專利名稱:沖裁加工性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域:
本發(fā)明涉及一種適合作為汽車的行走部件、結(jié)構(gòu)部件、骨架或卡車的框架部件等的原材料的高強度熱軋鋼板,并特別涉及沖裁加工性的提高。另外,此處所謂的“高強度”,是指拉伸強度TS為780MPa以上的情況。
背景技術(shù):
近年來,從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā),對排放標準進行了強化。從這種趨勢來看,特別強烈地要求提高汽車的燃料效率。針對這種要求,指向了汽車車身的輕量化,并且通過原材料的高強度化而實現(xiàn)部件的薄壁化也正在急速發(fā)展。一般來說,隨著高強度化,存在伸長率和擴孔性等加工性下降的傾向。因此,在進行原材料的高強度化時,提高加工性是其必要條件。由此可見,對于必須進行擴孔加工的汽車行走部件、卡車的框架等,如果在沖裁加工時在沖裁端面上產(chǎn)生了宏觀裂紋,則難以進行之后的擴孔加工,因此特別強烈地要求提高沖裁加工性。對于這種要求,例如,專利文獻I中記載了一種擴孔加工性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板,以質(zhì)量 % 計含有 C:0.05 0.15%、Si:1.50% 以下、Mn:0.5 2.5%、P:0.035% 以下,以及Al:0.020 0.15%、Ti:0.05 0.2%,并且其組織含有60 95體積%的貝氏體,以及經(jīng)固溶強化或析出強化的鐵素體或鐵素體和馬氏體,此外其斷裂轉(zhuǎn)變溫度為0°C以下。在專利文獻I所記載的技術(shù)中,通過在卷取為卷材之后,以50°C /小時以上的冷卻速度冷卻至3000C以下,可以防止P向晶界的擴散,并且斷裂轉(zhuǎn)變溫度為0°C以下,提高了韌性以及擴孔性。此外,專利文獻2中記載了一種擴孔性和延性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板,其含有C:`0.01 0.07%、N:0.005% 以下、S:0.005% 以下、Ti:0.03 0.2%、B:0.0002 0.002%,并且其組織以鐵素體或貝氏體鐵素體相為主相,硬質(zhì)第二相和滲碳體的面積率為3%以下。在專利文獻2所記載的技術(shù)中,含有B且以固溶狀態(tài)保持B,由此能夠防止沖裁端面的缺陷。另外,在專利文獻2所記載的技術(shù)中,以鐵素體或貝氏體鐵素體相為最大面積的相,而對擴孔性有不良影響的硬質(zhì)第二相被限制在3%以下。現(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻1:日本專利第3889766號公報專利文獻2:日本特開2004 - 315857號公報
發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題然而,在專利文獻I所述的技術(shù)中,雖然防止P的晶界偏析,提高了擴孔加工性,但專利文獻I未提及沖裁加工性,并且防止P向晶界偏析也不一定能夠直接改善沖裁端面的性狀從而有助于沖裁加工性的提高。
此外,在專利文獻2所述的技術(shù)中,必須含有B以提高沖裁加工性,但其中沒有提及在不含B的情況下而使沖裁加工性提高。而且,在專利文獻2所述的技術(shù)中,在沖裁加工后,通過目視觀察沖裁端面有無產(chǎn)生裂紋。然而其存在下述問題,即,擴孔加工性主要由沖裁端面正下方材料的損傷程度決定,而目視程度的觀察,作為針對擴孔加工性的沖裁端面性狀的評價并不充分,此外,由這種程度的觀察,并不能推定用于提高沖裁端面性狀的方針或其控制因素。本發(fā)明的目的在于解決上述現(xiàn)有技術(shù)中的問題,提供一種在不含B的情況下沖裁加工性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板及其制造方法。用于解決問題的方法本發(fā)明人為了實現(xiàn)上述目的,對于拉伸強度TS為780MPa以上的高強度熱軋鋼板,使沖裁間隙在5 25%的范圍內(nèi)變化,評價沖裁端面的性狀,并對影響沖裁加工性的各種因素進行了深入研究。結(jié)果首先意識到,為了提高沖裁加工性,重要的是形成使微孔洞萌生起點均勻分散的鋼板組織,并且使沖裁過程成為局部延性起主導(dǎo)作用的狀況。因此想到形成屈服點高、均勻伸長率少、局部伸長率高的組織是很重要的,并且發(fā)現(xiàn)必須使鋼板整體的組織以貝氏體相為主體,并且必須使貝氏體相的組織百分比以面積率計超過95%。此外,本發(fā)明人對沖裁斷裂面、毛刺產(chǎn)生部位附近等的沖裁端面的性狀進行了詳細觀察,由此發(fā)現(xiàn)微細的貝氏體相具有在沖裁加工時使微孔洞萌生位點均勻增加的傾向,并且進而想到對于使沖裁端面性狀良好、提高沖裁加工性的鋼板的組織來說,有效的是形成微細的貝氏體組織。此外還發(fā)現(xiàn),由于沖裁加工是同心圓的加工,因此將鋼板軋制方向(L方向)截面和與軋制方向正交的方向(C方向)截面這兩者的組織一起調(diào)整為微細組織是很重要的,并且需要將L方向截面和C方向截面的貝氏體相的平均粒徑分別調(diào)整為5 μ m以下、4 μ m以下的適當范圍。
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進而,本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)板厚中央部附近是破壞形態(tài)由剪切破壞向延性破壞變化的區(qū)域,如果在板厚中央部存在伸長晶粒、進而存在偏析部,則在該部分會引起脆性破壞或產(chǎn)生二次剪切斷面,從而導(dǎo)致沖裁加工性下降。因此,本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)必須使板厚中央部的組織成為伸長晶粒少的組織,即,在以板厚中央位置為中心并且板厚方向的寬度為板厚1/10的區(qū)域中,長徑比為5以上并且在軋制方向上伸長的晶粒為7個以下的組織。本發(fā)明基于上述見解,并且進一步進行研究而完成。也就是說,本發(fā)明的要旨如下所述。(I) 一種沖裁性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板,其特征在于,具有如下組成:以質(zhì)量%計,含有C:0.050 0.15%、Si:0.1 1.5%、Mn: 1.0
2.0%、P:0.03% 以下、S:0.0030% 以下、Al:0.01 0.08%、Ti:0.05 0.15%、N:0.005% 以下,且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成,并且具有如下組織:在板厚方向的整個區(qū)域中,具有面積率超過95%的貝氏體相,在從表面到板厚方向上板厚1/4位置的區(qū)域中,貝氏體相的平均粒徑在與軋制方向平行的板厚截面上為5 μ m以下,在與軋制方向呈直角方向的板厚截面上為4 μ m以下,并且,在以板厚中央位置為中心、板厚方向的寬度為板厚1/10的區(qū)域中,長徑比為5以上并且在軋制方向上伸長的晶粒為7個以下,
此外,其拉伸強度TS為780MPa以上。(2)如(I)所述的高強度熱軋鋼板,其特征在于,在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Nb:0.005 0.1%、V:0.005 0.2%中的I種或2種。(3)如(I)或(2)所述的高強度熱軋鋼板,其特征在于,在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量 % 計,進一步含有選自 Cu:0.005 0.3%、Ni:0.005 0.3%、Cr:0.005 0.3%、Mo:
0.005 0.3%中的I種或2種以上。(4)如(I) (3)中任一項所述的高強度熱軋鋼板,其特征在于,在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Ca:0.0005 0.03%,REM:0.0005 0.03%中的I種或2種。(5)—種沖裁性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板的制造方法,其特征在于,在將具有如下組成的鋼原材加熱至1200 1350°C,并實施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而得到熱軋鋼板時,使所述精軋的精軋結(jié)束溫度為Ar3相變點+30°C以上、Ar3相變點+150°C以下范圍的溫度,并且在該精軋結(jié)束后,立即開始冷卻,并且實施由第一階段冷卻處理和第二階段冷卻處理構(gòu)成的兩階段冷卻,其中,作為第一階段冷卻,使第一階段冷卻的冷卻停止溫度為520 580°C,并且以35°C /秒以上的平均冷卻速度從精軋結(jié)束溫度冷卻至第一階段冷卻的冷卻停止溫度,接著,作為第二階段冷卻,在所述第一階段冷卻結(jié)束后,以80°C /秒以上的平均冷卻速度從該第一階段冷卻的冷卻停止溫度冷卻至卷取溫度,然后在300 500°C的卷取溫度下進行卷取,其中,所述鋼原材的組成為:以質(zhì)量%計,含有C:0.050 0.15%、Si:0.1
1.5%、Μη:1.0 2.0%、Ρ:0.03% 以下、S:0.0030% 以下、Al:0.01 0.08%,Ti:0.05 0.15%、N:0.005%以下,且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。(6)如(5)所述的高強度熱`軋鋼板的制造方法,其特征在于,所述鋼原材在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Nb:0.005 0.1%、V:0.005 0.2%中的I種或2種。(7)如(5)或(6)所述的高強度熱軋鋼板的制造方法,其特征在于,所述鋼原材在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Cu:0.005 0.3%,Ni:0.005 0.3%,Cr:0.005 0.3%、Mo:0.005 0.3%中的I種或2種以上。(8)如(5) (7)中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法,其特征在于,所述鋼原材在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Ca:0.0005 0.03%、REM:0.0005 0.03%中的I種或2種。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明,可以容易并且廉價地制造具有拉伸強度TS:780MPa以上、沖裁加工性顯著提高的沖裁加工性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板,并且在產(chǎn)業(yè)上具有顯著的效果。此外,根據(jù)本發(fā)明,還具有大大有助于汽車車身的輕量化,以及各種工業(yè)機械部件的薄壁化、輕量化的效果。
具體實施例方式首先,對本發(fā)明鋼板的組成限定理由進行說明。另外,只要沒有特別說明,則質(zhì)量%僅記為%。C:0.050 0.15%
C是主要通過相變強化而增加鋼板強度,并同時有助于貝氏體相微細化的元素。為了表現(xiàn)出這種效果,必須含有0.050%以上。另一方面,含量超過0.15%,則導(dǎo)致焊接性下降。因此,將C限定在0.050 0.15%的范圍內(nèi)。另外,優(yōu)選超過0.070%并且為0.11%以下。Si:0.1 1.5%Si是通過固溶強化而增加鋼板強度,同時還有助于提高鋼板延性的元素。為了表現(xiàn)出這種效果,必須含有0.1%以上。另一方面,如果含量超過1.5%,則在鋼原材的加熱階段,Si系復(fù)合氧化物沿著表層晶界顯著生成,即使在熱軋時較多地進行去氧化皮也難以除去,從而導(dǎo)致在鋼板沖裁加工時沖裁端面的性狀下降。因此,將Si限定在0.1 1.5%的范圍內(nèi)。另外,優(yōu)選為0.4 1.2%。Mn: 1.0 2.0%Mn是通過固溶強化和相變強化而增加鋼板強度的元素。為了表現(xiàn)出這種效果,必須含有1.0%以上。另一方面,含量超過2.0%,則中心偏析變得顯著,各種特性顯著下降。因此,將Mn限定在1.0 2.0%的范圍內(nèi)。另外,優(yōu)選為1.3 2.0%。P:0.03% 以下P是具有通過固溶來增加鋼板強度的作用的元素,但在制造熱軋鋼板時其容易在鋼板表層形成內(nèi)部氧化層,可能會對沖裁端面的性狀產(chǎn)生不良影響,因此希望盡可能地減少,但可以允許至0.03%的含量。因此,`將P限定為0.03%以下。另外,優(yōu)選為0.015%以下。S:0.0030% 以下對于S而言,由于形成硫化物而使鋼板的延性、加工性降低,因此希望盡可能減少,但可以允許至0.0030%的含量。因此,將S限定為0.0030%以下。另外,優(yōu)選為0.0015%以下,并進一步優(yōu)選為0.0012%以下。Al:0.01 0.08%Al起到脫氧劑的作用,同時還生成微細的析出物(AlN等),該微細的析出物起到作為微孔洞萌生起點的作用,有助于沖裁性的提高。為了表現(xiàn)出這種效果,必須含有0.01%以上。另一方面,如果含量超過0.08%,則氧化物顯著增加,并成為鋼板各種特性下降的主要因素。因此,將Al限定在0.01 0.08%的范圍內(nèi)。另外,優(yōu)選為0.025 0.06%。Ti:0.05 0.15%Ti是形成碳氮化物從而通過晶粒的微細化以及析出強化而有助于強度增加的元素,同時是有助于淬透性提高,并且對貝氏體相的形成起到重要作用的元素。此外,Ti生成了微細的Ti析出物,在沖裁時增加了微孔洞的萌生起點,有助于沖裁性的提高。為了表現(xiàn)出這種效果,必須含有0.05%以上。另一方面,如果含量超過0.15%,則變形阻力增加,熱軋的軋制載荷顯著增大,對輥軋機的負荷變得過大,進而導(dǎo)致軋制操作本身變得困難。此外,超過上述值的較大含量,會形成粗大的析出物,并且存在有導(dǎo)致鋼板各種特性下降的缺點。因此,將Ti限定在0.05 0.15%的范圍內(nèi)。另外,優(yōu)選為0.08 0.14%。N:0.005% 以下N與氮化物形成元素結(jié)合并作為氮化物析出,有助于晶粒的微細化。但是,如果N含量多,則形成粗大的氮化物,成為加工性下降的原因。因此,希望盡可能地減少N,但可以允許至0.005%的含量。因此,將N限定為0.005%以下。另外,優(yōu)選為0.004%以下。上述成分為基本成分,而在這些基本組成的基礎(chǔ)上,作為可選元素,還可以含有選自 Nb:0.005 0.1%、V:0.005 0.2% 中的 I 種或 2 種,和 / 或選自 Cu:0.005 0.3%、Ni:0.005 0.3%、Cr:0.005 0.3%、Mo:0.005 0.3%中的I種或2種以上,和/或選自Ca:0.0005 0.03%、REM:0.0005 0.03% 中的 I 種或 2 種。選自Nb:0.005 0.1%、V:0.005 0.2% 中的 I 種或 2 種Nb和V都是和Ti 一樣,是形成碳氮化物從而通過晶粒的微細化以及析出強化而有助于強度增加的元素,同時是有助于淬透性提高,并且對貝氏體相的形成起到重要作用的元素,并且是生成微細的析出物,在沖裁時增加了微孔洞的萌生起點,從而有助于沖裁性提高的元素,它們可以根據(jù)需要選擇含有。為了表現(xiàn)出這種效果,分別必須含有Nb:0.005%以上、V:0.005%以上。另一方面,如果含量分別超過Nb:0.1%、V:0.2%,則生成粗大的析出物,在沖裁時會誘發(fā)形成粗大的微孔洞。因此,在含有時,優(yōu)選分別將它們限定在Nb:0.005 0.1%, V:0.005 0.2%的范圍內(nèi)。另外,優(yōu)選Nb:0.08%以下、V:0.15%以下。選自Cu:0.005 0.3%、Ni:0.005 0.3%、Cr:0.005 0.3%、Mo:0.005 0.3%中的I種或2種以上Cu、N1、Cr、Mo都是具有提高淬透性的作用,特別是降低貝氏體相變溫度從而有助于貝氏體相的微細化的元素,它們可以根據(jù)需要選擇含有。為了表現(xiàn)出這種效果,分別必須含有Cu:0.005%以上、Ni:0.005%以上、Cr:0.005%以上、Mo:0.005%以上。另一方面,如果含量分別超過Cu:0.3%、Ni:0.3%,則在熱軋中會產(chǎn)生表面缺陷,或者鋼板表面上會殘留有Cu或Ni的富集層,在沖裁加工時容易成為裂紋的起點。此外,超過Cr:0.3%的含量會導(dǎo)致耐腐蝕性下降。此外,超過Mo:0.3%的含量,其效果飽和,無法期待與含量相匹配的效果,在經(jīng)濟性方面是不利的。由此可見,在含有時,優(yōu)選將它們分別限定在Cu:0.005 0.3%、Ni:
0.005 0.3%、Cr:0.005 0.3%、M`o:0.005 0.3%。選自Ca:0.0005 0.03%、REM:0.0005 0.03% 中的 I 種或 2 種Ca和REM都是對硫化物的形態(tài)控制起到有效作用的元素,它們可以根據(jù)需要選擇含有。這種效果,分別在含有Ca:0.0005%以上、REM:0.0005%以上時表現(xiàn)出來,但分別超過Ca:0.03%、REM:0.03%的含量,其效果飽和,無法期待與含量相匹配的效果。因此,在含有時,優(yōu)選分別將它們限定在Ca:0.0005 0.03%,REM:0.0005 0.03%的范圍內(nèi)。另外,更優(yōu)選為 Ca:0.0005 0.005%、REM:0.0005 0.005%。上述成分以外的余量,是Fe和不可避免的雜質(zhì)。接著,對本發(fā)明熱軋鋼板的組織限定理由進行說明。本發(fā)明的熱軋鋼板在板厚方向的整個區(qū)域中具有面積率超過95%的貝氏體相。通過使鋼板組織為上述的大致貝氏體單相的組織,在沖裁時可以均勻地形成微孔洞,并且屈服點高,在沖裁加工時能夠成為局部延性起主導(dǎo)作用的狀況,沖裁加工性提高。這種狀況在貝氏體相的百分比以面積率計為95%以下時無法實現(xiàn)。如上所述,為了穩(wěn)定地確保良好的沖裁端面性狀并且確保優(yōu)良的沖裁加工性,最重要的是確保希望的高屈服點和希望的組織百分比的貝氏體相。此外,在從表面到板厚方向上板厚1/4位置的區(qū)域中的組織,對于提高沖裁加工性是很重要的,而為了進一步提高沖裁加工性,在本發(fā)明中使該區(qū)域的組織為微細的貝氏體相。在本發(fā)明中,使從表面到板厚方向上板厚1/4位置的區(qū)域中的貝氏體相的平均粒徑在與軋制方向平行的板厚截面(L方向截面)上為5μπι以下,在與軋制方向呈直角方向的板厚截面(C方向截面)上為4μπι以下。通過使該區(qū)域中的組織為上述的微細貝氏體相,沖裁斷面成為由微小凹陷所構(gòu)成的延性斷面,沖裁加工性提高。如果該區(qū)域中貝氏體相的平均粒徑在L方向截面上超過5 μ m,在C方向截面上超過4 μ m而變得粗大,則有微孔洞萌生起點稀疏分散的傾向,沖裁端面的粗糙度或不均勻性增加。因此,將從表面到板厚方向上板厚1/4位置的區(qū)域中的貝氏體相的平均粒徑限定為在L方向截面上為5 μ m以下,在C方向截面上為4μ m以下。另外,優(yōu)選在L方向截面上為4μ m以下,在C方向截面上為3μ m以下。此外,在本發(fā)明中,為了確保所希望的沖裁加工性,將板厚中央附近調(diào)整為在軋制方向上伸長的晶粒(伸長晶粒)較少的組織。板厚中央部附近是破壞形態(tài)由剪切破壞向延性破壞變化的區(qū)域,特別是在高強度鋼板的情況下,如果在板厚中央部存在伸長晶粒、進而存在偏析部,則在該部分會引起脆性破壞或產(chǎn)生二次剪切斷面,從而導(dǎo)致沖裁加工性下降。因此,在本發(fā)明中,在以板厚中央位置為中心并且板厚方向的寬度為板厚1/10的區(qū)域中,調(diào)整為長徑比為5以上并且在軋制方向上伸長的晶粒為7個以下的組織。此處所謂的“長徑t匕”是指對各晶粒所測定的軋制方向(L方向)的長度和與軋制方向呈直角方向(C方向)的長度的比。在該區(qū)域中,如果存在超過7個長徑比為5以上的伸長晶粒,則沖裁加工時形成脆性斷面、二次剪切斷面,無法獲得所希望的沖裁端面性狀,沖裁加工性下降。因此,在以板厚中央位置為中心并且板厚方向的寬度為板厚1/10的區(qū)域中,將長徑比為5以上并且在軋制方向上伸長的晶粒限定為7個以下。另外,伸長晶粒優(yōu)選為6個以下。接著,對本發(fā)明熱軋鋼板的優(yōu)選制造方法進行說明。對上述組成的鋼原材進行加熱,并實施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋,得到熱軋鋼板。鋼原材的制造方法沒有特別限定,可以任意使用在轉(zhuǎn)爐等中熔煉具有上述組成的鋼水,并通過連鑄法等鑄造方法形成鋼坯等鋼原材的常用方法。另外,使用鑄錠一開坯方法也沒有任何問題。加熱溫度:1200 1`350°C為了盡可能地避免在板厚中央部附近生成伸長的晶粒,同時降低在從表面到板厚方向上板厚1/4位置的區(qū)域中的晶粒的各向異性,即,晶粒粒徑在L、C方向上的差,必須將加熱溫度提高至1200°C以上,并盡可能地在高溫下加工,因此將鋼原材的加熱溫度限定為1200°C以上。另外,為了使鋼原材階段析出的粗大析出物固溶,也必須在1200°C以上加熱。粗大并且不均勻的析出物的存在,在沖裁時導(dǎo)致沖裁端面性狀下降。另一方面,如果加熱超過1350°C的溫度,尤其會導(dǎo)致鋼原材表面晶粒粗大化,并且最終導(dǎo)致鋼板中貝氏體晶粒粗大化。因此,將加熱溫度限定為1200 1350°C的范圍。另外,優(yōu)選為1220 1300°C。對加熱至上述溫度的鋼原材實施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋。粗軋只要可以確保所希望的薄板坯尺寸即可,其條件并不需要特別限定。在粗軋后,接著實施精軋。精軋結(jié)束溫度=Ar3相變點+30°C以上、Ar3相變點+150°C以下當精軋結(jié)束溫度不到Ar3相變點+30°C時,會出現(xiàn)很多在軋制方向上伸長的晶粒,難以確保所希望的在L、C方向上都具有微細晶粒的組織。另一方面,如果為超過Ar3相變點+150°C的高溫,則無法得到所希望的微細的貝氏體相。因此,將精軋的軋制結(jié)束溫度限定為Ar3相變點+30°C以上、Ar3相變點+150°C以下的范圍。另外,優(yōu)選為Ar3相變點+120°C以下。此處,精軋結(jié)束溫度用表面溫度來表示。另外,Ar3相變點使用由下述式所算出的值。Ar3 相變點=910 — 203X V C — 15.2ΧΝ +44.7XSi+104XV+31.5XMo —30XMn -1lXCr — 20XCu+700XP+400XTi — 0.35XCR其中,元素符號表示各元素的含量(質(zhì)量%),CR表示冷卻速度(°C /秒)。另外,上述式中記載的元素,在不含有時以O(shè)計算。在完成上述精軋后,立即并優(yōu)選在2秒內(nèi)開始冷卻,實施由第一階段冷卻和第二階段冷卻構(gòu)成的兩階段冷卻。使第一階段冷卻為如下處理,使冷卻停止溫度為520 580°C,并且以35°C /秒以上的平均冷卻速度從精軋結(jié)束溫度冷卻至冷卻停止溫度。另外,冷卻停止速度、冷卻速度用表面溫度來表不。當從精軋結(jié)束溫度到冷卻停止溫度的平均冷卻速度不到35°C /秒時,初析鐵素體析出,從而難以在板厚方向的整個區(qū)域中確保具有面積率超過95%的貝氏體相的所希望的組織。因此,在第一階段冷卻中,將從精軋結(jié)束溫度到冷卻停止溫度的平均冷卻速度限定為35°C /秒以上。另外,第一階段冷卻中的平均冷卻速度的上限不需要特別限定,但如果增大至超過300°C /秒時,由于制造成本變得非常昂貴,因此優(yōu)選為使其為300°C /秒左右。此外,使第一階段冷卻的冷卻停止溫度為520 580°C。如果冷卻停止溫度不到520°C或超過580°C,雖然機理尚未明確,但加工性的偏差慢慢變大。因此,將第一階段冷卻停止溫度限定為520 580°C。此外,使第二階段冷卻為如下處理,以80°C /秒以上的平均冷卻速度從第一階段冷卻的冷卻停止溫度冷卻至卷取溫度`。第二階段冷卻對于確保微細的貝氏體組織是很重要的,并且使平均冷卻速度為80°c /秒以上,在冷卻中誘發(fā)了貝氏體相變,從而在從表面到板厚方向上板厚1/4位置的區(qū)域中得到了微細的貝氏體組織。當平均冷卻速度不到80°C /秒時,組織粗大化,無法獲得所希望的微細的貝氏體組織,從而無法確保優(yōu)良的沖裁加工性。另外,第二階段冷卻中冷卻速度的上限不需要特別規(guī)定,但如果增大至超過3500C /秒時,由于制造成本變得非常高,因此優(yōu)選使其為350°C /秒左右。冷卻結(jié)束后,將其卷取為卷材狀。卷取溫度:300 500°C當卷取溫度不到300°C時,形成了硬質(zhì)的馬氏體相和殘余奧氏體相,從而無法確保所希望的組織,因此也無法確保所希望的沖裁加工性。此外,當卷取溫度為超過500°C的高溫時,有時會形成珠光體相,從而無法確保所希望的沖裁加工性。因此,將卷取溫度限定為300 500°C的范圍。另外,優(yōu)選為不到450°C。此外,在卷取后,可以根據(jù)常規(guī)方法進行酸洗從而除去在表面上所形成的氧化皮。當然,在酸洗處理后,也可以對熱軋板實施表面光軋、熱鍍鋅、電鍍等鍍覆處理或化學(xué)轉(zhuǎn)化處理等。此外,通過將本發(fā)明用于板厚超過4_的熱軋鋼板,可以期待更好的效果。實施例將表I所示組成的鋼水在轉(zhuǎn)爐中熔煉,并通過連鑄法制作鋼坯(鋼原材)。在表2所示的條件下對這些鋼還進行加熱,并且實施粗軋以及如表2所示條件的精軋。并且在精軋結(jié)束后,在表2所示的條件下冷卻,在表2所示的卷取溫度下卷取,得到表2所示板厚的熱軋鋼板。需要說明的是,在精軋結(jié)束后,在2秒以內(nèi)開始冷卻。此處,第一階段冷卻,由從精軋結(jié)束溫度到冷卻停止速度的平均冷卻速度表示。此外,第二階段冷卻,由從第一階段冷卻的冷卻停止溫度到卷取溫度的平均冷卻速度表示。從所得的熱軋鋼板上裁取試驗片,進行組織觀察、拉伸試驗和沖裁加工試驗,評價其強度和沖裁加工性。試驗方法如下所述。( I)組織觀察從所得的熱軋鋼板上裁取組織觀察用試驗片,研磨與軋制方向平行的板厚截面(L方向截面),以及與軋制方向呈直角方向的板厚截面(C方向截面),并用3%硝酸乙醇溶液進行腐蝕而使組織露出。然后,使用掃描電子顯微鏡(倍率:3000倍)對L方向截面進行組織觀察,在板厚方向上的5個視野拍照,并通過圖像處理算出各相的組織百分比。此外,在從表面到板厚1/4位置的區(qū)域中,使用掃描電子顯微鏡(倍率:3000倍)對L方向截面和C方向截面進行組織觀察。在除去從最表面到50 μ m深度范圍的位置處拍攝第一張照片,并從該位置開始以50 μ m間隔進行拍攝,測定貝氏體相的平均粒徑。另外,對于平均粒徑來說,在拍攝的組織照片上,畫出2根相對于板厚方向傾斜45°并且長度為80mm的直線,使它們彼此正交,并對各個晶粒測定其截距長度,算出這些截距長度的算術(shù)平均值,并將其作為該鋼板貝氏體相的平均粒徑。此外,在L方向截面上,分別在板厚中央位置、隔著板厚中央位置并且在板厚方向上分別只隔開板厚1/20的各位置,以及它們的中間位置(板厚中央部和l/20t位置的中間位置)處使用掃描電子顯微鏡(倍率:3000倍)進行組織觀察,并分別在各自的3個視野進行拍攝。使用所得的組織照片,測定晶粒的長徑比,并測定在軋制方向上伸長的晶粒(伸長晶粒)的數(shù)量。需要說明的是,長徑比是各晶粒L方向的長度與C方向長度之比。
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(2)拉伸試驗從所得的熱軋鋼板上裁取JIS5號試驗片(GL:50mm),使拉伸方向與軋制方向呈直角方向,并基于JIS Z2241進行拉伸試驗,求出拉伸特性(屈服強度(屈服點)YP、拉伸強度TS、伸長率E1)。(3)沖裁加工試驗從所得的熱軋鋼板上裁取帶黑皮的試驗片(尺寸:50X 50mm),并在試驗片中央通過沖裁加工孔穴(IOmmΦ )。另外,一部分使用通過酸洗除去氧化皮(黑皮)的酸洗表面試驗片。對于沖裁加工試驗來說,以2.5%的間距使沖裁間隙在5 25%的范圍內(nèi)變化進行試驗。另外,此處的間隙是相對于板厚的比例(%)。沖裁加工后的試驗片沿著對角線進行四等分,從而可以分別觀察沖裁孔穴的L方向截面和C方向截面。然后,對于該四等分的試驗片的沖裁孔穴端面,在厚度方向整個區(qū)域中,使用10倍的立體顯微鏡進行觀察,調(diào)查有無脆性斷面、二次剪切面、由偏析引起的裂紋等。當存在這些斷面時,將沖裁加工性評價為X。接著,對于不存在這些斷面的試驗片的端面,在從鋼板表面到板厚1/4位置的區(qū)域中測定Ra。此處,Ra是指JIS B0601 (2001)中所規(guī)定的算術(shù)平均粗糙度。測定位置是在距離毛刺發(fā)生側(cè)的最表面在板厚方向上為50 μπι的位置與從該位置到板厚1/4位置間等間隔的共計4個位置處,在圓弧方向(圓周方向)上測定1_長度的粗糙度曲線。由所得的4根粗糙度曲線,分別算出表面粗糙度Ra,并將這些Ra的算術(shù)平均值作為該試驗片的平均Ra。對四等分的試驗片(L方向端面和C方向端面各2個,共計4個)都實施這種表面粗糙度的測定,將所得的平均Ra作為該鋼板的沖裁斷裂端面的Ra。將所得的該沖裁斷裂端面的Ra在沖裁間隙為10 20%時不到18 μ m的情況作為具有優(yōu)良的沖裁加工性的鋼板,并評價為〇。當Ra為18μπι以上時,沖裁加工性不良,評價為X。將所得的結(jié)果示于表3。表I`
權(quán)利要求
1.一種沖裁性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板,其特征在于, 具有如下組成:以質(zhì)量%計,含有C:0.050 0.15%,Si:0.1 1.5%、Mn:1.0 2.0%、P:0.03% 以下、S:0.0030% 以下、Al:0.01 0.08%、Ti:0.05 0.15%、N:0.005% 以下,且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成, 并且具有如下組織:在板厚方向的整個區(qū)域中,具有面積率超過95%的貝氏體相,在從表面到板厚方向上板厚1/4位置的區(qū)域中,貝氏體相的平均粒徑在與軋制方向平行的板厚截面上為5μπι以下,在與軋制方向呈直角方向的板厚截面上為4μπι以下,并且,在以板厚中央位置為中心、板厚方向的寬度為板厚1/10的區(qū)域中,長徑比為5以上并且在軋制方向上伸長的晶粒為7個以下, 此外,其拉伸強度TS為780MPa以上。
2.如權(quán)利要求1所述的高強度熱軋鋼板,其特征在于,在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Nb:0.005 0.1%、V:0.005 0.2%中的I種或2種。
3.如權(quán)利要求1或2所述的高強度熱軋鋼板,其特征在于,在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量 % 計,進一步含有選自 Cu:0.005 0.3%、Ni:0.005 0.3%、Cr:0.005 0.3%、Mo:.0.005 0.3%中的I種或2種以上。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項所述的高強度熱軋鋼板,其特征在于,在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Ca:0.0005 0.03%、REM:0.0005 0.03%中的I種或2種。
5.一種沖裁性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板的制造方法,其特征在于,在將具有如下組成的鋼原材加熱至1200 1350°C,并實施由粗軋和精軋構(gòu)成的熱軋而得到熱軋鋼板時,使所述精軋的精軋結(jié)束溫度為Ar3相變點+30°C以上、Ar3相變點+150°C以下范圍的溫度,并且在該精軋結(jié)束后,立即開始冷卻,并且實施由第一階段冷卻處理和第二階段冷卻處理構(gòu)成的兩階段冷卻,其中,作為第一階段冷卻,使第一階段冷卻的冷卻停止溫度為520 580°C,并且以35°C /秒以上的平均冷卻速度從精軋結(jié)束溫度冷卻至第一階段冷卻的冷卻停止溫度,接著,作為第二階段冷卻,在所述第一階段冷卻結(jié)束后,以80°C /秒以上的平均冷卻速度從第一階段冷卻的冷卻停止溫度冷卻至卷取溫度,然后在300 500°C的卷取溫度下進行卷取,其中,所述鋼原材的組成為:以質(zhì)量%計,含有C:0.050 0.15%,Si:0.1 1.5%、Mn:1.0 .2.0%、P:0.03% 以下、S:0.0030% 以下、Al:0.01 0.08%、Ti:0.05 0.15%、N:0.005% 以下,且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
6.如權(quán)利要求5所述的高強度熱軋鋼板的制造方法,其特征在于,所述鋼原材在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Nb:0.005 0.1%、V:0.005 0.2%中的I種或2種。
7.如權(quán)利要求5或6所述的高強度熱軋鋼板的制造方法,其特征在于,所述鋼原材在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Cu:0.005 0.3%,Ni:0.005 0.3%,Cr:.0.005 0.3%、Mo:0.005 0.3%中的I種或2種以上。
8.如權(quán)利要求5 7中任一項所述的高強度熱軋鋼板的制造方法,其特征在于,所述鋼原材在所述組成的基礎(chǔ)上,以質(zhì)量%計,進一步含有選自Ca:0.0005 0.03%、REM:.0.0005 0.03%中的I種或2種。
全文摘要
本發(fā)明提供一種沖裁加工性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板。所述熱軋鋼板具有如下組成含有C0.050~0.15%、Si0.1~1.5%、Mn1.0~2.0%、P0.03%以下、S0.0030%以下、Al0.01~0.08%、Ti0.05~0.15%、N0.005%以下,并且其組織具有面積率超過95%的貝氏體相。此外,進一步形成了在從表面到板厚1/4位置的區(qū)域中,貝氏體的平均粒徑在L方向截面上為5μm以下,在C方向截面上為4μm以下,以及板厚中央部中長徑比為5以上并且在軋制方向上伸長的晶粒為7個以下的組織。由此,得到了拉伸強度TS為780MPa以上的高強度,并且沖裁端面為微細且均勻的延性斷面,沖裁端面性狀優(yōu)良,沖裁加工性優(yōu)良的熱軋鋼板。
文檔編號C21D9/46GK103108973SQ20118004469
公開日2013年5月15日 申請日期2011年9月15日 優(yōu)先權(quán)日2010年9月17日
發(fā)明者中島勝己, 齋藤勇人, 船川義正, 森安永明, 村田貴幸 申請人:杰富意鋼鐵株式會社