CN102959119B - 动态强度优异的多相热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

动态强度优异的多相热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及中间应变速率区域强度得到提高的多相热轧钢板及其制造方法。本发明的多相热轧钢板，其具有下述化学组成：按质量%计含有C：0.07～0.2%、Si+Al：0.3～1.5%、Mn：1.0～3.0%、P：0.02%以下、S：0.005%以下、Cr：0.1～0.5%和N：0.001～0.008%，还含有Ti：0.002～0.05%以及Nb：0.002～0.05%以下中的一种或两种，剩余部分由Fe和杂质组成，铁素体的面积分数为7～35%，铁素体的粒径处于0.5～3.0μm的范围内，以及铁素体的纳米硬度处于3.5～4.5GPa的范围内，作为铁素体以外的剩余部分的第二相含有选自贝氏体铁素体和/或贝氏体以及马氏体，第二相的平均纳米硬度为5～12GPa，第二相含有相对于组织总体的面积分数为5～35%的8～12GPa的高硬质相。

Description

动态强度优异的多相热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及动态强度、尤其是应变速率为30/s～500/s的应变速率区域下的动态强度(以下也称为“中间应变速率区域强度”)得到提高的多相热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年从地球环境保护的观点考虑，作为降低来自汽车的CO2排出量的一个环节，要求汽车车体的轻量化。由于不容许因轻量化而降低车体所要求的强度，因此汽车用钢板的高强度化得到发展。
另一方面，对于确保汽车的碰撞安全性的社会要求也日益提高。因此，对汽车用钢板要求的特性，不仅仅期待强度高，还期待在行车中万一发生碰撞时耐冲击性优异、即高应变速率下变形时具有高的变形阻力，对开发满足这些要求的钢板进行了研究。
通常，已知钢板的动态应力与静态应力的差(以下本发明中也称为“静动差”)在利用软钢形成的钢板中大，随着钢板强度升高而减少。作为具有高强度且静动差大的多相组织钢板，可例示出低合金相变诱发塑性(TRIP，Transformation InducedPlasticity)钢板。
作为这种钢板的具体例，专利文献1中公开了一种动态变形特性优异的加工诱发相变型高强度钢板(TRIP钢板)，其特征在于，其为对于具有下述性质的钢板利用调质轧制和拉伸矫直中的一者或两者施加使得塑性变形量T满足下式(A)的预变形而得到的钢板，施加满足(A)式的预变形后，以5×10-4～5×10-3(s-1)的应变速率变形时的准静态变形强度σs与以5×102～5×103(s-1)的应变速率变形时的动态变形强度σd之差(σd－σs)为60MPa以上，其中，所述性质为：按质量%计含有0.04～0.15%的C、总计0.3～3.0%的Si和Al中的一者或两者，剩余部分由F e和不可避免的杂质组成，具有包含作为主相的铁素体和含有3体积%以上的奥氏体的第二相的复合组织，奥氏体相的初期体积率V(0)与进行相当程度应变而施加10%变形时的奥氏体相的体积率V(10)之比V(10)/V(0)为0.3以上。
0.5[{(V(10)/V(0))/C}－3]+15≥T≥0.5[{(V(10)/V(0))/C}－3]…(A)。
另一方面，作为第二相以马氏体作为主体的多相钢板的一例，专利文献2中公开了一种高强度钢板，其包含微细的铁素体粒，晶体粒径为1.2μm以下的纳米晶粒的平均粒径ds和晶体粒径超过1.2μm的微米晶粒的平均晶体粒径dL满足dL/ds≥3，强度和延展性平衡优异且静动差为170MPa以上。该文献中，静动差通过以应变速率0.01/s得到的静态变形应力与以应变速率1000/s实施拉伸试验得到的动态变形应力之差进行定义。但是对于应变速率超过0.01/s且小于1000/s的中间应变速率区域下的变形应力，专利文献2没有任何公开。
专利文献3中公开了一种钢板，其包含平均粒径为3μm以下的马氏体和平均粒径为5μm以下的铁素体的双相组织，静动比高。该文献中，静动比通过以应变速率103/s得到的动态屈服应力与以应变速率10-3/s得到的静态屈服应力之比进行定义。但是对于应变速率超过0.01/s且小于1000/s的应变速率区域下的静动差未进行公开。另外，专利文献3中公开的钢板的静态屈服应力低，为31.9kgf/mm2～34.7kgf/mm2。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3958842号公报
专利文献2：日本特开平2006-161077号公报
专利文献3：日本特开2004-84074号公报
发明内容
发明要解决的问题
上述现有技术的钢板存在下述问题。
以铁素体作为主相、第二相为马氏体的高强度多相钢板难以兼具成形性和冲击吸收特性。
用作汽车用碰撞构件时，要求应变速率为30/s以上且500/s以下的应变速率区域下的动态强度、即中间应变速率区域强度的提高。但是，现有技术开发中，对于静动差、静动比来说，通过将应变速率≥500/s的高应变速率区域下得到的动态屈服应力、动态拉伸强度等动态应力与通过准静态屈服应力、拉伸强度等规定的静态应力对比来进行评价。这是由于以往未提供用于提高中间应变速率区域强度的技术方案。
因此，本发明的目的在于，提供动态强度、尤其是中间应变速率区域强度得到提高的多相热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等对用于提高高强度多相钢板的动态强度、尤其是中间应变速率区域强度的方法进行了各种研究。结果得到以下的发现。
(1)为了提高中间应变速率区域强度，需要提高静态强度和静动差两者。
(2)硬质马氏体对于提高静态强度来说是有效的。但是增加硬质马氏体的面积分数时得不到所需的静动差。
(3)如果增加铁素体的面积分数则静动差提高。但是，增加铁素体的面积分数时，由于静态强度降低，所以得不到所需的动态强度。
(4)强化铁素体的静态强度的手段之一为固溶强化。在于较高的温度下产生的铁素体中固溶合金元素(例如C、Si、Mn和Cr)，可以强化铁素体自身的静态强度。
(5)通过晶粒的微细化，静态强度提高。
(6)在低温转变相中，贝氏体铁素体和贝氏体对于提高动态强度和静动差来说是有效的。
(7)通过抑制贝氏体铁素体中或贝氏体中的碳化物的生成，静动差进一步提高。
(8)通过添加微量的Si和Cr，对于贝氏体铁素体和贝氏体分别含有的碳化物而言，生成受到抑制。
(9)热轧工艺中，控制精轧道次间的时间，将精轧后的冷却条件最优化，由此可以实现铁素体的微细化。
基于这些发现可知，提高铁素体的面积分数而提高静动差，并且通过铁素体的固溶强化、晶粒的微细化而提高静态强度，进而不仅存在可以提高静态强度的马氏体、还存在通过化学组成的控制而使碳化物的生成受到抑制的贝氏体和/或贝氏体铁素体作为第二相，由此可以得到静态强度和静动差高度提高的钢板。
基于上述发现提供的本发明的一方式为多相热轧钢板，其特征在于，其具有下述化学组成：按质量%计含有C：0.07%以上且0.2%以下、Si+Al：0.3%以上且1.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、P：0.02%以下、S：0.005%以下、Cr：0.1%以上且0.5%以下、N：0.001%以上且0.008%以下，还含有Ti：0.002%以上且0.05%以下以及Nb：0.002%以上且0.05%以下中的一种或两种，剩余部分由Fe和杂质组成，铁素体的面积分数为7%以上且35%以下，铁素体的粒径处于0.5μm以上且3.0μm以下的范围内，以及铁素体的纳米硬度处于3.5GPa以上且4.5GPa以下的范围内，作为铁素体以外的剩余部分的第二相含有选自贝氏体铁素体和贝氏体中的至少一种以及马氏体，第二相的平均纳米硬度为5GPa以上且12GPa以下，第二相含有相对于全部组织的面积分数为5%以上且35%以下的8GPa以上且12GPa以下的高硬质相。
上述化学组成，按质量%计还可以含有选自由V：0.2%以下、Cu：0.2%以下、Ni：0.2%以下和Mo：0.5%以下组成的组中的一种或两种以上。
本发明的另一方式为多相热轧钢板的制造方法，其为对板坯进行连续热轧来制造热轧钢板的方法，所述板坯具有下述化学组成：按质量%计含有C：0.07%以上且0.2%以下、Si+Al：0.3%以上且1.5%以下、Mn：1.0%以上且3.0%以下、P：0.02%以下、S：0.005%以下、Cr：0.1%以上且0.5%以下、N：0.001%以上且0.008%以下，还含有Ti：0.002%以上且0.05%以下以及Nb：0.002%以上且0.05%以下中的一种或两种，剩余部分由F e和杂质组成，该多相热轧钢板的制造方法具备以下的工序：
精轧工序，具备在最终精轧中，在800℃以上且900℃以下的温度、道次间时间为0.15秒以上且2.7秒以下下对所述板坯进行轧制而形成钢板的步骤，
第一冷却工序，具备将通过精轧工序得到的钢板以600℃/秒以上的冷却速度在0.4秒以内冷却至700℃以下的步骤，
保持工序，具备将经过冷却工序后的钢板在570℃以上且700℃以下的温度范围内保持0.4秒以上的步骤，和
第二冷却工序，具备将经过保持工序后的钢板以20℃/秒以上且120℃/秒以下的冷却速度冷却至430℃以下的步骤。
上述化学组成，按质量%计还可以含有选自由V：0.2%以下、Cu：0.2%以下、Ni：0.2%以下和Mo：0.5%以下组成的组中的一种或两种以上。
发明的效果
根据本发明，可以稳定地提供即使在30/s～500/s的应变速率区域的区域中静动差也大的高张力热轧钢板，得到如果用于汽车用构件等则可以期待这些制品的碰撞安全性得到进一步改善等产业上极其有效的效果。
附图说明
图1为表示静动比指数的应变速率依赖性的图。
具体实施方式
以下对本发明进行详细说明。需要说明的是，本说明书中表示钢的化学组成中的元素的含量的“%”只要没有特别说明则指的是“质量%”。
1.金属组织
(1)铁素体的含量
铁素体增大静动差。进而，在多相组织钢中提高延展性。铁素体按面积分数计小于7%时，得不到所需的静动差。另一方面，铁素体量按面积分数计超过35%时，静态强度降低。因此，铁素体的含量按面积分数计设为7%～35%。铁素体优选为先共析铁素体。
需要说明的是，面积分数的测定优选如下进行。在与轧制方向平行的方向上切断作为对象的热轧钢板，对在板厚方向上距离轧制面为板厚的1/4的深度中心侧的部分(以下称为“1/4板厚部”)处的切断面，通过公知的方法进行抛光，得到评价试样。对所得到的评价试样通过SEM(扫描电子显微镜)等进行观察，鉴定视野内的铁素体。将所鉴定的铁素体的面积总和除以视野面积，求得铁素体的面积分数。从确保所得到的面积分数的数值的可靠性的观点考虑，优选用多个评价试样进行相同的测定求得面积分数，将所得到的面积分数的平均值作为该钢板的铁素体的含量。
(2)铁素体的粒径
为了提高静态强度，需要进行铁素体晶粒的微细化。铁素体粒径超过3.0μm时得不到所需的强度。因此，铁素体粒径的上限设为3.0μm。铁素体粒径期望尽可能微细。但是，现实上使铁素体的粒径稳定地小于0.5μm较为困难，在工业水平上实质上是不能实现的。因此，铁素体粒径的下限设为0.5μm。
需要说明的是，铁素体的粒径的测定优选如下进行。对按照上述要点得到的评价试样通过SEM等进行观察。任意选择观察视野中的多个铁素体，以当量圆直径求得它们的粒径，将其平均值作为铁素体的粒径。从确保所得到的铁素体的粒径的数值(当量圆直径的平均值)的可靠性的观点考虑，优选一个视野内的测定数尽可能多。另外，优选用多个评价试样进行相同的测定，对所得到的多个当量圆直径的平均值取平均，作为该钢板的铁素体的粒径。
(3)铁素体的纳米硬度
从高强度化的观点考虑，需要进行铁素体的固溶强化。本发明中，铁素体的硬度使用纳米压痕法进行评价，以利用Berkovich型压头施加500μN负荷时得到的纳米硬度作为指标。铁素体的纳米硬度为3.5GPa以下时得不到充分的强度。另一方面，铁素体的纳米硬度越高则越好，但是存在合金元素的固溶极限，因此纳米硬度不会超过4.5GPa。因此，铁素体的纳米硬度设为3.5GPa以上且4.5GPa以下。
需要说明的是，纳米硬度的测定通过纳米压痕法进行时，试样的制造可以如下进行。在与轧制方向平行的方向上切断作为测定对象的热轧钢板。对所得到的切断面通过公知的方法进行抛光以除去加工层，得到评价试样。抛光优选组合机械抛光、机械化学抛光和电解抛光。
(4)铁素体以外的相
铁素体以外的剩余部分的相、即第二相包含硬质相。作为硬质相，通常可例示出贝氏体铁素体、马氏体、奥氏体等。本发明钢板的第二相含有选自贝氏体铁素体和贝氏体中的至少一种(以下称为“贝氏体铁素体和/或贝氏体”)以及马氏体。
马氏体大大有助于静态强度的提高。另外，贝氏体铁素体和/或贝氏体大大有助于动态强度和静动差的提高。马氏体的硬度比贝氏体铁素体和贝氏体中的任意一种都高。第二相的平均硬度由这些相的比例决定。利用这一点对第二相的平均纳米硬度进行调节。使第二相的平均纳米硬度为5GPa以上且12GPa以下。第二相的平均纳米硬度小于5GPa时，无助于高强度化。另一方面，超过12GPa时静动差降低。
优选第二相中的主要成分为贝氏体铁素体和/或贝氏体，即相对于第二相总体的贝氏体铁素体和/或贝氏体的面积分数超过50%，进一步优选为70%以上。除此之外第二相中还可以含有残留的奥氏体。
(5)高硬质相的含量和纳米硬度
包含硬质相的第二相中，硬度相对高的相(高硬质相)有助于静态强度的提高。尤其是纳米强度为8GPa以上且12GPa以下的相大大有助于静态强度的提高。因此，本发明中将第二相中纳米硬度为8GPa以上且12GPa以下的相定义为高硬质相。该高硬质相的含量按相对于组织总体的面积分数计小于5%时，得不到高强度。另一方面，该高硬质相降低静动差，含量按相对于组织总体的面积分数计超过35%时得不到所需的动态强度。由此，高硬质相的含量按相对于组织总体的面积分数计设为5%以上且35%以下。需要说明的是，第二相中纳米硬度为8GPa以上且12GPa以下的相主要包含马氏体。另外，第二相中，纳米硬度超过4.5GPa且小于8GPa的相主要包含贝氏体铁素体。
2.钢的化学组成
(1)C：0.07%以上且0.2%以下
通过将C含量控制在适当的范围内，铁素体、马氏体、贝氏体铁素体和贝氏体的含量得到适当调整。通过适当进行这些调整，确保钢板的静态强度和静动差在适当的范围内。即，C含量小于0.07%时，铁素体的固溶强化不充分，而且，得不到贝氏体铁素体、马氏体和贝氏体，因此得不到规定的强度。另一方面，C含量超过0.2%时，生成过量的高硬质相，静动差降低。由此，C含量的范围设为0.07%以上且0.2%以下。C含量的下限优选为0.10%以上，更优选为0.12%以上。C含量的上限优选为0.18%以下，更优选为0.16%以下。
(2)Si含量和Al含量的总和：0.3%以上且1.5%以下
Si含量和Al含量的总和(本发明中有时表示为“Si+Al”)对热轧及热轧后的冷却过程中生成的转变相的量、硬度有影响。具体而言，Si、Al抑制贝氏体铁素体和/或贝氏体中含有的碳化物的生成而提高静动差。另外，Si还具有固溶强化作用。从上述观点考虑，Si+Al为0.3%以上。但是，即使过量添加，上述效果也饱和，反而使钢脆化。因此，Si+Al为1.5%以下。优选Si+Al小于1.0%。另外，Si含量的下限优选为0.3%以上，Si含量的上限优选为0.7%以下。Al含量的下限优选为0.03%以上，Al含量的上限优选为0.7%以下。
(3)Mn：1.0%以上且3.0%以下
Mn对钢的相变行为有影响。因此，通过控制Mn含量，对热轧及热轧后的冷却过程中生成的转变相的量、硬度进行控制。即，Mn含量小于1.0%时，贝氏体铁素体相、马氏体相的生成量少，得不到所需的强度和静动差。添加超过3.0%时，马氏体相的量过量，动态强度反而降低。由此，Mn含量的范围设为1.0%～3.0%。Mn含量的下限优选为1.5%以上。Mn含量的上限优选为2.5%以下。
(4)P：0.02%以下、S：0.005%以下
P、S作为不可避免的杂质存在于钢中。P含量和S含量多时，高速变形下有可能产生脆性断裂。为了抑制脆性断裂，将P含量限制为0.02%以下、将S含量限制为0.005%以下。
(5)Cr：0.1%以上且0.5%以下
Cr含量对热轧及热轧后的冷却过程中生成的转变相的量、硬度有影响。具体而言，Cr对于确保贝氏体铁素体量来说具有有效作用。另外，抑制贝氏体铁素体中的碳化物的析出。另外，Cr自身具有固溶强化作用。因此，Cr的含量小于0.1%时，得不到所需的强度。另一方面，即使含有超过0.5%，上述效果也饱和，反而抑制铁素体相变。因此，Cr含量设为0.1%以上且0.5%以下。
(6)N：0.001%以上且0.008%以下
N与Ti和Nb生成氮化物，抑制晶粒的粗大化。N的含量小于0.001%时，在加热板坯时产生晶粒的粗大化，热轧后的组织也粗大化。另一方面，N的含量超过0.008%时，由于生成粗大的氮化物，对延展性有不良影响。由此，N的含量设为0.001%以上且0.008%以下。
(7)Ti：0.002%以上且0.05%以下
Ti形成氮化物和碳化物。后述的Nb也同样地形成氮化物和碳化物。因此，含有选自由Nb和Ti组成的组中的至少一种。所生成的TiN对于防止晶粒的粗大化来说是有效的。另外，TiC提高静态强度。但是Ti的含量小于0.002%时，得不到上述效果。另一方面，Ti含量超过0.05%时，生成粗大的氮化物而延展性降低，而且抑制铁素体相变。由此，含有Ti时，其含量设为0.002%以上且0.05%以下。
(8)Nb：0.002%以上且0.05%以下
Nb与Ti同样地形成氮化物和碳化物。所形成的氮化物与Ti氮化物同样地对于防止奥氏体相的晶粒的粗大化来说是有效的。进而，Nb碳化物有助于防止铁素体相的晶粒的粗大化、提高静态强度。进而，固溶的Nb还有助于提高静态强度。但是小于0.002%时得不到上述效果。添加超过0.05%时，抑制铁素体相变。由此，添加Nb时，其含量设为0.002%以上且0.05%以下。添加Nb时的Nb含量的下限优选为0.004%以上。Nb含量的上限优选为0.02%以下。
(9)V：0.2%以下
V的碳氮化物对于防止低温奥氏体区域内奥氏体相的晶粒粗大化来说是有效的。进而，V的碳氮化物有助于防止铁素体相的晶粒的粗大化。因此，本发明的钢板根据需要含有V。但是，含量小于0.01%时，不能稳定地得到上述效果。另一方面，添加超过0.2%时，析出物增加，静动差减小。由此，添加V时，其含量优选为0.01%以上且0.2%以下，进一步优选为0.02%以上且0.1%以下。V含量的下限更优选为0.02%以上。V含量的上限更优选为0.1%以下。
(10)Cu：0.2%以下
Cu具有通过析出强化、固溶强化而进一步提高钢板强度的作用。因此，本发明的钢板根据需要还可以含有Cu。但是，添加超过0.2%的Cu时，加工性显著降低。另外，从稳定地得到上述效果的观点考虑，优选使Cu含量为0.02%以上。由此，添加Cu时其含量应为0.2%以下，优选为0.02%以上且0.2%以下。
(11)Ni：0.2%以下
Ni也具有通过析出强化、固溶强化而进一步提高钢板强度的作用。因此，本发明的钢板根据需要还可以含有Ni。但是，添加超过0.2%的Ni时，加工性显著降低。另外，从稳定地得到上述效果的观点考虑，优选使Ni含量为0.02%以上。由此，添加Ni时其含量应为0.2%以下，优选为0.02%以上且0.2%以下。
(12)Mo：0.5%以下
Mo以碳化物或氮化物的方式析出，具有提高钢板强度的作用。另外，这些析出物还具有抑制奥氏体、铁素体的粗大化，促进铁素体晶粒微细化的作用。进而，在实施高温热处理时还具有抑制晶粒生长的作用。因此，本发明的钢板根据需要还可以含有Mo。但是，添加超过0.5%的Mo时，在供于热轧之前的阶段中，在钢中析出大量的粗大的碳化物或氮化物，导致热轧钢板的加工性劣化。另外，由于大量的碳化物、氮化物的析出，应变时效硬化特性降低。进而，从稳定地得到上述效果的观点考虑，优选使Mo含量为0.02%以上。由此，添加Mo时其含量应为0.5%以下，优选为0.02%以上且0.5%以下。
3.制造方法
本发明的热轧钢板通过具有上述金属组织和化学组成，不仅可以得到高的静态强度，还可以在宽范围的应变速率区域稳定地得到优异的静动差。对本发明的热轧钢板的制造方法没有特别限定，通过采用具备具有以下轧制条件的热轧工序的制造方法，可以实现稳定地制造本发明的热轧钢板。
本发明的制造方法具备下述工序：
精轧工序，具备在最终精轧中，在800℃以上且900℃以下的温度、道次间时间为0.15秒以上且2.7秒以下下对上述板坯进行轧制而形成钢板的步骤，
第一冷却工序，具备将通过精轧工序得到的钢板以600℃/秒以上的冷却速度在0.4秒以内冷却至700℃以下的步骤，
保持工序，具备将经过冷却工序后的钢板在570℃以上且700℃以下的温度范围内保持0.4秒以上的步骤，和
第二冷却工序，具备将经过保持工序后的钢板以20℃/秒以上且120℃/秒以下的冷却速度冷却至430℃以下的步骤。
本发明的热轧钢板的制造方法，通过加热下的多道次轧制时的加工热处理得到细粒组织。调整精轧工序中的最终精轧的温度/道次间时间，在第一冷却工序中，在0.4秒以内以600℃/秒以上的冷却速度急速骤冷，由此抑制奥氏体的重结晶，得到铁素体粒径为3.0μm以下的细粒组织。
保持工序中，由于在铁素体相变温度区域进行保持，由通过上述工序生成的加工奥氏体进行铁素体相变。铁素体相变所必需的温度为570～700℃，其时间为0.4秒以上。
然后，通过实施第二冷却工序，使未进行铁素体相变的剩余部分转变为包含贝氏体铁素体和/或贝氏体与马氏体的多相。具体而言，以20℃/秒以上且120℃/秒以下的冷却速度冷却至430℃以下。优选以50℃/秒以上且小于100℃/秒的冷却速度冷却至300℃以下。
4.机械特性
如以上所述得到的热轧钢板具有优异的动态强度特性。具体而言，在应变速率为30/秒以上的应变速率区域具有优异的动态强度特性。部分热轧钢板在应变速率为10/秒以上的应变速率区域具有优异的动态强度特性。
本发明中，动态强度由下述(1)式所示的钢板的静动比与应变速率的关系进行评价。
[数学式1]
log ( σ σ 0 - 1 ) > 0.2 log ( ϵ · ) - 1.5 - - - ( 1 )
其中，σ0为静态拉伸强度(MPa)、σ为各应变速率下的拉伸强度(MPa)、为应变速率(/秒)。
需要说明的是，(1)式如下得到：已知对于作为用于考虑到材料强度的应变速率依赖性的代表性的模型的Cowper-Symonds模型的结构式((2)式)，对于动态拉伸强度和静态拉伸强度，与(3)式类似的关系也成立，如(3)式那样整理(2)式，确定常数而得到(1)式。
[数学式2]
σ d = σ s { 1 + ( ϵ · / D ) 1 / p } - - - ( 2 )
其中，σd为动态屈服应力，σs为静态屈服应力，为应变速率，D、p为材料固有的常数。
log ( σ d σ s - 1 ) = 1 p log ( ϵ · ) - 1 p log ( D ) - - - ( 3 )
(1)式左边是将静动比(σ/σ0)指数化而成的(以下称为“静动比指数”)，静动比(σ/σ0)越大则静动比指数也越大。通常应变速率增大时静动比升高，随着静动比的增大，静动比指数也增大。调查静动比指数与应变速率的关系后判明，静动比高的钢板，相对于应变速率的增加，静动比指数的增加率大。
因此，发明人着眼于此，对两者的关系进行具体调查。其结果可知，满足(1)式的钢板可以判别是在对应于假想汽车的行车中碰撞的情况的应变速率30/秒以上的应变速率区域、或者部分热轧钢板在包含更低应变速率侧的应变速率10/秒以上的应变速率区域具有高的静动比的钢板。
基于上述发现，本发明中是否为静动差大的热轧钢板的判别使用(1)式进行。即，本发明的热轧钢板是在应变速率30/秒以上的应变速率区域满足(1)式的热轧钢板。
实施例
使用由具有表1所示的化学成分的钢种类A～J形成的板坯(厚度35mm、宽度160～250mm、长度70～90mm)进行实验。钢种类A～C、E、F、H～J为具有处于本发明的上述化学组成的范围内的化学组成的钢。钢D、G为具有处于本发明的上述化学组成的范围外的化学组成的钢。
[表1]
对150kg的任意一种钢真空熔炼后，在炉内温度1250℃下加热后，在900℃以上的温度下进热锻形成板坯。对于任意一种板坯，均在1250℃下再加热1小时以内后，经过4道次的粗轧后，实施3道次的精轧。热轧后的样品钢板的厚度为1.6～2.0mm。热轧和冷却条件如表2所示。
[表2]
试验编号1、2、5～9、12～14的钢板通过本发明的制造方法制造。试验编号3的钢板的制造方法中，精轧工序以及第一冷却工序和第二冷却工序未在本发明的条件下实施。
试验编号4的钢板的制造方法中，轧制结束后直至冷却到700℃以下为止的时间以及第二冷却工序未在本发明的条件下实施。
试验编号10的钢板的制造方法中，轧制结束后直至冷却到700℃以下为止的时间以及第二冷却工序未在本发明的条件下实施。
试验编号11的钢板的制造方法中，轧制结束后直至冷却到700℃以下为止的时间以及第一冷却工序及其以后的工序未在本发明的条件下实施。
通过上述制造方法得到的样品钢板的金属组织的评价结果以及静态拉伸强度和静动比的评价结果如表3所示。各评价方法如以下所述。
[表3]
需要说明的是，表1～表3中的带下划线的数值和第二相的组织结构表示处于本发明的范围外。
各相的含有比率和纳米硬度的评价，通过对样品钢板的与轧制方向平行的截面中的1/4板厚部分别进行下述测定来实施。
铁素体和硬质相的纳米硬度通过纳米压痕法求得。所使用的纳米压痕装置为Hysitron公司制造“Triboscope”。将样品钢板的1/4板厚部的截面用砂纸抛光后，用胶态二氧化硅进行机械化学抛光，进而进行电解抛光，由此得到去除了加工层的截面。将该截面供于试验。纳米压痕使用顶角为90度的Berkovich型压头，在室温、大气气氛下，以压入负荷500μN进行。对于各相随机测定20点，分别求得最小纳米硬度、最大纳米硬度和平均值。
对于铁素体的面积分数和粒径，使用扫描电子显微镜以3000倍的倍率观察1/4板厚部的截面，由所得到的二维图像求得。具体而言，鉴定所得到的图像内的铁素体，测定它们的面积，将铁素体的面积总和除以图像总体的面积，得到面积分数。另外，对所鉴定的铁素体分别进行图像分析，求得当量圆直径，将它们的平均值作为铁素体的粒径。
纳米硬度为8～12GPa的高硬质相的面积分数如下求得。
对于任意抽出的10μm×10μm范围内，用纳米压痕装置具有的原子间力显微镜观察，得到二维图像。通过所得到的二维图像中可见的晶体的对比度的不同，可以识别该晶体是铁素体还是第二相，因此基于所得到的图像，鉴定作为第二相的晶体。对于鉴定为第二相的全部晶体，利用纳米压痕法测定硬度。将所测定的晶体中纳米硬度为8～12GPa的相判定为高硬质相。由判定为高硬质相的晶体的面积的总和求得高硬质相的面积分数。
静态拉伸强度和动态强度使用测力块式材料试验机测定。试验片的尺寸为计量宽度2mm、计量长度4.8mm。静态拉伸强度由应变速率0.001/s时的拉伸强度、即准静态强度求得。进而在0.001/s～1000/s的范围内改变应变速率来进行拉伸试验，求得静动比指数的应变速率依赖性，评价动态强度。判断基准如下所述。即，在30/s以上的应变速率区域满足上式(1)时，判定为动态强度特性优异，在10/s以上的应变速率区域满足上式(1)时判定为动态强度特性特别优异。
图1表示由各样品钢板得到的静动比指数与应变速率的关系。
试验编号3、4、10和11的钢板在30/s以上的应变速率区域不满足(1)式。因此这些钢板判定为不具有优异的动态强度特性。
另一方面，试验编号1、2、5～9、12～14的钢板，虽然在极低应变速率侧静动比指数不满足(1)式，但是在10～30/s的应变速率区域具有拐点，静动比指数急剧增加。这些钢板在30/s以上的应变速率区域均满足(1)式，因此判定为具有优异的动态强度特性。这种钢板适合用作汽车用碰撞构件。尤其是试验编号1、5和9的钢板即使在更低的应变速率、即10/s以上的应变速率下，也满足(1)式，因此判定为具有特别优异的动态强度特性。这种钢板特别适合用作汽车用碰撞构件。

Claims (9)

1.一种多相热轧钢板，其特征在于，其具有下述化学组成：
按质量％计含有
C：0.07％以上且0.2％以下、
Si+Al：0.3％以上且1.5％以下、
Mn：1.0％以上且3.0％以下、
P：0.02％以下、
S：0.005％以下、
Cr：0.1％以上且0.5％以下、
N：0.001％以上且0.008％以下，
还含有Ti：0.002％以上且0.05％以下以及Nb：0.002％以上且0.05％以下中的一种或两种，
剩余部分由Fe和杂质组成，
铁素体的面积分数为7％以上且35％以下，铁素体的粒径处于0.5μm以上且3.0μm以下的范围内，以及铁素体的纳米硬度处于3.5GPa以上且4.5GPa以下的范围内，
作为铁素体以外的剩余部分的第二相含有贝氏体以及马氏体，第二相的平均纳米硬度为5GPa以上且12GPa以下，
第二相含有相对于组织总体的面积分数为5％以上且35％以下的8GPa以上且12GPa以下的高硬质相。
2.根据权利要求1所述的多相热轧钢板，其特征在于，所述化学组成，按质量％计还含有V：0.2％以下。
3.根据权利要求1或2所述的多相热轧钢板，其特征在于，所述化学组成，按质量％计还含有选自由Cu：0.2％以下、Ni：0.2％以下和Mo：0.5％以下组成的组中的一种或两种以上。
4.一种多相热轧钢板，其特征在于，其具有下述化学组成：
按质量％计含有
C：0.07％以上且0.2％以下、
Si+Al：0.3％以上且1.5％以下、
Mn：1.0％以上且3.0％以下、
P：0.02％以下、
S：0.005％以下、
Cr：0.1％以上且0.5％以下、
N：0.001％以上且0.008％以下，
还含有Ti：0.002％以上且0.05％以下以及Nb：0.002％以上且0.05％以下中的一种或两种，
剩余部分由Fe和杂质组成，
铁素体的面积分数为7％以上且35％以下，铁素体的粒径处于0.5μm以上且3.0μm以下的范围内，以及铁素体的纳米硬度处于3.5GPa以上且4.5GPa以下的范围内，
作为铁素体以外的剩余部分的第二相含有贝氏体铁素体以及马氏体，第二相的平均纳米硬度为5GPa以上且12GPa以下，
第二相含有相对于组织总体的面积分数为5％以上且35％以下的8GPa以上且12GPa以下的高硬质相。
5.根据权利要求4所述的多相热轧钢板，其特征在于，所述化学组成，按质量％计还含有V：0.2％以下。
6.根据权利要求4或5所述的多相热轧钢板，其特征在于，所述化学组成，按质量％计还含有选自由Cu：0.2％以下、Ni：0.2％以下和Mo：0.5％以下组成的组中的一种或两种以上。
7.一种多相热轧钢板的制造方法，其为对板坯进行连续热轧来制造热轧钢板的方法，
所述板坯具有下述化学组成：
按质量％计含有
C：0.07％以上且0.2％以下、
Si+Al：0.3％以上且1.5％以下、
Mn：1.0％以上且3.0％以下、
P：0.02％以下、
S：0.005％以下、
Cr：0.1％以上且0.5％以下、
N：0.001％以上且0.008％以下，
还含有Ti：0.002％以上且0.05％以下以及Nb：0.002％以上且0.05％以下中的一种或两种，剩余部分由Fe和杂质组成，
该多相热轧钢板的制造方法具备以下的工序：
精轧工序，具备在最终精轧中，在800℃以上且900℃以下的温度、道次间时间为0.15秒以上且2.7秒以下对所述板坯进行轧制而形成钢板的步骤，
第一冷却工序，具备将通过精轧工序得到的钢板以600℃/秒以上的冷却速度在0.4秒以内冷却至700℃以下的步骤，
保持工序，具备将经过冷却工序后的钢板在570℃以上且700℃以下的温度范围内保持0.4秒以上的步骤，和
第二冷却工序，具备将经过保持工序后的钢板以20℃/秒以上且120℃/秒以下的冷却速度冷却至430℃以下的步骤。
8.根据权利要求7所述的多相热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述化学组成，按质量％计还含有V：0.2％以下。
9.根据权利要求7或8所述的多相热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述化学组成，按质量％计还含有选自由Cu：0.2％以下、Ni：0.2％以下和Mo：0.5％以下组成的组中的一种或两种以上。
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