CN115176042B - 钢板和钢板的制造方法 - Google Patents

钢板和钢板的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115176042B
CN115176042B CN202180015366.4A CN202180015366A CN115176042B CN 115176042 B CN115176042 B CN 115176042B CN 202180015366 A CN202180015366 A CN 202180015366A CN 115176042 B CN115176042 B CN 115176042B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
steel sheet
strength
temperature
martensite
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
CN202180015366.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115176042A (zh
Inventor
土桥奈未
椎森芳惠
斋藤勇人
假屋房亮
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.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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 JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN115176042A publication Critical patent/CN115176042A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115176042B publication Critical patent/CN115176042B/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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/14—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种兼备优异的延展性(总伸长率≥15％)、高强度(TS≥500MPa)、低屈服伸长率(≤10％)和充分的上屈服应力(≥400MPa)、尤其是供于容器用的板厚为0.1mm～1.0mm的高强度薄钢板。上述钢板是具有规定的成分组成，并具有以面积率计包含84.0％以上的铁素体、0.5％～10.0％的马氏体和0.1％～10.0％的贝氏体的金属组织的钢板。

Description

钢板和钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及一种特别适于容器用材料的延展性、强度、低屈服伸长率和上屈服应力优异的钢板和其制造方法。
背景技术
近年来，在罐用钢板中，为了降低环境负荷以及降低制罐成本，要求通过高强度化来实现薄壁化。此时，如果仅将钢板薄壁化，则罐体强度降低，因此需要即便极薄也会保持强度的钢板。为此，至少需要500MPa以上的强度。
为了进一步弥补因薄壁化而降低的刚性、强度，对3片罐的罐体部实施加强筋加工或赋予几何学形状而提高刚性、强度的异形罐的应用需求正在增加。在这种加强筋加工、几何学形状的加工时，钢板需要高成型性。为此，至少需要15％以上的延展性(总伸长率)。
在对罐体实施加强筋加工或赋予几何学形状的情况下，有时产生被称为拉伸变形的褶皱。这与屈服伸长率(YP-El)的关联性很大，可通过降低屈服伸长率来抑制褶皱产生。因此，期望开发出具有低屈服伸长率的钢板。所要求的值根据加工度而发生变动，但至少要求为10％以下。
另外，在加工度低的罐底部，由于钢板的基于加工固化的强度上升小，因此在使用薄壁化的钢板进行制罐的情况下，在罐搬运时因受到落下等的冲击而产生凹陷等，产生商品价值降低这样的问题。为了避免该问题，即便是低加工度的部件也需要具有优异的罐体强度，为此，需要至少400MPa以上的上屈服应力。
根据以上的理由，期望开发出兼具优异的延展性和拉伸强度、低屈服伸长率和高上屈服应力的极薄钢板。
针对这些要求，专利文献1中公开了一种具有马氏体分率为5％以上且小于30％的铁素体与马氏体的复合组织，并分别规定了马氏体粒径、制品板厚、马氏体硬度和30T硬度的制罐用高强度薄钢板。
另外，专利文献2中公开了一种以铁素体相作为主相，并以面积分率的合计计包含1.0％以上的马氏体相和/或残留奥氏体相作为第2相的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-84687号公报
专利文献2：国际公开第2016/075866号。
发明内容
