焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及一種可以作為汽車用鋼材來使用的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的冷軋鋼板及其制造方法。
【專利說明】焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及一種可以作為汽車用鋼材來使用的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的冷軋鋼板。
【背景技術(shù)】
[0002]近年來，作為針對環(huán)境保全的課題，正在強(qiáng)化耗油限制的同時，積極地要求對汽車車身的輕量化。作為應(yīng)對這些要求的方案的一種，開始提出在鋼板的高強(qiáng)度化下減小汽車材料重量的方案。與此同時，從沖撞安全性及保護(hù)乘客的立場上考慮，拉伸強(qiáng)度為980MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板作為車身結(jié)構(gòu)用或補(bǔ)強(qiáng)材而使用，因而其使用量正在增大。然而，鋼板的高強(qiáng)度化會誘發(fā)成型加工性及焊接性的低下，因此有必要開發(fā)彌補(bǔ)這些的材料。
[0003]針對這樣的要求，到目前為止，開發(fā)了如雙相結(jié)構(gòu)鋼(Dual Phase Steel, DP鋼)、復(fù)合結(jié)構(gòu)鋼(Complex Phase Steel, CP 鋼)或者相變誘導(dǎo)塑性(Transformation InducedPlasticity, TRIP)鋼等的相變結(jié)構(gòu)鋼板。還有，將這些相變強(qiáng)化鋼也稱作先進(jìn)高強(qiáng)度鋼(Advance High Strengt h Steel:AHSS)。上述DP鋼是指,在軟質(zhì)的鐵素體內(nèi)微細(xì)均質(zhì)地分散有硬質(zhì)的馬氏體，從而確保高強(qiáng)度的鋼。并且，上述CP鋼是包括鐵素體、馬氏體、貝氏體的兩相或者三相，且為了提高強(qiáng)度而包含T1、Nb等析出硬化元素的鋼。然后，TRIP鋼是通過在常溫下將微細(xì)均質(zhì)地分散的殘留奧氏體進(jìn)行加工而相變成馬氏體，從而確保高強(qiáng)度及高軟性的鋼種。
[0004]關(guān)于此，在多個專利文獻(xiàn)中提出了幾種種類的技術(shù)。作為這樣的技術(shù)，可以例舉專利文獻(xiàn)I~4，但這樣的發(fā)明，其大部分是為了有助于提高軟性而開發(fā)的，對于作為在實(shí)際部件加工時的重要尺度的彎曲加工性或焊接性等則沒有充分的考慮。
[0005]而且，作為主要使用拉伸強(qiáng)度為980MPa級以上的超高強(qiáng)度鋼板的車身結(jié)構(gòu)用或補(bǔ)強(qiáng)材，其最重要的特性是點(diǎn)焊接性和彎曲加工性。在沖撞時，結(jié)構(gòu)用或補(bǔ)強(qiáng)材通過吸收沖撞能量而起到保護(hù)乘客的作用，若點(diǎn)焊接部的強(qiáng)度不足，則在沖撞時被破斷從而不能獲得充分的沖撞吸收能量。因此汽車公司要求將盡可能地降低作為表示焊接性的指標(biāo)的碳當(dāng)量，Ceq值(C+Mn/20+Si/30+2P+4S)。并且，就對焊接性的要求條件而言，雖然根據(jù)不同汽車公司而有些差異，但最嚴(yán)格的標(biāo)準(zhǔn)是Ceq值< 0.24，并且同時要求使添加到鋼中的碳含量滿足0.1 %以下的條件。
[0006]另一方面，實(shí)際使用這樣的超高強(qiáng)度鋼材的部位主要為如側(cè)梁(sill side)的部件，因此大部分為按照彎曲(bending)執(zhí)行的加工，因此即使伸長率再怎么優(yōu)異，若彎曲加工性(bendability)劣化，則不能作為部件來使用。彎曲加工性指的是針對單位厚度的最小彎曲半徑的比(R/t)，在這里，最小彎曲半徑比(R)指的是在進(jìn)行彎曲試驗(yàn)后，在板的外圈部不發(fā)生裂紋的最小半徑。對彎曲加工性的要求根據(jù)不同汽車公司有些差異，但就最嚴(yán)格的水平而言，要求滿足以拉伸強(qiáng)度為980MPa級的冷軋鋼板標(biāo)準(zhǔn)滿足R/t ( I的條件。作為用于改善彎曲加工性的方法，眾所人知的是，要適當(dāng)?shù)乜刂拼嬖谟阡搩?nèi)的相變相的組成及比率，如圖1所示，軟質(zhì)相和硬質(zhì)相的硬度比越低彎曲加工性越優(yōu)異。為此，要生成貝氏體或者回火馬氏體(TemperedMartensite)來代替馬氏體,但如圖2所示,這樣的相變相具有屈服強(qiáng)度急劇增加，顯著降低伸長率的問題，因此適當(dāng)?shù)拇_保相變相的組成比至關(guān)重要。
