CN102933733B - 高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种烧结硬化性和延伸凸缘性优良的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。作为成分组成，以质量%计含有C：0.040~0.10%、Si：0.3%以下、Mn：1.7~2.5%、P：0.030%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N：0.006~0.025%。作为组织，贝氏体相的占有率为60%以上，铁素体相和珠光体相的合计占有率为10%以下，在所述贝氏体相的晶粒内析出1.4×104个/mm2以上的渗碳体晶粒且该渗碳体晶粒的平均粒径为1.5μm以下。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于汽车的结构构件、行走部件等的、烧结硬化性和延伸凸缘性优良的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，为了限制CO2的排放量，当务之急是改善汽车的燃料效率，并且要求通过使用构件的薄壁化来实现轻量化。而且，为了在碰撞时确保乘务人员的安全，还要求提高以汽车车身的碰撞特性为中心的安全性。因此，正积极推进汽车车身的轻量化和强化这两方面。
为了同时满足汽车车身的轻量化和强化，使构件材料高强度化并且在刚性不成为问题的范围内通过减小板厚来实现轻量化可以说是有效的。最近，高强度钢板积极地用于汽车部件，特别是对拉伸强度为590MPa以上的高强度钢板的要求日益增加。使用的钢板的强度越高，轻量化效果越大。然而，在钢板成形时，强度越高，越会产生如下问题：形状冻结性变差，对模具的负荷过大，产生裂纹、缩颈和皱褶等。
作为解决上述问题的方法，已知如下技术：控制固溶的侵入型元素量，并利用在170℃、20分钟的烧结工序时产生的应变时效硬化现象，由此，成形时在低强度、高延展性的状态下实施加工，成形后，经过烧结工序，由此使强度提高。
专利文献1中公开了一种高强度热轧钢板，其为含有C：0.01~0.12%、Mn：0.01~3%、N：0.003~0.020%的钢，具有贝氏体单相或与第二相的混合组织，并控制固溶N量，由此使烧结硬化性和耐常温时效性优良。
专利文献2、3中，作为应变时效硬化特性和延展性优良的钢板，公开了如下钢板：在控制了固溶N量的基础上，具有以面积率计含有50%以上的铁素体相的组织。
专利文献4中公开了通过包含至少3%的残余奥氏体而得到烧结硬化性优良的高强度热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-206943号公报
专利文献2：日本特开2009-41104号公报
专利文献3：日本特开2003-49242号公报
专利文献4：日本特开2004-76114号公报
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献1中记载的未添加Cr、Mo、Ni等的钢板的强度低于590MPa因而不足。由于强度达到590MPa以上的钢板添加有Cr、Mo、Ni等，因此，成本性、再利用性差。另外，钢板强度越高，时效处理前后的变形应力增加量(BH量)、时效处理前后的拉伸强度(TS)之差(BHT量)以及扩孔率(λ)越低，与此相对，对于钢板强度590MPa以上而言，并未考虑烧结硬化性、延伸凸缘性。
专利文献2、3中记载的钢板主要是软质铁素体相与马氏体相等硬质相的复合组织，因此，延伸凸缘性差。对于专利文献4中记载的钢板而言，也由于含有极硬质的残余奥氏体而得不到良好的延伸凸缘性。
鉴于上述情况，本发明的目的在于提供烧结硬化性和延伸凸缘性优良的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明的主旨如下。
(1)一种拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量%计含有C：0.040~0.10%、Si：0.3%以下、Mn：1.7~2.5%、P：0.030%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N：0.006~0.025%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：贝氏体相的占有率为60%以上，铁素体相和珠光体相的合计占有率为10%以下，在上述贝氏体相的晶粒内析出1.4×104个/mm2以上的渗碳体晶粒且该渗碳体晶粒的平均粒径为1.5μm以下。
