CN100471972C - 成形性优良的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明以工业规模获得成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板并实现其制造方法，该高强度钢板以质量%计，含有C：0.03～0.20%、Si：0.005～0.3%、Mn：1.0～3.1%、P：0.001～0.06%、S：0.001～0.01%、N：0.0005～0.01%、Al：0.2～1.2%、Mo≤0.5%，余量由Fe和不可避免的杂质构成，进而Si、Al的质量%满足下述式(1)，且金属组织中含有铁素体和马氏体。(0.0012×[TS目标值]-0.29-[Si])/2.45＜Al＜1.5-3×[Si] 式(1);其中，[TS目标值]为钢板的强度设计值，单位为MPa。

Description

成形性优良的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及成形性、化学转化处理以及镀锌性能优良的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于汽车燃料费用的提高，因而更进一步要求减轻车体的重量。为了减轻车体的重量，可以使用高强度的钢材，但是，强度越高，压力成形就变得越困难。这是因为：通常钢材的强度越高，钢材的屈服应力就越增大，而且伸长率就越降低。
对此，关于伸长率的改善，已经发明了利用残余奥氏体的形变诱导相变的钢板(以下称TRIP钢)等，例如，特开昭61-157625号公报和特开平10-130776号公报已经公开了这种钢。
但是，通常的TRIP钢板必须添加大量的Si，由此导致钢板表面的化学转化处理和熔融镀锌性能的恶化，因而可能适用的构件受到限制。再者，在残余奥氏体钢中，为了确保较高的强度，需要添加大量的C，从而存在焊点裂纹等焊接方面的问题。
关于钢板表面的化学转化处理和熔融镀锌性能，旨在降低残余奥氏体TRIP钢中的Si含量的发明已经公开在特开平5-247586号公报和特开2000-345288号公报中，尽管该项发明希望提高化学转化处理性能、熔融镀锌性能以及延展性，但出现的问题是：不能期待改善上述的焊接性，而且对于抗拉强度达980MPa或以上的TRIP钢板，因为屈服应力非常高，所以在冲压等时候的形状冻结性产生恶化。另外，还要担心抗拉强度达980MPa或以上的高强度钢板产生延迟破坏。TRIP钢板因为残余奥氏体量较多，所以在加工时，在因诱导相变而生成的马氏体相与其周围的相之界面上，大量产生空隙以及位错，在这些部位还产生氢的聚集，从而也存在产生延迟破坏的问题。
另外，作为降低屈服应力的技术，以前熟知的有特开昭57-155329号公报所公开的、含有铁素体的双相钢(以下称DP钢)，但再结晶退火后的冷却速度要求为30℃/s或以上，这在一般的熔融镀锌线上是难以实现的。另外，钢板的抗拉强度直至100kg/mm2，这未必能够获得具有充分成形性的高强度钢板。
发明内容
本发明的课题在于：解决上述现有技术存在的问题，以工业规模获得成形性、化学转化处理以及镀锌性能优良的高强度钢板并实现其制造方法。
本发明者就成形性优良的高强度钢板进行了潜心的研究，结果发现：通过使钢成分达到最优化，即使Si、Al量和TS[目标强度值]的平衡设定在特定的范围，特别是调整Al的添加量，在屈服应力低的DP钢中，能够以工业的规模制造高强度钢板，并且能够确保该钢板具有以往所不及的伸长率。
本发明可以获得下述的高强度钢板，其将延展性提高到与以前的残余奥氏体钢等同或者以此为基准的程度，而且通过降低Si含量使化学转化处理和熔融镀锌性能得以提高，进而即使进行合金化镀覆，也不会使特性退化。
再者，为避免产生延迟破坏和二次加工脆性的问题，将其设计为容许不可避免地含有的5％或以下的残余奥氏体、且实质上不含残余奥氏体的DP钢。
本发明的高强度钢板能够获得590MPa～1500MPa的抗拉强度，而对于980MPa或以上的高强度钢板，则具有明显的效果。
本发明以上述的技术思想为基础，其要点叙述如下：
