JP3702652B2 - High-strength, high-workability steel plate with excellent corrosion resistance and impact resistance after coating - Google Patents

Description

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
【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値の代表とする。しかも、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。
【０００８】
そこで、具体的な鋼板の目標特性として、強度−伸びバランス（TS×El）を 24000 MPa・％以上とする他に、発明者らが耐衝撃特性の指標として新たに見出した、動的ｎ値を0.35以上にすること、加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）を100 MPa 以上にすることを目指して、更に研究開発を進めた（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。）。
ここに、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結果、ＴＲＩＰ鋼では、成形性に有利な残留オーステナイトを十分な両で得るには、ベイナイト相を生成させることが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わかった。また、ＤＰ鋼におけるフェライト，マルテンサイト相の他に、針状フェライト相を含む組織にすれば、ＤＰ鋼の強度−伸びバランスを効果的に向上させ得ることを見いだした。
【０００９】
そこで、発明者らは、かようなベイナイト相、特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、動的ｎ値が0.30以上という、優れた耐衝撃特性の達成に関して望外の成果が得られたのである。
【００１０】
しかしながら、かような初析フェライト以外の第２相を針状フェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの混合組織にした場合であっても、鋼板製造の際に通常の酸洗を行っただけでは鋼板表面にSi酸化物が残存する場合があり、このSi酸化物に由来して化成処理性が劣化し、塗装後の耐食性が十分でない場合があった。そこから、かかる鋼板の塗装後の耐食性を向上させることについて研究開発を行った結果、鋼板表面と鋼板内部とのSi濃度比が1.3 以下にすることにより、塗装後の耐食性が効果的に向上することを見いだした。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１１】
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％及び
Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含有し、残部はFe 及び不可避的不純物の組成になり、主相として初析フェライトを60 〜 97 ％、第２相として、マルテンサイト、針状フェライト及び残留オーステナイトからなる混合相あるいはさらにこれら以外の第３相を第２相全体の 10 ％以下で含む混合相を３〜 40 ％の相比率で有する組織になり、鋼板表面と鋼板内部（鋼板表面から 0.5mm 研削した位置）とのSi濃度比が1.3 以下であることを特徴とする塗装後の耐食性及び耐衝撃特性に優れる高強度高加工性熱延鋼板である。
【００１２】
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成分として
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。
【００１３】
また、この発明において、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。
【００１４】
【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）を析出させ、同時に未変態のオーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイト相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、強度及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。
【００１５】
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）が析出すること、及び
(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及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。
【００１６】
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及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。
【００１７】
ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長径がおおむね10μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そして第２相中の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。
【００１８】
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ＴＲＩＰ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。
【００１９】
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％とする必要がある。
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って測定した。
【００２０】
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。更に、針状フェライトの比率が５％に満たないと耐衝撃特性が低下し、一方、60％を超えると伸びが低下する。
【００２１】
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、針状フェライトは、それぞれ５〜15％程度、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、針状フェライト及び残留オーステナイトの混合相からなっている場合の他に、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。
【００２２】
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成分である。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。
【００２３】
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成分であり、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。
【００２４】
Mn：0.6 〜3.0 mass％
Mnは、鋼の強化成分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成分である。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。
【００２５】
