CN103732778B - 室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法 - Google Patents

室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103732778B
CN103732778B CN201280039603.1A CN201280039603A CN103732778B CN 103732778 B CN103732778 B CN 103732778B CN 201280039603 A CN201280039603 A CN 201280039603A CN 103732778 B CN103732778 B CN 103732778B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
warm state
room temperature
high tensile
tensile steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201280039603.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103732778A (zh
Inventor
村上俊夫
柿内艾丽佳
畠英雄
水田直气
浅井达也
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN103732778A publication Critical patent/CN103732778A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103732778B publication Critical patent/CN103732778B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

一种高强度钢板，其具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.02～0.3％、Si：1～3％、Mn：1.8～3％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.002～0.03％，余量由铁和杂质构成，并具有含有如下各相的组织，所述各相为：以相对于全部组织的面积率计，贝氏体铁素体：50～85％、残余γ：3％以上、马氏体+所述残余γ：10～45％、铁素体：5～40％的，所述残余奥氏体中的C浓度(CγR)为0.3～1.2质量％，所述成分组成中的N的一部分或全部为固溶N，该固溶N量为30～100ppm。

Description

室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法
技术领域
本发明涉及室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法。还有，作为本发明的高强度钢板，包括冷轧钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板。
背景技术
供汽车用骨架零件的薄钢板为了实现碰撞安全性和燃油效率改善，而要求高强度化。因此，一边要求使钢板强度高强度化至980MPa级以上，一边还要求确保冲压成形性。在980MPa级以上的高强度钢板中，为了兼顾高强度化和确保成形性，已知有效的是采用有效利用了TRIP效应的钢(例如，参照专利文献1)。
在上述专利文献1中，公开有一种高强度钢板，其以贝氏体或贝氏体铁素体为主相，并以面积率计含有残余奥氏体(γR)3％以上。然而，该高强度钢板，达不到室温下的抗拉强度980MPa以上且总延伸率20％，从而要求机械的特性(以下，也仅称为“特性”。)的进一步改善。
另外，TRIP钢板虽然成形性优异，但是，仅强度高的部分，在冲压成形时的载荷变高，因此根据零件的尺寸，TRIP钢板的适用困难。
作为用于减小冲压成形的载荷的技术，提出有被称为热压(或热冲)的技术，即，在900℃左右的高温域进行冲压成形，一边减小载荷，一边控制其后的冷却，从而使钢板组织马氏体化而实现高强度化(例如，参照专利文献2)。然而，该技术存在如下等制造上的问题，即加热时钢板的氧化显著，加热时间长，必须控制冷却，因此要求开发一种能够兼顾在更低温域使载荷减小和高强度化的技术。
【先行技术文献】
【专利文献】
【专利文献1】日本特开2003—193193号公报
【专利文献2】日本特开2011—31254号公报
发明内容
本发明着眼于上述情况而形成，其目的在于，提供一种高强度钢板及其温态成形方法，其确保980MPa级以上的室温强度，同时不但具备室温下的成形性，而且还具备温态下的成形载荷减小效果。
第一发明，是一种室温和温态下的成形性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成：
以质量％计(以下，涉及化学成分均同。)，含有
C：0.02～0.3％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：1.8～3.0％、
P：0.1％以下(含0％)、
S：0.01％以下(含0％)、
Al：0.001～0.1％、
