專利名稱：高強度熱軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及在卡車車架等大型車輛汽車的骨架構件等用途中有用的、拉伸強度 (TS)為540MPa以上、卷材內(nèi)的強度偏差小的強度均勻性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板及其制造方法。
背景技術：
近年來，從地球環(huán)境保護的觀點出發(fā)，為了限制(X)2的排放量，提高汽車的燃料效率已成為當務之急，需要通過使用構件的薄壁化來實現(xiàn)輕量化。而且，為了確保碰撞時乘員的安全，還需要提高以汽車車身的碰撞特性為中心的安全性。因此，正積極推進汽車車身的輕量化和強化這兩方面。為了同時滿足汽車車身的輕量化和強化，有效的是，通過在剛性不出現(xiàn)問題的范圍內(nèi)使構件原材料高強度化、并且減小板厚來進行輕量化，近年來正積極地將高強度鋼板用于汽車部件。所使用鋼板的強度越高則輕量化效果越大，因此，作為例如卡車車架、施工設備等大型車輛用骨架構件，有使用拉伸強度(化)SMOMI^a以上的鋼板的趨勢。另一方面，大多數(shù)以鋼板作為原材料的汽車部件是通過沖壓成形來制造的。關于高強度鋼板的成形性，除裂紋、褶皺以外，尺寸精度也很重要，特別是對回彈的控制已成為重要課題。近年來，由于CAE (計算機輔助工程，Computer Assisted Engineering)，新車的開發(fā)變得非常高效，而不再需要數(shù)次制造模具。同時，當輸入鋼板的特性時，能夠以更高的精度對回彈量進行預測。但是，在回彈量的偏差大的情況下，會產(chǎn)生由CAE預測的精度降低的問題。因此，特別需要強度偏差小的強度均勻性優(yōu)良的高強度鋼板。作為減小卷材內(nèi)的強度偏差的方法，專利文獻1中公開了如下方法對添加了 Cu、 Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti的析出強化鋼的薄板坯進行熱精軋，并且實施1秒以上的空氣冷卻，然后在450 750°C的范圍的溫度下進行卷取，由此實現(xiàn)卷材長度方向的強度偏差為士 15MPa 以下。此外，專利文獻2中提出了通過復合添加Ti和Mo來使非常微細的析出物均勻分散的強度偏差小的強度均勻性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板。現(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本特開2004-197119號公報專利文獻2 日本特開2002-322541號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題但是，上述的現(xiàn)有技術存在下述問題。在專利文獻1所記載方法中，由于添加了 Nb或Mo，因此導致成本上升而不利于經(jīng)濟性。而且，在通過添加Ti、V、Nb來實現(xiàn)高強度化的鋼板中，熱精軋后鋼板溫度處于較高的狀態(tài)時，會產(chǎn)生由應變誘發(fā)析出帶來的粗大的析出物。因此，具有需要過量添加元素的問題。此外，專利文獻2所記載的鋼板雖然是Ti系，但卻需要添加昂貴的Mo，因而導致成本上升。而且，在任意一篇專利文獻中，均沒有對包括卷材的寬度方向和長度方向這兩個方面的、卷材面內(nèi)的二維的強度的均勻性進行考慮。因此存在如下問題無論怎樣對卷取溫度進行均勻地控制，卷取后的卷材的冷卻滯后在每個位置都不相同，因此在上述卷材面內(nèi)不可避免地產(chǎn)生強度偏差。本發(fā)明鑒于上述情況而有利地解決了上述問題，其目的在于，不使用昂貴的Ni、 Nb、Mo等添加元素而使用廉價的Ti系通用鋼板，提供拉伸強度(TS)為MOMPa以上、熱軋卷材內(nèi)強度偏差小的強度均勻性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板。用于解決問題的方法本發(fā)明人為解決上述問題而進行了深入研究，通過對有助于鋼板的化學組成、金屬組織和析出強化的Ti的析出狀態(tài)進行控制，成功地得到強度偏差小的強度均勻性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板，從而完成了本發(fā)明。根據(jù)本發(fā)明，面內(nèi)強度的偏差小的強度均勻性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板及其制造方法的要點如下。[1] 一種高強度熱軋鋼板，其特征在于，其成分組成為，以質(zhì)量％計，含有C: 0. 03 0. 12%、Si :0. 5% 以下、Mn :0. 8 1. 8 %、P :0. 030% 以下、S :0. 01 % 以下、Al 0. 005 0. 1%、N 0. 01%以下、Ti :0. 035 0. 100%，余量由!^e和不可避免的雜質(zhì)構成， 具有以80%以上的百分率含有平均粒徑為5 10 μ m的多邊形鐵素體的組織，并且，尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti的量為通過下式(1)計算出的Ti*值的70%以上。Ti* = [Ti]-48 X [N] +14... (1)其中，[Ti]和[N]分別表示鋼板的Ti和N的成分組成(質(zhì)量％ )。[2] 一種高強度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將鋼坯加熱至1200 1300°C 的加熱溫度，然后在800 950°C的精軋溫度下進行熱精軋，在所述熱精軋后2秒以內(nèi)，以 200C /s以上的冷卻速度開始冷卻，并在650°C 750°C的溫度停止冷卻，然后，經(jīng)過2秒 30秒的放冷工序后，再次以100°C /s以上的冷卻速度實施冷卻，并在650°C以下的溫度下進行卷取，其中，所述鋼坯的成分組成為，以質(zhì)量％計，含有C 0. 03 0. 12%, Si 0. 5%以下、Mn :0. 8 1. 8%、P :0. 030% 以下、S :0. 01% 以下、Al :0. 005 0. 1%、N :0. 01% 以下、 Ti 0. 035 0. 100%，余量由！^e和不可避免的雜質(zhì)構成。需要說明的是，在本說明書中，表示鋼的成分的％均為質(zhì)量％。此外，本發(fā)明中的高強度鋼板是指拉伸強度(以下，也稱為TS)為540MPa以上的鋼板，是以熱軋鋼板、以及對這些鋼板實施了例如鍍覆處理等表面處理等的表面處理鋼板為對象。而且，本發(fā)明的目標特征為，熱軋卷材內(nèi)的強度偏差ATS ( 35MPa。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠得到拉伸強度(TS)為MOMPa以上、面內(nèi)強度的偏差小的高強度熱軋鋼板。本發(fā)明的高強度熱軋鋼板能夠使卷材內(nèi)的強度偏差小，由此實現(xiàn)使該鋼板沖壓成形時的形狀固定性、部件強度、耐久性能穩(wěn)定，從而實現(xiàn)作為汽車用部件、特別是大型車輛用鋼板在生產(chǎn)和使用時的可靠性的提高。而且，在本發(fā)明中，即使不添加Nb等昂貴的原料也能夠得到上述效果，因此能夠?qū)崿F(xiàn)降低成本。


圖1是表示對多邊形鐵素體的百分率(％ )與強度偏差ATS(MPa)之間的相關性進行調(diào)查的結果的圖。圖2是表示對多邊形鐵素體的粒徑(μπι)與強度偏差ATS(MPa)之間的相關性進行調(diào)查的結果的圖。圖3是表示對尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量相對于Ti*的比例(％ )、與強度偏差ATS(MPa)之間的相關性進行調(diào)查的結果的圖。
具體實施例方式以下對本發(fā)明進行詳細說明。1)首先，對本發(fā)明中的強度偏差少、即強度均勻性的評價方法進行說明。作為對象鋼板的一例，可以列舉重量為5噸以上、鋼板的寬度為500mm以上的卷取為卷狀的鋼板。在這種情況下，處于熱軋狀態(tài)下的、長度方向的前端部和后端部處最內(nèi)周和最外周各一圈、和寬度方向的兩端IOmm不作為評價的對象。將該鋼板在長度方向上至少分割為10份、在寬度方向上至少分割為5份來作為試樣，進而根據(jù)對所得試樣進行二維測定而得的拉伸強度(TS)的分布對強度偏差(ATS)進行評價。此外，本發(fā)明以鋼板的拉伸強度(TS)為540MPa以上的范圍為對象。2)接著，對本發(fā)明的鋼的化學成分(成分組成)的限定理由進行說明。C :0.03 0.12%C與后述的Ti均為本發(fā)明的重要元素。C與Ti同樣，均形成碳化物，并利用析出強化而在使鋼板高強度化方面有效。在本發(fā)明中，從析出強化的觀點出發(fā)，含有0.03%以上的C。從碳化物的析出效率的觀點出發(fā)，優(yōu)選為后述的Ti*的1.5倍以上。另一方面，超過0. 12%時容易給韌性、擴孔性帶來不良影響，因此使C含量的上限為0. 12%，優(yōu)選使其為 0. 10%以下。Si :0.5% 以下Si在具有固溶強化效果的同時還具有提高延展性的效果。為了得到上述效果，有效的是含有0. 01%以上的Si。另一方面，如果含有的Si超過0. 5%，則熱軋時容易產(chǎn)生被稱為紅氧化皮的表面缺陷，可能使制成鋼板后的表面外觀變差，并且給耐疲勞性、韌性帶來不良影響，因此使Si含量為0. 5%以下。優(yōu)選使其為0. 3%以下。Mn :0.8 1.8%Mn在高強度化方面有效，并具有降低相變點而使鐵素體粒徑微細化的作用，因此需要含有0.8%以上。優(yōu)選為1.0%以上。另一方面，如果含有超過1.8%的過量的Mn時， 熱軋后生成低溫相變相而使延展性降低，并且后述的Ti系碳化物的析出容易變得不穩(wěn)定， 因此使Mn含量的上限為1.8%。P :0.030% 以下P是具有固溶強化效果的元素，此外，還具有減小由Si引起的氧化皮缺陷的效果。
5但是，如果含有超過0. 030%的過量的P，則P容易在晶界偏析，從而容易使韌性和焊接性變差。因此，使P含量的上限為0.030%。S :0.01% 以下S是雜質(zhì)，是導致熱裂紋的原因，此外，還在鋼中以夾雜物的形式存在而使鋼板的各特性變差，因此需要盡可能減少。具體而言，由于允許S含量達到0. 01%，因此使S含量為0.01%以下。優(yōu)選為0.005%以下。Al :0· 005 0.Al作為鋼的脫氧元素來發(fā)揮作用，此外，還具有固定以雜質(zhì)形式存在的固溶N而使耐常溫時效性提高的作用。為了發(fā)揮上述作用，需要使Al含量為0.005%以上。另一方面，如果含有超過0. 1 %的Al，則會導致高的合金成本，而且容易誘發(fā)表面缺陷，因此使Al 含量的上限為0.1%。N :0.01% 以下N是使耐常溫時效性變差的元素，是優(yōu)選盡可能減少的元素。如果N含量增多則耐常溫時效性變差，會以對提高機械特性的幫助較少的粗大的Ti系氮化物的形式析出，因此，為了固定固溶N而需要含有大量的Al、Ti。因此，優(yōu)選盡可能減少，使N含量的上限為 0. 01%。Ti :0· 035 0. 100%Ti是用于利用析出強化來使鋼強化的重要的元素。在本發(fā)明的情況下，與C同樣地通過形成碳化物而有助于析出強化。為了得到拉伸強度TS為540MPa以上的高強度鋼板，優(yōu)選使析出物微細化成析出物尺寸小于20nm。此外，重要的是提高該微細的析出物(析出物尺寸小于20nm)的比例。 這是因為，如果析出物的尺寸為20nm以上，則難以得到抑制位錯移動的效果，此外，無法使多邊形鐵素體充分地硬質(zhì)化，因此認為強度可能降低。因此，析出物的尺寸優(yōu)選小于20nm。需要說明的是，在本發(fā)明中，將這些含有Ti和C的析出物總稱為Ti系碳化物。作為Ti系碳化物，可以列舉例如TiC、Ti4C2&等。此外，上述碳化物中，可以含有N作為組成成分，也可以使N與MnS等復合而析出。而且，在本發(fā)明的高強度鋼板中，可以確認Ti系碳化物主要在多邊形鐵素體中析出。認為這是由于，C在多邊形鐵素體中的固溶極限小，因此過飽和的C容易以碳化物的形式在多邊形鐵素體中析出。因此，利用這種析出物，軟質(zhì)的多邊形鐵素體硬質(zhì)化，能夠得到 540MPa以上的拉伸強度(TS)。同時，由于Ti容易與固溶N結合，因此，也是用于對固溶N 進行固定的優(yōu)選元素。從上述觀點出發(fā)，使Ti為0.035%以上。但是，過量含有Ti只會在加熱階段生成無助于強度的粗大的、作為Ti的未溶解碳化物的TiC等，因而并不優(yōu)選，而且并不經(jīng)濟。因此，使Ti的上限為0. 100%。此外，在本發(fā)明中，使上述成分以外的余量為鐵和不可避免的雜質(zhì)的組成。3)然后，對限定本發(fā)明的高強度熱軋鋼板的鋼組織的理由進行說明。具有以80%以上的百分率含有平均粒徑為5 10 μ m的多邊形鐵素體的組織，并且，尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti量為通過下式(1)計算出的Ti*值的70%以上Ti* = [Ti]-48 X [N] +14... (1)其中，[Ti]和[N]分別表示鋼板的Ti和N的成分組成(質(zhì)量％ )。
在現(xiàn)有的見解中，本發(fā)明所涉及的高強度熱軋鋼板的強度，是通過在純鐵所具有的基礎強度上加上固溶強化、由滲碳體引起的組織強化、由晶界引起的晶粒細化強化、以及由微細的Ti系碳化物引起的析出強化這四個強化機制來決定的。其中，由于基礎強度是鐵固有的強度，并且只要化學組成固定則固溶強化也大致固定，因此這兩個強化機制與卷材內(nèi)的強度偏差幾乎無關。與強度偏差的關系最緊密的是組織強化、晶粒細化強化以及析出強化。由組織強化產(chǎn)生的強化量由化學組成和軋制后的冷卻滯后決定。鋼組織的種類由從奧氏體發(fā)生相變的溫度范圍決定，如果鋼組織確定則強化量固定。就晶粒細化強化而言，由霍爾-佩奇(Hall-Petch)法則可知，晶界面積、即形成鋼組織的結晶粒徑與強化量相關。由析出強化產(chǎn)生的強化量可以由析出物的尺寸和分散(具體而言為析出物間隔) 決定。由于析出物的分散可以用析出物的量和尺寸來表現(xiàn)，因此如果析出物的尺寸和量確定，則由析出強化產(chǎn)生的強化量固定。4)接著，對作為本發(fā)明的根據(jù)的實驗事實進行敘述。使用轉(zhuǎn)爐對化學組成為后述表1的鋼A進行熔煉，通過連鑄法制成鋼坯。在 1200 1300°C的范圍內(nèi)對這些鋼坯進行再加熱，然后進行粗軋制成薄板坯。在800 950°C 的溫度下對上述薄板坯實施精軋，在精軋開始1. 4 3. 0秒后以25°C /s以上的冷卻速度開始冷卻，并在600 780°C的溫度下停止冷卻。然后，經(jīng)過2 60秒的放冷工序后，以50 2000C /s的冷卻速度再次進行冷卻，并在700°C以下的溫度范圍內(nèi)進行卷取，制造卷狀的板厚9mm的熱軋鋼板。在后述實施例中的裁取位置處以相同的方法從所得熱軋鋼板的189個點裁取拉伸試驗片。對于以上述方式制造的熱軋鋼板組，調(diào)查多邊形鐵素體的百分率(％ )與強度偏差ATS(MPa)之間的相關性。并將所得結果示于圖1。在圖1中，以強度偏差ATS(MPa)作為縱軸，以多邊形鐵素體的百分率(％)作為橫軸，多邊形鐵素體百分率為80%以上時用符號〇表示，小于80%時用符號X表示。由圖1可知，隨著多邊形鐵素體百分率的增加，強度偏差Δ TS表現(xiàn)出減少的傾向。 而且可知，多邊形鐵素體百分率為80%以上(符號〇)時，出現(xiàn)ATS為35MPa以下的試樣組(圖1中，由虛線A圍成的區(qū)域)。需要說明的是，多邊形鐵素體的百分率例如可以通過以下方式求出。對于鋼板的L截面(與軋制方向平行的截面)的除去板厚的10%表層的部分，使用掃描電子顯微鏡 (SEM)以擴大100倍的倍率對利用5%硝酸乙醇溶液進行腐蝕后露出的組織進行拍照。將晶界的凹凸小于0. 1 μ m的光滑的、且晶粒內(nèi)沒有殘留腐蝕痕跡的平滑的鐵素體晶粒定義為多邊形鐵素體，與其他形態(tài)的鐵素體相或珠光體或貝氏體等不同的相變相進行區(qū)分。通過圖像分析軟件使用不同顏色對它們進行區(qū)分，求出其面積率作為多邊形鐵素體百分率。另一方面，拉伸試驗的方法，通過與后述的實施例相同的方法來進行。而且，強度偏差(ATS)如下求得，求出如上測定的189個點的拉伸強度TS的標準偏差ο，并將其擴大至4倍。在以上結果的基礎上，接著，從如上制造出的熱軋鋼板組中挑選出多邊形鐵素體的百分率為80%以上的試樣，然后，對多邊形鐵素體的粒徑dp(ym)與強度偏差ATS(MPa)之間的相關性進行調(diào)查。將所得結果示于圖2。在圖2中，以強度偏差ATS(MPa)作為縱軸，以多邊形鐵素體的平均粒徑dp ( μ m)作為橫軸，將多邊形鐵素體平均粒徑為5 μ m以上且IOym以下用符號〇來表示，將小于5μπι或超過IOym用符號X來表示。由圖2可知，通過使多邊形鐵素體平均粒徑dp為約8 μ m,強度偏差Δ TS顯示出具有極小值的變化。并且可知，在多邊形鐵素體平均粒徑為5μπι以上且10 μ m以下的范圍(符號〇)中的一部分中，出現(xiàn)ATS為35MPa以下的試樣組(圖中，虛線B所圍成的區(qū)域)。需要說明的是，已明確在板厚為6mm以下的情況下，存在于板厚方向上的粒徑的數(shù)值相對地減小，即使在平均粒徑超過10 μ m的情況下，對于鋼材整體而言強度偏差也沒有增大至成為問題的程度。因此，在板厚6mm以上的情況下，如果使平均粒徑的范圍為5μπι以上且10 μ m以下則能夠起到更好的發(fā)明效果。需要說明的是，多邊形鐵素體的平均粒徑通過基于JIS G 0551的切斷法來測定， 對每一張在100倍的倍率下拍攝的照片畫出3根垂直線和水平線并計算各平均粒徑，將它們的平均值作為最終的粒徑。此外，多邊形鐵素體的平均粒徑dp，以卷材長度中央且寬度中央的值為代表值。進而，從如上制造出的熱軋鋼板組挑選出多邊形鐵素體的百分率為80%以上、并且多邊形鐵素體的粒徑為5μπι以上且10 μ m以下的試樣，對尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量[Ti20]相對于下式(1)所示的Ti*的比例[ 20]/ΤΓ(%)、與強度偏差 ATS(MPa)之間的相關性進行調(diào)查。將所得的結果示于圖3。如上所述，由于有助于析出強化的尺寸小于20nm的析出物是通過所含有的Ti而形成，因此可以明確，只要把握小于20nm的析出物中的Ti量，Ti就會以微細析出物的形式高效地析出。在圖3中，以強度偏差ATS(MPa)作為縱軸，以尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量相對于Ti*的比例[ 20]/ΤΓ(%)作為橫軸，尺寸小于20mm的析出物中所含有的 Ti量相對于Ti*的比例[Ti20]/Ti*(% )為70%以上時用符號〇來表示，小于70%時用符號X來表示。由圖3可知，在尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量的比例[Ti20]/Ti*增加的同時，強度偏差ATS顯示出減少的傾向。此外可知，如果尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量的比例[Ti20]/Ti*為70%以上，則ATS為35MPa以下。需要說明的是，尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量相對于Ti*的比例 [Τ 20]，以卷材長度中央且寬度中央的值為代表值。根據(jù)以上的結果想到，如果形成以80%以上的百分率范圍含有多邊形鐵素體的組織、將所述多邊形鐵素體的粒徑范圍控制在平均粒徑為5μπ 以上且10 μ m以下、并使尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量為下述式(1)所示的Ti*的70%以上的范圍，則能夠使產(chǎn)生的強度偏差ATS為35MPa以下。Ti* = [Ti]-48 X [N] +14... (1)其中，[Ti]和[N]分別表示鋼板的Ti和N的成分組成(質(zhì)量％ )。因此，如果使熱軋卷材的任意位置均滿足本發(fā)明的要點，則所述熱軋卷材各位置的鋼板的強度偏差減小，結果能夠使該鋼板整體的強度偏差小、強度均勻性優(yōu)良，其中，上述要點是指具有以80%以上的百分率含有平均粒徑為5 10 μ m的多邊形鐵素體的組織，并且，尺寸小于20nm的析出物中所存在的Ti量為由下式(1)計算出的Ti*值的70%以上。5)此外，尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量能夠通過以下的方法進行測定。在電解液中對試樣進行預定量電解后，將試樣片從電解液中取出并浸漬到具有分散性的溶液中。然后，使用孔徑20nm的濾器對該溶液中含有的析出物進行過濾。與濾液一起通過該孔徑20nm的濾器的析出物的尺寸小于20nm。然后，從電感耦合等離子體(ICP)發(fā)射光譜法、ICP質(zhì)量分析法和原子吸收光譜分析法等中適當選擇方法對過濾后的濾液進行分析，求出鋼組成中的尺寸小于20nm的析出物中的Ti量[Ti20]。6)下面，對本發(fā)明的高強度熱軋鋼板的優(yōu)選制造方法的一例進行說明。本發(fā)明的制造方法所使用的鋼坯的組成與上述鋼板的組成相同，此外，其限定理由也相同。本發(fā)明的高強度熱軋鋼板能夠以具有上述范圍內(nèi)的組成的鋼坯作為原材、并且經(jīng)過對該原材實施粗軋從而制成熱軋鋼板的熱軋工序來制造。A)在1200°C 1300°C的加熱溫度下對鋼坯進行加熱作為在熱軋前對鋼坯進行加熱的目的之一，可以列舉在連鑄前使生成的粗大的Ti 系碳化物在鋼中再固溶。在低于1200°C的加熱溫度下析出物的固溶狀態(tài)不穩(wěn)定，之后的工序中生成的微細的Ti系碳化物的生成量變得不均勻。因此，使加熱溫度的下限為1200°C。 另一方面，由于高于1300°C的加熱會帶來鋼坯表面的氧化皮損失增大的不良影響，因此使上限為1300°C。然后，對在上述條件下加熱后的鋼坯實施進行粗軋和精軋的熱軋。在此，鋼坯通過粗軋而被制成薄板坯。需要說明的是，粗軋的條件不需要特別規(guī)定，根據(jù)通常的方法來進行即可。此外，從降低鋼坯加熱溫度并且防止熱軋時的故障的觀點出發(fā)，優(yōu)選有效利用對薄板坯進行加熱的所謂的薄板坯加熱器。然后，對薄板坯進行精軋從而制成熱軋鋼板。B)使精軋溫度(FDT)為800 950°C精軋溫度低于800°C時，軋制載荷增大，奧氏體未再結晶溫度范圍內(nèi)的軋制率增高，因而異常的織構發(fā)達，并且產(chǎn)生由Ti系碳化物的應變誘發(fā)析出帶來的粗大的析出物， 因而不優(yōu)選。另一方面，精軋溫度高于950°C時，導致多邊形鐵素體粒徑的粗大化，成形性降低，并且產(chǎn)生氧化皮性缺陷。因此優(yōu)選使精軋溫度為840°C 920°C。此外，為了降低熱軋時的軋制載荷，可以在精軋的部分或全部道次間進行潤滑軋制。從鋼板形狀的均勻化、強度的均勻化的觀點出發(fā)，進行潤滑軋制是有效的。優(yōu)選使?jié)櫥堉茣r的摩擦系數(shù)在0. 10 0. 25的范圍內(nèi)。而且，優(yōu)選將前后相鄰的薄板坯相互連接來連續(xù)地實施精軋的連續(xù)軋制工序。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點出發(fā)，優(yōu)選應用連續(xù)軋制工序。C)在熱精軋后2秒以內(nèi)以20°C /s以上的冷卻速度(一次冷卻)進行冷卻在熱精軋后2秒以內(nèi)以20°C /s以上的冷卻速度開始冷卻。精軋后直到開始冷卻為止所經(jīng)過的時間超過2秒時，精軋時蓄積的應變釋放，導致多邊形鐵素體晶粒的粗大化、 粗大的Ti系碳化物的應變誘發(fā)析出，即使實施后述的冷卻控制也無法有效地生成鐵素體， TiC的穩(wěn)定析出無法進行。此外，冷卻速度低于20°C /s時也容易出現(xiàn)同樣的現(xiàn)象。D)在650°C 750°C的溫度范圍內(nèi)停止冷卻，然后進行2秒 30秒的放冷工序在6500C 750°C的溫度停止冷卻，然后，進行2秒 30秒的放冷。為了在通過輸
9出棍道的短時間內(nèi)使TiC這樣的Ti系碳化物有效地析出，需要將放冷溫度在大部分鐵素體進行相變的溫度范圍內(nèi)保持一定時間。在低于650°C的放冷(保持)溫度下，多邊形鐵素體晶粒的長大受到阻礙，與此相伴，也難以發(fā)生Ti系碳化物的析出。另一方面，在高于750°C 的放冷(保持)溫度下，則帶來導致多邊形鐵素體晶粒和Ti系碳化物的粗大化的不良影響。因此，使放冷溫度為650°C 750°C。此外，用于在本發(fā)明鋼中得到百分率為80%以上的多邊形鐵素體的最低放冷時間為2秒。此外，超過30秒的放冷會因Ti系碳化物的粗大化而使強度降低。因此，使放冷時間為2秒 30秒。E)再次以100°C /s以上的冷卻速度(二次冷卻)進行冷卻再次以100°C /s以上的冷卻速度實施冷卻。為了維持由上述工序穩(wěn)定地得到的微細的Ti系碳化物的狀態(tài)，需要較大的冷卻速度。因此，使冷卻速度的下限為100°c /S。F)在650°C以下的溫度下進行卷取在650°C以下的溫度下進行卷取。卷取溫度高于650°C時，析出物的尺寸粗大化， 從而變得顯著不均勻，因而并不優(yōu)選。對于低溫側(cè)的卷取溫度而言，由于其不構成強度偏差的原因，因此卷取溫度的下限沒有特別限定。實施例1下面，對本發(fā)明的實施例進行說明。使用轉(zhuǎn)爐對表1所示組成的鋼水進行熔煉，通過連鑄法制成鋼坯。在表2所示條件的溫度下對這些鋼坯進行加熱，通過粗軋制成薄板坯，然后，通過實施表2所示條件的精軋的熱軋工序而制成熱軋鋼板。將這些熱軋鋼板酸洗后，切邊去除寬度方向的端部10mm，并對各特性進行評價。在卷材的長度方向的前端部和后端部切割最內(nèi)周和最外周各一圈后的位置、和在長度方向上將其內(nèi)側(cè)20等分的分割點裁取鋼板。在這些鋼板的寬度端部、和在寬度方向上8等分的分割點裁取拉伸試驗片和析出物分析樣品。在與軋制方向平行的方向(L方向)上裁取拉伸試驗的試驗片，并將其加工成JIS 5號拉伸試驗片。根據(jù)JIS Z 2241的規(guī)定，以IOmm/分鐘的十字頭速度進行拉伸試驗，求出拉伸強度(TS)。就顯微組織而言，對于L截面(與軋制方向平行的截面)的板厚中心的士 17%的部分，使用掃描電子顯微鏡(SEM)對被硝酸乙醇溶液腐蝕而露出的組織的放大400倍的16 個視野進行觀察。通過上述方法，使用圖像處理軟件測定多邊形鐵素體的百分率。基于JIS G 0551的切斷法，通過上述方法測定多邊形鐵素體的粒徑。尺寸小于20nm的析出物中的Ti的定量，通過以下的定量法來實施。將如上得到的熱軋鋼板切割為適當?shù)拇笮。?0% AA系電解液(10體積％乙酰丙酮-1質(zhì)量％四甲基氯化銨-甲醇)中，以20mA/cm2的電流密度對約0. 2g進行恒定電流電解。從電解液中取出電解后的表面附著有析出物的試樣片，并且浸漬到六偏磷酸鈉水溶液(500mg/l)(以下，稱為SHMP水溶液)，實施超聲波振動，使析出物從試樣片剝離并被提取至SHMP水溶液中。然后，使用孔徑為20nm的濾器對含有析出物的SHMP水溶液進行過濾，使用ICP發(fā)射光譜分析裝置對過濾后的濾液進行分析，測定濾液中的Ti的絕對量。然后，用Ti的絕對量除以電解重量，得到尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量(將試樣的總組成設為100質(zhì)量％時的質(zhì)量％ )。另外，對析出物剝離后的試樣的重量進行測定，并從電解前的試樣重量減去該重量，從而求出電解重量。之后，用如上得到的尺寸小于20nm 的析出物中所含有的Ti量(質(zhì)量％)、除以將表1所示的Ti和N的含量代入式(1)而算出的Ti*，作為尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量的比例(％ )。
將如上得到的各熱軋鋼板的拉伸特性、顯微組織、對析出物進行調(diào)查的結果示于表2。
權利要求
1.一種高強度熱軋鋼板，其特征在于，其成分組成為，以質(zhì)量％計，含有C :0. 03 0. 12%,Si :0. 5%以下、Mn :0. 8 1.8%、 P 0. 030% 以下、S 0. 01% 以下、Al 0. 005 0. 1%,N :0. 01% 以下、Ti :0. 035 0. 100%,余量由!^e和不可避免的雜質(zhì)構成，具有以80%以上的百分率含有平均粒徑為5 10 μ m的多邊形鐵素體的組織， 并且，尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti的量為通過下式(1)計算出的Ti*值的70% 以上，Ti* = [Ti]-48 X [N] +14... (1)其中，[Ti]和[N]分別表示鋼板的Ti和N的成分組成，單位為質(zhì)量％。
2.一種高強度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將鋼坯加熱至1200 1300°C的加熱溫度，然后在800 950°C的精軋溫度下進行熱精軋，在所述熱精軋后2秒以內(nèi)，以20°C / s以上的冷卻速度開始冷卻，并在650°C 750°C的溫度停止冷卻，然后，經(jīng)過2秒 30秒的放冷工序后，再次以100°C /s以上的冷卻速度實施冷卻，并在650°C以下的溫度下進行卷取，其中，所述鋼坯的成分組成為，以質(zhì)量％計，含有C :0. 03 0. 12%, Si :0. 5%以下、 Mn :0. 8 1. 8%、P :0. 030% 以下、S :0. 01% 以下、Al :0. 005 0. 1%、N :0. 01% 以下、Ti 0. 035 0. 100%，余量由!^e和不可避免的雜質(zhì)構成。
全文摘要
本發(fā)明提供使用廉價的Ti系通用鋼板、且拉伸強度(TS)為540MPa以上、熱軋卷材內(nèi)強度偏差小的強度均勻性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板。其成分組成為，以質(zhì)量％計，含有C0.03～0.12％、Si0.5％以下、Mn0.8～1.8％、P0.030％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.1％、N0.01％以下、Ti0.035～0.100％，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構成。而且，其組織為，平均粒徑為5～10μm的多邊形鐵素體以80％以上的百分率存在，并且，尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti量為通過下式(1)計算的Ti*值的70％以上。Ti*＝[Ti]-48×[N]÷14…(1)，其中，[Ti]和[N]分別表示鋼板的Ti和N的成分組成(質(zhì)量％)。
文檔編號B21B3/00GK102421925SQ20108002078
公開日2012年4月18日 申請日期2010年5月11日 優(yōu)先權日2009年5月12日
發(fā)明者杉原玲子, 渡部真英, 瀨戶一洋, 田中靖, 高坂典晃 申請人:杰富意鋼鐵株式會社