JP4306076B2

JP4306076B2 - Highly ductile hot-rolled steel sheet with excellent stretch flangeability and method for producing the same

Info

Publication number: JP4306076B2
Application number: JP2000024633A
Authority: JP
Inventors: 一洋瀬戸; 哲雄清水; 修古君
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-02-02
Filing date: 2000-02-02
Publication date: 2009-07-29
Anticipated expiration: 2020-02-02
Also published as: JP2001220648A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特に自動車用鋼板としての使用に供して好適な、極めて高い伸びフランジ性と延性とを兼ね備えた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃料消費の低減および衝突時における安全性の向上の観点から、自動車の車体に使用される鋼板には、高強度化と高延性化とを同時に達成することが求められる。
このような目的で開発された鋼としては、フェライトとマルテンサイトを主体とする組織を有する複合組織鋼板（以下、ＤＰ鋼と呼ぶ）や、フェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる組織を有するＴＲＩＰ鋼が知られている。
【０００３】
上記の鋼のうち、ＤＰ鋼は、延性の点でＴＲＩＰ鋼より劣り、その強度と延性とのバランス（TS×El）は 20000 MPa・％以下である。
一方、ＴＲＩＰ鋼は、変形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで高延性を示し、TS×Elが 20000 MPa・％を超えることが可能である。
【０００４】
例えば、特開平３−10049 号公報には、Ｃ, Si, Mnを基本成分として含有する鋼を、圧下率：80％以上、圧延終了温度：780 〜900 ℃で熱間仕上圧延し、仕上圧延終了後、40℃/s未満の冷却速度で冷却を開始し、仕上圧延温度や仕上圧延速度から決まる所定温度で冷却を終了し、ついで冷却速度：40℃/s以上で冷却して350 〜500 ℃で巻取ることにより、ポリゴナルフェライトの占積率が61％以下、ポリゴナルフェライトの占積率と粒径の比が18以上で、しかもベイナイトと残留オーステナイトとからなる第２相を有し、かつ該第２相中の残留オーステナイトが５％以上である鋼組織を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。
そして、この熱延鋼板では、TS×El＝20000MPa・％程度を達成することが可能である。
【０００５】
しかしながら、上記の技術では、高強度鋼板に要求されるもう一つの特性である伸びフランジ性については何ら考慮が払われていない。
伸びフランジ性は、一般に、穴拡げ試験により求められる穴拡げ率で整理されるもので、引張試験で得られる機械的性質の中では局部伸びに対応するものであるが、第２相の分率が高いほど低下し易い。従って、ＴＲＩＰ鋼の場合、残留オーステナイトを多く残して延性を向上させようとすると伸びフランジ性が低下する傾向にあるため、高延性と伸びフランジ性とを兼備した熱延鋼板を得ることは極めて難しい。
【０００６】
また、特開平９−104947号公報には、TS×T.El≧2000 kgf/mm²・％（19600MPa・％）とし、さらに伸びフランジ性を向上させた熱延鋼板を得ることを目的として、Ｃ：0.05〜0.15重量％、Si：0.5 〜3.0 重量％、Mn：0.5 〜3.0 重量％、Ｐ≦0.02重量％、Ｓ≦0.01重量％、Al：0.005 〜0.10重量％およびFeを主成分とする鋼を、熱間圧延するに当たり、仕上圧延終了温度をＡr₃−50〜Ａr₃＋50℃の範囲として全圧下率が80％以上の仕上圧延を行い、仕上圧延終了後、１段冷却あるいは２段冷却あるいは３段冷却を行うことにより、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F ）とフェライト粒径（ｄ_F ）の比（Ｖ_F ／ｄ_F ）が20以上で、２μm 以下の残留オーステナイト占積率が５％以上となる鋼組織を得る技術が開示されている。
しかしながら、この技術では、穴拡げ率が高々73％（ｄ／ｄ₀ ＝1.73) しか得られておらず、100 ％以上の穴拡げ率が要求されることの多い自動車の足まわり部品への適用が限定されるという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述した現状からも明らかなように、TS×El≧20000 MPa を満足し、かつ100％を超えるような穴拡げ率を有する熱延鋼板を製造することができれば、高強度鋼板の適用範囲は格段に拡がり、自動車の軽量化ひいてはエネルギー効率の向上に大きく寄与することが可能となる。
そこで、本発明は、TS×El≧20000 MPa 、かつ穴拡げ率≧100 ％という特性を有する熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、Tiを必須とする鋼組成として、熱間圧延後に生成するフェライトを微細化し、さらに未変態のオーステナイトから生成するベイナイトおよび／または最終的に残留したオーステナイトよりなる第２相を微細かつ均一に分散させることで、伸びフランジ性と延性とを高いレベルで両立させ得ることを見出し、本発明を完成させるに至った。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.5 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜3.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％、
Ｓ：0.0001〜0.003 ％、
Al：0.10％以下および
Ｐ：0.1 ％以下
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、ポリゴナルフェライトからなる主相と、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる第２相とからなり、
上記残留オーステナイトの占積率が５ vol％以上でかつ、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄ_f が 0.8μm 以上 5.0μm 以下、上記平均結晶粒径ｄ_f と上記第２相の平均結晶粒径ｄ_s の比ｄ_f ／ｄ_s が５以上、第２相間距離Ｌが２ｄ_s 以上であることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板。
【００１０】
２．上記１において、鋼がさらに、質量百分率で
Nb：0.10％以下、
Ｖ：0.10％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下、
Ca：0.0005〜0.015 ％、
REM：0.001 〜0.05％および
Ｂ：0.0002〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板。
【００１１】
３．質量百分率で
Ｃ：0.05〜0.25％、
Si：0.5 〜2.0 ％、
Mn：0.5 〜3.0 ％、
Ti：0.05〜0.3 ％、
Ｓ：0.0001〜0.003 ％、
Al：0.10％以下および
Ｐ：0.1 ％以下
を含有し、あるいはさらに
Nb：0.1 ％以下、
Ｖ：0.1 ％以下、
Cu：1.0 ％以下、
Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下、
Ca：0.0005〜0.015 ％、
REM：0.001 〜0.05％および
Ｂ：0.0002〜0.01％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を熱間圧延するに当たり、
加熱温度を1150℃以下とし、粗圧延後、累積圧下率：80％以上、圧延終了温度：800 〜950 ℃の条件下で仕上圧延を行い、この仕上圧延終了後、２秒以内に、50℃/s以上の冷却速度で第１段冷却を開始し、該第１段冷却を 600〜700 ℃で終了し、引き続き５℃/s以下の冷却速度の第２段冷却を２〜５秒間実施したのち、20℃/s以上の冷却速度の第３段冷却を開始し、 150〜380 ℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
質量百分率で、Ｃ：0.12％、Si：1.5 ％、Mn：1.0 ％、Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.0006％、Al：0.042 ％およびTi：0.15％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片から、板厚：３mmの熱延鋼板を製造するに当たり、仕上圧延終了後の冷却条件を制御することにより、フェライトの平均結晶粒径（以下フェライト粒径と呼ぶ）ｄ_f と、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる第２相の平均結晶粒径（以下第２相粒径と呼ぶ）ｄ_s の比ｄ_f ／ｄ_s と、第２相間距離、すなわち或る第２相の端から該第２相に最も近い別の第２相の端までの距離の平均値Ｌと前記第２相粒径ｄ_s との比Ｌ／ｄ_s とを変化させ、穴拡げ率λ（％）に及ぼすｄ_f ／ｄ_s とＬ／ｄ_s の影響について調査した。
