專(zhuān)利名稱(chēng)：韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種適合用于汽車(chē)結(jié)構(gòu)部件或卡車(chē)框架等的拉伸強(qiáng)度為780MPa以上并且韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，提高汽車(chē)的燃料效率成為重要的課題，此夕卜，為了兼具有碰撞安全性，對(duì)于通過(guò)使用材料的高強(qiáng)度化以及部件的薄壁化，從而使車(chē)身本身輕量化的研究一直較為活躍。迄今為止，作為汽車(chē)部件，一直使用拉伸強(qiáng)度為440MPa級(jí)或590MPa級(jí)的熱軋鋼板，而最近對(duì)于780MPa級(jí)以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板的期望不斷提高。但是，一般而言，隨著鋼板的高強(qiáng)度化，其韌性下降。因此，為了實(shí)現(xiàn)汽車(chē)部件等所要求的韌性的提高，正在進(jìn)行各種嘗試。例如，專(zhuān)利文獻(xiàn)I中記載了一種高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中將含有C:0.05 0.15%、Si:1.50% 以下、Mn:0.5 2.5%、P:0.035% 以下、S:0.01% 以下、Al:0.02
0.15%、Ti:0.05 0.2%的鋼坯在Ar3相變點(diǎn)以上的精軋溫度下熱軋后，以30°C /秒以上的冷卻速度冷卻至400 550°C的溫度范圍，卷取為卷材狀，再以冷卻速度:50 400°C /小時(shí)將卷取后的卷材冷卻至300°C以下，由此形成含有60 95體積％的貝氏體和鐵素體或鐵素體及馬氏體的組織所構(gòu)成的熱軋鋼板。根據(jù)專(zhuān)利文獻(xiàn)I中所述的技術(shù)，通過(guò)對(duì)卷取后的卷材進(jìn)行急冷，抑制P的晶界偏析，從而降低沖擊試驗(yàn)時(shí)的斷裂轉(zhuǎn)變溫度，并由此得到板厚:2.0mm左右，具有拉伸強(qiáng)度:780MPa以`上，并且擴(kuò)孔率為60%以上的擴(kuò)孔加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板。專(zhuān)利文獻(xiàn)2中公開(kāi)了一種強(qiáng)度、延性、韌性和疲勞特性優(yōu)良的熱軋高張力鋼板，其組成含有c:0.01 0.20重量％、S1:1.00重量％以下、Mn:2.00重量％以下、Al:0.10重量％以下、N:0.0070重量％以下、Nb:0.0050 0.15重量％，余量除了不可避免的雜質(zhì)外實(shí)質(zhì)上為Fe，并且其組織為，鐵素體的平均粒徑為2 3 μ m的微細(xì)鐵素體以面積率計(jì)為70%以上，含有貝氏體和馬氏體的組織的面積率為20%以下，余量為平均粒徑:IOym以下的鐵素體的混合組織。此外，專(zhuān)利文獻(xiàn)3記載了一種具有780MPa以上的拉伸強(qiáng)度的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，該方法是在800 1000°C的精軋溫度下對(duì)鋼組成含有C:0.04 0.15%,S1:0.05
1.5%、Mn:0.5 2.0%、P:0.06% 以下、S:0.005% 以下、Al:0.10% 以下、Ti:0.05 0.20%的鋼片進(jìn)行熱軋，然后以55°C /秒以上的冷卻速度冷卻，接著在以120°C /秒以上的冷卻速度、成為核沸騰冷卻的條件下在500°C以下的溫度范圍進(jìn)行冷卻，并且在350 500°C下進(jìn)行卷取。根據(jù)專(zhuān)利文獻(xiàn)3所述的技術(shù)，可以得到具有由超過(guò)95%的貝氏體和不可逆生成的不到5%的其它相所形成的組織，并且加工后的延伸凸緣性優(yōu)良，鋼板內(nèi)材質(zhì)的變化小，并且具有穩(wěn)定的780MPa以上的拉伸強(qiáng)度的高強(qiáng)度熱軋鋼板?