CN107208207A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供拉伸强度980MPa以上的弯曲加工性优异的高强度钢板及其制造方法。所述弯曲加工性优异的高强度钢板具有特定的成分组成，具有剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有以面积率计含有30％以上的铁素体相、40～65％的贝氏体相和/或马氏体相、5％以下的渗碳体的组织，在从表面沿厚度方向到50μm为止的区域的表层，以面积率计，含有40～55％的铁素体相，使粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相合计为20％以下，拉伸强度为980MPa以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及拉伸强度980MPa以上的弯曲加工性优异的高强度钢板及其制造方法。本发明的高强度钢板能够适当地用作汽车部件等的材料。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点考虑，正在进行减少CO2等废气排放的尝试。在汽车产业中通过使车体轻量化而提高油耗效率，从而实现降低废气排放量的对策。
作为车体轻量化的方法之一，可举出通过使在汽车中使用的钢板高强度化而将板厚薄壁化的方法。作为该方法的问题点，已知在钢板高强度化的同时弯曲加工性降低。因此，正在寻求兼得高强度和弯曲加工性的钢板。
在高强度钢板的强度等级上升的同时存在产品内的机械性质的偏差变大的趋势，如果机械性质的偏差变大，则产品内的弯曲加工性的偏差也变大。重要的是产品内的弯曲加工性的偏差不变大，例如，在利用有许多弯曲加工部位的发泡成型制作部件时，从提高部件成品率的观点考虑，要求在产品内的弯曲加工性的稳定性。这里，“产品”表示高强度钢板。因此，“在产品内的机械性质的偏差”表示在弯曲加工性的测定位置不同的情况下测定结果产生偏差。然后，在此成为问题是指作为产品的钢板的宽度方向的偏差。
对于这样的要求，例如，在专利文献1中公开了弯曲加工性优异的高比例极限钢板及其制造方法。具体而言，公开了如下方法：对特定成分组成的钢板实施冷轧，进一步在再结晶温度以下的特定温度范围进行退火，从而抑制过度的恢复，并且发生错位的重排，在比例极限提高的同时也提高弯曲加工性。在专利文献1中，弯曲加工性利用90°V型弯曲试验进行评价。但是，在专利文献1中，关于评价位置并未做任何考虑，因此可以说弯曲加工性的稳定性在专利文献1中未得到改善。此外，在专利文献1记载的方法中，需要在冷轧后利用间歇式退火炉进行的长时间退火，存在生产率比连续退火差的问题。
在专利文献2中公开了一种弯曲加工性和耐孔蚀性优异的钢板。具体而言，公开了如下方法：利用将钢板轧制后进行骤冷或者在轧制结束后进行再加热、骤冷等方法，制成马氏体主体组织或马氏体和下部贝氏体的混合组织，在C含量范围使Mn/C的值为恒定值，由此提高弯曲加工性。专利文献2中弯曲加工性利用压弯法进行评价。但是，在专利文献2中关于评价位置没有做任何考虑，因此可以说在专利文献2中弯曲加工性的稳定性未得到改善。此外，在专利文献2中虽然有布氏硬度的规定，但没有公开拉伸强度。
在专利文献3中公开了弯曲性优异的高张力钢板及其制造方法。具体而言，公开了如下方法：加热具有特定成分组成的钢，进行粗轧后，实施在1050℃以下开始并在Ar3点～Ar3+100℃结束的热精轧后，以20℃/秒以下的冷却速度冷却，在600℃以上卷取，进行酸洗、50～70％的压下率的冷轧，在(α+γ)双相区退火30～90秒，以5℃/秒以上冷却至550℃，由此得到对于轧制方向弯曲、宽度方向弯曲和45°方向弯曲均为密合弯曲良好的钢板。在专利文献3中通过密合弯曲来评价弯曲加工性。但是，在专利文献3中关于评价位置没有做任何考虑，因此可以说弯曲加工性的稳定性在专利文献3中未得到改善。另外，在专利文献3中通过拉伸试验来评价拉伸特性，但为小于980MPa的强度，作为在汽车用途中使用的高强度钢板不能说强度足够。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-138444号公报
专利文献2：日本特开2007-231395号公报
专利文献3：日本特开2001-335890号公报
发明内容
本发明是鉴于上述情况而进行的，目的在于提供拉伸强度980MPa以上的、产品内的弯曲加工性稳定且优异的高强度钢板及其制造方法。
本发明人等为了解决上述课题，从钢板的成分组成和组织(金属组织)的观点考虑进行了深入研究。其结果发现在解决上述课题方面将成分组成调整为适当范围，适当控制金属组织是极其重要的。
作为用于得到良好的弯曲加工性的金属组织，需要含有铁素体相和马氏体相或贝氏体相这2相的复合组织。该复合组织通过退火后将钢板冷却至规定温度而得到。然而，由于用于得到上述复合组织的退火中或冷却中的气氛，从而钢板表层的B(硼)含量降低，表层的淬透性降低而表层的铁素体相的面积率增加。由于该铁素体相的面积率增加，从而C在奥氏体中稠化，有时在表层生成硬质的马氏体相和/或贝氏体相。如果表层的组织成为铁素体和硬质的马氏体相和/或贝氏体相的复合组织，则铁素体与马氏体相或贝氏体相的硬度差大，因此得不到在产品内稳定且较高的弯曲加工性。此外，如果在表层存在粒径较大的马氏体相和/或贝氏体相，则容易在马氏体相和/或贝氏体相与铁素体的界面产生空隙，存在伴随弯曲加工空隙连接，弯曲加工性劣化的情况。应予说明，表层(有时记载为钢板表层、板厚表层)表示从表面沿板厚方向到50μm为止的区域。
与此相对，本发明人等发现通过如上所述地规定钢板的成分组成(Sb添加量特别重要)和组织，从而成为拉伸强度为980MPa以上且具有在产品内稳定且良好的弯曲加工性的钢板。即，通过规定作为组织的铁素体相的面积率来确保强度、延展性，通过适当控制作为第2相的贝氏体相和/或马氏体相和渗碳体的面积率来确保强度和弯曲性。进而，能够通过适当控制表层的铁素体相的面积率和马氏体相和/或贝氏体相的粒径和面积率而在产品内稳定地得到高的弯曲加工性。
本发明基于上述见解，特征如下。
