JP5867444B2 - High strength hot rolled steel sheet with excellent toughness and method for producing the same - Google Patents
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Description
本発明は、自動車の構造部品や骨格、トラックのフレーム、鋼管等の素材として好適な、引張強さが980MPa以上の高強度熱延鋼板に係り、特に靭性の向上に関する。 The present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, which is suitable as a material for automobile structural parts, frameworks, truck frames, steel pipes, and the like, and more particularly to improvement of toughness.
近年、地球環境の保全の観点から、自動車排ガス規制が強化されている。このような状況下、トラック等の自動車の燃費向上が重要な課題となっており、使用する材料の一層の高強度・薄肉化が要求されている。これに伴い、自動車部品の素材として、特に高強度熱延鋼板が積極的に適用されるようになっている。
また、パイプラインの施工コストの更なる低減という要望にしたがい、鋼管の材料コストの低減が求められている。このため、輸送管として、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管に代わり、生産性が高くより安価であるコイル形状の熱延鋼板を素材とした高強度溶接鋼管が注目されている。
In recent years, automobile exhaust gas regulations have been strengthened from the viewpoint of conservation of the global environment. Under such circumstances, improvement in fuel consumption of automobiles such as trucks has become an important issue, and further strength and thinning of materials to be used are required. Along with this, high strength hot-rolled steel sheets have been actively applied as materials for automobile parts.
Further, in accordance with the demand for further reduction in pipeline construction costs, there is a demand for reduction in steel pipe material costs. For this reason, high strength welded steel pipes made of coil-shaped hot-rolled steel sheets, which are highly productive and less expensive, are attracting attention as transport pipes instead of UOE steel pipes made of thick steel plates.
以上のように、所定の強度を備えた高強度熱延鋼板は、自動車部品の素材や鋼管素材として年々需要が高まっている。特に、引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板は、自動車の燃費を飛躍的に向上し得る素材、或いはパイプラインの施工コストを大幅に低減し得る素材として大いに期待されている。
しかしながら、鋼板の高強度化に伴い、一般的には、靭性が低下する。そのため、自動車部品用や鋼管用として要求される靭性を高強度熱延鋼板に付与すべく、靭性向上に関し種々の検討がなされている。
As described above, high-strength hot-rolled steel sheets having a predetermined strength are increasing year by year as materials for automobile parts and steel pipe materials. In particular, a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more is highly expected as a material that can dramatically improve the fuel consumption of automobiles or a material that can significantly reduce the construction cost of pipelines.
However, in general, the toughness decreases with increasing strength of the steel sheet. For this reason, various studies have been made on improving toughness in order to impart toughness hot-rolled steel sheets the toughness required for automobile parts and steel pipes.
例えば、特許文献１には、質量％でC：0.04〜0.12％、Si：0.5〜1.2％、Mn：1.0〜1.8％、P：0.03％以下、S：0.0030％以下、Al：0.005〜0.20％、N：0.005％以下およびTi：0.03〜0.13％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成とし、ベイナイト相の面積率が95％超で、該ベイナイト相の平均粒径が3μm以下である組織とし、表層から50μmの位置でのビッカース硬度と板厚1/4位置でのビッカース硬度の差を50以下、板厚1/4位置でのビッカース硬度と板厚1/2位置でのビッカース硬度の差を40以下とする板厚：4.0mm以上12mm以下の熱延鋼板が提案されている。そして、特許文献１に提案された技術によると、主相を微細ベイナイトにするとともに、板厚方向にわたる硬度分布を低減することによって、靭性に優れた引張強さ：780MPa以上の高強度熱延鋼板が得られるとしている。 For example, in Patent Document 1, C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.5 to 1.2%, Mn: 1.0 to 1.8%, P: 0.03% or less, S: 0.0030% or less, Al: 0.005 to 0.20% in mass% N: 0.005% or less and Ti: 0.03 to 0.13%, the balance is Fe and inevitable impurities, the area ratio of the bainite phase is more than 95%, the average grain size of the bainite phase is 3 μm or less The difference between the Vickers hardness at a position 50 μm from the surface layer and the Vickers hardness at the 1/4 position of the plate thickness is 50 or less, and the Vickers hardness at the 1/4 position of the plate thickness and the Vickers at the 1/2 position of the plate thickness. A thickness of 4.0 mm or more and 12 mm or less has been proposed. And according to the technique proposed in Patent Document 1, by making the main phase fine bainite and reducing the hardness distribution in the thickness direction, the tensile strength excellent in toughness: high strength hot rolled steel sheet of 780 MPa or more. Is supposed to be obtained.
また、特許文献２には、質量％でC：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.90〜2.0％、P：0.025％以下（0％を含まない）、S：0.015％以下（0％を含まない）、Al：0.001〜0.1％、N：0.002〜0.01％を満たし、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼材を、950℃以上1250℃以下に加熱後、圧延を開始し、820℃以上で圧延を終了後、20℃/s以上の冷却速度で600〜700℃まで冷却し、該温度域で10〜200秒間温度保持及び/又は緩冷却した後、5℃/s以上の冷却速度で300℃以下まで冷却することによって、金属組織を全組織に対する占積率で、フェライト：70〜90％、マルテンサイトまたはマルテンサイトとオーステナイトの混合相：3〜15％、残部：ベイナイト（0％の場合を含む）とすると共に、上記フェライトの平均結晶粒径を20μm以下とする鋼板の製造方法が提案されている。そして、特許文献２に提案された技術によると、金属組織を、結晶粒の微細なフェライトと、マルテンサイトまたはマルテンサイトとオーステナイトの混合相等を含む組織とすることで、引張強さが490N/mm2以上で、降伏比が70％以下と低降伏比を示す高靭性鋼材が得られるとしている。 In Patent Document 2, C: 0.05 to 0.18% by mass, Si: 0.10 to 0.60%, Mn: 0.90 to 2.0%, P: 0.025% or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (Not including 0%), Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.002 to 0.01%, steel material consisting of the remaining iron and unavoidable impurities is heated to 950 ° C or higher and 1250 ° C or lower, and rolling is started. After rolling at 820 ° C. or higher, cool to 600 to 700 ° C. at a cooling rate of 20 ° C./s or more, hold the temperature in the temperature range for 10 to 200 seconds and / or slowly cool, and then 5 ° C./s or more. By cooling to a temperature of 300 ° C. or lower at a cooling rate, the ferrite structure is 70 to 90%, the martensite or the mixed phase of martensite and austenite: 3 to 15%, the balance: bainite And a method of manufacturing a steel sheet in which the average crystal grain size of the ferrite is 20 μm or less has been proposed. . According to the technique proposed in Patent Document 2, the tensile strength is 490 N / mm by making the metal structure a fine crystal grain ferrite and a structure containing martensite or a mixed phase of martensite and austenite. It is said that a high toughness steel material with a yield ratio of 70% or less and a low yield ratio of 2 or more can be obtained.