[0007]另一方面，當(dāng)在梁(sill)工序中制造拉伸強(qiáng)度為980MPa級以上的超高強(qiáng)度鋼板時，由于屈服強(qiáng)度也非常高，因此因作為中間材料的熱軋板的較高的強(qiáng)度，冷軋性大大地降低，并且由于在退火熱處理時采用急速冷卻熱處理?xiàng)l件，因此具有操作性大大降低的問題。并且，就這樣的材料而言，鋼中存在的相變相的變化對于退火溫度非常敏感，因此根據(jù)一點(diǎn)點(diǎn)的退火溫度的變化，相變相的種類及組成比也會變得不同，從而屈服強(qiáng)度會顯著變化，且伸長率降低，因此有必要開發(fā)出在更寬的退火溫度范圍內(nèi)確保穩(wěn)定的材質(zhì)的新產(chǎn)品，但在上述專利文獻(xiàn)I~4及專利文獻(xiàn)5等的公知技術(shù)中，沒有對此充分地考慮。
[0008](專利文獻(xiàn)I)日本專利公開1994-145892號
[0009](專利文獻(xiàn)2)日本公開專利公報(bào)2660644號
[0010](專利文獻(xiàn)3)日本公開專利公報(bào)2704350號
[0011](專利文獻(xiàn)4)日本公開專利公報(bào)3317303號
[0012](專利文獻(xiàn)5)日本專利公開2005-105367號

【發(fā)明內(nèi)容】

[0013]技術(shù)問題
[0014]本發(fā)明的一個方面提供一種焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。
[0015]技術(shù)方案
[0016]本發(fā)明的一個方面的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板，以重量％包含:C:0.07 ~0.095%,Si:0.05 ~0.5%，Mn:2.0 ~2.4%，P:0.001 ~0.10%,S:0.010%以下，SohAl:0.01 ~0.10%, N:0.010% 以下，Cr:0.5 ~L 0%, Mo:0.03 ~0.15%, B:
0.0010 ~0.0060%, Sb:0.001 ~0.10%，且包含Ti:0.003 ~0.08%及Nb:0.003 ~0.08%中的一種或者兩種，且包含余量的Fe及其它不可避免的雜質(zhì)，上述C、S1、Mn及Mo可以滿足關(guān)系式 I:60C — 0.2Si — 0.15Mn+2.2SiXMo ( 5.2，上述 C、Mn、S1、P 及 S 可以滿足關(guān)系式2:C+Mn/20+Si/30+2P+4S ( 0.24。
[0017]本發(fā)明的另一個方面的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，所述方法可以包括如下步驟:加熱鋼坯的步驟，上述鋼坯以重量％包含C:0.07~0.095%, Si:0.05 ~0.5%, Mn:2.0 ~2.4%, P:0.001 ~0.10%, S:0.010% 以下，Sol.Al:0.01 ~0.10%, N:0.010% 以下，Cr:0.5 ~1.0%，Mo:0.03 ~0.15%, B:0.0010 ~0.0060 %, Sb:0.001 ~0.10 %，且包含 Ti:0.003 ~0.08 % 及 Nb:0.003 ~0.08 % 中的一種或者兩種，包含余量的Fe及其它不可避免的雜質(zhì)，上述C、S1、Mn及Mo可以滿足關(guān)系式 1:60C — 0.2Si — 0.15Mn+2.2SiXMo ( 5.2，上述 C、Mn、S1、P 及 S 可以滿足關(guān)系式 2:C+Mn/20+Si/30+2P+4S ( 0.24 ;將被加熱的上述鋼坯進(jìn)行熱軋的步驟；將被熱軋的上述鋼板進(jìn)行卷取的步驟；將被卷取的上述鋼板進(jìn)行冷軋的步驟；將被冷軋的上述鋼板在750~820°C下進(jìn)行連續(xù)退火的步驟；將被燃燒退火的上述鋼板以I~10°C /s的冷卻速度冷卻至650~700°C的第一冷卻步驟；將被第一冷卻的上述鋼板以5~20°C /s的冷卻速度冷卻至400~500°C的第二冷卻步驟，以及將上述鋼板在300~400°C下進(jìn)行過時效處理的步驟。
[0018]有益效果
[0019]根據(jù)本發(fā)明的一個方面，可以提供一種，在制造拉伸強(qiáng)度為980MPa級以上的超高強(qiáng)度冷軋鋼板中，利用緩冷熱處理方法來適當(dāng)?shù)乜刂畦F素體與貝氏體、馬氏體的分率，從而即使在退火溫度范圍為±20°C水平的寬的區(qū)間的退火熱處理?xiàng)l件中，屈服強(qiáng)度之差為80MPa以下而非常優(yōu)異的，確保穩(wěn)定的材質(zhì)的冷軋鋼板。
[0020]此外，可以提供一種，滿足伸長率為12%以上及彎曲加工性以R/t為1.0以下的，同時所添加的碳含量為0.1 %以下的，作為表示焊接性指標(biāo)的Ceq值為0.24以下的冷延干板。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0021]圖1為示出根據(jù)鐵素體與硬質(zhì)相的硬度比的孔擴(kuò)張率的圖表。
[0022]圖2為示出基于伸長率的孔擴(kuò)張率的圖表。
[0023]圖3(a)及(b)為示出在兩相結(jié)構(gòu)鋼中基于退火溫度變化的材質(zhì)的變化(屈服強(qiáng)度及拉伸強(qiáng)度)的圖表。
[0024]圖4為示出關(guān)系式I和屈服強(qiáng)度之差的圖表。