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Cr炭化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランス及び動的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 mass％以上1.8 mass％以下である。
【００２６】
図４及び図５に、Cr量と強度−伸びバランス及び動的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≧24000 (MPa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性及び耐衝撃特性が得られている。
【００２７】
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成分として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成分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。
【００２８】
Al：0.01〜0.3 mass％
Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成成分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。
【００２９】
Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％
Ti及びNbはいずれも、主相であるフェライトの細粒化により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。さらに、Tiにおいては針状フェライトのノーズが短時間側に移動し、コイルミドル部と比較して冷却速度が早くなるコイル端部でも十分針状フェライトが析出するので、歩留ま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ものとした。なお、その他の元素については、成形性を維持するためにＳは0.01％以下、Ｎは0.01％以下とすることが好ましい。
【００３０】
次に、この発明において、鋼板表面と鋼板内部とのSi濃度比を1.3 以下に限定した理由について説明する。
この発明の鋼のように、Siを1.0 ％以上含有する鋼においては、熱間圧延中にSi酸化物が表面に形成され易い。このSi酸化物は、通常の酸洗では完全に除去されずに残存することがあり、これが製品の塗装後の耐食性を劣化させる原因となっていた。鋼板表面にSi酸化物が残存すると、鋼板表面のSi濃度が上昇する。そこで、この発明では、鋼板表面と鋼板内部とのSi濃度比を1.3 以下にすることにより、鋼板表面にSi酸化物が塗装後の耐食性を劣化させる程に残存させないようにして、優れた塗装後の耐食性を得るのである。
この発明の成分組成になる種々の鋼について、酸洗後の鋼板のSi濃化比を鋼板表面を砥粒入りナイロンブラシにより軽く研削することによって種々に変化させた場合の、酸洗後の鋼板表面及び酸洗後の鋼板を0.5 mm研削した表面（地鉄のSi濃度に対応）の各Si強度(cps) を、蛍光Ｘ線分析により測定してSi濃度比を求めるとともに、塗装後の耐食性について、化成処理後、電着塗装を行った後塗膜部に傷を入れるクロスカットを行い、その後55℃、５％のNaCl溶液に10日間浸漬させ、クロスカット部に幅25mmの粘着性のセロファンテープを張りつけてはがす、塗膜のテープ剥離試験を行った。剥離幅が両側で５mm以内であれば実用上問題のない範囲である。結果を表１に示す。なお、表中の評価において、○印が剥離幅（両側）５mm、以下、×印が剥離幅５mmを超えを示す。この表１より、鋼板表面と鋼板内部とのSi濃度比を1.3 以下にすることにより、良好な塗装後の耐食性が得られることが明らかである。
【００３１】
【表１】

【００３２】
鋼板表面と鋼板内部とのSi濃度比は、酸洗後の鋼板表面及び酸洗後の鋼板を0.5 mm研削した表面のそれぞれについて、蛍光Ｘ線分析により各々同一面積でSi強度(cps) を測定してSi濃度とし、その値の比により求める。また、鋼板表面と鋼板内部とのSi濃度比を1.3 以下にする具体的手段については、特に限定するものではないが、例えば、(1) 粗圧延と仕上圧延との間に衝突圧25kgf/cm² 以上の高圧デスケーリングを行うこと、(2) 巻取から酸洗までの間にショットブラスト処理及び／又はテンションレベラあるいはスキンパスで１〜３％程度の軽圧下処理を行うこと、(3) 酸洗後に研削を行うこと、を単独で又は適宜組み合わせて行えばよい。
【００３３】
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、針状フェライト及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、所定の成分組成範囲になる鋼を前掲図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（又は緩冷却）することにより、主相である初析フェライトを析出させると共にγ相への固溶Ｃの濃化を促進し、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（又は緩冷却）後、50℃/h以上の温度で室温まで冷却することにより、針状フェライト、マルテンサイト及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。
そして、鋼板表面と鋼板内部とのSi濃度比を1.3 以下にするために、上述したような、(1) 粗圧延と仕上圧延との間の衝突圧25kgf/cm² 以上の高圧デスケーリング、(2) 巻取から酸洗までの間のショットブラスト処理及び／又はテンションレベラあるいはスキンパスで軽圧下処理、(3) 酸洗後の研削を単独で又は組み合わせて行う。
【００３４】
【実施例】
表２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：860 ℃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 ℃/hr の速度で室温まで冷却した。なお、各鋼ともＳは10〜20ppm 、Ｎは20〜30ppm の範囲内であった。
かかる製造工程中、幾つかの試料については、鋼板表面と鋼板内部とのSi濃度比を1.3 以下にするために、酸洗後、砥粒入りナイロンブラシによる研削あるいは酸洗前にスキンパス圧延を行った。
得られた鋼板から、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)及び伸び(El)を求めた。
次に、ホプキンソンプレッシャーバー試験材を用いて、（参照：材料とプロセスvol.9 (1996) p.1108-1111）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（170 ℃）後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。
また、Si濃化比を酸洗後あるいは研削後の鋼板表面及びこれらの鋼板を0.5 mm研削した表面のそれぞれについて、蛍光Ｘ線分析によりSi強度(cps) を測定し、その値の比により求めた。更に、塗装後の耐食性について、りん酸亜鉛の化成処理後、電着塗装を行い、その後55℃、５％％のNaCl溶液に10日間浸漬させ、ブリスターの発生にて評価した。これらの結果を整理して表３に示す。
【００３５】
【表２】

【００３６】
【表３】

【００３７】
表３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、針状フェライト及び残留オーステナイトの混合組織を形成させ、かつ、Si濃度比を1.3 以下にしたものはいずれも、TS×El≧24000MPa・％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及びＷＨ＋ＢＨ≧100 MPa の優れた加工・焼付硬化性が得られているとともに、優れた塗装後の耐食性が工業的に安定して得られている。
【００３８】