また、特許文献３には、質量％でC：0.02〜0.25％、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.3％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、Nb：0.03〜0.25％、Ti：0.001〜0.10％を含み、かつ（Ti＋Nb/2）/C＜4を満足する鋼素材に、熱間圧延を施し、熱間圧延の仕上圧延終了後に、熱延板表面が20℃/s以上マルテンサイト生成臨界冷却速度未満の平均冷却速度で表面温度がAr3変態点以下Ms点以下となるまで加速冷却する第一の冷却と、板厚中心が350℃以上600℃未満の温度になるまで急冷する第二の冷却を施したのち、板厚中心の温度で350℃以上600℃未満の巻取温度でコイル状に巻取り、少なくともコイル厚み方向の1/4T〜3/4Tの位置が、350〜600℃の温度域で30min以上保持または滞留する第三の冷却を順次施す厚肉高張力熱延鋼板の製造方法が提案されている。そして、特許文献３に提案された技術によると、熱延鋼板の組織をベイナイト相またはベイニティックフェライト相とし、更に粒界セメンタイト量を特定値以下に調整することにより、低温靭性に優れたX65グレード以上の高強度電縫鋼管用素材が得られるとしている。 In Patent Document 3, C: 0.02 to 0.25% by mass, Si: 1.0% or less, Mn: 0.3 to 2.3%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Al: 0.1% or less, Nb : 0.03-0.25%, Ti: 0.001-0.10% steel material that satisfies (Ti + Nb / 2) / C <4 is hot-rolled and hot rolled after hot rolling finish The first cooling, where the surface is accelerated at an average cooling rate of 20 ° C / s or more and less than the martensite formation critical cooling rate until the surface temperature is below the Ar 3 transformation point and below the Ms point, and the thickness center is 350 ° C to 600 ° C After the second cooling, which is rapidly cooled to a temperature of less than ℃, coiled at a coiling temperature of 350 ℃ or more and less than 600 ℃ at the center of the plate thickness, at least 1 / 4T ~ in the coil thickness direction A method for producing a thick, high-tensile hot-rolled steel sheet in which a third cooling is performed in which the 3 / 4T position is held or retained for 30 minutes or more in a temperature range of 350 to 600 ° C. has been proposed. According to the technique proposed in Patent Document 3, the structure of a hot-rolled steel sheet is changed to a bainite phase or bainitic ferrite phase, and the grain boundary cementite amount is adjusted to a specific value or less, so that X65 excellent in low temperature toughness is obtained. It is said that a material for high-strength ERW steel pipe of grade or higher can be obtained.
しかしながら、特許文献１に提案された技術では、引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板が得られるものの、ベイナイト組織の制御が不十分であるため、優れた低温靭性が安定して確保できない問題があった。
また、特許文献２に提案された技術では、鋼材の金属組織をフェライト主相組織としているが、引張強さ：980MPa級となるとフェライト相の靭性が著しく低下する場合があった。
However, with the technique proposed in Patent Document 1, a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more can be obtained, but excellent low-temperature toughness cannot be ensured stably because of insufficient control of the bainite structure. There was a problem.
Moreover, in the technique proposed in Patent Document 2, the metal structure of the steel material is a ferrite main phase structure, but when the tensile strength is 980 MPa class, the toughness of the ferrite phase may be significantly reduced.
また、特許文献３に提案された技術では、粒界セメンタイト量を制御することで低温靭性の改善を図っているが、熱延鋼板強度が不十分であり、その実施例が示すように最大でも引張強さ：800MPa程度であった。また、特許文献３で提案された技術に基いて引張強さ：980MPa以上の高強度熱延鋼板を得ようとする場合には、C含有量を多くすることが必要となるが、C含有量の増加に伴い粒界セメンタイトの制御が困難となり、優れた靭性を安定して確保できない場合があった。 Further, in the technique proposed in Patent Document 3, the low-temperature toughness is improved by controlling the amount of grain boundary cementite, but the hot-rolled steel sheet strength is insufficient, and as shown in the examples, the maximum is shown. Tensile strength: about 800 MPa. Moreover, when trying to obtain a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more based on the technique proposed in Patent Document 3, it is necessary to increase the C content. With the increase in grain size, it became difficult to control the grain boundary cementite, and there were cases where excellent toughness could not be secured stably.
本発明は、上記従来技術が抱える問題を有利に解決し、引張強さ：980MPa以上という高強度を有し、更に良好な靭性を有する、特に板厚4mm以上15mm以下の高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。 The present invention advantageously solves the above-mentioned problems of the prior art, has a high strength of tensile strength: 980 MPa or more, and has a better toughness, particularly a high-strength hot-rolled steel sheet having a thickness of 4 mm or more and 15 mm or less, and It aims at providing the manufacturing method.
本発明者らは、上記の目的を達成するために、引張強さ：980MPa以上という高強度を維持した状態で、熱延鋼板の靭性を向上すべく鋭意研究した。具体的には、一般的に強度−靭性バランスが良好であることで知られているベイナイト相に着目し、ベイナイト主相組織とする熱延鋼板の強度および靭性に及ぼす各種要因について検討した。その結果、ベイナイト・ラスの微細化が、熱延鋼板の高強度化および靭性向上に極めて有効であることを突き止めた。そして、更に検討を進めた結果、所定量のTiおよびVを添加し、面積率で85％超のベイナイト相を主相とし、該ベイナイト相のラスのラス間隔を平均400nm以下、該ラスの長軸長さを平均5.0μm以下とすることで、引張強さTSが980MPa以上という高強度を維持したまま靭性が顕著に向上するという知見を得た。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors diligently studied to improve the toughness of the hot-rolled steel sheet while maintaining a high tensile strength of 980 MPa or more. Specifically, paying attention to the bainite phase, which is generally known to have a good strength-toughness balance, various factors affecting the strength and toughness of a hot-rolled steel sheet having a bainite main phase structure were studied. As a result, it was found that refinement of bainite lath is extremely effective for increasing the strength and toughness of hot-rolled steel sheets. As a result of further investigation, a predetermined amount of Ti and V were added, and the bainite phase with an area ratio of more than 85% was used as the main phase, and the lath spacing of the lath of the bainite phase was an average of 400 nm or less, the length of the lath. It was found that by setting the axial length to 5.0 μm or less on average, the toughness is remarkably improved while maintaining the high strength that the tensile strength TS is 980 MPa or more.
本発明は、かかる知見に基づき、更に検討を重ねた末に完成されたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次の通りである。
［１］ 質量％で、C：0.05％以上0.18％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以上3.5％以下、P：0.04％以下、S：0.006％以下、Al：0.10％以下、N：0.008％以下、Ti：0.05％以上0.20％以下、V：0.1％超0.3％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で85％超のベイナイト相を主相とし、フェライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相のうちの１種または２種以上を第２相とし、該第２相を面積率で合計0％以上15％未満含み、前記ベイナイト相のラスの平均ラス間隔が400nm以下、且つ、前記ラスの平均長軸長さが5.0μm以下である組織を有し、引張強さTSが980MPa以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度熱延鋼板。
The present invention has been completed after further studies based on such findings. That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
[1] By mass%, C: 0.05% to 0.18%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% to 3.5%, P: 0.04% or less, S: 0.006% or less, Al: 0.10% or less, N : 0.008% or less, Ti: 0.05% or more and 0.20% or less, V: containing more than 0.1% and 0.3% or less, with the balance consisting of Fe and inevitable impurities, with a bainite phase exceeding 85% in area ratio As a main phase, one or more of ferrite phase, martensite phase and retained austenite phase is a second phase, and the second phase includes an area ratio of 0% to less than 15% in total, High strength with excellent toughness characterized by having a structure in which the average lath interval of the lath is 400 nm or less, the average major axis length of the lath is 5.0 μm or less, and the tensile strength TS is 980 MPa or more Hot rolled steel sheet.
［２］ 前記［１］において、前記組成に加えて更に、質量％で、Nb：0.005％以上0.4％以下、B：0.0002％以上0.0020％以下、Cu：0.005％以上0.2％以下、Ni：0.005％以上0.2％以下、Cr：0.005％以上0.4％以下、Mo：0.005％以上0.4％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする靭性に優れた高強度熱延鋼板。 [2] In the above [1], in addition to the above composition, in terms of mass%, Nb: 0.005% to 0.4%, B: 0.0002% to 0.0020%, Cu: 0.005% to 0.2%, Ni: 0.005 % To 0.2% or less, Cr: 0.005% or more and 0.4% or less, Mo: 0.005% or more and 0.4% or less, one or more selected from high strength heat with excellent toughness Rolled steel sheet.
［３］ 前記［１］または［２］において、前記組成に加えて更に、質量％でCa：0.0002％以上0.01％以下、REM：0.0002％以上0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする靭性に優れた高強度熱延鋼板。 [3] In the above [1] or [2], in addition to the above composition, one or two selected from Ca: 0.0002% to 0.01% and REM: 0.0002% to 0.01% in mass% A high-strength hot-rolled steel sheet with excellent toughness characterized by containing seeds.
