CN1970812B - 均匀伸长性能优良的高强度钢及其制造方法 - Google Patents

均匀伸长性能优良的高强度钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明目的在于提供一种强度不低于780MPa、屈强比高、强度和均匀伸长之间具有优良的平衡性、镀性能好、并且强度和拉伸翻边性之间具有良好平衡的高强度钢板。本发明提供的钢板中含有0.05-0.25％的C，小于0.5％的Si，0.5-3.0％的Mn，不大于0.06％的P，不大于0.01％的S，0.50-3.0％的Sol.Al，不大于0.02％的N，0.1-0.8％的Mo，0.02-0.40％的Ti，其余为铁和不可避免的杂质；其中该钢板具有由至少三相形成的结构，所述三相除具有以分散状态析出的含Ti和Mo的复合碳化物的铁素体相外还包括贝氏体相和残留奥氏体相，铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％，贝氏体相的体积在5％-60％之间，残留奥氏体相的体积在3％-20％之间。

Description

均匀伸长性能优良的高强度钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及强度不低于780MPa，强度(TS)和均匀伸长(U·EL)之间具有优良平衡的高强度钢板。该钢板适用作进行压力成形、弯曲加工或者拉伸翻边等加工的构件的原料。
背景技术
随着对环境问题关注的增加，人们在努力尝试通过增加部件的强度或降低部件的厚度来减少部件的重量。而且，随着高强度钢板应用领域的扩展，压力成形越来越广泛地应用于复杂的过程，甚至应用于处理高强度钢板，这使得对于具有高强度、同时具有优良加工性能的材料的需求增加。
特别是在汽车领域，高强度钢板不仅要具有强度和拉伸翻边性(stretch flangeability)的平衡，还要求具有其它的多种性能。更具体地，所述要求包括：(1)在撞车情况下，就安全性而言，钢板应具有高屈强比(YS/TS＞0.7)；(2)就胀形(bulging)性能而言，强度和均匀伸长之间应具有优良的平衡(TS×U·EL＞12000)；(3)就部件的耐久性而言，应具有好的镀性能(一般地，Si＜0.5％是绝对需要的条件之一)。特别地，就要求(2)中的均匀伸长(uniform elongation)而言，目前均匀伸长的改善是一个十分重要的因素，这是因为根据目前所要求的部件形状的复杂化和缩短压制成形时间，需要屈服点之后的直到颈缩开始的延性。然而，常规的技术很难同时满足上述(1)-(3)中的所有要求。
以往，习惯使用高强度钢板来制造结构件，因此，对拉伸翻边性的评价要比对胀形性能的评价重要的多。因此迄今为止已提出许多方法，用于同时满足高强度和高拉伸翻边性的要求。如下文提到的专利文献1和2中分别提出了具有不低于700Mpa的高强度、但具有优良扩孔率的钢板。具体地，在专利文献1中提出，TiC或NbC析出于针状铁素体结构中，从而获得具有优良扩孔率的钢板。另一方面，在专利文献2中提出，为了增加钢板的扩孔率，至少85％的钢板结构由析出了TiC、及溶解了Mo的多边形铁素体形成。专利文献1和2中也提出了制造特定钢板的方法。然而，在上述引用的专利文献中，当将TiC和NbC用于析出强化时，析出物会不可避免地变大和粗大化，使得强度降低。由于变大和粗大化的析出提供了裂缝的起点和蔓延路线，因此还很难保证足够的拉伸翻边性。
为了克服上面指出的问题，下文提到的专利文献3提出了一种钢板，该钢板含有铁素体为主相，并带有析出于铁素体晶粒中、平均碳化物直径不大于50nm的V碳氮化物。该文献教导，这种特定结构的钢可以改善钢的总伸长、扩孔率和抗疲劳性。然而通过这种方法获得的结构主要由铁素体和珠光体组成，而没有试图利用残留的奥氏体和马氏体(根据教导，第二相的含量极期望为0％)。因此要阐述专利文献3中提出的钢板满足强度和均匀伸长之间的平衡是不合理的。另一方面，在下文提及的专利文献4，5，6，7，8，9和10中分别提出了一种高YS/TS率，拉伸翻边性好和镀性能(plating property)满意的钢板，以及制造该特定钢板的方法。并教导，通过构造由铁素体形成的结构，并且由含有Ti和Mo、平均析出物直径不大于10nm的超细析出物增强该铁素体结构，可获得具有优良性能的该钢板。在这些专利文献中提到的方法对于满足前面(1)中的要求是十分有效的。然而，该特定方法不能既获得铁素体单相结构，又同时获得强度和均匀伸长之间的良好平衡性。
现已提出了多种利用残留奥氏体(残留γ)的方法来改善强度和均匀伸长或者强度和总伸长(EL)之间的平衡。例如，下文提到的专利文献11中提出了一种具有强度和均匀伸长或者强度和总伸长之间具有良好平衡的钢板，和该特定钢板的制造方法。该文献教导，该钢板具有包含0.5-20重量％Si和0.005-0.3重量％Ti的组成，且该钢板含有平均晶粒直径小于2.5μm的铁素体为主组分，且该钢板具有含平均晶粒直径不大于5μm贝氏体和至少5％残留γ的结构。然而，在现有技术中主要是通过晶粒细化来增强钢板，因此很难满足YS/TS＞0.7和强度不低于780MPa的要求。
下文中提到的专利文献12和13各自公开了一种强度不低于780MPa、且强度与总伸长之间具有优良平衡的钢板，以及该特定钢板的制造方法。在专利文献12中指出，多边形铁素体空间因子率与其晶粒平均直径之比为7或更高，且为获得上述的钢板大量加入了Si。另一方面，专利文献13教导，为了获得上述的钢板，在Si加入量为0.5重量％或更高的残留γ钢中，铁素体是由含有Ti和Mo的微细析出物增强的。但在这些方法中，均要求Si的加入量为0.5重量％或更高，这劣化了钢板的表面性能和降低了钢板的镀性能。
作为不添加大量Si而获得残留γ钢的措施，例如在下文提到的专利文献14公开了一种强度和总伸长之间具有优良平衡的钢板。该文献教导，该钢板含有0.8-2.5重量％的Sol.Al，且含有至少5体积％残留γ的微细多边形铁素体构成了钢板的主相。专利文献14还公开了该特定钢板的制造方法。在现有技术中，为了改善扩孔率，利用微细多边形铁素体做为钢板的主相。在这点上应该指出，微细多边形铁素体是用Si单独进行固溶体增强的，或是由TiC或NbC析出增强的，其结果导致在施加熔融镀锌于钢板表面的再加热阶段时，析出物变大和粗大化，这产生出晶粒变大和粗大化的不利之处，从而降低了强度和扩孔率。而且，为了获得微细多边形铁素体，有必要在Ar3-50至Ar3+100℃温度范围内于精轧机至少后段两个机架(stand)的辊间加热钢板，该温度范围内总轧制压缩比设定为30％或更多。为了加热精轧机辊间的钢板，可以直接对辊施加电流。然而，在此方法中，需要特殊的设备。此外还需要1500kVA的大动力。为了节约能源，还存在进一步改善的空间。
专利文献1：JP-A-7-11382
专利文献2：JP-A-6-200351
专利文献3：JP-A-2004-143518
专利文献4：JP-A-2002-322539
专利文献5：JP-A-2002-322540
专利文献6：JP-A-2002-322541
专利文献7：JP-A-2002-322543
专利文献8：JP-A-2003-89848
专利文献9：JP-A-2003-138343
专利文献10：JP-A-2003-138344
专利文献11：JP-A-2000-336455
专利文献12：JP-A-4-228538
专利文献13：JP-A-2003-321738
专利文献14：JP-A-6-264183
发明内容
本发明是基于上述情形而实现的，其目的在于提供一种高强度钢板，该钢板具有不低于780MPa的高强度，强度和拉伸翻边性之间具有良好的平衡性，屈强比高(YS/TS＞0.7)，强度和均匀伸长之间具有优良的平衡性(TS×U·EL＞12000)，且镀性能好(一般地，Si＜0.5％是绝对需要的条件之一)。
在保持钢板高屈强比和良好镀性能的同时、改善强度和均匀伸长之间平衡性的方法中，为了优化钢板的组分和结构，本发明对强度不低于780MPa的高拉力钢板进行了广泛研究，得到如下三点结果：
(1)如果钢板具有包含铁素体相和贝氏体相的复杂结构，并且铁素体晶粒是由含Ti和Mo，或含Ti、Mo和V的微细复合碳化物而析出增强的，那么即使该结构具有不低于780MPa的高强度，也可获得高屈强比，良好的伸长和拉伸翻边性。
(2)通过使用Al而不是Si，和利用能获得高强度的贝氏体相，可使合适量的奥氏体残留在高强度钢板中，并使镀性能得以改善。
(3)结合上述(1)和(2)的发现，强度和均匀伸长之间的平衡可以得以改善。
在上述发现的基础上，本发明提供了如下的1-8项发明：
(1)一种强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板，其特征在于该钢板由如下组成：
0.05-0.25质量％的C，小于0.5质量％的Si，0.5-3.0质量％的Mn，不大于0.06质量％的P，不大于0.01质量％的S，0.50-3.0质量％的Sol.Al，不大于0.02质量％的N，0.1-0.8质量％的Mo，0.02-0.40质量％的Ti，其余为铁和不可避免的杂质；
该钢板具有由至少三相形成的结构，所述三相除具有以分散状态析出的含Ti和Mo的复合碳化物的铁素体相外还包括贝氏体相和残留奥氏体相，其中铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％，贝氏体相的体积为5％-60％，残留奥氏体相的体积为3％-20％。
(2)一种强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板，其特征在于，该钢板由如下组成：0.05-0.25质量％的C，小于0.5质量％的Si，0.5-3.0质量％的Mn，不大于0.06质量％的P，不大于0.01质量％的S，0.50-3.0质量％的Sol.Al，不大于0.02质量％的N，0.1-0.8质量％的Mo，0.02-0.40质量％的Ti，0.05-0.50质量％的V，其余为铁和不可避免的杂质；
该钢板具有由至少三相形成的结构，所述三相除具有以分散状态析出的含Ti、Mo和V的复合碳化物的铁素体相外还包括贝氏体相和残留奥氏体相，其中铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％，贝氏体相的体积为5％-60％，残留奥氏体相的体积为3％-20％。
(3)根据(1)或(2)所述的强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板，其特征在于，存在于铁素体相中的含Ti和Mo的复合碳化物或者含Ti、Mo和V的复合碳化物的平均碳化物直径不大于30nm。
(4)根据(1)-(3)任一项中所述的强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板，其特征在于，钢板表面具有锌基镀层(zinc-basedplated coating)。
(5)一种制造强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板的方法，其特征在于包括如下步骤：
对钢板进行热轧，所述钢板由如下组成：0.05-0.25质量％的C，小于0.5质量％的Si，0.5-3.0质量％的Mn，不大于0.06质量％的P，不大于0.01质量％的S，0.50-3.0质量％的Sol.Al，不大于0.02质量％的N，0.1-0.8质量％的Mo，0.02-0.40质量％的Ti，其余为铁和不可避免的杂质；及
在350℃-580℃的温度范围，对热轧后的钢板进行卷绕。
(6)一种制造强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板的方法，其特征在于包括如下步骤：
对钢板进行热轧，所述钢板包括：0.05-0.25质量％的C，小于0.5质量％的Si，0.5-3.0质量％的Mn，不大于0.06质量％的P，不大于0.01质量％的S，0.50-3.0质量％的Sol.Al，不大于0.02质量％的N，0.1-0.8质量％的Mo，0.02-0.40质量％的Ti，其余为铁和不可避免的杂质；以30℃/s-150℃/s的平均冷却速率将热轧后的钢板冷却至卷绕温度；及
在350℃-580℃的温度范围，对冷却后的钢板进行卷绕。
(7)一种制造强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板的方法，其特征在于包括如下步骤：
对钢板进行热轧，所述钢板包括：0.05-0.25质量％的C，小于0.5质量％的Si，0.5-3.0质量％的Mn，不大于0.06质量％的P，不大于0.01质量％的S，0.50-3.0质量％的Sol.Al，不大于0.02质量％的N，0.1-0.8质量％的Mo，0.02-0.40质量％的Ti，其余为铁和不可避免的杂质；
以不低于30℃/s的平均冷却速率将热轧后的钢板冷却至600℃-750℃的温度范围；
在上述温度范围内对钢板进行空气冷却1-10s；
以不低于10℃/s的平均冷却速率将钢板冷却至卷绕温度；及在350℃-580℃的温度范围，将冷却后的钢板卷绕。
(8)根据(5)-(7)任一项中所述的制造强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板的方法，其特征在于该钢板进一步包含0.05-0.50质量％的V。
(9)根据(5)-(8)任一项中所述的制造强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板的方法，其特征在于进一步包括在钢板表面施加锌基镀(zinc-based plating)的步骤。
具体实施方式
对本发明中的金属结构、化学组分和制造条件进行详细的描述。
<金属结构>
首先对金属结构进行描述。
本发明中的高强度热轧钢板具有包括铁素体相、贝氏体相、残留奥氏体相三相的复杂结构。该复杂结构还可包括马氏体相。在本发明的钢板中，铁素体相由含Ti和Mo的复合碳化物或者含Ti、V和Mo的复合碳化物增强。下文对复杂结构的特定构造加以描述。
铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％，贝氏体相的体积在5％-60％之间。
一般地，铁素体相具有良好的伸长和拉伸翻边性，但不利于获得高强度。另一方面，贝氏体相坚硬，对获得高强度有利。就单相而言，贝氏体相也具有良好的拉伸翻边性。然而在由贝氏体相和铁素体相组成的复杂相结构中，在软铁素体相和硬贝氏体相之间的界面处产生裂纹从而使得拉伸翻边性明显降低。为了防止拉伸翻边性降低，有效的办法是减少铁素体相和贝氏体相之间在硬度上的差异。为了减少铁素体相和贝氏体相在硬度上的差异，利用含有Ti和Mo或者含有Ti、V和Mo的复合碳化物来增强铁素体是必要的。而且，由于在贝氏体转变过程中，碳向着奥氏体相(γ相)扩散，该γ相稳定而导致残留γ相的形成。因此可以断定，贝氏体相对于增加强度和形成残留γ相是必不可少的。正如下文中描述的，Al促使铁素体形成和C在奥氏体中的扩散从而促使残留奥氏体相的形成。这些效应主要产生在γ→α转变的过程中。为了获得高稳定性的残留γ相，重要的是进一步利用贝氏体转变来促使C向γ相的扩散。在这种情况下，为了获得不小于3％的残留γ相，即使在加入Al的条件下，贝氏体相的体积必须不小于5％。另一方面，如果贝氏体相的体积大于60％，则均匀伸长降低。同样，当由析出增强的铁素体相和贝氏体相的总体积小于80％时，则第四相如马氏体相的形成会使扩孔率降低。因此，铁素体相和贝氏体相的总体积规定在80％或更高，贝氏体相的体积规定在5-60％。顺便提一句，除了上面提到的三相外，无需定义其它相。例如，在本发明的钢板中当然可以含有马氏体。然而除上述三相外，其它相如马氏体相的含量理想地应尽可能的小。
残留γ相的体积在3％-20％之间：
残留γ相会带来所谓的“TRIP效应”，从而显著地改善了钢板的伸长特性。应该指出，如果在由微细析出物增强的铁素体以及贝氏体中残留γ相的量在3％-20％，均匀延伸特性显著的得以改善。如果残留γ相的体积低于3％，不可能充分获得这一特定效果。同样，为了获得体积超过20％的残留γ相，有必要增加C和Al的加入量或是热轧后在冷却过程进行再加热。在这种情况下，残留γ相的体积设定在3％-20％。顺便提一句，残留γ相的体积可以由X射线衍射法进行测定。
含有Ti和Mo的复合碳化物，以及含有Ti、Mo和V的复合碳化物：
与已使用的TiC相比，含有Ti和Mo以及含有Ti、Mo和V的复合碳化物是微细析出的，从而可有效增强钢板。可以合理地理解为：因为Mo和V的碳化物形成趋势低于Ti的碳化物形成趋势，Mo和V可以高稳定性而微细地存在，因此加入很少量的Mo和V(不降低钢板的加工性能)即可以有效地增加钢板的强度。而且，如果在被复合碳化物细粒增强的铁素体相以及在贝氏体相中存在3-20％的残留γ相，则均匀伸长得以显著改善。可以合理地理解为：因为增强后的铁素体相和贝氏体相之间的硬度差异小，铁素体相和贝氏体相如同具有高强度的单相结构，因此由残留γ相而在结构中产生出TRIP效应。另一方面，因为Ti呈现出很强的碳化物形成趋势，析出物趋于变大和粗大化，使得不含有Mo或者不含Mo和V的钢板的增强效果降低。在这种情况下，为了获得钢板所要求的强度，必须析出大量的TiC，从而导致伸长特性下降。而且，当钢板再次加热时，不含有Mo或者不含Mo和V的复合碳化物容易变大和粗大化，从而降低了钢板的强度。因此，含有Ti和Mo或者含有Ti、Mo和V的复合碳化物微细分散在铁素体中。
复合碳化物的平均碳化物直径不大30nm：
与TiC相比，含有Ti和Mo或者含有Ti、Mo和V的复合碳化物倾向于微细析出。当复合碳化物的颗粒碳化物不大于30nm时，其能够更有效地增强铁素体相，从而改善强度和均匀伸长之间的平衡并改善拉伸翻边性。另一方面，如果复合碳化物的平均碳化物直径大于30nm，则钢板的均匀伸长和拉伸翻边性降低。因此，规定复合碳化物平均粒径不大于30nm。
[化学组分]
下文对化学组分加以描述。顺便说一句，在下文的描述中使用的“％”表示质量百分比。
C：0.05-0.25％：
C形成了含有Ti和Mo或者含Ti、Mo和V的复合碳化物，该复合碳化物微细析出于铁素体基质中，从而赋予钢板很高的强度。此外，在铁素体或贝氏体转变过程中，C在奥氏体中发生扩散，从而促进了残留γ相的形成。然而如果C含量低于0.05％时，不形成残留γ相，使延伸特性降低。相反，如果C含量超过0.25％，则促进了马氏体的形成从而使拉伸翻边性劣化。因此，规定C含量在0.05-0.25％。
Si：小于0.5％：
Si有助于固溶体增强。从这方面考虑，钢中Si的含量不应低于0.001％。但是，如果Si的加入量超过0.5％，会削弱钢板的表面性能和降低钢板的镀性能。因此，规定Si含量小于0.5％。
Mn：0.5-3.0％：
Mn用于抑制渗碳体的形成，从而促进C在奥氏体相中的扩散和有助于残留γ的形成。然而，如果Mn的含量低于0.5％，不能产生足够的抑制渗碳体形成的效果。同样，如果Mn含量超过3％，则会导致明显的偏析，从而降低钢板的加工性能。因此，规定Mn的含量在0.5-3.0％，优选0.8-2％。
P：不大于0.06％：
P有效地促进固溶体增强，也由于偏析导致钢的拉伸翻边性降低，因此P的含量应尽可能减少。规定P的含量为0.06％或更低，优选0.03％或更低。
S：不大于0.01％：
S形成Ti或Mo的硫化物，导致Ti和Mo的有效含量降低。因此S的含量应尽可能地降低，规定S的含量为0.01％或更低，优选0.005％或更低。
Sol.Al：0.50-3.0％：
一般而言，Al用作脱氧材料。但在本发明中，Al用来促使铁素体形成及C在奥氏体相中的扩散，从而在不劣化镀性能的情况下促进残留奥氏体的形成。然而如果以Sol.Al形式存在的Al的含量小于0.50％，则不可能获得足够的促进残留γ形成的效果。另一方面，如果Sol.Al的含量大于3.0％，则在铸造阶段的表面缺陷增加，使伸长和拉伸翻边性劣化。因此，规定Sol.Al的含量为0.50-3.0％。而且如果钢具有铁素体相、贝氏体相和残留γ相的三相复合结构，并且铁素体相由含Ti和Mo的复合碳化物或者含Ti、V和Mo的复合碳化物增强时，与加入Si相比，Al的加入可以改善强度和均匀伸长之间的平衡。
N：不大于0.02％：
N与Ti结合形成比较粗大的氮化物，使Ti的有效含量降低，因此N含量应尽可能地降低，规定N的含量为0.02％或更低，优选0.010％或更低。
Mo：0.1-0.8％；
需要Mo与Ti和C结合形成微细析出物，因此在本发明中Mo是重要的元素之一。当Mo的含量低于0.1％，则不能形成足够大量的微细析出物，从而很难获得不低于780MPa的高强度和高稳定性。另一方面，如果Mo的加入量超过0.8％，则添加Mo产生的效果饱和，另外导致钢的制造成本增加。因此，规定Mo的含量在0.1-0.8％，优选0.1-0.4％。
Ti：0.02-0.40％：
需要Ti与Mo和C结合形成微细析出物，因此在本发明中Ti是重要的元素之一。但是，如果Ti的含量低于0.02％，则不能形成足够量的复合碳化物的微细析出物，从而很难获得不低于780MPa的高强度和高稳定性。另一方面，如果Ti的加入量超过0.40％，则形成的复合碳化物粗大化，使钢板的强度降低。因此，规定Ti的含量在0.02-0.4％，优选0.04-0.30％。
V：0.05-0.50％：
V与Ti和Mo一道而有效形成微细析出物，因此在本发明中V是重要的元素之一。当不添加V时，微细的复合碳化物晶粒主要以TiMoC2的形式析出。但如果添加V，微细的复合碳化物粒子主要以(Ti，V)MoC2的形式析出。其结果，微细的复合碳化物可大量分散和析出，这对于增加钢板的强度是高度有效的。由此可以断定，V的加入对于获得强度不低于980MPa的钢板是十分有效的。并且，V的碳化物可以在相对低的温度下溶解，因此，在钢坯的再加热阶段V很容易溶解。由此可以断定，相比只使用Mo和Ti的情况，更容易增加钢板的强度。但是，如果V的含量低于0.05％，分散的微细复合碳化物的增加量不够。另一方面，如果V的加入量超过0.50％，则复合碳化物变大和粗大化，使钢的强度降低。因此，规定V的添加量在0.05-0.50％，优选0.1-0.40％。
[制造条件]
下文对本发明中采用的制造条件(热轧条件)加以描述。
本发明中的钢板可以通过热轧具有上述化学组成的钢坯制得。在本发明钢的制造过程中，所有本领域普遍已知的制钢方法都可以使用，因此钢的制造方法没有限制。例如：在熔化阶段，可合适地使用转炉或电炉，接下来使用真空脱气炉进行二次精制。就铸造方法而言，考虑到生产率和产品质量，理想地采用连续铸造方法。
在本发明中，可采用包括如下的普通工艺：铸造熔融钢，一次冷却铸钢至室温，将钢再次加热从而对其进行热轧。也可采用直接轧制工艺，其中在钢铸造后立即热轧，或是在钢铸造后进一步加热以赋予另外的热量后再进行热轧。在任何一种情况下，本发明的效果都不会受到影响。而且，在热轧过程中，可在粗轧后精轧前进行加热，或是在粗轧后加入热轧材料而进行连续轧制，或是进行热轧材料的加热和连续轧制。在任何一种情况下，本发明的效果都不会受到损害。顺便说一句，为了溶解碳化物，钢坯的加热温度理想地在1200℃-1300℃范围。而且，为了降低轧制负荷，确保表面性能，在热轧过程中的精轧温度理想地不低于800℃。另外，为了晶粒精制，精轧的温度不高于1050℃。
在本发明的钢板中，利用贝氏体转变来促进残留γ相的生成，利用贝氏体相来改善钢板的强度。为了生成贝氏体相，经热轧工艺后，规定卷绕温度在350℃-580℃是合适的。如果卷绕温度超过580℃，则卷绕工艺后渗碳体析出，相反，如果卷绕温度低于350℃，则马氏体相产生，使钢板的均匀伸长劣化。这表明，热轧后的钢板卷绕温度在350℃-580℃是合适的，优选400℃-530℃。顺便提一句，为了获得上述的本发明组织，理想地在热轧后以30℃/s的平均冷却速率将钢板冷却至150℃。如果热轧步骤后平均冷却速率低于30℃/s，则铁素体相中所含的铁素体晶粒和复合碳化物晶粒变大、粗大化，使钢板的强度降低。因此平均冷却速率理想地不低于30℃/s。如果热轧步骤后平均冷却速率高于150℃/s，则铁素体晶粒和碳化物很难产生。因此优选平均冷却速率不高于150℃/s。
此外，冷却工艺理想地包括如下步骤：以不低于30℃/s的平均冷却速率将热轧后的钢板冷却至600℃-750℃，将钢板空气冷却1s-10s至600℃-750℃范围，及以不低于10℃/s的平均冷却速率将钢板冷却至卷绕温度，然后在350℃-580℃温度范围内将钢板卷绕。通过该特定的冷却工艺，可容易地获得上述的本发明组织。应该指出，如果热轧后平均冷却速率低于30℃/s，则铁素体相中所含的铁素体晶粒和复合碳化物晶粒变大、粗大化，使钢板的强度降低。而且如果在600℃-750℃温度范围空气冷却1s-10s，可促使铁素体转变，从而促进C在未转变的γ中扩散和促进含Ti-Mo或含Ti-V-Mo的复合碳化物在形成的铁素体中的微细析出。如果空气冷却温度高于750℃，则析出物变大、粗大化，使得钢板强度降低。另一方面，如果空气冷却温度低于600℃，则复合碳化物析出不充分，使得钢板强度降低。另外，如果空气冷却时间少于1s，则复合碳化物析出不充分。另一方面，如果空气冷却时间大于10s，则铁素体转变过度进行，导致不能得到不低于5％的贝氏体相含量。此外，如果空气冷却后平均冷却速率低于10℃/s，则珠光体形成，拉伸翻边率降低。
顺便提一句，在本发明中，热轧后的冷却速率和空气冷却后的冷却速率的上限没有特别的规定。然而，热轧后的冷却速率理想地不高于700℃/s，空气冷却后的冷却速率理想地不高于200℃/s。
顺便提一句，可对本发明的钢板进行镀如热浸镀或镀锌，从而在钢板的表面形成锌基镀层。自然地，本发明的高强度钢板包括通过上述镀处理而在钢板表面上形成锌基镀层，从而获得的镀锌钢板。也可对钢板的表面进行化学处理。
因为本发明的钢板显示出良好的可加工性，因此即使在表面形成镀锌体系的镀层，钢板依然保持良好的可加工性。顺便提一句，上面提到的锌基镀指的是镀锌和基于锌的镀。镀层除了锌之外，可包括如Al和Cr的合金元素。顺便提一句，对于表面形成镀锌层的钢板而言，可对钢板的镀层表面进行合金化处理。在通过热浸于熔融锌中进行镀的情况下，对于镀前的退火温度，如果加热温度低于450℃，则锌不会镀在钢板表面。另一方面，如果退火温度超过Ac3，钢板的均匀伸长降低。因此，加热温度理想地在450℃至Ac3范围内。
在本发明的钢板中，具有黑皮表面的钢板和用酸清洗过的钢板的性能没有差别。在本发明中对硬化冷轧不做特别的限制，只要大体上施加了硬化冷轧即可。希望酸洗后再对钢板进行镀锌。然而，酸洗后通过热浸于熔融锌中进行锌基镀或者对具有黑皮表面的钢板进行镀都是可以的。
实施例
具有表1所示化学组成的钢坯被加热至不同的温度，将加热后的钢坯进行热轧而获得各自厚度为2.0mm的热轧钢板。在热轧钢板制造过程中，改变加热温度，精轧温度，冷却速率及卷绕温度。热轧钢板酸洗后制成样品。为了获得提供拉伸翻边性标准的扩孔率λ，从钢板上切出130mm2大小的钢样品，再在样品上钻10mmΦ的孔。随后当裂缝穿透钢板时，将60度的锥形钻头从下面向上推，并测量孔直径d。扩孔率λ[％]可用下式计算得到：
λ(％)＝100·(d-10)/10
通过与轧制方向成90度的方向取出JIS 5抗张强度试验片，再对试验片进行抗张强度试验来获得钢板的机械性能。为了确定复合碳化物的组成，如Ti、Mo和V在复合碳化物中的含量，由钢板制备-薄膜样品，再由电子透射电镜(TEM)的能量色散型X射线分光仪(EDX)确定该组成。同样，为了确定复合碳化物的平均粒径，在放大倍数为20000下，观察不少于100个铁素体晶粒，基于单个复合碳化物的面积，通过图像处理将晶粒直径转化为对应的圆的直径。进一步地，将转化所得的直径平均即得到复合碳化物的粒径。通过光学显微镜和电子扫描显微镜(SEM)识别微结构，获得铁素体和贝氏体的面积百分比。将铁素体和贝氏体的面积百分比用作铁素体和贝氏体的体积百分比。残留γ相的量(体积百分比)通过X-射线散射而获得。
Figure G2006101628278D00161
Figure G2006101628278D00171
进一步，在加热温度为不高于Ac3的680℃、合金化温度为560℃下，利用连续镀锌生产线对钢A、J、L和AA部件进行合金化镀锌处理60s。为了评价镀层的外观和镀层的附着性，依照JIS Z 2248进行180度弯曲试验后，将胶带(Dunplonpon，NO.375，由Nitto Kako K.K.生产)贴于弯曲部分，随后将胶带剥离，并目测剥离胶带后钢板的表面状况。镀层根本未剥离的样品评价为“好”，镀层有剥离、从而通过裸眼观测到剥离的样品被评价为“差”。
制造条件如表2所示，热轧和酸洗后钢板样品的性能如表3所示，镀锌后钢板样品的性能如表4所示。从试验数据中可以明显地看出，相对于比较例而言，任一发明例都显示出高屈强比(YS/TS)，且强度和均匀伸长之间具有优良平衡，并具有优良的拉伸翻边性和镀性能。作为对照可以看出，比较例中的钢板样品至少一个条件不在本发明的范围内时，从而不能同时满足所有的性能要求，包括高屈强比、强度和均匀伸长之间的良好平衡性、良好的拉伸翻边性和良好的镀性能。
表2
  编号   钢   加热温度(℃)   精轧温度(℃)   至中间空气冷却温度的平均冷却速率(℃/s)   中间空气冷却开始温度(℃)
1 A 1250 860 135 685
  2   A   1270   920   100   700
  3   A   1270   845   110   750
  4   A   1270   875   90   735
  5   A   1250   840   60   690
  6   A   1270   875   70<sup>＊＊＊</sup>   -
  7   A   1270   865   65<sup>＊＊＊</sup>   -
  8   A   1250   850   31   710
  9   B   1280   880   120   700
  10   C   1250   860   130   690
  11   D   1270   880   80   675
  12   E   1270   870   85   675
  13   F   1270   950   100   720
  编号   钢   加热温度(℃)   精轧温度(℃)   至中间空气冷却温度的平均冷却速率(℃/s)   中间空气冷却开始温度(℃)
  14   G   1250   860   135   670
  15   H   1250   840   95   685
  16   I   1250   860   95   690
  17   J   1250   860   100   690
  18   K   1250   850   80   740
  19   L   1250   860   140   690
  20   L   1250   860   45   690
  21   L   1250   860   95   690
  22   L   1250   870   140   700
  23   L   1250   870   140   680
  24   L   1250   860   110   690
  25   L   1250   870   90   700
  26   M   1250   950   130   700
  27   M   1250   850   130   685
  28   N   1270   875   125   710
  29   O   1250   850   105   690
  30   P   1250   860   120   700
  31   Q   1250   860   120   690
  32   Q   1200   860   120   690
  33   R   1270   870   130   675
  编号   钢   加热温度(℃)   精轧温度(℃)   至中间空气冷却温度的平均冷却速率(℃/s)   中间空气冷却开始温度(℃)
  34   S   1250   875   125   700
  35   T   1250   875   125   680
  36   U   1250   870   130   680
  37   V   1270   890   130   675
  38   W   1270   890   130   675
  39   X   1280   900   100   710
  40   Y   1250   890   90   700
  41   Z   1250   860   135   690
  42   AA   1250   870   135   680
  43   AB   1250   860   120   700
＊＊＊)热轧后冷却至卷绕温度的平均冷却速率
续表2
  编号   中间空气冷却时间(s)   中间空气冷却终止温度(℃)   中间空气冷却后的平均冷却速率(℃/s)   卷绕温度(℃)  碳化物种类*
  1   5.0   660   55   430   A
  2   2.1   690   60   390   A
  3   5.5   723   100   480   A
  4   2.0   725   65   480   A
  5   4.8   666   40   450   A
  6   -   -   70<sup>＊＊＊</sup>   415   A
  编号   中间空气冷却时间(s)   中间空气冷却终止温度(℃)   中间空气冷却后的平均冷却速率(℃/s)   卷绕温度(℃)  碳化物种类*
  7   -   -   65<sup>＊＊＊</sup>   470   A
  8   4.5   688   30   430   A
  9   5.5   673   50   450   A
  10   5.0   665   60   430   A
  11   2.5   663   60   480   A
  12   2.5   663   60   480   A
  13   3.7   702   65   460   A
  14   4.5   648   60   520   A
  15   5.5   658   45   450   C
  16   5.0   665   45   430   A
  17   5.5   663   45   430   A
  18   6.0   710   50   400   A，B
  19   5.0   665   60   430   B
  20   5.5   663   45   430   B
  21   5.5   663   45   440   B
  22   3.5   683   50   480   B
  23   3.5   663   50   380   B
  24   5.5   663   45   570   B
  25   4.5   678   65   300   B
  26   5.0   675   60   430   B
  27   5.0   660   60   430   B
  28   4.5   688   60   460   B
  29   2.0   680   90   410   B
  编号   中间空气冷却时间(s)   中间空气冷却终止温度(℃)   中间空气冷却后的平均冷却速率(℃/s)   卷绕温度(℃)  碳化物种类*
  30   5.5   673   60   450   A，B
  31   5.0   665   55   430   B
  32   5.5   663   55   430   B
  33   3.5   658   65   470   B
  34   4.5   678   60   440   B
  35   4.5   658   60   470   B
  36   5.0   655   65   470   B
  37   5.0   650   65   450   B
  38   4.5   653   60   450   B
  39   5.0   685   45   450   A，B
  40   5.0   675   40   430   B
  41   5.5   663   45   430   D
  42   5.0   655   40   440   B
  43   5.0   675   45   450   B，D
＊)碳化物种类：A：Ti-Mo-C体系
               B：Ti-V-Mo-C体系
               C：Ti-C体系
               D：V-C体系
续表2
  编号  碳化物粒径**)(nm)  铁素体+贝氏体的体积百分比(体积％)   贝氏体的体积百分比(体积％) 残留γ的量(体积％) 备注
  1   9   89   50   10   发明例
  2   11   87   45   10   发明例
  编号  碳化物粒径**)(nm)  铁素体+贝氏体的体积百分比(体积％)   贝氏体的体积百分比(体积％) 残留γ的量(体积％) 备注
  3   8   84   49   15   发明例
  4   8   84   51   13   发明例
  5   10   87   40   11   发明例
  6   18   88   35   12   发明例
  7   20   87   27   11   发明例
  8   18   91   19   6   发明例
  9   12   85   50   14   发明例
  10   10   88   48   11   发明例
  11   10   90   56   8   发明例
  12   12   88   41   10   发明例
  13   25   90   38   9   发明例
  14   9   89   52   10   发明例
  15   45   86   42   6   比较例
  16   12   88   75   1   比较例
  17   11   90   49   7   比较例
  18   10   88   47   11   发明例
  19   12   87   45   12   发明例
  20   14   88   41   11   发明例
  21   12   87   43   12   发明例
  22   11   87   45   11   发明例
  23   11   90   45   9   发明例
  24   12   80   52   1   比较例
  25   10   60   15   2   比较例
  编号  碳化物粒径**)(nm)  铁素体+贝氏体的体积百分比(体积％)   贝氏体的体积百分比(体积％) 残留γ的量(体积％) 备注
  26   10   84   49   15   发明例
  27   12   86   47   13   发明例
  28   9   88   61   10   发明例
  29   17   95   20   5   发明例
  30   9   88   46   11   发明例
  31   10   86   44   13   发明例
  32   16   87   48   11   发明例
  33   15   88   53   10   发明例
  34   12   88   49   11   发明例
  35   10   87   50   11   发明例
  36   11   89   51   10   发明例
  37   20   85   45   13   发明例
  38   23   83   42   16   发明例
  39   13   77   47   8   比较例
  40   10   89   38   7   比较例
  41   15   85   76   4   比较例
  42   10   88   46   9   比较例
  43   33   90   41   7   比较例
**)碳化物粒径包括碳化物的种类A，B，C和D，而不包括铁基碳化物。
表3
编号 钢   YS(MPa)   TS(MPa)   YS/TS   U·El(％)  TS×U·El(MPa·％)   λ(％) 备注
  1   A   749   890   0.84   18.8   16732   162   发明例
编号 钢   YS(MPa)   TS(MPa)   YS/TS   U·El(％)  TS×U·El(MPa·％)   λ(％) 备注
  2   A   747   903   0.83   18.4   16615   135   发明例
  3   A   603   814   0.74   16.3   13268   163   发明例
  4   A   640   805   0.80   18.6   14973   164   发明例
  5   A   709   875   0.81   19.1   16713   166   发明例
  6   A   691   780   0.89   19.3   15054   156   发明例
  7   A   690   802   0.86   17.5   14035   154   发明例
  8   A   725   792   0.92   15.8   12514   142   发明例
  9   B   832   991   0.84   16.2   16054   129   发明例
  10   C   748   850   0.88   19.3   16405   165   发明例
  11   D   764   895   0.85   17.8   15931   156   发明例
  12   E   750   870   0.86   18.1   15747   159   发明例
  13   F   850   991   0.86   16.4   16252   133   发明例
  14   G   790   875   0.90   18.1   15838   161   发明例
  15   H   602   770   0.78   9.4   7238   81   比较例
  16   I   780   910   0.86   9.3   8463   76   比较例
  17   J   762   885   0.86   12.3   10886   118   比较例
  18   K   775   945   0.82   17.2   16254   145   发明例
  19   L   835   1010   0.83   16.8   16968   141   发明例
  20   L   815   993   0.82   16.6   16484   142   发明例
  21   L   820   998   0.82   18.8   18762   140   发明例
  22   L   811   987   0.82   17.8   17569   148   发明例
  23   L   828   1019   0.81   15.8   16100   138   发明例
编号 钢   YS(MPa)   TS(MPa)   YS/TS   U·El(％)  TS×U·El(MPa·％)   λ(％) 备注
  24   L   840   988   0.85   5.2   5138   75   比较例
  25   L   783   1024   0.76   6.8   6963   70   比较例
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  32   Q   805   981   0.82   16.5   16187   138   发明例
  33   R   877   1040   0.84   16.1   16744   140   发明例
  34   S   865   1008   0.86   16.3   16430   139   发明例
  35   T   846   994   0.85   16.9   16799   142   发明例
  36   U   872   990   0.88   16.5   16335   144   发明例
  37   V   846   1035   0.82   17.1   17699   137   发明例
  38   W   867   1063   0.82   16.8   17858   135   发明例
  39   X   784   1009   0.78   10.7   10796   74   比较例
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Figure G2006101628278D00231
Figure G2006101628278D00241
本发明提供了一种高强度热轧钢板，其用于各种领域，包括如汽车用钢板。

Claims (8)

1.一种强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板，其特征在于，该钢板由如下组成：0.05至0.25质量％的C，小于0.5质量％的Si，0.5至3.0质量％的Mn，不大于0.06质量％的P，不大于0.01质量％的S，0.50至3.0质量％的Sol.Al，不大于0.02质量％的N，0.1至0.8质量％的Mo，0.02至0.40质量％的Ti，其余为铁和不可避免的杂质；
该钢板具有由至少三相形成的结构，所述三相除具有以分散状态析出的含Ti和Mo的复合碳化物的铁素体相外还包括贝氏体相和残留奥氏体相，其中铁素体相和贝氏体相的总体积不小于80％，贝氏体相的体积为5％至60％，残留奥氏体相的体积为3％至20％。
2.如权利要求1所述的强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板，其特征在于，该钢板还包括0.05至0.50质量％的V，所述铁素体相具有以分散状态析出的含Ti、Mo和V的复合碳化物。
3.根据权利要求1或2所述的强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板，其特征在于，存在于铁素体相中的含Ti和Mo的复合碳化物或者含Ti、Mo和V的复合碳化物的平均碳化物直径不大于30nm。
4.根据权利要求1或2所述的强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板，其特征在于钢板表面具有锌基镀层。
5.根据权利要求3所述的强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板，其特征在于钢板表面具有锌基镀层。
6.一种制造强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板的方法，其特征在于包括如下步骤：
对钢板进行热轧，所述钢板由如下组成：0.05至0.25质量％的C，小于0.5质量％的Si，0.5至3.0质量％的Mn，不大于0.06质量％的P，不大于0.01质量％的S，0.50至3.0质量％的Sol.Al，不大于0.02质量％的N，0.1至0.8质量％的Mo，0.02至0.40质量％的Ti，其余为铁和不可避免的杂质；
以不低于30℃/s的平均冷却速率将热轧后的钢板冷却至600℃至750℃的温度范围；
在上述温度范围内对钢板进行空气冷却1至10s；
以不低于10℃/s的平均冷却速率将钢板冷却至卷绕温度；及
在350℃至580℃的温度范围，将冷却后的钢板进行卷绕。
7.根据权利要求6所述的制造强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板的方法，其特征在于钢板中进一步含有0.05至0.50质量％的V。
8.根据权利要求6所述的制造强度和均匀伸长之间具有优良平衡的高强度钢板的方法，其特征在于进一步包含对钢板表面施加锌基镀的步骤。
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