[1]一种高强度钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.070～0.100％、Si：0.30～0.70％、Mn：2.20～2.80％、P：0.025％以下、S：0.0020％以下、Al：0.020～0.060％、N：0.0050％以下、Nb：0.010～0.060％、Ti：0.010～0.030％、B：0.0005～0.0030％、Ca：0.0015％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，具有如下组织：以面积率计含有30％以上的铁素体相、40～65％的贝氏体相和/或马氏体相、5％以下的渗碳体，在从表面沿厚度方向到50μm为止的区域的表层以面积率计含有40～55％的铁素体相，使粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相合计为20％以下，拉伸强度为980MPa以上。
[2]根据[1]所述的弯曲加工性优异的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成是以质量％计进一步含有Sb：0.005～0.015％的成分组成。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成是以质量％计进一步含有选自Cr：0.30％以下、V：0.10％以下、Mo：0.20％以下、Cu：0.10％以下、Ni：0.10％以下中的1种以上的元素的成分组成。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成是以质量％计进一步含有REM：0.0010～0.0050％的成分组成。
[5]一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，是拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板的制造方法，具有如下工序：热轧工序，将具有[1]、[3]、[4]中任一项所述的不含有Sb的成分组成的钢坯材在Ar3点以上的温度进行精轧，在600℃以下的温度进行卷取；酸洗工序，上述热轧后对热轧钢板进行酸洗；以及连续退火工序，将上述酸洗工序中酸洗过的钢板以2℃/秒以上的平均加热速度加热到570℃以上的温度区域，使钢板在760～(Ac3-5)℃的温度区域的保持时间为60秒以上，以0.1～8℃/秒的平均冷却速度冷却至650～720℃的温度区域，使钢板在该温度区域的保持时间为10～40秒，以5～50℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度区域，使钢板在该400℃以下的温度区域的保持时间为200～800秒。
[6]一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，是拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板的制造方法，具有如下工序：热轧工序，将具有[2]～[4]中任一项所述的含有Sb：0.005～0.015％的成分组成的钢坯材在Ar3点以上的温度进行精轧，在600℃以下的温度进行卷取；酸洗工序，上述热轧后对热轧钢板进行酸洗；以及连续退火工序，将上述酸洗工序中酸洗过的钢板以2℃/秒以上的平均加热速度加热到570℃以上的温度区域，使钢板在760～(Ac3-5)℃的温度区域的保持时间为60秒以上，以0.1～8℃/秒的平均冷却速度冷却至620～740℃的温度区域，使钢板在该温度区域的保持时间为10～50秒，以5～50℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度区域，使钢板在该400℃以下的温度区域的保持时间为200～800秒。
[7]根据[4]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述酸洗工序后、上述连续退火工序前具有将酸洗过的热轧钢板冷轧的冷轧工序。
根据本发明，得到拉伸强度980MPa以上的弯曲加工性优异的高强度钢板。本发明的高强度钢板在产品内的弯曲加工性稳定且优异。因此，例如，如果在汽车结构部件中使用本发明的高强度钢板，则有助于车体轻量化。因车体轻量化而使汽车的油耗效率改善，而且部件的成品率也提高，因此本发明的产业上的利用价值格外大。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行具体说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施方式。
＜高强度钢板＞
本发明的高强度钢板的成分组成是以质量％计含有C：0.070～0.100％、Si：0.30～0.70％、Mn：2.20～2.80％、P：0.025％以下、S：0.0020％以下、Al：0.020～0.060％、N：0.0050％以下、Nb：0.010～0.060％、Ti：0.010～0.030％、B：0.0005～0.0030％、Ca：0.0015％以下作为必需成分的成分组成。
首先，对上述成分进行说明。应予说明，本说明书中表示成分含量的“％”表示“质量％”。
C：0.070～0.100％
C是确保所希望的强度、使组织复合化而提高强度和延展性所必需的元素。为了得到该效果，需要使C含量为0.070％以上。另一方面，如果C含量超过0.100％，则强度上升明显，得不到所希望的弯曲加工性。因此，C含量为0.070～0.100％的范围内。
Si：0.30～0.70％
Si是对不显著降低钢的延展性而使钢强化有效的元素。另外，Si是控制表层中的铁素体相的面积率、粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率的重要元素。为了得到上述效果，需要使Si含量为0.30％以上。但是，如果Si含量超过0.70％，则强度明显上升，得不到所希望的弯曲加工性。因此，Si含量为0.30～0.70％。优选为0.50～0.70％。更优选为0.55～0.70％。
Mn：2.20～2.80％
Mn与C同样是为了确保所希望的强度所必需的元素。另外，Mn是使奥氏体相稳定化、在连续退火的冷却中抑制铁素体生成的重要元素。为了得到上述效果，需要使Mn含量为2.20％以上。但是，如果Mn含量超过2.80％，则第2相组织的面积率变得过大，弯曲加工性降低。因此，Mn含量为2.80％以下。优选为2.40～2.80％。更优选为2.50～2.80％。