［４］ 前記［１］ないし［３］のいずれかに記載の組成からなる鋼素材を、1200℃以上に加熱し、粗圧延と、1000℃以下の温度域での累積圧下率を50％以上、仕上圧延終了温度を820℃以上930℃以下とする仕上圧延からなる熱間圧延を施した後、4.0s以内に冷却を開始し、平均冷却速度20℃/s以上で冷却し、巻取り温度300℃以上450℃以下で巻き取ることによって、面積率で85％超のベイナイト相を主相とし、フェライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相のうちの１種または２種以上を第２相とし、該第２相を面積率で合計0％以上15％未満含み、前記ベイナイト相のラスの平均ラス間隔が400nm以下、且つ、前記ラスの平均長軸長さが5.0μm以下である組織を有し、引張強さTSが980MPa以上である熱延鋼板を得ることを特徴とする靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 [4] A steel material having the composition according to any one of [1] to [3] is heated to 1200 ° C. or higher, and rough rolling and a cumulative rolling reduction in a temperature range of 1000 ° C. or lower are 50% or more. After the hot rolling consisting of finish rolling with a finish rolling finish temperature of 820 ° C or more and 930 ° C or less, cooling is started within 4.0 s, cooling is performed at an average cooling rate of 20 ° C / s or more, and the winding temperature By winding at 300 ° C or more and 450 ° C or less, the bainite phase with an area ratio of more than 85% becomes the main phase, and one or more of the ferrite phase, martensite phase and residual austenite phase becomes the second phase. The second phase has a total area ratio of 0% to less than 15%, the lath of the lath of the bainite phase is 400 nm or less, and the average major axis length of the lath is 5.0 μm or less. And excellent toughness characterized by obtaining a hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS of 980 MPa or more . Manufacturing method of high-strength hot-rolled steel sheet.
本発明によれば、引張強さが980MPa以上であり且つ靭性に優れた高強度熱延鋼板が得られる。したがって、本発明を自動車の構造部品、骨格、あるいはトラックのフレーム等に適用すれば、自動車の安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能となる。また、輸送管として、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管に代わり本発明の熱延鋼板を素材とする溶接鋼管を適用することで、生産性が向上し、更なるコストダウンが可能となる。
また、本発明は、引張強さ：980MPa以上という高強度を維持したまま、靭性が向上した熱延鋼板を安定して製造することができ、産業上極めて有用なものである。
According to the present invention, a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and excellent toughness can be obtained. Therefore, when the present invention is applied to a structural part, a skeleton, a truck frame, or the like of an automobile, the weight of the vehicle body can be reduced while ensuring the safety of the automobile, and the environmental load can be reduced. Further, by applying a welded steel pipe made of the hot-rolled steel sheet of the present invention as a transport pipe instead of a UOE steel pipe made of a thick steel plate, productivity is improved and further cost reduction is possible.
Moreover, the present invention can stably produce a hot-rolled steel sheet with improved toughness while maintaining a high strength of tensile strength: 980 MPa or more, and is extremely useful industrially.
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Hereinafter, the present invention will be specifically described.
First, the reasons for limiting the component composition of the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described. In addition,% showing the following component composition shall mean the mass% unless there is particular notice.
C：0.05％以上0.18％以下
Cは、鋼の強度を向上させ、ベイナイトの生成を促進する。そのため、本発明では、C含有量を0.05％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.18％を超えると、ベイナイトの生成制御が困難となり、硬質なマルテンサイトの生成が増え、熱延鋼板の靭性が低下する。したがって、C含有量は0.05％以上0.18％以下とする。好ましくは、0.08％以上0.17％以下であり、より好ましくは0.10％超0.16％以下である。
C: 0.05% or more and 0.18% or less
C improves the strength of the steel and promotes the formation of bainite. Therefore, in the present invention, the C content needs to be 0.05% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.18%, it becomes difficult to control the formation of bainite, the generation of hard martensite increases, and the toughness of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the C content is 0.05% or more and 0.18% or less. Preferably, it is 0.08% or more and 0.17% or less, more preferably more than 0.10% and 0.16% or less.
Si：1.0％以下
Siは、靭性を阻害する粗大な酸化物やセメンタイトを抑制し、固溶強化にも寄与する元素であるが、含有量が1.0％を超えると熱延鋼板の表面性状が著しく劣化し、化成処理性や耐食性の低下を招く。したがって、Si含有量は1.0％以下とする。好ましくは0.4％以上0.8％以下である。
Si: 1.0% or less
Si is an element that suppresses coarse oxides and cementite that inhibit toughness and contributes to solid solution strengthening. However, if the content exceeds 1.0%, the surface properties of hot-rolled steel sheets deteriorate significantly, and chemical conversion treatment is performed. Cause deterioration of corrosion resistance and corrosion resistance. Therefore, the Si content is 1.0% or less. Preferably they are 0.4% or more and 0.8% or less.
Mn：1.0％以上3.5％以下
Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上を介してベイナイトの生成を促進する元素である。このような効果を得るためには、Mn含有量を1.0％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が3.5％を超えると、中央偏析が顕著になり、熱延鋼板の靭性が低下する。したがって、Mn含有量は1.0％以上3.5％以下とする。なお、好ましくは1.5％以上3.0％以下、より好ましくは1.8％以上2.5％以下である。
Mn: 1.0% to 3.5%
Mn is an element that contributes to increasing the strength of the steel by solid solution and promotes the formation of bainite through improved hardenability. In order to obtain such an effect, the Mn content needs to be 1.0% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.5%, central segregation becomes remarkable, and the toughness of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the Mn content is 1.0% or more and 3.5% or less. In addition, Preferably they are 1.5% or more and 3.0% or less, More preferably, they are 1.8% or more and 2.5% or less.
P：0.04％以下
Pは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素であるが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靭性や加工性の低下を招く元素でもある。このため、P含有量は極力低減することが好ましいが、0.04％までの含有は許容できる。したがって、P含有量は0.04％以下とする。しかし、P含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、P含有量は0.003％以上0.03％以下とすることが好ましく、0.005％以上0.02％以下とすることがより好ましい。
P: 0.04% or less
P is an element that contributes to increasing the strength of the steel by solid solution, but is also an element that segregates at the grain boundaries, particularly the prior austenite grain boundaries, and causes a decrease in low temperature toughness and workability. For this reason, it is preferable to reduce the P content as much as possible, but a content of up to 0.04% is acceptable. Therefore, the P content is 0.04% or less. However, since an effect commensurate with the increase in refining costs cannot be obtained even if the P content is excessively reduced, the P content is preferably 0.003% or more and 0.03% or less, and 0.005% or more and 0.02% or less. Is more preferable.
S：0.006％以下
Sは、TiやMnと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の加工性を低下させる。そのため、S含有量は極力低減することが好ましいが、0.006％までの含有は許容できる。したがって、S含有量は0.006％以下とする。しかし、S含有量を過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、S含有量は0.0003％以上0.004％以下とすることが好ましく、0.0005％以上0.002％以下とすることがより好ましい。
S: 0.006% or less
S combines with Ti and Mn to form coarse sulfides, thereby reducing the workability of the hot-rolled steel sheet. Therefore, it is preferable to reduce the S content as much as possible, but a content of up to 0.006% is acceptable. Therefore, the S content is 0.006% or less. However, since an effect commensurate with the increase in refining costs cannot be obtained even if the S content is excessively reduced, the S content is preferably 0.0003% or more and 0.004% or less, and 0.0005% or more and 0.002% or less. Is more preferable.
Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。一方、Alの過剰な添加は酸化物系介在物の増加を招き、熱延鋼板の靭性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。したがって、Al含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.005％以上0.08％以下である。さらに好ましくは0.01％以上0.05％以下である。
Al: 0.10% or less
Al acts as a deoxidizer and is an effective element for improving the cleanliness of steel. On the other hand, excessive addition of Al leads to an increase in oxide inclusions, which reduces the toughness of the hot-rolled steel sheet and causes wrinkles. Therefore, the Al content is 0.10% or less. Preferably it is 0.005% or more and 0.08% or less. More preferably, it is 0.01% or more and 0.05% or less.
