JP4304421B2

JP4304421B2 - Hot rolled steel sheet

Info

Publication number: JP4304421B2
Application number: JP2002308932A
Authority: JP
Inventors: 規雄今井; 俊郎富田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-10-23
Filing date: 2002-10-23
Publication date: 2009-07-29
Anticipated expiration: 2022-10-23
Also published as: JP2004143518A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適な熱延鋼板、なかでも熱延のままで細粒組織を有する加工性と耐疲労特性に優れた熱延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車を初めとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材の素材として用いられる鋼材には、強度、加工性及び靱性などの機械的性質に優れることが要求される。こうした機械的性質を総合的に向上させるためには鋼材の組織を微細化することが有効であり、鋼材の組織微細化による高強度化は、合金成分を節減できるので製品コストの低減にも有効である。このため、従来から微細な組織を得るための製造方法が数多く検討されてきた。
【０００３】
従来技術における組織の微細化手段としては、例えば、特許文献１〜３に「大圧下圧延」に関する技術が、又、特許文献４及び５に「制御圧延・制御冷却」に関する技術が提案されている。
【０００４】
すなわち、特許文献１には、連続熱間圧延の後段において、圧下率が４０％以上、平均歪速度が６０秒^−１の圧下を加え、更に、２秒以内に連続して圧下率が４０％以上の圧下を加える大圧下圧延により組織を微細化する技術が開示されている。しかし、上記の特許文献１で提案された技術は、１パス当たりの圧下量を４０％以上にする必要があり、一般的なホットストリップミルでは実現し難い。更に、板厚形状の制御も困難である。
【０００５】
特許文献２には、圧延直後、０．５秒以内の圧延歪を蓄積した状態から急冷して鋼の組織を微細化する技術が開示されている。しかし、この特許文献２で提案された方法では、通常仕上げタンデム圧延機の出側で行う、温度計測と板厚及び板幅の計測に支障をきたすため、生産性が低下する。
【０００６】
特許文献３には、いわゆる「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」を動的再結晶域で多パス圧延し、平均粒径で２μｍ未満の細粒組織とする技術が開示されている。しかし、一般的なホットストリップミルにおいて、圧延温度を安定して動的再結晶温度域に制御することは極めて困難である。
【０００７】
特許文献４には、いわゆる「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼」の仕上げ圧延前に表面を強制冷却し、表層部が細粒の熱延鋼板を得る技術が開示されている。しかし、この特許文献４で提案された技術の場合、鋼板の内部における粒径は１０μｍ以上と大きいし、表層部の細粒化を行っただけでは鋼材全体の強化への寄与は極めて僅かしかない。
【０００８】
特許文献５には、いわゆる「Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｔｉ鋼」において、１１００〜９５０℃の温度範囲で圧下量が２０％以上となる圧延を施して動的再結晶させる第１段階の圧延工程と、９５０℃未満で７００℃以上の温度範囲で５℃／秒以上の冷却速度で冷却しながら１パス当たりの圧下量が２０％以上で、累積圧下率が５０％以上となる圧延を行って静的再結晶を繰り返す第２段階の圧延工程とによって、平均粒径が２μｍ以下の鋼板を得る技術が開示されている。しかし、Ｔｉの含有量が規定値を下回る鋼の場合には、上記第１段階の動的再結晶が不十分となって結晶粒を微細化し難いし、Ｔｉ無添加の鋼の場合には、上記の圧延技術を適用してもその粒径は１１μｍ以上のものでしかない。
【０００９】
【特許文献１】
特公平５−６５５６４号公報
【特許文献２】
特公平４−１１６０８号公報
【特許文献３】
特開平１１−１５２５４４号公報
【特許文献４】
特開平９−１３７２４８号公報
【特許文献５】
特開平１１−９２８５９号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度部材の素材として好適な熱延鋼板を提供することである。具体的には、溶接性を満足できる範囲のＣ含有量で、延性、穴広げ性及び耐疲労特性が良好な熱延鋼板を安定して提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）、（２）に示す熱延鋼板にある。
【００１２】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜３％、Ｖ：０．１％を超えて１．０％までを含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、組織が平均粒径１〜５μｍのフェライトを組織に占める割合が５０％を超える相とし、フェライト粒内のＶの炭窒化物の平均粒径が５０ｎｍ以下であることを特徴とする熱延鋼板。
【００１３】
（２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．００１〜３．０％、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜３％、Ｖ：０．１％を超えて１．０％までを含み、更に、下記（ａ）群から（ｃ）群までのうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、組織が平均粒径１〜５μｍのフェライトを組織に占める割合が５０％を超える相とし、フェライト粒内のＶの炭窒化物の平均粒径が５０ｎｍ以下であることを特徴とする熱延鋼板。
【００１４】
（ａ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％及びＴｉ：０．００５〜０．２０％、
（ｂ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％、
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％。
【００１５】
ここで、フェライトの「平均粒径」とは、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２８倍して得たものを指す。
【００１６】
以下の説明において、上記の「組織に占める割合が５０％を超える相」を「主相」ということがある。
【００１７】
本発明でいう炭窒化物には、「炭化物」と「窒化物」が含まれる。すなわち、Ｖの炭窒化物には、Ｖの「炭窒化物」だけではなくＶの「炭化物」とＶの「窒化物」も含まれる。
【００１８】
更に、Ｖの「炭窒化物」は、「Ｖを含む炭窒化物」を指し、その「粒径」とは、個々の粒子の短径と長径の和の１／２で定義される値を指し、「平均粒径」は上記粒径の算術平均を指す。ここで、「Ｖを含む炭窒化物」とは、炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）を除いた部分に占めるＶの割合が１０％以上であるものを指す。
【００１９】
「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。
【００２０】
以下、上記（１）及び（２）の熱延鋼板に係る発明をそれぞれ（１）及び（２）の発明という。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前記した目的を達成するために種々検討を行い、下記(イ)〜（ホ）の知見を得た。
【００２２】
（イ）フェライトを主相としてその平均粒径を微細化し、そのフェライト粒内のＶを含む炭窒化物の平均粒径を極めて微細にすることにより、延性、穴広げ性及び耐疲労特性特に優れた熱延鋼板が得られる。
【００２３】
（ロ）ＴｉやＮｂの多量の添加では粗圧延前に未固溶の炭窒化物が増加するため、延性、穴広げ性及び耐疲労特性の劣化を招くが、Ｖは多量の添加でも未固溶の炭窒化物を形成し難く、これらの特性劣化がない。
【００２４】
（ハ）ＶにＴｉやＮｂを複合添加した場合でも、ＴｉやＮｂの含有量を適正化すれば、つまり、ＴｉやＮｂを添加したときに未固溶の炭窒化物が形成されない条件とすれば、ＴｉやＮｂの添加によって未固溶の炭窒化物が増加することはなく、延性、穴広げ性及び耐疲労強度が向上する。
【００２５】
なお、上述の組織によって加工性と耐疲労特性に優れる理由は必ずしも明らかではないが、フェライト粒の微細化によるマクロ的な組織の均一化と、Ｖを含む微細炭窒化物によりフェライト粒内がより均一に強化されることに基づくものと推測される。
【００２６】
（ニ）上述の微細なフェライトを主相とし、フェライト粒内のＶを含む炭窒化物の平均粒径を微細にした組織は、粗圧延後のタンデム圧延機列による仕上げ圧延において、最終から１段前の圧延スタンドにおいてＡｒ₃点以上で圧延し、その後５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ₃点−５０℃」以下の温度まで冷却した後、最終スタンドにおいて２０％以下の圧下を施すことによって得られる。
【００２７】
このような仕上げ圧延により前記の組織が得られる理由は必ずしも明らかではないが、最終圧延前の急冷によって、最終から１段前のスタンドでの圧延でオーステナイトに付与された歪みが維持された状態のままで最終スタンドでの圧延を受けるため歪みが蓄積されることや、最終から１段前のスタンドと最終スタンドとの間でフェライト核生成の潜伏時間が消費されて最終スタンドでの圧延を受けることなどによって、(1) フェライトの核生成が促進されてフェライトが微細化することや(2) 炭素が過飽和なフェライトになり、Ｖの炭窒化物の微細析出が促進されることなど、によるものと推測される。
【００２８】
前記（１）及び（２）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２９】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）熱延鋼板の化学組成
Ｃ：
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有し、０．０５％以上含有させることで効果が得られる。しかし、その含有量が０．２０％を超えると加工性の低下や溶接性の劣化を招く。したがって、Ｃの含有量を０．０５〜０．２％と定めた。なお、高強度化の観点からは、Ｃの含有量は０．０８％を超えて０．２％までとすることが好ましく、更に好ましくは０．１％を超えて０．２％までである。
【００３０】
Ｓｉ：
Ｓｉは、固溶強化を通じて鋼板の強度、延性及び穴広げ性を向上させる作用を有する。しかし、Ｓｉを３．０％を超えて含有させても上記作用による効果が飽和する上に、溶接性の劣化を招く。一方、下限は０％でもよいが、低減に要するコストの観点から０．００１％とする。したがって、Ｓｉ含有量を０．００１〜３．０％とした。なお、加工性の観点からは、Ｓｉの上限を２．０％とすることが好ましい。
【００３１】
Ｍｎ：
Ｍｎは、鋼板の強度を確保するとともに、鋼中に不純物として存在するＳをＭｎＳとして固定して、連続鋳造又は熱間圧延を初めとする熱間加工中に生じる割れを抑制する作用を有する。しかし、Ｍｎの含有量が０．５％未満の場合には前述の作用による割れ抑制の効果が得られず、一方、３．０％を超えて含有させてもその作用が飽和するだけでなく、加工性の低下を招く。このため、Ｍｎの含有量を０．５〜３．０％と定めた。なお、高強度化の観点からのＭｎ含有量の下限値は好ましくは１．０％である。Ｍｎ含有量の上限値は、加工性の観点から２．５％とすることが好ましく、より好ましくは２．２％未満である。
【００３２】
Ｐ：
Ｐは、鋼板の強度を高める作用を有する。この作用を得るには０．００１％以上の含有量が必要である。一方、Ｐを０．２％を超えて含有させると、粒界偏析による脆化だけでなく、溶接性も劣化する。したがって、Ｐの含有量を０．００１〜０．２％とした。なお、Ｐの含有量の上限値は０．１％とすることが好ましく、加工性をより一層向上させるために、その上限値は０．０５％とすることが一層好ましい。
【００３３】
Ａｌ：
Ａｌは、脱酸作用、主相となるフェライトの割合の増加、更には、いわゆる「ＴＲＩＰ鋼」における「残留オーステナイト」の量を増やす作用を有する。しかし、その含有量が０．００１％未満では前記の効果が得られない。一方、Ａｌを３％を超えて含有させても前記の効果は飽和しコストが嵩むばかりである。したがって、Ａｌの含有量を０．００１〜３％とした。なお、脱酸のみを目的としてＡｌを添加する場合は、経済性の観点からＡｌの含有量の上限は０．１０％とするのがよい。
【００３４】
Ｖ：
Ｖは、本発明で最も重要な元素である。Ｖは、フェライト地に炭窒化物として微細に析出し、高強度化と、延性、穴広げ性及び耐疲労特性を向上させる作用を有する。しかし、その含有量が０．１％以下では添加効果に乏しい。一方、Ｖを１．０％を超えて含有させても上記の効果は飽和するし、Ｖの炭窒化物が粗大となって延性、穴広げ性及び、耐疲労特性が却って低下する。したがって、Ｖの含有量を０．１％を超えて１．０％までと定めた。なお、Ｖ含有量は０．２％〜１．０％とするのが好ましく、０．３〜１．０％とすれば一層好ましい。
【００３５】
前記（１）の発明に記載の熱延鋼板の化学組成は、上記のＣからＶまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなるものである。
【００３６】
前記（２）の発明に記載の熱延鋼板の化学組成は、前記（１）の発明に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、下記（ａ）群から（ｃ）群までのうちの１群以上から選ばれる少なくとも１種以上の成分を含むものである。
【００３７】
（ａ）Ｎｂ：０．００５〜０．１０％及びＴｉ：０．００５〜０．２０、
（ｂ）Ｃａ：０．０００２〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％及びＲＥＭ（希士類元素）：０．００２〜０．１０％、
（ｃ）Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０５〜１．０％。
【００３８】
ここで上記（ａ）群に記載のＮｂとＴｉはフェライト地に炭窒化物として析出し、析出強化によって強度を一層高める作用を有するので、ＮｂとＴｉは、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、複合して含有させてもよい。
【００３９】
（ｂ）群に記載のＣａからＲＥＭ（希土類元素）までのいずれの元素も介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用を有するので、ＣａからＲＥＭまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００４０】
なお、ＲＥＭは、前述のとおりＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素を指し、ミッシュメタルの形で添加してもよい。本発明でいうＲＥＭの含有量が上記元素の合計含有量を指すことは既に述べたとおりである。
【００４１】
又、上記（ｃ）群に記載のＣｒとＭｏはいずれも固溶強化によって強度を高める作用を有するので、ＣｒとＭｏは、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、複合して含有させてもよい。
【００４２】
（ａ）群（Ｎｂ及びＴｉ）：
Ｎｂ及びＴｉは、いずれもフェライト地に炭窒化物として析出し、析出強化によって強度を一層高める作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｎｂ及びＴｉのいずれも０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｂを０．１０％を超えて、又、Ｔｉを０．２０％を超えて含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｎｂ及びＴｉを添加する場合には、その含有量はそれぞれ０．００５〜０．１０％、０．００５〜０．２０％とするのがよい。
【００４３】
なお、粗圧延前に未固溶のＴｉやＮｂの炭窒化物の量を低減し、強度、延性、穴広げ性及び耐疲労特性を一層向上させるという観点からは、Ｔｉ及びＮｂの含有量は、上記の規定に加えて下記▲１▼式で表される値が０．０１９０以下を満たすことが好ましい。より好ましくは０．０１６５以下、更に好ましくは０．０１４５以下である。
【００４４】
｛（４８／９３）Ｎｂ（％）＋Ｔｉ（％）｝×Ｃ（％）・・・▲１▼。
【００４５】
（ｂ）群（Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭ）：
Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｃａは０．０００２％以上、Ｚｒは０．０１％以上、ＲＥＭは０．００２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの含有量が、それぞれ０．０１０％、０．１０％、０．１０％を超えると、鋼中の介在物が多くなりすぎて加工性が劣化することがある。したがって、Ｃａ、Ｚｒ及びＲＥＭを添加する場合には、その含有量はそれぞれ０．０００２〜０．０１０％、０．０１〜０．１０％、０．００２〜０．１０％とするのがよい。
【００４６】
（ｃ）群（Ｃｒ及びＭｏ）：
Ｃｒ及びＭｏは、いずれも固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する元素である。この効果を確実に得るには、Ｃｒ及びＭｏいずれも０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ、Ｍｏをいずれも１．０％を超えて含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｃｒ及びＭｏを添加する場合には、その含有量はいずれも０．０５〜１．０％とするのがよい。
【００４７】
上記の（ａ）群から（ｃ）群までの元素については、複数の群から選ばれる元素を複合して含有させてもよい。
【００４８】
なお、鋼中に混入する不純物としては、Ｓ、Ｎなどが挙げられるが、例えばＳ、Ｎについては、できればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。
【００４９】
Ｓ：
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させるため、その含有量は０．０５％以下に抑えるのが望ましい。なお、一段と優れた加工性を確保するために、Ｓの含有量は０．００８％以下とすることが一層好ましく、０．００３％以下とすれば極めて好ましい。
【００５０】
Ｎ：
Ｎは加工性を低下させるため、その含有量は０．０１％未満に抑えることが望ましい。なお、Ｎの含有量は０．００６％以下とすることが一層好ましい。
【００５１】
又、Ｃｕ、Ｎｉは変態強化及び耐食性向上の作用を有するため、それぞれ０．０５〜１．０％を含有させてもよい。
【００５２】
上述の組成を有する鋼は、例えば転炉、電気炉又は平炉等により溶製されたリムド鋼、キャップド鋼、セミキルド鋼又はキルド鋼いずれであってもよく、更に、鋳型に注入する「造塊法」又は「連続鋳造法」のいずれの手段を用いて鋼塊とされたものであってもよい。
（Ｂ）熱延鋼板の組織
主相：
熱延鋼板の組織は、平均粒径１〜５μｍのフェライトを組織に占める割合が５０％を超える相、つまり、主相とする必要がある。これはフェライト以外の相、例えばベイナイト、マルテンサイト、セメンタイト、パーライトが主相を形成すると強度が高くなって延性、穴拡げ性が低下するためである。なお、主相のフェライトが組織に占める割合は６０％以上であることが好ましく、７０％以上であれば一層好ましい。
【００５３】
フェライトの平均粒径を１〜５μｍと規定するのは次の理由による。
【００５４】
すなわち、主相であるフェライトの平均粒径が５μｍ以下の場合には、従来の鋼板に比べ、少ない合金含有量で目標とする強度を確保でき、強度以外の特性の劣化も少なく、加えて、めっき性も良好となる。フェライトの平均粒径が５μｍを超えると、組織微細化による強度増加の程度が著しく少なくなり、合金元素の含有量を増やす必要が生じ、コストの上昇をきたすし、延性、穴広げ性及び耐疲労特性の低下を招く。しかし、フェライトの平均粒径が１μｍ未満の微細組織になると、却って延性が低下して加工性の低下を招く。なお、大きな強度、良好な加工性及び優れた耐疲労特性を得るという点からは、フェライトの平均粒径の上限は、４μｍとすることが好ましく、３μｍとすれば一層好ましい。一方、より一層良好な加工性を確保するという観点からは、フェライトの平均粒径の下限は、２μｍとするのがよい。
【００５５】
したがって、本発明においては平均粒径が１〜５μｍのフェライトを組織に占める割合が５０％を超える相とした。
【００５６】
ここで、フェライトの「平均粒径」とは、いわゆる「切片法」で求めた平均切片長さを１．１２８倍して得たものを指すことは既に述べたとおりである。
【００５７】
主相であるフェライト以外の組織をまとめて第２相というとき、第２相は、セメンタイト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトや未変態のオーステナイト（いわゆる「残留オーステナイト」）の１種以上から構成される。なお、穴広げ性及び耐疲労特性をより一層向上させるという観点からは、第２相としてのマルテンサイト及び残留オーステナイトの割合は、それぞれ５％未満とすることが好ましく、それぞれ３％未満であれば一層好ましい。なお、第２相としてのマルテンサイト及び残留オーステナイトの割合がいずれも０％であれば極めて好ましい。
【００５８】
ここで、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られており、したがって、上記フェライトが組織に占める割合は、例えば、通常の２次元的な評価方法によって求めたフェライトの割合から決定すればよい。
【００５９】
フェライト粒内のＶ炭窒化物：
主相であるフェライトの粒内のＶの炭窒化物は、平均粒径が５０ｎｍ以下でなければならない。
【００６０】
フェライトの粒内にＶ炭窒化物が存在しない場合には、所望の延性、穴広げ性及び耐疲労特性特に優れた熱延鋼板が得られない。又、フェライトの粒内にＶ炭窒化物が存在してもその平均粒径が５０ｎｍを超える場合には、延性、穴広げ性及び耐疲労特性が低下する。
【００６１】
したがって、本発明においては、主相であるフェライトの粒内のＶの炭窒化物の平均粒径を５０ｎｍ以下とした。
【００６２】
なお、フェライトの粒内のＶ炭窒化物の平均粒径は２０ｎｍ以下であることが好ましく、より好ましくは１０ｎｍ未満である。このフェライトの粒内のＶ炭窒化物の平均粒径の下限値は、延性、穴拡げ性及び耐疲労特性の観点から２ｎｍ程度とするのがよい。好ましくは４ｎｍ以上である。
【００６３】
ここで、本発明でいう炭窒化物には、「炭化物」と「窒化物」が含まれること、すなわち、Ｖの炭窒化物には、Ｖの「炭窒化物」だけではなくＶの「炭化物」とＶの「窒化物」も含まれること、又、Ｖの「炭窒化物」が「Ｖを含む炭窒化物」を指し、その「粒径」が、個々の粒子の短径と長径の和の１／２で定義される値を指し、「平均粒径」は上記粒径の算術平均を指すこと、更に、「Ｖを含む炭窒化物」が、炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）を除いた部分に占めるＶの割合が１０％以上であるものを指すことは既に述べたとおりである。
【００６４】
なお、より一層の延性、穴広げ性及び耐疲労特性を熱延鋼板に具備させるためには、フェライト粒界近傍の微細析出物のない領域（いわゆる「無析出帯」）の幅は０．３μｍ以下であることが好ましい。無析出帯のより好ましい幅は０．２μｍ以下であり、０．１μｍ以下であれば極めて好ましい。
【００６５】
前記（１）及び（２）の発明に係る熱延鋼板は、例えば、（Ａ）項で述べた成分組成を有する鋼塊や鋼片に粗圧延を施した後、粗圧延後のタンデム圧延機列による仕上げ圧延において、最終から１段前の圧延スタンドにおいてＡｒ_３点以上で圧延し、その後５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ_３点−５０℃」以下の温度まで冷却した後、最終スタンドにおいて２０％以下の圧下を施すことによって製造することができる。なお、「平均冷却速度」とは、冷却前後の温度差を冷却時間で除したものをいう。
【００６６】
粗圧延に供される鋼塊や鋼片は、一旦冷却された後でＡｃ_３点以上の温度に再加熱されたもの又は、鋳造後にＡｒ_３点以下の温度域まで温度低下していない鋼塊若しくは熱間加工後にＡｒ_３点以下の温度域まで温度低下していない鋼片のいずれであってもよい。なお、細粒化の観点からは一旦冷却された後でＡｃ_３点以上の温度に再加熱されたものの方が好ましい。鋳造のままで粗圧延に供する場合、保熱又は加熱を目的として、補助加熱装置を通したり加熱炉に装入しても構わない。
【００６７】
なお、鋼塊や鋼片を一旦冷却した後でＡｃ_３点以上の温度に再加熱する場合の加熱温度は、オーステナイト結晶粒を粗大化させない１２００℃以下とすることが好ましい。又、圧延温度の確保や圧延機の負荷を低減するために１０００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは１１００℃以上である。
【００６８】
又、鋳造後にＡｒ_３点以下の温度域まで温度低下していない鋼塊又は熱間加工後にＡｒ_３点以下の温度域まで温度低下していない鋼片のいずれについても、鋳造や熱間加工の後は鋼塊や鋼片を１２００℃以下の温度域にまで冷却し、その後で粗圧延することが圧延中の結晶粒成長抑制のために望ましい。なお、この場合の粗圧延は圧延温度の確保や圧延機の負荷を低減するために１０００℃以上の温度域から開始するのがよい。より好ましくは１１００℃以上である。
【００６９】
なお、熱間での粗圧延は通常の方法で行えばよい。
【００７０】
仕上げ圧延中の結晶粒の成長を抑制するという観点からは、仕上げ圧延の開始温度を低くすることが好ましい。しかし、被圧延材の圧延側先端部がタンデム圧延機列に入る前の温度を低くすれば、後端部やエッジ部での温度低下が大きくなるので、被圧延材の後端部やエッジ部での温度低下を防止するために、仕上げ圧延の前に被圧延材の温度、なかでも被圧延材の後端部やエッジ部の温度を維持するために補助加熱装置を用いてもよい。この場合、補助加熱装置による加熱温度は１１００℃以下にすることが好ましい。なお、上記の加熱は、仕上げ圧延としてオーステナイト領域での圧延が確保できるＡｃ_３点以上の温度への加熱であればよいが、９５０℃以上の温度に加熱すれば一層好ましい。
【００７１】
仕上げ圧延は、タンデム圧延機列の最終から１段前の圧延スタンドにおいてＡｒ_３点以上で圧延し、その後５０℃／秒以上の平均冷却速度で「Ａｒ_３点−５０℃」以下の温度まで冷却した後、最終スタンドにおいて２０％以下の圧下を施す。
【００７２】
上記の条件によれば、フェライトの核生成が促進されるので所望の微細なフェライトが安定且つ確実に得られる。
【００７３】
最終から１段前のスタンドでの圧延は、Ａｒ_３点未満では加工フェライトの生成を招くのみならず、軟質なフェライトへの歪み集中により未変態オーステナイトへの歪み蓄積が不十分となり、フェライトの微細化が達成できないことがある。圧延歪みの蓄積の観点からは圧延温度は「Ａｒ_３点＋１００℃」以下が好ましく、より好ましくは「Ａｒ_３点＋６０℃」以下である。１段前スタンドでの圧延後の平均冷却速度が５０℃／秒を下回る場合にも、フェライトの微細化が達成できないことがある。平均冷却速度は１００℃／秒以上が好ましく、より好ましくは２００℃／秒以上である。
【００７４】
最終から１段前のスタンドで圧延した後の冷却温度が「Ａｒ_３点−５０℃」を上回る場合、所望のサイズへのフェライトの微細化が達成できないことがある。。最終から１段前のスタンドで圧延した後の冷却温度は、「Ａｒ_３点−１００℃」以下であることがより好ましく、「Ａｒ_３点−１５０℃」以下であれば極めて好ましい。
【００７５】
なお、最終スタンドにおける圧延は、その１段前のスタンドにおける圧延後の冷却水が最終スタンドの出側（タンデム圧延機列の出側）に流れ出ないようにする水切りの機能や、前記１段前のスタンドとの間で被圧延材に張力を付与して通板性と板厚形状の劣化を防止する機能、更には、ロール抜熱による冷却効果をも併せ持つものである。したがって、最終スタンドにおいては、被圧延材とロールを接触させるだけとし、圧延の圧下率は０％としても構わない。但し、歪み蓄積を十分に行って、フェライトの結晶粒を一層微細にするという観点からは、最終スタンドにおける圧延の圧下率は１％以上とすることが好ましく、更に好ましくは５％以上である。一方、圧下率の上限は、２０％とすることがよい。２０％を上回ると加工フェライトの生成を引き起こし加工性の低下を招くことがあるし、圧下率過多のために板厚形状不良を生じることもある。圧下率の上限は、１５％であれば一層好ましく、１０％であれば極めて好ましい。
【００７６】
なお、熱間圧延は、圧延荷重低減などを目的に潤滑剤を用いて行うのが好ましい。又、「タンデム熱延」のタンデム圧延機列の最終から２段前のスタンドまでのスタンドの間で、圧下による被圧延材の温度上昇を抑えるために冷却を行っても構わない。潤滑圧延は、最終から１段前までのスタンドで行うことが通板性の観点から好ましい。
【００７７】
仕上げ圧延後は被圧延材である鋼板を冷却して巻き取ればよい。仕上げ圧延後の冷却条件、巻き取り温度や巻き取り後の冷却条件は、製造しようとする熱延鋼板の組織に応じて適宜定めればよい。
【００７８】
例えば、第２相としてパーライトやセメンタイトを含む組織にしたい場合には、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態相の形成を回避するような条件で冷却及び巻き取りを行えばよい。又、第２相としてベイナイト又は、いわゆる「ＤＰ鋼（二相鋼）」や「ＴＲＩＰ鋼」のような複合組織を得たい場合には、冷却曲線上のフェライト領域のノーズを通過するような冷却を行ってフェライト変態を促進した後、パーライト変態を避けてベイナイトやマルテンサイトの領域に急冷した後、巻き取りを行えばよい。
【００７９】
なお、フェライトの粒径を極めて微細にするという観点からすれば、仕上げ圧延後の極めて短時間のうちに、例えば上記仕上げ圧延後０．５秒以内に、冷却を開始することがより好ましい。しかし、このような仕上げ圧延終了直後の冷却は、温度、板厚・板幅計測に支障をきたし生産性の低下を招くため、生産性の向上には設備改良が必要になり設備コストの上昇が避けられない。
【００８０】
なお、本発明に係る熱延鋼板に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気めっきなどの表面処理を施した場合には、優れた耐食性をも兼備した表面処理鋼板を得ることができる。
【００８１】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００８２】
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼を、実験圧延機を使用して、表２に示す条件で加熱し、粗圧延及び仕上圧延相当の圧延を行って板厚３．２ｍｍの鋼板とし、更に、冷却した後に巻き取りシミュレーションを行った。
【００８３】
巻き取りシミュレーションは、巻き取り温度まで冷却した鋼板を、巻き取り温度に保持した電気炉に装入し、その温度で１時間保持した後、２０℃／時の平均冷却速度で冷却することにより行い、巻き取り後の温度履歴を模擬した。
【００８４】
【表１】

【００８５】
【表２】

【００８６】
得られた鋼板から試験片を採取し、組織、引張特性、穴拡げ性及び耐疲労特性を調査した。
【００８７】
組織は、光学顕微鏡又は電子顕微鏡を用いて相の判定をするとともに、フェライトの平均粒径と面積率（したがって、体積率）、無析出帯のサイズ（幅）及びＶの炭窒化物の粒径を求めた。
【００８８】
引張試験は、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取して行った。
【００８９】
又、縦横それぞれ１００ｍｍの正方形の試験片を採取し、その中央にポンチで直径が１０ｍｍの打ち抜き穴をクリアランス１２．５％であけ、頂角６０°の円錐ポンチで前記の穴を拡げる試験を行い、下記▲２▼式によって穴広げ率（ＨＥＲ（％））を求めた。
【００９０】
ＨＥＲ（％）＝｛（板厚貫通割れ発生時の穴径−初期穴径）／初期穴径｝×１００・・・▲２▼。
【００９１】
耐疲労特性は、図１に示す試験片を用いた両振り平面曲げ試験によって評価した。すなわち、幅２０ｍｍの試験片を用いて平面曲げ試験を行い、１０^７回の繰り返しに耐える応力（すなわち疲労限度）を求め、これを疲労強度とした。
【００９２】
表３に、前記の各調査結果をまとめて示す。なお、表３には疲労限度比（疲労強度／引張強度）も併記した。
【００９３】
【表３】

【００９４】
表３から明らかなように、本発明で定める化学組成と組織を有する試験番号１〜１２の熱延鋼板は、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）、強度−穴広げ性バランス（ＴＳ×ＨＥＲ）及び耐疲労特性（疲労限度比）に優れた熱延鋼板となっている。
【００９５】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた試験番号１３〜１５の場合には、延性、穴拡げ性及び耐疲労特性の少なくともいずれかにおいて劣っている。
【００９６】
すなわち、試験番号１３は、鋼のＶの含有量が本発明の規定を上回り、フェライト粒内のＶ炭窒化物の平均粒径も大きいので、延性及び穴拡げ性が低く、更に、耐疲労特性も劣っている。
【００９７】
試験番号１４は、鋼のＭｎの含有量が本発明の規定を上回り、組織におけるフェライトの割合も３６％と低いので、延性及び穴拡げ性に劣っている。
【００９８】
試験番号１５は、鋼のＣの含有量が本発明の規定を上回り、組織におけるフェライトの割合も４５％と低いので、延性及び穴拡げ性に劣っている。
【００９９】
【発明の効果】
本発明の熱延鋼板は、強度、延性、穴拡げ性及び耐疲労特性に優れるので、自動車や各種の産業機械に用いられる高強度構造部材の素材として利用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で用いた疲労試験用の試験片を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a hot-rolled steel sheet suitable as a material for high-strength members used in automobiles and various industrial machines, and in particular, to a hot-rolled steel sheet excellent in workability and fatigue resistance having a fine grain structure as it is in hot rolling. .
[0002]
[Prior art]
Steel materials used as materials for structural members of transportation machines including automobiles and various industrial machines are required to have excellent mechanical properties such as strength, workability and toughness. In order to improve these mechanical properties comprehensively, it is effective to refine the structure of steel, and strengthening the structure by refining the structure of steel can also reduce the alloy components, thus reducing the product cost. It is. For this reason, many manufacturing methods for obtaining a fine structure have been studied.
[0003]
As the means for refining the structure in the prior art, for example, Patent Documents 1 to 3 propose a technique relating to “large rolling rolling”, and Patent Documents 4 and 5 propose a technique relating to “controlled rolling / controlled cooling”. .
[0004]
That is, in Patent Document 1, in the subsequent stage of continuous hot rolling, the rolling reduction is 40% or more and the average strain rate is 60 seconds. ^-1 In addition, there is disclosed a technique for refining the structure by large rolling, in which a rolling reduction of 40% or more is continuously applied within 2 seconds. However, the technique proposed in the above-mentioned Patent Document 1 requires a reduction amount per pass of 40% or more, which is difficult to realize with a general hot strip mill. Furthermore, it is difficult to control the plate thickness.
[0005]
Patent Document 2 discloses a technique in which a steel structure is refined by quenching immediately after rolling from a state of accumulating rolling strain within 0.5 seconds. However, in the method proposed in Patent Document 2, the temperature measurement and the measurement of the plate thickness and the plate width, which are normally performed on the exit side of the finishing tandem rolling mill, are hindered, and thus the productivity is lowered.
[0006]
Patent Document 3 discloses a technique in which so-called “C—Si—Mn steel” is subjected to multi-pass rolling in a dynamic recrystallization region to obtain a fine grain structure having an average grain size of less than 2 μm. However, in a general hot strip mill, it is extremely difficult to stably control the rolling temperature in the dynamic recrystallization temperature range.
[0007]
Patent Document 4 discloses a technique for forcibly cooling the surface of a so-called “C—Si—Mn steel” before finish rolling to obtain a hot-rolled steel sheet having a fine surface layer. However, in the case of the technique proposed in Patent Document 4, the particle size inside the steel sheet is as large as 10 μm or more, and the contribution to the strengthening of the entire steel material is very small just by making the surface layer finer. .
[0008]
Patent Document 5 discloses a first-stage rolling process in which a so-called “C—Si—Mn—Ti steel” is subjected to dynamic recrystallization by rolling at a temperature range of 1100 to 950 ° C. so that the reduction amount is 20% or more. And rolling at a temperature range of less than 950 ° C. and 700 ° C. or higher at a cooling rate of 5 ° C./second or more, with a reduction amount of 20% or more per pass and a cumulative reduction ratio of 50% or more. A technique for obtaining a steel sheet having an average grain size of 2 μm or less by a second stage rolling process in which static recrystallization is repeated is disclosed. However, in the case of steel whose Ti content is lower than the specified value, the dynamic recrystallization in the first stage is insufficient and it is difficult to refine the crystal grains. In the case of steel without addition of Ti, Even if the above rolling technique is applied, the particle size is only 11 μm or more.
[0009]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Publication No. 5-65564
[Patent Document 2]
Japanese Patent Publication No.4-111608
[Patent Document 3]
Japanese Patent Laid-Open No. 11-152544
[Patent Document 4]
JP-A-9-137248
[Patent Document 5]
Japanese Patent Laid-Open No. 11-92859
[0010]
[Problems to be solved by the invention]
This invention is made | formed in view of the said present condition, The objective is to provide a hot-rolled steel plate suitable as a raw material of the high strength member used for a motor vehicle or various industrial machines. Specifically, it is to stably provide a hot-rolled steel sheet having good ductility, hole expansibility and fatigue resistance with a C content in a range that can satisfy weldability.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
The gist of the present invention resides in hot-rolled steel sheets shown in the following (1) and (2).
[0012]
(1) By mass%, C: 0.05-0.2%, Si: 0.001-3.0%, Mn: 0.5-3.0%, P: 0.001-0.2% , Al: 0.001 to 3%, V: more than 0.1% up to 1.0%, the balance is made of Fe and impurities, and the structure is ferrite with an average particle size of 1 to 5 μm Phases with more than 50% of the organization age, The average particle size of V carbonitride in the ferrite grains is 50 nm or less. A hot-rolled steel sheet characterized by that.
[0013]
(2) By mass%, C: 0.05-0.2%, Si: 0.001-3.0%, Mn: 0.5-3.0%, P: 0.001-0.2% , Al: 0.001 to 3%, V: more than 0.1% to 1.0%, and at least selected from one or more of the following groups (a) to (c) It contains one or more components, the balance consists of Fe and impurities, and the structure is ferrite with an average particle size of 1 to 5 μm. Phases with more than 50% of the organization age, The average particle size of V carbonitride in the ferrite grains is 50 nm or less. A hot-rolled steel sheet characterized by that.
[0014]
(A) Nb: 0.005-0.10% and Ti: 0.005-0.20%,
(B) Ca: 0.0002 to 0.010%, Zr: 0.01 to 0.10%, and REM (rare element): 0.002 to 0.10%,
(C) Cr: 0.05-1.0% and Mo: 0.05-1.0%.
[0015]
Here, the “average grain size” of ferrite refers to a value obtained by multiplying the average intercept length obtained by the so-called “intercept method” by 1.128.
[0016]
In the following description, the above “A phase in which the proportion of the organization exceeds 50%” With the "main phase" Say Sometimes .
[0017]
The carbonitride referred to in the present invention includes “carbide” and “nitride”. That is, V carbonitride includes not only V “carbonitride” but also V “carbide” and V “nitride”.
[0018]
Further, “carbonitride” of V refers to “carbonitride containing V”, and the “particle size” is a value defined by ½ of the sum of the minor axis and major axis of each particle. "Average particle diameter" refers to the arithmetic average of the above particle diameters. Here, the “carbonitride containing V” refers to that having a ratio of V in a portion excluding carbon (C) and nitrogen (N) of 10% or more.
[0019]
“REM (rare earth element)” is a general term for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and the content of REM indicates the total content of the above elements.
[0020]
Hereinafter, the inventions related to the hot-rolled steel sheets (1) and (2) are referred to as the inventions (1) and (2), respectively.
[0021]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present inventors have made various studies in order to achieve the above-described object, and have obtained the following findings (a) to (e).
[0022]
(I) Ferrite The average as the main phase grain Diameter In the ferrite grain of Carbonitride containing V Average particle size The extremely fine To As a result, a hot-rolled steel sheet having particularly excellent ductility, hole expansibility and fatigue resistance can be obtained.
[0023]
(B) When a large amount of Ti or Nb is added, undissolved carbonitride increases before rough rolling, resulting in deterioration of ductility, hole expansibility and fatigue resistance, but V is not solidified even with a large amount of addition. It is difficult to form a molten carbonitride and there is no deterioration of these properties.
[0024]
(C) Even when Ti and Nb are added in combination with V, if the content of Ti or Nb is optimized, that is, a condition in which an insoluble carbonitride is not formed when Ti or Nb is added. For example, the addition of Ti or Nb does not increase undissolved carbonitride, and the ductility, hole expansibility and fatigue strength are improved.
[0025]
The reason why the above-described structure is excellent in workability and fatigue resistance is not necessarily clear, but the inside of the ferrite grain is further enhanced by the homogenization of the macroscopic structure by refining the ferrite grain and the fine carbonitride containing V. Presumably based on being uniformly strengthened.
[0026]
(D) The above-mentioned fine ferrite The main phase When And Ferrite grains of Including V Charcoal Nitride The average particle size of In the finish rolling by the tandem rolling mill train after rough rolling, the structure is Ar in the rolling stand one stage before the last. _Three Rolling at a point or higher, and then with an average cooling rate of 50 ° C / second or more _Three It is obtained by cooling to a temperature of “point −50 ° C.” or less and then applying a reduction of 20% or less in the final stand.
[0027]
The reason why the structure can be obtained by such finish rolling is not necessarily clear, but by the rapid cooling before the final rolling, the strain imparted to the austenite by the rolling at the stand one stage before the final is maintained. As it undergoes rolling at the final stand as it is, distortion accumulates, and the latent time of ferrite nucleation is consumed between the stand one stage before the final and the final stand, and the rolling at the final stand is received. (1) The nucleation of ferrite is promoted and the ferrite becomes finer, and (2) The carbon becomes supersaturated ferrite and the fine precipitation of V carbonitride is promoted. Guessed.
[0028]
The present inventions (1) and (2) have been completed based on the above findings.
[0029]
Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, "%" display of the content of each element means "mass%".
(A) Chemical composition of hot-rolled steel sheet
C:
C has the effect | action which raises the intensity | strength of a steel plate, and an effect is acquired by making it contain 0.05% or more. However, when the content exceeds 0.20%, workability and weldability are deteriorated. Therefore, the C content is determined to be 0.05 to 0.2%. From the viewpoint of increasing strength, the C content is preferably more than 0.08% and up to 0.2%, more preferably more than 0.1% and up to 0.2%. .
[0030]
Si:
Si has the effect | action which improves the intensity | strength, ductility, and hole expansibility of a steel plate through solid solution strengthening. However, even if Si is contained in an amount exceeding 3.0%, the effect of the above action is saturated and weldability is deteriorated. On the other hand, the lower limit may be 0%, but is 0.001% from the viewpoint of cost required for reduction. Therefore, the Si content is set to 0.001 to 3.0%. From the viewpoint of workability, the upper limit of Si is preferably set to 2.0%.
[0031]
Mn:
Mn secures the strength of the steel sheet and fixes S present as an impurity in the steel as MnS to suppress cracks that occur during hot working such as continuous casting or hot rolling. However, when the content of Mn is less than 0.5%, the effect of suppressing cracking due to the above-described action cannot be obtained. On the other hand, the content exceeding 3.0% not only saturates the action. , Leading to a decrease in workability. For this reason, the content of Mn is set to 0.5 to 3.0%. The lower limit of the Mn content from the viewpoint of increasing the strength is preferably 1.0%. The upper limit of the Mn content is preferably 2.5% from the viewpoint of workability, and more preferably less than 2.2%.
[0032]
P:
P has the effect | action which raises the intensity | strength of a steel plate. To obtain this effect, a content of 0.001% or more is necessary. On the other hand, when P is contained exceeding 0.2%, not only embrittlement due to grain boundary segregation but also weldability deteriorates. Therefore, the content of P is set to 0.001 to 0.2%. The upper limit of the P content is preferably 0.1%, and the upper limit is more preferably 0.05% in order to further improve the workability.
[0033]
Al:
Al is a deoxidizing action, the main phase Ferai Percent Further, it has an effect of increasing the amount of “residual austenite” in so-called “TRIP steel”. However, if the content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, even if Al is contained in excess of 3%, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the Al content is set to 0.001 to 3%. In addition, when adding Al only for the purpose of deoxidation, it is good to make the upper limit of Al content into 0.10% from a viewpoint of economical efficiency.
[0034]
V:
V is the most important element in the present invention. V precipitates finely as a carbonitride in ferrite ground, and has the effect of increasing strength and improving ductility, hole expansibility and fatigue resistance. However, when the content is 0.1% or less, the effect of addition is poor. On the other hand, even if V is contained in excess of 1.0%, the above effect is saturated, and the carbonitride of V becomes coarse and ductility, hole expansibility and fatigue resistance are deteriorated. Therefore, the V content is determined to be more than 0.1% and up to 1.0%. The V content is preferably 0.2% to 1.0%, and more preferably 0.3% to 1.0%.
[0035]
The chemical composition of the hot-rolled steel sheet according to the invention of (1) is composed of the above elements C to V, with the balance being Fe and impurities.
[0036]
The chemical composition of the hot-rolled steel sheet described in the invention of (2) is replaced with a part of Fe of the steel described in the invention of (1), and from among the following groups (a) to (c): It contains at least one component selected from one or more groups.
[0037]
(A) Nb: 0.005-0.10% and Ti: 0.005-0.20,
(B) Ca: 0.0002 to 0.010%, Zr: 0.01 to 0.10%, and REM (rare element): 0.002 to 0.10%,
(C) Cr: 0.05-1.0% and Mo: 0.05-1.0%.
[0038]
Here, since Nb and Ti described in the group (a) are precipitated as carbonitrides on the ferrite ground and have the effect of further increasing the strength by precipitation strengthening, each of Nb and Ti falls within the range described below. It may be contained in a combination or may be contained in combination.
[0039]
Since any element from Ca to REM (rare earth element) described in group (b) has the effect of adjusting the shape of inclusions to improve cold workability, the elements from Ca to REM are as follows: Each may be contained alone within the range described, or two or more may be combined and contained.
[0040]
REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid as described above, and may be added in the form of misch metal. As described above, the REM content in the present invention indicates the total content of the above elements.
[0041]
Moreover, since both Cr and Mo described in the group (c) have the effect of increasing the strength by solid solution strengthening, Cr and Mo may each be contained alone within the range described below, You may make it compound and contain.
[0042]
(A) Group (Nb and Ti):
Nb and Ti are both elements that precipitate as a carbonitride on ferrite ground and have a function of further increasing the strength by precipitation strengthening. In order to reliably obtain this effect, it is preferable that both Nb and Ti have a content of 0.005% or more. However, even if Nb exceeds 0.10% and Ti exceeds 0.20%, the above effect is saturated and the cost is increased. Therefore, when adding Nb and Ti, it is good to make the content into 0.005-0.10% and 0.005-0.20%, respectively.
[0043]
In addition, from the viewpoint of reducing the amount of undissolved Ti or Nb carbonitride before rough rolling and further improving the strength, ductility, hole expansibility and fatigue resistance, the contents of Ti and Nb are: In addition to the above definition, the value represented by the following formula (1) preferably satisfies 0.0190 or less. More preferably, it is 0.0165 or less, More preferably, it is 0.0145 or less.
[0044]
{(48/93) Nb (%) + Ti (%)} × C (%) (1).
[0045]
(B) Group (Ca, Zr and REM):
Ca, Zr, and REM are all elements that have an effect of improving the cold workability by adjusting the shape of inclusions. In order to reliably obtain this effect, it is preferable that Ca is 0.0002% or more, Zr is 0.01% or more, and REM is 0.002% or more. However, when the contents of Ca, Zr, and REM exceed 0.010%, 0.10%, and 0.10%, respectively, the inclusions in the steel increase so that the workability may deteriorate. Therefore, when adding Ca, Zr, and REM, the content should be 0.0002 to 0.010%, 0.01 to 0.10%, and 0.002 to 0.10%, respectively. .
[0046]
(C) Group (Cr and Mo):
Cr and Mo are both elements that have the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. In order to reliably obtain this effect, it is preferable that both Cr and Mo have a content of 0.05% or more. However, even if both Cr and Mo are contained in excess of 1.0%, the above effects are saturated and the cost is increased. Therefore, when adding Cr and Mo, the content is preferably 0.05 to 1.0%.
[0047]
About the element from said (a) group to (c) group, you may contain the element chosen from a some group in combination.
[0048]
Examples of impurities mixed in the steel include S and N. For example, the content of S and N is preferably regulated as follows.
[0049]
S:
Since S forms sulfide inclusions and degrades workability, the content is preferably suppressed to 0.05% or less. In order to secure further excellent workability, the S content is more preferably 0.008% or less, and very preferably 0.003% or less.
[0050]
N:
Since N deteriorates workability, the content is preferably suppressed to less than 0.01%. The N content is more preferably 0.006% or less.
[0051]
Moreover, since Cu and Ni have the effect | action of transformation strengthening and a corrosion-resistant improvement, you may contain 0.05-1.0%, respectively.
[0052]
The steel having the above-mentioned composition may be any of rimmed steel, capped steel, semi-killed steel or killed steel melted by, for example, a converter, an electric furnace, a flat furnace, etc. It may be a steel ingot using any method of “method” or “continuous casting method”.
(B) Structure of hot-rolled steel sheet
Main phase:
The structure of hot-rolled steel sheet is Ferrite with an average particle size of 1-5μm Phase that exceeds 50% of the organization, that is, the main phase It is necessary to. This is because when a phase other than ferrite, for example, bainite, martensite, cementite, or pearlite forms the main phase, the strength increases and ductility and hole expandability decrease. Na Oh, Lord The proportion of the phase ferrite in the structure is preferably 60% or more, and more preferably 70% or more.
[0053]
The reason why the average particle diameter of ferrite is defined as 1 to 5 μm is as follows.
[0054]
That is, when the average grain size of the ferrite as the main phase is 5 μm or less, the target strength can be secured with a small alloy content compared to the conventional steel sheet, and the deterioration of properties other than the strength is small. Plating properties are also improved. When the average grain size of ferrite exceeds 5 μm, the degree of increase in strength due to the refinement of the structure is remarkably reduced, and it becomes necessary to increase the content of alloy elements, resulting in increased costs, ductility, hole expansibility and fatigue resistance. Degradation of characteristics is caused. However, when the ferrite has an average grain size of less than 1 μm, the ductility is lowered and workability is lowered. From the viewpoint of obtaining high strength, good workability and excellent fatigue resistance, the upper limit of the average grain size of ferrite is preferably 4 μm, and more preferably 3 μm. On the other hand, from the viewpoint of ensuring even better workability, the lower limit of the average particle diameter of ferrite is preferably 2 μm.
[0055]
Therefore, in the present invention Is flat Ferrite with a uniform particle size of 1-5μm Phases with more than 50% of the organization It was.
[0056]
Here, as described above, the “average particle diameter” of ferrite indicates a value obtained by multiplying the average intercept length obtained by the so-called “intercept method” by 1.128.
[0057]
When the structure other than ferrite, which is the main phase, is collectively referred to as the second phase, the second phase is composed of one or more of cementite, pearlite, bainite, martensite and untransformed austenite (so-called “residual austenite”). . From the viewpoint of further improving the hole expansibility and fatigue resistance, the ratio of martensite and retained austenite as the second phase is preferably less than 5%, respectively, and less than 3% respectively. Even more preferred. In addition, it is very preferable if the ratios of martensite and retained austenite as the second phase are both 0%.
[0058]
Here, it is known that the volume ratio of a certain phase is equal to the area ratio. Therefore, the ratio of the ferrite to the structure is determined, for example, from the ratio of ferrite obtained by a normal two-dimensional evaluation method. do it.
[0059]
V carbonitrides in ferrite grains:
Ferrite grains as the main phase Inside V carbonitride Has an average particle size of 50 nm or less There must be.
[0060]
When V carbonitride is not present in the ferrite grains, a hot-rolled steel sheet having particularly excellent desired ductility, hole expansibility and fatigue resistance cannot be obtained. Further, even when V carbonitride is present in the ferrite grains, if the average particle diameter exceeds 50 nm, ductility, hole expansibility and fatigue resistance are deteriorated.
[0061]
Therefore, in the present invention, ferrite grains as the main phase Inside V carbonitride The average particle size of 50 nm or less It was.
[0062]
Ferrite grains Inside V of carbonitride average The particle size is preferably 20 nm or less, more preferably less than 10 nm. This ferrite grain Inside V of carbonitride average The lower limit of the particle size is preferably about 2 nm from the viewpoints of ductility, hole expansibility and fatigue resistance. Preferably it is 4 nm or more.
[0063]
Here, the carbonitride referred to in the present invention includes “carbide” and “nitride”, that is, V carbonitride includes not only V “carbonitride” but also V “carbide”. ”And“ nitride ”of V, and“ carbonitride ”of V refers to“ carbonitride containing V ”, and the“ particle size ”is the minor axis and major axis of each particle. A value defined by 1/2 of the sum, “average particle diameter” indicates an arithmetic average of the above particle diameters, and “carbonitride containing V” includes carbon (C) and nitrogen (N). As described above, the ratio of V in the portion excluding the point indicates that it is 10% or more.
[0064]
In order to provide the hot-rolled steel sheet with further ductility, hole expansibility and fatigue resistance, the width of the region without fine precipitates in the vicinity of the ferrite grain boundary (so-called “no precipitation zone”) is 0.3 μm. The following is preferable. A more preferable width of the precipitation-free zone is 0.2 μm or less, and it is extremely preferable if it is 0.1 μm or less.
[0065]
The hot-rolled steel sheet according to the inventions (1) and (2) is, for example, a tandem rolling mill after rough rolling after roughly rolling a steel ingot or steel slab having the component composition described in (A). In finish rolling by row, Ar at the rolling stand one stage before the last ₃ Rolling at a point or higher, and then with an average cooling rate of 50 ° C / second or more ₃ After cooling to a temperature of “point −50 ° C.” or less, the film can be produced by applying a reduction of 20% or less in the final stand. The “average cooling rate” refers to the temperature difference before and after cooling divided by the cooling time.
[0066]
After the steel ingot and steel slab used for rough rolling are once cooled, Ac ₃ Reheated to a temperature above the point or Ar after casting ₃ Steel ingot that has not dropped to a temperature range below the point or Ar after hot working ₃ It may be any steel slab that has not fallen to a temperature range below the point. In addition, from the viewpoint of fine graining, after cooling once, Ac ₃ What was reheated to the temperature more than a point is more preferable. When it is subjected to rough rolling as cast, it may be passed through an auxiliary heating device or charged into a heating furnace for the purpose of heat retention or heating.
[0067]
In addition, after once cooling the steel ingot and steel slab, Ac ₃ The heating temperature in the case of reheating to a temperature above the point is preferably 1200 ° C. or less which does not coarsen the austenite crystal grains. Moreover, in order to ensure rolling temperature and reduce the load of a rolling mill, it is preferable to set it as 1000 degreeC or more. More preferably, it is 1100 degreeC or more.
[0068]
Ar after casting ₃ Steel ingot that has not dropped to a temperature range below the point or Ar after hot working ₃ For any steel slab that has not fallen to a temperature range below the temperature point, after casting or hot working, the steel ingot or steel slab can be cooled to a temperature range of 1200 ° C. or less, and then rough rolled. Desirable for suppressing grain growth during rolling. In this case, the rough rolling is preferably started from a temperature range of 1000 ° C. or higher in order to ensure the rolling temperature and reduce the load on the rolling mill. More preferably, it is 1100 degreeC or more.
[0069]
In addition, what is necessary is just to perform rough rolling in hot by a normal method.
[0070]
From the viewpoint of suppressing the growth of crystal grains during finish rolling, it is preferable to lower the start temperature of finish rolling. However, if the temperature before the rolling side tip of the material to be rolled enters the tandem rolling mill row is lowered, the temperature drop at the rear edge or edge increases, so the rear edge or edge of the material to be rolled In order to prevent a decrease in temperature, an auxiliary heating device may be used to maintain the temperature of the material to be rolled before finish rolling, in particular, the temperature of the rear end or edge of the material to be rolled. In this case, the heating temperature by the auxiliary heating device is preferably 1100 ° C. or lower. In addition, said heating is Ac which can ensure the rolling in an austenite area | region as finish rolling. ₃ Heating to a temperature above the point is sufficient, but heating to a temperature of 950 ° C. or higher is more preferable.
[0071]
Finish rolling is performed at the rolling stand one stage before the end of the tandem rolling mill line. ₃ Rolling at a point or higher, and then with an average cooling rate of 50 ° C / second or more ₃ After cooling to a temperature of “point −50 ° C.” or lower, a reduction of 20% or lower is applied in the final stand.
[0072]
According to the above conditions, since nucleation of ferrite is promoted, desired fine ferrite can be obtained stably and reliably.
[0073]
Rolling at the stand one stage before the last is Ar ₃ If it is less than the point, not only the formation of processed ferrite is caused, but also the strain accumulation in the soft ferrite becomes insufficient, and the strain accumulation in the untransformed austenite becomes insufficient, and the refinement of the ferrite may not be achieved. From the viewpoint of accumulation of rolling distortion, the rolling temperature is “Ar. ₃ "Point + 100 ° C" or less is preferable, more preferably "Ar ₃ Point + 60 ° C. ”or less. Even when the average cooling rate after rolling in the stand before the first stage is less than 50 ° C./second, the refinement of the ferrite may not be achieved. The average cooling rate is preferably 100 ° C./second or more, more preferably 200 ° C./second or more.
[0074]
The cooling temperature after rolling at the stand one stage before the final is “Ar ₃ When it exceeds "point-50 degreeC", refinement | miniaturization of the ferrite to a desired size may not be achieved. . The cooling temperature after rolling at the stand one stage before the last is “Ar ₃ It is more preferable that the temperature is “point −100 ° C.” or less, and “Ar ₃ It is extremely preferable if it is not higher than “−150 ° C.”
[0075]
The rolling at the final stand is a function of draining to prevent the cooling water after rolling at the stand before the first stage from flowing out to the exit side of the final stand (exit side of the tandem rolling mill row), It has the function of applying tension to the material to be rolled between the stand and preventing deterioration of the sheet passability and thickness, and also has the cooling effect by heat removal from the roll. Therefore, in the final stand, the material to be rolled and the roll are simply brought into contact with each other, and the rolling reduction rate may be 0%. However, from the viewpoint of sufficient strain accumulation and further refinement of ferrite crystal grains, the rolling reduction in the final stand is preferably 1% or more, and more preferably 5% or more. On the other hand, the upper limit of the rolling reduction is preferably 20%. If it exceeds 20%, the formation of processed ferrite may be caused, resulting in a decrease in workability, and a plate thickness shape defect may be caused due to excessive rolling reduction. The upper limit of the rolling reduction is more preferably 15%, and extremely preferably 10%.
[0076]
The hot rolling is preferably performed using a lubricant for the purpose of reducing rolling load. Further, cooling may be performed in order to suppress the temperature rise of the material to be rolled due to the reduction between the stands of the “tandem hot rolling” tandem rolling mill row to the stand before the second stage. Lubricating rolling is preferably performed from the last stage to the previous stage from the viewpoint of sheet feeding.
[0077]
After finish rolling, the steel sheet as the material to be rolled may be cooled and wound. The cooling conditions after finish rolling, the winding temperature and the cooling conditions after winding may be appropriately determined according to the structure of the hot rolled steel sheet to be manufactured.
[0078]
For example, when it is desired to form a structure containing pearlite or cementite as the second phase, cooling and winding may be performed under conditions that avoid the formation of a low-temperature transformation phase such as bainite or martensite. In addition, when it is desired to obtain a bainite as a second phase or a composite structure such as so-called “DP steel (duplex steel)” or “TRIP steel”, cooling that passes through the nose of the ferrite region on the cooling curve. After the ferrite transformation is promoted and the pearlite transformation is avoided, the steel is quenched in the bainite or martensite region and then wound.
[0079]
From the viewpoint of making the ferrite grain size very fine, it is more preferable to start the cooling within a very short time after the finish rolling, for example, within 0.5 seconds after the finish rolling. However, such cooling immediately after the finish rolling ends up hindering the measurement of temperature, thickness, and width, leading to a decrease in productivity. Inevitable.
[0080]
When the hot-rolled steel sheet according to the present invention is subjected to surface treatment such as hot dip galvanizing, alloying hot dip galvanizing, or electroplating, a surface-treated steel sheet having excellent corrosion resistance can be obtained.
[0081]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
[0082]
【Example】
The steel having the chemical composition shown in Table 1 is heated under the conditions shown in Table 2 using an experimental rolling mill, and is subjected to rough rolling and rolling corresponding to finish rolling to form a steel plate having a thickness of 3.2 mm, and further cooled. After that, a winding simulation was performed.
[0083]
The winding simulation was performed by charging the steel sheet cooled to the coiling temperature into an electric furnace maintained at the coiling temperature, holding it at that temperature for 1 hour, and then cooling it at an average cooling rate of 20 ° C./hour. The temperature history after winding was simulated.
[0084]
[Table 1]

[0085]
[Table 2]

[0086]
Test pieces were sampled from the obtained steel plates and examined for structure, tensile properties, hole expansibility and fatigue resistance.
[0087]
The structure is determined by using an optical microscope or an electron microscope, and the average particle diameter and area ratio (hence, volume ratio) of ferrite, the size (width) of precipitation-free zone, and the particle diameter of V carbonitride are determined. Asked.
[0088]
The tensile test was performed by collecting a JIS No. 5 tensile test piece from the obtained steel plate.
[0089]
In addition, a square test specimen of 100 mm in length and breadth was collected, a punched hole with a diameter of 10 mm was punched at the center with a clearance of 12.5%, and the above hole was expanded with a conical punch with an apex angle of 60 °. Then, the hole expansion rate (HER (%)) was determined by the following formula (2).
[0090]
HER (%) = {(hole diameter at the time of occurrence of plate thickness penetration crack−initial hole diameter) / initial hole diameter} × 100 (2).
[0091]
The fatigue resistance was evaluated by a double swing plane bending test using the test piece shown in FIG. That is, a plane bending test is performed using a test piece having a width of 20 mm. ⁷ The stress (that is, the fatigue limit) that can withstand repeated cycles was obtained, and this was defined as the fatigue strength.
[0092]
Table 3 summarizes the results of the above investigations. In Table 3, the fatigue limit ratio (fatigue strength / tensile strength) is also shown.
[0093]
[Table 3]

[0094]
As is apparent from Table 3, the hot rolled steel sheets of test numbers 1 to 12 having the chemical composition and structure defined in the present invention have a strength-ductility balance (TS × El) and a strength-hole expansibility balance (TS × HER). And a hot-rolled steel sheet having excellent fatigue resistance (fatigue limit ratio).
[0095]
On the other hand, in the case of test numbers 13 to 15 that deviate from the conditions specified in the present invention, the ductility, hole expansibility, and fatigue resistance are inferior.
[0096]
That is, in test number 13, the V content of steel exceeds the provisions of the present invention, In ferrite grains V of carbonitride average Since the particle size is large, the ductility and hole expansibility are low, and the fatigue resistance is inferior.
[0097]
Test No. 14 is inferior in ductility and hole expansibility because the Mn content of the steel exceeds the provisions of the present invention and the ratio of ferrite in the structure is as low as 36%.
[0098]
Test No. 15 is inferior in ductility and hole expansibility because the C content of the steel exceeds the provisions of the present invention and the ratio of ferrite in the structure is as low as 45%.
[0099]
【The invention's effect】
Since the hot-rolled steel sheet of the present invention is excellent in strength, ductility, hole expansibility and fatigue resistance, it can be used as a material for high-strength structural members used in automobiles and various industrial machines.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a view showing a test piece for a fatigue test used in Examples.

Claims

In mass%, C: 0.05-0.2%, Si: 0.001-3.0%, Mn: 0.5-3.0%, P: 0.001-0.2%, Al: 0.001 to 3%, V: more than 0.1% and up to 1.0%, the balance is made of Fe and impurities, and the structure accounts for 50% of ferrite with an average particle size of 1 to 5 μm in the structure and more than phase, the hot-rolled steel sheet, wherein the average particle size of the carbonitride in V in ferrite grains is 50nm or less.

In mass%, C: 0.05-0.2%, Si: 0.001-3.0%, Mn: 0.5-3.0%, P: 0.001-0.2%, Al: 0.001 to 3%, V: more than 0.1% to 1.0%, and at least one or more selected from one or more of the following groups (a) to (c) They include ingredients, the balance being Fe and impurities, the average grain size of the organization an average particle size 1~5μm ferrite and a phase of more than 50% proportion occupied in the tissue, carbonitride V in ferrite grains A hot-rolled steel sheet having a thickness of 50 nm or less .
(A) Nb: 0.005-0.10% and Ti: 0.005-0.20%
(B) Ca: 0.0002 to 0.010%, Zr: 0.01 to 0.10%, and REM (rare element): 0.002 to 0.10%
(C) Cr: 0.05-1.0% and Mo: 0.05-1.0%