CN104726770B - 扩孔性优异的析出强化型钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种能够作为汽车构件等结构部件来使用的析出强化型钢板，尤其提供一种扩孔性优异的析出强化型钢板及其制造方法，该扩孔性优异的析出强化型钢板通过适当地控制合金组成和制造方法来实现。

Description

扩孔性优异的析出强化型钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种扩孔性优异的析出强化型钢板及其制造方法，该扩孔性优异的析出强化型钢板能够作为汽车构件等结构部件来使用。

背景技术

随着强化关于汽车冲击稳定性的管制，为了提高车体的耐冲击特性，在构件(member)、梁(beam)及支柱(pillar)等结构部件中广泛使用析出强化型钢板。

析出强化型钢板是为了吸收汽车的冲击能量而设计的，因此具有其屈服强度与抗拉强度的比值即屈强比(YS/TS)高的特点。

另外，钢的强化方法通常有固溶强化、析出强化、借助晶粒微细化的强化及形变强化等。然而，固溶强化法及借助晶粒微细化的强化法很难制造以抗拉强度为基准时500MPa级以上的高强度钢；形变强化法则为了保证强度及形变组织的形成需要大量的合金成分，不仅如此由于其下部组织由贝氏体或马氏体来构成，因此屈强比较低，具有不适合在要求汽车冲撞时耐冲击特性的部件上应用的缺点。

相反，析出强化型钢板是通过主要添加Nb、Ti及V等碳及氮化物形成元素来进行的析出强化及晶粒微细化而提高强度的钢板，具有即使较低的制造成本也能够容易实现高强度化的优点。析出强化法首先在高温下对钢进行熔体化处理，之后在冷却过程中形成多个微细的析出物，并且通过析出物周边的应力场进行强化。

这种析出强化型钢板的代表性的技术有专利文献1及2。

在专利文献1中，将含有0.15重量％以下的C的低碳钢作为基本成分，并且含有Ti、Nb及V等中的一种或两种以上成分，通过控制终轧温度及卷取温度来制造析出强化型钢板。在该技术中，将卷取温度控制为非常低的450℃以下来形成极微细析出物，因此对强度的贡献效果非常高。但是，该技术具有如下的问题：即，不但会产生板形状的扭曲现象，并且由于增加析出物周边的残留应力，在冷轧时产生超负荷现象。

专利文献2提出一种利用析出物形成元素Nb或V，通过热轧后的加速冷却来提高强度的技术。但是，该技术将卷取温度设定为400℃以下，因此不会形成均匀的铁素体组织，而会形成贝氏体或马氏体组织，具有屈强比较低的问题，并且由于需要含有大量高额的Nb或V，因此具有制造成本增加的缺点。

另外，上述以往技术共同具有如下的缺点：即，其扩孔性等成形性较差，当作为汽车构件等结构部件来使用时，只能简化部件的形状，或者采用分为多个部件而成形后再进行焊接的复杂及迂回的工序，因此具有大幅增加工序成本的缺点。

专利文献1：日本专利公开昭56-084422号

专利文献2：日本专利公开平4-221015号

发明内容

本发明提供一种扩孔性优异的析出强化型钢板及其制造方法，该扩孔性优异的析出强化型钢板通过适当地控制合金组成和制造方法来实现。

为了达到所述目的，本发明的一方面提供一种扩孔性优异的钢板，该扩孔性优异的钢板以重量％为计，包括C：0.07～0.15％、Mn：1.5％以下、P：0.02～0.07％、S：0.01％以下、N：0.005％以下、Si：0.3％以下、酸溶铝Al：0.02～0.05％、Ti：0.03～0.1％、B：0.002％以下、残量Fe及其他不可避免的杂质，

以铁素体(ferrite)为母体组织，具有包括2～10面积％的珠光体(pearlite)的微细组织，并且

由以下数学式1定义的P为70％以上，

[数学式1]

Pe(％)＝(PN_gb/GN_gb)×100

(其中，PN_gb为在铁素体晶粒边界三联点上存在的平均直径为3μm以下的微细珠光体的数量，GN_gb为铁素体晶粒边界三联点的数量)。

此外，本发明的另一方面提供一种扩孔性优异的钢板的制造方法，该制造方法包括以下步骤：对钢锭进行再加热后，进行热轧而获得热轧钢板，其中，终轧温度为Ar3以上，所述钢锭以重量％为计，包括C：0.07～0.15％、Mn：1.5％以下、P：0.02～0.07％、S：0.01％以下、N：0.005％以下、Si：0.3％以下、酸溶铝Al：0.02～0.05％、Ti：0.03～0.1％、B：0.002％以下、残量Fe及其他不可避免的杂质；

在450℃以上且700℃以下的温度下卷取所述热轧钢板；

对已卷取的热轧钢板以40～60％的压下率进行冷轧而获得冷轧钢板；及

在760～840℃的温度下，对所述冷轧钢板进行再结晶退火。

补充说明的是，上述课题的解决方案并非列举了本发明的所有特征。本发明的多种特征、其产生的优点以及效果可通过下述具体实施方式进一步详细理解。

本发明能够提供扩孔性和屈强比优异的析出强化型钢板。

此外，在钢板的组成中排除了高额的合金元素Nb及V的添加，因此具有经济效果优异的优点。

具体实施方式

本发明的发明人为了解决上述以往技术的问题而进行深入研究的结果，发现了若适当地控制钢板的合金成分，并且适当地控制卷取温度、冷轧时的压下率和退火温度，就能同时提高析出强化型钢板的屈强比及扩孔性，并且基于这一发现完成了本发明。

下面，对本发明的一方面即扩孔性优异的析出强化型钢板进行详细说明。

首先，对本发明的析出强化型钢板的合金组成进行详细说明。

碳(C)：0.07～0.15重量％

C为析出物的形成元素，有助于提高材料的强度。当所述C的含量低于0.07重量％时，难以确保在晶粒边界强化中所需的适当水平的珠光体，因此可能会降低扩孔性，并且不能充分地析出具有15nm以下大小的微细Ti系碳化物，有可能降低强度及屈强比。相反，当超过0.15重量％时，在制钢连铸工序中形成夹杂物偏析带，从而产生漏钢(break out)的可能性变大，而且未析出的大量的固溶碳与Fe结合而形成具有超过3μm大小的粗大的珠光体，因此在加工时成为产生裂纹的始点的可能性变大，并且具有扩孔性变差以及焊接性也变差的问题。因此，所述C的含量优选限定为0.07～0.15重量％，更加优选限定为0.08～0.13重量％。

锰(Mn)：1.5重量％以下(0除外)

Mn为固溶强化元素，有助于提高强度，并且还起到将钢中的S析出为MnS，从而遏制在热轧时因S产生断带及高温脆化的作用。但是，当所述Mn的含量超过1.5重量％时，具有沿钢板的轧制方向形成Mn带，从而产生加工裂纹的可能性变大的问题，因此，所述Mn的含量优选限定为1.5重量％以下。

磷(P)：0.02～0.07重量％

P为对成形性没有过大的危害且能保证钢的强度的最有利的元素。当所述P的含量低于0.02重量％时，具有不能保证所期望的强度的问题，相反，当超过0.07重量％时，具有脆性破裂的可能性显著增加，在热轧时产生板坯断带的可能性变大，并且阻碍钢板的镀覆特性的问题。因此，所述P的含量优选限定为0.02～0.07重量％。

硫(S)：0.01重量％以下、氮(N)：0.005重量％以下

S及N为在钢中存在的不可避免添加的杂质，为了保证焊接特性，该含量优选限定为尽可能低。在本发明中，所述S的含量优选限定为0.01重量％以下，更加优选限定为0.008重量％以下。此外，所述N的含量限定为0.005重量％以下。

硅(Si)：0.3重量％以下(0除外)

Si为有助于通过强化固溶来提高强度的元素，在本发明中并不故意添加。只是，当所述Si的含量超过0.3重量％时，具有引起表面氧化皮缺陷，导致电镀表面特性下降的问题，所以在本发明中将所述Si的含量控制为0.3重量％以下。

酸溶铝(Al)：0.02～0.05重量％

酸溶铝Al是为了钢的粒度微细化及脱酸而添加的元素。当所述酸溶铝Al低于0.02重量％时，不能以通常的稳定状态制造镇静(killed)钢，相反，当超过0.05重量％时，虽然因晶粒微细化的效果而有利于提高强度，但是具有在制钢连铸作业时，形成过多的夹杂物，产生镀覆钢板表面不良的可能性变大，而且提高制造成本的问题。因此，所述酸溶铝Al的含量优选限定为0.02～0.05重量％

钛(Ti)：0.03～0.1重量％

Ti为在热轧中与固溶碳进行反应而析出Ti系碳化物，从而对钢板的强度增加做出很大贡献的元素。当所述Ti的含量低于0.03重量％时，不能充分地析出碳化物，不能保证所要获得的强度，相反，当超过0.1重量％时，在制钢连铸工序中产生铸坯裂纹的可能性变大，还会提高制造成本，并且阻碍镀覆表面特性，因此所述Ti的含量优选限定为0.03～0.1重量％。

硼(B)：0.002重量％以下(0除外)