N：0.01～0.03％，余量由铁和杂质构成，
并具有含有如下各相的组织，所述各相为：以相对于全部组织的面积率计(以下，涉及组织均同。)，
贝氏体铁素体：50～85％、
残余奥氏体：3％以上、
马氏体+所述残余奥氏体：10～45％、
铁素体：5～40％，
所述残余奥氏体中的C浓度(CγR)为0.3～1.2质量％，
所述成分组成中的N的一部分或全部是固溶N，该固溶N量为30～100ppm。
第二发明，根据第一发明所述的室温和温态下的成形性优异的高强度钢板，其中，全部组织中的位错密度为5×1015m-2以下。
第三发明，根据第一或第二发明所述的室温和温态下的成形性优异的高强度钢板，其中，成分组成还含有
Cr：0.01～3.0％、
Mo：0.01～1.0％、
Cu：0.01～2.0％、
Ni：0.01～2.0％、
B：0.00001～0.01％、
Ca：0.0005～0.01％、
Mg：0.0005～0.01％、
REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上。
第四发明是一种高强度钢板的温态成形方法，其特征在于，将第一～第三任一项发明所述的高强度钢板，加热到100～250℃后，在3600s以内成形。
根据本发明，通过具有如下组织：以相对于全部组织的面积率计，含有贝氏体铁素体：50～90％、残余奥氏体：3％以上、马氏体+所述残余奥氏体：10～45％、铁素体：5～40％，所述残余奥氏体中的C浓度(CγR)为0.3～1.2质量％，成分组成中的N的一部分或全部是固溶N，该固溶N量为30～100ppm，从而能够提供一种可确保980MPa级以上的室温强度，同时不仅具备室温下的成形性，而且还兼备温态下的成形载荷减小效果的高强度钢板及其温态成形方法。
具体实施方式
如上述，本发明者们着眼于与上述现有技术一样的、含有具有位错密度高的下部组织(基体)的贝氏体铁素体和残余奥氏体(γR)的TRIP钢板，为了确保室温强度，同时不仅改善室温下的成形性，而且进一步改善温态下的成形载荷减小效果，而进一步反复研究。
本发明者们认为，为了使温态下的成形载荷减小效果进一步提高，有效的是在100～250℃的温度域加工时，将为了在室温下获得强度而有效利用的TRIP现象(从残余奥氏体向马氏体相变的行为)，通过使固溶N量增加而加以抑制，从而使温态(上述100～250℃的温度域)下的强度降低。
具体来说就是有如下发现：为了同时实现室温下的高强度化和温态下的成形载荷减小效果提高，以面积率计导入5～40％的铁素体，降低基体(母相)的强度，使残余奥氏体(γR)的面积率在3％以上，使该γR中的C浓度(CγR)为0.3～1.2质量％，从而促进TRIP现象(应变诱导相变)，促进加工硬化而实现强度提高，此外，使固溶N量为30～100ppm，抑制100～250℃的温度域内的TRIP现象，降低该温度域的强度，从而使室温强度和温态下的成形载荷减小作用并存。
并且，基于上述结论进一步进行研究，从而完成本发明。
以下，首先就赋予本发明钢板以特征的组织进行说明。
〔本发明钢板的组织〕
如上述，本发明钢板，与上述现有技术相同，以TRIP钢的组织为基础，但特别是在以规定量含有铁素体，并且以规定量含有规定的碳浓度的γR，此外以规定量含有固溶N这些点上，与上述现有技术不同。
<贝氏体铁素体：50～85％>
本发明中的所谓“贝氏体铁素体”，具有贝氏体组织拥有位错密度高的板条状组织的下部组织，在组织内没有碳化物，这一点与贝氏体组织明显不同，另外，与没有位错密度或具有极少的下部组织的多边铁素体组织，或拥有细小的亚晶粒等的下部组织的准多边铁素体组织也不同(参照日本铁钢协会基础研究会发行“钢的贝氏体照片集-1”)。该组织若进行光学显微镜观察和SEM观察，则呈现针状，因为区别有困难，所以为了判定与贝氏体组织和多边铁素体组织等有明确的差异，需要由TEM观察进行下部组织的鉴别。
如此本发明钢板的组织，均匀微细而富于延展性，并且，以位错密度高、强度高的贝氏体铁素体为母相，能够提高强度与成形性的平衡。
在本发明钢板中，上述贝氏体铁素体组织的量，需要相对于全部组织，以面积率计为50～85％(优选为60～85％，更优选为70～85％)。由此，来自上述贝氏体铁素体组织的效果得到有效地发挥。还有，上述贝氏体铁素体组织的量，根据与γR的平衡决定，推荐以能够发挥期望的特性的方式适当加以控制。
<相对于全部组织以面积率计含有残余奥氏体(γR)3％以上>
γR对于提高总延伸率有用，为了有效地发挥这样的作用，需要相对于全部组织，以面积率计存在3％以上(优选为5％以上，更优选为10％以上)。
<马氏体+上述残余奥氏体(γR)：10～45％>
为了确保强度而在组织中导入一部分马氏体，但若马氏体的量变得过多，则不能确保成形性，因此相对于全部组织，以马氏体+γR的合计面积率计，限制在10％以上(优选为12％以上，更优选为16％以上)、45％以下。
<铁素体：5～40％>
铁素体是软质相，因此对于高强度化没有帮助，但对于提高延展性有效，因此为了提高强度和延伸率的平衡，在能够保证强度的面积率5％以上(优选为10％以上，更优选为15％以上)、40％以下(优选为35％以下，更优选为30％以下)的范围导入。
<残余奥氏体(γR)中的C浓度(CγR)：0.3～1.2质量％>