[0025]圖5為現(xiàn)有例和發(fā)明例的熱處理?xiàng)l件及相變動態(tài)的模式圖。
[0026]圖6(a)及(b)為發(fā)明例4及比較例4的掃描電子顯微鏡(SEM)的照片。
[0027]圖7(a)~(d)為發(fā)明例4及比較例4的彎曲加工性實(shí)驗(yàn)結(jié)果，是針對各自的光學(xué)顯微鏡及掃描電子顯微鏡(SEM)的照片。
[0028]圖8(a)~(C)為示出發(fā)明例4、比較例4及比較例20的基于退火溫度的屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度及伸長率的圖表。
[0029]用于實(shí)施本發(fā)明的最佳的方式
[0030]本發(fā)明的發(fā)明人為了導(dǎo)出焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼材而研究的結(jié)果，通過控制鋼材的成分系及制造方法的各個條件來導(dǎo)出了適當(dāng)?shù)乜刂畦F素體與貝氏體、馬氏體的分率(fraction)的微細(xì)結(jié)構(gòu)，從而確認(rèn)了可以生產(chǎn)焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度鋼板，并實(shí)現(xiàn)了本發(fā)明。
[0031]一般地，為了制造兩相結(jié)構(gòu)鋼，在Arl和Ar3之間的兩相區(qū)域進(jìn)行退火均熱處理而確保適量的鐵素體和奧氏體后，通過急速冷卻使奧氏體相變?yōu)轳R氏體，從而確保鐵素體和馬氏體。這樣的鋼材的特征是根據(jù)軟質(zhì)的鐵素體確保軟性，通過馬氏體確保所期望水平的強(qiáng)度。然而，就兩相結(jié)構(gòu)鋼而言，由于所生成的兩相間的強(qiáng)度差非常大，因此在外部變形時，在相的界面可易于產(chǎn)生裂紋。這些裂紋將成為使孔擴(kuò)張性或者彎曲加工性劣化的主要要因。
[0032]為了解決這些問題，可以減少馬氏體量并生成貝氏體或者回火馬氏體，以減小相結(jié)構(gòu)鋼的相間的硬度差。為此，將退火溫度提高至Ar3以上，確保100%的奧氏體后通過冷卻確保少量的鐵素體和作為主相的貝氏體、馬氏體，或者在兩相域中退火處理后進(jìn)行急速冷卻來確保鐵素體+馬氏體后通過回火在馬氏體內(nèi)析出碳化物(回火馬氏體)，從而可以減小相間的強(qiáng)度差。然而，由于相比于拉伸強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度過度增加，從而增加屈服比(YR)，存在伸長率明顯降低的問題。并且，由于合金元素的過度添加而也有可能導(dǎo)致焊接性劣化。[0033]在相變結(jié)構(gòu)鋼中，為了滿足焊接性的同時確保彎曲加工性及強(qiáng)度，軟性等，需要定立嚴(yán)格的成分及操作條件。然而，即使定立這樣的條件，另一個問題是材質(zhì)，特別是屈服強(qiáng)度的變化根據(jù)退火溫度的變化而非常嚴(yán)重。即使在兩相域中進(jìn)行退火，若在兩相域內(nèi)溫度變化，則奧氏體的含量就會不同，由此奧氏體內(nèi)碳含量會變化，因此在冷卻時，貝氏體的相變鼻尖(nose)會移動。即，若由于退火溫度的增加而導(dǎo)致奧氏體內(nèi)碳濃度減小，則馬氏體的相變被相對地延遲，促進(jìn)貝氏體相變，從而增加貝氏體的量。然而，若由于退火溫度低而使奧氏體內(nèi)碳濃度增加，則貝氏體相變鼻尖向右側(cè)移動，即被延遲，從而馬氏體的生成會相對變得容易。與此相同，在相同兩相域區(qū)間中，因退火溫度的變化而根據(jù)奧氏體內(nèi)碳濃化的程度，貝氏體量的生成也會不同，由于這樣的變化，不僅是材質(zhì)，而且屈服強(qiáng)度的差異也非常大，從而不可能獲得穩(wěn)定的材質(zhì)。如圖3(a)及(b)所示，在兩相結(jié)構(gòu)鋼中，可以確認(rèn)基于退火溫度變化的材質(zhì)的變化。根據(jù)退火溫度的變化而產(chǎn)生的強(qiáng)度的變化非常大，特別是用于滿足屈服強(qiáng)度700MPa以下的同時確保拉伸強(qiáng)度980MPa以上的退火溫度的區(qū)間為770~7850C，由此可知僅在15°C的非常窄的范圍內(nèi)存在合適材質(zhì)的條件?？紤]到在通常的操作中所要求的最小退火溫度變化范圍為±10°C的點(diǎn)時，有必要確保最小±15°C以上的退火溫度范圍。
[0034]本發(fā)明中為了解決這樣的問題，通過結(jié)合許多的理論和實(shí)驗(yàn)確認(rèn)了在兩相域中也能同時滿足焊接性、彎曲加工性及拉伸特性，同時在退火溫度區(qū)間在±20°C以上的寬的范圍內(nèi)也能確保材質(zhì)，特別是屈服強(qiáng)度的差異在SOMPa以下的窄的范圍下也能確保，據(jù)此提出本發(fā)明。
[0035]根據(jù)本發(fā)明的一個方面，為了確保預(yù)定水平(R/t ( I)以上的彎曲加工性而有必要確保30~40%水平的貝氏體分率，為此，根據(jù)本發(fā)明的一個方面，可在兩相域退火后通過控制冷卻條件來導(dǎo)出這樣的微細(xì)結(jié)構(gòu)。即，退火后，可以在貝氏體相變區(qū)間通過緩冷而確保所期望量的貝氏體。 了減小根據(jù)退火溫度而引起的屈服強(qiáng)度的差異，適當(dāng)?shù)靥砑覥、S1、Mn、Mo是非常重要的，并 且，這樣的成分的組合被下述關(guān)系式I來定義。
