JP3752843B2 - High-strength, high-workability hot-rolled steel sheet with excellent impact resistance and low aging deterioration - Google Patents

Description

が２×10³/s まで増加）におけるエネルギーを、鋼板でより多く吸収するためには、鋼板を
【外２】

の条件で引張変形させた時のｎ値（以下、動的ｎ値という）を高くすることが有効であることが解明されたのである。
ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値とする。
なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変形時における強度向上にも有効であることが併せて見出された。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
以下、この発明の解明経緯について説明する。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、まず従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、その組織と特性との関係について調査した。
その結果、ＴＲＩＰ鋼においては、成形性の向上に有利な残留オーステナイトを十分な量得るためには、ベイナイト相を生成させることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相が耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明した。
【０００９】
そこで、発明者らは、かようなベイナイト相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主相である初析フェライト以外の第２相を、従来のベイナイト＋残留オーステナイトから、針状フェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの混合組織に変更したところ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得られたのである。
さらに、第２相に対する主相フェライトの粒径比を大きくすると共に、第２相中のマルテンサイトおよび残留オーステナイトの量を多めにすると、時効劣化が効果的に軽減されることも併せて見出した。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、この発明は、
Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になり、主相が初析フェライト、第２相がマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる鋼組織を有し、しかも第２相中のマルテンサイト分率が20〜40％、残留オーステナイトの分率が30〜50％でかつ両者の合計分率が60〜90％の範囲を満足すると共に、初析フェライト径と第２相の径との比が 1.5以上を満足することを特徴とする耐衝撃特性に優れかつ時効劣化の小さい高強度高加工性熱延鋼板である。
【００１１】
この発明では、鋼の成分組成につき、上記した基本組成の他、オーステナイト生成元素として
Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を、またさらには強度改善成分として
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有させることもできる。
【００１２】
また、この発明においては、鋼組織中に占める第２相の比率は３〜40％とすることが好ましい。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）を示す。
同図に示したとおり、従来のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともいう）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷することによって、ベイナイト変態を生じさせつつ、所定量のオーステナイトを残留させていた。
しかしながら、このようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性の面では優れるものの、十分な耐衝撃特性が得られないことは前述したとおりである。
【００１４】
そこで、発明者らは、ベイナイト変態を回避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、
(1) 鋼成分としてCrを少量含有させると、上記ＣＣＴ図におけるベイナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析出（特に炭化物の析出）が抑制され、代わりに針状フェライト（アシキュラーフェライトともいう）が析出する、
(2) かようにして形成された、針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相は、成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格
段に向上させる
ことを究明したのである。
【００１５】
図２に、この発明の成分系における代表的ＣＣＴ図を示す。
同図に示したとおり、Crを少量添加することによってベイナイト変態域のノーズが後退し、代わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針状フェライト域に短時間保持し、好ましくはその後に急冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織とすることができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた熱延鋼板を得ることができたのである。
【００１６】
ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長径が概ね10μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そしてセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。
なお、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイトの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に区別されるものである。
【００１７】
図３(a) に、この発明に従い得られる第２相の特徴的な相構成を、また図３(b) には、従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を、それぞれ模式で示す。
従来のＴＲＩＰ鋼の第２相は、ベイナイト中に残留オーステナイトが点在する相構成になっているのに対し、この発明の第２相は、針状フェライトとマルテンサイトが層状にならび、その界面（マルテンサイト側）に残留オーステナイトが点在する形態になっている。
このように、第２相中に針状フェライトを析出させたことが、この発明の特徴の一つであり、この針状フェライト相がTS×Elを増加させると共に、動的ｎ値を向上させるものと考えられる。
【００１８】
ところで、発明者らの実験によれば、図２に示す冷却工程において、初析フェライト域での保持時間を幾分長めにして初析フェライトの粒径を大きくすると共に、針状フェライト域での保持時間を短めにして第２相中における針状フェライトの生成量を減少させることが、時効劣化を防止する上で極めて有効であるが見出された。
【００１９】
すなわち、初析フェライト径と第２相の径の比を 1.5以上にすると共に、第２相中のマルテンサイト分率を20〜40％、残留オーステナイトの分率を30〜50％とし、かつ両者の合計分率を60％以上の範囲に制御することにより、時効指数ＡＩを30 MPa以下まで低減することができたのである。
図４に、（初析フェライト径／第２相の径）と時効指数との関係（ただし、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計分率は80％）を、また図５には、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計分率と時効指数との関係（ただし、初析フェライト径／第２相の径＝2.0 ）を、それぞれ示す。
図４，５から明らかなように、（初析フェライト径／第２相の径）≧1.5 および（マルテンサイト分率＋残留オーステナイト分率）≧60％とすることによって、時効指数ＡＩが30 MPa以下まで低減している。
【００２０】
しかしながら、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計分率が90％を超えると、換言すれば針状フェライトの分率が10％未満になると、前述した基本特性とくに動的ｎ値について、所望の0.35以上の値を得るのが難しくなる。
そこで、この発明では、（初析フェライト径／第２相の径）を 1.5以上、またマルテンサイトと残留オーステナイトの合計分率を60〜90％の範囲に限定したのである。
なお、主相（初析フェライト相）および第２相の粒径は、鋼試料を研磨後、２％硝酸＋エチルアルコール溶液でエッチングし、顕微鏡写真を画像解析することにより算出した。また、図３に示されるような、元の未変態オーステナイト相を同一とする一群の第２相は、一個の第２相粒として取扱い、粒径を算出した。
【００２１】
また、この発明において、上記した第２相の鋼組織中に占める比率は３〜40％とすることが好ましい。
というのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスがが低下するからである。より好ましい比率は10〜30％である。
ここに、相比率は、上記と同じように、顕微鏡写真を画像解析することによって算出した。
【００２２】
なお、この発明において、鋼組織は全て、主相である初析フェライトと、第２相であるマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干析出する場合もあるが、かような第３相が混入しても、その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何ら問題はない。
【００２３】
次に、この発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.40mass％
Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。
【００２４】
Si：1.0 〜3.0 mass％
Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であり、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要とするが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招くだけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００２５】
Mn：0.6 〜3.0 mass％
Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は 0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００２６】
Cr：0.2 〜2.0 mass％
このCr添加は、この発明の特徴の一つである。Crを添加することにより、前述したように、第２相が針状フェライト化する。そのためには、0.2 mass％以上の添加が必要であるが、 2.0mass％を超えて添加すると粗大なCr炭化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランスおよび動的ｎ値とも劣化するので、Cr量は0.2 〜2.0 mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.3〜1.8 mass％である。
【００２７】
図６および図７に、Cr量と強度−伸びバランスおよび動的ｎ値との関係について調べた結果をそれぞれ示す。
図６，７より明らかなように、Cr含有量が 0.2mass％以上、 2.0mass％以下の範囲で、TS×El≧24000 (MPa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性および耐衝撃特性が得られている。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、この発明では、オーステナイト生成元素としてＰやAl、また強度改善成分としてTiやNbを、以下の範囲で適宜含有させることができる。
Ｐ：0.01〜0.2 mass％
Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用であるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化するので、添加する場合には0.01〜0.2 mass％の範囲とすることが望ましい。
【００２９】
Al：0.01〜0.3 mass％
Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成元素として有用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の低下を招くので、添加する場合には0.01〜0.3 mass％の範囲とすることが望ましい。
【００３０】
Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％
TiおよびNbはいずれも、主相であるフェライトを細粒化させることによって、強度の向上に有効に寄与するので、必要に応じて添加することができる。特にTiを含有させると、針状フェライトのノーズが短時間側に移行し、コイルミドル部と比較して冷却速度が速くなるコイル端部においても十分針状フェライトが析出するので、歩留りが向上する効果もある。
しかしながら、含有量があまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添加は延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
【００３１】
次に、この発明鋼の製造方法について具体的に説明する。
この発明鋼は、基本的に、第２相としてマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる混合組織を形成させれば良いのであるから、前掲図２に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良い。
そして、初析フェライト域での保持時間を幾分長めにして初析フェライトの粒径を大きくすると共に、針状フェライト域での保持時間を短めにして第２相中における針状フェライトの生成量を減少させる、換言すると第２相中におけるマルテンサイトと残留オーステナイトの量を増大させてやれば良く、かくして優れたTS×Elバランスおよび動的ｎ値と共に、良好な時効特性が得られるのである。
【００３２】
すなわち、 780〜980 ℃程度で熱間仕上げ圧延後、 620〜780 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍まで冷却したのち、この温度域に５〜20秒程度保持（または緩冷却）することにより、主相である初析フェライトを析出させ、ついで 350〜500 ℃の針状フェライト域まで冷却し、この領域で、２〜20分間程度等温保持するかまたは緩冷却後、ベイナイトが発生しない程度の速度で徐冷することにより、針状フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる第２相を形成させ、かつこの第２相中におけるマルテンサイトと残留オーステナイトの分率を60〜90％に制御すると共に、初析フェライト径と第２相の径の比を 1.5以上に制御するのである。
【００３３】
【実施例】
実施例１
表１示す種々の成分組成になる鋼スラブを、1200℃に加熱後、粗圧延し、ついで仕上げ温度：860 ℃で熱間仕上げ圧延を終了した後、 700℃まで冷却し、この温度に15秒保持してから、 450℃まで冷却したのち、コイルに巻取り、巻取り後８分間保持してから、 100℃/hの速度で室温まで冷却した。
得られた熱延板から、引張試験片を切り出し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×10^-2/sの条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)および伸び(El)を求めた。
また、ホプキンソンプレッシャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (1996) P.1108〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×10³/s の条件で引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値（動的ｎ値）を求めた。
さらに、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時(170℃）における焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。なお、ＷＨ，ＢＨは、ひずみ速度：２×10^-2／ｓの引張試験機を用い、図８により求めた。
各熱延鋼板の鋼組織、TS×Elバランス、（ＷＨ＋ＢＨ）、動的ｎ値および時効指数について調べた結果を整理して表２に示す。
【００３４】
【表１】

【００３５】
【表２】

【００３６】
表２に示したとおり、この発明に従い、第２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織を形成させ、かつ第２相中のマルテンサイトと残留オーステナイトの分率を60〜90％、また初析フェライト径と第２相の径の比を 1.5以上に制御したものはいずれも、TS×El≧ 24000 MPa・％の優れた強度−伸びバランス、動的ｎ値≧0.35の優れた耐衝撃特性および（ＷＨ＋ＢＨ）≧100 MPa の優れた加工・焼付硬化性、さらにはＡＩ≦30 MPaという優れた耐時効性が得られている。
【００３７】
【発明の効果】
かくして、この発明に従い、主相を初析フェライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織にすると共に、第２相中のマルテンサイトと残留オーステナイトの分率を60〜90％の範囲、また初析フェライト径と第２相の径の比を 1.5以上に制御することにより、優れた成形性と耐衝撃特性を兼備するだけでなく、耐時効性も良好な熱延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図２】この発明の成分系における代表的連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図３】 (a) この発明に従い得られる第２相の特徴的な相構成および(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を示す模式図である。
【図４】（初析フェライト径／第２相の径）と時効指数との関係を示したグラフである。
【図５】マルテンサイトと残留オーステナイトの合計分率と時効指数との関係を示したグラフである。
【図６】 Cr量と強度−伸びバランスとの関係を示すグラフである。
【図７】 Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。
【図８】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）の説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet that has excellent impact resistance and is suitable for use as a steel sheet for automobiles and has little aging deterioration.
[0002]
[Prior art]
With the trend toward reducing the weight of automobiles, the demand for high-strength thin steel sheets with excellent formability is particularly strong.
Recently, the safety of automobiles has also been emphasized, and for this purpose, improvement of impact resistance characteristics that are a measure of safety at the time of a collision is also required.
Furthermore, consideration is required for economic efficiency, and when considering such economic efficiency, hot-rolled steel sheet is more advantageous than cold-rolled steel sheet.
[0003]
Various high-strength hot-rolled steel sheets have been developed so far against the background of the above situation.
For example, JP-B-6-41617, JP-B-5-65566, and JP-B-5-67682 disclose so-called high-workability and high-strength hot-rolled steel sheets containing so-called ferrite, bainite and 5% or more of retained austenite. A method for producing Transformation Induced Plasticity steel (hereinafter referred to as TRIP steel) is disclosed.
[0004]
However, although this TRIP steel has high elongation and good formability (TS × El ≧ 24000 MPa ·%), it still has a problem that it does not meet the current severe impact resistance characteristics.
There is also a problem that the work hardening amount (WH) at the time of press molding and the bake hardening amount (BH) at the subsequent baking coating are as low as about 70 MPa.
When this amount of processing and baking (WH + BH) is low, there is a great disadvantage in terms of strength assurance after processing-paint baking.
[0005]
On the other hand, as disclosed in JP-A-9-111396, as a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance, a so-called dual phase steel (hereinafter referred to as DP steel) having a two-phase structure of ferrite and martensite is disclosed. ) Has been developed.
However, although this DP steel is excellent in impact resistance characteristics, it cannot be said that the elongation is sufficient, leaving a problem in terms of formability.
Moreover, this DP steel also had a problem in the place where the aging index AI was as high as about 40 to 50 MPa.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, to date, no hot-rolled steel sheet that satisfies both sufficient formability and strict safety has been found, and its development has been desired.
The present invention advantageously meets the above requirements, and has excellent moldability and impact resistance characteristics (specifically, the strength-elongation balance (TS × El) is 24000 MPa ·% or more, and (WH + BH) is The object is to propose a high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance and low aging degradation, with an aging index AI of 30 MPa or less and an aging index AI of 30 MPa or less.
[0007]
Here, the dynamic n value was newly found by the inventors as an index of impact resistance characteristics, and by using this dynamic n value, the impact resistance characteristics can be evaluated more accurately than before. Can do.
In other words, hitherto, collision resistance safety has been considered in relation to strength, and if the strength is high, it is said that the collision safety is high. However, the strength and the collision safety are not necessarily unique. It turns out that it is not.
Therefore, as a result of earnest research on this point, the collision safety is improved, that is, at the time of deformation at high speed (the strain rate at the time of automobile collision [Outside 1]

The energy in but increased to 2 × 10 ³ / s), in order to absorb more with the steel sheet, [outer 2] The steel plate

It has been clarified that it is effective to increase the n value (hereinafter referred to as the dynamic n value) when the tensile deformation is performed under the above conditions.
Here, an instantaneous n value at an elongation of 10% is defined as a dynamic n value.
It has also been found that increasing the dynamic n value is effective for improving the strength during high-speed deformation.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
The elucidation process of the present invention will be described below.
In order to achieve the above object, the inventors first investigated the relationship between the structure and properties of TRIP steel, which is a conventional steel.
As a result, in TRIP steel, it has been essential to generate a bainite phase in order to obtain a sufficient amount of retained austenite that is advantageous for improving formability. However, this bainite phase deteriorates impact resistance. It turned out to be the cause.
[0009]
Therefore, the inventors suppressed the formation of such a bainite phase, particularly carbides, that is, the second phase other than the proeutectoid ferrite, which is the main phase, from acicular ferrite + retained austenite to acicular ferrite + martensite. Changing to a mixed structure of sight + retained austenite resulted in unexpected results in achieving the intended purpose.