(1)一种成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：该高强度钢板以质量％计，含有C：0.03～0.20％、Si：0.005～0.3％、Mn：1.0～3.1％、P：0.001～0.06％、S：0.001～0.01％、N：0.0005～0.01％、Al：0.2～1.2％、Mo≤0.5％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，进而Si、Mn、Al的质量％与目标强度值(TS)满足下述式(1)，且金属组织中含有铁素体和马氏体。
(0.0012×[TS目标值]—0.29—[Si])/2.45<Al<1.5—3×[Si]式(1)
其中，[TS目标值]为钢板的强度设计值，单位为MPa；[Si]为Si的质量％。
(2)根据(1)所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，还含有V：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.1％、Nb：0.005～0.05％之中的1种、2种或更多种。
(3)根据(1)或(2)所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，还含有B：0.0005～0.002％，并满足下述式(2)。
500×[B]+[Mn]+0.2[Al]<2.9        式(2)
其中，[B]为B的质量％，[Mn]为Mn的质量％，[Al]为Al的质量％。
(4)根据(1)～(3)的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，还含有Ca：0.0005～0.005％、REM：0.0005～0.005％之中的1种、2种或更多种。
(5)根据(1)～(4)的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：在铁素体晶粒中，粒径的短轴径/长轴径之比值为0.2或以上的晶粒占50％或以上。
(6)根据(1)～(5)的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：该高强度钢板是热轧钢板或冷轧钢板。
(7)根据(1)～(6)的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：对钢板实施熔融镀锌的表面处理。
(8)一种(1)～(7)的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在Ar3点或以上的精轧温度施以热轧，在400℃～550℃下进行卷取，其次在通常的酸洗后，将压下率设定为30～70％进行一次冷轧，然后在连续退火工序实施再结晶退火，接着进行调质轧制。
(9)根据(8)所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在退火工序，加热到Ac1～Ac3+100℃的温度区域，保持30秒～30分钟之后，以满足式(3)的X℃/s或以上的冷却速度冷却到600℃或以下的温度区域，
X≥(Ac3—500)/10a            式(3)
a＝0.6[C]+1.4[Mn]+3.7[Mo]—0.87
其中，X为冷却速度，单位为℃/s；Ac3的单位为℃；
[C]为C的质量％；[Mn]为Mn的质量％；[Mo]为Mo的质量％。
附图说明
图1表示取决于TS目标值的Al和Si的范围。
图2(a)表示Al含量为0.4％时的化学转化处理和熔融镀锌性能与Mn、B之间的关系，(b)表示Al含量为1.2％时的化学转化处理和熔融镀锌性能与Mn、B之间的关系。
图3表示能够确保延展性的冷却速度与成分之间的关系。
具体实施方式
下面就本发明的实施方案进行详细说明。
首先，就本发明的高强度钢板的成分以及金属组织的限定理由进行说明。
C：从确保强度的角度考虑，而且作为使马氏体稳定化的基本元素，C是必须的成分。当C低于0.03％时，强度得不到满足，而且不能形成马氏体相。另外，当超过0.2％时，除了强度过度增高而延展性不足以外，还将导致焊接性的退化，因而不能作为工业材料加以使用。所以，本发明的C范围设定为0.03％～0.2％，优选为0.06～0.15％。
Mn：从确保强度的角度考虑，必须进行添加，此外，它是延缓碳化物生成的元素，是对铁素体生成有效的元素。当Mn低于0.1％时，强度得不到满足，而且铁素体的形成不充分，从而导致延展性的退化。另外，当Mn添加量超过3.1％时，淬硬性的提高超过要求，因此马氏体大量生成，导致强度升高，由此，产品的波动增大，并且延展性不足，不能作为工业材料加以使用。所以，本发明的Mn的范围设定为1.0～3.1％。