図１にその結果を示す。
図中、○印内に記した数字は穴拡げ率λ（％）を表わす。
【００１３】
同図に示したとおり、ｄ_f ／ｄ_s が５以上、かつＬ／ｄ_s が２以上となるように組織を調整すれば、穴拡げ率λを 100％以上とすることが可能であることが分かる。
なお、穴拡げ率λは、日本鉄鋼連盟企画JFST1001に準じて、得られた熱延鋼板から採取した試験片（板厚×100mm ×100mm ）に、ｄ₀ ＝10mmφの穴を打抜き、ついで頂角：60°の円錐ポンチをカエリ側（剪断面に「かえり」のある側）の反対側から押入して穴を拡げる成形を行い、亀裂が板厚を貫通したときの穴径ｄ（mm）を求め、次式
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ₀ ）／ｄ₀ ｝×100
により求めた。
【００１４】
さらに、TS×Elに及ぼすフェライト粒径ｄ_f と第２相粒径ｄ_s の比ｄ_f ／ｄ_sと、フェライト粒径ｄ_f の影響についても調査した。
この結果を図２に示す。
図中、○印内に記載した数字はTS×El／100 の値であり、引張強度TS (MPa)および伸びEl（％）は引張試験により求めた。
同図に示したとおり、ｄ_f が５μm 以下で、かつｄ_f ／ｄ_s を５以上とすることにより、TS×El≧20000MPa・％とすることが可能となることが分かる。
【００１５】
次に、穴拡げ率およびTS×Elに及ぼす熱間圧延後の冷却条件の影響について調査した結果について述べる。
熱間圧延条件としては、加熱温度を1080℃、粗圧延終了温度を1000℃、仕上圧延終了温度を 900℃として、板厚：３mmに熱間圧延を行った。
仕上圧延後の冷却条件として、３段冷却、すなわち圧延直後の第１段冷却、それにつづく中間徐冷処理である第２段冷却、その後巻取り温度まで冷却する第３段冷却をそれぞれ行う冷却方法を採用した。
【００１６】
まず、第２段冷却、すなわち中間徐冷時の冷却開始温度および中間徐冷時間が穴拡げ率λに及ぼす影響を調査した。
第１段冷却条件を仕上圧延終了１秒後に冷却速度：80℃/sとし、第２段冷却の冷却速度を２℃/s、第３段冷却の冷却速度を30℃/s、巻取り温度を 300℃とし、第２段冷却すなわち中間徐冷開始温度および中間徐冷時間を種々変化させた。
調査結果を図３に示す。
なお、図中、○印内の数字は図１と同様、穴拡げ率λ（％）である。
同図に示したとおり、第２段冷却時の中間徐冷開始温度を 600〜700 ℃とし、かつ中間徐冷時間を２〜５秒とすることにより、穴拡げ率を 100％以上とすることが可能であることが分かる。
【００１７】
次に、第１段冷却条件を仕上圧延終了から１秒後に冷却速度：80℃/sとし、第２段冷却すなわち中間徐冷の開始温度を 650℃、中間徐冷時間を３秒とし、第３段冷却時の冷却速度を30℃/s、巻取り温度を 300℃に固定して、中間徐冷時の冷却速度を種々に変化させて、穴拡げ率に及ぼす影響を調査した。ここで、中間徐冷時の冷却速度は水流密度を変えることにより調整した。
調査結果を図４に示す。
同図より、中間徐冷時の冷却速度を５℃/s以下とすることによって、穴拡げ率λを 100％以上にできることが分かる。
【００１８】
さらに、穴拡げ率に及ぼす、仕上圧延終了から第１段冷却開始までの時間と、第１段冷却時の冷却速度の影響を調査するために、中間徐冷開始温度を 650℃、中間徐冷時間を３秒、中間徐冷時の冷却速度を３℃/s、第３段冷却時の冷却速度を30℃/s、巻取り温度を 300℃と固定し、仕上圧延終了後、第１段冷却開始までの時間および第１段冷却時の冷却速度を種々に変化させた。
得られた結果を図５に示す。
同図に示したとおり、仕上圧延終了後、第１段冷却開始までの時間を２秒以内とし、かつ第１段冷却時の冷却速度を50℃/s以上とすることにより、穴拡げ率λを 100％以上とすることが可能となることが分かる。
【００１９】
さらに、TS×Elに及ぼす巻取り温度の影響を調査する目的で、第１段冷却条件を仕上圧延終了から１秒後に開始し、冷却速度：80℃/sとし、第２段冷却すなわち中間徐冷開始温度を 650℃とし、中間徐冷時間を３秒とし、第３段冷却時の冷却速度を30℃/sとし、巻取り温度を種々に変化させて得られた熱延鋼板についてTS×El（MPa ・％）を求めた。
得られた結果を図６に示す。
同図に示したとおり、巻取り温度を 150℃以上、 380℃以下とすることにより、TS×Elを 20000 MPa・％以上とすることが可能となることが分かる。
【００２０】
次に、穴拡げ率λに及ぼすTi量の影響について調査した結果を図７に示す。
ここで、実験に用いた鋼は、Ti以外の成分は、質量百分率でＣ：0.12％、Si：1.5 ％、Mn：1.0 ％、Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.0006％およびAl：0.042 ％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるものである。熱間圧延条件は、加熱温度：1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上圧延終了温度：900 ℃、仕上圧延終了から第１段冷却開始までの時間：１秒、第１段冷却の冷却速度：80℃/s、第２段冷却すなわち中間徐冷開始の温度：650 ℃、中間冷却時間：３秒、第３段冷却の冷却速度：30℃/s、巻取り温度：300 ℃である。
同図に示したとおり、穴拡げ率λを 100％以上とするには、Tiを0.05〜0.3 mass％の範囲で添加する必要があることが分かる。
【００２１】
なお、以上の実験に用いた熱延鋼板について、組織観察を行い、フェライト粒径ｄ_f と第２相粒径ｄ_s の比ｄ_f ／ｄ_s と、第２相間距離Ｌと第２相粒径ｄ_s との比Ｌ／ｄ_s についても調査したが、穴拡げ率λが 100％以上の値を示した鋼板は全てｄ_f ／ｄ_s ≧５、Ｌ／ｄ_s ≧２を満足していることを確認した。
【００２２】
次に、本発明において、鋼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：0.05〜0.25mass％
Ｃは、TiＣの形成によるTiの効果を高めると共に、自身がオーステナイトに濃化して、高延性化に必要な残留オーステナイト量を得るのに必要な元素であり、少なくとも0.05mass％を必要とする。一方、溶接性の劣化を防止する目的で上限を0.25mass％とする。
【００２３】
Si：0.5 〜2.0 mass％
Siは、高延性化に必要な残留オーステナイト量を得るのに少なくとも0.5 mass％を添加する必要がある。しかしながら、2.0 mass％を超えて添加しても、その効果は飽和し、コストアップとなるので、上限を2.0 mass％とした。
【００２４】
Mn：0.5 〜3.0 mass％
Mnは、第２相組織、すなわちベイナイトと残留オーステナイトを適量存在させるために必須の元素である。そのためには、少なくとも0.5 mass％の添加を必要とするが、一方で過剰な添加は、巻取り後のベイナイト変態を抑制し、残留オーステナイト量の減少につながる。そのため、上限を3.0 mass％とする。
【００２５】
Ti：0.05〜0.3 mass％
Tiは、本発明において最も重要な元素であり、本発明では、Tiを0.05〜0.3 mass％と比較的多量に添加する必要がある。
Tiは、熱間圧延前の加熱時には、加熱温度が低温であるという条件が満たされればTiＣとして存在する。多量のTiＣの存在により加熱時の初期オーステナイト粒径が50μm 以下となり、粗大化が防止される。このような小さなオーステナイト粒が熱間圧延前から存在することにより、熱間圧延時に再結晶が進行しさらに微細な粒となる。そして、熱間圧延終了後には、そのドライビングフォースの高さから速やかなフェライト変態が生じ、フェライト生成サイトの増加により第２相のオーステナイトも微細となる。微細なオーステナイトは巻取り後に微細なベイナイトに変わるが、その際に固溶Ｃが未変態のオーステナイト相中に濃化し、オーステナイトを安定化させる。その結果、室温まで冷却された後にも一部のオーステナイトが安定に存在し得るようになる。
また、このようなTiＣの効果があるが故に、第２相が微細均一に分散するようになり、伸びフランジ性に対しても非常に有効に作用するものと考えられる。
さらに、Tiは、Nb等の他の炭化物形成元素と比べて再結晶抑制効果が弱いため、TiＣによるフェライト変態促進効果と相まって、組織が整粒となって異方性を低減し、伸びフランジ性に対して有利に作用する。
【００２６】
以上の効果を得るためには、0.05mass％の添加が必要である。一方、過剰に添加すると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が劣化するだけでなく、製鋼工程における鋳込み時に、ノズル詰まり等の不具合が生じ易くなる。そのため、上限は0.3 mass％とした。好ましくは0.10〜0.20mass％である。
【００２７】
Ｓ：0.0001〜0.0030mass％
Ｓは、伸びフランジ性の改善のためには低いほど良く、穴拡げ率λを 100％以上とするには、0.0030mass％以下とする必要がある。0.0030mass％以下でも、Ｓ量を低くすればするほど伸びフランジ性は向上するが、0.0001mass％よりさらに低くしても、その効果はさほど大きくはなく、むしろ精錬時のコストアップにつながるので、0.0001mass％を下限とする。
