CN105074040A - 弯曲性优异的高强度冷轧钢板 - Google Patents

弯曲性优异的高强度冷轧钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN105074040A
CN105074040A CN201480008681.4A CN201480008681A CN105074040A CN 105074040 A CN105074040 A CN 105074040A CN 201480008681 A CN201480008681 A CN 201480008681A CN 105074040 A CN105074040 A CN 105074040A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
rolled steel
less
high strength
cold rolled
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.)
Pending
Application number
CN201480008681.4A
Other languages
English (en)
Inventor
柴田航佑
村上俊夫
柿内艾丽佳
梶原桂
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
Priority to CN201811054932.9A priority Critical patent/CN109266955B/zh
Publication of CN105074040A publication Critical patent/CN105074040A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C22C38/16—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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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

本发明的高强度冷轧钢板具有以下成分组成，即以质量％计含有C：0.15～0.30％、Si：1.0～3.0％、Mn：0.1～5.0％、P：0.1％以下(不包括0％)、S：0.010％以下(不包括0％)、N：0.01％以下(不包括0％)、Al：0.001～0.10％，且余量由铁及不可避免的杂质构成，在该高强度冷轧钢板中，含有以面积率计为95％以上的马氏体，另一方面，残留奥氏体、铁素体以面积率的总和计为5％以下(包括0％)，进而碳化物的平均尺寸以当量圆直径计为60nm以下，以当量圆直径计为25nm以上的碳化物的数密度为每1mm2对应5.0×105个以下，屈服强度为1180MPa以上，抗拉强度为1470MPa以上。

