CN103080359A - 加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种可以可靠地获得125%以上的扩孔率λ并且TS为490MPa以上且小于590MPa的加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。一种加工性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量%计，含有C：0.04～0.1%、Si：0.3～1.3%、Mn：0.8～1.8%、P：0.03%以下、S：0.005%以下、N：0.005%以下、Al：0.005～0.1%，并且含有选自Ti：0.002%以上且小于0.03%、V：0.002%以上且小于0.03%、Nb：0.002%以上且小于0.02%中的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成；并且具有如下显微组织：在组织整体中铁素体相所占的面积率为85%以上、贝氏体相所占的面积率为10%以下、上述铁素体相和贝氏体相以外的其它相所占的面积率为5%以下，并且针状铁素体相在上述铁素体相整体中所占的面积率为30%以上且小于80%。

Description

加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明主要涉及用于汽车用部件、例如车身的构件、框架等结构部件和悬架等行走部件的高强度热轧钢板，特别而言，涉及拉伸强度TS为490MPa以上且小于590MPa的加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，为了实现汽车车身的轻量化，一直在积极使用高强度钢板。特别是车身的结构部件和行走部件这类不要求优良的表面品质的部件，大多使用经济性好的高强度热轧钢板。
一直以来，在TS为490～590MPa级的高强度热轧钢板的高强度化方面，采用了a）将Si等固溶在铁素体相中的固溶强化法、b）在铁素体相中形成Ti、Nb、V等的碳氮化物的析出强化法、c）在铁素体相中生成马氏体相或贝氏体相等的组织强化法、以及将这些方法并用的强化法，并且根据要求的特性开发了多种高强度热轧钢板。例如，作为廉价而通用的钢板，可以列举固溶强化或析出强化的热轧钢板（HSLA），作为要求拉伸性的钢板，可以列举由铁素体相和马氏体相构成的组织强化的复合组织钢板（DP钢板），作为要求延伸凸缘性的钢板，可以列举利用贝氏体相进行组织强化的钢板。
其中，作为延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板，在专利文献1中提出了一种拉伸性、形状冻结性、延伸凸缘性等加工性优良的TS为540～590MPa的高强度热轧钢板，其成分组成为，以质量%计含有C：0.010～0.10%、Si：0.50～1.50%、Mn：0.50～2.00%、P：0.01～0.15%、S：0.005%以下、N：0.001～0.005%，并且含有Ti：0.005～0.03%、V：0.005～0.03%、Nb：0.01～0.06%中的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且，其显微组织包含体积率为80～97%且平均粒径为10μm以下的铁素体相和作为余量的贝氏体相。此外，在专利文献2中提出了一种延伸凸缘性优良的TS为490MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，该方法中将钢片加热至1150～1300℃后，使热轧的终轧温度为800～1000℃以下，然后以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至525～625℃的冷却停止温度，然后停止冷却3～10秒以下（空气冷却），继而以钢板的冷却呈核沸腾的冷却方法进行冷却，并在400～550℃下进行卷取加工，其中所述钢片以质量%计含有C：0.010～0.15%、Si：0.1～1.5%、Mn：0.5～2.0%、P：0.06%以下、S：0.005%以下、Al：0.10%以下，并进一步含有Ti：0.005～0.1%、Nb：0.005～0.1%、V：0.005～0.2%、W：0.005～0.2%中的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11－117039号公报
专利文献2：日本特开2009－52065号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，为了不出现问题地加工成各种汽车车身的结构部件和行走部件，作为钢板延伸凸缘性指标的扩孔率λ必须为125%以上，但专利文献1中所述的高强度热轧钢板难以实现125%以上的λ，并且通过专利文献2中所述的方法制造的高强度热轧钢板有时也不一定可以得到125%以上的λ。
本发明的目的是提供一种可以可靠地获得125%以上的λ，并且TS为490MPa以上且小于590MPa的加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述目的进行了深入研究，结果得到了以下见解。
i）通过优化成分组成，并且形成组织整体中铁素体相所占的面积率为85%以上、贝氏体相所占的面积率为10%以下、铁素体相和贝氏体相以外的其它相所占的面积率为5%以下、并且针状铁素体相在铁素体相整体中所占的面积率为30%以上且小于80%的显微组织，可以可靠地实现125%以上的λ、490MPa以上且小于590MPa的TS。
ii）这种显微组织可以如下得到，在热轧后，以50～230℃/秒的平均冷却速度一次冷却至500～625℃的冷却停止温度，空气冷却后，以100℃/秒以上的平均冷却速度进行二次冷却，并以400～550℃的卷取温度进行卷取。
本发明基于上述见解而完成，提供一种加工性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量%计，含有C：0.04～0.1%、Si：0.3～1.3%、Mn：0.8～1.8%、P：0.03%以下、S：0.005%以下、N：0.005%以下、Al：0.005～0.1%，并且含有选自Ti：0.002%以上且小于0.03%、V：0.002%以上且小于0.03%、Nb：0.002%以上且小于0.02%中的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成；并且具有如下显微组织：在组织整体中铁素体相所占的面积率为85%以上、贝氏体相所占的面积率为10%以下、上述铁素体相和贝氏体相以外的其它相所占的面积率为5%以下，并且针状铁素体相在上述铁素体相整体中所占的面积率为30%以上且小于80%。
优选本发明的高强度热轧钢板中进一步单独或同时含有以质量%计的Ca：0.0005～0.005%、REM：0.0005～0.03%中的至少一种、B：0.0002～0.005%。
本发明的高强度热轧钢板可以通过如下方法制造，在Ar3相变点～（Ar3相变点+100）℃范围的终轧温度下对具有上述成分组成的钢坯进行热轧后，以50～230℃/秒的平均冷却速度一次冷却至500～625℃的冷却停止温度，空气冷却0.5秒以上后，以100℃/秒以上的平均冷却速度进行二次冷却，并以400～550℃的卷取温度进行卷取。
此时，优选使一次冷却的冷却停止温度与卷取温度的差为100℃以下。
发明效果
根据本发明，能够制造可以可靠地获得125%以上的λ、并且TS为490MPa以上且小于590MPa的加工性优良的高强度热轧钢板。本发明的高强度热轧钢板适合用于汽车车身的构件、框架等结构部件和悬架等行走部件的轻量化。
具体实施方式
以下，具体说明本发明。另外，成分组成中的“%”只要没有特别说明，则表示“质量%”。
1）成分组成
C：0.04～0.1%
C是有效确保必要强度的元素。为了得到490MPa以上的TS，C量必须为0.04%以上。另一方面，如果C量超过0.1%，则总伸长率El和λ降低。因此，C量设为0.04～0.1%。更优选为0.05～0.09%。
Si：0.3～1.3%
Si是通过固溶强化使强度提高的必要元素。当Si量小于0.3%时，为了得到490MPa以上的TS，需要增加昂贵的合金元素的添加量。另一方面，如果Si量超过1.3%，则会导致表面性状显著下降。因此，Si量设为0.3～1.3%。更优选为0.4～1.0%。
Mn：0.8～1.8%
Mn是对于固溶强化和生成贝氏体相有效的元素。为了得到490MPa以上的TS，Mn量必须为0.8%以上。另一方面，如果Mn量超过1.8%，则焊接性下降。因此，Mn量设为0.8～1.8%。更优选为0.8～1.3%。
P：0.03%以下
如果P量超过0.03%，则会因偏析而导致El和λ降低。因此，P量设为0.03%以下。
S：0.005%以下
S会与Mn和Ti形成硫化物而使El和λ降低，同时会导致对高强度化有效的Mn和Ti量的下降，而如果其量为0.005%以下，则可以允许。因此，S量设为0.005%以下。更优选为0.003%以下。
N：0.005%以下
N量如果超过0.005%而大量含有时，在制造工序中会生成大量的氮化物，使热轧性变差，所以是有害的。因此，N量设为0.005%以下。
Al：0.005～0.1%
Al是作为钢的脱氧剂的重要元素，因此Al量必须为0.005%以上。另一方面，如果Al量超过0.1%，则难以铸造，并且在钢中残留有大量的夹杂物，会导致材质和表面性状的下降。因此，Al量设为0.005～0.1%。
选自Ti：0.002%以上且小于0.03%、V：0.002%以上且小于0.03%、Nb：0.002%以上且小于0.02%中的至少一种
Ti、V、Nb是一部分与C或N结合形成微细的碳化物或氮化物从而有助于高强度化的元素。为了得到这种效果，必须含有选自Ti、V、Nb中的至少一种，并且各元素的量必须为0.002%以上。另一方面，如果Ti或V量为0.03%以上，或者Nb量为0.02%以上，则相比于强度的上升，El和λ的降低变得显著，无法获得期待的强度、加工性的平衡。因此，Ti量设为0.002%以上且小于0.03%、V量设为0.002%以上且小于0.03%、Nb量设为0.002%以上且小于0.02%。更优选Ti量、V量为0.029%以下，Nb量为0.019%以下。
余量为Fe和不可避免的杂质，而基于下述原因，优选单独或同时含有Ca：0.0005～0.005%、REM：0.0005～0.03%中的至少一种、B：0.0002～0.005%。
Ca：0.0005～0.005%、REM：0.0005～0.03%
Ca和REM是对控制夹杂物形态有效的元素，有助于El和λ的提高。为了得到这种效果，Ca量和REM量优选为0.0005%以上。另一方面，如果Ca量超过0.005%，或者REM量超过0.03%，则钢中的夹杂物增加，材质变差。因此，优选Ca量为0.0005～0.005%，REM量为0.0005～0.03%。
B：0.0002～0.005%
B是有利于生成针状铁素体的元素，因此必须添加0.0002%以上的量。另一方面，如果B量超过0.005%，则添加效果饱和，无法获得与成本相称的效果。因此，B量设为0.0002～0.005%。
2）显微组织
本发明的高强度热轧钢板具有如下显微组织，在由多边形铁素体相和针状铁素体相形成的铁素体相中分散有贝氏体相，在组织整体中铁素体相所占的面积率为85%以上、贝氏体相所占的面积率为10%以下、铁素体相和贝氏体相以外的其它相所占的面积率为5%以下，并且针状铁素体相在铁素体相整体中所占的面积率为30%以上且小于80%。通过这样控制贝氏体相和铁素体相的面积率，可以在确保490MPa以上且小于590MPa的TS的基础上实现高El值。此外，通过这样控制针状铁素体相的面积率，减小了铁素体相与贝氏体相的硬度差，并且确保了125%以上的λ。另外，优选使针状铁素体相的面积率为30%以上且79%以下。即使在铁素体相和贝氏体相以外还存在有珠光体相、残余奥氏体相或马氏体相等其它相，只要其比例是在组织整体中所占的面积率为5%以下，则不会损害本发明的效果。因此，将铁素体相和贝氏体相以外的其它相的面积率（其它相的面积率合计）设为5%以下。
在此，上述的铁素体相、贝氏体相或其它相的面积率如下计算，裁取扫描型电子显微镜（SEM）用试验片，研磨与压延方向平行的板厚截面，然后进行硝酸乙醇溶液腐蚀，并以1000倍和3000倍的倍率在10个视场对板厚中央部拍摄SEM照片，通过图像处理提取铁素体相、贝氏体相和其它相，并通过图像分析处理测定铁素体相、贝氏体相、其它相的面积以及观察视场的面积，由（各相的面积）/（观察视场的面积）×100（%）而算出。此外，针状铁素体相在铁素体相整体中所占的面积率，和上述同样地求出针状铁素体相的面积，由（针状铁素体相的面积）/（观察视场的面积－贝氏体相的面积－其它相的面积）×100（%）计算出来。在此，铁素体相在1000倍的SEM照片中是观察为灰色的部分，而除了晶界观察为白色的部分为第二相。在第二相中，将在3000倍的SEM照片中可观察到碳化物等内部结构的晶粒定义为贝氏体相。但是，将内部结构中具有间隔为0.05μm以上的片层结构的部分定义为珠光体，从贝氏体中排除。另外，针状铁素体相与等轴的多边形铁素体相不同，作为由伸长形状的铁素体晶粒所形成的相而被观察到，当以各铁素体晶粒的最长粒径为长径、并且以与其正交的方向上的最短粒径为短径时，将满足长径/短径≥1.5的铁素体晶粒所形成的相定义为针状铁素体相。
另外，针状铁素体相的面积率，可以如上所述直接求出针状铁素体相的面积率本身，也可以从铁素体相的面积率中减去多边形铁素体相的面积率而求出。这时，将多边形铁素体相定义为由满足上述长径/短径<1.5的铁素体粒子所形成的相。
3）制造条件
热轧的终轧温度：Ar3相变点～（Ar3相变点+100）℃
当终轧温度低于Ar3相变点时，在钢板的表层部分生成粗大粒子或双粒子，从而导致El和λ降低。另一方面，如果终轧温度超过（Ar3相变点+100）℃，则晶粒变得粗大，无法获得所希望的特性。因此，终轧温度设为Ar3相变点～（Ar3相变点+100）℃以上。
需要说明的是，此处所谓的Ar3相变点，是通过冷却速度为10℃/秒的热加工模拟实验（加工フォーマスタ実験）求出热膨胀曲线，并由其转变点所求出的相变温度。
热轧后的一次冷却条件：平均冷却速度为50～230℃/秒、冷却停止温度为500～625℃
当热轧后的一次冷却的平均冷却速度小于50℃/秒时，从高温区域开始铁素体相变，无法获得期待量的针状铁素体相。另一方面，如果一次冷却的平均冷却速度超过230℃/秒，则无法确保期待量的针状铁素体相。因此，一次冷却的平均冷却速度设为50～230℃/秒，更优选为70℃/秒以上，并进一步优选为100℃/秒以上。另外，一次冷却的方法没有特别限定，例如，可以利用公知的采用层流冷却的水冷。
一次冷却必须在500～625℃的冷却停止温度停止，这是由于在低于500℃时，生成了过量的贝氏体相，而如果超过625℃，则无法获得期待量的针状铁素体相。更优选的冷却停止温度为500～550℃。这是由于如果超过550℃，则针状铁素体相存在粗大化的倾向，有时无法得到希望的λ。
一次冷却后的空气冷却时间：0.5秒以上
一次冷却后的空气冷却时间对于实现所希望的显微组织是极其重要的。特别是为了生成适当量的贝氏体相，在进行一次冷却后，停止冷却后再进行空气冷却。当空气冷却时间小于0.5秒时，碳在奥氏体相中的富集不充分，无法获得期待量的贝氏体相。因此，将一次冷却后的空气冷却时间设为0.5秒以上。优选为5秒以下。
空气冷却后的二次冷却条件：平均冷却速度为100℃/秒以上
空气冷却后，为了使空气冷却中调整过的铁素体相的生成量不发生变化，必须以100℃/秒以上的平均冷却速度二次冷却至卷取温度。另外，二次冷却的方法也没有特别限定，例如，可以利用公知的采用层流冷却的水冷。
卷取温度：400～550℃
为了使二次冷却后维持的奥氏体相相变为贝氏体相，需要在400～550℃的卷取温度下进行卷取。这是由于当卷取温度低于400℃时，生成比贝氏体相更硬质的马氏体相，而如果超过550℃，则生成珠光体相，进而El和λ降低。
为了得到更优良的延伸凸缘性，优选使一次冷却的冷却停止温度与卷取温度的差为100℃以下。其原因在于，由此可以进一步减小作为主相的铁素体相与贝氏体相等硬质第二相的硬度差，从而使λ提高。
其它制造条件以通常的条件进行。例如，将具有所希望组成的钢在转炉或电路等中熔炼后，用真空脱气炉进行二次精炼而制造。之后的铸造，从生产率和品质方面考虑，优选用连续铸造法进行。铸造的钢坯可以是厚度为200～300mm左右的常规钢坯，也可以是厚度为30mm左右的薄钢坯。如果为薄钢坯，则可以省略粗轧。铸造后的钢坯，可以直接进行直送热轧，也可以用加热炉再加热后进行热轧。
此外，本发明的高强度热轧钢板，可以是电镀锌钢板、热镀锌钢板、合金化热镀锌钢板等镀层钢板。
实施例
将具有表1所示的组成和Ar3相变点的钢坯No.A～I加热至1250℃，并在表2所示的热轧条件下制作板厚为3mm的热轧钢板No.1～13。另外，表1的Ar3相变点通过上述方法求出。
然后，用上述方法求出铁素体相、贝氏体相在组织整体中所占的面积率，针状铁素体相在铁素体相整体中所占的面积率。此外，裁取JIS5号拉伸试验片（与压延方向呈直角的方向）和扩孔试验用试验片（130mm方形），并通过下述方法求出TS、El和λ。
TS、El：根据JIS Z2241，以10mm/分钟的变形速度对3个拉伸试验片进行拉伸试验，求出TS和El，并将3个的平均值作为TS、El。
λ：根据日本钢铁联盟标准JFST1001，在试验片的中央冲裁10mmφ的孔后，从毛边的相反一侧压上60°圆锥冲头进行扩孔试验，测定裂纹贯穿板厚时的孔径dmm，并按照下式计算，根据3个的平均值评价λ。
λ（%）=[（d－10）/10]×100
将结果示于表3。在本发明例中，TS为490MPa以上且小于590MPa，并且El为29%以上，λ为125%以上，加工性优良。
表1
Figure BDA00002822097500111
表2
Figure BDA00002822097500121
表3

Claims (5)

1.一种加工性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量%计，含有C：0.04～0.1%、Si：0.3～1.3%、Mn：0.8～1.8%、P：0.03%以下、S：0.005%以下、N：0.005%以下、Al：0.005～0.1%，并且含有选自Ti：0.002%以上且小于0.03%、V：0.002%以上且小于0.03%、Nb：0.002%以上且小于0.02%中的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质的构成；并且具有如下显微组织：在组织整体中铁素体相所占的面积率为85%以上、贝氏体相所占的面积率为10%以下、所述铁素体相和贝氏体相以外的其它相所占的面积率为5%以下，并且针状铁素体相在所述铁素体相整体中所占的面积率为30%以上且小于80%。
2.如权利要求1所述的加工性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量%计，进一步含有Ca：0.0005～0.005%、REM：0.0005～0.03%中的至少一种。
3.如权利要求1或2所述的加工性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量%计，进一步含有B：0.0002～0.005%。
4.一种加工性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在Ar3相变点～（Ar3相变点+100）℃范围的终轧温度下对具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧后，以50～230℃/秒的平均冷却速度一次冷却至500～625℃的冷却停止温度，空气冷却0.5秒以上后，以100℃/秒以上的平均冷却速度进行二次冷却，并以400～550℃的卷取温度进行卷取。
5.如权利要求4所述的加工性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，使一次冷却的冷却停止温度与卷取温度的差为100℃以下。
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