加工性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種具有980MPa以上的TS、24000MPa·%以上的TS×EL的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法。一種加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對鋼坯進行熱軋后，在Ar1相變點～Ar1相變點+（Ar3相變點-Ar1相變點）/2下進行卷取，在冷卻至200℃以下后，加熱至Ac1相變點-200℃～Ac1相變點的溫度范圍并保持30分鐘以上，然后酸洗，以20%以上的軋制率實施冷軋，然后加熱至Ac1相變點～Ac1相變點+（Ac3相變點-Ac1相變點）/2的溫度范圍并保持30秒以上，所述鋼坯的成分組成，以質(zhì)量%計含有C：0.03%以上且0.35%以下、Si：0.5%以上且3.0%以下、Mn：3.5%以上且10.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成。
【專利說明】加工性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法
【技術領域】
[0001]本發(fā)明涉及適合作為在汽車、電氣等產(chǎn)業(yè)領域中使用的部件并且加工性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法。
【背景技術】
[0002]近年來，從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā)，提高汽車的燃料效率成為重要的課題。因此，通過車身材料的高強度化來實現(xiàn)薄壁化、從而使車身本身輕量化的研究一直較為活躍。但是，由于鋼板的高強度化導致加工性的降低，因此目前的現(xiàn)狀是期望開發(fā)出同時具有高強度和高加工性的材料。例如，在專利文獻I中，通過使用高Mn鋼并在鐵素體和奧氏體的兩相區(qū)域中實施熱處理，可以得到高的強度-延展性平衡。此外，在專利文獻2中，對于高Mn鋼，使熱軋后組織為包含貝氏體、馬氏體的組織，并通過退火和回火形成微細的殘余奧氏體，再進一步形成包含回火貝氏體或回火馬氏體的組織，由此改善局部延展性。然而，在專利文獻I中，對于由Mn在未相變的奧氏體中的富集而帶來的加工性的提高沒有研究，存在改善加工性的余地。此外，在專利文獻2中，由于是含有很多在高溫下回火后的貝氏體或馬氏體的組織，因此難以確保強度，并且為了改善局部延展性而限制了殘余奧氏體量，因此總伸長率也不足。
[0003]現(xiàn)有技術文獻
[0004]專利文獻
[0005]專利文獻1:日本特開平1-259120號公報
[0006]專利文獻2:日本特開2003-138345號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0007]發(fā)明所要解決的問題
[0008]本發(fā)明著眼于上述的問題而完成，其目的在于提供具有980MPa以上的TS(拉伸強度)、24000MPa.%以上的TS (拉伸強度)XEL (總伸長率)的高強度鋼板及其制造方法。
[0009]用于解決問題的方法
[0010]本發(fā)明人為了實現(xiàn)上述目的而制造出加工性優(yōu)良的高強度鋼板，從鋼板的成分組成和制造方法的觀點出發(fā)，進行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)如下見解。
[0011]即發(fā)現(xiàn)，通過適當?shù)卣{(diào)整合金元素的成分組成，并且，在熱軋后，在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2下進行卷取，或進一步在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持5小時以上，然后冷卻至200°C以下，接著加熱至Ac1相變點-200°C~Ac1相變點的溫度范圍并保持30分鐘以上，酸洗后，以20%以上的軋制率實施冷軋，然 后加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持30秒以上，或進一步冷卻至200°C以下，加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+(Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持10秒以上，或進一步實施熱鍍鋅處理，或進一步在470~600°C的溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理，能夠制造具有980MPa以上的TS、24000MPa.%以上的TSXEL的加工性優(yōu)良的高強度鋼板。
[0012]本發(fā)明基于上述見解而完成，其要旨如下所述。
[0013](I) 一種加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對鋼坯進行熱軋后，在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2下進行卷取，在冷卻至200°C以下后，加熱至Ac1相變點-200°C~Ac1相變點的溫度范圍并保持30分鐘以上，然后酸洗，以20%以上的軋制率實施冷軋，然后加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持30秒以上，
[0014]所述鋼坯的成分組成，以質(zhì)量％計含有C:0.03%以上且0.35%以下、S1:0.5%以上且3.0%以下、Mn:3.5%以上且10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成。
