JP5391801B2 - Hot-rolled hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
本発明は、主として自動車等の産業分野で使用される引張強度が５９０ＭＰａ以上の溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a hot-dip hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more, which is mainly used in the industrial field such as automobiles, and a method for producing the same.
近年、自動車用鋼板の分野においては、燃費の向上や耐衝突特性の向上のため、５９０ＭＰａ以上の高い引張強度を有する高強度鋼板の適用が拡大しつつある。これらの高強度鋼板には、製造コストが安価な熱延鋼板が使用される場合があり、また、耐食性の向上等を目的として溶融めっきが施される場合がある。 In recent years, in the field of steel sheets for automobiles, the application of high-strength steel sheets having a high tensile strength of 590 MPa or more is being expanded in order to improve fuel efficiency and impact resistance. For these high-strength steel sheets, hot-rolled steel sheets with low production costs may be used, and hot-dip plating may be performed for the purpose of improving corrosion resistance.
このように、高強度熱延鋼板に溶融めっきが施された高強度溶融めっき熱延鋼板についても適用が拡大しつつあり、従来よりも成形の困難な用途、例えば優れた伸びフランジ性と優れた延性とが同時に要求されるような用途にまで用いられるようになってきている。 In this way, the application is expanding to high-strength hot-rolled hot-rolled steel sheets that have been hot-plated on high-strength hot-rolled steel sheets, and applications that are difficult to form than conventional ones, such as excellent stretch flangeability and excellent It has been used for applications where ductility is required at the same time.
また、高強度鋼板は、耐衝突特性を要求される部品や大入力時に塑性変形することを避ける必要がある部品に適用される場合があり、このような用途に供される場合には降伏比が高いことが要求される。したがって、高強度溶融めっき熱延鋼板にも高降伏比であることが要求される場合がある。 In addition, high-strength steel sheets may be applied to parts that require impact-resistant characteristics and parts that need to avoid plastic deformation at the time of large input. Is required to be high. Therefore, a high yield hot-rolled steel sheet may be required to have a high yield ratio.
このような背景から、高強度溶融めっき熱延鋼板について伸びフランジ性や延性といった成形性を向上させる方法や降伏比を高める方法について多くの提案がなされている。
例えば、特許文献１には、析出強化を利用してＣ添加量を低減させてパーライトの体積率を低く抑え、かつ熱延後の焼鈍処理によりフェライト粒界にパーライトまたはセメンタイトを微細に分散析出させた組織とすることにより優れた伸びフランジ性を有するとされる高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板が開示されている。
Against this background, many proposals have been made on methods for improving formability such as stretch flangeability and ductility and methods for increasing the yield ratio of high-strength hot-dip hot-rolled steel sheets.
For example, Patent Document 1 discloses that precipitation strengthening is used to reduce the amount of C added to keep the volume fraction of pearlite low, and pearlite or cementite is finely dispersed and precipitated at ferrite grain boundaries by annealing after hot rolling. A high-strength hot-dip galvanized hot-rolled steel sheet, which is said to have excellent stretch flangeability when formed into a microstructure, is disclosed.
また、特許文献２には、Ｓｉ、Ｍｎを多量に含有していても不めっき欠陥のない強度延性バランスに優れるとされる高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造方法が開示されている。 Patent Document 2 discloses a method for producing a high-strength hot-dip galvanized hot-rolled steel sheet that is excellent in strength ductility balance without unplating defects even if it contains a large amount of Si and Mn.
また、特許文献３には、主相のフェライトを微細粒とし、さらにマルテンサイトを主体とする第２相を微細粒とすることで、高ＴＳで良好なＴＳ×Ｅｌバランスを有するとされる高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板が開示されている。 Patent Document 3 discloses that the main phase ferrite has fine grains and the second phase mainly composed of martensite has fine grains, so that a high TS and a good TS × El balance are considered to be high. A high strength hot dip galvanized hot rolled steel sheet is disclosed.
また、特許文献４には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｂを所定範囲で同時添加することにより高降伏比で良好な延性を有するとされる高強度溶融めっき熱延鋼板が開示されている。 Patent Document 4 discloses a high-strength hot-dip hot-rolled steel sheet that has good ductility at a high yield ratio by simultaneously adding Si, Mn, Ti, Nb, Mo, and B within a predetermined range. ing.
しかし、特許文献１に開示された発明は、フェライト−パーライト組織であるために延性が十分であるとはいえず、近年要求されている成形の困難な用途には適用が難しい。
また、特許文献２に開示された発明は、多量のＳｉ、Ｍｎを含有させるため、熱延鋼板を酸洗して焼鈍・冷却した後にさらに酸洗し、次いで連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍・めっきを行うという複雑な工程を経なければならず、コスト的に不利である。
However, since the invention disclosed in Patent Document 1 has a ferrite-pearlite structure, it cannot be said that the ductility is sufficient, and it is difficult to apply it to applications that are difficult to mold in recent years.
In addition, the invention disclosed in Patent Document 2 contains a large amount of Si and Mn, so that the hot-rolled steel sheet is pickled, annealed and cooled, then pickled, and then annealed and plated in a continuous hot dip galvanizing line. This is a disadvantage in terms of cost.
また、特許文献３に開示された発明は、降伏比６５％未満程度のものしか得ることができないため、耐衝突特性が要求される用途への適用が難しい。
また、特許文献４に開示された発明は、延性に優れるとされているものの、延性の指標である引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）との積（ＴＳ×Ｅｌ値）は１５０００ＭＰａ・％未満程度であり、近年要求されている成形の困難な用途には適用が難しい。
In addition, since the invention disclosed in Patent Document 3 can only obtain a yield ratio of less than about 65%, it is difficult to apply to applications that require collision resistance.
Moreover, although the invention disclosed in Patent Document 4 is considered to be excellent in ductility, the product (TS × El value) of tensile strength (TS) and total elongation (El), which is an index of ductility, is 15000 MPa ·%. Therefore, it is difficult to apply to applications that are difficult to mold in recent years.
このように、従来技術における高強度溶融めっき熱延鋼板は、延性は良好であるものの降伏比が低いものであるか、降伏比は高いものの延性に劣るものであり、高い降伏比と良好な延性とを具備する高強度溶融めっき熱延鋼板は得られていないのが実情であった。 Thus, the high-strength hot-plated hot-rolled steel sheet in the prior art has good ductility but low yield ratio, or high yield ratio but poor ductility, high yield ratio and good ductility. The fact is that a high-strength hot-dip hot-rolled steel sheet comprising:
このようなことから、本発明は、高い降伏比と良好な伸びフランジ性と延性とを有する引張強度５９０ＭＰａ以上の溶融めっき熱延鋼板と、それを複雑な工程を経ることなく製造しうる製造方法を提供することを目的とする。 Accordingly, the present invention provides a hot-rolled hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more having a high yield ratio, good stretch flangeability and ductility, and a production method capable of producing it without going through complicated steps. The purpose is to provide.
本発明者らは上記課題を解決すべく鋭意研究を行った。
その結果、溶融めっきの基材となる熱延鋼板を、所定の化学組成として、さらにフェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの分率を最適化した鋼組織とすることにより、高い降伏比と良好な伸びフランジ性と延性とを有する引張強度５９０ＭＰａ以上の溶融めっき熱延鋼板を得ることができることを知見した。さらに、Ｔｉ、ＮｂおよびＶを含有する析出物によって強化することにより、降伏比をさらに高めて伸びフランジ性をさらに向上しうることを知見した。そして、このような溶融めっき熱延鋼板は、熱間圧延後の冷却条件を制御したうえで、Ａｃ３点に近い温度域に加熱したのちに特定条件で冷却・保持することで効率よく得られることを知見した。
The present inventors have intensively studied to solve the above problems.