[0036]關(guān)系式I:60C — 0.2Si — 0.15Mn+2.2SiMo ≤ 5.2
[0037]并且，可以知道，如圖4所示，作為表示關(guān)系式I和屈服強(qiáng)度之差，當(dāng)C、S1、Mn，Mo的成分關(guān)系式組合超過5.2時，屈服強(qiáng)度之差的增加非常大。因此為了將屈服強(qiáng)度之差確保為作為穩(wěn)定范圍的SOMPa以下，有必要控制成分以使上述關(guān)系式I的值成為5.2以下。
[0038]此外，為了改善焊接性，本發(fā)明的一個方面，以使C、S1、Mn、P、S的含量滿足下述關(guān)系式2 (C+Mn/20+Si/30+2P+4S ( 0.24)，同時使所添加的碳含量變?yōu)?.1 %以下的方式來設(shè)計(jì)合金是非常重要的。
[0039]關(guān)系式2:C+Mn/20+Si/30+2P+4S ( 0.24
[0040]另外，上述關(guān)系式I是在退火后緩冷時用于控制貝氏體的量的，如在圖5的熱處理?xiàng)l件及相變動態(tài)的模式圖可知，為了滿足焊接性的同時滿足彎曲加工性、拉伸特性，優(yōu)選地，依賴關(guān)系式I的組合的情況下還依賴緩冷熱處理來促進(jìn)鐵素體和貝氏體相變。
[0041]以下，詳細(xì)說明本發(fā)明的一個方面的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板。
[0042]碳(C):0.07 ~0.095 重量％[0043]上述C是用于強(qiáng)化相變結(jié)構(gòu)而添加的非常重要的元素。并且，C有助于高強(qiáng)度化，在復(fù)合結(jié)構(gòu)鋼中促進(jìn)馬氏體的形成。若C的含量增加，則鋼中馬氏體量將會增加。但是，當(dāng)其含量超過0.095重量％時，難以滿足作為在本發(fā)明中要求的焊接性的Ceq值0.24以下，并且不可能滿足將C含量限制為0.1重量％以下的條件。特別是，為了在Ceq值中C的含量超過0.1重量％的情況下控制Ceq值為0.24，需要相對地降低S1、Mn等元素，由此可以預(yù)料到材質(zhì)的劣化。另外，當(dāng)上述C的含量不足0.07重量％時，雖然可以滿足在本發(fā)明中提示的焊接性的條件，但難以確保所期望的強(qiáng)度。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選上述C的含量控制為0.07~0.095重量％。
[0044]硅(Si):0.05 ~0.5 重量％
[0045]上述Si促進(jìn)鐵素體相變，并使未相變奧氏體中的碳的含量上升，從而使鐵素體和馬氏體的復(fù)合結(jié)構(gòu)容易形成，并且誘發(fā)Si自身的固溶強(qiáng)化效果。雖然是用于確保強(qiáng)度和材質(zhì)的非常有用的元素，但是與表面特性相關(guān)不僅誘發(fā)表面結(jié)垢缺陷，而且降低化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性，因此優(yōu)選限制其范圍。在本發(fā)明中作為將鐵素體與馬氏體的分率確保預(yù)定量的的同時不降低焊接性的范圍優(yōu)選為0.05~0.5重量％。當(dāng)上述Si的含量不足0.05重量％時，沒有確保充分的鐵素體，從而降低軟性。相反地，當(dāng)超過0.5重量％時，降低強(qiáng)度的同時焊接性劣化的問題較大。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述Si的含量控制為0.05~0.5重量％。
[0046]錳(Mn): 2.0 ~2.4 重量 ％
[0047]上述Mn是在不損害軟性的情況下使粒子微細(xì)化，并將鋼中硫完全析出為MnS，從而防止因生成FeS而引起的熱脆性的同時強(qiáng)化鋼的元素，同時在復(fù)合結(jié)構(gòu)鋼中起到降低獲得馬氏體相的臨界冷卻速度的作用，從而可以更容易地形成馬氏體。當(dāng)上述Mn的含量不足
2.0重量％時，難以確保在本發(fā)明中作為目標(biāo)的強(qiáng)度。相反地，當(dāng)上述Mn的含量超過2.4重量％時，發(fā)生焊接性或熱軋性等問題的可能性高。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述Mn的含量控制為2.0~2.4重量％。
[0048]磷(P):0.001 ~0.10 重量％
[0049]上述P為固溶強(qiáng)化效果最大的置換型合金元素，起到改善面內(nèi)各向異性，提高強(qiáng)度的作用。當(dāng)其含量不足0.001重量％時，不僅不能確保上述的效果，而且還可能導(dǎo)致制造費(fèi)用的問題。相反地，若添加過多，則可能劣化沖壓成型性且發(fā)生鋼的脆性，因此優(yōu)選將上述P的含量的上限控制為0.10重量％。于是，在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述P的含量控制為0.001 ~0.10 重量％。
