TW201420776A - 鋼板 - Google Patents
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Abstract
本發明之鋼板,金屬組織之潔淨度為0.08%以下,Mn之偏析度的α為1.6以下;且於熱成形時,承受了5%以下之塑性應變的低應變成形部與承受了20%以上之塑性應變的高應變成形部在前述熱成形後之平均硬度之差ΔHv為40以下。
Description
本發明有關於一種適用於如熱壓製般在熱成形之同時或熱成形隨後實施淬火之用途之鋼板(熱成形用鋼板)。更詳而言之,本發明有關於一種即便實施諸如伴隨成形部承受20%以上之塑性應變之成形之高應變成形之熱成形,亦可抑制成形部之應變引發肥粒鐵變態,而熱成形後硬度均一,韌性優良且熱成形後之韌性之非等向性較低之熱成形用鋼板。
本案並基於2012年08月28日已於日本提申之特願2012-187959號主張優先權,而在此援用其內容。
近年,汽車用鋼板之範疇中,為實現汽車之燃料費之提高及耐撞性之提昇,已擴大應用具備較高之拉伸強度之高強度鋼板。一般而言,鋼板一旦高強度化,則壓製成形性將降低。因此,伴隨高強度鋼板之應用,將難以製造形狀複雜之產品。具體而言,延展性將伴隨鋼板之高強度化而降低,故加工度較高之部位將發生斷裂,或伴隨鋼板之高強度化而增加回彈及彎曲問題。其結果,則導致加
工後之構件之尺寸精度劣化等問題。因此,使用高強度尤其780MPa以上之拉伸強度之鋼板,則不易藉壓製成形製造形狀複雜之產品。
不藉壓製成形而藉輥軋成形進行成形,亦可就高強度鋼板進行一定程度之加工。然而,輥軋成形則有僅可應用在長向上具有相同之截面之構件之加工之限制,構件形狀之自由度明顯受限。
因此,可壓製成形高強度鋼板般難以壓製成形之材料之技術,已於諸如專利文獻1中揭露一種加熱成形所需材料後再進行成形之熱成形(諸如熱壓製)之技術。該技術乃在成形前對軟質鋼板在成形之同時或隨後進行淬火,而在成形時確保良好之成形性,再於成形後,藉淬火而製得具備高強度之成形構件之技術。依據該技術,即可在淬火後製得主要由麻田散鐵所構成之組織,與使用具有複相組織所構成之組織之高強度鋼板之情形相較,可製得局部變形能力及韌性優良之成形構件。
目前,上述之熱壓製已發展至對形狀較單純之構件之應用,今後則期待其對於實施凸出(burring)成形般更困難之成形處理之構件之應用。然而,應用於實施更困難之成形處理之構件時,則可能於高應變成形部發生應變引發肥粒鐵變態,而使熱成形後之構件局部之硬度降低。
為抑制上述應變引發肥粒鐵變態,可在更高溫範圍內進行熱成形。然而,熱成形溫度之高溫化將招致生產率降低、製造成本增加、表面性質之劣化等,故不易應用
於量產技術。舉例言之,專利文獻1中,雖已揭露在850℃以上環境中進行壓製加工之技術,但實際之熱壓製則可能在自加熱爐取出已於加熱爐等中加熱至900℃程度之鋼板而加以搬送並置入壓機之過程中發生溫度降低至850℃以下之問題。此時,則難以抑制成形時之應變引發肥粒鐵變態。
就提昇熱壓製之生產率並提高成形後之構件內之材質安定性之觀點而言,專利文獻2則揭露了可省略壓模中藉散熱而進行之材料之冷卻製程之生產率優良之熱壓製高強度鋼製構件之製造方法。專利文獻2所揭露之方法乃極為優秀之發明,但鋼中必須含有大量之Mn、Cr、Cu、Ni等具備可提昇淬火性之作用之元素。因此,專利文獻2之技術尚有成本較高之問題。且,使用專利文獻2之技術而製造之構件可能因存在之各種夾雜物而導致韌性劣化及朝軋延方向伸長之夾雜物(主要為MnS)造成之韌性之非等向性。實際之構件性質將受限於低韌性側之特性,故若存在韌性之非等向性,則無法充分發揮原本之母材特性。舉例言之,進行專利文獻3所揭露之藉Ca處理而實施之已伸長之夾雜物之形態控制,即可降低韌性之非等向性。然而此時,韌性降低最多之方向上之韌性值雖將提高,但構件中之夾雜物量本身亦增加,故尚有其它方向性韌性值降低之問題。
