CN1190513C - 薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

薄钢板具有晶粒度10级以上的铁素体晶粒和铁素体晶界的铁素体相,上述铁素体相中含有Nb系析出物和Ti系析出物中至少一种析出物。上述铁素体晶粒具有在晶界附近析出物密度低的低密度区,上述的低密度区为距铁素体晶界0.2μm以上2.4μm以下的范围,上述低密度区具有铁素体晶粒中间部位析出物密度的60%以下的析出物密度。上述薄钢板实际的组成为:以质量%表示C:0.002~0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、固溶Al:0.01~0.1%、N:0.007%以下,以及含有Nb:0.01~0.4%、Ti:0.005~0.3%中至少一种,其余为铁。一种薄钢板的制造方法,其是由以下工序组成:将板坯进行热轧,制造热轧钢板的工序;把上述热轧钢板以10℃/秒以上的冷却速度至少冷却到750℃以下的冷却工序;把冷却后的热轧钢板卷取的工序;把卷取的热轧钢板冷轧成冷轧钢板的工序;把上述冷轧钢板退火的工序。

Description

薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明是关于用于汽车、家用电器、建材等的薄钢板及其制造方法的发明。
背景技术
汽车、家用电器产业要求降低制造成本和提高生产率。冲压成形中通过用高速化缩短周期和长时间运转,以提高生产率。在这样高水平的生产情况下,由于模具温度上升引起冲压条件改变,所以会发生裂纹和折皱,存在冲压产品的次品率升高的问题。
汽车用钢板中很多为冲压成形用钢板,为了提高安全性要提高钢板的强度,以及使零部件一体化,减少零部件数量等,以缩短冲压工艺、节省人力,对这两方面提出更高的要求。为此对冲压成形用钢板也就要求具有高的成形性的同时,要求冲压成形时的余限要大。
为了提高冲压成形性、改善余限,如特开平7-62209号公报和7-47796号公报中所述,开发了Ti-Nb系列超低C钢冷轧钢板,供汽车厂家使用。可是随材质的提高,厂家一方冲压成形条件更苛刻。其结果是在现有冲压条件下用上述Ti-Nb系列超低C钢的薄钢板,产生冲压不合格的问题。特别是在高强度钢板中,随零部件应用范围的扩大经常产生冲压不良的情况。
此外在冲压加工的高强度镀锌钢板中要求深冲性,以及要求非时效性,以抑制拉伸应变。在此之前,为了提高深冲性和非时效性,开发了以IF钢为基础的高强度钢板,采用在尽量减低C、Mn含量的同时,添加Ti和Nb等,以碳氮化物的形式固定有害的固溶的C、N。可是IF钢存在对二次加工脆性敏感的问题。而且发现随钢板强度的提高,晶界强度相对降低,所以具有容易发生二次加工脆化的倾向。因此要开发具有优良深冲加工性能高强度钢板时,改善耐二次加工脆性是非常重要的课题。在这之前在特公昭61-32375号公报、特开平5-112845号公报、特开平5-70836号公报、特开平2-175837号公报上,发表了为了大体保持IF钢相同的性能,同时提高耐二次加工脆性的技术。
可是特公昭61-32375号公报和特开平5-112845号公报中,由于残存一些固溶的C来提高内二次加工脆性,在夏季等气温比较高的环境下,长时间保存时存在有时效的问题。特开平5-70836号公报是用加B来提高耐二次加工脆性,但是相反的一面B在晶界产生偏析,在冷加工时会抑制晶粒转动,所以在获得高的r值方面,会阻碍织构的发展,使深冲性能恶化。特开平2-175837号公报是利用加Nb使晶界形状成锯齿状,晶界难以破坏,所以可以提高耐二次加工脆性,但随之而来的是加工困难。
关于冷轧钢板的冲压成形性,主要从深冲性能和胀形性能的观点进行了研究。关于深冲性能如特开平5-78784号公报、特开平8-92656号公报所述,主要着眼于提高r值。可是把特开平5-78784号公报、特开平8-92656号公报记载的冷轧钢板用在以胀形为主要成形方式的侧面板上的话,在进行平面应变胀形成形的凸模的肩部,有时会由于应变传递不够产生破裂。关于在这样的胀形成形中的破坏,随着材料强度的提高,用与现有软的材料相同的总延伸和n值来评价是不行的,不能获得合适的解决办法。
发明内容
本发明的目的是提供一种可以使冲压成形时的成形余限大、降低冲压不合格率、提高生产率的冲压成形用薄钢板,以及这种薄钢板的制造方法。
为了达到上述目的,本发明提供的薄钢板组成为晶粒度10级以上的含有铁素体晶粒和铁素体晶粒的晶界的铁素体相,和从Nb系析出物和Ti系析出物至少选出一种析出物。上述的铁素体晶粒具有在晶界附近析出物密度低的低密度区,上述的低密度区为距铁素体晶界0.2μm以上2.4μm以下的范围,上述的低密度区域析出物密度为铁素体晶粒中间区域析出物密度的60%以下。
希望上述的薄钢板有10MPa以下的涂装烧结硬化(BH)量。
希望上述薄钢板的成分为:以质量%表示C:0.002~0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、sol.Al(固溶铝):0.01~0.1%、N:0.007%以下,Nb:0.01~0.4%和Ti:0.005~0.3%中至少选一种,其余为铁。最好C含量为0.005~0.01%。希望Nb含量为0.04~0.14%,最好0.07~0.14%。希望Ti含量为0.005~0.05%。
希望上述的薄钢板成分为:以质量%表示C:0.002~0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.007%以下,含有0.002%B,Nb:0.01~0.4%和Ti:0.005~0.3%中至少选一种,其余为铁。最好B含量在0.001%以下。
上述薄钢板的制造方法是由把板坯热轧成热轧钢板的工序、使上述热轧钢板以10℃/sec(秒)以上的冷却速度冷却到至少在750℃以下温度的冷却工序、把冷却的钢板卷取的工序、对卷取的热轧钢板进行冷轧,轧成冷轧钢板的工序、以及对上述的冷轧钢板退火的工序组成。
上述板坯的成分为:以质量%表示C:0.002~0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.007%以下,Nb:0.01~0.4%和Ti:0.005~0.3%中至少选一种,其余为铁。
希望上述板坯基本的成分为:以质量%表示C:0.002~0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.007%以下,B:0.002%以下,Nb:0.01~0.4%和Ti:0.005~0.3%中至少选一种,其余为铁。
希望卷取后的热轧钢板的铁素体晶粒度在11.2级以上。
希望卷取热轧钢板的工序在500-700℃的卷取温度下卷取热轧钢板。
希望对热轧钢板进行冷轧的工序最大以85%的冷轧压下率进行冷轧。
希望冷轧钢板退火工序在再结晶温度以上、900℃以下进行连续退火。
附图说明
图1为表示实施方案1的冲压成形时成形余限(成形余限的范围)与薄钢板显微组织的关系的图示。
图2为表示汽车实际零部件的前翼子板模型外观的图示。
图3为表示热轧钢板的铁素体晶粒直径对成形余限影响的图示。
图4为表示实施方案2的(12/93)×Nb*/C与r值关系的图示。
图5为表示实施方案2的(12/93)×Nb*/C与YPE1关系的图示。
图6为表示实施方案2的抗拉强度TS与二次脆化转变温度关系的图示。
图7为表示实施方案3的汽车实际零部件的前翼子板模型成形件上破坏危险部位附近的等效应变分布示例的图示。
图8为表示实施方案3的汽车实际零部件的前翼子板模型成形件简况的图示。
图9为表示实施方案3前翼子板模型成形时破坏危险部位附近应变分布的图示。
图10为表示实施方案4中Nb和C对深冲性能影响的图示。
图11为表示实施方案4中Nb和C对非时效性影响的图示。
图12为表示实施方案4中抗拉强度TS与二次脆化转变温度关系的图示。
图13为表示实施方案5中实际零部件的前翼子板模型成形件上破坏危险部位附近的等效应变分布示例的图示。
图14为表示实施方案5中实际零部件的前翼子板模型成形件简况的图示。
图15为表示实施方案5前翼子板模型成形时破坏危险部位附近应变分布的图示。
具体实施方式
实施方案1实施方案1的冲压成形用薄钢板的特征为:铁素体晶粒度在10级以上;铁素体相中至少含有一种Nb系或Ti系的析出物,同时铁素体晶界附近有析出物密度低的低密度区域,此低密度区域的析出物密度是铁素体晶粒中间部位析出物密度的60%以下。
而且也可以认为是把析出物密度低的低密度区范围是在距铁素体晶界0.2μm以上2.4μm以下范围,以此为其特征的冲压成形用薄钢板。
还可以是把以BH量在10MPa以下作为特征的冲压成形用薄钢板。
实施方案1是对影响冲压成形时成形余限的各个因素进行详细研究的结果。在研究过程中通过使铁素体晶粒细化和在铁素体晶界附近形成析出物密度低的低密度区,发现即使是相同的材料冲压成形时临界开裂和临界折皱的差扩大,成形余限增加。
以这样的认识为基础,关于成形余限,查明了铁素体晶粒度和低密度区范围是主要的影响因素。下面对这些因素与成形余限的关系和限定的原因进行说明。此外作为成形余限,使用防皱压边负荷范围的大小,如后所述,是指实际零部件冲压成形时的防皱压边负荷的富余量,也就是随着负荷的增加,从不产生折皱(临界折皱)的负荷到产生开裂前(临界开裂)的负荷的范围的大小(负荷的差)。
铁素体晶粒度:10级以上铁素体晶粒粗化,晶粒度达不到10级的话,由于明显产生开裂,成形余限小,实际上不能成形。因此规定铁素体晶粒度要10级以上。
晶界附近析出物密度:要在铁素体晶粒中间部分的60%以下低密度区析出物密度超过铁素体晶粒中间部分的60%的话,晶界附近和晶粒内部析出物密度的差不够,容易产生折皱,得不到本发明利用析出物密度不同的区域扩大成形余限的效果。因此规定铁素体晶界附近析出物密度为铁素体晶粒中间部分的60%以下。
低密度区范围:距铁素体晶界0.2μm以上2.4μm以下低密度区范围距铁素体晶界不足0.2μm的情况下,铁素体晶界附近实际上与没有低密度区一样,容易产生折皱,所以成形余限停止。相反,低密度区范围距铁素体晶界超过2.4μm的话,低密度区占铁素体晶粒的区域过大,容易产生开裂,也不能扩大成形余限。因此为了扩大成形余限,规定低密度区范围为距铁素体晶界0.2μm以上2.4μm以下。
BH量:10MPa以下钢板的BH量(涂装烧结硬化量)超过10MPa的情况下,容易发生固溶C引起的折皱和开裂,使成形余限降低。BH量的测定是按JIS标准G 3135“汽车用加工性冷轧高张力钢板和钢带”的附录“涂装烧结硬化量试验方法”进行。
关于上述冲压成形用薄钢板,其化学成分如下。
冲压成形用薄钢板的化学成分为:以质量%表示C:0.002~0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.007%以下,同时至少含有Nb:0.01~0.4%和Ti:0.005~0.3%中的一种,其余为铁。此外上述的化学成分中还可以含有0.002%以下的B。
下面说明限定上述化学成分的原因。
C:0.002~0.02%(质量%,以下相同)C与Nb、Ti形成碳化物,是用于在铁素体晶界附近和铁素体晶粒中间部位形成析出物密度不同区域的重要元素。C不足0.002%,铁素体晶粒内析出物密度过低,铁素体晶界附近和铁素体晶粒中间部位的析出物密度的差小,临界折皱负荷不能充分降低,不能得到大的成形余限。
C超过0.02%的话,铁素体晶粒内部析出物密度过高,同时铁素体晶界附近下析出物密度也不太低,析出物密度差变小。因此延展性降低,容易产生冲压裂纹,由于临界开裂负荷降低,成形余限缩小。因此规定C含量在0.002~0.02%范围。最好是0.005~0.01%的含C量。
Si:1.0%以下Si是通过固溶强化提高强度的元素,可根据强度程度进行添加。可是添加超过1.0%的Si,延展性明显降低,所以容易产生冲压裂纹,成形余限缩小。因此规定Si含量在1.0%以下。
Mn:3.0%以下Mn通过使热轧钢板晶粒细化和固溶强化,不影响镀层的附着性,并使强度提高。可是加入的Mn含量超过3.0%的话,延展性明显下降,产生冲压裂纹,成形余限缩小。此外也会使热加工性降低。因此规定加Mn量在3.0%以下。
P:0.1%以下P是使钢强化的有效元素,但是可促进铁素体长大,使热轧钢板晶粒粗化。此外过多添加P超过0.1%的话,延展性显著降低,产生冲压裂纹,成形余限缩小。此外也会使热加工性降低。因此规定加P量在0.1%以下。
S:0.02%以下S在钢中以硫化物形式存在,含量超过0.02%的话,会导致延展性恶化,容易产生冲压裂纹,成形余限缩小。因此规定加S量在0.02%以下。
sol.Al:0.01~0.1%Al与钢中的N形成AlN析出,具有减轻因应变时效降低延展性的固溶的N的危害的作用。sol.Al不足0.01%难以充分得到此效果。添加的sol.Al即使超过0.1%也不能得到与添加量相应的作用。因此规定sol.Al量在0.01~0.1%以下。
N:0.007%以下N以AlN形式析出,此外在加入Ti或B的情况下,也是以TiN、BN形式析出,没有有害的影响。N在炼钢技术上希望尽可能少。含N量超过0.007%的情况下,特别是不能忽视Ti、B的利用率降低,此外BH量会增大。因此规定N含量在0.007%以下。
Nb:0.01~0.4%Nb与C结合形成碳化物,和如下所述的Ti一起,都是为了在铁素体晶界附近和中间部位形成析出物密度不同的区域的重要元素。可是Nb含量不足0.01%时,铁素体晶内析出物密度低,铁素体晶界附近和晶内析出物密度差小,临界折皱负荷不能充分降低不能得到大的成形余限。另一方面Nb超过0.4%的话,铁素体晶内析出物密度过高,同时析出物密度差变小。因此延展性减低,产生开裂,缩小成形余限。因此Nb含量在0.01~0.4%范围单独加入,或与Ti复合加入。希望含Nb量在0.04~0.14%。
Ti:0.005~0.3%Ti与Nb一样与C结合形成碳化物,是在铁素体晶界附近和中间部位形成析出物密度不同的区域的重要元素。可是Ti含量不足0.005%时,铁素体晶内析出物密度低,铁素体晶界附近和晶内析出物密度差变小,所以临界折皱负荷不充分低,不能得到大的成形余限。另一方面Ti超过0.3%的话,铁素体晶内析出物密度过高,同时析出物密度差变小。因此延展性减低,产生开裂,缩小成形余限。因此Ti含量在0.005~0.3%范围单独加入或与Ti复合加入。
B:0.002%以下利用上述的化学成分可以充分发挥本实施方案的效果,进而为了提高耐二次加工脆性还可以加入B。这种情况下,加入B的量超过0.002%的话,明显使成形性降低。因此在加B的情况下,规定B的加入量在0.002%以下。
上述冲压成形用薄钢板的制造方法如下所述。
使用上述化学成分的钢,热轧后以10℃/s以上的冷却速度至少冷却到750℃,热轧钢板卷取后,通过冷轧和退火,可以得到上述冲压成形用薄钢板。
此制造方法是为了得到上述显微组织。特别规定了热轧后快冷的冷却条件。热轧后的冷却条件对冷轧时形成上述的低密度区有很大影响。
冷却速度:10℃/s以上冷却速度不足10℃/s时,在热轧钢板的冷却中Ti、Nb的析出物粗大,所以冷轧时析出物密度降低,铁素体晶界附近和晶内析出物密度差变小。因此实际上不能形成低密度区。
快冷的温度范围:至少冷却到750℃如使快冷在高于750℃停止,在随后的缓冷中生成粗大的Ti、Nb系析出物。因此与上述冷却速度慢的情况一样,冷轧时析出物密度降低,因此实际上不能形成低密度区。
此外在此发明中热轧钢板卷取后的热轧钢板的铁素体晶粒直径也可以达到11.2以上。这样通过使热轧钢板铁素体晶粒直径细化,如后面所介绍的情况,可以得到非常大的成形余限。
本发明的钢板利用上述规定的显微组织,使钢板具有优良的成形性。下面对此做详细说明。
图1为表示冲压成形时成形余限(成形余限的范围)与薄钢板显微组织的关系的图示。试验使用的薄钢板板厚0.80mm、TS=340Mpa级的IF冷轧钢板。如图2所示,冲压成形试验是对汽车实际零部件的前翼子板模型,测定产生开裂和折皱的临界负荷,从它们的差求出成形余限(临界开裂负荷-临界折皱负荷)。
从图1可以看出,要得到所希望的成形余限(30T以上、图中○、◎标记),钢板的铁素体晶粒度在10级以上(晶粒细化)就可以。其中晶粒度的测定按JIS G 0552标准进行。同样可以看出为了得到希望的成形余限,把低密度区的大小搞成0.2μm以上2.4μm以下就可以。
其中析出物密度测定是用加速电压300kV的透射式电子显微镜,采用复型试样拍照的方法进行的。具体说是从照片随机确定100个铁素体晶粒,在晶内任意10个部位在直径2μm的园内测定析出物所占的面积百分数。把全部1000个部位测定值的平均值作为铁素体晶内的析出物密度。然后在铁素体晶界附近的任意20个位置,测定析出物密度是铁素体晶内析出物密度的60%以下的园的直径。最后算出全部2000个部位测定值的平均值,将其作为低密度区域的平均尺寸。
其中关于铁素体晶界附近低密度区域析出物密度,如前所述,是铁素体晶粒中间部位的60%以下就可以,但是要发挥本发明的最大效果,希望在20%以下。
关于化学成分希望如下所述。
C希望采用在0.005~0.01%(质量%,以下相同),能够使铁素体晶粒的晶界和晶内的析出物密度差更大,这样本发明的效果更好。
Si希望在0.5%以下,能防止冷轧钢板形成化学膜处理性能的恶化,防止镀锌钢板的镀层附着性恶化。
Mn希望在2.5%以下,能够减轻由于延展性降低造成的冲压成形余限缩小和热加工性能的降低。
P希望通过使含P量在0.08%以下,能防止使用镀锌钢板情况下合金化处理性能显著降低,能防止镀层附着性不好和由此引起的起伏带来的外观不良。
sol.Al用上述规定的范围,也能减轻固溶N因应变时效产生的钢板局部延展性降低的危害。
Nb希望在0.04~0.14%,能得到更适宜的析出物密度,提高本发明的效果。最好为0.07~0.14%。
Ti希望在0.05%以下,能防止使用镀锌钢板情况下表面性状明显恶化。在0.02%以下能得到非常高的表面质量。
加入B的情况下,希望加入0.001%以下,能阻止退火时晶粒长大,防止使延伸和r值降低,防止冲压性能恶化。再有为了提高耐二次加工脆性,至少加入0.0001%是必要的。
关于制造方法从本实施方案规定的化学成分钢的板坯,经热轧、酸洗、冷轧、退火等一系列工序制造,根据需要进行镀层处理。下面对在实施发明时希望的实施方案进行说明。
热轧中板坯加热后以普通的热轧工艺进行热轧,可以使用连铸后直接轧制或经短时间加热轧制等各种轧制方法。此时对于最终产品不能施镀或为了不产生镀层附着不好的问题,使施镀后具有优良的表面状态,希望不仅要充分去除板坯上生成的一次氧化铁皮,而且要充分去除热轧中产生的二次氧化铁皮。也可以在热轧中用型材加热器加热粗型材,进行温度调节。
热轧钢板冷却后卷取中使Ti、Nb系析出物细化,以便在冷轧钢板中得到适当的析出密度。卷取温度低于500℃时析出物没有充分生成,效果小。另一方面卷取温度超过700℃的话析出物粗大,此外脱鳞效果降低。因此希望卷取温度在500~700℃范围内。
关于对热轧钢板卷取后铁素体晶粒直径的影响如图3所示。图4表示铁素体晶粒直径在10级以上,低密度区的大小在0.2μm~2.4μm的冷轧钢板,在热轧阶段的铁素体晶粒直径与冷轧钢板冲压成形余限的关系。从此图可以看出利用使晶粒度达到11.2级以上,能得到非常大的成形余限。
关于冷轧时的冷轧压下率(冷轧时的压下率)超过85%的话,轧制负荷过高,使生产率降低。因此希望冷轧压下率在85%以下。关于退火希望在再结晶温度以上900℃以下进行连续退火。退火温度超过900℃的话,发生晶粒的异常长大,担心导致材质的恶化,再有铁素体晶粒结晶方向(织构)紊乱,所以从挤压成形性能的观点是不希望的。此外在箱式退火时由于加热速度慢,在再结晶温度以下的范围内析出物在冷加工组织中析出,退火后不能得到本发明适宜的析出物密度。
实施例1冶炼表1所示的编号A~Q的化学成分的钢后,用连续铸造制造厚度220mm的板坯。把板坯加热后,在精轧温度880~920℃热轧,以5~15℃/s冷却速度冷却,在卷取温度640~700℃卷取后,制成3.2mm的热轧钢板,酸洗后冷轧到板厚0.8mm。
然后进行连续退火(退火温度750~890℃)或连续退火+热镀锌(退火温度830~850℃)的任一种处理,在连续退火+热镀锌中,退火后以460℃进行热镀锌处理,随后在在线合金化处理炉在500℃下进行镀层的合金化处理。在热镀锌处理中以镀层单面附着量45g/m2对两面施镀。退火或退火+热镀锌后对钢板进行0.7%压下率的平整。
对这样的冷轧钢板和镀层钢板的力学性能和显微组织进行了研究。拉伸试验采用JIS5号试样,在轧制方向的0°、45°、90°的三个方向上进行。此时对于镀层钢板进行了镀层剥离试验。测定的抗拉强度、总延伸率、r值用下式算出面内的平均值TS、EI、r。
TS=(TS0+2×TS45+TS90)/4EI=(EI0+2×EI45+EI90)/4R=(r0+2×r45+r90)/4其中后缀0、45、90分别表示与轧制方向成0°、45°、90°的测定值。
BH量用JIS标准G 3135“汽车用加工性冷轧高强度钢板和钢带”的附录“涂装烧结硬化量试验方法”进行。具体说是用拉伸试样,在2%的应变后,测定在170℃×20分钟的涂装烧结条件下进行热处理时强度提高的数值。
采用用与已经说明的内容相同的方法,把这些冷轧钢板冲压成形,测定冲压成形余限。此外对热镀锌钢板进行施镀后表面性状的评价。把这些试验结果按强度(TS)水平汇总示于表2和表3。
表2和表3中使用以下标记。
CGL:连续退火·热镀锌、CAL:连续退火CR:冷却速度  T:冷却终了温度、CT:卷取温度下线:本发明范围外、密度:低密度区域的析出物密度成形余限:临界开裂负荷-临界折皱负荷施镀面性状  不良:不能施镀·附着性不好表1(质量%)
表2
表3
如表2和表3所示,在本发明例中通过满足本发明的显微组织,能够得到比对比例大的冲压成形余限。此外具有本发明的成分采用本发明的制造方法制造的钢板满足本发明的显微组织。还可以看出使用具有本发明的成分并含有规定的Ti含量钢的钢板,没有不能施镀和附着性不好的情况,施镀后表面性状优良。
与此相反在对比例中,使用以前一直认为是好的超低C钢(钢的编号C)的No.6中没有低密度区,此外热轧钢板晶粒直径大,冲压成形余限小。
在含少量Nb、Ti的No.8(钢的编号D)、No.16(钢的编号H)中,BH量高,同时由于总体析出物密度低,所以差变小,低密度区的析出物密度超过60%,冲压成形余限变小。或者,在C,Nb量多的No.22(钢的编号,K)中,由于总体析出物密度过高,所以差变小,低密度区域的析出物密度超过60%,冲压成形余限变小。
此外B含量高的No.14(钢的编号G)、Si含量高的No.24(钢的编号L)、Mn含量高的No.30(钢的编号O)、P含量高的No.32(钢的编号P)中,延伸率和r值下降的同时,显微组织也在发明范围之外,冲压成形余限变小。No.11、No.13、No.19、No.21尽管成分和热轧条件在本发明的范围内,但由于显微组织偏离了本发明的范围,所以冲压成形余限也变小。
在热轧条件中冷却速度CR低的No.3和No.27或停止快冷温度T高的No.5和No.29中,不能充分形成低密度区域,冲压成形余限也小。
BH量大的No.33(钢的编号Q)延伸率和r值降低,同时冲压成形余限变小。
关于施镀表面性状,B含量高的No.14(钢的编号G)、Si含量高的No.24(钢的编号L)、Mn含量高的No.30(钢的编号O)、P含量高的No.32(钢的编号P)不能施镀和施镀附着性不好。
实施方案2实施方案2-1化学成分为:以质量%表示C:0.004~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.7~3.0%、P:0.02~0.15%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.2%以下,其余为铁,同时要满足下述的(1)式。
(12/93)×Nb*/C≥1.0………………(1)其中Nb*=Nb-(93/14)×NC、N、Nb:分别为元素的含量(质量%)而且是金属组织和材质为满足下述(2)式的高强度薄钢板。
YP≤-120×d+1280………………(2)其中YP表示屈服强度[MPa],d表示铁素体平均晶粒直径[μm]。
此实施方案2-1可以判断对现有IF钢同时满足表面质量、非时效性、加工性能、耐二次加工脆性时存在基本界限,对不用以往的技术,提高耐二次加工脆性的技术进行大量研究。其结果发现用控制C、N、Nb的含量和它们之间关系在特定范围内,还有使晶粒直径细化,能得到同时满足上述特性的高强度薄钢板。
下面进行详细说明。
C:0.0040~0.02%C是本发明的重要元素,为了保证抗拉强度,添加0.0040%以上的C是必要的,而超过了0.02%延展性要显著降低。因此把C含量定为0.0040~0.02%。此外由于上述特性会随Nb/C(原子当量比)的比不同而改变,如后所述,要控制Nb/C。希望C含量为0.005~0.008%。
Si:1.0%以下Si是保证强度的有效元素,加入Si量超过1.0%的话,表面性状和镀层附着性显著恶化,所以Si含量定为1.0%以下。
Mn:0.7~3.0%Mn使钢中的S以MnS的形式析出,可防止板坯热轧的开裂,不降低镀锌层的附着性,同时提高强度的有效元素。为了保证规定的抗拉强度,要把Mn添加到0.7%以上。可是Mn含量超过3.0%的话,不仅导致板坯成本显著增加,由于α/γ相变温度降低,退火温度范围受到限制,使加工性能恶化。因此Mn含量定为0.7~3.0%。
P:0.15%以下P是保证强度的有效元素,含P量要在0.02%以上。另一方面加入P的量超过0.15%的话,引起镀锌层的合金化处理性能恶化,所以把P含量定为0.1 5%以下。
S:0.02%以下S使热加工性能降低,板坯热轧开裂敏感性提高,超过0.02%的话,由于微细的MnS析出,使加工性能恶化。因此规定S含量在0.02%以下。
sol.Al:0.01~0.1%sol.Al使钢中的N以AlN形式析出,是为了极力去除固溶N而添加的。此效果在sol.Al不足0.01%时不充分,而超过0.1%也没有与添加量相应的效果,所以sol.Al量定为0.01~0.1%。
N:0.004%以下N以AlN形式析出变得无害,在上述Al含量的下限要尽力使N无害,N含量要在0.004%以下。
Nb:0.2%以下Nb和C都是本发明的重要元素,如下面所说明的那样,把固溶的C固定,使晶粒细化,改善耐二次加工脆性、时效性和加工性能。但是过剩的添加Nb会使延展性降低,所以把Nb含量定在0.2%以下。希望NB含量在0.08~0.14%。
Nb和C、N的关系:(12/93)×Nb*/C≥1.0,Nb*=Nb-(93/14)×N在此钢中,从非时效性和加工性能的观点看,关注Nb和C、N的关系研究的结果表明,在这些特性中,与从Nb中减去与N化合的等量的Nb的Nb*(有效Nb含量)有很大关系。此Nb*用下式表示。
Nb*=Nb-(93/14)×N再有研究的结果查明了此Nb*和C含量的比Nb*/C影响非时效性和加工性能。特别是非时效性,比值Nb*/C用化学当量表示小于1的话,如后所述,在常温下长时间时效,表现出屈服点延伸(rPE1)。同样比值Nb*/C用化学当量表示比低的话1左右的话,作为加工性能指标的r值要显著降低。根据上述的情况,规定Nb和C、N的关系要满足下述(1)式。
(12/93)×Nb*/C≥1.0……………………(1)Nb*=Nb-(93/14)×N金属组织和材质的关系:YP≤-120×d+1280还从耐二次加工脆性的观点对此钢金属组织和材质的关系进行了研究。其结果可以看出,对耐二次加工脆性影响特性很大与铁素体晶粒直径d[μm]、屈服强度YP[MPa]有关。研究的结果查明了把这些特性值加权后的值:YP+120×d和控制在规定的值以下,会使耐二次加工脆性大幅度提高。因此把铁素体晶粒直径和屈服强度的关系规定要满足下述(2)式。
YP≤-120×d+1280………………(2)其中YP表示屈服强度[MPa],d表示铁素体平均晶粒直径[μm]。
上述结果表明,采用本发明范围内的成分,而且满足上述(1)、(2)式的话,可以获得适合汽车外板使用的具有非时效性、加工性能,而且耐二次加工脆性优良的高强度薄钢板。本发明的高强度镀锌钢板利用NbC的分散析出强化,能确保约30MPa的强度,强度提高的这种程度可以使Si、P等固溶强化元素的加入量控制的低一些,所以能获得良好的表面质量。
实施方案2-2的高强度薄钢板的特征是:在实施方案2-1中使化学成分组成为以质量%表示C:0.0040~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.7~3.0%、P:0.02~0.15%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.2%以下、Ti:0.05%以下,其余为铁。
实施方案2-2是为了进一步改善质量和提高耐二次加工脆性,在实施方案2-1中添加了Ti。Ti形成碳氮化物,通过细化热轧钢板的组织,改善成形性能,可是加入Ti的量超过0.05%的情况下,析出物粗大,不能得到充分的效果。因此把Ti含量定为0.05%以下。
实施方案2-3的高强度薄钢板的特征是:在实施方案2-1中使化学成分组成为以质量%表示C:0.0040~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.7~3.0%、P:0.02~0.15%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.2%以下、B:0.002%以下,其余为铁。
实施方案2-3是为了进一步改善质量和提高耐二次加工脆性,在实施方案2-1中添加了B。为了使晶界强化,改善耐二次加工脆性添加B。加入B的量超过0.002%的情况下,成形性能大幅度降低。因此把B含量定为0.002%以下。
实施方案2-4的高强度薄钢板的特征是:在实施方案2-1中使化学成分组成为以质量%表示C:0.0040~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.7~3.0%、P:0.02~0.15%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.2%以下、Ti:0.05%以下、B:0.002%以下,其余为铁。
实施方案2-4是为了进一步改善质量和提高耐二次加工脆性,在实施方案2-1中复合加入了Ti和B。其结果Ti形成碳氮化物,通过细化热轧钢板的组织,改善成形性能,B使晶界强化,改善耐二次加工脆性。可是加入Ti的量超过0.05%的情况下,析出物粗大,加入B的量超过0.002%的情况下,成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定为0.05%,B的上限定为0.002%。
上述实施方案2-1至实施方案2-4在采用这些实施方案的高强度薄钢板表面上,也可以进行镀锌的镀锌钢板的处理。作为高强度薄钢板的特性在镀锌处理后也没有损失,保持有优良的耐二次加工脆性。
实施方案2-5是把具有上述成分的板坯在Ar3相变点以上进行精轧的工序、把热轧后的钢板在500-700℃卷取的工序、卷取后的钢板进行冷轧·退火或冷轧·退火·镀锌处理工序的高强度薄钢板制造方法。
在Ar3相变点以上进行精轧的原因是:在比Ar3相变点低的温度下轧制的话,会使最终产品的加工性能恶化。在500-700℃卷取的理由是:为了使NbC充分析出需要在500℃以上,为了防止钢板表面氧化铁皮剥落造成的压痕需要在700℃以下。
在板坯热轧时在再加热炉中加热后或不加热直接进行轧制。此外冷轧、退火和镀锌处理的条件没有特定的限制,采用通常进行的条件能得到所要求的效果。
实施方案2-6为具有实施方案的各工序,以及把退火后的钢板进行镀锌处理的工序的的高强度镀锌薄钢板的制造方法。
实施方案2-6不仅仅是热镀锌钢板,电镀锌钢板也能得到所要求的效果。此外本发明的镀锌薄钢板也可以在镀锌后进行有机膜处理。
在这些方法中所谓的“其余为铁”是指不影响本发明的作用和效果含有的不可避免的夹杂物及其他微量元素,也属于本发明的范围。
实施发明时,调整上述的化学成分制造的冷轧钢板,可以根据需要对其表面进行施镀,生产镀锌钢板。部分的化学成分还可利用下述的做法,可分别提高各种特性。
对于C,通过适当控制析出物的形态和分布,可以改善耐二次加工脆性,要获得所期望的性能,把C的加入量控制在0.0050~0.0080%的范围,或最好控制在0.0050~0.0074%的范围。
对于Si,要提高表面性状、施镀附着性,希望Si控制在0.7%以下。
对于Nb,要通过控制析出物的形态和分布提高耐二次加工脆性,希望把Nb加入量超过0.035%。还要改善耐二次加工脆性,进一步改善综合性能,希望把Nb含量定位0.080%以上。但是考虑成本的情况下,Nb的上限希望定在0.140%。根据上述情况,Nb的含量要超过0.035%,最好在0.080~0.140%。
关于Nb和C、N的关系,对试验研究的结果进行说明。在试验中制造各种成分系列的板坯,热轧后酸洗、冷轧,在830℃退火,以0.5%的压下率进行平整。然后测定了为了评价深冲性能指标的r值、非时效性,在100℃1小时的加速试验后的YPE1的回复量。
图4表示(12/93)×Nb*/C与r值的关系。从此图可以看出,(12/93)×Nb*/C≥1.0的话,能够得到1.75以上的高的r值,表示具有优良的加工性能。
图5表示(12/93)×Nb*/C与YPE1的关系。从此图可以看出,(12/93)×Nb*/C≥1.0的话,看不到WPE1出现回复,表示出优良的非时效性。
根据上述的原因规定(12/93)×Nb*/C用上述的(1)式表示。在本发明中,从材质和成本平衡的观点考虑,希望规定(12/93)×Nb*/C在1.3~2.2范围。
关于金属组织和材质的关系也用试验进行了研究。在试验中用与上述相同的试样,进行了测定二次加工脆化转变温度。其中所谓的二次加工脆化转变温度是深冲后的材料在二次加工中发生脆化的温度。
具体地说,首先从钢板中冲出直径100mm的板,深冲成杯状,使进行切边加工成杯的高度30mm。然后把冲成的杯浸在各种温度的酒精等冷的介质中后,用圆锥的冲头对杯的端部扩展破坏。此时杯的破坏的形态从韧性破坏转变成脆性破坏的温度作为二次加工脆化转变温度。
图6表示抗拉强度TS与二次加工脆化转变温度的关系。从此图可以看出,在同样强度水平下比较时,满足上述(2)式的本发明的钢与现有的钢相比,具有优良的耐二次加工脆性。认为本发明的钢具有优良的耐二次加工脆性的主要原因是:与同样强度水平的现有的钢相比的情况下,满足(2)式的本发明的钢中晶粒直径细小。
利用电子显微镜观察到,在本发明的钢中在晶粒内均匀分散有析出的微小的NbC,在晶界附近析出物非常少,形成认为是析出物的枯竭带(PFZ)的显微组织。在晶界附近存在的容易发生塑性变形的PFZ可以也对改善耐二次加工脆性有益。
本发明钢在1~10%的低应变区域的n值高,深冲加工时冲头底部接触部位的畸变大,深冲加工中流入量减少,可能在收缩凸缘变形中的压缩加工程度减轻,推测这可能与提高耐二次加工脆性有关。
在实施方案2-1中,要提高耐二次加工脆性,在(2)式中希望为:YP≤-120×d+1240………………(2′)(YP表示屈服强度[MPa],d表示铁素体平均晶粒直径[μm])在实施方案2-2中,特别是从热镀锌的表面性状的观点来看,可能的话把Ti的上限定为小于0.02%,为了得到细化晶粒的效果,希望下限定为0.005%。
实施方案2-3由于要非常优良的耐二次加工脆性,所以考虑到晶粒的为细化,为了尽力抑制加工性能的降低,希望B的加入量控制在0.0001~0.001%范围。
同样实施方案2-4的发明中,为了确保晶粒细化效果和成形性能,希望Ti含量在0.005~0.02%范围,B含量在0.0001~0.001%范围。
实施方案2-5、实施方案2-6的高强度薄钢板制造方法中,希望通过使化学成分在实施方案2-1至实施方案2-4发明的上述所期望的范围,可以得到上述的效果。
采用本发明的高强度薄钢板和镀锌钢板由于通过满足上述的(1)式,完全固定固溶的C、N,其BH量(烧结硬化性)小于20MPa,因高温时效造成材质的恶化小。因此在夏季气温比较高的环境下长时间保存的情况下,也不会出现时效的问题。此外焊接部位的加工性能也好,有可能用到特制坯料这样的新技术上。
实施例冶炼表4所示的序号No.1~No.23的钢后,用连续铸造制成板坯。把此板坯加热到1200℃后在精轧温度890~940℃、卷取温度600~660℃条件下热轧,制造成热轧钢板。把热轧钢板酸洗后,以50~85%的冷轧压下率(或总压下率)进行冷轧,然后进行连续退火,其中一部分进行热镀锌(退火温度800~840℃)。连续退火后的热镀锌是在退火后在460℃进行热镀锌处理,然后直接通过在线合金化处理炉,在500℃对镀层进行合金化处理。
然后对于连续退火钢板和镀锌钢板以0.7%的压下率进行平整。研究了这些钢板的力学性能、晶粒直径、表面性状。此外用上述的方法进行了纵裂试验,评价了Tc(二次加工脆化转变温度)。得到的研究结果和试验结果列于表5。
表4
表5
从表5可以看出,本发明钢No.1~No.10都是非时效的,有优良的表面性状,与同等强度水平的对比钢相比,显示出非常优良的二次加工脆化转变温度和非常良好的力学性能。本发明的钢如最初的目的所述,具有可用于汽车外板等的高的表面质量、非时效性能,而且具有优良的加工性能,称为耐二次加工脆性优良的高强度薄钢板,综合性能非常好。
另一方面,对于对比钢No.11~No.23,在力学性能试验值、非时效性能、二次加工脆化转变温度、表面性状中,至少有一项比本发明的钢差。例如No.14、15、17~23,由于Si的加入量、Ti的加入量或复合的加入量比本发明的范围多,特别是镀锌钢板其表面性状明显恶化。除去No.12、16、19以外所有的对比钢二次加工脆化转变温度都非常高,不适于作为二次加工的材料使用。由于No.12、16Nb*/C的值小,其力学性能试验值(非时效性)差。
实施方案3实施方案3-1的高强度薄钢板的特征为:其化学成分为:以质量%表示C:0.004~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.7~3.0%、P:0.02~0.15%、S:≤0.02%、sol.Al:0.01~0.1%、N:≤0.004%、Nb:0.01~0.2%,其余为铁,单向拉伸试验的10%以下变形的n值和铁素体平均晶粒直径要满足下述的(11)式和(12)式。
n值≥-0.00029×TS+0.313………………(11)YP≤-120×d+1280………………(12)其中TS表示抗拉强度[MPa],YP表示屈服强度[MPa]。
实施方案3-1把成形以胀形为主的前翼子板作为例子,对影响成形性能的主要因素进行了详细的研究。在此过程中,在这些以胀形为主的成形中,把握住了在冲头底部接触部位产生的畸变量小,侧壁部位的冲头肩部和模具肩部附近应变集中的情况。
因此稍稍在宽的范围使与冲头底部接触的钢板增加变形,缓和了向侧壁的冲头肩部和模具的肩部畸变的集中。所以认识到不是以前用来评价胀形性能的高畸变区域的n值,提高相应于冲头底部接触部位低畸变区的n值是有效的。研究的结果搞清了相应于TS确定n值的下限是必要的,得到了上述(11)式。10%以下变形的n值可采用公称应变1%和10%两点的方法得到的n值。
在汽车外板等表面要求严格的材料中,要求在严格的冲压成形后也要保持优良的表面性状。要保证高的胀形成形性能,而且要防止冲压成形后表面粗糙,发现必须式晶粒细化。从研究的结果可以看出,必须对应于YP确定铁素体平均晶粒直径d,得到上述(12)。
下面说明实施方案3-1限定化学成分的原因。
C:0.0040~0.02%(质量%,以下相同)C与Nb形成碳化物,要影响到材料的强度和面板成形时低畸变区的加工硬化,使强度上升和提高成形性能。C含量小于0.0040%没有效果,而超过了0.02%的话,强度和强度提高和低畸变区得到高的n值,但是引起延展性降低。因此把C含量定为0.004~0.02%。
Si:≤1.0%Si是保证强度的有效元素,加入Si量超过1.0%的话,表面性状和附着性显著恶化,所以Si含量定为1.0%以下。
Mn:0.7~3.0%Mn使钢中的S以MnS的形式析出,即可以防止板坯热轧的开裂,还可不降低镀层附着性,同时提高钢强度的有效元素。使S以MnS形式析出,为了保证规定的抗拉强度,要把Mn添加到0.7%以上。Mn含量超过3.0%的话,导致成形性能恶化。因此Mn含量定为0.7~3.0%。
P:0.02~0.15%P是保证钢强度的有效元素,此效果在加入0.02%以上表现出来。加入P的量超过0.15%的话,引起镀锌的合金化处理性能恶化,所以把P含量定为0.02~0.15%。
S:≤0.02%S在钢中以MnS形式存在,超过0.02%的话会使延展性恶化。因此规定S含量在0.02%以下。
sol.Al:0.01~0.1%sol.Al使钢中的N以AlN形式析出,是为了去除固溶N,需要添加0.01%以上的Al。sol.Al含量超过0.1%的情况下,固溶的Al会导致延展性降低。所以sol.Al量定为0.01~0.1%范围。
N:≤0.004%N以AlN形式析出变得无害,在上述Al含量的下限的情况下,要使所有的N以AlN形式析出,必须使N含量要在0.004%以下。因此规定N含量在0.004%以下。
Nb:0.01~0.2%Nb是本发明的重要元素,由于形成NbC使固溶的C降低,采用适当量固溶的Nb可以提高低畸变区的n值,能确实满足上述(11)式的要求。可是Nb含量低于0.01%没有效果,超过0.2%的话导致屈服强度提高、低畸变区的n值降低、延展性下降。因此规定Nb含量定在0.01~0.2%范围。
实施方案3-2的高强度薄钢板特征是:在实施方案3-1的高强度薄钢板中化学成分改为:以质量%表示C:0.0040~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.7~3.0%、P:0.02~0.15%、S:≤0.02%、sol.Al:0.01~0.1%、N:≤0.004%、Nb:0.01~0.2%、Ti:0.05%以下,其余为铁。
实施方案3-2是在实施方案3-1中,再添加Ti,使热轧钢板的组织细化。Ti形成碳氮化物,通过细化热轧钢板的组织,改善成形性能,可是加入Ti的量超过0.05%的情况下,析出物粗大,不能得到充分的效果。因此把Ti含量定为0.05%以下。
实施方案3-3的高强度薄钢板特征是:在实施方案3-1的高强度薄钢板中化学成分改为:以质量%表示C:0.004~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.7~3.0%、P:0.02~0.15%、S:≤0.02%、sol.Al:0.01~0.1%、N:≤0.004%、Nb:0.01~0.2%、B:0.002%以下,其余为铁。
实施方案3-3是在上述实施方案的化学成分中再加入B,以提高耐二次加工脆性。B使晶界强化,但加入B的量超过0.002%的情况下,成形性能大幅度降低。因此把B含量的上限定为0.002%。
实施方案3-4的高强度薄钢板特征是:在实施方案3-1的高强度薄钢板中使化学成分改为:为以质量%表示C:0.0040~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.7~3.0%、P:0.02~0.15%、S:≤0.02%、sol.Al:0.01~0.1%、N:≤0.004%、Nb:0.01~0.2%、Ti:0.05%以下、B:0.002%以下,其余为铁。
实施方案3-4是为了进一步改善成形性和提高耐二次加工脆性,在实施方案3-1中复合加入了Ti和B。其结果Ti形成碳氮化物,通过细化热轧钢板的组织,改善成形性能,B使晶界强化,改善耐二次加工脆性。可是,加入Ti的量超过0.05%的情况下,析出物粗大,加入B的量超过0.002%的情况下,成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定为0.05%,B的上限定为0.002%。
实施方案3-5的高强度薄钢板特征是:在实施方案3-1至实施方案3-4的高强度钢板中,在这些化学成分中再加入以质量%表示,Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下中的任一种或两种以上。
实施方案3-5是在上述发明的化学成分中加入Cr、Mo、Ni、Cu中的一种以上,以获得高强度。下面说明限定各元素的理由。
Cr:1.0%以下Cr是为了提高强度而加入的,加入量超过1.0%的话是成形性能降低。所有规定Cr含量的上限为1.0%。
Mo:1.0%以下Mo保证强度的有效元素,但加入量超过1.0%的话,热轧时延缓γ区(奥氏体区)的再结晶,使轧制负荷增加。因此规定Mo含量的上限为1.0%。
Ni:1.0%以下Ni是作为固溶强化元素加入的,超过1.0%的话,相变点大幅度降低,热轧时容易出现低温相。因此规定Ni含量的上限为1.0%。
Cu:1.0%以下Cu是作为固溶强化元素加入的,超过1.0%的话,热轧时形成低熔点相,容易产生表面缺陷。因此规定Cu含量的上限为1.0%。此外希望Cu与Ni一起加入。
实施方案3-6的高强度镀锌钢板的特征是:在实施方案3-1至实施方案3-5的钢板表面带有锌系镀膜。
实施方案3-6通过在上述发明的钢板表面上再形成锌系镀膜,提高钢板的耐蚀性能。其中施镀的方法没有特别的限定,可以采用热镀锌、电镀锌、其他的施镀方法。
在这些方法中所谓的“其余为铁”是指不影响本发明的作用和效果含有的不可避免的夹杂物及其他微量元素,也属于本发明的范围。
实施发明时,可以调整上述的化学成分,部分的化学成分还可利用下述的做法,可分别提高各种特性。
对于C,通过适当控制析出物的形态和分布,要获得优良的成形性能和所期望的综合性能,把C的加入量控制在0.0050~0.0080%的范围,最好控制在0.0050~0.0074%的范围。
对于Si,要提高表面性状、施镀附着性,希望Si控制在0.7%以下。
对于Nb,要提高在低畸变区的n值,希望把Nb的加入量控制在>0.035%,进而,为了改善成形性能和综合性能,希望Nb≥0.08%。但是考虑成本的情况下,Nb的上限希望≤0.14%。
用Nb提高低畸变区n值的理由不是很清楚,用电子显微镜观察组织时得到以下见解。适当控制Nb、C含量情况下,在晶内有大量NbC析出,在晶界附近形成不存在析出物的析出物枯竭带(PFZ),由于此PFZ析出物枯竭,与晶内相比强度低,在低应力水平下可以发生塑性变形,推测在低应变区能够得到高的n值。这是控制Nb、C原子当量比为适当的值的结果,进一步研究的结果看出,要得到本发明所希望的析出状态,规定Nb/C(原子当量比)在1.3~2.5范围,而更希望的是n值得到提高。
这样本发明的高强度薄钢板不用大量添加Cr等特殊元素,采用后述的一般的工艺就能够制造,价格便宜。此外本发明钢由于通过NbC析出使晶粒细化,焊接性能和耐二次加工脆性优良。
加入Ti的情况下,从热镀锌的表面性状的观点来看,Ti要低于0.02%,为了得到必要的晶粒细化效果,希望Ti加入量在0.005%以上。
如前所述,本发明的钢即使不加B也能有优良的耐二次加工脆性,在加B的情况下,为了尽量抑制成形性能的降低,希望规定B含量在0.0001~0.001%范围。
制造方法是一般的冷轧钢板生产工艺,在冶炼上述成分调整的钢后,用连续铸造方法制成板坯,把板坯再加热后热轧或直接进行热轧制成热轧钢板。把热轧钢板酸洗后冷轧,然后退火。
根据需要也可以在表面进行电镀锌和热镀锌等锌系的施镀,冲压成形能得到与冷轧钢板同样的效果。锌系施镀可以是镀纯锌、镀合金化锌、镀锌-Ni合金等,镀后还可以进行有机膜处理。温度范围进行精轧。
制造方法也可如下所述。例如热轧条件从表面质量和材质的均匀性的观点来看,在Ar3相变点以上960℃以下进行精轧。从热轧钢板用酸洗去除氧化铁皮的性能和材质的稳定性的观点来看,希望在680℃以下卷取。在冷轧后进行连续退火(CAL和CGL)的情况下,希望卷取温度在600℃以上,在进行箱式退火(BAF)的情况下,希望卷取温度在540℃以上。为了确保薄规格的热轧的精轧温度,热轧中也可以用粗坯加热点加热粗坯。
在热轧钢板表面的去除氧化铁皮中,为了使外板具有良好的适应性,希望不仅使一次氧化铁皮,热轧时生成的二次氧化铁皮也要充分去除。热轧钢板去除氧化铁皮后在冷轧时,为了使外板具有必要的深冲性能,希望冷轧压下率要在50%以上。
关于退火温度是希望在用连续退火进行冷轧钢板退火时,退火温度为780~880℃,在进行箱式退火时为680~750℃的温度范围。
对本发明钢板规定的拉伸特性、成分组成进行详细说明。图7为表示汽车实际零部件的前翼子板模型成形件上破坏危险部位附近的等效应变分布示例的图示。图8表示此成形件的概况。从图7可以看出,侧壁部位的冲头肩部和模具肩部附近发生的畸变量大,上升到0.3左右,而在冲头底部产生的畸变小到0.1以下。
因此如果使与冲头底部接触的钢板产生的畸变量在宽的范围稍稍增加的话,能够缓和向侧壁部位的冲头肩部和模具肩部附近的畸变集中,能够防止这部分的破坏。为此把组织控制成对应于TS[MPa],使10%以下低畸变区的n值满足上述(11)式就可以。其中n值是用单向拉伸的公称应变1%和10%两点的方法计算得到的n值。
为了得到本发明中更优良的表面性状,防止冲压后表面粗糙,希望把屈服强度YP[MPa]和铁素体平均晶粒直径d[μm]的关系式(12)表示成下述(12′)式。
YP≤-120×d+1240………………(12′)实施例1采用表6所示的化学成分进行以下的试验。冶炼序号No.1~13的钢后,用连续铸造方法制成板坯。把板坯加热到1200℃后在精轧温度880~940℃、卷取温度540~560℃(对箱式退火而言)、600~660℃(对连续退火、连续退火+热镀锌而言)进行热轧,轧成热轧钢板,酸洗后进行压下率50~85%的冷轧。
然后进行连续退火(退火温度800~840℃)、箱式退火(退火温度680~750℃)或连续退火+热镀锌(退火温度800~840℃)的任一项处理。连续退火+热镀锌中在退火后在460℃进行热镀锌处理,直接在在线合金化处理炉中在500℃下进行镀层合金化处理。退火或退火+热镀锌后的钢板以压下率0.7%进行平整。
研究了这些钢板的力学性能、晶粒直径。用上述钢板进行前翼子板成形,研究了临界破坏的缓冲力。此外评价了冲压成形后是否产生表面粗糙的情况。
进行了二次加工脆化转变温度的测定。从钢板中冲出直径100mm的板,作为一次加工深冲成杯状(深冲系数2.0),进行切边加工成杯的高度30mm。然后把得到的杯形试样浸在各种冷的介质中(酒精等)后,作为二次加工用圆锥的冲头对杯的端部扩展加工,破坏的形态从韧性破坏转变成脆性破坏的温度作为二次加工脆化转变温度。以上的试验结果示于表7。
表7中表示如下。
n值:1-10%应变下的值、CAL:连续退火、BAF:箱式退火、CGL:连续退火+热镀锌。
本发明的钢No.1~6临界破坏缓冲力高达65ton以上,显示出优良的胀形性能。另一方面,对比用钢No.9、10显示出在现有的10~20%的应变区内n值高达0.23以上,而1~10%应变区内的n值小到不足0.18,所以在50ton以下的低的缓冲力下就发生破坏。此外对比用钢No.10、11、13~15(钢的序号8、9、11~13)由于Ti(钢的序号8中,Si量)含量过高,表面性状严重恶化。
本发明钢即使在任何水准下,纵裂的转变温度都在-65℃以下,显示出非常好的耐二次加工脆性。由于本发明的钢使晶粒细化,冲压成形后不产生表面粗糙的问题。本发明钢热镀锌后的表面质量和焊接部位的加工性能、疲劳性能也非常好。
对上述表7所示的钢序号No.3(本发明示例)和No.10(对比示例)进行了模型成形试验。在试验中在缓冲力为40ton的条件下,测定了在图8的前翼子板成形时破坏危险部位附近的畸变分布。试验结果如图9所示。
本发明示例(No.3、图中●标记)与对比示例(No.10、图中○标记)相比,在冲头底部产生的畸变量大,抑制了侧壁产生畸变。因此可以看出本发明示例的钢板相对于破坏是有利的。
表6
表7
实施方案4实施方案4-1化学成分为:以质量%表示C:0.004~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.1~1.0%、P:0.01~0.07%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.15%以下,其余为铁,同时要满足下述的(21)式。
(12/93)×Nb*/C≥1.2………………(21)其中Nb*=Nb-(93/14)×NC、N、Nb分别为元素的含量(质量%)而且金属的组织和材质为满足下述(22)式的高强度薄钢板。
YP≤-60×d+770………………(22)其中YP表示屈服强度[MPa],d表示铁素体平均晶粒直径[μm]。
实施方案4-1深入研究了不采用影响非时效性的残留的固溶C、对提高r值造成限制的B的加入,以及通过使延伸的渗透性能恶化的NbC的晶界形状的控制,提高耐二次加工性厂和成形性能的技术。其结果发现把C含量、N含量、Nb含量和它们之间的关系控制在特定的范围内,使晶粒直径细化,能够得到非时效的、并且具有深冲性能的、耐二次加工脆性优良的高强度薄钢板或高强度镀锌钢板,完成实施方案4-1。
下面对实施方案4-1的化学成分、金属组织和材质进行说明。
C:0.0040~0.02%(质量%,以下相同)为了确保强度加入0.0040%以上的C,而超过了0.02%的话,认为在晶界有碳化物析出,使二次加工脆性恶化。因此把C含量定为0.004~0.02%。
Si:1.0%以下Si是保证强度的有效元素,加入Si量超过1.0%的话,表面性状和附着性显著恶化,所以Si含量定为1.0%以下。
Mn:0.1~0.7%Mn使钢中的S以MnS的形式析出,可以防止板坯热轧的开裂。,还可以不降低镀层附着性,同时提高强度的有效元素。为了使S析出把S固定,要添加0.1%以上的Mn。另一方面加入过量的Mn的话,导致成形性能恶化。因此Mn含量定为0.1~0.7%。
P:0.01~0.07%P是保证强度的有效元素,为此要加入0.01%以上的P。另一方面加入P的量超过0.07%的话,引起镀锌的合金化处理性能恶化,所以把P含量定为0.01~0.07%。
S:0.02%以下S使热加工性能降低,板坯热加工裂纹的敏感性提高。超过0.02%的话,由于微细的MnS析出使加工性能恶化。因此规定S含量在0.02%以下。
sol.Al:0.01~0.1%sol.Al使钢中的N以A1N形式析出,是为了尽量没有残存的固溶N而加入的。此效果在sol.Al含量不足0.01%时是不充分的,而sol.Al含量超过0.1%的话,固溶的Al会导致延展性降低。所以sol.Al量定为0.01~0.1%范围。
N:0.004%以下
N以A1N形式析出变得无害,在上述sol.Al含量的下限的情况下,要使N没有坏的影响,规定N含量在0.004%以下。
Nb:0.15以下Nb是为了使固溶C固定,改善耐二次加工脆性和成形性能而加入的。可是超过0.15%Nb过剩添加的话导延展性降低,因此规定Nb含量定在0.15%以下。
Nb和C、N的关系:(12/93)×Nb*/C≥1.2,Nb*=Nb-(93/14)×N在此钢中,从非时效性能和加工性能的观点来看,关注Nb和C、N的关系研究的结果可以看出,这些特性与从Nb中减去与N的化学当量的Nb含量的Nb*(有效Nb含量)有很大关系。此Nb*用下式表示。
Nb*=Nb-(93/14)×N进一步研究的结果查清了此Nb*和C含量的比Nb*/C会影响到非时效性和加工性能。特别是非时效性,比值Nb*/C的化学当量比不足1.2的话,如后所述,在常温下长时间时效会表现出屈服点延伸(YPE1)。作为加工性能指标的r值,比值Nb*/C的化学当量比在1.2以上范围能得到稳定的高的值。根据以上原因Nb和C、N的关系按下述(21)式规定。
(12/93)×Nb*/C≥1.2                               (21)其中Nb*=Nb-(93/14)×N金属组织和材质的关系:YP≤-60×d+770还从耐二次加工脆性的观点对此钢金属组织和材质的关系进行了研究。其结果可以看出,对耐二次加工脆性影响大的特性有铁素体晶粒直径d[μm]、屈服强度YP[MPa]。研究的结果查明了把这些特性值加权后的和:YP+60×d控制在规定的值以下,会使耐二次加工脆性大幅度提高。因此把铁素体晶粒直径和屈服强度的关系规定要满足下式。
YP≤-60×d+770………………(22)其中YP表示屈服强度[MPa],d表示铁素体平均晶粒直径[μm]。
上述结果表明,采用本发明范围内的成分,而且满足上述(21)、(22)式的话,可以获得适合汽车外板使用的具有非时效性、加工性能,而且耐二次加工脆性和成形性能优良的高强度薄钢板。本发明的高强度镀锌钢板利用NbC的分散析出强化,能确保约30MPa的强度,强度提高的这种程度可以使Si、P等固溶强化元素的加入量控制的低一些,所以能获得良好的表面质量。
采用本发明的高强度薄钢板用上述(21)式把固溶的C、N完全固定,所以因高温时效造成材质的恶化小,在夏季气温比较高的环境下长时间保存情况下,也不会出现时效问题。
实施方案4-2的高强度薄钢板特征是:在实施方案4-1中的化学成分定为:以质量%表示C:0.004~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.1~1.0%、P:0.01~0.07%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.15%以下、Ti:0.05%以下,其余为铁。
实施方案4-2是在实施方案4-1中,再添加Ti,Ti形成碳氮化物,使热轧钢板的组织细化,改善成形性能。可是加入Ti的量超过0.05%的情况下,析出物粗大,不能得到充分的效果。因此把Ti含量定为0.05%以下。
实施方案4-3的高强度薄钢板特征是:在实施方案4-1中化学成分定为:以质量%表示C:0.004~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.1~1.0%、P:0.01~0.07%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.15%以下、B:0.002%以下,其余为铁。
实施方案4-3是为了强化晶界,改善耐二次加工脆性,在实施方案4-1中加入B。加入B的量超过0.002%的情况下,成形性能大幅度降低。因此把B含量的定为0.002%以下。
实施方案4-4的高强度薄钢板特征是:在实施方案4-1中化学成分定为:为以质量%表示C:0.004~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.1~1.0%、P:0.01~0.07%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.15%以下、Ti:0.05%以下、B:0.002%以下,其余为铁。
实施方案4-4是为了进一步改善质量和提高耐二次加工脆性,在实施方案4-1中复合加入了Ti和B。其结果Ti形成碳氮化物,使热轧钢板的组织细化,改善成形性能,B使晶界强化,改善耐二次加工脆性。可是加入Ti的量超过0.05%的情况下,析出物粗大,加入B的量超过0.002%的情况下,成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定为0.05%,B的上限定为0.002%。
上述实施方案4-1至实施方案4-4在采用这些实施方案的高强度薄钢板表面上,也可以是进行镀锌处理的镀锌钢板。作为高强度薄钢板的特性镀锌处理后也没有损失,保持有优良的耐二次加工脆性。
实施方案4-5是把具有实施方案4-1至实施方案4-3化学成分的板坯在Ar3相变点以上进行精轧的热轧工序、把热轧后的钢板在500-700℃卷取的工序、卷取后的钢板进行冷轧工序的高强度薄钢板制造方法。
实施方案4-5是提供用上述化学成分的钢生产高强度薄钢板的方法,关于其条件说明如下。
热轧的精轧温度:Ar3相变点以上精轧温度低于Ar3相变点的话,成形性能恶化,同时使1~1 0%以下的低应变区的n值降低,对耐二次加工脆性不利。因此精轧温度定为在Ar3相变点以上。
热轧的卷取温度:500-700℃为了使NbC充分析出,卷取温度要在500℃以上,为了防止钢板表面氧化铁皮剥离造成的压痕,卷取温度要在700℃以下。因此热轧后的钢板要在500-700℃卷取。
在板坯热轧时可以在再加热炉中加热后或不加热直接进行轧制。此外冷轧、退火和镀锌处理的条件没有特定的限制,采用通常进行的条件能得到所要求的效果。
实施方案4-6是具有实施方案4-5的各工序,以及把退火后的钢板进行镀锌处理的工序的高强度镀锌钢板的生产方法。
实施方案4-6不仅仅是热镀锌钢板,电镀锌钢板也能得到所要求的效果。此外本发明的镀锌薄钢板也可以在镀锌后进行有机膜处理。
在这些方法中所谓的“其余为铁”是指不影响本发明的作用和效果含有的不可避免的夹杂物及其他微量元素,也属于本发明的范围。
实施发明时,调整上述的化学成分制造的冷轧钢板,可以根据需要对其表面进行施镀,生产镀锌钢板。部分的化学成分还可利用下述的做法,可分别提高各种特性。
关于C:通过适当控制析出物的形态和分布,可以改善耐二次加工脆性,要获得所期望的性能,把C的加入量控制在0.0050~0.0080%的范围,或最好控制在0.0050~0.0074%的范围。
关于Si:要提高表面性状、施镀附着性,希望Si控制在0.7%以下。
关于Nb:要通过控制析出物的形态和分布提高耐二次加工脆性,希望把Nb加入量超过0.035%。还要改善耐二次加工脆性,进一步改善综合性能,希望把Nb含量定位0.080%以上。但是考虑成本的情况下,Nb的上限希望定在0.140%。根据上述情况,Nb的含量要超过0.035%,最好在0.080~0.140%。
关于Nb和C、N的关系,对试验研究的结果进行说明。在试验中制造含C量0.004~0.01%的板坯,热轧后酸洗、冷轧,在830℃退火,以0.5%的压下率进行平整。然后测定了用于评价深冲性能指标的r值。此外为了评价时效性,在30℃进行了3个月的时效,测定了拉伸试验的YPE1。
图10表示(12/93)×Nb*/C与r值的关系。从此图可以看出,(12/93)×Nb*/C在1.2以上的话,能够得到大约1.7以上的很好的r值。
图11表示(12/93)×Nb*/C与YPE1的关系。从此图可以看出,(12/93)×Nb*/C在1.2以上的话,由于能够把固溶的C完全固定,看不到WPE1出现回复,表示出优良的非时效性。
根据上述的原因规定(12/93)×Nb*/C用上述的(1)式表示。在本发明中,从材质和成本平衡的观点考虑,希望规定(12/93)×Nb*/C在1.3~2.2范围。
关于金属组织和材质的关系也用试验进行了研究。在试验中用与上述相同的试样,进行了测定二次加工脆化转变温度。其中所谓的二次加工脆化转变温度是深冲后的材料在二次加工中发生脆化的温度。
具体地说,首先从钢板中冲出直径100mm的板,深冲成杯状,使进行切边加工成杯的高度35mm。然后把得到的杯形试样浸在酒精等冷的介质中温度稳定后,用圆锥的冲头对杯的端部扩展破坏。测定杯的破坏的形态从韧性破坏转变成脆性破坏的温度作为二次加工脆化转变温度。
图12表示抗拉强度TS与二次加工脆化转变温度的关系。满足上述(22)式的本发明的钢与现有的钢相比,具有优良的耐二次加工脆性。认为本发明的钢具有优良的耐二次加工脆性的主要原因是:同样强度水平的现有的钢相比的情况下,满足(22)式的本发明的钢中晶粒直径细小。
利用电子显微镜观察到,在本发明的钢中在晶粒内均匀分散有析出的微小的NbC,在晶界附近析出物非常少,形成认为是析出物的枯竭带(PFZ)的显微组织。在晶界附近存在的容易发生塑性变形的PFZ可能对改善耐二次加工脆性有益。
本发明钢在1~10%的低应变区域的n值高,深冲加工时冲头底部接触部位的畸变大,其结果是深冲加工中流入量减少,可能在收缩凸缘变形中的压缩加工程度减轻,推测这可能与提高耐二次加工脆性有关。
在本发明中,要提高耐二次加工脆性,要改变(22)式中右边的常数。希望改为:YP≤-60×d[μm]+750………………(22′)
在加Ti的情况下,特别是从热镀锌表面性状的观点来看,尽可能使Ti的上限低于0.02%,为了得到必要的晶粒细化的效果,希望下限为0.005%。
在加B的情况下,考虑到在发明的钢中晶粒细化,显示出非常优良的耐二次加工脆性,为了尽量抑制成形性能的降低,希望B的加入量规定在0.0001~0.001%范围。
在实施方案4-4中也同样是为了确保细化晶粒的效果和成形性能,希望规定Ti含量为0.02%~0.005%范围,B含量在0.0001~0.001%范围。
此外在实施方案4-5、实施方案4-6的高强度薄钢板制造方法中通过使化学成分在实施方案4-1至实施方案4-4的上述希望的范围,也能够得到上述的效果。
采用本发明的高强度薄钢板和镀锌钢板由于通过满足上述的(21)式,完全固定固溶的C、N,其BH量(烧结硬化性)小于20MPa,因高温时效造成材质的恶化小。因此在夏季气温比较高的环境下长时间保存的情况下,也不会出现时效的问题。此外焊接部位的加工性能也好,有可能用到特制坯料这样的新技术上。
实施例冶炼表8所示的序号No.1~No.20化学成分的钢,用连续铸造制成250mm厚的板坯。把此板坯加热到1200℃后在精轧温度870~940℃、卷取温度600~660℃条件下热轧,制造成板厚2.8mm的热轧钢板。把热轧钢板酸洗后,冷轧成板厚0.7mm,然后在连续镀锌线以退火温度800~860℃、镀浴温度460℃、合金化处理温度500℃进行合金化热镀锌。
然后对于镀锌钢板以0.7%的压下率(延伸率)进行平整,研究了力学性能、晶粒直径、表面性状。拉伸试验使用在L方向制取的JIS5号拉伸试样。在30℃进行了3个月的时效后,用拉伸试验测定了拉伸试验的YPE1,评价了时效性。此外用与上述相同的杯形深冲试验方法,评价了二次加工脆化转变温度。得到的研究结果和试验结果列于表9。
从表9可以看出,本发明钢No.1~No.10都有优良的成形性能,而且二次加工脆化转变温度在-70℃以下,显示出非常优良的二次加工脆性,表面形状也没有问题,和是非时效的。本发明的钢进而焊接部的加工性、疲劳特性也优良。
与此相反,对比钢No.11~No.20,晶粒直径都大,二次加工脆化转变温度比本发明钢明显差。例如对比钢No.11精轧温度在Ar3以下,对比钢No.15Nb*/C的值不合适,对比钢No.18、19、20分别是Mn、Si、C含量不合适,它们的成形性能都不好。此外对比钢No.13、14、17、19的Ti、Si或Ti和Si的总加入量超出了本发明范围,表面性状非常不好。
表8
表9
实施方案5实施方案5-1化学成分为:以质量%表示C:0.0040~0.02%、Si:≤1.0%、Mn:0.1~1.0%、P:0.01~0.07%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:≤0.004%、Nb:0.01~0.14%,其余为铁,同时要满足下述的(31)式的高强度薄钢板。
YP≤-60×d+770………………(31)其中YP表示屈服强度[MPa],d表示铁素体平均晶粒直径[μm]。
实施方案5-1把成形以胀形为主的挡泥板、侧面板作为例子,对影响成形性能的主要因素进行了详细的研究。在此过程中,在这些以胀形为主的成形中,把握住了在占成形件大部分的冲头底部接触部位产生的畸变量小,侧壁部位的冲头肩部和模具肩部附近应变集中的情况。
因此稍稍在宽的范围使与冲头底部接触的钢板产生的畸变增加,缓和了破坏危险部位的向侧壁的冲头肩部和模具的肩部畸变的集中。所以认识到不是以前用来评价胀形性能的高畸变区域的n值,提高相应于冲头底部接触部位低畸变区的n值是有效的。而且发现在保持优良的胀形性能方面,要确保冲压加工后的表面粗糙性,必须是低的YP而且要晶粒细化。
为此用电子显微镜详细研究后发现,与现有的IF钢不同,在加入C40ppm以上的成分系列中,利用碳氮化物生成元素的Nb的Nb-IF钢是有效的,以及要控制钢板的显微组织和析出物的形态。本发明在这样认识的基础上进一步进行了研究,其特征如下。
首先说明限定成分组成(化学成分)的原因。
C:0.004~0.02%C与Nb形成的碳化物要影响到材料的强度和面板成形时低畸变区的应变传递,使强度上升和提高成形性能。C含量小于0.0040%没有效果,而超过了0.01%的话,强度和和低畸变区中应变得到充分传递,延展性降低,成形性能恶化。因此把C含量定为0.004~0.02%。
Si:≤1%Si是保证强度的有效元素,加入Si量超过1.0%的话,合金化处理性能、表面性状显著恶化,所以Si含量定为1.0%以下。
Mn:0.1~1.0%Mn使钢中的S以MnS的形式析出,具有可以防止板坯热轧的开裂的作用,是钢中不可缺少的元素,为了使S析出固定,需要含S量在0.1%以上。此外Mn也是不劣化镀层的附着性而使钢固溶强化的元素,但Mn含量超过1.0%的话,导致屈服强度过高造成低畸变区的n值降低,这是不希望出现的情况。因此Mn含量定为0.1~1.0%。
P:0.01~0.07%P是强化钢的有效元素,此效果在加入0.01%以上表现出来。可是加入P的量超过0.07%的话,引起镀锌时的合金化处理性能恶化,镀层附着性不好,以及产生由此引起的波浪的面板外观不良的问题。所以把P含量定为0.01~0.07%。
S:≤0.02%S在钢中以MnS形式存在,含量过多会导致延展性恶化,冲压成形性能降低。使用中不产生成形性能不合的S含量为0.02%以下。因此规定S含量在0.02%以下。
sol.Al:0.01~0.1%
Al使钢中的N以AlN形式析出,是为了去除固溶C,需要添加0.01%以上的Al。sol.Al含量不足0.01%不能充分得到上述效果,sol.Al含量超过0.1%的情况下,固溶的Al会导致延展性降低。所以添加量定为0.01~0.1%范围。
N:≤0.004%N以AlN形式析出变得无害,在上述sol.Al含量下限的情况下,要使所有的N以AlN形式析出,必须使N含量要在0.004%以下。因此规定N含量在0.004%以下。
Nb:0.01~0.14%Nb与C结合形成微细的碳化物,会影响到基体材料的强度和面板成形时的低畸变区应变的传递,提高成形性能、面畸变性能。可是Nb含量低于0.01%没有效果,超过0.14%的话导致屈服强度提高、低畸变区应变不能充分传递,延展性下降,成形性能恶化。因此规定Nb含量定在0.01~0.14%范围。
作为此发明的特征,由于材料的低畸变区应变传递大,与冲头底部接触的材料中在宽范围上发生的畸变量增加,提高了胀形的成形性能。其中研究上述影响成形性能主要因素的结果,可以认为10%以下畸变量的区域为低畸变区。在本发明中单向拉伸公称畸变10%以下区域的n值,从成形性能的观点看是求出的必要的值。其结果为使n值在0.21以上,胀形成形性能能显著提高。10%以下变形的n值可以用公称应变1%和10%两点法的n值。
本发明的钢是以汽车外板等表面要求严格的材料为对象的,严格的冲压成形后也要保持优良的表面性状。对确保高的胀形的成形性能,而且要防止冲压后表面粗糙的条件进行了各种研究。在此过程中发现,根据屈服应力的大小要使晶粒细化。把研究的结果汇总为(31)式,通过使晶粒细化,满足此式的要求,能成功防止冲压后表面粗糙。因此在本发明中屈服强度YP[MPa]和铁素体晶粒平均直径D[μm]控制为满足(31)式。
实施方案5-2的高强度薄钢板特征是:在实施方案5-1的高强度薄钢板中的化学成分改为:以质量%表示C:0.0040~0.02%、Si:≤1.0%、Mn:0.1~1.0%、P:0.01~0.07%、S:≤0.02%、sol.Al:0.01~0.1%、N:≤0.004%、Nb:0.01~0.14%、Ti:0.05%以下,其余为铁。
此发明是在实施方案5-1的化学成分中,再添加Ti,使热轧钢板的组织细化。Ti形成碳氮化物,通过使热轧钢板组织细化,改善成形性能。可是加入Ti的量超过0.05%的情况下,析出物粗大,不能得到充分的效果。因此把Ti含量定为0.05%以下。
实施方案5-3的高强度薄钢板特征是:在第1个发明的高强度薄钢板中化学成分改为:以质量%表示C:0.0040~0.02%、Si:≤1.0%、Mn:0.1~1.0%、P:0.01~0.07%、S:≤0.02%、sol.Al:0.01~0.1%、N:≤0.004%、Nb:0.01~0.14%、B:0.002%以下,其余为铁。
实施方案5-3是在上述发明的化学成分中再添加B,改善耐二次加工脆性。B可强化晶界,加入量超过0.002%的情况下,成形性能显著降低。因此B含量的上限规定为0.002%。
实施方案5-4的高强度薄钢板特征是:在实施方案5-1中化学成分定为:以质量%表示C:0.0040~0.02%、Si:1.0%以下、Mn:0.7~3.0%、P:0.02~0.15%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01~0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.2%以下、Ti:0.05%以下、B:0.002%以下,其余为铁和不可避免的夹杂物。
实施方案5-4是为了进一步改善成形性能和提高耐二次加工脆性,在实施方案5-1基础上复合加入了Ti和B。其结果Ti形成碳氮化物,使热轧钢板的组织细化,改善成形性能,B使晶界强化,改善耐二次加工脆性。可是加入Ti的量超过0.05%的情况下,析出物粗大,加入B的量超过0.002%的情况下,成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定为0.05%,B的上限定为0.002%。
实施方案5-5的高强度薄钢板特征是:在实施方案5-1至实施方案5-4的高强度钢板中,在这些化学成分中再加入以质量%表示,Cr.1.0%以下、Mo:1.0%以下、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下中的任一种或两种以上。
实施方案5-5是在上述发明的化学成分中进而加入Cr、Mo、Ni、Cu中的一种以上,以获得更高强度钢板。下面说明限定各元素的理由。
Cr:1.0%以下Cr是为了提高强度而加入的,加入量超过1.0%的话使成形性能降低。所有规定Cr含量的上限为1.0%。
Mo:1.0%以下Mo保证强度的有效元素,加入量超过1.0%的话,热轧时延缓γ区(奥氏体区)的再结晶,使轧制负荷增加。因此规定Mo含量的上限为1.0%。
Ni:1.0%以下Ni超过1.0%的话,相变点大幅度降低,热轧时容易出现低温相。因此规定Ni含量的上限为1.0%。
Cu:1.0%以下Cu是作为固溶强化元素加入是有效的,超过1.0%的话,热轧时形成低熔点相,容易产生表面缺陷。因此规定Cu含量的上限为1.0%。此外希望Cu与Ni一起加入。
实施方案5-6是具有优良胀形成形性能和表面粗糙度的高强度镀锌钢板其特征是:在实施方案5-1至实施方案5-5的钢板表面带有锌系镀膜。
实施方案5-6通过在上述发明的钢板表面上再形成锌系镀膜,提高钢板的耐蚀性能。其中施镀的方法没有特别的限定,可以采用热镀锌、电镀锌、其他的施镀方法。
在这些方法中所谓的“其余为铁”是指不影响本发明的作用和效果含有的不可避免的夹杂物及其他微量元素,也属于本发明的范围。
实施发明时,可以调整上述的化学成分,部分的化学成分还可利用下述的做法,可分别提高各种特性。
对于C:通过适当控制析出物的形态和分布,要获得优良的成形性能和所期望的综合性能,把C的加入量控制在0.0050~0.0080%的范围,最好控制在0.0050~0.0074%的范围。
对于Si:要提高表面性状、施镀附着性,希望Si控制在0.7%以下。
对于Nb:要提高在低畸变区的n值,希望把Nb的加入量控制在>0.035%,为了改善成形性能和综合性能,希望Nb≥0.08%。但是考虑成本的情况下,Nb的上限希望定≤0.14%。
用Nb提高低畸变区n值的原因不是很清楚,用电子显微镜观察时得到以下见解。适当控制Nb、C含量情况下,在晶内有大量NbC析出,在晶界附近形成不存在析出物的析出物枯竭带(PFZ),由于此PFZ析出物枯竭,与晶内相比强度低,在低应力水平下可以发生塑性变形,推测在低应变区能够得到高的n值。这是控制Nb、C原子当量比为适当的值的结果,研究的结果看出,规定Nb/C(原子当量比)在1.3~2.5范围,而更希望的是n值得到提高。
加入Ti的情况下,从热镀锌的表面性状的观点来看,Ti要低于0.02%,为了得到必要的晶粒细化效果,希望Ti加入量在0.005%以上。
如前所述,本发明的钢即使不加B也能有优良的耐二次加工脆性,在加B的情况下,为了尽量抑制成形性能的降低,希望规定B含量在0.0001~0.001%范围。
制造方法用冶炼上述成分调整的钢制造热轧钢板,用冷轧和退火制造冷轧钢板。根据需要可以在其表面镀锌,制造镀锌钢板。关于制造方法也可以如下所述。
例如,为了确保薄规格的热轧的精轧温度,热轧中也可以用型材加热器进而加热。从热轧钢板用酸洗去除氧化铁皮的性能和材质的稳定性的观点来看,希望在680℃以下卷取。在供连续退火用的情况下,希望卷取温度的下限为600℃,在供箱式退火用的情况下,希望卷取温度下限为540℃。
在热轧钢板表面的去除氧化铁皮中,为了使外板具有良好的适应性,希望不仅使一次氧化铁皮,热轧时生成的二次氧化铁皮也要充分去除。热轧钢板去除氧化铁皮后在冷轧时,为了使外板具有必要的深冲性能,希望冷轧压下率要在50%以上。
用连续退火进行冷轧钢板退火时,希望退火温度为780~880℃。用箱式退火方式进行退火时,由于箱式退火均热时间长,在680℃以上能得到均匀的再结晶组织,希望退火温度的上限为750℃。退火后的冷轧钢板可以用热镀锌或电镀锌的方法镀锌。此外也可以在施镀后进行有机膜处理。
对本发明钢板规定的拉伸特性、成分组成进行详细说明。
图13为表示汽车实际零部件的前翼子板模型成形件上破坏危险部位附近的等效应变分布示例的图示。图8表示此成形件的概况。从图13可以看出,侧壁部位的冲头肩部和模具肩部附近发生的畸变量大,上升到0.3左右,而在冲头底部产生的畸变小到0.10以下。
因材料低畸变区的应变传递大,与冲头底部接触的材料上在宽范围发生的畸变量增加,胀形成形性能提高。从塑性变形理论可以知道,应变传递随材料的加工硬化(n值)的升高而变大。
由于10%以下的低畸变区的应变传递大,10%以下变形的n值要提高。使单向拉伸的公称畸变1%和10%的两点法的n值在0.21以上,胀形成形性能显著提高。为了改善胀形的成形性能,希望公称畸变1%和10%的两点法的n值在0.214以上。单向拉伸使用JIS5号试验。
为了得到本发明中更优良的表面性状,防止冲压后表面粗糙,希望把屈服强度YP[MPa]和铁素体平均晶粒直径d[μm]的关系式(31)表示成下述(31′)式。
YP≤-60×d+750………………(31′)实施例1采用表10所示的化学成分进行以下的试验。冶炼序号No.1~10的钢后,用连续铸造方法制成板坯。把板坯加热到1200℃后,在精轧温度880~940℃、卷取温度540~560℃(对面向箱式退火而言)、600~660℃(对面向连续退火、连续退火+热镀锌而言)进行热轧,轧成板厚2.8mm的热轧钢板,酸洗后进行压下率50~85%的冷轧。
然后进行连续退火(退火温度800~860℃)、箱式退火(退火温度680~740℃)或连续退火+热镀锌(退火温度800~860℃)的任一项处理。连续退火+热镀锌中在退火后在460℃进行热镀锌处理,立即在在线合金化处理炉中在500℃下进行镀层合金化处理。退火或退火+热镀锌后的钢板以压下率0.7%进行平整。
测定了这些钢板的力学性能、晶粒直径。拉伸试验用在L方向制取的JIS5号拉伸试样。用上述钢板进行前翼子板成形,研究了临界破坏的缓冲力,同时调查了冲压成形后是否产生表面粗糙的情况。
进行了二次加工脆化转变温度的测定。从钢板中冲出直径105mm的板,作为一次加工深冲成杯状(深冲系数2.1),进行切边加工成杯的高度35mm。然后把得到的杯形试样浸在各种冷的介质中(酒精等)温度稳定后,作为二次加工用圆锥的冲头对杯的端部扩展加工,破坏的形态从韧性破坏转变成脆性破坏的温度作为二次加工脆化转变温度。以上的试验结果示于表11。
表11中表示如下。
n值:1-10%应变下的值、CAL:连续退火、BAF:箱式退火、CGL:连续退火+热镀锌。
本发明的钢No.1~8临界破坏缓冲力高达65ton以上,显示出优良的胀形性能。另一方面,对比用钢No.9~12低应变区的n值小,在45ton以下的低缓冲力下发生破坏。此外对比用钢No.9~12晶粒直径大,确认冲压成形后表面粗糙。
本发明示例钢No.1~8具有细小的晶粒而且最适宜的析出物形态的组织,都显示出非常好的耐二次加工脆性。本发明的钢具有优良的加工性能,优良的特制坯料性能、疲劳性能,在镀锌材中具有非常良好的表面性状。证明特别是对汽车外板用钢具有非常好的综合性能。
实施例2图15中是对上述表11所示的序号No.3材料(本发明示例)和No.10材料(对比示例)进行了模型成形试验。在缓冲力40ton的条件下,测定了图14的前翼子板成形时破坏危险部位附近的畸变分布。试验结果示于图15。
本发明示例(No.3、图中●标记)与对比示例(No.10、图中○标记)相比,在冲头底部产生的畸变量大,抑制了侧壁产生畸变。因此可以看出本发明示例的钢板相对于破坏是有利的。
表10
表11

Claims (15)

1.一种薄钢板,其具有晶粒度10级以上的铁素体晶粒和铁素体晶界的铁素体相;上述铁素体相中含有Nb系析出物和Ti系析出物中至少一种析出物;上述铁素体晶粒具有在晶界附近析出物密度低的低密度区,上述的低密度区为距铁素体晶界0.2μm以上2.4μm以下的范围;上述低密度区具有铁素体晶粒中间部位析出物密度的60%以下的析出物密度。
2.如权利要求1所述的薄钢板,其中还具有10MPa以下的涂装烧结硬化量。
3.如权利要求1所述的薄钢板,其中上述薄钢板实际的化学成分为:以质量%表示C:0.002~0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、固溶Al:0.01~0.1%、N:0.007%以下、含有Nb:0.01~0.4%、Ti:0.005~0.3%中的至少一种,其余为铁。
4.如权利要求3所述的薄钢板,其中C含量为0.005~0.01%。
5.如权利要求3所述的薄钢板,其中Nb含量为0.04~0.14%。
6.如权利要求3所述的薄钢板,其中Nb含量为0.07~0.14%。
7.如权利要求3所述的薄钢板,其中Ti含量为0.005~0.05%。
8.如权利要求1所述的薄钢板,其中上述薄钢板实际的化学成分为:以质量%表示含有C:0.002~0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、固溶Al:0.01~0.1%、N:0.007%以下、B:0.002%以下,以及含有Nb:0.01~0.4%、Ti:0.005~0.3%中至少一种,其余为铁。
9.如权利要求8所述的薄钢板,其中B含量为0.001%以下。
10.权利要求1所述的薄钢板的制造方法,其是由以下工序组成:把化学成分为以质量%表示C:0.002~0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、固溶Al:0.01~0.1%、N:0.007%以下,以及含有Nb:0.01~0.4%、Ti:0.005~0.3%中至少一种,其余为铁的板坯进行热轧,制造热轧钢板的工序、把上述热轧钢板以10℃/sec以上的冷却速度至少冷却到750℃以下的冷却工序、把冷却后的热轧钢板卷取的工序、把卷取的热轧钢板冷轧成冷轧钢板的工序、把上述冷轧钢板退火的工序。
11.如权利要求10所述的薄钢板的制造方法,其中上述板坯实际的化学成分以质量%表示还含有B:0.002%以下。
12.如权利要求10所述的薄钢板的制造方法,其中卷取的热轧钢板的铁素体晶粒度号为11.2以上。
13.如权利要求10所述的薄钢板的制造方法,其中热轧钢板卷取工序在500~700℃温度下进行。
14.如权利要求10所述的薄钢板的制造方法,其中把热轧钢板进行冷轧的工序最大以85%的冷轧压下率进行。
15.如权利要求10所述的薄钢板的制造方法,其中把冷轧钢板进行退火的工序是在再结晶温度以上、900℃以下的温度进行连续退火。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9999918B2 (en) 2005-10-20 2018-06-19 Nucor Corporation Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
US10071416B2 (en) * 2005-10-20 2018-09-11 Nucor Corporation High strength thin cast strip product and method for making the same
US9149868B2 (en) * 2005-10-20 2015-10-06 Nucor Corporation Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
US20040250930A1 (en) * 2002-06-28 2004-12-16 Hee-Jae Kang Super formable high strength steel sheet and method of manufacturing thereof
KR100940732B1 (ko) * 2002-08-28 2010-02-04 주식회사 포스코 내2차가공취성이 우수한 초심가공용 고강도 박강판과 그제조방법
JP4507851B2 (ja) * 2003-12-05 2010-07-21 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
JP4559918B2 (ja) * 2004-06-18 2010-10-13 新日本製鐵株式会社 加工性に優れたブリキおよびテインフリースチール用鋼板およびその製造方法
US7717976B2 (en) * 2004-12-14 2010-05-18 L&P Property Management Company Method for making strain aging resistant steel
WO2006094251A2 (en) * 2005-03-03 2006-09-08 University Of Utah Technology Commercialization Office Magnetostrictive fega alloys
WO2006118423A1 (en) * 2005-05-03 2006-11-09 Posco Cold rolled steel sheet having superior formability , process for producing the same
WO2006118425A1 (en) * 2005-05-03 2006-11-09 Posco Cold rolled steel sheet having superior formability and high yield ratio, process for producing the same
KR100723216B1 (ko) * 2005-05-03 2007-05-29 주식회사 포스코 소성이방성이 우수한 냉연강판과 그 제조방법
EP1885899B1 (en) * 2005-05-03 2021-08-11 Posco Cold rolled steel sheet having high yield ratio and less anisotropy, process for producing the same
EP2152451B1 (en) * 2007-05-06 2020-02-26 Nucor Corporation A thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
WO2007086087A1 (en) * 2006-01-26 2007-08-02 Giovanni Arvedi Hot steel strip particularly suited for the production of electromagnetic lamination packs
CN101400817B (zh) * 2006-03-16 2010-06-30 杰富意钢铁株式会社 冷轧钢板及其制造方法、电池及其制造方法
WO2009048838A1 (en) * 2007-10-10 2009-04-16 Nucor Corporation Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same
JP5272714B2 (ja) * 2008-12-24 2013-08-28 Jfeスチール株式会社 製缶用鋼板の製造方法
JP5423092B2 (ja) * 2009-03-27 2014-02-19 Jfeスチール株式会社 絞りおよびしごき加工後の表面性状に優れた缶用鋼板およびその製造方法
US20110277886A1 (en) 2010-02-20 2011-11-17 Nucor Corporation Nitriding of niobium steel and product made thereby
WO2013105633A1 (ja) 2012-01-13 2013-07-18 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体、及びホットスタンプ成形体の製造方法
US9920407B2 (en) 2012-01-13 2018-03-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold rolled steel sheet and method for producing cold rolled steel sheet
KR101638715B1 (ko) 2012-01-31 2016-07-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 발전기 림용 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5637225B2 (ja) * 2013-01-31 2014-12-10 Jfeスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5821864B2 (ja) * 2013-01-31 2015-11-24 Jfeスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN103993227B (zh) * 2014-05-12 2016-01-13 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种冷轧钢板及其制备方法
CN103993226B (zh) * 2014-05-12 2016-01-13 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种高强度的冷轧钢板及其制备方法
CN104060168B (zh) * 2014-06-18 2016-04-06 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN104018079B (zh) * 2014-06-18 2016-04-06 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN104018077B (zh) * 2014-06-18 2016-01-06 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种冷轧钢板及其制备方法
CN104060166B (zh) * 2014-06-18 2016-01-06 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN104131223B (zh) * 2014-07-16 2016-01-20 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种冷轧钢板及其制备方法
CN104195430B (zh) * 2014-07-16 2016-03-02 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN104120347B (zh) * 2014-07-16 2016-01-13 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种冷轧钢板及其制备方法
CN104120346B (zh) * 2014-07-16 2016-03-09 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN104120345B (zh) * 2014-07-16 2016-03-02 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN104120344B (zh) * 2014-07-16 2016-03-09 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种冷轧钢板及其制备方法
DE102014112126A1 (de) * 2014-08-25 2016-02-25 Voestalpine Stahl Gmbh Mikrolegierter Stahl und zusammengesetzte Platinen aus mikrolegiertem Stahl und pressgehärtetem Stahl
CN104213020A (zh) * 2014-09-04 2014-12-17 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 镀锌烘烤硬化钢及其生产方法
CN104233069A (zh) * 2014-09-22 2014-12-24 武汉钢铁(集团)公司 抗拉强度340MPa级轿车外覆盖件用热镀锌高强钢及其生产方法
CN104213026A (zh) * 2014-09-22 2014-12-17 武汉钢铁(集团)公司 抗拉强度370MPa级轿车外覆盖件用热镀锌高强钢及其生产方法
ES2716937T3 (es) * 2014-10-09 2019-06-18 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Producto plano de acero laminado en frío y recocido por recristalización y procedimiento para su fabricación
CN105200332B (zh) * 2015-10-30 2017-04-12 唐山钢铁集团有限责任公司 700MPa级薄规格高强钢带及其生产方法
CN109518085B (zh) * 2018-12-10 2021-01-08 北京首钢股份有限公司 一种含磷高强if钢及其表面麻点缺陷的消除方法
CN109652739B (zh) * 2019-01-22 2020-08-18 山东钢铁股份有限公司 一种搪瓷用高强度冷轧钢带及其制备方法
CN111168329A (zh) * 2020-01-15 2020-05-19 蚌埠市荣盛金属制品有限公司 一种用于玻璃切割机控制箱金属外壳的制作方法
CN113249657A (zh) * 2021-04-15 2021-08-13 首钢集团有限公司 一种性能优良的含p钢及其制备方法

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6132375B2 (zh) 1981-12-22 1986-07-26 Nippon Steel Corp
JPH0510411B2 (zh) * 1985-05-31 1993-02-09 Kawasaki Steel Co
JPH047796B2 (zh) 1987-12-29 1992-02-13 Kajima Corp
JPH02175837A (en) 1988-11-21 1990-07-09 Kobe Steel Ltd High r value high tensile strength cold rolled steel sheet having excellent longitudinal cracking resistance
JPH06102816B2 (ja) * 1990-03-28 1994-12-14 川崎製鉄株式会社 加工性、常温非時効性及び焼付け硬化性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法
JP2960194B2 (ja) * 1990-04-23 1999-10-06 川崎製鉄株式会社 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JPH0762209B2 (ja) 1990-11-09 1995-07-05 新日本製鐵株式会社 複合プレス成形性の優れた冷延鋼板及びその製造方法
JPH0747796B2 (ja) 1990-11-27 1995-05-24 新日本製鐵株式会社 複合プレス成形性の極めて優れた冷延鋼板及びその製造方法
JPH05112845A (ja) 1991-03-30 1993-05-07 Nippon Steel Corp 成形後の面形状性が良好で優れた耐デント性を有する深絞り用高強度冷延鋼板
US5356494A (en) * 1991-04-26 1994-10-18 Kawasaki Steel Corporation High strength cold rolled steel sheet having excellent non-aging property at room temperature and suitable for drawing and method of producing the same
JP2661409B2 (ja) * 1991-06-07 1997-10-08 住友金属工業株式会社 深絞り用冷延鋼板とその亜鉛めっき製品およびそれらの製造方法
US5290370A (en) * 1991-08-19 1994-03-01 Kawasaki Steel Corporation Cold-rolled high-tension steel sheet having superior deep drawability and method thereof
JPH0558784A (ja) 1991-09-02 1993-03-09 Toyota Central Res & Dev Lab Inc ダイヤモンドの析出方法
JP3016636B2 (ja) 1991-09-12 2000-03-06 新日本製鐵株式会社 成形性の良好な高強度冷延鋼板
JPH0570836A (ja) 1991-09-17 1993-03-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法
US5360493A (en) * 1992-06-08 1994-11-01 Kawasaki Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same
JPH0892656A (ja) 1994-09-29 1996-04-09 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法
JP3466298B2 (ja) * 1994-11-15 2003-11-10 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法
JP3608636B2 (ja) * 1996-03-28 2005-01-12 日新製鋼株式会社 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼
TW515847B (en) * 1997-04-09 2003-01-01 Kawasaki Steel Co Coating/baking curable type cold rolled steel sheet with excellent strain aging resistance and method for producing the same
JPH10280092A (ja) * 1997-04-10 1998-10-20 Nippon Steel Corp プレス成形性の時効劣化が小さい塗装焼付硬化性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4177478B2 (ja) * 1998-04-27 2008-11-05 Jfeスチール株式会社 成形性、パネル形状性、耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP4177477B2 (ja) * 1998-04-27 2008-11-05 Jfeスチール株式会社 耐常温時効性とパネル特性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR100382414B1 (ko) * 1998-12-07 2003-05-09 닛폰 고칸 가부시키가이샤 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
US6743306B2 (en) 2004-06-01
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