專利名稱：耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及適合汽車用鋼板用途使用的適合的耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板。
在汽車的輕型化中，對成形性優(yōu)越的高強度薄鋼板的要求正在特別強烈起來。
另外，最近也重視汽車的安全性，為此，也要求提高作為在沖擊時的安全性尺度的耐沖擊特性。
而且，作為汽車的內外裝板，在表面光潔度的均勻性和化學處理性方面冷軋鋼板是有利的。
以上述現(xiàn)狀為背景，已研制了各種高強度冷軋鋼板。
例如，在特公平5-64215號公報和特開平4-333524號公報中公開了具有殘余奧氏體組織含3％以上的鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體的高強度鋼(以下稱TRIP)的制造方法。
但是，該TRIP鋼雖然延伸率高，成形性好(TS×El≥22000MPa·％)，但是留下不能滿足目前要求嚴格的耐沖擊特性的問題。
另外，在沖壓成形時的加工硬化量(WH)和在其后的烤漆時的烘烤硬化量(BH)也存在低如約70MPa的問題。
如加工、烘烤硬化量(WH+BH)低，在加工-烤漆后的強度保持方面的不利是很大的。
另一方面，作為耐沖擊特性優(yōu)越的高強度鋼板，例如像特開平9-111396號公報中公開的那樣，公開了具有鐵素體和馬氏體兩相組織的所謂雙相鋼(以下稱DP鋼)。
但是，該DP鋼雖然耐沖擊特性優(yōu)越，可是延伸率不夠，并留下成形性方面的問題。
如上所述，到目前為止找不到滿足足夠成形性和嚴格安全標準兩方面的冷軋鋼板，因此希望開發(fā)。
本發(fā)明有利地滿足上述要求，其目的是提供成形性和耐沖擊性皆優(yōu)越(具體的說，強度-延伸率平衡(TS×El)為24000MPa·％以上，動態(tài)n值為0.35以上)，并且(WH+BH)為100MPa以上，加工、烘烤硬化量方面也優(yōu)越的，具有出色耐沖擊特性的高強度高加工性冷軋鋼板。
在此，所謂動態(tài)n值是發(fā)明人新發(fā)現(xiàn)的耐沖擊特性指標，通過使用該動態(tài)n值可比過去更準確地評價耐沖擊特性。
也就是說，過去關于耐沖撞安全性，認為與強度相關，一般認為只要強度高，耐沖撞安全性就高，然而已判明強度和耐沖撞安全性不一定總存在如此簡單的關系。
因此，關于這一點大量專心研究的結果說明，在汽車沖撞時應變速度增加到2×103/s，為使鋼板更多地吸收在這樣高速變形時的能量，也就是說，為提高耐沖撞安全性，在應變速度=2×103/s條件下使鋼板拉伸變形時的n值(以下稱動態(tài)n值)高是有效的。
在此，在延伸率10％的瞬時n值作為動態(tài)n值。
再者，同時發(fā)現(xiàn)提高該動態(tài)n值，可有效地改進高速變形時的強度。
下面說明本發(fā)明的原委。
發(fā)明人為達到上述目的，首先對以前的TRIP鋼調查其組織和特性的關系。
其結果判明，對于TRIP鋼，一般認為，為獲得足夠量的對提高成形性有利的殘余奧氏體，生成貝氏體相是必要的，而該貝氏體相成為耐沖擊性惡化的原因。
所以，當抑制這樣的貝氏體相，特別是碳化物的生成時，也就是說，當使主相鐵素體(多角形鐵素體)以外的第2相，從以前的貝氏體+殘余奧氏體變成針狀鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體的混合組織時，發(fā)明人獲得意想不到的成果。
本發(fā)明基于上述發(fā)現(xiàn)。
也就是說，本發(fā)明是以鐵素體為主相，具有由馬氏體、針狀鐵素體和殘余奧氏體構成的第2相為特征的耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板。
在此，在鋼組織中第2相占的比率為3-40％是理想的。另外，第2相中馬氏體的比率10-80％，殘余奧氏體的比率8-30％，針狀鐵素體的比率5-60％是理想的。
而且，理想的是上述鋼板含有(質量％)
C:0.05-0.40％、Si:1.0-3.0％、Mn:0.6-3.0％、 Cr:0.02-1.5％、P:0.010-0.20％、 Al:0.01-0.3％，而且如果需要，作為改善強度的成分可含有選自Ti:0.005-0.25％、 Nb:0.003-0.1％之中的至少一種，再者作為改善加工性的成分可含有選自Ca:0.1％以下、Rem:0.1％以下之中的至少一種。


圖1是以前的TRIP鋼的代表性連續(xù)冷卻相變曲線圖(CCT圖)。
圖2是本發(fā)明成分體系的代表性連續(xù)冷卻相變曲線圖(CCT圖)。
圖3(a)是表示按照本發(fā)明得到的第2相的特征相結構的模式圖，圖3(b)是表示以前的TRIP鋼的第2相的相結構的模式圖。
圖4是表示Cr含量和強度-延伸率平衡的關系，以P含量作為參數(shù)的曲線圖。
圖5是表示Cr含量和動態(tài)n值的關系，以P含量作為參數(shù)的曲線圖。
圖6是加工硬化性(WH)和烘烤硬化性(BH)的說明圖。
以下具體地說明本發(fā)明。
在圖1中示出以前的TRIP鋼的代表性的連續(xù)冷卻相變曲線圖(CCT圖)。
如圖所示，以前的TRIP鋼連續(xù)退火時，在(α+γ)雙相區(qū)加熱后，急冷到400℃附近導入到貝氏體相變區(qū)，由于在該溫度區(qū)保持數(shù)分鐘發(fā)生貝氏體相變，使在未相變的奧氏體中固溶碳濃縮而穩(wěn)定化，其后冷卻到室溫，殘留百分之幾以上的奧氏體。
但是，這樣制造的TRIP鋼，雖然強度和加工性方面優(yōu)越，可是如上所述得不到足夠的耐沖擊特性。
因此，發(fā)明人為避免貝氏體相變而進行了許多實驗和研究，結果發(fā)現(xiàn)如下。
(1)當含有少量作為鋼成分的Cr，上述CCT圖中貝氏體相變區(qū)前端后退長時間側，抑制了貝氏體的形成(特別是碳化物的析出)，替代的是，針狀鐵素體析出(也稱ァシキェラ-鐵素體)。
(2)冷軋鋼板的連續(xù)退火過程，通過雙相區(qū)保持進行規(guī)定份量的鐵素體和奧氏體的分離。從而，在冷卻中沒有必要生成鐵素體，這與熱軋過程差別很大，在這種場合下，當只是單獨添加Cr，由于珠光體相變移動到短時間側，珠光體混入第2相中。這樣，在混入珠光體的場合，即使抑制貝氏體生成，也得不到非常滿意的特性。
(3)可是，如與Cr一起添加少量P，可抑制這種珠光體相變，作為第2相，形成由針狀鐵素體、殘余奧氏體和馬氏體構成的混合組織。
(4)這樣形成的由針狀鐵素體、殘余奧氏體和馬氏體構成的第2相不妨礙成形性而特別改善了耐沖擊特性。
在圖2中示出了本發(fā)明成分體系的代表性的CCT圖。
如圖所示，由于少量添加Cr和P，貝氏體相變區(qū)的前端后退，替代的是，針狀鐵素體區(qū)顯著地出現(xiàn)，在該針狀鐵素體區(qū)保持短時間，其后急冷，以針狀鐵素體、殘余奧氏體和馬氏體構成的混合組織作為第2相，可得到優(yōu)越成形性和耐沖擊性兼?zhèn)涞睦滠堜摪濉?br> 在此，晶粒的長徑約10μm以下，長寬比1∶1.5以上，而且滲碳體析出量5％以下的稱為針狀鐵素體。
還有，在以前的TRIP鋼的貝氏體中，可看到滲碳體析出多(10％以上)，本發(fā)明的針狀鐵素體與TRIP鋼的貝氏體是明顯不同的。
按照本發(fā)明得到的第2相的特征相結構，以及以前的TRIP鋼的第2相的相結構，分別模擬示于圖3(a)和圖3(b)中央。第2相的周圍為主相鐵素體。
相對于以前的TRIP鋼的第2相的殘余奧氏體散布在貝氏體中的相結構，在本發(fā)明的第2相中，針狀鐵素體和馬氏體以層狀排列，殘余奧氏體散布在其界面(馬氏體側)。
這樣，針狀鐵素體在第2相中析出，這是本發(fā)明的特征之一。據(jù)信這種針狀鐵素體相增加TS×El，同時，也提高動態(tài)n值。再者，由于適量的馬氏體和針狀鐵素體以層狀排列，可得到大如100MPa以上的(WH+BH)值，詳細的理由不明。
還有，發(fā)明人確認，針狀鐵素體和馬氏體的界面面積率越大，越存在動態(tài)n值變大的傾向。
關于本發(fā)明，上述第2相在鋼組織中占的比率為3-40％是理想的。
之所以如此，是因為當相比率不足3％，得不到充分的耐沖擊特性，另一方面，當超過40％，延伸率，進而強度-延伸率平衡降低。更好的比率為10～30％。
還有，關于本發(fā)明，將鋼試料研磨拋光后，在2％硝酸+酒精溶液中腐蝕，通過顯微鏡照片圖像分析算出相比率。
另外，關于在第2相內各相的比率，優(yōu)選的是，馬氏體10～80％(更好30～60％)、殘余奧氏體8～30％(更好10～20％)、針狀鐵素體5～60％(更好20～50％)。
之所以如此，是因為當馬氏體的比率不足10％，得不到充分的耐沖擊特性，另一方面，當超過80％，延伸率、進而強度-延伸率平衡降低。
另外，當殘余奧氏體的比率不足8％，得不到充分的延伸率，另一方面，當超過30％，耐沖擊特性降低。
再者，當針狀鐵素體的比率不足5％，得不到同樣好的耐沖擊特性，另一方面，當超過60％，延伸率降低。
還有，在整個鋼組織中各相所占的比率，馬氏體和針狀鐵素體各為5-15％，殘余奧氏體為約2-10％是合適的。
另外，關于本發(fā)明，整個鋼組織不是總是由主相鐵素體，第2相的馬氏體、針狀鐵素體和殘余奧氏體的混合相構成，在有貝氏體相等某種程度析出的場合，這樣的第3相也混入，只要其比率在第2相的10％以下，在特性上沒有任何問題。
下面，說明本發(fā)明鋼板成分組成限定在上述范圍的理由。C:0.05-0.40％(質量)C不僅是鋼強化的有效元素，而且是獲得殘余奧氏體方面有用的元素。但是，含量不足0.05％(質量)，其效果不足，另一方面，如超過0.40％(質量)，延展性降低，因此C含量限定在0.05-0.40％(質量)范圍內。Si:1.0-3.0％(質量)Si是生成殘余奧氏體不可缺少的元素，為此至少添加1.0％(質量)是必要的，然而添加超過3.0％(質量)，不但招致延展性降低，而且氧化鐵皮性能降低，又形成表面質量上的問題，Si含量限定在1.0-3.0％(質量)范圍內。Mn:0.6-3.0％(質量)
Mn不僅作為鋼的強化元素有用，而且在獲得殘余奧氏體方面也是有用的元素?？墒牵绾坎蛔?.6％(質量)，其效果不足，另一方面，如超過3.0％(質量)，招致延展性降低，Mn含量限定在0.6-3.0％(質量)的范圍內。Cr:0.02-1.5％(質量)Cr的添加是本發(fā)明的特征，如上所述，由于添加Cr，第2相針狀鐵素體化。為此，至少添0.02％(質量)是必要的，但是如添加超過1.5％(質量)，生成粗大的Cr碳化物，并同時生成珠光體，不僅劣化延展性，而且強度-延伸率平衡、動態(tài)n值和(WH+BH)也降低，Cr含量限定在0.02-1.5％(質量)范圍內，更好為0.1-0.7％(質量)。P:0.010-0.20％(質量)P固溶于鐵素體中不僅有效改善強度，而且抑制當單獨添加Cr時使延展性惡化的珠光體相變。使第2相組織中主要包括馬氏體、針狀鐵素體和殘余奧氏體，改善強度-延伸率平衡，一起改善動態(tài)n值和(WH+BH),P是有用的元素。
為了獲得上述效果，至少添加0.010％(質量)是必要的。如過量添加超過0.20％(質量)，引起可焊性惡化，P含量限定在0.010-0.20％(質量)的范圍內，更好的范圍為0.02-0.10％(質量)。
在圖4和圖5中，P作為參數(shù)，示出了關于Cr含量與強度-延伸率平衡及與動態(tài)n值的關系的研究結果。
從圖4、5可清楚地看出，Cr含量在0.02-1.5％(質量)內，且P含量在0.010％(質量)以上范圍，滿足TS×El≥24000(MPa·％)，且動態(tài)n值≥0.35，并可獲得優(yōu)良的加工性和耐沖擊特性。
特別是，如P含量0.020％(質量)以上，可獲得動態(tài)n值≥0.37和更優(yōu)良的特性值。Al:0.01-0.3％(質量)Al作為脫氧劑是有效的，為此至少含0.01％(質量)是必要的，添加超過0.3％(質量)，其效果達到飽和，成本方面不利是顯著的，Al含量限定在0.01-0.3％(質量)范圍內。
以上說明了基本成分，關于本發(fā)明作為改善強度的其他成分可含有Ti和Nb，另外改善加工性的成分可含有Ca與Rem，其適當含有的范圍如下Ti:0.005-0.25％(質量)，Nb:0.003-0.1％(質量)Ti和Nb都有效改善強度，如果需要可添加?？墒牵斊浜刻?，添加效果不足，另一方面，當過度添加招致延展性降低，各含有量在上述范圍內是理想的。
另外，Ti和Nb還可以有效防止在本發(fā)明中碳鋼熱軋時易發(fā)生的邊緣部位晶界裂紋。Ca:0.1％(質量)以下，Rem:0.1％(質量)以下。
Ca和Rem可有成效地控制氧化物和硫化物的形態(tài)，改善加工性，特別是拉伸凸緣特性是有效的?？墒侨绾扛鞒^0.1％(質量)，不但效果達到飽和，而且在熱軋中易產(chǎn)生裂紋，因此都以0.1％(質量)以下含量添加是理想的。
還有，要得到穩(wěn)定的上述效果，Ca、Rem兩者各添加0.0003％(質量)以上是理想的。
然后，說明本發(fā)明鋼的制造方法，按需要，作為第2相形成以馬氏體、針狀鐵素體和殘余奧氏體構成的混合組織為好，將本發(fā)明鋼沿上述圖2所示的冷卻曲線冷卻。
也就是說，將按常法進行熱軋得到熱軋板，以酸洗等清除氧化皮后，以30％以上，更好50-80％的壓下率進行冷軋，軋成冷軋板。
然后，將得到的冷軋板連續(xù)退火，加熱到約740-820℃的鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)，在該溫度保持或以10℃/秒以下的速度緩冷，以20-60℃/秒的速度從600℃以上溫度冷卻到350-450℃的針狀鐵素體區(qū)，在該溫度保持0.5-5分鐘(或緩冷)。其后，以50℃/秒以下的速度冷卻到室溫，可形成由針狀鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體構成的第2相。
在上述制造工序中，作為連續(xù)退火的周期的特征，是冷卻到350-450℃的冷卻速度，與上述特公平5-64215號公報和特開平4-333524號公報等中公開的以前技術相比，為比較慢的速度，可達到希望的效果。也就是說，在以前技術中，前一文獻以50℃/秒以上，而后一文獻以約10-200℃/秒的速度冷卻，形成以貝氏體和殘余奧氏體為主體的第2相。
對此，本發(fā)明冷卻速度低到60℃/秒以下，獲得希望的組織，作為冷卻手段，高成本的水冷卻和噴霧冷卻是不必要的，氣體射流和輥壓冷卻足夠，不僅成本，表面性狀方面也是優(yōu)越的。
另外，關于在350-450℃針狀鐵素體區(qū)的保持時間，重要的是上限為6分，之所以如此，是因為如在針狀鐵素體區(qū)保持時間太長，生成貝氏體，得不到希望的第2相。
還有，從上述的以前技術的保持時間的上限分別為10分、20分可見，就可明白本發(fā)明與以前技術的第2相組織完全不同。
實施例將表1所示的各種成分組成的鋼坯，在1200℃加熱后，在860℃的加工溫度結束熱加工軋制后，在580℃卷取成卷，得到厚度3.2mm的熱軋鋼板。
然后，酸洗后冷軋到1.2mm。
其后，在連續(xù)退火爐中以10℃/秒的速度加熱到800℃，在該溫度保持40秒鐘后，以4℃/秒的速度緩冷到635℃，接著以43℃/秒的速度冷卻到410℃的針狀鐵素體區(qū)，在該溫度保持180秒鐘后，以10℃/秒的速度冷卻到室溫，其后，進行1.0％的平整軋制。
從得到的冷軋板切取拉伸試樣，在應變速率2×10-2/s條件下對這些試樣進行拉伸試驗。
求出屈服強度(YS)、抗拉強度(TS)和延伸率(El)。
另外，使用霍普金森壓力棒沖擊拉伸試驗材料(材料與處理vol.9(1996)1108-1111頁)，在應變速率2×103/s的條件下進行拉伸試驗，求出延伸率為10％時的瞬間n值(動態(tài)n值)。
而且，通過在預鉆孔徑10mm，間隙12.5％條件下，以頂角60°的錐形沖子進行擴孔試驗，按下述公式求出拉伸凸緣特性。
拉伸凸緣特性λ=〔(d1-d0)/d0〕×100d0預鉆孔徑，d1在擴孔時貫通板厚的龜裂在孔周圍發(fā)生時的孔徑。
再者，還測定沖壓成形時加工硬化量(WH)和其后的烤漆時(170℃)的烘烤硬化量(BH)。還有，使用應變速率2×10-2/s的拉伸試驗機由圖6求出WH、BH。
各冷軋鋼板的鋼組織、TS×El平衡、動態(tài)n值、拉伸凸緣特性和WH+BH的研究結果示于表2和表3中。
從表2、3清楚可見，按照本發(fā)明，其中作為第2相都形成馬氏體、針狀鐵素體和殘余奧氏體的混合組織的產(chǎn)物，不僅得到TS×El≥24000(MPa·％)，動態(tài)n值≥0.35的優(yōu)越的強度-延伸率平衡和耐沖擊特性，而且還同時得到WH+BH≥100MPa的良好的加工、烘烤硬化量。
再者，在添加Ca和Rem的場合，可改善拉伸凸緣特性。
按照本發(fā)明，當主相為鐵素體，且第2相為馬氏體、針狀鐵素體和殘余奧氏體的混合組織，可獲得優(yōu)越的成形性和耐沖擊特性兼?zhèn)涞睦滠堜摪濉?br> 由此，在重視汽車輕型化，汽車安全性中，可獲得成形性優(yōu)越的冷軋鋼板。另外，耐沖擊性作為在沖撞時的安全性目標近年開始受到注目后，可獲得具有優(yōu)越耐沖擊特性的冷軋鋼板。
表1(質量％)
表2
M馬氏體AF針狀鐵素體r殘余奧氏體B貝氏體P珠光體表權利要求
1．耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板，其特征在于，其具有鐵素體作為主相，并具有由馬氏體、針狀鐵素體和殘余奧氏體構成的第2相。
2．按照權利要求1的耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板，其特征在于，在鋼組織中第2相占的比率為3-40％。
3．按照權利要求1或2的耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板，其特征在于，第2相中的針狀鐵素體的比率為5-60％。
4．按照權利要求1或2的耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板，其特征在于，第2相中的馬氏體的比率為10-80％，殘余奧氏體的比率為8-30％，針狀鐵素體的比率為5-60％。
5．按照權利要求1-4記載的耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板，其特征在于，其含有(質量％)C:0.05-0.40％,Si:1.0-3.0％,Mn:0.6-3.0％, Cr:0.02-1.5％,P:0.010-0.20％, Al:0.01-0.3％，余量基本由Fe組成。
6．按照權利要求5記載的耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板，其特征在于，其含有(質量％)選自Ti:0.005-0.25％、Nb:0.003-0.1％中的至少一種。
7．按照權利要求5或6記載的耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板，其特征在于，其含有(質量％)選自Ca:0.1％以下、Rem:0.1％以下中的至少一種。
全文摘要
耐沖擊特性優(yōu)越的高強度高加工性冷軋鋼板含有(質量%)C:0.05－0.40%,Si:1.0－3.0%,Mn:0.6－3.0%,Cr:0.02－1.5%,P:0.010－0.20%,Al:0.01－0.3%,余量實質由Fe組成,特征是其包含以鐵素體(多角形鐵素體)為主相,由馬氏體、針狀鐵素體和殘余奧氏體構成的第2相,在鋼組織中第2相占的比率為3－40%,第2相中的馬氏體的比率為10－80%,殘余奧氏體比率為8－30%,針狀鐵素體比率為5－60%。該鋼板耐沖擊特性優(yōu)越,主要作為汽車用鋼板,不僅具備足夠成型性,而且還可滿足嚴格安全標準。
文檔編號C22C38/34GK1236402SQ98801158
公開日1999年11月24日 申請日期1998年6月9日 優(yōu)先權日1997年6月16日
發(fā)明者高木周作, 古君修, 坂田敬, 小原隆史, 三浦和哉 申請人:川崎制鐵株式會社