JP5957878B2

JP5957878B2 - High strength hot-rolled steel sheet for warm forming and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP5957878B2
Application number: JP2011285762A
Authority: JP
Inventors: 典晃 ▲高▼坂; 船川　義正; 義正船川; 重見　將人; 將人重見; 英和大久保
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2011-12-27
Publication date: 2016-07-27
Anticipated expiration: 2031-12-27
Also published as: JP2013133519A

Description

本発明は、温間成形用高強度熱延鋼板に係り、とくに400℃以上700℃以下の温度域での温間成形用として好適な、温間成形性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。なお、ここでいう「高強度熱延鋼板」とは、室温での引張強さ（TS）が780MPa以上を有する熱延鋼板をいう。 The present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming, particularly suitable for warm-forming in a temperature range of 400 ° C to 700 ° C, and a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in warm formability and its It relates to a manufacturing method. The “high-strength hot-rolled steel sheet” here refers to a hot-rolled steel sheet having a tensile strength (TS) at room temperature of 780 MPa or more.

近年、自動車業界においては、地球環境の保全という観点から、炭酸ガスCO₂排出量を削減すべく、自動車の燃費を改善することが常に重要な課題となってきた。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化を図ることが有効であるが、自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図る必要がある。自動車部品用素材となる鋼板を高強度化し、素材を薄肉化すれば、自動車車体としての強度を低下することなく、車体の軽量化が達成できる。このようなことから、最近では、これら自動車部品用素材に対し、高強度化の要望が非常に強くなり、これらの自動車部品用素材への高強度薄鋼板の適用が増加している。 In recent years, improving the fuel efficiency of automobiles has always been an important issue in the automobile industry in order to reduce carbon dioxide CO ₂ emissions from the viewpoint of protecting the global environment. It is effective to reduce the weight of an automobile body to improve the fuel efficiency of the automobile, but it is necessary to reduce the weight of the vehicle body while maintaining the strength of the automobile body. If the strength of the steel sheet used for automobile parts is increased and the material is made thinner, the weight of the car body can be reduced without reducing the strength of the car body. For these reasons, recently, there is a strong demand for high strength for these automotive part materials, and the application of high-strength thin steel sheets to these automotive part materials is increasing.

自動車部品の多くは、鋼板をプレス等により所望の形状に成形されて製造される。しかし、使用する鋼板が高強度化されるほど、成形された部品のスプリングバック量が増加し形状凍結性が低下したり、金型への負荷が増大し金型寿命が低下したり、あるいは割れ、ネッキング、しわの発生等、製品の不具合が多発するという問題が生じる。
たとえば、室温における降伏比が0.85以上でかつ引張強さが780MPa以上である高強度熱延鋼板は、非常に優れた衝撃吸収能を有し、自動車部品用素材として有用な鋼板であるが、部品への成形に際し、冷間成形では形状凍結性が低く、スプリングバックが発生し、所望の形状に成形することが極めて困難となる。また、高強度のままの鋼板に成形加工を施すため、金型への負荷が大きくなり、金型寿命が短くなるなどの問題があった。 Many automobile parts are manufactured by forming a steel plate into a desired shape by pressing or the like. However, as the strength of the steel sheet used increases, the amount of springback of the molded part increases and the shape freezing property decreases, the load on the mold increases, the mold life decreases, or cracks occur. , Problems such as necking and wrinkles occur frequently.
For example, a high-strength hot-rolled steel sheet with a yield ratio at room temperature of 0.85 or more and a tensile strength of 780 MPa or more is a steel sheet that has a very good impact absorption capacity and is useful as a material for automobile parts. When forming into cold, the cold forming has a low shape freezing property, a springback occurs, and it becomes extremely difficult to form into a desired shape. In addition, since the steel sheet with high strength is formed, there is a problem that the load on the mold is increased and the mold life is shortened.

このような問題に対して、例えば特許文献１には、熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板が記載されている。特許文献１に記載された技術では、Ｃ：0.20〜0.35％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.3〜2.0％、Al：0.01〜0.10％、Ni：１％超〜５％、Ti：0.005〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.005％、Ｎ：0.001〜0.01％を含み、かつTiとＮおよびAlとＮの関係が特定な関係を満足するように含有し、さらにＣ、Si、Mn、NI、Cr、Cu、Ｓ、Ｐが特定な関係を満足するように調整して含有する鋼板とし、熱間加工後の硬化能、衝撃特性を向上させている。このような組成を有する鋼板を、オーステナイト領域に加熱したのち、金型を用いて、Ar₃変態点以上の温度で成形加工を開始し、加工と同時に金型で抜熱することにより急速冷却し、マルテンサイト変態させて硬化させて、高強度で、衝撃特性に優れた部品とするとしている。 For such a problem, for example, Patent Document 1 describes a steel plate having excellent curability and impact characteristics after hot forming. In the technique described in Patent Document 1, C: 0.20 to 0.35%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.3 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.10%, Ni: more than 1% to 5%, Ti: 0.005 -0.1%, B: 0.0005-0.005%, N: 0.001-0.01%, and contained so that the relationship between Ti and N and Al and N satisfies a specific relationship, and further, C, Si, Mn, NI , Cr, Cu, S, and P are adjusted so as to satisfy a specific relationship, and the hardenability and impact characteristics after hot working are improved. After heating the steel sheet having such a composition to the austenite region, using a mold, the forming process is started at a temperature equal to or higher than the Ar ₃ transformation point, and the mold is rapidly cooled by removing heat from the mold at the same time as the process. The martensite is transformed and hardened to produce a high-strength component with excellent impact characteristics.

また、特許文献２には、温間成形用高張力鋼板が記載されている。特許文献２に記載された鋼板は、Ｃ：0.02〜0.20％、Si：0.5〜2.0％、Mn：0.5〜2.5％、sol.Al：0.15〜1.2％、Ｎ：0.020％以下で、かつSi＋sol.Al：1.2％以上を満足する組成と、体積％で10％以上のベイナイト相を含有し、パーライトとマルテンサイト相の合計が体積％で10％以下で、残部がフェライト相である組織を備えた温間成形用高張力鋼板である。このような組織を有する鋼板に、250℃以上の温度域で温間成形を施すと、成形中およびその後の冷却中に、大きな歪時効硬化量が得られ、温間成形後の部材強度が著しく増加するとしている。特許文献２に記載された技術では、SiとAlを適量含有させることにより、ベイナイト相中の固溶Ｃが増加し、温間成形中およびその後に、大きな歪時効硬化が得られるとしている。 Patent Document 2 describes a high-tensile steel sheet for warm forming. The steel sheet described in Patent Document 2 has C: 0.02 to 0.20%, Si: 0.5 to 2.0%, Mn: 0.5 to 2.5%, sol. Al: 0.15 to 1.2%, N: 0.020% or less, and Si + sol. Al: A composition satisfying 1.2% or more and a structure containing 10% or more bainite phase by volume%, the total of pearlite and martensite phases being 10% or less by volume%, and the balance being a ferrite phase. This is a high-tensile steel sheet for warm forming. When a steel sheet having such a structure is subjected to warm forming in a temperature range of 250 ° C. or higher, a large strain age hardening amount is obtained during forming and subsequent cooling, and the strength of the member after warm forming is remarkably increased. It is supposed to increase. According to the technique described in Patent Document 2, it is said that by containing appropriate amounts of Si and Al, the solid solution C in the bainite phase increases, and a large strain age hardening can be obtained during and after warm forming.

特開2004−211197号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2004-211197 特開2002−256388号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2002-256388

しかしながら、特許文献１に記載された技術では、熱間成形を適用して、高強度鋼板を所望形状の部材に成形できるが、延性に乏しい硬質なマルテンサイト相を活用していることから成形後の部品において、延性が低下するという問題がある。このため、特許文献１に記載された技術では、所望形状の部材に成形できるが、高強度でかつ延性に優れた自動車部材とすることができないという問題があった。さらに、自動車部材では、衝突時に所望の衝撃吸収能を発現することが求められるため、自動車部材の延性が不十分であると、衝突時の衝撃吸収能が低下し、所望の部材機能を発揮できないという問題がある。 However, in the technique described in Patent Document 1, hot forming can be applied to form a high-strength steel sheet into a member having a desired shape, but since a hard martensite phase having poor ductility is utilized, after forming, In this part, there is a problem that ductility is lowered. For this reason, although the technique described in Patent Document 1 can be formed into a member having a desired shape, there is a problem that it cannot be an automobile member having high strength and excellent ductility. Furthermore, since the automobile member is required to exhibit a desired impact absorbing ability at the time of a collision, if the ductility of the automobile member is insufficient, the impact absorbing ability at the time of the collision is lowered and a desired member function cannot be exhibited. There is a problem.

また、特許文献２に記載された技術では、鋼板が硬質で延性に乏しいベイナイト相を含む組織であり、さらにこの鋼板を温間成形する際に、温間成形時に導入された歪で歪時効硬化するため、高強度の部材となりさらに延性も低下する。このようなことから、特許文献２に記載された技術では、温間成形時に、割れや、成形荷重が高くなりやすく金型の損傷が発生しやすいという問題があった。 Moreover, in the technique described in Patent Document 2, the steel sheet is a structure containing a bainite phase that is hard and poor in ductility, and when the steel sheet is warm formed, strain age hardening is performed with the strain introduced during the warm forming. Therefore, it becomes a high-strength member and the ductility is further reduced. For this reason, the technique described in Patent Document 2 has a problem that cracks and mold load are likely to increase during the warm molding, and the mold is likely to be damaged.

また、自動車部材等は厳しい腐食環境下で使用されることから、鋼板を用いてこれらの部材を製造する場合においては、耐食性を付与する目的で、溶融亜鉛めっき処理や合金化溶融亜鉛めっき処理等のめっき処理を施すことが多い。しかし、特許文献１，２に記載された技術はいずれも、マルテンサイト相やベイナイト相を含む組織の鋼板であり、溶融亜鉛めっき処理や合金化溶融亜鉛めっき処理などの加熱処理を伴うめっき処理を施すと、めっき処理の熱履歴を経ることにより鋼板強度が低下する等、材質変化が大きいという問題がある。 In addition, since automobile members are used in severe corrosive environments, when these members are manufactured using steel sheets, hot dip galvanizing treatment, alloyed hot dip galvanizing treatment, etc., for the purpose of imparting corrosion resistance Often, the plating process is performed. However, all of the techniques described in Patent Documents 1 and 2 are steel sheets having a structure including a martensite phase and a bainite phase, and are subjected to a plating process involving a heating process such as a hot dip galvanizing process or an alloyed hot dip galvanizing process. When applied, there is a problem that the material change is large, for example, the strength of the steel sheet decreases due to the thermal history of the plating treatment.

本発明は、上記したような従来技術が抱える問題を有利に解決し、温間成形時の加工性（温間成形性）に優れ、厳しい条件の温間成形にも適用可能であり、且つ、温間成形後の強度および延性低下が小さい、温間成形性に優れた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。なお、ここでいう「温間成形性に優れた」とは、400℃以上700℃以下の温間成形温度域において厳しい加工条件にも対応可能な極めて良好な延性を有し、温間成形の前後で機械的特性の変化が小さい場合をいうものとする。具体的には、「温間成形性に優れた」とは、温間成形温度域における降伏応力YS2が室温における降伏応力（降伏強さ）YS1の80％以下、温間成形温度域における全伸びEl2が室温における全伸びEl1の1.1倍以上で、かつ温間成形温度域に加熱して引張歪で15％以下の歪を付加したのち、室温まで冷却した後の降伏応力（降伏強さ）YS3が加熱前の室温における降伏応力（降伏強さ）YS1の80％以上および室温まで冷却した後の全伸びEl3が加熱前の室温における全伸びEl1の80％以上である場合をいう。 The present invention advantageously solves the problems of the prior art as described above, is excellent in workability during warm forming (warm formability), can be applied to warm forming under severe conditions, and An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having a small strength and ductility reduction after warm forming and excellent in warm formability, and a method for producing the same. The term “excellent in warm formability” as used herein has extremely good ductility that can cope with severe processing conditions in the warm forming temperature range of 400 ° C. or higher and 700 ° C. or lower. The case where the change in mechanical properties is small before and after. Specifically, “Excellent warm formability” means that the yield stress YS2 in the warm forming temperature range is 80% or less of the yield stress (yield strength) YS1 at room temperature, and the total elongation in the warm forming temperature range. Y2 is the yield stress (yield strength) after cooling to room temperature after El2 is 1.1 times the total elongation El1 at room temperature and is added to the warm forming temperature range to add a strain of 15% or less. Is a case where the yield stress (yield strength) YS1 at room temperature before heating is 80% or more and the total elongation El3 after cooling to room temperature is 80% or more of the total elongation El1 at room temperature before heating.

