TW201337000A - 高強度薄鋼板及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
依據本發明,藉由由特定鋼板成分組成所構成,且鋼板組織中,鐵氧體(ferrite)相之平均結晶粒徑設為10μm以下,鐵氧體相之體積率設為30%以上、70%以下,且馬氏體(martensite)相與殘留之奧氏體(austenite)相之體積率合計含10%以下,而且,鄰接之各不同相間之奈米硬度(nanohardness)之差為4GPa以內之鄰接相之比例成為90%以上,可得到具有拉伸強度(TS)為980MPa以上之高的值,且鋼板整體穩定且彎曲性優異之高強度薄鋼板。
Description
本發明係關於汽車零件等成形時適用之彎曲性優異且拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度薄鋼板及其製造方法。
又,本發明中之高強度薄鋼板包含熔融鍍敷鋅鋼板等之施以電鍍之鋼板。另外,熔融鍍敷鋅鋼板為包含鍍鋅後施以合金化熱處理之所謂合金化熔融鍍敷鋅鋼板者。
汽車零件等中使用之高強度薄鋼板,其用途特徵方面,除了高強度以外,也要求加工性優異。再者,最近基於因車體輕量化所致之燃料消耗率提高及確保衝撞安全性之觀點,對汽車車體則要求高強度之鋼板,而擴大其使用範圍。
然而,一般而言,鋼板隨著高強度化,而有加工性下降之傾向。因此,將高強度鋼板使用於汽車零件等時之第一課題為壓製成形時鋼板破裂。尤其,980MPa以上之高強度鋼由於大多係在彎曲成形下加工之零件,故彎曲成形性特別重要。
依據上述之要求,例如專利文獻1~4揭示藉由使距鋼板表層部10μm之範圍軟質化,而提高鋼板之彎曲特性之技術。
又,專利文獻5揭示在將鐵氧體(ferrite)分率設為
60%以上之條件,使鐵氧體相之奈米硬度Hnf與低溫轉變相(transition phase at low temperature)之奈米硬度Hnm之硬度比Hnm/Hnf為3.0以上,且鐵氧體分率為20~50%時,藉由使上述硬度比成為2.0以下,而改善鋼板之彎曲性之技術。又,奈米硬度於後文亦稱為奈米硬度。
另外,專利文獻6揭示加工性及熔接性優異之高強度熔融鍍敷鋅鋼板之製造技術。
專利文獻1:日本特開平2-175839號公報
專利文獻2:特開平5-195149號公報
專利文獻3:特開平10-130782號公報
專利文獻4:特開2005-273002號公報
專利文獻5:特開2009-167467號公報
專利文獻6:特開2008-280608號公報
然而,專利文獻1~4中記載之技術不僅預想得到鋼板之疲勞特性下降,且認為對於軟質相之穩定生成亦有問題。另外,專利文獻5中記載之技術,由於根據製造時之成分及退火條件,會使鐵氧體分率改變,故須掌握製造中之鐵氧體分率。另外,依據該鐵氧體分率,將鋼板組織之硬質相與軟質相之硬度比在鋼板全體中控制在特定值極為
困難。據此,專利文獻5中記載之技術之製造良率下降之疑慮高,而使成本變高之可能性亦高。另外,專利文獻6中記載之技術在作成進而推升至適用於高強度鋼之汽車車體之應用的薄鋼板時,其彎曲特性無法稱為足夠。
此處,過去之彎曲性評價係以使試驗片之n數成為3個左右,求得未發生破裂之最小彎曲半徑,而規定為臨界彎曲半徑。然而,增加n數時,即使在臨界彎曲半徑以上亦有發生破裂之情況。且,壓製成形零件由於係以數十cm以上之長度成形,故有必要使鋼板全體之彎曲性優異。
據此,為評價鋼板全體之彎曲性,有必要以比過去更多數之試驗片評價並測定臨界彎曲半徑。
本發明係鑑於上述現狀而完成者,其目的係提供一種具有拉伸強度(TS)為980MPa以上之高的值,且遍及鋼板全體具有優異之穩定彎曲性之高強度鋼板、以及其製造方法。
據此,本發明人等為解決上述課題而重複積極研究。其結果,得到之見解為藉由成為鄰接相之奈米硬度差受規定之組織,而得到鋼板全體穩定且良好之彎曲性。
本發明係以上述見解為基礎者。
亦即,本發明之要旨構成如下。
1.一種高強度薄鋼板,其以質量%計含有C:
0.05~0.3%、Si:0.01~2%、Mn:1.0~3.5%、P:0.040%以下、S:0.0050%以下、Al:0.001~1%及N:0.0060%以下,其餘為由Fe及不可避免之雜質成分組成所構成,鋼板組織中,鐵氧體相之平均結晶粒徑為10μm以下,鐵氧體相之體積率為30%以上、70%以下,且馬氏體(martensite)相與殘留之奧氏體(austenite)相之體積率合計為10%以下,而且,鄰接之各不同相間之奈米硬度之差為4GPa以內之鄰接相之比例為90%以上。
2.如前述1項之高強度薄鋼板,其中除前述成分組成以外,進而含有以質量%計由Cr:2.0%以下、Mo:0.50%以下、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下及B:0.02%以下中選出之一種或兩種以上。
3.如前述1或2項之高強度薄鋼板,其中除前述成分組成以外,進而含有以質量%計由Ti:0.10%以下、Nb:0.10%以下及V:0.10%以下之中選出之一種或兩種以上。
4.如前述1~3項中任一項之高強度薄鋼板,其中除前述成分組成以外,進而含有以質量%計由Ca:0.01%以下及REM:0.01%以下選出之一種或兩種。
5.如前述1~4項中任一項之高強度薄鋼板,其中鋼板表面具有熔融鋅鍍敷層。
6.一種高強度薄鋼板之製造方法,其係由使由如前述1~4項中任一項之成分所構成之鋼板經熱輥軋後,捲成捲狀(coil),接著經冷輥軋後,施以退火之一連串步驟
所成之薄鋼板之製造方法,其中上述熱輥軋係在板鋼坯加熱溫度:1000~1300℃、熱整飾輥軋溫度:850~950℃之條件下進行,接著以平均冷卻速度:5~200℃/秒於自熱整飾輥軋溫度冷卻至(熱整飾輥軋溫度-100℃)之溫度區域,且於400~650℃之溫度捲成捲狀後,施以冷輥軋,接著加熱至730~900℃,在該退火溫度區域保持10~500秒後,以1~50℃/秒之平均冷卻速度控制冷卻至500℃,進而冷卻至300℃以下後,再加熱至600℃以下,且以下述式(1)定義之回火(tempering)參數λ成為13000以上之條件施以回火:λ=(T+273)×(log(t)+20).....(1)
其中,T:再加熱溫度(℃),t:於再加熱溫度之保持時間(秒)。
7.一種高強度薄鋼板之製造方法,其係在如前述6項之高強度薄鋼板之製造方法中,以1~50℃/秒之平均冷卻速度控制冷卻至500℃,接著施以熔融鋅鍍敷處理,或進而施以合金化處理後,冷卻至300℃以下,來取代前述之以1~50℃/秒之平均冷卻速度控制冷卻至500℃且進而冷卻至300℃以下。
依據本發明,由於可製造彎曲性優異之高強度薄鋼板,尤其是可得到作為要求彎曲成形性之汽車零件用之鋼板之適當高強度薄鋼板。
又,本發明中,所謂高強度意指拉伸強度(以下稱為TS)在980MPa以上。且,所謂彎曲性優異意指以相當於鋼板寬度:900mm之試驗片30個(各試驗片之寬度:30mm)評價90°彎曲之臨界彎曲半徑時,所有試驗片滿足臨界彎曲半徑≦1.5t(t:板厚)之關係。
以下,具體說明本發明。
鄰接之各不同相間之奈米硬度之差成為4GPa以內之鄰接相之比例為90%以上
首先,針對本發明中,限定鄰接之各不同相(以下簡稱為鄰接相)間之奈米硬度之差之理由加以說明。
任意相與其鄰接相之奈米硬度之差較大時,基於該二相間之塑性變形能之差而容易產生孔隙(缺陷)係由以往過去之見解可預測到。然而,何種程度之硬度差容易出現孔隙之定量評價則未進行。
發明人等針對上述定量評價積極地檢討。其結果,了解該二相間之奈米硬度之差超過4GPa時,該二相間出現孔隙之概率極高。然而,試驗片之破裂,亦即鋼板之斷裂由於連結上述之孔隙而開始發生,故僅規定為鄰接相之奈米硬度之差不可超過4GPa,其控制並不實際。
因此,發明人等針鄰接相間之奈米硬度之差超過4GPa的相之存在比例為多少之情況會發生上述孔隙之連結進一步積極檢討。結果,了解到鄰接相間之奈米硬度差
超過4GPa之相的比例,以對於任意相之鄰接相中之邊界長度之比率表示超過10%時,相間會發生龜裂。此處所稱之邊界長度之導出方法如下。