As a result, the hot-rolled steel sheet, which is the base material for hot dipping, has a steel structure with a predetermined chemical composition and optimized ferrite, bainite and retained austenite fractions, resulting in a high yield ratio and good stretch flange. It has been found that a hot-rolled hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more and a tensile property and ductility can be obtained. Furthermore, it has been found that by strengthening with precipitates containing Ti, Nb and V, the yield ratio can be further increased and stretch flangeability can be further improved. And such a hot dipped hot-rolled steel sheet can be efficiently obtained by controlling the cooling conditions after hot rolling and then cooling and holding them under specific conditions after heating to a temperature range close to Ac 3 points. I found out.
本発明はこれらの新たな知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）熱延鋼板の表面に溶融めっき層を有する溶融めっき熱延鋼板であって、前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．６％以上３．０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００５％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０．２％以下およびＮ：０.００５０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトの体積率が０．５０以上０．９４以下、ベイナイトの体積率が０．０５以上０．４９以下および残留オーステナイトの体積率が０．０１以上０．２０以下である鋼組織を有し、前記溶融めっき熱延鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が６５％以上、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１５０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率が８０％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき熱延鋼板。
The present invention is based on these new findings, and the gist thereof is as follows.
(1) A hot-rolled hot-rolled steel sheet having a hot-plated steel layer on the surface of the hot-rolled steel sheet, wherein the hot-rolled steel sheet is in mass%, C: 0.03% or more and 0.12% or less, Si: 0.00. 005% to 0.5%, Mn: 1.6% to 3.0%, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, sol.Al: 0.001% to 0.2% % or less and N: containing 0.0050% or less, it has a Ru chemical composition Na balance being Fe and impurities, the volume ratio of ferrite is 0.50 to 0.94, the volume ratio of bainite is less than 0.05 0.49 or less and the volume ratio of retained austenite is 0.01 to 0.20, and the hot-dip hot-rolled steel sheet has a tensile strength of 590 MPa or more, a yield ratio of 65% or more, and a tensile strength. TS × El value which is the product of the total elongation and 15000 MPa ·% or more, A hot-rolled hot-rolled steel sheet having mechanical properties such that the hole expansion rate is 80% or more.
（２）熱延鋼板の表面に溶融めっき層を有する溶融めっき熱延鋼板であって、前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．６％以上３．０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００５％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０．２％以下およびＮ：０.００５０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトの体積率が０．５０以上０．９４以下、ベイナイトの体積率が０．０５以上０．４９以下、残留オーステナイトの体積率が０．０１以上０．２０以下ならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積率の合計が０．０１以上０．２０以下である鋼組織を有し、前記溶融めっき熱延鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が６５％以上、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１５０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率が８０％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき熱延鋼板。
(2) A hot-rolled hot-rolled steel sheet having a hot-plated steel layer on the surface of the hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet being in mass%, C: 0.03% to 0.12%, Si: 0.00. 005% to 0.5%, Mn: 1.6% to 3.0%, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, sol.Al: 0.001% to 0.2% % or less and N: containing 0.0050% or less, it has a Ru chemical composition Na balance being Fe and impurities, the volume ratio of ferrite is 0.50 to 0.94, the volume ratio of bainite is less than 0.05 0.49 or less, having a steel structure in which the volume ratio of retained austenite is 0.01 or more and 0.20 or less, and the total volume ratio of retained austenite and martensite is 0.01 or more and 0.20 or less, Hot-rolled steel sheet has a tensile strength of 590 MPa or more, yield. There 65% or more, tensile strength and TS × El value 15,000 MPa ·% or more which is the product of the total elongation, melt plating hot-rolled steel sheet characterized by having mechanical properties are hole expansion ratio is 80% or more.
（３）前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＶ：０．１０％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有するものであり、前記鋼組織が、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物を前記フェライト中に１００個／μｍ２以上の密度で含有するものであることを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の溶融めっき熱延鋼板。 (3) The chemical composition further includes one or more selected from the group consisting of Ti: 0.15% or less, Nb: 0.10% or less, and V: 0.10% or less in terms of mass%. The steel structure contains carbides, nitrides and composites thereof containing Ti, Nb or V and having a particle size of 1 nm to 20 nm at a density of 100 / μm 2 or more in the ferrite. The hot-rolled hot-rolled steel sheet according to (1) or (2) above, wherein
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０.００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上をさらに含有するものであることを特徴とする上記（１）〜上記（３）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。 (4) The chemical composition is selected from the group consisting of, by mass, Cr: 1% or less, Mo: 0.5% or less, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, and B: 0.005% or less. The hot-rolled hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (3) above, wherein the hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (3) is further contained.
（５）前記化学組成が、ＣａおよびＭｇの１種または２種を合計で０．００５質量％以下をさらに含有するものであることを特徴とする上記（１）〜上記（４）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。 (5) Any one of the above (1) to (4), wherein the chemical composition further contains 0.005% by mass or less of one or two of Ca and Mg. Hot-rolled steel sheet as described in 1.
（６）前記溶融めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板。
（７）前記溶融めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする上記（６）に記載の溶融めっき熱延鋼板。
(6) The hot-rolled hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (5), wherein the hot-dip plated layer is a hot-dip galvanized layer.
(7) The hot-dip hot-rolled steel sheet according to (6), wherein the hot-dip plated layer is an alloyed hot-dip galvanized layer.
（８）下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の溶融めっき熱延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜上記（５）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下の温度域で巻き取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に、（Ａｃ３点−３０℃）以上８７０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融めっきを施す溶融めっき工程。
(8) The method for producing a hot-dip hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to ( 5 ) above, comprising the following steps (A) to (D):
(A) Hot rolling is performed on the slab having the chemical composition according to any one of (1) to (5) above, and the hot rolling is completed in a temperature range of 850 ° C. or higher, and 15 ° C./second or higher. A hot rolling step of cooling to 600 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C. and winding in a temperature range of 350 ° C. to 580 ° C .;
(B) a pickling step of subjecting the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step to a pickling treatment;
(C) The hot-rolled steel sheet obtained by the pickling step is heated to a temperature range of (Ac 3 points-30 ° C) to 870 ° C and at an average cooling rate of 3 ° C / second to 20 ° C / second. A heat treatment step of cooling to 550 ° C. and performing a heat treatment for holding at a temperature range of 420 ° C. or higher and 550 ° C. or lower for 20 seconds or more and 500 seconds or less; and (D) melting for hot-plating the hot-rolled steel sheet obtained by the heat treatment step. Plating process.
