專利名稱：延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，從汽車的輕量化、提高沖撞安全性的必要性考慮，迫切要求車體骨架構(gòu)件和補(bǔ)強(qiáng)構(gòu)件、以及坐席骨架構(gòu)件等的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板。這些部件形狀從外觀性和車體設(shè)計(jì)上的要件考慮，有時(shí)也要求復(fù)雜的形狀，具有優(yōu)良的加工性能的高強(qiáng)度鋼板是必需的。
另一方面，由于鋼板的高強(qiáng)度化，加工方法在多數(shù)情況下從現(xiàn)有技術(shù)的使用防皺壓板的深沖加工變?yōu)檫M(jìn)行單純的模鍛加工和彎曲加工，特別在彎曲棱邊為圓弧形等的曲線的情況下，也有時(shí)變?yōu)殇摪宥嗣姹谎由斓难由焱咕壖庸ぁ６?，根?jù)部件要求，擴(kuò)展加工孔部(預(yù)鉆孔)而使其形成凸緣的翻邊加工的部件也不少，其擴(kuò)展量較大者有時(shí)擴(kuò)展到預(yù)鉆孔的直徑1.6倍以上。
另一方面，部件加工后回彈等的彈性回復(fù)現(xiàn)象，越將鋼板高強(qiáng)度化則越容易發(fā)生，妨礙確保部件的精度。
因此，這些加工對(duì)鋼板要求延伸凸緣性和擴(kuò)孔性、以及彎曲性等的局部成形性，但采用現(xiàn)有技術(shù)的鋼板，這些性能并不充分，存在裂紋等不良情況發(fā)生、不能穩(wěn)定地進(jìn)行產(chǎn)品加工的問(wèn)題。
對(duì)此，從前特開(kāi)平9-67645號(hào)公報(bào)提出了改善了延伸凸緣成形性的高強(qiáng)度鋼板，但是還是希望進(jìn)一步改善加工性、特別提高擴(kuò)孔性的要求顯著增加，而且同時(shí)滿足延伸率提高。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于解決上述的現(xiàn)有技術(shù)中存在的問(wèn)題、以工業(yè)規(guī)模實(shí)現(xiàn)延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板及其制造方法。具體地說(shuō)，目的在于，以工業(yè)規(guī)模實(shí)現(xiàn)抗拉強(qiáng)度為500MPa以上且發(fā)揮上述性能的高強(qiáng)度薄鋼板及其制造方法。
本發(fā)明人研究了延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，為了使鋼板的延展性、擴(kuò)孔性進(jìn)一步提高，在鋼板的抗拉強(qiáng)度為500MPa以上的高強(qiáng)度冷軋鋼板的場(chǎng)合，鋼板的金屬組織的形態(tài)和平衡以及靈活運(yùn)用回火馬氏體是重要的。并且通過(guò)利用將抗拉強(qiáng)度與Si、Al設(shè)定為特定的關(guān)系而確保適宜的鐵素體面積率、且避免化學(xué)轉(zhuǎn)化成膜處理性和鍍覆附著性的劣化，而且利用Mg、REM、Ca的添加控制內(nèi)部含有的析出物等的夾雜物使局部成形性提高，發(fā)現(xiàn)了以前所沒(méi)有的使沖壓成形能力提高的鋼板及其制造方法。
(1)一種延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)含有C0.03～0.25％、Si0.4～2.0％、Mn0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al≤2.0％、N≤0.01％，以及剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成；顯微組織中鐵素體以面積率計(jì)為10～85％，殘余奧氏體以體積率計(jì)為1～10％，回火馬氏體以面積率計(jì)為10～60％，以及剩余部分為貝氏體。
(2)根據(jù)(1)所述的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于作為化學(xué)成分還含有V0.005～1％、Ti0.002～1％、Nb0.002～1％、Cr0.005～2％、Mo0.005～1％、B0.0002～0.1％、Mg0.0005～0.01％、REM0.0005～0.01％、Ca0.0005～0.01％中的1種或2種以上。
(3)根據(jù)(1)或(2)所述的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于還滿足下述式(A)，(0.0012×[TS目標(biāo)值]-0.29)/3＜[Al]+0.7[Si]＜1.0式(A)TS目標(biāo)值為鋼板的強(qiáng)度設(shè)計(jì)值，單位為MPa；[Al]表示Al的質(zhì)量％；[Si]表示Si的質(zhì)量％。
(4)一種延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于制造板坯，該板坯以質(zhì)量％計(jì)含有C0.03～0.25％、Si0.4～2.0％、Mn0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al≤2.0％、N≤0.01％，進(jìn)而根據(jù)需要還可含有V0.005～1％、Ti0.002～1％、Nb0.002～1％、Cr0.005～2％、Mo0.005～1％、B0.0002～0.1％、Mg0.0005～0.01％、REM0.0005～0.01％、Ca0.0005～0.01％中的1種或2種以上，且剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成；將上述板坯在1150～1250℃的范圍進(jìn)行加熱，然后在800～950℃的溫度范圍進(jìn)行熱軋，于700℃以下進(jìn)行卷取，接著經(jīng)通常的酸洗后以30～80％的壓下率進(jìn)行冷軋，然后在連續(xù)退火工序于600℃～Ac3點(diǎn)+50℃下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，于600℃～Ar3點(diǎn)下以30℃/s以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，接著以10～150℃/s的平均冷卻速度冷卻至400℃以下，隨后在150～400℃保持1～20分鐘后進(jìn)行冷卻，從而顯微組織具有下述的金屬組織鐵素體以面積率計(jì)為10～85％，殘余奧氏體以體積率計(jì)為1～10％，回火馬氏體以面積率計(jì)為10～60％，以及剩余部分為貝氏體。
(5)根據(jù)(4)所述的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于在連續(xù)退火工序于600℃～Ac3點(diǎn)+50℃下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，以10～150℃/s的平均冷卻速度冷卻至400℃以下，隨后在150～400℃進(jìn)行1～20分鐘的第1加熱保持后，接著在比上述第1加熱保持溫度高30～300℃的溫度且在500℃以下進(jìn)行1～100秒鐘的第2加熱保持，然后進(jìn)行冷卻。
(6)根據(jù)(4)所述的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于在連續(xù)退火工序于600℃～Ac3點(diǎn)+50℃下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，以10～150℃/s的平均冷卻速度冷卻至400℃以下，隨后在150～400℃進(jìn)行1～20分鐘的第1加熱保持后、冷卻到馬氏體相變點(diǎn)以下，在其冷卻終了溫度至500℃下進(jìn)行1～100秒鐘的第2加熱保持，然后進(jìn)行冷卻。
具體實(shí)施例方式
根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)度薄鋼板的組織的最大特征是，在退火急冷工序后通過(guò)實(shí)施必要的加熱處理，得到良好平衡地含有鐵素體、殘余奧氏體、回火馬氏體、以及貝氏體的金屬組織，從而可以得到延展性和擴(kuò)孔性極其穩(wěn)定的材質(zhì)。
其次，就本發(fā)明的化學(xué)成分的限定進(jìn)行說(shuō)明。
C是用于鋼的強(qiáng)化以及使淬透性提高的重要的元素，是對(duì)于獲得由鐵素體和馬氏體以及貝氏體等構(gòu)成的復(fù)合組織不可缺少的。為了得到TS≥500MPa、且對(duì)局部成形性有利的貝氏體和回火馬氏體，C的含量為0.03％以上是必要的。另一方面，在含量多時(shí)，容易引起滲碳體等鐵系碳化物的粗大化，不僅局部成形性劣化，而且焊接后的硬度上升顯著，故上限確定為0.25％。
Si是不會(huì)使鋼的加工性降低、對(duì)強(qiáng)度升高有利的元素。但是，在低于0.4％時(shí)，容易形成對(duì)擴(kuò)孔性有害的珠光體組織，而且鐵素體的固溶強(qiáng)化能力降低，形成的組織之間的硬度差增大，導(dǎo)致擴(kuò)孔性劣化，因此下限確定為0.4％。在超過(guò)2.0％時(shí)，鐵素體的固溶強(qiáng)化能力提高，冷軋性降低、且因鋼板表面生成的Si氧化物而引起化學(xué)轉(zhuǎn)化成膜處理性降低。而且，因?yàn)殄兏哺街浴⒑附有砸步档?，因此上限確定為2.0％。
Mn從確保強(qiáng)度的觀點(diǎn)來(lái)說(shuō)添加Mn是必要的，而且Mn是使碳化物的生成延遲的元素，也是對(duì)鐵素體的生成有效的元素。在低于0.8％時(shí)，強(qiáng)度不能滿足，而且鐵素體的形成不充分、延展性劣化。在超過(guò)3.1％時(shí)，馬氏體量過(guò)多、導(dǎo)致強(qiáng)度升高以及加工性劣化，因此上限確定為3.1％。
P如果超過(guò)0.02％時(shí)，鑄造時(shí)凝固偏析顯著、導(dǎo)致內(nèi)部裂紋和擴(kuò)孔性的劣化，同時(shí)引起焊縫區(qū)的脆化，因此上限確定為0.02％。
S以MnS等硫化物系夾雜物形式殘留，因此是有害元素。特別是母材強(qiáng)度越高，其影響越顯著，在抗拉強(qiáng)度為500MPa以上時(shí)必須控制在0.02％以下。但是，在添加有Ti的場(chǎng)合，以Ti系硫化物的形式析出，因此多少得到緩和。
Al是鋼的脫氧所必需的元素，在超過(guò)2.0％時(shí)氧化鋁等夾雜物量增多、損害加工性，因此上限確定為2.0％。為了使延展性提高，優(yōu)選添加0.2％以上。
N超過(guò)0.01％時(shí)母材的時(shí)效性以及加工性劣化，因此上限確定為0.01％。
為了制造高強(qiáng)度鋼板，通常來(lái)說(shuō)，必須添加大量的元素，可以抑制鐵素體的生成。因此，因?yàn)榻M織中的鐵素體的分率減低，第2相的分率增大，所以特別在500MPa以上時(shí)延伸率降低。為了對(duì)此加以改善，通常多采用添加Si、減低Mn，但前者對(duì)化學(xué)轉(zhuǎn)化成膜處理性和鍍覆附著性不利，后者難以確保強(qiáng)度，所以對(duì)于本發(fā)明的目標(biāo)的鋼板不能利用。于是，本發(fā)明人們經(jīng)過(guò)潛心研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了Al和Si的效果，發(fā)現(xiàn)在具有滿足式(A)的關(guān)系的Al、Si、TS平衡時(shí)，能夠確保充分的鐵素體分率，并確保優(yōu)良的延伸率。
(0.0012×[TS目標(biāo)值]-0.29)/3＜[Al]+0.7[Si]＜1.0式(A)TS目標(biāo)值為鋼板的強(qiáng)度設(shè)計(jì)值，單位為MPa；[Al]表示Al的質(zhì)量％；[Si]表示Si的質(zhì)量％。
在Al和Si的添加量為(0.0012×[TS目標(biāo)值]-0.29)/3以下時(shí)，則對(duì)于使延展性提高來(lái)說(shuō)是不足的，而當(dāng)為1.0以上時(shí)，化學(xué)轉(zhuǎn)化成膜處理性和鍍覆附著性惡化。
其次，就本發(fā)明的選擇元素進(jìn)行描述。
V是為了強(qiáng)度提高的目的，可以在0.005～1％的范圍添加。
Ti是對(duì)于強(qiáng)度提高的目的、以及形成對(duì)局部成形性的影響較小的Ti系硫化物而對(duì)減低有害的MnS有效的元素。而且，也有抑制焊接金屬組織的粗大化而不容易脆化的效果，對(duì)于發(fā)揮這些效果來(lái)說(shuō)，在低于0.002％時(shí)不充分，所以將0.002％確定為下限。但是，過(guò)剩添加時(shí)粗大且方形的TiN增多，不僅局部成形性降低，而且形成穩(wěn)定的碳化物，在制造母材時(shí)奧氏體中的C濃度下降，不能得到所要求的淬火組織、很難確?？估瓘?qiáng)度，故上限確定為1.0％。
Nb是對(duì)于強(qiáng)度提高的目的、形成抑制焊接熱影響區(qū)的軟化的微細(xì)碳化物有效的元素，在低于0.002％時(shí)不能充分得到焊接熱影響區(qū)的軟化抑制效果，因此下限確定為0.002％。另一方面，在過(guò)剩添加時(shí)，由于碳化物的增加，母材的加工性降低，因此上限確定為1.0％。
Cr也可以添加作為強(qiáng)化元素，在低于0.005％時(shí)沒(méi)有效果，在超過(guò)2％時(shí)延展性以及化學(xué)轉(zhuǎn)化成膜處理性劣化，因此確定為0.005～2％的范圍。
Mo是對(duì)強(qiáng)度確保和提高淬透性有效、且容易得到貝氏體組織的元素。據(jù)認(rèn)為，也有抑制焊縫熱影響區(qū)的軟化的效果，且通過(guò)與Nb等共存而使其效果提高，在低于0.005％時(shí)其效果不充分，下限確定為0.005％。但是，即使過(guò)剩地添加，其效果也飽和，在經(jīng)濟(jì)上不利，因此上限確定為1％。
B是使鋼的淬透性提高、同時(shí)具有借助于與C的相互作用來(lái)抑制C在焊接熱影響區(qū)的擴(kuò)散而抑制軟化的效果的元素，為了發(fā)揮其效果，0.0002％以上的添加是必要的。另一方面，在過(guò)剩添加時(shí)，不僅母材的加工性降低，而且引起鋼的脆化和熱加工性的降低，因此上限確定為0.1％。
Mg通過(guò)添加Mg，與氧結(jié)合形成氧化物，但據(jù)認(rèn)為，此時(shí)生成的MgO或含有MgO的Al2O3、SiO2、Ti2O3等復(fù)合氧化物是非常微細(xì)的析出物。在鋼中微細(xì)且均勻分散的這些氧化物，盡管尚不清楚，但據(jù)認(rèn)為，對(duì)于裂紋的起點(diǎn)的沖裁面和剪切面，在沖裁加工或剪切加工時(shí)形成微細(xì)的空隙，然后在翻邊加工和延伸凸緣加工時(shí)通過(guò)抑制應(yīng)力集中，具有防止龜裂向粗大的裂紋擴(kuò)展的效果。由此，可能使擴(kuò)孔性和延伸凸緣成形性提高，在低于0.0005％時(shí)其效果不充分，因此0.0005％確定為下限。另一方面，在添加超過(guò)0.01％時(shí)，不僅改善程度隨添加量而飽和，反而使鋼的純凈度劣化，使擴(kuò)孔性、延伸凸緣成形性劣化，因此上限確定為0.01％。
REM被認(rèn)為是與Mg具有同樣效果的元素。盡管尚沒(méi)有充分地確認(rèn)，但據(jù)認(rèn)為是借助于通過(guò)微細(xì)的氧化物的形成而抑制裂紋的效果從而有望提高擴(kuò)孔性和延伸凸緣成形性的元素，在低于0.0005％時(shí)其效果不充分，因此下限確定為0.0005％。另一方面，在添加超過(guò)0.01％時(shí)，不僅改善程度隨添加量而飽和，反而使鋼的純凈度劣化，使擴(kuò)孔性、延伸凸緣成形性劣化，因此上限確定為0.01％。
Ca通過(guò)硫化物系夾雜物的形態(tài)控制(球狀化)，具有使母材的局部成形性提高的效果，在低于0.0005％時(shí)其效果不充分，因此下限確定為0.0005％。而且在過(guò)剩添加時(shí)，不僅效果飽和，由于夾雜物的增加，引起相反效果(局部成形性劣化)，因此上限確定為0.01％。
在本發(fā)明中，將鋼板的組織作成鐵素體、殘余奧氏體、回火馬氏體、以及貝氏體的復(fù)合組織的理由是，除了為了得到強(qiáng)度以外，還得到延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的鋼板。所謂鐵素體是指，多邊形鐵素體、貝氏體鐵素體。
而且，在本發(fā)明中，在高強(qiáng)度薄鋼板中的金屬組織的最大特征是，鋼中具有以面積率計(jì)為10％～60％的回火馬氏體。該回火馬氏體是通過(guò)如下的步驟形成的在退火的冷卻過(guò)程中生成的馬氏體經(jīng)馬氏體相變點(diǎn)以下的冷卻后，進(jìn)行于150～400℃保持1～20分鐘的加熱處理，再于比上述保持溫度高50～300℃的溫度且在500℃以下實(shí)施保持1～100秒鐘而回火，由此成為回火馬氏體組織。于是，在回火馬氏體的面積率低于10％時(shí)，組織之間的硬度差過(guò)大，看不到擴(kuò)孔率的提高，而在回火馬氏體的面積率超過(guò)60％時(shí)，鋼板強(qiáng)度下降過(guò)多。而且據(jù)認(rèn)為，通過(guò)使鐵素體以面積率計(jì)為10～85％、殘余奧氏體以體積率計(jì)為1～10％在鋼板中以良好的平衡存在，延伸率和擴(kuò)孔率顯著被改善。在鐵素體的面積率低于10％時(shí)，不能充分確保延伸率；在鐵素體的面積率超過(guò)85％時(shí)，強(qiáng)度變得不足而不優(yōu)選。并且，在本發(fā)明的工藝中，殘留有1％以上的殘余奧氏體，而在殘余奧氏體的體積率超過(guò)10％時(shí)，殘余奧氏體通過(guò)加工而相變?yōu)轳R氏體，此時(shí)在馬氏體相與周邊的相的界面發(fā)生空隙和很多位錯(cuò)，在這樣的部位聚集有氫，延遲破壞特性變差，故不優(yōu)選。
對(duì)于剩余部分組織的貝氏體來(lái)說(shuō)，即使沒(méi)被回火的馬氏體的含量以相對(duì)于全部組織的面積率計(jì)為10％以下時(shí)對(duì)材質(zhì)也沒(méi)有影響，所以沒(méi)有關(guān)系。
其次，說(shuō)明制造方法。
首先，制造由上述成分組成構(gòu)成的板坯。將該板坯在高溫狀態(tài)下、或者冷卻到室溫后裝入加熱爐中，以1150～1250℃的范圍進(jìn)行加熱，然后在800～950℃的溫度范圍進(jìn)行熱精軋，在700℃以下卷取，成為熱軋鋼板。在熱軋終軋溫度低于800℃時(shí)，晶粒成為粗細(xì)晶?；旌蠣顟B(tài)，使母材的加工性降低。在超過(guò)950℃終軋時(shí)，奧氏體晶粒粗大化，不能得到所要求的顯微組織。卷取溫度為較低溫時(shí)，能夠抑制珠光體組織的發(fā)生，如果考慮冷卻負(fù)荷，優(yōu)選為400～600℃的范圍。
接著，酸洗后進(jìn)行冷軋和退火，制作薄鋼板。從軋制負(fù)荷和材質(zhì)來(lái)看，冷軋壓下率為30～80％的范圍是優(yōu)選的。
退火溫度對(duì)于確保高強(qiáng)度鋼板的規(guī)定強(qiáng)度以及加工性是重要的，優(yōu)選是600℃～Ac3+50℃。在低于600℃時(shí)，不能進(jìn)行充分的再結(jié)晶，很難穩(wěn)定地得到母材自身的加工性。而且，在超過(guò)Ac3+50℃時(shí)，奧氏體的粒徑粗大化，很難抑制鐵素體的生成和得到所要求的顯微組織。并且，為了得到本發(fā)明規(guī)定的顯微組織，優(yōu)選進(jìn)行連續(xù)退火的方法。
其次，在600℃～Ar3下，以30℃/s以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，使鐵素體生成。在低于600℃時(shí)珠光體析出，材質(zhì)劣化，故不優(yōu)選；在超過(guò)Ar3時(shí)，不能得到規(guī)定的鐵素體面積率。而且，即使在平均冷卻速度超過(guò)30℃/s時(shí)，也不能得到規(guī)定的鐵素體的面積率，因此將平均冷卻速度確定為30℃/s以下，更優(yōu)選為10℃/s以下。
其次，對(duì)于確保對(duì)進(jìn)一步提高擴(kuò)孔性和延伸凸緣性有效的以面積率計(jì)為10％～60％的回火馬氏體，進(jìn)行說(shuō)明。
上述退火及繼其后的冷卻，以10～150℃/s的平均冷卻速度冷卻到400℃以下。在低于10℃/s時(shí)，未相變的奧氏體的大部分通過(guò)發(fā)生貝氏體相變，其后的馬氏體生成不充分，從而變得強(qiáng)度不足。在超過(guò)150℃/s時(shí)，使鋼板的形狀顯著惡化，故不優(yōu)選。而且在超過(guò)400℃時(shí)不能充分確保馬氏體量，從而變得強(qiáng)度不足。為了通過(guò)板材形狀、與連續(xù)退火線連續(xù)設(shè)置而實(shí)施本發(fā)明的生產(chǎn)線而高效率地生產(chǎn)，優(yōu)選100～400℃或者馬氏體相變點(diǎn)溫度～400℃。另外，馬氏體相變點(diǎn)Ms由式Ms(℃)＝561-471×C(％)-33Mn(％)-17×Ni(％)-17×Cr(％)-21×Mo(％)求出。
其次，在加熱保持工序中，于150～400℃的溫度區(qū)保持1～20分鐘并冷卻。在低于150℃時(shí)馬氏體不會(huì)被回火，組織之間的硬度差增大，而且貝氏體相變也不充分，不能得到規(guī)定的延展性和擴(kuò)孔性。在超過(guò)400℃時(shí)被過(guò)分回火，強(qiáng)度降低，故不優(yōu)選。
而且，在該加熱保持工序中，為了確保回火馬氏體，優(yōu)選將上限確定為馬氏體相變點(diǎn)以下。
并且，在該加熱保持工序中，為了確保貝氏體，優(yōu)選將下限確定為超過(guò)馬氏體相變點(diǎn)。
在保持時(shí)間低于1分鐘時(shí)，回火和相變幾乎沒(méi)有進(jìn)展，或者進(jìn)展不完全，延展性和擴(kuò)孔率不會(huì)提高。在超過(guò)20分鐘時(shí)，回火和相變已經(jīng)基本結(jié)束，因此即使時(shí)間延長(zhǎng)也沒(méi)有效果。
另外，上述的加熱保持工序是與連續(xù)退火線連續(xù)設(shè)置、或設(shè)置另外的線都沒(méi)有關(guān)系，但是與連續(xù)退火設(shè)備連續(xù)設(shè)置或者在連續(xù)退火線的過(guò)時(shí)效爐實(shí)施，從生產(chǎn)率來(lái)看是優(yōu)選的。
為了在切實(shí)確保貝氏之外，還確保馬氏體，優(yōu)選的是將上述的加熱保持工序作為第1加熱保持工序，于150～400℃以下進(jìn)行加熱保持；待保持1～20分鐘后，作為第2保持加熱工序，在比上述第1加熱保持溫度高30～300℃的溫度且在500℃以下保持1～100秒鐘后進(jìn)行冷卻。
在第2加熱保持工序的溫度低于第1加熱保持溫度+30℃時(shí)，馬氏體不會(huì)被回火，組織之間的硬度差增大，不能得到規(guī)定的延展性和擴(kuò)孔性。在第2加熱保持工序的溫度超過(guò)第1加熱保持溫度+300℃時(shí)，馬氏體被過(guò)分回火，強(qiáng)度降低，故不優(yōu)選。
在保持時(shí)間低于1s時(shí)，回火幾乎沒(méi)有進(jìn)展或者進(jìn)展不完全，延展性和擴(kuò)孔率不會(huì)提高。在超過(guò)100秒時(shí)，回火已經(jīng)基本結(jié)束，因此即使時(shí)間延長(zhǎng)也沒(méi)有效果。
為了除了切實(shí)確保貝氏體之外，還將未相變的奧氏體進(jìn)行馬氏體化，而且確?；鼗瘃R氏體，優(yōu)選的是將上述的加熱保持工序作為第1加熱保持工序，于150～400℃以下進(jìn)行加熱保持；待保持1～20分鐘后，冷卻到馬氏體相變點(diǎn)以下，在其冷卻終了溫度至500℃下實(shí)施保持1～100秒鐘的第2加熱保持，然后進(jìn)行冷卻。將第2加熱保持工序的溫度確定為冷卻到上述馬氏體相變點(diǎn)以下時(shí)的冷卻終了溫度+50～300℃且為500℃以下時(shí)，能夠切實(shí)地確?；鼗瘃R氏體，故是優(yōu)選的。
在第2加熱保持工序的溫度低于其冷卻終了溫度時(shí)，馬氏體不會(huì)被回火，組織之間的硬度差增大，不能得到規(guī)定的延展性和擴(kuò)孔性。第2加熱保持工序的溫度的下限更優(yōu)選為冷卻終了溫度+50℃且在馬氏體相變點(diǎn)以上，再優(yōu)選為冷卻終了溫度+300℃。第2加熱保持工序的溫度超過(guò)500℃時(shí)，被過(guò)分回火，強(qiáng)度降低，故不優(yōu)選。
在保持時(shí)間低于1s時(shí)，回火幾乎沒(méi)有進(jìn)展或者進(jìn)展不完全，延展性和擴(kuò)孔率不會(huì)提高。在超過(guò)100秒時(shí)，回火已經(jīng)基本結(jié)束，因此即使時(shí)間延長(zhǎng)也沒(méi)有效果。
此外，本鋼板即使是冷軋鋼板、鍍覆鋼板中的任何鋼板也沒(méi)有關(guān)系。而且鍍覆即使是通常的鍍鋅、鍍鋁等任何鍍覆也沒(méi)有關(guān)系。鍍覆是熱浸鍍以及電鍍的任何種類也都可以，而且在鍍覆后即使實(shí)施合金化處理也沒(méi)有關(guān)系，且即使是多層鍍覆也沒(méi)有關(guān)系。在沒(méi)有實(shí)施鍍覆的鋼板或?qū)嵤┝隋兏驳匿摪迳线M(jìn)行皮膜疊層處理而形成的鋼板也不脫離本發(fā)明的范圍。
實(shí)施例用真空熔煉爐制造具有表1所示的成分組成的鋼，冷卻凝固后再次加熱到1200～1240℃，于880～920℃進(jìn)行精軋(板厚2.3mm)，冷卻后在600℃保持1小時(shí)，由此再現(xiàn)熱軋的卷取熱處理。將得到的鋼板通過(guò)磨削，去除氧化鐵皮，實(shí)施冷軋(1.2mm)，然后采用連續(xù)退火模擬器，進(jìn)行750～880℃×75s的退火。
然后，用表2的條件的[8](比較例)、[2]、[6](本發(fā)明例)，實(shí)施冷卻和加熱保持。
此外，使用表1所述的鋼種G，用表2的條件的[1]、[5](本發(fā)明例)、[3]、[4]、[7](比較例)，變更回火的加熱保持條件并進(jìn)行比較。
表1
表2 另外，本發(fā)明中使用的各種試驗(yàn)方法如下所述。
拉伸特性實(shí)施JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片的軋制方向與垂直方向的拉伸試驗(yàn)，進(jìn)行評(píng)價(jià)。
擴(kuò)孔率采用日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST1001-1996擴(kuò)孔試驗(yàn)方法。
對(duì)于φ10mm的沖裁孔(沖頭內(nèi)徑為10.3mm、間隙為12.5％)，用頂角60°的圓錐沖頭以20mm/min向以沖裁孔的毛邊為外側(cè)的方向擠壓擴(kuò)展成形。
擴(kuò)孔率λ(％)＝{(D-Do)/Do}×100D裂紋貫穿板厚時(shí)的孔徑Do初期孔徑(10mm)金屬組織鐵素體面積率用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕后觀察。
鐵素體面積率的定量化是用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕，對(duì)試樣進(jìn)行拋光(氧化鋁研磨)，浸漬在腐蝕液(純水、焦亞硫酸鈉、乙醇、苦味酸的混合液)中10秒鐘后，實(shí)施再次拋光，水洗后用冷風(fēng)使其干燥。干燥后的試樣組織放大1000倍，用LUZEX(ル-ゼツクス)裝置對(duì)100μm×100μm的區(qū)域測(cè)定面積，并確定鐵素體的面積％。在各表中，該鐵素體的面積率記為鐵素體面積％。
回火馬氏體面積率用光學(xué)顯微鏡觀察以及調(diào)平器(レペラ-)腐蝕觀察馬氏體。
回火馬氏體面積率的定量是采用調(diào)平器腐蝕對(duì)試樣進(jìn)行拋光(氧化鋁研磨)，浸漬在腐蝕液(純水、焦亞硫酸鈉、乙醇、苦味酸的混合液)中10秒鐘后，實(shí)施再次拋光，水洗后用冷風(fēng)使其干燥。將干燥后試樣的組織放大1000倍，用LUZEX裝置對(duì)100μm×100μm的區(qū)域測(cè)定面積，并確定回火馬氏體的面積％。在各表中，該回火馬氏體的面積率記為回火馬氏體面積％。
殘余奧氏體的體積率在供試驗(yàn)材料板的表層至1/4厚度的化學(xué)拋光面，從由MoKα線的鐵素體引起的(200)、(210)面積分強(qiáng)度和奧氏體的(200)、(220)、以及(311)的面積分強(qiáng)度將殘余奧氏體定量，作為殘余奧氏體的體積率。殘余奧氏體的體積率為1～10％以上為良好。在各表中，該殘余奧氏體的體積率記為殘余γ體積％。
實(shí)施例1的表2所示的實(shí)驗(yàn)編號(hào)[8]的比較例的試驗(yàn)結(jié)果示于表3。并且，分別將本發(fā)明的實(shí)驗(yàn)編號(hào)[2]的試驗(yàn)結(jié)果示于表4、實(shí)驗(yàn)編號(hào)[6]的結(jié)果示于表5、實(shí)驗(yàn)編號(hào)[9]的結(jié)果示于表6。并且將實(shí)施例2的試驗(yàn)結(jié)果示于表7。
(實(shí)施例1)當(dāng)將作為比較例的與現(xiàn)有技術(shù)的操作條件相同的實(shí)驗(yàn)編號(hào)[8]，與本發(fā)明的實(shí)驗(yàn)編號(hào)[2]、[6]、[9]相比較時(shí)，發(fā)現(xiàn)本發(fā)明例的擴(kuò)孔率、延伸率顯示更良好的數(shù)值。
而且，具有相同水平的抗拉強(qiáng)度且成分也大致相同，但與沒(méi)有滿足式(A)的鋼相比較，在鋼種B和C、E和F、K和L中，滿足式(A)的C、F、L鋼的鐵素體面積率大、延伸率也顯示良好的成績(jī)。
(實(shí)施例2)當(dāng)進(jìn)一步變更和比較回火條件時(shí)，回火溫度高的實(shí)驗(yàn)編號(hào)[4]、[7]，強(qiáng)度下降較大，延伸率也降低。據(jù)認(rèn)為，延伸率的降低是由于發(fā)生珠光體的緣故。本發(fā)明例的實(shí)驗(yàn)編號(hào)[1]、[2]、[5]、[6]、[9]，均顯示良好的結(jié)果。
表3(實(shí)施例1)實(shí)驗(yàn)編號(hào)[8](比較例)、帶下劃線且粗筆字斜體為不合格
表4實(shí)驗(yàn)編號(hào)[2](本發(fā)明)帶下劃線且粗筆字斜體為不合格
表5實(shí)驗(yàn)編號(hào)[6](本發(fā)明)帶下劃線且粗筆字斜體為不合格
表6實(shí)驗(yàn)編號(hào)[9](本發(fā)明)帶下劃線且粗筆字斜體為不合格
表7(實(shí)施例2)用鋼種G觀察操作條件的影響 根據(jù)本發(fā)明，可能提供用于汽車部件等的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板及其制造方法，其工業(yè)價(jià)值極大。
權(quán)利要求
1.一種延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)含有C0.03～0.25％、Si0.4～2.0％、Mn0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al≤2.0％、N≤0.01％，以及剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成；顯微組織中鐵素體以面積率計(jì)為10～85％，殘余奧氏體以體積率計(jì)為1～10％，回火馬氏體以面積率計(jì)為10～60％，以及剩余部分為貝氏體。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于作為化學(xué)成分還含有V0.005～1％、Ti0.002～1％、Nb0.002～1％、Cr0.005～2％、Mo0.005～1％、B0.0002～0.1％、Mg0.0005～0.01％、REM0.0005～0.01％、Ca0.0005～0.01％中的1種或2種以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于還滿足下述式(A)，(0.0012×[TS目標(biāo)值]-0.29)/3＜[Al]+0.7[Si]＜1.0 式(A)TS目標(biāo)值為鋼板的強(qiáng)度設(shè)計(jì)值，單位為MPa；[Al]表示Al的質(zhì)量％；[Si]表示Si的質(zhì)量％。
4.一種延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于制造板坯，該板坯以質(zhì)量％計(jì)含有C0.03～0.25％、Si0.4～2.0％、Mn0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al≤2.0％、N≤0.01％，且剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成；將上述板坯在1150～1250℃的范圍進(jìn)行加熱，然后在800～950℃的溫度范圍進(jìn)行熱軋，于700℃以下進(jìn)行卷取，接著經(jīng)通常的酸洗后以30～80％的壓下率進(jìn)行冷軋，然后在連續(xù)退火工序于600℃～Ac3點(diǎn)+50℃下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，于600℃～Ar3點(diǎn)下以30℃/s以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，接著以10～150℃/s的平均冷卻速度冷卻至400℃以下，隨后在150～400℃保持1～20分鐘后進(jìn)行冷卻，從而顯微組織具有下述金屬組織鐵素體以面積率計(jì)為10～85％，殘余奧氏體以體積率計(jì)為1～10％，回火馬氏體以面積率計(jì)為10～60％，以及剩余部分為貝氏體。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于在連續(xù)退火工序于600℃～Ac3點(diǎn)+50℃下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，以10～150℃/s的平均冷卻速度冷卻至400℃以下，隨后在150～400℃進(jìn)行1～20分鐘的第1加熱保持后，接著在比上述第1加熱保持溫度高30～300℃的溫度且在500℃以下進(jìn)行1～100秒鐘的第2加熱保持，然后進(jìn)行冷卻。
6.根據(jù)權(quán)利要求4所述的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于在連續(xù)退火工序于600℃～Ac3點(diǎn)+50℃下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，以10～150℃/s的平均冷卻速度冷卻至400℃以下，隨后在150～400℃進(jìn)行1～20分鐘的第1加熱保持后，冷卻到馬氏體相變點(diǎn)以下，在其冷卻終了溫度至500℃下進(jìn)行1～100秒鐘的第2加熱保持，然后進(jìn)行冷卻。
全文摘要
本發(fā)明提供具有500MPa以上的抗拉強(qiáng)度的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板、以及能夠以工業(yè)規(guī)模制造該鋼板的延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法。該延伸率和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的特征在于以質(zhì)量％計(jì)含有C0.03～0.25％、Si0.4～2.0％、Mn0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al≤2.0％、N≤0.01％，以及剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)組成；顯微組織中鐵素體以面積率計(jì)為10～85％，殘余奧氏體以體積率計(jì)為1～10％，回火馬氏體以面積率計(jì)為10～60％，以及剩余部分為貝氏體。
文檔編號(hào)B21B3/00GK101035921SQ20058003420
公開(kāi)日2007年9月12日 申請(qǐng)日期2005年10月5日 優(yōu)先權(quán)日2004年10月6日
發(fā)明者野中俊樹(shù), 谷口裕一, 后藤貢一 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社