Description

弯曲性优异的高强度冷轧钢板
技术领域
本发明涉及用于汽车部件等的加工性优异的高强度冷轧钢板，详细而言，涉及具有1180MPa以上的屈服强度和1470MPa以上的抗拉强度、且在加工性当中弯曲性尤为优异的高强度冷轧钢板。
背景技术
通常对于在汽车的骨架部件等中使用的钢板，出于碰撞安全性、基于车体轻量化的燃耗减轻等目的而要求高强度，并且为了对形状复杂的骨架部件进行加工而要求优异的冲压成形性。进而，以往进行了仅以抗拉强度(TS)为基准的材料设计，但是在考虑碰撞安全性时需要以屈服强度(YP)为基准的材料设计，因此要求在抗拉强度(TS)优异的基础上屈服强度(YP)也优异、并且加工性优异的高强度钢板。
为此，迫切期望提供一种高强度钢板，例如为屈服强度(YP)为1180MPa以上、抗拉强度(TS)为1470MPa以上的高强度钢板，弯曲性(极限弯曲半径/板厚：R/t)为2.4以下(优选为2.1以下、更优选为1.5以下)。
应对如上所述的要求而基于各种成分设计、组织控制的想法提出了多种改善了弯曲性的高强度钢板，但是现状是具备屈服强度、抗拉强度及弯曲性均满足上述期望水准的特性的高强度钢板还很少。
例如在专利文献1中公开了实质上由马氏体的单相组织构成的高张力冷轧钢板，就抗拉强度1470MPa以上的钢板而言，在基于3点弯曲法的弯曲试验中得到1.5以下的弯曲性(极限弯曲半径/板厚：R/t)。而且，抗拉强度为1470MPa以上、屈服强度为1180MPa以上且上述弯曲性为0.75的实施例(参照表3、No.8)也只存在一例。但是，在这些实施例中为了提高强度、尤其是屈服强度，均添加了Ti、Nb，在上述实施例No.8中还添加了B。因此，在该文献的记载中，实质上Ti、Nb是必须的，并且认为因这些元素的添加而产生的碳化物必然使弯曲性劣化。因此，很难想到在更严格的评价法即V型块(block)法中得到满足上述要求的弯曲性。
在专利文献2中公开了铁素体以面积率计为25～75％、余量由回火马氏体的二相组织构成的高张力钢板，在依据JISZ2248的试验法中得到2.4以下的弯曲性(极限弯曲半径/板厚：R/t)。但是，由于含有25％以上的作为软质相的铁素体，因此推定：如该实施例所示，不满足抗拉强度1470MPa以上，就该抗拉强度的水平来说，当然屈服强度也不足1180MPa。
在专利文献3中也部分公开了以抗拉强度980MPa以上为对象、且在其实施例中满足抗拉强度为1470MPa以上且基于U弯曲法的弯曲试验中弯曲性(极限弯曲半径/板厚：R/t)为2.4以下的高张力钢板。但是，这些钢板很难想到在更严格的评价法即V型块法中得到满足上述要求的弯曲性，而且通过使碳化物大量析出来提高加工性，C固溶量少，并且软质的铁素体的面积率大，因此屈服强度(YP：在该文献中表示为YS)高，即便如此，也不过是1100MPa以下的水平，不满足1180MPa以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-215958号公报
专利文献2：日本特开2011-219784号公报
专利文献3：日本特开2009-287102号公报
发明内容
发明要解决的课题
为此，本发明的目的(课题)在于提供弯曲性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法，就该弯曲性优异的高强度冷轧钢板而言，在不含强度提高元素即Ti、Nb、V的钢材成分的马氏体单相钢中屈服强度(YP)为1180MPa以上、抗拉强度(TS)为1470MPa以上且采用V型块法弯曲试验得到的最小弯曲半径(极限弯曲半径)/板厚为2.4以下。
用于解决课题的手段
方案1所述的发明为：一种弯曲性优异的高强度冷轧钢板，其屈服强度为1180MPa以上，抗拉强度为1470MPa以上，其特征在于，具有以下成分组成，即
以质量％计含有
C：0.15～0.30％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：0.1～5.0％、
P：0.1％以下(不包括0％)、
S：0.010％以下(不包括0％)、
N：0.01％以下(不包括0％)、
Al：0.001～0.10％
余量由铁及不可避免的杂质构成，
在该高强度冷轧钢板中，含有以面积率计为95％以上的马氏体，另一方面，残留奥氏体、铁素体以面积率的总和计为5％以下(包括0％)，
进而碳化物的平均尺寸以当量圆直径计为60nm以下，并且以当量圆直径计为25nm以上的碳化物的数密度每1mm2为5.0×105个以下。
方案2所述的发明为：根据方案1所述的弯曲性优异的高强度冷轧钢板，其中，在所述马氏体中，旧奥氏体的平均晶粒直径为6μm以下。
方案3所述的发明为：根据方案1或2所述的弯曲性优异的高强度冷轧钢板，其中，成分组成还含有
Cu：0.05～1.0％、
Ni：0.05～1.0％、
B：0.0002～0.0050％中的1种或2种以上。
方案4所述的发明为：一种弯曲性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，是制造所述方案1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板的方法，其中，对满足所述成分组成的要件的钢板坯实施热轧、冷轧后，对所得的钢板进行以下的热处理，即在加热到Ac3点以上且930℃以下后保持30s以上且1200s以下，接着，以100℃/s以上的速度急冷至室温，再在240℃以下保持300s以下。
方案5所述的发明为：根据方案4所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对实施了所述冷轧的钢板，在所述热处理前在Ac3点以上且930℃以下保持30s以上且1200s以下，之后以100℃/s以上的速度急冷至室温。
发明效果
根据本发明，可以提供一种弯曲性优异的高强度冷轧钢板，其通过在不添加Ti、Nb等特殊元素的前提下适当控制马氏体单相钢中的碳化物的析出状态，从而得到屈服强度(YP)为1180MPa以上且抗拉强度(TS)为1470MPa以上的高强度，并且其弯曲性极高，采用V型块法弯曲试验得到的最小弯曲半径(极限弯曲半径)/板厚为2.4以下。
具体实施方式
本发明是为了在不含Ti、Nb、V的钢材成分的马氏体单相钢中得到弯曲性优异的高强度冷轧钢板而进行深入研究所开发出的高强度冷轧钢板。即，发现通过控制碳化物的析出状态，可以进行破裂的起点的减少、进展的抑制，并且可以提高弯曲性，基于该见解完成了本发明。予以说明，本发明中“弯曲性优异”是指：在以钢板的轧制方向成为弯曲棱线的方式利用V型块法进行90°弯曲加工时，能够进行弯曲加工而不会使材料断裂的最小弯曲半径(极限弯曲半径)/板厚为2.4以下。
以下，首先，对本发明钢板的特征组织进行说明。
<马氏体：以面积率计为95％以上>
本发明中，重要的要件是组织为马氏体单相。通过使组织为马氏体单相，从而可以实现高强度，并且组织比复相组织更均匀，因此在变形时不易产生裂纹，可以提高加工性。但是，若残留奥氏体、铁素体的面积率为5％以下，则不会对强度、加工性造成影响，因此马氏体的面积率为95％以上。
<碳化物的平均尺寸以当量圆直径计为60nm以下，并且以当量圆直径计为25nm以上的碳化物的数密度每1mm2为5.0×105个以下>
以当量圆直径计为60nm以上的粗大的碳化物在变形时作为破裂的起点发挥作用，并且会促进破裂的传播，使加工性降低。因此，碳化物的平均尺寸以当量圆直径计为60nm以下。另外，即使碳化物的平均尺寸以当量圆直径计为60nm以下，在以当量圆直径计为25nm以上的碳化物的数密度过多时，也会因在变形时微小的裂纹的产生频率增加而成为加工性变差的要因。予以说明，以当量圆直径计为不足25nm的微细的碳化物在变形时不会成为破裂的起点，不会对弯曲性造成大影响。另外，因碳化物析出而使固溶C降低，固溶强化量降低，另一方面，若碳化物为微细的碳化物，则析出强化量变大，因此对强度也不会造成大影响。因此，以当量圆直径计为25nm以上的碳化物的数密度每1mm2为应5.0×105个以下，优选为1.0×104个以下，更优选为0。
本发明钢板的组织以以上的要件作为必须要件，但是期望还满足以下的推荐要件。
<旧奥氏体的平均晶粒直径为6μm以下>
旧奥氏体粒径越微细，在淬火时生成的马氏体的组织越微细，在弯曲成形时越不易产生破坏，因此弯曲性提高。因此，旧奥氏体的平均晶粒直径为6μm以下、优选为5μm以下。
以下，对各相的面积率、析出物的尺寸及其存在密度的测定方法进行说明。
[各相的面积率的测定]
首先，关于各相的面积率，对各供试钢板进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇液进行腐蚀而使金属组织突显后，在大致40μm×30μm区域的5个视野观察倍率为2000倍的扫描型电子显微镜(SEM)图像，鉴定回火马氏体相。以除回火马氏体相以外的区域作为残留奥氏体、铁素体，算出各区域的面积比率。
[析出物的尺寸及其存在密度的测定方法]
关于渗碳体的尺寸及其数密度，制作各供试钢板的提取复型样品(replicasample)，在8μm×7μm的区域的3个视野观察倍率为10000倍的透射型电子显微镜(TEM)图像。
然后，根据图像的对比度，将白色的部分辨别为渗碳体粒子并加以标记，利用图像解析软件从上述标记后的各渗碳体粒子的面积A算出当量圆直径D(D＝2×(A/π)1/2)，求得平均值，并且求出每单位面积中存在的规定尺寸的渗碳体粒子的个数。
[旧奥氏体的平均晶粒直径的测定方法]
进而，关于马氏体组织中的旧奥氏体粒的粒径，对各供试钢板进行镜面研磨，利用优先腐蚀旧奥氏体晶界的腐蚀液实施腐蚀处理后，在利用光学显微镜观察到的视野(200μm×150μm)中，利用JISG0551中记载的方法测定旧奥氏体的结晶粒度，根据粒度编号算出平均晶粒直径。
接着，对构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位均为质量％。
[本发明钢板的成分组成]
C：0.15～0.30％
C是对钢板的强度造成较大影响的重要元素。在不足0.15％时，即使为马氏体单相钢，也无法确保抗拉强度1470MPa。另一方面，若超过0.30％，则在回火时容易析出粗大的碳化物，使弯曲性降低，并且从确保焊接性的观点出发，也是C量越低越优选，因此上限为0.30％。优选为0.25％以下。
Si：1.0～3.0％
Si是具有抑制回火时的碳化物粒子的粗大化的效果、有助于提高弯曲性、并且作为固溶强化元素还有助于提升钢板的屈服强度的有用元素。在添加量少的情况下，在淬火时发生马氏体相变，同时会析出碳化物，有时成为弯曲性降低的原因。另外，在超过3.0％的情况下，焊接性显著降低，因此为1.0～3.0％。优选为2.5％以下。
Mn：0.1～5.0％
Mn是与上述Si同样具有抑制回火时的渗碳体的粗大化的效果、有助于提高弯曲性、并且作为固溶强化元素还有助于提升钢板的屈服强度的有用元素。另外，通过提高淬火性，从而还具有拓宽得到马氏体的制造条件的范围的效果。在不足0.1％的情况下，不能充分发挥上述效果，因此无法兼顾弯曲性和抗拉强度1470MPa，另一方面，若超过5.0％，则引起铸造性的劣化。因此，Mn含量的范围为0.1～5.0％。优选的下限为0.5％、更优选为1.2％，优选的上限为2.5％、更优选为2.2％。
P：0.1％以下(不包括0％)
P作为杂质元素而不可避免地存在，通过固溶强化而有助于提升强度，但是在旧奥氏体晶界偏析，使晶界脆化，从而使弯曲性劣化，因此为0.1％以下。优选为0.05％以下、更优选为0.03％以下。
S：0.010％以下(不包括0％)
S也作为杂质元素而不可避免地存在，形成MnS夹杂物，在弯曲变形时成为龟裂的起点，从而使弯曲性降低，因此为0.010％以下。优选为0.005％以下、更优选为0.003％以下。
N：0.01％以下(不包括0％)
N也作为杂质而不可避免地存在，通过应变时效而使钢板的加工性降低，因此越低越优选，优选为0.01％以下。
Al：0.001～0.10％
Al是作为脱氧材料而添加的有用元素，但是在不足0.001％时，无法得到充分的钢的清洁作用，另一方面，若超过0.10％，则使钢的清洁度变差。Al含量的范围为0.001～0.10％。
本发明的钢基本含有上述成分，余量实质上为铁及杂质，另外，在不损害本发明作用的范围内可以添加以下的允许成分。
即，
Cu：0.05～1.0％、
Ni：0.05～1.0％、
B：0.0002～0.0050％中的1种或2种以上。
这些元素是提高淬火性而有助于确保马氏体面积率、从而对于提高强度有用的元素。各元素均以不足上述各下限值的量添加时，不能有效地发挥如上所述的作用，另一方面，为上述各上限值以上时，在淬火时残存奥氏体，在变形时形成马氏体，在软质的铁素体与硬质相的界面生成孔隙，因此使弯曲性降低。
接着，对本发明的高强度钢板的制造条件进行说明。
在本发明中，制造方法的特征在于钢板坯的热轧、冷轧后的热处理。因此，关于直至热轧、冷轧的制造方法，可以采用以往公知的制造方法。
[退火条件]
作为退火条件，在加热到Ac3点以上且930℃以下后保持30s以上且1200s以下，接着，以100℃/s以上的速度急冷至室温。
<在加热到Ac3点以上且930℃以下后保持30s以上且1200s以下>
本发明中，重要的要件是钢板为马氏体单相组织。为了得到马氏体单相组织，需要使淬火前的组织为奥氏体单相组织，因此需要使退火加热温度为Ac3点以上。在此，Ac3点可以使用Leslie著、《钢铁材料科学》、幸田成靖译、丸善株式会社、1985年、p.273中记载的下述(1)式由钢板的化学成分来计算。
Ac3(℃)＝910-203×√C-15.2×Ni+44.7×Si-30×Mn-20×Cu+700×P+400×Al+400×Ti···(1)
在此，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量％)。
另外，在退火加热温度超过930℃的情况下，有时奥氏体粒径粗大化而使弯曲性劣化。因此，退火加热温度的范围为Ac3点以上且930℃以下。予以说明，在保持于Ac3点以上的时间不足30s的情况下，未完成奥氏体相变，因此在淬火后无法得到马氏体单相组织，在超过1200s的情况下，热处理成本增大，生产率显著变差。因此，保持时间为30s以上且1200s以下。
<以100℃/s以上的速度急冷至室温>
为了在冷却中抑制铁素体及贝氏体的生成而得到马氏体单相组织、并且为了在马氏体生成后抑制粗大的碳化物的析出，而以100℃/s以上的速度急冷至室温。
[回火条件]
进行在240℃以下保持300s以下的回火。
<在240℃以下保持300s以下>
在回火加热温度过高或长时间进行回火的情况下，会产生由碳化物的粗大化所致的弯曲性的劣化、由发生过度的析出而固溶C量不足所致的抗拉强度的不足中的任一者或其两者。因此，回火加热温度为240℃以下、优选为220℃以下，保持时间为300s以下、优选为200s以下。另外，处于淬火状态的马氏体会引入大量在马氏体相变时所引入的可动位错，进行回火而使C固着于可动位错，由此可以进一步提高屈服强度。因此，回火加热温度优选为100℃以上、更优选为150℃以上。
进而，在本发明的制造方法中，在冷轧钢板的从退火至回火的一系列的上述热处理前、即退火开始前，对该冷轧钢板，在Ac3点以上且930℃以下保持30s以上且1200s保持后，可以以100℃/s以上的速度实施急冷至室温。通过本热处理，使钢板成为马氏体单相组织。马氏体在旧奥氏体内部为生成大量的束、块的微细组织，因此在接下来所实施的热处理时存在大量核生成位点，从而得到微细的奥氏体组织。旧奥氏体粒径的微细化通常采用添加Ti、V等元素并且由生成的碳化物阻碍晶粒生长的作法。但是，如上所述，由于碳化物使弯曲性变差，因此在本发明中采用的是在旧奥氏体粒的微细化中不采用碳化物形成元素的手法。
[原γ粒径微细化热处理]
<在加热到Ac3点以上且930℃以下后保持30s以上且1200s以下>
在利用上述手法使淬火前的奥氏体微细化时，首先，使冷轧钢板为马氏体单相组织，并且需要成为存在大量核生成位点的组织。为了得到马氏体单相组织，需要使淬火前的组织为奥氏体单相组织，由此使退火加热温度为Ac3点以上。另外，在退火加热温度超过930℃的情况下，奥氏体粒径粗大化，在淬火后无法得到微细的马氏体组织。因此，退火加热温度的范围为Ac3点以上且930℃以下。予以说明，在保持于Ac3点以上的时间不足30s的情况下，无法完成奥氏体相变，因此在淬火后无法得到马氏体单相组织，在超过1200s时，热处理成本增大，生产率显著变差。因此，保持时间为30s以上且1200s以下。
<以100℃/s以上的速度急冷至室温>
为了在冷却中抑制铁素体及贝氏体的生成而得到马氏体单相组织，而以100℃/s以上的速度急冷至室温。
实施例
熔炼表1所示成分的钢，制作厚度120mm的钢板坯。将其利用热轧制成厚度2.8mm。对其酸洗后，冷轧至厚度1.4mm，制成供试材料，利用表2所示的退火条件及回火条件实施了热处理。另外，对于一部分的钢种，在退火前实施了用于原γ粒径微细化的热处理。予以说明，表1的备注栏中的适合钢为满足本发明中规定的成分范围的钢，比较钢为不满足该成分范围的钢，对处于范围外的该成分值标记成下划线部，并且表2的退火条件及回火条件不满足本发明中规定的制造条件的情况对相应的条件值标记为下划线部。
对热处理后的各钢板，利用上述[具体实施方式]一项中所说明的测定方法测定了马氏体、残留奥氏体及析出物的平均尺寸及其存在密度。
另外，对上述各钢板，测定了抗拉强度TS、屈服强度YP以及极限弯曲半径R。予以说明，关于抗拉强度TS和屈服强度YP，以与轧制方向呈直角的方向作为长轴制作JISZ2201中记载的5号试验片，并依据JISZ2241进行了测定。另外，关于极限弯曲半径R，与上述同样，以与轧制方向呈直角的方向作为长轴制作宽30mm×长35mm的试验片，对单侧的面磨削0.2mm后，按照使磨削面不与冲孔(punch)接触的方式利用依据JISZ2248的V型块法进行弯曲试验，使此时的弯曲半径在0～5mm的范围作各种变化，求出能够进行弯曲加工而不使材料断裂的最小弯曲半径，将其作为极限弯曲半径，算出极限弯曲半径/板厚：R/t。
将基于这些测定结果的各钢板的组织、机械特性等示于表3。
在该表3的判定栏中，将机械特性的测定值属于YP≥1180MPa、TS≥1470MPa及R/t≤1.5的情况评价为符号◎，将属于YP≥1180MPa、TS≥1470MPa及R/t≤2.4的情况评价为符号○，将属于YP＜1180MPa、TS＜1470MPa及R/t＞2.4中的任一者的情况评价为符号×。予以说明，对组织、机械特性的测定值不满足本发明中规定的范围、条件的数值标记下划线。
【表1】
【表2】
【表3】
由表3的结果可知：根据本发明的实施例，可以得到具有屈服强度YP为1180MPa以上、抗拉强度TS为1470MPa以上的高强度、且极限弯曲半径/板厚(R/t)为2.4以下的弯曲性优异的冷轧钢板。
如表3所示，在本发明例即No.1、2、6、8中，均得到屈服强度为1180MPa以上、抗拉强度为1470MPa以上、R/t为2.1以下、且满足上述[背景技术]一项中所叙述的期望水平的弯曲性优异的高强度冷轧钢板。
予以说明，在上述发明钢中，钢No.8(评价为◎的情况)是还满足组织规定的推荐要件即“旧奥氏体的平均晶粒直径为6μm以下”、且满足上述[背景技术]一项中叙述的更高度的期望水平的钢。
与此相对，比较例即No.3～5、7、10、13～17中，YP、TS、R/t的至少任一者低劣。
例如，No.3～5及7的回火条件处于推荐范围以外，因此不满足规定本发明的组织的要件中的至少一个，R/t低劣。
No.13及14不含有1.0％以上的Si，因此在回火时生成粗大的碳化物，R/t低劣。
No.15、16不含有0.15％以上的C，因此回火马氏体的强度不充分，YP、TS低劣。
No.17添加量碳化物形成元素即Ti、Nb，因此生成大量碳化物，R/t低劣。
参照详细的特定的实施方式对本发明进行了说明，但是，对于本领域技术人员而言，显而易见的是能够在不脱离本发明的精神和范围的情况下作出各种变更和修改。
本申请基于2013年2月19日申请的的日本专利申请(特愿2013-030070)而完成，其内容作为参照援引于此。
产业上的可利用性
本发明的高强度冷轧钢板具有1180MPa以上的屈服强度和1470MPa以上的抗拉强度，且弯曲加工性尤为优异，对于汽车的骨架部件等有用。

Claims (5)

1.一种弯曲性优异的高强度冷轧钢板，其屈服强度为1180MPa以上，抗拉强度为1470MPa以上，其特征在于，具有以下成分组成，即
以质量％计含有
C：0.15～0.30％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：0.1～5.0％、
P：0.1％以下且不包括0％、
S：0.010％以下且不包括0％、
N：0.01％以下且不包括0％、
Al：0.001～0.10％，
余量由铁及不可避免的杂质构成，
在该高强度冷轧钢板中，含有以面积率计为95％以上的马氏体，而残留奥氏体、铁素体以面积率的总和计为5％以下且包括0％，
进而碳化物的平均尺寸以当量圆直径计为60nm以下，并且以当量圆直径计为25nm以上的碳化物的数密度每1mm2为5.0×105个以下。
2.根据权利要求1所述的弯曲性优异的高强度冷轧钢板，其中，在所述马氏体中，旧奥氏体的平均晶粒直径为6μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的弯曲性优异的高强度冷轧钢板，其中，其成分组成以质量％计还含有
Cu：0.05～1.0％、
Ni：0.05～1.0％、
B：0.0002～0.0050％中的1种或2种以上的
4.一种弯曲性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，所述高强度冷轧钢板的屈服强度为1180MPa以上、抗拉强度为1470MPa以上，其特征在于，是制造所述权利要求1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板的方法，其中，对满足所述成分组成的要件的钢板坯实施热轧、冷轧后，对所得的钢板进行以下的热处理，即在加热到Ac3点以上且930℃以下后保持30s以上且1200s以下，接着，以100℃/s以上的速度急冷至室温，再在240℃以下保持300s以下。
5.根据权利要求4所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对实施了所述冷轧的钢板，在所述热处理前在Ac3点以上且930℃以下保持30s以上且1200s以下，之后以100℃/s以上的速度急冷至室温。
CN201480008681.4A 2013-02-19 2014-02-13 弯曲性优异的高强度冷轧钢板 Pending CN105074040A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811054932.9A CN109266955B (zh) 2013-02-19 2014-02-13 高强度冷轧钢板

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013030070A JP6017341B2 (ja) 2013-02-19 2013-02-19 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2013-030070 2013-02-19
PCT/JP2014/053353 WO2014129379A1 (ja) 2013-02-19 2014-02-13 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201811054932.9A Division CN109266955B (zh) 2013-02-19 2014-02-13 高强度冷轧钢板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN105074040A true CN105074040A (zh) 2015-11-18

Family

ID=51391173

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201811054932.9A Expired - Fee Related CN109266955B (zh) 2013-02-19 2014-02-13 高强度冷轧钢板
CN201480008681.4A Pending CN105074040A (zh) 2013-02-19 2014-02-13 弯曲性优异的高强度冷轧钢板

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201811054932.9A Expired - Fee Related CN109266955B (zh) 2013-02-19 2014-02-13 高强度冷轧钢板

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10329635B2 (zh)
EP (2) EP2960353A4 (zh)
JP (1) JP6017341B2 (zh)
KR (1) KR20150105476A (zh)
CN (2) CN109266955B (zh)
WO (1) WO2014129379A1 (zh)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111373064A (zh) * 2017-08-25 2020-07-03 日铁日新制钢株式会社 韧性优异的耐磨损性钢板
CN112513311A (zh) * 2018-07-31 2021-03-16 杰富意钢铁株式会社 薄钢板及其制造方法
WO2021259278A1 (zh) * 2020-06-24 2021-12-30 宝山钢铁股份有限公司 一种多层复合冷轧钢板及其制造方法
CN114302978A (zh) * 2019-08-30 2022-04-08 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件及它们的制造方法
CN114555846A (zh) * 2019-10-31 2022-05-27 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及它们的制造方法
CN114585764A (zh) * 2019-10-31 2022-06-03 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及其制造方法

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101730432B1 (ko) * 2013-03-29 2017-04-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강재 및 수소용 용기 그리고 그들의 제조 방법
CN108884531B (zh) * 2016-04-19 2020-06-19 杰富意钢铁株式会社 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
EP3447156B1 (en) 2016-04-19 2019-11-06 JFE Steel Corporation Abrasion-resistant steel sheet and method for producing abrasion-resistant steel sheet
CN110651053B (zh) * 2017-05-18 2021-10-22 日立金属株式会社 刀具用钢带的制造方法及刀具用钢带
EP4310205A1 (en) 2021-03-31 2024-01-24 JFE Steel Corporation Steel sheet, member, method for producing steel sheet, and method for producing member
JP7239067B2 (ja) 2021-03-31 2023-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
KR20230095153A (ko) 2021-12-21 2023-06-29 주식회사 포스코 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 냉간 굽힘성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조방법
WO2023181640A1 (ja) * 2022-03-25 2023-09-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP7323093B1 (ja) 2022-03-25 2023-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2023181641A1 (ja) * 2022-03-25 2023-09-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP7323094B1 (ja) 2022-03-25 2023-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0790488A (ja) * 1993-09-27 1995-04-04 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板とその製造方法
CN101851732A (zh) * 2009-03-31 2010-10-06 株式会社神户制钢所 弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板
CN101861406A (zh) * 2007-11-22 2010-10-13 株式会社神户制钢所 高强度冷轧钢板
JP2010248565A (ja) * 2009-04-15 2010-11-04 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN101932745A (zh) * 2008-01-31 2010-12-29 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP2012240095A (ja) * 2011-05-20 2012-12-10 Kobe Steel Ltd 高強度鋼板の温間成形方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1291447B1 (en) * 2000-05-31 2005-05-04 JFE Steel Corporation Cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same
JP4802682B2 (ja) * 2004-11-30 2011-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4324226B1 (ja) * 2008-03-07 2009-09-02 株式会社神戸製鋼所 降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5326362B2 (ja) 2008-05-30 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4712838B2 (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
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
JP5423072B2 (ja) 2009-03-16 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5342912B2 (ja) * 2009-03-31 2013-11-13 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP5463715B2 (ja) * 2009-04-06 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法
JP4977879B2 (ja) 2010-02-26 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
JP5466562B2 (ja) 2010-04-05 2014-04-09 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃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
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
JP5662920B2 (ja) * 2011-11-11 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR101909356B1 (ko) * 2013-12-11 2018-10-17 아르셀러미탈 지연 파괴 저항을 갖는 마텐자이트 강 및 제조 방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0790488A (ja) * 1993-09-27 1995-04-04 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板とその製造方法
CN101861406A (zh) * 2007-11-22 2010-10-13 株式会社神户制钢所 高强度冷轧钢板
CN101932745A (zh) * 2008-01-31 2010-12-29 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN101851732A (zh) * 2009-03-31 2010-10-06 株式会社神户制钢所 弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板
JP2010248565A (ja) * 2009-04-15 2010-11-04 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2012240095A (ja) * 2011-05-20 2012-12-10 Kobe Steel Ltd 高強度鋼板の温間成形方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
冶金工业部钢铁研究院: "《金属学与热处理文集 第1辑 冷轧硅钢板的热处理与性能》", 31 May 1959, 冶金工业出版社 *

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111373064A (zh) * 2017-08-25 2020-07-03 日铁日新制钢株式会社 韧性优异的耐磨损性钢板
CN112513311A (zh) * 2018-07-31 2021-03-16 杰富意钢铁株式会社 薄钢板及其制造方法
US11965223B2 (en) 2018-07-31 2024-04-23 Jfe Steel Corporation Thin steel sheet and method for manufacturing the same
CN114302978A (zh) * 2019-08-30 2022-04-08 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件及它们的制造方法
CN114555846A (zh) * 2019-10-31 2022-05-27 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及它们的制造方法
CN114585764A (zh) * 2019-10-31 2022-06-03 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及其制造方法
CN114555846B (zh) * 2019-10-31 2023-11-24 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及它们的制造方法
WO2021259278A1 (zh) * 2020-06-24 2021-12-30 宝山钢铁股份有限公司 一种多层复合冷轧钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20150368742A1 (en) 2015-12-24
EP2960353A4 (en) 2016-10-05
US10329635B2 (en) 2019-06-25
WO2014129379A1 (ja) 2014-08-28
JP6017341B2 (ja) 2016-10-26
CN109266955B (zh) 2020-11-13
JP2014159610A (ja) 2014-09-04
KR20150105476A (ko) 2015-09-16
EP3421635A1 (en) 2019-01-02
EP2960353A1 (en) 2015-12-30
CN109266955A (zh) 2019-01-25
EP3421635B1 (en) 2020-01-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105074040A (zh) 弯曲性优异的高强度冷轧钢板
KR102034127B1 (ko) 열처리 강판 부재 및 그것의 제조 방법
JP6638870B1 (ja) 鋼部材およびその製造方法
CN101460645B (zh) 延伸性、拉伸翻边性及焊接性优异的高强度钢板
JP6302722B2 (ja) ばね疲労特性に優れた高強度複相ステンレス鋼線材、及びその製造方法、ならびにばね疲労特性に優れた高強度複相ステンレス鋼線
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
ES2782077T3 (es) Lámina de acero para tratamiento térmico
CN109072367A (zh) 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
CN110225988B (zh) 铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法
TW201938816A (zh) 高強度冷軋鋼板及其製造方法
CN109072366A (zh) 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
CN102770568A (zh) 弯曲性优良的超高强度冷轧钢板
CN103403210A (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
JP2011117024A (ja) 耐応力腐食割れ性と加工性に優れた微細粒オーステナイト系ステンレス鋼板
WO2021070951A1 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP2014015638A (ja) 熱間プレス鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用鋼板
CN108884531A (zh) 耐磨损钢板及耐磨损钢板的制造方法
JP2006200035A (ja) 張り出し成形性と耐隙間部腐食性が優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼
CN106103775A (zh) 延性、延伸凸缘性和焊接性优异的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板
JP2006274348A (ja) 高炭素鋼板
JPWO2021106368A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP2012036501A (ja) 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法
JP2017002333A (ja) 形状凍結性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CA3111119C (en) High strength hot rolled steel having excellent scale adhesivness and a method of manufacturing the same
JP2010138444A (ja) 曲げ加工性に優れた高比例限鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
AD01 Patent right deemed abandoned

Effective date of abandoning: 20190326

AD01 Patent right deemed abandoned