JP3724193B2 - High-strength, high-workability hot-rolled steel sheet with excellent impact resistance and low yield ratio - 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値とする。
なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変形時における強度向上にも有効であることが併せて見出された。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
以下、この発明の解明経緯について説明する。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、まず従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、その組織と特性との関係について調査した。
その結果、ＴＲＩＰ鋼においては、成形性の向上に有利な残留オーステナイトを十分な量得るためには、ベイナイト相を生成させることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相が耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明した。
【０００８】
そこで、発明者らは、かようなベイナイト相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主相である初析フェライト以外の第２相を、従来のベイナイト＋残留オーステナイトから、針状フェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの混合組織に変更したところ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得られたのである。
さらに、第２相の形成に際し、マルテンサイトに対する針状フェライトの生成量を多めにすると、降伏比が効果的に低減し、加工性の面でより有利になることも併せて見出した。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００９】
すなわち、この発明は、
Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含み、かつ
Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になり、鋼組織が、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、針状フェライトおよ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％の相比率で有し、かつ該第２相中の針状フェライトとマルテンサイトが下記式の関係を満足することを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板である。
記
2.0 ≦Ｆ_A ／Ｍ_A ≦ 20
ここで、Ｆ_A : 第２相中における針状フェライトの面積率（％）
Ｍ_A : 第２相中におけるマルテンサイトの面積率（％）
【００１０】
この発明では、鋼の成分組成につき、上記した基本組成の他、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。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）を示す。
同図に示したとおり、従来のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともいう）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷することによって、ベイナイト変態を生じさせつつ、所定量のオーステナイトを残留させていた。
しかしながら、このようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性の面では優れるものの、十分な耐衝撃特性が得られないことは前述したとおりである。
【００１３】
そこで、発明者らは、ベイナイト変態を回避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、
(1) 鋼成分としてCrを少量含有させると、上記ＣＣＴ図におけるベイナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析出（特に炭化物の析出）が抑制され、代わりに針状フェライト（アシキュラーフェライトともいう）が析出する、
(2) かようにして形成された、針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相は、成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格段に向上させる
ことを究明したのである。
【００１４】
図２に、この発明の成分系における代表的ＣＣＴ図を示す。
同図に示したとおり、Crを少量添加することによってベイナイト変態域のノーズが後退し、代わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針状フェライト域に短時間保持し、好ましくはその後に急冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織とすることができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた熱延鋼板を得ることができたのである。
【００１５】
ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長径が概ね10μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そしてセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。
なお、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイトの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に区別されるものである。
【００１６】
図３(a) に、この発明に従い得られる第２相の特徴的な相構成を、また図３(b) には、従来の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。
【００１７】
ところで、発明者らの実験によれば、図２に示す冷却工程において、針状フェライト域での保持時間を、ベイナイト変態が生じない範囲でできるだけ長くし、針状フェライトの生成量を増大させたところ、降伏比が効果的に低減することが判明した。
【００１８】
すなわち、上記のようにして析出させた針状フェライトとマルテンサイトの比が面積率で、次式
2.0 ≦Ｆ_A ／Ｍ_A ≦ 20
ここで、Ｆ_A : 第２相中における針状フェライトの面積率（％）
Ｍ_A : 第２相中におけるマルテンサイトの面積率（％）
の関係を満足する範囲に制御することによって、降伏比を65％以下まで低減することができたのである。
【００１９】
Ｃ：0.10mass％、Si：1.3 mass％、Mn：1.5 mass％、Ｐ：0.01mass％、Ｓ：0.005 mass％、Al：0.04mass％、Ｎ：0.003 mass％およびCr：0.60mass％を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1200℃で１時間加熱後、粗圧延し、ついで仕上げ温度：850 ℃で熱間仕上げ圧延を終了したのち、 100℃/sの速度で 650〜700 ℃まで冷却し、この温度域に５秒保持してから、同じく 100℃/sの速度で 400〜500 ℃まで冷却し、この温度に10〜120 分の種々の時間保持したのち、70℃/hの速度で室温まで冷却した。
得られた熱延板から、引張試験片を切り出し、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)および伸び(El)を求めた。また、断面組織をＳＥＭ観察すると共に、第２相の針状フェライトとマルテンサイトの分散状態を画像解析して、材質との関係について調査した。
得られた結果を、整理して図４に示す。
【００２０】
同図に示したとおり、第２相中における針状フェライトとマルテンサイトとの面積率比Ｆ_A ／Ｍ_A が 2.0〜20の範囲を満足する場合に、TS×El≧ 24000 MPa・％、YR≦65％という優れた強度−伸びバランスおよび低降伏比を得ることができた。
そこで、この発明では、第２相中における針状フェライトとマルテンサイトの比を、面積率比で 2.0〜20の範囲に限定したのである。
なお、この発明において、面積率は、顕微鏡写真を画像解析することによって算出した。
【００２１】
また、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％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスが低下するからである。より好ましい比率は10〜30％である。
【００２２】
なお、この発明において、鋼組織は全て、主相である初析フェライトと、第２相であるマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干析出する場合もあるが、かような第３相が混入しても、その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何ら問題はない。
【００２３】
次に、この発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.40mass％
Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。
【００２４】
Si：1.0 〜3.0 mass％
Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であり、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要とするが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招くだけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００２５】
Mn：0.6 〜3.0 mass％
Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は 0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００２６】
Cr：0.2 〜2.0 mass％
このCr添加は、この発明の特徴の一つである。Crを添加することにより、前述したように、第２相が針状フェライト化する。そのためには、0.2 mass％以上の添加が必要であるが、 2.0mass％を超えて添加すると粗大なCr炭化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランスおよび動的ｎ値とも劣化するので、Cr量は0.2 〜2.0 mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.3〜1.8 mass％である。
【００２７】
図５および図６に、Cr量と強度−伸びバランスおよび動的ｎ値との関係について調べた結果をそれぞれ示す。
図５，６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の優れた加工性および耐衝撃特性が得られている。
【００２８】
Ｐ：0.01〜0.2 mass％
Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用であるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化するので、Ｐ量は0.01〜0.2 mass％の範囲に限定した。
【００２９】
Al：0.01〜0.3 mass％
Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成元素として有用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の低下を招くので、Al 量は0.01〜0.3 mass％の範囲に限定した。
【００３０】
以上、基本成分について説明したが、この発明では、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。
Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％
TiおよびNbはいずれも、主相であるフェライトを細粒化させることによって、強度の向上に有効に寄与するので、必要に応じて添加することができる。特にTiを含有させると、針状フェライトのノーズが短時間側に移行し、コイルミドル部と比較して冷却速度が速くなるコイル端部においても十分針状フェライトが析出するので、歩留りが向上する効果もある。
しかしながら、含有量があまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添加は延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
【００３１】
次に、この発明鋼の製造方法について具体的に説明する。
この発明鋼は、基本的に、第２相としてマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる混合組織を形成させれば良いのであるから、前掲図２に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良い。
そして、針状フェライト域での保持時間を、ベイナイト変態が生じない範囲でできるだけ長くすることによって、針状フェライトの生成量を増大させてやれば良く、かくして65％以下という優れた降伏比が得られるのである。
【００３２】
すなわち、 780〜980 ℃程度で熱間仕上げ圧延後、 620〜780 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍まで冷却したのち、この温度域に１〜10秒程度保持（または緩冷却）することにより、主相である初析フェライトを析出させ、ついで 350〜500 ℃の針状フェライト域まで冷却し、この領域で、少なくとも40分以上（ただしベイナイト変態が生じない時間）等温保持するかまたは緩冷却後、好ましくは50℃/h以上の速度で室温まで冷却することにより、針状フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる第２相を形成させると共に、第２相中における針状フェライトとマルテンサイトの比を面積率比で 2.0〜20の範囲に制御するのである。
【００３３】
【実施例】
実施例１
表１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後、80℃/sの速度で 700℃まで冷却し、この温度に５秒保持してから、同じく80℃/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、70〜90分間保持してから、70℃/hの速度で室温まで冷却した。
得られた熱延板から、引張試験片を切り出し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×10^-2/sの条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)および伸び(El)を求めた。
また、ホプキンソンプレッシャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (1996) P.1108〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×10³/s の条件で引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値（動的ｎ値）を求めた。
さらに、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時(170℃）における焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。なお、ＷＨ，ＢＨは、ひずみ速度：２×10^-2／ｓの引張試験機を用い、図７により求めた。
各熱延鋼板の鋼組織、TS×Elバランス、YR、ＷＨ＋ＢＨおよび動的ｎ値ついて調べた結果を整理して表２に示す。
【００３４】
【表１】

【００３５】
【表２】

【００３６】
表２に示したとおり、この発明に従い、第２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織を形成させ、かつ第２相中の針状フェライトとマルテンサイトとの面積率比Ｆ_A ／Ｍ_A を 2.0〜20の範囲に制御したものはいずれも、TS×El≧ 24000 MPa・％の優れた強度−伸びバランスとYR≦65％の低降伏比、さらには動的ｎ値≧0.35という優れた耐衝撃特性およびＷＨ＋ＢＨ≧ 100 MPa・％という高い加工・焼付硬化量を得ることができた。
【００３７】
【発明の効果】
かくして、この発明に従い、主相を初析フェライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織にすると共に、第２相中の針状フェライトとマルテンサイトとの面積率比Ｆ_A ／Ｍ_A を 2.0〜20の範囲に制御することにより、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた熱延鋼板を得ることができる。
【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および(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を示す模式図である。
【図４】Ｆ_A ／Ｍ_A 比と降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)、伸び(El)、降伏比（YR) および強度−伸びバランス（TS×El）との関係を示すグラフである。
【図５】 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６】 Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。
【図７】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 having excellent impact resistance suitable for use as a steel sheet for automobiles.
[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, in Japanese Patent Publication No. 6-41617, Japanese Patent Publication No. 5-65566 and Japanese Patent Publication No. 5-67682, high workability and high strength hot rolled steel sheets include retained austenite: ferrite containing 5% or more, bainite, and A manufacturing method of steel (hereinafter referred to as TRIP steel) having a structure of retained austenite is disclosed.
However, although this TRIP steel has high elongation and good formability (TS × El ≧ 24000 MPa ·%), it still has a problem that it does not meet the current severe impact resistance characteristics.
There is also a problem that the work hardening amount (WH) at the time of press molding and the bake hardening amount (BH) at the subsequent coating baking are as low as about 70 MPa.
When this amount of processing and baking (WH + BH) is low, there is a great disadvantage in terms of strength assurance after processing-paint baking.
[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.
The present invention advantageously meets the above requirements, and has excellent formability and impact resistance (specifically, the strength-elongation balance (TS x El) is 24000 MPa ·% or more, dynamic n value) Is a high strength, high workability hot rolled steel sheet with excellent impact resistance and low yield ratio, with a yield ratio as low as 65% or less and a high work / bake hardening (WH + BH) of 100 MPa or more. The purpose is to propose.
[0006]
Here, the dynamic n value was newly found by the inventors as an index of impact resistance characteristics, and by using this dynamic n value, the impact resistance characteristics can be evaluated more accurately than before. Can do.
In other words, hitherto, collision resistance safety has been considered in relation to strength, and if the strength is high, it is said that the collision safety is high. However, the strength and the collision safety are not necessarily unique. It turns out that it is not.
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, an instantaneous n value at an elongation of 10% is defined as a dynamic n value.
It has also been found that increasing the dynamic n value is effective for improving the strength during high-speed deformation.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The elucidation process of the present invention will be described below.
In order to achieve the above object, the inventors first investigated the relationship between the structure and properties of TRIP steel, which is a conventional steel.
As a result, in TRIP steel, it has been essential to generate a bainite phase in order to obtain a sufficient amount of retained austenite that is advantageous for improving formability. However, this bainite phase deteriorates impact resistance. It turned out to be the cause.
[0008]
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, from acicular ferrite + retained austenite to acicular ferrite + martensite. Changing to a mixed structure of sight + retained austenite resulted in unexpected results in achieving the intended purpose.
Furthermore, it has also been found that, when the second phase is formed, if the amount of acicular ferrite produced with respect to martensite is increased, the yield ratio is effectively reduced and the workability becomes more advantageous.
The present invention is based on the above findings.
[0009]
That is, this invention
C: 0.05 to 0.40 mass%, Si: 1.0 to 3.0 mass%,
Mn: 0.6 to 3.0 mass%, Cr: 0.2 to 2.0 mass%
And P: 0.01 to 0.2 mass%, Al: 0.01 to 0.3 mass%
At least one selected from the above, the balance being the composition of Fe and inevitable impurities , the steel structure is 60-97% proeutectoid ferrite as the main phase, martensite, acicular ferrite as the second phase And a mixed phase comprising residual austenite or a third phase other than these in a proportion of 3% to 40% of the second phase, and acicular ferrite in the second phase. And martensite is a high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance, characterized in that the relationship of the following formula is satisfied.
Record
2.0 ≦ F _A / M _A ≦ 20
Where F _A : area ratio of acicular ferrite in the second phase (%)
M _A : Area ratio of martensite in the second phase (%)
[0010]
In the present invention, every component composition of the steel, other basic composition mentioned above, as a strong degree improving component
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.
[0012]
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 (also called polygonal ferrite), and at the same time, dissolved in the untransformed austenite phase. After promoting the concentration of carbon and increasing the stability of austenite, it was led to a bainite region, and by slowly cooling this region, a predetermined amount of austenite remained 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.
[0013]
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. Say)
(2) The second phase consisting of acicular ferrite, retained austenite and martensite formed in this way has been found to significantly improve impact resistance without impairing formability. .
[0014]
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 consisting of acicular ferrite, retained austenite and martensite, and thus a hot rolled steel sheet having excellent formability and impact resistance can be obtained. It was.
[0015]
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 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.
[0016]
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.
[0017]
By the way, according to the experiments by the inventors, in the cooling step shown in FIG. 2, the holding time in the acicular ferrite region was made as long as possible without causing the bainite transformation to occur, and the amount of acicular ferrite produced was increased. However, it has been found that the yield ratio is effectively reduced.
[0018]
That is, the ratio of acicular ferrite and martensite precipitated as described above is the area ratio,
2.0 ≦ F _A / M _A ≦ 20
Where F _A : area ratio of acicular ferrite in the second phase (%)
M _A : Area ratio of martensite in the second phase (%)
The yield ratio could be reduced to 65% or less by controlling the relationship to satisfy the above relationship.
[0019]
C: 0.10 mass%, Si: 1.3 mass%, Mn: 1.5 mass%, P: 0.01 mass%, S: 0.005 mass%, Al: 0.04 mass%, N: 0.003 mass% and Cr: 0.60 mass% The remainder is a steel slab having a composition of Fe and inevitable impurities. After heating at 1200 ° C for 1 hour, rough rolling, and then finishing the hot finish rolling at a finishing temperature of 850 ° C, the rate is 100 ° C / s. After cooling to 650-700 ° C and holding at this temperature range for 5 seconds, after cooling to 400-500 ° C at the same rate of 100 ° C / s and holding at this temperature for various times of 10-120 minutes And cooled to room temperature at a rate of 70 ° C./h.
A tensile test piece was cut out from the obtained hot-rolled sheet, and yield strength (YS), tensile strength (TS) and elongation (El) were determined. In addition, the cross-sectional structure was observed by SEM, and the state of dispersion of the second-phase acicular ferrite and martensite was image-analyzed to investigate the relationship with the material.
The obtained results are organized and shown in FIG.
[0020]
As shown in the figure, when the area ratio F _A / M _A between acicular ferrite and martensite in the second phase satisfies the range of 2.0 to 20, TS × El ≧ 24000 MPa ·%, YR An excellent strength-elongation balance and a low yield ratio of ≦ 65% could be obtained.
Therefore, in the present invention, the ratio of acicular ferrite and martensite in the second phase is limited to the range of 2.0 to 20 in terms of area ratio.
In the present invention, the area ratio was calculated by image analysis of a micrograph.
[0021]
In the present invention, the ratio of the above-mentioned second phase in the steel structure must be 3 to 40%.
This is because if the phase ratio is less than 3%, sufficient impact resistance characteristics cannot be obtained, while if it exceeds 40%, the elongation and the strength-elongation balance decrease. A more preferable ratio is 10 to 30%.
[0022]
In this invention, the steel structure is not necessarily composed of a promiscuous ferrite as the main phase and a mixed phase of martensite, acicular ferrite and retained austenite as the second phase, and includes a bainite phase. Although it may precipitate a little, 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.
[0023]
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 of steel, but is also an element useful for 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%.
[0024]
Si: 1.0-3.0 mass%
Si is an indispensable element for the formation of retained austenite. For this 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%.
[0025]
Mn: 0.6 to 3.0 mass%
Mn is not only useful as a steel strengthening element, but also an element useful for 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%.
[0026]
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 formed and the ductility is inhibited, and both the strength-elongation balance and dynamic n value deteriorate. The Cr content was limited to the range of 0.2 to 2.0 mass%. Preferably it is 0.3-1.8 mass%.
[0027]
5 and 6 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. 5 and 6, excellent workability of TS × El ≧ 24000 (MPa ·%), dynamic n value ≧ 0.35 and Cr content in the range of 0.2 mass% to 2.0 mass%. Impact resistance is obtained.
[0028]
P: 0.01-0.2 mass%
P is useful as a residual austenite forming element, so content of the less than 0.01 mass% poor effect of adding, when the content is higher than 0.2 mass% secondary formability resistance is deteriorated, P amount is 0.01 It was limited to the range of ~ 0.2 mass%.
[0029]
Al: 0.01-0.3 mass%
Al also, like P, but is useful as a residual austenite forming element, when the content is less than 0.01 mass% poor effect of adding, whereas since it exceeds not more than 0.3 mass% leads to a decrease in ductility, Al The amount was limited to a range of 0.01 to 0.3 mass%.
[0030]
Although the basic components have been described above, in the present invention, Ti and Nb can be appropriately contained in the following ranges as strength improving components .
Ti: 0.005 to 0.25 mass%, Nb: 0.003 to 0.1 mass%
Since both Ti and Nb contribute effectively to the improvement of strength by refining ferrite as the main phase, they can be added as necessary. In particular, when Ti is contained, the needle-like ferrite nose shifts to the short time side, and the needle-like ferrite is sufficiently precipitated even at the coil end where the cooling rate is higher than that of the coil middle portion, so the yield is improved. There is also an effect.
However, if the content is too small, the effect of addition is poor, while excessive addition leads to a decrease in ductility.
[0031]
Next, the method for producing the steel of the present invention will be specifically described.
The steel according to the present invention basically has only to form a mixed structure composed of martensite, acicular ferrite and retained austenite as the second phase, and is thus cooled along the cooling curve shown in FIG. Just do it.
Then, by increasing the holding time in the acicular ferrite region as long as possible within the range where bainite transformation does not occur, it is only necessary to increase the amount of acicular ferrite produced, and thus an excellent yield ratio of 65% or less is obtained. It is done.
[0032]
That is, after hot finish rolling at about 780 to 980 ° C., after cooling to the vicinity of the nose of the pro-eutectoid ferrite region of 620 to 780 ° C., holding (or slow cooling) in this temperature range for about 1 to 10 seconds, After precipitating ferrite as the main phase is precipitated and then cooled to 350 to 500 ℃ acicular ferrite region, in this region, hold at least 40 minutes (however, no bainite transformation) isothermally or after slow cooling The second phase consisting of acicular ferrite, martensite and retained austenite is preferably formed by cooling to room temperature at a rate of preferably 50 ° C./h or more, and the ratio of acicular ferrite to martensite in the second phase Is controlled in the range of 2.0 to 20 in terms of area ratio.
[0033]
【Example】
Example 1
Steel slabs with various composition shown in Table 1 are heated to 1200 ° C, rough rolled, then finished with hot finish rolling at a finishing temperature of 860 ° C and then cooled to 700 ° C at a rate of 80 ° C / s. After maintaining at this temperature for 5 seconds, after cooling to 450 ° C at the same rate of 80 ° C / s, winding it on the coil, holding it for 70-90 minutes after winding, then 70 ° C / h Cooled to room temperature at a rate.
From the obtained hot-rolled sheet, tensile test pieces were cut out, and tensile tests were performed on the test pieces under the condition of strain rate: 2 × 10 ⁻² / s. Yield strength (YS), tensile strength ( TS) and elongation (El) were determined.
In addition, a tensile test was performed using a Hopkinson pressure bar test material (materials and process vol.9 (1996) P.1108-1111) at a strain rate of 2 × 10 ³ / s. The instantaneous n value of time (dynamic n value) was determined.
Furthermore, the work hardening amount (WH) at the time of press molding and the bake hardening amount (BH) at the time of subsequent baking (170 ° C.) were also measured. In addition, WH and BH were calculated | required by FIG. 7 using the tensile tester of strain rate: 2 * 10 ^<-2 > / s.
Table 2 summarizes the results of investigation on the steel structure, TS × El balance, YR, WH + BH and dynamic n value of each hot-rolled steel sheet.
[0034]
[Table 1]

[0035]
[Table 2]

[0036]
As shown in Table 2, according to the present invention, a mixed structure of martensite, acicular ferrite and retained austenite is formed as the second phase, and the area ratio F of acicular ferrite and martensite in the second phase is F. Any _A / M _A controlled within the range of 2.0 to 20 has excellent strength-elongation balance of TS x El ≥ 24000 MPa ·%, low yield ratio of YR ≤ 65%, and dynamic n value ≥ Excellent impact resistance of 0.35 and a high work / bake hardening amount of WH + BH ≧ 100 MPa ·% could be obtained.
[0037]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, the main phase is pro-eutectoid ferrite and the second phase is a mixed structure of martensite, acicular ferrite and retained austenite, and the area ratio of acicular ferrite and martensite in the second phase. by controlling the ratio F _a / M _a in the range of 2.0 to 20, it is possible to obtain a hot rolled steel sheet having both excellent formability and impact resistance.
[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) the characteristic phase configuration of the second phase obtained according to the present invention and (b) the phase configuration of the second phase of the conventional TRIP steel.
FIG. 4 shows the relationship between the F _A / M _A ratio and yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation (El), yield ratio (YR), and strength-elongation balance (TS × El). It is a graph.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between Cr content and strength-elongation balance.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between Cr content and dynamic n value.
FIG. 7 is an explanatory diagram of a work hardening amount (WH) and a bake hardening amount (BH).

Claims (2)

C: 0.05 to 0.40 mass%, Si: 1.0 to 3.0 mass%,
Mn: 0.6 to 3.0 mass%, Cr: 0.2 to 2.0 mass%
And P: 0.01 to 0.2 mass%, Al: 0.01 to 0.3 mass%
At least one selected from the above, the balance being the composition of Fe and inevitable impurities , the steel structure is 60-97% proeutectoid ferrite as the main phase, martensite, acicular ferrite as the second phase And a mixed phase comprising residual austenite or a third phase other than these in a proportion of 3% to 40% of the second phase, and acicular ferrite in the second phase. A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance, characterized in that martensite satisfies the following relationship:
Record
2.0 ≦ F _A / M _A ≦ 20
Where F _A : area ratio of acicular ferrite in the second phase (%)
M _A : Area ratio of martensite in the second phase (%) The steel composition according to claim 1, further comprising:
Ti: 0.005 to 0.25 mass%, Nb: 0.003 to 0.1 mass%
A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet excellent in impact resistance, characterized in that it has a composition containing at least one selected from the above.

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