25℃の温度に低下させた後、2次冷却を行い巻取温度まで冷却した。これらの熱間圧延条件により熱延鋼板を得た。 After rolling, except for some comparative examples, primary cooling was performed to a predetermined temperature range at a cooling rate shown in Table 2, and the mixture was allowed to cool for about 5 seconds in that temperature range to be lowered to a temperature of about 25 ° C. Then, secondary cooling was performed to cool to the coiling temperature. A hot-rolled steel sheet was obtained under these hot rolling conditions.
得られた熱延鋼板に対して下記の試験を実施した。
1)鋼組織の評価
鋼板の鋼組織の種類は、ナイタール試薬により鋼板の圧延方向に平行な断面を腐食して、SEMを用いて、観察した。観察は、倍率×1000の観察を10か所の視野数で行った。各相の種類をSEM画像で特定した後、各相の面積率、フェライト粒径、フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合を粒子解析ソフトで導出した。
The following test was implemented with respect to the obtained hot-rolled steel plate.
1) Evaluation of steel structure The type of steel structure of the steel sheet was observed using a SEM after corroding a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet with a Nital reagent. The observation was performed at a magnification of 1000 and the number of visual fields at 10 locations. After identifying the type of each phase with an SEM image, the area ratio of each phase, the ferrite particle size, and the proportion of acicular ferrite in the ferrite were derived using particle analysis software.
2)機械特性の評価
得られた熱延鋼板に対して、塩酸酸洗により表面のスケール除去を行った後に、次に示す引張試験および穴拡げ試験を行った。
2) Evaluation of mechanical properties After removing the scale of the surface by hydrochloric acid pickling, the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to the following tensile test and hole expansion test.
2−1)引張試験
各鋼板の圧延直角方向からJIS 5号引張試験を採取した。試験方法はJIS Z2241に準じた。上記引張試験により0.2%耐力、引張強さTS、全伸びElを測定した。YRは0.2%耐力を引張強さTSで除した値とした。
2-1) Tensile test A JIS No. 5 tensile test was taken from the direction perpendicular to the rolling direction of each steel plate. The test method conformed to JIS Z2241. The tensile test measured 0.2% proof stress, tensile strength TS, and total elongation El. YR was a value obtained by dividing 0.2% proof stress by tensile strength TS.
2−2)穴拡げ試験
各鋼板より100mm角の素板を切り出し、万能試験機によって素板中央部に10mmφの打抜き加工を施した。打抜きのクリアランスは日本鉄鋼連盟規格(JFST1001−1996)に準拠し、約12%とした。該素板に対し、穴広げ試験を実施した。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格(JFST1001−1996)に準じた方法で実施し、各試料ともに同一条件で3回の測定を行い、その平均値をλとした。
2-2) Hole expansion test A 100 mm square base plate was cut out from each steel plate and punched to 10 mmφ at the center of the base plate by a universal testing machine. The punching clearance was approximately 12% in accordance with the Japan Iron and Steel Federation standard (JFST1001-1996). A hole expansion test was performed on the base plate. The hole expansion test was performed by a method according to the Japan Iron and Steel Federation standard (JFST1001-1996), and each sample was measured three times under the same conditions, and the average value was taken as λ.
試験結果を表3にまとめて示す。 The test results are summarized in Table 3.
本発明である供試材No.1〜11は、本発明で規定する鋼組成および鋼組織の要件を満たすとともに、引張強さが440MPa以上590MPa未満の高強度を有し、全伸び(El)が30%以上、穴拡げ率(λ)が60%以上である優れたプレス成形性を有し、さらに降伏比(YR)が80%以上という優れた耐衝突特性を有する。 Specimen No. which is the present invention. 1 to 11 satisfy the requirements of the steel composition and steel structure defined in the present invention, have a high strength with a tensile strength of 440 MPa or more and less than 590 MPa, a total elongation (El) of 30% or more, and a hole expansion ratio ( λ) has an excellent press formability of 60% or more, and also has an excellent impact resistance property of a yield ratio (YR) of 80% or more.
これに対して、供試材No.12〜14については、鋼組成および鋼組織は本発明の規定を満たすものの、圧延完了温度が本発明で規定するAr3−10℃を下回ったために、圧延時の加工ひずみが残存したフェライトが発達しており、全伸び、穴拡げ率が著しく劣化した。 On the other hand, the test material No. As for Nos. 12 to 14, although the steel composition and the steel structure satisfy the provisions of the present invention, since the rolling completion temperature was lower than Ar 3 -10 ° C. defined in the present invention, the ferrite in which the processing strain during rolling remained was developed. The total elongation and the hole expansion rate deteriorated significantly.
