JP3857875B2

JP3857875B2 - High-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility and ductility and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP3857875B2
Application number: JP2000372460A
Authority: JP
Inventors: 浩幸岡田; 敏光麻生; 力岡本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-12-07
Filing date: 2000-12-07
Publication date: 2006-12-13
Anticipated expiration: 2020-12-07
Also published as: JP2002180188A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主としてプレス加工される自動車足廻り部品等を対象とし、1.0 〜6.0mm 程度の板厚で、770N/mm^２以上の強度を有する穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の環境問題を契機に燃費改善対策としての車体軽量化、部品の一体成形化によるコストダウンのニーズが強まり、プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板の開発が進められてきた。従来、かかる加工用高強度熱延鋼板としては、フェライト・マルテンサイト組織、フェライト・ベイナイト組織からなる混合組織のもの、或いはベイナイト、フェライト主体のほぼ単相組織のものが広く知られている。
【０００３】
しかし、フェライト・マルテンサイト組織においては、変形の初期からマルテンサイトの周囲にミクロボイドが発生して割れを生じるため、穴拡げ性に劣る問題があり、足廻り部品等の高い穴拡げ性が要求される用途には不向きであった。
【０００４】
高強度熱延鋼板において、穴拡げ性と延性とは相反する傾向を示すことが知られているが、フェライト・ベイナイト組織において穴拡げ性を改善する１手段としてフェライトとベイナイトの硬度差を小さくする手段がある。しかしながら、硬度を硬いベイナイトに合わせれば延性が大幅に悪化し、軟質なフェライトに合わせれば強度不足となってしまう。この強度不足を補うためには大量の析出物を分散させて鋼板を強化することが必要となり、結果として延性を低下させてしまうこととなる。特開平４−８８１２５号公報、特開平３−１８０４２６号公報には、ベイナイトを主体とした組織を有する鋼板が開示されているが、ベイナイトを主体とした組織であるため穴拡げ性は優れるものの、軟質なフェライト相が少ないため延性に劣る。また、特開平６−１７２９２４号公報、特開平７−１１３８２号公報ではフェライトを主体とした組織を有する鋼板が開示されているが、穴拡げ性は優れているが、強度を確保するために硬質な炭化物を析出させているのでやはり延性に劣る。
【０００５】
また、特開平６−２００３５１号公報にはフェライト・ベイナイト組織を有する穴拡げ性、延性に優れた鋼板が開示されており、特開平６−２９３９１０号公報には２段冷却を用いることによってフェライト占有率を制御することで穴拡げ性、延性が両立する鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、自動車のさらなる軽量化、部品の複雑化等を背景にさらに高い穴拡げ性、延性が求められ、鋼板には上記した技術では対応しきれない高度な加工性と高い強度を有することが求められている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記した従来の問題点を解決し、高い穴拡げ性と延性とを併せ持つ強度770N/mm^２以上の高強度熱延鋼板およびその鋼板の製造方法を提供するためになされたものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するためになされた本発明の穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板は、質量％で、C 0.01〜0.08％、Si 0.30 〜1.50％、Mn 0.50 〜2.50％、P ≦0.03％、S ≦0.005%、及びTi 0.05〜0.20％、Nb 0.01 〜0.04％の１種または２種を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、C 、Si、Mn、Ti及びNbの含有量が、
式 115 ≦(917−480[C%] ＋100[Si%]−100[Mn%]) −(790×([Ti%]＋[Nb%]/ 2)^０．０５) ≦235
を満たす鋼よりなる高強度熱延鋼板であって、鋼組織がフェライト80 面積％以上〜 88 面積％以下、残部ベイナイトよりなり、強度が770N/mm^２以上であることを特徴とするものである。なお、高強度熱延鋼板はCa、REM の１種または２種を0.0005〜0.01％含有することができる。
【０００８】
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは強度770N/mm^２以上の高強度熱延鋼板において延性の改善を図るにはフェライト粒径を拡大することが有効であることを知見し、本発明を完成するに至った。即ち、フェライト・ベイナイト鋼において延性を高めるフェライトと強度を確保するTiC 、NbC からなる析出物に着目し、フェライト粒を十分成長させて穴拡げ性を低下させずに延性を改善し、その後に析出物を生成させて強度を確保するための関係式を見出した結果なされたものである。
【００１０】