本発明者らは、上記した目的を達成するために、室温における降伏比：0.85以上かつ引張強さ：780MPa以上を有する高強度熱延鋼板の温間成形性（加熱前、加熱中、加熱後の強度、延性）に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、室温における降伏比：0.85以上かつ引張強さ：780MPa以上の高強度鋼板であっても、所定の加熱温度域（温間成形温度域）における降伏応力YS2が室温における降伏応力（降伏強さ）YS1の80％以下であり、温間成形温度域における全伸びEl2が室温における全伸びEl1の1.1倍以上であれば、温間成形温度域において変形抵抗が低下するとともに延性が上昇し、優れた温間成形性を示し、鋼板を複雑な形状の部材に成形することが可能となることを見出した。また、このような鋼板であれば、形状凍結性にも優れていることを知見した。また、温間成形温度域に加熱して引張歪で15％以下の歪を付加したのち、室温まで冷却した後の降伏応力（降伏強さ）YS3が加熱前の室温における降伏応力（降伏強さ）YS1の80％以上および室温まで冷却した後の全伸びEl3が、加熱前の室温における全伸びEl1の80％以上であれば、温間成形したのちにおいても自動車部材に必要な強度と延性を確保できることを知見した。 In order to achieve the above-mentioned object, the inventors of the present invention have provided a warm formability of a high-strength hot-rolled steel sheet having a yield ratio at room temperature of 0.85 or more and a tensile strength of 780 MPa or more (before heating, during heating, after heating). Various factors affecting the strength and ductility of the steel were studied. As a result, the yield stress YS2 in the specified heating temperature range (warm forming temperature range) is the yield stress at room temperature (yield strength) even for high-strength steel sheets with a yield ratio of 0.85 or higher at room temperature and a tensile strength of 780 MPa or higher. If it is 80% or less of YS1 and the total elongation El2 in the warm molding temperature range is 1.1 times or more of the total elongation El1 at room temperature, the deformation resistance decreases and the ductility increases in the warm molding temperature range, The present inventors have found that it has excellent warm formability and can form a steel plate into a member having a complicated shape. Moreover, it was discovered that such a steel plate is also excellent in shape freezing property. YS3 is the yield stress (yield strength) at room temperature before heating after heating to the warm forming temperature range and adding a strain of 15% or less in tensile strain and then cooling to room temperature. ) If YS1 is at least 80% of YS1 and the total elongation El3 after cooling to room temperature is at least 80% of the total elongation El1 at room temperature before heating, the strength and ductility required for automotive parts can be obtained even after warm forming. It was found that it can be secured.

そこで、本発明者らは、上記したような特性を有する鋼板を得るための、鋼板組織および鋼板組成について鋭意検討した。まず、本発明者らは、鋼板組織として、フェライト相に着目した。フェライト相は、延性に優れ、かつ熱による材質変化が少ない組織である。そこで、温間成形前、温間成形時および温間成形後の鋼板組織を、実質的にフェライト相単相とすることに想到した。 Then, the present inventors earnestly examined about a steel plate structure and a steel plate composition for obtaining the steel plate which has the above characteristics. First, the inventors focused on the ferrite phase as a steel sheet structure. The ferrite phase is a structure having excellent ductility and little material change due to heat. Accordingly, the inventors have conceived that the steel sheet structure before warm forming, at the time of warm forming, and after warm forming is substantially a single phase of ferrite phase.

さらに、本発明者らは、固溶元素による強化（固溶強化）は、室温においてはもちろん温間成形温度域においても転位の移動を妨げ、温間成形温度域でも延性向上を阻害することに思い至り、固溶強化元素であるSiおよびMnをできる限り低減した組成の鋼板とすることに思い至った。
このような組成と、実質的にフェライト相単相の組織を有する鋼板を、400〜700℃の温間成形温度域に加熱すると、フェライト相中の転位の運動が活発化し、変形抵抗が低下して、温間成形温度域での加工性が向上するとともに、降伏応力が低下して形状凍結性が向上すること、また、温間成形後の鋼板組織を、実質的にフェライト相単相とすれば、温間成形後においても優れた延性を示すこと、をそれぞれ知見した。 Furthermore, the present inventors have found that the strengthening with a solid solution element (solid solution strengthening) hinders the movement of dislocations not only at room temperature but also in the warm forming temperature range and inhibits ductility improvement even in the warm forming temperature range. I came up with the idea to make a steel sheet with a composition in which Si and Mn, which are solid solution strengthening elements, were reduced as much as possible.
When a steel sheet having such a composition and a ferrite phase single phase structure is heated to a warm forming temperature range of 400 to 700 ° C., the movement of dislocations in the ferrite phase is activated, and the deformation resistance decreases. Therefore, the workability in the warm forming temperature range is improved, the yield stress is reduced and the shape freezing property is improved, and the steel structure after warm forming is substantially made into a ferrite phase single phase. For example, it was found that excellent ductility was exhibited even after warm forming.

更に、本発明者らは、フェライト相の単相組織では、所望の鋼板強度を確保できないことに鑑み、フェライト単相組織を有する鋼板を高強度化する手法について種々検討した。温間成形時に発生する固溶ＣおよびＮによる歪時効硬化では、温間成形後の部材強度を高めることはできるが、温間成形後の部材の延性が低下する。また、細粒化強化による高強度化では、加熱時に粒成長が生じ、温間成形後の部材強度が低下することになる。 Furthermore, the present inventors have studied various methods for increasing the strength of a steel sheet having a ferrite single-phase structure in view of the fact that a desired steel sheet strength cannot be secured with a single-phase structure of a ferrite phase. In strain age hardening by solid solution C and N generated during warm forming, the strength of the member after warm forming can be increased, but the ductility of the member after warm forming is reduced. In addition, when the strength is increased by refinement and refinement, grain growth occurs during heating, and the strength of the member after warm forming decreases.

このようなことから、本発明者らは、炭化物の析出強化を利用した高強度化が有効であることに想到した。そして、炭化物として、微細なTi炭化物、或いは更にＶ炭化物、Mo炭化物、Ｗ炭化物、Hf炭化物、Zr炭化物、Nb炭化物を利用することが、温間成形性および温間成形後の強度・延性を向上させるために有効であることを知見した。なお、本発明者らは、これらの炭化物は、700℃以下の温間成形温度域（加熱温度域）では粗大化せず、温間成形後においても微細析出状態が維持されることを確認している。 For these reasons, the present inventors have come up with the idea that increasing the strength using precipitation strengthening of carbide is effective. And, as carbide, fine Ti carbide, or even V carbide, Mo carbide, W carbide, Hf carbide, Zr carbide, Nb carbide can improve warm formability and strength / ductility after warm forming. It was found to be effective for The present inventors have confirmed that these carbides are not coarsened in a warm forming temperature range (heating temperature range) of 700 ° C. or lower and that a fine precipitation state is maintained even after warm forming. ing.

また、本発明者らは、炭化物形成元素であるTiの含有量、或いは更にTi、Ｖ、Mo、Ｗ、Hf、Zr、Nbの含有量を適正範囲内に調整するとともに、Ｃ含有量に対するTi含有量、或いは更にTi、Ｖ、Mo、Ｗ、Hf、Zr、Nbの各含有量を適正範囲内に調整することが、鋼板を上記した所望の組織とするうえで重要となることを知見した。更に、上記した所望の組織を有する鋼板を製造するに際し、特に上記した炭化物の粗大化を抑制するうえでは、熱間圧延後の冷却・巻取り条件を適正範囲内に調整することが重要であることを見出した。 In addition, the present inventors adjust the content of Ti that is a carbide forming element, or further the content of Ti, V, Mo, W, Hf, Zr, and Nb within an appropriate range, and Ti relative to the C content. It was found that adjusting the content, or further each content of Ti, V, Mo, W, Hf, Zr, and Nb, within an appropriate range is important for making the steel sheet the desired structure described above. . Furthermore, when manufacturing a steel sheet having the above-described desired structure, it is important to adjust the cooling and winding conditions after hot rolling within an appropriate range, particularly in order to suppress the above-described carbide coarsening. I found out.

本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）室温における引張強さTSが780MPa以上で、降伏比が0.85以上である引張特性を有する高強度熱延鋼板であって、該高強度鋼板を、400〜700℃の温間成形温度域の温度に加熱し該温間成形温度域の温度で引張試験を行った際の、降伏応力YS2が、室温における降伏応力YS1の80％以下で、かつ全伸びEl2が、室温における全伸びEl1の1.1倍以上であり、さらに、前記温間成形温度域の温度で15％以下の歪を付与する温間加工を施し室温まで冷却したのち、室温で引張試験を行った際の、降伏応力YS3が、室温における降伏応力YS1の80％以上で、かつ全伸びEl3 が、室温における全伸びEl1の80％以上であり、温間成形性に優れることを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板。
（２）（１）において、前記高強度熱延鋼板が、質量％で、Ｃ：0.03〜0.16％、Si：0.1％以下、Mn：1.3％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下、Ti：0.14〜0.25％を、次（１）式
2.00≧(Ｃ/12)/(Ti/48＋Ｖ/51＋Ｗ/184＋Mo/96＋Nb/93＋Zr/91＋Hf/179)≧1.05…(1)
（ここで、Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、Zr、Hf：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、金属組織が面積率で95％以上のフェライト相からなり、マトリックスがフェライト相単相で、かつフェライトの平均結晶粒径が１μm以上で、該フェライト結晶粒中に、平均粒子径が10nm以下の炭化物を分散析出させた組織を有することを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板。
（３）（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.5％以下、Mo：0.5％以下、Ｗ：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％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温間成形用高強度熱延鋼板。
（４）（２）または（３）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.003％以下を含有することを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板。
（５）（２）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下、REM：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板。
（６）（２）ないし（５）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Sn：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板。
（７）（２）ないし（６）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下を含むことを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板。
（８）（２）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Srのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で1.0％以下含有することを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板。
（９）（２）ないし（８）のいずれかにおいて、表面にめっき層を具えることを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板。
（１０）鋼素材に、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施し、冷却し、コイル状に巻取り、熱延鋼板とするに当たり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.03〜0.16％、Si：0.1％以下、Mn：1.3％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下、Ti：0.14〜0.25％を、次（１）式
2.00≧(Ｃ/12)/(Ti/48＋Ｖ/51＋Ｗ/184＋Mo/96＋Nb/93＋Zr/91＋Hf/179)≧1.05…(1)
（ここで、Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、Zr、Hf：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記鋼素材に、1100〜1350℃に加熱して粗圧延と、仕上圧延終了温度：840℃以上とする仕上圧延とを行う熱間圧延を施し、該熱間圧延後3ｓ以内に強制冷却を開始し、冷却開始から冷却停止までを30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、500〜700℃の範囲の巻取り温度で、コイル状に巻き取ることを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板の製造方法。
（１１）（１０）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.5％以下、Mo：0.5％以下、Ｗ：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％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温間成形用高強度熱延鋼板の製造方法。
（１２）（１０）または（１１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.003％以下を含有することを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板の製造方法。
（１３）（１０）ないし（１２）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下、REM：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板の製造方法。
（１４）（１０）ないし（１３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Sn：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含むことを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板の製造方法。
（１５）（１０）ないし（１４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下を含むことを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板の製造方法。
（１６）（１０）ないし（１５）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Srのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で1.0％以下含有することを特徴とする温間成形用高強度熱延鋼板の製造方法。
（１７）（１）ないし（９）のいずれかに記載の温間成形用高強度鋼板を素材として、該素材を400〜700℃の範囲の加熱温度に加熱して、15％以下の歪を付加する温間成形加工を施して、所定形状の高強度部材とすること特徴とする高強度部材の温間成形方法。 The present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) A high-strength hot-rolled steel sheet having tensile properties with a tensile strength TS at room temperature of 780 MPa or more and a yield ratio of 0.85 or more, and the high-strength steel sheet is subjected to a warm forming temperature range of 400 to 700 ° C. The yield stress YS2 is 80% or less of the yield stress YS1 at room temperature and the total elongation El2 is equal to the total elongation El1 at room temperature. The yield stress YS3 when the tensile test is performed at room temperature after performing a warm working that gives a strain of 15% or less at a temperature in the warm forming temperature range and cooling to room temperature is 1.1 times or more. High-strength hot-rolled steel sheet for warm forming characterized in that it has 80% or more of yield stress YS1 at room temperature and total elongation El3 is 80% or more of total elongation El1 at room temperature and has excellent warm formability. .
(2) In (1), the high-strength hot-rolled steel sheet is, in mass%, C: 0.03-0.16%, Si: 0.1% or less, Mn: 1.3% or less, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less , Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.14-0.25%, the following formula (1)
2.00 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96 + Nb / 93 + Zr / 91 + Hf / 179) ≧ 1.05 ... (1)
(Here, C, Ti, V, Mo, W, Nb, Zr, Hf: content of each element (mass%))
And the balance of Fe and inevitable impurities, the metal structure is composed of a ferrite phase with an area ratio of 95% or more, the matrix is a single ferrite phase, and the average grain size of ferrite A high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming, characterized by having a structure having a diameter of 1 μm or more and a carbide crystal having an average particle diameter of 10 nm or less dispersed and precipitated in the ferrite crystal grains.
(3) In (2), in addition to the above composition, in terms of mass%, V: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, Zr: 0.1% or less, Hf : High strength hot-rolled steel sheet for warm forming characterized by containing one or more selected from 0.1% or less.
(4) A high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming, characterized in that, in (2) or (3), in addition to the above composition, B: 0.003% or less is further contained in mass%.
(5) In any one of (2) to (4), in addition to the above composition, in addition to mass, Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, REM: 0.2% or less A high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming, comprising one or more selected from among them.
(6) In any one of (2) to (5), in addition to the above composition, 1% selected from Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, Sn: 0.1% or less in mass% A high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming characterized by containing seeds or two or more kinds.
(7) In any one of (2) to (6), in addition to the above composition, Ni: 0.5% or less and Cr: 0.5% or less are further included by mass%, and high strength for warm forming Hot rolled steel sheet.
(8) In any one of (2) to (7), in addition to the above composition, in addition to mass%, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Containing 1.0% or less in total of one or more selected from Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, and Sr A high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming.
(9) The high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming characterized by comprising a plating layer on the surface in any one of (2) to (8).
(10) The steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, cooled, coiled into a hot rolled steel sheet, and the steel material is mass%, C: 0.03 to 0.16 %, Si: 0.1% or less, Mn: 1.3% or less, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.14 to 0.25%, (1) formula
2.00 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96 + Nb / 93 + Zr / 91 + Hf / 179) ≧ 1.05 ... (1)
(Here, C, Ti, V, Mo, W, Nb, Zr, Hf: content of each element (mass%))
And a steel material having a composition consisting of the remaining Fe and inevitable impurities,
The steel material is subjected to hot rolling that is heated to 1100-1350 ° C to perform rough rolling and finish rolling to a finish rolling finish temperature of 840 ° C or higher, and forced cooling is started within 3 seconds after the hot rolling. High strength for warm forming, characterized by cooling from the start to the end of cooling at an average cooling rate of 30 ° C / s or more and winding in a coil shape at a winding temperature in the range of 500 to 700 ° C A method for producing a hot-rolled steel sheet.
(11) In (10), in addition to the above composition, in mass%, V: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, Zr: 0.1% or less, Hf : A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming, comprising one or more selected from 0.1% or less.
(12) The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming, wherein, in (10) or (11), in addition to the above composition, B: 0.003% or less is further contained in mass%.
(13) In any one of (10) to (12), in addition to the above composition, in addition to mass, Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, REM: 0.2% or less A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming, comprising one or more selected from among them.
(14) In any one of (10) to (13), in addition to the above composition, 1% selected from Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, and Sn: 0.1% or less in mass% A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming, comprising seeds or two or more kinds.
(15) The high strength for warm forming according to any one of (10) to (14), further comprising, in addition to the above composition, Ni: 0.5% or less and Cr: 0.5% or less in mass%. A method for producing a hot-rolled steel sheet.
(16) In any one of (10) to (15), in addition to the above composition, in addition to mass, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Containing 1.0% or less in total of one or more selected from Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, and Sr A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming.
(17) Using the high-strength steel sheet for warm forming according to any one of (1) to (9) as a raw material, the raw material is heated to a heating temperature in the range of 400 to 700 ° C, and a strain of 15% or less is obtained. A method for warm-forming a high-strength member, characterized by subjecting the additional warm-forming process to a high-strength member having a predetermined shape.

本発明によれば、引張強さTS：780MPa以上で、温間成形性に優れた高強度熱延鋼板を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度熱延鋼板を使用して部材を成形加工すれば、スプリングバックの発生が抑制可能であり、また、金型への負荷も軽減できるという効果もある。また、本発明によれば、熱による材質変化が小さい組織を有する鋼板であることから、耐食性の観点から溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理を要する部材等の素材としても、適用可能となるという効果もある。 According to the present invention, a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength TS of 780 MPa or more and excellent in warm formability can be manufactured easily and inexpensively, and an industrially remarkable effect is achieved. Moreover, if the member is formed using the high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention, the occurrence of springback can be suppressed and the load on the mold can be reduced. Further, according to the present invention, since it is a steel sheet having a structure in which the material change due to heat is small, it can be applied as a material such as a member requiring hot dip galvanizing treatment or alloying hot dip galvanizing treatment from the viewpoint of corrosion resistance. There is also an effect of becoming.

本発明の温間成形用高強度熱延鋼板は、室温における降伏比が0.85以上かつ引張強さTS1が780MPa以上である鋼板を対象とする。なお、本発明において「室温」とは、(22±5)℃を意味するものとする。
本発明の温間成形用高強度熱延鋼板は、室温における降伏比が0.85以上かつ引張強さTS1が780MPa以上で、400〜700℃の温間成形温度域における降伏応力（温間降伏応力）YS2が、室温における降伏応力（降伏強さ）YS1の80％以下、全伸びEl2が、室温における全伸びEl1の1.1倍以上である引張特性を有する。このような引張特性を有する高強度熱延鋼板は、本発明者らの検討によれば、400〜700℃の温間成形温度域において変形抵抗が低下するとともに延性が上昇し、温間成形温度域での優れた加工性（温間成形性）を示し、温間成形温度域において、鋼板を複雑な形状の部材に成形することが可能となる。上記した引張特性を具備しない鋼板は、温間成形温度域において、スプリングバックの影響が顕著となり所望の形状凍結性が得られなかったり、割れが生じたりする等の不具合が生じるため、鋼板を複雑な形状の部材に成形することができない。 The high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to the present invention is intended for a steel sheet having a yield ratio at room temperature of 0.85 or more and a tensile strength TS1 of 780 MPa or more. In the present invention, “room temperature” means (22 ± 5) ° C.
The high strength hot-rolled steel sheet for warm forming of the present invention has a yield ratio (warm yield stress) in the warm forming temperature range of 400 to 700 ° C. with a yield ratio of 0.85 or more at room temperature and a tensile strength TS1 of 780 MPa or more. YS2 has a tensile property in which yield stress (yield strength) YS1 at room temperature is 80% or less and total elongation El2 is 1.1 times or more of total elongation El1 at room temperature. According to the study by the present inventors, the high-strength hot-rolled steel sheet having such tensile properties has a lower deformation resistance and a higher ductility in a warm forming temperature range of 400 to 700 ° C. Excellent workability in the region (warm formability) is exhibited, and the steel sheet can be formed into a member having a complicated shape in the warm forming temperature region. Steel sheets that do not have the tensile properties described above are complex in the steel sheet because the effect of springback becomes significant in the warm forming temperature range and the desired shape freezing property cannot be obtained or cracks occur. It cannot be formed into a member having a simple shape.

温間成形温度域における降伏応力（温間降伏応力）YS2が、室温における降伏応力YS1の80％を超えると、温間成形時の、鋼板変形抵抗が十分に低減しておらず、温間成形時の負荷荷重（プレス荷重）を大きくする必要があり、金型寿命が短寿命化するという問題となる。また、大きな負荷荷重（プレス荷重）を付与するために、加工機（プレス機）本体も必然的に大きくならざるを得ない。加工機（プレス機）本体が大きくなると、温間成形温度に加熱した鋼板を加工機まで搬送するのに長時間を要し、鋼板温度の低下を招き、所望の温度で温間成形することが難しくなる。また更に、形状凍結性も十分に改善されないため、温間成形を利用する効果を発現することができない。また、温間成形温度域における全伸びEl2が、室温における全伸びEl1の1.1倍未満では、温間成形時における加工性改善が不十分となり、温間成形時に割れ等の欠陥が生じる。 If the yield stress (warm yield stress) YS2 in the warm forming temperature range exceeds 80% of the yield stress YS1 at room temperature, the steel sheet deformation resistance during warm forming is not sufficiently reduced, and warm forming is performed. It is necessary to increase the load load (press load) at the time, resulting in a problem that the mold life is shortened. Moreover, in order to give a big load load (press load), a processing machine (press machine) main body must inevitably become large. When the processing machine (pressing machine) main body becomes large, it takes a long time to transport the steel sheet heated to the warm forming temperature to the processing machine, which causes a decrease in the steel sheet temperature and can be warm formed at a desired temperature. It becomes difficult. Furthermore, since the shape freezing property is not sufficiently improved, the effect of using warm forming cannot be exhibited. If the total elongation El2 in the warm forming temperature range is less than 1.1 times the total elongation El1 at room temperature, the workability improvement during the warm forming becomes insufficient, and defects such as cracks occur during the warm forming.

また、本発明の温間成形用高強度熱延鋼板は、温間成形温度域に加熱して15％以下の歪を付与したのち、温間成形温度域から室温まで冷却した後の降伏応力（降伏強さ）YS3が加熱前の室温における降伏応力（降伏強さ）YS1の80％以上であり、全伸びEl3が加熱前の室温における全伸びEl1の80％以上となる引張特性を有する。すなわち、温間成形用高強度熱延鋼板は、温間成形温度域で加工され、室温に冷却されたのちでも、所望の高強度と高延性を維持できる高強度熱延鋼板である。 Moreover, the high strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to the present invention is heated to a warm forming temperature range to give a strain of 15% or less, and is then subjected to a yield stress after cooling from the warm forming temperature range to room temperature ( Yield strength) YS3 is a yield stress (yield strength) YS1 at room temperature before heating of 80% or more, and the total elongation El3 has a tensile property of 80% or more of the total elongation El1 at room temperature before heating. That is, the high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming is a high-strength hot-rolled steel sheet that can maintain desired high strength and high ductility even after being processed in the warm forming temperature range and cooled to room temperature.

通常、鋼板に温間成形を施して部材を製造する場合、鋼板には相当塑性歪みで10％程度までの歪が導入される。そこで、本発明では、400℃以上700℃以下の温間成形温度域で最大15％以下の歪が導入される温間成形を想定し、温間成形温度域に加熱して15％以下の歪を与えたのち、温間成形温度から室温まで冷却した後の鋼板の降伏応力および全伸びを規定する。温間成形前後で優れた延性を維持するという観点から、歪付与は、15％以下に限定した。 Normally, when a member is manufactured by warm-forming a steel plate, a strain of up to about 10% is introduced into the steel plate as a corresponding plastic strain. Therefore, in the present invention, assuming a warm forming in which a maximum strain of 15% or less is introduced in a warm forming temperature range of 400 ° C. or higher and 700 ° C. or lower, a strain of 15% or lower is heated by heating to the warm forming temperature range. And then the yield stress and total elongation of the steel sheet after cooling from the warm forming temperature to room temperature are defined. From the standpoint of maintaining excellent ductility before and after warm forming, straining was limited to 15% or less.

温間成形温度域に加熱し温間成形し、室温まで冷却したのちの、室温における降伏応力YS3および全伸びEl3が、温間成形温度域に加熱する前の室温における降伏応力YS1および全伸びEl1の80％未満であると、温間成形後の部材の強度および全伸びが不足する。このような鋼板を使用して、温間成形によって所望形状の自動車部材とすると、自動車衝突時の衝撃吸収性能が不足し、自動車部材としての信頼性が損なわれる。 Yield stress YS3 and total elongation El1 at room temperature before heating to the warm forming temperature range, after yielding YS3 and total elongation El3 at room temperature after heating to warm forming temperature range and cooling to room temperature If it is less than 80%, the strength and total elongation of the member after warm forming are insufficient. If such a steel plate is used to form an automobile member having a desired shape by warm forming, the impact absorbing performance at the time of automobile collision is insufficient, and the reliability as an automobile member is impaired.

このようなことから、本発明では、400℃以上700℃以下の温間成形温度域に加熱して15％以下の歪を付与したのち、温間成形温度から室温まで冷却した後の降伏応力YS3および全伸びEl3を、温間成形温度域に加熱する前の室温における降伏応力YS1および全伸びEl1の80％以上に限定した。
上記したような引張特性を鋼板に付与するために、本発明では、鋼板組成を、質量％で、Ｃ：0.03〜0.16％、Si：0.1％以下、Mn：1.3％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下、Ti：0.14〜0.25％を、次（１）式
2.00≧(Ｃ/12)/(Ti/48＋Ｖ/51＋Ｗ/184＋Mo/96＋Nb/93＋Zr/91＋Hf/179)≧1.05…(1)
（ここで、Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、Zr、Hf：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成に限定した。 Therefore, in the present invention, after applying a strain of 15% or less by heating to a warm forming temperature range of 400 ° C. or more and 700 ° C. or less, the yield stress YS3 after cooling from the warm forming temperature to room temperature. And the total elongation El3 was limited to 80% or more of the yield stress YS1 and the total elongation El1 at room temperature before heating to the warm forming temperature range.
In order to impart the above-described tensile properties to the steel sheet, in the present invention, the steel sheet composition is, in mass%, C: 0.03-0.16%, Si: 0.1% or less, Mn: 1.3% or less, P: 0.03% or less. , S: 0.005% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.14-0.25%, the following formula (1)
2.00 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96 + Nb / 93 + Zr / 91 + Hf / 179) ≧ 1.05 ... (1)
(Here, C, Ti, V, Mo, W, Nb, Zr, Hf: content of each element (mass%))
The content is limited to a composition composed of the remaining Fe and inevitable impurities.

上記した成分が、基本の成分であるが、この基本の成分に加えて、選択元素として、Ｖ：0.5％以下、Mo：0.5％以下、Ｗ：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｂ：0.003％以下、および／または、Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下、REM：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Sn：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Srのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で1.0％以下、を含有してもよい。 The above-described components are basic components. In addition to the basic components, V: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, Zr: One or more selected from 0.1% or less, Hf: 0.1% or less, and / or B: 0.003% or less, and / or Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 1 or more selected from 0.2% or less, REM: 0.2% or less, and / or 1 selected from Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, Sn: 0.1% or less Species or two or more, and / or one or two selected from Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, and / or Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb 1 or 2 selected from Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, Sr Contains 1.0% or less total of more than seeds May be.

つぎに、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないが義理質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.03〜0.16％
Ｃは、Ti、或いは更にＶ、Mo、Ｗ、Nb、Zr、Hfと結合して炭化物を形成し、マトリックス中に微細分散して、鋼板を高強度化する、本発明では重要な元素である。引張強さTS：780MPa以上の高強度を達成するためには、Ｃは、少なくとも0.03％以上含有する必要がある。一方、0.16％を超えて多量に含有すると、延性、靱性が著しく低下し、良好な衝撃吸収能（例えば引張強さTS×全伸びElで表される）を確保できなくなる。このため、Ｃは0.03〜0.16％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.04〜0.14％である。 Next, the reasons for limiting the composition of the steel sheet of the present invention will be described. Hereinafter, although not specifically stated, the in-law mass% is simply indicated by%.
C: 0.03-0.16%
C is an important element in the present invention that combines with Ti or further V, Mo, W, Nb, Zr, and Hf to form carbides and finely disperses in the matrix to increase the strength of the steel sheet. . In order to achieve high strength of tensile strength TS: 780 MPa or more, C needs to be contained at least 0.03% or more. On the other hand, when it contains more than 0.16%, ductility and toughness are remarkably lowered, and it is impossible to secure a good impact absorption capacity (for example, expressed by tensile strength TS × total elongation El). For this reason, C was limited to the range of 0.03-0.16%. In addition, Preferably it is 0.04-0.14%.

Si：0.1％以下
Siは、固溶強化元素である。固溶強化は、高温域での強度低下を抑制るため、温間成形温度域での加工性（温間成形性）向上を阻害する。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.1％までは許容できる。このようなことから、Siは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.06％以下である。なお、Siは不純物レベルまで低減してもよい。 Si: 0.1% or less
Si is a solid solution strengthening element. Since solid solution strengthening suppresses strength reduction in a high temperature region, it inhibits improvement in workability (warm formability) in a warm molding temperature region. For this reason, although it is preferable to reduce as much as possible in this invention, 0.1% is accept | permitted. For these reasons, Si is limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.06% or less. Si may be reduced to the impurity level.

Mn：1.3％以下
Mnは、Siと同様、固溶強化元素であり、高温域での強度低下を抑制して、温間成形温度域での加工性（温間成形性）向上を阻害する。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、1.3％までは許容できる。このようなことから、Mnは1.3％以下に限定した。なお、好ましくは1.1％以下である。また、Mn含有量が極端に少なくなると、オーステナイト（γ）→フェライト（α）変態点が過度に上昇して、炭化物が粗大化することが懸念されるため、Mnは0.5％以上とすることがより好ましい。 Mn: 1.3% or less
Mn, like Si, is a solid solution strengthening element that suppresses strength reduction in the high temperature range and inhibits workability (warm formability) improvement in the warm molding temperature range. For this reason, it is preferable to reduce as much as possible in the present invention, but up to 1.3% is acceptable. For these reasons, Mn is limited to 1.3% or less. In addition, Preferably it is 1.1% or less. Also, if the Mn content is extremely reduced, the austenite (γ) → ferrite (α) transformation point is excessively increased, and there is a concern that the carbides become coarse, so Mn may be 0.5% or more. More preferred.

Ｐ：0.03％以下
Ｐは、固溶強化能が非常に高く、高温域での強度低下を抑制し、温間成形温度域での加工性向上を阻害する元素である。さらに、Ｐは，粒界に偏析するため、温間成形時ならびに温間成形後の延性を低下させる。このようなことから、Ｐは極力低減することが好ましいが、0.03％までは許容できる。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.02％以下である。 P: 0.03% or less P is an element that has a very high solid solution strengthening ability, suppresses a decrease in strength in a high temperature range, and hinders workability improvement in a warm forming temperature range. Furthermore, since P segregates at the grain boundaries, it lowers the ductility during and after warm forming. For these reasons, it is preferable to reduce P as much as possible, but it is acceptable up to 0.03%. For this reason, P was limited to 0.03% or less. In addition, Preferably it is 0.02% or less.

Ｓ：0.005％以下
Ｓは、鋼中では介在物として存在する元素であり、Tiと結合して強度を低下させたり、Mnと結合して硫化物を形成し、常温や温間での鋼板の延性を低下させる。このため、Ｓは極力低減することが好ましいが、0.005％までは許容できる。このため、Ｓは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。 S: 0.005% or less S is an element that exists as an inclusion in steel, and combines with Ti to reduce strength, or combines with Mn to form sulfides. Reduce ductility. For this reason, S is preferably reduced as much as possible, but is acceptable up to 0.005%. For this reason, S was limited to 0.005% or less. In addition, Preferably it is 0.004% or less.

Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.02％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し、温間での延性低下が著しくなる。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.07％以下である。 Al: 0.1% or less
Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.02% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, oxide inclusions increase, and the ductility drop during warming becomes remarkable. For this reason, Al was limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.07% or less.

Ｎ：0.01％以下
Ｎは、製鋼の段階でTiやNb等と結合し、粗大な窒化物を形成するため、多量の含有は、鋼板強度が著しく低下させる。このようなことから、Ｎは極力低減することが好ましいが、0.01％までは許容でき、Ｎは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.007％以下である。 N: 0.01% or less N is combined with Ti, Nb, and the like in the steelmaking stage to form coarse nitrides. Therefore, if a large amount is contained, the strength of the steel sheet is significantly reduced. For these reasons, it is preferable to reduce N as much as possible, but it is acceptable up to 0.01%, and N is limited to 0.01% or less. In addition, Preferably it is 0.007% or less.

Ti：0.14〜0.25％
Tiは、Ｃと結合して炭化物を形成し、鋼板の強化に寄与する元素である。室温での引張強さ780MPa以上を確保するためには、0.14％以上の含有を必要とする。一方、0.25％を超える含有は、鋼素材の加熱に際し、粗大なTiCが残存して、ミクロボイドを生成する。このため、Tiは0.25％以下に限定した。なお、好ましくは0.22％以下である。また、より好ましくは0.15％以上である。
2.00≧(Ｃ/12)/(Ti/48＋Ｖ/51＋Ｗ/184＋Mo/96＋Nb/93＋Zr/91＋Hf/179)≧1.05…(1)
（ここで、Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、Zr、Hf：各元素の含有量（質量％））
なお、（１）式に記載された元素が含有されない場合には、（１）式の中央値における当該元素の含有量を零として、（１）式の適否を計算するものとする。 Ti: 0.14-0.25%
Ti is an element that combines with C to form carbides and contributes to strengthening of the steel sheet. In order to secure a tensile strength of 780 MPa or more at room temperature, a content of 0.14% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.25%, coarse TiC remains when the steel material is heated, and microvoids are generated. For this reason, Ti was limited to 0.25% or less. In addition, Preferably it is 0.22% or less. Further, it is more preferably 0.15% or more.
2.00 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96 + Nb / 93 + Zr / 91 + Hf / 179) ≧ 1.05 ... (1)
(Here, C, Ti, V, Mo, W, Nb, Zr, Hf: content of each element (mass%))
In addition, when the element described in the formula (1) is not contained, the suitability of the formula (1) is calculated by setting the content of the element in the median of the formula (1) to zero.

（１）式は、炭化物による析出強化を発現させ、温間成形後に所望の高強度を確保するために、必須の要件である。Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、Zr、Hfの含有量が（１）式を満足して初めて、所望量の炭化物を析出させることができ、所望の高強度を確保することができる。（１）式の中央値が、1.05未満では、粒界強度の低下や加熱に対して炭化物熱安定性が不安定となり、炭化物が粗大化しやすくなるといった不具合が生じるため、所望の高強度化が達成できなくなる。一方、（１）式の中央値が2.00を超えると、セメンタイトが過度に析出し、温間成形中にミクロボイド生成の原因となり、温間成形中の割れの原因となる。このようなことから、（１）式を満足するように調整して各元素を含有することとした。なお、好ましくは、（１）式中の中央値は1.85以下1.05以上である。 The formula (1) is an essential requirement in order to develop precipitation strengthening due to carbides and ensure a desired high strength after warm forming. Only when the contents of C, Ti, V, Mo, W, Nb, Zr, and Hf satisfy the formula (1), a desired amount of carbide can be precipitated, and a desired high strength can be secured. . If the median of the formula (1) is less than 1.05, the carbide thermal stability becomes unstable with respect to the decrease in grain boundary strength or heating, and the problem that the carbide tends to become coarse occurs. Can't be achieved. On the other hand, when the median value of the formula (1) exceeds 2.00, cementite is excessively precipitated, causing microvoid formation during warm forming and causing cracking during warm forming. For this reason, the elements were adjusted so as to satisfy the formula (1). In addition, Preferably, the median value in (1) Formula is 1.85 or less and 1.05 or more.

Ｖ：0.5％以下、Mo：0.5％以下、Ｗ：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Zr：0.1％以下、Hf：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、ZrおよびHfは、Tiと同様、炭化物を形成して鋼板の強化に寄与する元素である。そのため、鋼板の更なる高強度化が要求される場合において、Tiに加えて、Ｖ、Mo、Ｗ、Nb、ZrおよびHfのうちから選択して、１種または２種以上含有することができる。 V: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, Zr: 0.1% or less, Hf: 0.1% or less , W, Nb, Zr and Hf are elements that contribute to the strengthening of the steel sheet by forming carbides like Ti. Therefore, when further strengthening of the steel sheet is required, it can be selected from V, Mo, W, Nb, Zr and Hf in addition to Ti, and can be contained in one or more kinds. .

このような効果を得るためには、Ｖは0.01％以上、Moは0.01％以上、Ｗは0.01％以上、Nbは0.01％以上、Zrは0.01％以上、Hfは0.01％以上、含有することが好ましい。Ｖが0.5％を超えると、炭化物が粗大化しやすくなり、温間成形温度域で炭化物が粗大化するため、室温まで冷却した後の炭化物の平均粒子径を10nm以下に調整することが困難となる。そのため、Ｖは0.5％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.2％以下である。 In order to obtain such an effect, V is 0.01% or more, Mo is 0.01% or more, W is 0.01% or more, Nb is 0.01% or more, Zr is 0.01% or more, and Hf is 0.01% or more. preferable. When V exceeds 0.5%, the carbide is likely to be coarsened, and the carbide is coarsened in the warm forming temperature range, so that it is difficult to adjust the average particle size of the carbide after cooling to room temperature to 10 nm or less. . Therefore, V is preferably 0.5% or less. In addition, More preferably, it is 0.2% or less.

また、MoおよびＷが、0.5％、1.0％をそれぞれ超えると、γ→α変態が極度に遅延する。このため、鋼板組織にベイナイト相やマルテンサイト相が混在し、実質的にフェライト相単相を得ることが困難となる。このようなことから、MoおよびＷはそれぞれ0.5％以下，1.0％以下に限定することが好ましい。
また、Nb、ZrおよびHfは、それぞれ0.1％を超えて含有すると、スラブ再加熱時に、粗大な炭化物が溶解しきれず残存する。このため、温間成形中にミクロボイドが生成しやすくなる。このようなことから、Nb、ZrおよびHfはそれぞれ0.1％以下に限定することが好ましい。 When Mo and W exceed 0.5% and 1.0%, respectively, the γ → α transformation is extremely delayed. For this reason, a bainite phase and a martensite phase are mixed in the steel sheet structure, and it becomes difficult to obtain a single ferrite phase substantially. For this reason, Mo and W are preferably limited to 0.5% or less and 1.0% or less, respectively.
If Nb, Zr, and Hf are each contained in an amount exceeding 0.1%, coarse carbides cannot be completely dissolved during slab reheating. For this reason, it becomes easy to produce a micro void during warm forming. For this reason, Nb, Zr and Hf are each preferably limited to 0.1% or less.

Ｂ：0.003％以下
Ｂは、γ→α変態の核生成を阻害して、変態点を低下させる作用を有し、炭化物の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るには、0.0002％以上の含有することが望ましい。一方、0.003％を超えて含有しても、効果が飽和し経済的に不利となる。そのため、Ｂは0.003％以下に限定することが好ましい。より好ましくは0.002%以下である。 B: 0.003% or less B is an element that has the effect of inhibiting the nucleation of the γ → α transformation and lowering the transformation point, contributing to the refinement of carbides, and can be selected and contained as necessary. . In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.0002% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.003%, the effect is saturated and economically disadvantageous. Therefore, B is preferably limited to 0.003% or less. More preferably, it is 0.002% or less.

Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下、REM：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Mg、Ca、Ｙ、REMはいずれも、介在物を微細化する作用を有し、温間成形中での介在物と母材近傍での応力集中を抑制して、延性を向上させる効果を有し、必要に応じて選択して含有できる。なお、REMは、Rare Earth Metalの略でランタノイド系の元素を指す。 One or more selected from Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, REM: 0.2% or less
Mg, Ca, Y, and REM all have the effect of refining inclusions, suppressing the stress concentration in the vicinity of the inclusions and the base metal during warm forming, and improving ductility. And can be selected and contained as required. REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to a lanthanoid element.

Mgは0.2％、Caは0.2％、Yは0.2％、REMは0.2％を超える含有は、鋳造性を低下させ、熱間での延性を低下させるとともに、鋼板の延性を低下させる悪影響が顕在化する。このため、含有する場合には、Mg：0.2％以下、Ca：0.2％以下、Ｙ：0.2％以下、REM：0.2％以下に限定することが好ましい、なお、より好ましくは、Mgは0.001〜0.1％、Caは0.001〜0.1％、Ｙは0.001〜0.1％、REMは0.001〜0.1％で、好ましくは、これら元素の合計量が0.2％以下となるように調整することが望ましく、より好ましくは0.1%以下である。 Inclusion of Mg over 0.2%, Ca over 0.2%, Y over 0.2%, and REM over 0.2% reduces the castability, reduces hot ductility and adversely affects steel sheet ductility. To do. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, REM: 0.2% or less, More preferably, Mg is 0.001-0.1. %, Ca is 0.001 to 0.1%, Y is 0.001 to 0.1%, and REM is 0.001 to 0.1%. It is desirable to adjust the total amount of these elements to 0.2% or less, and more preferably 0.1 to 0.1%. % Or less.

Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Sn：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Sb、Cu、Snは、鋼板表面付近に濃化し、温間成形中の鋼板表面の窒化による鋼板の軟化を抑制する効果があり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。なお、Cuは耐食性をも向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Sb、Cu、Snはそれぞれ0.005％以上含有することが望ましい。一方、Sbは0.1％、Cuは0.5％、Snは0.1％をそれぞれ超える、過度の含有は、鋼板の表面性状を悪化する。このため、Sb：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Sn：0.1％以下にそれぞれ限定することが好ましい。 One or more selected from Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, Sn: 0.1% or less
Sb, Cu, Sn is concentrated in the vicinity of the steel sheet surface, and has the effect of suppressing the softening of the steel sheet due to nitriding of the steel sheet surface during warm forming, and can be selected as necessary to contain one or more kinds. . Cu has the effect of improving the corrosion resistance. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.005% or more of Sb, Cu, and Sn, respectively. On the other hand, Sb exceeds 0.1%, Cu exceeds 0.5%, and Sn exceeds 0.1%. Excessive content deteriorates the surface properties of the steel sheet. For this reason, it is preferable to limit to Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, and Sn: 0.1% or less, respectively.

Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ni、Cr はいずれも、高強度化に寄与する元素であり必要に応じて選択して含有できる。
Niは、オーステナイト安定化元素であり、高温でのフェライトの生成を抑制し、鋼板の高強度化に寄与する。また、Crは、焼入性向上元素であり、Niと同様高温でのフェライトの生成を抑制し、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るには、Ni、Crはそれぞれ0.01％以上含有することが望ましい。一方、Ni：0.5％、Cr：0.5％を超える、過度の含有は、マルテンサイト相やベイナイト相等の低温変態相の発生を誘起する。マルテンサイト相やベイナイト相といった低温変態相は加熱中に回復が生じるため、温間成形後に強度が低下する。このため、Ni、Crはそれぞれ0.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以下である。 One or two selected from Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less
Both Ni and Cr are elements contributing to high strength and can be selected and contained as necessary.
Ni is an austenite stabilizing element, suppresses the formation of ferrite at high temperatures, and contributes to increasing the strength of the steel sheet. Cr is a hardenability-enhancing element and, like Ni, suppresses the formation of ferrite at a high temperature and contributes to increasing the strength of the steel sheet. In order to obtain such an effect, it is desirable that Ni and Cr are each contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, excessive content exceeding Ni: 0.5% and Cr: 0.5% induces generation of low-temperature transformation phases such as martensite phase and bainite phase. Since the low temperature transformation phase such as martensite phase and bainite phase recovers during heating, the strength decreases after warm forming. For this reason, Ni and Cr are preferably limited to 0.5% or less, respectively. In addition, More preferably, it is 0.3% or less.

Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Srのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で1.0％以下
これら元素は、合計で1.0％以下であれば、素材強度や温間成形性に影響をおよぼさない範囲で、許容できる。 Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir, Ru, Os, Tc, Re, Ta, A total of 1.0% or less of one or more selected from Be and Sr. If these elements are 1.0% or less in total, the material strength and warm formability are not affected. ,acceptable.

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
さらに、上記したような引張特性を鋼板に付与するために、本発明では、上記した組成に加えて、鋼板の金属組織を、マトリックスがフェライト相単相で、かつフェライトの平均結晶粒径が１μm以上で、該フェライト結晶粒中に、平均粒子径が10nm以下の炭化物を分散析出させた組織に限定する。 The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
Furthermore, in order to impart the above-described tensile properties to the steel sheet, in the present invention, in addition to the above-described composition, the metal structure of the steel sheet has a matrix having a single phase of ferrite phase and an average crystal grain size of ferrite of 1 μm. The above is limited to a structure in which carbides having an average particle size of 10 nm or less are dispersed and precipitated in the ferrite crystal grains.

金属組織：フェライト面積率９５％以上
本発明では、鋼板の金属組織は、フェライト単相とする。ここでいう「フェライト単相」は、フェライト相100％の場合に加えて、面積率で95％以上、好ましくは95％超の、実質的に単相である場合まで含むものとする。
金属組織をフェライト単相にすることにより、優れた延性を保持でき、さらに熱による材質変化を抑制できる。硬質相であるベイナイト相やマルテンサイト相が混在すると、加熱により硬質相内に導入される転位が回復し軟化するため、温間成形後に鋼板強度を維持できなくなる。このため、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相を含まない方がよいが、このような硬質相、さらには残留オーステナイト相は、組織全体に対する面積率で5％未満であれば、許容できる。 Metal structure: Ferrite area ratio 95% or more In the present invention, the metal structure of the steel sheet is a ferrite single phase. The term “ferrite single phase” as used herein includes not only the ferrite phase of 100% but also the case of a substantially single phase with an area ratio of 95% or more, preferably more than 95%.
By making the metal structure a ferrite single phase, excellent ductility can be maintained, and further, material change due to heat can be suppressed. When a bainite phase or a martensite phase, which are hard phases, is mixed, dislocations introduced into the hard phase are recovered and softened by heating, so that the steel sheet strength cannot be maintained after warm forming. For this reason, it is better not to contain a pearlite, bainite phase, or martensite phase, but such a hard phase and further a retained austenite phase are acceptable if the area ratio relative to the whole structure is less than 5%.

金属組織が実質的にフェライト相単相であれば、本発明の組成範囲の場合には、400℃以上700℃以下の温度域（温間成形温度域）に加熱されても、鋼板の金属組織は実質的にフェライト相単相のままに維持される。
上記した組成の組織を有する鋼板では、加熱されることに伴い、延性が増加し、温間成形温度域における全伸びEl2を室温における全伸びEl1の1.1倍以上を確保できる。
また、上記した組成を有する鋼板では、温間成形温度域において成形加工を施すと、転位の回復を伴いながら成形加工されるため、温間成形中の延性低下は殆ど生じない。そして、温間成形後に室温まで冷却しても組織変化が生じないことから、鋼板の金属組織は実質的にフェライト単相のままに維持され、優れた延性を示すことになる。温間成形時および温間成形後の鋼板がマルテンサイト相、ベイナイト相等の硬質相を含むと、所望の延性（全伸び）を得ることが困難となる。 If the metal structure is substantially a single phase of the ferrite phase, in the case of the composition range of the present invention, the metal structure of the steel sheet is heated even in a temperature range of 400 ° C. to 700 ° C. (warm forming temperature range). Is substantially maintained as a single ferrite phase.
In the steel sheet having the structure having the above composition, the ductility increases with heating, and the total elongation El2 in the warm forming temperature range can be secured 1.1 times or more the total elongation El1 at room temperature.
In addition, when a steel sheet having the above composition is formed in the warm forming temperature range, the steel sheet is formed with recovery of dislocation, so that there is almost no decrease in ductility during warm forming. And even if it cools to room temperature after warm forming, a structure change does not arise, Therefore The metal structure of a steel plate is maintained with the ferrite single phase substantially, and shows the excellent ductility. When the steel sheet during warm forming and after warm forming contains a hard phase such as a martensite phase or a bainite phase, it becomes difficult to obtain desired ductility (total elongation).

また、鋼板の金属組織を実質的にフェライト相単相とすれば、温間成形温度域に加熱して15％以下の歪を付与する温間成形加工を施し、室温まで冷却した後の鋼板の全伸びEl3を、温間成形前の室温における全伸びEl1の80％以上を確保することができる。また、フェライト相を400℃以上に加熱すると、温度上昇に伴い転位の運動が活発となり変形抵抗が低下し、鋼板の降伏応力が低下する。そのため、400℃以上700℃以下の加熱温度域における鋼板の降伏応力YS2は、室温における鋼板の降伏応力YS1の80％以下とすることができる。 In addition, if the metallographic structure of the steel sheet is substantially a single phase of ferrite phase, the steel sheet is heated to the warm forming temperature range to give a strain of 15% or less and is cooled to room temperature. The total elongation El3 can ensure 80% or more of the total elongation El1 at room temperature before warm forming. Further, when the ferrite phase is heated to 400 ° C. or higher, the dislocation motion becomes active as the temperature rises, the deformation resistance decreases, and the yield stress of the steel sheet decreases. Therefore, the yield stress YS2 of the steel plate in the heating temperature range of 400 ° C. or more and 700 ° C. or less can be 80% or less of the yield stress YS1 of the steel plate at room temperature.

フェライトの平均結晶粒径：１μm以上
フェライトの平均結晶粒径が1μm未満であると、温間成形時に結晶粒が成長し易くなり、温間成形後の鋼板の材質が、温間成形前と大きく相違したものとなり、材質安定性が低下する。しかも、フェライトの平均結晶粒径が15μmを超えて過剰に大きくなると、細粒化強化量の低下により、所望の鋼板強度を確保することが難しくなる。このため、フェライトの平均結晶粒径は15μm以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは1〜12μmの範囲である。 Average grain size of ferrite: 1 μm or more If the average grain size of ferrite is less than 1 μm, crystal grains grow easily during warm forming, and the steel sheet material after warm forming is larger than before warm forming. It becomes different, and material stability decreases. In addition, if the average crystal grain size of ferrite exceeds 20 μm and becomes excessively large, it becomes difficult to ensure the desired steel sheet strength due to a decrease in the fine grain strengthening amount. For this reason, the average crystal grain size of ferrite is preferably 15 μm or less. In addition, More preferably, it is the range of 1-12 micrometers.

なお、フェライトの平均結晶粒径が１μｍ以上となる組織を得るためには、フェライトの核生成サイト数が過剰になるのを防止することが有効である。核生成サイト数は、圧延中に鋼板内に蓄積される歪エネルギーと密接な関係があり、フェライト粒の微細化を防止するには、過剰な歪エネルギーの蓄積を防ぐ必要がある。このためには、仕上圧延終了温度を840℃以上に調整する。 In order to obtain a structure in which the average crystal grain size of ferrite is 1 μm or more, it is effective to prevent the number of ferrite nucleation sites from becoming excessive. The number of nucleation sites is closely related to the strain energy accumulated in the steel sheet during rolling, and it is necessary to prevent the accumulation of excessive strain energy in order to prevent the refinement of ferrite grains. For this purpose, the finish rolling finish temperature is adjusted to 840 ° C. or higher.

フェライト結晶粒中の炭化物の平均粒子径：10nm以下
しかし、実質的にフェライト相のみの組織では、所望の鋼板特性（降伏比：0.85以上、引張強さ：780MPa以上）を確保することは困難である。そこで、本発明では、フェライト結晶粒中に、平均粒子径が10nm以下の微細な炭化物を析出させて、鋼板の高強度化を図る。ここで、炭化物の平均粒子径が10nmを超えると、鋼板に所望の鋼板特性を得ることができない。なお、好ましくは7nm以下である。 Average particle diameter of carbides in ferrite crystal grains: 10 nm or less However, it is difficult to ensure the desired steel sheet properties (yield ratio: 0.85 or more, tensile strength: 780 MPa or more) in a structure that is essentially composed of only the ferrite phase. is there. Therefore, in the present invention, fine carbides having an average particle diameter of 10 nm or less are precipitated in the ferrite crystal grains to increase the strength of the steel sheet. Here, when the average particle diameter of the carbide exceeds 10 nm, desired steel plate characteristics cannot be obtained on the steel plate. In addition, Preferably it is 7 nm or less.

微細な炭化物としては、Ti炭化物、或いは更にＶ炭化物、Mo炭化物、Ｗ炭化物、Hf炭化物、Zr炭化物、Nb炭化物が挙げられる。これらの炭化物は、加熱温度が700℃以下であれば粗大化することはなく、平均粒子径は10nm以下に維持される。したがって、鋼板を400℃以上700℃以下の温間成形温度域に加熱し温間成形を施しても、炭化物の粗大化が抑制されるため、温間成形後に室温まで冷却したのちの鋼板強度の大幅な低下が抑制される。したがって、実質的にフェライト単相のマトリックス中に平均粒子径10nm以下の上記した炭化物を含む組織とすれば、400℃以上700℃以下の温間成形温度域に加熱して、最大15％の歪を付与する温間成形を施して、室温まで冷却した後の鋼板の降伏応力YS3を、温間成形前の室温における降伏応力YS1の80％以上とすることができる。 Examples of the fine carbide include Ti carbide, and further V carbide, Mo carbide, W carbide, Hf carbide, Zr carbide, and Nb carbide. These carbides are not coarsened when the heating temperature is 700 ° C. or less, and the average particle diameter is maintained at 10 nm or less. Therefore, even if the steel sheet is heated to a warm forming temperature range of 400 ° C or higher and 700 ° C or lower and subjected to warm forming, the coarsening of carbides is suppressed, so the strength of the steel sheet after cooling to room temperature after warm forming is reduced. A significant decrease is suppressed. Therefore, if the structure includes the above-mentioned carbide having an average particle diameter of 10 nm or less in a matrix of a single ferrite phase, the structure is heated to a warm forming temperature range of 400 ° C. or more and 700 ° C. or less, and a strain of 15% at maximum. The yield stress YS3 of the steel sheet after being subjected to warm forming that has been cooled to room temperature can be 80% or more of the yield stress YS1 at room temperature before warm forming.

本発明鋼板では、700℃までの加熱温度であれば、加熱処理およびその後の冷却が材質に影響を及ぼすことはない。したがって、本発明鋼板は、温間成形後の鋼板を急冷する急冷装置が付帯した温間成形設備で加工することも可能である。なお、本発明高強度熱延鋼板は、急冷装置を付設しない温間成形設備においても加工可能であることはいうまでもない。 In the steel sheet of the present invention, if the heating temperature is up to 700 ° C., the heat treatment and subsequent cooling do not affect the material. Therefore, the steel sheet of the present invention can be processed by a warm forming facility attached with a rapid cooling device for rapidly cooling the steel sheet after warm forming. Needless to say, the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention can be processed even in a warm forming facility without a quenching device.

このようなことから、本発明鋼板に、溶融亜鉛めっき処理等の加熱が伴うめっき処理を施しても、材質の変化は少ない。そのため、本発明鋼板にめっき処理を施し、その表面にめっき層、例えば電気めっき層、無電解めっき層、溶融めっき層等を具えることも可能である。また、めっき層の合金成分は特に限定されず、亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき等が適用可能である。なお、めっき層は、Znもしくは、Znに、0.1〜0.2mass ％Alまたは10〜20mass ％Niを含む組成とすることが好ましい。 For this reason, even if the steel sheet of the present invention is subjected to a plating process involving heating such as a hot dip galvanizing process, the change in material is small. Therefore, the steel sheet of the present invention can be plated, and the surface thereof can be provided with a plating layer such as an electroplating layer, an electroless plating layer, a hot dipping layer, or the like. Moreover, the alloy component of a plating layer is not specifically limited, Zinc plating, alloying zinc plating, etc. are applicable. The plated layer preferably has a composition containing 0.1 to 0.2 mass% Al or 10 to 20 mass% Ni in Zn or Zn.

次に、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明鋼板は、鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、圧延後、コイル状に巻取り、熱延鋼板とする。
鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、あるいはさらに真空脱ガス炉にて二次精錬を行ったのち、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材に鋳造することが好ましい。なお、生産性や品質上の観点から、連続鋳造法で行うことが好ましい。 Next, the preferable manufacturing method of this invention steel plate is demonstrated.
The steel sheet of the present invention is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling on a steel material, and after rolling, is coiled into a hot rolled steel sheet.
The method for producing the steel material is not particularly limited, but the molten steel having the above-described composition is melted by a known melting method such as a converter or an electric furnace, or further secondary in a vacuum degassing furnace. After refining, it is preferable to cast a steel material such as a slab by a known casting method such as a continuous casting method. In view of productivity and quality, the continuous casting method is preferable.

得られた鋼素材に、加熱して、熱間圧延を施す。
鋼素材の加熱温度：1100〜1350℃
本発明では、鋼素材を実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。加熱温度が1100℃未満では、粗大な炭化物が溶解しないため、最終的に得られる鋼板中に分散析出する微細な炭化物量が減少し、所望の高強度を確保することができない。一方、加熱温度が1350℃を超えて高温となると、酸化が著しくなり、熱間圧延時に酸化スケールを噛み込み、鋼板表面性状を悪化させ、温間成形性を低下させる。このため、鋼素材の加熱温度は1100〜1350℃の範囲の温度に限定することが好ましい。なお、より好ましくは1150〜1300℃である。また、鋼素材が、1100℃以上の温度を保持している場合には、加熱することなく、直送圧延してもよい。あるいは短時間の保持で、熱間圧延を施してもよい。 The obtained steel material is heated and hot-rolled.
Heating temperature of steel material: 1100-1350 ° C
In the present invention, it is necessary to make the steel material a substantially homogeneous austenite phase and dissolve coarse carbides. When the heating temperature is less than 1100 ° C., coarse carbides do not dissolve, so the amount of fine carbides dispersed and precipitated in the finally obtained steel sheet decreases, and the desired high strength cannot be ensured. On the other hand, when the heating temperature is higher than 1350 ° C., the oxidation becomes remarkable, the oxide scale is caught during hot rolling, the steel sheet surface properties are deteriorated, and the warm formability is lowered. For this reason, it is preferable to limit the heating temperature of a steel raw material to the temperature of the range of 1100-1350 degreeC. The temperature is more preferably 1150 to 1300 ° C. Further, when the steel material is maintained at a temperature of 1100 ° C. or higher, direct rolling may be performed without heating. Alternatively, hot rolling may be performed with a short holding time.

加熱された鋼素材は、ついで粗圧延を施される。粗圧延は、所定寸法形状のシートバーとすることができればよく、その条件をとくに限定する必要はない。得られたシートバーは、ついで仕上圧延を施される。
仕上圧延終了温度：840℃以上
仕上圧延終了温度とは、仕上圧延が完了したときの鋼板表面温度をいう。仕上圧延終了温度が840℃未満では、フェライト粒が伸展された組織となるうえ、個々のフェライト粒径が大きく異なる混粒組織となり、鋼板強度が著しく低下する。また、仕上圧延終了温度が840℃未満では、圧延中に鋼板内に蓄積される歪エネルギーが過剰となり、フェライトの平均結晶粒径が１μｍ以上となる組織が得られなくなる。このため、仕上圧延終了温度は840℃以上に限定した。なお、好ましくは860℃以上である。 The heated steel material is then subjected to rough rolling. The rough rolling only needs to be a sheet bar having a predetermined size and shape, and there is no need to specifically limit the conditions. The obtained sheet bar is then subjected to finish rolling.
Finish rolling end temperature: 840 ° C. or higher The finish rolling end temperature is the surface temperature of the steel sheet when finish rolling is completed. When the finish rolling finish temperature is less than 840 ° C., a structure in which ferrite grains are extended is formed, and a mixed grain structure in which individual ferrite particle diameters are greatly different is formed, and the steel sheet strength is remarkably lowered. If the finish rolling finish temperature is less than 840 ° C., the strain energy accumulated in the steel sheet during rolling becomes excessive, and a structure with an average crystal grain size of ferrite of 1 μm or more cannot be obtained. For this reason, the finish rolling end temperature is limited to 840 ° C. or higher. In addition, Preferably it is 860 degreeC or more.

熱間圧延終了後、強制冷却を開始する。
熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間：３ｓ以内
強制冷却は鋼板の表裏面に水を噴射あるいは噴霧して、空冷を大幅に超える冷却速度で鋼板を冷却する。通常は、仕上圧延機出側のランアウトテーブル上の上下に設けられた複数の水冷装置により行う。強制冷却を停止した後は、空冷されて徐々に温度が低下しながらコイルに巻き取られる。 After completion of hot rolling, forced cooling is started.
Time from the end of hot rolling to the start of forced cooling: within 3 s Forced cooling involves spraying or spraying water on the front and back surfaces of the steel sheet to cool the steel sheet at a cooling rate that greatly exceeds air cooling. Usually, it is performed by a plurality of water cooling devices provided above and below the run-out table on the exit side of the finishing mill. After stopping forced cooling, it is air-cooled and wound around the coil while gradually decreasing in temperature.

仕上圧延直後の鋼板のオーステナイト相には、大きな歪エネルギーが蓄積されており、炭化物の歪誘起析出が生じやすい。この場合、炭化物は、高温で析出することから、粗大化し易く、多量に析出すると、最終的に、鋼板中に微細な炭化物を析出させることが困難となる。強制冷却開始までの時間が３ｓを超えると、炭化物の歪誘起析出が多量に発生し、所望の微細な炭化物の析出を確保できなくなる。このため、本発明では、熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間を３ｓ以内に限定した。なお、好ましくは２ｓ以内である。 A large strain energy is accumulated in the austenite phase of the steel sheet immediately after finish rolling, and strain-induced precipitation of carbide tends to occur. In this case, since the carbide is precipitated at a high temperature, it is easy to coarsen, and when a large amount is precipitated, it is finally difficult to precipitate fine carbide in the steel sheet. If the time until the start of forced cooling exceeds 3 s, a large amount of strain-induced precipitation of carbides occurs, and it becomes impossible to ensure precipitation of desired fine carbides. For this reason, in the present invention, the time from the end of hot rolling to the start of forced cooling is limited to within 3 s. In addition, Preferably it is within 2 s.

熱間圧延終了後の強制冷却は、冷却開始から冷却停止までを平均冷却速度：30℃/s以上で、行う。
平均冷却速度：30℃/s以上
冷却速度が30℃/s未満では、高温に維持される時間が長く、歪誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。このため、本発明では、仕上圧延後の強制冷却を、平均冷却速度：30℃/s以上で、巻取り温度まで急冷することに限定した。なお、好ましくは、50℃/s以上である。なお、冷却停止温度は、冷却停止から巻取りまで間の鋼板の温度低下を考慮して、巻取り温度が狙いの温度範囲となるように設定する。冷却停止後、鋼板は空冷により温度低下するだけであり、通常は巻取り温度＋5〜10℃程度に冷却停止温度を設定する。 The forced cooling after the hot rolling is completed from the start of cooling to the stop of cooling at an average cooling rate of 30 ° C./s or more.
Average cooling rate: 30 ° C./s or more When the cooling rate is less than 30 ° C./s, the time during which the temperature is maintained is long, and the coarsening of the carbide due to strain-induced precipitation is likely to proceed. For this reason, in the present invention, forced cooling after finish rolling is limited to rapid cooling to the coiling temperature at an average cooling rate of 30 ° C./s or more. In addition, Preferably, it is 50 degrees C / s or more. The cooling stop temperature is set so that the winding temperature falls within the target temperature range in consideration of the temperature drop of the steel sheet from the cooling stop to the winding. After the cooling is stopped, the temperature of the steel sheet is merely lowered by air cooling, and the cooling stop temperature is usually set to about the coiling temperature +5 to 10 ° C.

巻取温度：500〜700℃
巻取温度が500℃未満では、鋼板中に析出する炭化物が不足し、所望の鋼板強度を確保できなくなる。一方、700℃を超えると、析出した炭化物が粗大化するため。所望の鋼板強度を確保できなくなる。このため、巻取温度は500〜700℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは550〜680℃である。 Winding temperature: 500 ~ 700 ℃
When the coiling temperature is less than 500 ° C., the carbide precipitated in the steel sheet is insufficient, and the desired steel sheet strength cannot be ensured. On the other hand, when the temperature exceeds 700 ° C., the precipitated carbide becomes coarse. The desired steel plate strength cannot be ensured. For this reason, the coiling temperature was limited to a temperature in the range of 500 to 700 ° C. In addition, Preferably it is 550-680 degreeC.

なお、鋼板表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗してスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が変わることはない。
また、得られた熱延鋼板に、公知の方法でめっき処理を施し、表面にめっき層を形成することができる。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気めっき層等とすることが好ましい。 In addition, even if it is in the state which the scale adhered to the steel plate surface, or the state which removed the scale by pickling, the characteristic of a steel plate does not change.
Moreover, the obtained hot-rolled steel sheet can be plated by a known method to form a plated layer on the surface. The plating layer is preferably a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer, an electroplated layer, or the like.

溶融亜鉛めっき層は、例えば、鋼板をめっき浴に浸漬し、引き上げることにより形成することができる。めっき付着量（めっき層の厚さ）は、めっき浴の浸漬温度および時間、引き上げ速度によって変化するが、耐食性の観点から、めっき付着量を45g/m²以上とすることが好ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化処理は、めっき処理後にガス炉など、鋼板表面が加熱可能な炉内で行うことが好ましい。 The hot dip galvanized layer can be formed, for example, by immersing a steel plate in a plating bath and pulling it up. The plating adhesion amount (plating layer thickness) varies depending on the immersion temperature and time of the plating bath, and the pulling speed, but from the viewpoint of corrosion resistance, the plating adhesion amount is preferably 45 g / m ² or more. Moreover, it is preferable to perform the alloying process which forms an alloying hot-dip galvanization layer in the furnace which can heat the steel plate surface, such as a gas furnace, after a plating process.

表１に示す化学組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳造しスラブ（鋼素材）とした。これらスラブ（鋼素材）を、表２に示す加熱温度に加熱し均熱保持して、粗圧延したのち、表２に示す熱延条件で、仕上圧延し、冷却し、コイル状に巻取り、熱延鋼板（板厚1.6mm）とした。なお、鋼板No.1、No. 9、No. 11、No.13は、連続溶融亜鉛めっきラインにて700℃に加熱後、液温：460℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成したのち、該めっき層に530℃で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。なお、めっき付着量は、45g/m²とした。 Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a converter and cast by a continuous casting method to obtain a slab (steel material). These slabs (steel materials) are heated to the heating temperature shown in Table 2 and held soaked, roughly rolled, then finish-rolled under the hot rolling conditions shown in Table 2, cooled, wound into a coil, A hot-rolled steel sheet (thickness 1.6 mm) was used. Steel plates No.1, No. 9, No. 11, and No. 13 were heated to 700 ° C in a continuous hot dip galvanizing line and then immersed in a hot dip galvanizing bath at a liquid temperature of 460 ° C. After forming the hot dip galvanized layer, the plated layer was subjected to alloying treatment at 530 ° C. to form an alloyed hot dip galvanized layer. In addition, the plating adhesion amount was 45 g / m ² .

得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、析出物観察、引張試験、温間成形温度域における穴拡げ試験を行った。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（L断面）を研磨し、腐食（腐食液：５％ナイタール液）して走査型電子顕微鏡（倍率：400倍）を用いて、板厚中心部を観察し、各10視野撮像した。得られた組織写真について、画像解析を行い、組織の同定、および各相の組織分率、各相の平均結晶粒径の測定を行った。 Test specimens were collected from the obtained hot-rolled steel sheet and subjected to structure observation, precipitate observation, tensile test, and hole expansion test in the warm forming temperature range. The test method was as follows.
(1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained hot-rolled steel sheet, a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction is polished, and corroded (corrosive liquid: 5% nital liquid) to perform scanning electron Using a microscope (magnification: 400 times), the central part of the plate thickness was observed, and 10 fields of view were imaged. The obtained structure photograph was subjected to image analysis, and the identification of the structure, the structure fraction of each phase, and the average crystal grain size of each phase were measured.

得られた組織写真をもちいて、まず、フェライト相とそれ以外とを分離し、フェライト相の面積を測定し、観察視野全体に対する面積率を求め、フェライト相の面積率とした。なお、フェライト相は粒内に腐食痕が観察されず粒界が滑らかな曲線で観察されるが、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。また、フェライトの平均結晶粒径は、得られた組織写真を用い、ASTM E 112-10に準拠した切断法によって求めた。 Using the obtained structure photograph, first, the ferrite phase and the others were separated, the area of the ferrite phase was measured, the area ratio with respect to the entire observation field was determined, and the area ratio of the ferrite phase was obtained. The ferrite phase was observed as a smooth curve with no grain marks in the grains, but the grain boundaries observed as a linear form were counted as a part of the ferrite phase. Further, the average crystal grain size of ferrite was obtained by a cutting method based on ASTM E 112-10 using the obtained structure photograph.

（２）析出物観察
得られた鋼板の板厚中央部から透過型電子顕微鏡観察用試験片を採取し、機械研磨、化学研磨により、観察用薄膜とした。得られた薄膜について、透過型電子顕微鏡（倍率：120000倍）を用いて、析出物（炭化物）の観察を行った。100個以上の炭化物について、粒子径を測定し、それらの算術平均値を、各鋼板の炭化物平均粒径とした。なお、測定に当たっては、１μｍより大きな粗大なセメンタイトや窒化物は除外した。 (2) Precipitate observation A test piece for transmission electron microscope observation was collected from the center of the thickness of the obtained steel sheet, and was made into an observation thin film by mechanical polishing and chemical polishing. About the obtained thin film, the deposit (carbide) was observed using the transmission electron microscope (magnification: 120,000 times). About 100 or more carbide | carbonized_materials, the particle diameter was measured and those arithmetic mean values were made into the carbide | carbonized_material average particle diameter of each steel plate. In the measurement, coarse cementite and nitride larger than 1 μm were excluded.

（３）引張試験
得られた熱延鋼板から、JIS Z 2201(1998)に準拠して、圧延方向と垂直方向が引張方向となるようにJIS 13 B号引張試験片を採取し、JIS G 0567(1998)に準拠して引張試験を行い、室温（22±5℃）における引張特性（降伏応力YS1、引張強さTS1、全伸びEl1）、および400〜800℃の温度域の各加熱温度における高温引張特性（降伏応力YS2、引張強さTS2、全伸びEl2）を測定した。なお、引張試験はいずれも、クロスヘッドスピード：10mm/minで行った。また、高温での引張特性を測定する試験では、電気炉を用いて試験片を加熱し、試験片温度が試験温度の±3℃以内に安定して得られるようになったのち、15min保持し、引張試験を行った。 (3) Tensile test In accordance with JIS Z 2201 (1998), JIS 13 B tensile test specimens were collected from the obtained hot-rolled steel sheet so that the direction perpendicular to the rolling direction was the tensile direction. A tensile test was conducted in accordance with (1998), and tensile properties (yield stress YS1, tensile strength TS1, total elongation El1) at room temperature (22 ± 5 ° C), and each heating temperature in the temperature range of 400 to 800 ° C. High temperature tensile properties (yield stress YS2, tensile strength TS2, total elongation El2) were measured. All tensile tests were performed at a crosshead speed of 10 mm / min. Also, in the test to measure the tensile properties at high temperature, the test piece is heated using an electric furnace, and after the test piece temperature is stably obtained within ± 3 ° C of the test temperature, hold for 15 min. A tensile test was performed.

また、更に、得られた熱延鋼板から、同様に、JIS 13 B号引張試験片を採取し、400〜800℃の温度域の各加熱温度に加熱し、表４に示す歪（公称歪）を導入したのち、表４に示す冷却速度で室温まで冷却した。そして、このようにして得られた各引張試験片について、室温で引張試験を行い、引張特性（降伏応力(YS3)、引張強さ(TS3)、全伸び(El3)）を求めた。なお、引張試験はいずれも、クロスヘッドスピード：10mm/minで行った。また、加熱温度で歪を導入する際には、電気炉を用いて加熱し、試験片温度が試験温度の±3℃以内に安定して得られるようになった後、15分保持した。 Further, from the obtained hot-rolled steel sheet, similarly, a JIS 13 B tensile test piece was collected and heated to each heating temperature in the temperature range of 400 to 800 ° C., and the strains (nominal strains) shown in Table 4 were obtained. Then, it was cooled to room temperature at the cooling rate shown in Table 4. Each tensile test piece thus obtained was subjected to a tensile test at room temperature to determine tensile properties (yield stress (YS3), tensile strength (TS3), total elongation (El3)). All tensile tests were performed at a crosshead speed of 10 mm / min. In addition, when strain was introduced at the heating temperature, heating was performed using an electric furnace, and the test piece temperature was kept within ± 3 ° C. of the test temperature, and then maintained for 15 minutes.

なお、各引張試験では、各鋼板で各３本行い、得られた値を算術平均し、各鋼板の特性とした。
（４）温間成形温度域における穴拡げ試験
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格(T1001-1996)に準拠して行った。
得られた熱延鋼板から、穴拡げ試験片（大きさ：100W×100L mm）を採取し、試験片の中央に、クリアランスを12％として、直径10mmの穴を打抜加工で導入した。 In each tensile test, three steel sheets were used for each steel sheet, and the obtained values were arithmetically averaged to obtain the characteristics of each steel sheet.
(4) Hole expansion test in the warm forming temperature range The hole expansion test was performed in accordance with the Japan Iron and Steel Federation Standard (T1001-1996).
A hole-expanded test piece (size: 100 W × 100 L mm) was collected from the obtained hot-rolled steel sheet, and a hole with a diameter of 10 mm was introduced into the center of the test piece with a clearance of 12% by punching.

次いで、試験片を、加熱炉によって600℃まで加熱して均熱保持したのち、550±25℃の状態にしたのち、試験片の穴に円筒台のポンチを挿入し、次式
穴拡げ率（％）＝（試験後穴径-試験前穴径(=10mm)）/（試験前穴径）×100で算出される穴拡げ率が80％になるまで、試験片の穴を押し拡げた。
穴拡げ試験後、各試験片について、穴縁端面の亀裂貫通の有無を確認した。また、試験後、試験片の一部を切り出し、断面の板厚中央部についてビッカース硬さ試験を行い、硬さを測定した。なお、測定点は５点とした。また、ビッカース硬さ試験の試験荷重は1kgf（9.8Ｎ）とした。 Next, the test piece was heated to 600 ° C. in a heating furnace and maintained at a uniform temperature, and then brought to a state of 550 ± 25 ° C. Then, a cylindrical punch was inserted into the hole of the test piece, and the hole expansion rate ( %) = (Post-test hole diameter−Pre-test hole diameter (= 10 mm)) / (Pre-test hole diameter) × 100 The hole of the test piece was expanded until the hole expansion ratio calculated as 100 was 80%.
After the hole expansion test, the presence or absence of crack penetration of the hole edge surface was confirmed for each test piece. In addition, after the test, a part of the test piece was cut out, a Vickers hardness test was performed on the central part of the plate thickness of the cross section, and the hardness was measured. The number of measurement points was 5. The test load for the Vickers hardness test was 1 kgf (9.8 N).

穴縁端面に貫通割れが確認されないうえ、ビッカース硬さが260HV以上の試験片を、温間成形性良好（○）とした。一方、穴縁端面に貫通割れが確認された試験片、或いはビッカース硬さが260HV未満である試験片を、温間成形性不良（×）と評価した。
得られた結果を表３、表４に示す。 A test piece having no Vickers crack on the edge surface of the hole edge and having a Vickers hardness of 260 HV or more was evaluated as having good warm formability (◯). On the other hand, a test piece in which a through-crack was confirmed on the hole edge end face or a test piece having a Vickers hardness of less than 260 HV was evaluated as poor warm formability (×).
The obtained results are shown in Tables 3 and 4.

本発明例はいずれも、室温における降伏比が0.85以上で、引張強さ(TS1)が780MPa以上であり、400℃以上700℃以下の温間成形温度域に加熱した場合の降伏応力 (YS2)が、室温における降伏応力(YS1)に対して80％以下、400℃以上700℃以下の温間成形温度域に加熱した場合の全伸び(El2)が、室温における全伸び (El1)に対して1.1倍以上を満足している。また、本発明例は、いずれも温間成形温度域で15％以下の歪を与えた後、室温まで冷却した場合の降伏応力 (YS3)および全伸び(El3)が、室温（歪導入前）における降伏応力(YS1)および全伸び(El1)に対してそれぞれ80％以上となっている。すなわち、本発明例は、いずれも温間成形性が良好な鋼板である。 In all the inventive examples, the yield ratio at room temperature is 0.85 or more, the tensile strength (TS1) is 780 MPa or more, and the yield stress (YS2) when heated in a warm forming temperature range of 400 ° C. to 700 ° C. However, the total elongation (El2) when heated to a warm forming temperature range of 80 ° C or lower and 400 ° C to 700 ° C is lower than the yield stress (YS1) at room temperature, compared to the total elongation (El1) at room temperature. Satisfied 1.1 times or more. In all of the inventive examples, the yield stress (YS3) and the total elongation (El3) when cooled to room temperature after giving a strain of 15% or less in the warm forming temperature range are at room temperature (before strain introduction). The yield stress (YS1) and the total elongation (El1) are 80% or more, respectively. In other words, all of the examples of the present invention are steel sheets having good warm formability.

一方、本発明の範囲を外れる比較例は、室温における降伏比が0.85未満であるか、室温における引張強さ(TS1)が780MPa未満であるか、400〜700℃の温間成形温度域に加熱した場合の降伏応力(YS2)または全伸び(El2)が、室温における降伏応力(YS1) の80％超えであるか、または全伸び（El1）の1.1倍未満であるか、温間成形温度域で15％以下の歪を与えた後室温まで冷却した場合の降伏応力(YS3)が室温における降伏応力(YS1) の80％未満であるか、または全伸び(El3)が全伸び（El1）の80％未満であるか、であり、温間成形性が不良であった。 On the other hand, the comparative example out of the scope of the present invention is that the yield ratio at room temperature is less than 0.85, the tensile strength at room temperature (TS1) is less than 780 MPa, or heated to a warm forming temperature range of 400 to 700 ° C. If the yield stress (YS2) or total elongation (El2) is more than 80% of the yield stress (YS1) at room temperature or less than 1.1 times the total elongation (El1), the warm forming temperature range The yield stress (YS3) is less than 80% of the yield stress (YS1) at room temperature when the strain is less than 15% and then cooled to room temperature, or the total elongation (El3) is the total elongation (El1) It was less than 80%, and the warm formability was poor.

なお、温間成形温度域を外れた温度で、あるいは付加する歪量が15％を超える条件で加工を行うと、鋼板が本発明範囲内のものであっても、室温まで冷却した後の降伏応力が加熱前の室温における降伏応力の80％以上であること、あるいは室温まで冷却した後の全伸びが加熱前の室温における全伸びの80％以上であること、のいずれかを満足できていない。 Note that if the steel sheet is processed at a temperature outside the warm forming temperature range or under a condition where the amount of added strain exceeds 15%, the yield after cooling to room temperature, even if the steel sheet is within the scope of the present invention. Either the stress is 80% or more of the yield stress at room temperature before heating, or the total elongation after cooling to room temperature is 80% or more of the total elongation at room temperature before heating. .

なお、本発明例は、400℃以上700℃以下の温度域では実質的なフェライト単相組織が維持され、且つ鋼板中の炭化物の状態も鋼板の材質に影響を及ぼすほど変化していない。このことから、温間成形温度域に加熱して温間成形を施したのち、室温まで冷却する際の冷却速度は温間成形後の鋼板の材質に何ら影響を及ぼさない。 In the examples of the present invention, a substantial ferrite single-phase structure is maintained in the temperature range of 400 ° C. or more and 700 ° C. or less, and the state of carbides in the steel plate does not change so as to affect the material of the steel plate. For this reason, after performing warm forming by heating in the warm forming temperature range, the cooling rate when cooling to room temperature has no effect on the material of the steel sheet after warm forming.

Claims

A high-strength hot-rolled steel sheet having tensile properties with a tensile strength TS at room temperature of 780 MPa or more and a yield ratio of 0.85 or more,
% By mass
C: 0.03-0.16%, Si: 0.1% or less,
Mn: 1.3% or less, P: 0.03% or less,
S: 0.005% or less, Al: 0.1% or less,
N: 0.01% or less, Ti: 0.14-0.25%
Is contained so as to satisfy the following formula (1), the composition is composed of the remaining Fe and inevitable impurities, the metal structure is composed of a ferrite phase with an area ratio of 95% or more, and the average crystal grain size of ferrite Has a structure in which carbides having an average particle diameter of 10 nm or less are dispersed and precipitated in the ferrite crystal grains,
When the high-strength hot-rolled steel sheet is heated to a temperature in the warm forming temperature range of 400 to 700 ° C. and subjected to a tensile test at a temperature in the warm forming temperature range, the yield stress YS2 is the yield stress YS1 at room temperature. And the total elongation El2 is 1.1 times the total elongation El1 at room temperature,
Yield stress YS3 when the tensile test is performed at room temperature after performing warm working to give a strain of 15% or less at a temperature in the warm forming temperature range and cooling to room temperature is 80 of the yield stress YS1 at room temperature. %, And the total elongation El3 is 80% or more of the total elongation El1 at room temperature.
Record
2.00 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96 + Nb / 93 + Zr / 91 + Hf / 179) ≧ 1.05 ... (1)
Here, C, Ti, V, Mo, W, Nb, Zr, Hf: content of each element (mass%)

In addition to the above composition, it is further selected by mass%, V: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, Zr: 0.1% or less, Hf: 0.1% or less The high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to claim 1, comprising one or more kinds.

The high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to claim 1 or 2, further comprising B: 0.003% or less by mass% in addition to the composition.

In addition to the above composition, the composition further includes one or more selected from the group consisting of Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, and REM: 0.2% or less in terms of mass%. The high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to any one of claims 1 to 3.

2. In addition to the composition, the composition further includes one or more selected from Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, and Sn: 0.1% or less by mass%. The high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming as described in any one of 4 thru | or 4.

The high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to any one of claims 1 to 5, further comprising, by mass%, Ni: 0.5% or less and Cr: 0.5% or less in addition to the composition.

In addition to the above-mentioned composition, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir One or more selected from among Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, and Sr are contained in a total of 1.0% or less, according to any one of claims 1 to 6 High-strength hot-rolled steel sheet for warm forming.

The high strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to any one of claims 1 to 7, further comprising a plating layer on the surface.

The steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, cooled, wound into a coil, and made into a hot-rolled steel sheet.
The steel material in mass%,
C: 0.03-0.16%, Si: 0.1% or less,
Mn: 1.3% or less, P: 0.03% or less,
S: 0.005% or less, Al: 0.1% or less,
N: 0.01% or less, Ti: 0.14-0.25%
And a steel material having a composition consisting of the remaining Fe and inevitable impurities, so as to satisfy the following formula (1):
The steel material is subjected to hot rolling that is heated to 1100-1350 ° C to perform rough rolling and finish rolling to a finish rolling finish temperature of 840 ° C or higher, and forced cooling is started within 3 seconds after the hot rolling. Cooling from the cooling start to the cooling stop at an average cooling rate of 30 ° C./s or more, and winding in a coil shape at a winding temperature in the range of 500 to 700 ° C.
In a tensile strength TS is at room temperature or 780 MPa, have a tensile properties yield ratio is 0.85 or more, the metal structure becomes 95% or more of ferrite phase at an area ratio, and the average crystal grain size of the ferrite is 1μm or more during the ferrite grain, a high-strength hot-rolled steel sheet to have a mean particle diameter of dispersed precipitate following carbide 10nm tissue, the high-strength hot-rolled steel sheet, between the temperature of the 400 to 700 ° C. molding Yield stress YS2 is 80% or less of the yield stress YS1 at room temperature and the total elongation El2 is the total elongation at room temperature. Yield stress when it is 1.1 times or more of El1 and further subjected to a tensile test at room temperature after it has been warmed to give a strain of 15% or less at a temperature in the warm forming temperature range and cooled to room temperature. YS3 is 80% or more of the yield stress YS1 at room temperature, and the total elongation El3 is at room temperature. A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming, characterized in that it is a high-strength hot-rolled steel sheet that is 80% or more of the total elongation El1 and has excellent warm formability.
Record
2.00 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96 + Nb / 93 + Zr / 91 + Hf / 179) ≧ 1.05 ... (1)
Here, C, Ti, V, Mo, W, Nb, Zr, Hf: content of each element (mass%)

In addition to the above composition, it is further selected by mass%, V: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, W: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, Zr: 0.1% or less, Hf: 0.1% or less The manufacturing method of the high intensity | strength hot-rolled steel sheet for warm forming of Claim 9 characterized by including 1 type, or 2 or more types.

The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to claim 9 or 10, further comprising B: 0.003% or less by mass% in addition to the composition.

In addition to the above composition, the composition further includes one or more selected from the group consisting of Mg: 0.2% or less, Ca: 0.2% or less, Y: 0.2% or less, and REM: 0.2% or less in terms of mass%. The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to any one of claims 9 to 11.

The composition further comprises one or more selected from Sb: 0.1% or less, Cu: 0.5% or less, Sn: 0.1% or less in mass% in addition to the composition. The manufacturing method of the high intensity | strength hot-rolled steel plate for warm forming in any one of thru | or 12.

The high-strength hot-rolled steel sheet for warm forming according to any one of claims 9 to 13, further comprising, by mass%, Ni: 0.5% or less and Cr: 0.5% or less in addition to the composition. Production method.

In addition to the above-mentioned composition, Se, Te, Po, As, Bi, Ge, Pb, Ga, In, Tl, Zn, Cd, Hg, Ag, Au, Pd, Pt, Co, Rh, Ir The total content of one or more selected from among Ru, Os, Tc, Re, Ta, Be, and Sr is 1.0% or less in total. Manufacturing method of high strength hot-rolled steel sheet for warm forming.

A high temperature hot-rolled steel sheet for warm forming according to any one of claims 1 to 8, wherein the raw material is heated to a heating temperature in the range of 400 to 700 ° C to add a strain of 15% or less. A warm forming method for a high strength member, characterized by performing a hot forming process to obtain a high strength member having a predetermined shape.