[0015](2)—種加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對鋼坯進行熱軋后，在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ari相變點)/2下進行卷取，并在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持5小時以上，然后冷卻至200°C以下，接著加熱至Ac1相變點-200°C~Ac1相變點的溫度范圍并保持30分鐘以上，然后酸洗，以20%以上的軋制率實施冷軋，然后加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持30秒以上，
[0016]所述鋼坯的成分組成，以質(zhì)量％計含有C:0.03%以上且0.35%以下、S1:0.5%以上且3.0%以下、Mn:3.5%以上且10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成。
[0017](3)—種加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對鋼坯進行熱軋后，在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2下進行卷取,或進一步在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ari相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持5小時以上，然后冷卻至200°C以下，接著加熱至Ac1相變點-200°C~Ac1相變點的溫度范圍并保持30分鐘以上，然后酸洗，以20%以上的軋制率實施冷軋，然后加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持30秒以上，然后冷卻至200°C以下，進一步加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持10秒以上，
[0018]所述鋼坯的成分組成，以質(zhì)量％計含有C:0.03%以上且0.35%以下、S1:0.5%以上且3.0%以下、Mn:3.5%以上且10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成。
[0019](4) 一種加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，通過前述(I)~(3)中任一項所述的方法制造高強度鋼板后，實施熱鍍鋅處理。
[0020](5)如前述(4)所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，實施所述熱鍍鋅處理后，在470~600°C的溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理。
[0021](6)如前述(I)~(5)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Al:0.01%以上且2.5%以下。
[0022](7)如前述(I)~(6)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自Cr:0.05%以上且1.0%以下、V:0.005%以上且0.5%以下、Mo:0.005%以上且0.5%以下、N1:0.05%以上且1.0%以下、Cu:0.05%以上且1.0%以下中的至少一種元素。[0023](8)如前述(I)~(7)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自T1:0.01%以上且0.1%以下、Nb:0.01%以上且0.1%以下、B:0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一種元素。
[0024](9)如前述(I)~(8)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自Ca:0.001%以上且0.005%以下、REM:0.001%以上且0.005%以下中的至少一種元素。
[0025](10)如前述(I)~(9)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Mg:0.0005%以上且0.0100%以下。
[0026](11)如前述(I)~(10)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Ta:0.0010%以上且0.1000%以下。
[0027](12)如前述(I)~(11)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Sn:0.0020%以上且0.2000%以下和/或Sb:0.0020% 以上且 0.2000% 以下。
[0028](13) —種加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，成分組成以質(zhì)量％計含有C:0.03%以上且0.35%以下、S1:0.5%以上且3.0%以下、Mn:3.5%以上且10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成，鋼組織以面積率計具有30.0%以上的鐵素體,所述鐵素體中的Mn量(質(zhì)量％)除以鋼板中的Mn量(質(zhì)量％)所得的值為0.80以下，以體積率計具有10.0%以上的殘余奧氏體，所述殘余奧氏體中的Mn量為6.0質(zhì)量％以上，并且，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2.0 μ m以下。
[0029](14)如前述(13)所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，鋼組織以面積率計進一步具有3.0%以下的貝氏體，并且殘余奧氏體的長徑比為2.0以下。
[0030](15)如前述(13)或(14)所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Al:0.01%以上且2.5%以下。