專利文獻1:日本專利特開2002-102980號公報
專利文獻2:日本專利特開2006-213959號公報
專利文獻3:日本專利特開2009-242910號公報
如上所述,習知技術尚停留在將熱壓製應用於形狀較單純之構件。因此,至今尚未檢討在考量對實施凸出成形般更困難之成形處理之構件進行應用時可能發生之高應變成形部之應變引發肥粒鐵變態所導致熱成形後之構件(業經熱成形製程之鋼板)之局部之硬度降低、韌性之非等向性及韌性值之降低等技術問題。
本發明之目的即在提供一種即便實施伴隨上述問題即高應變成形之熱成形時,亦可抑制成形部之應變引發肥粒鐵變態,並使熱成形後之硬度均一(硬度差較小),而使熱成形後之韌性優良且韌性之非等向性較低之熱成形用鋼板。
本發明人等人已為解決上述問題而致力鑽研。
其結果,已有控制鋼板之化學組成、夾雜物量及中心偏析,即便實施伴隨高應變成形之熱成形,亦可製得可抑制應變引發肥粒鐵變態,並於熱成形後使硬度均一,且熱成形後之韌性優良而韌性之非等向性較低之熱成形用鋼板之新發現。另,以下之說明中,可能將硬度均一之情形稱為硬度分布安定。
以上述新發現為依據之本發明之要旨如下。
(1)本發明之一態樣之鋼板特徵在於其化學組成以質量%計,含有:C:0.18%~0.275%、Si:0.02%~0.15%、Mn:1.85%~2.75%、sol.Al:0.0002%~0.5%、Cr:0.05%~1.00%、B:0.0005%~0.01%、P:0.1%以下、S:0.0035%以下、N:0.01%以下、Ni:0~0.15%、Cu:0~0.05%、Ti:0~0.1%、及Nb:0~0.2%,且剩餘部分為Fe及雜質;金屬組織之潔淨度為0.08%以下;以下式a所表示之Mn之偏析度的α為1.6以下;於熱成形時,承受了5%以下之塑性應變的低應變成形部與承受了20%以上之塑性應變的高應變成形部在前述熱成形後之平均硬度的差△Hv為40以下。
α=(前述鋼板之板厚中心部上之單位為質量%之最大Mn濃度)/(自前述鋼板表面起算板厚之1/4深度位置上之單位為質量%之平均Mn濃度)…式a
(2)上述(1)之鋼板中,前述化學組成進而可以質量%計含有選自於由Ni:0.02%~0.15%及Cu:0.003%~0.05%所構成群組中之1種或2種元素,來取代前述Fe之一部分。
(3)上述(1)或(2)之鋼板中,前述化學組成進而可以質量%計含有選自於由Ti:0.005%~0.1%及Nb:0.005%~0.2%所構成群組中之1種或2種元素,來取代前述Fe之一部分。
(4)上述(1)~(3)中任一項之鋼板中,其進而可於前述鋼板表面設有鍍覆層。
依據本發明之上述態樣,即便實施凸出成形般伴隨高應變成形之熱成形,亦可抑制成形部之應變引發肥粒鐵變態,故可製得熱成形後硬度分布安定且熱成形後之韌性優良而韌性之非等向性較低之鋼板。上述鋼板適用作為諸如汽車之車體構造構件、以底盤構件等為代表之機械構造構件等之材料,故本發明在產業上極具實益。
另,熱成形依循固定方法進行即可。舉例言之,可將材料鋼板加熱至Ac3點以上(約800℃)、Ac3點+200℃以下之溫度,並進行0秒以上、600秒以下之保持,再加以搬送至壓機進行壓製成形,且於下死點上保持5秒以上。此時,可適當選擇加熱方式,急速加熱時可進行通電加熱或高頻加熱。且,通常加熱可採用已設為加熱溫度之爐內加熱等方式。在搬送至壓機之期間內將發生氣冷,故搬送時間若延長,則可能在壓製開始前即發生肥粒鐵變態而軟化。因此宜將搬送時間設為15秒以下。為避免模具溫度之上昇,亦可進行模具之冷卻。此時,冷卻方法僅須執行在模具內進行冷卻配管並送入冷媒等因應需要之冷卻方式即可。
以下即更詳細說明本發明一實施形態之鋼板(亦稱為本實施形態之鋼板)。以下之說明中,有關鋼板之化學組成之%均意指質量%。
1.化學組成
(1)C:0.18%~0.275%
C為可提高鋼之淬火性,並決定淬火後之強度,進而控制熱成形後之局部延展性、韌性之重要元素。且,C乃沃斯田鐵生成元素,故具有可抑制高應變成形時之應變引發肥粒鐵變態,並使熱成形後之構件較易實現安定之硬度分布之作用。然而,C含量若未滿0.18%,則淬火後將難以確保較佳強度之1100MPa以上之拉伸強度,且,無法獲致上述作用之實現安定之硬度分布之效果。另,C含量若超過0.275%,則局部延展性與韌性將降低。因此,C含量設為0.18%~0.275%。C含量之較佳上限為0.26%,上限為0.24%則更佳。
(2)Si:0.02%~0.15%
Si乃可提高淬火性,並提昇熱成形後之銹皮密著性之元素。然而,Si含量若未滿0.02%,則可能無法充分獲致上述效果。因此,Si含量之下限設為0.02%。較佳之下限則為0.03%。另,Si含量一旦超過0.15%,則熱成形時進行沃斯田鐵變態所需之加熱溫度將顯著提高。因此,將招致熱處理所需之成本之提高,或因加熱不足而導致淬火不足。且,Si乃肥粒鐵生成元素,故Si含量若過高,高應變成形時可能易發生應變引發肥粒鐵變態,而使熱成形後之構件發生局部之硬度降低,導致硬度分布之不安定。進而,含有大量Si,可能因實施熱浸鍍處理時之潤濕性之降低而發生鍍覆失敗。因此,Si含量之上限設為0.15%。
(3)Mn:1.85%~2.75%
Mn為可提高鋼之淬火性,且有效地安定確保淬火後之鋼之強度之元素。且,Mn為沃斯田鐵生成元素,故可抑制高應變成形時之應變引發肥粒鐵變態,並使熱成形後之構件實現安定之硬度分布。然而,Mn含量未滿1.85%時可能無法充分獲致上述效果。因此,Mn含量之下限設為1.85%。另,Mn含量一旦超過2.75%,則上述效果將飽和,反而將招致淬火後之韌性劣化。因此,Mn含量之上限設為2.75%。Mn含量之較佳上限則為2.5%。
(4)sol.Al:0.0002%~0.5%
Al為可就熔鋼加以脫氧並使鋼強化之元素。sol.Al含量未滿0.0002%時,則無法充份脫氧。因此,sol.Al含量之下限設為0.0002%。進而,Al亦為可提高鋼板之淬火性且可有效地安定確保淬火後之強度之元素,故亦可積極內含之。然而,含量超過0.5%,其效果不僅將飽和,亦將招致成本之提高。因此,Al含量之上限設為0.5%。
另,sol.Al係指酸溶性Al,其含量中不包含不溶於酸之Al2O3等中所含之Al量。
(5)Cr:0.05%~1.00%
Cr乃可提高鋼板之淬火性之元素。且,Cr為沃斯田鐵生成元素,故可抑制高應變成形時之應變引發肥粒鐵變態,並使熱成形後之構件輕易實現安定之硬度分布。然而,Cr含量若未滿0.05%,則可能無法充分獲致上述效果。因此,Cr含量之下限設為0.05%。較佳之下限則為0.1%,下限為
0.2%則更佳。另,Cr含量若超過1.00%,則Cr將凝聚於鋼中之碳化物。其結果,將使供入熱成形時之加熱製程中之碳化物之固溶延遲,而使淬火性降低。因此,Cr含量之上限設為1.00%。Cr含量之較佳上限則為0.8%。
(6)B:0.0005%~0.01%
B為可提高鋼之淬火性且可有效地安定確保淬火後之強度之元素。然而,B含量若未滿0.0005%,則可能無法充分獲致上述效果。因此,B含量之下限設為0.0005%。另,B含量若超過0.01%,則上述效果將飽和,進而招致淬火部之韌性劣化。因此,B含量之上限設為0.01%。B含量之較佳上限則為0.005%。
(7)P:0.1%以下
P為一般內含作為雜質之元素。然而,其具有提高鋼之淬火性,進而安定確保淬火後之鋼之強度之作用,故亦可積極內含之。但,P含量若超過0.1%將使韌性明顯劣化。因此,P含量限制在0.1%。P含量之較佳上限為0.05%。P含量之下限雖無特別加以限定之必要,但P含量過低將招致成本之大幅提高。因此,亦可將P含量之下限設為0.0002%。
(8)S:0.0035%以下
S為內含作為雜質之元素。且,其尤為形成MnS並導致韌性降低及韌性之非等向性之主要原因。S含量若超過0.0035%,則韌性之劣化更明顯,故S含量限制在0.0035%。S含量之下限雖無特別加以限定之必要,但S含量過低將招致成本大幅提高,故亦可將S含量之下限設為0.0002%。
(9)N:0.01%以下
N為內含作為雜質之元素。N含量若超過0.01%,則鋼中將形成粗粒之氮化物而使局部變形能力及韌性明顯劣化。因此,N含量限制在0.01%。N含量之下限雖無特別加以限定之必要,但N含量過低將招致成本大幅提高。因此,亦可將N含量之下限設為0.0002%。N含量之下限為0.0008%則更佳。
以上之元素以外,本實施形態之鋼板亦可含有以下之任意元素。該等元素並非必須內含。因此,含量之下限無須特別加以限制,其等之下限即為0%。
(10)Ni:0.15%以下、Cu:0.05%以下
Ni及Cu乃可提高鋼之淬火性且可有效地安定確保淬火後之強度之元素。因此,亦可內含該等元素之1種或2種。然而,超過上述上限值而含有任一元素,上述效果除飽和以外,亦將造成成本提高。因此,各元素之含量設定如上。Ni含量宜為0.10%以下,Cu含量宜為0.03%以下。為更確實獲致上述效果,宜含有選自於由Ni:0.02%以上及Cu:0.003%以上所構成群組中之1種或2種元素。
(11)Ti:0.1%以下、Nb:0.2%以下
Ti及Nb乃可在將鋼板加熱至Ac3點以上而供用於熱成形時,抑制再結晶,進而形成微細之碳化物而抑制晶粒生長,並使沃斯田鐵粒形成細粒之元素。沃斯田鐵粒一旦形成細粒,則可大幅改善熱成形構件之韌性。且,Ti將優先與鋼中之N結合而生成TiN,並藉BN之析出而抑制B之消耗。
其結果,含有Ti,即可提高B之淬火性。為獲致上述效果,亦可含有該等元素之1種或2種。然而,若超過上述上限值而含有任一元素,則TiC及NbC之析出量可能增加而消耗C,導致淬火後之強度降低。因此,各元素之含量設定如上。Ti含量之上限宜為0.08%,Nb含量之上限宜為0.15%。另,為更確實獲致上述效果,宜含有選自於由Ti:0.005%以上及Nb:0.005%以上所構成群組中之1種或2種元素。
上述以外之剩餘部分則為Fe及雜質。雜質意指自礦石、廢料等原料或製造環境混入之物質。
本發明之鋼板可為熱軋鋼板、冷軋鋼板之任一種,且亦可為熱軋鋼板或冷軋鋼板經退火處理而成之退火熱軋鋼板或退火冷軋鋼板。
2.金屬組織
(1)潔淨度:0.08%以下
本實施形態之潔淨度乃依JIS G0555所規定之鋼板中所含之A系、B系、C系夾雜物量之算術計算之總和而定義。夾雜物量若增加,將易使裂紋擴張而招致韌性劣化及韌性之非等向性之提高。故而,潔淨度之上限設為0.08%。較佳上限則為0.04%。本實施形態之鋼板中,A系夾雜物之MnS乃主要之韌性之非等向性降低之要因。因此,A系夾雜物尤宜為0.06%以下。A系夾雜物為0.03%以下則更佳。
另,潔淨度宜為較低值,但就成本觀點考量,亦可將其下限設為0.003%或0.005%。
(2)Mn偏析度α:1.6以下
Mn在鑄造時易朝鋼板之板厚中心部附近偏析。上述中心偏析較多時,MnS等夾雜物將集中於偏析部,並招致韌性之降低及韌性之非等向性之提高。進而,淬火時生成於偏析部之麻田散鐵為硬質,故韌性將劣化。且,Mn與P之相互作用將造成Mn偏析部上亦增加P之偏析,因此亦將招致韌性劣化。故而,將以下式1所代表之Mn偏析度α設為1.6以下。Mn偏析度α宜接近1.0(即,無偏析),但就成本觀點考量,亦可將其下限設為1.03或1.05。
α=[板厚中心部上之最大Mn濃度(質量%)]/[表面至板厚之1/4深度位置上之平均Mn濃度(質量%)]…(式1)
3.鍍覆層
本發明之熱成形用鋼板之表面上,以提昇耐蝕性等為目的而形成鍍覆層,亦可加以使用作為表面處理鋼板。設有鍍覆層亦不致損及本實施形態之效果。鍍覆層可為電鍍層或熱浸鍍鍍層。電鍍則可例示為鋅電鍍層、Zn-Ni合金電鍍層等。熱浸鍍鍍層則可例示為熱浸鍍鋅鍍層、合金化熱浸鍍鋅鍍層、熱浸鍍鋁鍍層、熱浸鍍Zn-Al合金鍍層、熱浸鍍Zn-Al-Mg合金鍍層、熱浸鍍Zn-Al-Mg-Si合金鍍層等。鍍覆附著量則無特別之限制,一般範圍內即可。
4.製造方法
以下,說明本發明之熱成形用鋼板之代表性之製造方法。採用包含以下製程之製造方法,即可輕易製得本實施形態之鋼板。
(1)連續鑄造製程(S1)
藉連續鑄造法將具有上述化學組成之熔鋼製成鋼片(鋼胚)。上述連續鑄造製程中,宜使熔鋼溫度昇至較液相線溫度高5℃以上之溫度,且使每單位時間之熔鋼澆鑄量為6ton/分以下,進而在鑄片完全凝固前實施中心偏析減少處理。
連續鑄造時,熔鋼之每單位時間之澆鑄量(澆鑄速度)若超過6ton/分,則鑄模內之熔鋼流動較快,而容易補充夾雜物,並增加鋼胚中之夾雜物。且,熔鋼溫度若未較液相線溫度高5℃,則黏度將提高,夾雜物將難以上浮,而導致鋼中之夾雜物量增加,並使潔淨度惡化(其值將增加)。連續澆鑄熔鋼時,使熔鋼溫度較液相線溫度更高8℃以上,並使澆鑄量為5ton/分以下則更佳。
中心偏析減少處理則可對諸如鑄片完全凝固前之未凝固層進行電磁攪拌或未凝固層輾壓等,而進行凝聚部分之分散或排出。
(2)鋼胚均質化處理製程(S2)
鋼胚完全凝固後之偏析減少處理亦可進而將鋼胚加熱至1150℃~1350℃,並進行實施10小時~50小時之保持之鋼胚均質化處理。在上述條件下進行鋼胚均質化處理,即可進而降低偏析度。另,加熱溫度之較佳上限為1300℃,較佳之保持時間之上限則為30小時。
(3)熱軋製程(S3)~冷卻製程(S4)~盤捲製程(S5)
使進行上述連續鑄造製程及視需要而進行鋼胚均質化處理製程而製得之鋼片溫度上昇至1050℃~1350℃後,再實施熱軋而製得鋼板。就熱軋後之鋼板則在5秒~20秒內保持
該溫度範圍。保持後再藉水冷而將鋼板冷卻至400℃~700℃之溫度範圍。接著,就已冷卻之鋼板進行盤捲。
鋼片可能含有本身乃對鋼板進行淬火後之構件之韌性及局部變形能力之劣化原因之非金屬夾雜物。因此,將鋼片供用於熱軋時,宜使該等非金屬夾雜物充分固溶。使上述化學組成之鋼片在供用於熱軋時上昇至1050℃以上,即可促進上述非金屬夾雜物之固溶。因此,供用於熱軋之鋼片之溫度宜為1050℃以上。另,供用於熱軋之鋼片之溫度為1050℃以上即可,未滿1050℃之鋼片則可加熱至1050℃以上。
精軋後直接由加工沃斯田鐵發生變態時,軋延凝聚組織將殘留而導致最終產品產生非等向性。故而,宜在鋼板之軋延結束後,保持該溫度範圍5秒以上,以自再結晶沃斯田鐵進行變態。為於生產線上進行5秒以上之保持,舉例言之,可不於精軋後之冷卻區中進行水冷卻即加以搬送。
盤捲溫度設為400℃以上,即可提高金屬組織中之肥粒鐵面積比。肥粒鐵面積比較高,則可抑制熱軋鋼板之強度,並於後續製程中進行冷軋時,輕易進行荷重控制及鋼板平坦、板厚控制,以提高製造效率。因此,盤捲溫度宜為400℃以上。
另,使盤捲溫度為700℃以下,則可抑制盤捲後之銹皮成長,並抑制銹皮缺陷之發生。且,亦可抑制盤捲後之鋼捲之自重所致之變形,並抑制上述變形所致鋼捲表
面之刮痕之發生。因此,宜將盤捲溫度設為700℃以下。另,上述變形乃在盤捲後殘留未變態沃斯田鐵,且上述未變態沃斯田鐵在盤捲後發生肥粒鐵變態時,因肥粒鐵變態所致之體積膨脹及其後之熱收縮而喪失鋼捲之盤捲張力所致。
(4)酸洗製程(S6)
亦可對上述盤捲製程後之鋼板進行酸洗。酸洗依循固定方法而進行即可。酸洗前或酸洗後,亦可為平坦校正或銹皮剝離促進而實施調質軋延,並不影響本實施形態之效果。調質軋延實施時之延展率並無特別加以規定之必要,可為諸如0.3%以上、3.0%未滿。
(5)冷軋製程(S7)
藉上述酸洗製程而製得之酸洗鋼板亦可視需要而再實施冷軋。冷軋方法依循固定方法而進行即可。冷軋之輾軋率在通常範圍內即可,一般則為30%~80%。
(6)退火製程(S8)
對上述盤捲製程(S5)中製得之熱軋鋼板或上述冷軋製程(S7)中製得之冷軋鋼板並可視需要而實施700℃~950℃之退火。
對熱軋鋼板及冷軋鋼板實施保持在700℃以上之退火,即可減少熱軋條件之影響,並使淬火後之特性進而安定化。且,可就冷軋鋼板藉再結晶而使鋼板軟化,並提昇熱成形前之加工性。因此,對熱軋鋼板或冷軋鋼板實施退火時,宜保持在700℃以上之溫度範圍。
另,使退火溫度為950℃以下,即可抑制退火所耗費之成本並確保較高之生產率。且,可抑制組織之粒化,故可在淬火後確保更良好之韌性。因此,對熱軋鋼板或冷軋鋼板實施退火時,宜保持在950℃以下之溫度範圍。
實施退火時之退火後之冷卻宜依3℃/秒~20℃/秒之平均冷卻速度進行冷卻至550℃。將上述平均冷卻速度設為3℃/秒以上,即可抑制粗粒波來鐵及粗粒雪明碳鐵之生成,並提昇淬火後之特性。且,將上述平均冷卻速度設為20℃/秒以下,則可實現材質之安定化。
(7)鍍覆製程(S9)
於鋼板表面形成鍍覆層並製成鍍覆鋼板時,與電鍍及熱浸鍍一同依循固定方法而進行即可。熱浸鍍鋅時,亦可使用連續熱浸鍍鋅設備,並於設備內實施上述退火製程及其後續之鍍覆處理,且,亦可與上述退火製程各自獨立而實施鍍覆處理。熱浸鍍鋅亦可進而實施合金化處理而進行合金化熱浸鍍鋅。實施合金化處理時,宜將合金化處理溫度設為480℃~600℃。合金化處理溫度設為480℃以上,即可抑制合金化處理之不均。且,使合金化處理溫度為600℃以下,則可抑制製造成本並確保較高之生產率。熱浸鍍鋅後,亦可為平坦校正而視需要實施調質軋延。調質軋延之延展率依循固定方法即可。
本鋼板中之夾雜物量與偏析度大致由熱軋以前之製程所決定,在熱成形前後實質上並無變化。因此,熱成形前之鋼板之化學組成、夾雜物量(潔淨度)、偏析度若滿
足本實施形態之範圍,則其後藉熱壓製而製造之熱壓製構件亦將同樣滿足本實施形態之範圍。
已藉試驗用轉爐熔製具有表1所示之化學組成之鋼,並藉試驗用連續鑄造機實施連續鑄造。如表2所示,連續鑄造製程中,鑄造時已就澆鑄速度及熔鋼加熱溫度差(熔鋼溫度-液相線溫度)進行各種變更。且,在鋼胚凝固過程中進行了電磁攪拌。進而,於鋼胚最終凝固部藉可縮窄連續鑄造機內之上下成對之軋輥間隔之未凝固層輾壓(壓擠)而進行了中心偏析部之排出。亦已製作一部分未進行電磁攪拌及/或壓擠(中心偏析減少處理)之鋼胚以作比較。然後,在1300℃下進行20小時之鋼胚均質化處理。一部分已省略鋼胚均質化處理。使用如上而製成之鋼胚進行熱軋,然後加以冷卻並進行盤捲,即製得板厚5.0mm或2.9mm之熱軋鋼板。此時之熱軋條件為鋼胚之加熱溫度1250℃、軋延開始溫度1150℃、軋延結束溫度900℃、盤捲溫度650℃。熱軋則採用多道次輥軋而實施,軋延結束後則進行10秒之保持。熱軋後之冷卻藉水冷而實施。一部分則未進行保持以作比較。
另,澆鑄速度在實機生產設備與本實施例所使用之試驗用連續鑄造機而言,則隨設備之大小而不同。因此,表2中已考量大小因數而記載已換算成實機生產設備之澆鑄速度之值。且,表2中之熔鋼加熱溫度差乃自熔鋼溫度減去液相線溫度之值。
對製得之熱軋鋼板依循固定方法實施酸洗處理而製成酸洗鋼板。對板厚5.0mm之酸洗鋼板則實施冷軋而製成2.9mm之冷軋鋼板。對一部分之熱軋鋼板則實施電鍍。對一部分之冷軋鋼板則於連續退火設備中實施再結晶退火(退火溫度800℃、退火時間60秒),進而就其一部分隨後實施鋅電鍍。進而,就熱軋鋼板及冷軋鋼板之一部分於連續熱浸鍍鋅設備中實施退火(退火溫度800℃、退火時間60秒)及熱浸鍍鋅。熱浸鍍鋅鍍浴之溫度設為460℃,一部分則在540℃下實施20秒之合金化處理,而製得熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板。
以製成之鋼板作為測試件,並使用熱壓製試驗裝置實施了熱壓製成形。於加熱爐內將在坯料尺寸:150mm見方、衝孔徑:36mm(間隙10%)之條件下業經穿孔之鋼板加熱至使鋼板表面溫度上昇至900℃,並保持該溫度4分鐘後,再自加熱爐予以取出。然後,藉輻射冷却而使其冷卻至750℃,並於降至750℃時實施熱凸出成形,再於下死點上進行1分鐘之保持。熱凸出成形條件如下。
衝頭形狀:圓錐、衝頭直徑:60mm、壓製速度:40mm/秒,成形後之冷卻則藉在下死點上保持1分鐘之模具冷卻而進行。
已就業經熱壓製之鋼板之與軋延方向平行之截面,藉維克氏硬度計而測定凸出部(承受20%以上之塑性應變之高應變成形部)及凸緣部(塑性應變量為5%以下之低應變成形部)之截面之板厚之1/4深度位置之硬度。測定荷重為98kN。測定方法則依據JIS Z2244。在相同之板厚位置上移動200μm間距同時實施上述硬度測定共5次。求出就各構件測得之5個維克氏硬度值之平均值作為平均硬度(Hv)。再求出凸出部之平均硬度與凸緣部之平均硬度之差(△Hv=[凸緣部Hv]-[凸出部Hv]),在△Hv為40以下時判定為硬度合格。硬度之調查結果則顯示於表3。
另,已測定加工後之鋼板之各位置之板厚,並由加工後之板厚相對於加工前之板厚之減少量而求出應變量。
又,已以製得之鋼板作為測試件,而就韌性值(韌性之絕對值)及韌性之非等向性進行調查。
調查則依以下要點而進行。首先,在加熱爐內將上述2.9mm之鋼板加熱至使鋼板表面溫度上昇至900℃,並保持該溫度4分鐘後,再自加熱爐中加以取出。接著,藉輻射冷却而予以冷卻至750℃,並在降至750℃時以平板模具自上下加以夾持,並進行1分鐘之保持。然後,研削測試件之表背面,而使其形成2.5mm之厚度。並採取沙丕衝擊試驗樣本而以樣本之長向為軋延方向與軋延直角方向。此時,凹槽為深2mm之V形凹槽。試驗溫度為室溫而依據JISZ 2242進行衝擊試驗。軋延方向之衝擊值(吸收能量/截面積)與軋延直角方向之衝擊值之比則使用作為非等向性之指標。
結果顯示於表3。試驗之結果,若長向軋延方向之衝擊值為70J/cm2以上,且衝擊值比為0.65以上,則判定為特性良好。
鋼板之潔淨度已依據JIS G0555而進行調查。並就各測試編號之鋼板自5部位裁出測試件,而在板厚之1/8、1/4、1/2、3/4及7/8之各位置上藉點計算調查其潔淨度。各板厚位置之結果中,則以潔淨度之值最大之數值作為該測試件之潔淨度。潔淨度乃A系、B系、C系夾雜物之總和。
Mn偏析度則藉EPMA進行Mn之成分區域分析而求出。就各測試編號之鋼板自5部位裁出測試件,並於板厚之1/4、1/2之各位置上以500倍之倍率測定了10視域,而採用各視域之Mn偏析度之平均值。
測試編號16~19、21、22中,與低應變成形部之凸緣部之平均硬度相較,高應變成形部之凸出部之平均硬度均明顯較低,△Hv之值則為41~99而較大。此則因凸出加工所導致之應變引發肥粒鐵變態造成凸出部發生軟化之故。此時,製成之熱成形品將發生局部之硬度差異,成形品之強度不均將造成局部之強度較低,而損及產品之可靠度。
又,測試編號4、8、10、12、15、18、20、23、24之化學組成、潔淨度或偏析度則不符合本發明之範圍,故軋延方向衝擊值及/或衝擊值比均不足。
相對於此,具有本發明之化學組成之鋼板則不拘冷軋製程之有無、退火製程之有無及鍍覆種類,△Hv均為-4~24,凸緣部之平均硬度與凸出部之平均硬度之差較小,高應變成形時之硬度及強度之安定性皆優良。
且,熱軋後之韌性及韌性之非等向性亦為適足值。
本發明之鋼板即便在實施伴隨凸出成形般高應變成形之熱成形時,亦可抑制成形部之應變引發肥粒鐵變態,故可製得熱成形後之硬度分布較安定,且熱成形後之韌性優良、韌性之非等向性較低之鋼板。上述鋼板則適用作為諸如汽車之車體構造構件、以底盤構件等為代表之機械構造構件等之材料,故本發明在產業上極具實益。
Claims (4)
- 一種鋼板,其特徵在於其化學組成以質量%計,含有:C:0.18%~0.275%、Si:0.02%~0.15%、Mn:1.85%~2.75%、sol.Al:0.0002%~0.5%、Cr:0.05%~1.00%、B:0.0005%~0.01%、P:0.1%以下、S:0.0035%以下、N:0.01%以下、Ni:0~0.15%、Cu:0~0.05%、Ti:0~0.1%、及Nb:0~0.2%,且剩餘部分為Fe及雜質;金屬組織之潔淨度為0.08%以下;以下式1所表示之Mn之偏析度的α為1.6以下;於熱成形時,承受了5%以下之塑性應變的低應變成形部與承受了20%以上之塑性應變的高應變成形部在前述熱成形後之平均硬度的差△Hv為40以下;α=(前述鋼板之板厚中心部上之單位為質量%之最大Mn濃度)/(自前述鋼板表面起算板厚之1/4的深度位置 上之單位為質量%之平均Mn濃度)…式1。
- 如請求項1之鋼板,其中前述化學組成進而以質量%計含有選自於由Ni:0.02%~0.15%及Cu:0.003%~0.05%所構成群組中之1種或2種元素,來取代前述Fe之一部分。
- 如請求項1或請求項2之鋼板,其中前述化學組成進而以質量%計含有選自於由Ti:0.005%~0.1%及Nb:0.005%~0.2%所構成群組中之1種或2種元素,來取代前述Fe之一部分。
- 如請求項1至3中任一項之鋼板,其進而於前述鋼板表面具有鍍覆層。
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