本発明において高強度熱延鋼板中のC は 0.01 〜0.08％とする。C は炭化物を析出して強度を確保するに必要な元素であって0.01％未満では所望の強度を確保することが困難になる。一方、0.08％を超えると延性の低下が大きくなるからである。
【００１１】
Siは本発明において最も重要な元素の一つであり、有害な炭化物の生成を抑え組織をフェライト主体で残部ベイナイトの複合組織とするに重要であって、またSiの添加により強度と延性を両立させることができる。このような作用を得るためには0.3%以上の添加が必要である。しかし、添加量が増加すると化成処理性が低下するほか点溶接性も劣化するため1.5%を上限とする。なお、Siの範囲を0.9〜1.2%とするのが穴拡げ性と延性を効果的に両立させることができて望ましい。
【００１２】
Mnは本発明において重要な元素の一つで、強度の確保に必要な元素であり、このためには0.50％以上の添加を必要とする。しかし、2.5%を超えて多量に添加するとミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、穴拡げ性を劣化させる。なお、穴拡げ性と延性を効果的に両立させるにはMnの範囲を1.00〜1.50％とするのが望ましい。
【００１３】
P はフェライトに固溶してその延性を低下させるので、その含有量は0.03％以下とする。また、SはMnSを形成して破壊の起点として作用し著しく穴拡げ性、延性を低下させるので0.005%以下とする。
【００１４】
Ti、Nbも本発明において最も重要な元素の一つであり、TiC 、NbC などの微細な炭化物を析出させて強度を確保するに有効な元素である。この目的のためにはTi 0.05 〜0.20％、Nb 0.01 〜0.04％の１種または２種を添加することが必要である。Tiが0.05％未満、Nbが0.01％未満では強度を確保することが困難であり、Tiが0.20％、Nbが0.04％を超えると析出物が多量生成しすぎて延性が劣化するからである。
【００１５】
Ca、REM は硫化物系介在物の形態を制御し穴拡げ性の向上に有効な元素である。この形態制御効果を有効ならしめるためにはCa、REM の１種または２種を0.0005％以上添加するのが望ましい。一方、多量の添加は硫化物系介在物の粗大化を招き、清浄度を悪化させて延性を低下させるのみならず、コストの上昇を招くので、上限を0.01％とする。
【００１６】
また、C 、Si、Mn、Ti及びNbの含有量が、式 115 ≦(917−480[C%] ＋100[Si%]−100[Mn%]) −(790×([Ti%]＋[Nb%]/2)^０．０５) ≦235 を満たすことが必要である。式の左項(917−480[C%] ＋100[Si%]−100[Mn%]) はフェライト生成し易さを示し、右項(790×([Ti%]＋[Nb%]/2)^０．０５) はTiC 、NbC 等の炭化物析出し易さを示す。フェライトを優先的に生成させてその粒を成長させるため粒成長抑制効果のある炭化物の析出を抑える。このためには式によって計算される値が115 以上であることが必要である。一方、炭化物の析出を抑え過ぎると固溶Ｃがベイナイトに濃化してベイナイトの硬さを増加してフェライトとの硬度差を大きくするので穴拡げ性が悪化してしまう。従って、効果的に炭化物を析出させて穴拡げ性を向上させるには式によって計算される値が235 以下とすることが必要である。
【００１７】
本発明の穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板は、上記したような成分を含有するスラブなどの鋼片を熱間圧延して高強度熱延鋼板を製造すればよいが、高強度熱延鋼板における鋼組織はフェライトは80％以上、残部ベイナイトよりなる二相組織のものとする。フェライトが80% 未満である場合には延性の低下が大きくなるので、フェライト・ベイナイト組織中のフェライトの量は80％以上とする必要がある。なお、ベイナイトには少量の残留γが含まれることがある。
【００１８】
しかして、本発明の穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板を製造するには、前記した組成の鋼片を熱間圧延するに際し、圧延終了温度をフェライトの生成を抑え穴拡げ性を良好にするため、Ar_３変態点〜950 ℃として熱間圧延し、引続き20℃/sec以上の冷却速度で650 〜800 ℃まで冷却したうえ、２〜15秒空冷し、さらに、20℃/sec以上の冷却速度で350 〜600 ℃に冷却して巻き取る。圧延終了温度をフェライトの生成を抑え穴拡げ性を良好にするため、Ar_３変態点以上とする必要がある。しかし、あまり高温にすると組織の粗大化による強度及び延性の低下を招くことになるので仕上げ圧延終了温度は950 ℃以下とする必要がある。
【００１９】
また、圧延終了直後に鋼板を急速冷却することは高い穴拡げ性を得るために重要であって、その冷却速度は20℃/sec以上を必要とする。20℃/sec未満では穴拡げ性に有害な炭化物形成を抑制するのが困難となるからである。
【００２０】
次に、鋼板の急速冷却を一旦停止して空冷を施すことはフェライトを析出してその占有率を増加させ、延性を向上させるために重要である。しかしながら、空冷開始温度が650 ℃未満では穴拡げ性に有害なパーライトが早期より発生する。一方、空冷開始温度が800 ℃を超える場合にはフェライトの生成が遅く空冷の効果が得にくいばかりでなく、その後の冷却中におけるパーライトの生成が起こりやすい。従って、空冷開始温度は650 〜800 ℃の間とする。また、空冷時間が15秒を超えてもフェライトの増加は飽和するばかりでなく、その後の冷却速度、巻取温度の制御に負荷がかかる。従って、空冷時間は15秒以下とする。なお、空冷時間が２秒未満ではフェライトを十分析出させることはできない。
【００２１】