Al：0.10mass％以下
Alは、脱酸剤として有用な元素であるが、添加量が0.10mass％を超えると効果が飽和する他、アーク溶接性が低下するため、上限を0.10mass％とする。
Ｐ：0.1 mass％以下
Ｐは、２次加工脆化を招くことなく高強度化に寄与する元素であるので、0.1 mass％を超えない範囲で添加するものとした。
【００２８】
以上、必須成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
【００２９】
Nb：0.10％以下、Ｖ：0.10％以下
NbおよびＶはそれぞれ、析出強化による高強度化に有効に寄与する。しかしながら、添加量が0.10mass％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が劣化するため、それぞれ0.10mass％を上限とする。
【００３１】
Cu：1.0 mass％以下、Mo：1.0 mass％以下、Ni：1.0 mass％以下、Cr：1.0 mass％以下、
Cu，Mo, NiおよびCrはそれぞれ、固溶強化ならびに組織強化による高強度化に有効な元素である。しかしながら、いずれも含有量が 1.0mass％を超えると熱間加工性が低下するため、1.0 mass％以下の範囲で添加することができる。
【００３２】
Ca：0.0005〜0.015 mass％, REM：0.001 〜0.05mass％
CaおよびREM はそれぞれ、介在物の形態を制御し、伸びフランジ性を向上させる目的で添加することができる。その効果を得るためには、Caは0.0005mass％以上、REM は0.001 mass％以上添加する必要がある。とはいえ、Caが0.015 mass％、また REMが0.05mass％を超えて多量に含有されると介在物からの発錆が生じ易くなり、耐蝕性が低下するため、それぞれ上限を0.015 mass％、0.05mass％とする。
【００３３】
Ｂ：0.0002〜0.01mass％
Ｂは、組織強化に有効な元素であり、0.0002mass％以上の添加でその効果が認められる。しかしながら、0.01mass％を超えて添加すると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質が劣化するので、上限を0.01mass％とする。
【００３４】
次に、鋼組織の限定理由について説明する。
平均結晶粒径ｄ_f が 0.8μm 以上 5.0μm 以下のポリゴナルフェライトからなる主相
ポリゴナルフェライトは、軟質で延性に富んでおり、材料の延性および伸びフランジ性を確保する上で有用であるので、これを主相とする必要がある。ここで、主相とは、占積率で50 vol％以上がポリゴナルフェライトであることを意味する。
ここに、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄ_f が大きくなると、第２相を細粒化することができなくなる。そして、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄ_f が 5.0μm を超えると、前掲図２に示したように、TS×Elを 20000 MPa・％以上とすることができないので、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄ_f は５μm 以下とする必要がある。また、現状の熱間圧延プロセスでは、ポリゴナルフェライトの微細化は 0.8μm 程度が限界であるので、 0.8μm を下限とする。
【００３５】
ベイナイトと占積率が５ vol％以上の残留オーステナイトからなる第２相
第２相中には、高い延性を得て、TS×El≧20000MPa・％を達成するためには、占積率：５ vol％以上の残留オーステナイトが必要である。また、第２相が硬質であるほど、第２相の変形とポリゴナルフェライトの変形に差が生じ易く、その界面にクラックが生じ易くなる。この傾向は特に伸びフランジ変形のような大変形の場合に顕著となる。従って、第二相の残留オーステナイト以外の部分はマルテンサイトほど硬質でないベイナイトとする必要がある。
【００３６】
ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径ｄ_f と第２相の平均結晶粒径ｄ_s の比ｄ_f／ｄ_s が５以上
前掲図２および図３に示したように、ポリゴナルフェライト平均結晶粒径ｄ_fと第２相の平均粒径ｄ_s の比ｄ_f ／ｄ_s が５以上、すなわち第２相の粒径をポリゴナルフェライト粒径の1/5 以下としないと、穴拡げ率λを 100％以上、TS×Elを 20000 MPa・％以上とすることができない。そのため、ｄ_f ／ｄ_s は５以上とする必要がある。
なお、この主相と第２相の結晶粒径比については、従来技術が着目していなかった点である。
【００３７】
第２相間距離Ｌが２ｄ_s 以上
第２相間距離Ｌ、すなわち或る第２相の端から該第２相に最も近い別の第２相の端までの距離の平均値Ｌを、第２相粒径ｄ_s の２倍以上としないと、穴拡げ率λを 100％以上とすることができない。このため、第２相間距離Ｌは２ｄ_s 以上とする。
また、この第２相間の距離Ｌの規定は本発明の特徴とするところであり、これも従来技術では着目されていなかった点である。
【００３８】
次に、上述した鋼組織を得るための、熱間圧延条件について説明する。
加熱温度：1150℃以下
常法で製造された鋼スラブは、冷却された後に加熱炉にて加熱されるか、あるいは鋳造後に簡易的な加熱炉に装入され短時間保持された後に、熱間圧延に供される。その際の加熱炉における加熱温度は、極力低いほうが望ましい。その理由は、Tiの限定理由において述べたとおり、TiＣの溶解を防止して、初期オーステナイト粒の微細化により、その後の熱間圧延後の組織微細化と残留オーステナイトの確保に不可欠だからである。この効果を得るためには、加熱温度を1150℃以下、望ましくは1080℃以下とする必要がある。
【００３９】
累積圧下率が80％以上の仕上圧延
TiＣを含む本発明においても、仕上圧延時の累積歪に応じてさらに結晶粒が微細化する。主相であるポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を５μm 以下とするためには、累積圧下率を80％以上とする必要がある。
【００４０】
仕上圧延終了温度：800 〜950 ℃
仕上圧延終了温度が 800℃に満たないと、特に表層部が２相域となり、展伸した組織となる。このためポリゴナルフェライトが得られず、また、所定の残留オーステナイト量を確保することができない。そして、伸びフランジ性の劣化を招く。逆に、仕上圧延終了温度が 950℃を超えると、仕上圧延終了後、変態を開始するまでの間にオーステナイトの粒成長が進み、微細なフェライトやベイナイトを得ることができなくなる。
【００４１】
圧延終了後の冷却条件
仕上圧延終了後、２秒以内に、平均冷却速度：50℃/s以上の速度で第１段冷却を開始し、 600〜700 ℃の範囲まで冷却を行うことにより、組織の粗大化を抑制することができる。そして、 600〜700 ℃の範囲で第１段冷却を停止し、５℃/s以下の冷却速度の第２段冷却を２〜５秒間行うことで、第２相へのＣ濃化および第２相の収縮が生じ、延性および伸びフランジ性が顕著に向上する。ついで、巻取り温度までの冷却である第３段冷却の冷却速度を20℃/s以上とすることにより、粒成長を抑制することが可能となる。
【００４２】
巻取り温度：150 〜380 ℃
本発明の超微細組織を活用した鋼は、 380℃以下で巻取ることにより、高い残留オーステナイト量を確保できる。巻取り温度が 380℃を超えると残留オーステナイト量が減少する。これは、微細なベイナイト組織の鋼といえども炭化物の析出が進み、残留オーステナイトへの固溶Ｃの濃化が抑制され、残留オーステナイトの安定性が低下して、安定なマルテンサイト変態が進行するためである。一方、巻取り温度が 150℃を下回ると、たとえ残留オーステナイトへの固溶Ｃの濃化が生じてもマルテンサイトが生成し易くなるので、巻取り温度の下限は 150℃とする。
【００４３】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造でスラブとした。表１中、鋼記号Ａ〜ＥおよびＫ〜Ｖは本発明の成分組成範囲を満足する適合例、一方Ｆ〜Ｊは、いずれかの成分が本発明の適正範囲を外れた比較例である。
ついで、これらの鋼スラブを熱間圧延に供した。熱間圧延の際の加熱温度SRT、仕上圧延終了温度FT、仕上圧延終了後、第１段冷却開始までの時間ｔ₁ 、第１段冷却時の冷却速度ｓ₁ 、第１段冷却停止温度Ｔ₁ 、第２段冷却時間（中間徐冷時間）ｔ₂ 、第２段冷却速度（中間徐冷却速度）ｓ₂ 、第３段冷却速度ｓ₃ および巻取り温度CTは、表２に示すとおりであり、同表の条件で 2.6mmの板厚に圧延した。なお、仕上圧延時の累積圧下率は92％である。
【００４４】
かくして得られた各熱延鋼板について、走査型電子顕微鏡観察とＸ線回折により、ポリゴナルフェライトの占積率(vol％）、オーステナイトの占積率(vol％）を求めた。
また、走査型電子顕微鏡観察に基づく画像解析により、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径（フェライト粒径）ｄ_f 、第２相の平均結晶粒径（第２相粒径）ｄ_s 、第２相間距離Ｌを調査し、比ｄ_f ／ｄ_s およびＬ／ｄ_s を求めた。
さらに、コイル長手方向中央部よりJIS ５号試験片を切り出し、引張試験に供した。また、前述の穴拡げ試験に供する試験片も切り出し、穴拡げ試験を行って、穴拡げ率λを求めた。
かくして得られた鋼組織および材料特性を、表３および表４に示す。
【００４５】
【表１】

【００４６】
【表２】

【００４７】
【表３】

【００４８】
【表４】

【００４９】
表３，４中、No.1〜３、17〜18、24〜35は、本発明に従い得られた適合例であり、いずれもTS×El≧20000MPa・％でかつ穴拡げ率λ≧100 ％の優れた材料特性が得られている。
これに対し、No.4〜16は、熱延条件が本発明の範囲を外れるため、フェライト粒径ｄ_f ，ｄ_f ／ｄ_s ，Ｌ／ｄ_f のいずれかが、本発明の範囲を外れ、TS×El≧20000MPa・％、λ≧100 ％のいずれをも満たしていない。また、 No.19〜23は、鋼成分が本発明の範囲を外れているため、TS×El、λのいずれかが悪い。特に、No.23 は、Tiの添加量が少ないため、結晶粒が粗大化し、残留オーステナイト量が少なくなってTS×Elの値が小さいだげでなく、主相と第２相の界面からクラックが発生し易くなるので穴拡げ率λも小さかった。
【００５０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、伸び−延性バランスすなわちTS×Elが 20000 MPa・％以上と良好なだけでなく、穴拡げ率λ≧100 ％と伸びフランジ性にも優れる熱延鋼板を得ることができ、自動車の軽量化ひいてはエネルギー効率の向上に偉功を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】穴拡げ率λに及ぼす、フェライト粒径ｄ_f と第２相粒径ｄ_s の比ｄ_f／ｄ_s と、第２相の平均粒間距離Ｌとｄ_s の比い／ｄ_s の影響を示した図である。
【図２】 TS×Elに及ぼす、フェライト粒径ｄ_f と第２相粒径ｄ_s との比ｄ_f ／ｄ_s と、フェライト粒径ｄ_f 自身の影響を示した図である。
【図３】穴拡げ率λに及ぼす、中間徐冷開始（第１段冷却停止）温度と中間徐冷却時間の影響を示した図である。
【図４】穴拡げ率λに及ぼす、中間徐冷（第２段冷却）時の冷却速度の影響を示した図である。
【図５】穴拡げ率λに及ぼす、仕上圧延終了後第１段冷却開始までの時間と第１段冷却速度の影響を示した図である。
【図６】 TS×Elに及ぼす巻取り温度の影響を示した図である。
【図７】穴拡げ率λに及ぼすTi添加量の影響を示した図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having both extremely high stretch flangeability and ductility, particularly suitable for use as a steel sheet for automobiles, and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
From the viewpoint of reducing fuel consumption of automobiles and improving safety at the time of collision, steel sheets used for automobile bodies are required to achieve both high strength and high ductility at the same time.
Steels developed for this purpose include composite steel sheets (hereinafter referred to as DP steels) having a structure mainly composed of ferrite and martensite, and TRIP steels having a structure composed of ferrite, bainite and retained austenite. Are known.
[0003]
Among the steels described above, DP steel is inferior to TRIP steel in terms of ductility, and the balance between strength and ductility (TS × El) is 20000 MPa ·% or less.
On the other hand, TRIP steel exhibits high ductility by transformation of retained austenite to martensite during deformation, and TS × El can exceed 20000 MPa ·%.
[0004]
For example, in JP-A-3-10049, steel containing C, Si, Mn as basic components is hot finish-rolled at a reduction ratio of 80% or more and a rolling end temperature of 780 to 900 ° C. After completion, start cooling at a cooling rate of less than 40 ° C / s, finish cooling at a predetermined temperature determined from the finish rolling temperature and finish rolling rate, and then cool at a cooling rate of 40 ° C / s or more to 350 to 500 By winding at ℃, polygonal ferrite has a space factor of 61% or less, polygonal ferrite has a space factor to particle size ratio of 18 or more, and has a second phase composed of bainite and retained austenite. And the manufacturing method of the hot rolled sheet steel which has the steel structure whose residual austenite in this 2nd phase is 5% or more is disclosed.
With this hot-rolled steel sheet, it is possible to achieve about TS × El = 20000 MPa ·%.
[0005]
However, in the above technique, no consideration is given to stretch flangeability, which is another characteristic required for high-strength steel sheets.
Stretch flangeability is generally arranged by the hole expansion ratio obtained by the hole expansion test, and it corresponds to the local elongation among the mechanical properties obtained by the tensile test, but it is the fraction of the second phase. The higher the value, the more likely it is to decrease. Therefore, in the case of TRIP steel, it is very difficult to obtain a hot-rolled steel sheet having both high ductility and stretch flangeability because it tends to decrease stretch flangeability when attempting to improve ductility while leaving a large amount of retained austenite. .
[0006]
Japanese Patent Laid-Open No. 9-104947 discloses TS × T.El ≧ 2000 kgf / mm.²・ For the purpose of obtaining hot-rolled steel sheet with improved% (19600 MPa ・%) and further improved stretch flangeability, C: 0.05 to 0.15 wt%, Si: 0.5 to 3.0 wt%, Mn: 0.5 to 3.0 wt% , P ≦ 0.02 wt%, S ≦ 0.01 wt%, Al: 0.005 to 0.10 wt%, and hot rolling of steel containing Fe as a main component, the finish rolling finish temperature is Ar_Three-50 to Ar_ThreeIt is composed of three phases of ferrite, bainite, and retained austenite by performing finish rolling with a total rolling reduction of 80% or more in the + 50 ° C range, and performing one-stage cooling, two-stage cooling, or three-stage cooling after finishing rolling. And ferrite space factor (V_F ) And ferrite grain size (d_F ) Ratio (V_F / D_F ) Is 20 or more, and a technique for obtaining a steel structure having a retained austenite space ratio of 2 μm or less of 5% or more is disclosed.
However, with this technology, the hole expansion rate is at most 73% (d / d₀ = 1.73), and there is a problem that the application to the undercarriage parts of automobiles, which often requires a hole expansion rate of 100% or more, is limited.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
As is clear from the current situation described above, if a hot-rolled steel sheet satisfying TS x El ≥ 20000 MPa and having a hole expansion ratio exceeding 100% can be manufactured, the range of application of high-strength steel sheets will be exceptional. Thus, it is possible to greatly contribute to the reduction of the weight of the automobile and the improvement of energy efficiency.
Accordingly, an object of the present invention is to propose a hot-rolled steel sheet having the characteristics of TS × El ≧ 20000 MPa and hole expansion ratio ≧ 100% together with its advantageous manufacturing method.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
Now, as a result of intensive research to achieve the above-mentioned object, the inventors have refined the ferrite produced after hot rolling as a steel composition that requires Ti, and further produced bainite from untransformed austenite. And / or finally, it has been found that the second phase composed of austenite which remains finally can be finely and uniformly dispersed so that both stretch flangeability and ductility can be achieved at a high level, and the present invention has been completed.
[0009]
  That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. By mass percentage
    C: 0.05-0.25%
    Si: 0.5-2.0%
    Mn: 0.5-3.0%
    Ti: 0.05-0.3%,
    S: 0.0001-0.003%,
    Al: 0.10% or less and
    P: 0.1% or less
And the balance becomes the composition of Fe and inevitable impurities,
  The steel structure consists of a main phase composed of polygonal ferrite and a second phase composed of bainite and retained austenite,
  The space factor of the retained austenite is 5 vol% or more, and the average grain size d of the polygonal ferrite is_f 0.8 μm or more and 5.0 μm or less, the average crystal grain size d_f And the average crystal grain size d of the second phase_s Ratio d_f / D_s Is 5 or more, and the second interphase distance L is 2d._s A high ductility hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability, characterized by the above.
[0010]
2. In 1 above, the steel further has a mass percentage.so
    Nb: 0.10% or less,
    V: 0.10% or less,
    Cu: 1.0% or less,
    Mo: 1.0% or less,
    Ni: 1.0% or less,
    Cr: 1.0% or less,
    Ca: 0.0005 to 0.015%,
   REM: 0.001-0.05% and
    B: 0.0002 to 0.01%
A high ductility hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability, characterized in that the composition contains one or more selected from among the above.
[0011]
3. By mass percentage
    C: 0.05-0.25%
    Si: 0.5-2.0%
    Mn: 0.5-3.0%
    Ti: 0.05-0.3%,
    S: 0.0001-0.003%,
    Al: 0.10% or less and
    P: 0.1% or less
Contains or evenIn
    Nb: 0.1% or less,
    V: 0.1% or less,
    Cu: 1.0% or less,
    Mo: 1.0% or less,
    Ni: 1.0% or less,
    Cr: 1.0% or less,
    Ca: 0.0005 to 0.015%,
   REM: 0.001-0.05% and
    B: 0.0002 to 0.01%
Containing one or more selected from among the above, the remainder being hot rolled into a steel slab having a composition of Fe and inevitable impurities,
  The heating temperature is set to 1150 ° C or less, and after rough rolling, finish rolling is performed under conditions of a cumulative reduction ratio of 80% or more and a rolling end temperature of 800 to 950 ° C. The first stage cooling was started at a cooling rate of not less than / s, and the first stage cooling was terminated at 600 to 700 ° C., followed by the second stage cooling at a cooling rate of 5 ° C./s or less for 2 to 5 seconds. Thereafter, the third stage cooling at a cooling rate of 20 ° C./s or more is started, and the method is wound up in a temperature range of 150 to 380 ° C. A method for producing a high ductility hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the experimental results that led to the present invention will be described.
In mass percentage, C: 0.12%, Si: 1.5%, Mn: 1.0%, P: 0.010%, S: 0.0006%, Al: 0.042% and Ti: 0.15%, the balance being Fe and inevitable impurities When producing a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3 mm from a steel piece having a composition, the average crystal grain size of ferrite (hereinafter referred to as ferrite grain size) d is controlled by controlling the cooling conditions after finishing rolling._f And the average crystal grain size of the second phase consisting of bainite and retained austenite (hereinafter referred to as the second phase grain size) d_s Ratio d_f / D_s And the distance between the second phases, that is, the average value L of the distance from the end of a certain second phase to the end of another second phase closest to the second phase, and the second phase particle size d._s Ratio L / d_s And d on the hole expansion ratio λ (%)_f / D_s And L / d_s The effect of was investigated.
The result is shown in FIG.
In the figure, the numbers in the circles indicate the hole expansion rate λ (%).
[0013]
As shown in the figure, d_f / D_s Is 5 or more and L / d_s It can be seen that the hole expansion ratio λ can be made 100% or more by adjusting the structure so that is 2 or more.
In addition, the hole expansion rate λ is determined on the specimen (plate thickness x 100 mm x 100 mm) obtained from the hot-rolled steel sheet obtained in accordance with JFST1001.₀ = 10mmφ hole is punched, then a conical punch with apex angle of 60 ° is inserted from the opposite side of the burr side (the side where the shear surface is "burred") to expand the hole, and the crack penetrates the plate thickness. The hole diameter d (mm) when
λ (%) = {(d−d₀ ) / D₀ } × 100
Determined by
[0014]
Furthermore, ferrite grain size d affecting TS × El_f And second phase particle size d_s Ratio d_f / D_sAnd ferrite grain size d_f We also investigated the effects of.
The result is shown in FIG.
In the figure, the numbers in circles are TS × El / 100, and the tensile strength TS (MPa) and the elongation El (%) were determined by a tensile test.
As shown in the figure, d_f Is 5 μm or less and d_f / D_s It can be seen that by setting 5 to 5 or more, it is possible to satisfy TS × El ≧ 20000 MPa ·%.
[0015]
Next, the results of investigating the effects of cooling conditions after hot rolling on the hole expansion ratio and TS × El will be described.
The hot rolling conditions were as follows: the heating temperature was 1080 ° C., the rough rolling end temperature was 1000 ° C., the finish rolling end temperature was 900 ° C., and the sheet thickness was 3 mm.
As cooling conditions after finish rolling, three-stage cooling, that is, first-stage cooling immediately after rolling, followed by second-stage cooling that is an intermediate annealing process, and then third-stage cooling that cools to the coiling temperature, respectively. It was adopted.
[0016]
First, the effects of the second stage cooling, that is, the cooling start temperature during intermediate slow cooling and the intermediate slow cooling time on the hole expansion ratio λ were investigated.
The first stage cooling condition is 1 second after finish rolling, and the cooling rate is 80 ° C / s, the second stage cooling rate is 2 ° C / s, the third stage cooling rate is 30 ° C / s, and the winding temperature The second stage cooling, that is, the intermediate annealing start temperature and the intermediate annealing time were variously changed.
The survey results are shown in FIG.
In the figure, the numbers in the circles are the hole expansion rate λ (%), as in FIG.
As shown in the figure, the hole expansion rate shall be 100% or more by setting the intermediate annealing start temperature at the second stage cooling to 600 to 700 ° C and the intermediate annealing time to 2 to 5 seconds. It is understood that is possible.
[0017]
Next, the first stage cooling condition is set to a cooling rate of 80 ° C./s 1 second after the finish rolling, the second stage cooling, that is, the intermediate annealing start temperature is 650 ° C., the intermediate annealing time is 3 seconds, The effect on the hole expansion rate was investigated by fixing the cooling rate at the third stage cooling to 30 ° C / s and the coiling temperature at 300 ° C, and varying the cooling rate during intermediate slow cooling. Here, the cooling rate during intermediate slow cooling was adjusted by changing the water flow density.
The survey results are shown in FIG.
From the figure, it is understood that the hole expansion rate λ can be made 100% or more by setting the cooling rate during intermediate slow cooling to 5 ° C./s or less.
[0018]
Furthermore, in order to investigate the influence of the time from finish rolling to the start of the first stage cooling and the cooling rate during the first stage cooling on the hole expansion ratio, the intermediate annealing start temperature was set to 650 ° C, and the intermediate annealing was performed. The time is 3 seconds, the cooling rate during intermediate slow cooling is 3 ° C / s, the cooling rate during the third stage cooling is fixed at 30 ° C / s, and the winding temperature is fixed at 300 ° C. The time until the start of cooling and the cooling rate during the first stage cooling were varied.
The obtained results are shown in FIG.
As shown in the figure, the hole expansion ratio λ can be achieved by setting the time from the end of finish rolling to the start of the first stage cooling within 2 seconds and the cooling rate during the first stage cooling to 50 ° C / s or more. It can be seen that the value of 100% or more can be achieved.
[0019]
Furthermore, for the purpose of investigating the influence of the coiling temperature on TS x El, the first stage cooling condition was started 1 second after the finish rolling, the cooling rate was 80 ° C / s, and the second stage cooling, that is, intermediate gradual The hot-rolled steel sheet obtained by setting the cooling start temperature to 650 ° C, the intermediate slow cooling time to 3 seconds, the cooling rate at the third stage cooling to 30 ° C / s, and the coiling temperature to be variously changed is TS × El (MPa ·%) was determined.
The obtained result is shown in FIG.
As shown in the figure, it can be seen that TS × El can be set to 20000 MPa ·% or more by setting the coiling temperature to 150 ° C. or more and 380 ° C. or less.
[0020]
Next, the result of investigating the influence of the Ti amount on the hole expansion rate λ is shown in FIG.
Here, the steel used in the experiment contains components other than Ti, in terms of mass percentage, C: 0.12%, Si: 1.5%, Mn: 1.0%, P: 0.010%, S: 0.0006% and Al: 0.042% The balance is composed of Fe and inevitable impurities. The hot rolling conditions are as follows: heating temperature: 1080 ° C., rough rolling end temperature: 1000 ° C., finish rolling end temperature: 900 ° C., time from finish rolling end to first stage cooling start: 1 second, first stage cooling cooling Speed: 80 ° C./s, second stage cooling, that is, intermediate annealing start temperature: 650 ° C., intermediate cooling time: 3 seconds, third stage cooling rate: 30 ° C./s, coiling temperature: 300 ° C. .
As shown in the figure, it is understood that Ti must be added in the range of 0.05 to 0.3 mass% in order to set the hole expansion ratio λ to 100% or more.
[0021]
The structure of the hot-rolled steel sheet used in the above experiment was observed, and the ferrite grain size d_f And second phase particle size d_s Ratio d_f / D_s , Second interphase distance L and second phase particle size d_s Ratio L / d_s However, all steel sheets that showed a hole expansion ratio λ of 100% or more were d._f / D_s ≧ 5, L / d_s It was confirmed that ≧ 2 was satisfied.
[0022]
Next, the reason why the composition of steel is limited to the above range in the present invention will be described.
C: 0.05-0.25mass%
C is an element necessary for increasing the effect of Ti by the formation of TiC and for concentrating itself to austenite to obtain the amount of retained austenite necessary for high ductility, and requires at least 0.05 mass%. On the other hand, the upper limit is set to 0.25 mass% for the purpose of preventing deterioration of weldability.
[0023]
Si: 0.5 to 2.0 mass%
Si needs to be added in an amount of at least 0.5 mass% in order to obtain the amount of retained austenite necessary for high ductility. However, even if added over 2.0 mass%, the effect is saturated and the cost is increased, so the upper limit was made 2.0 mass%.
[0024]
Mn: 0.5 to 3.0 mass%
Mn is an essential element for the presence of appropriate amounts of the second phase structure, that is, bainite and retained austenite. For this purpose, at least 0.5 mass% of addition is required, but excessive addition suppresses bainite transformation after winding and leads to a decrease in the amount of retained austenite. Therefore, the upper limit is 3.0 mass%.
[0025]
Ti: 0.05-0.3 mass%
Ti is the most important element in the present invention. In the present invention, it is necessary to add Ti in a relatively large amount of 0.05 to 0.3 mass%.
Ti is present as TiC at the time of heating before hot rolling if the condition that the heating temperature is low is satisfied. Due to the presence of a large amount of TiC, the initial austenite grain size during heating becomes 50 μm or less, and coarsening is prevented. When such small austenite grains are present before hot rolling, recrystallization proceeds during hot rolling to form finer grains. Then, after the hot rolling is completed, a rapid ferrite transformation occurs due to the height of the driving force, and the second phase austenite becomes fine due to an increase in ferrite generation sites. Fine austenite turns into fine bainite after winding, but at that time, solid solution C concentrates in the untransformed austenite phase and stabilizes austenite. As a result, some austenite can exist stably even after cooling to room temperature.
In addition, since there is such an effect of TiC, the second phase is dispersed finely and uniformly, and it is considered that the second phase acts very effectively on the stretch flangeability.
In addition, Ti has a weaker recrystallization inhibiting effect than other carbide-forming elements such as Nb, and coupled with the ferrite transformation promoting effect of TiC, the structure is sized to reduce anisotropy and stretch flangeability. Advantageously.
[0026]
In order to acquire the above effect, addition of 0.05 mass% is required. On the other hand, when added excessively, recrystallization is remarkably hindered and hardened to deteriorate the material, and problems such as nozzle clogging tend to occur during casting in the steel making process. Therefore, the upper limit was set to 0.3 mass%. Preferably it is 0.10-0.20 mass%.
[0027]
S: 0.0001 to 0.0030 mass%
  S is preferably as low as possible for improving stretch flangeability, and in order to make the hole expansion ratio λ 100% or more, it is necessary to be 0.0030 mass% or less. Even if it is less than 0.0030 mass%, the lower the amount of S, the better the stretch flangeability. 0.0001 mass% is the lower limit.
Al: 0.10 mass% or less
  Al is an element useful as a deoxidizing agent, but when the addition amount exceeds 0.10 mass%, the effect is saturated and arc weldability is lowered, so the upper limit is set to 0.10 mass%.
P: 0.1 mass% or less
  P is an element that contributes to increasing the strength without causing secondary processing embrittlement, so P was added in a range not exceeding 0.1 mass%.
[0028]
  As described above, the essential components have been described. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained..
[0029]
Nb: 0.10% or less, V: 0.10% or less
Nb and V each contribute to effective increase in strength by precipitation strengthening. However, if the addition amount exceeds 0.10 mass%, recrystallization is remarkably inhibited, and the material is hardened and deteriorated. Therefore, the upper limit is 0.10 mass%, respectively.
[0031]
Cu: 1.0 mass% or less, Mo: 1.0 mass% or less, Ni: 1.0 mass% or less, Cr: 1.0 mass% or less,
Cu, Mo, Ni and Cr are effective elements for increasing the strength by solid solution strengthening and structure strengthening, respectively. However, since the hot workability deteriorates when the content exceeds 1.0 mass%, it can be added in a range of 1.0 mass% or less.
[0032]
Ca: 0.0005 to 0.015 mass%, REM: 0.001 to 0.05 mass%
Ca and REM can be added for the purpose of controlling the form of inclusions and improving stretch flangeability, respectively. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.0005 mass% or more of Ca and 0.001 mass% or more of REM. However, if Ca is contained in a large amount exceeding 0.015 mass% and REM exceeding 0.05 mass%, rusting from inclusions is likely to occur, and the corrosion resistance decreases. 0.05 mass%.
[0033]
B: 0.0002 ~ 0.01mass%
B is an element effective for strengthening the structure, and its effect is recognized by addition of 0.0002 mass% or more. However, if added over 0.01 mass%, recrystallization is significantly hindered and hardened and the material deteriorates, so the upper limit is made 0.01 mass%.
[0034]
Next, the reason for limiting the steel structure will be described.
Average grain size d_f Main phase consisting of polygonal ferrite with a thickness of 0.8μm to 5.0μm
Polygonal ferrite is soft and rich in ductility, and is useful in securing the ductility and stretch flangeability of the material. Therefore, it is necessary to use this as the main phase. Here, the main phase means that 50 vol% or more of the space factor is polygonal ferrite.
Here, the average grain size d of polygonal ferrite_f When becomes larger, the second phase cannot be made finer. And the average grain size d of polygonal ferrite_f If it exceeds 5.0 μm, as shown in FIG. 2, TS × El cannot be made 20000 MPa ·% or more, so the average grain size d of polygonal ferrite_f Needs to be 5 μm or less. Also, in the current hot rolling process, the limit for refining polygonal ferrite is about 0.8 μm, so 0.8 μm is the lower limit.
[0035]
Second phase consisting of bainite and retained austenite with a space factor of 5 vol% or more
In the second phase, in order to obtain high ductility and achieve TS × El ≧ 20,000 MPa ·%, a retained austenite having a space factor of 5 vol% or more is required. Further, the harder the second phase, the more easily a difference occurs between the deformation of the second phase and the deformation of polygonal ferrite, and cracks are more likely to occur at the interface. This tendency is particularly noticeable in the case of large deformation such as stretch flange deformation. Therefore, the portion other than the retained austenite of the second phase needs to be bainite which is not as hard as martensite.
[0036]
Average grain size d of polygonal ferrite_f And the average grain size d of the second phase_s Ratio d_f/ D_s Is 5 or more
As shown in FIGS. 2 and 3, the polygonal ferrite average grain size d_fAnd the average particle diameter d of the second phase_s Ratio d_f / D_s Is 5 or more, that is, unless the grain size of the second phase is 1/5 or less of the polygonal ferrite grain size, the hole expansion ratio λ cannot be 100% or more and TS × El cannot be 20000 MPa ·% or more. Therefore, d_f / D_s Must be 5 or more.
Note that the prior art has not paid attention to the crystal grain size ratio of the main phase to the second phase.
[0037]
Second interphase distance L is 2d_s more than
The distance L between the second phases, that is, the average value L from the end of a certain second phase to the end of another second phase closest to the second phase is expressed as the second phase particle diameter d._s If it is not more than twice, the hole expansion ratio λ cannot be made 100% or more. For this reason, the distance L between the second phases is 2d._s That's it.
The regulation of the distance L between the second phases is a feature of the present invention, and this is also a point that has not been noticed in the prior art.
[0038]
Next, hot rolling conditions for obtaining the steel structure described above will be described.
Heating temperature: 1150 ℃ or less
The steel slab manufactured by a conventional method is cooled and then heated in a heating furnace, or after being cast and placed in a simple heating furnace and held for a short time, it is subjected to hot rolling. At that time, the heating temperature in the heating furnace is preferably as low as possible. This is because, as described in the reason for limiting Ti, it is indispensable for preventing the dissolution of TiC and refining the initial austenite grains, thereby refining the structure after subsequent hot rolling and securing retained austenite. In order to obtain this effect, the heating temperature needs to be 1150 ° C. or lower, preferably 1080 ° C. or lower.
[0039]
Finish rolling with a cumulative rolling reduction of 80% or more
Even in the present invention containing TiC, the crystal grains are further refined according to the cumulative strain during finish rolling. In order to make the average grain size of polygonal ferrite as the main phase 5 μm or less, the cumulative rolling reduction needs to be 80% or more.
[0040]
Finishing rolling finish temperature: 800-950 ℃
If the finish rolling finish temperature is less than 800 ° C., the surface layer part becomes a two-phase region, and a stretched structure is obtained. For this reason, polygonal ferrite cannot be obtained, and a predetermined amount of retained austenite cannot be ensured. And it causes deterioration of stretch flangeability. On the other hand, when the finish rolling finish temperature exceeds 950 ° C., the grain growth of austenite progresses after finish finish rolling and before the transformation starts, and fine ferrite and bainite cannot be obtained.
[0041]
Cooling conditions after rolling
Within 2 seconds after finishing rolling, the first stage cooling is started at an average cooling rate of 50 ° C / s or more, and the coarsening of the structure is suppressed by cooling to the range of 600-700 ° C. be able to. Then, the first-stage cooling is stopped in the range of 600 to 700 ° C., and the second-stage cooling at a cooling rate of 5 ° C./s or less is performed for 2 to 5 seconds. Phase shrinkage occurs, and the ductility and stretch flangeability are significantly improved. Next, the grain growth can be suppressed by setting the cooling rate of the third stage cooling, which is cooling to the coiling temperature, to 20 ° C./s or more.
[0042]
Winding temperature: 150-380 ° C
The steel utilizing the ultrafine structure of the present invention can secure a high retained austenite amount by winding at 380 ° C. or lower. When the coiling temperature exceeds 380 ° C, the amount of retained austenite decreases. This is because even though the steel has a fine bainite structure, precipitation of carbide progresses, concentration of solute C in the retained austenite is suppressed, stability of the retained austenite decreases, and stable martensitic transformation proceeds. Because. On the other hand, if the coiling temperature is lower than 150 ° C., martensite is likely to be formed even if solute C is concentrated in the retained austenite. Therefore, the lower limit of the coiling temperature is 150 ° C.
[0043]
【Example】
Steels having the component compositions shown in Table 1 were melted in a converter and made into slabs by continuous casting. In Table 1, steel symbols A to E and K to V are conforming examples satisfying the component composition range of the present invention, while F to J are comparative examples in which any component deviates from the proper range of the present invention.
These steel slabs were then subjected to hot rolling. Heating temperature SRT at the time of hot rolling, finish rolling finish temperature FT, time t after finish rolling finishes and start of first stage cooling₁ , Cooling speed s during first stage cooling₁ , First stage cooling stop temperature T₁ , Second stage cooling time (intermediate slow cooling time) t₂ , Second stage cooling rate (intermediate slow cooling rate) s₂ , Third stage cooling rate s_Three The coiling temperature CT was as shown in Table 2, and rolled to a thickness of 2.6 mm under the conditions in the table. The cumulative rolling reduction during finish rolling is 92%.
[0044]
With respect to each hot-rolled steel sheet thus obtained, the space factor (vol%) of polygonal ferrite and the space factor (vol%) of austenite were determined by observation with a scanning electron microscope and X-ray diffraction.
Further, the average crystal grain size (ferrite grain size) d of polygonal ferrite is determined by image analysis based on observation with a scanning electron microscope._f , Second phase average grain size (second phase grain size) d_s Investigate the distance L between the second phase and the ratio d_f / D_s And L / d_s Asked.
Furthermore, a JIS No. 5 test piece was cut out from the central part in the longitudinal direction of the coil and subjected to a tensile test. Moreover, the test piece used for the above-mentioned hole expansion test was cut out, the hole expansion test was done, and the hole expansion rate (lambda) was calculated | required.
The steel structure and material properties thus obtained are shown in Tables 3 and 4.
[0045]
[Table 1]

[0046]
[Table 2]

[0047]
[Table 3]

[0048]
[Table 4]

[0049]
In Tables 3 and 4, Nos. 1 to 3, 17 to 18, and 24 to 35 are examples of conformity obtained in accordance with the present invention. Excellent material properties are obtained.
On the other hand, in Nos. 4 to 16, since the hot rolling conditions are out of the scope of the present invention, the ferrite particle diameter d_f , D_f / D_s , L / d_f Any one of these falls outside the scope of the present invention, and neither TS × El ≧ 20000 MPa ·% nor λ ≧ 100% is satisfied. In Nos. 19 to 23, either TS × El or λ is bad because the steel component is outside the scope of the present invention. In particular, in No. 23, the amount of Ti added is small, so the crystal grains become coarse, the amount of retained austenite decreases, and the TS × El value is not small, but cracks occur from the interface between the main phase and the second phase. The hole expansion rate λ was also small.
[0050]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having not only a good elongation-ductility balance, that is, TS × El of 20000 MPa ·% or more, but also a hole expansion ratio λ ≧ 100% and excellent stretch flangeability. It can be used to reduce the weight of automobiles and improve energy efficiency.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 shows the ferrite grain size d affecting the hole expansion ratio λ._f And second phase particle size d_s Ratio d_f/ D_s And the average intergranular distance L and d of the second phase_s Ratio / d_s FIG.
Fig. 2 Ferrite grain size d affecting TS x El_f And second phase particle size d_s Ratio d_f / D_s And ferrite grain size d_f It is the figure which showed the influence of own.
FIG. 3 is a graph showing the influence of intermediate slow cooling start (first stage cooling stop) temperature and intermediate slow cooling time on the hole expansion rate λ.
FIG. 4 is a diagram showing the influence of the cooling rate during intermediate slow cooling (second stage cooling) on the hole expansion rate λ.
FIG. 5 is a diagram showing the influence of the time from the end of finish rolling to the start of the first stage cooling and the first stage cooling rate on the hole expansion ratio λ.
FIG. 6 is a diagram showing the influence of the winding temperature on TS × El.
FIG. 7 is a graph showing the effect of Ti addition amount on the hole expansion ratio λ.

Claims

In mass percentage C: 0.05-0.25%,
Si: 0.5-2.0%
Mn: 0.5-3.0%
Ti: 0.05~0.3%,
S: 0.0001~0.003%,
Al: 0.10% or less and
P: 0.1% or less , the balance is Fe and inevitable impurities composition,
The steel structure consists of a main phase composed of polygonal ferrite and a second phase composed of bainite and retained austenite,
And the space factor of the retained austenite 5 vol% or more, the polygonal average crystal grain size d _f of the ferrite is 0.8μm or more 5.0μm or less, the average crystal grain size d _f and the average crystal grain of the second phase the ratio d _f / d _s of diameter d _s is 5 or more, high ductility hot-rolled steel sheet excellent in stretch flange formability, characterized in that second phase distance L is 2d _s or more.

The steel of claim 1 further comprising a mass percentage .
Nb : 0.10% or less,
V: 0.10% or less ,
Cu : 1.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
Ni: 1.0% or less,
Cr: 1.0% or less,
Ca: 0.0005 to 0.015%,
REM: 0.001 to 0.05% and B: 0.0002 to 0.01%
A high ductility hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability, characterized in that the composition contains one or more selected from among the above.

In mass percentage C: 0.05-0.25%,
Si: 0.5-2.0%
Mn: 0.5-3.0%
Ti: 0.05~0.3%,
S: 0.0001~0.003%,
Al: 0.10% or less and
P: 0.1% or less containing <br/>, or further
Nb : 0.1% or less,
V: 0.1% or less ,
Cu : 1.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
Ni: 1.0% or less,
Cr: 1.0% or less,
Ca: 0.0005 to 0.015%,
REM: 0.001 to 0.05% and B: 0.0002 to 0.01%
Containing one or more selected from among the above, the remainder being hot rolled into a steel slab having a composition of Fe and inevitable impurities,
The heating temperature is set to 1150 ° C or less, and after rough rolling, finish rolling is performed under conditions of a cumulative reduction ratio of 80% or more and a rolling end temperature of 800 to 950 ° C. The first stage cooling was started at a cooling rate of not less than / s, and the first stage cooling was terminated at 600 to 700 ° C., followed by the second stage cooling at a cooling rate of 5 ° C./s or less for 2 to 5 seconds. Thereafter, the third stage cooling at a cooling rate of 20 ° C./s or more is started, and the method is wound up in a temperature range of 150 to 380 ° C. A method for producing a high ductility hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability.