專利名稱：成型性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適用于車身等的成型性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，為了提高汽車的油耗，要求進一步對車身進行輕 量化。為了將車身輕量化，只要使用強度高的鋼板即可，但強度越高，沖壓成型變得越困難。這是因為通常鋼板的強度越高，鋼板的屈服應(yīng)力增大越多，從而伸長率降低越多。另外，作為車身用的高強度鋼板，有時也使用熱浸鍍鋅鋼板等施加了熱浸鍍鋅處理或者磷酸鹽處理等化成處理的鋼板。所以，對于這樣的高強度鋼板，還要求良好的熱浸鍍鋅處理性及化成處理性。關(guān)于改善伸長率，專利文獻I及專利文獻2中記載有利用了殘余奧氏體的加工誘導(dǎo)相變的 TRIP (transformation induced plasticity)鋼板。但是，由于在 TRIP 鋼板中含有大量的C，因此有焊核破裂等焊接上的問題。另外，特別是對于拉伸強度為980MPa以上的TRIP鋼板，由于屈服應(yīng)力非常高，因此還存在沖壓成型時等形狀可固定性低這樣的問題。進而，對于拉伸強度為980MPa以上的高強度TRIP鋼板，有可能夠發(fā)生延遲斷裂。由于在TRIP鋼板中包含有大量的殘余奧氏體，因此在加工時發(fā)生誘導(dǎo)相變而生成的馬氏體與其周圍的相的界面上，容易大量產(chǎn)生空洞及位錯。并且，氫集積在這種位置上，會發(fā)生延遲斷裂。另外，關(guān)于屈服應(yīng)力的降低，專利文獻3中記載有包含鐵素體的DP (dual phase)鋼。但是，為了制造該DP鋼，需要將再結(jié)晶退火后的冷卻速度設(shè)為30°C /秒以上這樣的非常高的值。所以，難以將其用于使用常規(guī)生產(chǎn)線的熱浸鍍鋅鋼板的制造。專利文獻3 6中記載有關(guān)于成型性的各種指標，但如果僅將這些指標在規(guī)定的范圍內(nèi)進行調(diào)節(jié)，則難以使汽車用部件的拉伸凸緣成型的成型性充分?，F(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻I:日本特開昭61-157625號公報專利文獻2:日本特開平10-130776號公報專利文獻3:日本特開昭57-155329號公報專利文獻4:日本特開2001-355043號公報專利文獻5:日本特開2007-302918號公報專利文獻6:日本特開2008-63604號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所需解決的問題本發(fā)明的目的在于，提供能夠兼顧成型性及熱浸鍍鋅處理性的成型性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法。
用于解決問題的手段本發(fā)明者們針對屈服應(yīng)力低的DP鋼板發(fā)現(xiàn)，通過將Si含量及Al含量的關(guān)系設(shè)為合適的關(guān)系并且將硬度分布設(shè)為適當?shù)挠捕确植?，能夠兼顧成型性及熱浸鍍鋅處理性。并且，本發(fā)明者們想到了以下所示的發(fā)明的各方案。(I) 一種成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C 0. 03% O. 20%、Si :0. 005% I. 0%、Mn :1. 0% 3. 1%、及Al 0. 005% I. 2%,P含量為超過0%且O. 06%以下，S含量為超過0%且O. 01%以下，N含量為超過0%且O. 01%以下，殘余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)，金屬組織包含鐵素體及馬氏體，Al含量(％)及Si含量(％)使式(A)的關(guān)系成立，用與使用納米壓痕儀在100個位置以上測定出的硬度相關(guān)的式(B)定義的平均值Yave為40以上。O. 3 彡 O. 7X [Si] + [A1]彡 I. 5 (A)Yave=X(ISOX(Xi-S)^Vn) (B)( [Al]表示Al含量(％), [Si]表示Si含量(％), η表示硬度的測定位置的總數(shù)，Xi表示第i個(i為η以下的自然數(shù))測定位置處的硬度(GPa)。)(2) (I)所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計進一步具有選
自由B 0. 00005% O. 005%、Mo :0· 01% O. 5%、Cr :0· 01% I. 0%、V :0· 01% O. 1%、Ti :0· 01% O. 1%、Nb 0. 005% O. 05%、Ca :0· 0005% O. 005%、及REM 0. 0005% O. 005%組成的組中的至少一種。 (3) (I)或(2)所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，所述高強度鋼板為冷軋鋼板。(4) (I)至(3)中任一項所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，所述高強度鋼板為熱浸鍍鋅鋼板。(5) (I)至(4)中任一項所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，所述金屬組織中的馬氏體分率超過5%。(6) 一種成型性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，具有
進行熱軋而得到熱軋鋼帶的工序、接著對所述熱軋鋼帶進行酸洗的工序、接著使用具備有多個機架的串列式軋機對鋼帶進行冷軋而得到冷軋鋼帶的工序、接著用連續(xù)退火設(shè)備對所述冷軋鋼帶進行連續(xù)退火的工序、接著對所述冷軋鋼帶進行平整軋制的工序，所述鋼帶以質(zhì)量％計含有C 0. 03% O. 20%、Si 0. 005% I. 0%、 Mn :1· 0% 3. 1%、及Al 0. 005% I. 2%,P含量為超過0%且O. 06%以下，S含量為超過0%且O. 01%以下，N含量為超過0%且O. 01%以下，殘余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)，所述多個機架中最初的機架中的冷軋率及所述連續(xù)退火設(shè)備中的最初的加熱帶上的升溫速度使式(C)的關(guān)系成立。50 ^ Tl0 85XV ^ 300 (C)(rl表示所述冷軋率(％)，V表示所述升溫速度(V /秒)。)(7) (6)所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，在所述連續(xù)退火之后，具有對所述冷軋鋼帶進行熱浸鍍鋅處理的工序、接著對所述冷軋鋼帶進行平整軋制的工序。(8) (7)所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，在進行所述熱浸鍍鋅處理的工序之后，具有將所述冷軋鋼帶在400°C至650°C的溫度下保持t秒的工序，使式(D)的關(guān)系成立。t < 60X [C] +20X [Mn] +24X [Cr] +40X [Mo] (D)( [C]表示C含量(％), [Mn]表示Mn含量(％), [Cr]表示Cr含量(％), [Mo]表示Mo含量(％)。)發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，由于將Si含量及Al含量的關(guān)系設(shè)為合適的關(guān)系，并且將硬度分布設(shè)為適當?shù)挠捕确植迹虼四軌蚣骖櫝尚托约盁峤冧\處理性。


圖I是表示Al含量及Si含量與成型性及熱浸鍍鋅處理性以及化成處理性之間的關(guān)系的圖。圖2是表示式(B)的平均值Yave與成型性之間的關(guān)系的圖。圖3是表示用于側(cè)彎試驗的試驗片的圖。圖4是表示冷軋率r及升溫速度V與成型性之間的關(guān)系的圖。圖5是表不C含量、Mn含量、Cr含量及Mo含量與保持時間之間的關(guān)系的圖。
具體實施例方式以下，對本發(fā)明的實施方式，一邊參照附圖，一邊進行詳細的說明。本發(fā)明的實施方式所涉及的鋼板中，以質(zhì)量％計含有C 0. 03% O. 20%、Si O. 005% I. 0%、Mn 1. 0% 3. 1%、及 Al 0. 005% I. 2%, P 含量為超過 0% 且 O. 06% 以下，S含量為超過0%且O. 01%以下，N含量為超過0%且O. 01%以下，殘余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)。這里，對這些成分的含量的限定理由，進行說明。C確保強度，使馬氏體穩(wěn)定化。如果C含量低于O. 03%，則難以得到充分的強度，從而難以形成馬氏體。另一方面，如果C含量超過O. 2%，則強度變得過高，從而難以得到充分的延展性，難以得到充分的焊接性。所以，C含量的范圍為O. 03% 0.2%。這里，C含量優(yōu)選為O. 06%以上，更優(yōu)選為O. 07%以上。另外，C含量優(yōu)選為O. 15%以下，更優(yōu)選為O. 12%以 下。Si確保強度及延展性，呈現(xiàn)脫氧作用，提高淬透性。如果Si含量低于O. 005%，則難以得到充分的脫氧作用，從而難以得到充分的淬透性。另一方面，如果Si含量超過1.0%，則難以得到充分的化成處理性及熱浸鍍鋅處理性。所以，Si含量的范圍為O. 005% I. 0%。這里，Si含量優(yōu)選為O. 01%以上，更優(yōu)選為O. 05%以上。另外，特別是在良好的熱浸鍍鋅處理性較為重要時，Si含量優(yōu)選為O. 7%以下。進而，Si含量更優(yōu)選為O. 6%以下，進一步優(yōu)選為O. 1%以下。Mn確保強度，延緩碳化物的生成，對生成鐵素體是有效的。如果Mn含量低于I. 0%，則難以得到充分的強度，從而鐵素體的生成變得不充分而難以得到充分的延展性。另一方面，如果Mn含量超過3. 1%，則淬透性變得過高，馬氏體過量生成，從而強度變得過高。其結(jié)果是，變得難以得到充分的延展性，從而容易在特性上產(chǎn)生較大的偏差。所以，Mn含量的范圍為I. 0% 3. 1%。這里，Mn含量優(yōu)選為I. 2%以上，更優(yōu)選為I. 5%以上。另外，Mn含量優(yōu)選為2. 8%以下，更優(yōu)選為2. 6%以下。Al促進鐵素體生成，提高延展性，呈現(xiàn)脫氧作用。如果Al含量低于O. 005%,則難以得到充分的脫氧作用。另一方面，如果Al含量超過I. 2%，則氧化鋁等夾雜物增加，從而難以得到充分的加工性。所以，Al含量的范圍為O. 005% I. 2%。這里，Al含量優(yōu)選為O. 02%以上，更優(yōu)選為O. 1%以上。另外，Al含量優(yōu)選為1.0%以下，更優(yōu)選為O. 8%以下。需要說明的是，即使含有大量的Al，化成處理性及熱浸鍍鋅處理性也難以降低。P有助于提高強度，因此可以根據(jù)所需的強度水平含有P。但是，如果P含量超過O. 06%，則在粒界中偏析而局部延展性容易降低，焊接性容易降低。所以，P含量為O. 06%以下。這里，P含量優(yōu)選為O. 03%以下，更優(yōu)選為O. 02%以下。另一方面，為了使P含量低于
O.001%，在制鋼階段需要巨大的成本增加，為了使其為0%，需要更為巨大的成本增加。所以，P含量超過0%，優(yōu)選為O. 001%以上。S生成MnS，降低局部延展性及焊接性。特別是，如果S含量超過O. 01%,則變得顯著。所以，S含量為O. 01%。這里，S含量優(yōu)選為O. 007%以下，更優(yōu)選為O. 005%以下。另一方面，為了使S含量低于O. 001%，在制鋼階段需要巨大的成本增加，為了使其為0%，需要更為巨大的成本增加。所以，S含量超過0%，優(yōu)選為0.001%以上。
N是不可避免地包含的元素，如果N含量超過O. 01%，則時效性降低。另外，生成大量的A1N，會導(dǎo)致Al的作用降低。所以，N含量為O. 01%以下。這里，N含量優(yōu)選為O. 007%以下，更優(yōu)選為O. 005%以下。另一方面，為了使N含量低于O. 0005%，在制鋼階段需要巨大的成本增加，為了使其為0%，需要更為巨大的成本增加。所以，N含量超過0%，優(yōu)選為O. 0005%以上。需要說明的是，本實施方式所涉及的鋼板中，還可以在以下所示的范圍含有選自由B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ca、及稀土類金屬(REM)組成的組中的一種以上。B有助于確保淬透性，生成BN而增大有效Al。通常如果鐵素體分率增加，則能夠確
保優(yōu)良的伸長率，但有時形成為層狀組織而降低局部延展性。B抑制這樣的局部延展性的降低。如果B含量低于O. 00005%，則難以得到這些作用。另一方面，如果B含量超過O. 005%,則拉伸試驗中的伸長率及側(cè)彎試驗中的伸長應(yīng)變量(斷裂伸長應(yīng)變的值)顯著降低。所以，B含量的范圍優(yōu)選為O. 00005% O. 005%。這里，B含量更優(yōu)選為O. 0001%以上，進一步優(yōu)選為O. 0005%以上。另外，B含量更優(yōu)選為O. 003%以下，進一步優(yōu)選為O. 002%以下。Mo有助于確保強度及提高淬透性。如果Mo含量低于O. 01%，則難以得到這些作用。另一方面，如果Mo含量超過O. 5%，則抑制鐵素體生成，從而延展性降低。另外，如果Mo含量超過O. 5%，則有時難以得到充分的化成處理性及熱浸鍍鋅處理性。所以，Mo含量的范圍優(yōu)選為O. 01% O. 5%。這里，Mo含量更優(yōu)選為O. 03%以上，進一步優(yōu)選為O. 05%以上。Cr有助于確保強度及提高淬透性。如果Cr含量低于O. 01%，則難以得到這些作用。另一方面，如果Cr含量超過I. 0%，則抑制鐵素體生成，從而延展性降低。另外，如果Cr含量超過I. 0%，則有時難以得到充分的化成處理性及熱浸鍍鋅處理性。所以，Cr含量的范圍優(yōu)選為O. 01%
I.0%。這里，Cr含量更優(yōu)選為O. 1%以上，進一步優(yōu)選為O. 2%以上。另外，Cr含量更優(yōu)選為O. 7%以下，進一步優(yōu)選為O. 5%以下。V、Ti、及Nb有助于確保強度。如果V含量低于O. 01%、Ti含量低于O. 01%、Nb含量低于O. 005%，則難以得到該作用。另一方面，如果V含量超過O. l%、Ti含量超過O. l%、Nb含量超過O. 05%，則拉伸試驗中的伸長率及側(cè)彎試驗中的伸長應(yīng)變量顯著降低。所以，V含量的范圍優(yōu)選為O. 01% O. 1%，Ti含量的范圍優(yōu)選為O. 01% O. l%，Nb含量的范圍優(yōu)選為O. 005% O. 05%。Ca及REM有助于控制夾雜物及提高擴孔性。如果Ca含量低于O. 0005%,REM含量低于O. 0005%，則難以得到這些作用。另一方面，如果Ca含量超過O. 005%、REM含量超過O. 005%，則拉伸試驗中的伸長率及側(cè)彎試驗中的伸長應(yīng)變量顯著降低。所以，Ca含量的范圍優(yōu)選為O. 0005% O. 005%, REM含量的范圍優(yōu)選為O. 0005% O. 005%。需要說明的是，作為不可避免的雜質(zhì)，可以列舉出Sn等。在這些不可避免的雜質(zhì)的含量為0.01%以下時，能夠不損害實施方式的效果。本實施方式所涉及的鋼板中，Al含量與Si含量之間成立式(A)的關(guān)系。O. 3 彡 O. 7X [Si] + [A1]彡 I. 5 (A)這里，[Al]表示Al含量(％), [Si]表示Si含量(％)。在現(xiàn)有的高強度鋼板中添加有大量的元素，抑制鐵素體生成。因此，組織的鐵素體分率低，其他相(第2相)的分率高。所以，特別是在拉伸強度為980MPa以上的DP鋼中，伸長率顯著降低。與此相對，通過增加Si含量、或減少Mn含量，可以增大伸長率。然而，如果增加Si含量，則化成處理性及熱浸鍍鋅處理性容易降低。另外，如果降低Mn含量，則變得難以確保強度。在這樣的狀況下，本發(fā)明者們經(jīng)過認真的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了上述的Al的效果。進而，對Si含量及Al含量與成型性及熱浸鍍鋅處理性(鍍覆處理性)以及化成處理性之間的關(guān)系進行調(diào)查，結(jié)果得到了圖I所示的結(jié)果。也就是說，如果“0.7X[Si] + [Al]”的值低于O. 3，則成型性不充分。另外，如果“O. 7X [Si] + [A1]”的值超過I. 5，則得不到良好的化成處理性及熱浸鍍鋅處理性。從這個結(jié)果出發(fā)，可以說在滿足式(A)的關(guān)系時，能夠一邊確保鍍覆處理性及化成處理性一邊確保充分的鐵素體分率來得到優(yōu)良的伸長率。需要說明的是，對成型性與拉伸試驗的結(jié)果之間的關(guān)系進行了研究，結(jié)果在成型性充分時，對于通過拉伸試驗得到的伸長率EL (%)及拉伸強度TS (MPa)，“ELXTS”的值為16000%MPa以上，在成型性不充分時，“ELXTS”的值低于16000%MPa。需要說明的是，對于成型性的評價、以及化成處理性及熱浸鍍鋅性的評價，例如能夠與后述的實施例No. I No. 27及比較例No. 28 No. 43中的評價同樣地進行。