Si：除了从确保强度的角度考虑需要添加外，通常为了确保延展性，也是可以添加的元素，但添加量超过0.3％时，将导致化学转化处理和熔融镀锌性能的退化。所以，本发明中Si的范围设定为0.3％或以下，进而在重视熔融镀锌性能的情况下，优选为0.1％或以下。另外，Si的添加是为了作为脱氧剂和提高淬硬性，但低于0.005％时，其脱氧效果不充分，因此下限设定为0.005％。
P：作为提高钢板强度的元素，可根据要求的强度水平而进行添加。但是，当添加量多时，由于引起晶界偏析，因而使局部延展性退化。另外，也使焊接性变差。因此，P的上限值设定为0.06％。之所以将下限设定为0.001％，是因为进一步的降低将导致炼钢阶段在精炼时的成本升高。
S：由于生成MnS，是使局部延展性和焊接性退化的元素，是钢中优选不存在的元素。因此，上限设定为0.01％。之所以将下限设定为0.001％，是因为与P一样，进一步降低将导致炼钢阶段在精炼时的成本升高。
Al：在本发明系中是最重要的元素。Al通过添加而促进铁素体的生成，对延展性的提高起着有效作用，此外，还是大量添加也不会使化学转化处理和熔融镀锌性能退化的元素。另外，也作为脱氧元素发挥作用。为使延展性得以提高，需要添加0.2％或以上的Al；另一方面，即使过度添加Al，上述效果也趋于饱和，反而会使钢发生脆化，因此其上限设定为1.2％。
N：是不可避免含有的元素，在过多含有的情况下，不仅使时效性退化，而且AlN析出量增多，使Al添加的效果减小，因而优选含有0.01％或以下。另外，不必要地降低N将使炼钢工序的成本升高，所以通常优选控制为0.0005％左右或以上。
为了制造高强度钢板，通常需要添加大量的元素，从而使铁素体的生成受到抑制。为此，因为组织中铁素体的分数得以降低而第2相的分数得以增加，所以特别是对于980MPa或以上的DP钢，伸长率明显降低。为了改善伸长率，多采用添加Si并降低Mn的方法，但前者使化学转化处理和熔融镀锌性能退化，而后者确保强度困难，所以，这样的钢板不能达到本发明目的。于是，本发明者进行了潜心的研究，结果发现了Al的效果，在Al、Si和TS的平衡满足式(1)的关系时，发现能够确保铁素体充分的分数，能够确保优良的伸长率。
(0.0012×[TS目标值]—0.29—[Si])/2.45<Al<1.5—3×[Si]  式(1)
其中，[TS目标值]是钢板的强度设计值，单位为MPa；[Si]为Si的质量％。
如图1所示，当Al添加量低于(0.0012×[TS目标值]—0.29—[Si])/2.45时，不能充分使延展性提高，当超过1.5—3×[Si]时，则使化学转化处理和熔融镀锌性能退化。
本发明的金属组织以含有铁素体和马氏体为特征，其原因在于：在取这种组织的情况下，可以成为强度和延展性的平衡优良的钢板。这里所说的铁素体是指多边形铁素体和贝氏体铁素体；马氏体是指采用通常的淬火得到的马氏体，此外，对于在600℃或以下的温度下进行回火所得到的马氏体，也不会改变其效果。另外，在组织中残存奥氏体时，其2次加工脆性和延迟破坏特性退化，因此，本发明容许不可避免地存在的3％或以下的残余奥氏体，实质上不含有残余奥氏体。
Mo：是确保强度和在淬硬性方面有效的元素。Mo的过量添加将抑制DP中铁素体的生成，导致延展性的退化，此外有时将使化学转化处理和熔融镀锌性能退化，因此上限设定为0.5％。
V、Ti、Nb：以确保强度为目的，它们也可以在V：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.1％、Nb：0.005～0.05％的范围内添加。
B：以确保淬硬性、和通过BN而增加有效的Al含量为目的，也可以在B：0.0005～0.002％的范围内添加。通过提高铁素体的分数能够确保优良的伸长率，但有时成为层状组织而导致局部延展性的降低。本发明者发现，通过添加B可以对其加以防止。但是，B的氧化物将使化学转化处理和熔融镀锌性能退化。同样地，在大量添加Mn和Al时，也使化学转化处理和熔融镀锌性能退化。于是就此进行了研究，结果发现：正如图2(a)、(b)所示地那样，在B、Mn、Al满足式(2)的关系时，可以获得充分的化学转化处理和熔融镀锌性能。
