專(zhuān)利名稱(chēng)：高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的熱軋鋼板、冷軋鋼板以及鍍覆鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的熱軋鋼板、冷軋鋼板及鍍覆鋼板。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，從地球環(huán)境保護(hù)的觀點(diǎn)出發(fā)，作為減少源自汽車(chē)的CO2的排出量的一環(huán)，要求汽車(chē)的車(chē)身輕量化。由于不允許由輕量化導(dǎo)致車(chē)身所要求的強(qiáng)度降低，因此汽車(chē)用鋼板的高強(qiáng)度化正在推展。另一方面，對(duì)于確保汽車(chē)的碰撞安全性的社會(huì)需求也在逐漸提高。因此，汽車(chē)用鋼板所要求的特性不僅期望高強(qiáng)度，而且期望在行駛中萬(wàn)一碰撞的情況下耐沖擊性?xún)?yōu)異即高應(yīng)變速度下發(fā)生變形時(shí)也具有高變形阻力，正在研究開(kāi)發(fā)滿(mǎn)足這些需求的鋼板。關(guān)于由軟鋼制造的鋼板，公知鋼板的動(dòng)態(tài)應(yīng)力與靜態(tài)應(yīng)力的差(以下，在本發(fā)明中也稱(chēng)為“靜動(dòng)差”)大，且隨著鋼板強(qiáng)度的上升而減少。作為具有高強(qiáng)度且靜動(dòng)差大的多相組織鋼板，可例示出低合金TRIP鋼板。作為那樣的鋼板的具體例子，在專(zhuān)利文獻(xiàn)I中公開(kāi)了動(dòng)態(tài)變形特性?xún)?yōu)異的加工誘發(fā)相變型高強(qiáng)度鋼板(TRIP鋼板)，其特征在于，其為對(duì)具有如下性質(zhì)的鋼板以塑性應(yīng)變量T遵循下述式(A)的方式施加由表面光軋和拉伸矯直的一者或兩者產(chǎn)生的預(yù)變形之后的鋼板，該性質(zhì)為:以質(zhì)量％計(jì)含有0.04 0.15%的C、合計(jì)含有0.3 3.0%的Si和Al中的一者或兩者，余量由Fe和不可避的雜質(zhì)構(gòu)成；具有由主相(體積率最大的組織或相)的鐵素體及含有3體積％以上的奧氏 體的第二相(主相以外的組織或相)構(gòu)成的復(fù)合組織；具有通過(guò)相當(dāng)應(yīng)變而施加10%變形時(shí)的奧氏體相的體積率V (10)與奧氏體相的初期體積率V (O)之比V(IO)/V(O)為0.3以上，施加由(A)式確定的預(yù)變形之后，以5X10_4 SXIOU)的應(yīng)變速度變形時(shí)的準(zhǔn)靜態(tài)變形強(qiáng)度σ s與以5Χ IO2 5X ΙΟ、—1)的應(yīng)變速度變形時(shí)的動(dòng)態(tài)變形強(qiáng)度od之差(od-os)為60MPa以上。以下，將具備復(fù)合組織的鋼板統(tǒng)稱(chēng)為“多相鋼板”。0.5[ { (V(10)/V(O))/C}-3]+15 彡 T 彡 0.5[ { (V(10)/V(O))/C} _3]...(A)。另一方面，作為第二相以馬氏體為主體的多相鋼板的一個(gè)例子，在專(zhuān)利文獻(xiàn)2中公開(kāi)了由微細(xì)的鐵素體晶粒形成，晶體粒徑為1.2 μ m以下的納米晶粒的平均粒徑ds與晶體粒徑超過(guò)1.2 μ m的微米晶粒的平均晶體粒徑dL滿(mǎn)足dL/ds ^ 3，強(qiáng)度與韌性平衡優(yōu)異且靜動(dòng)差為170MPa以上的高強(qiáng)度鋼板。在該文獻(xiàn)中，靜動(dòng)差定義為以應(yīng)變速度0.ΟΙ/s得到的靜態(tài)應(yīng)變應(yīng)力與以應(yīng)變速度1000/s實(shí)施拉伸試驗(yàn)得到的動(dòng)態(tài)應(yīng)變應(yīng)力之差。然而，對(duì)于應(yīng)變速度超過(guò)0.ΟΙ/s且低于1000/s的中間應(yīng)變速度范圍的變形應(yīng)力，專(zhuān)利文獻(xiàn)2沒(méi)有公開(kāi)任何內(nèi)容。專(zhuān)利文獻(xiàn)3中公開(kāi)了由平均粒徑為3 μ m以下的馬氏體及平均粒徑為5 μ m以下的鐵素體的兩相組織形成、靜動(dòng)比高的鋼板。在該文獻(xiàn)中，靜動(dòng)比定義為以應(yīng)變速度103/s得到的動(dòng)態(tài)屈服應(yīng)力相對(duì)于以應(yīng)變速度10_3/s得到的靜態(tài)屈服應(yīng)力之比。然而，對(duì)于應(yīng)變速度超過(guò)0.01/s且低于1000/s的應(yīng)變速度范圍內(nèi)的靜動(dòng)差，專(zhuān)利文獻(xiàn)3沒(méi)有公開(kāi)任何內(nèi)容。并且，專(zhuān)利文獻(xiàn)3中公開(kāi)了的鋼板的靜態(tài)屈服應(yīng)力低至31.9kgf/mm2 34.7kgf/mm2。在專(zhuān)利文獻(xiàn)4中公開(kāi)了含有75%以上平均粒徑為3.5 μ m以下的鐵素體相、剩余部分由回火馬氏體構(gòu)成的沖擊吸收特性?xún)?yōu)異的冷軋鋼板。該冷軋鋼板的沖擊吸收特性用以2000/s的應(yīng)變速度進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時(shí)的吸收能量來(lái)進(jìn)行評(píng)價(jià)。然而，對(duì)于低于2000/s的應(yīng)變速度范圍下的沖擊吸收能量，專(zhuān)利文獻(xiàn)4沒(méi)有公開(kāi)任何內(nèi)容?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專(zhuān)利文獻(xiàn)專(zhuān)利文獻(xiàn)1:日本專(zhuān)利第3958842號(hào)公報(bào)

