專(zhuān)利名稱(chēng)：溫加工性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適合用作運(yùn)輸用機(jī)械材料、建筑用機(jī)械材料等的高強(qiáng)度鋼板，特別是涉及作為汽車(chē)部件用材料的溫加工性(溫間加工性)的提高，具體而言溫?zé)釠_壓成形性(溫間y 7成形性)的提高。需要說(shuō)明的是，在此所謂的“高強(qiáng)度”是指具備拉伸強(qiáng)度TS:590MPa以上，優(yōu)選780MPa以上的高強(qiáng)度的情況。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，從保護(hù)地球環(huán)境的要求出發(fā)，強(qiáng)烈要求汽車(chē)的燃料效率提高，正在推進(jìn)汽車(chē)的車(chē)身輕量化。為了這樣的汽車(chē)車(chē)身的輕量化，強(qiáng)烈要求汽車(chē)部件用鋼材的薄型化，高強(qiáng)度鋼板的使用量不斷增加。作為高強(qiáng)度鋼板，提出了在鐵素體中使例如馬氏體等低溫相變產(chǎn)物適量地復(fù)合、從而實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化的各種相變組織強(qiáng)化型的高強(qiáng)度鋼板。但是，通常而言，與軟鋼和低強(qiáng)度的鋼板相比，這樣的高強(qiáng)度鋼板具有如下問(wèn)題，塑性變形受到抑制，延展性(伸長(zhǎng)率)降低，在低溫(冷間)下進(jìn)行向復(fù)雜形狀的沖壓成形時(shí)，發(fā)生破裂等的風(fēng)險(xiǎn)高，沖壓成形較困難。而且，對(duì)于這樣的高強(qiáng)度鋼板而言，由于為高強(qiáng)度，還存在如下問(wèn)題，在低溫下的沖壓成形中，由彈性回復(fù)導(dǎo)致成形品的形狀精度降低。

與相變組織強(qiáng)化型的高強(qiáng)度鋼板不同，例如，專(zhuān)利文獻(xiàn)I中提出了一種材質(zhì)均勻性?xún)?yōu)良的高成形性高張力熱軋鋼板，其中，以重量％計(jì)，含有C :0. 1%以下，Mo :0. 05 O. 6%、Ti :0. 02^0. 10%，并且實(shí)質(zhì)上在鐵素體組織中以原子比計(jì)在滿(mǎn)足Ti/Mo 0. I以上的范圍內(nèi)含有Ti以及Mo的碳化物分散析出而得到。專(zhuān)利文獻(xiàn)I中記載的熱軋鋼板可以通過(guò)如下制造方法制造，即，將如下組成的鋼加熱至奧氏體單相區(qū)的溫度后，在880 V以上完成終軋，在55(T700°C下進(jìn)行卷取，其中，所述鋼的組成為，優(yōu)選含有C :0. 06%以下、Si :0. 3%以下、Mn I 2%、P :0. 06% 以下、S :0. 005% 以下、Al :0. 06% 以下、N :0. 006% 以下、Cr :0. 04 O. 5%、Mo O. 05 O. 5%、Ti :0. 02 O. 10%、Nb :0. 08%以下，以原子比計(jì)使Ti/Mo滿(mǎn)足O. I以上的方式含有。該高強(qiáng)度鋼板，雖然具有拉伸強(qiáng)度TS 590MPa以上的高強(qiáng)度，但具有高成形性，特別是能夠在低溫下進(jìn)行沖壓成形時(shí)的截面形狀復(fù)雜的構(gòu)件的沖壓成形。作為解決高強(qiáng)度鋼板在低溫下的沖壓成形中的問(wèn)題的一個(gè)方法，提出了模淬火法。該模淬火法是將作為被加工材料的鋼板加熱至高溫(熱間)例如900°C以上的奧氏體溫度區(qū)后，使用沖壓金屬模具，沖壓成形為期望的部件形狀的成形方法，但在成形的同時(shí)，能夠利用金屬模具對(duì)鋼板(部件)進(jìn)行快速冷卻。由此，能夠成形為期望的部件形狀，并且通過(guò)利用金屬模具的快速冷卻，可以使組織成為以馬氏體為主體的組織，從而能夠容易并且形狀精度良好地制造高強(qiáng)度部件。但是，對(duì)于模淬火法而言，由于在高溫下進(jìn)行加熱、成形，因此無(wú)法避免如下問(wèn)題，在表面上產(chǎn)生氧化皮而使表面性狀降低，進(jìn)而在鍍覆鋼板的情況下因暴露于高溫下而使鍍層劣化等。而且，對(duì)于模淬火法而言，為了利用金屬模具對(duì)鋼板充分地進(jìn)行快速冷卻，需要在金屬模具內(nèi)保持IOs以上。因此，存在利用模淬火法的部件的生產(chǎn)率極端降低的問(wèn)題。
針對(duì)這樣的問(wèn)題，具有一直以來(lái)的溫?zé)釠_壓法，其中，例如將作為被加工材料的鋼板加熱至約200°C，進(jìn)行沖壓成形。但是，對(duì)于該方法而言，由于加熱溫度低，沖壓成形時(shí)的鋼板強(qiáng)度的降低量少，延展性的上升量少，因此，無(wú)法實(shí)現(xiàn)避免沖壓成形時(shí)的破裂發(fā)生，并且彈性回復(fù)量也與低溫下的沖壓成形沒(méi)有大差別。因此，將作為被加工材料的鋼板加熱至超過(guò)200°C、優(yōu)選300°C以上至約850°C的溫?zé)?溫間)范圍、進(jìn)行沖壓成形的方法，可以認(rèn)為是解決以往的溫?zé)釠_壓法的問(wèn)題的方法。例如在專(zhuān)利文獻(xiàn)2中記載了這樣的利用比以往進(jìn)行的更高溫下的溫?zé)釠_壓成形、得到高強(qiáng)度的沖壓部件的方法。專(zhuān)利文獻(xiàn)2中記載的高強(qiáng)度沖壓成形體的制造方法為如下方法將鋼板加熱至20(T850°C的溫度后，在需要強(qiáng)度的部位實(shí)施施加2%以上的塑性應(yīng)變的溫?zé)岢尚巍８鶕?jù)該方法，通過(guò)對(duì)鋼板同時(shí)實(shí)施向預(yù)定溫度區(qū)的加熱和預(yù)定量的塑性應(yīng)變施加，能夠確保期望的高強(qiáng)度。需要說(shuō)明的是，專(zhuān)利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)中使用的鋼板具有 如下組成，以質(zhì)量 ％計(jì)，含有 C 0. 01 O. 20%,Si 0. 01 3. 0%、Mn :0. 01 3· 0%、P :0. 002 O. 2%、
S0. 001 O. 020%、Al 0. 005 2· 0%、N :0· 002 O. 01%、Mo 0. 01 I. 5%，還含有 Cr 0. 01 I. 5%、Nb 0. 005 O. 10%、Ti 0. 005 O. 10%、V 0. 005 O. 10%、B 0. 0003 O. 005% 中的一種或兩種以上，并且滿(mǎn)足Si、P、Mo、Cr、Nb、Ti、V、B含量之間的特定關(guān)系式為預(yù)定值以下(140以下)的式⑷?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專(zhuān)利文獻(xiàn)專(zhuān)利文獻(xiàn)I :日本特開(kāi)2002-322541號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)2 :日本專(zhuān)利第3962186號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問(wèn)題對(duì)以馬氏體等低溫相變產(chǎn)物作為強(qiáng)化因素的、現(xiàn)有的各種相變組織強(qiáng)化型的高強(qiáng)度鋼板，應(yīng)用加熱至超過(guò)200°C至約850°C的溫度、進(jìn)行沖壓成形的溫?zé)釠_壓法時(shí)，由于加熱至比制造時(shí)的溫度更高的溫度，因此，鋼板強(qiáng)度降低，沖壓成形變?nèi)菀?，但在加熱時(shí)馬氏體等強(qiáng)化組織因素發(fā)生分解，因此存在溫?zé)釠_壓后冷卻至常溫時(shí)無(wú)法保持期望的高強(qiáng)度的問(wèn)題。另外，對(duì)通過(guò)專(zhuān)利文獻(xiàn)I中記載的技術(shù)制造的鋼板應(yīng)用這樣的溫?zé)釠_壓法時(shí)，具有臌凸成形部位容易破裂的的問(wèn)題。另外，對(duì)于專(zhuān)利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)而言，必須對(duì)鋼板同時(shí)實(shí)施向預(yù)定溫度區(qū)的加熱和預(yù)定量以上的塑性應(yīng)變施加，從而實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度上升。因此，對(duì)于該技術(shù)而言，無(wú)法確保加工成形量低于預(yù)定值的部件的期望的高強(qiáng)度。而且，通常即使在部件內(nèi)部，根據(jù)部位(位置)不同應(yīng)變量也不同，因此，強(qiáng)度并不一定均勻地增加，在實(shí)際應(yīng)用時(shí)還存在非常受限的問(wèn)題。本發(fā)明的目的在于，解決這樣的現(xiàn)有技術(shù)的問(wèn)題，提供一種具有拉伸強(qiáng)度TS為590MPa以上、優(yōu)選780MPa以上的高強(qiáng)度的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，其中，所述高強(qiáng)度鋼板的溫加工性?xún)?yōu)良，可以采用加熱至超過(guò)200°C至約850°C的溫度并在該溫度下進(jìn)行沖壓成形的溫?zé)釠_壓法，并且加工時(shí)無(wú)需在金屬模具內(nèi)長(zhǎng)時(shí)間的保持，此外，不論溫加工量，都能夠制造期望的高強(qiáng)度的部件。用于解決問(wèn)題的方法本發(fā)明人為了實(shí)現(xiàn)上述目的，對(duì)于溫?zé)釠_壓成形時(shí)的鋼板的變形特性進(jìn)行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在溫?zé)釠_壓成形時(shí)，在作為被成形材料的鋼板的、首先與金屬模具(沖頭)接觸的部位，由于與金屬模具(沖頭)的接觸，溫度急劇降低，受到在比較低的溫度(低于4000C )下的臌凸成形，另一方面，在沒(méi)有與金屬模具接觸的部位，鋼板的溫度不會(huì)降低，受到高溫(400°C以上)下的延伸凸緣成形。即，對(duì)于加熱至超過(guò)200°C至約850°C的溫度的溫?zé)釠_壓成形法而言，由于通過(guò)一次成形在同一鋼板內(nèi)同時(shí)進(jìn)行不同的溫度區(qū)內(nèi)的加工，因此，作為溫?zé)釠_壓成形用鋼板，需要是具有能夠?qū)?yīng)不同的溫度區(qū)內(nèi)的加工的特性的鋼板。因此，進(jìn)一步研究的結(jié)果，得到如下結(jié)論如果是具有在低于400°C的低溫時(shí)均勻伸長(zhǎng)率高、在400°C以上的高溫時(shí)局部伸長(zhǎng)率高的拉伸特性、并且具備溫?zé)釠_壓成形后常溫 下的拉伸強(qiáng)度TS為590MPa以上、優(yōu)選780MPa以上的高強(qiáng)度的材料(鋼板)，則能夠通過(guò)采用溫?zé)釠_壓成形來(lái)制造復(fù)雜的形狀的高強(qiáng)度汽車(chē)部件。S卩，本發(fā)明人得到如下見(jiàn)解，作為適于溫?zé)釠_壓成形的鋼板，優(yōu)選為具有如下的拉伸特性的鋼板。新發(fā)現(xiàn)適于溫?zé)釠_壓成形的鋼板為具有如下拉伸特性的鋼板，所述拉伸特性兼具對(duì)應(yīng)于與金屬模具(沖頭)接觸受到比較低的溫度(低于400°C )下的臌凸成形的部位，在比較低的溫度(低于400°C)下的均勻伸長(zhǎng)率(在此，設(shè)定為直到顯示最大載荷的變形量)大；對(duì)應(yīng)于不與金屬模具接觸而在高溫(400°C以上)下受到延伸凸緣成形的部位，在高溫(400°C以上)下的局部伸長(zhǎng)率(在此，設(shè)定為從顯示最大載荷開(kāi)始直到斷裂的變形量)大。而且，根據(jù)本發(fā)明人的進(jìn)一步研究，新發(fā)現(xiàn)具有如上所述的拉伸特性的鋼板為如下鋼板，具有實(shí)質(zhì)上為鐵素體相單相的基質(zhì)、即鐵素體百分率95%以上、優(yōu)選98%以上的基質(zhì)，并且具有在該基質(zhì)中小于IOnm的合金碳化物(析出物)相對(duì)于母相以所有取向變量(AU 7 >卜)析出的、以所謂的無(wú)變量選擇的狀態(tài)分散析出的組織。在此，以“無(wú)變量選擇的狀態(tài)”分散析出的析出物，是指析出物的結(jié)晶取向相對(duì)于母相并非固定的、在全部能夠析出的取向變量中選擇的狀態(tài)的情況。另一方面，“具有變量選擇的狀態(tài)”是指析出物的結(jié)晶取向相對(duì)于母相在一個(gè)方向上一致地析出的情況、例如相界面析出這樣的情況。根據(jù)本發(fā)明人進(jìn)一步的研究發(fā)現(xiàn)，具有如上所述的組織的鋼板(熱軋鋼板)可以如下得到在預(yù)定的熱軋結(jié)束后，使卷取溫度低于600°C來(lái)進(jìn)行卷取后，在65(T750°C的溫度區(qū)實(shí)施熱處理。本發(fā)明是基于該見(jiàn)解進(jìn)一步追加研究而完成的。S卩，本發(fā)明的要點(diǎn)如下。(I) 一種溫加工性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，具有拉伸強(qiáng)度590MPa以上的高強(qiáng)度，其特征在于，具有如下拉伸特性，在試驗(yàn)溫度為400°C以上進(jìn)行的拉伸試驗(yàn)中得到的、顯示最大載荷后直到斷裂的變形量大于從拉伸開(kāi)始直到顯示該最大載荷前的變形量，并且在試驗(yàn)溫度低于400°C下進(jìn)行的拉伸試驗(yàn)中得到的、從拉伸開(kāi)始直到顯示最大載荷前的變形量相對(duì)于從拉伸開(kāi)始直到斷裂的總變形量的比率為40%以上，并且具有鐵素體相的面積率為95%以上的實(shí)質(zhì)上為鐵素體相單相的基質(zhì)、和在該基質(zhì)中尺寸小于IOnm的合金碳化物以無(wú)變量選擇的狀態(tài)分散析出的組織。(2)⑴中的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，具有如下組成，以質(zhì)量％計(jì)，含有C:O. 01 O. 2%、Si :0. 5% 以下、Mn 2% 以下、P :0. 03% 以下、S :0. 01% 以下、Al :0. 07% 以下、以及 N :0. 01% 以下，還含有選自 Ti :0. 005 O. 3%、Nb 0. 005 O. 6%、V 0. 005 I. 0%、Mo O. 005 O. 5%、W 0. ΟΓ . 0%、Β :0. 0005 O. 0040%中的一種或兩種以上，余量由Fe及不可避免
的雜質(zhì)構(gòu)成。(3) (I)或(2)中的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述高強(qiáng)度鋼板在表面上具有鍍層。(4) (3)中的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鍍層為熱鍍鋅層或合金化熱鍍鋅層。(5) 一種具有拉伸強(qiáng)度590MPa以上、溫加工性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，依次實(shí)施如下工序熱軋工序，將具有如下組成的鋼原材加熱至奧氏體單相溫 度區(qū)后，實(shí)施終軋結(jié)束溫度為860°C以上的熱軋，在卷取溫度為400°C以上且低于600°C下卷取，形成熱軋板，其中，所述鋼原材的組成為，以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 0Γ0. 2%、Si :0. 5%以下、Mn 2%以下、P :0. 03%以下、S :0. 01%以下、Al :0. 07%以下、N :0. 01%以下，還含有選自 Ti 0. 005 O. 3%、Nb 0. 005 O. 6%、V 0. 005 I. 0%、Mo 0. 005 O. 5%、W 0. 01 I. 0%、B O. 0005、. 0040%中的一種或兩種以上，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；和熱處理工序，除去該熱軋板的表面氧化皮后，在65(T750°C的溫度區(qū)對(duì)該熱軋板實(shí)施熱處理。(6) (5)中的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)實(shí)施所述熱處理工序后的熱軋板進(jìn)一步實(shí)施鍍覆處理。(7) (5)中的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，所述熱處理工序之后，實(shí)施熱鍍鋅處理，或者進(jìn)一步實(shí)施合金化處理。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠容易并且廉價(jià)地制造溫加工性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮特別的效果。另外，根據(jù)本發(fā)明，還具有如下效果，采用溫?zé)釠_壓成形，能夠容易并且廉價(jià)地制造具有期望的高強(qiáng)度和期望的形狀精度的汽車(chē)用高強(qiáng)度部件等。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明鋼板是具有拉伸強(qiáng)度590MPa以上的高強(qiáng)度、并且具有適合溫?zé)釠_壓成形的拉伸特性、特別是符合溫?zé)釠_壓成形的延伸特性的鋼板。本發(fā)明鋼板，在試驗(yàn)溫度低于400°C的低溫的情況下，具有均勻伸長(zhǎng)率大于局部伸長(zhǎng)率的拉伸特性、即均勻伸長(zhǎng)率相對(duì)于總伸長(zhǎng)率的比率為40%以上的延伸特性，另一方面，在試驗(yàn)溫度為400°C以上的高溫的情況下，具有局部伸長(zhǎng)率大于均勻伸長(zhǎng)率、即局部伸長(zhǎng)率與均勻伸長(zhǎng)率之比超過(guò)1.0的延伸特性。由此，得到如上具有溫?zé)釠_壓成形時(shí)的鋼板各部位的溫度變化過(guò)程(溫度履歴)與由金屬模具(沖頭)產(chǎn)生的鋼板各部位的成形形態(tài)能夠充分對(duì)應(yīng)的變形特性的鋼板、即溫加工性?xún)?yōu)良的鋼板。對(duì)于加熱至超過(guò)200°C至約850°C的溫度、與金屬模具接觸而鋼板溫度降低、進(jìn)行臌凸成形的部位而言，低溫下的相對(duì)于總伸長(zhǎng)率的均勻伸長(zhǎng)率高的情況能夠順利地進(jìn)行臌凸成形。另一方面，由于進(jìn)行延伸凸緣成形的部位沒(méi)有與金屬模具接觸，保持鋼板溫度高的狀態(tài)，因此，高溫下的局部伸長(zhǎng)率高于均勻伸長(zhǎng)率的情況能夠順利地進(jìn)行延伸凸緣成形，通過(guò)兼具有這些低溫、高溫下的延伸特性，通過(guò)溫?zé)釠_壓成形使向復(fù)雜的期望形狀的部件的成形變?nèi)菀?。在該低溫、高溫下的延伸特性中，不能滿(mǎn)足任意一個(gè)的鋼板無(wú)法通過(guò)溫?zé)釠_壓成形制造具有期望的復(fù)雜形狀的部件。需要說(shuō)明的是，在此，“均勻伸長(zhǎng)率”是指，由不依賴(lài)于試驗(yàn)溫度的拉伸試驗(yàn)中得到的載荷-伸長(zhǎng)曲線(xiàn)求出的從拉伸開(kāi)始直到顯示最大載荷的變形量(相對(duì)于標(biāo)點(diǎn)間距的比例)，另外，“局部伸長(zhǎng)率”是指，由不依賴(lài)于試驗(yàn)溫度的拉伸試驗(yàn)中得到的載荷-伸長(zhǎng)曲線(xiàn)求出的從顯示最大載荷開(kāi)始直到斷裂的變形量(相對(duì)于標(biāo)點(diǎn)間距的比例)。另外，“總伸長(zhǎng)率”是指由拉伸試驗(yàn)中得到的載荷-伸長(zhǎng)曲線(xiàn)求出的所謂的總伸長(zhǎng)率、即從拉伸開(kāi)始直到斷裂的總變形量(相對(duì)于標(biāo)點(diǎn)間距的比例)。另外，“試驗(yàn)溫度低于400°C的低溫”是在試驗(yàn)溫度300°C下進(jìn)行，另外，“試驗(yàn)溫度為400°C以上的高溫”是在試驗(yàn)溫度500°C下進(jìn)行，可以代表該溫度范圍的拉伸特性。需要說(shuō)明的是，對(duì)于試驗(yàn)溫度低于400°C的情況下的延伸特性，從鋼板上選取JISG 0567中規(guī)定的I型試驗(yàn)片(平行部寬10mm、GL :50mm)，在低于400°C的試驗(yàn)溫度(例如 300°C)下，基于JIS G 0567的規(guī)定實(shí)施拉伸試驗(yàn)，由所得到的載荷-伸長(zhǎng)曲線(xiàn)求出總伸長(zhǎng)率、局部伸長(zhǎng)率以及均勻伸長(zhǎng)率。需要說(shuō)明的是，使拉伸速度為IOmm/分鐘。另一方面，對(duì)于試驗(yàn)溫度為400°C以上的情況下的延伸特性，從鋼板上選取JIS G0567中規(guī)定的I型試驗(yàn)片(平行部寬10mm、GL :50mm)，加熱至400°C以上的試驗(yàn)溫度(例如500°C )，基于JIS G 0567的規(guī)定，以拉伸速度10mm/分鐘實(shí)施高溫拉伸試驗(yàn)，由所得到的載荷-伸長(zhǎng)曲線(xiàn)計(jì)算出總伸長(zhǎng)率、均勻伸長(zhǎng)率、局部伸長(zhǎng)率。為了滿(mǎn)足上述的拉伸特性(拉伸伸長(zhǎng)特性)，形成如下鋼板，具有實(shí)質(zhì)上為鐵素體相單相的基質(zhì)和在該基質(zhì)中尺寸小于IOnm的合金碳化物以無(wú)變量選擇的狀態(tài)分散析出的組織。本發(fā)明鋼板中，使組織(基質(zhì))實(shí)質(zhì)上為鐵素體相單相。通過(guò)使組織為富有延展性的鐵素體相，能夠保持期望的溫?zé)釠_壓成形性，而且在溫?zé)釠_壓成形后也能夠保持期望的高強(qiáng)度，而并不會(huì)發(fā)生像以馬氏體等低溫相變產(chǎn)物作為強(qiáng)化因素的相變組織強(qiáng)化型鋼板那樣的由加熱至溫?zé)釠_壓成形溫度而引起的大幅度的強(qiáng)度降低。需要說(shuō)明的是，在此所謂的“實(shí)質(zhì)上為鐵素體相單相”也允許含有面積率為5%以下的第二相的情況。即，是指鐵素體相相對(duì)于組織整體的面積率為95%以上。如果為5%以下的第二相，則不會(huì)確認(rèn)到特別是由加熱至溫?zé)釠_壓成形溫度而引起的大幅度的強(qiáng)度降低，從而能夠發(fā)揮發(fā)明的效果。需要說(shuō)明的是，第二相優(yōu)選為2%以下。而且，本發(fā)明鋼板具有在上述基質(zhì)中尺寸小于IOnm的合金碳化物分散析出的組織。在基質(zhì)中析出的合金碳化物的尺寸增大至IOnm以上時(shí)，碳化物變粗大，強(qiáng)度降低，同時(shí)局部伸長(zhǎng)率減小，溫加工性降低。需要說(shuō)明的是，優(yōu)選使尺寸小于IOnm的合金碳化物的分散個(gè)數(shù)為5X IO11個(gè)/mm3以上。另外，在此所謂的合金碳化物是指Ti、Nb、V等的碳化物。需要說(shuō)明的是，也可以形成它們的復(fù)合物。另外，本發(fā)明鋼板中，使在基質(zhì)中分散析出的尺寸小于IOnm的合金碳化物以無(wú)變量選擇的狀態(tài)分散析出。需要說(shuō)明的是，“無(wú)變量選擇的狀態(tài)”是指，母相的結(jié)晶取向與合金碳化物的結(jié)晶取向的關(guān)系不固定、能夠析出的取向不確定為一個(gè)的情況。通過(guò)微小的合金碳化物以無(wú)變量選擇的狀態(tài)分散析出，在高溫下的拉伸試驗(yàn)中，局部伸長(zhǎng)率大于均勻伸長(zhǎng)率，并且在低溫下的拉伸試驗(yàn)中，均勻伸長(zhǎng)率大于局部伸長(zhǎng)率，從而能夠得到適合溫?zé)釠_壓成形的鋼板。另一方面，在微小的合金碳化物以具有變量選擇的狀態(tài)分散析出的鋼板的情況下，特別是在高溫下，不能確保局部伸長(zhǎng)率大于均勻伸長(zhǎng)率的拉伸特性(延伸特性)。接著，對(duì)于本發(fā)明鋼板的優(yōu)選的組成的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明鋼板，優(yōu)選具有如下組成，以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.01、.2%、Si 0. 5%以下，Mn 2%以下，P :0. 03%以下，S :0. 01%以下，Al :0. 07%以下，N :0. 01%以下，還含有選自 Ti 0. 005 O. 3%、Nb 0. 005 O. 6%、V 0. 005 I. 0%、Mo 0. 005 O. 5%、W 0. θΓ . 0%、B O. 0005、. 0040%中的一種或兩種以上，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。以下，只要沒(méi)有特別說(shuō)明，則質(zhì)量％簡(jiǎn)單記為％。C 0. ΟΓΟ. 2%C是形成碳化物、使鋼板的強(qiáng)度增加的最重要的元素。本發(fā)明中，對(duì)于C而言，在直到溫?zé)釠_壓成形的成形加工前的工序、特別是熱軋后的熱處理中，在基質(zhì)中以微小碳化物 的形式析出，有助于部件的高強(qiáng)度化。為了得到這樣的效果，優(yōu)選含有0.01%以上。另一方面，含有超過(guò)O. 2%，難以使基質(zhì)實(shí)質(zhì)上為鐵素體單相，延展性的降低變顯著。因此，優(yōu)選將C限定在O. OfO. 2%的范圍內(nèi)。需要說(shuō)明的是，更優(yōu)選為O. 18%以下。另外，根據(jù)期望的強(qiáng)度水平，能夠大致規(guī)定C量。例如，拉伸強(qiáng)度TS為590MPa級(jí)時(shí)，優(yōu)選使C為O. 01%以上03%以下，另外，拉伸強(qiáng)度TS為780MPa級(jí)時(shí)，優(yōu)選使C為超過(guò)O. 039Π). 06%以下，另外，拉伸強(qiáng)度TS為980MPa級(jí)時(shí)，優(yōu)選使C為超過(guò)O. 06% 0. 09%以下，另外，拉伸強(qiáng)度TS為1180MPa級(jí)時(shí)，優(yōu)選使C為超過(guò)O. 099Γ0. 2%以下。Si 0. 5% 以下Si通常是提高回火軟化阻抗的元素，因此積極添加，但本發(fā)明中，由于促進(jìn)表面性狀的劣化和合金碳化物的變量選擇析出，優(yōu)選盡可能減少。另外，由于Si在溫?zé)嵯绿岣咦冃巫杩?，因此阻礙伸長(zhǎng)率的上升。由此，本發(fā)明中，優(yōu)選將Si限定為O. 5%以下。需要說(shuō)明的是，更優(yōu)選O. 3%以下，進(jìn)一步優(yōu)選O. 1%以下。Mn 2% 以下Mn是具有發(fā)生固溶而使鋼板強(qiáng)度增加的作用的元素，為了得到這樣的效果，優(yōu)選含有O. 1%以上，但含有超過(guò)2%時(shí)，偏析變顯著，并且淬透性增大，難以使組織為鐵素體相單相。因此，優(yōu)選將Mn限定為2%以下。需要說(shuō)明的是，更優(yōu)選O. f 1.6%。P :O. 03% 以下P是通過(guò)固溶強(qiáng)化有效地有助于鋼板的強(qiáng)度增加的元素，但容易在晶界上發(fā)生偏析，在加工時(shí)發(fā)生顯著的破裂。因此，本發(fā)明中，優(yōu)選盡可能降低，但只要降低至約O. 03%以下，則這樣的不良影響被減小至可允許的范圍。由此，優(yōu)選使P為O. 03%以下。需要說(shuō)明的是，更優(yōu)選O. 02%以下。S 0. 01% 以下S形成MnS，在成形時(shí)促進(jìn)空隙的產(chǎn)生，使溫加工性降低。因此，優(yōu)選盡可能降低S。只要降低至約O. 01%以下，就可以將這樣的不良影響減小至可允許的范圍。因此，優(yōu)選將S限定為O. 01%以下。需要說(shuō)明的是，更優(yōu)選O. 002%以下。Al 0. 07% 以下Al是作為脫氧劑起作用的元素，為了得到這樣的效果，優(yōu)選含有O. 01%以上，但含有超過(guò)O. 07%時(shí)，氧化物類(lèi)夾雜物容易增加，使鋼的結(jié)凈度降低，并且使溫加工性降低。因此，優(yōu)選將Al限定為O. 07%以下。需要說(shuō)明的是，更優(yōu)選O. 03、. 06%。N 0. 01% 以下N是帶來(lái)由TiN的粗大析出而引起的局部伸長(zhǎng)率降低這樣的不良影響的元素，本發(fā)明中，優(yōu)選盡可能降低。含有超過(guò)0.01%時(shí)，形成粗大的氮化物，使成形性降低。因此，優(yōu)選將N限定為O. 01%以下。需要說(shuō)明的是，更優(yōu)選O. 005%以下。選自Ti 0. 005 O. 3%、Nb 0. 005 O. 6%、V 0. 005 I. 0%、Mo 0. 005 O. 5%、W O. 01 I. 0%、B :0. 0005 O. 0040%中的一種或兩種以上Ti、Nb、V、Mo、W、B均是構(gòu)成微小的碳化物的元素或具有促進(jìn)析出的作用的元素，優(yōu)選選擇含有一種或兩種以上。為了得到這樣的效果，優(yōu)選分別含有Ti 0. 005%以上，Nb 0. 005%以上，V 0. 005%以上，Mo 0. 005%以上，W :0. 01% 以上，B :0. 0005% 以上。另一方面，分別含有超過(guò) Ti :0. 3%, Nb :0. 6%、V :1. 0%、Mo :0. 5%、W :1. 0%、B :0. 0040%時(shí)，由于固溶強(qiáng)化，使溫加工性降低。因此，在含有的情況下，優(yōu)選分別限定在 Ti 0. 005 O. 3%、Nb 0. 005 O. 6%、V 0. 005 I. 0%、Mo 0 . 005 O. 5%、W O. 01 I. 0%、B 0. 0005 O. 0040% 的范圍內(nèi)。需要說(shuō)明的是，作為形成微小的碳化物(合金碳化物)的組合，更優(yōu)選為T(mén)i-Mo、Nb-Mo、Ti-Nb-Mo、Ti-W、Ti-Nb-Mo-W的組合。特別是同時(shí)含有V和Ti的情況下，通過(guò)以質(zhì)量比計(jì)使V/Ti為I. 75以下，容易得到作為本發(fā)明目標(biāo)的微小的碳化物。上述成分以外的余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。需要說(shuō)明的是，作為不可避免的雜質(zhì)，例如，分別允許Cu :0. 1%以下，Ni :0. 1%以下，Sn :0. 1%以下，Mg :0. 01%以下，Sb
O.01% 以下，Co :0. 01% 以下。接著，對(duì)于本發(fā)明鋼板的優(yōu)選的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明中，以具有上述組成的鋼原材作為起始原材。需要說(shuō)明的是，鋼原材的制造方法，在本發(fā)明中無(wú)需特別地限定，通常公知的制造方法均可以應(yīng)用。例如，優(yōu)選將上述組成的鋼液在轉(zhuǎn)爐等中熔煉，通過(guò)連鑄法等鑄造方法得到鋼坯等鋼原材，但本發(fā)明中不限于此。另外，在連鑄后，不使鋼坯等鋼原材冷卻至室溫而裝入加熱爐中進(jìn)行熱軋，或者不加熱而進(jìn)行直接熱軋的直送軋制，均沒(méi)有問(wèn)題。首先為了使鋼原材中的合金碳化物等充分地再固溶，優(yōu)選將鋼原材加熱至1150°C以上的奧氏體單相溫度區(qū)。加熱溫度低于1150°C時(shí)，變形阻抗過(guò)高，對(duì)熱軋機(jī)的負(fù)荷增大，有時(shí)熱軋變困難。需要說(shuō)明的是，達(dá)到超過(guò)1300°C的高溫時(shí)，晶粒的粗大化變顯著，此外，氧化皮的生成變顯著，氧化損失大，成品率的降低變顯著，因此，優(yōu)選使加熱溫度為1300°C以下。因此，優(yōu)選使鋼原材的加熱溫度為115(Tl300°C。如上所述，接著對(duì)加熱至奧氏體單相溫度區(qū)的鋼原材實(shí)施熱軋工序。熱軋工序中，對(duì)鋼原材實(shí)施軋制結(jié)束溫度達(dá)到850°C以上的熱軋，形成熱軋板，在400°C以上且低于600°C的卷取溫度下卷取。軋制結(jié)束溫度低于850°C時(shí)，表層組織變粗大，溫加工性降低。因此，優(yōu)選使軋制結(jié)束溫度為850°C以上。需要說(shuō)明的是，更優(yōu)選88(T940°C。軋制結(jié)束后，在卷取溫度為400°C以上且低于600°C下卷取。卷取溫度低于400°C時(shí)，生成馬氏體相，不能得到實(shí)質(zhì)上為鐵素體相單相的組織，而且合金碳化物容易粗大化，難以得到微小碳化物。另一方面，卷取溫度為600°C以上時(shí)，在鋼板中生成變量選擇的合金碳化物，不能確保期望的溫加工性。需要說(shuō)明的是，優(yōu)選低于550°C，進(jìn)一步優(yōu)選530°C以下。需要說(shuō)明的是，只要是在本發(fā)明范圍內(nèi)的熱軋條件，則在熱軋工序后，幾乎沒(méi)有發(fā)生微小的(低于IOnm)的合金碳化物的析出，此外，也沒(méi)有確認(rèn)到無(wú)變量選擇的狀態(tài)下的分散析出。熱軋工序后，通過(guò)對(duì)熱軋板進(jìn)行酸洗等除去表面氧化皮。之后，實(shí)施熱處理工序。熱處理工序中，在加熱溫度65(T75(TC下，優(yōu)選實(shí)施在保持時(shí)間l(T300s之間保持的熱處理，然后，進(jìn)行冷卻。冷卻無(wú)需特別限定，優(yōu)選為空冷、自然冷卻。熱處理工序中，通過(guò)65(T750°C下的熱處理，使期望的合金碳化物析出。加熱溫度低于650°C時(shí)，合金碳化物的析出慢，沒(méi)有確認(rèn)到期望的低于IOnm的合金碳化物的無(wú)變量選擇狀態(tài)下的分散析出。此外，由于殘留一部分貝氏體，難以得到鐵素體單相的基質(zhì)。另一方面，超過(guò)750°C的高溫時(shí)，析出快，形成粗大的合金碳化物，不能確保期望的高強(qiáng)度。此外，一部分組織相變?yōu)閵W氏體，冷卻后形成鐵素體+馬氏體組織。

需要說(shuō)明的是，上述熱處理如果重復(fù)加熱溫度，則可以由溫?zé)釠_壓成形時(shí)的加熱處理代用。本發(fā)明鋼板中，低于IOnm的合金碳化物在成形加工后不會(huì)析出，直到溫?zé)釠_壓成形時(shí)的成形加工前已經(jīng)析出。需要說(shuō)明的是，實(shí)施熱處理工序后的鋼板，可以進(jìn)一步實(shí)施在表面上附著鍍層的鍍覆處理，得到鍍覆鋼板。作為鍍層，可以例示熱鍍鋅層、電鍍鋅層、熱鍍鋁層等。需要說(shuō)明的是，在熱軋板表面上形成熱鍍鋅層的情況下，例如，可以?xún)?yōu)選利用連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線(xiàn)，實(shí)施上述熱處理工序后，冷卻至約500°C以下的預(yù)定的溫度，接著，實(shí)施連續(xù)地浸潰于保持在約470°C的預(yù)定溫度的熱鍍鋅浴中的熱鍍鋅處理，從而在鋼板表面上形成熱鍍鋅層。需要說(shuō)明的是，利用連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線(xiàn)以外的常用的鍍覆生產(chǎn)線(xiàn)也沒(méi)有任何問(wèn)題。另外，例如，在每一片切割成期望的尺寸的鋼板上涂布鋅也沒(méi)有問(wèn)題。另外，在熱鍍鋅處理后，進(jìn)一步實(shí)施通常的鍍層的合金化處理，形成合金化熱鍍鋅層也沒(méi)有任何問(wèn)題。以下，基于實(shí)施例，對(duì)本發(fā)明更加詳細(xì)地進(jìn)行說(shuō)明。實(shí)施例對(duì)表I所示的組成的鋼原材(鋼坯)在表2所示的條件的加熱溫度、終軋結(jié)束溫度、卷取溫度下實(shí)施得到板厚I. 6mm的熱軋板的熱軋工序，接著，進(jìn)行酸洗，除去熱軋板表面的氧化皮，然后，實(shí)施進(jìn)行表2所示的條件的加熱溫度、保持時(shí)間、冷卻條件的熱處理的熱處理工序。對(duì)于一部分熱軋板，在上述熱處理工序中不冷卻至室溫，而是冷卻至表2所示的冷卻停止溫度，接著，實(shí)施在液溫470°C的熱鍍鋅浴中浸潰的熱鍍鋅處理，或者進(jìn)一步實(shí)施合金化處理(520°C)，在表面上形成熱鍍鋅層、或者合金化熱鍍鋅層，形成鍍覆板。需要說(shuō)明的是，使鍍覆附著量為45g/m2。從所得到的熱軋板、或者鍍覆板上選取試驗(yàn)片，實(shí)施組織觀(guān)察、拉伸試驗(yàn)。試驗(yàn)方法如下。(I)組織觀(guān)察從所得到的鋼板上選取組織觀(guān)察用試驗(yàn)片，對(duì)與軋制方向平行的截面(L截面)進(jìn)行研磨，并且進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕，用光學(xué)顯微鏡(倍率400倍)以及掃描型電子顯微鏡(倍率5000倍)觀(guān)察組織并拍攝，使用圖像分析裝置進(jìn)行種類(lèi)的鑒定以及測(cè)定各相的組織百分率。進(jìn)而，使用從鋼板上選取的薄膜，通過(guò)帶能量色散型X射線(xiàn)分光裝置(EDX)的透射型電子顯微鏡，對(duì)析出到基質(zhì)中的析出物中包含的成分進(jìn)行分析，鑒定析出物的種類(lèi)(合金碳化物)，并且考察析出物(合金碳化物)的尺寸及其分散狀態(tài)。需要說(shuō)明的是，分散狀態(tài)分類(lèi)為無(wú)變量選擇的析出、或者有變量選擇的析出。(2)拉伸試驗(yàn)從所得到的鋼板上選取JIS G 0567中規(guī)定的I型試驗(yàn)片(平行部寬10mm、GL 50mm)，在室溫(20°C)下，基于JIS Z 2241的規(guī)定實(shí)施拉伸試驗(yàn)，測(cè)定拉伸特性(屈服強(qiáng)度YS、拉伸強(qiáng)度TS、伸長(zhǎng)率E1)。此外，在低于400°C的試驗(yàn)溫度(3000C )下，基于JIS G 0567的規(guī)定實(shí)施拉伸試驗(yàn)，由所得到的載荷-伸長(zhǎng)曲線(xiàn)，求出從拉伸開(kāi)始直到斷裂的總伸長(zhǎng)率作為總伸長(zhǎng)率，并且求出從拉伸開(kāi)始直到顯示最大載荷前的變形量作為均勻伸長(zhǎng)率，計(jì)算出(均勻伸長(zhǎng)率)/(總伸長(zhǎng)率)。另外，從所得到的鋼板上選取JIS G 0567中規(guī)定的I型試驗(yàn)片(平行部寬10mm、 GL :50mm)，在400°C以上的試驗(yàn)溫度(500°C )下，基于JIS G 0567的規(guī)定實(shí)施高溫拉伸試驗(yàn)。由所得到的載荷-伸長(zhǎng)曲線(xiàn)，求出從拉伸開(kāi)始直到顯示最大載荷前的變形量作為均勻伸長(zhǎng)率，求出顯示最大載荷后直到斷裂的變形量作為局部伸長(zhǎng)率，計(jì)算出局部伸長(zhǎng)率/均勻伸長(zhǎng)率。需要說(shuō)明的是，試驗(yàn)溫度是用在試驗(yàn)片的平行部中央處安裝的熱電偶測(cè)定的值，以拉伸速度IOmm/分鐘進(jìn)行。需要說(shuō)明的是，在低于400°C的試驗(yàn)溫度(300°C )下進(jìn)行的拉伸試驗(yàn)中，均勻伸長(zhǎng)率/總伸長(zhǎng)率為40%以上，并且在400°C以上的試驗(yàn)溫度(500°C)下進(jìn)行的拉伸試驗(yàn)中，將局部伸長(zhǎng)率/均勻伸長(zhǎng)率超過(guò)1.0的情況設(shè)為〇，評(píng)價(jià)為溫?zé)釠_壓成形性?xún)?yōu)良。除此以外的情況下，設(shè)為X，評(píng)價(jià)為溫?zé)釠_壓成形性差。需要說(shuō)明的是，從所得到的鋼板上選取拉伸試驗(yàn)片，在加熱溫度700°C下、以保持時(shí)間3分鐘保持后，模擬不加工而進(jìn)行空冷的溫?zé)釠_壓成形的熱歷史，在室溫下實(shí)施拉伸試驗(yàn)，測(cè)定拉伸強(qiáng)度TS，觀(guān)察由溫?zé)釠_壓成形加熱引起的強(qiáng)度的變化。將所得到的結(jié)果示于表3。表I
權(quán)利要求
1.一種溫加工性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，具有拉伸強(qiáng)度590MPa以上的高強(qiáng)度，其特征在于，具有如下拉伸特性，在試驗(yàn)溫度為400°C以上進(jìn)行的拉伸試驗(yàn)中得到的、顯示最大載荷后直到斷裂的變形量大于從拉伸開(kāi)始直到顯示該最大載荷前的變形量，并且在試驗(yàn)溫度低于400°C下進(jìn)行的拉伸試驗(yàn)中得到的、從拉伸開(kāi)始直到顯示最大載荷前的變形量相對(duì)于從拉伸開(kāi)始直到斷裂的總變形量的比率為40%以上，并且具有鐵素體相的面積率為95%以上的實(shí)質(zhì)上為鐵素體相單相的基質(zhì)、和在該基質(zhì)中尺寸小于IOnm的合金碳化物以無(wú)變量選擇的狀態(tài)分散析出的組織。
2.如權(quán)利要求I所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，具有如下組成，以質(zhì)量％計(jì)，含有C 0. 01 O. 2%、Si 0. 5% 以下、Mn 2% 以下、P 0. 03% 以下、S 0. 01% 以下、Al 0. 07% 以下、以及 N :0. 01% 以下，還含有選自 Ti :0. 005 O. 3%、Nb 0. 005 O. 6%、V 0. 005 I. 0%、Mo O. 005 O. 5%、W 0. ΟΓ . 0%、Β :0. 0005 O. 0040%中的一種或兩種以上，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
3.如權(quán)利要求I或2所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述高強(qiáng)度鋼板在表面上具有鍍層。
4.如權(quán)利要求3所述的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，所述鍍層為熱鍍鋅層或合金化熱鍍鋅層。
5.一種具有拉伸強(qiáng)度590MPa以上、溫加工性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，依次實(shí)施如下工序熱軋工序，將具有如下組成的鋼原材加熱至奧氏體單相溫度區(qū)后，實(shí)施終軋結(jié)束溫度為860°C以上的熱軋，在卷取溫度為400°C以上且低于600°C下卷取，形成熱軋板，其中，所述鋼原材的組成為，以質(zhì)量%計(jì)，含有C :0. 01 O. 2%、Si :0. 5%以下、Mn 2%以下、P :0. 03%以下、S :0. 01%以下、Al :0. 07%以下、N :0. 01%以下，還含有選自Ti :0. 005 O. 3%、Nb O.005 O. 6%、V 0. 005 I. 0%、Mo :0. 005 O. 5%、W :0· θΓ . 0%、Β :0. 0005 O. 0040% 中的一種或兩種以上，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；和熱處理工序，除去該熱軋板的表面氧化皮后，在65(T750°C的溫度區(qū)對(duì)該熱軋板實(shí)施熱處理。
6.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)實(shí)施所述熱處理工序后的熱軋板進(jìn)一步實(shí)施鍍覆處理。
7.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，所述熱處理工序之后，實(shí)施熱鍍鋅處理，或者進(jìn)一步實(shí)施合金化處理。
全文摘要
本發(fā)明提供溫加工性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。依次實(shí)施熱軋工序，將具有如下組成的鋼原材加熱至奧氏體單相溫度區(qū)后，實(shí)施終軋結(jié)束溫度為860℃以上的熱軋，在卷取溫度為400℃以上且低于600℃下卷取，其中，所述鋼原材的組成為，以質(zhì)量%計(jì)，含有C0.01~0.2%、Si0.5%以下、Mn2%以下、P0.03%以下、S0.01%以下、Al0.07%以下、N0.01%以下，還含有選自Ti、Nb、V、Mo、W、B中的一種或兩種以上；和熱處理工序，在650~750℃的溫度區(qū)實(shí)施熱處理。由此，得到溫加工性?xún)?yōu)良的鋼板，兼具有在試驗(yàn)溫度為400℃以上時(shí)局部伸長(zhǎng)率大于均勻伸長(zhǎng)率的拉伸特性、和在試驗(yàn)溫度低于400℃時(shí)均勻伸長(zhǎng)率相對(duì)于總伸長(zhǎng)率的比率為40%以上的拉伸特性，還具有實(shí)質(zhì)上為鐵素體相單相的基質(zhì)、和在該基質(zhì)中尺寸小于10nm的合金碳化物以無(wú)變量選擇的狀態(tài)分散析出的組織。
文檔編號(hào)C21D9/46GK102834539SQ20118001821
公開(kāi)日2012年12月19日 申請(qǐng)日期2011年4月11日 優(yōu)先權(quán)日2010年4月9日
發(fā)明者船川義正 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社