P：0.025％以下
P是对钢的强化有效的元素，可以根据钢板的强度等级而进行添加。为了得到这样的效果，优选使P含量为0.005％以上。另一方面，如果P含量超过0.025％，则焊接性劣化。因此，P含量为0.025％以下。另外，在要求更优异的焊接性时，优选使P含量为0.020％以下。
S：0.0020％以下
S成为MnS等非金属夹杂物。在弯曲试验中非金属夹杂物与金属组织的界面容易开裂。因此，含有S使弯曲加工性降低。因此，S含量优选尽量低，本发明中使S含量为0.0020％以下。另外，要求更优异的弯曲加工性时S含量优选0.0015％以下。
Al：0.020～0.060％
Al是为了钢脱氧而添加的元素。在本发明中需要使Al含量为0.020％以上。另一方面，如果Al含量超过0.060％，则表面性状劣化。因此，Al含量为0.020～0.060％的范围内。
N：0.0050％以下
如果N与B形成B氮化物，则在连续退火的冷却中提高淬透性的B含量降低，表层的铁素体相的面积率过度增加，弯曲加工性劣化。因此，在本发明中，优选N含量尽量少。因此，N含量为0.0050％以下，优选为0.0040％以下。
Nb：0.010～0.060％
Nb是在钢中形成碳氮化物而对钢的高强度化和组织微细化有效的元素。为了得到这样的效果，使Nb含量为0.010％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.060％，则强度上升明显，得不到所希望的弯曲加工性。因此，Nb含量为0.010～0.060％的范围内。优选为0.020～0.050％。
Ti：0.010～0.030％
Ti与Nb同样是在钢中形成碳氮化物而对钢的高强度化和组织微细化有效的元素。另外，Ti抑制成为淬透性减少的原因的B氮化物的形成。为了得到这样的效果，使Ti含量为0.010％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.030％，则强度上升明显，得不到所希望的弯曲加工性。因此，Ti含量为0.010～0.030％的范围内。优选为0.012～0.022％。
B：0.0005～0.0030％
B是提高钢的淬透性、在连续退火的冷却中抑制铁素体生成的重要元素。另外，B是对控制表层的铁素体相的面积率有效的元素。为了得到这样的效果，使B含量为0.0005％以上。另一方面，如果B含量超过0.0030％，则不仅其效果饱和，还导致热轧、冷轧中的轧制负载增大。因此，B含量为0.0005～0.0030％的范围内。优选为0.0005～0.0025％。
Ca：0.0015％以下
Ca成为沿轧制方向伸展的氧化物。在弯曲试验中氧化物与金属组织的界面容易开裂。因此，含有Ca使弯曲加工性降低。因此，Ca含量优选尽量低，本发明中使Ca含量为0.0015％以下。另外，要求更优异的弯曲加工性时Ca含量优选0.0007％以下。进一步优选为0.0003％以下。
本发明的成分组成可以为除上述成分以外含有Sb的成分组成。
Sb：0.005～0.015％
Sb是在本发明中重要的元素。即，在连续退火的退火过程中，Sb由于在钢表层稠化而抑制存在于钢表层的B含量的减少。因此，能够通过Sb将表层的铁素体相的面积率控制在所希望的范围。此外，能够控制表层中的粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率。为了得到这样的效果，使Sb含量为0.005％以上。另一方面，如果Sb含量超过0.015％，则不仅其效果饱和，还因Sb的晶界偏析而使韧性降低。因此，Sb为0.005～0.015％的范围内。优选为0.008～0.012％。
此外，本发明的成分组成可以为除上述成分以外含有选自Cr、V、Mo、Cu、Ni中的1种以上的元素作为任意成分的成分组成。
Cr、V可以出于提高钢的淬透性、进一步高强度化的目的而添加。Mo是对钢的淬透性强化有效的元素，可以出于高强度化的目的而添加。Cu、Ni是有助于强度的元素，可以出于钢强化的目的而添加。各元素的上限为效果饱和的量。因此，为了添加这些元素得到上述效果，使含量如下：Cr为0.30％以下，V为0.10％以下，Mo为0.20％以下，Cu为0.10％以下，Ni为0.10％以下。优选Cr为0.04～0.30％，V为0.04～0.10％，Mo为0.04～0.20％，Cu为0.05～0.10％，Ni为0.05～0.10％。
另外，本发明的成分组成可以进一步含有REM作为任意成分。REM是出于使硫化物形状球状化、改善弯曲加工性的目的而添加的。REM含量的下限为得到所希望的效果的最低限度的量，另外，上限为效果饱和的量。因此，为了添加REM得到上述效果，使含量为0.0010～0.0050％。
上述成分和任意成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
接下来，对本发明的高强度钢板的组织的限定理由进行说明。本发明的高强度钢板的组织为以面积率计含有30％以上的铁素体相、40～65％的贝氏体相和/或马氏体相、5％以下的渗碳体的组织。另外，在表层中以面积率计含有40～55％的铁素体相，使粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率为20％以下。以下对它们进行说明。
铁素体相的面积率：30％以上
为了确保延展性，需要以面积率计含有30％以上的铁素体相。优选为35％以上。
贝氏体相和/或马氏体相的面积率：40～65％
为了确保强度，使贝氏体相和/或马氏体相的面积率为40％以上。另一方面，如果贝氏体相和/或马氏体相的面积率超过65％，则强度过度上升，得不到所希望的弯曲加工性。因此，贝氏体相和/或马氏体相的面积率为65％以下。贝氏体相和/或马氏体相的面积率的优选范围为45～60％。另外，本发明中所说的贝氏体相包含板状的渗碳体沿板条状铁素体的界面析出的所谓上部贝氏体和渗碳体在板条状铁素体内微细分散的所谓下部贝氏体这两者。应予说明，贝氏体相和/或马氏体相用扫描式电子显微镜(SEM)能够容易地区分。另外，包含马氏体相和贝氏体相这两者时合计的面积率为40～65％，优选合计的面积率为45～60％。
渗碳体的面积率：5％以下
为了确保良好的弯曲加工性，需要使渗碳体的面积率为5％以下。如果渗碳体的面积率超过5％，则弯曲加工性劣化。另外，本发明中所说的渗碳体是指不包含于任一金属组织而单独存在的(存在于晶界)渗碳体。
应予说明，作为铁素体相、贝氏体相、马氏体相、渗碳体以外的组织，可以含有残余奥氏体相。此时，优选残余奥氏体相的面积率为5％以下。应予说明，因为优选其它相的面积率为5％以下，所以优选铁素体相、贝氏体相、马氏体相、渗碳体的合计量以面积率计为95％以上。
对于铁素体相、贝氏体相、马氏体相、渗碳体的金属组织，可以在对与钢板轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，用3％硝酸酒精进行腐蚀，以2000倍的倍率在10个视野用扫描式电子显微镜(SEM)观察板厚1/4位置(上述截面的距表面板厚方向1/4的位置)，将其图像通过使用Media Cybernetics公司制的图像解析软件“Image Pro Plus ver.4.0”的图像解析处理进行解析，求出各相的面积率。对于铁素体相和渗碳体的面积率，使用由SEM拍摄的组织照片通过目视判定来确定，由图像解析求出铁素体相和渗碳体各自的面积率，将其除以图像解析的面积而作为各自的面积率。本发明的金属组织除铁素体相、残余奥氏体、渗碳体以外的剩余部分为贝氏体相和/或马氏体相，因此贝氏体相和/或马氏体相的面积率为除铁素体相、残余奥氏体、渗碳体以外的面积率。本发明中所说的贝氏体包含板状的渗碳体沿板条状铁素体的界面析出的所谓上部贝氏体和渗碳体在板条状铁素体内微细分散的所谓下部贝氏体。对于残余奥氏体相而言，将钢板从表面沿板厚方向磨削后，以距表面板厚1/4位置露出的方式利用化学研磨进一步研磨0.1mm，在X射线衍射装置中使用Mo的Kα射线对以上研磨出的面测定fcc铁的(200)面、(220)面、(311)面和bcc铁的(200)面、(211)面、(220)面的积分强度，由各测定值求出残余奥氏体的量，作为残余奥氏体相的面积率。铁素体相、贝氏体相、马氏体相、渗碳体的金属组织在每个测定视野求出各相的面积率，将这些值平均(10个视野)作为各相的面积率。
作为从表面沿厚度方向到50μm为止的区域的表层中的铁素体相
本发明中，在从表面沿厚度方向到50μm为止的区域的表层以面积率计含有40～55％的铁素体相。
表层的铁素体相成为什么样是本发明的高强度钢板的优劣与否的重要指标。具体而言，表层的铁素体相起到分散由弯曲加工赋予钢板的应变的作用。为了有效地分散应变而确保良好的弯曲加工性，需要使表层的铁素体相的面积率为40％以上。另一方面，如果表层的铁素体相的面积率超过55％，则C在第2相(贝氏体相和/或马氏体相)中过度稠化而硬质化，使铁素体与第2相的硬度差变大，弯曲加工性劣化。因此，使表层的铁素体相的面积率为55％以下。上述铁素体相的面积率优选为45～55％。
另外，在本发明中，使表层中的粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率合计为20％以下。如果存在于表层的上述贝氏体相和/或上述马氏体相的面积率超过20％，则在弯曲加工中在粒径超过5μm的贝氏体相/或粒径超过5μm的马氏体相与铁素体相的界面产生的空隙随着加工进行而连接使弯曲加工性劣化。因此表层中粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率为20％以下(包括0)。优选为15％以下。应予说明，“合计”是指只含有一方时另一方作为“0”进行计算。另外，将5μm作为基准的理由是因为第二相的粒径为5μm以下时能够大大抑制在与铁素体的界面产生空隙。
上述铁素体相的面积率可以通过如下方法求出，即在将与钢板轧制方向平行的板厚截面研磨后，用3％硝酸酒精进行腐蚀，利用扫描式电子显微镜(SEM)以2000倍的倍率将腐蚀后的研磨面中从钢板表面沿钢板厚度方向到50μm为止的区域分成10个视野进行观察，将其图像通过使用Media Cybernetics公司制的图像解析软件“Image Pro Plus ver.4.0”的图像解析处理进行解析。即，可以通过图像解析在数字图像上区别铁素体相，进行图像处理，求出每个测定视野的铁素体相的面积率。将这些值平均(10个视野)作为表层的铁素体相的面积率。
对于表层中的贝氏体相和/或马氏体相的粒径和面积率，在与将上述铁素体相定量化的位置相同的位置，使用1000～3000倍的SEM照片特定贝氏体相和/或马氏体相，利用图像解析算出各自的粒径(等效圆直径)和面积率。然后求出粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率的合计。在10个视野中求出面积率，将它们平均作为粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率。
＜高强度钢板的制造方法＞
高强度钢板的制造方法具有热轧工序、酸洗工序和连续退火工序。另外，本发明的制造方法优选在酸洗工序与连续退火工序之间具有冷轧工序。以下，对于具有冷轧工序的情况，对各工序进行说明。应予说明，在以下说明中，温度是钢板等的表面温度。另外，平均加热速度和平均冷却速度是以表面温度为基准进行计算而得到的值。平均加热速度由((加热到达温度-加热开始温度)/加热时间)表示。作为酸洗后的钢板的温度的加热开始温度为室温。平均冷却速度由((冷却开始温度-冷却停止温度)/冷却时间)表示。
热轧工序
热轧工序是指将具有成分组成的钢坯材在Ar3点以上的温度进行精轧、在600℃以下的温度进行卷取的工序。上述钢坯材可以通过将具有上述成分组成的钢水由使用转炉等的熔炼方法进行熔炼、由连续铸造法等铸造方法进行铸造而制造。
精轧的结束温度：Ar3点以上
如果精轧的结束温度小于Ar3点，则由于钢板表层中的铁素体相的粗大化等而使板厚方向的组织变得不均匀。如果产生该不均匀，则无法在连续退火后的组织中将表层的铁素体相的面积率控制为55％以下。因此，精轧的结束温度为Ar3点以上。上限没有特别限定，如果以过高温度进行轧制，则成为氧化皮缺陷等的原因，因而优选为1000℃以下。应予说明，Ar3点采用由下式(1)计算而得到的值。
Ar3＝910-310×[C]-80×[Mn]+0.35×(t-8)…(1)
这里[M]表示元素M的含量(质量％)，t表示板厚(mm)。应予说明，可以对应含有元素而导入修正项，例如，含有Cu、Cr、Ni、Mo时，可以在式(1)的右边加入-20×[Cu]，-15×[Cr]，-55×[Ni]，-80×[Mo]之类的修正项。
卷取温度：600℃以下
如果卷取温度超过600℃，则在热轧后的钢板中金属组织成为铁素体和珠光体，因此在连续退火后的钢板或冷轧后的连续退火后的钢板中成为渗碳体的面积率超过5％的组织。如果渗碳体的面积率超过5％，则弯曲加工性劣化。因此，卷取温度为600℃以下。应予说明，由于热轧板的形状劣化，因而卷取温度优选为200℃以上。
酸洗工序
酸洗工序是指将在热轧工序中得到的热轧钢板进行酸洗的工序。酸洗工序是为了除去在表面生成的黑色氧化皮而进行的。应予说明，酸洗条件没有特别限定。
冷轧工序
冷轧工序是指将酸洗过的热轧钢板冷轧的工序。本发明中，优选在酸洗工序后、连续退火工序前进行冷轧工序。如果冷轧的压下率小于40％，则铁素体相的再结晶难以进行，在连续退火后的组织中残留未再结晶铁素体相，存在弯曲加工性降低的情况。因此，冷轧的压下率优选40％以上。另外，如果冷轧的压下率过高，则轧辊的负荷增大，会引起震颤或板断裂等轧制故障，因而优选为70％以下。
连续退火工序
在连续退火工序中，以2℃/秒以上的平均加热速度将冷轧钢板加热到570℃以上的温度区域，使冷轧钢板在760～(Ac3-5)℃的温度区域的保持时间为60秒以上，以0.1～8℃/秒的平均冷却速度冷却至620～740℃(不含有Sb时为650～720℃)的温度区域，使冷轧钢板在该温度区域的保持时间为10～50秒(不含有Sb时为10～40秒)，以5～50℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度区域，使冷轧钢板在该400℃以下的温度区域的保持时间为200～800秒。应予说明，“不含有Sb时”表示Sb含量小于0.0003％。
以2℃/秒以上的平均加热速度加热到570℃以上的温度区域
加热到达温度小于570℃时，铁素体的再结晶温度区域的加热速度变小，因此进行再结晶使连续退火后的钢板表层的组织粗大化，存在弯曲加工性劣化的情况。平均加热速度小于2℃/秒时，需要比通常长的炉使能耗变得很大而导致成本增加和生产效率恶化。应予说明，从控制表层的铁素体相面积率的观点考虑，平均加热速度的上限优选10℃/秒以下。
在760～(Ac3-5)℃的温度区域保持60秒以上
上述“加热到570℃以上的温度”之后进行的该保持在“加热到570℃以上的温度”的加热到达温度小于760℃的情况下，需要在该加热后进一步加热到760℃以上。另外，即便“加热到570℃以上的温度”的加热到达温度为760℃以上，也可以进一步加热到所希望的温度进行上述保持。该进一步的加热的条件没有特别限定。重要的是冷轧钢板在760～(Ac3-5)℃的温度区域滞留的时间(保持时间)，保持时间不限于在恒温下保持的时间。
退火温度(保持温度)小于760℃时或退火时间(保持时间)小于60秒时，退火时在热轧过程中生成的渗碳体无法充分熔解，奥氏体相的生成变得不充分，在退火冷却时无法生成足够量的第2相(贝氏体相和/或马氏体相)，变得强度不足。另外，退火温度小于760℃时退火时间小于60秒时，渗碳体的面积率超过5％，表层的粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率超过20％，弯曲加工性降低。另一方面，如果退火温度超过(Ac3-5)℃，则奥氏体相的晶粒生长显著，连续退火后的钢板的铁素体相的面积率小于30％，强度过度上升。退火时间的上限没有特别规定，但超过200秒的保持不仅效果饱和，而且成本增加，因此退火(保持)时间优选200秒以下。应予说明，Ac3点采用由下式(2)计算而得到的值。
Ac3＝910-203×([C])1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]-30×[Mn]-11×[Cr]-20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]…(2)
这里[M]表示元素M的含量(质量％)。
以0.1～8℃/秒的平均冷却速度冷却至620～740℃(不含有Sb时为650～720℃)的温度区域
该冷却是从上述保持温度(760～(Ac3-5)℃的范围的温度)到620～740℃(不含有Sb时为650～720℃)的温度区域以0.1～8℃/秒的平均冷却速度进行的冷却。
首先，含有Sb：0.005～0.015％的情况下，平均冷却速度小于0.1℃/秒时，冷却中铁素体在钢板表层过度析出，表层的铁素体相的面积率超过55％，弯曲加工性劣化。另一方面，如果平均冷却速度超过8℃/秒，则表层的铁素体相的面积率小于40％，弯曲加工性劣化。平均冷却速度优选为0.5～5℃/秒。冷却停止温度小于620℃时，冷却中铁素体在钢板表层过度析出，表层的铁素体相的面积率超过55％，弯曲加工性劣化。另一方面，如果冷却停止温度超过740℃，则表层的铁素体相的面积率小于40％，表层中的粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率超过20％，弯曲加工性劣化。优选的冷却停止温度的温度区域为640～720℃。另外，对于不含有Sb的钢，在控制表层的铁素体相的面积率的方面需要更严格地管理上述保持温度，需要使冷却停止温度为650～720℃。优选为660～700℃。
在冷却停止温度的温度区域保持10～50秒(不含有Sb的钢为10～40秒)
首先，含有Sb：0.005～0.015％的情况下，在上述冷却停止温度的温度区域的保持是在本发明的制造方法中重要的要件之一。保持时间小于10秒时，表层的铁素体转变在钢板的宽度方向无法均匀进行，得不到连续退火后的钢板表层的铁素体相的面积率为40％以上的组织，弯曲加工性劣化。保持时间超过50秒时，表层的铁素体相的面积率过量，铁素体相与贝氏体相或马氏体相的硬度差变大，弯曲加工性降低。优选的上述保持时间为15～40秒。应予说明，保持时间表示冷轧钢板在冷却停止温度的温度区域滞留的时间(保持时间)，不限于在恒温下保持的时间。另外，不含有Sb的钢需要使上述保持时间为10～40秒。优选为10～35秒。
以5～50℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度区域
该冷却是在“在冷却停止温度的温度区域保持10～50秒”之后以5～50℃/秒的平均冷却速度进行到400℃以下的温度区域的冷却停止温度为止的冷却。
该平均冷却速度条件是在本发明中重要的要件之一。能够通过以规定的平均冷却速度骤冷到至少400℃为止来控制铁素体相和贝氏体相和/或马氏体相的面积率。平均冷却速度小于5℃/秒时，因为在冷却中铁素体相过量析出，所以贝氏体相和/或马氏体相的面积率小于40％，强度降低。平均冷却速度超过50℃/秒时，铁素体的析出不充分，贝氏体相和/或马氏体相过量析出，因而强度上升，弯曲加工性劣化。另外，平均冷却速度超过50℃/秒时，还造成钢板形状的恶化。因此，该冷却的平均冷却速度为50℃/秒以下。优选为以10～40℃/秒的平均冷却速度到350℃以下的温度区域的冷却停止温度为止的冷却。
在400℃以下的温度区域保持200～800秒
保持时间小于200秒时，在第2相中存在贝氏体相的情况下，贝氏体转变无法进行，连续退火后的钢板的贝氏体相和/或马氏体相的面积率不会成为40％以上，难以确保强度。另外，在第2相中不存在贝氏体相的情况下，本发明需要在第2相中含有马氏体相，在这种情况下，保持时间小于200℃时，马氏体相的回火变得不充分，马氏体相的加工性不足，因而弯曲加工性劣化。保持温度超过400℃时，渗碳体的面积率超过5％，弯曲加工性降低。保持时间超过800秒时，马氏体相的回火过度进行，因而强度降低。优选的条件是在350℃以下的温度区域保持300～650秒。应予说明，保持时间表示冷轧钢板在上述的温度区域滞留的时间(保持时间)，不限于在恒温下保持的时间。
由此，得到本发明的拉伸强度980MPa以上的弯曲加工性优异的高强度钢板。
应予说明，本发明的制造方法中的加热处理、冷却处理只要是上述温度范围内，则保持温度不必恒定，另外，即便冷却速度或加热速度在冷却中或加热中变化时，只要是规定的冷却速度、加热速度的范围内，也就没有问题。另外，只要在热处理中满足所希望的热历程，则使用任意设备实施热处理都不损害本发明的主旨。此外，实施用于形状矫正的调质轧制也包含于本发明范围。在调质轧制中优选伸长率为0.3％以下。本发明中，假定经过通常的炼钢、铸造、热轧各工序制造钢坯材的情况，但例如通过薄板坯铸造等省略热轧工序的一部分或全部进行制造的情况也包含于本发明的范围。
此外，在本发明中，即便对得到的高强度钢板实施化学转化处理等各种表面处理也不损害本发明的效果。
实施例
以下，基于实施例对本发明进行具体说明。
将具有表1所示的成分组成的钢坯材(板坯)作为起始材料。将这些钢坯材加热到表2(表2-1和表2-2一起作为表2)、表3(表3-1和表3-2一起作为表3)中示出的加热温度后，按照表2、表3所示的条件，进行热轧、酸洗后，接着实施冷轧、连续退火。一部分钢板(钢板No.5)未实施冷轧。
对以上得到的冷轧钢板(No.5的情况为钢板)评价组织观察、拉伸特性、弯曲加工性。下述示出测定方法。
(1)组织观察
对于铁素体相、贝氏体相、马氏体相、渗碳体的金属组织，可以将与钢板轧制方向平行的板厚截面研磨后，用3％硝酸酒精进行腐蚀，以2000倍的倍率在10个视野用扫描式电子显微镜(SEM)观察板厚1/4位置，将其图像通过使用Media Cybernetics公司制的图像解析软件“Image Pro Plus ver.4.0”的图像解析处理进行解析，求出各相的面积率。铁素体相和渗碳体的面积率使用由SEM拍摄的组织照片通过目视判定而确定，由图像解析求出铁素体相和渗碳体的各自的面积率，将其除以图像解析出的面积作为各自的面积率。本发明的金属组织除铁素体相、残余奥氏体、渗碳体以外的剩余部分为贝氏体相和/或马氏体相，因此贝氏体相和/或马氏体相的面积率为除铁素体相、残余奥氏体、渗碳体以外的面积率。本发明中所说的贝氏体包含板状的渗碳体沿板条状铁素体的界面析出的所谓上部贝氏体、和渗碳体在板条状铁素体内微细分散的所谓下部贝氏体。对于残余奥氏体相，将钢板从表面沿板厚方向磨削后，以距表面板厚1/4位置露出的方式利用化学研磨进一步研磨0.1mm，利用X射线衍射装置使用Mo的Kα射线对以上研磨出的面测定fcc铁的(200)面、(220)面、(311)面和bcc铁的(200)面、(211)面、(220)面的积分强度，由各测定值求出残余奥氏体的量，作为残余奥氏体相的面积率。对于铁素体相、贝氏体相、马氏体相、渗碳体的金属组织，求出每个测定视野中各相的面积率，将这些值平均(10个视野)作为各相的面积率。
表层的铁素体相等的面积率
对于上述铁素体相的面积率，可以将与钢板轧制方向平行的板厚截面研磨后，用3％硝酸酒精进行腐蚀，以2000倍的倍率将腐蚀后的研磨面的距表面沿厚度方向50μm的区域分成10个视野用扫描式电子显微镜(SEM)进行观察，将其图像通过使用MediaCybernetics公司制的图像解析软件“Image Pro Plus ver.4.0”的图像解析处理进行解析，求出铁素体相的面积率。即，可以利用图像解析在数字图像上区分铁素体相，进行图像处理，求出每个测定视野的铁素体相的面积率。将这些值平均(10个视野)作为表层的铁素体相的面积率。
对于表层中的贝氏体相和/或马氏体相的粒径和面积率，在与将上述铁素体相定量化的位置相同的位置使用1000～3000倍的SEM照片来确定贝氏体相和/或马氏体相，利用图像解析算出各自的粒径(等效圆直径)和面积率。然后求出粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率的合计。在10个视野中求出上述面积率，将其平均作为粒径超过5μm的贝氏体相和/或马氏体相的面积率。
(2)拉伸特性
相对于得到的钢板的轧制方向从直角方向采取JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验(JIS Z2241(2011))。拉伸试验实施到断裂为止，求出拉伸强度、断裂伸长率(延展性)。在本发明中弯曲加工性和强度与延展性的平衡优异，以强度(TS)与延展性(El)的积计得到13500MPa·％以上，此时判断为延展性良好。优选为14000MPa·％以上。
(3)弯曲加工性
弯曲加工性的评价基于JIS Z 2248中规定的V形块法实施。这里，弯曲试验在轧制方向成为弯曲棱线的方向实施。评价用样品在钢板的宽度方向的板宽度(w)为1/8w、1/4w、1/2w、3/4w、7/8w这5个位置采取。在弯曲试验中对弯曲部的外侧通过目视确认有无龟裂，将不产生龟裂的最小的弯曲半径作为极限弯曲半径。本发明中将5个位置的极限弯曲半径平均作为钢板的极限弯曲半径。在表2、表3中记载了极限弯曲半径/板厚(R/t)。本发明中将R/t为2.0以下判断为良好。应予说明，如果钢板的宽度方向的弯曲加工性的偏差大，则在宽度方向的规定位置极限弯曲半径变大，极限弯曲半径/板厚(R/t)也变大，因此可以用极限弯曲半径/板厚(R/t)来评价钢板的宽度方向的弯曲加工性的偏差。
将以上得到的结果和条件一并示于表2、表3。
[表1]
[表2-1]
[表2-2]
[表3-1]
[表3-2]
根据表2和表3，作为组织具有面积率为30％以上的铁素体相、面积率为40～65％的贝氏体相和/或马氏体相、和面积率为5％以下的渗碳体且表层的铁素体相的面积率为40～55％并使表层的粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率合计为20％以下的本发明例的弯曲加工性良好。
另一方面，在比较例中，强度、弯曲加工性中任一项以上低。可知特别是成分组成不适当的比较例，即便使铁素体相的面积率、贝氏体相和/或马氏体相的面积率、渗碳体的面积率、表层的铁素体相的面积率、表层的粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相的面积率合理化，强度和弯曲加工性也得不到改善。
产业上的可利用性
本发明的高强度钢板的弯曲加工性优异，能够作为用于使汽车的车体本身轻量化且高强度化的钢板应用。

Claims (7)

1.一种高强度钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.070～0.100％、Si：0.30～0.70％、Mn：2.20～2.80％、P：0.025％以下、S：0.0020％以下、Al：0.020～0.060％、N：0.0050％以下、Nb：0.010～0.060％、Ti：0.010～0.030％、B：0.0005～0.0030％、Ca：0.0015％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下组织：以面积率计含有30％以上的铁素体相、40～65％的贝氏体相和/或马氏体相、5％以下的渗碳体，
在从表面沿厚度方向到50μm为止的区域的表层，以面积率计，使铁素体相为40～55％，使粒径超过5μm的贝氏体相和/或粒径超过5μm的马氏体相合计为20％以下，
拉伸强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成是以质量％计进一步含有Sb：0.005～0.015％的成分组成。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成是以质量％计进一步含有选自Cr：0.30％以下、V：0.10％以下、Mo：0.20％以下、Cu：0.10％以下、Ni：0.10％以下中的1种以上的元素的成分组成。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成是以质量％计进一步含有REM：0.0010～0.0050％的成分组成。
5.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，是拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，将具有权利要求1、3、4中任一项所述的不含有Sb的成分组成的钢坯材在Ar3点以上的温度进行精轧，在600℃以下的温度进行卷取；
酸洗工序，在所述热轧后对热轧钢板进行酸洗；以及
连续退火工序，将在所述酸洗工序中酸洗过的钢板以2℃/秒以上的平均加热速度加热到570℃以上的温度区域，使钢板在760～(Ac3-5)℃的温度区域的保持时间为60秒以上，以0.1～8℃/秒的平均冷却速度冷却至650～720℃的温度区域，使钢板在该温度区域的保持时间为10～40秒，以5～50℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度区域，使钢板在该400℃以下的温度区域的保持时间为200～800秒。
6.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，是拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，将具有权利要求2～4中任一项所述的含有Sb：0.005～0.015％的成分组成的钢坯材在Ar3点以上的温度进行精轧，在600℃以下的温度进行卷取；
酸洗工序，在所述热轧后对热轧钢板进行酸洗；以及
连续退火工序，将在所述酸洗工序中酸洗过的钢板以2℃/秒以上的平均加热速度加热到570℃以上的温度区域，使钢板在760～(Ac3-5)℃的温度区域的保持时间为60秒以上，以0.1～8℃/秒的平均冷却速度冷却至620～740℃的温度区域，使钢板在该温度区域的保持时间为10～50秒，以5～50℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度区域，使钢板在该400℃以下的温度区域的保持时间为200～800秒。
7.根据权利要求5或6所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述酸洗工序后、所述连续退火工序前具有对酸洗过的热轧钢板进行冷轧的冷轧工序。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108950405B (zh) * 2018-08-14 2020-02-18 武汉钢铁有限公司 一种具有良好翻边性能的800MPa级多相钢及生产方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10655201B2 (en) * 2015-03-13 2020-05-19 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP6376310B1 (ja) * 2017-01-31 2018-08-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法
KR20190077181A (ko) * 2017-12-24 2019-07-03 주식회사 포스코 폭방향을 따라 강도가 차등화된 강판 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1860249A (zh) * 2003-09-30 2006-11-08 新日本制铁株式会社 焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板及高屈服比高强度热浸镀锌薄钢板、以及高屈服比高强度合金化热浸镀锌薄钢板及其制造方法
JP2007119842A (ja) * 2005-10-27 2007-05-17 Jfe Steel Kk 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
EP2426230A1 (en) * 2009-04-28 2012-03-07 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip zinc-coated steel sheet having excellent workability, weldability and fatigue properties, and process for production thereof

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3962501A (en) 1972-12-15 1976-06-08 Nippon Steel Corporation Method for coating of corrosion-resistant molten alloy
DE69607702T2 (de) 1995-02-03 2000-11-23 Nippon Steel Corp Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit
JP3610883B2 (ja) 2000-05-30 2005-01-19 住友金属工業株式会社 曲げ性に優れる高張力鋼板の製造方法
JP3763573B2 (ja) 2002-11-21 2006-04-05 三菱製鋼株式会社 焼入れ性と耐孔食性を改善したばね用鋼
JP4486336B2 (ja) 2003-09-30 2010-06-23 新日本製鐵株式会社 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板および高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4916189B2 (ja) 2006-03-03 2012-04-11 新日本製鐵株式会社 曲げ加工性と耐穴あけ性に優れた鋼板
JP4964494B2 (ja) * 2006-05-09 2012-06-27 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP5245259B2 (ja) * 2007-02-21 2013-07-24 新日鐵住金株式会社 延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5194878B2 (ja) 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5114747B2 (ja) 2008-04-28 2013-01-09 新日鐵住金株式会社 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法と亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5376927B2 (ja) 2008-12-11 2013-12-25 日新製鋼株式会社 曲げ加工性に優れた高比例限鋼板の製造方法
JP5434960B2 (ja) * 2010-05-31 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101253885B1 (ko) 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
JP5408314B2 (ja) 2011-10-13 2014-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1860249A (zh) * 2003-09-30 2006-11-08 新日本制铁株式会社 焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板及高屈服比高强度热浸镀锌薄钢板、以及高屈服比高强度合金化热浸镀锌薄钢板及其制造方法
JP2007119842A (ja) * 2005-10-27 2007-05-17 Jfe Steel Kk 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
EP2426230A1 (en) * 2009-04-28 2012-03-07 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip zinc-coated steel sheet having excellent workability, weldability and fatigue properties, and process for production thereof
CN102414335A (zh) * 2009-04-28 2012-04-11 杰富意钢铁株式会社 加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108950405B (zh) * 2018-08-14 2020-02-18 武汉钢铁有限公司 一种具有良好翻边性能的800MPa级多相钢及生产方法

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