(2)如上述(1)所述的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有合计为0.30%以下的Cr、Mo、Ni中的一种或两种以上。
(3)如上述(1)或上述(2)所述的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有合计为0.010%以下的Nb、Ti、V中的一种或两种以上。
(4)如上述(1)~上述(3)中任一项所述的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有B：0.0015%以下。
(5)一种拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在1100~1300℃下对具有上述(1)~上述(4)中任一项所述的成分组成的钢坯进行加热后，在(Ar3点＋50℃)以上的终轧温度下进行热轧，接着，进行1.5s以上的放冷，以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，并在300~500℃的卷取温度下进行卷取。
需要说明的是，在本发明中，表示钢的成分的%全部为质量%。另外，本发明的高强度热轧钢板是指拉伸强度(以下有时也称为TS)为590MPa以上的钢板，更详细而言，是指拉伸强度为约590MPa~约780MPa的钢板。另外，在本发明中，烧结硬化性和延伸凸缘性优良是指具有如下特征：扩孔率(以下有时也称为λ)为80%以上，进行拉伸应变5%的预变形后，以在170℃的温度下保持20分钟的条件实施时效处理时的时效处理前后的变形应力增加量(以下有时也称为BH量)为90MPa以上，时效处理前后的TS之差(以下有时也称为BHT量)为40MPa以上。
发明效果
根据本发明，能够得到TS为590MPa以上、更详细而言TS为约590MPa~约780MPa、BH量为90MPa以上、BHT量为40MPa以上、λ为80%以上的烧结硬化性和延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板。因此，本发明的高强度热轧钢板适合用于汽车的结构构件、行走部件等用途。
具体实施方式
下面，对本发明进行详细说明。
本发明涉及高强度热轧钢板的烧结硬化性和延伸凸缘性的提高，其特征在于控制了成分组成和组织。而且，本发明的特征还在于，以热轧为中心对加热模式进行了研究，从而找出用于得到对烧结硬化性、延伸凸缘性和高强度化最适合的组织的制造条件。
即，本发明中，采用N含量高的成分体系，并且具有如下组织：贝氏体相的占有率为60%以上，铁素体相和珠光体相的合计占有率为10%以下，在上述贝氏体相的晶粒内析出1.4×104个/mm2以上的渗碳体晶粒且该渗碳体晶粒的平均粒径为1.5μm以下。
以上是本发明的重要条件，通过制成具有上述成分组成和组织的钢板而得到高强度且烧结硬化性和延伸凸缘性优良的特性。
首先，对本发明的钢的化学成分(组成)的限定范围及限定理由进行说明。
C：0.040~0.10%
C是由于使烧结硬化性和强度显著提高而对得到高强度化和良好的烧结硬化性有效的元素。为了得到这种效果，需要含有0.040%以上的C。但是，扩孔性会由于过量含有C而降低，因此，使上限为0.10%。优选为0.050%以上且0.080%以下。
Si：0.3%以下
Si具有固溶强化并且提高延展性的效果，但Si量超过0.3%时，形成Si与Mn、N的复合析出物，因此，给烧结硬化性和延伸凸缘性带来显著的不利影响。因此，使Si含量的上限为0.3%。但是，即使基于上述理由而使Si量为0.3%以下的范围，也会由于Si量的增加而使烧结硬化性和延伸凸缘性存在减少的倾向，尽管该减少的倾向较为缓和，因此，在制造烧结硬化性和延伸凸缘性良好的钢板时，优选尽可能降低Si量。
Mn：1.7~2.5%
Mn对高强度化有效，并且具有使相变点降低而抑制铁素体相变的效果。基于以上的理由，添加1.7%以上的Mn。优选为1.9%以上。另一方面，过量的添加会成为偏析等异常部产生的原因，从而使延展性降低，因此，使Mn含量的上限为2.5%。优选为2.4%。
P：0.030%以下
P是对固溶强化有效的元素，但P含量超过0.030%时，P容易在晶界偏析，从而容易使韧性和焊接性变差。因此，使P含量为0.030%以下。
S：0.005%以下
S在钢中以夹杂物的形式存在，与Mn形成硫化物而使延伸凸缘性降低，因此，优选尽可能减少。在本发明的钢中可以容许至0.005%，因此，使S含量为0.005%以下。
Al：0.1%以下
Al作为脱氧元素利用，但超过0.1%时，从成本、表面缺陷的观点而言成为缺点，而且，通过形成AlN而使烧结硬化性降低，因此，使Al含量为0.1%以下。另外，在本发明中，Al作为脱氧元素而充分利用，因此，优选含有0.005%以上。
N：0.006~0.025%
N通过形成柯垂尔气团或者通过形成簇状或纳米级的微细析出物而显示出应变时效硬化现象。因此，使N含量为0.006%以上。另一方面，N含量超过0.025%时，耐常温时效性变差。因此，使N含量为0.025%以下。优选为0.010%以上且0.018%以下。
另外，在上述钢成分的基础上，还可以根据目的含有下述的成分。
合计为0.30%以下的Cr、Mo、Ni中的一种或两种以上
Cr、Mo、Ni具有使由固溶强化带来的强度升高和相变点下降的效果，因此，能够提高制造稳定性而控制成品率。考虑到成本性和再利用性，在添加的情况下，使Cr、Mo、Ni中的一种或两种以上合计为0.30%以下。另外，为了得到上述效果，优选使其合计为0.05%以上。
合计为0.010%以下的Nb、Ti、V中的一种或两种以上
Nb、Ti、V具有在轧制时抑制奥氏体晶粒的粗大化的效果，可以期待进一步的高强度化和延伸凸缘性的提高。另一方面，Nb、Ti、V与C、N结合而形成析出物，从而使烧结硬化性降低。因此，考虑到强度、延伸凸缘性、烧结硬化性的平衡，在添加的情况下，使Nb、Ti、V中的一种或两种以上合计为0.010%以下。在特别重视烧结硬化性的情况下，优选使其为0.005%以下。另外，为了得到上述效果，优选使其合计为0.001%以上。
B：0.0015%以下
B具有极度抑制铁素体相变的效果，可以期待提高制造稳定性。另一方面，超过0.0015%的添加会给韧性带来不利影响，因此，在添加的情况下，使B为0.0015%以下。另外，为了得到上述效果，优选使其为0.0002%以上。
余量为Fe及不可避免的杂质。
下面，对本发明中作为重要条件之一的钢组织的限定范围及限定理由进行说明。
本发明的热轧钢板具有如下组织：贝氏体相的占有率为60%以上，铁素体相和珠光体相的合计占有率为10%以下，在上述贝氏体相的晶粒内析出1.4×104个/mm2以上的渗碳体晶粒且该渗碳体晶粒的平均粒径为1.5μm以下。
以上述钢成分制造590MPa以上的高强度钢板时，不得不并用组织强化。另外，随着铁素体相、珠光体相的占有率增加，烧结硬化性和延伸凸缘性变差。另一方面，贝氏体相在强度和延伸凸缘性这两方面均良好。基于这种理由，需要使贝氏体相的占有率为60%以上。优选为80%以上。
在此，贝氏体相是在晶粒内微细地析出有渗碳体的组织，在贝氏体相变的状态下，晶粒内的渗碳体的取向一致，但在回火状态下，渗碳体的取向变得不一致。本发明的制造方法中，也认为生成的贝氏体的一部分在卷取中被稍微回火，但就实现本发明的目的这方面而言，回火贝氏体也显示出与通常的贝氏体相相同的效果。因此，本发明的贝氏体相中即使含有这种回火的贝氏体也没有问题。
如果不以透射电子显微镜能够达到的程度的高倍率进行观察，则无法辨别出上述渗碳体的取向。本发明中，不特别对上述渗碳体的取向进行辨别，因此，贝氏体相等的组织观察如后所述利用约400倍的扫描电子显微镜进行。
此外，贝氏体相根据从奥氏体相开始冷却时的冷却速度、卷取温度而可以得到各种形态。烧结硬化性、延伸凸缘性的平衡最好的组织为在贝氏体相的晶粒内析出有大量微细渗碳体的形态。由调查的结果可知，在贝氏体相的晶粒内析出1.4×104个/mm2以上的渗碳体晶粒且该渗碳体晶粒的平均粒径为1.5μm时，能够得到目标特性。
另外，如上所述，铁素体相和珠光体相的析出给烧结硬化性、延伸凸缘性带来很大的不利影响，因此，使铁素体相和珠光体相的合计占有率为10%以下。优选为5%以下。
余量组织为马氏体相、残余奥氏体相，各相的占有率只要为30%以下则可以容许，但优选抑制这些组织析出或者利用回火来改变其性质。
另外，各组织的合计占有率及渗碳体晶粒的平均粒径、析出数可以以例如下述方式求出。
各相的占有率通过以下的方法来评价。对于与轧制方向平行的截面(L截面)的板厚中心部，利用扫描光学显微镜对用5%硝酸乙醇溶液腐蚀而出现的组织以放大至400倍的方式拍摄10个视野，利用图像分析软件对各相进行区分。以此时的面积率作为各相的占有率。析出的渗碳体数的计测使用利用扫描光学显微镜以放大至1000倍的方式拍摄5个视野而得到的图像。求出此时观察到的各渗碳体的圆等效直径，并由上述各渗碳体的粒径求出渗碳体的平均粒径。
接下来，对本发明的高强度热轧钢板的制造方法进行说明。
首先，在1100~1300℃下对调节至上述成分组成的钢坯进行加热后，在(Ar3点＋50℃)以上的终轧温度下进行热轧，接着，进行1.5s以上的放冷，以30℃/s以上的冷却速度进行冷却，并在300~500℃的卷取温度下进行卷取。
1100~1300℃的范围的钢坯加热
在热轧前的加热中，需要形成实质上为均质的奥氏体相。如果考虑钢坯加热时的能量成本、钢坯的成品率，则使钢坯加热温度范围为1100~1300℃。低于1100℃时，需要很长时间来形成均质的奥氏体组织。另一方面，超过1300℃时，钢坯表面的氧化皮损耗增大而带来不利影响。
(Ar3点＋50℃)以上的终轧温度
终轧温度低于Ar3点时，会形成铁素体晶粒伸长的组织，因此给烧结硬化性和延伸凸缘性带来不利影响。另外，终轧温度即使为Ar3相变点以上，在稍高于Ar3点的温度下进行热轧时也会使奥氏体晶粒变细，而且在未再结晶区域进行轧制，因此，所蓄积的应变能大。因此，根据钢的组成、终轧结束后的冷却速度而开始铁素体相变并持续进行，因此，贝氏体相的占有率无法达到60%以上。因此，在使终轧温度为Ar3点＋50℃以上的条件下进行热轧，抑制铁素体的析出而使贝氏体相的占有率达到60%以上。另外，Ar3点可以通过例如使用相变点测定装置的压缩试验等求出。
终轧后，1.5s以上的放冷过程
热轧中，蓄积在奥氏体相中的应变能越大，铁素体相析出的驱动力越大，从而无法得到目标贝氏体组织。为了形成在晶粒内析出有渗碳体的贝氏体相，需要使奥氏体晶粒进行一定程度的再结晶。基于该理由，在终轧后需要的放冷时间为1.5s以上。另外，放冷时间过长时，在钢板表面生成的氧化皮变厚而容易产生表面缺陷，因此，优选使其为5s以下。
以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却
热轧后，为了抑制铁素体相的析出而需要以30℃/s以上的冷却速度进行冷却，优选冷却速度尽可能大。另外，在此，冷却速度是直到放冷结束后的卷取为止的平均冷却速度。
在300~500℃的卷取温度下进行卷取
在超过500℃的卷取温度下，铁素体相会析出，因此，烧结硬化性和延伸凸缘性变差。另外，低于300℃时，马氏体相、残余奥氏体相成为主要的组织，从而不能得到目标组织。因此，卷取温度的范围设定为300~500℃。另外，通过设置卷材保护层、实施连续退火中的回火工序，能够进一步实现质量的提高。
其他制造条件可以应用通常的条件。例如，将具有期望成分组成的钢利用转炉或电炉等熔炼后，利用真空脱气炉进行二次精炼来进行制造。从生产率、质量上的观点出发，之后的铸造优选通过连铸法进行。铸造后，按照本发明的方法进行热轧。热轧后，无论是在表面附着有氧化皮的状态下，还是在通过进行酸洗而除去氧化皮之后的状态下，钢板的特性都不会改变。另外，也可以在热轧后实施酸洗工序、热镀锌、电镀锌、化学转化处理。在此，锌系镀覆是指锌的镀覆和以锌为主体的(即含有约90%以上的锌)镀覆，并且是指在进行含有锌以及Al、Cr等合金元素的镀覆或锌系镀覆后进行合金化处理的镀覆。
通过以上方法，得到本发明的高强度热轧钢板。
实施例1
将具有表1所示化学组成的钢No.A~L利用转炉熔炼，通过连铸法制成钢坯。对上述钢坯进行均热保持，在表2所示的条件下制造卷状的热轧钢板No.1~19(板厚为2.6mm~4.0mm)。
从卷材宽度方向中央部的卷材的前端部和末端部(热轧钢板的长度方向上的两端部)以及长度方向中央部裁取供于拉伸试验、烧结硬化特性、扩孔试验的试样。需要说明的是，在裁取这些试样前，进行酸洗，并且预先切下卷材最内周和最外周的一圈卷材而不将其作为评价的对象。
拉伸试验通过在与轧制方向垂直的方向上裁取JIS Z 2201中记载的5号拉伸试验片并依据JISZ 2241来进行，由上述卷材的前端部和末端部以及长度方向中央部的测定结果求出平均TS。此时的十字头速度为10mm/分钟。
作为烧结硬化特性，求出BH量和BHT量。上述BH量和BHT量可以分别通过以下的(1)式和(2)式求出。求算烧结硬化特性时的拉伸试验片及拉伸试验条件与上述拉伸试验相同。
BH量＝(拉伸应变5%的预变形后，170℃、20分钟的时效处理后的上屈服点)-(拉伸应变5%的预变形时的应力)(1)式
BHT量＝(拉伸应变5%的预变形后，170℃、20分钟的时效处理后的TS)-(不进行预变形处理时的TS)(2)式
作为延伸凸缘性的指标，进行了扩孔试验。将冲裁条件设定为孔径为10mm、相对于板厚的间隙为12.5%来制作试验片，并依照钢铁联盟标准JFST 1001进行试验。此时的λ通过(3)式求出。
λ＝(d1-10)/10(3)式
d1为扩孔试验后的孔径。
金属组织的各相的占有率通过以下方法进行评价。对于与轧制方向平行的截面(L截面)的板厚中心部，利用扫描光学显微镜对用5%硝酸乙醇溶液腐蚀而出现的组织以放大至400倍的方式拍摄10个视野，利用图像分析软件对各相进行区分。以此时的面积率作为各相的占有率。析出的渗碳体数的计测使用利用扫描光学显微镜以放大至1000倍的方式拍摄5个视野而得到的图像。求出此时观察到的各渗碳体的圆等效直径和数量，由上述各渗碳体的粒径求出渗碳体的平均粒径，通过计算出渗碳体的计测数相对于观察视野的面积的比而求出渗碳体的每单位面积内的个数。
将通过上述方式得到的结果示于表3中。需要说明的是，表3中，V1表示贝氏体相的占有率，V2表示铁素体相和珠光体相的占有率，N表示在贝氏体相的晶粒内析出的渗碳体的每单位面积内的个数，d表示在贝氏体相的晶粒内析出的渗碳体的平均粒径。
由表3可知，本发明例中，均得到了TS为590~780MPa、BH量为90MPa以上、BHT量为40MPa以上、λ为80%以上的具有高强度和良好的烧结硬化性、延伸凸缘性的钢板。
TS主要取决于C、Si、Mn等固溶强化元素量以及由贝氏体相产生的或者由贝氏体相和马氏体相产生的组织强化。烧结硬化性和扩孔率均存在取决于贝氏体相的占有率的倾向。另外，由例如钢板No.7的结果还可知，即使在贝氏体的占有率大的情况下，贝氏体相的晶粒内析出的渗碳体的每单位面积内的个数少的钢板也得不到良好的延伸凸缘性。
另一方面，对于No.4而言，由于马氏体相成为组织的主体而得不到良好的烧结硬化性和延伸凸缘性。同样，对于No.6而言，由于铁素体相过度生长而导致强度以及烧结硬化性、延伸凸缘性降低。No.15~19是组成脱离了要求保护的范围的钢，C量少时，强度不足。另一方面，过量的添加使扩孔率降低。Si的含量多时，铁素体相易析出，并且由于形成认为来源于Si的析出物而导致烧结硬化性、延伸凸缘性降低。Mn的含量少时，得不到目标强度。
产业上的可利用性
本发明的钢板适合用于以汽车的外板为中心的需要高强度化的汽车用部件等各种部件。另外，除了汽车部件以外，还适合用于建筑和家电领域等需要严格的尺寸精度、加工性的用途。

Claims (6)

1.一种拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.040～0.10％、Si：0.3％以下、Mn：1.7～2.5％、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.006～0.025％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：贝氏体相的占有率为60％以上，铁素体相和珠光体相的合计占有率为10％以下，在所述贝氏体相的晶粒内析出1.4×104个/mm2以上的渗碳体晶粒且该渗碳体晶粒的平均粒径为1.5μm以下。
2.如权利要求1所述的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计为0.30％以下的Cr、Mo、Ni中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计为0.010％以下的Nb、Ti、V中的一种或两种以上。
4.如权利要求1或2所述的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.0015％以下。
5.如权利要求3所述的拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有B：0.0015％以下。
6.一种拉伸强度为590MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在1100～1300℃下对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯进行加热后，在(Ar3点+50℃)以上的终轧温度下进行热轧，接着，进行1.5s以上的放冷，以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，并在300～500℃的卷取温度下进行卷取。
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