[0031](16)如前述(13)~(15)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自Cr:0.05%以上且1.0%以下、V:0.005%以上且
0.5%以下、Mo:0.005%以上且0.5%以下、N1:0.05%以上且1.0%以下、Cu:0.05%以上且
1.0%以下中的至少一種元素。
[0032](17)如前述(13)~(16)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自T1:0.01%以上且0.1%以下、Nb:0.01%以上且0.1%以下、B:0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一種元素。
[0033](18)如前述(13)~(17)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自Ca:0.001%以上且0.005%以下、REM:0.001%以上且0.005%以下中的至少一種元素。
[0034](19)如前述(13)~(18)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Mg:0.0005%以上且0.0100%以下。
[0035](20)如前述(13)~(19)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Ta:0.0010%以上且0.1000%以下。
[0036](21)如前述(13)~(20)中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Sn:0.0020%以上且0.2000%以下和/或Sb:0.0020%以上且0.2000%以下。
[0037]需要說明的是，在本說明書中，表示鋼成分的％均為質(zhì)量％。此外，在本發(fā)明中，“高強度鋼板”是指拉伸強度TS為980MPa以上的鋼板。特別是在以薄鋼板作為對象時，板厚沒有特別規(guī)定，但通常為約0.7mm~約3.6mm。
[0038]發(fā)明效果
[0039]根據(jù)本發(fā)明，可以得到具有980MPa以上的TS、24000MPa.%以上的TSXEL的加工性優(yōu)良的高強度鋼板。通過將本發(fā)明的高強度鋼板應用于例如汽車結(jié)構部件，可以使車身輕量化，從而實現(xiàn)燃料效率的改善，因此在產(chǎn)業(yè)上的利用價值非常大。
【具體實施方式】
[0040]以下，對本發(fā)明進行具體說明。
[0041]I)對于在本發(fā)明中將鋼的成分組成和鋼組織限定在上述范圍內(nèi)的理由進行說明。
[0042]C:0.03% 以上且 0.35% 以下
[0043]C是用于生成馬氏體等低溫相變相從而提高TS的必要元素。并且是使奧氏體穩(wěn)定化而生成殘余奧氏體、從而提高鋼的加工性的有效元素。當C量小于0.03%時，難以確保希望的TS。另一方面，如果過量添加超過0.35%的C，則焊接部和熱影響部的硬化顯著，焊接部的機械特性下降，因此點焊性、電弧焊接性等變差。從這種觀點出發(fā)，將C量設定為0.03%以上且0.35%以下。優(yōu)選為0.05%以上且0.20%以下。
[0044]Si:0.5% 以上且 3.0% 以下
[0045]Si是通過固溶·強化使鋼的TS提高的元素。此外，由于能夠使殘余奧氏體生成、并且使鐵素體的加工硬化能力提高，因此對確保良好的加工性是有效的。如果Si量小于0.5%，則其添加效果不足，因此將下限設定為0.5%。然而，過量添加超過3.0%的Si，不僅會導致鋼的脆化，而且會因產(chǎn)生紅銹等而導致表面性狀變差。因此，將Si設定為0.5%以上且
3.0%以下。優(yōu)選為0.7%以上且2.0%以下。
[0046]Mn:3.5% 以上且 10.0% 以下
[0047]Mn是生成馬氏體等低溫相變相并且通過固溶強化提高鋼的TS的元素。此外，其促進殘余奧氏體的生成。當Mn量為3.5%以上時，可以確認該作用。然而，過量添加超過10.0%的Mn，難以確保希望的鐵素體量，而且容易生成ε馬氏體，加工性顯著下降。從這種觀點出發(fā)，將Mn量設定為3.5%以上且10.0%以下。優(yōu)選為3.8%以上且7.0%以下。
[0048]P:0.1% 以下
[0049]P是對鋼的強化有效的元素，而如果過量添加超過0.1%，則會因晶界偏析而引起脆化，使耐沖擊性變差。因此，將P設定為0.1%以下。
[0050]S:0.01% 以下
[0051]S會形成MnS等夾雜物，成為擴孔性、耐沖擊性變差以及沿著焊接部的金屬流動產(chǎn)生裂紋的原因，因此希望極力降低，但是從制造成本方面考慮，將S設定為0.01%以下。
[0052]N:0.008% 以下
[0053]N是使鋼的耐時效性最大化變差的元素，越少越優(yōu)選，如果超過0.008%，則耐時效
性顯著變差。因此，將N設定為0.008%以下。
[0054]余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)，但根據(jù)需要，可以適當含有以下元素的I種以上。[0055]Al:0.01% 以上且 2.5% 以下
[0056]Al是對抑制碳化物的生成、使殘余奧氏體生成有效的元素。此外，其是作為脫氧劑發(fā)揮作用，對鋼的潔凈度有效的元素，優(yōu)選在脫氧工序中添加。如果Al量小于0.01%，則其添加效果不足，因此將下限設定為0.01%。然而，如果大量添加而超過2.5%，則連鑄時產(chǎn)生鋼片裂紋的危險性增高，使制造性下降。從這種觀點出發(fā)，將Al量設定為0.01%以上且
2.5%以下。優(yōu)選為0.2%以上且1.5%以下。
[0057]選自Cr:0.05%以上且1.0%以下、V:0.005%以上且0.5%以下、Mo:0.005%以上且0.5%以下、N1:0.05%以上且1.0%以下、Cu:0.05%以上且1.0%以下中的至少一種