N：0.008％以下
Nは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒微細化に寄与する。しかし、Nは、高温でTiと結合して粗大な窒化物になり易く、熱延鋼板の靭性を低下させる。このため、N含有量を0.008％以下とする。好ましくは0.001％以上0.006％以下である。より好ましくは0.002％以上0.005％以下である。
N: 0.008% or less
N is precipitated as a nitride by combining with a nitride-forming element, and contributes to refinement of crystal grains. However, N tends to bond to Ti at a high temperature to form coarse nitrides, thereby reducing the toughness of the hot-rolled steel sheet. For this reason, N content shall be 0.008% or less. Preferably it is 0.001% or more and 0.006% or less. More preferably, it is 0.002% or more and 0.005% or less.
Ti：0.05％以上0.20％以下
Tiは、本発明における最も重要な元素の一つである。Tiは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより、また析出強化により、鋼の強度増加に寄与する。また、Tiは、300℃以上450℃以下の低温下では、微細な（Ti,V）Cのクラスターを多数形成し、鋼中のセメンタイト量を低減し、熱延鋼板の靭性を向上させる。この様な効果を発現させるためには、Ti含有量を0.05％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.20％を超えて過剰になると、上記した効果が飽和するうえ、粗大な析出物の増加を招き、熱延鋼板の靭性低下を招く。したがって、Ti含有量は0.05％以上0.20％以下の範囲に限定する。好ましくは0.08％以上0.15％以下である。
Ti: 0.05% or more and 0.20% or less
Ti is one of the most important elements in the present invention. Ti contributes to increasing the strength of steel by forming carbonitrides to refine crystal grains and by precipitation strengthening. Moreover, Ti forms many fine (Ti, V) C clusters at a low temperature of 300 ° C. or higher and 450 ° C. or lower, reduces the amount of cementite in the steel, and improves the toughness of the hot rolled steel sheet. In order to exhibit such an effect, the Ti content needs to be 0.05% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.20% and becomes excessive, the above-described effects are saturated, and coarse precipitates are increased, resulting in a decrease in toughness of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the Ti content is limited to a range of 0.05% or more and 0.20% or less. Preferably they are 0.08% or more and 0.15% or less.
V：0.1％超0.3％以下
Vは、本発明における最も重要な元素の一つである。Vは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより、また析出強化により、鋼の強度増加に寄与する。また、Vは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト相の形成および微細化に貢献する。更に、Vは、300℃以上450℃以下の低温下では微細な（Ti,V）Cのクラスターを多数形成し、鋼中のセメンタイト量を低減し、熱延鋼板の靭性を向上させる。この様な効果を発現させるためには、V含有量を0.1％超とする必要がある。一方、V含有量が0.3％を超えて過剰になると、上記した効果が飽和するためコスト高となる。したがって、V含有量は0.1％超0.3％以下の範囲に限定する。好ましくは0.15％以上0.25％以下である。
V: More than 0.1% and less than 0.3%
V is one of the most important elements in the present invention. V contributes to increasing the strength of steel by forming carbonitrides to refine crystal grains and by precipitation strengthening. V also improves hardenability and contributes to the formation and refinement of the bainite phase. Furthermore, V forms many fine (Ti, V) C clusters at a low temperature of 300 ° C. or higher and 450 ° C. or lower, reduces the amount of cementite in the steel, and improves the toughness of the hot rolled steel sheet. In order to exhibit such an effect, the V content needs to exceed 0.1%. On the other hand, if the V content exceeds 0.3% and becomes excessive, the above-described effects are saturated, resulting in high costs. Therefore, the V content is limited to a range of more than 0.1% and 0.3% or less. Preferably it is 0.15% or more and 0.25% or less.
以上が本発明熱延鋼板の基本成分であるが、本発明の熱延鋼板は、例えば靭性向上や高強度化を目的として、必要に応じてNb：0.005％以上0.4％以下、B：0.0002％以上0.0020％以下、Cu：0.005％以上0.2％以下、Ni：0.005％以上0.2％以下、Cr：0.005％以上0.4％以下、Mo：0.005％以上0.4％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。 The above are the basic components of the hot-rolled steel sheet of the present invention. The hot-rolled steel sheet of the present invention is, for example, Nb: 0.005% or more and 0.4% or less, B: 0.0002%, for the purpose of improving toughness or increasing strength, for example. More than 0.0020% or less, Cu: 0.005% to 0.2%, Ni: 0.005% to 0.2%, Cr: 0.005% to 0.4%, Mo: 0.005% to 0.4% or less More than seeds can be contained.
Nb：0.005％以上0.4％以下
Nbは、炭窒化物の形成を介して鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Nb含有量を0.005％以上とすることが好ましい。一方、Nb含有量が0.4％を超えると、変形抵抗が増加するため、熱延鋼板製造時、熱間圧延の圧延荷重が増加し圧延機への負担が大きくなり過ぎて圧延操業そのものが困難になるおそれがある。また、Nb含有量が0.4％を超えると、粗大な析出物を形成して熱延鋼板の靭性が低下する傾向にある。したがって、Nb含有量は0.005％以上0.4％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上0.3％以下であり、更に好ましくは0.02％以上0.2％以下である。
Nb: 0.005% to 0.4%
Nb is an element that contributes to increasing the strength of steel through the formation of carbonitrides. In order to exhibit such an effect, the Nb content is preferably 0.005% or more. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.4%, deformation resistance increases, so the hot rolling rolling load increases during the production of hot-rolled steel sheets, increasing the burden on the rolling mill, making the rolling operation itself difficult. There is a risk. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.4%, coarse precipitates are formed and the toughness of the hot-rolled steel sheet tends to decrease. Therefore, the Nb content is preferably 0.005% or more and 0.4% or less. In addition, More preferably, it is 0.01% or more and 0.3% or less, More preferably, it is 0.02% or more and 0.2% or less.
B：0.0002％以上0.0020％以下
Bは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成・成長を抑制する元素である。また、Bは、焼入れ性を向上させベイナイト相の形成および微細化に寄与する元素でもある。これらの効果を発現させるためには、B含有量を0.0002％以上とすることが好ましい。但し、B含有量が0.0020％を超えると、マルテンサイト相の生成を促進させるため、熱延鋼板の靭性が大幅に低下するおそれがある。したがって、Bを含有する場合には、その含有量を0.0002％以上0.0020％以下とすることが好ましい。また、0.0004％以上0.0012％以下とすることがより好ましい。
B: 0.0002% to 0.0020%
B is an element that segregates at austenite grain boundaries and suppresses the formation and growth of ferrite. B is also an element that improves the hardenability and contributes to the formation and refinement of the bainite phase. In order to express these effects, the B content is preferably 0.0002% or more. However, if the B content exceeds 0.0020%, the formation of martensite phase is promoted, so that the toughness of the hot-rolled steel sheet may be significantly reduced. Therefore, when it contains B, it is preferable to make the content into 0.0002% or more and 0.0020% or less. Further, it is more preferably 0.0004% or more and 0.0012% or less.
Cu：0.005％以上0.2％以下
Cuは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Cuは、焼入れ性を向上させる作用を有し、特にベイナイト変態温度を低下させ、ベイナイト相の微細化に寄与する元素でもある。これらの効果を得るためには、Cu含有量を0.005％以上とすることが好ましいが、その含有量が0.2％を超えると熱延鋼板の表面性状の低下を招く。したがって、Cu含有量は0.005％以上0.2％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上0.15％以下である。
Cu: 0.005% to 0.2%
Cu is an element that contributes to increasing the strength of steel by solid solution. Further, Cu has an effect of improving hardenability, and is an element that contributes to the refinement of the bainite phase by lowering the bainite transformation temperature. In order to obtain these effects, the Cu content is preferably set to 0.005% or more. However, if the content exceeds 0.2%, the surface properties of the hot-rolled steel sheet are deteriorated. Accordingly, the Cu content is preferably 0.005% or more and 0.2% or less. More preferably, it is 0.01% or more and 0.15% or less.