（９）下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することを特徴とする上記（６）に記載の溶融めっき熱延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下の温度域で巻き取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に、（Ａｃ ３ 点−３０℃）以上８７０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程。
（１０）下記工程（Ａ）〜（Ｅ）を有することを特徴とする上記（７）に記載の溶融めっき熱延鋼板の製造方法：
（Ａ）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下の温度域で巻き取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に、（Ａｃ ３ 点−３０℃）以上８７０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程；および
（Ｅ）前記溶融亜鉛めっき工程により得られた熱延鋼板を室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施す合金化処理工程。
(9) the following steps (A) ~ method for producing a hot dip plated hot-rolled steel sheet according to (6), wherein the Rukoto to have a (D):
(A) Hot rolling is performed on the slab having the chemical composition according to any one of (1) to (5) above, and the hot rolling is completed in a temperature range of 850 ° C. or higher, and 15 ° C./second or higher. A hot rolling step of cooling to 600 ° C. at an average cooling rate and winding in a temperature range of 350 ° C. to 580 ° C .;
(B) a pickling step of subjecting the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step to a pickling treatment;
(C) The hot-rolled steel sheet obtained by the pickling step is heated to a temperature range of (Ac 3 points-30 ° C) to 870 ° C and at an average cooling rate of 3 ° C / second to 20 ° C / second. A heat treatment step of performing a heat treatment of cooling to 550 ° C. and holding in a temperature range of 420 ° C. to 550 ° C. for 20 seconds to 500 seconds; and
(D) A hot dip galvanizing step in which hot dip galvanizing is performed on the hot-rolled steel sheet obtained by the heat treatment step .
(10) the following steps (A) ~ method for producing a hot dip plated hot-rolled steel sheet according to (7), wherein the Rukoto that having a (E):
(A) Hot rolling is performed on the slab having the chemical composition according to any one of (1) to (5) above, and the hot rolling is completed in a temperature range of 850 ° C. or higher, and 15 ° C./second or higher. A hot rolling step of cooling to 600 ° C. at an average cooling rate and winding in a temperature range of 350 ° C. to 580 ° C .;
(B) a pickling step of subjecting the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step to a pickling treatment;
(C) The hot-rolled steel sheet obtained by the pickling step is heated to a temperature range of (Ac 3 points-30 ° C) to 870 ° C and at an average cooling rate of 3 ° C / second to 20 ° C / second. A heat treatment step of cooling to 550 ° C. and applying a heat treatment for holding in a temperature range of 420 ° C. to 550 ° C. for 20 seconds to 500 seconds;
(D) a hot dip galvanizing step of hot dip galvanizing the hot rolled steel sheet obtained by the heat treatment step; and
(E) In the process of cooling the hot-rolled steel sheet obtained by the hot dip galvanizing process to room temperature, an alloying process step in which the alloying process is performed while maintaining a temperature range of 480 ° C to 600 ° C.
なお、上記溶融めっき浴に浸漬する前の保持は、一定温度に保持するものであっても、所定の温度域内において温度変動を伴うものであってもよい。例えば、所定温度域内において緩冷却を施すものであってもよい。 Note that the holding before the immersion in the hot dipping bath may be held at a constant temperature or may be accompanied by temperature fluctuation within a predetermined temperature range. For example, slow cooling may be performed within a predetermined temperature range.
本発明によれば、５９０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら、高い降伏費と良好な伸びフランジ性と延性とを有する溶融めっき熱延鋼板が得られるので、産業上極めて有益である。 According to the present invention, a hot-rolled hot-rolled steel sheet having a high yield strength, good stretch flangeability, and ductility can be obtained while having a high tensile strength of 590 MPa or more, which is extremely useful industrially.
本発明の溶融めっき熱延鋼板の化学組成および組織、ならびにその製造方法について以下に説明する。
１．熱延鋼板の化学組成
本発明に係る熱延鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼の化学組成を示す％は、特に断りがない限り質量％を意味する。
The chemical composition and structure of the hot-dip hot-rolled steel sheet of the present invention and the production method thereof will be described below.
1. Chemical composition of hot-rolled steel sheet The chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the present invention will be described. In the following description, “%” indicating the chemical composition of steel means “% by mass” unless otherwise specified.
（１）Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下
Ｃは、高い引張強度を得るために重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では５９０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、マルテンサイトや残留オーステナイトが過剰に生成してしまい、伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。
(1) C: 0.03% or more and 0.12% or less C is an important element for obtaining high tensile strength. If the C content is less than 0.03%, it is difficult to obtain a tensile strength of 590 MPa or more. Therefore, the C content is 0.03% or more. Preferably it is 0.04% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.12%, martensite and retained austenite are excessively generated, and stretch flangeability is deteriorated. Therefore, the C content is 0.12% or less. Preferably it is 0.09% or less, More preferably, it is 0.07% or less.
（２）Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下
Ｓｉは、良好な延性を確保しつつ強度を高めるのに有効な元素である。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、合金化反応を適度に抑制する作用も発揮する。このような観点から、Ｓｉ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５％超になると、基材である熱延鋼板に対する溶融めっきの濡れ性が劣化する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．２％未満である。
(2) Si: 0.005% or more and 0.5% or less Si is an element effective for increasing the strength while ensuring good ductility. Furthermore, when producing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, the effect of moderately suppressing the alloying reaction is exhibited. From such a viewpoint, the Si content is set to 0.005% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 0.5%, the wettability of hot-dip plating with respect to a hot-rolled steel sheet as a base material may deteriorate. Therefore, the Si content is 0.5% or less. Preferably it is less than 0.2%.
（３）Ｍｎ：１．６％以上３．０％以下
Ｍｎは、焼入れ性を高める作用を有し、鋼板を高強度化するのに非常に有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．６％未満では、目的とする強度が得られないか、目的とする強度が得られたとしても目的とする延性が得られない。したがって、Ｍｎ含有量は１．６％以上とする。好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、焼入れ性が高くなり過ぎてマルテンサイトの体積率が過大となり、これにより伸びフランジ性が著しく劣化する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．７％以下である。
(3) Mn: 1.6% or more and 3.0% or less Mn has an effect of improving hardenability and is an extremely effective element for increasing the strength of a steel sheet. If the Mn content is less than 1.6%, the intended strength cannot be obtained, or the intended ductility cannot be obtained even if the intended strength is obtained. Therefore, the Mn content is 1.6% or more. Preferably it is 2.0% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.0%, the hardenability becomes too high and the volume ratio of martensite becomes excessive, which may significantly deteriorate the stretch flangeability. Therefore, the Mn content is 3.0% or less. Preferably it is 2.7% or less.
（４）Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、一般的には不純物として含有される元素であるが、固溶強化により鋼板の高強度化する作用を有するので積極的に含有させてもよい。しかしながら、Ｐ含有量が過剰になると靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。
(4) P: 0.05% or less P is an element that is generally contained as an impurity. However, P has an effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, and may be positively contained. However, when the P content is excessive, the deterioration of toughness becomes significant. Therefore, the P content is 0.05% or less.
（５）Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不純物として含有される元素であり、ＭｎＳを形成して伸びフランジ性を劣化させる。したがって、伸びフランジ性劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。
(5) S: 0.005% or less S is an element contained as an impurity, and forms MnS to deteriorate stretch flangeability. Therefore, the S content is set to 0.005% or less as a range where the stretch flangeability deterioration is not remarkable. Preferably it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.002% or less.
（６）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上０．２％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸が十分でない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．２％を超えるようにＡｌを添加しても、上記作用による効果は飽和していたずらにコストが嵩む。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．２％以下とする。
(6) sol. Al: 0.001% or more and 0.2% or less Al has an action of deoxidizing molten steel to make the steel sound. sol. When the Al content is less than 0.001%, deoxidation is not sufficient. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. On the other hand, sol. Even if Al is added so that the Al content exceeds 0.2%, the effect due to the above action is saturated and the cost increases. Therefore, sol. The Al content is 0.2% or less.
（７）Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、不純物として含有される元素であり、その含有量が０．００５０％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して伸びフランジ性を著しく劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．００５０％以下とする。
(7) N: 0.0050% or less N is an element contained as an impurity. When the content exceeds 0.0050%, coarse nitrides are formed in the steel, and the stretch flangeability is significantly deteriorated. Let Therefore, the N content is 0.0050% or less.
（８）Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＶ：０．１０％以下からなる群から選択された１種または２種以上
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、任意元素であり、ＣやＮなどと結合し、あるいはさらに複合化して微細析出物を形成することにより、フェライト相を強化する作用を有するので、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立させることを目的とする本発明において有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させることが好ましい。
(8) One or more selected from the group consisting of Ti: 0.15% or less, Nb: 0.10% or less, and V: 0.10% or less Ti, Nb, and V are optional elements Since it has the effect of strengthening the ferrite phase by combining with C, N, etc., or further forming a fine precipitate, it aims to achieve both a high yield ratio and good stretch flangeability. It is an element effective in the present invention. Therefore, it is preferable to contain one or more of these elements.
ただし、０．１５％を超えてＴｉを含有させても、あるいは、０．１０％を超えてＮｂやＶを含有させても、上記作用による効果は飽和していたずらにコストが嵩む。したがって、Ｔｉの含有量は０．１５％以下、ＮｂおよびＶの含有量は０．１０％以下とする。 However, even if Ti is contained in an amount exceeding 0.15%, or even if Nb or V is contained in an amount exceeding 0.10%, the effect due to the above action is saturated and the cost increases. Therefore, the Ti content is 0.15% or less, and the Nb and V contents are 0.10% or less.
上記作用による効果を確実に得るには、Ｔｉを含有させる場合にはその含有量を０．０１５％以上、ＮｂやＶを含有させる場合にはその含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。また、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。 In order to surely obtain the effect by the above action, when Ti is contained, the content is 0.015% or more, and when Nb or V is contained, the content is 0.005% or more. preferable. Further, the total content of Ti, Nb and V is preferably 0.050% or more.
一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量が過剰であると、熱間圧延によって得られる熱延鋼板が非常に微細で異方性の大きい組織になりやすく、これに熱処理を施して得られる鋼板は異方性が大きくなり、成形の際に特定方向の伸びが不足することに起因する割れが発生しやすくなる。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。特にこの作用はＮｂが多い時に顕著となるため、Ｔｉの含有量を０．０５０％以上としたうえで、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量は０．１５％以下とすることがさらに好ましい。 On the other hand, if the contents of Ti, Nb and V are excessive, the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling tends to have a very fine and highly anisotropic structure. Anisotropy is increased, and cracks due to insufficient elongation in a specific direction during molding are likely to occur. Therefore, the total content of Ti, Nb and V is preferably 0.15% or less. In particular, since this effect becomes remarkable when Nb is large, the total content of Ti, Nb and V is more preferably 0.15% or less after the Ti content is 0.050% or more.
（９）Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下およびＢ：０.００５％以下からなる群から選択された１種または２種以上
これらの元素は、任意元素であり、鋼板の強度を高める作用を有するので含有させてもよい。各元素の含有量が上記範囲を超えると高強度化の効果が飽和してコストが嵩む。このため各元素の含有量を前記範囲とする。高強度化の効果をより確実に得るには、Ｃｒは０．１％以上、Ｍｏは０．０５％以上、Ｃｕは０．１％以上、Ｎｉは０．１％以上、Ｂは０.０００２％以上含有させることが好ましい。
(9) Cr: 1% or less, Mo: 0.5% or less, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, and B: 0.005% or less This element is an arbitrary element and may be contained because it has the effect of increasing the strength of the steel sheet. If the content of each element exceeds the above range, the effect of increasing the strength is saturated and the cost increases. For this reason, content of each element is made into the said range. In order to obtain the effect of increasing the strength more reliably, Cr is 0.1% or more, Mo is 0.05% or more, Cu is 0.1% or more, Ni is 0.1% or more, and B is 0.0002. % Or more is preferable.
（１０）ＣａおよびＭｇの１種または２種を合計で０．００５％以下
これらの元素は、任意元素であり、硫化物の形態を制御することにより、伸びフランジ性を向上させる作用を有する。合計含有量が０．００５％を超えると上記作用による効果が飽和する。このため合計含有量を０．００５％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るにはＣａおよびＭｇの合計含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
(10) One or two of Ca and Mg in total 0.005% or less These elements are optional elements and have the effect of improving stretch flangeability by controlling the form of sulfide. When the total content exceeds 0.005%, the effect by the above action is saturated. For this reason, the total content is set to 0.005% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above action, the total content of Ca and Mg is preferably set to 0.0005% or more.
２．熱延鋼板の鋼組織
本発明に係る熱延鋼板の鋼組織は、フェライトの体積率が０．５０以上０．９４以下、ベイナイトの体積率が０．０５以上０．４９以下であり、残留オーステナイトの体積率が０．０１以上０．２０以下または残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積率の合計が０．０１以上０．２０以下とする。
2. Steel structure of hot-rolled steel sheet The steel structure of the hot-rolled steel sheet according to the present invention has a ferrite volume fraction of 0.50 to 0.94, a bainite volume ratio of 0.05 to 0.49, and retained austenite. The volume ratio is 0.01 or more and 0.20 or less, or the total volume ratio of retained austenite and martensite is 0.01 or more and 0.20 or less.
本発明者らが鋼組織と機械特性との関係を詳細に調査した結果、以下の知見を得た。
フェライトは、良好な伸びフランジ性と良好な延性とを両立させるのに有効であり、フェライトの体積率は極力高めることが好ましい。したがって、本発明が目的とする良好な伸びフランジ性と良好な延性とを両立させるために、フェライトの体積率を０．５０以上とする。好ましくは０．７０超である。フェライトの体積率の上限は、後述する他の相および組織の体積率を確保するために０．９４以下とする。
As a result of detailed investigations on the relationship between the steel structure and mechanical properties, the present inventors have obtained the following knowledge.
Ferrite is effective in achieving both good stretch flangeability and good ductility, and the volume fraction of ferrite is preferably increased as much as possible. Therefore, in order to achieve both good stretch flangeability and good ductility, which are the objectives of the present invention, the ferrite volume fraction is set to 0.50 or more. Preferably it is more than 0.70. The upper limit of the volume ratio of ferrite is set to 0.94 or less in order to secure the volume ratio of other phases and structures described later.
ベイナイトは、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立しつつ、高い引張強度を確保するのに有効である。したがって、本発明が目的とする高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立し、さらに５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保するために、ベイナイトの体積率を０．０５以上とする。一方、ベイナイト体積率が０．４９を超えると延性が劣化する。このため、ベイナイトの体積率は０．４９以下とする。 Bainite is effective in ensuring high tensile strength while achieving both a high yield ratio and good stretch flangeability. Therefore, the bainite volume ratio is set to 0.05 or more in order to achieve both the high yield ratio and good stretch flangeability which are the objectives of the present invention and to secure a tensile strength of 590 MPa or more. On the other hand, when the bainite volume fraction exceeds 0.49, ductility deteriorates. For this reason, the volume ratio of bainite shall be 0.49 or less.
残留オーステナイトは、良好な延性を確保するのに有効である。したがって、本発明が目的とする良好な延性を確保するために、残留オーステナイトの体積率を０．０１以上とする。一方、残留オーステナイトが加工歪により変態して生成されるマルテンサイトは硬質であり、伸びフランジ性を劣化させる。このため、残留オーステナイトの体積率は０．２０以下とする。好ましくは０．０８以下、さらに好ましくは０．０５未満である。 Residual austenite is effective in ensuring good ductility. Therefore, in order to ensure the good ductility aimed by the present invention, the volume ratio of retained austenite is set to 0.01 or more. On the other hand, martensite produced by transformation of retained austenite due to processing strain is hard and deteriorates stretch flangeability. For this reason, the volume ratio of a retained austenite shall be 0.20 or less. Preferably it is 0.08 or less, More preferably, it is less than 0.05.
上記相および組織に加え、強度を向上させるためにマルテンサイトを含有させてもよい。しかし、上述したようにマルテンサイトは硬質であるため、その体積率が過大であると伸びフランジ性の劣化が著しくなる。したがって、マルテンサイトを含有させる場合には、残留オーステナイトとの合計の体積率で０．０１以上０．２０以下の範囲とする。好ましくは０．０１以上０．０８以下である。 In addition to the above phase and structure, martensite may be contained in order to improve the strength. However, since martensite is hard as described above, if the volume ratio is excessive, deterioration of stretch flangeability becomes significant. Therefore, when martensite is contained, the total volume ratio with retained austenite is set to a range of 0.01 to 0.20. Preferably they are 0.01 or more and 0.08 or less.
上記フェライトは、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物、窒化物およびそれらの複合物を１００個／μｍ２以上の密度で含有するものであることが好ましい。このような鋼組織とすることにより、フェライト相が強化されて、高い降伏比と良好な伸びフランジ性とを両立させることが容易になる。なお、ここでいう粒径は円相当直径である。また、粒径１ｎｍ以上２０ｎｍ以下の炭化物等の密度を規定するのは、析出強化に効果的なサイズであるからである。上記密度が１００個／μｍ２未満ではフェライトを強化する作用が十分に得られない。上記密度の上限は特に規定しないが、過度に高くなると延性の劣化が大きくなる場合があるので、１０００個／μｍ２以下とすることが好ましい。なお、上記析出物の分布状態は、板厚中心を中心とする板厚の８０％の板厚方向領域において満足していればよい。また、前記析出物はＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物、窒化物、およびそれらの複合物を含むものであれば、これら以外の析出物（酸化物、硫化物など）と複合したものであっても良い。 The ferrite preferably contains carbide, nitride, and a composite thereof containing Ti, Nb, or V and having a particle diameter of 1 nm to 20 nm at a density of 100 / μm 2 or more. By setting it as such a steel structure, a ferrite phase is strengthened and it becomes easy to make a high yield ratio and favorable stretch flangeability compatible. In addition, the particle size here is a circle equivalent diameter. The reason why the density of carbides having a particle diameter of 1 nm or more and 20 nm or less is defined is that the size is effective for precipitation strengthening. If the density is less than 100 / μm 2 , the effect of strengthening ferrite cannot be obtained sufficiently. The upper limit of the density is not particularly defined, but if it is excessively high, deterioration of ductility may be increased, and therefore it is preferable to set the density to 1000 / μm 2 or less. In addition, the distribution state of the precipitates only needs to be satisfied in a plate thickness direction region of 80% of the plate thickness centered on the plate thickness center. Further, the precipitates may be combined with other precipitates (oxides, sulfides, etc.) as long as they contain Ti, Nb, V carbides, nitrides, and composites thereof. good.
３．溶融めっき層
上述した熱延鋼板は、表面に溶融めっき層を備える。溶融めっき層は、耐食性の向上等を目的に応じて決定すればよく、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。耐食性の観点からは、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきが好適である。
3. Hot-dip plated layer The hot-rolled steel sheet described above has a hot-dip plated layer on the surface. The hot dip plating layer may be determined according to the purpose of improving corrosion resistance, etc., hot dip galvanizing, alloying hot dip galvanizing, hot dip Zn-Al alloy plating, hot dip Zn-Al-Mg alloy plating, hot dip Zn-Al- Examples include Mg—Si alloy plating. From the viewpoint of corrosion resistance, hot dip galvanizing and alloyed hot dip galvanizing are preferred.
４．機械特性
本発明に係る溶融めっき熱延鋼板の機械特性は、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が６５％以上、引張強度と全伸びとの積ＴＳ×Ｅｌ値が１５０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率が８０％以上である。
4). Mechanical Properties The mechanical properties of the hot-dip hot-rolled steel sheet according to the present invention are as follows: tensile strength is 590 MPa or more, yield ratio is 65% or more, product TS × El value of tensile strength and total elongation is 15000 MPa ·% or more, hole expansion rate Is 80% or more.
本発明は、近年要求されるようになってきた厳しい成形用途や、耐衝突特性を要求される部品や大入力時に塑性変形することを避ける必要がある部品といった用途に適用できる溶融めっき熱延鋼板を適用することが可能な高強度鋼板を提供するものであるので、引張強度、降伏比、引張強度と全伸びとの積ＴＳ×Ｅｌ値および穴拡げ率を上記のように規定した。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention is a hot-dip hot-rolled steel sheet that can be applied to severe forming applications that have been required in recent years, parts that require impact resistance characteristics, and parts that need to avoid plastic deformation at the time of large input. Therefore, the tensile strength, the yield ratio, the product of the tensile strength and the total elongation TS × El value and the hole expansion ratio were defined as described above.
５．製造方法
上記溶融めっき熱延鋼板の製造方法としては、下記工程（Ａ）〜（Ｄ）を有することが好ましい。
（Ａ）上記化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下の温度域で巻き取る熱間圧延工程；
（Ｂ）上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）上記酸洗工程により得られた熱延鋼板に、（Ａｃ３点−３０℃）以上８７０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）上記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融めっきを施す溶融めっき工程。
5. Manufacturing method As a manufacturing method of the said hot dipped hot-rolled steel sheet, it is preferable to have the following process (A)-(D).
(A) The slab having the above chemical composition is hot-rolled, and the hot-rolling is completed at a temperature range of 850 ° C. or higher, cooled to 600 ° C. at an average cooling rate of 15 ° C./second or higher, and 350 ° C. or higher. Hot rolling step of winding in a temperature range of 580 ° C. or lower;
(B) a pickling step of subjecting the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step to a pickling treatment;
(C) The hot-rolled steel sheet obtained by the pickling step is heated to a temperature range of (Ac 3 points-30 ° C) to 870 ° C and at an average cooling rate of 3 ° C / second to 20 ° C / second. A heat treatment step of cooling to 550 ° C. and performing a heat treatment for holding at a temperature range of 420 ° C. or higher and 550 ° C. or lower for 20 seconds or more and 500 seconds or less; and (D) melting for hot-plating the hot-rolled steel sheet obtained by the heat treatment step. Plating process.