It was also found that aging degradation is effectively reduced by increasing the grain size ratio of the main phase ferrite to the second phase and increasing the amount of martensite and retained austenite in the second phase. .
The present invention is based on the above findings.
[0010]
That is, this invention
C: 0.05 to 0.40 mass%, Si: 1.0 to 3.0 mass%,
Mn: 0.6 to 3.0 mass%, Cr: 0.2 to 2.0 mass%
The balance is Fe and inevitable impurities , the main phase has pro-eutectoid ferrite, the second phase has a steel structure consisting of martensite, acicular ferrite and retained austenite, and in the second phase The martensite fraction is 20-40%, the retained austenite fraction is 30-50% and the total fraction of both is in the range of 60-90%. This is a high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet with excellent impact resistance and low aging deterioration, characterized by satisfying a ratio of 1.5 or more.
[0011]
In this invention, in addition to the basic composition described above, P: 0.01 to 0.2 mass%, Al: 0.01 to 0.3 mass% as an austenite-forming element, in addition to the basic composition described above.
At least one selected from the above, or even as a strength improving ingredient
Ti: 0.005 to 0.25 mass%, Nb: 0.003 to 0.1 mass%
It is also possible to contain at least one selected from among them.
[0012]
In the present invention, the ratio of the second phase in the steel structure is preferably 3 to 40%.
[0013]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention will be specifically described below.
FIG. 1 shows a typical continuous cooling transformation curve (CCT diagram) of conventional TRIP steel.
As shown in the figure, the conventional TRIP steel, after hot rolling, slightly retained in the pro-eutectoid ferrite region to precipitate pro-eutectoid ferrite (also called polygonal ferrite), and at the same time, dissolved in the untransformed austenite phase. After promoting the concentration of carbon and increasing the stability of austenite, it was led to a bainite region, and by slowly cooling this region, a predetermined amount of austenite remained while causing bainite transformation.
However, as described above, the TRIP steel manufactured in this way is excellent in strength and workability, but cannot provide sufficient impact resistance.
[0014]
Therefore, the inventors have conducted numerous experiments and studies to avoid bainite transformation,
(1) When a small amount of Cr is contained as a steel component, the nose of the bainite transformation region in the CCT diagram is retreated, and precipitation of bainite (especially carbide precipitation) is suppressed. Say)
(2) The second phase consisting of acicular ferrite, retained austenite and martensite formed in this way has been found to significantly improve impact resistance without impairing formability. .
[0015]
FIG. 2 shows a typical CCT diagram in the component system of the present invention.
As shown in the figure, the addition of a small amount of Cr causes the nose of the bainite transformation region to recede, and instead the acicular ferrite region appears prominently. The second phase can be made into a mixed structure consisting of acicular ferrite, retained austenite and martensite, and thus a hot rolled steel sheet having excellent formability and impact resistance can be obtained. It was.
[0016]
Here, the acicular ferrite means a crystal having a major axis of approximately 10 μm or less, an aspect ratio of 1: 1.5 or more, and a cementite precipitation amount of 5% or less.
In addition, since precipitation of cementite is often observed in the bainite of conventional TRIP steel (10% or more), the acicular ferrite of the present invention and the bainite of TRIP steel are clearly distinguished.
[0017]
FIG. 3 (a) schematically shows the characteristic phase structure of the second phase obtained according to the present invention, and FIG. 3 (b) schematically shows the phase structure of the second phase of the conventional TRIP steel.
The second phase of the conventional TRIP steel has a phase structure in which retained austenite is scattered in bainite, whereas the second phase of the present invention is a layered structure of acicular ferrite and martensite. The retained austenite is scattered on the (martensite side).
Thus, it is one of the features of the present invention that the acicular ferrite is precipitated in the second phase, and this acicular ferrite phase increases TS × El and improves the dynamic n value. It is considered a thing.
[0018]
By the way, according to the experiments by the inventors, in the cooling step shown in FIG. 2, the retention time in the pro-eutectoid ferrite region is somewhat lengthened to increase the particle size of the pro-eutectoid ferrite region, and in the acicular ferrite region. It has been found that shortening the holding time and reducing the amount of acicular ferrite produced in the second phase is extremely effective in preventing aging degradation.
[0019]
That is, the ratio of the pro-eutectoid ferrite diameter to the second phase diameter is 1.5 or more, the martensite fraction in the second phase is 20-40%, the retained austenite fraction is 30-50%, and both The aging index AI could be reduced to 30 MPa or less by controlling the total fraction of A to within the range of 60% or more.
FIG. 4 shows the relationship between (proeutectoid ferrite diameter / second phase diameter) and aging index (however, the total fraction of martensite and retained austenite is 80%), and FIG. 5 shows martensite and residual The relationship between the total fraction of austenite and the aging index (however, the diameter of pro-eutectoid ferrite / diameter of the second phase = 2.0) is shown.
As apparent from FIGS. 4 and 5, the aging index AI is 30 MPa by setting (proeutectoid ferrite diameter / second phase diameter) ≧ 1.5 and (martensite fraction + residual austenite fraction) ≧ 60%. It has been reduced to the following.
[0020]
However, when the total fraction of martensite and retained austenite exceeds 90%, in other words, when the fraction of acicular ferrite is less than 10%, the above-mentioned basic characteristics, particularly the dynamic n value, of the desired 0.35 or more It becomes difficult to get a value.
Therefore, in the present invention, (the pro-eutectoid ferrite diameter / second phase diameter) is limited to 1.5 or more, and the total fraction of martensite and retained austenite is limited to a range of 60 to 90%.
The particle sizes of the main phase (proeutectoid ferrite phase) and the second phase were calculated by polishing a steel sample, etching with a 2% nitric acid + ethyl alcohol solution, and analyzing the micrograph image. Further, a group of second phases having the same original untransformed austenite phase as shown in FIG. 3 was handled as one second phase grain, and the grain size was calculated.
[0021]
In the present invention, the ratio of the second phase in the steel structure is preferably 3 to 40%.
This is because, if the phase ratio is less than 3%, sufficient impact resistance characteristics cannot be obtained, while if it exceeds 40%, the elongation and the strength-elongation balance decrease. A more preferable ratio is 10 to 30%.
Here, the phase ratio was calculated by image analysis of the micrograph as described above.
[0022]
In this invention, the steel structure is not necessarily composed of a promiscuous ferrite as the main phase and a mixed phase of martensite, acicular ferrite and retained austenite as the second phase, and includes a bainite phase. Although it may precipitate a little, even if such a third phase is mixed, there is no problem in characteristics as long as the ratio is 10% or less of the entire second phase.
[0023]
Next, the reason why the component composition of the steel sheet is limited to the above range in the present invention will be described.
C: 0.05-0.40mass%
C not only contributes effectively to strengthening of steel, but is also an element useful for obtaining retained austenite. However, if the content is less than 0.05 mass%, the effect is poor. On the other hand, if it exceeds 0.40 mass%, the ductility is lowered, so the C content is limited to the range of 0.05 to 0.40 mass%.
[0024]
Si: 1.0-3.0 mass%
Si is an indispensable element for the formation of retained austenite. For this purpose, addition of at least 1.0 mass% is required. However, addition of more than 3.0 mass% not only reduces ductility but also reduces scale properties. Therefore, the Si content is limited to the range of 1.0 to 3.0 mass%.
[0025]
Mn: 0.6 to 3.0 mass%
Mn is not only useful as a steel strengthening element, but also an element useful for obtaining retained austenite. However, if the content is less than 0.6 mass%, the effect is poor. On the other hand, if it exceeds 3.0 mass%, the ductility is lowered, so the Mn content is limited to the range of 0.6 to 3.0 mass%.
[0026]
Cr: 0.2 to 2.0 mass%
This addition of Cr is one of the features of the present invention. By adding Cr, as described above, the second phase becomes acicular ferrite. For that purpose, addition of 0.2 mass% or more is necessary, but if added over 2.0 mass%, coarse Cr carbide is formed and the ductility is inhibited, and both the strength-elongation balance and dynamic n value deteriorate. The Cr content was limited to the range of 0.2 to 2.0 mass%. Preferably it is 0.3-1.8 mass%.
[0027]
6 and 7 show the results of examining the relationship between the Cr amount, the strength-elongation balance, and the dynamic n value, respectively.
As is clear from FIGS. 6 and 7, excellent workability of TS × El ≧ 24000 (MPa ·%), dynamic n value ≧ 0.35 and Cr content in the range of 0.2 mass% to 2.0 mass%. Impact resistance is obtained.
[0028]
Although the basic components have been described above, in the present invention, P and Al as austenite generating elements, and Ti and Nb as strength improving components can be appropriately contained within the following ranges.
P: 0.01-0.2 mass%
P is useful as a residual austenite-forming element. However, when the content is less than 0.01 mass%, the effect of addition is poor. On the other hand, when it exceeds 0.2 mass%, the secondary workability deteriorates. Is preferably in the range of 0.01 to 0.2 mass%.
[0029]
Al: 0.01-0.3 mass%
Al is also useful as a retained austenite-forming element, as is the case with P. However, if the content is less than 0.01 mass%, the effect of addition is poor. On the other hand, if it exceeds 0.3 mass%, ductility is reduced. In this case, it is desirable that the content be in the range of 0.01 to 0.3 mass%.
[0030]
Ti: 0.005 to 0.25 mass%, Nb: 0.003 to 0.1 mass%
Since both Ti and Nb contribute effectively to the improvement of strength by refining ferrite as the main phase, they can be added as necessary. In particular, when Ti is contained, the needle-like ferrite nose shifts to the short time side, and the needle-like ferrite is sufficiently precipitated even at the coil end where the cooling rate is higher than that of the coil middle portion, so the yield is improved. There is also an effect.
However, if the content is too small, the effect of addition is poor, while excessive addition leads to a decrease in ductility.
[0031]
Next, the method for producing the steel of the present invention will be specifically described.
The steel according to the present invention basically has only to form a mixed structure composed of martensite, acicular ferrite and retained austenite as the second phase, and is thus cooled along the cooling curve shown in FIG. Just do it.
The retention time in the pro-eutectoid ferrite region is somewhat increased to increase the grain size of the pro-eutectoid ferrite, and the retention time in the acicular ferrite region is decreased to reduce the amount of acicular ferrite produced in the second phase. In other words, it is only necessary to increase the amount of martensite and retained austenite in the second phase, and thus good aging characteristics can be obtained with an excellent TS × El balance and dynamic n value.
[0032]
That is, after hot finish rolling at about 780 to 980 ° C., after cooling to near the nose of the proeutectoid ferrite region of 620 to 780 ° C., holding (or slow cooling) in this temperature range for about 5 to 20 seconds, Precipitating ferrite, which is the main phase, is precipitated, then cooled to a needle-like ferrite region at 350 to 500 ° C, and is kept at this temperature for 2 to 20 minutes, or after slow cooling, bainite is not generated. Is slowly cooled to form a second phase consisting of acicular ferrite, martensite and retained austenite, and the fraction of martensite and retained austenite in the second phase is controlled to 60 to 90%, The ratio of the pro-eutectoid ferrite diameter to the diameter of the second phase is controlled to 1.5 or more.
[0033]
【Example】
Example 1
Steel slabs with various composition shown in Table 1 were heated to 1200 ° C, roughly rolled, then finished with hot finish rolling at a finishing temperature of 860 ° C, then cooled to 700 ° C and kept at this temperature for 15 seconds. After being held, it was cooled to 450 ° C., wound on a coil, held for 8 minutes after winding, and then cooled to room temperature at a rate of 100 ° C./h.
From the obtained hot-rolled sheet, tensile test pieces were cut out, and tensile tests were performed on the test pieces under the condition of strain rate: 2 × 10 ⁻² / s. Yield strength (YS), tensile strength ( TS) and elongation (El) were determined.
In addition, a tensile test was performed using a Hopkinson pressure bar test material (materials and process vol.9 (1996) P.1108-1111) at a strain rate of 2 × 10 ³ / s. The instantaneous n value of time (dynamic n value) was determined.
Furthermore, the work hardening amount (WH) at the time of press molding and the bake hardening amount (BH) at the time of subsequent baking (170 ° C.) were also measured. In addition, WH and BH were calculated | required by FIG. 8 using the tensile tester of strain rate: 2 * 10 ^<-2 > / s.
Table 2 summarizes the results of investigations on the steel structure, TS × El balance, (WH + BH), dynamic n value, and aging index of each hot-rolled steel sheet.
[0034]
[Table 1]

[0035]
[Table 2]

[0036]
As shown in Table 2, according to the present invention, a mixed structure of martensite, acicular ferrite and retained austenite is formed as the second phase, and the fraction of martensite and retained austenite in the second phase is 60 to 90. %, And the ratio of the pro-eutectoid ferrite diameter to the diameter of the second phase controlled to 1.5 or more, excellent strength-elongation balance of TS × El ≧ 24000 MPa ·%, excellent dynamic n value ≧ 0.35 In addition, it has excellent impact resistance, excellent workability and bake hardenability (WH + BH) ≧ 100 MPa, and excellent aging resistance AI ≦ 30 MPa.
[0037]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, the main phase is proeutectoid ferrite and the second phase is a mixed structure of martensite, acicular ferrite and retained austenite, and the fraction of martensite and retained austenite in the second phase is 60. By controlling the ratio of the pro-eutectoid ferrite diameter to the diameter of the second phase to 1.5 or more in the range of ~ 90%, it not only has excellent moldability and impact resistance, but also has good aging resistance A rolled steel sheet can be obtained.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a typical continuous cooling transformation curve (CCT diagram) of a conventional TRIP steel.
FIG. 2 is a typical continuous cooling transformation curve diagram (CCT diagram) in the component system of the present invention.
FIG. 3 is a schematic diagram showing (a) the characteristic phase configuration of the second phase obtained according to the present invention and (b) the phase configuration of the second phase of the conventional TRIP steel.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between (proeutectoid ferrite diameter / second phase diameter) and aging index.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between the total fraction of martensite and retained austenite and the aging index.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between Cr content and strength-elongation balance.
FIG. 7 is a graph showing the relationship between Cr content and dynamic n value.
FIG. 8 is an explanatory diagram of a work hardening amount (WH) and a bake hardening amount (BH).

Claims (3)

C: 0.05 to 0.40 mass%, Si: 1.0 to 3.0 mass%,
Mn: 0.6 to 3.0 mass%, Cr: 0.2 to 2.0 mass%
The balance is Fe and inevitable impurities , the main phase has pro-eutectoid ferrite, the second phase has a steel structure consisting of martensite, acicular ferrite and retained austenite, and in the second phase The martensite fraction is 20-40%, the retained austenite fraction is 30-50% and the total fraction of both is in the range of 60-90%. A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet with excellent impact resistance and low aging deterioration, characterized by satisfying a ratio of 1.5 or more. In Claim 1, steel composition is further P: 0.01-0.2 mass%, Al: 0.01-0.3 mass%
A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance and low aging deterioration, characterized by comprising a composition containing at least one selected from the above. The steel composition according to claim 1 or 2, further comprising:
Ti: 0.005 to 0.25 mass%, Nb: 0.003 to 0.1 mass%
A high-strength, high-workability hot-rolled steel sheet having excellent impact resistance and low aging deterioration, characterized by comprising a composition containing at least one selected from the above.

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