Ni：0.005％以上0.2％以下
Niは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Niは、焼入れ性を向上させる作用を有し、ベイナイト相を形成し易くする。これらの効果を得るためには、Ni含有量を0.005％以上とすることが好ましい。但し、Ni含有量が0.2％を超えると、マルテンサイト相が生成し易くなり、熱延鋼板の靭性が大幅に低下するおそれがある。したがって、Ni含有量は0.005％以上0.2％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.01％以上0.15％以下である。
Ni: 0.005% to 0.2%
Ni is an element that contributes to increasing the strength of the steel by solid solution. Moreover, Ni has the effect | action which improves hardenability and makes it easy to form a bainite phase. In order to obtain these effects, the Ni content is preferably 0.005% or more. However, when the Ni content exceeds 0.2%, a martensite phase is likely to be generated, and the toughness of the hot-rolled steel sheet may be significantly reduced. Therefore, the Ni content is preferably 0.005% or more and 0.2% or less. More preferably, it is 0.01% or more and 0.15% or less.
Cr：0.005％以上0.4％以下
Crは、炭化物を形成して熱延鋼板の高強度化に寄与する。この効果を発現させるためには、Cr含有量を0.005％以上とすることが好ましい。一方、Cr含有量が0.4％を超えて過剰になると、熱延鋼板の耐食性低下が懸念される。したがって、Cr含有量は0.005％以上0.4％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.01％以上0.2％以下である。
Cr: 0.005% to 0.4%
Cr contributes to increasing the strength of the hot-rolled steel sheet by forming carbides. In order to exhibit this effect, the Cr content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.4% and becomes excessive, there is a concern that the corrosion resistance of the hot-rolled steel sheet is lowered. Therefore, the Cr content is preferably 0.005% or more and 0.4% or less. More preferably, it is 0.01% or more and 0.2% or less.
Mo：0.005％以上0.4％以下
Moは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、熱延鋼板の靭性の向上と高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Mo含有量を0.005％以上とすることが好ましい。但し、Mo含有量が0.4％を超えると、マルテンサイト相が生成し易くなり、熱延鋼板の靭性が低下するおそれがある。したがって、Mo含有量は0.005％以上0.4％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.01％以上0.2％以下である。
Mo: 0.005% to 0.4%
Mo promotes the formation of a bainite phase through improvement of hardenability, and contributes to improvement of toughness and high strength of the hot-rolled steel sheet. In order to obtain such an effect, the Mo content is preferably 0.005% or more. However, if the Mo content exceeds 0.4%, a martensite phase is likely to be generated, and the toughness of the hot-rolled steel sheet may be reduced. Therefore, the Mo content is preferably 0.005% or more and 0.4% or less. More preferably, it is 0.01% or more and 0.2% or less.
また、本発明の熱延鋼板は、必要に応じてCa：0.0002％以上0.01％以下、REM：0.0002％以上0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することができる。 Moreover, the hot-rolled steel sheet of the present invention can contain one or two selected from Ca: 0.0002% to 0.01% and REM: 0.0002% to 0.01% as necessary.
Ca：0.0002％以上0.01％以下
Caは、硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延鋼板の曲げ加工性および靭性の向上に有効である。この効果を発現させるためには、Ca 含有量を0.0002％以上とすることが好ましい。但し、Ca含有量が0.01％を超えると、熱延鋼板の表面欠陥を引き起こすおそれがある。したがって、Ca含有量は0.0002％以上0.01％以下とすることが好ましい。また、0.0004％以上0.005％以下とすることがより好ましい。
Ca: 0.0002% to 0.01%
Ca controls the shape of sulfide inclusions and is effective in improving the bending workability and toughness of hot-rolled steel sheets. In order to exhibit this effect, the Ca content is preferably 0.0002% or more. However, if the Ca content exceeds 0.01%, surface defects of the hot-rolled steel sheet may be caused. Therefore, the Ca content is preferably 0.0002% or more and 0.01% or less. Further, it is more preferably 0.0004% or more and 0.005% or less.
REM：0.0002％以上0.01％以下
REMは、Caと同様、硫化物系の介在物の形状を制御し、熱延鋼板の曲げ加工性および靭性に対する硫化物系介在物の悪影響を改善する。この効果を発現させるためには、REM含有量を0.0002％以上とすることが好ましい。但し、REM含有量が0.01％を超えて過剰になると、鋼の清浄度が悪化し、熱延鋼板の靭性が低下する傾向にある。したがって、REMを含有する場合は、その含有量を0.0002％以上0.01％以下とすることが好ましい。また、0.0004％以上0.005％以下とすることがより好ましい。
REM: 0.0002% to 0.01%
REM, like Ca, controls the shape of sulfide inclusions and improves the negative effects of sulfide inclusions on the bendability and toughness of hot-rolled steel sheets. In order to exhibit this effect, the REM content is preferably 0.0002% or more. However, when the REM content exceeds 0.01% and becomes excessive, the steel cleanliness deteriorates and the toughness of the hot-rolled steel sheet tends to decrease. Therefore, when it contains REM, it is preferable to make the content into 0.0002% or more and 0.01% or less. Further, it is more preferably 0.0004% or more and 0.005% or less.
本発明において、上記以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Sb、Sn、Zn等が挙げられ、これらの含有量はSb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下であれば許容できる。 In the present invention, the balance other than the above is Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include Sb, Sn, Zn and the like, and these contents are acceptable if Sb: 0.01% or less, Sn: 0.1% or less, Zn: 0.01% or less.
次に、本発明熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、面積率で85％超のベイナイト相を主相とし、フェライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相のうちの１種または２種以上を第２相とし、該第２相を面積率で合計0％以上15％未満含み、前記ベイナイト相のラスの平均ラス間隔が400nm以下、且つ、前記ラスの平均長軸長さが5.0μm以下である組織を有する。
Next, the reason for limiting the structure of the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described.
The hot-rolled steel sheet of the present invention has a bainite phase with an area ratio of more than 85% as a main phase, and one or more of a ferrite phase, a martensite phase and a retained austenite phase as a second phase. It has a structure in which phases are included in a total area ratio of 0% or more and less than 15%, the average lath interval of the lath of the bainite phase is 400 nm or less, and the average major axis length of the lath is 5.0 μm or less.
ベイナイト相の分率：面積率で85％超
本発明の熱延鋼板は、強度−靭性バランスに優れたベイナイト相を主相とする。ベイナイト相の分率が面積率で85％以下であると、所望の強度と靭性を備えた熱延鋼板が得られない。したがって、ベイナイト相の分率は、面積率で85％超とする。好ましくは87％以上、より好ましくは90％以上である。また、ベイナイト相の分率を面積率で100％とし、ベイナイト単相組織とすることがより一層好ましい。
The fraction of bainite phase: more than 85% in area ratio The hot-rolled steel sheet of the present invention has a bainite phase having an excellent strength-toughness balance as a main phase. When the fraction of the bainite phase is 85% or less in area ratio, a hot-rolled steel sheet having desired strength and toughness cannot be obtained. Therefore, the fraction of bainite phase is more than 85% in area ratio. Preferably it is 87% or more, more preferably 90% or more. Further, it is more preferable that the fraction of the bainite phase is 100% in terms of area ratio and a bainite single phase structure is obtained.
フェライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相のうちの１種または２種以上（第２相）の分率：面積率で合計0％以上15％未満
本発明の熱延鋼板は、主相であるベイナイト相以外の組織として、フェライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相のうちの１種または２種以上を第２相として含有し得る。熱延鋼板に所望の強度と靱性を付与するうえでは、その組織をベイナイト単相組織とすることが好ましい。しかし、第２相としてフェライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相のうちの１種または２種以上を含有する場合であっても、これらの合計分率が面積率で15％未満であれば許容される。したがって、上記第２相の分率は、面積率で合計0％以上15％未満とする。好ましくは13％以下、より好ましくは11％以下である。
The fraction of one or more of the ferrite phase, martensite phase and retained austenite phase (second phase): total area ratio of 0% or more and less than 15% The hot-rolled steel sheet of the present invention is the main phase As a structure other than the bainite phase, one or more of a ferrite phase, a martensite phase, and a retained austenite phase may be contained as the second phase. In order to impart desired strength and toughness to the hot-rolled steel sheet, the structure is preferably a bainite single-phase structure. However, even if the second phase contains one or more of a ferrite phase, a martensite phase and a retained austenite phase, it is acceptable if the total fraction is less than 15% in terms of area ratio. Is done. Therefore, the fraction of the second phase is a total area ratio of 0% or more and less than 15%. Preferably it is 13% or less, More preferably, it is 11% or less.
ベイナイト相のラスの平均ラス間隔：400nm以下
ベイナイト相のラスの平均長軸長さ：5.0μm以下
熱延鋼板の高強度化および高靭性化には、ベイナイト・ラスの微細化が極めて重要である。本発明者らは、ベイナイト・ラスの大きさ、具体的にはラスのラス間隔と長軸長さが、熱延鋼板の強度と靱性を大きく左右する要素であることを知見した。そこで、本発明では、ベイナイト・ラスのラス間隔と長軸長さを規定することで、熱延鋼板に所望の強度と靱性を付与することとする。
Average lath spacing of lath of bainite phase: 400 nm or less Average major axis length of lath of bainite phase: 5.0 μm or less Finer bainite lath is extremely important for increasing the strength and toughness of hot-rolled steel sheets . The present inventors have found that the size of the bainite lath, specifically, the lath interval and the long axis length of the lath are factors that greatly influence the strength and toughness of the hot-rolled steel sheet. Therefore, in the present invention, desired strength and toughness are imparted to the hot-rolled steel sheet by defining the lath interval and the major axis length of the bainite lath.
ベイナイト・ラスのラス間隔の平均が400nmを超える場合、或いはベイナイト・ラスの長軸長さの平均が5.0μmを超える場合、本発明所望の強度と靭性を兼ね備えた熱延鋼板は得られない。したがって、ベイナイト相のラスの平均ラス間隔を400nm以下とする。好ましくは350nm以下である。また、ベイナイト相のラスの平均長軸長さを5.0μm以下とする。好ましくは4.0μm以下である。なお、ベイナイト・ラスのラス間隔の平均およびベイナイト・ラスの長軸長さの平均には下限は特に定めないが、ラス間隔およびラスの長軸長さはベイナイト変態温度で決まるため、通常、ベイナイト・ラスのラス間隔の平均は100nm以上、ベイナイト相のラスの平均長軸長さは1.0μm以上である。 When the average lath spacing of bainite lath exceeds 400 nm, or when the average long axis length of bainite lath exceeds 5.0 μm, a hot-rolled steel sheet having the desired strength and toughness of the present invention cannot be obtained. Accordingly, the average lath interval of laths in the bainite phase is set to 400 nm or less. Preferably it is 350 nm or less. Further, the average major axis length of lath of the bainite phase is set to 5.0 μm or less. Preferably it is 4.0 micrometers or less. There is no specific lower limit for the average lath interval of the bainite lath and the average long axis length of the bainite lath, but since the lath interval and the long axis length of the lath are determined by the bainite transformation temperature, usually the bainite The average lath interval of the lath is 100 nm or more, and the average major axis length of the lath of the bainite phase is 1.0 μm or more.
以上のように組成および組織を規定することで、引張強さTSが980MPa以上であり、しかも自動車部品用素材やラインパイプ等の鋼管用素材として要求される靭性を備えた高強度熱延鋼板が得られる。なお、本発明の熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、4mm以上15mm以下程度の板厚とすることが好ましい。 By defining the composition and structure as described above, a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS of 980 MPa or more and having the toughness required as a material for steel pipes such as materials for automobile parts and line pipes is obtained. can get. The thickness of the hot-rolled steel sheet of the present invention is not particularly limited, but is preferably about 4 mm to 15 mm.
次に、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明は、上記した組成の鋼素材を、1200℃以上に加熱し、粗圧延と、1000℃以下の温度域での累積圧下率を50％以上、仕上圧延終了温度を820℃以上930℃以下とする仕上圧延からなる熱間圧延を施した後、4.0s以内に冷却を開始し、平均冷却速度20℃/s以上で冷却し、巻取り温度300℃以上450℃以下で巻き取ることを特徴とする。
Next, the preferable manufacturing method of this invention hot-rolled steel plate is demonstrated.
In the present invention, the steel material having the above composition is heated to 1200 ° C. or more, rough rolling, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1000 ° C. or less is 50% or more, and the finish rolling finish temperature is 820 ° C. or more and 930 ° C. or less. After performing hot rolling consisting of finish rolling, start cooling within 4.0 s, cool at an average cooling rate of 20 ° C / s or higher, and wind at a winding temperature of 300 ° C to 450 ° C And
鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はなく、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用できる。なお、造塊−分塊方法を用いてもよい。 The manufacturing method of the steel material is not particularly limited, and any conventional method in which the molten steel having the above-described composition is melted in a converter or the like and is made into a steel material such as a slab by a casting method such as continuous casting. Is also applicable. Note that the ingot-making / bundling method may be used.
鋼素材の加熱温度：1200℃以上
スラブ等の鋼素材中では、Tiなどの炭窒化物形成元素の殆どが、粗大な炭窒化物として存在している。この粗大で不均一な析出物の存在は、熱延鋼板の諸特性（例えば強度、靭性、穴拡げ加工性など）の劣化を招く。そのため、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な析出物を固溶する。この粗大な析出物を熱間圧延前に十分に固溶させるためには、鋼素材の加熱温度を1200℃以上とする必要がある。但し、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎると、スラブ疵の発生や、スケールオフによる歩留まり低下を招くため、鋼素材の加熱温度は1350℃以下とすることが好ましい。より好ましくは1220℃以上1300℃以下である。
Heating temperature of steel material: 1200 ° C or higher In steel materials such as slabs, most of carbonitride-forming elements such as Ti are present as coarse carbonitrides. The presence of coarse and uneven precipitates causes deterioration of various properties (for example, strength, toughness, hole expansion workability, etc.) of the hot-rolled steel sheet. Therefore, the steel material before hot rolling is heated to dissolve coarse precipitates. In order to sufficiently dissolve this coarse precipitate before hot rolling, the heating temperature of the steel material needs to be 1200 ° C. or higher. However, if the heating temperature of the steel material becomes too high, slab flaws are generated and the yield decreases due to scale-off, so the heating temperature of the steel material is preferably 1350 ° C. or lower. More preferably, it is 1220 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
なお、鋼素材を1200℃以上の加熱温度に加熱して所定時間保持するが、保持時間が4800秒を超えると、スケール発生量が増大する結果、続く熱間圧延工程においてスケール噛み込み等が発生し易くなり、熱延鋼板の表面品質が劣化する傾向にある。したがって、1200℃以上の温度域における鋼素材の保持時間は、4800秒以下とすることが好ましい。より好ましくは4000秒以下である。 In addition, the steel material is heated to a heating temperature of 1200 ° C or higher and held for a predetermined time. However, if the holding time exceeds 4800 seconds, the amount of scale generation increases, resulting in scale biting in the subsequent hot rolling process. The surface quality of the hot-rolled steel sheet tends to deteriorate. Therefore, the holding time of the steel material in the temperature range of 1200 ° C. or higher is preferably 4800 seconds or less. More preferably, it is 4000 seconds or less.