專(zhuān)利文獻(xiàn)2:日本特開(kāi)2006-161077號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)3:日本特開(kāi)2004-84074號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)4:日本特開(kāi)2004-277858號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問(wèn)題上述那樣的現(xiàn)有技術(shù)中所述的鋼板存在下述那樣的問(wèn)題。以往對(duì)于作為汽車(chē)用碰撞部件使用的鋼板，為了提高沖擊吸收能量，考慮提高動(dòng)態(tài)強(qiáng)度。然而，為了確保碰撞時(shí)的安全性，不僅要求提高動(dòng)態(tài)強(qiáng)度，還要求提高高速變形時(shí)的均一韌性及局部韌性。由以鐵素體相作為主相、第二相為馬氏體相的復(fù)合組織形成的高強(qiáng)度鋼板(DP鋼板)難以兼具成形性及沖擊吸收特性。并且，難以確保局部韌性。所以，本發(fā)明涉及多相鋼板，目的在于提供高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的熱軋鋼板、冷軋鋼板和鍍覆鋼板以及這些鋼板的制造方法。用于解決問(wèn)題的方案本發(fā)明人等對(duì)于提高多相鋼板在高速變形下的均一韌性和局部韌性的方法進(jìn)行了各種研究。結(jié)果得到以下的見(jiàn)解。(I)通過(guò)微細(xì)化晶粒而使高速變形下的韌性上升。(2)另一方面，晶粒的微細(xì)化損害均一韌性。(3)均一韌性的降低通過(guò)分散比鐵素體硬質(zhì)的馬氏體、貝氏體或奧氏體來(lái)補(bǔ)償。(4)為了提高均一韌性，需要分散盡可能硬質(zhì)的第二相，理想的是，C固溶量高的硬質(zhì)馬氏體。(5)然而，第二相為硬質(zhì)馬氏體時(shí)，局部韌性受損。(6)另一方面，使第二相的硬度產(chǎn)生分布時(shí)，局部韌性提高。(7)為了兼具上述的⑷及(6)，通過(guò)在鋼板的表層部使第一相的鐵素體與第二相的納米硬度之差大且其分布小，在板厚中央部使該納米硬度之差小且其分布大，從而可提供兼?zhèn)涓咚僮冃蜗戮豁g性及局部韌性的熱軋鋼板。(8)進(jìn)而，由該熱軋鋼板制造的冷軋鋼板由于板厚中央部的納米硬度繼承熱軋鋼板的納米硬度并且第二相的形態(tài)為棒狀或板條狀，因此提高了高速變形下的均一韌性和局部韌性。基于這些見(jiàn)解可知，通過(guò)實(shí)現(xiàn)晶粒的細(xì)化并且控制鐵素體相和第二相在鋼板表層部及板厚中央部中的硬度，從而可得到高速變形下的均一韌性及局部韌性提升的鋼板?；谏鲜鲆?jiàn)解而提供的本發(fā)明的一個(gè)方式為一種高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的熱軋鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的熱軋鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體構(gòu)成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I(mǎi)種的第二相，在該鋼板的表面及距該表面100 μ m深的位置之間的區(qū)域即表層部中，第二相的平均粒徑為2.Ομπι以下，且主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為6.0GPa以上且10.0GPa以下，上述第二相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差與上述鐵素體的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(Δ σηΗ)為1.5GPa以下,在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區(qū)域即中央部中，上述納米硬度的平均值之差(AnHav)為3.5GPa以上且6.0GPa以下，上述納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(Δ σ nH)為
1.5GPa 以上。作為另一個(gè)方式，本發(fā)明提供一種高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的冷軋鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的冷軋鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體形成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體的至少I(mǎi)種的第二相，在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區(qū)域即中央部中，第二相滿(mǎn)足平均粒徑為2.0μπι以下并且長(zhǎng)徑比(長(zhǎng)徑/短徑)>2，主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為3.5GPa以上且6.0GPa以下，上述第二相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差與上述鐵素體的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(Δ σηΗ)為1.5GPa以上。作為另外又一個(gè)方式，本發(fā)明提供一種高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的鍍覆鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的鍍覆鋼板，該金相組織具備由平均粒徑
3.Ομ 以下的鐵素體構(gòu)成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I(mǎi)種的第二相，在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區(qū)域即中央部中，第二相滿(mǎn)足平均粒徑為2.0 μ m以下并且長(zhǎng)徑比(長(zhǎng)徑/短徑)>2，主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為3.5GPa以上且6.0GPa以下，上述第二相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差與上述鐵素體的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(△ σηΗ)為1.5GPa以上。上述的熱軋鋼板、冷軋鋼板或鍍覆鋼板以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.1%以上且0.2%以下、S1:0.1%以上且0.6%以下、Mn:1.0%以上且3.0%以下、Al:0.02%以上且1.0%以下、Cr:0.1%以上且0.7%以下、及N:0.002%以上且0.015%以下，還可任選含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上。作為另外又一個(gè)方式，本發(fā)明提供一種高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的熱軋鋼板的制造方 法，其特征在于，該方法將在850°C以上的溫度下對(duì)鋼原材料進(jìn)行截面減少率30%以上的熱鍛而得到的板坯再加熱至1200°C以上，然后進(jìn)行熱連軋從而制造熱軋鋼板，該鋼原材料以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.1%以上且0.2%以下、S1:0.1%以上且0.6%以下、Mn:1.0%以上且3.0%以下、Al:0.02%以上且1.0%以下、Cr:0.1%以上且0.7%以下、及N:0.002%以上且0.015%以下，還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上，余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，上述熱連軋具備:粗軋步驟，軋制上述再加熱后的板坯，得到平均奧氏體粒徑為50μπι以下的鋼板；精軋步驟，將最終軋道設(shè)為[Ae3-50(°C )]以上且[Ae3+50(°C )]以下的溫度范圍且壓下率為17%以上，對(duì)由上述粗軋步驟得到的鋼板進(jìn)行軋制；及冷卻步驟:在上述精軋步驟結(jié)束后0.4秒鐘以?xún)?nèi)，以600°C /秒以上的冷卻速度將由上述精軋步驟得到的鋼板冷卻至7000C以下，將該冷卻后的鋼板在600°C以上且700°C以下的溫度范圍內(nèi)保持0.4秒鐘以上，以120°C /秒以下的冷卻速度將該保持后的鋼板冷卻至400°C以下。本發(fā)明還提供一種冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，其將由上述的熱軋鋼板的制造方法制造的熱軋鋼板作為母材，對(duì)該母材實(shí)施冷軋及連續(xù)退火，從而得到冷軋鋼板，冷軋中，將壓下率設(shè)為50%以上且90%以下，連續(xù)退火中，將冷軋后的鋼板加熱，而后在750°C以上且850°C以下的溫度范圍內(nèi)保持10秒鐘以上且150秒鐘以下，接著冷卻至450°C以下的溫度范圍。本發(fā)明還提供一種鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，其對(duì)由上述的冷軋鋼板的制造方法制造的冷軋鋼板實(shí)施鍍鋅處理，然后在不超過(guò)550°C的溫度范圍下實(shí)施合金化處理。