[0058]Cr、V、Mo由于具有提高強度和延展性的平衡的作用，因此可以根據(jù)需要添加。當Cr為0.05%以上、V為0.005%以上、Mo為0.005%以上時，可以得到該效果。然而，如果過量添加而各自超過Cr:1.0%、V:0.5%、Mo:0.5%，則第二相的百分率變得過大，可能會發(fā)生伴隨著強度的顯著上升的延展性的下降等。而且還成為成本提高的主要因素。因此，在添加這些元素時，將它們的量分別設定為Cr:0.05%以上且1.0%以下、V:0.005%以上且0.5%以下、Mo:0.005%以上且0.5%以下。
[0059]N1、Cu是對鋼的強化有效的元素，只要在本發(fā)明規(guī)定的范圍內(nèi)，則可以用于鋼的強化。為了得到該效果，各自必須為0.05%以上。另一方面，如果添加超過1.0%的NiXuJlJ鋼板的延展性下降。而且還成為成本提高的主要因素。因此，在添加N1、Cu時，將它們的添加量分別設定為0.05%以上且1.0%以下。
[0060]選自T1: 0.01%以上且0.1%以下、Nb: 0.01%以上且0.1%以下、B: 0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一種
[0061]T1、Nb對于鋼的析出強化是有效的，并且當各自為0.01%以上時，可以得到該效果。但是，如果各自超過0.1%，則延展`性和形狀凍結(jié)性下降。而且還成為成本提高的主要因素。因此，在添加Ti,Nb時，將它們的添加量設定為T1:0.01%以上且0.1%以下、Nb:0.01%以上且0.1%以下。
[0062]B由于具有抑制鐵素體從奧氏體晶界中生成/生長的作用，因此可以根據(jù)需要添加。當其為0.0003%以上時，可以得到該效果。但是，如果超過0.0050%，則加工性下降。而且還成為成本提高的主要因素。因此，在添加B時，將其設定為0.0003%以上且0.0050%以下。
[0063]選自Ca:0.001%以上且0.005%以下、REM:0.001%以上且0.005%以下中的至少一種
[0064]Ca和REM是用于使硫化物的形狀球形化而改善硫化物對擴孔性的不良影響的有效元素。為了得到該效果，各自必須為0.001%以上。但是，如果過量添加而各自超過0.005%，則會導致夾雜物等的增加，從而產(chǎn)生表面和內(nèi)部缺陷等。因此，在添加Ca、REM時，將它們的添加量分別設定為0.001%以上且0.005%以下。
[0065]Mg:0.0005% 以上且 0.0100% 以下
[0066]Mg是用于脫氧的元素，并且與Ca和REM同樣，是用于使硫化物的形狀球形化而改善硫化物對擴孔性、局部延展性的不良影響的有效元素。為了得到該效果，必須為0.0005%以上。但是，如果過量添加而超過0.0100%，則會導致夾雜物等的增加，從而產(chǎn)生表面和內(nèi)部缺陷等。因此，在添加Mg時，將其含量設定為0.0005%以上且0.0100%以下。[0067]Ta:0.0010% 以上且 0.1000% 以下
[0068]Ta與T1、Nb同樣，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高強度化。并且可以認為，其通過部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物而生成(Nb, Ta) (C，N)這樣的復合析出物，顯著地抑制析出物的粗大化，具有使析出強化所帶來的對強度的幫助穩(wěn)定化的效果。因此，優(yōu)選含有Ta。在此，當Ta的含量為0.0010%以上時，可以得到上述的析出物穩(wěn)定化的效果。另一方面，過量添加Ta，則析出物穩(wěn)定化效果飽和，合金成本也提高。因此，在添加Ta時，將其含量設定在0.0010%以上且0.1000%以下的范圍內(nèi)。
[0069]Sn:0.0020% 以上且 0.2000% 以下和 / 或 Sb:0.0020% 以上且 0.2000% 以下
[0070]對于Sn和Sb而言，優(yōu)選按照以下含量含有選自這些元素中的至少一種。也就是說，從抑制因鋼板表面的氮化、氧化所產(chǎn)生的鋼板表層約數(shù)十微米的區(qū)域的脫碳的觀點考慮，根據(jù)需要添加Sn和/或Sb。通過分別添加0.0020%以上的Sn、Sb，能夠抑制這種氮化、氧化，防止鋼板表面的馬氏體生成量的減少，從而可以改善疲勞特性、耐時效性。另一方面，對于其中任一元素來說，如果過量添加而超過0.2000%,則均導致韌性下降。因此，在添加Sn和/或Sb時，將它們的含量分別設定在0.0020%以上且0.2000%以下的范圍內(nèi)。
[0071]鐵素體的面積率:30.0%以上
[0072]當鐵素體的面積率小于30.0%時，難以確保良好的延展性。因此，將鐵素體的面積率設定為30.0%以上。如果鐵素體的面積率過高，則有難以確保所希望的強度的可能性，因此優(yōu)選為80.0%以下。需要說明的是，鐵素體的面積率可以如下求出:研磨與鋼板軋制方向平行的板厚截面(L截面)，然后用3%硝酸乙醇溶液進行腐蝕，對板厚1/4位置(從鋼板表面起，在深度方向上相當于板厚1/4的位置)使用掃描電子顯微鏡(SEM =ScanningElectron Microscope)以3000倍的倍率觀察10個視野,使用所得的組織圖像以及MediaCybernetics公司的Image-Pro (圖像分析軟件),算出10個視野中鐵素體的面積率,并對這些值求平均。此外，在上述的組織圖像中，鐵素體呈現(xiàn)為灰色的組織。
[0073]鐵素體中的Mn量(質(zhì)量％)除以鋼板中的Mn量(質(zhì)量％)所得的值:0.80以下
[0074]如果鐵素體中的Mn量(質(zhì)量％)超過鋼板中的Mn量(質(zhì)量％)的0.80,則鐵素體晶粒本身的延展性下降，難以確保目標鋼板的延展性。因此，將鐵素體中的Mn量(質(zhì)量％)設定為鋼板中的Mn量(質(zhì)量％)的0.80以下。如果鐵素體中的Mn量(質(zhì)量％)除以鋼板中的Mn量(質(zhì)量％)所得的值過小，則可能難以確保鐵素體晶粒本身的強度，因此優(yōu)選為0.20以上。
[0075]需要說明的是，鐵素體中的Mn量，可以使用場致發(fā)射電子探針微分析儀(FieldEmission-Electron Probe Micro Analyzer),對Mn在板厚1/4位置的軋制方向截面的各相中的分布狀態(tài)進行定量，由30個鐵素體粒子的Mn量分析結(jié)果的平均值而求出。鋼板中的Mn量，可以通過發(fā)光分光分析法(QV分析)求出。