鋼素材の加熱に続き、鋼素材に粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施す。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定する必要はない。粗圧延に引き続いて、仕上圧延を施す。なお、仕上圧延の前、もしくはスタンド間の圧延途中で、デスケーリングを行うことが好ましい。仕上圧延は、1000℃以下の温度域での累積圧下率を50％以上とし、仕上圧延終了温度を820℃以上930℃以下とする。 Following the heating of the steel material, the steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling. The rough rolling is not particularly limited as long as a desired sheet bar dimension can be secured. Subsequent to rough rolling, finish rolling is performed. Note that descaling is preferably performed before finish rolling or during rolling between stands. In finish rolling, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1000 ° C. or less is set to 50% or more, and the finish rolling finish temperature is set to 820 ° C. or more and 930 ° C. or less.
1000℃以下の温度域での累積圧下率：50％以上
ベイナイト・ラスを微細化するためには、比較的低温域での圧下率を高め、圧延後の結晶粒を圧延方向に展伸した結晶粒（展伸度の高い結晶粒）とする必要がある。1000℃以下での累積圧下率が50％未満では、所望のラス構造（平均ラス間隔：400nm以下、平均長軸長さ：5.0μm以下）を有するベイナイトを確保することが困難となり、熱延鋼板の靭性が低下する。したがって、1000℃以下での累積圧下率を50％以上とする。好ましくは60％以上である。但し、1000℃以下の温度域での累積圧下率が過剰に高くなると、結晶粒が圧延方向に過剰に展伸してフェライトが生成し易くなるため、所望のラス構造を有するベイナイトを確保することがやはり困難となる場合がある。このため、1000℃以下の温度域での累積圧下率は80％以下とすることが好ましい。
Cumulative rolling reduction in the temperature range below 1000 ° C: 50% or more In order to refine the bainite lath, the rolling reduction in the relatively low temperature range is increased, and the crystal grains after rolling are expanded in the rolling direction. It is necessary to use grains (crystal grains with high elongation). When the cumulative rolling reduction at 1000 ° C. or less is less than 50%, it becomes difficult to secure a bainite having a desired lath structure (average lath interval: 400 nm or less, average major axis length: 5.0 μm or less), and hot-rolled steel sheet The toughness of the steel decreases. Therefore, the cumulative rolling reduction at 1000 ° C. or less is set to 50% or more. Preferably it is 60% or more. However, if the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1000 ° C. or lower becomes excessively high, the crystal grains are excessively stretched in the rolling direction and ferrite is likely to be formed, so that a bainite having a desired lath structure is secured. May still be difficult. For this reason, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 1000 ° C. or lower is preferably 80% or lower.
仕上圧延終了温度：820℃以上930℃以下
仕上圧延終了温度が820℃未満では、圧延がフェライト＋オーステナイトの二相域温度で行われるため、圧延後に加工組織が残存して熱延鋼板の靭性が低下する。一方、仕上圧延終了温度が930℃を超えて高くなると、オーステナイト粒が成長し、冷却後に得られる熱延鋼板のベイナイト相が粗大化する。その結果、所望の組織を確保することが困難となり、熱延鋼板の靭性が低下する。したがって、仕上圧延終了温度は820℃以上930℃以下とする。好ましくは840℃以上920℃以下である。ここで、仕上圧延終了温度は、板の表面温度を表すものとする。
Finish rolling finish temperature: 820 ° C or more and 930 ° C or less If the finish rolling finish temperature is less than 820 ° C, the rolling is performed at the two-phase temperature range of ferrite + austenite, so the processed structure remains after rolling and the toughness of the hot rolled steel sheet descend. On the other hand, when the finish rolling finish temperature is higher than 930 ° C., austenite grains grow and the bainite phase of the hot-rolled steel sheet obtained after cooling becomes coarse. As a result, it becomes difficult to secure a desired structure, and the toughness of the hot-rolled steel sheet decreases. Therefore, the finish rolling end temperature is set to 820 ° C. or higher and 930 ° C. or lower. Preferably they are 840 degreeC or more and 920 degrees C or less. Here, the finish rolling end temperature represents the surface temperature of the plate.
強制冷却開始：仕上圧延終了後4.0s以内
仕上圧延を終了した後、4.0s以内に、好ましくは直ちに強制冷却を開始し、巻取り温度で冷却を停止し、コイル状に巻き取る。仕上圧延終了から強制冷却を開始するまでの時間が4.0sを超えて長くなると、オーステナイト粒が粗大となり、ベイナイト相が粗大化する。また、オーステナイト粒が粗大となることで、鋼板の焼入れ性が上昇し、マルテンサイト相が生成し易くなる。このように、ベイナイト相が粗大化したりマルテンサイト相が生成し易くなると、所望の優れた靭性を確保できなくなる。したがって、強制冷却開始時間は、仕上圧延終了後、4.0s以内に限定する。
Forced cooling start: within 4.0 s after finish rolling is finished After finishing finish rolling, forced cooling is started within 4.0 s, preferably immediately, cooling is stopped at the coiling temperature, and coiled. When the time from the finish rolling to the start of forced cooling is longer than 4.0 s, the austenite grains become coarse and the bainite phase becomes coarse. Moreover, when the austenite grains become coarse, the hardenability of the steel sheet is increased, and a martensite phase is easily generated. As described above, when the bainite phase is coarsened or a martensite phase is easily generated, desired excellent toughness cannot be ensured. Therefore, the forced cooling start time is limited to 4.0 s after finishing rolling.
平均冷却速度：20℃/s以上
仕上圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度が20℃/s未満であると、所望の面積率のベイナイト相が得られない。したがって、上記平均冷却速度は20℃/s以上とする。好ましくは30℃/s以上である。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が大きくなりすぎると、表面温度が低下しすぎて、鋼板表面にマルテンサイトが生成し易くなるため、平均冷却速度は60℃/s以下とすることが好ましい。なお、上記平均冷却速度は、鋼板の表面における平均冷却速度とする。
Average cooling rate: 20 ° C./s or more If the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to the coiling temperature is less than 20 ° C./s, a bainite phase having a desired area ratio cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate is set to 20 ° C./s or more. Preferably it is 30 ° C./s or more. The upper limit of the average cooling rate is not particularly specified, but if the average cooling rate is too high, the surface temperature is too low and martensite is easily generated on the steel sheet surface, so the average cooling rate is 60 ° C / s or less. It is preferable to do. In addition, let the said average cooling rate be an average cooling rate in the surface of a steel plate.
巻取り温度：300℃以上450℃以下
巻取り温度が300℃未満では、鋼板内部の組織に、硬質なマルテンサイト相や残留オーステナイト相が形成される。その結果、熱延鋼板を所望の組織とすることができず、所望の靭性を確保できなくなる。一方、巻取り温度が450℃を超えると、鋼板内部の組織において、フェライトやパーライトが増加する。その結果、ベイナイト相のラス間隔が増大するため、熱延鋼板の靭性が著しく低下する。以上の理由により、巻取り温度は300℃以上450℃以下の範囲とする。好ましくは330℃以上430℃以下である。
Winding temperature: 300 ° C. or higher and 450 ° C. or lower When the winding temperature is lower than 300 ° C., a hard martensite phase or residual austenite phase is formed in the structure inside the steel sheet. As a result, the hot rolled steel sheet cannot be made to have a desired structure, and desired toughness cannot be ensured. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 450 ° C., ferrite and pearlite increase in the structure inside the steel sheet. As a result, since the lath interval of the bainite phase increases, the toughness of the hot-rolled steel sheet is significantly reduced. For the above reasons, the coiling temperature is in the range of 300 ° C to 450 ° C. Preferably they are 330 degreeC or more and 430 degrees C or less.
なお、巻取り後、熱延鋼板には常法にしたがい、調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。或いは更に、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。 In addition, after coiling, the hot-rolled steel sheet may be subjected to temper rolling in accordance with a conventional method, and the scale formed on the surface may be removed by pickling. Alternatively, plating treatment such as hot dip galvanization and electrogalvanization, and chemical conversion treatment may be performed.
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。次いで、これらの鋼素材を、表２に示す条件で加熱し、粗圧延と表２に示す条件の仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、仕上圧延終了後、表２に示す条件で冷却し、表２に示す巻取り温度で巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板とした。
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施した。組織観察方法および各種試験方法は次のとおりとした。
Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab (steel material) by a continuous casting method. Next, these steel materials are heated under the conditions shown in Table 2, hot-rolled consisting of rough rolling and finish rolling under the conditions shown in Table 2, and cooled under the conditions shown in Table 2 after finishing rolling. The steel sheet was wound at the winding temperature shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet having the thickness shown in Table 2.
Test pieces were collected from the obtained hot-rolled steel sheet and subjected to structure observation, tensile test, and Charpy impact test. The tissue observation method and various test methods were as follows.
（i）組織観察
組織分率
熱延鋼板から走査電子顕微鏡（SEM）用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、腐食液（3％ナイタール溶液）で組織を現出させ、板厚1/4位置および板厚1/2位置（板厚中央位置）にて走査電子顕微鏡（SEM）を用い、3000倍の倍率で各位置、3視野ずつ撮影して画像処理により各相の面積率を定量化した。
(I) Microstructure observation Tissue fraction Samples for scanning electron microscope (SEM) were taken from hot-rolled steel sheet, and after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction, the structure was revealed with a corrosive solution (3% Nital solution). Using a scanning electron microscope (SEM) at a thickness 1/4 position and a thickness 1/2 position (center thickness position), each position and 3 fields of view were photographed at a magnification of 3000 times, and each was processed by image processing. The phase area ratio was quantified.
ベイナイト相のラスのラス間隔
熱延鋼板から大きさ：10mm×15mmの試験片を採取し、板厚1/4位置および板厚1/2位置（板厚中央位置）における透過型電子顕微鏡（TEM）観察用の薄膜試料を作製し、TEMを用い30000倍の倍率で各位置、10視野ずつ撮影した。120mm×80mmの大きさの各写真に写っている3個以上連続して並んでいるラスの長軸に直角に10mmの間隔で5本直線を引き、該直線がラス境界と交差する線分の長さをそれぞれ測定し、得られた線分の長さの平均値を平均ラス間隔とした。
Lath spacing of lath of bainite phase A specimen of size: 10 mm x 15 mm was taken from a hot-rolled steel sheet, and a transmission electron microscope (TEM) at a thickness 1/4 position and a thickness 1/2 position (center thickness position) ) A thin film sample for observation was prepared, and 10 positions were photographed at each position at a magnification of 30000 times using a TEM. Draw 5 straight lines at 10mm intervals perpendicular to the long axis of 3 or more consecutive laths shown in each photograph of 120mm x 80mm size, and the straight line intersects the lath boundary Each length was measured, and an average value of the lengths of the obtained line segments was defined as an average lath interval.
ベイナイト相のラスの長軸長さ
熱延鋼板から走査電子顕微鏡（SEM）用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、腐食液（3％ナイタール溶液）で組織を現出させ、板厚1/4位置および板厚1/2位置（板厚中央位置）にて走査電子顕微鏡（SEM）を用い、10000倍の倍率で各位置、5視野ずつ撮影した。各写真に写っている3個以上連続して並んでいるラスの長軸長さを10本以上測定し、得られたラス長軸長さの平均値を平均ラス長軸長さとした。
Long axis length of lath of bainite phase A specimen for a scanning electron microscope (SEM) was taken from a hot-rolled steel sheet, and after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction, the structure was revealed with a corrosive solution (3% nital solution). Using a scanning electron microscope (SEM) at a thickness of 1/4 position and a thickness of 1/2 position (plate thickness center position), each field and 5 fields of view were photographed at a magnification of 10,000 times. Ten or more long axis lengths of three or more consecutive laths shown in each photograph were measured, and the average value of the obtained lath long axis lengths was defined as the average lath long axis length.
（ii）引張試験
熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるようにJIS5号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強度（降伏点）YP、引張強さTS、全伸びElを求めた。
(Ii) Tensile test JIS5 test piece (GL: 50mm) is taken from the hot-rolled steel sheet so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction, and the tensile test is performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011). The yield strength (yield point) YP, the tensile strength TS, and the total elongation El were determined.
（iii）シャルピー衝撃試験
熱延鋼板から、試験片の長手方向が圧延方向と直角になるように、厚さ5mmのサブサイズ試験片（Ｖノッチ）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、温度−50℃でのシャルピー衝撃値（vE-50）を測定し、靭性を評価した。ここで、板厚が5mmを超える熱延鋼板については両面研削にて板厚を5mmとして試験片を作製し、板厚が5mm以下の熱延鋼板については元厚にて試験片を作製し、シャルピー衝撃試験に供した。測定されたvE-50値が40J以上である場合を、靭性が良好であると評価した。
得られた結果を表３および表４に示す。
(Iii) Charpy impact test A 5mm-thick sub-size test piece (V notch) was sampled from a hot-rolled steel sheet so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction, and conformed to the provisions of JIS Z 2242. A Charpy impact test was performed, and a Charpy impact value (vE- 50 ) at a temperature of -50 ° C was measured to evaluate toughness. Here, for hot-rolled steel sheets with a plate thickness exceeding 5 mm, a test piece was prepared with double-sided grinding with a plate thickness of 5 mm, and for hot-rolled steel sheets with a plate thickness of 5 mm or less, a test piece was prepared with the original thickness, Subjected to Charpy impact test. When the measured vE -50 value was 40 J or more, the toughness was evaluated as good.
The obtained results are shown in Tables 3 and 4.
発明例の熱延鋼板は、所望の強度（TS：980MPa以上）と、優れた靱性（vE-50値：40J以上）を兼備した熱延鋼板となっている。また、発明例の熱延鋼板は、板厚1/4位置および板厚1/2位置（板厚中央位置）のいずれにおいても所望の強度と優れた靱性が得られており、板厚方向全域に亘り良好な特性を備えた熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例の熱延鋼板は、所定の強度が確保できていないか、十分な靱性が確保できていない。 The hot-rolled steel sheet of the inventive example is a hot-rolled steel sheet having both desired strength (TS: 980 MPa or more) and excellent toughness (vE- 50 value: 40 J or more). In addition, the hot-rolled steel sheet of the invention example has the desired strength and excellent toughness at both the thickness 1/4 position and the thickness 1/2 position (the thickness center position). This is a hot-rolled steel sheet with good characteristics. On the other hand, the hot-rolled steel sheet of the comparative example which is out of the scope of the present invention does not ensure a predetermined strength or does not ensure sufficient toughness.
Claims (4)
C ：0.05％以上0.18％以下、 Si：1.0％以下、
Mn：1.0％以上3.5％以下、 P ：0.04％以下、
S ：0.006％以下、 Al：0.10％以下、
N ：0.008％以下、 Ti：0.05％以上0.20％以下、
V ：0.1％超0.3％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、面積率で85％超のベイナイト相を主相とし、フェライト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相のうちの１種または２種以上を第２相とし、該第２相を面積率で合計0％以上15％未満含み、前記ベイナイト相のラスの平均ラス間隔が400nm以下、且つ、前記ラスの平均長軸長さが5.0μm以下である組織を有し、引張強さTSが980MPa以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度熱延鋼板。 % By mass
C: 0.05% or more and 0.18% or less, Si: 1.0% or less,
Mn: 1.0% to 3.5%, P: 0.04% or less,
S: 0.006% or less, Al: 0.10% or less,
N: 0.008% or less, Ti: 0.05% or more and 0.20% or less,
V: Containing more than 0.1% and not more than 0.3%, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, with a bainite phase of 85% in area ratio as the main phase, ferrite phase, martensite phase and residual austenite phase 1 type or 2 types or more thereof are used as the second phase, the second phase is included in a total area ratio of 0% to less than 15%, the average lath interval of the lath of the bainite phase is 400 nm or less, and the lath A high-strength hot-rolled steel sheet with excellent toughness having a structure with an average major axis length of 5.0 μm or less and a tensile strength TS of 980 MPa or more.
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