CγR是在加工时对于γR相变成马氏体的稳定度造成影响的指标。若CγR过低，则γR不稳定，因此赋予应力后，在塑性变形前发生加工诱导马氏体相变，所以得不到凸出成形性。另一方面，若CγR过高，则γR变得过于稳定，即使施加加工也无法发生加工诱导马氏体相变，因此仍得不到凸出成形性。为了得到充分的凸出成形性，需要CγR为0.3～1.2质量％。优选为0.4～0.9质量％。
<固溶N量：30～100ppm>
固溶N在室温下的变形时被残余奥氏体摄取，不会妨碍到铁素体的变形。另一方面在100～250℃的温度域，一般来说残余奥氏体的自由能的稳定度提高，因此在变形时TRIP现象得到抑制而强度降低。此外，铁素体中的固溶N量增加，并且，N的扩散速度变大，因此固定在变形中移动的位错，动态应变时效发生。若是如此，由于应变时效致使位错的移动受到抑制，积存于母相与残余奥氏体的界面位错减少，从残余奥氏体向马氏体的相变行为，即TRIP现象的抑制效果进一步提高，因此能够提高成形时的载荷减小效果。为了有效地发挥这样的作用，固溶N量的下限为30ppm。但是，若固溶N量变得过剩，则动态应变时效的效果变得过大，基体的变形反而强烈受到抑制，延展性劣化，因此其上限为100ppm。
<其他：贝氏体(含0％)>
本发明的钢板，可以只由上述组织(贝氏体铁素体、马氏体、残余奥氏体和铁素体的混合组织)构成，但在不损害本发明的作用的范围内，作为其他的异种组织，也可以具有贝氏体。该组织虽然在本发明钢板的制造过程中必然性地残存，但越少越好，推荐相对于全部组织以面积率计控制在5％以下，更优选控制在3％以下。
<全部组织中的位错密度：5×1015m-2以下>
在300℃左右以下的温度域，因为基于位错的强化机构其温度依存性小，所以在100～250℃下TRIP效应小时，为了更确实地使强度降低，优选预先使位错密度有一定程度地降低，推荐为5×1015m-2以下。更优选为在4×1015m-2以下，特别优选为3×1015m-2以下。
〔、γR中的C浓度(CγR)、固溶N量和位错密度的各测量方法〕
在此，对于各相的面积率、γR中的C浓度(CγR)、固溶N量和位错密度的各测量方法进行说明。
关于钢板中组织的各相的面积率，对于钢板进行lepera试剂(偏重亚硫酸钠溶液和苦味酸溶液的混合液)腐蚀，通过透射型电子显微镜(TEM；倍率1500倍)观察，例如将白色区域定义为“马氏体+残余奥氏体(γR)”并对组织进行鉴别后，再通过光学显微镜观察(倍率1000倍)测量各相的面积率。
还有，关于γR的面积率和γR中的C浓度(CγR)，是磨削至各供试钢板的1／4的厚度后，进行化学研磨，之后通过X射线衍射法进行测量(ISIJInt.Vol.33，(1933)，No.7，p.776)。
另外，关于铁素体的面积率，是对于各供试钢板进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，通过扫描型电子显微镜(SEM；倍率2000倍)观察，将黑色的区域鉴别为铁素体并求得面积率。
关于固溶N量，是依据JIS G1228，以提取残渣分析(筛孔直径0.1μm)测量析出型的N量，从钢中的总N量中减去全部析出型N量而加以计算。
关于位错密度，通过以X射线半值宽度进行测量的方法(参照日本特开2008—144233号公报的段落[0021]～[0032])加以测量。
接下来，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质量％。
〔本发明钢板的成分组成〕
C：0.02～0.3％
C既是确保高强度，又是用于得到期望的主要组织(贝氏体铁素体+马氏体+γR)所必须的元素，为了有效地发挥这样的作用而需要添加0.02％以上(优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上)。但是，超过0.3％时不适于焊接。
Si：1.0～3.0％
Si是有效地抑制γR分解而生成碳化物的元素。特别是Si作为固溶强化元素也有用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Si达1.0％以上。优选为1.1％以上，更优选为1.2％以上。但是，若添加Si超过3.0％，则贝氏体铁素体+马氏体组织的生成受到阻碍，除此以外，热变形阻抗变高，容易发生焊接部的脆化，此外还对钢板的表面性状带来不良影响，因此使其上限为3.0％。优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
Mn：1.8～3.0％
Mn除了作为固溶强化元素有效地起作用以外，还发挥着促进相变，促进贝氏体铁素体+马氏体组织的生成的作用。此外还是使γ稳定化，用于得到期望的γR所需要的元素。另外，也有助于淬火性的提高。为了有效地发挥这样的作用，需要添加1.8％以上。优选为1.9％以上，更优选为2.0％以上。但是，若添加超过3.0％，则可见铸片裂纹发生等的不良影响。优选为2.8％以下，更优选为2.5％以下。
P：0.1％以下(含0％)
P作为杂质元素不可避免地存在，但也是为了确保期望的γR也可以添加的元素。但是，若添加超过0.1％，则二次加工性劣化。更优选为0.03％以下。
S：0.01％以下(含0％)
S也是作为杂质元素不可避免地存在，形成MnS等的硫化物系夹杂物，成为裂纹的起点而使加工性劣化的元素。优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。
Al：0.001～0.1％
Al作为脱氧剂添加，并且与上述Si协同，是有效抑制γR分解而生成碳化物的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Al在0.001％以上。但是，即使过剩添加，效果也是饱和，经济上造成浪费，因此使其上限为0.1％。
N：0.01～0.03％
N一般来说由于应变时效而使铁素体的延展性降低，因此限制其含量，或以Al和Ti等的氮化物形成元素使之固定化。
然而，在本发明钢板中，如上述从在温态成形时积极地有效利用固溶N的观点出发，需要比现有钢更高地含有N，为了确保固溶N量而使该N含量的下限为0.01％(100ppm)。然而，若N含量过高，则本发明的材料这样的低碳钢其铸造变得困难，因此不能进行制造本身，所以使其上限为0.03％。
本发明的钢基本上含有上述成分，余量实质上是铁和不可避免的杂质，但此外，在不损害本发明的作用的范围内，也能够添加以下的允许成分。
Cr：0.01～3.0％、
Mo：0.01～1.0％、
Cu：0.01～2.0％、
Ni：0.01～2.0％、
B：0.00001～0.01％中的一种或两种以上
这些元素作为钢的强化元素而有用，并且是对于γR的稳定化和规定量的确保有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐分别添加Cr：0.01以上(更优选为0.05％以上)、Mo：0.01％以上(更优选为0.02％以上)、Cu：0.01％以上(更优选为0.1％以上)、Ni：0.01％以上(更优选为0.1％以上)、B：0.00001％以上(更优选为0.0002％以上)。
但是，即使添加Cr超过3.0％、Mo超过1.0％、Cu和Ni分别超过2.0％、B超过0.01％，上述效果也饱和，在经济造成浪费。更优选为Cr：2.0％以下、Mo：0.8％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、B：0.0030％以下。
Ca：0.0005～0.01％、
Mg：0.0005～0.01％、
REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上
这些元素是控制钢中硫化物的形态，对加工性提高有效的元素。在此，作为本发明所用的REM(稀土类元素)，可列举Sc、Y、镧系元素等。为了有效地发挥上述作用，推荐Ca和Mg分别添加0.0005％以上(更优选为0.001％以上)，REM添加0.0001％以上(更优选为0.0002％以上)。但是，即使Ca和Mg分别添加超过0.01％，REM超过0.01％，上述效果也饱和，在经济上造成的浪费。更优选为Ca和Mg为0.003％以下，REM为0.006％以下。
〔温态加工方法〕
上述本发明钢板，特别推荐加热到100～250℃之间的适当的温度之后，在3600s以内(更优选为1200s以内)进行加工。
在γR的稳定度达到最佳的温度条件下，通过在γR发生分解之前进行加工，能够使成形性最大化。
以该温态加工方法加工的零件，在其截面内，冷却后的强度得到均匀化，与同一截面内的强度分布大的零件相比，低强度的部分变少，因此能够提高零件强度。
即，含有γR的钢板一般为低屈强比，并且，低应变域的加工硬化率高。因此，在赋予的应变量小的区域的、应变赋予后的强度，特别是屈服应力的应变量依存性非常。通过冲压加工成形零件的情况下，根据部位所施加的应变量不同，也存在部分地几乎没有施加应变这样的区域。因此，零件内在加工施加的区域和加工未施加的区域产生巨大的强度差，在零件内形成强度分布。这样的强度分布存在时，强度低的区域屈服而发生变形和压曲，作为零件强度，由强度最低的部分把控。
含有γR的钢其屈服应力低的原因，被认为是由于导入γR时，同时形成的马氏体在相变时向周围的母相中导入可动位错。因此，在加工量少的区域如此也可防止该位错的移动，则屈服应力能够提高，可提高零件强度。为了抑制可动位错的移动，有效的是加热原材消除可动位错，或以固溶碳等的应变时效制止可动位错，由此能够提高屈服应力。
因此，若将含有γR的钢板加热至100～250℃之间的适当温度进行冲压成形(温态加工)，则在应变小的部分，屈服强度也会提高，零件中的强度分布变小，能够使零件强度提高。
接着，以下说明用于得到上述本发明钢板的优选的制造方法。
〔本发明钢板的优选的制造方法〕
本发明钢板，对于满足上述成分组成的钢材进行热轧，接着进行冷轧后，再进行热处理而制造。
[热轧条件]
热轧条件没有特别限定，但例如可以使热轧的终轧温度(轧制结束温度，FDT)为800～900℃，使卷绕温度为400～600℃。
[冷轧条件]
另外，一边使冷轧时的冷轧率为30～70％，一边按以下的热处理条件实施热处理。
[热处理条件]
关于热处理条件，是以规定的加热速度急速升温，在铁素体+奥氏体(α+γ)二相域的高温侧温度域均热而使过半的组织奥氏体化以后，以规定的冷却速度急冷而过冷后，以此过冷温度保持规定时间而进行等温淬火处理，从而能够得到期望的组织。还有，在不会使期望的组织显著分解，在不损害本发明的作用的范围内，也可以进行镀覆，还可以进行合金化处理。
具体来说，以10℃／s以上的加热速度，将上述冷轧后的冷轧材急速加热，在(0.4Ac1+0.6Ac3)～(0.1Ac1+0.9Ac3)的温度域保持10～60s的时间后，以10℃／s以上的平均冷却速度急冷至350～500℃(优选为400～500℃)的温度域进行过冷，以该急冷停止温度(过冷温度)保持10～1800s的时间而进行等温淬火处理后，冷却至常温。另外，对钢板进行镀覆，需要合金化处理时，可以在所述等温淬火处理后，实施通常的合金化处理即可。
<以10℃／s以上的加热速度急速加热>
这是为了缩短升温时间，从而抑制因Al等的氮化物形成元素造成的N的固定化而确保固溶N量。
<在(0.4Ac1+0.6Ac3)～(0.1Ac1+0.9Ac3)的温度域保持10～60s的时间>
这是为了在二相域的高温侧的温度域保持规定时间，使过半组织的奥氏体化，确保在冷却时由来自奥氏体的逆相变生成的贝氏体铁素体的分率。还有，若保持时间过长，则Al等的氮化物形成元素带来的N的固定化进行，因此使其上限为60s。
<以10℃／s以上的平均冷却速度，急冷至350～500℃的温度域进行过冷，在该急冷停止温度(过冷温度)保持10～1800s的时间>
这是为了进行等温淬火处理而得到期望的组织。
【实施例】
为了确切证实本发明的效果，使成分组成和热处理条件进行变化，对于这时的高强度钢板的室温和温态下的机械的特性的影响进行调查。真空熔炼由下述表1所示的各成分组成构成的供试钢，成为板厚30mm的板坯后，将该板坯加热至1200℃，以轧制结束温度(FDT)900℃，在卷绕温度550℃热轧至板厚2.4mm，其后，以50％的冷轧率进行冷轧而成为板厚1.2mm的冷轧材，实施下述表2所示的热处理。具体来说，将上述冷轧材，以平均加热速度HR1℃／s的加热速度加热至均热温度T1℃，在该温度下保持均热时间t1秒后，以CR1℃／s的冷却速度冷却至冷却停止温度(过冷温度)T2，在该温度下保持t2秒后，进行空冷，或者，假定为合金化镀覆处理，以冷却停止温度(过冷温度)T2℃保持t2秒后，再以保持温度T3℃保持t3秒之后，进行空冷。
对于如此得到的钢板，根据上述[用于实施发明的方式]一项中说明的测量方法，测量各相的面积率、γR中的C浓度(CγR)、固溶N量和位错密度。
另外，对于上述钢板，为了评价室温和温态下的机械的特性，分别测量室温下的抗拉强度(TS)和延伸率(EL)，以及150℃下的抗拉强度(TS)。然后，作为评价基于温态成形的载荷减小效果的指标，计算ΔTS=温态(150℃)下的TS-室温下的TS。
这些结果显示在表3中。
【表1】
【表2】
【表3】
如这些表所示，作为本发明钢板，即钢No.1～3、10～17，均是使用满足本发明的成分组成的范围的钢种，以推荐的热处理条件实施热处理的结果，本发明的组织规定的要件充足，能够得到确保室温下的980MPa以上的强度(TS)，同时室温下的延伸率(EL)和温态下的成形载荷减小效果(ΔTS)优异的高强度钢板。
相对于此，作为比较钢，即钢No.4～9均使用的是不满足本发明所规定的成分组成的要件的钢种，因此，尽管以推荐的热处理条件实施热处理，但本发明的组织规定的要件不充足，室温强度(TS)、室温延伸率(EL)和温态下的载荷减小效果(ΔTS)的至少某一特性差。
另外，作为其他比较钢，即钢No.18～21、24、28，虽然均使用了满足本发明的成分组成的范围的钢种，但却是以脱离推荐的热处理条件的条件实施热处理的结果，本发明的组织的要件不充足，室温强度(TS)、室温延伸率(EL)和温态下的载荷减小效果(ΔTS)的至少某一特性仍然差。
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而能够加以各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。
本申请基于2011年8月17日申请的日本专利申请(专利申请2011—178477)，其内容在此参照并援引。
【产业上的可利用性】
本发明的高强度钢板，适合于供汽车用骨架零件的薄钢板等。

Claims (4)

1.一种室温和温态下的成形性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成：各化学成分以质量％计，含有
C：0.02～0.3％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：1.8～3.0％、
P：0.1％以下且含0％、
S：0.01％以下且含0％、
Al：0.001～0.1％、
N：0.01～0.03％，
余量由铁和杂质构成，并具有含有如下各相的组织，
所述各相为：以相对于全部组织的面积率计，
贝氏体铁素体：50～85％、
残余奥氏体：3％以上、
马氏体+所述残余奥氏体：10～45％、
铁素体：5～40％，
所述残余奥氏体中的C浓度CγR为0.3～1.2质量％，
所述成分组成中的N的一部分或全部为固溶N，该固溶N量为30～100ppm。
2.根据权利要求1所述的室温和温态下的成形性优异的高强度钢板，其中，全部组织中的位错密度为5×1015m-2以下。
3.根据权利要求1或2所述的室温和温态下的成形性优异的高强度钢板，其中，成分组成还含有
Cr：0.01～3.0％、
Mo：0.01～1.0％、
Cu：0.01～2.0％、
Ni：0.01～2.0％、
B：000001～001％
Ca：0.0005～0.01％、
Mg：0.0005～0.01％、
REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上。
4.一种高强度钢板的温态成形方法，其特征在于，将权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板加热至100～250℃后，在3600s以内进行成形。
CN201280039603.1A 2011-08-17 2012-08-15 室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法 Active CN103732778B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-178477 2011-08-17
JP2011178477A JP5636347B2 (ja) 2011-08-17 2011-08-17 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
PCT/JP2012/070729 WO2013024861A1 (ja) 2011-08-17 2012-08-15 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103732778A CN103732778A (zh) 2014-04-16
CN103732778B true CN103732778B (zh) 2015-09-16

Family

ID=47715178

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280039603.1A Active CN103732778B (zh) 2011-08-17 2012-08-15 室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9657381B2 (zh)
EP (1) EP2746416B1 (zh)
JP (1) JP5636347B2 (zh)
CN (1) CN103732778B (zh)
WO (1) WO2013024861A1 (zh)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5662903B2 (ja) 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5860354B2 (ja) 2012-07-12 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6379716B2 (ja) * 2014-06-23 2018-08-29 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
CN104513927B (zh) * 2014-12-19 2017-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
JP6932323B2 (ja) * 2015-05-20 2021-09-08 クリーブランド−クリフス スティール プロパティーズ、インク． 低合金第３世代先進高張力鋼
EP3342891B1 (en) * 2015-08-21 2021-10-13 Nippon Steel Corporation Steel sheet
KR20220145391A (ko) * 2020-03-31 2022-10-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
WO2021200578A1 (ja) * 2020-03-31 2021-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101263239A (zh) * 2005-08-04 2008-09-10 安赛乐米塔尔法国公司 生产具有优异延展性的高强度钢板的方法和由此生产的板材
CN101696483A (zh) * 2005-01-18 2010-04-21 新日本制铁株式会社 加工性优异的烧结硬化型热轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001234282A (ja) * 2000-02-21 2001-08-28 Kawasaki Steel Corp 温間プレス成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN1183268C (zh) 2000-02-23 2005-01-05 杰富意钢铁株式会社 应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
JP3854506B2 (ja) 2001-12-27 2006-12-06 新日本製鐵株式会社 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3764411B2 (ja) 2002-08-20 2006-04-05 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板
JP4068950B2 (ja) 2002-12-06 2008-03-26 株式会社神戸製鋼所 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品
JP2005036271A (ja) * 2003-07-18 2005-02-10 Nippon Steel Corp 常温非時効性に優れた歪時効硬化型鋼材およびその製造方法
JP4513552B2 (ja) * 2003-12-26 2010-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
US20050150580A1 (en) 2004-01-09 2005-07-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
EP1559798B1 (en) 2004-01-28 2016-11-02 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
DE602005013442D1 (de) 2004-04-22 2009-05-07 Kobe Steel Ltd Hochfestes und kaltgewaltzes stahlblech mit hervorragender verformbarkeit und plattiertes stahlblech
JP4279231B2 (ja) * 2004-10-22 2009-06-17 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材
JP4553372B2 (ja) * 2004-12-28 2010-09-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板
JP5072058B2 (ja) 2005-01-28 2012-11-14 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト
JP4716358B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP4716359B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3889769B2 (ja) * 2005-03-31 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 塗膜密着性、加工性及び耐水素脆化特性に優れた高強度冷延鋼板並びに自動車用鋼部品
EP2671961A1 (en) * 2005-03-31 2013-12-11 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity
WO2007077933A1 (ja) 2005-12-28 2007-07-12 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 超高強度薄鋼板
CN100510143C (zh) 2006-05-29 2009-07-08 株式会社神户制钢所 延伸凸缘性优异的高强度钢板
JP4974341B2 (ja) 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP5030200B2 (ja) 2006-06-05 2012-09-19 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
EP2465962B1 (en) 2006-07-14 2013-12-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheets and processes for production of the same
JP4436348B2 (ja) * 2006-09-04 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP4959418B2 (ja) * 2006-09-28 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP4688782B2 (ja) 2006-12-11 2011-05-25 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法
JP4164537B2 (ja) 2006-12-11 2008-10-15 株式会社神戸製鋼所 高強度薄鋼板
CN101861406B (zh) 2007-11-22 2012-11-21 株式会社神户制钢所 高强度冷轧钢板
KR100957981B1 (ko) * 2007-12-20 2010-05-19 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융도금 강판 및 그제조방법
EP2251448B1 (en) 2008-03-07 2015-08-12 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Cold-rolled steel sheets
JP4712882B2 (ja) 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
CN102341518B (zh) 2009-04-03 2013-04-10 株式会社神户制钢所 冷轧钢板及其制造方法
