專利名稱：鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及兼?zhèn)?50MPa以上的拉伸強度、優(yōu)異的壓制成形性和動態(tài)變形特性的鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
為了推進汽車的輕量化并提高汽車的撞擊安全性，在構(gòu)成汽車車身的構(gòu)件中，廣泛采取使用高張力鋼板作為承受撞擊時的負(fù)荷的構(gòu)件(以下稱為“耐撞擊構(gòu)件”。)的原材料。通常鋼板的強度受到變形速度的影響。變形時鋼板的變形應(yīng)力隨著鋼板的應(yīng)變速度提高而增大。高速變形時的拉伸強度非常高的鋼板適合作為耐撞擊構(gòu)件的原材料。專利文獻I公開了一種耐沖擊性優(yōu)異的冷軋鋼板，其具有鐵素體和體積比計10-50%的馬氏體的2相組織。該冷軋鋼板通過減少鐵素體中固溶元素的量來改善動態(tài)變形特性(高拉伸應(yīng)變速度下的拉伸強度與低拉伸應(yīng)變速度下的拉伸強度的強度差)，從而在高速拉伸變形時具有高的屈服強度。具有專利文獻I所公開的化學(xué)成分和特性的鋼板的拉伸強度并未在專利文獻I中記載，可認(rèn)為在590MPa左右。專利文獻2公開了一種制造超微細(xì)組織高強度鋼板的方法，通過對層疊的多塊鋼板進行反復(fù)多次的軋制，從而具有被細(xì)化至大小可用納米單位表示程度的鐵素體晶粒并且具有優(yōu)異的動態(tài)變形特性。然而，由于該方法需要對層疊的多塊鋼板進行反復(fù)多次的軋制，所以生產(chǎn)率極低。專利文獻3公開了通過對具有90%以上的馬氏體相的熱軋鋼板進行總壓下率20%以上且小于80%的冷軋及50(T600°C的低溫退火來制造具有超微細(xì)鐵素體組織的冷軋退火板的方法。然而，由于該方法將具有馬氏體相的熱軋鋼板作為原材料，冷軋時被軋制材料發(fā)生高強度化和硬質(zhì)化而使冷軋性顯著降低，所以生產(chǎn)率低。另外，如非專利文獻I所公開地，公知鋼板的均勻延伸隨著晶粒的細(xì)化而顯著降低?，F(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻1:日本專利第3458416號說明書專利文獻2:日本特開2000-73152號公報專利文獻3:日本特開2002-285278號公報非專利文獻非專利文獻1: Mater. Trans, 45 (2004), No. 7，2272-2281 頁

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問題現(xiàn)有技術(shù)無法提供兼?zhèn)?50MPa以上的拉伸強度、優(yōu)異的壓制成形性和動態(tài)變形特性的鋼板。
用于解決問題的方案本發(fā)明通過使鋼板的金相組織的主相為微細(xì)的鐵素體組織、且適當(dāng)?shù)乜刂频?相的種類和分散形態(tài)從而提供同時具備750MPa以上的拉伸強度、優(yōu)異的壓制成形性和動態(tài)變形特性的鋼板。具體來說，(a)通過抑制鋼板中含有的強化元素的析出、細(xì)化鐵素體晶粒并使第2相均勻微細(xì)地分散從而提高鋼板的動態(tài)變形特性。(b)得到上述(a)項所述的效果不僅進行過熱軋的鋼板可以獲得，而且在進行熱軋后進行過冷軋和退火的鋼板也可以獲得。本發(fā)明是一種鋼板，其特征在于，其具有下述化學(xué)組成和下述金相組織?；瘜W(xué)組成C 0. 05、. 20% (本說明書中，只要不特殊聲明，涉及化學(xué)組成的“％”均指代“質(zhì)量 %，，)，Si 0. 02 3. 0%, Mn 0. 5 3. 0%, P 0. 5% 以下，S 0. 05% 以下，Cr 0. 05 1. 0%,sol. Al :0. 01 1.0%，選自由T1、Nb、Mo、V和W組成的組中的I種或2種以上總量為O. 002 O. 03%以下，根據(jù)需要的Ca、Mg和REM中的I種或2種以上總計O. 0050%以下，余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成。金相組織至少沿板厚方向距離鋼板表面10(Γ200μπι的區(qū)域內(nèi)鐵素體的平均晶體粒徑為3. O μ m以下，前述區(qū)域由面積率3(Γ80%的鐵素體和殘余組織構(gòu)成，并且前述區(qū)域內(nèi)前述殘余組織的平均板厚方向間隔為3. O μ m以下。從其它觀點出發(fā)，本發(fā)明是一種鋼板的制造方法，其特征在于，其是對具有上述化學(xué)組成的鋼坯進行多道熱軋，然后進行冷卻、卷取來制造具有下述機械特性的鋼板的方法，拉伸強度為750MP以上、拉伸強度與斷裂伸長率的積為13000MPa · %以上且拉伸應(yīng)變速度IO3/秒下的動態(tài)拉伸強度與拉伸應(yīng)變速度O. 01/秒下的靜態(tài)拉伸強度的差為80MPa以上，熱軋、冷卻和卷取在滿足下述條件f條件4的條件進行。

條件1:熱軋的精軋的最終軋道的軋制溫度為Ar3點以上。條件2 :包含最終軋道的連續(xù)的3個軋道的通板時間和從精軋結(jié)束時的溫度到720°C的冷卻時間的總和為4. O秒鐘以內(nèi)。條件3 :自結(jié)束精軋時起O. 5秒鐘以內(nèi)開始冷卻。條件4 :在630°C以下的溫度下進行卷取。本發(fā)明的制造方法中，進行卷取后，還可以進行壓下率4(Γ80%的冷軋，然后進行在Ac廣(Ac3+10°C)的溫度范圍內(nèi)保持10 300秒鐘的退火。本發(fā)明的鋼板或者采用本發(fā)明的方法制造的鋼板具有以下的機械特性。機械特性拉伸強度為750MP以上，拉伸強度與斷裂伸長率的積為13000MPa ·%以上，以及拉伸應(yīng)變速度IO3/秒下的動態(tài)拉伸強度與拉伸應(yīng)變速度O. 01/秒下的靜態(tài)拉伸強度的差為80MPa以上。發(fā)明的效果不損失生產(chǎn)率地提供兼?zhèn)?50MPa以上的拉伸強度、優(yōu)異的壓制成形性和動態(tài)變形特性的鋼板。


圖1是顯示高速拉伸試驗片的形狀的說明圖。
具體實施例方式1.化學(xué)組成[C 0. 05 O. 20%]C由于降低由奧氏體到鐵素體的相變溫度且降低熱軋的最終溫度，因而有效地促進鐵素體晶粒的細(xì)化。另外，C確保鋼板的強度。因此，C含量為O. 05%以上，為了進一步促進鐵素體晶粒的細(xì)化，優(yōu)選為O. 08%以上。然而，C含量超過O. 20%時，熱軋后的鐵素體相變延遲、鐵素體體積率降低且焊接性變差。因此，C含量為O. 20%以下，為了提高焊接部的加工性，優(yōu)選為O. 17%以下。[Si 0. 02 3. 0%]Si提高鋼板的強度。因此，Si含量為O. 02%以上、優(yōu)選為O. 1%以上、更優(yōu)選為O. 3%以上。另外，Si含量超過3. 0%時，鋼板的韌性明顯變差且熱軋時被軋制材料的表面發(fā)生氧化。因此，Si含量為3.0%以下、優(yōu)選為2.0%以下、更優(yōu)選為1. 8%以下。另外，鐵素體組織中生成殘留奧氏體的情況下，優(yōu)選Si和sol. Al的總含量為1.0%以上。[Mn 0. 5 3. 0%]Mn確保鋼板的強度。另外，由于Mn使由奧氏體到鐵素體的相變溫度和熱軋的最終溫度均降低，因而促進鐵素體晶粒的細(xì)化。因此，Mn含量為O. 5%以上、優(yōu)選為1. 0%以上、更優(yōu)選為1. 5%以上。另一方面，Mn含量超過3. 0%時，熱軋后的鐵素體相變延遲、鐵素體體積率降低。因此，Mn含量為3. 0%以下、優(yōu)選為2. 5%以下。[P 0. 5% 以下]P是作為不可避免的雜質(zhì)而含有的。P含量超過O. 