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專(zhuān)利文獻(xiàn)專(zhuān)利文獻(xiàn)1:日本特開(kāi)2006 - 274318號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)2:日本特開(kāi)昭63 - 145745號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)3:日本特開(kāi)2009 - 280900號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問(wèn)題然而，對(duì)于專(zhuān)利文獻(xiàn)I所述的技術(shù)，由于通過(guò)降低P向鐵素體晶界的偏析從而使沖擊試驗(yàn)時(shí)的斷裂轉(zhuǎn)變溫度下降，因此當(dāng)不存在鐵素體或者鐵素體極少時(shí)難以適用。此外，對(duì)于專(zhuān)利文獻(xiàn)2所述的技術(shù)，由于為含有70%以上微細(xì)鐵素體的組織，因此雖然能夠高強(qiáng)度化至617MPa，但難以穩(wěn)定地確保拉伸強(qiáng)度:780MPa以上的高強(qiáng)度，存在有鋼板強(qiáng)度不足的問(wèn)題。另外，對(duì)于專(zhuān)利文獻(xiàn)3，雖然可以確保拉伸強(qiáng)度:780MPa以上的高強(qiáng)度，但由于貝氏體的組織控制不足，因此其問(wèn)題在于尚不具備足以用作汽車(chē)部件的韌性。如上所述，一直以來(lái)，拉伸強(qiáng)度為780MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板，難以獲得充分令人滿意的朝性提聞。本發(fā)明的目的在于有利地解決上述問(wèn)題，提供一種即使在將拉伸強(qiáng)度高強(qiáng)度化至780MPa以上時(shí)，也具有優(yōu)良的韌性的高強(qiáng)度熱軋鋼板及其有利的制造方法。用于解決問(wèn)題的方法`于是，本發(fā)明人為了改善拉伸強(qiáng)度(TS)為780MPa以上、并且板厚為4.0 12mm的高強(qiáng)度熱軋鋼板的韌性而反復(fù)地進(jìn)行了深入研究，結(jié)果得到以下見(jiàn)解。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過(guò)以微細(xì)貝氏體作為主相，具體來(lái)說(shuō)為貝氏體的百分比超過(guò)95%，并且貝氏體相的平均粒徑為3 μ m以下，同時(shí)減少板厚方向上的硬度分布，由此，可以保持TS:780MPa以上的高強(qiáng)度，并且顯著提高韌性。這可以認(rèn)為是，通過(guò)使板厚整體中形成微細(xì)貝氏體，從而抑制了裂紋的發(fā)展，并同時(shí)抑制了因表層脫碳的影響和中央偏析的影響而導(dǎo)致的部分組織的脆化，由此實(shí)現(xiàn)了韌性有利的提高。本發(fā)明是基于上述見(jiàn)解反復(fù)進(jìn)行研究而最終完成的。也就是說(shuō)，本發(fā)明的主要構(gòu)成如下所述。1.一種韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于其組成以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.04 0.12%、Si:0.5 1.2%、Mn:1.0 1.8%、P:0.03% 以下、S:0.0030% 以下、Al:0.005 0.20%,N:0.005%以下和T1:0.03 0.13%，且余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，并且，貝氏體相的面積率超過(guò)95%，該貝氏體相的平均粒徑為3 μ m以下，此外，離表層50 μ m處的維氏硬度與板厚1/4處的維氏硬度之差A(yù)Hvl為50以下，板厚1/4處的維氏硬度與板厚1/2處的維氏硬度之差ΛΗν2為40以下，并且板厚為4.0mm以上且12mm以下，拉伸強(qiáng)度為780MPa 以上。2.如前述I所述的韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，前述鋼板的組成以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有N1:0.01 0.50%ο3.如前述I或2所述的韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，前述鋼板的組成以質(zhì)量 ％計(jì)，進(jìn)一步含有選自 Nb:0.005 0.10%、V:0.002 0.50%,Mo:0.02 0.50%、Cr:0.03 0.50%,B:0.0002 0.0050%,Cu:0.01 0.50%,Ca:0.0005 0.0050% 和 REM:0.0005 0.0100%中的I種或2種以上。4.一種韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將由前述I至3中任一項(xiàng)所述的成分組成所形成的鋼原材加熱至1200 1350°C后，在精軋溫度=Ar3 (Ar3+80°C)、未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制率:40%以上的條件下進(jìn)行熱精軋，并在熱軋結(jié)束后以平均冷卻速度:25°C /秒以上的速度冷卻至卷取溫度:300 500°C。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，可以穩(wěn)定地得到維持拉伸強(qiáng)度:780MPa以上的高強(qiáng)度并同時(shí)提高了韌性的熱軋鋼板，這在工業(yè)上極其有用。此外，如果將本發(fā)明的高強(qiáng)度熱軋鋼板用于汽車(chē)的結(jié)構(gòu)部件或卡車(chē)的框架，則可以確保汽車(chē)的安全性并且減輕車(chē)身的重量，進(jìn)而能夠降低環(huán)境負(fù)荷。
具體實(shí)施例方式以下，具體說(shuō)明本發(fā)明。首先，對(duì)于在本發(fā)明的高強(qiáng)度熱軋鋼板中，將鋼板的成分組成限定在前述范圍中的理由進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，表示各成分元素的含量的“ ％”，只要沒(méi)有特別說(shuō)明，則表示
“質(zhì)量％”。C:0.04 0.12%C是對(duì)于高強(qiáng)度化有效的元素，并促進(jìn)了貝氏體的形成。此外，通過(guò)添加C，降低了貝氏體相變點(diǎn)，從而使貝氏體組織變得微細(xì)，因此對(duì)于提高韌性是有效的。由此，在本發(fā)明中必須使C量為0.04%以上。另一方面，如果C量超過(guò)0.12%，則粗大的滲碳體增加，不僅韌性下降，焊接性也下降，因此使其上限為0.12%。另外，優(yōu)選為0.05%以上0.09%以下的范圍。Si:0.5 1.2%Si是通過(guò)抑制粗大的滲碳體的生成而有助于提高韌性的元素，為了得到該效果，必須添加0.5%以上。另一方面，如果添加量超過(guò)1.2%，則不僅鋼板的表面性狀顯著劣化，韌性下降，而且會(huì)導(dǎo)致化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性和耐腐蝕性下降，因此使Si的上限為1.2%。另外，其優(yōu)選為0.6%以上且1.0%以下的范圍。Mn:1.0 1.8%Mn是對(duì)高強(qiáng)度化有效的元素，其不僅通過(guò)固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化，并且還是通過(guò)提高淬透性，促進(jìn)貝氏體生成，從而有助于提高韌性的元素。為了得到這種效果，必須添加1.0%以上。另一方面，如果添加量超過(guò)1.8%，則中心偏析顯著，韌性下降。因此，將Mn量限定在1.0 1.8%的范圍內(nèi)。另外，優(yōu)選為1.2%以上且1.5%以下的范圍。P:0.03% 以下P具有通過(guò)固溶而增加鋼強(qiáng)度的作用，但是向晶界、特別是原奧氏體晶界偏析，從而導(dǎo)致韌性及加工性的下降。因此，在本發(fā)明中，優(yōu)選盡量減少P，但也可以允許含有0.03%以下。另外，優(yōu)選為0.01%以下。S:0.0030% 以下S與Ti或Mn結(jié)合而形成硫化物，使鋼板的韌性下降。因此，希望盡量減少S量，但也可以允許至0.003%。另外，優(yōu)選為0.002%以下，并進(jìn)一步優(yōu)選為0.001%以下。Al:0.005 0.20%Al起到脫氧劑的作用，是對(duì)提高鋼板潔凈度有效的元素。為了得到這種效果，必須添加0.005%以上。另一方面，如果含量超過(guò)0.20%,則不僅氧化物類(lèi)夾雜物顯著增加，韌性下降，而且成為鋼板表面瑕疵的原因。因此，將Al量限定為0.005 0.20%的范圍。另外，優(yōu)選為0.02 0.06%的范圍。N:0.005% 以下N在高溫下與Ti等氮化物形成元素結(jié)合，并以氮化物的形式析出，特別是在高溫下容易與Ti結(jié)合而形成粗大的氮化物，使韌性下降，因此在本發(fā)明中優(yōu)選盡可能地減少。因此，使其上限為0.005%。另外，優(yōu)選為0.004%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.003%以下。Ti:0.03 0.13%Ti有助于奧氏體晶粒的微細(xì)化，并且使最終獲得的鋼板組織微細(xì)化，從而有助于韌性的提高。為了得到這種效果，必須含有0.03%以上。另一方面，如果超過(guò)0.13%而過(guò)量含有，則會(huì)導(dǎo)致粗大析出物的增加，使韌性降低。因此，將Ti限定為0.03 0.13%的范圍。另外，優(yōu)選為0.05 0.11%的范圍。以上，對(duì)于基本成分進(jìn)行了說(shuō)明，但本發(fā)明中除此以外，作為改善韌性和強(qiáng)度的元素，還可以含有Ni。N1:0.01 0.50%Ni不僅使韌性提高，而且還通過(guò)提高`淬透性使貝氏體相容易形成，有助于高強(qiáng)度化。為了得到該效果，必須添加0.01%以上，但如果含量超過(guò)0.50%，則容易生成馬氏體，從而導(dǎo)致韌性和加工性下降。因此，在含有Ni時(shí)，優(yōu)選為0.01 0.50%的范圍。在本發(fā)明中，還可以在以下范圍內(nèi)含有選自Nb、V、Mo、Cr、B、Cu、Ca和REM中的I種或2種以上。Nb:0.005 0.10%Nb不僅通過(guò)提高淬透性而使貝氏體相容易生成，從而有助于提高韌性和高強(qiáng)度化，而且還有助于奧氏體晶粒的微細(xì)化，并且通過(guò)使最終所得的鋼板組織微細(xì)化而有助于韌性的提高。為了得到這種效果，必須含有0.005%以上。然而，含量超過(guò)0.10%，則容易生成粗大的析出物，并且導(dǎo)致韌性和加工性下降。因此，在含有Nb時(shí)，優(yōu)選為0.005 0.10%的范圍。V:0.002 0.50%V通過(guò)提高淬透性而使貝氏體相容易形成，從而有助于提高韌性和高強(qiáng)度化。為了得到這種效果，必須含有0.002%以上，但如果超過(guò)0.50%而過(guò)量含有，則會(huì)導(dǎo)致粗大析出物的增加，使韌性和加工性下降。因此，在含有V時(shí)，優(yōu)選為0.002 0.50%的范圍。更優(yōu)選為0.05 0.40%的范圍。Mo:0.02 0.50%Mo使淬透性提高從而使貝氏體相容易形成，有助于提高韌性和高強(qiáng)度化。為了得到這種效果，必須含有0.02%以上，但如果含量超過(guò)0.50%,則容易生成馬氏體相，導(dǎo)致韌性和加工性下降。因此，在含有Mo時(shí)，優(yōu)選為0.02 0.50%的范圍。Cr:0.03 0.50%
Cr通過(guò)提高淬透性而使貝氏體相容易生成，從而有助于提高韌性和高強(qiáng)度化。為了得到這種效果，必須添加0.03%以上，但如果含量超過(guò)0.50%，則容易生成馬氏體相，導(dǎo)致韌性和加工性下降。因此，在含有Cr時(shí)，優(yōu)選為0.03 0.50%的范圍。B:0.0002 0.0050%B抑制鐵素體從奧氏體晶界生成并生長(zhǎng)，并且通過(guò)提高淬透性使貝氏體相容易生成，有助于提高韌性和高強(qiáng)度化。當(dāng)其為0.0002%以上時(shí)可以得到這種效果，但如果超過(guò)0.0050%，則加工性下降。因此，在含有B時(shí)，優(yōu)選為0.0002 0.0050%的范圍。Cu:0.01 0.50%Cu作為固溶元素使鋼的強(qiáng)度增加，同時(shí)通過(guò)提高淬透性使貝氏體相容易形成，有助于高強(qiáng)度化以及韌性的提高。為了得到這種效果，必須添加0.01%以上，但含量超過(guò)0.50%會(huì)導(dǎo)致表面性狀的下降。因此，在含有Cu時(shí)，優(yōu)選為0.01 0.50%的范圍。Ca:0.0005 0.0050%Ca是將硫化物的形狀球狀化，從而改善硫化物對(duì)韌性的不良影響的有效元素。當(dāng)其為0.0005%以上時(shí)可以得到這種效果，但如果含量超過(guò)0.0050%，則不僅會(huì)導(dǎo)致夾雜物等的增加，使韌性下降，而且還會(huì)引起表面缺陷和內(nèi)部缺陷等。因此，在含有Ca時(shí)，優(yōu)選為
0.0005 0.0050% 的范圍。REM:0.0005 0.0100%稀土元素(REM)和Ca —樣，是將硫化物`的形狀球狀化，從而改善硫化物對(duì)韌性的不良影響的有效元素。當(dāng)其為0.0005%以上時(shí)可以得到這種效果，但如果含量超過(guò)
0.0100%，則不僅會(huì)導(dǎo)致夾雜物等的增加，使韌性下降，而且還容易引起表面缺陷及內(nèi)部缺陷。因此,在含有REM時(shí)，優(yōu)選為0.0005 0.0100%的范圍。上述元素之外的余量，為Fe和不可避免的雜質(zhì)。接著，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的組織進(jìn)行說(shuō)明。 本發(fā)明的鋼板組織，必須為貝氏體相相對(duì)于組織整體的面積率超過(guò)95%，并且該貝氏體相的平均粒徑為3 μ m以下的微細(xì)貝氏體相為主相的組織。由此，可以形成兼具有拉伸強(qiáng)度:780MPa以上的高強(qiáng)度和優(yōu)良的韌性的熱軋鋼板。當(dāng)貝氏體相的面積率為95%以下或者貝氏體相的平均粒徑超過(guò)3μπι時(shí)，無(wú)法兼具有拉伸強(qiáng)度:780MPa以上的高強(qiáng)度和優(yōu)良的韌性。另外，優(yōu)選貝氏體相為98%以上，并進(jìn)一步優(yōu)選為為貝氏體單相。此外，貝氏體相的粒徑越微細(xì)，則韌性提高的效果越好，因此從該觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選平均粒徑為2μπι以下。另外，作為主相以外的第二相，有時(shí)還混入了鐵素體、馬氏體、珠光體、殘余奧氏體和滲碳體等，并且只要它們的總量為5%以下，就沒(méi)有問(wèn)題。但如果上述第二相的平均粒徑變大，則容易從主相和第二相的界面產(chǎn)生裂紋，韌性下降，因此優(yōu)選使第二相的平均粒徑為3μηι以下。更優(yōu)選為2μηι以下。板厚方向的硬度差.離表層50 μ m處與板厚1/4處的維氏硬度差Λ Hvl ( 50.板厚1/4處和板厚1/2處的維氏硬度差ΛΗν2 ( 40由于裂紋的產(chǎn)生和發(fā)展是在材料最薄弱的部分進(jìn)行的，因此對(duì)于作為本發(fā)明的對(duì)象的板厚為4.0mm以上且12mm以下的板厚較厚的高強(qiáng)度熱軋鋼板而言,通過(guò)使材質(zhì)均勻，即減小板厚方向的硬度差，可以有效地抑制裂紋的產(chǎn)生和發(fā)展，從而提高韌性。通常，因表層脫碳而存在有軟化的傾向，而如果過(guò)度脫碳，則韌性下降，因此必須使表層部和板厚內(nèi)部的硬度差為一定程度以下。具體來(lái)說(shuō)，必須使離表層50 μ m處與板厚1/4處的維氏硬度差Λ Hvl為50點(diǎn)>卜)以下。更優(yōu)選為30點(diǎn)以下。此外，在板厚1/2處，如果因鑄造時(shí)的中央偏析而導(dǎo)致硬化，并且與周?chē)挠捕炔钭兇?，則韌性下降，因此也必須使硬度差為一定程度以下。具體來(lái)說(shuō)，必須使板厚1/4處與板厚1/2處的維氏硬度差ΛΗν2為40點(diǎn)以下。優(yōu)選為25點(diǎn)以下。接著，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。需要說(shuō)明的是，對(duì)于鋼原材的制造方法來(lái)說(shuō)，沒(méi)有特別限定，可以任意使用在轉(zhuǎn)爐或電爐中熔煉上述組成的鋼水，并優(yōu)選在真空脫氣爐進(jìn)行二次精煉后，通過(guò)連鑄等形成鋼坯等鋼原材的常用方法。原材加熱溫度:1200 1350°C在鋼坯等鋼原材中，Ti等碳氮化物形成元素大部分以粗大的碳氮化物的形式存在。由于粗大的析出物使韌性下降，因此必須在熱軋前使其暫時(shí)固溶。為此，需要加熱至1200°C以上。另一方面，如果超過(guò)1350°C進(jìn)行加熱，則氧化皮產(chǎn)生量變多，并且會(huì)因氧化皮印痕等而導(dǎo)致表面品質(zhì)劣化。因此，將鋼原材的加熱溫度限定為1200 1350°C的范圍。優(yōu)選為1230 1300°C的范圍。另外，從使碳氮化物固溶的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選使1200°C以上的溫度范圍中的滯留時(shí)間為1800秒以上。精軋溫度=Ar3 (Ar3+80°C )、未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制率彡40%為了在板厚整體中使組織形成微細(xì)的貝氏體，必須使熱精軋溫度為低溫，并且使應(yīng)變?cè)趭W氏體中累積從而增加貝氏體的生成位點(diǎn)，然后再以后述的冷卻速度冷卻至預(yù)定的卷取溫度。也就是說(shuō)，作為熱軋條件，使精軋溫度為(Ar3+80°C)以下，并且未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制率為40%以上是很重要的，由此，可以得到平均粒徑為3μπι以下的微細(xì)貝氏體。另一方面，當(dāng)精軋溫度不到Ar3時(shí)，由于在`鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)進(jìn)行軋制，因此軋制后殘留有加工組織，韌性和加工性下降。因此，將精軋溫度限定為Ar3 (Ar3+80°C)的范圍。此夕卜，如果未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制率不到40%，則難以充分地進(jìn)行貝氏體的微細(xì)化，因此使未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制率為40%以上。另外，溫度越低并且軋制率越大，則貝氏體相的微細(xì)化越有效，因此優(yōu)選精軋溫度為(Ar3+50°C)以下，未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制率為50%以上。此處所謂的未再結(jié)晶溫度區(qū)，例如可以通過(guò)以下方法確定。從鋼坯上切下小片，在實(shí)驗(yàn)室中改變溫度進(jìn)行熱軋，并在軋制后立即對(duì)熱軋鋼板進(jìn)行水冷，從水冷后的熱軋鋼板上切下組織觀察用的樣品，通過(guò)鏡面研磨和3%硝酸乙醇溶液腐蝕使組織露出，再通過(guò)圖像分析研究奧氏體的再結(jié)晶率，求出奧氏體的再結(jié)晶率不到50%的溫度范圍，如果為該溫度范圍，則將其稱(chēng)為未再結(jié)晶溫度區(qū)。從精軋溫度到卷取溫度的冷卻速度:25°C /秒以上為了使組織成為微細(xì)貝氏體，必須在以前述條件進(jìn)行熱軋后，通過(guò)急冷而冷卻至預(yù)定的卷取溫度。當(dāng)冷卻到卷取溫度的冷卻速度不到25°C /秒時(shí)，冷卻中鐵素體的生成顯著進(jìn)行，或生成珠光體，從而無(wú)法得到所希望的強(qiáng)度和韌性。因此，使從精軋溫度到卷取溫度的冷卻速度為25°C /秒以上。卷取溫度:300 500°C
如果卷取溫度低于300°C，則鋼中非常硬質(zhì)的馬氏體和殘余奧氏體顯著增加，從而韌性下降，因此使卷取溫度的下限為300°C。優(yōu)選為350°C以上。另一方面，當(dāng)其超過(guò)500°C時(shí)，不僅卷取后容易發(fā)生脫碳，表層部分的硬度下降，從而導(dǎo)致韌性下降，并且還會(huì)因在表層組織的晶界生成氧化物而導(dǎo)致韌性下降。因此，使卷取溫度為500°C以下。溫度越低，則貝氏體組織越容易微細(xì)化，因此優(yōu)選為460°C以下。另外，卷取后，可以通過(guò)常規(guī)方法對(duì)熱軋板進(jìn)行表面光軋，并且也可以進(jìn)行酸洗除去氧化皮。或者，還可以實(shí)施熱鍍鋅、電鍍鋅等鍍覆處理或化學(xué)轉(zhuǎn)化處理。實(shí)施例將表I所示組成的鋼在轉(zhuǎn)爐中熔煉，并通過(guò)連鑄法形成鋼坯(鋼原材)。接著，對(duì)這些鋼原材，在表2所示的條件下實(shí)施加熱、熱軋、冷卻、卷取等，形成熱軋鋼板。此處，對(duì)于Ar3點(diǎn)，通過(guò)從鋼坯上切下小片，在實(shí)驗(yàn)室中在和表2所示的加熱和熱軋條件相同的條件下進(jìn)行軋制，軋制后進(jìn)行空氣冷卻，測(cè)定空氣冷卻中的鋼板溫度，并分析所得的冷卻曲線而求出。此外，對(duì)于未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制率，是在實(shí)驗(yàn)室中，在表2所示的加熱條件下進(jìn)行軋制，再通過(guò)上述方法求出未再結(jié)晶溫度區(qū)，并作為該未再結(jié)晶溫度區(qū)的總軋制率而求出。從所得的熱軋鋼板上裁取試驗(yàn)片，并通過(guò)下述方法求出組織百分比、粒徑、硬度和硬度差。此外，通過(guò)拉伸試驗(yàn)，求出屈服強(qiáng)度(YP)、拉伸強(qiáng)度(TS)、伸長(zhǎng)率(EL)，并進(jìn)一步通過(guò)夏比試驗(yàn)求出延性一脆性轉(zhuǎn)變溫度(vTrs ),評(píng)價(jià)韌性。.組織百分比
`
對(duì)于組織百分比，是對(duì)與軋制方向平行的板厚截面，用3%硝酸乙醇溶液使組織露出，并使用掃描電子顯微鏡(SEM)以3000倍的倍率對(duì)板厚1/4處觀察3個(gè)視野，并通過(guò)圖像處理對(duì)各相的面積率進(jìn)行定量。 各相的粒徑使用上述組織百分比測(cè)定所用的3000倍的SEM照片，畫(huà)出2根相對(duì)于板厚方向傾斜45°并且長(zhǎng)度為80mm的直線，使它們彼此正交，并分別測(cè)定該直線與貝氏體相各晶粒交叉的線段長(zhǎng)度，求出所得的線段長(zhǎng)度的平均值，作為貝氏體相的平均粒徑。.拉伸試驗(yàn)以使拉伸方向與軋制方向呈直角的方式裁取JIS5號(hào)試驗(yàn)片(GL:50mm),并通過(guò)基于JIS Z2241的方法進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，求出屈服強(qiáng)度(YP)、拉伸強(qiáng)度(TS)和伸長(zhǎng)率(EU。 硬度對(duì)與軋制方向平行的板厚截面進(jìn)行鏡面研磨后，使用顯微維氏試驗(yàn)機(jī)，對(duì)離表層50μm的位置施加0.98N (IOOgf)的載荷、對(duì)板厚1/4和板厚1/2位置施加4.9N (500gf)的載荷，并對(duì)各位置測(cè)定5點(diǎn)，計(jì)算5點(diǎn)中除去最大值和最小值的3點(diǎn)的平均值，作為各位置的硬度，并求出板厚1/4處與離表層50 μ m處的硬度差Λ Hvl以及板厚1/2處和板厚1/4處的硬度差ΛΗν2。.夏比試驗(yàn)以使試驗(yàn)片的長(zhǎng)度方向與軋制方向呈直角的方式從所得的熱軋板上裁取長(zhǎng)55mmX高IOmmX寬5mm的小尺寸試驗(yàn)片，并對(duì)試驗(yàn)片中央加工深度為2mm的V形缺口，根據(jù)JIS Z2242進(jìn)行夏比試驗(yàn)，測(cè)定延性一脆性轉(zhuǎn)變溫度(vTrs)，評(píng)價(jià)韌性。此處，對(duì)板厚超過(guò)5mm的熱軋板進(jìn)行兩面研削，使板厚為5mm,制作樣品，而對(duì)板厚不到5mm的熱軋板，以原來(lái)厚度制作樣品，并將這些樣品用于夏比試驗(yàn)。另外，如果該vTrs值為一 50°C以下，則可以說(shuō)韌性優(yōu)良。