[0076]殘余奧氏體的體積率:10.0%以上
[0077]殘余奧氏體有效用于提高延展性，而當其體積率小于10.0%時，無法得到目標延展性。此外，深拉性可能會下降。因此，將殘余奧氏體的體積率設定為10.0%以上。殘余奧氏體的體積率的上限沒有特別規(guī)定，但在本成分范圍中，上限為40.0%。
[0078]需要說明的是，殘余奧氏體的體積率，可以通過將鋼板研磨至板厚方向的1/4面并由該板厚1/4面的衍射X射線強度而求出?？梢匀缦虑蟪?入射X射線使用MoKa線，對殘余奧氏體相的{111}、{200}、{220}、{311}面和鐵素體的{110}、{200}、{211}面的峰的積分強度的所有組合求出強度比，由它們的平均值而求出。
[0079]殘余奧氏體中的Mn量:6.0質(zhì)量％以上
[0080]在本 發(fā)明中，為了確保10.0%以上的殘余奧氏體的體積率，其特征在于，利用Mn的奧氏體穩(wěn)定化效果。也就是說，通過增加奧氏體中的Mn量，能夠確保穩(wěn)定的殘余奧氏體，從而大幅提高延展性和深拉性。為了得到該效果，將殘余奧氏體中的Mn量設定為6.0質(zhì)量％以上。如果殘余奧氏體中的Mn量過高，則殘余奧氏體過度穩(wěn)定化，即使在拉伸試驗的變形后，也可能殘存有殘余奧氏體，也就是說，殘余奧氏體相變?yōu)轳R氏體的TRIP效果的體現(xiàn)變?nèi)?，可能無法確保充分的延展性，因此優(yōu)選為11.0質(zhì)量％以下。
[0081]需要說明的是，殘余奧氏體中的Mn量，可以使用場致發(fā)射電子探針微分析儀(Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer),對Mn 在板厚 1/4 位置的軋制方向截面的各相中的分布狀態(tài)進行定量，由30個殘余奧氏體粒子的Mn量分析結(jié)果的平均值而求出。
[0082]殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑:2.0 μ m以下
[0083]如果殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑超過2.0 μ m，則殘余奧氏體的穩(wěn)定性也下降，難以確保目標延展性。并且，從確保深拉性的觀點考慮，也是不利的。此外，在彎曲試驗、疲勞試驗時無法抑制鋼板中裂紋的傳播，可能難以確保良好的彎曲性、疲勞特性。因此，將殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑設定為2.0 μ m以下。如果殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑小于0.1 μ m，則由TRIP效果帶來的加工硬化率的上升效果變小，可能無法確保充分的延展性，因此，優(yōu)選為0.Ιμπι以上。需要說明的是，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑，可以用ΤΕΜ(透射電子顯微鏡)觀察20個殘余奧氏體，使用上述的Image-PiO求出各自的面積，算出圓當量直徑，并對這些值進行平均而求出。
[0084]貝氏體的面積率:3.0%以下
[0085]在本發(fā)明中，特征在于，不利用貝氏體相變，就能夠確保所希望的穩(wěn)定的殘余奧氏體的體積率。此外，與鐵素體相比，位錯密度較高。因此，貝氏體本身的延展性低，如果貝氏體的面積率超過3.0%，則可能難以確保目標鋼板的延展性。因此，優(yōu)選將貝氏體的面積率設定為3.0%以下。貝氏體的面積率也可以為0.0%。
[0086]此外，此處所謂的貝氏體的面積率，是指貝氏體鐵素體(通過貝氏體相變而生成的位錯密度較高的鐵素體)占觀察面積的面積比例。
[0087]殘余奧氏體的長徑比:2.0以下
[0088]如果殘余奧氏體的長徑比超過2.0，則在彎曲試驗、疲勞試驗時，在沿著鐵素體晶界存在的伸長的殘余奧氏體(硬質(zhì)相)與鐵素體(軟質(zhì)相)的異相界面處裂紋不斷發(fā)展，無法抑制鋼板中裂紋的傳播，難以確保良好的彎曲性、疲勞特性。因此，將殘余奧氏體的長徑比設定為2.0以下。
[0089]此外，此處所謂的殘余奧氏體的長徑比，是指殘余奧氏體晶粒的長軸長度除以短軸長度所得的值。
[0090]需要說明的是，貝氏體的面積率和殘余奧氏體的長徑比(長軸長度/短軸長度)可以如下求出:研磨與鋼板軋制方向平行的板厚截面(L截面)，然后用3%硝酸乙醇溶液進行腐蝕，對板厚1/4位置(從鋼板表面起,在深度方向上相當于板厚1/4的位置)使用SEM以3000倍的倍率觀察10個視野,使用所得的組織圖像以及Media Cybernetics公司的Image-Pro,分別算出10個視野中貝氏體的面積率和殘余奧氏體的長徑比(長軸長度/短軸長度)，并對各自10個視野的值求平均。
[0091]此外，在本發(fā)明的顯微組織中，除鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體以外的余量組織，即使包括馬氏體、回火馬氏體、珠光體、滲碳體等碳化物的I種以上，也不會損害本發(fā)明的效果。但是，為了確保良好的延展性，珠光體的面積率優(yōu)選為5%以下。
[0092]2)接著對制造條件進彳丁說明。
[0093]<鑄造條件>
[0094]熔煉具有上述成分組成的鋼，形成鋼坯。為了防止成分的宏觀偏析，優(yōu)選采用連鑄法制造鋼坯，但也可以通過鑄錠法、薄坯鑄造法制造鋼坯。此外，除了在制造鋼坯后暫時冷卻至室溫、然后再次加熱的現(xiàn)有方法以外，不冷卻至室溫而直接將溫片裝入加熱爐中、或者在稍稍進行保溫后直接軋制的直送軋制/直接軋制等節(jié)能工藝也可以毫無問題地適用。
[0095]<熱軋條件>
[0096]對鋼坯進行熱軋并卷取。當鋼坯加熱溫度低于1100°C時，碳化物難以充分固溶，產(chǎn)生因軋制載荷增大而導致熱軋時出現(xiàn)問題的風險增大等問題。因此，優(yōu)選鋼坯加熱溫度為1100°C以上。此外，由于隨著氧化量的增加氧化皮損耗增大等，因此，優(yōu)選鋼坯加熱溫度為1300°C以下。需要說明的是，當鋼坯溫度降低時，從防止熱軋時的問題的觀點出發(fā)，還可以利用加熱薄板坯的所謂薄板坯加熱器。當終軋溫度低于Ar3相變點時，材料特性產(chǎn)生各向異性，有時會成為使加工性下降的原因。因此，優(yōu)選終軋溫度為Ar3相變點以上。
[0097]卷取溫度=Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2
[0098]在本發(fā)明中，熱軋后的卷取溫度極其重要。通過在上述卷取溫度下卷取熱軋板，Mn在奧氏體中富集，在冷軋后的熱處理時，可`以得到充分的奧氏體中的Mn富集量，從而能夠確保穩(wěn)定的殘余奧氏體，加工性提高。在卷取溫度為低于Ar1相變點或在超過Ar1相變點+(Ar3相變點-Ar1相變點)/2的溫度下，Mn在奧氏體中的富集無法進行，在冷軋后的熱處理時奧氏體中的Mn富集量少，難以確保良好的加工性。
[0099]在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ari相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持5小時以上
[0100]通過在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持5小時以上，Mn更好地在奧氏體中富集，在冷軋后的熱處理時，奧氏體中的Mn富集量增大，可以確保更穩(wěn)定的殘余奧氏體，加工性進一步提高。因此，優(yōu)選在上述溫度下卷取后，在上述溫度范圍內(nèi)保持5小時以上。此外，由于冷軋后的退火板的強度會因熱軋板晶粒的粗大化而下降，因此優(yōu)選保持時間為12小時以下。
[0101 ] 需要說明的是，在本發(fā)明的熱軋工序中，為了減小熱軋時的軋制載荷，終軋的一部分或全部可以為潤滑軋制。進行潤滑軋制，從鋼板形狀的均勻化、材質(zhì)的均勻化的觀點考慮也是有效的。需要說明的是，優(yōu)選潤滑軋制時的摩擦系數(shù)為0.25~0.10的范圍。并且，優(yōu)選設為將前后挨著的薄板坯彼此接合并連續(xù)地進行終軋的連續(xù)軋制工藝。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點考慮，也優(yōu)選使用連續(xù)軋制工藝。
[0102]在冷卻至200°C以下后，加熱至Ac1相變點_200°C~Ac1相變點的溫度范圍并保持30分鐘以上[0103]在上述Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2下卷取后,或者在上述溫度下卷取后進一步在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持5小時以上后，冷卻至200°C以下。通過冷卻至200°C以下，可以生成馬氏體、貝氏體等硬質(zhì)的低溫相變相。冷卻時的冷卻方法、冷卻速度沒有特別規(guī)定。
[0104]如果將通過冷卻至200°C以下而生成的馬氏體、貝氏體等硬質(zhì)的低溫相變相在ACi相變點_200°C~Ac1相變點的溫度范圍內(nèi)保持30分鐘以上，則通過向回火馬氏體和回火貝氏體的相變而析出滲碳體等碳化物，在冷軋后的熱處理時，生成C濃度高的微細奧氏體，加工性提高。此外，還具有使熱軋板軟質(zhì)化而減小之后的冷軋負荷的效果。在低于Ac1相變點-200°C或超過Ac1相變點的溫度下進行保持、或者保持不到30分鐘時,難以得到上述效果。如果保持時間超過750分鐘，則晶粒過度粗大化，最終無法得到所希望的殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑，延展性可能會下降，并且深拉性也可能會下降。此外，還可能因消耗巨大的能量而導致成本增加。因此，優(yōu)選將保持時間設定為750分鐘以下。
[0105]將鋼板在Ac1相變點_200°C~Ac1相變點的溫度范圍內(nèi)保持30分鐘以上后，進行冷卻、酸洗。冷卻時的冷卻方法、冷卻速度沒有特別規(guī)定。酸洗可以采用常規(guī)方法。
[0106]冷軋的軋制率:20%以上
[0107]酸洗后進行冷軋。在本發(fā)明中，熱軋后的冷軋的軋制率極其重要。通過以20%以上的軋制率實施冷軋，在之后的熱處理時，能促進鐵素體的再結(jié)晶，生成微細且具有良好的延展性的再結(jié)晶鐵素體，加工性提高。此外，通過微細地生成鐵素體，奧氏體微細地生成，可以得到更穩(wěn)定的殘余奧氏體，TSXEL提高。
[0108]<冷軋后的熱處理條件>
[0109]在Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變`點-Ac1相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持30秒以上(熱處理I)
[0110]如果在奧氏體和鐵素體的兩相區(qū)域中實施熱處理(退火處理)，則Mn在奧氏體中富集，奧氏體中的Mn濃度成為鋼的平均組成以上的濃度。當熱處理溫度低于Ac1相變點時，幾乎未生成奧氏體，退火后無法得到希望的殘余奧氏體，加工性下降。此外，如果熱處理溫度超過Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2，則熱處理時Mn在奧氏體中的富集不充分，無法確保穩(wěn)定的殘余奧氏體，加工性下降。此外，當保持時間小于30秒時，熱處理時Mn在奧氏體中的富集不充分，無法確保穩(wěn)定的殘余奧氏體，加工性下降。而且，殘存較多的未再結(jié)晶組織，加工性下降。因此，熱處理條件設為在Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持30秒以上。如果保持時間超過360分鐘，則熱處理中的鐵素體和奧氏體的晶粒過度粗大化，無法得到所希望的殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑，延展性可能會下降。此外，深拉性也可能會下降。并且，還可能因消耗巨大的能量而導致成本增加。因此，優(yōu)選將保持時間設定為360分鐘以下。
[0111]需要說明的是，熱處理方法也可以是連續(xù)退火或間歇退火中的任意一種退火方法。此外，在上述熱處理后冷卻至室溫，其冷卻方法和冷卻速度沒有特別規(guī)定，可以是間歇退火中的爐冷、空氣冷卻以及連續(xù)退火中的噴氣冷卻、霧冷、水冷等中任意一種冷卻。
[0112]此外，也可以在上述熱處理后冷卻至200°C以下、并進一步進行以下的熱處理。
[0113]在Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持10秒以上(熱處理2)[0114]此外，通過在上述條件下實施熱處理，Mn在奧氏體中進行富集，能夠確保更穩(wěn)定的殘余奧氏體，加工性進一步提高。如果熱處理溫度低于Ac1相變點或超過Ac1相變點+(Ac3相變點-Ac1相變點)/2，或者如果保持時間小于10秒，則無法得到上述效果。在上述熱處理后冷卻至室溫，其冷卻方法和冷卻速度沒有規(guī)定。如果保持時間超過180分鐘，則熱處理中的鐵素體和奧氏體的晶粒過度粗大化，無法得到所希望的殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑，延展性可能會下降。此外，從深拉性方面考慮也是不優(yōu)選的。而且，還可能因消耗巨大的能量而導致成本增加。因此，優(yōu)選將保持時間設定為180分鐘以下。
[0115]〈熱鍍鋅處理〉
[0116]在實施熱鍍鋅處理時，將實施了上述熱處理I或熱處理2的鋼板浸潰在440~500°C的鍍鋅浴中，實施熱鍍鋅處理，然后通過氣體擦拭等調(diào)整鍍層附著量。熱鍍鋅優(yōu)選使用Al量為0.08~0.18質(zhì)量％的鍍鋅浴。
[0117]<鍍鋅層的合金化處理>
[0118]在實施鍍鋅層的合金化處理時，在熱鍍鋅處理后，在470~600°C的溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理。在低于470°C的溫度下，無法促進鍍層的合金化，難以得到合金化熱鍍鋅鋼板。如果在超過600°C的溫度下進行合金化處理，則殘余奧氏體發(fā)生分解，加工性下降。因此，在進行鍍鋅層的合金化處理時，在470~600°C的溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理。
[0119]對于未實施鍍鋅處理的冷軋鋼板和實施熱鍍鋅處理、合金化熱鍍鋅處理后的鋼板，可以進行以形狀矯正、調(diào)整表面粗糙度等為目的的表面光軋。此外，還可以實施樹脂或油脂涂布等各種涂裝處理。
[0120]實施例
·[0121]將具有表1所示成分組成且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成的鋼在轉(zhuǎn)爐中進行熔煉，通過連鑄法制成鑄片。將所得的鑄片加熱至1250°C，并在終軋溫度870°C下熱軋至板厚4.0mm，進行卷取，卷取后冷卻至200°C以下，或者卷取后在該卷取溫度下保持預定時間后冷卻至200°C以下，然后進行熱處理(熱軋板熱處理)，之后進行酸洗，冷軋，并進行熱處理，將其一部分進一步進行熱鍍鋅處理，或進一步進行鍍鋅層的合金化處理。熱鍍鋅浴溫度為460°C。鍍鋅量調(diào)整為每一面45g/m2 (兩面鍍覆)，合金化處理調(diào)整為被膜中Fe濃度9~12質(zhì)量％。制造條件示于表2。對所得鋼板的拉伸特性進行研究，其結(jié)果示于表3A、表3B。
【權利要求】
1.一種加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對鋼坯進行熱軋后，在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2下進行卷取，在冷卻至200°C以下后，加熱至Ac1相變點-200°C~Ac1相變點的溫度范圍并保持30分鐘以上，然后酸洗，以20%以上的軋制率實施冷軋，然后加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持30秒以上， 所述鋼坯的成分組成，以質(zhì)量％計含有C:0.03%以上且0.35%以下、S1:0.5%以上且3.0%以下、Mn:3.5%以上且10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成。
2.—種加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對鋼坯進行熱軋后，在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2下進行卷取，并在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ari相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持5小時以上，然后冷卻至200°C以下，接著加熱至Ac1相變點-200°C~Ac1相變點的溫度范圍并保持30分鐘以上，然后酸洗，以20%以上的軋制率實施冷軋，然后加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持30秒以上， 所述鋼坯的成分組成，以質(zhì)量％計含有C:0.03%以上且0.35%以下、S1:0.5%以上且3.0%以下、Mn:3.5%以上且10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成。
3.—種加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，對鋼坯進行熱軋后，在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2下進行卷取，或進一步在Ar1相變點~Ar1相變點+ (Ar3相變點-Ar1相變點)/2的溫度范圍內(nèi)保持5小時以上，然后冷卻至200°C以下，接著加熱至Ac1相變點-200°C~Ac1相變點的溫度范圍并保持30分鐘以上，然后酸洗，以20%以上的軋制率實施冷軋，然后加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持30秒以上，然后冷卻至200°C以下，進一步加熱至Ac1相變點~Ac1相變點+ (Ac3相變點-Ac1相變點)/2的溫度范圍并保持10秒以上， 所述鋼坯的成分組成，以質(zhì)量％計含`有C:0.03%以上且0.35%以下、S1:0.5%以上且3.0%以下、Mn:3.5%以上且10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成。
4.一種加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，通過權利要求1~3中任一項所述的方法制造高強度鋼板后，實施熱鍍鋅處理。
5.如權利要求4所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，實施所述熱鍍鋅處理后，在470~600°C的溫度范圍內(nèi)實施鍍鋅層的合金化處理。
6.如權利要求1~5中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Al:0.01%以上且2.5%以下。
7.如權利要求1~6中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自Cr:0.05%以上且1.0%以下、V:0.005%以上且0.5%以下、Mo:0.005%以上且0.5%以下、N1:0.05%以上且1.0%以下、Cu:0.05%以上且1.0%以下中的至少一種元素。
8.如權利要求1~7中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自T1:0.01%以上且0.1%以下、Nb:0.01%以上且0.1%以下、B:0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一種元素。
9.如權利要求1~8中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自Ca:0.001%以上且0.005%以下、REM:0.001%以上且0.005%以下中的至少一種元素。
10.如權利要求1~9中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Mg:0.0005%以上且0.0100%以下。
11.如權利要求1~10中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Ta:0.0010%以上且0.1000%以下。
12.如權利要求1~11中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Sn:0.0020%以上且0.2000%以下和/或Sb:0.0020%以上且0.2000%以下。
13.—種加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，成分組成以質(zhì)量％計含有C:0.03%以上且0.35%以下、S1:0.5%以上且3.0%以下、Mn:3.5%以上且10.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、N:0.008%以下，且余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構成，鋼組織以面積率計具有30.0%以上的鐵素體,所述鐵素體中的Mn量(質(zhì)量％)除以鋼板中的Mn量(質(zhì)量％)所得的值為0.80以下，以體積率計具有10.0%以上的殘余奧氏體，所述殘余奧氏體中的Mn量為6.0質(zhì)量％以上，并且，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2.0 μ m以下。
14.如權利要求13所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，鋼組織以面積率計進一步具有3.0%以下的貝氏體，并且殘余奧氏體的長徑比為2.0以下。
15.如權利要求13或14所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Al:0.01%以上且2.5%以下。
16.如權利要求13~15中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自Cr:0.05%以上且1.0%以下、V:0.005%以上且0.5%以下、Mo:0.005%以上且0.5%以下、N1:0.05%以上且1.0%以下、Cu:0.05%以上且1.0%以下中的至少一種元素。
17.如權利要求13~16中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自T1:0.01%以上且0.1%以下、Nb:0.01%以上且0.1%以下、B:0.0003%以上且0.0050%以下中的至少一種元素。
18.如權利要求13~17中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有選自Ca:0.001%以上且0.005%以下、REM:0.001%以上且0.005%以下中的至少一種元素。
19.如權利要求13~18中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Mg:0.0005%以上且0.0100%以下。
20.如權利要求13~19中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Ta:0.0010%以上且0.1000%以下。
21.如權利要求13~20中任一項所述的加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，作為成分組成，以質(zhì)量％計進一步含有Sn:0.0020%以上且0.2000%以下和/或Sb:0.0020%以上且0.2000%以下。
【文檔編號】C21D9/46GK103797145SQ201280045170
【公開日】2014年5月14日 申請日期:2012年9月10日 優(yōu)先權日:2011年9月16日
【發(fā)明者】川崎由康, 長谷川寬, 中垣內(nèi)達也, 金子真次郎, 長瀧康伸 申請人:杰富意鋼鐵株式會社