另外，本實施方式所涉及的鋼板的金屬組織中，包含有鐵素體及馬氏體。鐵素體中，包含有多邊形鐵素體及貝氏體鐵素體。馬氏體中，包含通過常規(guī)的淬火得到的馬氏體、及通過在600°C以下的溫度下進行回火得到的馬氏體。在本實施方式中，由于具有這樣的金屬組織，因此能夠兼顧拉伸強度及延展性。鐵素體分率及馬氏體分率沒有特別的限定，但馬氏體分率優(yōu)選設(shè)為超過5%。這是因為如果馬氏體分率為5%以下，則變得難以得到500MPa以上的拉伸強度。需要說明的是，鐵素體分率及馬氏體分率的更優(yōu)選的范圍根據(jù)所需求的拉伸強度及伸長率而不同。即，如果提高鐵素體分率，則能夠確保伸長率，如果提高馬氏體分率，則能夠確保拉伸強度，因此優(yōu)選基于伸長率及拉伸強度的平衡調(diào)節(jié)各自的范圍。例如在拉伸強度為500MPa 800MPa時，鐵素體分率的范圍優(yōu)選為50% 90%，馬氏體分率的范圍優(yōu)選為10% 40%。在拉伸強度為800MPa IlOOMPa時，鐵素體分率的范圍優(yōu)選為20% 60%，馬氏體分率的范圍優(yōu)選為30% 60%。在拉伸強度超過IlOOMPa時，鐵素體分率優(yōu)選為30%以下，馬氏體分率優(yōu)選為40%以上。另外，本實施方式所涉及的鋼板的金屬組織中，優(yōu)選還包含貝氏體，貝氏體分率的范圍優(yōu)選為10% 40%。但是，為了確保拉伸強度，與增加貝氏體的分率相比，增加馬氏體分率是有效的，馬氏體能夠以較少的分率確保所需的拉伸強度。并且，鐵素體分率可以增加對應(yīng)于貝氏體分率的量，提高伸長率。所以，馬氏體分率優(yōu)選高于貝氏體分率。需要說明的是，如果金屬組織中殘存有奧氏體，則2次加工脆性及延遲斷裂特性容易降低。因此，優(yōu)選實質(zhì)上不包含殘余奧氏體，但也可以不可避免地包含低于3%的殘余奧氏體。進而，本實施方式所涉及的鋼板中，用與使用納米壓痕儀在100個位置以上測定出的硬度相關(guān)的式(B)定義的平均值Yave為40以上。Yave=X (180X (Xi-S)^Vn) (B)這里，η表示硬度的測定位置的總數(shù)，Xi表示第i個(i為η以下的自然數(shù))的測定位置處的硬度(GPa)。本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)作為表示用于車身等的鋼板的成型性的指標，與伸長率及擴孔值相比，通過側(cè)彎試驗計測出的伸長應(yīng)變量ε更為優(yōu)良。另外，還發(fā)現(xiàn)伸長應(yīng)變量ε越大，成型性變得越良好。進而，本發(fā)明者們還發(fā)現(xiàn)了如圖2所示，式(B)的平均值Yave越大，伸長應(yīng)變量ε (%)與拉伸強度TS (MPa)之積“ ε XTS”的值變得越大。并且，如果“ ε XTS”的值為40000%MPa以上，則能夠得到良好的成型性。因此，如果平均值Yave為40以上，則可以說能夠得到良好的成型性。需要說明的是，平均值Y·的上限沒有特別的限定，但在本發(fā)明者們進行的試驗中得到的平均值Y·的最大值為250。另外，還發(fā)現(xiàn)在積“ ε XTS”的值為40000%MPa以上時，進一步如果伸長率EL (%)及拉伸強度TS (MPa)之積“ELXTS”的值為16000%MPa以上，則更優(yōu)選，成型性更優(yōu)良。需要說明的是，在側(cè)彎試驗中，對形成有缺口的端面施加面內(nèi)彎曲，對發(fā)生貫穿破裂時的伸長應(yīng)變量進行測定。在圖3中，表示試驗片的形狀。為了對拉伸凸緣性進行評價，在試驗片I上設(shè)置有較大曲率半徑的缺口 2。另外，為了對試驗后的伸長應(yīng)變量進行測定，標示劃線。如果試驗開始，則試驗片I 一邊在圓周方向受到拉伸應(yīng)力一邊彎曲而斷裂。在 側(cè)彎試驗中，在板厚方向發(fā)生貫穿破裂時，判定發(fā)生了“斷裂”。也就是說，與擴孔試驗不同，貫穿破裂后的伸長應(yīng)變不受破裂的大小影響。因此，不會產(chǎn)生破裂判定的偏差。根據(jù)本實施方式,將式(A)所表示的Si含量及Al含量的關(guān)系設(shè)為合適的關(guān)系，并且將式(B)所表示的硬度分布設(shè)為適當?shù)挠捕确植?，因此能夠兼顧成型性及熱浸鍍鋅處理性以及化成處理性。另外，式(B)所表示的硬度分布反映了側(cè)彎試驗的結(jié)果，側(cè)彎試驗的結(jié)果與作為表示成型性的現(xiàn)有的指標的伸長率及擴孔性相比，能夠更高精度地表示汽車部件等的成型性。需要說明的是，本實施方式所涉及的鋼板的強度沒有特別的限定，但根據(jù)組成例 如能夠得到590MPa 1500MPa左右的拉伸強度。兼顧成型性、以及熱浸鍍鋅處理性及化成處理性的效果特別在980MPa以上的高強度鋼板上是顯著的。為了制造上述這樣的本實施方式所涉及的鋼板，只要使用上述的組成的鋼進行例如與通常進行的熱軋鋼板的制造方法、冷軋鋼板的制造方法、或者鍍覆鋼板的制造方法相同的處理即可。例如進行通過對鋼帶冷軋取得冷軋鋼帶、及冷軋鋼帶的連續(xù)退火。另外，還可以按如下順序?qū)嵤┩ㄟ^對鋼熱軋取得熱軋鋼帶、熱軋鋼帶的酸洗、通過對熱軋鋼帶冷軋取得冷軋鋼帶、冷軋鋼帶的連續(xù)退火、及冷軋鋼帶的平整軋制。另外，也可以在連續(xù)退火后實施熱浸鍍鋅處理。此時，只要例如將平整軋制在熱浸鍍鋅處理后進行即可。例如，熱軋只要在通常的條件下實施即可。不過，為了防止對鐵素體粒施加過度的應(yīng)變而導(dǎo)致加工性降低，優(yōu)選在Ari點以上的溫度下進行熱軋。另外，如果在超過940°C的溫度下進行熱軋，則有時退火后的再結(jié)晶粒徑變得過于粗大化。因此，熱軋優(yōu)選在940°C以下進行。熱軋的卷繞溫度越高，則再結(jié)晶及粒生長越得到促進，加工性提高越多。然而，如果卷繞溫度超過550°C，則熱軋時產(chǎn)生的氧化皮的生成也得到促進。因此，有時酸洗所需要的時間變長。另外，鐵素體及珠光體生成為層狀，從而C容易不均勻地擴散。所以，卷繞溫度優(yōu)選為550°C以下。另一方面，如果卷繞溫度低于400°C，則鋼板硬化，冷軋時的負荷變高。所以，卷繞溫度優(yōu)選為400°C以上。酸洗只要在通常的條件下實施即可。酸洗后的冷軋也只要在常規(guī)的條件下實施即可。需要說明的是，冷軋的壓下率的范圍優(yōu)選為30% 70%。這是因為如果壓下率低于30%，則有時變得難以矯正鋼板的形狀，如果壓下率超過70%，則在鋼板的邊緣部產(chǎn)生破裂，或者產(chǎn)生形狀混亂。另外，冷軋使用具備有多個機架的串列式軋機連續(xù)地進行，最初的機架中的冷軋率rl (%)、及連續(xù)退火設(shè)備中的最初的加熱帶上的升溫速度V (°C/秒)優(yōu)選滿足式(C)的關(guān)系。這里，連續(xù)退火設(shè)備中，包括設(shè)置在冷軋鋼板的生產(chǎn)線上的連續(xù)退火設(shè)備、及設(shè)置在連續(xù)熱浸鍍鋅鋼板的生產(chǎn)線上的連續(xù)退 火設(shè)備。50 ^ Tl0 85XV ^ 300 (C)本發(fā)明者們對冷軋率rl與升溫速度V之間的關(guān)系進行了調(diào)查，結(jié)果得到了圖4所示的結(jié)果。如上所述，如果“ ε XTS”的值為40000%MPa以上，則能夠得到良好的成型性。于是，在圖4中，將“ ε X TS”的值為40000%MPa以上的條件表示為“〇”,將“ ε X TS”的值低于40000%MPa的條件表示為“ X ”。如果“rl°_85X V”的值低于50，則鐵素體變得過軟，從而與硬質(zhì)相的硬度差變大。另一方面，如果“rl°_85XV”的值超過300，則未再結(jié)晶的比例變得過高，從而成型性降低。需要說明的是，“rl°_85XV”的值更優(yōu)選為100以上，并更優(yōu)選為250以下。連續(xù)退火優(yōu)選在Aca點的溫度以上且Ae3點的溫度+100°C以下的范圍進行。如果在低于Acl點的溫度下進行連續(xù)退火，則組織容易變得不均勻。另一方面，如果在超過Ae3點的溫度+100°C的溫度下進行連續(xù)退火，則由于奧氏體的粗大化抑制鐵素體生成，從而伸長率降低。另外，從經(jīng)濟性的觀點出發(fā)，退火溫度期望為900°C以下。關(guān)于退火時間，為了消除層狀的組織，優(yōu)選保持30秒以上。另一方面，如果保持30分鐘以上，則效果飽和，從而生產(chǎn)性降低。所以，退火時間的范圍優(yōu)選設(shè)為30秒 30分鐘。對于連續(xù)退火的冷卻，優(yōu)選將結(jié)束溫度設(shè)為600°C以下。如果結(jié)束溫度超過600°C，則奧氏體容易殘余，從而2次加工脆性及延遲斷裂特性容易降低。需要說明的是，還可以在連續(xù)退火后進行600°C以下的回火處理。通過進行這樣的回火處理，例如能夠使擴孔性及脆性更良好。本發(fā)明者們在連續(xù)退火后實施熱浸鍍鋅處理時，優(yōu)選在熱浸鍍鋅處理后將冷軋鋼帶在400°C 650°C的溫度下保持滿足式(D)的關(guān)系的時間(t秒)。T 彡 60X [C] +20X [Mn] +24X [Cr] +40X [Mo] (D)這里，[C]表不C含量(％), [Mn]表不Mn含量(％), [Cr]表不Cr含量(％), [Mo]表示Mo含量(％)。本發(fā)明者們對在熱浸鍍鋅處理后將冷軋鋼帶在400°C 650°C的溫度下保持時的保持時間進行了調(diào)查，結(jié)果得到了圖5所示的結(jié)果。圖5中的〇表示能夠得到充分的拉伸強度，X表示拉伸強度較低。如圖5所示，如果保持時間t (秒)的值超過式(D)的右邊(質(zhì)量％)的值，則拉伸強度較低。這是因為貝氏體過度生成，從而變得難以確保充分的馬氏體分率。實施例接著，對本發(fā)明者們所進行的實驗，進行說明。首先，使用真空熔煉爐，制作具有表I所示的組成的實施例No. I No. 34及比較例No. 35 No. 52的鋼。接著，冷卻鋼，使其凝固后，再加熱至1200°C，然后在880°C下進行熱軋的精軋。然后，冷卻至500°C，在500°C下保持I小時得到熱軋板。該500°C下保持I小時再現(xiàn)了熱軋的卷繞時的熱處理。接著，通過酸洗由熱軋板去除氧化皮，然后以表4所示的冷軋率r進行冷軋，得到冷軋板。接著，使用連續(xù)退火模擬器，以表4所示的升溫速度V使冷軋板升溫，在770°C下進行60秒的退火。然后，實施熱浸鍍鋅，在合金化爐中進行合金化處理，制造合金化熱浸鍍鋅鋼板。并且，在拉伸試驗中對伸長率EL (%)及拉伸強度TS (MPa)進行測定，在側(cè)彎試驗中對伸長應(yīng)變量ε (%)進行測定。在拉伸試驗中，使用JIS5號片。側(cè)彎試驗以上述的要領(lǐng)實施。并且，求出“ELXTS”的值、及“ ε XTS”的值。將這些結(jié)果表示在表2中。如果至少“ ε XTS”的值為40000%MPa以上，則能夠說兼顧了拉伸強度及延展性，如果“ELXTS”的值為16000%MPa以上，則能夠說拉伸強度及延展性更為良好。
另外，使用光學(xué)顯微鏡，對金屬組織進行了觀察。此時，對鐵素體在硝酸酒精腐蝕后進行觀察，對馬氏體在Lepera腐蝕后進行觀察。并且，算出了鐵素體分率及馬氏體分率。進而，將從鋼板的表層起進行化學(xué)研磨至1/4厚度而得到的面供給至X線衍射分析，算出了殘余奧氏體分率。將這些結(jié)果表示在表2中。另外，使用納米壓痕儀，對于每一個試樣在300個位置測定硬度X1 X3TO。此時，使用HYSITR0N社的“TRIBOINDENTER”作為納米壓痕儀，并將測定間隔設(shè)為3 μ m。并且，從硬度X1 X3tltl算出平均值Y·。將其結(jié)果表示在表3中。另外，還對化成處理性及熱浸鍍鋅處理性進行了評價。對于化成處理性的評價，使用磷酸鹽處理試劑以標準規(guī)范進行處理，然后通過目測及掃描型電子顯微鏡對化成被膜的性狀進行觀察。并且，將致密地覆蓋有鋼板地基的被膜判斷為良好，將不是這樣的被膜判斷為不良。作為磷酸鹽處理試劑，使用通常作為汽車用試劑的日本Parker Rising社的“Bt3080”。對于熱浸鍍鋅處理性的評價，在滿足式(C)的條件下進行退火后，使用熱浸鍍鋅模擬器進行熱浸鍍鋅處理，通過目測進行觀察。并且，將鍍覆面的90%以上的面積均勻地形成了鍍覆膜的被膜設(shè)為良好，將不是這樣的被膜設(shè)為不良。并且，將化成處理性的評價及熱浸鍍鋅處理性的評價兩個都良好的被膜在表3中表示為“〇”，將至少一個不良的被膜表示為“ X ”。進而，在熱浸鍍鋅處理后，在500°C下保持表4所示的時間。表I
權(quán)利要求
1.ー種成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C :0. 03% O. 20%、Si :0. 005% I. 0%、Mn :1. 0% 3. 1%、及Al :0. 005% I. 2%, P含量為超過0%且O. 06%以下， S含量為超過0%且O. 01%以下， N含量為超過0%且O. 01%以下， 殘余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)， 金屬組織包含鐵素體及馬氏體， Al含量及Si含量使式(A)的關(guān)系成立， 用與使用納米壓痕儀在100個位置以上測定出的硬度相關(guān)的式(B)定義的平均值Yave為40以上， . O. 3 ≤ O. 7X [Si] + [A1]≤ I. 5 (A) Υ_=Σ (180X (Χ「3)_2/η) (B) [Al]表示Al含量，[Si]表示Si含量，η表示硬度的測定位置的總數(shù)，Xi表示第i個測定位置處的硬度，其中，含量的単位均為％，i為η以下的自然數(shù)，硬度的單位為GPa。
2.如權(quán)利要求I所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在干，以質(zhì)量％計進ー步具有選自由B 0. 00005% O. 005%、Mo :0. 01% O. 5%、Cr 0. 01% I. 0%、V 0. 01% O. 1%、Ti 0. 01% O. 1%、Nb :0. 005% O. 05%、Ca 0. 0005%— O. 005%、及REM :0. 0005% O. 005% 組成的組中的至少ー種。
3.如權(quán)利要求I或2所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，所述高強度鋼板為冷軋鋼板。
4.如權(quán)利要求I至3中任一項所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，所述高強度鋼板為熱浸鍍鋅鋼板。
5.如權(quán)利要求I至4中任一項所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，所述金屬組織中的馬氏體分率超過5%。
6.ー種成型性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，具有 進行熱軋而得到熱軋鋼帶的エ序、 接著對所述熱軋鋼帶進行酸洗的エ序、 接著使用具備有多個機架的串列式軋機對鋼帶進行冷軋而得到冷軋鋼帶的エ序、 接著用連續(xù)退火設(shè)備對所述冷軋鋼帶進行連續(xù)退火的エ序、接著對所述冷軋鋼帶進行平整軋制的エ序， 所述鋼帶以質(zhì)量％計含有C :0. 03% O. 20%、Si :0. 005% I. 0%、Mn :1. 0% 3. 1%、及Al :0. 005% I. 2%, P含量為超過0%且O. 06%以下， S含量為超過0%且O. 01%以下， N含量為超過0%且O. 01%以下， 殘余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)， 所述多個機架中最初的機架中的冷軋率及所述連續(xù)退火設(shè)備中的最初的加熱帶上的升溫速度使式(C)的關(guān)系成立，50 ≤ rl0 85XV ≤ 300 (C) r1表示所述冷軋率，V表示所述升溫速度，其中，所述冷軋率的單位為％，所述升溫速度的單位為。C /秒。
7.如權(quán)利要求6所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在干，在所述連續(xù)退火之后，具有 對所述冷軋鋼帶進行熱浸鍍鋅處理的エ序、 接著對所述冷軋鋼帶進行平整軋制的エ序。
8.如權(quán)利要求7所述的成型性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，在進行所述熱浸鍍鋅處理的エ序之后，具有將所述冷軋鋼帶在400°C至650°C的溫度下保持t秒的エ序， 使式(D)的關(guān)系成立， T ≤ 60X[C]+20X[Mn]+24X[Cr]+40X[Mo] (D) [C]表不C含量，[Mn]表不Mn含量，[Cr]表不Cr含量，[Mo]表不Mo含量，其中，含量的単位均為％。
全文摘要
本發(fā)明提供成型性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法，其中，該鋼板中的Al含量(%)及Si含量(%)使式(A)的關(guān)系成立，用與使用納米壓痕儀在100個位置以上測定出的硬度相關(guān)的式(B)定義的平均值Yave為40以上。0.3≤0.7×[Si]+[Al]≤1.5 (A)Yave=Σ(180×(Xi-3)-2/n) (B)[Al]表示Al含量(%)，[Si]表示Si含量(%)，n表示硬度的測定位置的總數(shù)，Xi表示第i個測定位置處的硬度(GPa)，其中，i為n以下的自然數(shù)。
文檔編號C21D9/46GK102712973SQ20118000603
公開日2012年10月3日 申請日期2011年1月13日 優(yōu)先權(quán)日2010年1月13日
發(fā)明者小川登志男, 松谷直樹, 藤田展弘, 野中俊樹 申請人:新日本制鐵株式會社