B是为了防止在钢中添加P引起的二次加工脆性而添加的元素，但是，当该含量超过0.002重量％时，随之会带来钢板的柔软性的下降，因此所述B的含量优选限定为0.002重量％以下。

此外，包括残量Fe及不可避免的杂质。并不排除所述组成之外的有效成分的添加。

下面，对本发明的析出强化型钢板的微细组织及析出物进行详细说明。

本发明的析出强化型钢板的微细组织优选为以面积分率包括2～10％的珠光体(pearlite)及残量铁素体。当珠光体低于2面积％时，很难保证所期望的扩孔性，相反，当超过10面积％时，具有成为在加工时产生裂纹的始点的可能性变大，并且对表面形状及镀覆特性起到不良影响的问题。

另外，当所述珠光体(pearlite)组织粗大化或不均匀地分布时，具有钢板的扩孔性明显下降的缺点。所述珠光体大部分在铁素体结晶粒三联点上存在，优选由本发明的一实现例的以下数学式1定义的P为70％，通过确保如此的组织，能够保证60％以上的钢板扩孔性(HER，Hole Expansion Ratio)。

[数学式1]

Pe(％)＝(PN_gb/GN_gb)×100

(其中，PN_gb为在铁素体晶粒边界三联点上存在的平均直径为3μm以下的微细珠光体的数量，GN_gb为铁素体晶粒边界三联点的数量)

此外，根据本发明的一实现例，本发明的析出强化型钢板优选包括30个/μm²以上的具有15nm以下大小的微细Ti系碳化物。当在钢中形成多个如上所述的微细Ti系碳化物时，能够遏制对外部冲击的局部应力集中，从而能够提高钢板的耐冲击特性。

另外，在每单位面积中微细Ti系碳化物的数量越多，耐冲击特性就越提高，因此在本发明中对所述碳化物数量的上限不特别限定。

另外，所述的微细Ti系碳化物不但能够形成在铁素体晶粒内，还能形成在铁素体晶粒边界上，其中，形成在铁素体晶粒内的微细Ti系碳化物的面积越大，钢板的耐冲击特性就越提高。这是因为在进行加工时，在晶粒内存在的碳化物明显妨碍位错的进行，从而与抗拉强度相比屈服强度的进行更快所致。根据本发明的一实现例，优选由以下数学式2定义的T为85％以上，通过确保如此的碳化物分布，能够保证0.8以上的钢板的屈强比(YS/TS)。

[数学式2]

T(％)＝{T_in/(T_gb+T_in)}×100

(其中，T_in为在铁素体晶粒内存在的Ti系碳化物的总面积，T_gb为在铁素体晶粒边界上存在的Ti系碳化物的总面积)

下面，对本发明的另一方面即扩孔性优异的析出强化型钢板的制造方法进行详细说明。

首先，对具有上述组成的钢锭进行热轧，此时终轧温度为Ar3以上，从而获得热轧钢板，并且在450℃以上且700℃以下的温度下，卷取所述热轧钢板。

为了使通过微细Ti系碳化物析出带来的强度上升最大化，优选进行低温卷取，但是当所述卷取温度低于450℃以下时，具有如下的问题：微细Ti系碳化物优先析出于铁素体晶粒边界上而不是铁素体晶粒内，因此不能保证0.8以上的钢板的屈强比，并且作为钢板的微细组织形成贝氏体而不是珠光体，从而导致扩孔性下降。相反，当卷取温度超过700℃时，具有如下的问题：导致Ti系碳化物粗大化，并且在铁素体晶粒边界上析出有大量的Ti系碳化物，难以保证所期望的强度，而且由于形成粗大的珠光体，导致扩孔性下降。因此，所述卷取温度优选限定为450℃以上且700℃以下，更加优选限定为500℃以上650℃以下。

对所述卷取的热轧钢板以40～60％的压下率进行冷轧，从而获得冷轧钢板。

当所述压下率低于40％时，减少晶粒核生成的场所，从而在再结晶退火时Ti系碳化物粗大化，并且有大量的Ti碳化物析出于铁素体的晶粒边界上。相反，当超过60％时，产生轧制负荷并且产生断带的可能性变大。因此，所述压下率优选限定为40～60％。

在760～840℃的温度下，对如上所述获得的冷轧钢板进行连续退火。

当退火温度低于760℃时，由于没有出现完整的再结晶，具有宽度方向的材质偏差增加的问题，相反，当超过840℃时，具有如下的问题：析出物粗大化，并且由于晶粒急剧成长导致难以保证所期望的强度，而且由于高温退火导致板形状不良的可能性变大。因此，所述退火温度优选限定为760～840℃，更加优选限定为780～820℃。

下面，通过实施例对本发明进行更为详细的说明。但需要说明的是，下面的实施例只是用于更为详细地说明本发明的示例，并不限定本发明的权利范围。

(实施例)

对具有在以下表1中记载的合金组成的钢锭在890℃的终轧温度下进行热轧后，通过在表2中记载的条件进行卷取、冷轧及退火而制造冷轧钢板。对所述制造的冷轧钢板的碳化物分布、微细组织及机械物理性质等进行检测后，将其结果示于表3中。

[表1]

[表2]

钢种	卷取温度(℃)	冷轧压下率(％)	退火温度(℃)	备注
					发明钢1	503	51	782	发明例1
发明钢1	602	51.5	835	发明例2
					发明钢1	720	52	783	比较例1
发明钢2	505	48.6	848	比较例2
					发明钢2	580	35	793	比较例3
发明钢2	600	49	803	发明例3
					发明钢3	580	51	796	发明例4
发明钢3	420	68	740	比较例4
					比较钢1	620	51	830	比较例5
比较钢1	700	53	793	比较例6
					比较钢2	520	53	840	比较例7

[表3]

(所述表3的Pe(％)及T(％)分别表示通过数学式1、2得出的值，用于得出所述Pe(％)的PN_gb，则通过SEM(扫描式电子显微镜)观察组织，并计数(count)在铁素体的晶粒边界三联点上存在的直径为3μm以下的微细珠光体数量，并且计数超过3μm的珠光体数量后得出其平均值。)

从所述表1～3可知，满足本发明提出的合金组成和制造条件的发明例1～4，由于满足珠光体分率、微细Ti系碳化物数量、在铁素体晶粒内存在的Ti系碳化物的面积比(T)及微细珠光体的铁素体晶粒边界三联点占有比(Pe)，能够保证0.8以上的高屈强比及60％以上的优异的扩孔性(HER)。

但是，比较例1～7由于没有满足本发明所控制的合金组成或没有满足本发明所控制的卷取温度、冷轧压下率及退火温度等，因此在珠光体分率、微细Ti系碳化物数量、在铁素体晶粒内存在的Ti系碳化物的面积比(T)及微细珠光体的铁素体晶粒边界三联点占有比(Pe)中的一个以上脱离了本发明的控制范围，从而所显示的屈强比及/或扩孔性(HER)较差。

Claims (4)

1.一种扩孔性优异的钢板，

以重量％为计，包括C：0.07～0.15％、Mn：大于0％且1.5％以下、P：0.02～0.07％、S：0.01％以下、N：0.005％以下、Si：大于0％且0.3％以下、酸溶铝Al：0.02～0.05％、Ti：0.03～0.1％、B：大于0％且0.002％以下、残量Fe及其他不可避免的杂质，

微细组织以面积分率包括2～10％的珠光体及残量铁素体，并且，

由以下数学式1定义的Pe为70％以上，

由以下数学式2定义的T为85％以上，

扩孔性为60％以上，

[数学式1]

Pe(％)＝(PN_gb/GN_gb)×100

其中，PN_gb为在铁素体晶粒边界三联点上存在的平均直径为3μm以下的微细珠光体的数量，GN_gb为铁素体晶粒边界三联点的数量，

[数学式2]

T(％)＝{T_in/(T_gb+T_in)}×100

其中，T_in为在铁素体晶粒内存在的15nm以下的微细Ti系碳化物的总面积，T_gb为在铁素体晶粒边界上存在的15nm以下的Ti系碳化物的总面积。

2.根据权利要求1所述的扩孔性优异的钢板，其中，

所述钢板包括30个/μm²以上的具有15nm以下大小的微细Ti系碳化物。

3.根据权利要求1所述的扩孔性优异的钢板，其中，

所述钢板的屈强比为0.8以上。

4.一种根据权利要求1所述的扩孔性优异的钢板的制造方法，包括以下步骤：

对钢锭进行热轧而获得热轧钢板，其中终轧温度为Ar3以上，所述钢锭以重量％为计，包括C：0.07～0.15％、Mn：大于0％且1.5％以下、P：0.02～0.07％、S：0.01％以下、N：0.005％以下、Si：大于0％且0.3％以下、酸溶铝Al：0.02～0.05％、Ti：0.03～0.1％、B：大于0％且0.002％以下、残量Fe及其他不可避免的杂质；

在450℃以上且700℃以下的温度下卷取所述热轧钢板；

对已卷取的热轧钢板以40～60％的压下率进行冷轧而获得冷轧钢板；及

在760～840℃的温度下，对所述冷轧钢板进行再结晶退火。