【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、針状フェライト及び残留オーステナイトの混合組織とし、鋼板表面と鋼板内部とのSi濃度比が1.3 以下とするすることにより、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備え、優れた塗装後の耐食性を有する熱延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【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。
【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。
【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及び(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を示す模式図である。
【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。
【図５】 Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。
【図６】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）の説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet excellent in corrosion resistance and impact resistance after coating, which is suitable for use as a steel sheet for automobiles, and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
With the trend toward reducing the weight of automobiles, the demand for high-strength thin steel sheets with excellent formability is particularly strong.
Recently, the safety of automobiles has also been emphasized, and for this purpose, improvement of impact resistance characteristics that are a measure of safety at the time of a collision is also required.
Furthermore, consideration is required for economic efficiency, and when considering such economic efficiency, hot-rolled steel sheet is more advantageous than cold-rolled steel sheet.
[0003]
Various high-strength hot-rolled steel sheets have been developed so far against the background of the above situation.
For example, JP-B-6-41617, JP-B-5-65566, and JP-B-5-67682 include ferrite, bainite and 5% or more of retained austenite as high workability and high strength hot-rolled steel sheets. A so-called Transformation Induced Plasticity steel (hereinafter referred to as TRIP steel) manufacturing method is disclosed.
However, although this TRIP steel has high elongation and good formability (TS × El ≧ 24000 MPa ·%), it still has a problem where it does not meet the current severe impact resistance characteristics. In addition, there is a problem that the work hardening amount (WH) in press formability and the bake hardenability (BH) at the time of subsequent coating baking are as low as about 70 MPa. When this amount of processing / baking and curing (WH + BH) is low, there is a great disadvantage in terms of guaranteeing strength after processing / painting.
[0004]
On the other hand, as disclosed in JP-A-9-111396, as a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance, a so-called dual phase steel (hereinafter referred to as DP steel) having a two-phase structure of ferrite and martensite is disclosed. ) Has been developed.
However, although this DP steel is excellent in impact resistance characteristics, it cannot be said that the elongation is sufficient, leaving a problem in terms of formability.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, to date, no hot-rolled steel sheet that satisfies both sufficient formability and strict safety has been found, and its development has been desired.
In addition, in TRIP steel and the like, Si oxide may remain on the surface of the steel sheet only by performing normal pickling at the time of manufacturing the steel sheet, and chemical conversion processability deteriorates due to this Si oxide, In some cases, the corrosion resistance after painting was not sufficient. In use as a steel sheet for automobiles, it is also required to have good corrosion resistance after coating, and therefore it has also been desired to improve the corrosion resistance after coating.
[0006]
This invention responds to the above-mentioned demands advantageously, and proposes a high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet that has excellent formability, impact resistance characteristics, processing / coating hardening amount, and excellent corrosion resistance after coating. With the goal.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The elucidation process of the present invention will be described below.
In order to achieve the above-mentioned object, the inventors first developed a measure for providing excellent impact resistance characteristics with respect to a high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet. As a result, collision safety, in other words, impact resistance, has been conventionally considered in relation to strength, and it has been thought that collision resistance is higher if strength is higher. It turned out that it is not necessarily a unique relationship.
Therefore, as a result of earnest research on this point, the collision safety is improved, that is, at the time of deformation at high speed (the strain rate at the time of automobile collision [Outside 1]

The energy in but increased to 2 × 10 ³ / s), in order to absorb more with the steel sheet, [outer 2] The steel plate

It has been clarified that it is effective to increase the n value (hereinafter referred to as the dynamic n value) when the tensile deformation is performed under the above conditions. Here, the instantaneous n value at an elongation of 10% is a representative of the dynamic n value. Moreover, it has been found that increasing the dynamic n value is also effective for improving the strength during high-speed deformation.
[0008]
Therefore, in addition to setting the strength-elongation balance (TS x El) to 24000 MPa ·% or more as specific target properties of the steel sheet, the inventors have newly found dynamic n values as indicators of impact resistance properties. The research and development was further promoted with the aim of setting the value to 0.35 or more and the amount of work and bake hardening (WH + BH) to 100 MPa or more (by using this dynamic n value, It can be evaluated more accurately.)
Here, as a result of investigating the relationship between the structure and properties of TRIP steel, which is a conventional steel, TRIP steel can generate a bainite phase in order to obtain sufficient retained austenite in terms of formability. However, it has been found that this bainite phase causes the impact resistance to deteriorate. It has also been found that the strength-elongation balance of DP steel can be effectively improved if the structure contains an acicular ferrite phase in addition to the ferrite and martensite phases in DP steel.
[0009]
Therefore, the inventors 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, into a mixed structure of acicular ferrite + martensite + residual austenite. As a result of this change, an unexpected result was achieved in terms of achieving excellent impact resistance with a dynamic n value of 0.30 or more.
[0010]
However, even when the second phase other than proeutectoid ferrite is a mixed structure of acicular ferrite + martensite + residual austenite, the surface of the steel plate can be obtained only by performing normal pickling at the time of steel plate production. In some cases, Si oxide may remain, resulting in deterioration of chemical conversion property due to the Si oxide, and insufficient corrosion resistance after coating. From that, as a result of research and development on improving the corrosion resistance after painting of such steel sheet, the corrosion resistance after painting is effectively improved by reducing the Si concentration ratio between the steel sheet surface and the inside of the steel sheet to 1.3 or less. I found out.
The present invention is based on the above findings.
[0011]
That is, this invention
C: 0.05-0.40 mass%,
Si: 1.0-3.0 mass%,
Mn: 0.6-3.0 mass% and
Cr: 0.2 to 2.0 mass%
The balance is composed of Fe and inevitable impurities , 60 to 97 % of pro-eutectoid ferrite as the main phase, mixed phase consisting of martensite, acicular ferrite and residual austenite as the second phase, or other than these the third phase into an organization having a phase ratio from 3 to 40% mixed phase including the second phase the total 10 percent or less, Si concentration of the steel sheet surface and the steel plate inner (0.5mm grinding position from the steel sheet surface) of A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet excellent in corrosion resistance and impact resistance after coating, characterized in that the ratio is 1.3 or less.
[0012]
In the present invention, in addition to the basic composition described above, P: 0.01 to 0.2 mass%, Al: 0.01 to 0.3 mass% as the austenite-generating component
At least one selected from the above, or even as a strength improving ingredient
Ti: 0.005 to 0.25 mass%, Nb: 0.003 to 0.1 mass%
It is also possible to contain at least one selected from among them.
[0013]
In the present invention, the ratio of each phase in the second phase is preferably martensite: 10 to 80%, retained austenite: 8 to 30%, and acicular ferrite: 5 to 60%.
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention will be specifically described below.
FIG. 1 shows a typical continuous cooling transformation curve (CCT diagram) of conventional TRIP steel.
As shown in the figure, the conventional TRIP steel, after hot rolling, slightly retained in the pro-eutectoid ferrite region to precipitate pro-eutectoid ferrite (polygonal ferrite), and at the same time, solute carbon into the untransformed austenitic phase After promoting the concentration of the austenite and increasing the stability of the austenite phase, the austenite phase was led to a bainite region, and this region was gradually cooled to leave a predetermined amount of austenite while causing bainite transformation.
However, as described above, the TRIP steel manufactured in this way is excellent in strength and workability, but cannot provide sufficient impact resistance.
[0015]
Therefore, the inventors have conducted numerous experiments and studies to avoid bainite transformation,
(1) When a small amount of Cr is contained as a steel component, the nose of the bainite transformation region in the CCT diagram is retreated, and precipitation of bainite (especially carbide precipitation) is suppressed, and instead of acicular ferrite (acicular ferrite) Say), and
(2) The second phase composed of acicular ferrite, retained austenite and martensite formed in this way can significantly improve impact resistance without impairing formability.
Has been investigated.
[0016]
FIG. 2 shows a typical CCT diagram in the component system of the present invention.
As shown in the figure, the addition of a small amount of Cr causes the nose of the bainite transformation region to recede, and instead the acicular ferrite region appears prominently. The second phase can be made into 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.
[0017]
Here, the acicular ferrite means a crystal having a major axis of approximately 10 μm or less, an aspect ratio of 1: 1.5 or more, and a cementite precipitation amount in the second phase of 5% or less.
In addition, since precipitation of cementite is often observed in the bainite of conventional TRIP steel (10% or more), the acicular ferrite of the present invention and the bainite of TRIP steel are clearly distinguished.
[0018]
FIG. 3 (a) schematically shows the characteristic phase structure of the second phase obtained according to the present invention, and FIG. 3 (b) schematically shows the phase structure of the second phase of the conventional TRIP steel.
The second phase of the conventional TRIP steel has a phase structure in which retained austenite is scattered in bainite, whereas the second phase of the present invention is a layered structure of acicular ferrite and martensite. The retained austenite is scattered on the (martensite side).
Thus, it is one of the features of the present invention that the acicular ferrite is precipitated in the second phase, and this acicular ferrite phase increases TS × El and improves the dynamic n value. It is considered a thing.
According to the knowledge of the inventors, it has been confirmed that the dynamic n value tends to increase as the interface area ratio between acicular ferrite and martensite increases.
[0019]
In the present invention, the ratio of the second phase in the steel structure needs to be 3 to 40%.
This is because sufficient impact resistance characteristics cannot be obtained unless the phase ratio is less than 3%, while elongation decreases when it exceeds 40%. A more preferable ratio is 10 to 30%.
In the present invention, the phase ratio was measured by polishing a steel sample, etching with a 2% nitric acid + ethyl alcohol solution, and analyzing the micrograph image.
[0020]
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 20%), acicular ferrite: 5 It is desirable to make it -60% (preferably 20-50).
This is because sufficient impact resistance characteristics cannot be obtained unless the martensite ratio is less than 10%, while elongation decreases when it exceeds 80%. Further, if the ratio of retained austenite is less than 8%, sufficient elongation cannot be obtained, while if it exceeds 30%, impact resistance is deteriorated. Further, if the ratio of acicular ferrite is less than 5%, the impact resistance is lowered, while if it exceeds 60%, the elongation is lowered.
[0021]
The ratio 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.
In this invention, the steel structure is composed of a primary phase proeutectoid ferrite and a second phase martensite, acicular ferrite and retained austenite mixed phase, and a bainite phase is slightly precipitated. However, 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.
[0022]
Next, the reason why the component composition of the steel sheet is limited to the above range in the present invention will be described.
C: 0.05-0.40mass%
C not only contributes effectively to strengthening steel, but is also a useful component 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 is lowered, so the C content is limited to the range of 0.05 to 0.40 mass%.
[0023]
Si: 1.0-3.0 mass%
Si is an indispensable component for the formation of retained austenite, and for that purpose, addition of at least 1.0 mass% is required. However, addition of more than 3.0 mass% not only reduces ductility but also reduces scale properties. Therefore, the Si content is limited to the range of 1.0 to 3.0 mass%.
[0024]
Mn: 0.6 to 3.0 mass%
Mn is not only useful as a strengthening component of steel, but also a useful component in obtaining retained austenite. However, if the content is less than 0.6 mass%, the effect is poor. On the other hand, if it exceeds 3.0 mass%, the ductility is lowered, so the Mn content is limited to the range of 0.6 to 3.0 mass%.
[0025]
Cr: 0.2 to 2.0 mass%
This addition of Cr is one of the features of the present invention. By adding Cr, as described above, the second phase becomes acicular ferrite. For that purpose, addition of 0.2 mass% or more is necessary, but if added over 2.0 mass%, coarse Cr carbide is generated and ductility is inhibited, and both strength-elongation balance and dynamic n value deteriorate. The Cr content was limited to the range of 0.2 to 2.0 mass%. Preferably they are 0.3 mass% or more and 1.8 mass% or less.
[0026]
4 and 5 show the results of examining the relationship between the Cr amount, the strength-elongation balance, and the dynamic n value, respectively.
As can be seen from FIGS. 4 and 5, excellent workability with TS x El ≧ 24000 (MPa ·%) and dynamic n value ≧ 0.35 in the Cr content range of 0.2 mass% to 2.0 mass%. Impact resistance is obtained.
[0027]
Although the basic components have been described above, in the present invention, P and Al as austenite generating components and Ti and Nb as strength improving components can be appropriately contained within the following ranges.
P: 0.01-0.2 mass%
P is useful as a retained austenite-forming component, but if the content is less than 0.01 mass%, the effect of addition is poor. On the other hand, if it exceeds 0.2 mass%, the secondary workability deteriorates. Is preferably in the range of 0.01 to 0.2 mass%.
[0028]
Al: 0.01-0.3 mass%
Al is also useful as a retained austenite-forming component, as is the case with P. However, if the content is less than 0.01 mass%, the effect of addition is poor. On the other hand, if it exceeds 0.3 mass%, ductility is reduced. In this case, it is desirable that the content be in the range of 0.01 to 0.3 mass%.
[0029]
Ti: 0.005 to 0.25 mass%, Nb: 0.003 to 0.1 mass%
Both Ti and Nb contribute effectively to improving the strength by refining ferrite as the main phase, and can be added as necessary. Further, in Ti, the needle-shaped ferrite nose moves to the short time side, and the needle-shaped ferrite is sufficiently deposited even at the coil end where the cooling rate is faster than that of the coil middle portion, so the yield is also improved. . However, if the content is too small, the effect of addition is poor. On the other hand, excessive addition causes a decrease in ductility, so that the content is within the above range. In addition, about other elements, in order to maintain a moldability, it is preferable that S is 0.01% or less and N is 0.01% or less.
[0030]
Next, in the present invention, the reason why the Si concentration ratio between the steel sheet surface and the steel sheet inside is limited to 1.3 or less will be described.
In a steel containing 1.0% or more of Si as in the steel of the present invention, Si oxide is easily formed on the surface during hot rolling. This Si oxide may remain without being completely removed by ordinary pickling, which has been a cause of deterioration of the corrosion resistance of the product after coating. When Si oxide remains on the steel sheet surface, the Si concentration on the steel sheet surface increases. Therefore, in the present invention, by setting the Si concentration ratio between the steel sheet surface and the steel sheet inside to 1.3 or less, Si oxide does not remain on the steel sheet surface to the extent that it deteriorates the corrosion resistance after coating, and after excellent coating Of corrosion resistance.
For various steels having the composition of the present invention, steel plates after pickling when the Si concentration ratio of the steel plates after pickling is variously changed by lightly grinding the steel plate surface with a nylon brush containing abrasive grains Each Si strength (cps) of the surface and the steel plate after pickling is 0.5 mm ground (corresponding to the Si concentration of the steel) is measured by fluorescent X-ray analysis to determine the Si concentration ratio, and the corrosion resistance after coating After chemical conversion treatment, after electrodeposition coating, cross-cut to scratch the paint film part, and then immersed in 55 ° C, 5% NaCl solution for 10 days. A tape peeling test of the coating film was performed by attaching and peeling the cellophane tape. If the peeling width is 5 mm or less on both sides, it is within a range where there is no practical problem. The results are shown in Table 1. In addition, in the evaluation in the table, “◯” indicates a peeling width (both sides) of 5 mm, and “x” indicates that the peeling width exceeds 5 mm. From Table 1, it is clear that good post-coating corrosion resistance can be obtained by setting the Si concentration ratio between the steel plate surface and the steel plate inside to 1.3 or less.
[0031]
[Table 1]

[0032]
The Si concentration ratio between the steel plate surface and the inside of the steel plate was measured by measuring the Si intensity (cps) in the same area by fluorescent X-ray analysis for each of the steel plate surface after pickling and the surface obtained by grinding the steel plate after pickling by 0.5 mm. The Si concentration is obtained by the ratio of the values. Further, the specific means for setting the Si concentration ratio between the steel sheet surface and the steel sheet inside to 1.3 or less is not particularly limited. For example, (1) the collision pressure between rough rolling and finish rolling is 25 kgf / cm. Perform ² or more high pressure descaling, (2) Perform shot blasting and / or light reduction treatment of about 1 to 3% with tension leveler or skin pass from winding to pickling, (3) Acid Grinding after washing may be performed alone or in combination.
[0033]
Next, the manufacturing method of the steel of the present invention will be described. In short, the steel of the present invention is only required to form a mixed structure composed of martensite, acicular ferrite and retained austenite as the second phase. What is necessary is just to cool the steel which becomes a composition range along the cooling curve shown in the above-mentioned FIG.
That is, after hot finish rolling at about 780 to 980 ° C., after cooling to the vicinity of the nose of the proeutectoid ferrite region of 620 to 780 ° C., holding (or slowly cooling) in this temperature range for about 1 to 10 seconds, Precipitating ferrite as the main phase is precipitated and concentration of solute C in the γ phase is promoted, and then cooled to a needle-like ferrite region at 350 to 500 ° C. and held in this region for about 2 to 60 minutes (or After slow cooling, the second phase consisting of acicular ferrite, martensite and retained austenite is formed by cooling to room temperature at a temperature of 50 ° C./h or higher.
And, in order to make the Si concentration ratio between the steel sheet surface and the steel sheet inside 1.3 or less, as described above, (1) high pressure descaling with a collision pressure of 25 kgf / cm ² or more between rough rolling and finish rolling, 2) Shot blasting from winding to pickling and / or light pressure treatment with tension leveler or skin pass, and (3) Grinding after pickling alone or in combination.
[0034]
【Example】
Steel slabs with various composition shown in Table 2 are heated to 1200 ° C, then rough rolled, and after finishing hot finish rolling at a finishing temperature of 860 ° C, up to 700 ° C at a rate of 60 ° C / s. Cool and hold at this temperature for 10 seconds, then cool to 450 ° C at the same rate of 60 ° C / s, wind up on coil, hold for 15 minutes after winding, then at 100 ° C / hr. Cooled to room temperature. In each steel, S was in the range of 10 to 20 ppm and N was in the range of 20 to 30 ppm.
During this manufacturing process, some samples were subjected to skin pass rolling after pickling and before grinding or pickling with an abrasive nylon brush to reduce the Si concentration ratio between the steel plate surface and the steel plate to 1.3 or less. It was.
Tensile test pieces were cut out from the obtained steel sheets, and the test pieces were subjected to a tensile test under the condition of strain rate: 2 × 10 ^-2 / s, yield strength (YS), tensile strength (TS). And elongation (El) was calculated | required.
Next, using the Hopkinson pressure bar test material, the tensile test was carried out under the conditions of (Reference: Materials and Process vol.9 (1996) p.1108-1111) Strain Rate: 2 × 10 ³ / s. The instantaneous n value (dynamic n value) at 10% was determined.
Furthermore, the work hardening amount (WH) at the time of press molding and the bake hardening amount (BH) after the subsequent coating baking (170 ° C.) were also measured. In addition, WH and BH were calculated | required by FIG. 6 using the tensile tester of strain rate: 2 * 10 ^<-2 > / s.
In addition, the Si concentration ratio was determined by measuring the Si intensity (cps) of each steel plate surface after pickling or grinding and the surface of these steel plates 0.5 mm ground by fluorescent X-ray analysis. It was. Furthermore, the corrosion resistance after coating was evaluated by the occurrence of blistering by electrodeposition coating after chemical conversion treatment of zinc phosphate and then dipping in 55 ° C., 5% NaCl solution for 10 days. These results are summarized in Table 3.
[0035]
[Table 2]

[0036]
[Table 3]

[0037]
As shown in Table 3, according to the present invention, as a second phase, a mixture of martensite, acicular ferrite and retained austenite was formed, and any Si concentration ratio of 1.3 or less was TS × El. Excellent strength-elongation balance of ≧ 24000 MPa ·%, excellent impact resistance of dynamic n value ≧ 0.35, excellent processing and bake hardenability of WH + BH ≧ 100 MPa, and excellent corrosion resistance after coating Is obtained industrially stably.
[0038]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, the main phase is pro-eutectoid ferrite, the second phase is a mixed structure of martensite, acicular ferrite and retained austenite, and the Si concentration ratio between the steel sheet surface and the steel sheet interior is 1.3 or less. Thus, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having both excellent formability and impact resistance characteristics and excellent corrosion resistance after coating.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a typical continuous cooling transformation curve (CCT diagram) of a conventional TRIP steel.
FIG. 2 is a typical continuous cooling transformation curve diagram (CCT diagram) in the component system of the present invention.
FIG. 3 is a schematic diagram showing (a) a characteristic phase configuration of the second phase obtained according to the present invention and (b) a phase configuration of the second phase of a conventional TRIP steel.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between Cr content and strength-elongation balance.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between Cr content and dynamic n value.
FIG. 6 is an explanatory diagram of a work hardening amount (WH) and a bake hardening amount (BH).

Claims (3)

C: 0.05-0.40 mass%,
Si: 1.0-3.0 mass%,
Mn: 0.6-3.0 mass% and
Cr: 0.2 to 2.0 mass%
The balance is composed of Fe and inevitable impurities , 60 to 97 % of pro-eutectoid ferrite as the main phase, mixed phase consisting of martensite, acicular ferrite and residual austenite as the second phase, or other than these the third phase into an organization having a phase ratio from 3 to 40% mixed phase including the second phase the total 10 percent or less, Si concentration of the steel sheet surface and the steel plate inner (0.5mm grinding position from the steel sheet surface) of A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet excellent in corrosion resistance and impact resistance after coating, characterized in that the ratio is 1.3 or less. In Claim 1, steel composition is further P: 0.01-0.2 mass% and
Al: 0.01-0.3 mass%
A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet excellent in corrosion resistance and impact resistance after coating, characterized in that the composition contains at least one selected from the above. The steel composition according to claim 1 or 2, further comprising:
Ti: 0.005 to 0.25 mass% and
Nb: 0.003 to 0.1 mass%
A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet excellent in corrosion resistance and impact resistance after coating, characterized in that the composition contains at least one selected from the above.

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