500×[B]+[Mn]+0.2[Al]<2.9              式(2)
其中，[B]为B的质量％，[Mn]为Mn的质量％，[Al]为Al的质量％。
Ca和REM：以控制夹杂物和改善扩孔性为目的，它们也可以在Ca：0.0005～0.005％、REM：0.0005～0.005％的范围内添加。
作为不可避免的杂质，例如有Sn等，但这些元素即使在0.01质量％或以下的范围内含有，也不会损害本发明的效果。
其次，在用于获得本发明的高强度钢板的制造方法中，其制造条件的限定理由如下：
为了防止变形过度施加在铁素体晶粒上而降低加工性，热轧将在Ar3或以上的温度下进行，另外，在温度过高时，退火后的再结晶粒径以及Mg的复合析出物或结晶物粗大化而超过要求，因此优选为940℃或以下。关于卷取温度，在高温卷取时可以促进再结晶和晶粒生长，并期待加工性的提高，但也促进热轧时产生的氧化铁皮的生成而使酸洗性能下降，因生成的铁素体与珠光体呈层状而使C的扩散变得不均匀，因此设定为550℃或以下。另一方面，在温度过低时产生硬化，因而使冷轧时的负荷增加，故而设定为400℃或以上。
酸洗后的冷轧在压下率较低时，钢板的形状不容易矫正，因而将下限值设定为30％。另外，在以超过70％的压下率进行轧制时，钢板的边缘部分产生裂纹并且形状不整，因此上限值设定为70％。
在退火工序中，于Ac1～Ac3+100℃的温度下进行退火。在低于这一温度时，组织变得不均匀。另一方面，在超过这一温度范围时，由于奥氏体的粗大化而使铁素体的生成受到抑制，因而导致伸长率的降低。另外，从经济的角度考虑，退火温度优选为900℃或以下。此时，为了消除层状组织，需要保温30秒或以上，但超过30分钟时，其效果趋于饱和，从而也导致生产效率的降低。因此，设定为30秒～30分钟。
接着，将冷却终了温度设定为600℃或以下。当超过600℃时，奥氏体容易残留，容易出现2次加工性以及延迟破坏的问题。在冷却速度缓慢的情况下，在冷却中生成珠光体。珠光体由于引起伸长率的降低，因此需要避免它的生成。正如图3所示的那样，发现通过满足式(3)，可以确保伸长率。
X≥(Ac3—500)/10a            式(3)
a＝0.6[C]+1.4[Mn]+3.7[Mo]—0.87
其中，X为冷却速度，单位为℃/s；Ac3的单位为℃；
[C]为C的质量％；[Mn]为Mn的质量％；[Mo]为Mo的质量％。
本发明经该处理后，即使进行以改善扩孔性和脆性为目的的、600℃或以下的回火处理也不会改变效果。
实施例
在真空熔炼炉中制造具有表1所示成分组成的钢，冷却凝固后再加热到1200℃，并于880℃进行精轧，冷却后于500℃保温1小时，由此再现热轧的卷取热处理。通过对得到的热轧板进行磨削而除去氧化皮，并以60％的压下率进行冷轧。然后，运用连续退火模拟机，进行770℃×60秒钟的退火，冷却到350℃后，在该温度下保温10～600秒钟，然后进一步冷却到室温。
拉伸特性采用JIS5号拉伸试片在L方向上的拉伸进行评价，TS(MPa)×EL(％)之积为16000MPa％或以上的认定为良好。金属组织采用光学显微镜进行观察。铁素体通过硝酸乙醇试剂侵蚀后进行观察，马氏体通过Lepera试剂侵蚀后进行观察。
关于镀层性能，采用熔融镀锌模拟机，在经历上述同样的退火条件后进行熔融镀锌，然后用肉眼确认镀层的附着情况，在镀层面内90％或以上的面积均匀附着的情况认定为良好“○”，有局部缺陷的情况认定为“×”。关于化学转化处理性能，使用通常的汽车用药剂即磷酸盐处理药剂(Bt3080：日本Parkerizing公司生产)并采用标准方法进行处理，然后用肉眼以及扫描电子显微镜观察化学转化膜的性状，致密覆盖钢板基体的情况认定为“○”，化学转化膜有局部缺陷的情况认定为“×”。
从表2的结果可以确认：根据本发明，能够制造出熔融镀锌以及化学转化处理性能优良、且强度和延展性的平衡良好的高强度钢板。
另一方面，表2的成分范围偏离本发明范围的比较例、以及Al的范围不满足式(1)的比较例(61，62)，其显示强度和延展性平衡的TS×EL值低于18000MPa％，或者镀层评价以及化学转化处理评价为“×”。另外，不满足式(2)的比较例(63，64)，其镀层评价以及化学转化处理评价为“×”。此外，以不满足式(3)的冷却速度制造的比较例(65，66)，其显示强度和延展性平衡的TS×EL值低于18000MPa％。
Figure C03826661D00131
Figure C03826661D00141
Figure C03826661D00151
Figure C03826661D00161
根据本发明，将Si、Al、Ts的平衡设定在特定的范围，特别是调整Al的添加量，由此在屈服应力较低的DP钢中，能够以工业的规模制造成形性优良的熔融镀锌高强度钢板并提供该钢板的制造方法，同时能够确保该钢板具有以往所不及的伸长率。

Claims (10)

1.一种成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：该高强度钢板以质量％计，含有C：0.03～0.20％、Si：0.005～0.3％、Mn：1.0～3.1％、P：0.001～0.06％、S：0.001～0.01％、N：0.0005～0.01％、Al：0.2～1.2％、Mo≤0.5％，还含有Ti：0.01～0.1％、Nb：0.005～0.05％之中的1种或2种，余量由Fe和不可避免的杂质构成，进而Si、Al的质量％与目标强度值TS满足下述式(1)，且金属组织中含有铁素体和马氏体，
(0.0012×[TS目标值]—0.29—[Si])/2.45<Al<1.5—3×[Si]    式(1)
其中，[TS目标值]为钢板的强度设计值，单位为MPa；[Si]为Si的质量％。
2.根据权利要求1所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，还含有V：0.01～0.1％。
3.根据权利要求1所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，还含有B：0.0005～0.002％，并满足下述式(2)，
500×[B]+[Mn]+0.2[Al]<2.9     式(2)
其中，[B]为B的质量％，[Mn]为Mn的质量％，[Al]为Al的质量％。
4.根据权利要求2所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，还含有B：0.0005～0.002％，并满足下述式(2)，
500×[B]+[Mn]+0.2[Al]<2.9     式(2)
其中，[B]为B的质量％，[Mn]为Mn的质量％，[Al]为Al的质量％。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，还含有Ca：0.0005～0.005％、REM：0.0005～0.005％之中的1种或2种。
6.根据权利要求1～4的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：在铁素体晶粒中，粒径的短轴径/长轴径之比值为0.2或以上的晶粒占50％或以上。
7.根据权利要求1～4的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：该高强度钢板是热轧钢板或冷轧钢板。
8.根据权利要求1～4的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板，其特征在于：对钢板实施熔融镀锌的表面处理。
9.一种权利要求1～8的任一项所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在Ar3点或以上的精轧温度施以热轧，在400℃～550℃下进行卷取，其次在通常的酸洗后，将压下率设定为30～70％进行一次冷轧，然后在连续退火工序实施再结晶退火，接着进行调质轧制。
10.根据权利要求9所述的成形性、化学转化处理以及熔融镀锌性能优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在退火工序，加热到Ac1～Ac3+100℃的温度区域，保持30秒～30分钟之后，以满足式(3)的X℃/s或以上的冷却速度冷却到600℃或以下的温度区域，
X≥(Ac3—500)/10a        式(3)
a＝0.6[C]+1.4[Mn]+3.7[Mo]—0.87
其中，X为冷却速度，单位为℃/s；Ac3的单位为℃；
[C]为C的质量％；[Mn]为Mn的质量％；[Mo]为Mo的质量％。
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