空冷後は再度鋼板を急速に冷却するが、その冷却速度はやはり20℃/sec以上を必要とする。20℃/sec未満では有害なパーライトが生成し易くなるからである。そして、この急冷の停止温度、即ち巻取温度は350 〜600 ℃とする。巻取温度が350 ℃未満では穴拡げ性に有害な硬質のマルテンサイトが発生するためであり、一方、600 ℃を超えると穴拡げ性に有害なパーライト、粒界セメンタイトが生成し易くなるからである。
【００２２】
以上のような成分と熱延条件の組み合わせにより、フェライト占有率80％以上で残部ベイナイトの鋼組織を有する穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板強度熱延鋼板を製造することができる。更に、本発明鋼板の表面に表面処理（例えば亜鉛メッキ等）が施されていても本発明の効果を有し、本発明を逸脱するものではない。
【００２３】
【実施例】
表１に示す化学成分組成を有する鋼を転炉溶製して、連続鋳造によりスラブとし、同じく表１に示す熱延条件にて圧延・冷却し、板厚2.6 〜3.2mm の熱延鋼板を製造した。なお、急速冷却の速度は40℃/sec、空冷時間は10秒とした。
【００２４】
【表１】

【００２５】
【表２】

【００２６】
このようにして得られた熱延鋼板について、ＪＩＳ５号試験片による引張試験、穴拡げ試験、組織観察を行なった。また、穴拡げ試験は初期穴径（ｄ_０:10mm)打抜き穴を60°円錐ポンチにて押し拡げ、クラックが板厚を貫通した時点での穴径（d)から穴拡げ値（λ値）＝(d-d_０)/d_０×100 を求めて評価した。これらの結果を表２に示す。
【００２７】
Ｎｏ．１〜１１は、化学成分、仕上温度、空冷開始温度、巻取温度の何れも本発明の範囲内であって、式、即ち、(917-480[C%]+100[Si%]-100[Mn%])-(790x([Ti%]+[Nb%]/2)^０．０５) 、によって計算される値が 115〜235 の間である本発明例であり、高いλ値と伸びを有する穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板である。一方、Ｎｏ．１２〜２１の本発明の条件を外れた比較例では強度、穴拡げ性、延性のバランスに劣るものである。
【００２８】
またＮｏ．１に示す成分の鋼を用いて仕上温度 920℃、空冷開始温度 630℃、巻取温度
450℃として熱間圧延した場合には空冷開始温度が本発明の範囲より低過ぎたために、組織にパーライトが生成し、またフェライトの占有率も75％と低いものであって、従って伸び21％、λ値95％となり、穴拡げ性、延性バランスにおいて劣るものとなってしまった。また、同様にＮｏ．１に示す成分の鋼を用いて仕上温度 900℃、空冷開始温度 700℃、巻取温度 330℃として熱間圧延した場合には巻取温度が本発明の範囲より低過ぎたために、組織にマルテンサイトが生成し、またフェライトの占有率も65％と低いものであって、従って伸び19％、λ値83％となり、やはり穴拡げ性、延性バランスにおいて劣るものとなってしまった。
【００２９】
図１には引張強度770 〜820N/mm^２の高強度熱延鋼板の伸びとλ値のバランスを示すが本発明鋼は比較鋼に対して良好なる伸びとλ値を有していることが判る。このような本発明鋼の優れた特性は、図２、３に示すように、式によって計算される値を 115〜235 の間とした結果もたらされたものである。尚、図２、３も引張強度770 〜820N/mm^２の高強度熱延鋼板に関する。
【００３０】
【発明の効果】
以上に詳述したように、本発明によれば引張強度が770N/mm^２以上の高強度で穴拡げ性、延性が両立する高強度熱延鋼板を経済的に提供することができるので本発明鋼は高強度熱延鋼板として好適である。また、本発明の高強度熱延鋼板は車体の軽量化、部品の一体成形化、加工工程の合理化が可能であって、燃費の向上、製造コストの低減を図ることができるものとして工業的価値大なものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】高強度熱延鋼板の伸びとλ値の相関を示す散布図である。
【図２】計算式の値とλ値の相関を示す散布図である。
【図３】計算式の値と伸びの相関を示す散布図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is mainly intended for automobile undercarriage parts to be pressed, and has a plate thickness of about 1.0 to 6.0 mm and has a strength of 770 N / mm ² or more and a high-strength hot-rolled steel plate excellent in hole expansibility and ductility. And a manufacturing method thereof.
[0002]
[Prior art]
In recent years, with the environmental problems of automobiles, there has been an increasing need for weight reduction as a fuel efficiency improvement measure and cost reduction by integral molding of parts, and development of high-strength hot-rolled steel sheets with excellent press workability has been promoted. Conventionally, as such a high-strength hot-rolled steel sheet for processing, one having a mixed structure composed of a ferrite / martensite structure and a ferrite / bainite structure, or one having a substantially single phase structure mainly composed of bainite and ferrite is widely known.
[0003]
However, in the ferrite and martensite structure, microvoids are generated around the martensite from the beginning of deformation and cracks occur, so there is a problem that the hole expandability is inferior, and high hole expandability such as undercarriage parts is required. It was unsuitable for use.
[0004]
In high-strength hot-rolled steel sheets, it is known that hole expansibility and ductility tend to conflict with each other, but as a means of improving hole expansibility in a ferrite-bainite structure, the hardness difference between ferrite and bainite is reduced. There is a means. However, if the hardness is matched with hard bainite, the ductility is greatly deteriorated, and if it is matched with soft ferrite, the strength is insufficient. In order to make up for this lack of strength, it is necessary to disperse a large amount of precipitates and strengthen the steel sheet, resulting in a decrease in ductility. In JP-A-4-88125 and JP-A-3-180426, a steel sheet having a structure mainly composed of bainite is disclosed, but the hole expandability is excellent because it is a structure mainly composed of bainite. The ductility is inferior because there are few soft ferrite phases. Further, JP-A-6-172924 and JP-A-7-11382 disclose steel sheets having a structure mainly composed of ferrite, but the hole expandability is excellent, but hard to ensure strength. Since the carbides are precipitated, the ductility is also inferior.
[0005]
Japanese Patent Laid-Open No. 6-200351 discloses a steel sheet having a ferrite bainite structure and excellent hole expansibility and ductility, and Japanese Patent Laid-Open No. 6-293910 discloses a method of occupying ferrite by using two-stage cooling. A method of manufacturing a steel sheet that has both hole expandability and ductility by controlling the rate is disclosed. However, due to the further weight reduction of automobiles and the complexity of parts, higher hole expansibility and ductility are required, and steel sheets are required to have high workability and high strength that cannot be handled by the above technology. It has been.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in order to solve the above-mentioned conventional problems, and to provide a high strength hot-rolled steel sheet having a strength of 770 N / mm ² or more that has both high hole expansibility and ductility, and a method for producing the steel sheet. .
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The high-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility and ductility of the present invention made to solve the above-mentioned problems is C 0.01 to 0.08%, Si 0.30 to 1.50%, Mn 0.50 to 2.50%, P ≦ 0.03%, S ≦ 0.005%, and Ti 0.05 to 0.20%, Nb 0.01 to 0.04%, one or two of them, consisting of the remaining iron and inevitable impurities, C, Si, Mn, Ti and Nb The content of
Formula 115 ≦ (917−480 [C%] +100 [Si%] − 100 [Mn%]) − (790 × ([Ti%] + [Nb%] / 2) ^0.05 ) ≦ 235
A high-strength hot-rolled steel sheet made of steel satisfying the above requirements, characterized in that the steel structure is composed of 80 to 88 area% of ferrite, the balance being bainite, and a strength of 770 N / mm ² or more. . The high-strength hot-rolled steel sheet can contain 0.0005 to 0.01% of one or two of Ca and REM.
[0008]
[0009]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present inventors have found that it is effective to increase the ferrite grain size in order to improve ductility in a high strength hot rolled steel sheet having a strength of 770 N / mm ² or more, and have completed the present invention. In other words, focusing on ferrite and bainite steels that increase the ductility and precipitates made of TiC and NbC that secure the strength, the ferrite grains are grown sufficiently to improve the ductility without reducing the hole expansibility, and then precipitate. This is a result of finding a relational expression for generating an object to ensure strength.
[0010]
In the present invention, C in the high-strength hot-rolled steel sheet is 0.01 to 0.08%. C is an element necessary for precipitating carbides to ensure strength, and if it is less than 0.01%, it is difficult to ensure the desired strength. On the other hand, if it exceeds 0.08%, the ductility will decrease greatly.
[0011]
Si is one of the most important elements in the present invention and is important for suppressing the formation of harmful carbides and making the structure mainly composed of ferrite and the balance of the remaining bainite. Also, the addition of Si achieves both strength and ductility. Can be made. In order to obtain such an effect, addition of 0.3% or more is necessary. However, if the amount added is increased, the chemical conversion processability is lowered and the spot weldability is also deteriorated, so 1.5% is made the upper limit. Note that it is desirable that the Si range be 0.9 to 1.2% because both the hole expandability and the ductility can be effectively achieved.
[0012]
Mn is one of the important elements in the present invention and is an element necessary for ensuring the strength. For this purpose, addition of 0.50% or more is required. However, if it is added in a large amount exceeding 2.5%, microsegregation and macrosegregation are likely to occur, and the hole expandability is deteriorated. In order to effectively achieve both hole expandability and ductility, it is desirable that the Mn range be 1.00 to 1.50%.
[0013]
Since P dissolves in ferrite and lowers its ductility, its content should be 0.03% or less. Further, S forms MnS and acts as a starting point of fracture, which significantly reduces hole expansibility and ductility.
[0014]
Ti and Nb are also one of the most important elements in the present invention, and are effective elements for ensuring strength by precipitating fine carbides such as TiC and NbC. For this purpose, it is necessary to add one or two of Ti 0.05 to 0.20% and Nb 0.01 to 0.04%. If Ti is less than 0.05% and Nb is less than 0.01%, it is difficult to ensure strength. If Ti is more than 0.20% and Nb exceeds 0.04%, a large amount of precipitates are formed and ductility deteriorates.
[0015]
Ca and REM are effective elements for controlling the morphology of sulfide inclusions and improving hole expansibility. In order to make this form control effect effective, it is desirable to add 0.0005% or more of one or two of Ca and REM. On the other hand, addition of a large amount invites coarsening of sulfide inclusions, not only deteriorates cleanliness and lowers ductility, but also increases costs. Therefore, the upper limit is made 0.01%.
[0016]
Further, the content of C 1, Si, Mn, Ti and Nb is expressed by the formula 115 ≦ (917−480 [C%] + 100 [Si%] − 100 [Mn%]) − (790 × ([Ti%] + [ Nb%] / 2) ^0.05 )) ≦ 235 must be satisfied. The left term of the equation (917−480 [C%] +100 [Si%] − 100 [Mn%]) indicates the ease of ferrite formation, and the right term (790 × ([Ti%] + [Nb%] / 2 ^0.05 ) indicates the ease of precipitation of carbides such as TiC and NbC. Since ferrite is preferentially generated and the grains are grown, precipitation of carbides having an effect of suppressing grain growth is suppressed. For this purpose, the value calculated by the equation needs to be 115 or more. On the other hand, if the precipitation of carbides is suppressed too much, the solid solution C is concentrated in bainite, increasing the hardness of bainite and increasing the hardness difference from ferrite, so that the hole expandability is deteriorated. Therefore, in order to effectively precipitate carbide and improve the hole expansibility, the value calculated by the formula needs to be 235 or less.
[0017]
The high-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility and ductility of the present invention may be produced by hot-rolling a steel slab such as a slab containing the above-described components to produce a high-strength hot-rolled steel sheet. The steel structure of the high strength hot-rolled steel sheet has a two-phase structure consisting of at least 80% ferrite and the remaining bainite. If the ferrite content is less than 80%, the decrease in ductility increases, so the ferrite content in the ferrite-bainite structure must be 80% or more. Note that bainite may contain a small amount of residual γ.
[0018]
Thus, in order to produce a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility and ductility according to the present invention, when hot-rolling a steel slab having the above composition, the rolling end temperature is suppressed to suppress the formation of ferrite and the hole expandability. In order to improve the temperature, the steel is hot-rolled at an Ar ₃ transformation point of 950 ° C., continuously cooled to 650-800 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./sec or more, then air-cooled for 2-15 seconds, and further 20 ° C. / Cool to 350-600 ° C at a cooling rate of sec or more and wind up. In order to suppress the formation of ferrite and improve the hole expandability, it is necessary that the rolling end temperature be equal to or higher than the Ar ₃ transformation point. However, if the temperature is too high, the strength and ductility are reduced due to the coarsening of the structure, so the finish rolling finish temperature needs to be 950 ° C. or lower.
[0019]
In addition, rapid cooling of the steel sheet immediately after the end of rolling is important for obtaining high hole expansibility, and the cooling rate is required to be 20 ° C./sec or more. This is because if it is less than 20 ° C./sec, it is difficult to suppress the formation of carbides that are harmful to the hole expandability.
[0020]
Next, once the rapid cooling of the steel sheet is stopped and air cooling is performed, it is important to precipitate ferrite, increase its occupancy, and improve ductility. However, if the air cooling start temperature is less than 650 ° C., pearlite harmful to hole expansibility occurs from an early stage. On the other hand, when the air cooling start temperature exceeds 800 ° C., the formation of ferrite is slow and it is difficult to obtain the effect of air cooling, and pearlite is easily generated during the subsequent cooling. Therefore, the air cooling start temperature is between 650 and 800 ° C. Further, even if the air cooling time exceeds 15 seconds, the increase in ferrite not only saturates, but also a load is imposed on the subsequent control of the cooling rate and the coiling temperature. Therefore, the air cooling time is 15 seconds or less. If the air cooling time is less than 2 seconds, ferrite cannot be sufficiently precipitated.
[0021]
After air cooling, the steel sheet is rapidly cooled again, but the cooling rate still requires 20 ° C / sec or more. This is because harmful pearlite is likely to be generated at less than 20 ° C / sec. The quenching stop temperature, that is, the coiling temperature is set to 350 to 600 ° C. This is because hard martensite, which is harmful to hole expandability, occurs when the coiling temperature is less than 350 ° C, while pearlite and grain boundary cementite, which are harmful to hole expandability, tend to be generated when the coiling temperature exceeds 600 ° C. is there.
[0022]
By combining the above components and hot rolling conditions, it is possible to produce a high strength hot rolled steel sheet having a ferrite occupancy ratio of 80% or more and having a remaining bainite steel structure and having excellent hole expandability and ductility. . Furthermore, even if surface treatment (for example, galvanizing) is performed on the surface of the steel sheet of the present invention, the effect of the present invention is obtained and does not depart from the present invention.
[0023]
【Example】
Steel having the chemical composition shown in Table 1 is melted in a converter, made into a slab by continuous casting, rolled and cooled under the hot rolling conditions shown in Table 1, and a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.6 to 3.2 mm is obtained. Manufactured. The rapid cooling rate was 40 ° C./sec, and the air cooling time was 10 seconds.