將所得的結(jié)果示于表3。表I
權(quán)利要求
1.一種韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，其組成以質(zhì)量％計(jì)，含有c:0.04 0.12%,S1:0.5 1.2%、Mn:1.0 1.8%、P:0.03% 以下、S:0.0030% 以下、Al:0.005 0.20%、N:0.005%以下和T1:0.03 0.13%，且余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，并且，貝氏體相的面積率超過(guò)95%，該貝氏體相的平均粒徑為3 μ m以下，此外，離表層50 μ m處的維氏硬度與板厚1/4處的維氏硬度之差Λ Hvl為50以下，板厚1/4處的維氏硬度與板厚1/2處的維氏硬度之差ΛΗν2為40以下，并且板厚為4.0mm以上且12mm以下，拉伸強(qiáng)度為780MPa以上。
2.如權(quán)利要求1所述的韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，所述鋼板的組成以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有N1:0.01 0.50%ο
3.如權(quán)利要求1或2所述的韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于，所述鋼板的組成以質(zhì)量 ％ 計(jì)，進(jìn)一步含有選自 Nb:0.005 0.10%、V:0.002 0.50%,Mo:0.02 0.50%、Cr:0.03 0.50%,B:0.0002 0.0050%,Cu:0.01 0.50%,Ca:0.0005 0.0050% 和 REM:·0.0005 0.0100%中的I種或2種以上。
4.一種韌性優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將由權(quán)利要求1至3中任一項(xiàng)所述的成分組成所形成的鋼原材加熱至1200 1350°C后，在精軋溫度=Ar3 (Ar3+80°C)、未再結(jié)晶溫度區(qū)的軋制率:40%以上的條件下進(jìn)行熱精軋，并在熱軋結(jié)束后以平均冷卻速度:25°C /秒以上的速度冷卻至卷取溫度:300 500°C。
全文摘要
本發(fā)明提供一種即使在將拉伸強(qiáng)度高強(qiáng)度化至780MPa以上時(shí)，也具有優(yōu)良的韌性的高強(qiáng)度熱軋鋼板。所述熱軋鋼板的組成以質(zhì)量%計(jì)，含有C0.04～0.12%、Si0.5～1.2%、Mn1.0～1.8%、P0.03%以下、S0.0030%以下、Al0.005～0.20%、N0.005%以下和Ti0.03～0.13%，且余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，并且其組織為貝氏體相的面積率超過(guò)95%、且該貝氏體相的平均粒徑為3μm以下，此外，離表層50μm處的維氏硬度與板厚1/4處的維氏硬度之差ΔHv1為50以下，板厚1/4處的維氏硬度與板厚1/2處的維氏硬度之差ΔHv2為40以下，并且板厚為4.0mm以上且12mm以下，拉伸強(qiáng)度為780MPa以上。
文檔編號(hào)C22C38/14GK103108974SQ20118004470
公開(kāi)日2013年5月15日 申請(qǐng)日期2011年9月15日 優(yōu)先權(quán)日2010年9月17日
發(fā)明者齋藤勇人, 中島勝己, 船川義正, 森安永明, 村田貴幸 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社