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?。而且，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)滿足延伸率提尚。

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、A1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C 0. 03 0. 25%,Si :0. 013 0. 299%,Mn :0. 8 3. 1 %、P ≤ 0. 02%、S≤ 0. 02%,A1 :0. 2 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 V 0. 005 1 %、Ti 0. 002 1 %、Nb 0. 002 1 %、Cr 0. 005 2 %、 Mo 0. 005 1 %、B 0. 0002 0. 1 %、Mg 0. 0005 0. 01 %、REM 0. 0005 0. 01 %、Ca 0. 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 X [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A1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 c 0. 03 0. 25%、Si 0. 013 0. 299%、Mn :0. 8 3. 1 %、 P彡0. 02%,S彡0. 02%,A1 0. 2 2.0. 01 %，進(jìn)而根據(jù)需要還可含有V :0. 005 1%, Ti 0. 002 l%、Nb 0. 002 1%、Cr 0. 005 2%、Mo 0. 005 1%、B 0. 0002 0. 1 %、Mg 0. 0005 ~ 0. 01%、REM 0. 0005 0. 01 %、Ca :0. 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°C的范圍進(jìn) 行加熱，然后在800 950°C的溫度范圍進(jìn)行熱軋，于700°C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°C Ac3點(diǎn)+50°C下進(jìn)行 均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，于600°C Ar3點(diǎn)下以30°C /s以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，接著 以10 150°C /s的平均冷卻速度冷卻至400°C以下，隨后在150 400°C下保持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°C Ac3點(diǎn)+50°C下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，以10 150°C / s的平均冷卻速度冷卻至400°C以下，隨后在150 400°C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°C的溫度且在500°C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°C Ac3點(diǎn)+50°C下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，以10 150°C / s的平均冷卻速度冷卻至400°C以下，隨后在150 400°C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°C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彡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0.013%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0.013%。在超過(guò)0. 299%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?、焊接性也降低，因此上限確定為0. 299%。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. 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。A1 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 A1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 X [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A1的質(zhì)量％;[Si]表示Si 的質(zhì)量％。在A1和Si的添加量為(0. 0012 X [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 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
5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 A1203、Si02、Ti203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。
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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°C保持1 20分鐘 的加熱處理，再于比上述保持溫度高50 300°C的溫度且在500°C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°C的范圍進(jìn)行加熱，然后在800 950°C的溫度范圍進(jìn)行 熱精軋，在700°C以下卷取，成為熱軋鋼板。在熱軋終軋溫度低于800°C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°C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°C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°C Ac3+50°C。在低于600°C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°C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°C Ar3下，以30°C /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°C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°C /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°C /s以下，更優(yōu)選為10°C /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°C /s的平均冷卻速度冷卻到400°C以下。 在低于10°c /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°C/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°C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°C或者馬氏體相變點(diǎn)溫 度 400°C。另外，馬氏體相變點(diǎn) Ms 由式 Ms(°C ) = -471XC(% )-33Mn(% )-17XNi(%)-17XCr(% )-21XMo(% )求出。其次，在加熱保持工序中，在150 400°C下的溫度區(qū)保持1 20分鐘并冷卻。在 低于150°C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°C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?；鼗瘃R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)確保貝氏體之外，還確?；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°C以下進(jìn)行加熱保持，待保持1 20分鐘后，作為 第2加熱保持工序，在比上述第1加熱保持工序的保持溫度高30 300°C的溫度且在500°C 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加熱保持工序的保持溫度+30°C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°C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1秒時(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?；?火馬氏體，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°C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°C 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°C且為500°C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°C且在馬氏體相變點(diǎn)以上，再優(yōu)選為冷卻終了溫度+300°C。第2加 熱保持工序的溫度超過(guò)500°C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Is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°C，于880 920°C進(jìn)行精軋(板厚2. 3mm)，冷卻后在600°C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°C X75s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。
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)于小10mm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A (% ) = {(D-Do) /Do} X 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( > - if 7々7 )裝 置對(duì)lOOym X 100 ym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(>《，_)腐蝕觀察馬氏體?；鼗瘃R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)100 i! mX 100 u m 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 MoKa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Y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)、帶下劃線目.耜筆字斜體為不合格
比較例表 5實(shí)驗(yàn)編號(hào)[6](本發(fā)明)帶下劃線目.耜筆字斜體為不合格 表 6實(shí)驗(yàn)編號(hào)[9](本發(fā)明)帶下劃線目.耜筆字斜體為不合格 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
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％、Si0.013～0.299％、Mn0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al0.2～2.0％、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 V 0. 005 1 %、Ti 0. 002 1 %、Nb 0. 002 1 %、Cr 0. 005 2 %、 Mo 0. 005 1 %、B 0. 0002 0. 1 %、Mg 0. 0005 0. 01 %、REM 0. 0005 0. 01 %、Ca 0. 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 X [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 ;[A1]表示A1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 C :0. 03 0. 25 %、Si 0. 013 0. 299 %、Mn :0. 8 3. 1 %、 P彡0. 02%、S彡0. 02%、A1 :0. 2 2. 0%、N彡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°C的范圍進(jìn)行加熱，然后在800 950°C的溫度范圍 進(jìn)行熱軋，于700°C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°C Ac3點(diǎn)+50°C下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，于600°C Ar3點(diǎn) 下以30°C /s以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，接著以10 150°C /s的平均冷卻速度冷卻至 400°C以下，隨后進(jìn)行第1加熱保持工序即在150 400°C下保持1 20分鐘，然后進(jìn)行第 2加熱保持工序即在比上述第1加熱保持工序的保持溫度高30 300°C的溫度且在500°C 以下保持1 100秒鐘，然后進(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°C Ac3點(diǎn)+50°C下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，以10 150°C / s的平均冷卻速度冷卻至400°C以下，隨后在150 400°C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°C的溫度且在500°C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°C Ac3點(diǎn)+50°C下進(jìn)行均熱并實(shí)施再結(jié)晶退火，以10 150°C / s的平均冷卻速度冷卻至400°C以下，隨后在150 400°C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°C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％、Si0.013～0.299％、Mn0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al0.2～2.0％、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)B21B3/02GK101851730SQ20101020927
公開(kāi)日2010年10月6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)明者后藤貢一, 谷口裕一, 野中俊樹(shù) 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社