[0024]
[Table 1]

[0025]
[Table 2]

[0026]
The hot-rolled steel sheet thus obtained was subjected to a tensile test, a hole expansion test, and a structure observation using a JIS No. 5 test piece. In the hole expansion test, the initial hole diameter (d ₀ : 10mm) is punched out with a 60 ° conical punch, and the hole expansion value (λ value) is calculated from the hole diameter (d) when the crack penetrates the plate thickness. = (Dd ₀ ) / d ₀ × 100 was evaluated. These results are shown in Table 2.
[0027]
No. Nos. 1 to 11 are all within the scope of the present invention in terms of chemical components, finishing temperature, air cooling start temperature, and coiling temperature, and have the formula: (917-480 [C%] + 100 [Si%]-100 [Mn%])-(790x ([Ti%] + [Nb%] / 2) ^0.05 ), is an example of the present invention in which the value calculated is between 115 and 235, and has a high λ value and elongation It is a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent hole expansibility and ductility. On the other hand, no. In Comparative Examples outside the conditions of the present invention of 12 to 21, the balance of strength, hole expansibility, and ductility is inferior.
[0028]
No. Finishing temperature 920 ° C, air cooling start temperature 630 ° C, coiling temperature using steel of component 1
In the case of hot rolling at 450 ° C., the air cooling start temperature was too lower than the range of the present invention, so that pearlite was generated in the structure, and the ferrite occupancy was as low as 75%, and therefore the elongation was 21%. Λ value was 95%, and the hole expandability and ductility balance were inferior. Similarly, no. In the case of hot rolling using a steel having the composition shown in No. 1 and having a finishing temperature of 900 ° C., an air cooling start temperature of 700 ° C., and a winding temperature of 330 ° C., the winding temperature was too lower than the range of the present invention. Sites were formed and the ferrite occupancy ratio was as low as 65%. Therefore, the elongation was 19% and the λ value was 83%, which was also inferior in the hole expandability and ductility balance.
[0029]
FIG. 1 shows the balance between the elongation and λ value of a high strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 770 to 820 N / mm ² , but the steel of the present invention has good elongation and λ value compared to the comparative steel. I understand. Such excellent properties of the steel of the present invention are the result of setting the value calculated by the formula between 115 and 235, as shown in FIGS. Incidentally, regarding high-strength hot-rolled steel sheet of FIG. 2 and 3 Tensile strength 770 ~820N / mm ^2.
[0030]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the present invention, it is possible to economically provide a high-strength hot-rolled steel sheet having a high tensile strength of 770 N / mm ² or more and having both hole expandability and ductility. Steel is suitable as a high-strength hot-rolled steel sheet. The high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention can reduce the weight of the vehicle body, form parts integrally, and rationalize the machining process, and is industrial value as being able to improve fuel consumption and reduce manufacturing costs. It ’s a big one.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a scatter diagram showing the correlation between the elongation of a high-strength hot-rolled steel sheet and the λ value.
FIG. 2 is a scatter diagram showing a correlation between a value of a calculation formula and a λ value.
FIG. 3 is a scatter diagram showing a correlation between a value of a calculation formula and elongation.

Claims

By mass%, C 0.01 ~ 0.08%, Si 0.30 ~ 1.50%, Mn 0.50 ~ 2.50%, P ≤0.03%, S ≤0.005%, and Ti 0.05 ~ 0.20%, Nb 0.01 ~ 0.04% Comprising the balance iron and inevitable impurities, and the contents of C, Si, Mn, Ti and Nb are
Formula 115 ≦ (917−480 [C%] +100 [Si%] − 100 [Mn%]) − (790 × ([Ti%] + [Nb%] / 2) ^0.05 ) ≦ 235
A high-strength hot-rolled steel sheet consisting of steel satisfying, steel structure is a ferrite 80 area% or more to 88 area% or less, made of balance bainite, hole expandability strength is equal to or is 770N / mm ² or more High strength hot rolled steel sheet with excellent ductility.

The high-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility and ductility according to claim 1, containing 0.0005 to 0.01% of one or two of Ca and REM.