JP2011031254A (ja) 2009-07-30 2011-02-17 Jfe Steel Corp 鋼板の熱間プレス成形方法
MX2012008690A (es) 2010-01-29 2012-08-23 Nippon Steel Corp Placa de acero y proceso para producir la placa de acero.
JP5671359B2 (ja) 2010-03-24 2015-02-18 株式会社神戸製鋼所 温間加工性に優れた高強度鋼板
JP5662902B2 (ja) 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5662903B2 (ja) 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5667472B2 (ja) 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101696483A (zh) * 2005-01-18 2010-04-21 新日本制铁株式会社 加工性优异的烧结硬化型热轧钢板及其制造方法
CN101263239A (zh) * 2005-08-04 2008-09-10 安赛乐米塔尔法国公司 生产具有优异延展性的高强度钢板的方法和由此生产的板材

Also Published As

Publication number Publication date
US20140271331A1 (en) 2014-09-18
WO2013024861A1 (ja) 2013-02-21
EP2746416A4 (en) 2015-11-11
CN103732778A (zh) 2014-04-16
US9657381B2 (en) 2017-05-23
JP2013040382A (ja) 2013-02-28
EP2746416A1 (en) 2014-06-25
EP2746416B1 (en) 2017-11-08
JP5636347B2 (ja) 2014-12-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103403210B (zh) 室温和温态下的深拉性优异的高强度钢板及其温加工方法
CN103732778B (zh) 室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法
CN103361547B (zh) 一种冷成型用超高强度钢板的生产方法及钢板
CN105492643B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103261452B (zh) 具有纵壁部的热锻压成形体的制造方法以及具有纵壁部的热锻压成形体
CN103314120B (zh) 热锻压成形体的制造方法及热锻压成形体
CN104736736B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN101120114B (zh) 涂膜附着性、加工性及耐氢脆化特性优异的高强度冷轧钢板和机动车用钢零件
CN101213317B (zh) 极软高碳热轧钢板及其制造方法
CN104160046B (zh) 冲压成形品的制造方法和冲压成形品
CN103210110B (zh) 成形性优异的高强度钢板、温加工方法和温加工的汽车零件
CN104160045B (zh) 冲压成形品的制造方法和冲压成形品
CN101880825B (zh) 抗拉强度750MPa以上的超细晶热轧双相钢及其板材制造方法
JP5860308B2 (ja) 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN105189804B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN100507053C (zh) 一种800MPa冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN104040010A (zh) 冷轧钢板及冷轧钢板的制造方法
CN104040008A (zh) 热冲压成型体及其制造方法
CN104520460A (zh) 冷轧钢板、其制造方法以及热冲压成型体
CN103210105A (zh) 均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104040007A (zh) 冷轧钢板及其制造方法
CN104471093A (zh) 屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
CN105518171A (zh) 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
CN107002192A (zh) 高强度高延展性钢板
CN103210109A (zh) 成形性优异的高强度钢板、温加工方法和经温加工的汽车零件

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant