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具有優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱軋鋼板、冷軋鋼板和熱浸鍍鋅鋼板以及它們的制造方法

文檔序號(hào):3248851閱讀:462來(lái)源:國(guó)知局
專利名稱:具有優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱軋鋼板、冷軋鋼板和熱浸鍍鋅鋼板以及它們的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域
本發(fā)明主要涉及汽車用鋼板,特別涉及具有良好的彎曲加工性、外卷邊加工性、拉伸加工性等沖壓成形性、并且通過(guò)沖壓成形后的熱處理顯著增加了拉伸強(qiáng)度、具有極大的應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板及其制造方法。本文所說(shuō)的鋼板包括熱軋鋼板、冷軋鋼板和電鍍鋼板。
背景技術(shù)
近年來(lái),與地球環(huán)境保護(hù)問(wèn)題的排氣規(guī)定相關(guān),汽車車身重量的減輕成為極重要的課題。最近,為了減輕車身重量,正在研究使汽車用鋼板高強(qiáng)度化、降低鋼板板厚。
由于以鋼板為材料的汽車車身用零部件多是通過(guò)沖壓加工成形的,所以要求所用鋼板具有優(yōu)良的沖壓成形性。為了制成具有優(yōu)良沖壓成形性的鋼板,重要的是首先確保低屈服強(qiáng)度和高延性。此外,也有常常用到外卷邊成形的情況,具有高的擴(kuò)孔率(hole-expandingratio)也是必要的。但是,一般來(lái)說(shuō),如果使鋼板高強(qiáng)度化,則具有屈服強(qiáng)度上升,形狀凍結(jié)性變差,同時(shí)延性降低,擴(kuò)孔率降低,沖壓成形性降低的趨勢(shì)。因此,一直以來(lái)都希望獲得具有高延性,具有優(yōu)良沖壓成形性的高強(qiáng)度熱軋鋼板、高強(qiáng)度冷軋鋼板和高強(qiáng)度電鍍鋼板。
而且最近為了在碰撞時(shí)保護(hù)司機(jī)和乘客,汽車車身的安全性受到重視,因此要求提高作為碰撞時(shí)安全性標(biāo)準(zhǔn)的抗沖擊性。整車的強(qiáng)度越高對(duì)于提高抗沖擊性越有利。因此,在汽車零部件成型時(shí),當(dāng)成為具有低強(qiáng)度、高延性,并且沖壓成形性優(yōu)良的成品時(shí),最強(qiáng)烈需求的是強(qiáng)度高、抗沖擊性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板、高強(qiáng)度冷軋鋼板和高強(qiáng)度電鍍鋼板。
著眼于這樣的需求,開發(fā)出了同時(shí)兼具沖壓成形性和高強(qiáng)度化的鋼板。該鋼板為在沖壓加工后經(jīng)過(guò)包括通常在100-200℃的高溫保持的涂漆烘烤處理后,屈服應(yīng)力上升的涂漆烘烤硬化型鋼板。在該鋼板中,最終以固溶態(tài)殘存的C量(固溶C量)被控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi),沖壓成形時(shí)確保質(zhì)地軟,具有形狀凍結(jié)性、延性,在沖壓成形后進(jìn)行涂漆烘烤處理時(shí),殘存的固溶C被固定在沖壓成形時(shí)引入的位錯(cuò)處,可阻礙位錯(cuò)的移動(dòng),使屈服應(yīng)力上升。但是,雖然可以使所述涂漆烘烤硬化型汽車用鋼板的屈服應(yīng)力上升,但是卻無(wú)法使其拉伸強(qiáng)度上升。
此外,特公平5-24979號(hào)公報(bào)中公開了一種烘烤硬化型高張力冷軋薄鋼板,該鋼板具有含C0.08-0.20%、Mn1.5-3.5%、其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)的組成,其組織由鐵素體量為5%或以下的均一貝氏體或者含一部分馬氏體的貝氏體構(gòu)成。特公平5-24979號(hào)公報(bào)所記載的冷軋鋼板在連續(xù)退火后的冷卻過(guò)程中,通過(guò)在400-200℃的溫度范圍急冷,之后緩冷,使組織從過(guò)去以鐵素體為主的組織成為以貝氏體為主的組織,獲得未曾有過(guò)的高烘烤硬化量。然而,特公平5-24979號(hào)公報(bào)所記載的鋼板雖然在涂漆烘烤后屈服強(qiáng)度上升,獲得了未曾有過(guò)的高烘烤硬化量,但是仍然存在不能使拉伸強(qiáng)度上升、無(wú)法期待抗沖擊性提高的問(wèn)題。
另一方面,提議了幾種在沖壓成形后進(jìn)行熱處理,不僅使屈服應(yīng)力上升而且使拉伸強(qiáng)度也上升的熱軋鋼板。
例如,特公平8-23048號(hào)公報(bào)中提議了熱軋鋼板的制造方法,該方法是將含有C0.02-0.13%、Si2.0%或以下、Mn0.6-2.5%、sol.Al0.10%或以下、N0.0080-0.0250%的鋼再加熱至1100℃或以上,在850-950℃的精軋結(jié)束后,進(jìn)行熱軋,接著以15℃/秒或以上的冷卻速度將其冷卻至150℃以下并卷取,成為以鐵素體和馬氏體為主的復(fù)合組織。但是,由特公平8-23048號(hào)公報(bào)所記載的技術(shù)制造的鋼板雖然通過(guò)應(yīng)變時(shí)效硬化使屈服應(yīng)力和拉伸強(qiáng)度都得以增加,但是由于在低于150℃的極低卷取溫度下進(jìn)行卷取,因而存在機(jī)械特性變動(dòng)大的問(wèn)題。而且,存在沖壓成形-涂漆烘烤處理后屈服應(yīng)力的增加量的偏差大,進(jìn)而存在擴(kuò)孔率(λ)低,外卷邊加工性差,沖壓成形性不足的問(wèn)題。
另一方面,汽車用零部件根據(jù)適用部位不同,還要求具有高耐蝕性。用于要求高耐蝕性的部位的材料優(yōu)選熱浸鍍鋅鋼板,需要有成形時(shí)沖壓成形性優(yōu)良、通過(guò)成形后的熱處理顯著硬化的熱浸鍍鋅鋼板。
著眼于這一需求,例如專利第2802513號(hào)公報(bào)中提議了一種以熱軋板作為電鍍基板的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法。該方法是將含C0.05%或以下、Mn0.05-0.5%、Al0.1%或以下、Cu0.8-2.0%的鋼板坯在卷取溫度等于或低于530℃的條件下進(jìn)行熱軋,接著將其加熱至等于或低于530℃的溫度,將鋼板表面還原,之后進(jìn)行熱浸鍍鋅,通過(guò)成形后的熱處理取得顯著的硬化。但是,該方法所制造的鋼板由于要通過(guò)成形后的熱處理取得顯著硬化,所以熱溫度必須等于或高于500℃,熱處理溫度高,就留下了實(shí)際使用方面的問(wèn)題。
特開平10-310824號(hào)公報(bào)中提議了以熱軋板或冷軋板作為電鍍基板,通過(guò)成形后的熱處理可使強(qiáng)度上升的合金化熱浸鍍鋅鋼板的制造方法。該方法對(duì)含0.01-0.08%C,Si、Mn、P、S、Al、N為適當(dāng)量,并且含有一種或多種合計(jì)為0.05-3.0%的Cr、W、Mo的鋼進(jìn)行熱軋之后,或者進(jìn)一步冷軋之后,或者平整冷軋并退火之后,進(jìn)行熱浸鍍鋅,之后再進(jìn)行加熱合金化處理。該鋼板在成形后通過(guò)在200-450℃溫度范圍的加熱使拉伸強(qiáng)度上升。然而,由于所得鋼板的顯微組織為鐵素體單相、鐵素體+珠光體、或者鐵素體+貝氏體組織,存在不能得到高延性和低屈服強(qiáng)度,沖壓成形性差的問(wèn)題。
特開平11-199975號(hào)公報(bào)提議了一種加工用熱軋鋼板,該鋼板含有C0.03-0.20%;適量的Si、Mn、P、S、Al;Cu0.2-2.0%和B0.0002-0.002%,顯微組織是以鐵素體為主相、以馬氏體為第2相的復(fù)合組織,鐵素體相中Cu的存在狀態(tài)為等于或小于2nm的固溶狀態(tài)和/或析出狀態(tài),具有優(yōu)異的疲勞特性。特開平11-199975號(hào)公報(bào)所記載的鋼板中復(fù)合添加了Cu和B,并且Cu的存在狀態(tài)為等于或小于2nm的極微細(xì)態(tài),首次顯著提高了疲勞限度。另外,由于上述原因,必須在Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)或以上結(jié)束熱精軋,在冷卻過(guò)程的Ar3-Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)空冷1-10秒,之后以等于或大于20℃/秒的冷卻速度進(jìn)行冷卻,在等于或低于350℃的溫度進(jìn)行卷取。但如果這樣將卷取溫度設(shè)為等于或低于350℃的低溫,則存在熱軋鋼板的形狀易于發(fā)生大的變形,在工業(yè)上無(wú)法進(jìn)行穩(wěn)定生產(chǎn)的問(wèn)題。
發(fā)明的公開如上所述,雖然存在極強(qiáng)的需求,但是迄今為止沒(méi)有在工業(yè)上穩(wěn)定制造滿足這些特性的鋼板的技術(shù),本發(fā)明正是鑒于此而進(jìn)行開發(fā)的。本發(fā)明的目的在于提供可有效解決上述問(wèn)題、具有優(yōu)異應(yīng)變時(shí)效硬化特性的高張力鋼板和可穩(wěn)定生產(chǎn)該鋼板的方法,所述鋼板適合作為汽車用鋼板,它具有優(yōu)異沖壓成形性,并且沖壓成形后,通過(guò)在較低溫度進(jìn)行熱處理可極大提高拉伸強(qiáng)度。此外,本發(fā)明中所述鋼板包括熱軋鋼板、冷軋鋼板和電鍍鋼板。
本發(fā)明者們?yōu)榱送瓿缮鲜稣n題,對(duì)鋼板組織和合金元素對(duì)應(yīng)變時(shí)效硬化特性的影響進(jìn)行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過(guò)將C含量調(diào)整至低碳范圍,將Cu含量調(diào)整至適當(dāng)范圍,并進(jìn)一步使鋼板組織成為鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織,可以在預(yù)應(yīng)變量等于或大于5%的預(yù)變形處理和在150℃-350℃的較低溫度下的熱處理之后,在屈服應(yīng)力增加的基礎(chǔ)上使拉伸強(qiáng)度也顯著提高,從而獲得高的應(yīng)變時(shí)效硬化。獲得在該高應(yīng)變時(shí)效硬化特性之外,還具有良好的延性、低屈服強(qiáng)度、高擴(kuò)孔率、優(yōu)異沖壓成形性的鋼板。
在上述新發(fā)現(xiàn)的基礎(chǔ)上,本發(fā)明者們進(jìn)一步進(jìn)行了深入的研究,結(jié)果發(fā)現(xiàn)在不含Cu的鋼板中也會(huì)發(fā)生上述現(xiàn)象。發(fā)現(xiàn)通過(guò)用Mo、Cr、W中的一種或多種代替Cu,并使組織成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,使鋼板預(yù)應(yīng)變并進(jìn)行低溫?zé)崽幚砗螅R氏體中的極微細(xì)碳化物將應(yīng)變感應(yīng)析出,從而使拉伸強(qiáng)度上升。除Mo、Cr、W中的一種或多種外,當(dāng)還含有Nb、V、Ti中的一種或多種時(shí),該低溫加熱時(shí)的應(yīng)變感應(yīng)微細(xì)析出更為顯著。
本發(fā)明是在上述發(fā)現(xiàn)的基礎(chǔ)上,進(jìn)一步研究而完成的,本發(fā)明的要點(diǎn)如下所述。
(1)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為所述鋼板的組織具有以鐵素體相作為主相,以及含面積率為2%或以上的馬氏體相的第二相的復(fù)合組織。
(2)(1)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其中所述鋼板為熱軋鋼板。
(3)(2)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量%計(jì)的下列組成C0.15%或以下、 Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、 P0.1%或以下、S0.02%或以下、 Al0.1%或以下、N0.02%或以下、 Cu0.5-3.0%,其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
(4)(3)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、
B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
(5)(2)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量%計(jì)的下列組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下,并進(jìn)一步含有合計(jì)為2.0%或以下的選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%中的一種或多種元素,其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
(6)(5)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的合計(jì)為2.0%或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素。
(7)一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱軋鋼板的制造方法,其特征為當(dāng)對(duì)具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、Cu0.5-3.0%或者進(jìn)一步含有選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下、優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)的鋼板坯進(jìn)行熱軋,將其制成預(yù)定板厚的熱軋板時(shí),所述熱軋是精軋終止溫度FDT為Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)或以上的熱軋,精軋結(jié)束后,以5℃/秒或以上的冷卻速度將其冷卻至(Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn))-(Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn))的溫度范圍,在該溫度范圍進(jìn)行1-20秒的空冷或緩冷,之后再一次以5℃/秒或以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻,在550℃或以下的溫度進(jìn)行卷取。
(8)(6)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱軋鋼板的制造方法,其特征為將所述鋼板坯定為具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成的鋼板坯C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下,并進(jìn)一步含有合計(jì)為2.0%或以下的選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%的一種或多種元素,或者進(jìn)一步含有合計(jì)為2.0%或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素,優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
(9)(7)或(8)的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱軋鋼板的制造方法,其特征為所述精軋的部分或全部為潤(rùn)滑軋制。
(10)(1)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其中所述鋼板為冷軋鋼板。
(11)(10)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為所述鋼板在上述組織的基礎(chǔ)上,具有以質(zhì)量%計(jì)的下列組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、Cu0.5-3.0%,
其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
(12)(11)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
(13)(10)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為所述鋼板在上述組織的基礎(chǔ)上,具有以質(zhì)量%計(jì)的下列組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下,并進(jìn)一步含有選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%的合計(jì)為2.0%或以下的一種或多種元素,其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
(14)(13)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的合計(jì)為2.0%或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素。
(15)一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的冷軋鋼板的制造方法,其特征為在將具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、Cu0.5-3.0%,或者進(jìn)一步含有選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下、優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)的鋼板坯作為坯料,依次進(jìn)行對(duì)該坯料進(jìn)行熱軋將其制成熱軋板的熱軋步驟、對(duì)該熱軋板進(jìn)行冷軋將其制成冷軋板的冷軋步驟、對(duì)該冷軋板進(jìn)行再結(jié)晶退火將其制成冷軋退火板的再結(jié)晶退火步驟的冷軋鋼板制造方法中,所述再結(jié)晶退火在Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)-Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)的鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域內(nèi)進(jìn)行。
(16)(15)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板的制造方法,其特征為將具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成的鋼板坯代替具有所述組成的鋼板坯C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、并進(jìn)一步含有選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%的合計(jì)為2.0%或以下的一種或多種元素,或者進(jìn)一步含有Nb、Ti、V中的合計(jì)為2.0%或以下的一種或多種元素,優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
(17)(15)或(16)的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的冷軋鋼板的制造方法,其特征為所述熱軋為將所述坯料的加熱溫度定為900℃或以上,精軋終止溫度定為700℃或以上,卷取溫度定為800℃或以下的熱軋。
(18)(15)-(17)中任一項(xiàng)的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的冷軋鋼板的制造方法,其特征為所述熱軋的部分或全部為潤(rùn)滑軋制。
(19)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板,所述鋼板是在(2)-(6)中任一項(xiàng)的熱軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層而形成的。
(20)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板,所述鋼板是在(10)-(14)中任一項(xiàng)的冷軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層而形成的。
(21)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為在進(jìn)行連續(xù)熱浸鍍鋅的作業(yè)線上,對(duì)具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、Cu0.5-3.0%,或者進(jìn)一步含有選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下、優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)的鋼板進(jìn)行加熱到在Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)-Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)的鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域的退火,之后進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在上述鋼板的表面形成熱浸鍍鋅層。
(22)(21)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為將具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成的鋼板代替具有所述組成的鋼板C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、
S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、并進(jìn)一步含有選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%的合計(jì)為2.0%或以下的一種或多種元素,或者進(jìn)一步含有Nb、Ti、V中的合計(jì)為2.0%或以下的一種或多種元素,優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
(23)(21)或(22)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為在所述退火之前,在連續(xù)退火作業(yè)線上進(jìn)行前處理,所述前處理由在700℃或以上的溫度進(jìn)行加熱的前加熱處理和隨后的酸洗處理構(gòu)成。
(24)(21)-(23)中任一項(xiàng)的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為進(jìn)行所述熱浸鍍鋅處理,在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層后,進(jìn)行所述熱浸鍍鋅層的合金化處理。
(25)(21)-(24)中任一項(xiàng)的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為所述鋼板是通過(guò)將具有所述組成的坯料的加熱溫度定為900℃或以上,精軋終止溫度定為700℃或以上,卷取溫度定為800℃或以下的熱軋制成的熱軋鋼板;或者所述鋼板是對(duì)該熱軋鋼板進(jìn)行冷軋后形成的冷軋鋼板。
(26)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為對(duì)通過(guò)權(quán)利要求(7)-(9)中任一項(xiàng)的熱軋鋼板制造方法得到的熱軋鋼板進(jìn)一步進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在所述熱軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。
(27)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為對(duì)通過(guò)權(quán)利要求(15)-(18)中任一項(xiàng)的冷軋鋼板制造方法得到的冷軋鋼板進(jìn)一步進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在所述冷軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。
(28)(26)或(27)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板制造方法,其特征為在所述熱浸鍍鋅處理之后,進(jìn)行合金化處理。


圖1表示Cu含量對(duì)預(yù)變形-熱處理后ΔTS與鋼板(熱軋板)組織間關(guān)系的影響。
圖2表示Cu含量對(duì)熱軋鋼板預(yù)變形-熱處理后ΔTS與熱處理溫度間關(guān)系的影響。
圖3表示Cu含量對(duì)熱軋鋼板的λ與YR間關(guān)系的影響。
圖4表示Cu含量對(duì)冷軋鋼板的預(yù)變形-熱處理后ΔTS與再結(jié)晶退火溫度間關(guān)系的影響。
圖5表示Cu含量對(duì)冷軋鋼板的預(yù)變形-熱處理后ΔTS與熱處理溫度間關(guān)系的影響。
圖6表示Cu含量對(duì)冷軋鋼板的λ與YR間關(guān)系的影響。
圖7表示Cu含量對(duì)熱浸鍍鋅鋼板的預(yù)變形-熱處理后ΔTS與再結(jié)晶退火溫度間關(guān)系的影響。
圖8表示Cu含量對(duì)熱浸鍍鋅鋼板的預(yù)變形-熱處理后ΔTS與熱處理溫度間關(guān)系的影響。
圖9表示Cu含量對(duì)熱浸鍍鋅鋼板的λ與YR間關(guān)系的影響。
實(shí)施本發(fā)明的最佳形態(tài)本發(fā)明中所述“優(yōu)良的應(yīng)變時(shí)效硬化特性”是在指拉伸塑性應(yīng)變量為5%或以上的預(yù)變形處理后,在150-350℃的溫度范圍進(jìn)行保持時(shí)間為30秒或以上的熱處理時(shí),該熱處理前后的拉伸強(qiáng)度增加量ΔTS{=(熱處理后的拉伸強(qiáng)度)-(預(yù)變形處理前的拉伸強(qiáng)度)}為80MPa或以上。最好ΔTS為100MPa或以上。通過(guò)所述熱處理,屈服應(yīng)力也上升,不用說(shuō)能達(dá)到80MPa或以上的ΔYS。ΔYS指熱處理前后屈服強(qiáng)度的增加量,定義為ΔYS={(熱處理后的屈服強(qiáng)度)-(熱處理前的屈服強(qiáng)度)}。
在規(guī)定應(yīng)變時(shí)效硬化特性時(shí),預(yù)應(yīng)變(預(yù)變形)量是重要因素。本發(fā)明者設(shè)定了汽車用鋼板所適用的變形樣式,研究了預(yù)應(yīng)變量對(duì)其后的應(yīng)變時(shí)效硬化特性的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)除了極深的拉伸加工外,可以以大約單軸等效應(yīng)變(拉伸應(yīng)變)量進(jìn)行整理,實(shí)際零部件的該單軸等效應(yīng)變量達(dá)到大約5%,零部件強(qiáng)度很好地與預(yù)應(yīng)變?yōu)?%的應(yīng)變時(shí)效處理后所獲得的強(qiáng)度相對(duì)應(yīng)。由此,在本發(fā)明中將應(yīng)變時(shí)效處理的預(yù)應(yīng)變(變形)定為5%或以上的拉伸塑性應(yīng)變。
過(guò)去的涂漆烘烤處理?xiàng)l件采用170℃×20分鐘作為標(biāo)準(zhǔn),但是在本發(fā)明中,當(dāng)利用極微細(xì)Cu的析出強(qiáng)化時(shí),熱處理溫度為150℃或以上是必要的。另一方面,如果在超過(guò)350℃的條件下進(jìn)行,則所述效果會(huì)飽和,而反之則有稍微軟化的傾向。另外,如果加熱至超過(guò)350℃的溫度,則將明顯發(fā)生熱應(yīng)變、回火色。因此,將本發(fā)明中的應(yīng)變時(shí)效硬化的熱處理溫度定為150-350℃。將熱處理溫度的保持時(shí)間定為30秒或以上。關(guān)于熱處理的保持時(shí)間,如果在150-350℃保持大約30秒或以上,則可達(dá)到大致充分的應(yīng)變時(shí)效硬化。當(dāng)想要獲得更大的穩(wěn)定的應(yīng)變時(shí)效硬化時(shí),保持時(shí)間優(yōu)選為60秒或以上,更優(yōu)選為300秒或以上。
對(duì)上述熱處理中的加熱方法沒(méi)有特別限制,如通常的涂漆烘烤處理那樣,除了通過(guò)爐進(jìn)行氣氛加熱以外,例如感應(yīng)加熱、通過(guò)無(wú)氧化火焰、激光、等離子體等進(jìn)行加熱,上述任何一種都適用。另外,提高鋼板的溫度進(jìn)行沖壓,即所謂的溫壓在本發(fā)明中也是極為有效的方法。
首先對(duì)本發(fā)明者們所進(jìn)行的關(guān)于熱軋鋼板的基礎(chǔ)實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行說(shuō)明。
對(duì)于具有以%質(zhì)量計(jì)的C0.04%、Si0.82%、Mn1.6%、P0.01%、S0.005%、Al0.04%、N0.002%、Cu變化為0.3%、1.3%的組成的薄板坯,將其加熱至1150℃并均熱后,以850℃為精軋終止溫度對(duì)其進(jìn)行3遍軋制,使板厚達(dá)到2.0mm,之后變化冷卻條件和卷取溫度,將其組織從鐵素體單相變化到具有鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織的熱軋板。
對(duì)上述熱軋板進(jìn)行拉伸試驗(yàn),測(cè)定其拉伸特性。進(jìn)而,對(duì)取自上述熱軋板的試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸預(yù)應(yīng)變量為5%的預(yù)變形處理,接著進(jìn)行50-350℃×20分鐘的熱處理,之后進(jìn)行拉伸試驗(yàn),求出拉伸特性,評(píng)估其應(yīng)變時(shí)效硬化特性。
用熱處理前后拉伸強(qiáng)度的增加量ΔTS評(píng)估應(yīng)變時(shí)效硬化特性。設(shè)ΔTS為實(shí)施熱處理后的拉伸強(qiáng)度TSHT與未實(shí)施熱處理時(shí)的拉伸強(qiáng)度TS的差(=(熱處理后的拉伸強(qiáng)度TSHT)-(預(yù)變形處理前的拉伸強(qiáng)度TS))。另外,用JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。
圖1表示Cu含量對(duì)ΔTS與鋼板(熱軋板)組織間關(guān)系的影響。對(duì)試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸預(yù)應(yīng)變量為5%的預(yù)變形處理,接著進(jìn)行250℃×20分鐘的熱處理,從而求出ΔTS。從圖1可知,當(dāng)Cu含量為1.3%質(zhì)量時(shí),通過(guò)使鋼板組織成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。當(dāng)Cu含量為0.3%質(zhì)量時(shí),ΔTS小于80MPa,即使使鋼板組織成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,也不能獲得高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。
由此可知,通過(guò)將Cu含量調(diào)整至適當(dāng)范圍內(nèi),使鋼板組織成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,可以制造具有高應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱軋鋼板。
圖2表示Cu含量對(duì)ΔTS與預(yù)變形處理后的熱處理溫度間關(guān)系的影響。所用熱軋鋼板是在熱軋結(jié)束后,以20℃/秒的冷卻速度冷卻至700℃,接著空冷5秒,之后以30℃/秒的冷卻速度冷卻至450℃,此后進(jìn)行450℃×1小時(shí)的卷取等效處理而得到的鋼板。由此得到的熱軋板的顯微組織是作為主相的鐵素體與面積率為8%的馬氏體的復(fù)合組織。對(duì)所述熱軋板進(jìn)行預(yù)變形處理后,再進(jìn)行熱處理,從而求出ΔTS。
從圖2可知,ΔTS雖然隨熱處理溫度上升而增加,但是該增加量極大地取決于Cu含量??芍?dāng)Cu含量為1.3%質(zhì)量時(shí),在150℃或以上的熱處理溫度,可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。當(dāng)Cu含量為0.3%質(zhì)量時(shí),ΔTS小于80MPa,無(wú)論在任何熱處理溫度下都不能獲得高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。
對(duì)于Cu含量為0.3%質(zhì)量和1.3%質(zhì)量的鋼板,將熱軋后的冷卻速度進(jìn)行各種變化,制造組織從鐵素體+馬氏體變?yōu)殍F素體單相,屈服比YR(=(屈服強(qiáng)度YS/拉伸強(qiáng)度TS)×100%)為50-90%的材料(熱軋板)。對(duì)該材料(熱軋板)實(shí)施擴(kuò)孔試驗(yàn),求出擴(kuò)孔率(λ)。擴(kuò)孔試驗(yàn)是用10mmφ的沖頭沖壓測(cè)試片,在其上形成沖孔,之后用頂角為60°的圓錐沖頭,使毛邊在外側(cè)進(jìn)行擴(kuò)孔,直至發(fā)生貫穿板厚的裂紋,求出擴(kuò)孔率λ。擴(kuò)孔率λ由λ(%)={(d-d0)/d0}×100%求出。d0為初期孔徑,d為發(fā)生裂紋時(shí)的內(nèi)孔徑。
將上述結(jié)果整理為擴(kuò)孔率λ和屈服比YR的關(guān)系,Cu含量對(duì)擴(kuò)孔率λ和屈服比YR間關(guān)系的影響如圖3所示。
從圖3可知,對(duì)于Cu含量為0.3%質(zhì)量的鋼板,當(dāng)成為鐵素體(α)+馬氏體的復(fù)合組織,YR小于70%時(shí),隨著YR的降低,λ也降低。而對(duì)于Cu含量為1.3%質(zhì)量的鋼板,即使成為鐵素體(α)+馬氏體的復(fù)合組織,YR降低,也仍然維持著高λ值。另一方面,對(duì)于Cu含量為0.3%質(zhì)量的鋼板,無(wú)法同時(shí)獲得低YR和高λ。
由此,通過(guò)將Cu含量調(diào)整至適當(dāng)范圍內(nèi),使組織成為鐵素體(α)+馬氏體的復(fù)合組織,可以制造同時(shí)滿足低屈服比和高擴(kuò)孔率的熱軋鋼板。
通過(guò)對(duì)本發(fā)明的熱軋鋼板進(jìn)行預(yù)變形和在150℃-350℃的較低溫度范圍內(nèi)的熱處理,鋼板中的極微細(xì)Cu將析出。所述預(yù)變形是在比通常熱處理前后變形應(yīng)力增加量測(cè)定時(shí)的預(yù)應(yīng)變量2%更大的應(yīng)變量下的預(yù)變形。根據(jù)本發(fā)明者們的研究,認(rèn)為通過(guò)該極微細(xì)Cu的析出,可獲得屈服應(yīng)力增加、拉伸強(qiáng)度也顯著增加的高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。上述通過(guò)在較低溫度范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細(xì)Cu的析出,未在迄今為止所報(bào)道的極低碳素鋼或低碳鋼上得到全面證實(shí)。關(guān)于通過(guò)在較低溫度范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細(xì)Cu的析出,雖然其道理至今不明確,但是認(rèn)為在保持鐵素體(α)+奧氏體(γ)的兩相區(qū)域時(shí),Cu大量分配在γ相,這在冷卻后還繼續(xù)使馬氏體中Cu過(guò)飽和,成為固溶狀態(tài),通過(guò)施與其5%或以上的預(yù)應(yīng)變和低溫?zé)崽幚恚珻u于是極微細(xì)地析出。
關(guān)于添加Cu,組織成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織的鋼板的擴(kuò)孔率升高的詳細(xì)機(jī)理,至今還不明確,但認(rèn)為是由于添加Cu使鐵素體和馬氏體的硬度差變小所致。
本發(fā)明的熱軋鋼板是拉伸強(qiáng)度TS為440MPa或以上的高張力熱軋鋼板,是具有優(yōu)良沖擊成形性、并且通過(guò)沖壓成形后的在較低溫度的熱處理使拉伸強(qiáng)度顯著上升、具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板。
接下來(lái),對(duì)本發(fā)明熱軋鋼板的組織進(jìn)行說(shuō)明。
本發(fā)明熱軋鋼板的組織是具有鐵素體相和含相對(duì)于全組織的面積率為2%或以上的馬氏體相的第二相的復(fù)合組織。
為了制成具有低屈服強(qiáng)度YS和高延性E1、具有優(yōu)良沖壓成形性的鋼板,在本發(fā)明中有必要使熱軋鋼板的組織變成主相鐵素體相和含馬氏體的第二相的復(fù)合組織。優(yōu)選主相鐵素體的面積率為50%或以上。如果鐵素體小于50%,則難以確保高延性,并且沖壓成形性低。在要求具有更好延性的情況下,優(yōu)選鐵素體相的面積率為80%或以上。此外,為了利用復(fù)合組織的優(yōu)點(diǎn),優(yōu)選鐵素體相為98%或以下。
作為第二相,本發(fā)明中馬氏體的面積率相對(duì)于全組織必須為2%或以上。如果馬氏體小于2%,則不能同時(shí)滿足低YS和高E1。另外,以面積率為2%或以上的馬氏體相單獨(dú)作為第二相,或者以面積率為2%或以上的馬氏體相和除此之外任何作為副相的珠光體、貝氏體、殘留奧氏體相的混合相作為第二相皆可,對(duì)此沒(méi)有特別限制。
具有上述組織的熱軋鋼板將成為因低屈服強(qiáng)度而具有高延性、優(yōu)良沖壓成形性、并且具有優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板。
下面,對(duì)本發(fā)明熱軋鋼板的組成限定理由進(jìn)行說(shuō)明。%質(zhì)量簡(jiǎn)單記為%。
C0.15%或以下C是增加鋼板強(qiáng)度、促進(jìn)形成鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織的元素,在本發(fā)明中,為了形成復(fù)合組織,優(yōu)選含有0.01%或以上的C。另一方面,如果C含量超過(guò)0.15%,則鋼中碳化物的比率增加,使得延性、沖壓成形性降低。而且更重要的問(wèn)題是,如果C含量超過(guò)0.15%,則點(diǎn)焊性、電弧焊性等將顯著降低。因此本發(fā)明中限定C含量為0.15%或以下。另外,從成形性的角度出發(fā),優(yōu)選C含量為0.10%或以下。
Si2.0%或以下Si不會(huì)顯著降低鋼板延性,是可以使鋼板高強(qiáng)度化的有用的強(qiáng)化元素,同時(shí)也是促進(jìn)鐵素體轉(zhuǎn)變和通過(guò)將C向未轉(zhuǎn)變奧氏體中濃縮從而促進(jìn)馬氏體形成的有效的元素。但是,如果Si含量超過(guò)2.0%,則將招致沖壓成形性的劣化,同時(shí)表面性質(zhì)也將惡化。因此將Si含量限定為2.0%或以下。另外,從形成馬氏體的角度出發(fā),優(yōu)選Si含量為0.1%或以上。
Mn3.0%或以下Mn具有強(qiáng)化鋼的作用,并且對(duì)鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織的形成具有促進(jìn)作用。Mn是防止由S引起的熱裂的有效元素,優(yōu)選含有對(duì)應(yīng)于S含量的Mn。所述效果在含量為0.5%或以上時(shí)變得顯著。另一方面,如果含量超過(guò)3.0%,則沖壓成形性和焊接性將變差。因此本發(fā)明中限定Mn含量為3.0%或以下。另外,更優(yōu)選為1.0%或以上。
P0.10%或以下P具有強(qiáng)化鋼的作用,可以對(duì)應(yīng)于所需強(qiáng)度含有必要量的P,如果含量過(guò)剩,則沖壓成形性將變差。因此將P含量限定為0.10%或以下。另外,在需要更優(yōu)良沖壓成形性的情況下,優(yōu)選其含量為0.08%或以下。
S0.02%或以下S是作為鋼板中的夾雜物而存在的,是引起鋼板延性、成形性、特別是外卷邊成形性惡化的元素,最好盡量降低其含量,但是當(dāng)將其含量降低至0.02%或以下時(shí),則并不會(huì)具有那么大的負(fù)面影響,因此本發(fā)明中將0.02%作為S含量的上限。另外,當(dāng)需要具有優(yōu)良的外卷邊成形性時(shí),優(yōu)選S為0.010%或以下。
Al0.10%或以下Al是作為鋼的脫氧元素添加進(jìn)來(lái)的,是對(duì)提高鋼的清潔度有用的元素,但是即使其含量超過(guò)0.10%,也不能取得更進(jìn)一步的脫氧效果,反之倒使沖壓成形性變差。因此將Al限定為0.10%或以下。另外,優(yōu)選在0.01%或以上。本發(fā)明并不排除通過(guò)Al脫氧以外的其它脫氧方法進(jìn)行的煉制方法,例如也可以進(jìn)行Ti脫氧、Si脫氧,由這些脫氧方法制成的鋼板也包括在本發(fā)明范圍內(nèi)。
N0.02%或以下N是通過(guò)固溶強(qiáng)化、應(yīng)變時(shí)效硬化使鋼板強(qiáng)度增加的元素,但是如果含量超過(guò)0.02%,則鋼板中的氮化物將增加,由此使鋼板延性、沖壓成形性顯著變差。因此,將N限定為0.02%或以下。另外,在要求進(jìn)一步提高沖壓成形性的情況下,優(yōu)選其含量為0.01%或以下。
Cu0.5-3.0%Cu是使鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化(預(yù)變形-熱處理后的強(qiáng)度增加)顯著增加的元素,是本發(fā)明中最重要的元素之一。Cu含量小于0.5%時(shí),即使改變預(yù)變形-熱處理?xiàng)l件,也不能得到ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。因此,本發(fā)明中,Cu的含量必須為0.5%或以上。另一方面,如果其含量超過(guò)3.0%,則效果飽和,無(wú)法期待相應(yīng)于含量的效果,在經(jīng)濟(jì)上不利,而且引起沖壓成形性劣化,進(jìn)而使得鋼板的表面性質(zhì)惡化。因此,將Cu限定為0.5-3.0%。另外,為了同時(shí)具有更大的ΔTS和優(yōu)良的沖壓成形性,優(yōu)選Cu在1.0-2.5%范圍內(nèi)。
另外,本發(fā)明中,優(yōu)選在上述含Cu的組成的基礎(chǔ)上,進(jìn)一步含有以%質(zhì)量計(jì)的選自下述A組-C組的一組或多組元素A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
A組Ni2.0%或以下A組Ni是有效防止添加Cu時(shí)鋼板表面發(fā)生表面缺陷的元素,可以根據(jù)需要含有。當(dāng)含有Ni時(shí),其含量取決于Cu含量,優(yōu)選大約為Cu含量一半左右。另外,即使其含量超過(guò)2.0%,效果也已飽和,無(wú)法期待相應(yīng)于含量的效果,在經(jīng)濟(jì)上不利,相反會(huì)引起沖壓成形性劣化。由此,優(yōu)選將Ni含量限定為2.0%或以下。
B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下B組Cr、Mo都和Mn一樣,具有促進(jìn)鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織形成的作用,可以根據(jù)需要含有。如果Cr、Mo中的一種或兩種合計(jì)超過(guò)2.0%,則沖壓成形性下降。因此,優(yōu)選限定B組Cr、Mo中的一種或兩種合計(jì)為2.0%或以下。
C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下C組Nb、Ti、V都是碳化物形成元素,為了有效發(fā)揮通過(guò)碳化物的微細(xì)分散而使鋼板高強(qiáng)度化的作用,根據(jù)需要選擇含有上述元素。但是,如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)超過(guò)0.2%,則沖壓成形性將變差。因此,優(yōu)選限定Nb、Ti、V合計(jì)為0.2%。
另外,在本發(fā)明中,也可以代替含有上述Cu、或者上述A組-C組的一組或多組,而含有選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%中的合計(jì)為2.0%或以下的一種或多種元素、或者也可還含有Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)為2.0%或以下的元素。
選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%中一種或多種元素,合計(jì)為2.0%或以下Mo、Cr、W都是使鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化顯著增加的元素,是本發(fā)明中最重要的元素,可以選擇含有。通過(guò)使鋼板含有這些Mo、Cr、W中的一種或多種元素,進(jìn)而成為鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織,微細(xì)碳化物在預(yù)變形-熱處理時(shí)應(yīng)變感應(yīng)微細(xì)析出,可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。如果這些元素的含量均小于0.05%,則即使變化預(yù)變形-熱處理?xiàng)l件、鋼板組織,也不能取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。另一方面,即使這些元素的含量均超過(guò)2.0%,上述效果也已飽和,無(wú)法期待相應(yīng)于含量的效果,在經(jīng)濟(jì)上不利,而且會(huì)引起沖壓成形性劣化。因此將Mo、Cr、W的含量限定在Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%范圍。另外,從沖壓成形性的角度出發(fā),當(dāng)混合含有這些元素時(shí),限定Mo、Cr、W的含量合計(jì)為2.0%或以下。
Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為2.0%或以下Nb、Ti、V都是碳化物形成元素,可以根據(jù)需要選擇含有。通過(guò)使鋼板含有這些Nb、Ti、V中的一種或多種元素,進(jìn)而成為鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織,微細(xì)碳化物在預(yù)變形-熱處理時(shí)應(yīng)變感應(yīng)微細(xì)析出,可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。但是,如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)超過(guò)2.0%,則沖壓成形性劣化。因此,優(yōu)選限定Nb、Ti、V的含量合計(jì)為2.0%或以下。
除上述元素之外,也可以含有Ca0.1%或以下、REM0.1%或以下中的一種或兩種。Ca、REM都是通過(guò)控制夾雜物的形態(tài)來(lái)使延性提高的元素。但是,當(dāng)Ca超過(guò)0.1%、REM超過(guò)0.1%時(shí),將使清潔度下降,反而使延性下降。
從馬氏體形成的角度出發(fā),也可以含有B0.1%或以下、Zr0.1%或以下中的一種或2種。
除上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。作為不可避免的雜質(zhì),Sb0.01%或以下、Pb0.01%或以下、Sn0.1%或以下、Zn0.01%或以下、Co0.1%或以下是可以接受的。
具有上述組成、組織的熱軋鋼板是由于屈服強(qiáng)度低因而具有高延性,沖壓成形性優(yōu)異,并且應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的鋼板。
下面,對(duì)本發(fā)明的熱軋鋼板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
本發(fā)明的熱軋鋼板以具有上述范圍內(nèi)的組成的鋼板坯作為坯料,對(duì)該坯料進(jìn)行熱軋,制成預(yù)定板厚的熱軋板。
為了防止成分的宏觀偏析,優(yōu)選所用鋼板坯是以連續(xù)鑄造法制造的,但是也可以是用鑄錠法、薄板連鑄法制造的。另外,在制造鋼板坯之后,在冷卻至室溫,之后再加熱的現(xiàn)有方法的基礎(chǔ)上,也可以采用不冷卻,將溫鋼片原樣插入加熱爐中,或者稍微進(jìn)行保溫之后立即軋制的直送軋制·直接軋制等節(jié)省能源的加工方法,這都沒(méi)有問(wèn)題。
對(duì)上述坯料(鋼板坯)的加熱溫度沒(méi)有特別限制,優(yōu)選900℃或以上。
板坯加熱溫度900℃或以上在組成中含Cu的情況下,為了防止由Cu引起的表面缺陷,希望板坯加熱溫度SRT低一些。但是,當(dāng)加熱溫度小于900℃時(shí),軋制負(fù)荷增大,熱軋時(shí)發(fā)生問(wèn)題的危險(xiǎn)增大。另外,氧化皮損耗隨著氧化重量的增加而增加,因此優(yōu)選板坯加熱溫度為1300℃或以下。
從降低板坯加熱溫度、并且防止熱軋時(shí)發(fā)生問(wèn)題的角度出發(fā),加熱薄板坯,即活用所謂的薄板坯加熱器不用說(shuō)也是有效的方法。
接下來(lái)對(duì)被加熱的板坯進(jìn)行熱軋,但是優(yōu)選熱軋為精軋終止溫度FDT等于或高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的熱軋。
精軋終止溫度等于或高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)通過(guò)將精軋終止溫度FDT調(diào)整至Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)或以上,可以獲得均勻的熱軋母板組織,由熱軋后的冷卻可以得到鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織。由此可以確保優(yōu)良的沖壓成形性。另一方面,當(dāng)精軋終止溫度小于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)時(shí),熱軋母板組織變得不均勻,同時(shí)殘存有加工組織,沖壓成形性變差。而且進(jìn)一步當(dāng)精軋終止溫度小于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)時(shí),熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷增大,熱軋時(shí)發(fā)生問(wèn)題的危險(xiǎn)增大。因此,優(yōu)選熱軋的FDT為Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)或以上。
精軋結(jié)束后,優(yōu)選接著以5℃/秒或以上的冷卻速度將其冷卻至(Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn))-(Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn))的溫度范圍。
通過(guò)這樣在熱軋后進(jìn)行冷卻,可以由其后的冷卻處理促進(jìn)鐵素體的轉(zhuǎn)變。冷卻速度小于5℃/秒時(shí),無(wú)法由其后的冷卻處理促進(jìn)鐵素體的轉(zhuǎn)變,沖壓成形性變差。
接下來(lái),優(yōu)選在(Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn))-(Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn))的溫度范圍內(nèi)空冷或者緩冷1-20秒。通過(guò)在(Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn))-(Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn))的溫度范圍內(nèi)空冷或者緩冷,可以促進(jìn)奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變,進(jìn)而可使C向未轉(zhuǎn)變奧氏體中濃縮,通過(guò)之后的冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,形成鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織。當(dāng)在(Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn))-(Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn))的溫度范圍內(nèi)的空冷或者緩冷小于1秒時(shí),奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變量少,從而C向未轉(zhuǎn)變奧氏體中的濃縮量也少,馬氏體的形成量變少。另一方面,如果超過(guò)20秒,奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w,從而得不到鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織。
在空冷或者緩冷處理后,再次以5℃/秒或以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻,在550℃或以下的卷取溫度進(jìn)行卷取。
通過(guò)以5℃/秒或以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻,未轉(zhuǎn)變的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。由此,組織變成鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織。但是,如果冷卻速度小于5℃/秒或者卷取溫度CT高于550℃,則未轉(zhuǎn)變的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w或貝氏體,不能形成馬氏體,因而沖壓成形性降低。另外,更優(yōu)選冷卻速度為10℃/秒或以上,從熱軋板形狀的觀點(diǎn)出發(fā),更加優(yōu)選100℃/秒或以下。此外,卷取溫度CT小于500℃,從熱軋板形狀的觀點(diǎn)出發(fā),更優(yōu)選為350℃或以上。當(dāng)卷取溫度小于350℃時(shí),鋼板形狀明顯紊亂,實(shí)際使用時(shí)發(fā)生問(wèn)題的危險(xiǎn)性增大。
為了減少熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷,在本發(fā)明的熱軋中,精軋的一部分或全部可以是潤(rùn)滑軋制。從鋼板形狀均一化、材質(zhì)均一化的觀點(diǎn)出發(fā),進(jìn)行潤(rùn)滑軋制也是有效的。另外,優(yōu)選潤(rùn)滑軋制時(shí)的摩擦系數(shù)在0.25-0.10的范圍內(nèi)。優(yōu)選將薄板坯前后相接、進(jìn)行連續(xù)精軋的連續(xù)軋制法。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點(diǎn)出發(fā),也希望使用連續(xù)軋制法。
熱軋后,為了進(jìn)行形狀矯正、表面粗糙度的調(diào)整等,可以進(jìn)行10%或以下的平整冷軋。
本發(fā)明的熱軋鋼板不僅可以用作加工鋼板,也適合用作表面處理用的原板。表面處理有鍍鋅(包括合金系列)、鍍錫、上搪瓷等。
另外也可以在退火或鍍鋅等表面處理之后,對(duì)本發(fā)明的熱軋鋼板實(shí)施特殊處理,進(jìn)行化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、焊接性、沖壓成形性和耐蝕性等的改善。
接下來(lái),對(duì)冷軋鋼板進(jìn)行說(shuō)明。
首先,對(duì)本發(fā)明者們所進(jìn)行的關(guān)于冷軋鋼板的基礎(chǔ)實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行說(shuō)明。
對(duì)于具有以%質(zhì)量計(jì)的C0.04%、Si0.02%、Mn1.7%、P0.01%、S0.005%、Al0.04%、N0.002%、Cu變化為0.3%、1.3%的組成的薄板坯,將其加熱至1150℃并均熱后,以900℃為精軋終止溫度對(duì)其進(jìn)行3遍軋制,使板厚達(dá)到4.0mm。精軋結(jié)束后,卷取,之后進(jìn)行600℃×1小時(shí)的保溫等效處理。接著,實(shí)施壓縮率為70%的冷軋,制成板厚1.2mm的冷軋板。接下來(lái),對(duì)這些冷軋板在各種條件下進(jìn)行再結(jié)晶退火。
對(duì)上述冷軋板進(jìn)行拉伸試驗(yàn),測(cè)定其拉伸特性。進(jìn)而,對(duì)這些冷軋鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化特性進(jìn)行測(cè)定。
首先,從這些冷軋鋼板上取試驗(yàn)片,對(duì)這些試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸預(yù)應(yīng)變量為5%的預(yù)變形處理,接著進(jìn)行50-350℃×20分鐘的熱處理,之后進(jìn)行拉伸試驗(yàn),求出拉伸特性。與在熱軋鋼板項(xiàng)中所述內(nèi)容一樣,用熱處理前后拉伸強(qiáng)度的增加量ΔTS評(píng)估應(yīng)變時(shí)效硬化特性。
圖4表示Cu含量對(duì)冷軋鋼板的ΔTS和再結(jié)晶退火溫度間關(guān)系的影響。對(duì)取自所得冷軋鋼板的試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸預(yù)應(yīng)變量為5%的預(yù)變形處理,接著進(jìn)行250℃×20分鐘的熱處理,然后進(jìn)行拉伸試驗(yàn),求出ΔTS。
從圖4可知,當(dāng)Cu含量為1.3%質(zhì)量時(shí),通過(guò)將再結(jié)晶退火溫度設(shè)定在700℃或以上,使鋼板組織變?yōu)殍F素體+馬氏體的復(fù)合組織,可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。另一方面,當(dāng)Cu含量為0.3%質(zhì)量時(shí),無(wú)論在任何再結(jié)晶退火溫度下,ΔTS都小于80MPa,不能獲得高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。從圖1可知,通過(guò)將Cu含量調(diào)整至適當(dāng)范圍內(nèi),使組織變?yōu)殍F素體+馬氏體的復(fù)合組織,可以制造具有高應(yīng)變時(shí)效硬化特性的冷軋鋼板。
圖5表示Cu含量對(duì)冷軋鋼板的ΔTS和預(yù)變形處理后的熱處理溫度間關(guān)系的影響。鋼板使用在冷軋后,進(jìn)行在鐵素體(α)+奧氏體(γ)的雙相區(qū)域即800℃的保持時(shí)間為40秒的退火,之后以30℃/秒的冷卻速度將其從保持溫度(800℃)冷卻至室溫所得到的鋼板。這種鋼板的顯微組織是鐵素體和馬氏體(第二相)的復(fù)合組織,馬氏體的組織比率以面積率表示為8%。
從圖5可知,ΔTS雖然隨熱處理溫度上升而增加,但是該增加量極大地取決于Cu含量。可知當(dāng)Cu含量為1.3%質(zhì)量時(shí),在150℃或以上的熱處理溫度,可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。當(dāng)Cu含量為0.3%質(zhì)量時(shí),無(wú)論在任何熱處理溫度下,ΔTS都小于80MPa,不能獲得高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。
對(duì)于Cu含量為0.3%質(zhì)量和1.3%質(zhì)量的鋼板,將冷軋后的再結(jié)晶退火條件進(jìn)行各種變化,制造組織從鐵素體+馬氏體變?yōu)殍F素體單相,屈服比YR(=(屈服強(qiáng)度YS/拉伸強(qiáng)度TS)×100%)為50-90%的材料(鋼板)。對(duì)該材料(鋼板)實(shí)施擴(kuò)孔試驗(yàn),求出擴(kuò)孔率(λ)。擴(kuò)孔試驗(yàn)是用10mmφ的沖頭沖壓測(cè)試片,在其上形成沖孔,之后用頂角為60°的圓錐沖頭,使毛邊在外側(cè)進(jìn)行擴(kuò)孔,直至發(fā)生貫穿板厚的裂紋,求出擴(kuò)孔率λ。擴(kuò)孔率λ由λ(%)={(d-d0)/d0}×100%求出。d0為初期孔徑,d為發(fā)生裂紋時(shí)的內(nèi)孔徑。
將上述結(jié)果整理為擴(kuò)孔率λ和屈服比YR的關(guān)系,Cu含量對(duì)冷軋鋼板擴(kuò)孔率λ和屈服比YR間關(guān)系的影響如圖6所示。
從圖6可知,對(duì)于Cu含量為0.3%質(zhì)量的鋼板,當(dāng)成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,YR小于70%時(shí),隨著YR的降低,λ也降低。而對(duì)于Cu含量為1.3%質(zhì)量的鋼板,即使成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,YR降低,也仍然維持著高λ值。另一方面,對(duì)于Cu含量為0.3%質(zhì)量的鋼板,無(wú)法同時(shí)獲得低YR和高λ。
從圖6可知,通過(guò)將Cu含量調(diào)整至適當(dāng)范圍內(nèi),使組織成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,可以制造同時(shí)滿足低屈服比和高擴(kuò)孔率的冷軋鋼板。
通過(guò)對(duì)本發(fā)明的冷軋鋼板進(jìn)行預(yù)變形和在150℃-350℃的較低溫度范圍內(nèi)的熱處理,鋼板中的極微細(xì)Cu將析出。所述預(yù)變形是在比通常熱處理前后變形應(yīng)力增加量測(cè)定時(shí)的預(yù)應(yīng)變量2%更大的應(yīng)變量下的預(yù)變形。根據(jù)本發(fā)明者們的研究,認(rèn)為通過(guò)該極微細(xì)Cu的析出,可獲得屈服應(yīng)力增加、拉伸強(qiáng)度也顯著增加的高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。上述通過(guò)在低溫度范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細(xì)Cu的析出,未在迄今為止所報(bào)道的極低碳素鋼或低碳鋼上得到全面證實(shí)。關(guān)于通過(guò)在低溫范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細(xì)Cu的析出,雖然其道理至今不明確,但是認(rèn)為在α+γ的雙相區(qū)域的退火中,Cu大量分配在γ相,這在冷卻后還繼續(xù)使馬氏體中Cu過(guò)飽和,成為固溶狀態(tài),通過(guò)施與其5%或以上的預(yù)應(yīng)變和低溫?zé)崽幚?,Cu于是極微細(xì)地析出。
關(guān)于添加Cu,組織成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織的鋼板的擴(kuò)孔率升高的詳細(xì)機(jī)理,至今還不明確,但認(rèn)為是由于添加Cu使鐵素體和馬氏體的硬度差變小所致。
本發(fā)明的冷軋鋼板是拉伸強(qiáng)度TS為440MPa或以上的高張力冷軋鋼板,是具有優(yōu)良沖擊成形性、并且通過(guò)沖壓成形后的在較低溫度的熱處理使拉伸強(qiáng)度顯著上升、具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板。
接下來(lái),對(duì)本發(fā)明冷軋鋼板的組織進(jìn)行說(shuō)明。
本發(fā)明冷軋鋼板的組織是具有鐵素體相和含面積率為2%或以上的馬氏體相的第二相的復(fù)合組織。
為了制成具有低屈服強(qiáng)度YS和高延性E1、具有優(yōu)良沖壓成形性的冷軋鋼板,在本發(fā)明中有必要使鋼板的組織變成主相鐵素體相和含馬氏體的第二相的復(fù)合組織。優(yōu)選主相鐵素體的面積率為50%或以上。如果鐵素體小于50%,則難以確保高延性,并且沖壓成形性低。在要求具有更好延性的情況下,優(yōu)選鐵素體相的面積率為80%或以上。此外,為了利用復(fù)合組織的優(yōu)點(diǎn),優(yōu)選鐵素體相為98%或以下。
作為第二相,本發(fā)明中馬氏體的面積率必須為2%或以上。如果馬氏體小于2%,則不能同時(shí)滿足低YS和高E1。另外,以面積率為2%或以上的馬氏體相單獨(dú)作為第二相,或者以面積率為2%或以上的馬氏體相和除此之外任何作為副相的珠光體、貝氏體、殘留奧氏體相的混合相作為第二相皆可,對(duì)此沒(méi)有特別限制。
具有上述組織的冷軋鋼板將成為因低屈服強(qiáng)度而具有高延性、優(yōu)良沖壓成形性、并且具有優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板。
下面,對(duì)本發(fā)明冷軋鋼板的組成限定理由進(jìn)行說(shuō)明。%質(zhì)量簡(jiǎn)單記為%。
C0.15%或以下C是增加鋼板強(qiáng)度、促進(jìn)形成鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織的元素,在本發(fā)明中,從形成復(fù)合組織的角度出發(fā),優(yōu)選含有0.01%或以上的C。另一方面,如果C含量超過(guò)0.15%,則鋼中碳化物的比率增加,使得延性、還有沖壓成形性降低。而且更重要的問(wèn)題是,如果C含量超過(guò)0.15%,則點(diǎn)焊性、電弧焊性等將顯著降低。因此本發(fā)明中限定C含量為0.15%或以下。另外,從成形性的角度出發(fā),優(yōu)選C含量為0.10%或以下。
Si2.0%或以下Si不會(huì)顯著降低鋼板延性,是可以使鋼板高強(qiáng)度化的有用的強(qiáng)化元素,但是如果其含量超過(guò)2.0%,則將招致沖壓成形性的劣化,同時(shí)表面性質(zhì)也將惡化。因此將Si含量限定為2.0%或以下。優(yōu)選Si含量為0.1%或以上。
Mn3.0%或以下Mn具有強(qiáng)化鋼的作用,并且降低可獲得鐵素體+馬氏體復(fù)合組織的臨界冷卻速度,對(duì)鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織的形成具有促進(jìn)作用,優(yōu)選對(duì)應(yīng)于再結(jié)晶退火后的冷卻速度來(lái)含有Mn。Mn是防止由S引起的熱裂的有效元素,優(yōu)選含有對(duì)應(yīng)于S含量的Mn。所述效果在含量為0.5%或以上時(shí)變得顯著。另一方面,如果含量超過(guò)3.0%,則沖壓成形性和焊接性將變差。因此本發(fā)明中限定Mn含量為3.0%或以下。另外,更優(yōu)選為1.0%或以上。
P0.10%或以下P具有強(qiáng)化鋼的作用,可以對(duì)應(yīng)于所需強(qiáng)度含有必要量的P,如果含量過(guò)剩,則沖壓成形性將變差。因此將P含量限定為0.10%或以下。另外,在需要更優(yōu)良沖壓成形性的情況下,優(yōu)選其含量為0.08%或以下。
S0.02%或以下S是作為鋼板中的夾雜物而存在的,是引起鋼板延性、成形性、特別是外卷邊成形性惡化的元素,最好盡量降低其含量,但是當(dāng)將其含量降低至0.02%或以下時(shí),則并不會(huì)具有那么大的負(fù)面影響,因此本發(fā)明中將0.02%作為S的上限。另外,當(dāng)需要具有優(yōu)良的外卷邊成形性時(shí),優(yōu)選S為0.010%或以下。
Al0.10%或以下Al是作為鋼的脫氧元素添加進(jìn)來(lái)的,是對(duì)提高鋼的清潔度有用的元素,但是即使其含量超過(guò)0.10%,也不能取得更進(jìn)一步的脫氧效果,反之倒使沖壓成形性變差。因此將Al限定為0.10%或以下。另外,本發(fā)明并不排除通過(guò)Al脫氧以外的其它脫氧方法進(jìn)行的煉制方法,例如也可以進(jìn)行Ti脫氧、Si脫氧,由這些脫氧方法制成的鋼板也包括在本發(fā)明范圍內(nèi)。這時(shí),即使向鋼水中添加Ca、REM等,對(duì)本發(fā)明鋼板的特征也不會(huì)有任何不良影響。含Ca、REM等的鋼板不用說(shuō)也包括在本發(fā)明的范圍內(nèi)。
N0.02%或以下N是通過(guò)固溶強(qiáng)化、應(yīng)變時(shí)效硬化使鋼板強(qiáng)度增加的元素,但是如果含量超過(guò)0.02%,則鋼板中的氮化物將增加,由此使鋼板延性、還有沖壓成形性顯著變差。因此,將N限定為0.02%或以下。另外,在要求進(jìn)一步提高沖壓成形性的情況下,優(yōu)選其含量為0.01%或以下。
Cu0.5-3.0%Cu是使鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化(預(yù)變形-熱處理后的強(qiáng)度增加)顯著增加的元素,是本發(fā)明中最重要的元素之一。Cu含量小于0.5%時(shí),即使改變預(yù)變形-熱處理?xiàng)l件,也不能得到ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。因此,本發(fā)明中,Cu的含量必須為0.5%或以上。另一方面,如果其含量超過(guò)3.0%,則效果飽和,無(wú)法期待相應(yīng)于含量的效果,在經(jīng)濟(jì)上不利,而且引起沖壓成形性劣化,進(jìn)而使得鋼板的表面性質(zhì)惡化。因此,將Cu限定為0.5-3.0%。另外,為了同時(shí)具有更大的ΔTS和優(yōu)良的沖壓成形性,優(yōu)選Cu在1.0-2.5%范圍內(nèi)。
另外,優(yōu)選本發(fā)明的冷軋鋼板在上述含Cu的組成的基礎(chǔ)上,進(jìn)一步含有以%質(zhì)量計(jì)的選自下述A組-C組的一組或多組元素A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、
C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
A組Ni2.0%或以下A組Ni是有效防止添加Cu時(shí)鋼板表面發(fā)生表面缺陷的元素,可以根據(jù)需要含有。當(dāng)含有Ni時(shí),其含量取決于Cu含量,優(yōu)選大約為Cu含量一半左右。另外,即使其含量超過(guò)2.0%,效果也已飽和,無(wú)法期待相應(yīng)于含量的效果,在經(jīng)濟(jì)上不利,相反會(huì)引起沖壓成形性劣化。由此,優(yōu)選將Ni含量限定為2.0%或以下。
B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下B組Cr、Mo都和Mn一樣,降低可獲得鐵素體+馬氏體復(fù)合組織的臨界冷卻速度,具有促進(jìn)鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織形成的作用,可以根據(jù)需要含有。如果Cr、Mo中的一種或兩種合計(jì)超過(guò)2.0%,則沖壓成形性下降。因此,優(yōu)選限定B組Cr、Mo中的一種或兩種合計(jì)為2.0%或以下。
C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下C組Nb、Ti、V都是碳化物形成元素,為了有效發(fā)揮通過(guò)碳化物的微細(xì)分散而使鋼板高強(qiáng)度化的作用,根據(jù)需要選擇含有上述元素。但是,如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)超過(guò)0.2%,則沖壓成形性將變差。因此,優(yōu)選限定Nb、Ti、V合計(jì)為0.2%。
另外,本發(fā)明的冷軋鋼板,也可以代替含有上述Cu而含有選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%中的合計(jì)為2.0%或以下的一種或多種元素、或者也可以還含有Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)為2.0%或以下的元素。
選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%中的一種或多種元素,合計(jì)為2.0%或以下Mo、Cr、W都是使鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化顯著增加的元素,是本發(fā)明中重要的元素,可以選擇含有。通過(guò)使鋼板含有這些Mo、Cr、W中的一種或多種元素,進(jìn)而成為鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織,微細(xì)碳化物在預(yù)變形-熱處理時(shí)應(yīng)變感應(yīng)微細(xì)析出,可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。如果這些元素的含量均小于0.05%,則即使變化預(yù)變形-熱處理?xiàng)l件、鋼板組織,也不能取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。另一方面,即使這些元素的含量均超過(guò)2.0%,上述效果也已飽和,無(wú)法期待相應(yīng)于含量的效果,在經(jīng)濟(jì)上不利,而且會(huì)引起沖壓成形性劣化。因此將Mo、Cr、W的含量限定在Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%范圍。另外,從沖壓成形性的角度出發(fā),限定Mo、Cr、W的含量合計(jì)為2.0%或以下。
Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為2.0%或以下Nb、Ti、V都是碳化物形成元素,當(dāng)含有Mo、Cr、W中的一種或多種元素時(shí),可以根據(jù)需要選擇含有。通過(guò)使鋼板含有這些Nb、Ti、V中的一種或多種元素,進(jìn)而成為鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織,微細(xì)碳化物在預(yù)變形-熱處理時(shí)應(yīng)變感應(yīng)微細(xì)析出,可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。但是,如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)超過(guò)2.0%,則沖壓成形性劣化。因此,優(yōu)選限定Nb、Ti、V的含量合計(jì)為2.0%或以下。
除上述元素之外,也可以含有Ca0.1%或以下、REM0.1%或以下中的一種或兩種。Ca、REM都是通過(guò)控制夾雜物的形態(tài)來(lái)使延性提高的元素。但是,當(dāng)Ca超過(guò)0.1%、REM超過(guò)0.1%時(shí),將使清潔度下降,反而使延性下降。
從馬氏體形成的角度出發(fā),也可以含有B0.1%或以下、Zr0.1%或以下中的一種或2種。
除上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。作為不可避免的雜質(zhì),Sb0.01%或以下、Pb0.01%或以下、Sn0.1%或以下、Zn0.01%或以下、Co0.1%或以下是可以接受的。
下面,對(duì)本發(fā)明的冷軋鋼板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
本發(fā)明的冷軋鋼板是以具有上述范圍內(nèi)的組成的鋼板坯作為坯料,通過(guò)依次進(jìn)行對(duì)該坯料進(jìn)行熱軋將其制成熱軋板的熱軋步驟、對(duì)該熱軋板進(jìn)行冷軋將其制成冷軋板的冷軋步驟、對(duì)該冷軋板進(jìn)行再結(jié)晶退火將其制成冷軋退火板的再結(jié)晶退火步驟而制得的。
為了防止成分的宏觀偏析,優(yōu)選所用鋼板坯是以連續(xù)鑄造法制造的,但是也可以是用鑄錠法、薄板連鑄法制造的。另外,在制造鋼板坯之后,在冷卻至室溫,之后再加熱的現(xiàn)有方法的基礎(chǔ)上,也可以采用不冷卻,將溫鋼片原樣插入加熱爐中,或者稍微進(jìn)行保溫之后立即軋制的直送軋制·直接軋制等節(jié)省能源的加工方法,這都沒(méi)有問(wèn)題。
加熱上述坯料(鋼板坯),實(shí)施進(jìn)行熱軋將其制成熱軋板的熱軋步驟。只要熱軋步驟是在可以制造所需板厚的熱軋板的條件下,則可采用通常已知的條件。優(yōu)選的熱軋條件如下所述。
板坯加熱溫度900℃或以上在組成中含Cu的情況下,為了防止由Cu引起的表面缺陷,希望板坯加熱溫度SRT低一些。但是,當(dāng)加熱溫度小于900℃時(shí),軋制負(fù)荷增大,熱軋時(shí)發(fā)生問(wèn)題的危險(xiǎn)增大。另外,氧化皮損耗隨著氧化重量的增加而增加,因此優(yōu)選板坯加熱溫度為1300℃或以下。
從降低板坯加熱溫度、并且防止熱軋時(shí)發(fā)生問(wèn)題的角度出發(fā),加熱薄板坯,即活用所謂的薄板坯加熱器不用說(shuō)也是有效的方法。
精軋終止溫度700℃或以上通過(guò)將精軋終止溫度FDT調(diào)整至700℃或以上,可以得到冷軋和再結(jié)晶退火后獲得優(yōu)良成形性的均勻熱軋母板組織。另一方面,當(dāng)精軋終止溫度小于700℃時(shí),熱軋母板組織變得不均勻,同時(shí)熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷增大,熱軋時(shí)發(fā)生問(wèn)題的危險(xiǎn)增大。因此,優(yōu)選熱軋步驟的FDT為700℃或以上。
卷取溫度800℃或以下優(yōu)選卷取溫度CT為800℃或以下,更優(yōu)選為200℃或以上。如果卷取溫度超過(guò)800℃,則氧化皮增加,具有由于氧化皮損耗導(dǎo)致收率降低的傾向。如果卷取溫度小于200℃,則鋼板形狀明顯紊亂,實(shí)際使用時(shí)發(fā)生問(wèn)題的危險(xiǎn)性增大。
因此在本發(fā)明的熱軋步驟中,優(yōu)選將板坯加熱至900℃或以上,之后進(jìn)行精軋終止溫度為700℃或以上的熱軋,在800℃或以下、優(yōu)選200℃或以上的卷取溫度進(jìn)行卷取,制造熱軋板。
為了減少熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷,在本發(fā)明的熱軋步驟中,精軋的一部分或全部可以是潤(rùn)滑軋制。從鋼板形狀均一化、材質(zhì)均一化的觀點(diǎn)出發(fā),進(jìn)行潤(rùn)滑軋制也是有效的。另外,潤(rùn)滑軋制時(shí)的摩擦系數(shù)優(yōu)選在0.25-0.10的范圍。優(yōu)選將薄板坯前后相接、進(jìn)行連續(xù)精軋的連續(xù)軋制法。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點(diǎn)出發(fā),也希望使用連續(xù)軋制法。
接下來(lái),對(duì)熱軋板實(shí)施冷軋步驟。在冷軋步驟中對(duì)熱軋板進(jìn)行冷軋使其成為冷軋板。只要冷軋條件是可以制造所需尺寸形狀的冷軋板的條件,則對(duì)此沒(méi)有特別限制,但是優(yōu)選冷軋時(shí)的壓縮率為40%或以上。因?yàn)槿绻麎嚎s率小于40%,則在進(jìn)行后續(xù)步驟即再結(jié)晶退火時(shí),難以發(fā)生均勻的再結(jié)晶。
接下來(lái),再對(duì)冷軋板實(shí)施再結(jié)晶退火將其制成冷軋退火板的再結(jié)晶退火步驟。優(yōu)選再結(jié)晶退火在連續(xù)退火作業(yè)線或連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線中的任一條作業(yè)線上進(jìn)行。優(yōu)選再結(jié)晶退火的退火溫度在Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)-Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)的(α+γ)雙相區(qū)域內(nèi)進(jìn)行。當(dāng)退火溫度小于Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)時(shí),成為鐵素體單相,另一方面,當(dāng)退火溫度為超過(guò)Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的高溫時(shí),結(jié)晶顆粒將變得粗大,同時(shí)成為奧氏體單相區(qū)域,沖壓成形性明顯變差。另外,通過(guò)在(α+γ)雙相區(qū)域內(nèi)進(jìn)行退火,可以得到鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,同時(shí)獲得高ΔTS。
從形成馬氏體的角度出發(fā),優(yōu)選再結(jié)晶退火時(shí)的冷卻以1℃/秒或以上進(jìn)行。
再結(jié)晶退火步驟后,為了進(jìn)行形狀矯正、表面粗糙度等的調(diào)整,可以實(shí)施10%或以下的平整冷軋。
本發(fā)明的冷軋鋼板不僅可以用作加工用鋼板,也適合用作加工用表面處理鋼板的原板。表面處理有鍍鋅(包括合金系列)、鍍錫、上搪瓷等。
另外也可以在鍍鋅等表面處理之后,對(duì)本發(fā)明的冷軋鋼板實(shí)施特殊處理,以改善化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、焊接性、沖壓成形性和耐蝕性等。
接下來(lái),對(duì)本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板進(jìn)行說(shuō)明。
首先,對(duì)本發(fā)明者們所進(jìn)行的關(guān)于熱浸鍍鋅鋼板的基礎(chǔ)實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行說(shuō)明。
對(duì)于具有以%質(zhì)量計(jì)的C0.04%、Si0.02%、Mn1.6%、P0.01%、S0.004%、Al0.04%、N0.002%、Cu變化為0.3%、1.3%的組成的薄板坯,將其加熱至1150℃并均熱后,以900℃為精軋終止溫度對(duì)其進(jìn)行3遍軋制,使板厚達(dá)到4.0mm。精軋結(jié)束后,卷取,之后進(jìn)行600℃×1小時(shí)的保溫等效處理。接著,實(shí)施壓縮率為70%的冷軋,制成板厚1.2mm的冷軋板。
對(duì)這些冷軋板在各種條件下進(jìn)行再結(jié)晶退火后,急冷至450-500℃的溫度范圍,將其在熱浸鍍鋅浴(0.13%質(zhì)量Al-Zn浴)中浸漬,在表面形成熱浸鍍鋅層。接著,再加熱至450-550℃的溫度范圍,實(shí)施熱浸鍍鋅層的合金化處理(鍍層中的Fe含有率約10%)。
對(duì)得到的熱浸鍍鋅板進(jìn)行拉伸試驗(yàn),測(cè)定其拉伸特性。進(jìn)而,對(duì)這些電鍍鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化特性進(jìn)行測(cè)定。
對(duì)這些取自熱浸鍍鋅鋼板的試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸預(yù)應(yīng)變量為5%的預(yù)變形處理,接著進(jìn)行50-350℃×20分鐘的熱處理,之后進(jìn)行拉伸試驗(yàn),求出拉伸特性。與熱軋鋼板的情況一樣,用熱處理前后拉伸強(qiáng)度的增加量ΔTS評(píng)估應(yīng)變時(shí)效硬化特性。
圖7表示Cu含量對(duì)熱浸鍍鋅鋼板的ΔTS和再結(jié)晶退火溫度間關(guān)系的影響。對(duì)取自所得熱浸鍍鋅鋼板的試驗(yàn)片進(jìn)行拉伸預(yù)應(yīng)變量為5%的預(yù)變形處理,接著進(jìn)行250℃×20分鐘的熱處理,然后進(jìn)行拉伸試驗(yàn),求出ΔTS。
從圖7可知,當(dāng)Cu含量為1.3%質(zhì)量時(shí),通過(guò)將再結(jié)晶退火溫度設(shè)定在700℃或以上,將鋼板組織變?yōu)殍F素體+馬氏體的復(fù)合組織,可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。另一方面,當(dāng)Cu含量為0.3%質(zhì)量時(shí),無(wú)論在任何再結(jié)晶退火溫度下,ΔTS都小于80MPa,不能獲得高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。從圖1可知,通過(guò)將Cu含量調(diào)整至適當(dāng)范圍內(nèi),使組織變?yōu)殍F素體+馬氏體的復(fù)合組織,可以制造具有高應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板。
圖8表示Cu含量對(duì)熱浸鍍鋅鋼板的ΔTS和預(yù)變形處理后的熱處理溫度間關(guān)系的影響。對(duì)冷軋鋼板實(shí)施在鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域即800℃、保持時(shí)間為40秒的再結(jié)晶退火條件下的退火,制造熱浸鍍鋅鋼板,對(duì)于所得的鋼板,改變其預(yù)變形處理后的熱處理溫度,求出ΔTS。退火后的顯微組織是馬氏體面積率為7%的鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織。
從圖8可知,ΔTS雖然隨熱處理溫度上升而增加,但是該增加量極大地取決于Cu含量。可知當(dāng)Cu含量為1.3%質(zhì)量時(shí),在150℃或以上的熱處理溫度下,可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。當(dāng)Cu含量為0.3%質(zhì)量時(shí),無(wú)論在任何熱處理溫度下,ΔTS都小于80MPa,不能獲得高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。
對(duì)于Cu含量為0.3%質(zhì)量和1.3%質(zhì)量的冷軋鋼板,變化冷軋后的再結(jié)晶退火條件實(shí)施再結(jié)晶退火,之后急冷至450-500℃的溫度范圍,接著在熱浸鍍鋅浴(0.13%質(zhì)量Al-Zn浴)中浸漬,在表面形成熱浸鍍鋅層,使組織從鐵素體+馬氏體變?yōu)殍F素體單相。接著,再加熱至450-550℃的溫度范圍,實(shí)施熱浸鍍鋅層的合金化處理(鍍層中的Fe含有率約10%)。由此獲得屈服比YR(=(屈服強(qiáng)度YS/拉伸強(qiáng)度TS)×100%)為50-90%的材料(鋼板)。
對(duì)所得材料(熱浸鍍鋅鋼板)實(shí)施擴(kuò)孔試驗(yàn),求出擴(kuò)孔率(λ)。擴(kuò)孔試驗(yàn)是用10mmφ的沖頭沖壓測(cè)試片,在其上形成沖孔,之后用頂角為60°的圓錐沖頭,使毛邊在外側(cè)進(jìn)行擴(kuò)孔,直至發(fā)生貫穿板厚的裂紋,求出擴(kuò)孔率λ。擴(kuò)孔率λ由λ(%)={(d-d0)/d0}×100%求出。d0為初期孔徑,d為發(fā)生裂紋時(shí)的內(nèi)孔徑。
將這些關(guān)于熱浸鍍鋅鋼板的結(jié)果整理為擴(kuò)孔率λ和屈服比YR的關(guān)系,Cu含量對(duì)擴(kuò)孔率λ和屈服比YR間關(guān)系的影響如圖9所示。
從圖9可知,對(duì)于Cu含量為0.3%質(zhì)量的鋼板,當(dāng)成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,YR小于70%時(shí),隨著YR的降低,λ也降低。而對(duì)于Cu含量為1.3%質(zhì)量的鋼板,即使成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,YR降低,也仍然維持著高λ值。另一方面,對(duì)于Cu含量為0.3%質(zhì)量的鋼板,無(wú)法同時(shí)獲得低YR和高λ。
從圖9可知,通過(guò)將Cu含量調(diào)整至適當(dāng)范圍內(nèi),使組織成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,可以制造同時(shí)滿足低屈服比和高擴(kuò)孔率的熱浸鍍鋅鋼板。
通過(guò)對(duì)本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板進(jìn)行預(yù)變形和在150℃-350℃的較低溫度范圍內(nèi)的熱處理,鋼板中的極微細(xì)Cu將析出。所述預(yù)變形是在比通常熱處理前后變形應(yīng)力增加量測(cè)定時(shí)的預(yù)應(yīng)變量2%更大的應(yīng)變量下的預(yù)變形。根據(jù)本發(fā)明者們的研究,認(rèn)為通過(guò)該極微細(xì)Cu的析出,可獲得屈服應(yīng)力增加、拉伸強(qiáng)度也顯著增加的高應(yīng)變時(shí)效硬化特性。上述通過(guò)低溫度范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細(xì)Cu的析出,未在迄今為止所報(bào)道的極低碳素鋼或低碳鋼上得到全面證實(shí)。關(guān)于通過(guò)在低溫范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細(xì)Cu的析出,雖然其道理至今不明確,但是認(rèn)為在α+γ的雙相區(qū)域的退火中,Cu大量分配在γ相,這在冷卻后還繼續(xù)使馬氏體中Cu過(guò)飽和,成為固溶狀態(tài),通過(guò)施與其5%或以上的預(yù)應(yīng)變和低溫?zé)崽幚恚珻u于是極微細(xì)地析出。
關(guān)于添加Cu,組織成為鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織的鋼板的擴(kuò)孔率升高的詳細(xì)機(jī)理,至今還不明確,但認(rèn)為是由于添加Cu使鐵素體和馬氏體的硬度差變小所致。
在上述新發(fā)現(xiàn)的基礎(chǔ)上,本發(fā)明者們進(jìn)行了進(jìn)一步深入的研究,結(jié)果發(fā)現(xiàn)上述現(xiàn)象在不含Cu的熱浸鍍鋅鋼板中也會(huì)發(fā)生。發(fā)現(xiàn)通過(guò)用含有Mo、Cr、W中的一種或多種元素來(lái)代替含有Cu,將組織變成鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,在施與其預(yù)應(yīng)變,在低溫下進(jìn)行熱處理后,則可使馬氏體中的極細(xì)微的碳化物應(yīng)變感應(yīng)析出,拉伸強(qiáng)度升高。發(fā)現(xiàn)通過(guò)在含有Mo、Cr、W中的一種或多種元素的基礎(chǔ)上再含有Nb、V、Ti中的一種或多種元素,所述低溫加熱時(shí)的應(yīng)變感應(yīng)微細(xì)析將變得更為明顯。
本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板是在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層的電鍍鋼板,是拉伸強(qiáng)度TS為440MPa或以上的高張力熱浸鍍鋅鋼板,是具有優(yōu)良沖壓成形性、并且通過(guò)沖壓成形后的在較低溫度下的熱處理使拉伸強(qiáng)度顯著上升、具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板。另外,鋼板可以是熱軋板或者冷軋板中的任何一種。
接下來(lái),對(duì)本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板的組織進(jìn)行說(shuō)明。
本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板具有鐵素體相和含面積率為2%或以上的馬氏體相的第二相的復(fù)合組織。
為了制成具有低屈服強(qiáng)度YS和高延性E1、具有優(yōu)良沖壓成形性的熱浸鍍鋅鋼板,本發(fā)明中有必要使熱浸鍍鋅鋼板的組織變成主相鐵素體相和含馬氏體的第二相的復(fù)合組織。優(yōu)選主相鐵素體的面積率為50%或以上。如果鐵素體小于50%,則難以確保高延性,并且沖壓成形性降低。在要求具有更好延性的情況下,鐵素體相的面積率優(yōu)選為80%或以上。此外,為了利用復(fù)合組織的優(yōu)點(diǎn),優(yōu)選鐵素體相為98%或以下。
作為第二相,本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板中的馬氏體的面積率必須為2%或以上。如果馬氏體小于2%,則不能同時(shí)滿足低YS和高E1。另外,以面積率為2%或以上的馬氏體相單獨(dú)作為第二相,或者以面積率為2%或以上的馬氏體相和除此之外任何作為副相的珠光體、貝氏體、殘留奧氏體相的混合相作為第二相皆可,對(duì)此沒(méi)有特別限制。
具有上述組織的熱浸鍍鋅鋼板將成為因低屈服強(qiáng)度而具有高延性、優(yōu)良沖壓成形性、并且具有優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板。
下面,對(duì)本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板的組成限定理由進(jìn)行說(shuō)明。%質(zhì)量簡(jiǎn)單記為%。
C0.15%或以下C是增加鋼板強(qiáng)度、促進(jìn)形成鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織的元素,在本發(fā)明中,為了得到鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織,優(yōu)選含有0.01%或以上的C。另一方面,如果C含量超過(guò)0.15%,則鋼中碳化物的比率增加,使得延性、還有沖壓成形性降低。而且更重要的問(wèn)題是,如果C含量超過(guò)0.15%,則點(diǎn)焊性、電弧焊性等將顯著降低。因此本發(fā)明中限定C含量為0.15%或以下。另外,從成形性的角度出發(fā),優(yōu)選C含量為0.10%或以下。
Si2.0%或以下Si不會(huì)顯著降低鋼板延性,是可以使鋼板高強(qiáng)度化的有用的強(qiáng)化元素,但是如果其含量超過(guò)2.0%,則將招致沖壓成形性的劣化,同時(shí)也使可鍍性下降。因此將Si含量限定為2.0%或以下。優(yōu)選Si含量為0.1%或以上。
Mn3.0%或以下Mn具有強(qiáng)化鋼的作用,并且降低可獲得鐵素體與馬氏體復(fù)合組織的臨界冷卻速度,對(duì)鐵素體與馬氏體的復(fù)合組織的形成具有促進(jìn)作用,優(yōu)選對(duì)應(yīng)于再結(jié)晶退火后的冷卻速度來(lái)含有Mn。Mn是防止由S引起的熱裂的有效元素,優(yōu)選含有對(duì)應(yīng)于S含量的Mn。所述效果在含量為0.5%或以上時(shí)變得顯著。另一方面,如果含量超過(guò)3.0%,則使沖壓成形性和焊接性變差。因此限定Mn含量為3.0%或以下。另外,更優(yōu)選為1.0%或以上。
P0.10%或以下P具有強(qiáng)化鋼的作用,可以根據(jù)所需強(qiáng)度含有必要量的P,如果含量過(guò)剩,則沖壓成形性將變差。因此將P含量限定為0.10%或以下。另外,在需要更優(yōu)良沖壓成形性的情況下,優(yōu)選其含量為0.08%或以下。
S0.02%或以下S是作為鋼板中的夾雜物而存在的,是引起鋼板延性、成形性、特別是外卷邊成形性惡化的元素,最好盡量降低其含量,但是當(dāng)將其含量降低至0.02%或以下時(shí),則并不會(huì)具有那么大的負(fù)面影響,因此本發(fā)明中將0.02%作為S的上限。另外,當(dāng)需要具有優(yōu)良的外卷邊成形性時(shí),優(yōu)選S為0.010%或以下。
Al0.10%或以下Al是作為鋼的脫氧元素添加進(jìn)來(lái)的,是對(duì)提高鋼的清潔度有用的元素,但是即使其含量超過(guò)0.10%,也不能取得更進(jìn)一步的脫氧效果,反之倒使沖壓成形性變差。因此將Al限定為0.10%或以下。本發(fā)明并不排除通過(guò)Al脫氧以外的其它脫氧方法進(jìn)行的煉制方法,例如也可以進(jìn)行Ti脫氧、Si脫氧,由這些脫氧方法制成的鋼板也包括在本發(fā)明范圍內(nèi)。這時(shí),即使向鋼水中添加Ca、REM等,對(duì)本發(fā)明鋼板的特征也不會(huì)有任何不良影響。
N0.02%或以下N是通過(guò)固溶強(qiáng)化、應(yīng)變時(shí)效硬化使鋼板強(qiáng)度增加的元素,但是如果含量超過(guò)0.02%,則鋼板中的氮化物將增加,由此使鋼板延性、還有沖壓成形性顯著變差。因此,將N限定為0.02%或以下。另外,在要求進(jìn)一步提高沖壓成形性的情況下,其含量為0.01%或以下,優(yōu)選為0.0005%或以上。
Cu0.5-3.0%Cu是使本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化(預(yù)變形-熱處理后的強(qiáng)度增加)顯著增加的元素,是本發(fā)明中最重要的元素之一。Cu含量小于0.5%時(shí),即使改變預(yù)變形-熱處理?xiàng)l件,也不能得到ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。因此,本發(fā)明中,Cu的含量必須為0.5%或以上。另一方面,如果其含量超過(guò)3.0%,則效果飽和,無(wú)法期待相應(yīng)于含量的效果,在經(jīng)濟(jì)上不利,而且引起沖壓成形性劣化,進(jìn)而使得鋼板的表面性質(zhì)惡化。因此,將Cu限定在0.5-3.0%的范圍。另外,為了同時(shí)具有更大的ΔTS和優(yōu)良的沖壓成形性,優(yōu)選Cu為1.0-2.5%。
另外,優(yōu)選本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板在上述含Cu的組成的基礎(chǔ)上,進(jìn)一步含有下述A組-C組的一組或多組元素A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
A組Ni2.0%或以下A組Ni是有效防止添加Cu時(shí)鋼板表面發(fā)生表面缺陷的元素,可以根據(jù)需要含有。當(dāng)含有Ni時(shí),其含量取決于Cu含量,優(yōu)選大約為Cu含量一半。另外,即使其含量超過(guò)2.0%,效果也已飽和,無(wú)法期待相應(yīng)于含量的效果,在經(jīng)濟(jì)上不利,相反會(huì)引起沖壓成形性劣化。因此優(yōu)選將N含量限定為2.0%或以下。
B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下B組Cr、Mo都和Mn一樣,降低可獲得鐵素體和馬氏體復(fù)合組織的臨界冷卻速度,具有促進(jìn)鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織形成的作用,可以根據(jù)需要含有。如果Cr、Mo中的一種或兩種合計(jì)超過(guò)2.0%,則沖壓成形性下降。因此,優(yōu)選限定B組Cr、Mo中的一種或兩種合計(jì)為2.0%或以下。
C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下C組Nb、Ti、V都是碳化物形成元素,因?yàn)槠渫ㄟ^(guò)碳化物的微細(xì)分散而使鋼板高強(qiáng)度化,所以根據(jù)需要選擇含有上述元素。但是,如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)超過(guò)0.2%,則沖壓成形性將下降。因此,優(yōu)選限定Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)為0.2%或以下。
另外,本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板,也可以代替含有Cu而含有選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%中的合計(jì)為2.0%或以下的一種或多種元素、或者也可進(jìn)一步含有Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)為2.0%或以下的元素。
選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%中的一種或多種元素,合計(jì)為2.0%或以下Mo、Cr、W都是使鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化顯著增加的元素,是本發(fā)明中重要的元素,可以選擇含有。通過(guò)使鋼板含有這些Mo、Cr、W中的一種或多種元素,進(jìn)而成為鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織,微細(xì)碳化物在預(yù)變形-熱處理時(shí)應(yīng)變感應(yīng)微細(xì)析出,可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。如果這些元素的含量均小于0.05%,則即使變化預(yù)變形-熱處理?xiàng)l件、鋼板組織,也不能取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。另一方面,即使這些元素的含量均超過(guò)2.0%,上述效果也已飽和,無(wú)法期待相應(yīng)于含量的效果,在經(jīng)濟(jì)上不利,而且會(huì)引起沖壓成形性劣化。因此將Mo、Cr、W的含量限定在Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%范圍。另外,從沖壓成形性的角度出發(fā),限定Mo、Cr、W的含量合計(jì)為2.0%或以下。
Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為2.0%或以下Nb、Ti、V都是碳化物形成元素,當(dāng)含有Mo、Cr、W中的一種或多種元素時(shí),可以根據(jù)需要選擇含有。通過(guò)使鋼板含有這些Nb、Ti、V中的一種或多種元素,進(jìn)而成為鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織,微細(xì)碳化物在預(yù)變形-熱處理時(shí)應(yīng)變感應(yīng)微細(xì)析出,可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強(qiáng)度的增加。但是,如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計(jì)超過(guò)2.0%,則沖壓成形性劣化。因此,優(yōu)選限定Nb、Ti、V的含量合計(jì)為2.0%或以下。
除上述元素之外,也可以含有Ca0.1%或以下、REM0.1%或以下中的一種或兩種。Ca、REM都是通過(guò)控制夾雜物的形態(tài)來(lái)使延性提高的元素。但是,當(dāng)Ca超過(guò)0.1%、REM超過(guò)0.1%時(shí),將使清潔度下降,反而使延性下降。
從馬氏體形成的角度出發(fā),也可以含有B0.1%或以下、Zr0.1%或以下中的一種或兩種。
除上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。作為不可避免的雜質(zhì),Sb0.01%或以下、Pb0.01%或以下、Sn0.1%或以下、Zn0.01%或以下、Co0.1%或以下是可以接受的。
下面,對(duì)本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板是在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上,對(duì)具有上述組成的鋼板,實(shí)施加熱到在Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)-Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度范圍的鐵素體+奧氏體雙相區(qū)域的退火,之后進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在上述鋼板的表面形成熱浸鍍鋅層而制得的。
所用鋼板可以為熱軋鋼板、冷軋鋼板中的任何一種。
以下對(duì)所用鋼板適合的制造方法進(jìn)行說(shuō)明,但是本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板的制造方法不用說(shuō)是并不只限于此的。
首先,對(duì)用作電鍍?cè)宓臒彳堜摪?熱軋板)的適合的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
所用坯料(鋼板坯)是將具有上述組成的鋼水用通常已知的方法進(jìn)行煉制,為了防止成分的宏觀偏析,優(yōu)選用連續(xù)鑄造法制造鋼板坯,但是也可以用鑄錠法、薄板連鑄法進(jìn)行制造。另外,在制造鋼板坯之后,在冷卻至室溫,之后再加熱的現(xiàn)有方法的基礎(chǔ)上,也可以采用不冷卻,將溫鋼片原樣插入加熱爐中,或者稍微進(jìn)行保溫之后立即軋制的直送軋制·直接軋制等節(jié)省能源的加工方法,這都沒(méi)有問(wèn)題。
加熱上述坯料(鋼板坯),實(shí)施熱軋步驟將其制成熱軋板。只要熱軋步驟是在可以制造所需板厚的熱軋板的條件下,則可采用通常已知的條件,對(duì)此沒(méi)有特別限制。優(yōu)選的熱軋條件如下所述。
板坯加熱溫度900℃或以上當(dāng)板坯加熱溫度小于900℃時(shí),軋制負(fù)荷增大,熱軋時(shí)發(fā)生問(wèn)題的危險(xiǎn)增大。但是,對(duì)于含有Cu的情況,為了防止由Cu引起的表面缺陷,希望板坯加熱溫度低一些。另外,氧化皮損耗隨著氧化重量的增加而增加,因此優(yōu)選板坯加熱溫度為1300℃或以下。
從降低板坯加熱溫度、并且防止熱軋時(shí)發(fā)生問(wèn)題的角度出發(fā),加熱薄板坯,即活用所謂的薄板坯加熱器不用說(shuō)也是有效的方法。
精軋終止溫度700℃或以上通過(guò)將精軋終止溫度FDT調(diào)整至700℃或以上,可以得到均勻熱軋母板組織。另一方面,當(dāng)精軋終止溫度小于700℃時(shí),熱軋母板組織變得不均勻,同時(shí)熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷增大,熱軋時(shí)發(fā)生問(wèn)題的危險(xiǎn)增大。因此,優(yōu)選熱軋步驟的FDT為700℃或以上。
卷取溫度800℃或以下卷取溫度CT優(yōu)選為800℃或以下,更優(yōu)選為200℃或以上。如果卷取溫度超過(guò)800℃,則氧化皮增加,具有由于氧化皮損耗導(dǎo)致收率降低的傾向。如果卷取溫度小于200℃,則鋼板形狀明顯紊亂,實(shí)際使用時(shí)發(fā)生問(wèn)題的危險(xiǎn)性增大。
這樣,優(yōu)選適用于本發(fā)明的熱軋鋼板是通過(guò)將上述組成的板坯加熱至900℃或以上,之后進(jìn)行精軋終止溫度為700℃或以上的熱軋,在800℃或以下、優(yōu)選200℃或以上的卷取溫度進(jìn)行卷取得到的熱軋板。
為了減少熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷,在本發(fā)明的熱軋步驟中,精軋的一部分或全部可以是潤(rùn)滑軋制。從鋼板形狀均一化、材質(zhì)均一化的觀點(diǎn)出發(fā),進(jìn)行潤(rùn)滑軋制也是有效的。另外,潤(rùn)滑軋制時(shí)的摩擦系數(shù)優(yōu)選在0.25-0.10的范圍。優(yōu)選將薄板坯前后相接、進(jìn)行連續(xù)精軋的連續(xù)軋制法。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點(diǎn)出發(fā),也希望使用連續(xù)軋制法。
另外,也可以對(duì)帶有氧化皮的熱軋板原樣進(jìn)行熱軋板退火,在鋼板表層形成內(nèi)部氧化層。內(nèi)部氧化層的形成因?yàn)榉乐沽薙i、Mn、P等的表面濃化,所以提高了熱浸鍍鋅性。
由上述方法制得的熱軋板可以作為電鍍?cè)?,但也可以將進(jìn)一步對(duì)上述熱軋板實(shí)施冷軋步驟后所得的冷軋板用作電鍍?cè)濉?br> 在冷軋步驟中對(duì)熱軋板進(jìn)行冷軋。只要冷軋條件是可以制造所需尺寸形狀的冷軋板的條件,則對(duì)其沒(méi)有特別限制,但是優(yōu)選冷軋時(shí)的壓縮率為40%或以上。如果壓縮率小于40%,則在進(jìn)行后續(xù)步驟即退火時(shí),難以發(fā)生均勻的再結(jié)晶。
本發(fā)明中,優(yōu)選在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上,對(duì)上述熱軋板或冷軋板(鋼板)實(shí)施加熱到在Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)-Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度范圍內(nèi)的鐵素體(α)+奧氏體(γ)雙相區(qū)域的退火。
當(dāng)加熱溫度小于Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)時(shí),成為鐵素體單相組織,另一方面,當(dāng)加熱溫度為超過(guò)Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的高溫時(shí),結(jié)晶顆粒將變得粗大,同時(shí)成為奧氏體單相區(qū)域,沖壓成形性明顯變差。另外,通過(guò)在(α+γ)雙相區(qū)域內(nèi)進(jìn)行退火,可以得到鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,同時(shí)獲得高ΔTS。
為了得到鐵素體+馬氏體的復(fù)合組織,優(yōu)選從雙相區(qū)域的加熱溫度到熱浸鍍鋅處理溫度的冷卻速度為5℃/秒或以上。冷卻速度小于5℃/秒時(shí),難以發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變,難以形成鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織。
熱浸鍍鋅處理可以是通常在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上進(jìn)行的處理?xiàng)l件(鋅浴溫度450-500℃),沒(méi)有必要對(duì)其特別限制。但是,由于在極端高溫下進(jìn)行電鍍時(shí)電鍍特性將變差,因而優(yōu)選500℃或以下的溫度。另外,當(dāng)小于450℃時(shí),也存在電鍍特性變差的問(wèn)題。
從馬氏體形成的角度出發(fā),優(yōu)選從熱浸鍍鋅處理溫度到300℃的冷卻速度為5℃/秒或以上。
電鍍處理后,為了根據(jù)需要調(diào)整鍍層的量,可以進(jìn)行擦拭。
熱浸鍍鋅處理后,可以進(jìn)行熱浸鍍鋅層的合金化處理。優(yōu)選在熱浸鍍鋅處理之后,在460-560℃的溫度范圍內(nèi)再加熱來(lái)進(jìn)行熱浸鍍鋅層的合金化處理。在超過(guò)560℃溫度下進(jìn)行合金化處理,電鍍特性變差。另一方面,在小于460℃溫度下進(jìn)行合金化處理,合金化的進(jìn)行遲緩,生產(chǎn)力低。
為了改善電鍍性,優(yōu)選在本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法中,在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上進(jìn)行退火之前,在連續(xù)退火作業(yè)線上進(jìn)行前處理步驟,所述前處理步驟包括在700℃或以上的溫度下進(jìn)行加熱的前加熱處理,和隨后的將由該前加熱處理在鋼板表面形成的鋼中成分的濃化層除去的酸洗處理。
在連續(xù)退火作業(yè)線上經(jīng)前加熱處理的鋼板的表面,鋼中成分P發(fā)生濃化,而且Si、Mn、Cr等作為氧化物形成濃化的表面濃化層。通過(guò)酸洗處理除去該表面濃化層,之后在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上、還原氣氛中進(jìn)行退火,有利于電鍍性的改善。當(dāng)前加熱處理的溫度小于700℃時(shí),不能促進(jìn)表面濃化層的形成,無(wú)法促進(jìn)電鍍性的改善。從沖壓成形性的角度出發(fā),前加熱處理溫度為1000℃或以下是優(yōu)選的。
為了進(jìn)行形狀矯正、表面粗糙度等的調(diào)整,可以在熱浸鍍鋅處理后或者合金化處理后實(shí)施10%或以下的平整冷軋。
另外也可以在熱浸鍍鋅之后,對(duì)本發(fā)明的鋼板實(shí)施特殊處理,以改善化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、焊接性、沖壓成形性和耐蝕性等。實(shí)施例(實(shí)施例1)在轉(zhuǎn)爐中煉制表1所示組成的鋼水,用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。將這些鋼板坯加熱,在表2所示條件下進(jìn)行熱軋,制成板厚2.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板),再實(shí)施壓縮率為1.0%的平整冷軋。另外,2號(hào)鋼板的精軋后段4臺(tái)(stand)以潤(rùn)滑軋制進(jìn)行。
確定所得熱軋鋼帶(熱軋板)的微觀組織、拉伸特性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性、擴(kuò)孔率。并由延伸E1(延性)、屈服強(qiáng)度和擴(kuò)孔率評(píng)估其沖壓成形性。(1)微觀組織從所得鋼帶上取試驗(yàn)片,用光學(xué)顯微鏡或者掃描電子顯微鏡拍攝與軋制方向垂直的斷面(C斷面)的微觀組織,用圖象解析裝置求出主相鐵素體的組織比率和第二相的種類及組織比率。(2)拉伸特性從所得鋼帶(熱軋板)上取JIS 5號(hào)拉伸試驗(yàn)片,依照J(rèn)IS Z 2241的規(guī)定進(jìn)行拉伸試驗(yàn),求出屈服強(qiáng)度YS、拉伸強(qiáng)度TS、延伸E1、屈服比YR。(3)應(yīng)變時(shí)效硬化特性沿軋制方向從所得鋼帶(熱軋板)上取JIS 5號(hào)試驗(yàn)片,施與其作為預(yù)變形(拉伸預(yù)應(yīng)變)的5%的塑性變形,接著進(jìn)行250℃×20分鐘的熱處理,之后進(jìn)行拉伸試驗(yàn),求出熱處理后的拉伸特性(屈服應(yīng)力YSHT、拉伸強(qiáng)度TSHT),算出ΔYS=Y(jié)SHT-YS、ΔTS=TSHT-TS。YSHT、TSHT為預(yù)變形-熱處理后的屈服應(yīng)力、拉伸強(qiáng)度,YS、TS為鋼帶(熱軋板)的屈服應(yīng)力、拉伸強(qiáng)度。(4)擴(kuò)孔率用10mmφ的沖頭在取自所得鋼帶(熱軋板)的試驗(yàn)片上沖出孔,之后用頂角為60°的圓錐沖頭,使毛邊在外側(cè)進(jìn)行擴(kuò)孔,直至發(fā)生貫穿板厚的裂紋,求出擴(kuò)孔率λ。擴(kuò)孔率λ由λ(%)={(d-d0)/d0}×100求出。d0為初期孔徑,d為發(fā)生裂紋時(shí)的內(nèi)孔徑。
結(jié)果列在表3中。
表1

表2

表3

M馬氏體、 P珠光體、 B貝氏體本發(fā)明例都顯示出低屈服強(qiáng)度YS和高延伸E1、低屈服比YR、以及大的擴(kuò)孔率λ,是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時(shí)顯示出大的ΔYS和極大的ΔTS、在應(yīng)變時(shí)效硬化特性方面優(yōu)良的熱軋鋼板。與此相對(duì),在本發(fā)明范圍以外的對(duì)照例中,鋼板是或者屈服強(qiáng)度YS高、或者延伸E1低、或者擴(kuò)孔率λ小,ΔTS小,沖壓成形性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性低的熱軋鋼板。(實(shí)施例2)在轉(zhuǎn)爐中煉制表4所示組成的鋼水,用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。將這些鋼板坯加熱,在表5所示條件下進(jìn)行熱軋,制成板厚2.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板),再實(shí)施壓縮率為1.0%的平整冷軋。
與實(shí)施例1一樣,確定所得熱軋鋼帶(熱軋板)的微觀組織、拉伸特性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性、擴(kuò)孔率。
結(jié)果列在表6中。表4

表5

表6

M馬氏體、 P珠光體、 B貝氏體本發(fā)明例都顯示出低屈服強(qiáng)度YS和高延伸E1、低屈服比YR、以及大的擴(kuò)孔率λ,是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時(shí)顯示出極大的ΔYS和極大的ΔTS、在應(yīng)變時(shí)效硬化特性方面優(yōu)良的熱軋鋼板。與此相對(duì),在本發(fā)明范圍以外的對(duì)照例中,鋼板是或者屈服強(qiáng)度YS高、或者延伸E1低、或者擴(kuò)孔率λ小,ΔTS小,沖壓成形性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性低的熱軋鋼板。(實(shí)施例3)在轉(zhuǎn)爐中煉制表7所示組成的鋼水,用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。接著,將這些鋼板坯如表8所示加熱至1150℃,之后通過(guò)實(shí)施精軋終止溫度為900℃、卷取溫度為600℃熱軋的熱軋步驟,獲得板厚4.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)。另外,2-2號(hào)鋼板的精軋后段4臺(tái)以潤(rùn)滑軋制進(jìn)行。接下來(lái),通過(guò)對(duì)這些熱軋鋼帶(熱軋板)進(jìn)行酸洗、實(shí)施冷軋的冷軋步驟,制成板厚為1.2mm的冷軋鋼帶(冷軋板)。然后,在連續(xù)退火作業(yè)線上,對(duì)這些冷軋鋼帶(冷軋板)在表8所示的退火溫度下進(jìn)行再結(jié)晶退火。對(duì)所得鋼帶(冷軋退火板)進(jìn)一步實(shí)施壓縮率為0.8%的平整冷軋。
從所得鋼帶上取試驗(yàn)片,與實(shí)施例1一樣確定其微觀組織、拉伸特性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性、擴(kuò)孔性。并由延伸E1(延性)、屈服強(qiáng)度和擴(kuò)孔率評(píng)估其沖壓成形性。
結(jié)果列在表9中。表7

表8

表9

F鐵素體M馬氏體P珠光體B貝氏體本發(fā)明例都具有低屈服強(qiáng)度YS、高延伸E1和低屈服比YR、而且顯示出大的擴(kuò)孔率λ,是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時(shí)顯示出極大的ΔTS、在應(yīng)變時(shí)效硬化特性方面優(yōu)良的鋼板。與此相對(duì),在本發(fā)明范圍以外的對(duì)照例中,鋼板或者屈服強(qiáng)度YS高、或者延伸E1低、或者擴(kuò)孔率λ小,ΔTS小,沖壓成形性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性低。(實(shí)施例4)在轉(zhuǎn)爐中煉制表10所示組成的鋼水,用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。接著,將這些鋼板坯加熱至1250℃,之后通過(guò)實(shí)施精軋終止溫度為900℃、卷取溫度為600℃熱軋的熱軋步驟,獲得板厚4.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)。接下來(lái),通過(guò)對(duì)這些熱軋鋼帶(熱軋板)進(jìn)行酸洗、實(shí)施冷軋的冷軋步驟,制成板厚為1.2mm的冷軋鋼帶(冷軋板)。然后,在連續(xù)退火作業(yè)線上,對(duì)這些冷軋鋼帶(冷軋板)在表11所示的退火溫度下進(jìn)行再結(jié)晶退火。對(duì)所得鋼帶(冷軋退火板)進(jìn)一步實(shí)施壓縮率為0.8%的平整冷軋。
從所得鋼帶上取試驗(yàn)片,與實(shí)施例1一樣確定其微觀組織、拉伸特性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性、擴(kuò)孔性。并由延伸E1(延性)、屈服強(qiáng)度和擴(kuò)孔率評(píng)估其沖壓成形性。
結(jié)果列在表12中。表10

表11

表12

F鐵素體 M馬氏體 P珠光體 B貝氏體本發(fā)明例都具有低屈服強(qiáng)度YS和高延伸E1、低屈服比YR、而且顯示出大的擴(kuò)孔率λ,是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時(shí)顯示出極大的ΔTS、在應(yīng)變時(shí)效硬化特性方面優(yōu)良的鋼板。與此相對(duì),在本發(fā)明范圍以外的對(duì)照例中,鋼板或者屈服強(qiáng)度YS高、或者延伸E1低、或者擴(kuò)孔率λ小,ΔTS小,沖壓成形性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性低。(實(shí)施例5)在轉(zhuǎn)爐中煉制表13所示組成的鋼水,用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。通過(guò)對(duì)這些鋼板坯實(shí)施在表14所示條件的熱軋,制成熱軋鋼帶(熱軋板)。另外,3-3號(hào)鋼板的精軋后段4臺(tái)以潤(rùn)滑軋制進(jìn)行。對(duì)這些熱軋鋼帶(熱軋板)進(jìn)行酸洗,之后在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(CGL)上實(shí)施在表14所示條件的退火,接著進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。然后,在表14所示條件下進(jìn)行熱浸鍍鋅層的合金化處理。另外,一部分鋼板保持熱浸鍍鋅處理的原樣。
對(duì)熱軋鋼帶(熱軋板)進(jìn)一步進(jìn)行酸洗,之后通過(guò)在表14所示條件下的冷軋步驟,制成冷軋鋼帶(冷軋板)。在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(GGL)上,將這些冷軋鋼帶(冷軋板)在表14所示條件下進(jìn)行退火,接著進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。然后,在表14所示條件下進(jìn)行熱浸鍍鋅層的合金化處理。另外,一部分鋼板保持熱浸鍍鋅處理的原樣。
在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(GGL)上的退火之前,在連續(xù)退火作業(yè)線(CAL)上,對(duì)一部分鋼板實(shí)施表14所示條件的前加熱處理和之后的酸洗處理的前處理步驟。前處理步驟的酸洗在CGL入口側(cè)的酸洗槽內(nèi)進(jìn)行。
鍍鋅浴溫范圍為460-480℃,所要浸漬的鋼板的溫度在鍍鋅浴溫或以上-(浴溫+10℃)或以下。合金化處理是再加熱至合金化處理溫度,在該溫度保持15-28秒。對(duì)所得電鍍鋼板進(jìn)一步實(shí)施1.0%的平整冷軋。
與實(shí)施例1一樣,確定由上述步驟得到的熱浸鍍鋅鋼板(鋼帶)的微觀組織、拉伸特性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性、擴(kuò)孔率。并由延伸E1(延性)、屈服強(qiáng)度和擴(kuò)孔率評(píng)估其沖壓成形性。
結(jié)果列在表15中。表13

表14

表15

*)M馬氏體 P珠光體 B貝氏體本發(fā)明例都具有低屈服強(qiáng)度YS和高延伸E1、低屈服比YR、而且顯示出大的擴(kuò)孔率λ,是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時(shí)顯示出大的ΔYS和極大的ΔTS、在應(yīng)變時(shí)效硬化特性方面優(yōu)良的電鍍鋼板。與此相對(duì),在本發(fā)明范圍以外的對(duì)照例中,鋼板是或者屈服強(qiáng)度YS高、或者延伸E1低、或者擴(kuò)孔率λ小,ΔTS小,沖壓成形性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性低的電鍍鋼板。(實(shí)施例6)在轉(zhuǎn)爐中煉制表16所示組成的鋼水,用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。通過(guò)對(duì)這些鋼板坯實(shí)施在表17所示條件的熱軋,制成板厚為1.6mm、4.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)。對(duì)這些1.6mm厚的熱軋鋼帶(熱軋板)進(jìn)行酸洗,之后在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(CGL)上實(shí)施在表17所示條件的退火,接著進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。然后,在表17所示條件下進(jìn)行熱浸鍍鋅層的合金化處理。另外,一部分鋼板保持熱浸鍍鋅處理的原樣。
對(duì)4.0mm厚的熱軋鋼帶(熱軋板)進(jìn)一步進(jìn)行酸洗,之后通過(guò)在表17所示條件下的冷軋步驟,制成冷軋鋼帶(冷軋板)。在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(GGL)上,將這些冷軋鋼帶(冷軋板)在表17所示條件下進(jìn)行退火,接著進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。然后,進(jìn)行熱浸鍍鋅層的合金化處理。另外,一部分鋼板保持熱浸鍍鋅處理的原樣。
在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(GGL)上的退火之前,在連續(xù)退火作業(yè)線(CAL)上,對(duì)一部分鋼板實(shí)施表17所示條件的前加熱處理和之后的酸洗處理的前處理步驟。前處理步驟的酸洗在CGL入口側(cè)的酸洗槽內(nèi)進(jìn)行。
鍍鋅浴溫范圍為460-480℃,所要浸漬的鋼板的溫度在電鍍?cè)鼗蛞陨?(浴溫+10℃)或以下。合金化處理是再加熱至合金化處理溫度,在該溫度保持15-28秒。對(duì)所得電鍍鋼板進(jìn)一步實(shí)施延伸率為1.0%的平整冷軋。
與實(shí)施例1一樣,測(cè)定由上述步驟得到的熱浸鍍鋅鋼板(鋼帶)的微觀組織、拉伸特性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性、擴(kuò)孔率。并由延伸E1(延性)、屈服強(qiáng)度和擴(kuò)孔率評(píng)估其沖壓成形性。
結(jié)果列在表18中。表16

表17

表18


*)M馬氏體 P珠光體 B貝氏體本發(fā)明例都具有低屈服強(qiáng)度YS和高延伸E1、低屈服比YR、而且顯示出大的擴(kuò)孔率λ,是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時(shí)顯示出大的ΔYS和極大的ΔTS、在應(yīng)變時(shí)效硬化特性方面優(yōu)良的電鍍鋼板。與此相對(duì),在本發(fā)明范圍以外的對(duì)照例中,鋼板是或者屈服強(qiáng)度YS高、或者延伸E1低、或者擴(kuò)孔率λ小,ΔTS小,沖壓成形性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性低的電鍍鋼板。
工業(yè)上的可利用性根據(jù)本發(fā)明,可以穩(wěn)定制造在維持優(yōu)良沖壓成形性的同時(shí),拉伸強(qiáng)度通過(guò)沖壓成形后的熱處理顯著上升的熱軋鋼板、冷軋鋼板和電鍍鋼板,在工業(yè)上具有顯著效果。當(dāng)將本發(fā)明的鋼板用于汽車零部件時(shí),沖壓成形容易、而且完成后的零部件的性能強(qiáng)且穩(wěn)定、對(duì)汽車車身的輕量化具有非常大的效果。
權(quán)利要求
1.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的鋼板,其特征為所述鋼板的組織具有以鐵素體相作為主相,以及含面積率為2%或以上的馬氏體相的第二相的復(fù)合組織。
2.權(quán)利要求1的鋼板,其中所述鋼板為熱軋鋼板。
3.權(quán)利要求2的鋼板,其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量%計(jì)的下列組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、Cu0.5-3.0%,其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
4.權(quán)利要求3的鋼板,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
5.權(quán)利要求2的鋼板,其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量%計(jì)的下列組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下,并進(jìn)一步含有合計(jì)為2.0%或以下的選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%中的一種或多種元素,其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
6.權(quán)利要求5的鋼板,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的合計(jì)為2.0%或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素。
7.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱軋鋼板的制造方法,其特征為當(dāng)對(duì)具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、Cu0.5-3.0%的鋼板坯進(jìn)行熱軋,將其制成預(yù)定板厚的熱軋板時(shí),所述熱軋是精軋終止溫度FDT為Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)或以上的熱軋,精軋結(jié)束后,以5℃/秒或以上的冷卻速度將其冷卻至(Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn))-(Ar1轉(zhuǎn)變點(diǎn))的溫度范圍,在該溫度范圍進(jìn)行1-20秒的空冷或緩冷,之后再一次以5℃/秒或以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻,在550℃或以下的溫度進(jìn)行卷取。
8.權(quán)利要求7的熱軋鋼板制造方法,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
9.權(quán)利要求7的熱軋鋼板制造方法,其特征為將所述鋼板坯定為具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成的鋼板坯C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下,并進(jìn)一步含有合計(jì)為2.0%或以下的選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%的一種或多種元素。
10.權(quán)利要求7-9中任一項(xiàng)的熱軋鋼板制造方法,其特征為所述精軋的部分或全部為潤(rùn)滑軋制。
11.權(quán)利要求1的鋼板,其中所述鋼板為冷軋鋼板。
12.權(quán)利要求11的鋼板,其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量%計(jì)的下列組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、Cu0.5-3.0%,其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
13.權(quán)利要求12的鋼板,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
14.權(quán)利要求11的鋼板,其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量%計(jì)的下列組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下,并進(jìn)一步含有選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%的一種或多種元素,其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
15.權(quán)利要求14的鋼板,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的合計(jì)為2.0%或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素。
16.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性和ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的冷軋鋼板的制造方法,其特征為在將具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、Cu0.5-3.0%,的鋼板坯作為坯料,依次進(jìn)行對(duì)該坯料進(jìn)行熱軋將其制成熱軋板的熱軋步驟、對(duì)該熱軋板進(jìn)行冷軋將其制成冷軋板的冷軋步驟、對(duì)該冷軋板進(jìn)行再結(jié)晶退火將其制成冷軋退火板的再結(jié)晶退火步驟的冷軋鋼板制造方法中,所述再結(jié)晶退火在Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)-Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)的鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域內(nèi)進(jìn)行。
17.權(quán)利要求16的冷軋鋼板制造方法,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
18.權(quán)利要求16的冷軋鋼板制造方法,其特征為將具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成的鋼板坯代替具有所述組成的鋼板坯C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下、并進(jìn)一步含有選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%的一種或多種元素。
19.權(quán)利要求16-18中任一項(xiàng)的冷軋鋼板制造方法,其特征為所述熱軋為將所述坯料的加熱溫度定為900℃或以上,精軋終止溫度定為700℃或以上,卷取溫度定為800℃或以下的熱軋。
20.權(quán)利要求16-19中任一項(xiàng)的冷軋鋼板制造方法,其特征為所述熱軋的部分或全部為潤(rùn)滑軋制。
21.一種熱浸鍍鋅鋼板,所述鋼板是在權(quán)利要求2-6中任一項(xiàng)的鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層而形成的。
22.一種熱浸鍍鋅鋼板,所述鋼板是在權(quán)利要求11-15中任一項(xiàng)的鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層而形成的。
23.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性和ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為在進(jìn)行連續(xù)熱浸鍍鋅的作業(yè)線上,對(duì)具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成C0.15%或以下、 Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、 P0.1%或以下、S0.02%或以下、 Al0.1%或以下、N0.02%或以下、 Cu0.5-3.0%,的鋼板進(jìn)行加熱到在Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)-Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)的鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域的退火,之后進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在上述鋼板的表面形成熱浸鍍鋅層。
24.權(quán)利要求23的熱浸鍍鋅鋼板制造方法,其特征為在所述組成中進(jìn)一步含有以質(zhì)量%計(jì)的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0%或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種,合計(jì)為2.0%或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種,合計(jì)為0.2%或以下。
25.權(quán)利要求23的熱浸鍍鋅鋼板制造方法,其特征為將具有以質(zhì)量%計(jì)的下述組成的鋼板代替具有所述組成的鋼板C0.15%或以下、Si2.0%或以下、Mn3.0%或以下、P0.1%或以下、S0.02%或以下、Al0.1%或以下、N0.02%或以下,并進(jìn)一步含有合計(jì)為2.0%或以下的選自Mo0.05-2.0%、Cr0.05-2.0%、W0.05-2.0%的一種或多種元素。
26.權(quán)利要求23-25中任一項(xiàng)的熱浸鍍鋅鋼板制造方法,其特征為在所述退火之前,在連續(xù)退火作業(yè)線上進(jìn)行前處理,所述前處理由在700℃或以上的溫度進(jìn)行加熱的前加熱處理和隨后的酸洗處理構(gòu)成。
27.權(quán)利要求23-26中任一項(xiàng)的熱浸鍍鋅鋼板制造方法,其特征為進(jìn)行所述熱浸鍍鋅處理,在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層后,進(jìn)行所述熱浸鍍鋅層的合金化處理。
28.權(quán)利要求23-27中任一項(xiàng)的具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板制造方法,其特征為所述鋼板是通過(guò)將具有所述組成的坯料的加熱溫度定為900℃或以上,精軋終止溫度定為700℃或以上,卷取溫度定為800℃或以下的熱軋制成的熱軋鋼板;或者所述鋼板是對(duì)所述熱軋鋼板進(jìn)行冷軋后形成的冷軋鋼板。
29.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為對(duì)通過(guò)權(quán)利要求7-10中任一項(xiàng)的熱軋鋼板制造方法得到的熱軋鋼板進(jìn)一步進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在所述熱軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。
30.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應(yīng)變時(shí)效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法,其特征為對(duì)通過(guò)權(quán)利要求16-20中任一項(xiàng)的冷軋鋼板制造方法得到的冷軋鋼板進(jìn)一步進(jìn)行熱浸鍍鋅處理,在所述冷軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。
31.權(quán)利要求29或30的熱浸鍍鋅鋼板制造方法,其特征為在所述熱浸鍍鋅處理之后,進(jìn)行合金化處理。
全文摘要
具有含C:0.15%或以下、Si:2.0%或以下、Mn:3.0%或以下,并調(diào)整P、S、Al、N,在此基礎(chǔ)上還包含Cu:0.5-3.0%,或者Cr、Mo、W中的一種或多種合計(jì)為2.0%或以下的元素的組成、具有鐵素體和含面積率為2%或以上的馬氏體的復(fù)合組織的鋼板。鋼板為高張力熱軋鋼板、高張力冷軋鋼板、或熱浸鍍鋅鋼板。由此成為沖壓成形性優(yōu)良、并且ΔTS為80MPa或以上的應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)良的鋼板。
文檔編號(hào)C23C2/06GK1380909SQ01801490
公開日2002年11月20日 申請(qǐng)日期2001年3月30日 優(yōu)先權(quán)日2000年4月7日
發(fā)明者松岡才二, 清水哲雄, 坂田敬, 古君修 申請(qǐng)人:川崎制鐵株式會(huì)社
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