CN108456832B - 弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种具备780MPa以上的高强度且具有优良的弯曲加工性的超高强度冷轧钢板。该弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板的特征在于，化学成分以mass％计，含有C：0.08～0.20％、Si：0.1～1.5％、Mn：1.5～2.5％、P：0.02％以下、S：0.002％以下、Al：0.02～0.10％、N：0.0060％以下、Ca：0.0015％以下、O：0.0020％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，组织由铁素体相和低温相变生成相构成，在组织中的夹杂物的大小由与其面积相当的圆的直径表示时，直径5μm以上的氧化物系夹杂物为30个/mm²以下，抗拉强度为780MPa以上。

Description

弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法

本申请是申请人于2012年02月27日提交的申请号为201210044535.X、发明名称为“弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法”的申请的分案申请。

技术领域

本发明涉及弯曲加工性优良的具有780MPa以上的抗拉强度的超高强度冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

以提高对于改善机动车的安全性和用于减少燃料消耗率的轻量化的要求为背景，而使用加工性优良的高强度冷轧钢板来作为机动车用钢板。作为这样的冷轧钢板，伴随热轧控制技术、连续退火技术的普及，至今广泛使用使铁素体相与马氏体或贝氏体那样的硬的低温相变生成相共存的强度·延性平衡良好的复合组织高强度钢板。

近些年，对高强度化的要求更加严格，而使用具有780MPa以上的抗拉强度的超高强度冷轧钢板。在这样的超高强度钢板中，虽然拉深成形或鼓凸成形等用于得到复杂形状的冲压成形性未被要求，但大多要求极高的弯曲加工性。尤其是最近超高强度冷轧钢板也适用于座椅用滑动轨道等具备弯曲半径小的弯曲部的构件，从而存在要求比以往更严格的弯曲加工性的倾向。

对于超高强度钢板的弯曲加工性的改善，例如日本特开昭62-13533号公报或日本平特开昭63-293121号公报所记载的那样，降低低温相变生成相的硬度来减小与铁素体相的硬度差，由此使弯曲加工性提高。然而，对于近些年要求的严格的弯曲加工而言，无法得到充分满足的结果。

发明内容

本发明鉴于这样的要求而提出，其目的在于提供一种具备780MPa以上的高强度并同时具有优良的弯曲加工性的超高强度冷轧钢板。

本发明者利用超高强度冷轧钢板进行弯曲半径小的弯曲加工，并对该弯曲部的裂缝产生状况和断面进行详细地观察，其结果是发现，断面上特定的大小的夹杂物、尤其是氧化物系夹杂物的存在个数对裂缝产生有显著的影响，直至完成本发明。

即，本发明的超高强度冷轧钢板的特征在于，化学成分以mass％计，含有C：0.08～0.20％、Si：0.1～1.5％、Mn：1.5～2.5％、P：0.02％以下、S：0.002％以下、Al：0.02～0.10％、N：0.0060％以下、Ca：0.0015％以下、O：0.0020％以下，或者还含有Ti：0.005～0.10％，还含有Mo：0.05～0.3％、Cr：0.1～0.5％、Ni：0.1～0.5％中的一种或两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，组织由铁素体相和低温相变生成相构成，在组织中的夹杂物的大小由与其面积相当的圆的直径表示时，直径5μm以上的夹杂物为30个/mm²以下，抗拉强度为780MPa以上。

【发明效果】

根据本发明的超高强度冷轧钢板，在由铁素体及低温相变生成相构成的复合组织中，将弯曲加工时成为弯曲部的裂缝产生的主要原因的5μm以上的夹杂物的个数限制为30个/mm²以下，因此具备780MPa以上的高强度，且具备优良的弯曲加工性，与以往相比，能够适合于严格的弯曲成形，且机动车用自不用说，还适合使用于家电及建筑等需要严格的弯曲加工的领域。

具体实施方式

以下，对本发明的超高强度冷轧钢板进行详细地说明。首先，对其化学成分的限定理由进行说明。以下，单位为mass％。

C：0.08～0.20％

C是用于通过加热后的急冷来产生低温相变生成相所需要的成分，为了得到确保780MPa以上的强度所需足够量的低温相变生成相，需要至少添加0.08％。但是，当添加量超过0.20％时，延性降低，并且点焊性也差，因此添加量的上限为0.20％。

Si：0.1～1.5％

Si具有强化钢且改善延性的作用。当小于0.1％时，这样的作用过少，另一方面，当超过1.5％时，热轧时Si垢的产生显著，使钢板的表面性状劣化。因此，下限为0.1％，上限为1.5％。

Mn：1.5～2.5％

Mn具有如下效果：提高奥氏体相的淬火性，在冷却过程中容易生成低温相变生成相、尤其是容易生成主要由马氏体构成的低温相变生成相，且强化铁素体，并提高延性。当小于1.5％时，这样的效果过少，另一方面，即使添加超过2.5％，上述效果也饱和，并且因偏析而使加工性劣化，因此添加量的下限为1.5％，添加量的上限为2.5％。

P：0.02％以下

P具有强化钢的作用，但因脆化而使延性降低，因此其上限为0.02％。

S：0.002％以下

S生成硫化物系的夹杂物，使加工性、焊接性劣化，因此越少越好，限于0.002％以下。

Al：0.02～0.10％

Al因脱氧的目的而添加，但当小于0.02％时，其作用过少，且无法降低钢中的氧含有量，因此其下限为0.02％。另一方面，即使添加超过0.10％，其效果也饱和，因此上限为0.10％。

N：0.0060％以下

N通常作为不可避免的杂质而含在钢中，但当其含有量多时，使弯曲加工性劣化，因此其上限为0.0060％。

Ca：0.0015％以下

Ca具有使夹杂物的形态球状化的作用，但由于在制钢阶段卷入氧而生成CaO等氧化物系夹杂物，因此优选在本发明中尽可能抑制它的含有，上限为0.0015％，优选为0.0010％。

O：0.0020％以下

O(氧)容易形成比较大的氧化物系夹杂物，因此在本发明中，优选与Ca的降低相伴而尽可能抑制含有量，其上限为0.0020％，优选为0.0015％，更优选为0.0010％。

本发明的钢板含有上述成分，余量由Fe及不可避免的杂质构成，但根据需要，还可以含有Ti、或还可以含有Mo、Cr、Ni中的一种以上。

Ti：0.005～0.10％

Ti形成碳化物、氮化物等的析出物而使钢强化，并且使晶粒微细而对提高屈服强度有效。为了得到这样的作用，需要0.005％以上，但当超过0.10％时，该效果饱和，因此以0.10％为上限。

Mo：0.05～0.3％

Mo具有提高钢的淬火性，促进对高强度化有效的低温相变生成物的生成的作用。在小于0.05％时，这样的作用过少，另一方面，当超过0.3％时，效果饱和且成本高。因此，其下限为0.05％，上限为0.3％。

Cr：0.1～0.5％

Cr与Mo同样，提高钢的淬火性，促进对高强度化有效的低温相变生成物的生成。当小于0.1％时，这样的作用过少，另一方面，当超过0.5％时，效果饱和，因此其下限为0.1％，上限为0.5％。

Ni：0.1～0.5％

Ni也与Mo、Cr同样，促进低温相变生成物的生成。当小于0.1％时，这样的作用过少，另一方面，当超过0.5％时，效果饱和，并且导致成本高，因此其下限为0.1％，上限为0.5％。

本发明的钢板的组织由铁素体相和低温相变生成相形成。低温生成相由马氏体、贝氏体或它们的混合相构成。上述的组织的比例以抗拉强度成为780MPa以上的方式适当设定。在上述复合组织下，本发明的钢板的特征在于，限制组织中的规定尺寸的夹杂物。

本发明者在对780MPa以上的超高强度钢板实施强度的弯曲加工，来观察在弯曲部产生的裂缝的断面时发现，裂纹将规定尺寸的夹杂物之间连结，该裂纹进一步发展而产生大的裂缝。并且，调查与裂纹的连结相关的夹杂物的尺寸、夹杂物的密度时发现，若大小为5μm以上的夹杂物为30个/mm²以下，优选为25个/mm²以下，则夹杂物之间难以由裂纹连结，在弯曲加工时难以产生裂缝。并且，通过EPMA确认了成为裂缝的原因的夹杂物主要为氧化物系的夹杂物。上述夹杂物的大小通过利用SEM(扫描型电子显微镜)观察钢板的截面组织，而由与夹杂物的面积相同面积的圆(当量圆)的直径表示。需要说明的是，如上所述，本发明的钢板以具有780MPa以上的强度的方式适当设定低温相变生成相的种类、量，但通过上述那样规定夹杂物尺寸、量，即使是相同的组织，也能够飞跃性地提高弯曲加工性。

如上所述，鉴于因弯曲加工而产生裂缝的原因为氧化物系夹杂物，在制造本发明的超高强度冷轧钢板时，在钢的熔解中将通过铝脱氧后的镇静钢从转炉出钢，在浇包中通过LF法进行脱硫后，再进行真空脱气。在真空脱气中能够适应各种方法，但由于RH法、DH法能够比较简便地实施，因此优选。

在本发明中，通过钢的熔解阶段中的上述各熔钢处理，极力防止成为问题的氧化物系夹杂物的生成及向钢中的残留，之后通过连续铸造形成为扁坯，并对该扁坯进行热轧及冷轧，再进行连续退火而得到冷轧钢板，但为了制造尤其是本发明意图得到的弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板，热轧及连续退火工序中的制造条件也非常重要。

即，热轧在1150℃～热精加工温度之间的压下率为85％以上且热轧精加工温度为830℃以上，并且卷取温度为650℃以下进行为好。1150℃～热精加工温度之间的压下率为85％以上是为了使热轧板组织微细化。热轧精加工温度为830℃以上是由于当低于830℃时，不会形成均匀的微细热轧板组织，这对冷轧退火后的组织也产生影响而使其成为不均匀的组织，从而使加工性劣化。另外，是由于轧制载荷急剧变大而变得难以轧制的缘故。卷取温度在650℃以下进行是为了抑制通过热轧而微细化了的组织的生长。

之后，对在这样的条件下进行热轧后的钢板进行酸洗，然后通过常用方法实施冷轧而加工成规定的板厚。

接着，在冷轧后的连续退火工序中，在以下的热处理条件(包括退火后的处理条件)下对钢板进行处理。即，以750～950℃的退火温度进行再结晶退火后，以15℃/秒以下冷却到急冷开始温度(Tq：700～540℃)，之后，以50℃/秒以上冷却到250℃以下，并在200℃～500℃的温度范围内进行再加热并保持30～1000秒。

将退火温度规定为750～950℃是由于，在该温度范围内钢成为(γ+α)的二相域～Ac3点以上的γ单相域。当退火温度过于比750℃低时，无法获得为了得到低温相变生成相所需要的γ量，或者残留有未再结晶，使加工性劣化，因此不优选。另一方面，当超过950℃时，γ粒粗大化，存在加工性劣化的问题。

这样，对钢板进行再结晶退火后，以15℃/秒以下逐渐冷却到700～540℃的急冷开始温度，来对铁素体分率进行调整。当急冷开始温度超过700℃时，铁素体量变得过于少，使加工性劣化。另一方面，当比540℃低时，铁素体量变得过于多，从而无法得到所期望的TS。冷却速度为15℃/秒以下，但当比15℃/秒慢时，铁素体量变得过于多，从而无法得到所期望的TS。

之后，以15℃/秒以下冷却到700～540℃的急冷开始温度后，将钢板以50℃/秒以上冷却到250℃以下。这是由于冷却速度小于50℃/秒，或冷却停止温度比Ms点高时，无法得到必要足够量的低温相变生成相，从而无法得到所期望的强度。

并且，在急冷后，在200℃～500℃的温度范围内对钢板进行再加热并保持30～1000秒。这是由于保持温度低于200℃时，延性劣化，另一方面，当高于500℃时，粗大的渗碳体析出，从而延性劣化。

另外，在本发明中，在上述再结晶退火后，在以15℃/秒以下冷却到急冷开始温度：700～540℃时，以平均冷却速度不同的二阶段的冷却进行直至急冷开始温度的冷却，且在前段的平均冷却速度CR1和后段的平均冷却速度CR2之间满足CR1>CR2的关系，并且以CR2<5℃/秒的条件进行冷却。

在前段快速地冷却到铁素体相变区域后，在后段进行低冷却速度的冷却，缓慢地生成铁素体，这使铁素体分率的不均减少，且使钢板板卷内的铁素体分率的不均减少，从而能够减少钢板板卷内的强度的不均。

需要说明的是，作为具有优良的弯曲加工性的超高强度钢板，例如，日本特开平5-105959号公报、日本特开平10-280090号公报、日本特开平9-302440号公报所公开的那样，采用如下对策，即由贝氏体主体构成低温相变生成相，或者为了抑制表面微小裂纹而抑制N量，并必须添加Ti等，而本发明通过控制在复合组织中存在的夹杂物、尤其是氧化物系夹杂物的大小和个数来实现优良的弯曲加工性，本发明与既存的技术本质不同。以下，举出实施例，对本发明进行更具体的说明，但本发明不由这样的实施例进行限定性地解释。

【实施例1】将通过铝(1kg/ton)进行脱氧后的镇静钢从熔解炉向浇包出钢，对于表1的试料No.1、2、5、6、7、9～21(发明例)而言，以萤石作为主要材料，利用不含Ca的还原性熔剂通过LF法进行脱硫，然后实施基于RH法的真空脱气来促进脱氧，从而熔炼、铸造出低Ca、低O的钢。在RH法的实施时，熔钢的回流时间为每1炉料(240ton)约9分钟。对于其它的试料No.3、4及8(比较例)而言，通过上述不含Ca的还原性熔剂或含Ca的还原性熔剂进行脱硫，但都不进行真空脱气。

将如上所述熔炼、铸造后的钢片(扁坯)加热到加热温度1200℃左右，以表2所示的条件进行热轧，得到板厚3.2mm的热轧钢板。之后，对该热轧钢板进行酸洗，并实施冷轧，使板厚成为1.4mm，之后，以该表2所示的条件进行退火、热处理，得到由铁素体及马氏体构成的复合组织的薄钢板。

从得到的各试料钢板截取组织观察片，通过SEM观察(倍率1000)其板厚截面中央部，研究每20mm²面积存在的夹杂物的尺寸与个数的关系，求出5μm以上的夹杂物的个数。夹杂物的尺寸由具有与夹杂物的面积相同面积的圆的直径表示。夹杂物的面积通过图像分析软件求出。

另外，从试料钢板中以在与轧制方向垂直的方向进行拉伸的方式截取JIS5号拉伸试验片，来研究机械的性质。并且，截取扩孔试验片，来研究拉伸翻边性。拉伸翻边性通过进行扩孔试验，利用得到的极限扩孔率λ(％)进行评价。扩孔试验中，对钢板实施冲裁加工，将顶角60°的圆锥冲头插入得到的冲裁孔(直径Do＝10mmφ)中，将孔按压扩大，来测定在孔的周围产生的裂缝贯通板厚时的孔的直径Df，通过下述式子来求出极限扩孔率λ(％)。

λ(％)＝{(Df-Do)/Do}×100

另外，从试料钢板截取30mm(与轧制方向垂直的方向)×100mm(轧制方向)的弯曲试验片，为了使与轧制方向垂直的方向成为弯曲时的棱线，利用设有具有打开角度为90°的截面V字形的凹部的冲模和冲头的成形模进行V形弯曲试验，其中冲头具有与该凹部卡合的V形凸部。

此时，在弯曲部产生裂缝的极限的冲头前端部的弯曲半径为RL，求出RL/t(t为板厚)。使用的冲头的前端部的半径为0mm、1.0mm、1.5mm、2.0mm、2.5mm、3.0mm、3.5mm、4.0mm。在表2中一起表示它们的结果。

HR：1150℃～热精加工温度之间的压下率

WQ(水冷)：冷却速度≥50℃/秒

RL：在弯曲试验中，在弯曲部产生裂缝的极限的冲头前端部的弯曲半径

t：板厚

由表2可知，发明例(试料No.1、2、5、6、7、9～21)具有780MPa以上的高强度，且V形弯曲试验中的RL/t为1.0以下，具备优良的弯曲成形性。与此相对，未进行基于RH法的真空脱气的比较例(试料No.3、4、8)虽然具有780MPa以上的高强度，但含氧量变多，伴随于此，5μm以上的大的夹杂物量增多而使弯曲成形性劣化，且拉伸翻边性也降低。

【实施例2】将通过铝(1kg/ton)进行脱氧后的镇静钢从熔解炉向浇包出钢，对于表1的钢种No.A2、B3、D、E、I、J、L、N而言，以萤石作为主要材料，利用不含Ca的还原性熔剂通过LF法进行脱硫，然后实施基于RH法的真空脱气来促进脱氧，从而熔炼出低Ca、低O的钢。在RH法的实施时，熔钢的回流时间为每1炉料(240ton)约9分钟。对于A3、A4、B4而言，通过上述不含Ca的还原性熔剂或含Ca的还原性熔剂进行脱硫，但都不进行真空脱气。

将熔炼、铸造后的钢的钢片加热到加热温度1200℃左右，以表3所示的条件进行热轧，得到板厚3.2mm的热轧钢板。之后，对该热轧钢板进行酸洗，并实施冷轧，使板厚成为1.4mm，之后，以该表3所示的条件进行退火、热处理，得到由铁素体及马氏体构成的复合组织的钢板板卷。

从得到的钢板板卷截取组织观察片，通过SEM观察(倍率1000)其板厚截面中央部，研究每20mm²面积存在的夹杂物的尺寸与个数的关系，求出5μm以上的夹杂物的个数。夹杂物的尺寸由具有与夹杂物的面积相同面积的圆的直径表示。夹杂物的面积通过图像分析软件求出。

另外，截取30mm(与轧制方向垂直的方向)×100mm(轧制方向)的弯曲试验片，为了使与轧制方向垂直的方向成为弯曲时的棱线，利用设有具有打开角度为90°的截面V字形的凹部的冲模和冲头的成形模进行V形弯曲试验，其中冲头具有与该凹部卡合的V形凸部。此时，在弯曲部产生裂缝的极限的冲头前端部的弯曲半径为RL，求出RL/t(t为板厚)。使用的冲头的前端部的半径为0mm、1.0mm、1.5mm、2.0mm、2.5mm、3.0mm、3.5mm、4.0mm。

另外，为了调查钢板板卷的强度的不均，而在试料钢板的长度方向上5分割的各位置，以在与轧制方向垂直的方向进行拉伸的方式截取JIS5号拉伸试验片来进行拉伸试验，求出抗拉强度TS的平均值、TS的最大值与最小值之差△TS。在表3中一起表示它们的结果。

由表3可知，试料No.1、4、6～11(发明例)具有780MPa以上的高强度，V形弯曲试验中的RL/t为1.0以下，具备优良的弯曲成形性，且钢板板卷长度方向的TS的不均△TS较小，为30MPa以下。与此相对，到急冷开始温度为止的冷却不为CR1>CR2且CR2<5℃/秒的试料No.12(发明例)虽然具有780MPa以上的高强度，且具有优良的弯曲性，但钢板板卷长度方向的不均变大。

另一方面，未进行基于RH法的真空脱气的试料No.2、3、5(比较例)虽然具有780MPa以上的高强度，且钢板板卷长度方向的不均△TS也较小，为30MPa以下，但含氧量增多，与此相伴，5μm以上的大的夹杂物量增多而使弯曲成形性劣化。

Claims (4)

1.一种TS的不均小、弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，

化学成分以mass％计，含有C：0.08～0.20％、Si：0.1～1.5％、Mn：1.5～2.5％、P：0.02％以下、S：0.002％以下、Al：0.02～0.10％、N：0.0060％以下、Ca：0.0015％以下、O：0.0020％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，组织由铁素体相和低温相变生成相构成，在组织中的夹杂物的大小由与其面积相当的圆的直径表示时，直径5μm以上的氧化物系夹杂物为30个/mm²以下，TS不均即△TS为30MPa以下，抗拉强度为780MPa以上，并且，V形弯曲试验中的RL/t为1.0以下，铁素体均匀。

2.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其特征在于，

作为化学成分，以mass％计还含有以下的(a)、(b)中的至少一种，

(a)Ti：0.005～0.10％

(b)Mo：0.05～0.3％、Cr：0.1～0.5％、Ni：0.1～0.5％中的一种或两种以上。

3.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，

在制造权利要求1或2的冷轧钢板时，将通过铝脱氧后的镇静钢从转炉出钢，并在浇包中通过LF法进行脱硫后，再进行真空脱气，将熔炼后的钢作成扁坯，按照常用方法进行热轧、冷轧，并以750～950℃进行再结晶退火后，以14℃/秒以下冷却到急冷开始温度：700～540℃，之后，以50℃/秒以上冷却到250℃以下，在200℃～500℃的温度范围内进行再加热并保持30～1000秒，在退火工序的再结晶退火后，以14℃/秒以下冷却到急冷开始温度：700～540℃时，以平均冷却速度不同的二阶段的冷却进行直至急冷开始温度的冷却，且以在前段的平均冷却速度CR1与后段的平均冷却速度CR2之间满足CR1>CR2的关系并且CR2<5℃/秒的条件进行冷却，在所述热轧中，使1150℃～热精加工温度之间的压下率为85％以上。

4.根据权利要求3所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，

在所述热轧中，使热轧精加工温度为830℃以上、卷取温度为650℃以下。