首先,利用奈米壓痕(nano indentation)試驗,測定距表層50~500 μm間之特定範圍之奈米硬度。測定間隔較好設為2~3μm之間隔,測定點必須為50點以上,但較好測定300點以上。例如,在距鋼板表面50~500μm之間,在板厚方向以2~3μm間隔為20點,在與其正交之方向為20點之區域內,切成方格狀進行測定,測定400點。
接著,計算鄰接之測定點的硬度差,求得鄰接相間之硬度差為4GPa以內之部分的邊界長,計算測定部對於邊界長之比例。相間之邊界在此處認為係以直線狀存在測定點間之中央。又,同一組織之粒內測定複數點時,求其平均值並定義為該相之奈米硬度。
圖1及圖2中,顯示求得鄰接相間之硬度差之要領的模式圖。又,圖1所示之數據為參照以下所示之實施例之試驗No.1之試驗結果,或圖2所示之數據為參照No.20之試驗結果。
如此,本發明求得與鄰接相之奈米硬度之差成為4GPa以內之比例,將其比例規定為90%以上,而可得到所期待性能之薄鋼板。
本發明中之奈米硬度之測定方法可藉過去習知之測定方法,例如,可使用特開2006-52458號公報中記載之方法等。且,可使用Hysitron公司製造之TRIBO SCOPE
等。
具體而言,在以下所述之測定部位,於鋼板之寬度為900mm時,採樣30個試驗片(各試驗片之寬度:30mm),對每個試驗片於10mm×10mm之範圍選擇以下所述之測定部位中之3個部位,並特定出該部位中之組織。接著,使用上述之奈米硬度計測定經特定出之各相的奈米硬度,使用其結果求得鄰接之各相間之奈米硬度之差。
又,本發明之鋼板由於在板厚方向之硬度未變化而為均勻,故本發明之奈米硬度之測定部位係設為容易影響彎曲成形之鋼板表面附近,在距表面50~500μm之間之區域測定,代表鋼板奈米硬度。
接著,針對本發明中,將鋼板之成分組成限定在前述範圍之理由加以說明。又,關於成分組成之「%」只要沒有特別指明則表示質量%。
C係用以提高組織硬度之元素,得到980MPa以上之TS需要有0.05%以上之C。另一方面,C量超過0.3%時由於點熔接性(spot weldability)顯著劣化,故限制在0.3%以下。更好未達0.2%。又,就穩定地確保980MPa以上之TS之觀點而言,較佳之C量為0.08%以上。
Si為藉由固熔強化及加工硬化能之增加而有助於強度提高之元素。其效果在含0.01%以上展現。另一方面,含量超過2%時,鋼板表面呈氧化物而濃化,成為冷軋鋼板之化成處理不良或鋅鍍敷鋼板無法鍍敷之原因。是故,Si量限定在0.01~2%。且,Si由於會阻礙硬質量生成後之軟質化,故愈低愈好,較好為1.5%以下,更好為0.5%以下。
Mn可有效地助於強度提升,認為其效果在含有1.0%以上為有效。另一方面,超過3.5%而過度含有時,起因於Mn之偏析等而成為部分轉變點不同之組織,成為鐵氧體相與馬氏體相以帶狀存在之不均一組織。其結果,不僅鋼板之彎曲性(以下簡稱為彎曲性)下降,且於鋼板表面呈氧化物而濃化,亦成為化成處理不良或無法鍍敷之原因。因此,Mn量限定在3.5%以下。較好為3.0%以下。又,就穩定地確保強度而言較好為1.5%以上。
P為有助於強度提升之元素,但相反地亦為使熔接性劣化之元素。P量超過0.040%時,使熔接性變差之影響顯著顯現。另一方面,P量之下限並無特別限制,但P量過度減低會伴隨增加製鋼步驟中之製造成本。據此,較好為0.001%以上。又,較佳之上限為0.025%,更好為0.015%
以下。
S若增加會成為高溫熱脆性(ot-shortness)之原因,且形成介隔物MnS,藉由於冷輥軋後成為板狀之介隔物,而使材料之極限變形能下降,且使伸長凸緣性等之成形性降低。因此,S量極力減少愈佳,但可容許至0.0050%。另一方面,過度減低會伴隨增加製鋼步驟之脫硫成本。因此,較好為0.0001%以上。且更好上限為0.0030%。
Al可有效作為製鋼步驟中之脫氧劑,且就於鋼板中分離使彎曲性下降之非金屬介隔物方面亦為有用之元素。另外,Al在退火時具有抑制阻礙鍍敷性之表層的Mn、Si系氧化物之形成,提高鍍敷表面外觀之效果。為了得到該效果必須添加0.001%以上。另一方面,超過1%時,不僅導致鋼成分成本增加,亦使熔接性降低。因此,Al量限定在0.001~1%之範圍。較好為0.01~0.06%之範圍。
組織強化鋼中,N對於材料特性之影響並不太大,若在0.0060%以下則不會損及本發明之效果。另一方面,就因鐵氧體之清淨化而提高延展性之觀點而言,N量亦宜愈少愈好,但由於亦會增大製鋼上之成本,故下限宜為
0.0001%左右。
本發明中,除了上述基本成分以外,亦可適當添加以下所述之任意成分。
Cr為對於鋼之淬冷(quenching)強化有效之元素,除提高奧氏體之淬冷性,而可容易地得到高強度以外,亦可藉由均勻微細地分散硬質相而有效地助於成形性之提高。為了得到該等效果,宜添加0.01%以上。另一方面,超過2.0%時該等效果已飽和,反倒使表面品質顯著劣化。因此,添加Cr時係設為2.0%以下,較好為0.01~2.0%之範圍。更好為0.2~1.0%之範圍。
Mo為對鋼之淬冷強化有效之元素,容易以低碳成分系確保強度,亦提高熔接性。為了得到該等效果,宜添加0.01%以上。另一方面,Mo量超過0.50%時,該等效果已飽和,而成為成本提高之主因。因此,添加Mo時設為0.50%以下,較好為0.01~0.5%之範圍。更好為0.01~0.35%之範圍。
Ni為對鋼之淬冷強化有效之元素,容易以低碳成分系確保強度,且提高熔接性。為了得到該等效果,宜添加
0.01%以上。另一方面,Ni量超過1.0%時,該等效果已飽和,而成為成本提高之主因。因此,添加Ni時設為1.0%以下,較好為0.01~1.0%之範圍。更好為0.01~0.5%之範圍。
Cu為對鋼之淬冷強化有效之元素,容易以低碳成分系確保強度,且提高熔接性。為了得到該等效果,宜添加0.01%以上。另一方面,Cu量超過1.0%時,該等效果已飽和,而成為成本提高之主因。因此,添加Cu時設為1.0%以下,較好為0.01~1.0%之範圍。更好為0.01~0.5%之範圍。
B可提高淬冷性,抑制退火冷卻過程中引起之鐵氧體之生成,有助於得到期望之馬氏體量。為了得到該效果,B量較好含有0.0001%以上。另一方面,B量超過0.02%時上述效果已飽和。因此,添加B時設為0.02%以下,較好為0.0001~0.02%。更好為0.0005~0.0030%之範圍。
Ti係藉由與鋼中之C或N形成微細碳化物或微細氮化物,而對於熱軋板之組織及退火後之鋼板組織之細粒化或析出強度有效發揮作用。尤其,組織細粒化與鋼板之彎
曲及伸長之提高有關。為了得到該等效果,宜添加0.010%以上之Ti。然而,Ti量超過0.10%時,不僅上述效果飽和,且在鐵氧體中過度生成微細碳化物或微細氮化物之析出物,會有降低鐵氧體之延展性之虞。據此,添加Ti時設為0.10%以下,較好為0.010~0.10%之範圍。更好為0.010~0.060%之範圍。
Nb為藉由固熔強化或析出強化而有助於強度提高之元素。且,有助於鐵氧體粒及貝氏體(bainite)、馬氏體區域之粒的微細化,改善彎曲性及伸長率。該等效果於Nb之添加量處於0.010%以上時更容易得到。然而,超過0.10%而過量含有時,不僅使熱軋板硬質化,導致熱輥軋、冷輥軋時之輥軋荷重增大,亦使鐵氧體之延展性降低,使彎曲性劣化。據此,添加Nb時以設為0.10%以下,且宜為0.010~0.10%之範圍。又,就強度及加工性之觀點而言,Nb量更好成為0.030~0.070%之範圍。
V為藉由在鋼中與C或N形成微細碳化物或微細氮化物,而對於熱軋組織及退火後之鋼板組織之細粒化及析出強化之賦與有效發揮作用。尤其是組織之細粒化與鋼板之彎曲及伸長率提升有關。為了得到該等效果,宜添加0.001%以上之V。然而,V量超過0.10%時不僅該效果飽
和,且在鐵氧體中過度生成析出物,使鐵氧體之延展性下降。據此,添加V時設為0.10%以下,較好為0.001~0.10%之範圍。更好為0.010~0.060%之範圍。
Ca具有藉MnS等硫化物之形狀控制而提高彎曲性之效果,為了得到該效果,較好添加0.0001%以上。另一方面,有即使大量含有其效果亦飽和之傾向。據此,含有Ca時,設為0.01%以下,較好為0.0001~0.01%之範圍,更好為0.0001~0.0050%之範圍,又更好為0.0001~0.0020%之範圍。
REM具有藉由MnS等硫化物之形狀控制而提高彎曲性之效果,但有即使大量含有其效果亦飽和之傾向。據此,含有REM時設為0.01%以下,較好為0.0001%~0.01%之範圍,更好為0.0001%~0.0020%之範圍。
本發明之鋼板就得到期望之彎曲性及熔接性而言,除上述成分組成以外,其餘係由Fe及不可避免之雜質之組成所構成,但可視需要適當含有以下元素。
可以0.0001~0.1%之範圍含有不太使鍍敷性產生變化且具有使鋼板表層之結晶進行整粒之作用之Sb。
且,形成析出物之Zr、Mg等係含量極少者較佳,且不需要積極添加,但可分別以未達0.020%,更好未達
0.002%之範圍含有。
接著,針對本發明之鋼組織之限定範圍及限定理由加以說明。
鐵氧體相之平均結晶粒徑為10μm以下且體積率為30%以上、70%以下。
結晶粒徑超過10μm之粗大鐵氧體相由於形變極度集中,故鐵氧體相之平均粒徑超過10μm時鋼板之彎曲性下降。再者鐵氧體相之體積率未達30%時,即使與鄰接相之奈米硬度之差成為4GPa以內的比例為90%以上,亦由於對於鐵氧體相部分之形變集中較大,故無法得到特定之彎曲性。另一方面,鐵氧體相之體積率超過70%時難以確保TS為980MPa。據此,鐵氧體相之平均結晶粒徑設為10μm以下,且鐵氧體相之體積率為30%以上、70%以下。較好鐵氧體相之平均結晶粒徑為5μm以下,另一方面鐵氧體相之體積率較好為40%以上。
又,本發明中,鋼板組織中之各相之體積率意指相對於鋼板組織全體之該相之體積比率。
馬氏體相與殘留之奧氏體相之合計體積率為10%以下。
馬氏體相為極度硬質,隨著體積率增加會使彎曲性下降。且,殘留之奧氏體相相較於馬氏體相雖較為軟質,但由於彎曲變形中會轉變成馬氏體相,故仍會使彎曲性下降。據此,本發明中,藉由使該二者之合計以體積率計設為10%以下,可達成特定之彎曲性。較好為5%以下,更
好為3%以下,亦可為0%。又,本發明之馬氏體相意指未經回火之硬質馬氏體相,且可藉SEM觀察而特定出。
本發明中,鋼板組織中之馬氏體相與殘留奧氏體相之結晶粒徑並無特別限制,但較好為微細者,更好均為5μm左右以下。
本發明中,前述鐵氧體相、馬氏體相及殘留奧氏體相以外,有含有可能性之相列舉為回火馬氏體相、貝氏體相、珠光體(pearlite)相及滲碳體(cementite)相等等,該等前述鐵氧體、馬氏體及殘留奧氏體以外之相合計可含有30~70%。
且,本發明之高強度薄鋼板亦可作為在鋼板表面具有熔融鋅鍍敷層等之鍍敷層之熔融鋅鍍敷鋼板等之鍍敷鋼板。
接著,針對本發明之製造方法加以說明。
首先,由調製成前述較佳成分組成之熔鋼,以連續鑄造法或造塊-分塊法製造板鋼坯。接著,使所得板鋼坯冷卻後,再加熱,或者在鑄造後經加熱處理後直接進行熱輥軋。此時,將鋼板坯加熱溫度設為1000~1300℃,而使熱軋板均勻組織化,且將用以提高伸長率或拉伸凸緣性等之加工性之整飾輥軋溫度設為850~950℃,而抑制鐵氧體相與珠光體相2相所構成之帶狀組織之生成而使熱軋板均勻組織化。
進而,將熱整飾輥軋溫度~(熱整飾輥軋溫度-100℃)間之平均冷卻速度設為5~200℃/秒之範圍,為了提高表面
性狀及冷輥軋性,而將捲取成捲狀之捲取溫度設為400~650℃,結束熱輥軋,經酸洗後,以冷輥軋成為期望板厚。此時之冷輥軋下率為了藉由鐵氧體相之再結晶促進以提高彎曲性,故宜設為30%以上。又,本發明中之鋼板板厚為0.6~3.6 mm左右之範圍。
再者,依循本發明製造冷軋鋼板時,係繼而在上述步驟之後加熱至730~900℃之退火溫度,在該退火溫度區域中保持10~500秒後,以1~50℃/秒之平均卻速度控制冷卻至500℃,進而冷卻至300℃以下後,經再加熱成為600℃以下,且以下述之式(1)定義之回火參數λ成為13000以上之條件施以回火:λ=(T+273)×(log(t)+20).....(1)
其中,T:再加熱溫度(℃),t:於再加熱溫度之保持時間(秒)。
本發明中,雖包含在鋼板表面具有熔融鋅鍍敷層之所謂熔融鋅鍍敷鋼板,但製造該熔融鋅鍍敷鋼板時,於前述步驟之後,亦可藉一般習知方法施以熔融鋅鍍敷。
該情況下,最適當為以前述平均冷卻速度之控制冷卻進行至500℃,接著施以熔融鋅鍍敷處理,或者視需要進一步施以合金化處理後,冷卻至300℃以下,隨後,再加熱至600℃以下之範圍,且以上述回火參數λ成為13000以上之條件進行回火步驟。
如此可得到所期望之高強度熔融鋅鍍敷鋼板,但亦可對回火後之鋼板進而施以延展輥軋。
接著,具體說明上述製造條件之限定範圍及限定理由。
板鋼坯加熱溫度未達1000℃時,因熱輥軋中之片落(scale off)產生會使板鋼坯表層之氣泡、或偏析等之缺陷、鋼板表面之龜裂、進而使表面凹凸等降低之效果變小。另一方面,加熱溫度超過1300℃時,上述效果已飽和,且成本變高。據此,板鋼坯加熱溫度限定在1000~1300℃之範圍。
藉由使熱輥軋中之整飾輥軋溫度成為850℃以上,可提高彎曲性。該情況下,整飾輥軋溫度未達850℃時,熱輥軋後之鋼板雖成為結晶經伸展之加工組織,但鑄片內奧氏體安定化元素的Mn容易偏析,於其偏析區域之Ar3轉變點會降低。
若如此Ar3轉變溫度降低,則未再結晶溫度區域與輥軋結束溫度會處於相同溫度區域,結果,認為在熱輥軋後之組織中生成未再結晶之奧氏體。於如此成為含有未再結晶之奧氏體之不均一組織時,在材料加工時會阻礙均一變形,而極難以得到優異之彎曲性。
另一方面,整飾輥軋溫度超過950℃時,氧化物(熱輥軋垢)之生成量急劇增大,會使底層鐵與氧化物之界面
變粗糙。其結果,使酸洗或冷輥軋後之表面品質劣化。且,酸洗後一部分存在上述熱輥軋垢之殘留時,對於電阻點溶解性造成不良影響。再者,結晶粒徑變過度粗大,亦成為壓製時產生表面粗糙之原因。據此,整飾輥軋溫度為850~950℃,較好為880~930℃之範圍。
剛整飾輥軋後之高溫區域[以下稱為整飾輥軋溫度~(整飾輥軋溫度-100℃)之溫度區域]中,其冷卻速度未達5℃/秒時,熱輥軋後產生再結晶或顆粒成長,使熱輥軋板組織之結晶粒徑粗大化,同時鐵氧體與珠光體形成為層狀之所謂帶狀組織。在退火前成為該帶狀組織時,由於在產生成分濃度不均之狀態下進行熱處理,故退火步驟中之熱處理難以消除因濃度不均產生之組織不均,而使彎曲性下降。因此,上述高溫區域中之平均冷卻速度設為5℃/秒以上。另一方面,有即使上述高溫區域中之平均冷卻速度超過200℃/秒,效果亦飽和之傾向,故該溫度區域中之平均冷卻速度設為5~200℃/秒之範圍。
捲取溫度超過650℃時,熱輥軋垢之厚度增加,酸洗及冷輥軋後之表面粗糙,不僅形成凹凸,且因鐵氧體粒徑粗大化故導致彎曲性下降。又,酸洗後殘留熱輥軋垢時對
於電阻點熔接性造成不良影響。另一方面,捲取溫度未達400℃時熱輥軋板強度上升,於冷輥軋中之輥軋負荷增大,會使生產性下降。因此,捲取溫度設為400~650℃之範圍。
退火溫度低於730℃時,由於退火時無法充分生成奧氏體,故無法確保鋼板強度。另一方面,退火溫度高於900℃時,加熱中會使奧氏體粗大化,於隨後之冷卻過程中生成之鐵氧體相之量減少,且彎曲性下降,因此,退火溫度設為730~900℃之範圍。
又,該退火之保持溫度區域中之保持時間未達10秒時,退火中之奧氏體相之生成變少,而難以確保鋼板之強度。另一方面,因長時間退火有使結晶粒成長且粗大化之傾向,即使上述之退火溫度區域中之保持時間超過500秒,效果亦已飽和且成本變高。據此,保持時間設為10~500秒之範圍。較佳之保持時間為20~200秒之範圍。
退火後,直至500℃之平均冷卻速度對於進行鐵氧體相之體積分率控制,確保TS:980MPa級以上之強度中扮演重要角色。本發明中,控制退火後之冷卻速度之冷卻稱為控制冷卻。該控制冷卻之平均冷卻速度比1℃/秒慢時,
冷卻過程中生成之鐵氧體相之量變多且珠光體亦增加,無法確保TS。另一方面,平均冷卻速度超過50℃/秒時,鋼板全體之均勻冷卻變得困難,彎曲性容易產生變化。因此,設為1~50℃/秒。平均冷卻速度之較佳範圍為5~30℃/秒。
又,該情況之冷卻以氣體冷卻較佳,但亦可使用爐冷、霧冷、輥冷卻、水冷等或組合進行。
退火後,直至500℃之範圍的平均冷卻速度雖與上述製造冷軋鋼板時相同,但該情況之控制冷卻就確保鍍敷性之觀點而言以氣體冷卻較佳。
停止上述冷卻後,施以一般熔融鋅鍍敷處理成為熔融鋅鍍敷。或者,視需要在上述之熔融鋅鍍敷處理後,使用感應加熱裝置等施以再加熱實施合金化處理,成為合金化熔融鋅鍍敷鋼板。又,進行熔融鋅鍍敷處理時之處理條件只要依循慣用方法即可,例如鍍敷浴溫度為450~460℃左右,合金化處理之溫度為例如500℃左右。
此處,熔融鋅鍍敷之附著量以每面為20~150g/m2左右較佳。其理由為鍍敷附著量未達20g/m2時,難以確保耐腐蝕性,另一方面超過150g/m2時,耐腐蝕效果飽和,反而使成本上升。
前述退火後包含控制冷卻之冷卻中,由於在超過300℃之溫度區域之前,鋼板中大量殘留未轉變之奧氏體,故奧氏體容易分解成鐵氧體及馬氏體,難以藉由再加熱確保TS:980Mpa。因此,前述退火後係冷卻至300℃以下。較好冷卻至50℃以下,極力減少奧氏體之狀態後進行再加熱。
另外,即使於退火後之冷卻處於300℃以下之情況,若前述之回火參數λ(以下簡稱為λ)較小,亦有冷卻後大量馬氏體殘留之可能性。
上述冷卻後之再加熱係以使硬質之馬氏體或貝氏體軟化至特定硬度之方式進行再加熱,但即使加熱超過600℃效果亦飽和且成本變高。另外,熔融鋅鍍敷鋼板之情況,由於鋅與鐵之合金化過度進展,故壓製成形時容易產生鍍敷剝離。因此,再加熱設為600℃以下。再加熱之最低溫度並無特別規定,但亦可超過冷卻停止溫度,過於低溫時保持時間變長而使生產性下降。據此,較好為350℃左右以上。
另外,在前述λ未達13000之條件下,由於硬質相之軟化不充分,故無法得到充分之彎曲特性。其原因為λ愈大之條件硬質相愈軟化,故彎曲性提高。較好為14000以上,更好為15000以上。又,λ之上限就確保TS之觀點
而言較好為17000左右。
又,連續退火後,對於最終得到之鋼板可基於矯正形狀或調整表面粗糙度之目的僅進行調質輥軋,但過度進行延展輥軋時,會導入過多形變成為結晶粒經伸展之輥軋加工組織,會有彎曲性降低之情況,故延展輥軋之壓下率較好為0.1~1.5%左右之範圍。
熔製成為表1所示之成分組成之鋼,作成板鋼坯後,以表2所示之各種條件分別實施熱輥軋、酸洗,壓下率:50%之冷輥軋、連續退火或進而鍍敷處理,製作板厚為1.4mm之鋼板。鍍敷處理係作成每面之鍍敷附著量為45g/m2之熔融鋅鍍敷鋼板或合金化熔融鋅鍍敷鋼板。又,鍍敷浴溫為460℃,合金化處理溫度為500℃。
針對上述得到之各種鋼板,進行以下所示之材料試驗,調查材料特性。
所得結果示於表3。又,表3所示之鐵氧體相、馬氏體相及殘留奧氏體相以外之相為貝氏體或回火之馬氏體。
又,材料試驗及材料特性之評價方法如下。
本發明之鋼板由於在板厚方向為均質,故於與鋼板之輥軋方向平行之剖面以1000~3000倍範圍之倍率,拍攝鋼板表層部之SEM照片,於距鋼板表面或距鋼板與鋅鍍敷
之界面至鋼板內層側50~200μm左右之區域,進行鋼板組織之觀察,由該觀察結果求得之鐵氧體、或未回火之馬氏體(以下簡寫為馬氏體)之體積率,代表鋼板中之體積率。亦即,鐵氧體及馬氏體之體積分率係使用倍率:1000倍~3000倍之剖面組織照片,以目視判定並特定出鐵氧體及馬氏體,藉由圖像解析,求得鐵氧體及馬氏體之佔有面積,以此作為鐵氧體相之體積分率。
又,針對殘留奧氏體量係自鋼板表面朝上述剖面方向研磨至0.1mm位置後,以化學研磨進研磨0.1mm之面,以X射線繞射裝置使用Mo之Kα線,測定fcc鐵之(200)、(220)、(311)面與bcc鐵之(200)、(211)、(220)面之積分強度,由該等求得殘留奧氏體之體積分率,作為殘留奧氏體之體積分率。又,針對觀察視野中之鐵氧體相,求得平均結晶粒徑且以結晶粒徑記載於表3中。
使用與C方向,亦即與輥軋方向成90°之方向作為長度方向(拉伸方向)之JIS Z 2201中所記載之5號試驗片,依據JIS Z 2241進行拉伸試驗,分別評價耐力(YP)、TS及伸長率(El)。
基於JIS Z2248之V Block法進行測定。以目視確認
彎曲部之外側且判定有無龜裂,以未產生龜裂之最小彎曲半徑作為臨界彎曲半徑。試驗片寬度設為30mm,且每一鋼種進行30個試驗。將切斷為長度:100mm,寬度:32mm之矩形者以每單側機械研磨1mm至寬度:30mm而製作試驗片。試驗片之長度方向設為C方向,試驗片係於鋼板寬度方向連續取樣。又,由於無法於與C方向成直角方向以1列取樣30片試驗片,故以數列進行取樣。又,30個全部未發生破裂之最小彎曲半徑定義為臨界彎曲半徑,且滿足臨界彎曲半徑≦1.5t(t:板厚)之關係時判定為彎曲特性良好。
奈米壓痕試驗係使用Hysitron公司製造之Tribo Scope,以荷重:1000μN,2~3μm之間隔,測定距鋼板表面50~500μm之間之奈米硬度。測定點為50~400點。由測定之硬度計算鄰接之測定點之硬度差,求得臨接相間之硬度差為4Gpa以內的部分之邊界長,計算相對於測定部之邊界長之比例。相間之邊界於此處係以直線狀存在於測定點間之中央。
如表3所示可知,依據發明例之鋼板任一者均滿足TS≧980MPa,同時滿足臨界彎曲半徑/板厚≦1.5之關係之彎曲性優異之高強度薄鋼板。
本發明之超高強度薄鋼板由於具有高的拉伸強度及高
的彎曲性,故可適當地使用於以汽車零件為代表之建築及家電領域等要求彎曲成形之零件之領域中。
圖1為顯示求得鄰接相間之硬度差之要領的模式圖。
圖2為顯示求得鄰接相間之硬度差之要領的另一模式圖。
Claims (7)
- 一種高強度薄鋼板,其以質量%計含有C:0.05~0.3%、Si:0.01~2%、Mn:1.0~3.5%、P:0.040%以下、S:0.0050%以下、Al:0.001~1%及N:0.0060%以下,其餘為由Fe及不可避免之雜質成分組成所構成,鋼板組織中,鐵氧體(ferrite)相之平均結晶粒徑為10μm以下,鐵氧體相之體積率為30%以上、70%以下,且馬氏體(martensite)相與殘留之奧氏體(austenite)相之體積率合計為10%以下,而且,鄰接之各不同相間之奈米硬度之差為4GPa以內之鄰接相之比例為90%以上。
- 如請求項1之高強度薄鋼板,其中除前述成分組成以外,進而含有以質量%計由Cr:2.0%以下、Mo:0.50%以下、Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下及B:0.02%以下中選出之一種或兩種以上。
- 如請求項1或2之高強度薄鋼板,其中除前述成分組成以外,進而含有以質量%計由Ti:0.10%以下、Nb:0.10%以下及V:0.10%以下之中選出之一種或兩種以上。
- 如請求項1~3中任一項之高強度薄鋼板,其中除前述成分組成以外,進而含有以質量%計由Ca:0.01%以下及REM:0.01%以下選出之一種或兩種。
- 如請求項1~4中任一項之高強度薄鋼板,其中鋼板表面具有熔融鋅鍍敷層。
- 一種高強度薄鋼板之製造方法,其係由使由如請 求項1~4中任一項之成分所構成之鋼板經熱輥軋後,捲成捲狀(coil),接著經冷輥軋後,施以退火之一連串步驟所成之薄鋼板之製造方法,其中上述熱輥軋係在板鋼坯加熱溫度:1000~1300℃、熱整飾輥軋溫度:850~950℃之條件下進行,接著以平均冷卻速度:5~200℃/秒於自熱整飾輥軋溫度冷卻至(熱整飾輥軋溫度-100℃)之溫度區域,且於400~650℃之溫度捲成捲狀後,施以冷輥軋,接著加熱至730~900℃,在該退火溫度區域保持10~500秒後,以1~50℃/秒之平均冷卻速度控制冷卻至500℃,進而冷卻至300℃以下後,再加熱至600℃以下,且以下述式(1)定義之回火(tempering)參數λ成為13000以上之條件施以回火:λ=(T+273)×(log(t)+20).....(1)其中,T:再加熱溫度(℃),t:於再加熱溫度之保持時間(秒)。
- 一種高強度薄鋼板之製造方法,其係在如請求項6之高強度薄鋼板之製造方法中,以1~50℃/秒之平均冷卻速度控制冷卻至500℃,接著施以熔融鋅鍍敷處理,或進而施以合金化處理後,冷卻至300℃以下,來取代前述之以1~50℃/秒之平均冷卻速度控制冷卻至500℃且進而冷卻至300℃以下。
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