供試材No.15,16は、熱間圧延工程における圧延完了から冷却開始までの時間が本発明で規定する0.2秒間を超えたため、フェライト粒径が過度に粗大化して本発明で規定するフェライト粒径を超え、またアシキュラーフェライトの割合も少なくなり、供試材No.15では引張強さが440MPaを下回り、本発明で規定する強度範囲を満たすことができず、また、供試材No.16では、降伏比(YR)が本規定の範囲を下回っており、耐衝突性能に劣る結果となった。 Specimen No. 15 and 16, since the time from the completion of rolling in the hot rolling process to the start of cooling exceeded 0.2 seconds specified in the present invention, the ferrite particle diameter was excessively coarsened, and the ferrite particle diameter specified in the present invention was reduced. In addition, the proportion of acicular ferrite also decreases. No. 15 has a tensile strength of less than 440 MPa and cannot satisfy the strength range defined in the present invention. In No. 16, the yield ratio (YR) was below the range specified in this specification, resulting in poor impact resistance performance.
供試材No.17は、熱間圧延工程における圧延完了から冷却停止温度までの冷却速度が本発明の規定範囲を下回ったために、フェライトが急速に粗大化したため、引張強さが440MPaを下回り、本発明の規定範囲を満たすことができなかった。 Specimen No. No. 17, because the cooling rate from the completion of rolling in the hot rolling process to the cooling stop temperature was below the specified range of the present invention, and the ferrite was rapidly coarsened, so the tensile strength was less than 440 MPa, and the specified range of the present invention Could not meet.
供試材No.18,19は、ともに熱間圧延工程における圧延完了から冷却開始までの時間および冷却停止温度までの冷却速度が本発明の規定範囲に入っておらず、フェライト粒径およびアシキュラーフェライト割合が本発明の規定範囲を満たさなかったために、440MPa以上の引張強さと80%以上の降伏比(YR)を満たすことができなかった。 Specimen No. 18 and 19, both the time from the completion of rolling in the hot rolling process to the start of cooling and the cooling rate from the cooling stop temperature are not within the specified range of the present invention, and the ferrite grain size and the acicular ferrite ratio are the present invention. Therefore, the tensile strength of 440 MPa or more and the yield ratio (YR) of 80% or more could not be satisfied.
供試材No.20は、熱間圧延工程における圧延完了から冷却開始までの時間が本発明で規定する0.2秒間を超え、また冷却停止温度が本発明の規定範囲より高いために、フェライト粒径が粗大化するとともにアシキュラーフェライトの割合が低いために、降伏比(YR)が本発明の規定範囲に満たなかった。 Specimen No. No. 20, the time from the completion of rolling in the hot rolling process to the start of cooling exceeds 0.2 seconds specified in the present invention, and the cooling stop temperature is higher than the specified range of the present invention, so the ferrite grain size becomes coarse In addition, the yield ratio (YR) was less than the specified range of the present invention because of the low proportion of acicular ferrite.
供試材No.21は、熱間圧延工程における冷却停止温度が本発明の規定範囲より高いために、フェライト粒径が粗大化するとともにアシキュラーフェライトの割合が低いために、引張強さおよび降伏比(YR)が本発明の規定範囲に満たなかった。 Specimen No. No. 21, because the cooling stop temperature in the hot rolling process is higher than the specified range of the present invention, the ferrite grain size becomes coarse and the proportion of acicular ferrite is low, so the tensile strength and the yield ratio (YR) are It was less than the specified range of the present invention.
供試材No.22は、熱間圧延工程における冷却停止温度が本発明の規定範囲より低いために、ベイナイトが過度に発達し、本発明で規定するフェライト量を確保できないために、全伸び(El)や穴拡げ率(λ)が著しく劣化し、本発明の規定範囲内の機械特性が得られなかった。 Specimen No. No. 22, because the cooling stop temperature in the hot rolling process is lower than the specified range of the present invention, bainite develops excessively, and the amount of ferrite specified in the present invention cannot be secured, so that the total elongation (El) and hole expansion The rate (λ) was significantly deteriorated, and mechanical characteristics within the specified range of the present invention were not obtained.
供試材No.23は、熱間圧延工程における巻取温度が本発明で規定する温度を超えたために、フェライト粒が粗大化したために、引張強さが本発明の規定する範囲を下回った。 Specimen No. In No. 23, the coiling temperature in the hot rolling process exceeded the temperature specified in the present invention, and the ferrite grains were coarsened, so the tensile strength was lower than the range specified in the present invention.
供試材No.24は、本発明で規定したMn含有量の範囲を超えており、ベイナイトが過剰に生成し、必要なフェライト量が得られなかったために、本発明で規定する440MPa以上590MPa未満の範囲を超える引張強さとなり、全伸び(El)や穴拡げ(λ)も本発明で規定する値を下回る結果となり、延性が不芳であった。また、降伏比(YR)が本発明の規定範囲に満たなかった。 Specimen No. No. 24 exceeds the range of Mn content specified in the present invention, bainite is excessively generated, and the necessary ferrite content cannot be obtained. Therefore, the tensile strength exceeds the range of 440 MPa or more and less than 590 MPa specified in the present invention. As a result, the total elongation (El) and the hole expansion (λ) were less than the values specified in the present invention, and the ductility was poor. Moreover, the yield ratio (YR) was less than the specified range of the present invention.
供試材No.25は、本発明で規定したMn含有量の範囲を超えており、ベイナイトが過剰に生成し、必要なフェライト量が得られなかったために、全伸び(El)や穴拡げ(λ)も本発明で規定する値を下回る結果となり、延性が不芳であった。 Specimen No. No. 25 exceeds the range of the Mn content specified in the present invention, bainite is excessively generated, and the necessary ferrite content cannot be obtained. Therefore, the total elongation (El) and the hole expansion (λ) are also included in the present invention. As a result, the ductility was poor.
さらに、供試材No.26は、本発明で規定したC含有量の範囲を下回っており、引張強さが本発明で規定する440MPa以上590MPa未満の範囲を下回る結果となった。 Furthermore, the test material No. No. 26 was lower than the range of the C content specified in the present invention, and the tensile strength was lower than the range of 440 MPa to less than 590 MPa specified in the present invention.
Claims (5)
面積率でフェライト90%以上、残部が5%以下のセメンタイト、マルテンサイトもしくはベイナイトの少なくとも1種からなるとともに、前記フェライトに占めるアシキュラーフェライトの割合が10%以上であり、フェライトの平均粒径が10μm以下を有する鋼組織と、
引張強さが440MPa以上590MPa未満であり、引張強さと0.2%耐力との比である降伏比(YR)が80%以上であり、全伸び(El)が30%以上であるとともに、穴拡げ率(λ)が60%以上である機械特性を有することを特徴とする熱延鋼板。 In mass%, C: 0.06% to 0.15%, Si: 0.01% to 0.5%, Mn: 0.1% to 0.5%, P: 0.03% or less , S: 0.02% or less, sol. Al: 0.001% or more and 0.5% or less and N: 0.01% or less, the chemical composition consisting of the balance Fe and impurities,
It consists of at least one of cementite, martensite or bainite with an area ratio of 90% or more and the balance of 5% or less, and the proportion of acicular ferrite in the ferrite is 10% or more. A steel structure having 10 μm or less;
The tensile strength is 440 MPa or more and less than 590 MPa, the yield ratio (YR), which is the ratio between the tensile strength and the 0.2% proof stress, is 80% or more, and the total elongation (El) is 30% or more. A hot-rolled steel sheet having mechanical properties such that the expansion ratio (λ) is 60% or more.
ただし、Ar3(℃)=905-455[%C]-38[%Si]-62[%Mn]+472[%P]であり、[%C],[%Si],[%Mn],[%P]は、それぞれ、C,Si,Mn,Pの含有量(質量%)を示す。 The steel slab is subjected to finish hot rolling, and after rolling at Ar 3 −10 ° C. or higher, it is cooled to a temperature range of 600 ° C. or higher and 740 ° C. or lower at a cooling rate of 100 ° C./second or higher within 0.2 seconds. And cooling to a temperature of 20 ° C. or more and 40 ° C. or less from the cooling stop temperature, further cooling to a temperature range of 550 ° C. or less at a cooling rate of 45 ° C./second or more, and then winding. The method for producing a hot-rolled steel sheet according to any one of claims 1 to 4.
However, Ar 3 (° C.) = 905-455 [% C] -38 [% Si] -62 [% Mn] +472 [% P], [% C], [% Si], [% Mn] , [% P] indicate the contents (mass%) of C, Si, Mn, and P, respectively.
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