[0050]* 硫(S):0.010 重量％ 以下，
[0051]上述S為不可避免地含有的雜質(zhì)，阻礙鋼板的軟性及焊接性，因此優(yōu)選最大地抑制其含量。理論上將S的含量限定為0%是有利的，但制造工序上只能必然地含有。因此，管理上限是重要的，并在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述S含量的上限控制為0.010重量％。
[0052]可溶性鋁(Sol.Al):0.01 ~0.1 重量％
[0053]上述Al是，與鋼中氧結(jié)合而提高脫氧作用及如同Si那樣將鐵素體內(nèi)的碳分配至奧氏體而提高馬氏體的硬化性能的有效成分。當(dāng)其含量不足0.01重量％時，不能確保上述的效果。相反地，若超過0.1重量％，則不僅飽和上述效果，而且具有增加制造費(fèi)用的問題。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述Al的含量控制為0.01~0.1重量％。
[0054]氮(N):0.010 重量％ 以下[0055]上述N是在穩(wěn)定化奧氏體的方面起有效的作用的元素。當(dāng)上述N的含量超過0.010重量％時，奧氏體的穩(wěn)定性大大地增加,從而妨礙形成本發(fā)明所意圖的30~40%水平的貝氏體，因此優(yōu)先將其含量的上限控制為0.010%。
[0056]鉻(Cr):0.5 ~1.0 重量％
[0057]上述Cr是用于提高鋼的硬化性能并確保高強(qiáng)度而添加的成分，本發(fā)明中，作為促進(jìn)形成貝氏體的元素，起非常重要的作用的元素。當(dāng)上述Cr的含量不足0.5重量％時，難以確保上述的效果。相反地，當(dāng)超過1.0重量％時，不僅飽和其效果，而且在經(jīng)濟(jì)方面不利。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述Cr的含量控制為0.5~1.0重量％。
[0058]鑰(Mo):0.03 ~0.15 重量 ％
[0059]上述Mo是如同上述Cr那樣用于提高鋼的硬化性能并確保高強(qiáng)度而添加的成分。并且，在鋼中生成Mo系微細(xì)碳化物而起到改善鐵素體基體結(jié)構(gòu)的強(qiáng)度的作用。由于這樣的效果，使得相變結(jié)構(gòu)和鐵素體的相間強(qiáng)度差減小，從而對彎曲加工性起到有利的作用。當(dāng)上述Mo的含量不足0.03重量％時，難以獲得上述的效果。相反地，當(dāng)上述Mo的含量超過0.15重量％時，制造費(fèi)用過度地增加。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述Mo的含量控制為0.03~
0.15重量％。
[0060]蹦⑶:0.0010 ~0.0060 重量％
[0061]上述B是在退火中進(jìn)行冷卻的過程中作為延遲奧氏體相變?yōu)橹楣怏w的成分，是抑制鐵素體的形成并促進(jìn)形成貝氏體的元素。但是，當(dāng)上述B的含量不足0.0010重量％時，難以獲得上述的效果。相反地，當(dāng)上述B的含量超過0.0060重量％時,在表面上過多地聚集有B，從而可以劣化鍍覆金屬附著性。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述B的含量控制為0.0010~0.0060 重量％。
[0062]銻(Sb):0.001 ~0.10 重量％
[0063]上述Sb是，在本發(fā)明中用于確保優(yōu)異的耐凹痕特性而添加的成分。上述Sb抑制對Mn0、Si02、Al203等氧化物的表面濃化，從而降低由凹痕引起的表面缺陷，抑制根據(jù)溫度上升及熱軋工序變化導(dǎo)致的表面濃化物的粗化方面具有卓越的效果。當(dāng)上述Sb的含量不足
0.001重量％時，難以確保上述的效果。相反地，即使上述Sb的含量繼續(xù)增加，這樣的效果不僅不會大大地增加，而且導(dǎo)致制造費(fèi)用及加工性劣化等問題，因此優(yōu)選將上述Sb的含量的上限控制為0.10重量％。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述Sb的含量控制為0.001~0.10重量％。
[0064]根據(jù)本發(fā)明的一個方面，優(yōu)選，上述鋼板包含:Ti及Nb中的一種或者兩種。
[0065]鈦(Ti)、鈮(Nb):分別為0.003 ~0.08 重量％
[0066]上述Ti及Nb是在提高鋼板的強(qiáng)度及微細(xì)化粒徑方面有效的元素。當(dāng)上述Ti及Nb的含量分別不足0.003重量％時,難以確保所述的效果。相反地，當(dāng)上述Ti及Nb的含量分別超過0.08重量％時，制造費(fèi)用上升，并且由于過多的析出物而可能大大地降低軟性。因此在本發(fā)明中，優(yōu)選將上述Ti及Nb的含量分別控制為0.003~0.08重量％。