然而，专利文献1中虽然有关于强度和延展性的记述，但没有关于上屈服应力和低屈服伸长率的记述。另外，组织是铁素体和马氏体的2相组织。因此，在低加工度的部件中无法确保充分的罐体强度，在对罐体实施加强筋加工或赋予几何学形状的情况下，有可能产生褶皱。
另外，专利文献2中也没有有关上屈服应力和低屈服伸长率的技术，与专利文献1同样地有可能产生加工后的罐体强度的降低、在罐体上产生褶皱。此外，必须实施2次轧制而存在高成本的问题。
因此，寻求一种实现具有优异的成型性，能够对罐体进行加强筋加工或赋予几何学形状，在任何加工度下均不产生褶皱，具有优异的罐体强度的极薄钢板和其制造方法。
本发明是鉴于上述的现有技术所涉及的问题而完成的。即，其目的在于提供一种兼备优异的延展性(总伸长率≥15％)、高强度(TS≥500MPa)、低屈服伸长率(≤10％)和充分的上屈服应力(≥400MPa)，尤其是供于容器用的板厚为0.1mm～1.0mm的高强度薄钢板和其制造方法。
发明人等为了解决上述的课题进行了深入的研究。其结果发现通过使金属组织为包含铁素体、马氏体和贝氏体的复合组织，可得到特别是屈服伸长率为10％以下且上屈服应力为400MPa以上的高强度钢板。即通过除有助于提高延展性的软质的铁素体、有助于提高强度和降低屈服伸长率的硬质的马氏体的2相组织以外还形成贝氏体，从而成功地实现在减少延展性的降低、屈服伸长率的增加的同时，增加钢的屈服强度。
由此，可得到在任何加工度下均不产生褶皱且具有优异的罐体强度的最适于异形罐的高强度钢板。
另外，还发现了将作为制造条件的退火工序的加热速度、退火温度、退火后的冷却速度和冷却停止温度下的保持时间、保持后的冷却速度适当地进行控制适于上述复合组织的控制。
本发明是鉴于以上的见解而作出的，其主旨如下。
1.一种钢板，具有如下的成分组成和金属组织：
所述成分组成以质量％计含有C：0.03％～0.13％、Si：0.05％以下、Mn：0.01％～0.6％、P：0.025％以下、S：0.020％以下、Al：0.01％～0.20％、N：0.0001％～0.02％、Ti：0.005％～0.02％以及B：0.0005％～0.02％，剩余部分为铁和不可避免的杂质，
所述金属组织以面积率计包含84.0％以上的铁素体、0.5％～10.0％的马氏体和0.1％～10.0％的贝氏体。
2.根据上述1所述的钢板，其中，除上述成分组成以外，还以质量％计含有选自Mo：0.05％以下、Ni：0.15％以下、Cr：0.10％以下、V：0.02％以下、Nb：0.02％以下和Cu：0.02％以下中的1种或2种以上。
3.根据上述1或2所述的钢板，其中，上述铁素体的平均晶体粒径为10μm以下。
4.根据上述1～3中任一项所述的钢板，其为罐用钢板。
5.一种钢板的制造方法，是制造上述1～4中任一项所述的钢板的方法，具备如下工序：热轧工序，将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1150℃以上，以终轧温度800℃～950℃、卷绕温度700℃以下实施热轧；冷轧工序，对经过该热轧工序的热轧板实施压下率80％以上的冷轧；以及退火工序，对经过该冷轧工序的冷轧板以平均加热速度10℃/s以上实施加热，在700℃～900℃的温度区域保持5秒～90秒后，以平均冷却速度50℃/s以上冷却至150℃～600℃的温度区域。
6.根据上述5所述的钢板的制造方法，其中，将经过上述退火工序的退火板在上述150℃～600℃的温度区域保持300秒以下，其后，以平均冷却速度10℃/s以上冷却至小于150℃的温度区域。
根据本发明，可得到具有15％以上的总伸长率、500MPa以上的拉伸强度、10％以下的低屈服伸长率、400MPa以上的上屈服应力的高强度极薄钢板。
另外，在将通过本发明而得到的高强度钢板应用于异形罐的情况下，具有高延展性(总伸长率)，因此能够进行扩罐加工·加强筋加工等强罐身加工、凸缘加工等。此外，通过钢板的高强度化，能够补偿伴随罐的薄壁化进行所致的强度降低，能够确保高罐体强度。进而，由于具有低屈服伸长率，因此也不会在罐体产生褶皱。
具体实施方式
以下，对本发明的高强度钢板的成分组成和组织的适当范围和其限定理由进行说明。应予说明，表示以下的成分组成的“％”只要没有特别说明就是指“质量％”。另外，将延展性和低屈服伸长率这两者优异的情况也称为加工性优异。进而，将拉伸强度和上屈服应力这两者优异的情况也称为高强度。
C：0.03％～0.13％
C是有助于钢的强度的元素，通过固溶强化和析出强化或者形成马氏体和贝氏体来增加钢的强度。如果C含量小于0.03％，则马氏体和贝氏体的面积率降低，强度降低。因此，C含量需要为0.03％以上。另一方面，过度含有有时因强度上升而导致延展性降低，并且形成过度的马氏体，成为因固溶C的增加所致的屈服伸长率增加的原因，因此上限为0.13％。因此，在本发明中C为0.03％～0.13％。为了以高水准兼得强度和成型性，下限优选为0.05％以上。上限优选为0.09％以下。
Si：0.05％以下
如果Si含有超过0.05％，则耐腐蚀性显著受损。因此，Si含量为0.05％以下。为了得到更优异的耐腐蚀性，优选为0.03％以下。另一方面，Si是有助于通过固溶强化使钢高强度化的元素。为了得到该作用，优选含有0.01％以上。
Mn：0.01％～0.6％
Mn是本发明中重要的添加元素之一。Mn是通过固溶强化或者生成期望量的马氏体、贝氏体而有助于钢的高强度化的元素。因此，为了得到本发明中作为目标的钢板的强度和成型性，Mn含量需要为0.01％以上。如果Mn含量小于0.01％，则无法生成期望量的马氏体和贝氏体，无法得到目标强度和成型性。另一方面，如果含有超过0.6％，则由于淬透性提高而过度生成马氏体，无法生成期望量的贝氏体。如此，如果无法生成期望量的贝氏体，则确保低加工度的罐体强度的上屈服应力降低，低加工度的罐体强度降低，从而成为制品不良的原因。因此，Mn为0.01％～0.6％的范围。优选为0.3％～0.6％的范围。
P：0.025％以下
如果P超过0.025％，则钢板过度地硬化而延展性降低，此外，使焊接性降低。因此，P含量为0.025％以下。优选为0.020％以下。另一方面，P是在钢中不可避免地混入的元素，但对钢的强化有效。因此，优选含有0.001％以上。
S：0.020％以下
S是在钢中不可避免地混入的元素，生成MnS等夹杂物而使延展性降低。因此，S含量为0.020％以下。优选为0.015％以下。另一方面，S含量的下限没有特别限定，工业上优选为0.001％左右。应予说明，如果小于0.005％，则钢的精制耗费过多的成本，因此即便包含0.005％以上，也不会对本发明造成影响。
Al：0.01％～0.20％
Al是作为脱氧剂而含有的元素，通过进一步与钢中的N形成AlN，减少钢中的固溶N，有助于屈服伸长率的降低。为了得到该作用，需要含有0.01％以上，优选为0.03％以上。另一方面，如果过度添加，则大量生成氧化铝，使延展性降低，因此需要使Al含量为0.20％以下。优选为0.08％以下。
N：0.0001％～0.02％
N通过与Al等碳氮化合物形成元素结合而形成析出物，有助于强度提高、组织的微细化。为了得到该效果，需要含有0.0001％以上。另一方面，固溶N具有增加屈服伸长率的作用，因此添加N超过0.02％成为因屈服伸长率的增加所致的褶皱产生的原因。因此，N为0.0001％～0.02％。下限优选为0.0015％以上。上限优选为0.01％以下。
Ti：0.005％～0.02％
Ti是本发明中重要的添加元素之一。Ti作为析出强化元素对强度增加有效，此外，与钢中的N形成TiN而抑制BN的生成，从而能够充分地得到B的淬透性提高效果。为了得到该作用，需要含有0.005％以上。另一方面，Ti的过度添加导致因强度上升所致的加工性的降低，因此上限为0.02％。因此，Ti含量为0.005％～0.02％。优选为0.005％～0.015％。
B：0.0005％～0.02％
B是本发明中重要的添加元素之一。B具有提高淬透性的效果，抑制在退火冷却过程中发生的铁素体的生成，有助于期望量的马氏体和贝氏体的生成。为了得到该作用，需要含有0.0005％以上。另一方面，其效果在0.02％时达到饱和。因此，B为0.0005％～0.02％。下限优选为0.0015％以上。上限优选为0.01％以下。
本发明的钢板中将以上的成分元素作为必需元素，剩余部分为铁和不可避免的杂质。通过含有上述的必需元素，本发明的钢板可得到目标特性，除上述的必需元素以外，还可以进一步根据需要含有以下的元素。
选自Mo：0.05％以下、Ni：0.15％以下、Cr：0.10％以下、V：0.02％以下、Nb：0.02％以下以及Cu：0.02％以下中的1种或2种以上
Mo、Ni、Cr、V、Nb均具有提高淬透性的作用，作为钢的强化元素有用。另外，Nb和Cu是析出强化元素，在谋求强度增加方面特别有效。因此，可以任意添加选自上述元素中的1种或2种以上。应予说明，即便添加超过各自的上限，也无法期待其以上的添加效果的提高，因此上述的范围均是适当的。下限为0％。
本发明的高强度钢板优选板厚t为0.10mm～1.0mm。如果板厚为1.0mm以下，则容易确保晶粒的微细化所需的冷轧率。另一方面，如果制品板厚为0.10mm以上，则能够以较小的载荷进行压轧，因此能够减少对轧制机的负荷。另外，如果板厚为0.40mm以下，则更进一步显著显现本发明的效果，因此，更优选为0.10mm～0.40mm。
接下来，对作为本发明的高强度钢板的重要要件的金属组织进行说明。本发明的高强度钢板的钢组织主要是铁素体、马氏体与贝氏体的复合组织。
铁素体的面积率：84.0％以上
铁素体有助于钢的延展性提高。如果铁素体的面积率小于84.0％，则难以确保期望的延展性，因此铁素体的面积率为84.0％以上。优选为90.0％以上。另一方面，如果铁素体的面积率超过99.4％，则无法确保马氏体和/或贝氏体的期望的面积率，无法得到期望的强度和成型性。因此，铁素体的面积率为84.0％～99.4％。下限优选为90.0％以上。上限优选为98.0％以下。
马氏体的面积率：0.5％～10.0％
如果马氏体的面积率超过10.0％，则强度过度上升，延展性降低，因此马氏体的面积率为10.0％以下。另一方面，如果马氏体的面积率小于0.5％，则无法得到期望的强度。因此，马氏体的面积率为0.5％～10.0％。下限优选为3.0％以上。上限优选为8.0％以下。
贝氏体的面积率：0.1％～10.0％
贝氏体是本发明中重要的组织。贝氏体能够在不降低钢的伸长率或不增加屈服伸长率的情况下增加上屈服强度和拉伸强度。因此，通过在钢中生成适当量的贝氏体，能够得到强度和成型性这两者均优异的钢。为了得到该作用，贝氏体的面积率需要为0.1％以上。另一方面，如果贝氏体的面积率超过10.0％，则强度过度增加，延展性降低。因此，贝氏体的面积率为0.1％～10.0％。下限优选为0.5％以上。上限优选为5.0％以下。
应予说明，在上述金属组织中，铁素体、马氏体和贝氏体以外的剩余部分不需要特别限定。例如可以包含残留奥氏体、渗碳体、珠光体等。如果该剩余部分的组织以面积率计为10.0％以下，则不会对本发明造成影响。当然，也可以没有剩余部分的组织(0％)。
铁素体平均晶体粒径：10.0μm以下
通过使本发明的高强度钢板的组织的铁素体平均晶体粒径为10.0μm以下，从而能够通过晶粒微细化强化来谋求强度的提高。此外，通过铁素体晶粒的细粒化，晶界增加，作为奥氏体的析出位点的晶界三重点增加，从而奥氏体在退火中容易析出，通过微细粒化而铁素体粒中的固溶C与晶界三重点的距离变短，固溶C容易被排出到晶界，从而在退火中奥氏体的面积率增加，有助于冷却中的马氏体和贝氏体的形成，具有提高淬透性的效果。因此，铁素体平均晶体粒径优选为10.0μm以下。更优选为7.0μm以下。铁素体平均晶体粒径的下限没有限制，从防止延展性降低的观点考虑，优选为3.0μm以上。
接下来，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度钢板的制造方法的特征在于，具备如下工序：
将具有上述的钢组成的钢坯材加热到1150℃以上，以终轧温度800℃～950℃、卷绕温度700℃以下实施热轧的热轧工序；
接着，以压下率80％以上进行冷轧的冷轧工序；以及
将直到退火温度为止的平均加热速度设为10℃/s以上进行加热，将退火温度设为700℃～900℃的范围的温度并保持5秒～90秒后，以平均冷却速度50℃/s以上冷却至150℃～600℃的冷却停止温度的退火工序。
进而，可以根据需要将经过上述退火工序的退火板在150℃～600℃的温度区域保持300秒以下的时间后，以10℃/s以上的冷却速度冷却至小于150℃的温度区域。
钢坯材的加热温度：1150℃以上
如果热轧前的钢坯材的加热温度过低，则TiN的一部分未熔解，有可能成为使成型性降低的粗大TiN的生成要因，因此使加热温度为1150℃以上。另一方面，钢坯材的加热温度的上限没有限制，但为了降低钢的加热成本以及维持加热炉的耐久性，优选为1250℃以下。
终轧温度：800℃～950℃
如果热轧的终轧温度超过950℃，则热轧后的组织粗大化，其后的冷轧钢板的粒径增加，从而成为强度降低的原因，此外，作为奥氏体的析出位点的晶界三重点减少，有可能无法得到期望的组织和特性。另外，在终轧温度小于800℃的情况下，成为铁素体与奥氏体的二相区域的轧制，在钢板表层产生铁素体的粗大晶粒，其后的冷轧钢板的粒径增加，此外，在轧制后的冷却和卷绕处理时产生珠光体，该珠光体中的渗碳体即便在后续的退火工序中也不熔解解地残留，阻碍马氏体等的第2相的生成，有可能导致强度降低、YP-El的增加。因此，终轧温度限定在800℃～950℃的范围。优选为850℃～950℃。
卷绕温度：700℃以下
如果卷绕温度超过700℃，则卷绕时晶粒粗大化，其后的冷轧钢板的粒径增加，由此成为强度降低的原因。此外，也在热轧钢板形成粗大的碳化物，在退火时该粗大的碳化物未固溶而阻碍第2相的生成，有可能导致强度降低、YP-El的增加。因此，卷绕温度为700℃以下。下限没有特别限定，但如果过低，则热轧钢板过度硬化，有可能阻碍冷轧的作业性，因此，卷绕温度优选为450℃以上。更优选为450℃～650℃。
冷轧的压下率：80％以上
通过使冷轧的压下率为80％以上，冷轧后的晶粒变得微细，有助于强度的增加。另外，通过作为奥氏体的析出位点的晶界三重点的减少、铁素体晶粒中的固溶C和晶界三重点的距离的减少，有助于退火板的马氏体和贝氏体的形成，具有提高淬透性的效果。另一方面，如果压下率超过95％，则轧制载荷大幅增加，对轧制机的负荷提高。因此，压下率需要为80％以上，优选为95％以下。
冷轧工序可以仅进行1次，也可以隔着中间退火工序进行2次以上。也可以在进行1次或2次以上的冷轧工序后立即进行退火工序。或者也可以在进行1次或2次以上的冷轧工序后，在退火工序前适当地进行其它依照常规方法的工序、例如酸洗等清洁工序、整平加工等形状矫正工序。在冷轧工序为2次以上的情况下，只要任一压下率为80％以上即可。
到退火温度为止的平均加热速度为10℃/s以上
如果到退火温度为止的平均加热速度小于10℃/s，则在到达退火温度前就完成了淬透性元素在钢中的奥氏体中的分配，难以在其后的冷却工序得到贝氏体。因此，到退火温度为止的平均加热速度为10℃/s以上。另一方面，上限没有特别限制，工业上优选为50℃/s以下。
退火温度：700℃～900℃
在退火温度(均热温度)低于700℃的情况下，无法得出期望量的马氏体和贝氏体，钢板的强度和成型性降低。另一方面，如果退火温度超过900℃，则在连续退火中容易产生热翘曲等板通过不良。因此，退火温度限制在700℃～900℃的范围。更优选为750℃～820℃。另外，该退火温度下的保持时间为5～90秒。在比5秒短的情况下，马氏体和贝氏体与作为前组织的奥氏体的生成和淬透性元素的分配没有完成，因此难以在其后的冷却工序中得到马氏体和贝氏体。另一方面，在比90秒长的情况下，完成了淬透性元素在钢中的奥氏体中的分配，难以在其后的冷却工序中得到贝氏体。
应予说明，上述保持时间中的温度只要为700℃～900℃的范围即可，未必需要为恒定温度。
退火保持后，到冷却停止温度为止的平均冷却速度为50℃/s以上
在平均冷却速度低于50℃/s的情况下，在冷却中产生铁素体的生长和贝氏体的过度生成，抑制马氏体的生成，得不到期望量的马氏体，钢板的强度降低。因此，平均冷却速度为50℃/s以上。另一方面，上限没有特别限制，优选为80℃/s～250℃/s。应予说明，该冷却除了气体冷却之外，还可以组合进行炉冷、气水冷却、辊冷却和水冷等中的1种或者2种以上。
冷却停止温度：150℃～600℃
通过使退火后的冷却停止温度为600℃以下，产生马氏体相变和贝氏体相变，能够得到期望量的马氏体。另一方面，即便使冷却停止温度小于150℃，也不会有助于马氏体的生成量增加，冷却成本过度。因此，退火后的冷却停止温度为150℃～600℃。优选的下限为200℃以上。优选的上限为400℃以下。可以根据需要的马氏体和贝氏体的面积率在上述的范围内决定冷却停止温度。
在150℃～600℃的温度区域保持300秒以下时间
在上述冷却停止后，在从600℃到150℃为止的上述冷却停止温度区域保持，能够使未相变的奥氏体相变成贝氏体，能够在不损害成型性的情况下使上屈服应力上升。在该保持时间超过300秒的情况下，在该保持中产生马氏体的回火，因此强度降低。另外，在本发明中，只要能够在150℃～600℃的温度区域将钢板维持300秒以下的时间就能够生成期望的贝氏体。因此，在冷却停止后，也可以不保持在与冷却停止温度相同的温度下连续进行缓慢冷却。另外，可以以任意的顺序和次数组合上述温度区域内的规定温度下的保持和缓慢冷却。应予说明，如果保持温度小于150℃，则不会产生贝氏体相变，因此不易得到期望的上屈服强度。因此，本发明中，在上述冷却停止后，使从600℃到150℃为止的温度区域的保持时间为300秒以下。应予说明，该保持时间的下限没有特别限定，但工业上优选为20秒左右。
在上述温度区域中保持后，以平均冷却速度10℃/s以上冷却至小于150℃的温度区域
在上述150℃～600℃的温度区域保持300秒以下的时间后，进一步优选以10℃/s以上冷却至小于150℃的温度区域的最终冷却停止温度。通过本工序，不会生成必要以上的贝氏体，能够得到对应于期望的特性的钢组织。另外，不会产生马氏体的回火，强度的降低得到抑制。如果平均冷却速度为10℃/s以下，则产生过度的贝氏体的生成、马氏体的回火，因此优选从上述保持温度以平均冷却速度10℃/s以上冷却至小于150℃的温度区域。平均冷却速度的上限没有特别规定，过度的冷却速度导致冷却成本的上升，因此优选为40℃/s以下。最终冷却停止温度(小于150℃的温度区域)的下限为室温。
调质轧制工序
退火工序后，可以进行压下率10％以下的调质轧制。如果增大压下率，则加工时导入的应变变大，总伸长率降低。本发明中需要确保15％以上的总伸长率，因此进行调质轧制工序时的压下率优选为10％以下。另外，压下率的下限没有特别规定，但调质轧制工序具有增加上屈服应力的效果、降低屈服伸长率的作用，因此通过为对应于用途的压下率，能够得到更优选的高强度钢板。下限优选为0.5％以上。上限更优选为5％以下。
应予说明，在调质轧制工序前，可以适当地包含其它依照常规方法的工序、例如酸洗等清洁工序、整平加工等形状矫正工序。可以在退火工序后立即进行调质轧制工序。如此得到的冷轧钢板其后可以根据需要对钢板表面例如通过电镀实施镀锡、镀铬、镀镍等镀覆处理而形成镀覆层，作为镀覆钢板供于使用。另外，也可以进行涂装烤漆处理工序、膜层压等的工序。应予说明，镀覆等表面处理的膜厚相对于板厚充分小，因此对钢板的机械特性的影响是可以忽略的程度。
经由以上的工序得到本发明的高强度钢板。应予说明，上述没有记载的工序、条件可以依照钢板的制造所涉及的常规方法即可。
实施例
利用转炉熔炼含有表1所示的成分组成且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢，进行连续铸造，由此得到作为钢坯材的钢坯。对这里得到的钢坯实施表2所示的板坯加热温度、终轧温度、卷绕温度下的热轧。接着，以表2所示的压下率进行冷轧，同样地以表2所示的连续退火条件进行连续退火，适当地实施调质轧制(SKP)而得到试验用的各钢板。No.44的钢板通过从到达第一均热温度：775℃后立即用21秒降低至第二均热温度：755℃的缓慢冷却实施连续退火工序中的退火保持。由于未进行该第一第二均热温度下的保持，因此退火保持时间为21秒。No.47的钢板将连续退火工序的退火后的冷却在600℃停止，接着进行缓慢冷却，并且在到150℃为止的温度区域保持59秒。
[表1]
[表2]
在组织整体中所占的各组织的面积率如下求出。从各钢板采取试验片，在轧制方向截面，在轧制方向截面的板厚1/2位置的面利用3％硝酸乙醇腐蚀液溶液进行蚀刻而显示出晶界。使用扫描式电子显微镜以3000倍的倍率对其拍摄照片。对所拍摄的照片使用图像处理软件(Fiji，WEKA)进行图像处理，求出相对于视场整体的各组织的占有面积率，作为各组织的面积率。对随机选择的合计5个部位的视场进行同样的测定，求出平均值。
应予说明，将观察为具有比较平滑的表面的块状的白色区域看作马氏体，将该面积率作为马氏体的面积率。另外，将虽然是白色但并不是块状而是线状的区域看作贝氏体，将其面积率作为贝氏体的面积率。将观察为块状的黑色区域且内部不含马氏体的区域看作铁素体，将其面积率作为铁素体的面积率。
铁素体平均晶体粒径如下求出。从各钢板采取试验片，在轧制方向截面的板厚1/2位置的面，利用3％硝酸乙醇腐蚀液溶液蚀刻铁素体组织，显示出晶界。使用光学显微镜以400倍的倍率对其拍摄照片。使用所拍摄的照片，依据JIS G 0551的钢－晶体粒度的显微镜试验方法，通过切断法测定平均晶体粒径，作为铁素体平均晶体粒径。对随机选择的合计3个部位进行同样的测定，求出平均值。
机械特性
将轧制方向作为长边方向(拉伸方向)，使用JIS Z 2241中记载的5号试验片，进行依据JIS Z 2241的拉伸试验来评价机械特性(拉伸强度TS、上屈服应力U-YP、屈服伸长率YP-El、总伸长率El)。
表3中示出评价结果。发明例均具有15％以上的总伸长率、500MPa以上的拉伸强度、10％以下的低屈服伸长率、400MPa以上的上屈服应力。因此，在应用于异形罐的情况下，具有高延展性(总伸长率)，因此能够进行扩罐加工·加强筋加工等强罐身加工、凸缘加工等。另外，能够通过400MPa以上的上屈服应力这样的钢板的高强度化来补偿伴随罐的薄壁化进行的强度降低，通过500MPa以上的拉伸强度来确保高罐体强度。进而，由于具有低屈服伸长率，因此也不会在罐体产生褶皱。
另一方面，比较例中，总伸长率、拉伸强度、屈服伸长率、上屈服应力中的任一个以上差。
即，在有助于淬透性、强度提高的元素的添加量少的钢种(No.1、19、21)中，无法充分形成马氏体、合金析出物，因此拉伸强度、上屈服应力中的任一者或两者未达到要求特性。
相反地在有助于淬透性、强度提高的元素过度添加的钢种(No.6、9、18、20)中，虽然由于马氏体、合金析出物过度形成而强度提高，但总伸长率降低。
终轧出侧温度为800℃以下的No.31、卷绕温度为700℃以上的No.32、或者压下率80％以下的No.33产生了铁素体晶粒的粗大化，并且无法形成期望的马氏体，因此强度降低。特别是No.31和No.32在热轧时生成的珠光体和碳化物在退火后也会熔解残留，因此YP-El增加。
均热温度为700℃以下的No.34、冷却速度为50℃/s以下的No.35、冷却停止温度为600℃以上的No.39在冷却中产生了铁素体的生长，并且大量形成贝氏体而并非马氏体，由此无法得到充分的强度和低屈服伸长率。特别是No.39中贝氏体面积率超过10％，因此总伸长率降低，未达到要求特性。
在冷却停止后保持时间为300秒以上的No.40中，产生马氏体的回火，无法得到期望量的马氏体，虽然强度稍微降低，但为实用上没有问题的程度。
在实施了10％以上的调质轧制的No.43中，强度增加，屈服伸长率降低，另一方面，虽然延展性降低，但为实用上没有问题的程度。
在退火时的保持时间为5秒以下的No.45中，在退火时无法生成奥氏体，无法得到期望量的马氏体，强度降低，屈服强度增加。
在到退火温度为止的平均加热速度小于10℃/s的No.49中，无法得到期望量的贝氏体，屈服强度降低。退火保持后，到冷却停止温度为止的平均冷却速度为50℃/s以下的No.50中，马氏体的生成被抑制，得不到期望量的马氏体，钢板的强度降低，屈服伸长率增加。
[表3]

Claims (7)

1.一种钢板，具有如下的成分组成和金属组织：
所述成分组成以质量％计含有C：0.03％～0.13％、Si：0.05％以下、Mn：0.01％～0.6％、P：0.025％以下、S：0.020％以下、Al：0.01％～0.20％、N：0.0001％～0.02％、Ti：0.005％～0.02％以及B：0.0005％～0.02％，剩余部分为铁和不可避免的杂质，
所述金属组织以面积率计包含84.0％以上的铁素体、0.5％～10.0％的马氏体和0.1％～10.0％的贝氏体。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，除所述成分组成以外，还以质量％计含有选自Mo：0.05％以下、Ni：0.15％以下、Cr：0.10％以下、V：0.02％以下、Nb：0.02％以下和Cu：0.02％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，所述铁素体的平均晶体粒径为10μm以下。
4.根据权利要求1或2所述的钢板，其为罐用钢板。
5.根据权利要求3所述的钢板，其为罐用钢板。
6.一种钢板的制造方法，是制造权利要求1～5中任一项所述的钢板的方法，具备如下工序：
热轧工序，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯材加热到1150℃以上，以终轧温度800℃～950℃、卷绕温度700℃以下实施热轧，
冷轧工序，对经过该热轧工序的热轧板实施压下率80％以上的冷轧，以及
退火工序，对经过该冷轧工序的冷轧板以平均加热速度10℃/s以上实施加热，在700℃～900℃的温度区域保持5秒～90秒后，以平均冷却速度50℃/s以上冷却至150℃～600℃的温度区域。
7.根据权利要求6所述的钢板的制造方法，其中，将经过所述退火工序的退火板在所述150℃～600℃的温度区域保持300秒以下，其后，以平均冷却速度10℃/s以上冷却至小于150℃的温度区域。
CN202180015366.4A 2020-02-21 2021-02-18 钢板和钢板的制造方法 Active CN115176042B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020028466 2020-02-21
JP2020-028466 2020-02-21
PCT/JP2021/006212 WO2021167023A1 (ja) 2020-02-21 2021-02-18 鋼板および鋼板の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115176042A CN115176042A (zh) 2022-10-11
CN115176042B true CN115176042B (zh) 2023-10-20

Family

ID=77392187

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180015366.4A Active CN115176042B (zh) 2020-02-21 2021-02-18 钢板和钢板的制造方法

Country Status (6)

Country Link
JP (1) JP7014341B2 (zh)
KR (1) KR20220127912A (zh)
CN (1) CN115176042B (zh)
MY (1) MY197776A (zh)
TW (1) TWI750033B (zh)
WO (1) WO2021167023A1 (zh)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103339280A (zh) * 2011-01-31 2013-10-02 杰富意钢铁株式会社 加工性优良并具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107002190A (zh) * 2014-10-28 2017-08-01 杰富意钢铁株式会社 两片罐用钢板及其制造方法
CN107923014A (zh) * 2015-08-19 2018-04-17 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板和其制造方法
WO2019088044A1 (ja) * 2017-10-31 2019-05-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04337049A (ja) * 1991-05-13 1992-11-25 Kawasaki Steel Corp 製缶用高強度良加工性冷延鋼板及びその製造方法
JP3821036B2 (ja) * 2002-04-01 2006-09-13 住友金属工業株式会社 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
JP4235247B1 (ja) 2007-09-10 2009-03-11 新日本製鐵株式会社 製缶用高強度薄鋼板及びその製造方法
DE102014108335B3 (de) * 2014-06-13 2015-10-01 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines aluminierten Verpackungsstahls und Verwendung eines aluminierten Stahlblechs als Verpackungsstahl
EP3187612B1 (en) 2014-11-12 2019-06-19 JFE Steel Corporation Steel sheet for cans and method for manufacturing steel sheet for cans
MY173780A (en) * 2015-03-31 2020-02-20 Jfe Steel Corp Steel sheet for can and method for manufacturing the same
EP3885457A4 (en) 2018-11-21 2022-01-19 JFE Steel Corporation STEEL SHEET FOR CANS AND METHOD FOR MAKING IT

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103339280A (zh) * 2011-01-31 2013-10-02 杰富意钢铁株式会社 加工性优良并具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107002190A (zh) * 2014-10-28 2017-08-01 杰富意钢铁株式会社 两片罐用钢板及其制造方法
CN107923014A (zh) * 2015-08-19 2018-04-17 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板和其制造方法
WO2019088044A1 (ja) * 2017-10-31 2019-05-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP7014341B2 (ja) 2022-02-01
TW202136537A (zh) 2021-10-01
KR20220127912A (ko) 2022-09-20
TWI750033B (zh) 2021-12-11
CN115176042A (zh) 2022-10-11
WO2021167023A1 (ja) 2021-08-26
JPWO2021167023A1 (zh) 2021-08-26
MY197776A (en) 2023-07-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3653736B1 (en) Hot-rolled steel strip and manufacturing method
US8177924B2 (en) High-strength steel sheet and process for producing the same
EP3473742B1 (en) Ultrahigh-strength high-ductility steel sheet having excellent yield strength, and manufacturing method therefor
JPWO2014097559A1 (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR102336669B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN115244200B (zh) 高强度钢板及其制造方法
WO2016157258A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN115698365B (zh) 经热处理的冷轧钢板及其制造方法
CN116507753A (zh) 延展性优异的超高强度钢板及其制造方法
CN113316656B (zh) 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
KR101917452B1 (ko) 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
CN114302978B (zh) 钢板、构件及它们的制造方法
EP3964600A1 (en) Ultra-high strength steel sheet having excellent shear workability and method for manufacturing same
JP2006193805A (ja) 温間成形に適した冷延鋼板およびその製造方法
JP2010100896A (ja) 機械的特性の安定性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6843245B2 (ja) 曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
US20230357874A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet, hot-dipped galvanized steel sheet, alloyed hot-dipped galvanized steel sheet, and methods for producing of these
CN115176042B (zh) 钢板和钢板的制造方法
JP5678695B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN114207172B (zh) 高强度钢板、高强度部件及其制造方法
CN116897215A (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
CN116635541A (zh) 热浸镀锌钢板及其制造方法
CN111051554B (zh) 高强度钢板及其制造方法
EP3708691B1 (en) Manufacturing method for ultrahigh-strength and high-ductility steel sheet having excellent cold formability
JPH1036917A (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant