JP4953514B2

JP4953514B2 - High-tensile hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP4953514B2
Application number: JP2001052454A
Authority: JP
Inventors: 規雄今井
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2001-02-27
Filing date: 2001-02-27
Publication date: 2012-06-13
Anticipated expiration: 2021-02-27
Also published as: JP2002256389A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や産業機械等に用いられる高強度部材用鋼板として好適な高張力熱延鋼板およびその製造方法に関する。特に、本発明に係る高張力熱延鋼板は、延性や穴広げ性を要求される高強度部材用鋼板として好適である。
【０００２】
【従来の技術】
今日、連続熱間圧延によって製造される熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として各種分野で広く用いられるようになっている。そして、それらはプレス加工等で成形される部材へ適用されることが多いことから、強度と加工性の両面に対する要求が高い材料である。
【０００３】
しかし、強度と加工性とは相反するものであり、鋼板の強度を増加させると加工性は低下し、強度と加工性とを両立することは一般に困難である。高強度と高延性とを具備する鋼板として、例えば特開昭５５−４４５５１号公報に記載されているようなＤｕａｌＰｈａｓｅ鋼（以下、「ＤＰ鋼」という。）が知られている。ＤＰ鋼は、フェライト相とマルテンサイト相とからなる２相組織鋼であり、降伏比が低く延性が高いという特徴を有している。
【０００４】
しかし、強度−延性バランスに優れるＤＰ鋼であっても、５９０ＭＰａ級高張力鋼板（引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ）においては、伸び（Ｅｌ）が約３０％で「ＴＳ×Ｅｌ」の値が２００００未満、７８０ＭＰａ級高張力鋼板（引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ）においては、伸び（Ｅｌ）が約２０％で「ＴＳ×Ｅｌ」の値が１８０００未満というのが限界であり、ＤＰ鋼についてはこれ以上の高延性化は望めない。
【０００５】
一方、ＤＰ鋼とは別に、高張力鋼板の延性を大幅に向上させる手段として、残留オーステナイトの変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）を利用した鋼（以下、この種の鋼を「残留オーステナイト鋼」という。）が開発されており、例えば特開昭５５−１４５１２１号公報にその製造方法が開示されている。上記公報に開示されている製造方法によれば、引張強さ（ＴＳ）：１０８０ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）：２２％以上を示し、「ＴＳ×Ｅｌ」の値が２４０００を超す高延性高張力鋼板の製造が可能であると考えられる。しかしながら、上記方法では、Ｃ含有量を０．４０〜０．８５重量％と高くする必要があることから、得られる鋼板は溶接性に劣り、溶接性が要求される用途へ適用することができず、例えば自動車の部材に対して上記鋼板を適用し得る範囲は限られたものであった。
【０００６】
上記問題点の解決を試みたものとして、特開昭６３−４０１７号公報には、重量％でＣ：０．２％、Ｓｉ：１．５％、Ｍｎ：１．５％を含有した鋼を熱間圧延し、Ａｒ₃点近傍で仕上圧延を行った後、４０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してから４００℃近傍で巻き取ることにより、低いＣ含有量の下で残留オーステナイトを確保して鋼を高延性化する方法が開示されている。しかし、上記公報に開示されている製造方法により得られる熱延鋼板は、ＤＰ鋼に比べて高い伸び（Ｅｌ）を有するものの、加工性の重要な指標の１つである穴拡げ性（ＨＥＬ）は改善されず、その値はＤＰ鋼板なみの３０％程度である。したがって、伸びフランジ性が要求される部材に対して適用することが困難であった。
【０００７】
これに対し、本出願人は、特開平５−１１２８４６号公報において、鋼にＡｌとＳｉとを適量含有させ、体積率で５％以上の残留オーステナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織とすることにより、残留オーステナイト鋼の穴拡げ性を改善する方法を開示している。上記公報において開示した熱延鋼板は、強度、延性、溶接性、穴拡げ性の点において優れた特性を有するものの、多量のＡｌを含有させる必要があるため、経済性の面においては改善の余地がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、溶接性を確保し得るＣ含有量の範囲内において、ＴＲＩＰ効果による高延性が得られるだけの充分なオーステナイト量を含有し、良好な穴拡げ性を有し、さらに経済性にも優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記目的を達成すべく、特開平５−１１２８４６号公報に開示した残留オーステナイト鋼の経済性を改善することについて詳細に検討を行った。その結果、以下の新たな知見を得た。
【００１０】
（Ａ）Ｂは、焼入れ性を向上させる作用を有しフェライト生成を抑制することから、残留オーステナイト鋼に要求されるオーステナイト安定化の観点において好ましくない元素であると考えられたが、鋼に適量のＢを含有させることにより、ＳｉとＡｌとによるポリゴナルフェライト生成促進作用が助長され、オーステナイトの残留が促進されて延性が向上するうえに、第２相が均一に分散されて穴拡げ性が向上する。
【００１１】
Ｂを含有させることによりＳｉとＡｌとによるポリゴナルフェライト生成促進作用が助長される機構は明らかではないが、仕上圧延過程におけるオーステナイトの再結晶が抑制され、歪の蓄積が促進されて、仕上圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が歪誘起によって促進されることによると考えられる。
【００１２】
（Ｂ）また、適量のＢの添加により、オーステナイトの安定化が促進されて延性が向上する。Ｂの添加によりオーステナイトが安定化される機構は明らかでないが、上述したポリゴナルフェライト生成促進作用の他に、巻取後の冷却過程においてベイナイト変態が促進されることによりオーステナイトの安定化が促進されると考えられる。
【００１３】
（Ｃ）したがって、溶接性を確保し得る範囲内のＣ含有量の鋼に、適量のＳｉ、Ａｌ、Ｂを複合含有させることにより、特開平５−１１２８４６号公報に開示した残留オーステナイト鋼よりも低いＡｌ含有量で、体積率で５％以上の残留オーステナイトを含むポリゴナルフェライトを主体の組織とすることができ、強度、延性、溶接性、穴拡げ性に優れた高張力熱延鋼板をより安価なコストで得ることができる。
【００１４】
（Ｄ）さらに、上記高張力熱延鋼板は、所定の化学組成の鋼片を特定の条件にしたがって圧延することにより、再現良く安定して製造することが可能である。
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は下記（１）〜（４）項に記載の高張力熱延鋼板と、（５）項および（６）項に記載の高張力熱延鋼板の製造方法にある。
【００１５】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５０〜２．２６％、Ｍｎ：０．８〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４〜１．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記（ｉ）式に規定されるａ値が１．２〜３．５である化学組成を有し、さらに体積率で５％以上の残留オーステナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織からなることを特徴とする高張力熱延鋼板。
ａ値＝Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋２５５Ｂ（ｉ）
ここで、Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｂはそれぞれの化学組成を質量％で表したときの数値である。
【００１６】
（２）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、ＲＥＭ：０．００２〜０．１０％の１種または２種以上を含有する化学組成であることを特徴とする上記（１）項に記載の高張力熱延鋼板。
【００１７】
（３）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．２０％の１種または２種以上を含有する化学組成であることを特徴とする上記（１）項または（２）項に記載の高張力熱延鋼板。
【００１８】
（４）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上を含有する化学組成であることを特徴とする上記（１）項、（２）項または（３）項に記載の高張力熱延鋼板。
【００１９】
（５）上記（１）項ないし（４）項の何れか１項に記載の化学組成に構成された鋼に、Ａｃ₃点以上の温度域から開始して７８０〜８４０℃で終了する熱間圧延を施し、次いで１０〜５０℃／ｓの冷却速度で３００〜５００℃まで冷却して巻き取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
【００２０】
（６）上記（１）項ないし（４）項の何れか１項に記載の化学組成に構成された鋼に、Ａｃ₃点以上の温度域から開始して７８０〜９４０℃で終了する熱間圧延を施し、次いで１０℃／ｓ以上の冷却速度で６００〜７００℃の温度域まで冷却し、その温度域で２〜１０秒間空冷し、さらに２０℃／ｓ以上の冷却速度で３００〜５００℃まで冷却して巻き取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
【００２１】
ここで、「ポリゴナルフェライト主体の組織」とは、残留オーステナイト以外の組織（例えばベイナイト）がポリゴナルフェライトの性質に格別な影響を及ぼさない程度に止まる、「実質的にポリゴナルフェライトからなる組織」を意味する。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について具体的に説明する。なお、以下に述べる化学組成の％表示は質量％を意味する。
【００２３】
ａ．化学組成
Ｃ：Ｃは、熱間圧延後の冷却過程においてフェライト変態の進行に伴い未変態オーステナイト中に濃縮してオーステナイトを安定化させるとともに、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満では、鋼板の強度向上効果とオーステナイトの安定化効果が充分ではない。一方、Ｃ含有量が０．２５％超では、溶接性が劣化するうえに、ポリゴナルフェライト量が減少してベイナイト量が過剰に増加するために穴拡げ性も劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．２５％とする。好ましくは０．０８〜０．２０％である。
【００２４】
Ｓｉ：Ｓｉは、フェライトの生成を促進してＣの未変態オーステナイトへの濃縮を助けるとともにセメンタイトの析出を遅らせる作用を有しているので、オーステナイトを残留させるのに極めて有効な元素である。さらに、ポリゴナルフェライトを固溶強化して鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、上記作用による効果が不充分となる。また、Ｓｉ含有量が３．０％超では、前記作用による効果が飽和するうえに、硬質なマルテンサイトが生成して穴拡げ性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％〜３．０％の範囲とする。好ましくは１．０〜２．５％である。
【００２５】
ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏｌ．Ａｌは、Ｓｉと同様にフェライト安定化元素であり、ポリゴナルフェライトの生成を促進してＣの未変態オーステナイトへの濃縮を助けるとともにセメンタイトの析出を遅らせる作用を有しているので、オーステナイトを残留させるのに極めて有効な元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０２０％未満では、上記作用による効果が不充分となる。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．５％超では、前記作用による効果が飽和し経済性を損なう。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０２０〜１．５％とする。好ましくは０．１〜１．０％である。
【００２６】
Ｂ：Ｂは、ＳｉおよびＡｌのフェライト生成促進作用を助長するとともにオーステナイトを安定化させる作用を有する。Ｂ含有量が０．０００２％未満では、上記作用による効果が不充分となる。Ｂ含有量が０．００５０％超では、前記作用による効果が飽和するうえに、Ｆｅ₃（Ｃ，Ｂ）などの炭硼化物の生成によりオーステナイトの残留を阻害する。したがって、Ｂ含有量を０．０００２〜０．００５０％とする。好ましくは０．０００５％超０．００３５％以下である。
【００２７】
ａ値：上述したように、ＳｉおよびＡｌは、オーステナイトの残留を促進する作用を有し、Ｂは、前記作用を助長し、さらにオーステナイトを安定化させる作用を有する。これらの作用を効果的に発揮せしめるために、下記（ｉ）式で規定されるａ値を１．２以上とする。一方、ａ値を３．５超とすると、上記作用の効果が飽和し経済性が損なわれる。したがって、ａ値の上限を３．５とする。
ａ値＝Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋２５５Ｂ（ｉ）
ここで、Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｂはそれぞれの化学組成を質量％で表したときの数値である。
【００２８】
上記範囲を充足する範囲において、鋼板の加工性を向上させるには、Ｓｉ含有量を１．０％以上とするのが好ましく、経済性を向上させるには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．８％未満とするのが好ましい。
【００２９】
Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト安定化元素であって、未変態オーステナイトのＭｓ点を低下させるとともに焼入れ性を向上させ、未変態オーステナイトがパーライト変態するのを抑制する作用を有する。しかし、Ｍｎ含有量が０．８％未満では前記作用による効果が充分に得られない場合がある。また、２．５％を超えて含有させると、熱延後の冷却過程でポリゴナルフェライトを充分に生成させることが困難となり、そのため未変態オーステナイト中へのＣの濃縮が不充分となってオーステナイトを安定化させることができない場合がある。したがって、Ｍｎの含有量は０．８〜２．５％とする。より好ましくは０．８〜２．０％である。
【００３０】
また、上記元素以外の元素として、以下に述べるように、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、希土類元素（ＲＥＭ）：０．００２〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．２０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の１種又は２種以上を必要に応じて含有させてもよい。
【００３１】
Ｃａ、Ｚｒ、希土類元素（ＲＥＭ）：これらの成分は、何れも介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用を有しているため、必要に応じて１種又は２種以上の含有させるとよい。Ｃａの場合ではその含有量が０．０００２％未満、Ｚｒの場合ではその含有量が０．０１％未満、希土類元素の場合ではその含有量が０．０１％未満であると前記作用による効果が充分に得られない場合がある。一方、Ｃａ含有量を０．０１％超、Ｚｒ含有量を０．１０％超、もしくは希土類元素を０．１０％超とすると、鋼中の介在物が過剰となり逆に加工性が劣化する。したがって、含有させる場合には、Ｃａ含有量を０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ含有量を０．０１〜０．１０％、希土類元素含有量を０．０１〜０．１０％とするとよい。
【００３２】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、何れもフェライト地に炭窒化物として析出し、鋼板の更なる高強度化に有効な元素である。したがって、必要に応じて１種又は２種以上を含有させるとよい。何れの元素もその含有量が０．００５％未満では前記作用による効果が充分に得られない場合がある。また、ＮｂやＴｉについてはそれぞれ０．１０％を超えて、Ｖについては０．２０％を超えて含有させても、上記効果が飽和してしまい経済的でない。したがって、含有させる場合には、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．１０％、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．１０％、Ｖ含有量を０．００５〜０．２０％とするとよい。
【００３３】
Ｃｒ、Ｍｏ：Ｃｒ、Ｍｏは、焼入れ性を向上させてオーステナイトを残留させる効果を有する。したがって、必要に応じて１種又は２種を含有させるとよい。何れの元素もその含有量が０．０５％未満では前記作用による効果が充分に得られない場合がある。また、１．０％を超えて含有させても、前記作用による効果が飽和し経済性を損なう。したがって、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を夫々０．０５〜１．０％とするとよい。
【００３４】
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
なお、不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ、N、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ等が挙げられるが、例えばＰ、Ｓ、Ｎについては、その含有量を以下のようにするのが望ましい。
【００３５】
Ｐ：Ｐは溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素であるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましく、ポリゴナルフェライトをさらに均一に分散させる場合には０．０１０％以下とすることがより望ましい。
【００３６】
Ｓ：Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素であるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましく、一段と優れた加工性が要求される場合には０．００３％以下とすることがより望ましい。
【００３７】
Ｎ：Ｎは加工性を低下させる不純物元素であるため、その含有量は０．０１％以下に抑えるのが望ましい。
上述の化学組成の鋼は、例えば転炉、電気炉、又は平炉等により溶製される。鋼種としては、リムド鋼、キャップド鋼、セミキルド鋼又はキルド鋼の何れでもよい。また、鋼片の製造についても、造塊−分塊圧延あるいは連続鋳造の何れの手段によっても構わない。
【００３８】
ｂ．製造方法
ａ項にて述べた化学組成を有し、体積率で５％以上の残留オーステナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織に構成された本発明の熱延鋼板は、上記化学組成の鋼に、Ａｃ₃点の温度域から開始して７８０〜８４０℃で終了する熱間圧延を施し、次いで１０〜５０℃／ｓの冷却速度にて３００〜５００℃まで冷却して巻き取ることによって製造することが可能である。
【００３９】
すなわち、合金元素を完全にオーステナイト中に固溶させた状態から行うために、Ａｃ₃点以上の温度域から熱間圧延を開始する。なお、鋼をＡｃ₃点以上の温度域とするために加熱炉で加熱を行う場合には、加熱炉に装入する鋼は、鋳造後の高温のままでのスラブであっても、室温で放置されたスラブであっても構わない。
【００４０】
また、７８０〜８４０℃で熱間圧延を終了することにより、オーステナイトを微細化するとともにオーステナイトに加工硬化を起こさせてポリゴナルフェライトの生成を促進することができるので、１０〜５０℃／ｓの冷却速度で仕上圧延後に冷却する間に充分な量のポリゴナルフェライトを生成させることができる。
【００４１】
ここで、熱間圧延を終了する温度（以下、「熱間圧延終了温度」ともいう。）が７８０℃未満であると、熱間圧延中にフェライトが生成して加工フェライトとなるため、熱延鋼板の加工性が劣化する。一方、熱間圧延終了温度が８４０℃を超えると、オーステナイトの加工硬化が不充分となってポリゴナルフェライトが充分に生成せず、残留オーステナイトが減少する。
【００４２】
また、熱間圧延後の冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却中にパーライトが生成し、オーステナイトが残留しない。一方、該冷却速度が５０℃／ｓを超えると充分な量のポリゴナルフェライトが生成せず、オーステナイトが残留しない。
【００４３】
さらに、巻取温度が５００℃を超えるとパーライトが生成し、オーステナイトが充分に残留しない。一方、３００℃を下回る温度域で巻取を行うと、マルテンサイトの生成が促進されて延性と穴拡げ性が劣化する。
【００４４】
ところで、本発明に係る前記高張力熱延鋼板は、上記方法以外にも、前記所定化学組成の鋼片に、Ａｃ₃点以上の温度域から開始して７８０〜９４０℃で終了する熱間圧延を行い、次いで１０℃／ｓ以上の冷却速度で６００〜７００℃の温度域まで冷却し、その温度域で２〜１０秒間空冷し、さらに２０℃／ｓ以上の冷却速度で３００〜５００℃まで冷却して巻き取ることによっても製造することができる。
【００４５】
すなわち、７８０〜９４０℃で熱間圧延を終了することでオーステナイトを微細化することができ、その後６００〜７００℃の温度域まで冷却し、その温度域にて２〜１０秒間空冷すると、ポリゴナルフェライトの生成が促進されて未変態オーステナイトへのＣの濃縮が促され、充分な量のオーステナイトを残留させることができる。
【００４６】
この場合、空冷を行う温度（以下、「空冷温度」ともいう。）が６００℃未満であったり、空冷を行う時間（以下、「空冷時間」ともいう。）が２秒未満であったりするとポリゴナルフェライトの生成が不充分であり、一方、空冷温度が７００℃を上回ったり空冷時間が１０秒を超えたりするとパーライトが生成してオーステナイトが残留しなくなる。
【００４７】
なお、熱間圧延後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するのは、限られたホットランテ−ブル上で２〜１０秒の空冷時間を確保するためである。また、前記空冷後に２０℃／ｓ以上で冷却するのは、パーライトの生成を抑制するために必要だからである。
【００４８】
また、巻取温度については、前記別法の場合と同様に、５００℃を超えるとパーライトが生成し、オーステナイトが充分に残留せず、一方、３００℃を下回る温度域で巻取を行うと、マルテンサイトの生成が促進されて延性と穴拡げ性が劣化する。
【００４９】
本発明に係る高張力熱延鋼板は、Ｃ含有量が０．０５〜０．２５％であるために高強度部材用鋼板として要求されるレベルの溶接性を具備し、さらにＴＲＩＰを利用するに充分な量のオーステナイトを含有する。また、穴拡げ性も充分に改善される。しかも、適量のＢを含有させることにより、従来よりもＡｌ含有量を抑制することができるので、経済性にも優れている。
【００５０】
なお、熱間圧延においては、粗バーの温度低下の抑制等を目的として、粗バー加熱装置や保温カバー等により粗バー全体を再加熱または温度保持するようにしてもよい。
【００５１】
また、本発明に係る高張力熱延鋼板に、溶融亜鉛メッキ、合金化溶融亜鉛メッキ、電気メッキ等の表面処理を施すことで、優れた延性，穴拡げ性を備えた表面処理鋼板を得ることができる。
【００５２】
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼種Ａ〜ＡＢからなるスラブを、表２および表３に示す条件で加熱、熱間圧延、制御冷却及び巻取を行い、板厚：２．３mmの熱延鋼板を得た。次に、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、機械的性質を調査した。また、寸法が２．３mm厚×１２０mm幅×１２０mm長の鋼板試験片に１４mmφの孔をクリアランス：１５％で打ち抜いたのち、円錐ポンチを用いて穴拡げ性を調査した。さらに、鋼板中央部よりＸ線試験用の試験片を採取し、残留オーステナイト量を調査した。これらの結果を表２および表４に併せて示す。
【００５３】
【表１】

【００５４】
【表２】

【００５５】
【表３】

【００５６】
表２および表４に示すように、本発明の製造方法により製造した熱延鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：４９０ＭＰａ以上の高い強度と、伸び（Ｅｌ）：３０％以上の優れた延性を備えると同時に、穴拡げ率（ＨＥＬ）：８０％以上の優れた伸びフランジ性を示し、高強度かつ高加工性を同時に満足している。
【００５７】
一方、Ｃ含有量が本発明の規定範囲を超える鋼種Ｖを用いた試験番号２６及び６０では、伸びは比較的高いものの穴拡げ性が劣る。
Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｂ含有量が本発明の規定範囲を外れる鋼種Ｗ、Ｚ、ＡＡ、ＡＢを用いた試験番号２７、３０〜３２、６１、６４〜６６では、伸びまたは穴拡げ性が劣る。Ｃ含有量が本発明の規定範囲を下回る鋼種Ｘを用いた試験番号２８及び６２では、伸びは比較的高いものの強度−伸びバランスが劣る。Ｍｎ含有量が本発明の規定範囲を下回る鋼種Ｙを用いた試験番号２９及び６３では、強度と伸びがともに劣る。
【００５８】
巻取温度が本発明の規定範囲を外れる条件の試験番号２２及び５９や、熱間圧延終了温度、熱延後冷却速度、空冷温度、空冷時間、空冷後冷却速度が本発明で規定する範囲外の試験番号２３〜２５、５４〜５８で得られた鋼板は、何れも残留オーステナイトが充分に生成せず、伸びが低く、また穴拡げ性も良好でない。
【００５９】
【発明の効果】
本発明によれば、強度、延性、穴拡げ性並びに溶接性に優れる高張力熱延鋼板を比較的安価な鋼材コストで得ることができる。また、本発明に係る高張力熱延鋼板を自動車足廻り部品等の産業機器部材に適用することにより、それら製品の性能の改善を図ることができる。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-tensile hot-rolled steel sheet suitable as a steel sheet for high-strength members used in automobiles, industrial machines, and the like, and a method for producing the same. In particular, the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention is suitable as a steel sheet for a high-strength member that requires ductility and hole-expandability.
[0002]
[Prior art]
Today, hot-rolled steel sheets produced by continuous hot rolling are widely used in various fields as relatively inexpensive structural materials. And since they are often applied to members formed by press working or the like, they are materials with high demands on both strength and workability.
[0003]
However, strength and workability are contradictory, and when the strength of the steel sheet is increased, the workability decreases, and it is generally difficult to achieve both strength and workability. As a steel plate having high strength and high ductility, for example, Dual Phase steel (hereinafter referred to as “DP steel”) as described in JP-A-55-44551 is known. DP steel is a two-phase structure steel composed of a ferrite phase and a martensite phase, and has a characteristic that the yield ratio is low and the ductility is high.
[0004]
However, even with DP steel having an excellent balance between strength and ductility, in a 590 MPa class high strength steel plate (tensile strength (TS): 590 MPa), the elongation (El) is about 30% and the value of “TS × El” is For high-strength steel sheets less than 20,000 MPa and 780 MPa class (tensile strength (TS): 780 MPa), the limit is that the elongation (El) is about 20% and the value of “TS × El” is less than 18000. Can not expect higher ductility.
[0005]
On the other hand, apart from DP steel, as a means of greatly improving the ductility of high-tensile steel sheets, steel using transformation-induced plasticity (TRIP) of retained austenite (hereinafter, this type of steel is referred to as “residual austenitic steel”). For example, Japanese Patent Laid-Open No. 55-145121 discloses a manufacturing method thereof. According to the production method disclosed in the above publication, a high-tensile steel plate exhibiting a tensile strength (TS) of 1080 MPa or more, an elongation (El) of 22% or more, and a value of “TS × El” exceeding 24,000. Is considered possible. However, in the above method, since the C content needs to be as high as 0.40 to 0.85% by weight, the obtained steel sheet is inferior in weldability and can be applied to applications where weldability is required. For example, the range which can apply the said steel plate with respect to the member of a motor vehicle was limited.
[0006]
As an attempt to solve the above problems, JP-A-63-4017 discloses a steel containing C: 0.2%, Si: 1.5%, and Mn: 1.5% by weight. After hot rolling and finish rolling in the vicinity of the Ar ₃ point, cooling at a cooling rate of 40 ° C./s or more and then winding up at around 400 ° C. ensures retained austenite under a low C content. Thus, a method for increasing the ductility of steel is disclosed. However, although the hot-rolled steel sheet obtained by the manufacturing method disclosed in the above publication has higher elongation (El) than DP steel, hole expandability (HEL), which is one of the important indexes of workability. Is not improved, and the value is about 30% of DP steel plate. Therefore, it has been difficult to apply to members that require stretch flangeability.
[0007]
On the other hand, the applicant of the present invention disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-112846 is made to contain a proper amount of Al and Si in steel and to have a structure mainly composed of polygonal ferrite containing retained austenite of 5% or more by volume. Discloses a method for improving the hole expandability of retained austenitic steel. Although the hot-rolled steel sheet disclosed in the above publication has excellent properties in terms of strength, ductility, weldability, and hole expandability, it needs to contain a large amount of Al, so there is room for improvement in terms of economy. There is.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
The object of the present invention is to contain sufficient austenite amount to obtain high ductility due to the TRIP effect within the range of C content that can ensure weldability, and has good hole expansibility, and further economical Another object of the present invention is to provide a high-tensile hot-rolled steel sheet and a method for producing the same.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above-mentioned object, the present inventor has studied in detail about improving the economic efficiency of the retained austenitic steel disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 5-112846. As a result, the following new findings were obtained.
[0010]
(A) B has the effect of improving hardenability and suppresses the formation of ferrite, so it was considered to be an element that is undesirable from the viewpoint of austenite stabilization required for retained austenitic steel. Including B, the effect of promoting the formation of polygonal ferrite by Si and Al is promoted, the austenite residue is promoted and the ductility is improved, and the second phase is uniformly dispersed and the hole expandability is improved. improves.
[0011]
The mechanism that promotes the action of promoting the formation of polygonal ferrite by Si and Al by containing B is not clear, but the recrystallization of austenite in the finish rolling process is suppressed, the accumulation of strain is promoted, and the finish rolling It is thought that the ferrite transformation in the subsequent cooling process is promoted by strain induction.
[0012]
(B) Addition of an appropriate amount of B promotes austenite stabilization and improves ductility. Although the mechanism by which austenite is stabilized by the addition of B is not clear, in addition to the above-described action of promoting the formation of polygonal ferrite, the stabilization of austenite is promoted by promoting bainite transformation in the cooling process after winding. It is thought.
[0013]
(C) Therefore, by incorporating a proper amount of Si, Al, and B into a steel having a C content within a range that can ensure weldability, the residual austenitic steel disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 5-112846 can be obtained. A high-tensile hot-rolled steel sheet with a low Al content and a main structure of polygonal ferrite containing retained austenite with a volume ratio of 5% or more and excellent in strength, ductility, weldability and hole expansibility. It can be obtained at a low cost.
[0014]
(D) Furthermore, the high-tensile hot-rolled steel sheet can be stably produced with good reproducibility by rolling a steel piece having a predetermined chemical composition in accordance with specific conditions.
The present invention has been completed based on these findings, the gist of which is described in the following (1) to (4) high-tensile hot-rolled steel sheets, and (5) and (6) It exists in the manufacturing method of a high tension hot rolled sheet steel.
[0015]
(1) By mass%, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.50 to 2.26%, Mn: 0.8 to 2.5%, sol. Al: 0.04 to 1.5%, B: 0.0002 to 0.0050%, consisting of remaining Fe and inevitable impurities, and a value defined by the following formula (i) is 1.2 A high-tensile hot-rolled steel sheet comprising a structure mainly composed of polygonal ferrite having a chemical composition of ˜3.5 and further containing 5% or more of retained austenite by volume.
a value = Si + sol. Al + 255B (i)
Here, Si, sol. Al and B are numerical values when each chemical composition is expressed by mass%.
[0016]
(2) Further, in mass%, one or more of Ca: 0.0002 to 0.010%, Zr: 0.01 to 0.10%, REM: 0.002 to 0.10% are contained. The high-tensile hot-rolled steel sheet according to item (1), which has a chemical composition.
[0017]
(3) Further, by mass%, Nb: 0.005 to 0.10%, Ti: 0.005 to 0.10%, V: 0.005 to 0.20%, or one or more The high-tensile hot-rolled steel sheet according to item (1) or (2), characterized in that
[0018]
(4) Furthermore, it is the chemical composition containing 1 type (s) or 2 or more types of Cr: 0.05-1.0% and Mo: 0.05-1.0% by the mass%. The high-tensile hot-rolled steel sheet according to (1), (2) or (3).
[0019]
(5) Hot steel starting from a temperature range of Ac ₃ points or more and ending at 780 to 840 ° C. to the steel having the chemical composition described in any one of the above items (1) to (4). A method for producing a high-tensile hot-rolled steel sheet, which is rolled and then cooled to 300 to 500 ° C. at a cooling rate of 10 to 50 ° C./s.
[0020]
(6) Hot steel starting from a temperature range of Ac ₃ points or more and ending at 780 to 940 ° C. to the steel having the chemical composition described in any one of the above items (1) to (4) Rolled, then cooled to a temperature range of 600 to 700 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more, air-cooled for 2 to 10 seconds in that temperature range, and further 300 to 500 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s or more. A method for producing a high-tensile hot-rolled steel sheet, which is cooled to a high temperature and wound up.
[0021]
Here, “a structure mainly composed of polygonal ferrite” means that a structure other than retained austenite (for example, bainite) does not have a special influence on the properties of polygonal ferrite. "Means.
[0022]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be specifically described. In addition, the% display of the chemical composition described below means the mass%.
[0023]
a. The chemical composition C: C is an element effective for increasing the strength of the steel sheet while stabilizing the austenite by concentrating in the untransformed austenite as the ferrite transformation proceeds in the cooling process after hot rolling. When the C content is less than 0.05%, the effect of improving the strength of the steel sheet and the effect of stabilizing the austenite are not sufficient. On the other hand, if the C content exceeds 0.25%, weldability deteriorates, and the amount of polygonal ferrite decreases and the amount of bainite increases excessively, so that the hole expandability also deteriorates. Therefore, the C content is 0.05 to 0.25%. Preferably it is 0.08 to 0.20%.
[0024]
Si: Si is an extremely effective element for retaining austenite because it has the effect of promoting the formation of ferrite to assist the concentration of C into untransformed austenite and delay the precipitation of cementite. Furthermore, it is an element effective for enhancing the strength of a steel sheet by strengthening polygonal ferrite in solid solution. When the Si content is less than 0.5%, the effect of the above action is insufficient. On the other hand, when the Si content exceeds 3.0%, the effect of the above action is saturated, and hard martensite is generated to cause deterioration of hole expansibility. Therefore, the Si content is in the range of 0.5% to 3.0%. Preferably it is 1.0 to 2.5%.
[0025]
sol. Al: sol. Al, like Si, is a ferrite stabilizing element that promotes the formation of polygonal ferrite to help concentrate C to untransformed austenite and delays the precipitation of cementite. It is an extremely effective element. sol. When the Al content is less than 0.020%, the effect of the above action is insufficient. sol. If the Al content exceeds 1.5%, the effect of the above action is saturated and the economy is impaired. Therefore, sol. The Al content is 0.020 to 1.5%. Preferably it is 0.1 to 1.0%.
[0026]
B: B has a function of promoting the formation of ferrite by Si and Al and stabilizing austenite. When the B content is less than 0.0002%, the effect by the above action is insufficient. When the B content exceeds 0.0050%, the effect of the above action is saturated, and the austenite residue is inhibited by the formation of a carbon boride such as Fe ₃ (C, B). Therefore, the B content is set to 0.0002 to 0.0050%. Preferably it is more than 0.0005% and 0.0035% or less.
[0027]
a value: As described above, Si and Al have an action of promoting the austenite residue, and B has an action of promoting the action and further stabilizing austenite. In order to exhibit these actions effectively, the value a defined by the following equation (i) is set to 1.2 or more. On the other hand, if the a value is more than 3.5, the effect of the above action is saturated and the economic efficiency is impaired. Therefore, the upper limit of the value a is set to 3.5.
a value = Si + sol. Al + 255B (i)
Here, Si, sol. Al and B are numerical values when each chemical composition is expressed by mass%.
[0028]
In order to improve the workability of the steel sheet within the range satisfying the above range, the Si content is preferably set to 1.0% or more. The Al content is preferably less than 0.8%.
[0029]
Mn: Mn is an austenite stabilizing element, and has an effect of lowering the Ms point of untransformed austenite and improving hardenability and suppressing untransformed austenite from undergoing pearlite transformation. However, if the Mn content is less than 0.8%, the effect by the above action may not be sufficiently obtained. On the other hand, if the content exceeds 2.5%, it becomes difficult to sufficiently generate polygonal ferrite in the cooling process after hot rolling, so that the concentration of C in the untransformed austenite becomes insufficient, and austenite. May not be stabilized. Therefore, the Mn content is set to 0.8 to 2.5%. More preferably, it is 0.8 to 2.0%.
[0030]
As elements other than the above elements, as described below, Ca: 0.0002 to 0.01%, Zr: 0.01 to 0.10%, rare earth element (REM): 0.002 to 0.10 %, Ti: 0.005-0.10%, Nb: 0.005-0.10%, V: 0.005-0.20%, Cr: 0.05-1.0%, Mo: 0.00. You may contain 05-1.0% of 1 type, or 2 or more types as needed.
[0031]
Ca, Zr, rare earth element (REM): All of these components have the effect of improving the cold workability by adjusting the shape of inclusions, so that one or more of them may be used as necessary. It is good to contain. In the case of Ca, the content is less than 0.0002%. In the case of Zr, the content is less than 0.01%. In the case of rare earth elements, the content is less than 0.01%. It may not be obtained sufficiently. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.01%, the Zr content exceeds 0.10%, or the rare earth element exceeds 0.10%, the inclusions in the steel become excessive and the workability deteriorates conversely. Therefore, when contained, the Ca content is preferably 0.0002 to 0.01%, the Zr content is 0.01 to 0.10%, and the rare earth element content is 0.01 to 0.10%. .
[0032]
Ti, Nb, and V: Ti, Nb, and V are all elements that are precipitated as carbonitrides on the ferrite ground and are effective for further strengthening the steel sheet. Therefore, it is good to contain 1 type, or 2 or more types as needed. If the content of any element is less than 0.005%, the effect of the above action may not be sufficiently obtained. Further, even if Nb or Ti exceeds 0.10% and V exceeds 0.20%, the above effect is saturated and it is not economical. Therefore, when it is made to contain, it is good to make Ti content 0.005-0.10%, Nb content 0.005-0.10%, and V content 0.005-0.20%.
[0033]
Cr, Mo: Cr, Mo has the effect of improving the hardenability and leaving austenite. Therefore, it is good to contain 1 type or 2 types as needed. If the content of any element is less than 0.05%, the effect of the above action may not be sufficiently obtained. Moreover, even if it contains exceeding 1.0%, the effect by the said effect | action will be saturated and economical efficiency will be impaired. Therefore, the Cr and Mo contents are preferably 0.05 to 1.0%, respectively.
[0034]
The balance is Fe and inevitable impurities.
Inevitable impurities include P, S, N, Cu, Ni, Sn, etc. For example, the content of P, S, N is preferably as follows.
[0035]
P: P is an impurity element that adversely affects weldability. Therefore, its content is preferably suppressed to 0.05% or less. When polygonal ferrite is further uniformly dispersed, the content is 0.010% or less. It is more desirable.
[0036]
S: Since S is an impurity element that forms sulfide inclusions and lowers workability, the content is desirably suppressed to 0.05% or less, and when further excellent workability is required. Is more preferably 0.003% or less.
[0037]
N: Since N is an impurity element that deteriorates workability, its content is preferably suppressed to 0.01% or less.
The steel having the above-described chemical composition is melted by, for example, a converter, an electric furnace, a flat furnace, or the like. The steel type may be any of rimmed steel, capped steel, semi-killed steel, or killed steel. Also, the production of the steel slab may be performed by any means of ingot-bundling rolling or continuous casting.
[0038]
b. The hot-rolled steel sheet of the present invention, which has the chemical composition described in the manufacturing method a and has a structure composed mainly of polygonal ferrite containing 5% or more of retained austenite by volume, is a steel having the above chemical composition. , Ac is manufactured by performing hot rolling starting from the temperature range of ₃ points and ending at 780 to 840 ° C, then cooling to 300 to 500 ° C at a cooling rate of 10 to 50 ° C / s and winding. It is possible.
[0039]
That is, in order to carry out from a state where the alloy element is completely dissolved in austenite, hot rolling is started from a temperature range of Ac ₃ point or higher. In the case of performing heating in a heating furnace to a temperature range of Ac ₃ point or more to steel, steel charged into the furnace, even slabs remain hot after casting, at room temperature It may be a neglected slab.
[0040]
Also, by terminating the hot rolling at 780 to 840 ° C., the austenite can be refined and work hardening can be caused to promote the formation of polygonal ferrite. A sufficient amount of polygonal ferrite can be produced during cooling after finish rolling at a cooling rate.
[0041]
Here, when the temperature at which hot rolling is finished (hereinafter also referred to as “hot rolling finish temperature”) is less than 780 ° C., ferrite is generated during hot rolling and becomes processed ferrite, The workability of the steel sheet deteriorates. On the other hand, if the hot rolling finish temperature exceeds 840 ° C., the work hardening of austenite is insufficient, polygonal ferrite is not sufficiently formed, and residual austenite is reduced.
[0042]
Moreover, if the cooling rate after hot rolling is less than 10 ° C./s, pearlite is generated during cooling, and no austenite remains. On the other hand, when the cooling rate exceeds 50 ° C./s, a sufficient amount of polygonal ferrite is not generated and austenite does not remain.
[0043]
Furthermore, when the coiling temperature exceeds 500 ° C., pearlite is generated and austenite does not remain sufficiently. On the other hand, when winding is performed in a temperature range lower than 300 ° C., martensite formation is promoted, and ductility and hole expansibility deteriorate.
[0044]
By the way, the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention is not limited to the above-described method, and the hot-rolled steel sheet having the predetermined chemical composition starts at a temperature range of Ac ₃ points or more and ends at 780 to 940 ° C. And then cooled to a temperature range of 600 to 700 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more, air-cooled for 2 to 10 seconds in that temperature range, and further to 300 to 500 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s or more. It can also be produced by cooling and winding.
[0045]
That is, austenite can be refined by finishing hot rolling at 780 to 940 ° C., then cooled to a temperature range of 600 to 700 ° C., and air-cooled in that temperature range for 2 to 10 seconds. The formation of ferrite is promoted to promote the concentration of C into untransformed austenite, and a sufficient amount of austenite can be left.
[0046]
In this case, if the temperature for air cooling (hereinafter also referred to as “air cooling temperature”) is less than 600 ° C. or the time for air cooling (hereinafter also referred to as “air cooling time”) is less than 2 seconds, poly Nalferrite is not sufficiently produced, while pearlite is produced and austenite does not remain when the air cooling temperature exceeds 700 ° C. or the air cooling time exceeds 10 seconds.
[0047]
The reason for cooling at a cooling rate of 10 ° C./s or higher after hot rolling is to ensure an air cooling time of 2 to 10 seconds on a limited hot run table. Moreover, the reason for cooling at 20 ° C./s or higher after the air cooling is that it is necessary to suppress the formation of pearlite.
[0048]
As for the coiling temperature, as in the case of the other method, pearlite is generated when the temperature exceeds 500 ° C., and austenite does not remain sufficiently, while winding is performed in a temperature range below 300 ° C. The formation of martensite is promoted and ductility and hole expansibility deteriorate.
[0049]
The high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention has a weldability of a level required as a steel sheet for high-strength members because the C content is 0.05 to 0.25%, and further uses TRIP. Contains a sufficient amount of austenite. Moreover, the hole expandability is also sufficiently improved. And since Al content can be suppressed rather than before by containing appropriate quantity B, it is excellent also in economical efficiency.
[0050]
In hot rolling, the entire coarse bar may be reheated or kept at a temperature by a coarse bar heating device, a heat insulating cover, or the like for the purpose of suppressing the temperature drop of the coarse bar.
[0051]
In addition, a surface-treated steel sheet having excellent ductility and hole expansibility can be obtained by subjecting the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention to surface treatment such as hot dip galvanization, galvannealing and electroplating. Can do.
[0052]
【Example】
A slab composed of steel types A to AB having the chemical composition shown in Table 1 is heated, hot-rolled, controlled cooling, and wound under the conditions shown in Tables 2 and 3, and a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.3 mm is obtained. Obtained. Next, a JIS No. 5 tensile test piece was sampled from the obtained steel sheet and examined for mechanical properties. Further, after punching a 14 mmφ hole at a clearance of 15% in a steel plate test piece having a size of 2.3 mm thickness × 120 mm width × 120 mm length, the expansibility of the hole was investigated using a conical punch. Further, a test piece for X-ray test was collected from the central part of the steel plate, and the amount of retained austenite was investigated. These results are also shown in Table 2 and Table 4.
[0053]
[Table 1]

[0054]
[Table 2]

[0055]
[Table 3]

[0056]
As shown in Table 2 and Table 4, the hot-rolled steel sheet produced by the production method of the present invention has a high tensile strength (TS): 490 MPa or higher and an excellent ductility of elongation (El): 30% or more. At the same time, hole expansion ratio (HEL): Excellent stretch flangeability of 80% or more is exhibited, and high strength and high workability are simultaneously satisfied.
[0057]
On the other hand, in the test numbers 26 and 60 using the steel type V in which the C content exceeds the specified range of the present invention, although the elongation is relatively high, the hole expandability is inferior.
Si, sol. In the test numbers 27, 30 to 32, 61, and 64 to 66 using steel types W, Z, AA, and AB whose Al and B contents are outside the specified range of the present invention, the elongation or hole expandability is inferior. In the test numbers 28 and 62 using the steel type X whose C content is less than the specified range of the present invention, the strength-elongation balance is inferior although the elongation is relatively high. In the test numbers 29 and 63 using the steel type Y whose Mn content is below the specified range of the present invention, both strength and elongation are inferior.
[0058]
Test numbers 22 and 59 under conditions where the coiling temperature falls outside the specified range of the present invention, the hot rolling end temperature, the cooling rate after hot rolling, the air cooling temperature, the air cooling time, and the cooling rate after air cooling are outside the range specified by the present invention. None of the steel sheets obtained in Test Nos. 23 to 25 and 54 to 58 produced sufficient retained austenite, low elongation, and poor hole expansibility.
[0059]
【Effect of the invention】
According to the present invention, a high-tensile hot-rolled steel sheet that is excellent in strength, ductility, hole expansibility, and weldability can be obtained at a relatively inexpensive steel material cost. Moreover, the performance of these products can be improved by applying the high-tensile hot-rolled steel sheet according to the present invention to industrial equipment members such as automobile undercarriage parts.

Claims

In mass%, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.50 to 2.26%, Mn: 0.8 to 2.5%, sol. Al: 0.04 to 1.5%, B: 0.0002 to 0.0050%, consisting of remaining Fe and inevitable impurities, and a value defined by the following formula (i) is 1.2 has a chemical composition which is to 3.5, further comprising laden organization retained austenite by 5% or more by volume, tensile strength (TS) and elongation TS × El is the product of (El) high-tensile hot-rolled steel sheet excellent the Rukoto the values have a mechanical property is 21750 (MPa ·%) or more hole expandability characterized in weldability.
a value = Si + sol. Al + 255B (i)
Here, Si, sol. Al and B are numerical values when each chemical composition is expressed by mass%.

Furthermore, the chemical composition containing one or more of Ca: 0.0002 to 0.010%, Zr: 0.01 to 0.10%, REM: 0.002 to 0.10% in mass%. The high-tensile hot-rolled steel sheet according to claim 1, wherein

Furthermore, a chemical composition containing one or more of Nb: 0.005 to 0.10%, Ti: 0.005 to 0.10%, and V: 0.005 to 0.20% in mass%. The high-tensile hot-rolled steel sheet according to claim 1 or 2, wherein

Furthermore, it is a chemical composition containing one or more of Cr: 0.05 to 1.0% and Mo: 0.05 to 1.0% by mass%. The high-tensile hot-rolled steel sheet according to claim 2 or 3.

The steel having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4 is subjected to hot rolling starting from a temperature range of Ac ₃ points or more and ending at 780 to 840 ° C, and then 10 A method for producing a high-tensile hot-rolled steel sheet, which is cooled to 300 to 500 ° C. and wound at a cooling rate of ˜50 ° C./s.

The steel having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4 is subjected to hot rolling starting from a temperature range of Ac ₃ points or more and ending at 780 to 940 ° C, and then 10 It is cooled to a temperature range of 600 to 700 ° C. at a cooling rate of at least ° C./s, air-cooled for 2 to 10 seconds in that temperature range, and further cooled to 300 to 500 ° C. at a cooling rate of at least 20 ° C./s. A method for producing a high-tensile hot-rolled steel sheet.

A steel configured to have the chemical composition according to any one of claims 1 to 4, and _３3 A volume ratio obtained by performing hot rolling starting from a temperature range above the point and ending at 780 to 840 ° C, then cooling to 300 to 500 ° C at a cooling rate of 10 to 50 ° C / s and winding. A high-tensile hot-rolled steel sheet having a structure containing 5% or more of retained austenite.

A steel configured to have the chemical composition according to any one of claims 1 to 4, and _３3 The hot rolling is started from the temperature range above the point and finished at 780 to 940 ° C., then cooled to the temperature range of 600 to 700 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more, and 2 to 10 in the temperature range A high-tensile hot-rolled steel sheet having a structure containing 5% or more of retained austenite by volume, obtained by air cooling for 2 seconds, and further cooling to 300 to 500 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s or more.