[0067]本發(fā)明的剩余的成分為鐵(Fe)。只是，在通常的制造過程中，從原料或者周圍環(huán)境不可避免地混入非意圖的雜質(zhì)，因此不能排除這些情況。這些雜質(zhì)，若只要是通常的制造過程的技術(shù)人員，則任何人都是可以知到的物質(zhì)，因此不會在說明書中特別提及其所有的內(nèi)容。[0068]并且，本發(fā)明的一個方面的冷軋鋼板的成分系中，優(yōu)選地，C、S1、Mn及Mo滿足下述關(guān)系式I。
[0069]關(guān)系式1:60C — 0.2Si — 0.15Mn+2.2Si XMo ≤ 5.2
[0070]關(guān)系式I是以經(jīng)驗(yàn)數(shù)據(jù)來獲得用于確保鋼材的退火溫度穩(wěn)定性的成分關(guān)系的式。即，鋼中通過C、S1、Mn及Mo的適宜的成分關(guān)系可以確保本發(fā)明所意圖的貝氏體的量，由此可以確保鋼材的退火溫度穩(wěn)定性。如上所述，如圖4所示，當(dāng)上述關(guān)系式I超過5.2時，可以確認(rèn)屈服強(qiáng)度之差大大地增加。
[0071]另外，優(yōu)選地，本發(fā)明的一個方面的冷軋鋼板的成分系中，C、S1、Mn、P及S滿足下
述關(guān)系式2。
[0072]關(guān)系式2:C+Mn/20+Si/30+2P+4S ≤ 0.24
[0073]上述關(guān)系式2是以經(jīng)驗(yàn)數(shù)值來獲得用于確保焊接性的成分關(guān)系的式。即，鋼中C、Mn、S1、P、S的元素起提高碳當(dāng)量的作用，且上述碳當(dāng)量越高焊接性越變得劣化。本發(fā)明的一個方面的鋼板主要采用點(diǎn)焊(spot welding)，若通過反復(fù)實(shí)驗(yàn)來設(shè)定不發(fā)生焊接不良的條件，則其構(gòu)成如同上述關(guān)系式2。當(dāng)根據(jù)上述關(guān)系式2計(jì)算出的值超過0.24時，意味著發(fā)生焊接不良的可能性變聞。
[0074]就滿足所述的成分系及關(guān)系式I及2的鋼板的微細(xì)結(jié)構(gòu)而言，優(yōu)選將鐵素體控制為主相。并且，優(yōu)選，包含貝氏體30~40%，包含馬氏體10%以下。當(dāng)貝氏體量不足30%時，由于馬氏體量的增加而導(dǎo)致彎曲加工性不能滿足本發(fā)明鋼中所要求的R/t為I以下，而當(dāng)貝氏體量超過40%時雖然彎曲加工性優(yōu)異，但是由于生成過度的貝氏體而導(dǎo)致發(fā)生軟性降低和屈服強(qiáng)度顯著降低的問題。
[0075]此外，上述冷軋鋼板的屈服強(qiáng)度之差為SOMPa以下，非常優(yōu)異，于是可以確保穩(wěn)定的材質(zhì)。并且，可以滿足伸長率12%以上及彎曲加工性以R/t值為1.0以下。并且，可以提供一種碳含量為0.1 %以下，作為表示焊接性的指標(biāo)的Ceq值為0.24以下的冷軋鋼板。
[0076]以下，詳細(xì)說明本發(fā)明的另一個方面的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法。
[0077]本發(fā)明的一個方面的冷軋鋼板的制造方法可以采用滿足所述的成分系及關(guān)系式
1、2的鋼坯(slab)。首先，可對上述鋼坯進(jìn)行再加熱。在這里，雖然不會特別限定上述再加熱溫度，但優(yōu)選控制為通常的再加熱溫度。
[0078]然后，可以對上述再加熱的鋼坯進(jìn)行熱軋。上述熱軋時，優(yōu)選，將收尾的軋制溫度控制為800~950°C。當(dāng)不足800°C時，熱變形阻抗急速地增加的可能性高，熱軋鋼卷(hotrolled coil)的上(top)、下部(tail)及邊緣成為單相區(qū)域,從而面內(nèi)各向異性增加,成型性劣化。然而，當(dāng)超過950°C時，不僅產(chǎn)生過厚的氧化結(jié)垢膜，而且鋼板的微細(xì)結(jié)構(gòu)被粗化的可能性高。
[0079]上述熱軋后，可以將上述熱軋鋼板進(jìn)行卷取。在上述卷取時，優(yōu)選，卷取溫度控制為500~750°C。當(dāng)上述卷取溫度不足500°C時，由于生成過多的馬氏體或者貝氏體，因此導(dǎo)致過多地上升熱延鋼板的強(qiáng)度，由此，在冷軋時，可能發(fā)生由負(fù)載引起的形狀不良等問題。相反，當(dāng)上述卷取溫度超過750°C時，由S1、Mn及B等的使熱鍍鋅的潤濕性降低的元素引起的表面濃化加劇。
[0080]另外，進(jìn)行上述卷取后，可以對上述熱軋鋼板進(jìn)行酸洗。在這里，雖然不會特別限定上述酸洗的方法，但是優(yōu)選控制為通常的酸洗方法。
[0081]并且，可以對上述熱軋鋼板進(jìn)行冷軋。在進(jìn)行上述冷軋時，優(yōu)選，壓下率控制為40~70%。當(dāng)上述壓下率不足40%時,弱化再結(jié)晶驅(qū)動力，從而在獲得良好的再結(jié)晶晶粒方面發(fā)生問題的可能性大，且形狀校正非常難。相反地，當(dāng)上述壓下率超過70%時，上述鋼板的邊(edge)部發(fā)生裂紋的可能性高，且使軋制負(fù)荷急速增加。此外，進(jìn)行上述冷軋后，可以進(jìn)行連續(xù)退火。在進(jìn)行上述連續(xù)退火時，優(yōu)選將退火溫度控制為750~820°C。當(dāng)上述退火溫度不足750°C時，生成未再結(jié)晶晶粒的危險(xiǎn)性增大，難以形成足夠的奧氏體，從而難以確保在本發(fā)明中作為目標(biāo)的強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)上述退火溫度超過820°C時，由于形成過多的奧氏體，貝氏體量急劇增加，從而屈服強(qiáng)度過度地增加，軟性劣化。
[0082]另外，可以對上述連續(xù)退火的鋼板進(jìn)行第一冷卻。優(yōu)選將上述冷卻速度控制為I~10°C/s。并且，優(yōu)選，第一冷卻結(jié)束溫度控制為650~700°C。作為用于確保鐵素體與奧氏體的平行碳濃度而增加鋼板的軟性和強(qiáng)度，上述第一冷卻結(jié)束溫度不足650°C或者超過700°C時，難以確保在本發(fā)明中作為目標(biāo)的軟性及強(qiáng)度。
[0083]并且，進(jìn)行上述第一冷卻后，可以對上述鋼板進(jìn)行第二冷卻。優(yōu)選將上述冷卻速度控制為5~20°C /s。并且，優(yōu)選將第二冷卻結(jié)束溫度控制為400~500°C。本發(fā)明中，本工序起到重要的作用。上述第二冷卻結(jié)束溫度是用于同時確保軟性和彎曲加工性的非常重要的溫度條件，當(dāng)冷卻結(jié)束溫度為400°C以下時，在過時效處理期間，在貝氏體區(qū)域中停留的時間短，從而難以確 保足夠的貝氏體量，當(dāng)超過500°C時，主要在過時效處理時，在貝氏體區(qū)域中停留的時間變得非常長，從而發(fā)生過多的貝氏體，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度增加，軟性劣化。
[0084]另外，在進(jìn)行上述第二冷卻后，可以對上述鋼板進(jìn)行過時效處理。在上述過時效處理時，優(yōu)選將處理溫度控制為300~400°C。通過在上述溫度范圍內(nèi)實(shí)施過時效處理可以確保在本發(fā)明中所意圖的貝氏體量。
[0085]此外，上述過時效處理后，可以對上述鋼板進(jìn)行平整(skin pass)軋制。在這里，優(yōu)選將壓下率控制為0.5~1.0 %。當(dāng)上述壓下率不足0.5%時，在如同本發(fā)明的超高強(qiáng)度鋼中，控制形狀是非常難的。相反地，當(dāng)上述壓下率超過1.0%時，由于屈服強(qiáng)度過度增加，超過作為在本發(fā)明中提示的屈服強(qiáng)度目標(biāo)的700MPa，并且根據(jù)高延伸作業(yè)，操作性變得大大地不穩(wěn)定。
[0086]而且，通過所述的制造方法，可以控制鋼板的微細(xì)結(jié)構(gòu)，并且根據(jù)本發(fā)明的一個方面，優(yōu)選鐵素體為主相，更優(yōu)選包含貝氏體30~40 %，包含馬氏體10 %以下。
[0087]此外，可以提供一種屈服強(qiáng)度之差為SOMPa以下而非常優(yōu)，具有穩(wěn)定的材質(zhì)的冷軋鋼板。并且，可以滿足伸長率為12%以上及彎曲加工性以R/t值為1.0以下。并且，可以提供一種碳含量為0.1 %以下，表示焊接性指標(biāo)的Ceq值為0.24以下的冷軋鋼板。
【具體實(shí)施方式】
[0088]以下，通過實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明。而需要注意的是，下述的實(shí)施例僅僅是為了通過示例更詳細(xì)地說明本發(fā)明，并非用于限制本發(fā)明的權(quán)利范圍。這是因?yàn)楸景l(fā)明的權(quán)利范圍是從在權(quán)利要求范圍中記載的事項(xiàng)和由此被合理地類推出的事項(xiàng)來決定。
[0089](實(shí)施例)
[0090]將滿足下述表1中所示的成分系的鋼坯進(jìn)行真空熔融，在加熱爐中，在再加熱溫度為1200°C溫度下加熱I小時，并實(shí)施熱軋后進(jìn)行了卷取。此時，就熱軋而言，在880~900°C溫度范圍內(nèi)結(jié)束了熱軋，卷取溫度設(shè)定為680°C。利用經(jīng)熱軋的鋼板來實(shí)施酸洗，將冷軋壓下率設(shè)為50%來實(shí)施了冷軋。將上述經(jīng)冷軋的鋼板在780°C下進(jìn)行連續(xù)退火，以I~IO0C /s的冷卻速度進(jìn)行第一冷卻至680°C之后，以下述表2的第二冷卻條件進(jìn)行了第二冷卻。然后，將上述被冷卻的鋼板在350°C下進(jìn)行過時效處理后，以0.7%的壓下率進(jìn)行了平整軋制。
[0091]從上述制造的冷軋鋼板，制作JIS5號拉伸試驗(yàn)試樣來測量了材質(zhì)。具體地，測量試片的屈服強(qiáng)度(YS)、拉伸強(qiáng)度(TS)、伸長率(El)、屈服比(YR)及屈服強(qiáng)度之差(AYS)，并示出在下述表2。在這里，上述屈服強(qiáng)度之差是在與上述條件相同的條件下制造鋼板，并在退火溫度760~800°C范圍內(nèi)實(shí)施退火之后測量的所述鋼板的屈服強(qiáng)度之差。
[0092]另外，測量各個試片的關(guān)系式I及2的值，并一起示出在下述表2中。
[0093]并且，為了評價(jià)試片的彎曲 加工性，在R/tl.0的彎曲試驗(yàn)中對在表面上沒有發(fā)生裂紋的材料以’ O’，在發(fā)生裂紋的材料上以’ X’的方式示出在下述表2中。
[0094]此外，在各個試片的微細(xì)結(jié)構(gòu)中測量貝氏體分率而一并示出在下述表2中。而且，利用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察發(fā)明例4及比較例4的微細(xì)結(jié)構(gòu)后將其照片示出在圖6(a)及(b)中。并且，作為發(fā)明例4及比較例4的彎曲加工性實(shí)驗(yàn)結(jié)果，對各自的光學(xué)顯微鏡及掃描電子顯微鏡(SEM)的照片示出在圖7(a)~⑷中。
[0095]而且，對滿足發(fā)明例4、比較例4及比較例20的鋼種，以滿足上述條件的方法來制造冷軋鋼板，將退火溫度以760V、770 V、780 V、790 V及800°C設(shè)置為不同，按照各個退火溫度分別測量屈服強(qiáng)度(YS)、拉伸強(qiáng)度(TS)及伸長率(El)的值，并以圖表的方式示出在圖8 (a)~(C)中。
[0096]表1
[0097]
【權(quán)利要求】
1.一種焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，所述冷軋鋼板以重量％包含:
C:0.07 ~0.095%, Si:0.05 ~0.5%，Mn:2.0 ~2.4%，P:0.001 ~0.10%, S:0.010%以下，SohAl:0.01 ~0.10%, N:0.010% 以下，Cr:0.5 ~L 0%, Mo:0.03 ~0.15%, B:0.0010~0.0060%, Sb:0.001 ~0.10%，且包含Ti:0.003 ~0.08%及Nb:0.003~0.08%中的一種或者兩種，且包含余量的Fe及其它不可避免的雜質(zhì)，
所述 C、S1、Mn 及 Mo 滿足關(guān)系式 1:60C — 0.2Si — 0.15Mn+2.2SiXMo ( 5.2， 所述 C、Mn、S1、P 及 S 滿足關(guān)系式 2:C+Mn/20+Si/30+2P+4S ( 0.24。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，所述冷軋鋼板的微細(xì)結(jié)構(gòu)由貝氏體:30~40%,馬氏體:10%以下及余量鐵素體組成。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，所述冷軋鋼板的屈服強(qiáng)度之差為SOMPa以下。
4.一種焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述制造方法包括如下步驟: 加熱鋼坯的步 驟，所述鋼坯以重量％，包含:C:0.07~0.095%,S1:0.05~0.5%,Mn:2.0 ~2.4%, P:0.001 ~0.10%, S:0.010% 以下，Sol.Al:0.01 ~0.10%, N:0.010% 以下，Cr:0.5 ~1.0%,Mo:0.03 ~0.15%,B:0.0010 ~0.0060%, Sb:0.001 ~0.10%，且包含T1:0.003~0.08%及Nb:0.003~0.08%中的一種或者兩種，包含余量的Fe及其它不可避免的雜質(zhì)，所述C、S1、Mn及Mo滿足關(guān)系式1:60C —0.2Si — 0.15Mn+2.2SiXMo≤5.2，所述 C、Mn、S1、P 及 S 滿足關(guān)系式 2:C+Mn/20+Si/30+2P+4S ^ 0.2 ； 將被加熱的所述鋼坯進(jìn)行熱軋的步驟； 將被熱軋的所述鋼板進(jìn)行卷取的步驟； 將被卷取的所述鋼板進(jìn)行冷軋的步驟； 將被冷軋的所述鋼板在750~820°C下進(jìn)行連續(xù)退火的步驟； 將被燃燒退火的所述鋼板以1~10°C /s的冷卻速度冷卻至650~700°C的第一冷卻步驟； 將被第一冷卻的所述鋼板以5~20°C /s的冷卻速度冷卻至400~500°C的第二冷卻步驟，以及 將所述鋼板在300~400°C下進(jìn)行過時效處理的步驟。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在所述熱軋的步驟中，收尾的軋制溫度為800~950°C，在所述卷取的步驟中，卷取溫度為500~750°C。
6.根據(jù)權(quán)利要求4所述的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在所述冷軋的步驟中，壓下率為40~70%。
7.根據(jù)權(quán)利要求4所述的焊接性及彎曲加工性優(yōu)異的超高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述方法進(jìn)一步包括在所述過時效處理的步驟后以0.5~1.0 %壓下率進(jìn)行平整軋制的步驟。
【文檔編號】C21D9/46GK104024452SQ201280064510
【公開日】2014年9月3日 申請日期:2012年12月20日 優(yōu)先權(quán)日:2011年12月26日
【發(fā)明者】韓成豪, 曹恒植, 韓臺敎, 安衍相 申請人:Posco公司