（Ａ）熱間圧延工程
熱間圧延完了温度（以下、「仕上温度」ともいう。）が８５０℃未満では、機械特性の面内異方性が大きくなり、特定方向の伸びフランジ性や延性が著しく低下する場合がある。したがって、仕上温度は８５０℃以上とする。本発明が目的とする機械特性の観点からは、仕上温度の上限を規定する必要は特にないが、仕上温度が過度に高温であるとスケール疵が発生する場合があるので、表面性状の観点からは仕上温度を９５０℃以下とすることが好ましい。
(A) Hot rolling process When the hot rolling completion temperature (hereinafter also referred to as “finishing temperature”) is less than 850 ° C., the in-plane anisotropy of mechanical properties increases, and stretch flangeability and ductility in a specific direction are increased. It may be significantly reduced. Therefore, the finishing temperature is 850 ° C. or higher. From the viewpoint of the mechanical properties aimed at by the present invention, it is not particularly necessary to define the upper limit of the finishing temperature, but scale wrinkles may occur if the finishing temperature is excessively high, so from the viewpoint of surface properties. The finishing temperature is preferably 950 ° C. or lower.
熱間圧延完了後、１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下の温度域で巻き取ることが好ましい。このようにすることにより、熱間圧延後の状態でベイナイト主体の組織またはベイナイトとフェライト主体の組織とすることができ、後述する連続溶融めっき工程の熱処理を施すことにより、高い降伏比と良好な伸びフランジ性および延性を具備させるのに最適な鋼組織を形成することが容易となる。 After completion of hot rolling, it is preferable to cool to 600 ° C. at an average cooling rate of 15 ° C./second or more, and to take up in a temperature range of 350 ° C. to 580 ° C. By doing in this way, it can be a bainite-based structure or a bainite-ferrite-based structure in a state after hot rolling, and a high yield ratio and good by performing a heat treatment in a continuous hot dipping process described later. It becomes easy to form an optimal steel structure for providing stretch flangeability and ductility.
熱間圧延完了後６００℃までの平均冷却速度が１５℃／秒未満では、熱間圧延後の冷却過程においてフェライトが過剰に生成してオーステナイトへのＭｎ濃化が過度に進行し、後述する連続溶融めっき工程の熱処理を施した際に、Ｍｎ濃化領域において残留オーステナイトやマルテンサイトが過剰に生成してしまい、降伏比が低くなるとともに伸びフランジ性が劣化する場合がある。 When the average cooling rate up to 600 ° C. after completion of hot rolling is less than 15 ° C./second, ferrite is excessively produced in the cooling process after hot rolling, and Mn concentration to austenite proceeds excessively, and is described later. When heat treatment is performed in the hot dipping process, excessive austenite and martensite are generated excessively in the Mn concentration region, and the yield ratio may be lowered and the stretch flangeability may be deteriorated.
巻取温度が５８０℃超の場合も、熱間圧延後の段階でパーライトが生成してしまい、当該パーライトにおいてＭｎ濃化が進行してしまうので、同様のことが生じる場合がある。
巻取温度が３５０℃未満の場合は、温度の制御が困難となり、同一の鋼板内における組織変動が大きくなる場合がある。
Even when the coiling temperature is higher than 580 ° C., pearlite is generated at the stage after hot rolling, and Mn concentration proceeds in the pearlite, so the same thing may occur.
When the coiling temperature is less than 350 ° C., it is difficult to control the temperature, and the structure variation in the same steel sheet may become large.
なお、熱間圧延に供するスラブの温度は、均質化の観点からは１２００℃以上とすることが好ましく、加熱コストの観点からは１３５０℃以下とすることが好ましい。
（Ｂ）酸洗工程
酸洗は常法に従えばよい。また、酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよく、本発明の効果に影響することはない。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定する必要はなく、例えば０．３％以上３．０％未満とすればよい。
The temperature of the slab used for hot rolling is preferably 1200 ° C. or higher from the viewpoint of homogenization, and preferably 1350 ° C. or lower from the viewpoint of heating cost.
(B) Pickling process Pickling should just follow a conventional method. In addition, before or after pickling, skin pass rolling may be performed for flattening correction or scale peeling promotion, which does not affect the effect of the present invention. There is no particular need to define the elongation in the case of performing the skin pass rolling, and it may be, for example, 0.3% or more and less than 3.0%.
（Ｃ）熱処理工程
熱処理工程における加熱温度が（Ａｃ３点−３０℃）未満では、最終製品においてマルテンサイトの体積率が過大となり、降伏比が低下するとともに伸びフランジ性が劣化する場合がある。一方、熱処理工程における加熱温度が８７０℃超では、Ｔｉ、ＮｂまたはＶを含有する場合に、それらの析出物が溶解してしまい、降伏比が低下する場合がある。（Ａｃ３点−３０℃）以上８７０℃以下の温度域に保持する時間は、鋼組織の変動を小さくするために１０秒間以上とすることが好ましい。また、鋼組織の粗粒化による引張強度の低下を抑制するために２００秒間以下とすることが好ましい。
(C) Heat treatment step When the heating temperature in the heat treatment step is less than (Ac 3 points-30 ° C), the volume ratio of martensite is excessive in the final product, the yield ratio may be lowered, and stretch flangeability may be deteriorated. On the other hand, when the heating temperature in the heat treatment step exceeds 870 ° C., when Ti, Nb or V is contained, the precipitates thereof are dissolved, and the yield ratio may be lowered. (Ac 3 points-30 ° C.) It is preferable that the time for holding in the temperature range of 870 ° C. or less is 10 seconds or more in order to reduce the fluctuation of the steel structure. Moreover, in order to suppress the fall of the tensile strength by the coarsening of a steel structure, it is preferable to set it as 200 seconds or less.
５５０℃までの平均冷却速度が３℃／秒未満では、パーライトや粗大なセメンタイトが過剰に生成してしまい、目的とする強度が得られないか、伸びフランジ性と延性が著しく劣化する場合がある。一方、５５０℃までの平均冷却速度が２０℃／秒超では、フェライトの体積率が不足し、延性に劣る場合がある。 If the average cooling rate up to 550 ° C. is less than 3 ° C./second, pearlite and coarse cementite are excessively generated, and the intended strength may not be obtained, or stretch flangeability and ductility may be significantly deteriorated. . On the other hand, when the average cooling rate up to 550 ° C. exceeds 20 ° C./second, the volume fraction of ferrite is insufficient and the ductility may be inferior.
４２０℃以上５５０℃以下の温度域に保持する時間が２０秒間未満では、最終製品において残留オーステナイトやマルテンサイトの体積率が過大となり、降伏比が低下するとともに伸びフランジ性が劣化する場合がある。一方、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に保持する時間が５００秒間超では、オーステナイトの分解が過度に進行してしまい、延性が劣化する場合がある。 If the holding time in the temperature range of 420 ° C. or more and 550 ° C. or less is less than 20 seconds, the volume ratio of retained austenite or martensite is excessive in the final product, and the yield ratio may be lowered and stretch flangeability may be deteriorated. On the other hand, if the holding time in the temperature range of 420 ° C. or higher and 550 ° C. or lower exceeds 500 seconds, the decomposition of austenite proceeds excessively, and ductility may deteriorate.
（Ｄ）溶融めっき工程
溶融めっきは常法に従えばよく、連続溶融めっき設備を使用して上記熱処理工程に連続させてもよく、また、上記熱処理工程と独立させてもよい。
(D) Hot dipping process Hot dipping may be performed in accordance with a conventional method, may be continued to the heat treatment process using a continuous hot dipping facility, or may be independent of the heat treatment process.
溶融めっきが溶融亜鉛めっきである場合には、さらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっきとしてもよい。合金化処理を施す場合には、合金化処理温度を４８０℃以上６００℃以下とすることが好ましい。合金化処理温度が４８０℃未満では、合金化処理むらが生じする場合がある。合金化処理温度が６００℃超では、オーステナイトの分解が過度に進行してしまい、延性が劣化する場合がある。また、合金化処理時間は１０秒間以上４０秒間以下とすることが好ましい。合金化処理時間が１０秒間未満では、合金化処理むらが生じする場合がある。合金化処理時間が４０秒間超では、オーステナイトの分解が過度に進行してしまい、延性が劣化する場合がある。 When the hot dip galvanizing is hot dip galvanizing, an alloying treatment may be further performed to obtain galvannealed galvanizing. When the alloying treatment is performed, the alloying treatment temperature is preferably 480 ° C. or more and 600 ° C. or less. If the alloying treatment temperature is less than 480 ° C., uneven alloying treatment may occur. When the alloying temperature exceeds 600 ° C., the decomposition of austenite proceeds excessively, and the ductility may deteriorate. The alloying treatment time is preferably 10 seconds or more and 40 seconds or less. If the alloying treatment time is less than 10 seconds, uneven alloying treatment may occur. If the alloying treatment time exceeds 40 seconds, the decomposition of austenite may proceed excessively and ductility may deteriorate.
溶融めっき後は、平坦矯正のためスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延は高い降伏比を得るうえで有利である。６５％以上の降伏比をより容易に得るには、スキンパス圧延の伸び率を０．１％以上とすることが好ましい。さらに７０％を超える降伏比をより容易に得るには伸び率を０．２％以上とするのが好ましい。ただし、スキンパス圧延による伸びの劣化を避けるため、伸び率を２．０％以下とすることが好ましい After hot dipping, skin pass rolling may be performed for flatness correction. Skin pass rolling is advantageous for obtaining a high yield ratio. In order to more easily obtain a yield ratio of 65% or more, it is preferable that the elongation rate of skin pass rolling is 0.1% or more. Further, in order to more easily obtain a yield ratio exceeding 70%, the elongation is preferably 0.2% or more. However, in order to avoid elongation deterioration due to skin pass rolling, the elongation rate is preferably 2.0% or less.
表１に示す化学組成を有するスラブを１２７０℃に加熱して熱間圧延を行い板厚２．６ｍｍとし、その後冷却して巻き取った。酸洗を施したのち、連続溶融亜鉛めっき設備において、熱処理および溶融亜鉛めっきを施した。熱処理における、均熱温度における保持時間は２０〜８０秒とした。溶融亜鉛めっきは片面当り４５ｇ/ｍ２の付着量とした。溶融亜鉛めっき浴の温度は４６０℃とし、一部は２０秒間の合金化処理を施した。さらに一部の鋼板について伸び率０．２％のスキンパス圧延を施した。熱間圧延条件および連続溶融亜鉛めっき条件およびスキンパス圧延の有無を表２に示す。 A slab having the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1270 ° C. and hot-rolled to a plate thickness of 2.6 mm, and then cooled and wound up. After pickling, heat treatment and hot dip galvanizing were performed in a continuous hot dip galvanizing facility. The holding time at the soaking temperature in the heat treatment was 20 to 80 seconds. In hot dip galvanization, the adhesion amount was 45 g / m 2 per side. The temperature of the hot dip galvanizing bath was 460 ° C., and a part of the alloy was subjected to an alloying treatment for 20 seconds. Further, some steel plates were subjected to skin pass rolling with an elongation of 0.2%. Table 2 shows hot rolling conditions, continuous hot dip galvanizing conditions, and presence or absence of skin pass rolling.
得られた試験材について、圧延直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳに従い引張試験を実施した。また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳＴ１００１穴拡げ試験方法」に従い、穴広げ率を測定し、伸びフランジ性の指標とした。 About the obtained test material, the JIS5 test piece was extract | collected in the rolling right angle direction, and the tension test was implemented according to JIS. Further, according to the “JFST1001 hole expansion test method” of the Japan Iron and Steel Federation standard, the hole expansion ratio was measured and used as an index of stretch flangeability.
さらに、鋼板の圧延方向断面をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡を用い１／８ｔ〜７／８ｔ位置の３０μｍ×３０μｍの領域を２０００倍で観察した視野数１０の組織写真においてフェライト、ベイナイト、（残留オーステナイト・マルテンサイトの合計）の面積％を画像解析により求め、それぞれの体積率とした。さらに、Ｘ線回折法により１／４ｔ位置の残留オーステナイトの体積率を測定してその体積率とした。また、先に求めた（マルテンサイト・残留オーステナイトの合計）の体積率との差をマルテンサイトの体積率とみなした。一方、レプリカ法により透過型電子顕微鏡を用い、析出物組成を同定しつつ観察した視野数１０の写真から、粒径１〜２０ｎｍのＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む炭化物、窒化物およびそれらの複合物の密度を算出した。 Further, the section of the steel sheet in the rolling direction was subjected to Nital corrosion, and a ferrite, bainite, and (10) were observed in a structure photograph with a field of view of 10 × 30 μm × 30 μm at 1 / 8t to 7 / 8t at 2000 × magnification. The area% of the total retained austenite / martensite) was determined by image analysis and used as the respective volume ratio. Furthermore, the volume fraction of retained austenite at the 1/4 t position was measured by the X-ray diffraction method to obtain the volume fraction. Further, the difference from the previously obtained volume ratio (total of martensite and retained austenite) was regarded as the volume ratio of martensite. On the other hand, from a photograph with 10 fields of view observed while identifying the precipitate composition using a transmission electron microscope by the replica method, carbides, nitrides and composites containing Ti, Nb, and V having a particle diameter of 1 to 20 nm The density of was calculated.
また、めっき密着性は、ブランク径９０ｍｍ、ポンチ径５０ｍｍ、ポンチ肩半径５ｍｍ、ダイス肩半径１８ｍｍ、ブランクホールド圧１４ｋＮ、防錆油塗布の条件で円筒絞り加工を行い、試験片の外側壁部のテープ剥離を行って剥離重量を測定し評価した。剥離重量が２０ｍｇ以下のものをめっき密着性良好とした。 In addition, the plating adhesion was performed by cylindrical drawing under the conditions of blank diameter 90 mm, punch diameter 50 mm, punch shoulder radius 5 mm, die shoulder radius 18 mm, blank hold pressure 14 kN, rust preventive oil application, The tape was peeled and the peel weight was measured and evaluated. Those having a peel weight of 20 mg or less were considered good plating adhesion.
製造条件および機械的特性を調査した結果を表３に示す。本発明の成分範囲の鋼板は必要な強度と高い降伏比と良好な伸びフランジ性および延性を有している。 Table 3 shows the results of investigating the manufacturing conditions and mechanical properties. The steel sheets of the component range of the present invention have the required strength, high yield ratio, good stretch flangeability and ductility.
Claims (10)
前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．６％以上３．０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００５％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０．２％以下およびＮ：０.００５０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
フェライトの体積率が０．５０以上０．９４以下、ベイナイトの体積率が０．０５以上０．４９以下および残留オーステナイトの体積率が０．０１以上０．２０以下である鋼組織を有し、
前記溶融めっき熱延鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が６５％以上、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１５０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率が８０％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき熱延鋼板。 A hot-rolled hot-rolled steel sheet having a hot-dip plated layer on the surface of the hot-rolled steel sheet,
The hot-rolled steel sheet is in mass%, C: 0.03% to 0.12%, Si: 0.005% to 0.5%, Mn: 1.6% to 3.0%, P : 0.05% or less, S: 0.005% or less, sol.Al: 0.001% or more and 0.2% or less and N: 0.0050% or less, and the chemical composition consisting of the balance Fe and impurities. Have
Having a steel structure in which the volume fraction of ferrite is 0.50 or more and 0.94 or less, the volume fraction of bainite is 0.05 or more and 0.49 or less, and the volume fraction of retained austenite is 0.01 or more and 0.20 or less,
The hot-rolled hot-rolled steel sheet has a tensile strength of 590 MPa or more, a yield ratio of 65% or more, a TS × El value that is a product of tensile strength and total elongation, 15000 MPa ·% or more, and a hole expansion ratio of 80% or more. A hot-rolled hot-rolled steel sheet characterized by having mechanical properties.
前記熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．６％以上３．０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.００５％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上０．２％以下およびＮ：０.００５０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
フェライトの体積率が０．５０以上０．９４以下、ベイナイトの体積率が０．０５以上０．４９以下、残留オーステナイトの体積率が０．０１以上０．２０以下ならびに残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積率の合計が０．０１以上０．２０以下である鋼組織を有し、
前記溶融めっき熱延鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上、降伏比が６５％以上、引張強度と全伸びとの積であるＴＳ×Ｅｌ値が１５０００ＭＰａ・％以上、穴拡げ率が８０％以上である機械特性を有することを特徴とする溶融めっき熱延鋼板。 A hot-rolled hot-rolled steel sheet having a hot-dip plated layer on the surface of the hot-rolled steel sheet,
The hot-rolled steel sheet is in mass%, C: 0.03% to 0.12%, Si: 0.005% to 0.5%, Mn: 1.6% to 3.0%, P : 0.05% or less, S: 0.005% or less, sol.Al: 0.001% or more and 0.2% or less and N: 0.0050% or less, and the chemical composition consisting of the balance Fe and impurities. Have
The volume fraction of ferrite is 0.50 to 0.94, the volume fraction of bainite is 0.05 to 0.49, the volume fraction of retained austenite is 0.01 to 0.20, and the volume of retained austenite and martensite. Having a steel structure with a total rate of 0.01 to 0.20,
The hot-rolled hot-rolled steel sheet has a tensile strength of 590 MPa or more, a yield ratio of 65% or more, a TS × El value that is a product of tensile strength and total elongation, 15000 MPa ·% or more, and a hole expansion ratio of 80% or more. A hot-rolled hot-rolled steel sheet characterized by having mechanical properties.
（Ａ）請求項１〜請求項５のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下の温度域で巻き取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に、（Ａｃ３点−３０℃）以上８７０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融めっきを施す溶融めっき工程。 It has the following process (A)-(D), The manufacturing method of the hot dipped hot-rolled steel plate in any one of Claims 1-5 characterized by the following:
(A) Hot rolling is performed on the slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 5, and the hot rolling is completed in a temperature range of 850 ° C or higher, and an average of 15 ° C / second or higher. A hot rolling step of cooling to 600 ° C. at a cooling rate and winding in a temperature range of 350 ° C. to 580 ° C .;
(B) a pickling step of subjecting the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step to a pickling treatment;
(C) The hot-rolled steel sheet obtained by the pickling step is heated to a temperature range of (Ac 3 points-30 ° C) to 870 ° C and at an average cooling rate of 3 ° C / second to 20 ° C / second. A heat treatment step of cooling to 550 ° C. and performing a heat treatment for holding at a temperature range of 420 ° C. or higher and 550 ° C. or lower for 20 seconds or more and 500 seconds or less; and (D) melting for hot-plating the hot-rolled steel sheet obtained by the heat treatment step. Plating process.
（Ａ）請求項１〜請求項５のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下の温度域で巻き取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に、（Ａｃ ３ 点−３０℃）以上８７０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；および
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程。 Following steps (A) ~ method for producing a hot dip plated hot-rolled steel sheet according to claim 6, characterized in Rukoto to have a (D):
(A) Hot rolling is performed on the slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 5, and the hot rolling is completed in a temperature range of 850 ° C or higher, and an average of 15 ° C / second or higher. A hot rolling step of cooling to 600 ° C. at a cooling rate and winding in a temperature range of 350 ° C. to 580 ° C .;
(B) a pickling step of subjecting the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step to a pickling treatment;
(C) The hot-rolled steel sheet obtained by the pickling step is heated to a temperature range of (Ac 3 points-30 ° C) to 870 ° C and at an average cooling rate of 3 ° C / second to 20 ° C / second. A heat treatment step of performing a heat treatment of cooling to 550 ° C. and holding in a temperature range of 420 ° C. to 550 ° C. for 20 seconds to 500 seconds; and
(D) A hot dip galvanizing step in which hot dip galvanizing is performed on the hot-rolled steel sheet obtained by the heat treatment step .
（Ａ）請求項１〜請求項５のいずれかに記載の化学組成を有するスラブに熱間圧延を施し、前記熱間圧延を８５０℃以上の温度域で完了し、１５℃／秒以上の平均冷却速度で６００℃まで冷却し、３５０℃以上５８０℃以下の温度域で巻き取る熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗工程；
（Ｃ）前記酸洗工程により得られた熱延鋼板に、（Ａｃ ３ 点−３０℃）以上８７０℃以下の温度域まで加熱し、３℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０℃まで冷却し、４２０℃以上５５０℃以下の温度域に２０秒間以上５００秒間以下保持する熱処理を施す熱処理工程；
（Ｄ）前記熱処理工程により得られた熱延鋼板に溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき工程；および
（Ｅ）前記溶融亜鉛めっき工程により得られた熱延鋼板を室温まで冷却する過程において、４８０℃以上６００℃以下の温度域に保持して合金化処理を施す合金化処理工程。
It has the following process (A)-(E), The manufacturing method of the hot dip hot-rolled steel plate of Claim 7 characterized by the above-mentioned :
(A) Hot rolling is performed on the slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 5, and the hot rolling is completed in a temperature range of 850 ° C or higher, and an average of 15 ° C / second or higher. A hot rolling step of cooling to 600 ° C. at a cooling rate and winding in a temperature range of 350 ° C. to 580 ° C .;
(B) a pickling step of subjecting the hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling step to a pickling treatment;
(C) The hot-rolled steel sheet obtained by the pickling step is heated to a temperature range of (Ac 3 points-30 ° C) to 870 ° C and at an average cooling rate of 3 ° C / second to 20 ° C / second. A heat treatment step of cooling to 550 ° C. and applying a heat treatment for holding in a temperature range of 420 ° C. to 550 ° C. for 20 seconds to 500 seconds;
(D) a hot dip galvanizing step of hot dip galvanizing the hot rolled steel sheet obtained by the heat treatment step; and
(E) In the process of cooling the hot-rolled steel sheet obtained by the hot dip galvanizing process to room temperature, an alloying process step in which the alloying process is performed while maintaining a temperature range of 480 ° C to 600 ° C.
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