CN1252302C - 具有超细晶粒组织的冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

在钢组织成分中，尤其是C、Si、Mn、Ni、Ti、Nb的含量分别满足下式(1)、(2)、(3)并且余量由Fe和不可避免的杂质构成，铁素体相的百分比为65体积%以上并且铁素体的平均结晶晶粒直径为3.5μm以下。由此得到了具有超细晶粒组织的并且机械特性且尤其是强度-延展性平衡和韧性出色的高强度冷轧钢板，637.5+4930{Ti*+(48/93)·[%Nb]}＞A1...(1) A3＜860...(2) [%Mn]+[%Ni]＞1.3...(3)不过，Ti*＝[%Ti]-(48/32)·[%S]-(48/14)·[%N]A1是通过算式求出的A1相变点的预测值(℃)，A3是通过算式求出的A3相变点的预测值(℃)。

Description

具有超细晶粒组织的冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用作用于汽车和家电且尤其是机械构造用钢的冷轧钢板，特别是涉及具有超细晶粒组织的、强度、延展性、韧性和强度-延展性平衡等出色的或拉伸凸缘性也出色的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
人们要求用作汽车用、家电用和机械构造用钢板的钢材具有出色的强度、加工性和韧性这些机械性能。由于总体提高这些机械性能的手段有效地使组织细化，所以迄今提出了很多用于获得细微组织的制造方法。
近年来，高强度钢的发展目标转移向了能够既有高机械性能又有低成本的高强度钢板。而且，从撞车时保护乘客的方面考虑，除了高强度化外，人们也要求汽车用钢板要具有出色的耐冲击性。
此外，以钢板为原材料的汽车部件大多是冲压形成的，因此，作为汽车部件用钢板，要求它有出色的冲压形成性。此外，至于是用于确保汽车车身强度的骨架的部件以及构成加强件等的部件，大多进行采用拉伸凸缘成形的部件成型方式。因此，人们强烈要求用于这样的用途的汽车部件的钢板也同时具有高强度和良好的拉伸凸缘性。
在这样的情况下，高强度钢板的组织的细化成为重要课题，这种组织细化的目的是抑制伴随高强度化的延展性、韧性和耐用性或拉伸凸缘性等的恶化。
作为组织细化手段，过去知道了大压下轧制法、控轧法和控冷法等。与大压下轧制法有关地，例如，在日本专利申请公开号昭53-123823以及专利申请公开号平5-65564中公开了有代表性的提案。这些提案的组织细化机理的要点是，除了对奥氏体晶粒施加大压下外，还促进γ-α的应变引发相变。
而且，作为适用控轧法和控冷法的例子，知道了含有你Nb和Ti的析出强化型钢板。这种钢板在利用Nb和Ti的析出强化作用实现高强度化的同时，实施低温精轧并且利用了Nb和Ti所具有的抑制奥氏体晶粒再结晶的作用，从而通过从未再结晶变形奥氏体晶粒的γ-α的应变引发相变来细化铁素体结晶晶粒。
此外，在日本专利申请公开号平2-301540中记载了这样的技术，即在钢材是其至少一部分是由铁素体构成的钢组织的情况下，对钢材施加塑性变形并且升温到相变点(Ac1点)以上的温度，在升温后，在Ac1点以上的温度区内保持一定时间，使组织的一部分或全部都反转变为奥氏体，随后产生超细奥氏体晶粒，接着冷却，由此得到以平均结晶晶体直径为5微米以下的等方铁素体晶粒为主的组织。
以上这些技术全都是目的在于在热轧过程中使晶粒细化的技术，即热轧板细化的技术。而对那些适用于比热轧钢板更薄、板厚精度和表面状况更严格的用途或表面上镀锌和锡等的用途的冷轧钢板来说，几乎没有发现在普通的冷轧退火过程中使晶粒细化的技术。
而且，加工性出色的高强度钢板的代表就是由铁素体和马氏体复合组织构成的双相钢板。此外，近年来，利用由残余奥氏体引起的相变引发塑性的高延展性钢板也进入了实用化阶段。
但是，这样的组织强化钢板具有高延展性并且是以硬质马氏体(残余奥氏体在加工中也转变成马氏体)为主要强化要素的，因此，由于与铁素体基体的硬度相差很大，造成了在加工中容易出现孔隙，由于局限延伸小，所以存在着拉伸凸缘性恶化的问题。
发明内容
鉴于上述现状而研制出本发明。本发明的提供这样一种具有超细晶粒组织的冷轧钢板及其有利的制造方法，即在被用作汽车用、家电用及机械构造用钢板的冷轧钢板中，通过使钢板的晶粒超细化，实现了强度、韧性、延展性和强度-延展性平衡或拉伸凸缘性的提高。
那么，本发明人着重刻苦研究了使冷轧钢板得到超细晶粒化，结果发现，通过适当调节合金元素并控制钢板的再结晶温度和A1与A3的相变温度并且还通过适当控制冷轧后的再结晶退火温度及随后的冷却速度，得到了平均晶粒直径为3.5微米以下的超细晶粒组织，此外，通过使第二相最佳化，使拉伸凸缘性明显提高。基于以上认识而制定了本发明。
即，本发明的重要结构如下所述。
1、一种具有超细晶粒组织的冷轧钢板，其特征在于，它按照质量百分比地含有0.03％-0.16％的C、2.0％以下的Si、3.0％以下的Mn和3.0％以下的Ni中的至少一种、0.2％以下的Ti和0.2％以下的Nb中的至少一种、0.01％-0.1％的Al、0.1％以下的P、0.02％以下的S以及0.005％以下的N，并且C、Si、Mn、Ni、Ti、Nb的含量分别满足下式(1)、(2)、(3)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述冷轧钢板具有这样的钢组织，即铁素体相的百分比为65体积％以上并且铁素体的平均结晶晶粒直径为3.5μm以下，
637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb])＞A1      ...(1)
A3＜860                ...(2)
[％Mn]+[％Ni]＞1.3            ...(3)不过，Ti*＝[％Ti]-(48/32)·[％S]-(48/14)·[％N]    ...(4)A1＝727+14[％Si]-28.4[％Mn]-21.6[％Ni]        ...(5)A3＝920+612.8[％C]2-507.7[％C]+9.8[％Si]3-9.5[％Si]2+68.5[％Si]+2[％Mn]2-38[％Mn]+2.8[％Ni]2-38.6[％Ni]+102[％Ti]+51.7[％Nb]    ...(6)在各式中，[％M]是M元素的含量(质量％)。
2、在上述1中，具有超细晶粒组织的冷轧钢板的特点是，如此限制所述钢组织，即铁素体相的百分比为65体积％以上并且铁素体的平均结晶晶粒直径为3.5μm以下，而且在除铁素体相以外的其余组织中，除贝氏体外的组织占整个组织的百分比不到3体积％。
3、在上述1或2中，具有超细晶粒组织的冷轧钢板的特点是，如此组成所述钢组织，即它还按照质量％地含有1.0％以下的Mo、和1.0％以下的Cr中的一种或两种。
4、在上述1、2或3中，具有超细晶粒组织的冷轧钢板的特点是，如此组成所述钢组织，即它还按照质量％地含有总量为0.005％以下的Ca、REM、B中的一种或两种以上元素。
5、一种具有超细晶粒组织的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，钢材按照质量百分比地含有0.03％-0.16％的C、2.0％以下的Si、3.0％以下的Mn和3.0％以下的Ni中的至少一种、0.2％以下的Ti和0.2％以下的Nb中的至少一种、0.01％-0.1％的Al、0.1％以下的P、0.02％以下的S以及0.005％以下的N并且C、Si、Mn、Ni、Ti、Nb的含量分别满足下式(1)、(2)、(3)并且余量由Fe和不可避免的杂质构成，在把该钢材加热到1200℃以后，进行热轧和随后的冷轧，接着按照由下式(6)求出的温度A3(℃)以上-(A3+30)(℃)以下进行再结晶退火，随后以5℃/秒以上的速度冷却到至少600℃，
637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb]}＞A1        ...(1)
A3＜860        ...(2)
[％Mn]+[％Ni]＞1.3        ...(3)其中，Ti*＝[％Ti]-(48/32)·[％S]-(48/14)·[％N]A1＝727+14[％Si]-28.4[％Mn]-21.6[％Ni]A3＝920+612.8[％C]2-507.7[％C]+9.8[％Si]3-9.5[％Si]2+68.5[％Si]+2[％Mn]2-38[％Mn]+2.8[％Ni]2-38.6[％Ni]+102[％Ti]+51.7[％Nb]在各式中，[％M]是M元素的含量(质量％)。
6、在上述5中，具有超细晶粒组织的冷轧钢板的制造方法的特征是，在再结晶退火后，以5℃/秒以上的速度冷却到至少600℃，随后从500℃到350℃的冷却时间为30秒以上-400秒以下。
7、在上述5或6中，具有超细晶粒组织的冷轧钢板的制造方法的特征在于，如此组成所述钢材，即它还按照质量％地含有1.0％以下的Mo、和1.0％以下的Cr中的一种或两种。
8、在上述5、6或7中，具有超细晶粒组织的冷轧钢板的制造方法的特征在于，如此组成所述钢材，即它还按照质量％地含有总量为0.005％以下的Ca、REM、B中的一种或两种以上元素。
发明效果
这样，根据本发明，无须相应地大幅度改造生产设备，就能稳定地制造出具有超细晶粒组织、机械特性中的强度-延展性平衡以及韧性和进而拉伸凸缘性出色的冷轧钢板，本发明在工业上极其有用。
附图说明
图1表示在多次不同地改变A1＝700℃且A3＝855℃的钢组成的Ti、Nb添加量场合下的Ti、Nb添加量与再结晶温度之间关系。
图2表示在637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb]}＞A1条件下多次不同改变A3时的A3与再结晶温度Tre之间的关系。
具体实施方式
以下，具体说明本发明。
首先，说明根据本发明将钢成分组成限定在上述范围内的理由。如果没有特殊说明，与成分有关的[％]表示质量百分比。
C：0.03％-0.16％
C不仅是廉价的强化成分，它也是有效地生成珠光体和贝氏体等低温转变相的元素。但是，如果C含量不到0.03％，则添加效果不够，另一方面，如果C含量超过0.16％，则延展性和焊接性恶化，因此，C被限定在0.03％-0.16％范围内。
Si：2.0％以下
Si作为固溶强化成分有效地提高了强度-延展性平衡并提高了强度，但如果过多地添加Si，则延展性和表面状况、焊接性能恶化，所以Si含量被取为2.0％以下。而且，Si含量最好在0.01％-0.6％范围内。
Mn：3.0％以下和/或Ni：3.0％以下
Mn和Ni都是使奥氏体稳定的元素，它们通过降低A1与A3的相变点而产生晶粒细化作用，而且它们具有通过促进第二相形成的作用来提高强度-延展性平衡。但是，过多的添加使钢材硬化，而强度-延展性平衡却恶化，所以，其中至少一种的含量为3.0％以下。而且，Mn还具有与有害的固溶硫形成硫化锰而使硫无害化的作用，所以，Mn含量最好为0.1％以上。而且，Ni含量最好为0.01％以上。
Ti：0.2％以下和/或Nb：0.2％以下
通过添加Ti和Nb，TiC和NbC等析出，产生提高钢板再结晶温度的效果。为此，它们的含量最好为0.01％以上。而且，尽管既可以单独添加这两种元素，也可以组合添加它们，但如果任何一种元素的添加量超过0.2％，上述效果达到饱和，铁素体的延展性反而因析出物过多而降低，所以，任何一种元素的含量都设定为0.2％以下。
Al：0.01％-0.1％
Al起到脱氧剂的作用，它是对钢的洁净度有效的元素，最好在脱氧过程中添加Al。在这里，如果Al含量不到0.01％，则缺乏其添加效果，另一方面，如果Al含量超过0.1％，其效果饱和，反而导致制造成本提高，所以，Al含量被设定在0.01％-0.1％范围。
P：0.1％以下
尽管P是不引起延展性大幅度降低地有效并廉价地实现高强度化的元素，但另一方面，过高的P含量导致加工性和韧性降低，所以P含量取0.1％以下。而且，在对加工性和韧性要求严格的场合下，最好减少P，因此，在这种场合中，P含量最好在0.02％以下。尽管没有必要特别规定出下限，但在要考虑炼钢成本的场合中，P含量最好为0.0001％以上。
S：0.02以下
S不仅导致热轧时的热开裂，而且以硫化锰等杂质形式存在于钢板中，由此导致延展性和拉伸凸缘性恶化，所以，虽然希望尽量减少S，但0.02％的含量是允许的，所以本发明的S含量为0.02％以下。另一方面，在要考虑炼钢成本的场合中，S含量最好为0.0001％以上。
N：0.005％以下。
N除了导致时效恶化外外，还导致屈服延伸的出现，因此，N含量被抑制在0.005％以下。另一方面，在要考虑炼钢成本的场合中，N含量最好为0.00001％以上。
尽管以上说明了基本成分，但在本发明中，除此之外也能适当含有下述元素。
从Mo：1.0％以下和Cr：1.0％以下中选出的一种或两种
尽管Mo和Cr都是作为强化成分而能根据需要添加的元素，但如果过多地添加，则强度-延展性平衡恶化，因此，其含量最好分别为1.0％以下。而且，为了充分发挥上述作用，Mo、Cr含量最好分别为0.01％以上。
总量为0.005％的从Ca、REM和B中选出的一种或两种以上
Ca、REM和B都具有通过硫化物形态控制和提高晶界强度来改善加工性的效果，能够根据需要来添加它们。但是，如果过多地添加Ca、REM和B，恐怕会在炼钢过程中在钢水里出现夹杂，因此，最好总量为0.005％以下。而且，为了充分发挥上述作用，从Ca、REM和B中选出的一种或两种以上元素的含量最好为0.0005％以上。
尽管以上说明了适当的成分组成范围，但在本发明中，光满足上述成分组成范围是不够的，C、Si、Mn、Ni、Ti、Nb的含量必须分别满足下式(1)、(2)、(3)，
637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb]}＞A1        ...(1)
A3＜860        ...(2)
[％Mn]+[％Ni]＞1.3        ...(3)不过，Ti*＝[％Ti]-(48/32)·[％S]-(48/14)·[％N]        ...(4)A1＝727+14[％Si]-28.4[％Mn]-21.6[％Ni]        ...(5)A3＝920+612.8[％C]2-507.7[％C]+9.8[％Si]3-9.5[％Si]2+68.5[％Si]+2[％Mn]2-38[％Mn]+2.8[％Ni]2-38.6[％Ni]+102[％Ti]+51.7[％NbO]    ...(6)而且，[％M]是M元素的含量(质量％)。
上述A1、A3分别是钢的Ac1相变点温度(℃)和Ac3相变点温度(℃)的预测值并且是从本发明人的详细实验中推导出的成分回归式。该温度预测值(℃)特别适用于以2℃/秒以上-20℃/秒以下的升温速度进行加热的场合。以下，依次说明上述(1)、(2)、(3)式的限定理由。
(1)式是限定Ti和Nb的添加量的条件并且基于以下认识。
通常，当添加Ti和Nb时，析出TiC和NbC，产生了提高钢板再结晶温度的效果。因此，我们对Ti、Nb添加量与再结晶温度Tre的关系进行西详细调查，结果发现，当添加一定量的Ti、Nb时，再结晶温度等于由上述式(6)算出的A3。
在图1中，在A1＝700℃且A3＝855℃的钢组成中，示出了调查多次不同地改变Ti、Nb添加量时的Ti、Nb添加量与再结晶温度之间关系的调查结果。在这里，再结晶温度Tre是通过在实验室中多次不同地改变加热温度地进行连续退火并在测定硬度的同时观察组织来决定的。根据该图，当637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb]}超过700℃即A1时，再结晶温度Tre在855℃附近即在A3附近快速升高并达到饱和。
接着，在图2中示出了这样的调查结果，即在637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb]}＞A1的条件下，对多次不同地改变A3时(通过改变碳、硅、锰、镍等来改变)的A3与再结晶温度Tre之间的关系进行调查。如该图所示，在637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb]}＞A1的条件下，再结晶温度Tre等于A3。
尽管还不能肯定其原因，但我们认为是这样的。即，当添加Ti、Nb并通过其细微碳氮化物的阻塞力提高再结晶温度时，再结晶无法在A1以下的铁素体(α)区内进行，在这种情况下，再结晶温度达到仍有未再结晶的变形α的(铁素体+奥氏体(γ))双相区，在高位错密度、不均匀变形部等优先成核点上，变形α中的再结晶α的成核与α→γ相变成核同时进行。此时，由于γ相变的驱动力大，所以比再结晶α的成核优先地形成γ核，它占据了优先成核地点。由于在γ相变中的原子再排列，应变(位错)减少，只留下位错密度低的变形α，变形α的再结晶越发变得困难。超过A3地到达γ单相区后，应变首先完全消失，从外表上看，再结晶结束了。这被认为是再结晶温度与A3一致并饱和的机理。此时的α→γ相变随着由变形α(优先成核地点多)形成核而进行，所以在再结晶结束的高温下的γ晶细化了。因此，为了在退火高温下使γ晶细化，将再结晶温度取为A3是有效的，所以，在本发明中，添加满足(1)式的Ti、Nb。
接着，(2)式是限定A3的条件。如上所述，在满足(1)式的场合下，A3实际上成为再结晶温度，因此有必要在A3以上的温度下进行再结晶退火。在这里，当A3为860℃以上时，再结晶退火温度必须在更高的温度下进行，这刺激了γ晶长大并且得不到平均晶粒直径为3.5微米以下的细微晶粒。因此，必须满足A3＜860℃。最好是，A3≤830℃。
接着，(3)式是规定锰和镍即奥氏体稳定元素的添加量的条件。通过奥氏体稳定元素的增多，CCT图的铁素体曲线移向低温侧，这样一来，退火后的冷却过程的α→γ相变时的过冷度增大，α形成微核，从而使α晶粒细化。出来上述(1)、(2)式样外，必须满足[％Mn]+[％Ni]＞1.3。而且，如果满足了％Mn]+[％Ni]＞1.3，则既可以单独添加锰和镍，也可以组合添加它们。更好的是，[％Mn]+[％Ni]≥1.5(％)，更好的是，[％Mn]+[％Ni]≥2.0(％)。
接着，说明钢组织。在本发明中，在使钢组织的铁素体相的组织百分比按体积百分比地为65％以上的同时，铁素体的平均晶粒直径为3.5微米以下。对具有本发明所期望的强度、延展性、韧性以及强度-延展性平衡出色的冷轧钢板来说，这就是必须以细微铁素体为主的钢组织，尤其是，平均晶粒直径为3.5微米以下的细微铁素体相的组织百分比为65体积％以上是很重要的。在这里，如果铁素体的平均晶粒直径超过3.5微米，则强度-延展性平衡恶化，同时韧性降低，而且如果软的铁素体相的组织百分比不到65体积％，则延展性显著降低，加工性差。
此外，作为除铁素体相外的第二相组织，能够得到马氏体、贝氏体、珠光体等。在这里，在要求拉伸凸缘性的场合下，尽管钢组织也可以是铁素体单相组织，但在存在除铁素体外的第二相的场合中，优选硬度差小的贝氏体组织为残余组织，这是因为如果与铁素体基体的硬度相差大，则它们在加工时容易成为孔隙生成点。当除铁素体与贝氏体外的相如马氏体、珠光体等大量存在时，与铁素体相的硬度差增大，或者这些相本身对拉伸凸缘性产生负面影响，不能得到良好的拉伸凸缘性，不过，如果这些相按照体积百分比不到3％，这是允许的。因此，尤其是在需要良好的拉伸凸缘性的场合中，钢组织被限制为是这样的组织，即铁素体相的百分比为65体积％以上且铁素体相的平均晶粒直径为3.5微米以下，此外，除铁素体相外的残余组织中，除贝氏体相外的组织占整个组织的百分比为不到3体积％。
接着，说明制造条件。经调整具有上述适当成分组织的钢在转炉等中熔炼，通过连铸法等被铸造成坯。该钢材在高温状态下或被冷却后被加热到1200℃以上，接着进行热轧并接着冷轧，随后在温度A3(℃)以上-A3+30(℃)以下的温度下进行再结晶退火，接着，以5℃/秒以上的速度冷却到至少600℃。
在上述过程中，如果钢坯加热温度不到1200℃，则TiC不能充固溶并变粗大，在随后的再结晶退火中的再结晶温度的提高效果和结晶颗粒长大的抑制效果不充分，所以，钢坯加热温度取1200℃以上。而且，在本发明中，尽管没有特殊限定热精轧的输出温度，但如果低于Ar3相变点，则在轧制中产生α和γ，容易在钢板中形成条纹组织。这种条纹组织即便在冷轧和退火后也残留下拉一，这可能是造成材料性能异向性的原因，所以，精轧终轧温度最好为Ar3相变点以上。
尽管对热轧结束后的卷取温度也没有特殊限定，但如果不到500℃或超过650℃，则由氮造成带来的抑制时效恶化的氮化铝析出不充分，材料性能恶化。而且，为了使钢板组织均匀化并且使结晶晶粒尽可能细微地均匀化，带钢的卷取温度最好为500℃以上-650℃以下。
接着，最好通过酸洗除去热轧钢板表面上的氧化皮，随后送去冷轧并加工成具有预定厚度的冷轧钢板。在这里，对酸洗条件和冷轧条件没有特殊限制，采用普通方式就行。此外，从增加再结晶退火时的成核点并促进结晶晶粒细化的观点出发，冷轧压下率最好为40％以上，另一方面，如果压下率过高，则钢板加工硬化造成作业困难，所以压下率的上限最好为约90％以下。
接着，将所得到的冷轧钢板加热到如上式(6)所示的温度A3(℃)以上-A3+30(℃)以下并进行再结晶退火。在经过上述成分调节的本发明钢材中，由于A3等于再结晶温度，所以如果不到A3，再结晶不充分。另一方面，在超过A3+30(℃)的温度下，促进了退火中的γ晶的长大，这不利于晶粒细化。再结晶退火最好在连续退火线上进行，在连续退火场合下的退火时间最好为出现再结晶的10秒-120秒左右。如果短于10秒，再结晶不充分，由于仍然残留有在轧制方向上延伸的组织，所以有时不能确保充分的延展性，另一方面，如果超过120秒，则导致γ晶粗大化，无法获得理想强度，因此，制定了上述范围。
接着，从退火温度起，以5℃/秒以上的冷却速度冷却到至少600℃。在这里，冷却速度是从退火温度到600℃的平均冷却速度。如果上述冷却速度不到5℃/秒，则冷却中的γ→α相变时的过冷度缩小，结晶晶粒直径增大。因此，从退火温度到600℃的冷却速度必须为5℃/秒以上。而且，上述控冷处理的结束温度被取为600℃是因为，γ→α相变开始的600℃对晶粒细化有强烈影响。而且，在不到600℃的温度区内，调节适当冷却速度，可以产生第二相(马氏体、贝氏体、珠光体等)。
尤其是在要求拉伸凸缘性的场合下，第二相最好是贝氏体。为此重要的是，在上述冷却后的从500℃到350℃的冷却时间即从500℃到350℃的滞留时间为30秒以上-400秒以下。该冷却时间如果不到30秒，则第二相容易变成马氏体，马氏体的组织百分比占3体积％以上，因此，由于与铁素体与第二相之间的延展性和强度之差增大，所以导致拉伸凸缘性恶化。另一方面，如果该冷却时间超过400秒，则在晶粒容易变粗大的同时，第二相容易变为脆性珠光体，珠光体百分比达到3体积％以上，拉伸凸缘性依旧恶化。
这样一来，通过上述制造方法，能够获得具有超细晶粒组织的、强度-延展性平衡以及韧性或拉伸凸缘性出色的冷轧钢板。
实施例
具有表1所示成分的钢坯在表2所示条件下被加热后，按照普通方法被热轧成4.0毫米厚的热轧板材。热轧板材经过酸洗和冷轧(压下率为60％)被制成1.6毫米厚的冷轧钢板，接着，在连续退火线上又在表2所示的条件下进行再结晶退火，从而得到成品板材。表3同时记录下了对这样制成的成品板材的组织、拉伸特性、拉伸凸缘性以及韧性进行调查的调查结果。
在钢板轧制方向的截面中，用光学显微镜或电子显微镜观察组织，在求出铁素体平均结晶晶粒直径的同时，求出各组织的面积率并以之为体积率。在此所用的晶粒直径最好是如此表示的公称直径，即用按照JIS G0522的直线剪切法测量的晶粒部。在这种情况下，晶界的腐蚀最好是用含约5％硝酸的酒精进行约15秒。平均晶粒直径是通过在纵截面的至少5个区域内并在1000-6000倍放大率下使用光学显微镜或扫描电子显微镜(EM)观察钢板组织并将通过上述直线剪切法获得的每个晶粒直径平均被确定的。
拉伸特性(抗拉强度、延伸率EL)是通过使用从钢板轧制方向上取下的JIS 5号试样进行拉伸实验而测定的。拉伸凸缘性通过以下扩孔实验来评估。即，在按照日本钢铁联盟规定JFST1001制备并取下的样片上，加工出10毫米口径φ(D0)的冲孔，接着，用顶角为60度的圆锥冲头进行冲宽加工，求出裂纹贯穿板厚时的孔径D(毫米)，用按照下式获得的扩孔率λ来评价拉伸凸缘性。
λ＝{(D-D0)/D0}×100％
如此求出韧性，即利用2mmV缺口摆锤冲击实验片，按照JIS Z2242所规定的方法测量延展性-脆性迁移温度vTrs(℃)。
如表3所示，在所有发明例中，铁素体相的组织百分比为65体积％以上，同时，铁素体的平均结晶晶粒直径为3.1微米以下，这满足3.5微米以下的细化要求，尤其是，使用增加镍、锰量地明显降低A3的G钢的15号、16号钢板具有平均结晶晶粒直径变为0.9微米的超细晶粒。而且，在所有发明例中，TS*EL为17000MPa％以上，结果，强度-延展性平衡优良，此外，延展性-脆性迁移温度也不到-140℃，韧性出色。此外，通过与除铁素体相外的其余组织有关地使除贝氏体相以外的组织占整个组织的百分比不到3体积％，改善了扩孔加工性，当强度-扩孔率平衡(TS*λ)超过50000MPa％时，格外提高了扩孔加工性。
相反，10号材料因降低钢坯加热温度而使TiC变粗大，再结晶温度上升效果受到抑制，得不到钢板的结晶晶粒细化效果，结晶晶粒直径增大。TS*EL值也缩小。11号材料因其退火温度明显超出了本发明的适当范围(846℃)而促进了结晶晶粒的长大，TS*EL值恶化。12号材料因其退火温度不满足本发明的遐想(816℃)而没有完成再结晶，由于残留下加工组织，所以TS*EL值恶化，延展性-脆性迁移温度也上升。13号材料因其退火后的冷却速度低而使晶粒变粗大，结果，强度降低并且导致TS*EL值恶化。23号材料因其再结晶温度不到A1而没有得到借助再结晶退火的γ晶细化效果，由于晶粒变粗大，所以得不到足够高的强度。24号材料因其A3在860℃以上而必须进行高温退火，结果，结晶晶粒长大并且TS*EL值恶化。25号材料因镍+锰量少而使得在退火后的冷却过程中的γ→α相变时的过冷度小，由于α不能生成细微核，所以晶粒变粗大。
此外，尽管在这个实施例中主要说明的冷轧钢板，但本发明当然也同样能适用于在再结晶退火后镀覆锌和锡的镀覆钢板。
表1
  钢号                                                                           成分组成(质量％)   Tx(℃)   Al(℃)   Al(℃)   备注
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   Ni   Ti   Nb   Mn+Ni   Ti*+(48/93)   其它
  A   0.08   0.05   1.50   0.012   0.002   0.049   0.0030   -   0.050   0.030   1.50   0.052   -   895   841   685   适合钢
  B   0.08   0.10   1.70   0.012   0.002   0.045   0.0040   -   0.050   0.055   1.70   0.028   -   777   839   680   适合钢
  C   0.08   0.10   1.20   0.011   0.003   0.035   0.0030   1.00   0.050   0.045   2.20   0.023   -   752   819   673   适合钢
  D   0.08   0.40   1.80   0.010   0.002   0.044   0.0031   -   0.040   -   1.80   0.025   -   768   852   681   适合钢
  E   0.10   0.60   2.10   0.011   0.003   0.051   0.0030   1.00   0.050   0.040   3.10   0.056   -   913   816   654   适合钢
  F   0.05   0.11   1.60   0.015   0.004   0.030   0.0035   -   0.020   0.020   1.60   0.012   -   698   851   683   适合钢
  G   0.08   0.01   2.50   0.012   0.002   0.049   0.0030   2.00   0.102   -   4.50   0.089   -   1075   746   613   适合钢
  H   0.10   0.20   2.50   0.015   0.002   0.040   0.0033   -   0.045   0.050   2.50   0.056   Mo：0.15   916   813   659   适合钢
  I   0.08   0.01   1.00   0.012   0.003   0.044   0.0033   0.70   -   0.040   1.70   0.021   -   739   824   684   适合钢
  J   0.07   0.20   1.70   0.009   0.002   0.051   0.0030   -   0.050   -   1.70   0.037   -   819   847   682   适合钢
  K   0.08   0.02   1.60   0.010   0.002   0.035   0.0025   -   0.050   0.030   1.60   0.054   Cr：0.1Mo：0.1   903   836   682   适合钢
  L   0.07   0.04   1.80   0.012   0.002   0.040   0.0030   -   0.050   0.030   1.80   0.052   REM：0.0008   895   835   676   适合钢
  M   0.08   0.05   1.80   0.012   0.002   0.049   0.0031   -   0.047   0.031   1.80   0.049   Mo：0.2Ca：0.0015   881   831   677   适合钢
  N   0.05   0.11   1.55   0.011   0.003   0.035   0.0033   -   0.020   0.005   1.55   0.007   -   671   852   685   比较钢
  O   0.08   0.60   1.51   0.020   0.002   0.044   0.0041   -   0.030   0.010   1.51   0.018   -   727   874   693   比较钢
  P   0.07   0.01   1.10   0.011   0.003   0.035   0.0031   -   0.040   -   1.10   0.025   -   760   853   696   比较钢
Ti*：[％Ti]-(48/32)·[％S]-(48/14)·[％N]
Tx：637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb]}
表2
  号   钢号   钢坯加热温度(℃)                           再结晶退火条件   备注
  退火温度(℃)   退火时间(℃)  从退火温度到600℃的冷却速度(℃/S)   从500℃到350℃的冷却时间(S)
  1   A   1250   855   60  8   20   发明例
  2   A   1250   855   60  8   90   发明例
  3   B   1250   850   60  15   120   发明例
  4   B   1250   855   60  15   20   发明例
  5   B   1250   845   60  15   460   发明例
  6   C   1260   830   60  25   120   发明例
  7   D   1230   865   60  15   150   发明例
  8   E   1250   835   70  12   200   发明例
  9   E   1250   820   60  10   300   发明例
  10   E   1050   830   60  12   120   比较例
  11   E   1230   860   70  15   120   比较例
  12   E   1230   790   60  15   120   比较例
  13   E   1230   825   70 3   120   比较例
  14   F   1240   865   80  18   200   发明例
  15   G   1250   760   60  15   10   发明例
  16   G   1250   760   60  15   150   发明例
  17   H   1250   825   60  18   200   发明例
  18   I   1240   839   70  14   120   发明例
19 J 1250 862 50 17 300 发明例
  20   K   1240   850   60  8   120   发明例
  21   L   1230   845   60  10   200   发明例
  22   M   1250   845   60  12   120   发明例
  23    N   1230   867   40  10   120   比较例
  24   O   1200   889   60  10   120   比较例
  25   P   1240   868   80  15   100   比较例
表3
  号   钢号                    铁素体                拉伸特性           延伸翻口性       韧性   备注
  晶粒直径(μm)   百分比(vol％)   第二相的种类**   抗拉强度TS(MPa)   延伸率El(％)   TS×EL(MPa·％)   扩孔率λ(％)   TS×λ(MPa·％)   摆锤冲击迁移温度(℃)
  1   A   3.1   90   M   640   31   19840   75   48000   ＜-140   发明例
  2   A   3.2   90   B   600   29   17400   110   66000   ＜-140   发明例
  3   B   2.8   93   B   620   28   17360   120   74400   ＜-140   发明例
  4   B   2.5   91   M   650   28   18200   55   35750   ＜-140   发明例
  5   B   3.4   95   B(2％)+P(3％)   590   30   17700   70   41300   ＜-140   发明例
  6   C   2.7   95   B   620   29   17980   110   68200   ＜-140   发明例
  7   D   2.9   75   B   700   27   18900   90   63000   ＜-140   发明例
  8   E   1.8   80   B   840   23   19320   75   63000   ＜-140   发明例
  9   E   1.7   80   B   800   24   19200   77   61600   ＜-140   发明例
  10   E   10.3   85   B   670   25   16750   40   26800   -70   比较例
  11   E   7.5   80   B   680   24   16320   60   40800   -90   比较例
  12   E   *   *   B   835   12   10020   50   41750   -70   比较例
  13   E   6.8   85   B   670   23   15410   55   36850   -90   比较例
  14   F   2.9   85   B   600   32   19200   100   60000   ＜-140   发明例
  15   G   0.9   70   M   960   19   18240   42   40320   ＜-140   发明例
  16   G   0.9   80   B   950   19   18050   56   53200   ＜-140   发明例
  17   H   1.2   85   B(13％)+M(2％)   988   18   17784   53   52364   ＜-140   发明例
  18   I   1.9   85   B   520   31   19220   120   74400   ＜-140   发明例
  19   J   2.3   85   B   600   32   19200   110   66000   ＜-140   发明例
  20   K   2.9   85   B   720   27   19440   95   68400   ＜-140   发明例
  21   L   3.1   88   B   545   30   19350   115   74175   ＜-140   发明例
  22   M   2.7   85   B   680   29   19720   100   68000   ＜-140   发明例
  23   N   11.2   90   B   560   26   14560   50   28000   -70   比较例
  24   O   9.3   85   B   630   25   15750   45   28350   -70   比较例
  25   P   7.5   90   B   460   33   15180   60   27600   -90   比较例
*残留有未再结颗粒，无法测定  **B：贝氏体；M：马氏体；P：珠光体

Claims (10)

1、一种具有超细晶粒组织的冷轧钢板，其特征在于，它按照质量百分比地含有0.03％-0.16％的C、2.0％以下的Si、3.0％以下的Mn和3.0％以下的Ni中的至少一种、0.2％以下的Ti和0.2％以下的Nb中的至少一种、0.01％-0.1％的Al、0.1％以下的P、0.02％以下的S以及0.005％以下的N，并且C、Si、Mn、Ni、Ti、Nb的含量分别满足下式(1)、(2)、(3)，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述冷轧钢板具有这样的钢组织，即铁素体相的百分比为65体积％以上并且铁素体的平均结晶晶粒直径为3.5μm以下，
637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb]}＞A1      ...(1)
A3＜860               ...(2)
[％Mn]+[％Ni]＞1.3    ...(3)
其中，Ti*＝[％Ti]-(48/32)·[％S]-(48/14)·[％N]
A1＝727+14[％Si]-28.4[％Mn]-21.6[％Ni]
A3＝920+612.8[％C]2-507.7[％C]+9.8[％Si]3-9.5[％Si]2+68.5[％Si]+2[％Mn]2-38[％Mn]+2.8[％Ni]2-38.6[％Ni]+102[％Ti]+51.7[％Nb]在各式中，[％M]是M元素的含量(质量％)。
2、如权利要求1所述的具有超细晶粒组织的冷轧钢板，其特征在于，在除铁素体相以外的其余组织中，除贝氏体相外的组织占整个组织的百分比不到3体积％。
3、如权利要求1或2所述的具有超细晶粒组织的冷轧钢板，其特征在于，如此组成所述钢组织，即它还按照质量％地含有1.0％以下的Mo、和1.0％以下的Cr中的一种或两种。
4、如权利要求1或2所述的具有超细晶粒组织的冷轧钢板，其特征在于，如此组成所述钢组织，即它还按照质量％地含有总量为0.005％以下的Ca、REM、B中的一种或两种以上元素。
5、如权利要求3所述的具有超细晶粒组织的冷轧钢板，其特征在于，如此组成所述钢组织，即它还按照质量％地含有总量为0.005％以下的Ca、REM、B中的一种或两种以上元素。
6、一种具有超细晶粒组织的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，钢材按照质量百分比地含有0.03％-0.16％的C、2.0％以下的Si、3.0％以下的Mn和3.0％以下的Ni中的至少一种、0.2％以下的Ti和0.2％以下的Nb中的至少一种、0.01％-0.1％的Al、0.1％以下的P、0.02％以下的S以及0.005％以下的N并且C、Si、Mn、Ni、Ti、Nb的含量分别满足下式(1)、(2)、(3)并且余量由Fe和不可避免的杂质构成，在把该钢材加热到1200℃以上后，进行热轧和随后的冷轧，接着按照由下式(6)求出的温度A3(℃)以上-(A3+30)(℃)以下进行再结晶退火，随后以5℃/秒以上的速度冷却到至少600℃，
637.5+4930{Ti*+(48/93)·[％Nb]}＞A1      ...(1)
A3＜860       ...(2)
[％Mn]+[％Ni]＞1.3     ...(3)
其中，Ti*＝[％Ti]-(48/32)·[％S]-(48/14)·[％N]  ...(4)
A1＝727+14[％Si]-28.4[％Mn]-21.6[％Ni]      ...(5)
A3＝920+612.8[％C]2-507.7[％C]+9.8[％Si]3-9.5[％Si]2+68.5[％Si]+2[％Mn]2-38[％Mn]+2.8[％Ni]2-38.6[％Ni]+102[％Ti]+51.7[％Nb]   ...(6)在各式中，[％M]是M元素的含量(质量％)。
7、如权利要求6所述的具有超细晶粒组织的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在钢材冷却到至少600℃的步骤之后，还包括随后从500℃到350℃的冷却时间为30秒以上-400秒以下的步骤。
8、如权利要求6或7所述的具有超细晶粒组织的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，如此组成所述钢材，即它还按照质量％地含有1.0％以下的Mo、和1.0％以下的Cr中的一种或两种。
9、如权利要求6或7所述的具有超细晶粒组织的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，如此组成所述钢材，即它还按照质量％地含有总量为0.005％以下的Ca、REM、B中的一种或两种以上元素。
10、如权利要求8所述的具有超细晶粒组织的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，如此组成所述钢材，即它还按照质量％地含有总量为0.005％以下的Ca、REM、B中的一种或两种以上元素。
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Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4235030B2 (ja) * 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
CN100434557C (zh) * 2004-02-10 2008-11-19 鞍山钢铁集团公司 低碳高强度复合强化超细晶粒热轧线材生产工艺
JP4639996B2 (ja) * 2004-07-06 2011-02-23 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板の製造方法
JP4681290B2 (ja) * 2004-12-03 2011-05-11 本田技研工業株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
CN102242306B (zh) * 2005-08-03 2013-03-27 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
US8177924B2 (en) * 2006-06-01 2012-05-15 Honda Motor Co., Ltd. High-strength steel sheet and process for producing the same
JP5326403B2 (ja) * 2007-07-31 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板
AU2009234667B2 (en) * 2008-04-10 2012-03-08 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheets which are extremely excellent in the balance between burring workability and ductility and excellent in fatigue endurance, zinc-coated steel sheets, and processes for production of both
CN104911325A (zh) * 2008-07-11 2015-09-16 Skf公司 用于制造钢材部件、焊缝、焊接钢材部件和轴承部件的方法
US8128762B2 (en) * 2008-08-12 2012-03-06 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet superior in formability
CN101352723B (zh) * 2008-08-20 2010-12-22 秦皇岛首秦金属材料有限公司 一种中厚板柔性轧制方法
JP4962527B2 (ja) * 2009-04-28 2012-06-27 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性、形状凍結性、表面外観に優れた冷延鋼板、およびその製造方法
JP4737319B2 (ja) 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5729211B2 (ja) * 2010-08-31 2015-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板の製造方法、冷延鋼板および自動車部材
JP5126399B2 (ja) * 2010-09-06 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US9090960B2 (en) * 2010-11-22 2015-07-28 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation Strain aging hardening steel sheet excellent in aging resistance, and manufacturing method thereof
JP5834717B2 (ja) * 2011-09-29 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5365673B2 (ja) * 2011-09-29 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
EP2811046B1 (en) 2012-01-31 2020-01-15 JFE Steel Corporation Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing same
JP5884714B2 (ja) * 2012-01-31 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101406478B1 (ko) * 2012-03-21 2014-06-12 주식회사 포스코 고항복비 및 냉연형상이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN102978525B (zh) * 2012-11-20 2015-05-27 首钢总公司 一种薄规格热连轧家具用钢的生产方法
CN105624533A (zh) * 2016-01-27 2016-06-01 太仓捷公精密金属材料有限公司 一种锰钛金属材料
DE102016005531A1 (de) * 2016-05-02 2017-11-02 Vladimir Volchkov Niedriggekohlter Stahl
EP3778975B1 (en) * 2018-03-30 2024-06-26 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and production method thereof
KR102166598B1 (ko) * 2018-11-26 2020-10-16 현대제철 주식회사 냉연강판 및 그 제조방법
JP7401821B2 (ja) * 2020-07-03 2023-12-20 日本製鉄株式会社 外装パネルおよびそれを備える自動車
CN114351056A (zh) * 2022-01-18 2022-04-15 天津市新天钢钢铁集团有限公司 一种低屈强比高强度建筑结构用钢板及其生产方法
CN116219323A (zh) * 2023-01-31 2023-06-06 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 孔隙均匀低表面波纹度热镀锌合金化h220bd钢板及其制备方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA1093135A (en) 1977-04-01 1981-01-06 Ted G. Proctor Noise reduction in a permanent magnet synchronous motor
JP2859270B2 (ja) 1987-06-11 1999-02-17 旭光学工業株式会社 カメラの視線方向検出装置
US4933272A (en) 1988-04-08 1990-06-12 Eastman Kodak Company Photographic emulsions containing internally modified silver halide grains
JPH02301540A (ja) 1989-05-15 1990-12-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 微細粒フェライト鋼材
US5074926A (en) * 1989-11-16 1991-12-24 Kawasaki Steel Corp. High tensile cold rolled steel sheet and high tensile hot dip galvanized steel sheet having improved stretch flanging property and process for producing same
DE69130555T3 (de) 1990-08-17 2004-06-03 Jfe Steel Corp. Hochfestes Stahleinblech zur Umformung durch Pressen und Verfahren zur Herstellung dieser Bleche
EP2312008B1 (en) 1997-01-29 2012-03-14 Nippon Steel Corporation High-strength steels having high impact energy absorption properties.
JP3320014B2 (ja) 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
JP3386726B2 (ja) 1997-09-11 2003-03-17 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板及びその製造方法並びに冷延鋼板の製造方法
BR9806204A (pt) 1997-09-11 2000-02-15 Kawasaki Heavy Ind Ltd Chapa de aço laminada a quente que apresenta grãos finos com formabilidade aperfeiçoada, produção de chapa de aço laminada a quente ou laminada a frio.
KR100572179B1 (ko) * 1999-10-22 2006-04-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및그 제조방법
JP3698046B2 (ja) * 1999-10-22 2005-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
CA2387322C (en) 2001-06-06 2008-09-30 Kawasaki Steel Corporation High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same

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Publication number Publication date
KR100949694B1 (ko) 2010-03-29
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