5%時，P在晶界發(fā)生偏析，使鋼板的延伸凸緣性(stretch flanging properties)變差。因此,P含量為O. 5%以下、優(yōu)選為O. 2%以下、更優(yōu)選為O. 05%以下。[S :0.05% 以下]S是作為不可避免的雜質(zhì)而含有的。S含量超過O. 05%時，形成硫化物系夾雜物使鋼板的加工性降低。S含量越低越可提升鋼板的加工性。因此，S含量為O. 05%以下、優(yōu)選為O. 008%以下、更優(yōu)選為O. 003%以下。[Cr 0. 05 1. 0%]Cr強化鐵素體的同時，使鋼板的淬火性增加且在鐵素體中生成馬氏體、貝氏體。另外，Cr有助于抑制粗大珠光體的形成、組織的微細(xì)分散化，從而提高動態(tài)強度。因此，Cr含量為O. 05%以上、更優(yōu)選為O. 1%以上。另一方面，Cr含量超過1. 0%時，鋼板的表面性狀和韌性變差。因此，Cr含量為1. 0%以下、優(yōu)選為O. 8%以下。[sol. Al 0. ΟΓ . 0%] Al提高鋼板的韌性。因此，sol. Al含量為O. 01%以上。另一方面，sol. Al含量超過1.0%時，高溫下的奧氏體變得不穩(wěn)定，產(chǎn)生需要過度提高熱軋的最終溫度，并且變得無法穩(wěn)定地進行連續(xù)鑄造。因此，sol. Al含量為1. 0%以下、優(yōu)選為0. 5%以下。另外，鐵素體組織中生成殘留奧氏體的情況下，優(yōu)選Si和sol. Al的總含量為1. 0%以上。[選自由T1、Nb、Mo、V和W組成的組中的I種或2種以上總量為0.002 0. 03%]T1、Nb、Mo、V和W通過形成碳氮化物或者部分元素在鋼中以固溶狀態(tài)存在，均可有效地抑制晶粒的粗大化以及細(xì)化晶粒。因此，合計含有O. 002%以上的T1、Nb、Mo、V和W中的I種或2種以上。另一方面，T1、Nb、Mo、V和W中的I種或2種以上的含量總量超過O. 03%時，鐵素體中容易發(fā)生可動位錯，使鋼板的動態(tài)變形特性降低。因此，選自由T1、Nb、Mo、V和W組成的組中的I種或2種以上的含量總量為O. 03%以下。[Ca、Mg和REM中的I種或2種以上總量為O. 0050%以下]由于Ca、Mg和稀土元素(REM)使鑄件凝固時析出的氧化物、氮化物細(xì)化而保持鑄件的健全性，因此可以根據(jù)需要作為任選元素而含有。這些元素中的I種或2種以上的含量總計超過O. 0050%時，夾雜物生成使鋼板的成形性變差并且使鋼板的制造成本提高。因此，這些元素中的I種或2種以上的含量總計為O. 0050%以下。另外，為了確實地得到上述效果，優(yōu)選這些元素中的I種或2種以上的含量總計為O. 0005%以上。上述以外的余量是Fe和雜質(zhì)。作為上述以外的雜質(zhì)可例示出N。N是作為不可避免的雜質(zhì)而存在的。N含量超過O. 01%時，鋼板的加工性降低。因此，N含量優(yōu)選為O. 01%以下、更優(yōu)選為O. 006%以下。2.金相組織利用汽車的耐撞擊構(gòu)件吸收撞擊能量一般常采用下述方式進行使具有帽形閉斷面(closed cross section)或與其類似的多邊形閉斷面的耐撞擊構(gòu)件承受來自軸向或橫向的外力，局部地發(fā)生多處彎曲變形。因此，為了使耐撞擊構(gòu)件發(fā)揮優(yōu)異的撞擊能量吸收性，作為該耐撞擊構(gòu)件的原材料的鋼板的板厚方向的表面附近的機械特性很重要。通常脫炭、易氧化元素的富集受制造鋼板時的加熱爐的氣氛、熱軋鋼板的卷取溫度等影響而發(fā)生在鋼板的板厚方向的最表層部。由此，鋼板的最表層部的組織、機械特性易隨著鋼板的板厚方向的位置而發(fā)生變動。與此相對，從鋼板的最表層部向板厚方向侵入微小距離(10(Γ200 μ m)的位置的組織、機械特性是穩(wěn)定的。因此，本發(fā)明人等深入研究了沿板厚方向距離鋼板表面10(Γ200μπι的區(qū)域內(nèi)的各種因素對鋼板的機械特性造成的影響，結(jié)果認(rèn)識到以下說明的因素很重要。因此，對這些因素進行說明。[至少沿板厚方向距離鋼板表面100-200μπι的區(qū)域內(nèi)的鐵素體的平均晶體粒徑3. 0 μ m以下]為了使鋼板(不僅包含熱軋鋼板，而且包含實施過冷軋和退火的冷軋鋼板)具備充分的動態(tài)變形特性，必要的是，至少沿板厚方向距離鋼板表面100-200μπι的區(qū)域內(nèi)的鐵素體的平均晶體粒徑為3. 0 μ m以下。該平均晶體粒徑優(yōu)選為2. 5 μ m以下、更優(yōu)選為2. 0 μ m以下、最優(yōu)選為1. 5 μ m以下。鐵素體的平均晶體粒徑越小越好。然而，通過鋼板的現(xiàn)有的量產(chǎn)工序難以將鐵素體的平均晶體粒徑設(shè)為小于0. 3 μ m。因此，優(yōu)選鐵素體的平均晶體粒徑為0. 3μπι以上，此外考慮到生產(chǎn)率時，進一步優(yōu)選為0. 5μπι以上。[至少沿板厚方向距離鋼板表面100-200μπι的區(qū)域的組織的面積比率鐵素體30 80%和殘余組織]上述區(qū)域的鐵素體的面積比率小于30%時，鋼板不具有足夠的動態(tài)變形特性。另一方面，該面積比率超過80%時，雖然使鋼板的動態(tài)變形特性進一步提高，然而卻使鋼板的靜態(tài)拉伸強度降低。因此，該面積比率為3(Γ80%。該面積比率優(yōu)選為40%以上、更優(yōu)選為50%以上。另外，該面積比率優(yōu)選為75%以下、更優(yōu)選為70%以下。[至少沿板厚方向距離鋼板表面10(Γ200μπι的區(qū)域內(nèi)殘余組織的平均板厚方向間隔3· Ομ 以下]上述區(qū)域內(nèi)的除了鐵素體的殘余組織的板厚方向平均間隔為3. Ομπι以下。板厚方向平均間隔優(yōu)選為2. 5 μ m以下、進一步優(yōu)選為2. O μ m以下、最優(yōu)選為1. 6 μ m以下。殘余組織不論其種類，根據(jù)鋼板所需靜態(tài)拉伸強度，例如為貝氏體、馬氏體、殘留奧氏體、及粒狀滲碳體等。殘余組織優(yōu)選為貝氏體、回火馬氏體、貝氏體及回火馬氏體、粒狀滲碳體。另外，將鋼板的軋制縱向截面鏡面研磨，然后用硝酸乙醇(Nital)腐蝕，使用掃描電子顯微鏡拍攝距表層10(Γ200μπι的區(qū)域的100(Γ2000倍的數(shù)碼圖像，在該數(shù)碼圖像上沿板厚方向畫長度4(Γ80 μ m的線，測定相對于板厚方向的殘余組織的間隔，在任意位置重復(fù)5次上述測定，以它們的平均值形式求出“板厚方向平均間隔”。上述區(qū)域內(nèi)的鐵素體的平均晶體粒徑為3. Ομπι以下且上述區(qū)域的鐵素體的面積率為3(Γ80%的情況下，除了鐵素體的殘余組織的板厚方向平均間隔超過3. O μ m時，殘余組織呈帶狀且局部地存在，作為第2相的殘余組織沒有均勻且微細(xì)地分散。因此，鋼板的壓制成形性和動態(tài)強度降低。另外，鋼板的殘余組織如上所述地帶狀且局部地存在時，由于對該鋼板進行冷軋和退火而制造的冷軋退火鋼板的殘余組織呈帶狀，因而該冷軋退火鋼板的動態(tài)強度不足。由于以上原因，除了鐵素體的殘余組織的板厚方向平均間隔在沿板厚方向距離鋼板表面10(Γ200μπι的區(qū)域內(nèi)為3. Ομπι以下、優(yōu)選為2. 5μπι以下、更優(yōu)選為2. Ομπι以下、最優(yōu)選為1. 6 μ m以下。鑒于對動態(tài)變形特性有效的平均的鐵素體粒徑，板厚方向平均間隔的下限值優(yōu)選為0. 3 μ m以上、進一步優(yōu)選為0. 5 μ m以上。此外，殘余組織的軋制方向平均間隔優(yōu)選在沿板厚方向距離鋼板表面10(Γ200μπι的區(qū)域內(nèi)為3. Ομ 以下。由此，母相的鐵素體組織的扁平度降低，更加等軸的鐵素體粒微細(xì)地分散存在。因此，不僅對靜態(tài)變形時的鐵素體、而且對動態(tài)變形時的鐵素體賦予更均一的應(yīng)變，結(jié)果進一步提高靜態(tài)延伸、動態(tài)強度。軋制方向平均間隔在區(qū)域內(nèi)優(yōu)選為2. 5μπ 以下、更優(yōu)選為2. O μ m以下、最優(yōu)選為1. 6 μ m以下。另外，殘余組織包含殘留奧氏體的情況下，殘留奧氏體的面積率為5 30%時，可使結(jié)束熱軋的鋼板的壓制成形性顯著提升。殘留奧氏體的面積率小于5%時，壓制成形性未充分地提升，另一方面，殘留奧氏體的面積率超過30%時，由于奧氏體不穩(wěn)定，因而會削弱壓制成形性的提升的效果。因此，為了提升鋼板的壓制成形性，殘余組織的殘留奧氏體的面積率優(yōu)選為5 30%。3.機械特性[拉伸強度750MPa以上]拉伸強度為750MPa以上。通過選取JIS5號拉伸試驗片進行拉伸試驗來測定拉伸強度。[拉伸強度與斷裂伸長率的積13000MPa· %以上]拉伸強度與斷裂伸長率的積為13000MPa · %以上。由此得到優(yōu)異的壓制成形性。耐撞擊構(gòu)件為更復(fù)雜的形狀時，優(yōu)選拉伸強度與斷裂伸長率的積為HOOOMPa · %以上。在為了使耐撞擊構(gòu)件與其它結(jié)構(gòu)構(gòu)件一體成型等原因而要求更高的成形性的情況下，優(yōu)選拉伸強度與斷裂伸長率的積為16000MPa · %以上、更優(yōu)選為17000MPa · %以上。[拉伸應(yīng)變速度IO3/秒下的動態(tài)拉伸強度與拉伸應(yīng)變速度O.01/秒下的靜態(tài)拉伸強度的強度差80MPa以上]圖1是顯示高速拉伸試驗片的形狀的說明圖。選取具有圖1所示形狀的微小試驗片，使用檢力頭式(stres s sensing block-type)高速拉伸試驗機以拉伸應(yīng)變速度IO3/秒下的動態(tài)拉伸強度與拉伸應(yīng)變速度O. 01/秒下的靜態(tài)拉伸強度的差A(yù)TS的形式來規(guī)定該強度差。優(yōu)異的動態(tài)變形特性意指該強度差A(yù)T S為80MPa以上、優(yōu)選為IOOMPa以上、最優(yōu)選為120MPa以上。4.制造方法[熱軋工序] 對具有上述化學(xué)組成的鋼坯進行多道熱軋。并且熱軋的精軋的最終軋道的軋制溫度為Ar3A以上。熱軋優(yōu)選自超過1000°C的溫度起使用可逆式軋機(reversing mill)或串列式軋機在奧氏體溫度范圍下進行。從工業(yè)生產(chǎn)率的觀點考慮，至少最終的數(shù)段軋制優(yōu)選使用串列式軋機進行。作為鋼坯使用通過連續(xù)鑄造、鑄造/初軋得到的板坯；通過薄帶連鑄(stripcasting)得到的鋼板；根據(jù)需要對它們進行一次熱加工或冷加工后的材料等。鋼坯的溫度低時，將鋼坯再加熱至超過KKKTC的溫度后再開始熱軋。熱軋的開始溫度為1000°C以下時，軋制負(fù)荷變得過大，不僅難以獲得足夠的壓下率，而且無法以Ar3點以上的溫度結(jié)束足夠壓下率的熱軋，從而得不到期望的機械特性、熱穩(wěn)定性。熱軋的開始溫度更優(yōu)選為1025°C以上、進一步優(yōu)選為1050°C以上。為了抑制奧氏體粒的粗大化并且抑制設(shè)備費、加熱燃料費，熱軋的開始溫度優(yōu)選為1350°C以下、更優(yōu)選為1280°C 以下。當(dāng)為不需要使TiC、NbC等析出物充分溶解在奧氏體中的鋼種時，熱軋的開始溫度即使在溫度范圍內(nèi)也優(yōu)選較低的溫度(例如105(Γ1250V)。由此，使初期的奧氏體晶粒細(xì)化，從而容易使所得鋼板的鐵素體晶粒細(xì)化。為了使熱軋后由奧氏體相變?yōu)殍F素體,熱軋的最終溫度為Ar3點以上,從避免軋制負(fù)荷的增大的觀點考慮，進一步優(yōu)選滿足780°C以上的溫度條件。結(jié)束熱軋的溫度、即熱軋的精軋的最終軋道出口側(cè)的軋制溫度為Ar3點以上，優(yōu)選盡量低的溫度。結(jié)束熱軋的溫度越低，越可使通過熱軋導(dǎo)入奧氏體的加工應(yīng)變的積蓄效果增加，從而促進鐵素體晶粒的細(xì)化。其中，本發(fā)明采用的鋼種的Ar3點大致為730°C、50°C。熱軋是連續(xù)的多道軋制。平均每I道的壓下量優(yōu)選為15飛0%。每I道的壓下量越大，越可在奧氏體中積蓄應(yīng)變，從而使通過相變生成的鐵素體的晶粒細(xì)化。因此，尤其是包含熱軋的精軋的最終軋道的連續(xù)的3個軋道優(yōu)選平均每I道的壓下量為20%以上。為了避免因軋制負(fù)荷增大造成軋制設(shè)備的大型化并且確保鋼板形狀的控制性，前述3個軋道優(yōu)選平均每I道的壓下量小于50%。尤其是，為了容易控制鋼板形狀，優(yōu)選前述3個軋道各自的壓下率為40%/道以下。[冷卻工序]結(jié)束熱軋的鋼板被冷卻。通過該冷卻，不會釋放導(dǎo)入奧氏體的變形帶(加工應(yīng)變)，而是使該變形帶作為鐵素體的核生成位點由奧氏體相變?yōu)殍F素體。鋼板具有微細(xì)的鐵素體和殘余組織均勻分散的金相組織。為了得到該金相組織，以前述3個軋道的通板時間和從精軋結(jié)束時的溫度到7200C的冷卻時間的總時間為4. O秒鐘以內(nèi)的方式進行熱軋，之后自結(jié)束精軋時起O. 5秒鐘以內(nèi)開始冷卻。其中，通板時間和到720°C的冷卻時間的總時間可以如下算出用傳感器測定鋼板前端到達3個軋道的最初的輥的時刻，并且通過設(shè)置在冷卻區(qū)域內(nèi)的溫度傳感器測定鋼板溫度，由這些測定值與通板速度的關(guān)系算出。另外，自結(jié)束精軋時起到冷卻開始的時間可以由通板速度、最終輥和冷卻區(qū)域間的距離算出。前述3個軋道的通板時間影響通過熱軋導(dǎo)入的變形帶(即核生成位點)消失的比例。另外，前述冷卻時間影響冷卻中變形帶消失的比例。因此，為了充分保存通過熱軋導(dǎo)入的變形帶，將前述總計時間設(shè)為4. O秒鐘以內(nèi)地進行熱軋及其后的冷卻。其中，控制前述3個軋道的通板時間的理由如下由于這些軋道是處在再結(jié)晶溫度的下限附近的軋制軋道因而奧氏體不會再結(jié)晶；并且因為熱軋借由加工熱在約80(T95(TC的大致等溫下進行熱軋，所以軋制時間成為用于保存變形帶的主要因素。此外，前述冷卻時間影響變形帶消失的比例(即微細(xì)的鐵素體晶粒的生成)。因此，精軋后盡可能迅速開始冷卻，具體而言，自結(jié)束精軋時起O. 5秒鐘以內(nèi)開始冷卻。優(yōu)選在O. 3秒鐘以內(nèi)開始冷卻，進一步優(yōu)選在O.1秒鐘以內(nèi)開始冷卻，最優(yōu)選在O. 05秒鐘以內(nèi)開始冷卻。720°C以下的溫度范圍是由奧氏體到鐵素體的相變活躍化的相變溫度范圍。另外，獲得作為目標(biāo)的微細(xì)的鐵素體組織的鐵素體相變溫度范圍為72(T600°C的溫度范圍。因此,在鋼板溫度達到720°C以下后，可以通過暫停冷卻或降低冷卻速度等使鋼板在72(T600°C的溫度范圍內(nèi)滯留廣10秒鐘。[卷取工序]經(jīng)過熱軋工序和冷卻工序的鋼板通過卷取工序在630°C以下下卷取。由此控制鋼板的除了鐵素體的殘余組織。卷取溫度超過630°C時，珠光體大量生成而使鋼板的伸長率下降，并且確保不了750MPa以上的靜態(tài)拉伸強度。使殘余組織形成馬氏體的情況下，優(yōu)選以40°C /秒以上的冷卻速度冷卻至600°C以下的溫度范圍，且在室溫 200°C以下的溫度范圍內(nèi)進行卷取。卷取溫度超過200°C時，由于馬氏體的回火，因而存在得不到期望的鋼板強度的情況，強度和韌性的平衡降低。顧慮因殘存的冷卻水造成鋼板生銹的情況下，更優(yōu)選將卷取溫度設(shè)為100°C 150°C。使殘余組織形成貝氏體的情況下，優(yōu)選在400°C以上且小于600°C的溫度下進行卷取。殘余組織中包含貝氏體及殘留奧氏體的情況下，更優(yōu)選在40(T45(TC的溫度下進行卷取。使殘余組織形成粒狀滲碳體的情況下，優(yōu)選在600°C以上且630°C以下下進行卷取。為了進一步細(xì)化殘余組織，更優(yōu)選將卷取溫度設(shè)為620°C以下。[冷軋工序]對于經(jīng)過前述卷取工序的鋼板，可以在之后進一步進行冷軋和退火。此時在實施冷軋前，也可以通過酸洗處理除去鋼板的表層氧化皮。冷軋以4(Γ80%的壓下率進行。壓下率被規(guī)定為{(冷軋前的鋼板厚-冷軋后的鋼板厚)/冷軋前的鋼板厚} X 100%。如果為小于40%的低壓下率時，則未對鐵素體賦予足夠的應(yīng)變，使退火后的鋼板的靜態(tài)伸長率下降。此時優(yōu)選壓下率為50%以上。另一方面，如果為超過80%的高壓下率，則對軋機造成極大負(fù)荷，此外鋼板的生產(chǎn)率下降。經(jīng)過前述熱軋和前述冷卻而供給冷軋的鋼板的鐵素體之外的殘余組織是包含馬氏體或貝氏體的組織的情況下，由于可以更有效地進行對鐵素體的應(yīng)變賦予，因而優(yōu)選。例如，通過下述方式可以使該鋼板的殘余組織形成包含馬氏體或貝氏體的組織以40°C /秒以上的冷卻速度冷卻至600°C以下；在室溫 200°C以下的溫度范圍內(nèi)進行卷取；或者在4000C以上且小于600°C的溫度范圍內(nèi)進行卷取。[退火工序]通過對具有介由冷軋工序儲蓄了應(yīng)變能的組織的鋼板進行退火(即加熱后在恒定的溫度下保持后進行冷卻)，得到具有高的動態(tài)拉伸強度的高強度鋼板。保持溫度設(shè)為鋼板的Ac廣(Ac3+10°C)。保持溫度為小于AcJA溫度時，原本有助于靜態(tài)拉伸強度的第2相只形成滲碳體，得不到充分的靜態(tài)拉伸強度。另外，即便得到靜態(tài)拉伸強度，根據(jù)情況也未充分 恢復(fù)/再結(jié)晶為正常組織，靜態(tài)拉伸伸長率下降，由于殘留在鐵素體中的加工應(yīng)變的存在而使動態(tài)拉伸強度降低。從生產(chǎn)率的觀點考慮，保持溫度的下限值優(yōu)選為750°C。另一方面，保持溫度超過(Ac3+10°C)時，由于奧氏體粗大化、之后的冷卻過程中析出的鐵素體也粗大，因而靜態(tài)拉伸強度和動態(tài)拉伸強度均降低。優(yōu)選保持溫度的上限值為Ac3溫度。保持時間為1(Γ300秒鐘。保持時間超過10秒鐘時，難以在現(xiàn)有制造工序中實施，并且金相組織由于置換型元素的偏析而易成為帶狀，另外，保持溫度為前述范圍內(nèi)較低溫的情況下，冷軋產(chǎn)生的加工應(yīng)變的去除不充分，使鋼板的伸長率下降。另一方面，保持時間超過300秒鐘時，保持中奧氏體粗大化、之后的冷卻過程中析出的鐵素體粒粗大，靜態(tài)拉伸強度和動態(tài)拉伸強度均降低。保持后的冷卻影響鋼板的金相組織。通過不橫穿過CCT曲線的貝氏體鼻子(bainite no se)地冷卻至Ms點以下,使除了鐵素體的殘余組織成為馬氏體。如果橫穿過貝氏體鼻子或者在貝氏體域內(nèi)停止冷卻，則殘余組織成為貝氏體。由于冷卻速度低時因珠光體的析出使鋼板的伸長率下降，因此優(yōu)選700°C以下的冷卻速度為20°C /秒以上。如此可制造具有下述機械特性的鋼板拉伸強度為750MPa以上、拉伸強度與斷裂伸長率的積為13000MPa · %以上、且動態(tài)拉伸強度與靜態(tài)拉伸強度的差為80MPa以上。實施例1按照表2所示的條件由具有表I所示的化學(xué)組成L的鋼坯制造熱軋鋼板。表I中的化學(xué)組成F I不滿足本發(fā)明所規(guī)定的化學(xué)組成，表2中試驗序號13、14不滿足本發(fā)明所規(guī)定的制造條件。表2中的Ff F3表示各軋機的壓下率，At表示自結(jié)束精軋時起到冷卻開始時的經(jīng)過時間，(F1 720°C間時間)表示包含最終軋道的連續(xù)的3個軋道FfF3的通板時間和從精軋結(jié)束時的溫度到720°C的冷卻時間的總時間。[表 I]
權(quán)利要求
1.一種鋼板，其特征在于，其具有下述化學(xué)組成和下述金相組織，化學(xué)組成以質(zhì)量 % 計，C 0. 05 O. 20%, Si 0. 02 3. 0%, Mn 0. 5 3. 0%, P 0. 5% 以下，S O.05% 以下，Cr 0. 05 1.0%，sol. Al :0. 01 1. 0%，選自由 T1、Nb、Mo、V 和 W 組成的組中的 I種或2種以上總量為O. 002 O. 03%以下，余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成；以及， 金相組織至少沿板厚方向距離鋼板表面10(Γ200μπι的區(qū)域內(nèi)鐵素體的平均晶體粒徑為3. O μ m以下，所述區(qū)域由面積率3(Γ80%的鐵素體和殘余組織構(gòu)成，并且所述區(qū)域內(nèi)所述殘余組織的平均板厚方向間隔為3. O μ m以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其中，該鋼板還含有總量為O.0050%以下的Ca、Mg和REM中的I種或2種以上。
3.一種鋼板的制造方法，其特征在于，其是對具有權(quán)利要求1或權(quán)利要求2所述的化學(xué)組成的鋼坯進行多道熱軋，然后進行冷卻、卷取來制造鋼板的方法，所述熱軋、所述冷卻和卷取在滿足下述條件f條件4的條件下進行， 條件1:所述熱軋的精軋的最終軋道出口側(cè)的軋制溫度為Ar3點以上； 條件2 :包含所述最終軋道的連續(xù)的3個軋道的通板時間和從所述精軋結(jié)束時的溫度到720°C的冷卻時間的總和為4. O秒鐘以內(nèi)； 條件3 :自結(jié)束所述精軋時起O. 5秒鐘以內(nèi)開始所述冷卻；以及， 條件4 :在630°C以下的溫度下進行所述卷取。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的鋼板的制造方法，其特征在于，所述卷取結(jié)束后，進行壓下率40^80%的冷軋，然后進行在Ac: (Ac3+10°C)的溫度范圍內(nèi)保持10 300秒鐘的退火。
全文摘要
通過細(xì)化鐵素體晶粒制造獲得750MPa以上的靜態(tài)強度且動態(tài)變形特性優(yōu)異的高強度鋼板。鋼板具有下述化學(xué)組成、金相組織和機械特性，所述化學(xué)組成C:0.05~0.20%，Si:0.02~3.0%，Mn:0.5~3.0%，P:0.5%以下，S:0.05%以下，Cr:0.05~1.0%，sol.Al:0.01~1.0%，選自由Ti、Nb、Mo、V和W組成的組中的1種或2種以上總計0.002~0.03%以下，余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成；金相組織至少沿板厚方向距離鋼板表面100~200μm的區(qū)域內(nèi)鐵素體的平均晶體粒徑為3.0μm以下，該區(qū)域由面積率30~80%的鐵素體與殘余組織構(gòu)成，并且該區(qū)域內(nèi)殘余組織的平均板厚方向間隔為3.0μm以下；機械特性拉伸強度為750MP以上，拉伸強度與斷裂伸長率的積為13000MPa·%以上，并且拉伸應(yīng)變速度103/秒下的動態(tài)拉伸強度與拉伸應(yīng)變速度0.01/秒下的靜態(tài)拉伸強度的差為80MPa以上。
文檔編號B21B45/02GK103038381SQ20108006826
公開日2013年4月10日 申請日期2010年5月27日 優(yōu)先權(quán)日2010年5月27日
發(fā)明者田中泰明, 富田俊郎, 河野佳織 申請人:新日鐵住金株式會社