發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，可穩(wěn)定地提供高速變形時(shí)的均一韌性及局部韌性得到提升的多相熱軋鋼板、冷軋鋼板及鍍覆鋼板，若應(yīng)用于汽車(chē)用部件等，則可期待進(jìn)一步改善這些制品的碰撞安全性等，為工業(yè)上帶來(lái)極其有效的效果。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明的要點(diǎn)為以下的5點(diǎn)。(i)通過(guò)微細(xì)化晶粒來(lái)提高強(qiáng)度、均一韌性、局部韌性。(ii)使第二相的特性產(chǎn)生分布，從而兼具高速變形下的均一韌性和局部韌性。(iii)在表層部中，使硬質(zhì)的第二相微細(xì)分散，提高加工硬化率。(iv)在板厚中央部中，使稍軟質(zhì)的第二相的硬度產(chǎn)生分布，提高局部韌性。(V)在冷軋鋼板中，使第二相的長(zhǎng)徑比較大。需要說(shuō)明的是，第二相的特性通過(guò)納米壓痕法得到的納米硬度來(lái)評(píng)價(jià)。具體而言，使用Berkovich型壓頭，采用以壓入載荷500 μ N得到的納米硬度。以下，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)地說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，在本說(shuō)明書(shū)中，表示鋼的化學(xué)組成中元素的含量的“％”只要沒(méi)有特別規(guī)定就意味著“質(zhì)量％”。1.金相組織本發(fā)明的鋼板具有如下的金相組織，該金相組織具備由平均粒徑3.Ομπι以下的鐵素體構(gòu)成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I(mǎi)種的第二相。由于存在第二相，因此作為主相的鐵素體占組織整體的比例優(yōu)選為80%以下。鐵素體粒徑超過(guò)3.0 μ m時(shí)，局部韌性降低。因此，鐵素體的平均粒徑設(shè)為3.0 μ m以下。下限沒(méi)有規(guī)定，但通過(guò)后述的本發(fā)明的制造方法制造時(shí)通常設(shè)為0.5μπ 以上。
另外，由于僅有鐵素體相難以確保強(qiáng)度、韌性，因此第二相包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I(mǎi)種。(I)熱軋鋼板中的表層部的組織本發(fā)明的熱軋鋼板在其表層部(從鋼板的表面至100 μ m深的區(qū)域)具備如下的特征。第二相的平均粒徑為2.Ομπι以下，且主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為6.0GPa以上且10.0GPa以下，上述第二相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差與上述鐵素體的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(Δ σηΗ)為1.5GPa以下。施加彎曲變形等時(shí)，施加給表層部的變形應(yīng)變多于板厚中央部，因此需要賦予表層部以特有的組織。通過(guò)在表層部使比鐵素體母相硬質(zhì)的第二相(馬氏體、貝氏體和/或奧氏體)微細(xì)分散，從而提高加工硬化率、提高均一韌性。在表層部中，AnHav低于6.0GPa時(shí)，加工硬化率不足。另一方面，AnHav超過(guò)
10.0GPa時(shí)，鐵素體與第二相的界面處容易產(chǎn)生裂紋。另外，第二相的平均粒徑超過(guò)2.0ym時(shí)，鐵素體與第二相的界面處也容易產(chǎn)生裂紋。進(jìn)而，為了確保加工硬化率及均一韌性，需要使盡可能均質(zhì)的第二相分散。具體而言，納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(Λ σ nH)超過(guò)1.5GPa時(shí)，均一韌性受損。需要說(shuō)明的是，關(guān)于將本發(fā)明的熱軋鋼板進(jìn)一步冷軋而得到的冷軋鋼板，對(duì)于表層部的組織不需要特別地規(guī)定。其理由如下。即，由于多數(shù)情況下對(duì)冷軋鋼板實(shí)施酸洗、鍍覆等表面處理而后使用，而表面處理使特性發(fā)生變化。(2)本發(fā)明鋼板的中央部的組織本發(fā)明的熱軋鋼板、冷軋鋼板及鍍覆鋼板(以下統(tǒng)稱(chēng)為“本發(fā)明鋼板”)在其板厚l/4t l/2t的區(qū)域即從距鋼板的表面(為鍍覆鋼板的情況下是作為基材的鋼板，以下相同)為板厚的1/4厚度的深度位置至板厚中心部分為止的區(qū)域(以下稱(chēng)為“中央部”)中，AnHav 為 3.5GPa 以上且 6.0GPa 以下，Λ σ nH 為 L 5GPa 以上。若使板厚整體形成如上述的表層部那樣的組織，則局部韌性降低。因此，本發(fā)明鋼板具備中央部與表層部具有不同的組織的多層組織或者組織的特性從表層部至中央部連續(xù)地變化的傾斜組織。為了提高局部韌性，需要分散比較軟質(zhì)的第二相。即，AnHav超過(guò)6.0GPa時(shí)，局部韌性降低。而AnHav低于3.5GPa時(shí)，強(qiáng)度也降低。此外，第二相的硬度具有波動(dòng)時(shí)，對(duì)提高局部韌性是有效的。即，Δ σηΗ低于1.5GPa時(shí)，不能確保發(fā)生收縮后的韌性。(3)冷軋鋼板及鍍覆鋼板的中央部中的第二相的粒徑及長(zhǎng)徑比冷軋鋼板及對(duì)冷軋鋼板實(shí)施鍍覆加工的鍍覆鋼板中，中央部中的第二相的平均粒徑設(shè)為2.Ομπι以下。超過(guò)2.Ομπι時(shí)，鐵素體與第二相的界面處容易產(chǎn)生裂紋。因此，第二相的平均粒徑設(shè)為2.Ομπι以下。第二相的平均粒徑的下限沒(méi)有規(guī)定。由本發(fā)明的制造方法制造時(shí)，通常設(shè)為0.5 μ m以上。另外，將中央部中的第二相的形態(tài)從等軸形態(tài)變?yōu)榘魻罨虬鍡l狀，從而提高局部韌性。第二相的長(zhǎng) 徑比(長(zhǎng)徑/短徑)為2以下時(shí)，局部韌性不足。因此，第二相的長(zhǎng)徑比設(shè)為超過(guò)2。(4)鋼的化學(xué)組成以下，對(duì)本發(fā)明鋼板的優(yōu)選化學(xué)組成進(jìn)行說(shuō)明。C:0.1% 以上且 0.2% 以下為了調(diào)整鐵素體、貝氏體、馬氏體、奧氏體的含量并確保靜態(tài)強(qiáng)度及靜動(dòng)差，優(yōu)選設(shè)置C含量的上下限。即，C含量低于0.1%時(shí)，由于鐵素體的固溶強(qiáng)化不充分并且貝氏體、馬氏體及奧氏體均得不到，因而得不到規(guī)定強(qiáng)度的可能性增高。另一方面，C含量超過(guò)0.2%時(shí)，擔(dān)心高硬質(zhì)相過(guò)量地生成，使靜動(dòng)差降低的可能性增高。因此，C含量的范圍優(yōu)選設(shè)為0.1% 0.2%。Si:0.1% 以上且 0.6% 以下Si具有通過(guò)固溶強(qiáng)化使鋼的強(qiáng)度上升且使韌性上升的效果以及抑制碳化物的生成而使靜動(dòng)差上升的效果。因此，優(yōu)選含有0.1%以上的Si。然而，即使含有超過(guò)0.6%，其效果也已飽和，相反地?fù)?dān)心使鋼脆化的可能性增高。因此，Si含量的范圍優(yōu)選設(shè)為0.1 0.6%。Mn: 1.0% 以上且 3.0% 以下Mn控制相變行為、控制熱軋及熱軋后的冷卻過(guò)程中生成的轉(zhuǎn)變相的量、硬度，因此優(yōu)選對(duì)Mn含量設(shè)置上下限。S卩,Mn含量低于1.0%時(shí),擔(dān)心貝氏體鐵素體相、馬氏體相的生成量少，不能得到期望的強(qiáng)度及靜動(dòng)差的可能性增高。添加超過(guò)3.0%時(shí)，擔(dān)心馬氏體相的量過(guò)剩，反而使動(dòng)態(tài)強(qiáng)度降低的可能性增高。因此，Mn含量的范圍設(shè)為1.0 3.0%。進(jìn)一步優(yōu)選為1.5 2.5%ο Al:0.02% 以上且 1.0% 以下Al具有脫氧作用。另外，還具有控制在熱軋及熱軋后的冷卻過(guò)程中生成的轉(zhuǎn)變相的量、硬度使鋼的強(qiáng)度和韌性上升的作用。因此，優(yōu)選含有0.02%以上的Al。然而，即使含有超過(guò)1.0%的Al，其效果也已飽和，相反擔(dān)心使鋼脆化的可能性增高。因此，Al含量的范圍優(yōu)選設(shè)為0.02 1.0%。Cr:0.1% 以上且 0.7% 以下Cr控制熱軋及熱軋后的冷卻過(guò)程中生成的轉(zhuǎn)變相的量、硬度。因此，優(yōu)選對(duì)Cr含量設(shè)置上下限。Cr具有確保貝氏體量的有效作用。并且，抑制貝氏體中的碳化物的析出。另外，Cr自身具有固溶強(qiáng)化作用。Cr含量低于0.1%時(shí)，擔(dān)心得不到期望的強(qiáng)度的可能性增高。另一方面，即使添加超過(guò)0.7%，上述效果也已飽和，相反擔(dān)心抑制鐵素體相變的可能性增高。因此，Cr含量的范圍優(yōu)選設(shè)為0.1 0.7%。N:0.002% 以上且 0.015% 以下N是為了與T1、Nb生成氮化物、抑制晶粒的粗大化而添加的。N的含量低于0.002%時(shí)，擔(dān)心板坯加熱時(shí)產(chǎn)生晶粒的粗大化且熱軋后的組織也粗大化的可能性增高。另一方面，N的含量超過(guò)0.015%時(shí)，由于生成粗大的氮化物，因此擔(dān)心對(duì)韌性造成不良影響的可能性增高。因此，N含量的范圍優(yōu)選設(shè)為0.002% 0.015%。優(yōu)選含有T1、Nb及V中的I種或2種以上。Ti:0.002% 以上且 0.02% 以下
添加Ti時(shí)生成氮化物。TiN對(duì)于防止晶粒的粗大化有效。Ti的含量低于0.002%時(shí)，不能得到該效果。另一方面，添加超過(guò)0.02%時(shí)，擔(dān)心粗大的氮化物生成而使韌性降低且抑制鐵素體相變的可能性增高。因此，添加Ti時(shí)的添加量?jī)?yōu)選設(shè)為0.002 0.02%。Nb:0.002% 以上且 0.02% 以下添加Nb時(shí)也生成氮化物。Nb氮化物與Ti氮化物同樣地對(duì)于防止晶粒的粗大化有效。此外，形成Nb碳化物，有助于防止鐵素體相的晶粒的粗大化。然而，低于0.002%時(shí)，不能得到該效果。添加超過(guò)0.02%時(shí)，擔(dān)心抑制鐵素體相變的可能性增高。因此，添加Nb時(shí)的添加量?jī)?yōu)選設(shè)為0.002 0.02%。V:0.01% 以上且 0.1% 以下V的碳氮化物對(duì)于防止低溫奧氏體區(qū)域內(nèi)奧氏體相的晶粒的粗大化有效。此外，V的碳氮化物有助于防止鐵素體相的晶粒的粗大化。因此，根據(jù)需要來(lái)添加。然而，0.01%以下時(shí)，不能得到該效果。另一方面，添加超過(guò)0.1%時(shí)，擔(dān)心析出物增加、靜動(dòng)差降低的可能性增高。因此，添加V時(shí)的添加量?jī)?yōu)選設(shè)為0.01 0.1%。(5)制造方法(5-1)熱軋鋼板的制造方法以下說(shuō)明用于制造具有上述金相組織的熱軋鋼板的制造方法的一個(gè)優(yōu)選例子。需要說(shuō)明的是，以下示出的制造方法是例示，也可由其它的制造方法制造具有同樣組織的熱車(chē)L鋼板。首先，將通過(guò)連續(xù)鑄造制造的具有前述化學(xué)組成的板坯以850°C以上的溫度進(jìn)行截面熱鍛。設(shè)為低于850°C時(shí)，板坯的軟化作用降低，因此在850°C以上鍛造。只要可以鍛造上限溫度就沒(méi)有限制，但優(yōu) 選1100°C以下。截面減少率沒(méi)有限制，但為了使粗軋后的平均奧氏體粒徑較小，優(yōu)選設(shè)為30%以上。熱鍛后的板坯被自然冷卻或強(qiáng)制冷卻，通常冷卻至700°C以下。在熱軋時(shí)，為了使該板坯充分軟化，再加熱至1200°C以上。將板坯溫度設(shè)為1200°C以上時(shí)，組織變?yōu)閵W氏體。此時(shí)，奧氏體晶粒生長(zhǎng)，通過(guò)其后的熱軋來(lái)減小粒徑。熱軋如下那樣進(jìn)行。首先，通過(guò)實(shí)施粗軋，將平均奧氏體粒徑設(shè)為50 μ m以下。進(jìn)而，通過(guò)精軋進(jìn)一步使奧氏體晶粒細(xì)化。其中，將精軋的最終軋道設(shè)為[Ae3-50(°C)]以上且[Ae3+50(°C)]以下的溫度范圍內(nèi)且壓下率17%以上，從而實(shí)施精軋。軋制率低于17%時(shí)，不滿(mǎn)足規(guī)定的粒徑及第二相的納米硬度。其中，“Ae3”意味著鋼開(kāi)始從奧氏體相變?yōu)殍F素體的熱平衡溫度。通過(guò)將精軋的最終軋道設(shè)在Ae3點(diǎn)附近且以高壓下率壓下，從而可實(shí)現(xiàn)作為最終制品的熱軋鋼板的粒徑的微細(xì)化。需要說(shuō)明的是，Ae3點(diǎn)為使用熱力學(xué)計(jì)算軟件即Thermo-Calc (Thermo-CalcSotware AB Company制造)而計(jì)算的、準(zhǔn)平衡狀態(tài)的Ae3計(jì)算值。表I中一并示出各鋼種的Ae3點(diǎn)。然后，為了抑制奧氏體的再結(jié)晶，在軋制后0.4秒鐘以?xún)?nèi)開(kāi)始冷卻。此時(shí)，冷卻以600°C /秒以上的冷卻速度冷卻至700°C以下。通過(guò)進(jìn)行這樣的快速冷卻，可抑制奧氏體的再結(jié)晶且得到鐵素體的平均晶體粒徑為3.0 μ m以下的細(xì)粒組織。然后，為了由奧氏體生成鐵素體，因此在600°C以上且700°C以下的溫度范圍下保持鐵素體相變需要的時(shí)間即0.4秒鐘以上。然后以低于100°C /秒的冷卻速度冷卻至400°C以下，使未發(fā)生鐵素體相變的剩余部分保持為奧氏體或使其轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體和/或貝氏體。通過(guò)經(jīng)歷上述那樣的制造過(guò)程，可得到具有下述金相組織方面的特征的熱軋鋼板。A)在表層部中，具有下面的特征:.第二相的平均粒徑為2.0 μ m以下；.主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為 6.0GPa 以上且 10.0GPa 以下；及.上述的第二相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差與上述的鐵素體的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(Λ σ nH)為 1.5GPa 以下。B)在中央部中，具有下面的特征:.上述的納米硬度的平均值之差(AnHav)為3.5GPa以上且6.0GPa以下；及.上述的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(Δ σ nH)為1.5GPa以上。(5-2)冷軋鋼板的制造方法將上述的熱軋鋼板作為母材，實(shí)施下面說(shuō)明的冷軋及連續(xù)退火，從而得到冷軋鋼板。將冷軋中的壓下率設(shè)為50%以上且90%以下。通過(guò)將冷軋中的壓下率設(shè)為50%以上，從而容易在鋼板內(nèi)累積足夠的加工應(yīng)變。壓下率的上限從制造設(shè)備和/或制造效率的觀點(diǎn)出發(fā)來(lái)設(shè)定。在連續(xù)退火中，將冷軋后的鋼板加熱，而后在750 850°C的溫度范圍內(nèi)保持10秒鐘以上且150秒鐘以下，接著冷卻至450°C以下的溫度范圍。在750 850°C的溫度范圍內(nèi)保持10秒鐘以上且150秒鐘以下使其再結(jié)晶時(shí)，通過(guò)上述的冷軋而累積的加工應(yīng)變阻礙晶體的生長(zhǎng)，因此可得到粒徑微細(xì)的鋼組織。通過(guò)對(duì)如上制造的熱軋鋼板實(shí)施以上那樣的冷軋及連續(xù)退火，可得到具有以下金相組織方面的特征的冷軋鋼板。在中央部中，具有下面的特征: 包含滿(mǎn)足平均粒徑2.Ομπι以下且長(zhǎng)徑比(長(zhǎng)徑/短徑)>2的第二相；.主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為 3.5GPa 以上且 6.0GPa 以下；及.上述的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(Δ σ nH)為1.5GPa以上。(5-3)鍍覆鋼板的制造方法通過(guò)對(duì)上述冷軋鋼板進(jìn)一步實(shí)施鍍鋅處理，從而可得到鍍覆鋼板。進(jìn)行鍍鋅處理時(shí)，優(yōu)選的是，實(shí)施鍍覆處理之后，在不超過(guò)550°C的溫度范圍下實(shí)施合金化處理。實(shí)施熔融鍍鋅、合金化處理時(shí)，從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使用連續(xù)熔融鍍鋅設(shè)備以一個(gè)工序的方式進(jìn)行連續(xù)退火及熔融鍍鋅等。另外，在鍍覆后實(shí)施適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)轉(zhuǎn)化處理(例如，硅酸鹽系的無(wú)鉻化學(xué)轉(zhuǎn)化處理液的涂布及干燥)，可進(jìn)一步提高耐腐蝕性。盡管對(duì)上述那樣制造的冷軋鋼板實(shí)施以上那樣的鍍覆處理，所得到的鍍覆鋼板仍原樣繼承冷軋鋼板的組織。因此，該金相組織為具有以下特征的組織，在中央部中，具有下面的特征 :
包含滿(mǎn)足平均粒徑2.Ομπι以下且長(zhǎng)徑比(長(zhǎng)徑/短徑)>2的第二相；.主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為 3.5GPa 以上且 6.0GPa 以下；及.上述的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(Δ σ nH)為1.5GPa以上。實(shí)施例(熱軋鋼板)使用由具有表I所示的化學(xué)成分的鋼種A、B、C、D、E形成的板坯(厚度35mm、寬度160 250mm、長(zhǎng)度70 90mm)進(jìn)行實(shí)驗(yàn)。鋼種A C及E具有本發(fā)明規(guī)定的范圍內(nèi)的化學(xué)組成，鋼D具有本發(fā)明以外的化學(xué)組成。[表I]
權(quán)利要求
1.一種高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的熱軋鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的熱軋鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體構(gòu)成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I(mǎi)種的第二相， 在該鋼板的表面及距該表面100 μ m深的位置之間的區(qū)域即表層部中，第二相的平均粒徑為2.Ομπι以下，且主相的鐵素體的納米硬度的平均值即nHaav與第二相的納米硬度的平均值即nH2ndav之差即AnHav為6.0GPa以上且10.0GPa以下，所述第二相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差與所述鐵素體的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差即Δ σ nH為1.5GPa以下， 在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區(qū)域即中央部中，所述納米硬度的平均值之差即AnHav為3.5GPa以上且6.0GPa以下，所述納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差即Λ σηΗ為1.5GPa以上。
2.一種高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的冷軋鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的冷軋鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體構(gòu)成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I(mǎi)種的第二相， 在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區(qū)域即中央部中，第二相滿(mǎn)足平均粒徑為2.0 μ m以下并且長(zhǎng)徑比即長(zhǎng)徑/短徑>2，主相的鐵素體的納米硬度的平均值即nHaav與第二相的納米硬度的平均值即nH2ndav之差即AnHav為3.5GPa以上且6.0GPa以下，所述第二相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差與所述鐵素體的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差即Λ σ nH為1.5GPa以上。
3.一種高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的鍍覆鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的鍍覆鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體構(gòu)成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I(mǎi)種的第二相， 在距該鋼板的表面為板厚·1/4深的位置與板厚中央位置之間的區(qū)域即中央部中，第二相滿(mǎn)足平均粒徑為2.0 μ m以下且長(zhǎng)徑比即長(zhǎng)徑/短徑>2，主相的鐵素體的納米硬度的平均值即nHaav與第二相的納米硬度的平均值即nH2ndav之差即AnHavS 3.5GPa以上且6.0GPa以下，所述第二相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差與所述鐵素體的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差即Λ σηΗ為1.5GPa以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計(jì)含有: C:0.1%以上且0.2%以下、 S1:0.1%以上且0.6%以下、 Mn:1.0%以上且3.0%以下、 Al:0.02%以上且1.0%以下、 Cr:0.1%以上且0.7%以下、及 N:0.002%以上且0.015%以下， 還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上。
5.根據(jù)權(quán)利要求2所述的冷軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計(jì)含有: C:0.1%以上且0.2%以下、 S1:0.1%以上且0.6%以下、 Mn:1.0%以上且3.0%以下、Al:0.02%以上且1.0%以下、 Cr:0.1%以上且0.7%以下、及 N:0.002%以上且0.015%以下， 還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:`0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上。
6.根據(jù)權(quán)利要求3所述的鍍覆鋼板，其中，以質(zhì)量％計(jì)含有: C:0.1%以上且0.2%以下、 S1:0.1%以上且0.6%以下、 Mn:1.0%以上且3.0%以下、 Al:0.02%以上且1.0%以下、 Cr:0.1%以上且0.7%以下、及 N:0.002%以上且0.015%以下， 還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:`0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上。
7.一種高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，該方法將在850°C以上的溫度下對(duì)鋼原材料進(jìn)行截面減少率30%以上的熱鍛而得到的板坯再加熱至1200°C以上，然后進(jìn)行熱連軋從而制造熱軋鋼板， 該鋼原材料以質(zhì)量％計(jì)含有: C:0.1%以上且0.2%以下、 S1:0.1%以上且0.6%以下、 Mn:1.0%以上且3.0%以下、 Al:0.02%以上且1.0%以下、 Cr:0.1%以上且0.7%以下、及 N:0.002%以上且0.015%以下， 還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:`0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上， 余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成， 所述熱連軋具備: 粗軋步驟，軋制所述再加熱后的板坯，得到平均奧氏體粒徑為50μπι以下的鋼板； 精軋步驟，將最終軋道設(shè)為[Ae3-50°C ]以上且[Ae3+50°C ]以下的溫度范圍且壓下率為17%以上，對(duì)由所述粗軋步驟得到的鋼板進(jìn)行軋制；及 冷卻步驟，在所述精軋步驟結(jié)束后0.4秒鐘以?xún)?nèi)，以600°C /秒以上的冷卻速度將由所述精軋步驟得到的鋼板冷卻至700°C以下，將該冷卻后的鋼板在600°C以上且700°C以下的溫度范圍內(nèi)保持0.4秒鐘以上，以120°C /秒以下的冷卻速度將該保持后的鋼板冷卻至400°C以下。
8.一種冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，其將由權(quán)利要求7所述的熱軋鋼板的制造方法制造的熱軋鋼板作為母材，對(duì)該母材實(shí)施冷軋及連續(xù)退火，從而得到冷軋鋼板， 冷軋中，將壓下率設(shè)為50%以上且90%以下， 連續(xù)退火中，將冷軋后的鋼板加熱，而后在750°C以上且850°C以下的溫度范圍內(nèi)保持10秒鐘以上且150秒鐘以下，接著冷卻至450°C以下的溫度范圍。
9.一種鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，其對(duì)由權(quán)利要求8所述的冷軋鋼板的制造方法制造的冷軋鋼板實(shí)施鍍 鋅處理，然后在不超過(guò)550°C的溫度范圍下實(shí)施合金化處理。
全文摘要
本發(fā)明涉及高速變形下均一韌性及局部韌性?xún)?yōu)異的熱軋鋼板，冷軋鋼板以及鍍覆鋼板。本發(fā)明的一個(gè)方式的多相熱軋鋼板具有如下金相組織，該金相組織具備由平均粒徑3.0μm以下的鐵素體構(gòu)成的主相和包含馬氏體，貝氏體及奧氏體中的至少1種的第二相，在表層部中，第二相的平均粒徑為2.0μm以下，且主相的納米硬度的平均值(nHαav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(ΔnHav)為6.0～10.0GPa，第二相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差與主相的納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(ΔσnH)為1.5GPa以下，在中央部中，納米硬度的平均值之差(ΔnHav)為3.5～6.0GPa，上述納米硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差之差(ΔσnH)為1.5GPa以上。
文檔編號(hào)C22C38/58GK103249853SQ20108007054
公開(kāi)日2013年8月14日 申請(qǐng)日期2010年10月18日 優(yōu)先權(quán)日2010年10月18日
發(fā)明者河野佳織, 田中泰明, 富田俊郎 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社