TWI251027B - Hot rolled steel sheet and method of producing the same - Google Patents
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Description
1251027 九、發明說明: 【發明所屬之技術領域】 技術領域 本發明係有關於一種兼具與拉伸凸緣性之熱軋 5 鋼板及其製造方法。 本發明係對2003年9月5日所申請之曰本專利申請第 2003 — 314590號主張優先權,且在此援用其内容。 【先前技術】 背景技術 10 近年來,由於汽車之燃料費提高等,故以輕量化為目 的,Α1合金等輕金屬或高強度鋼板應用在汽車構件上2产 形正在增加,然而,雖然Α1合金等輕金屬具有比強度高二 優點,但價格卻明顯比鋼更高,因此其應用僅限於特殊用 途。故,為了更廉價且廣泛地推展汽車之輕量化,鋼板必 15 須高強度化。 由於材料之㊄強度化通常會使成形性(加工性)等材料 特性劣化’因此4料讓材料特性劣化㈣成高強度化 成為高強賴板·之_。_是料㈣構件、社構 構件、車輪構件賴板所要求之特性中,拉伸凸緣性延 性、疲勞耐久性及耐蝕性等是重要的 這些特性高度平衡是重要的。 且如何使高強度與 舉例言之,於日本專利公開公瀚蛀 % 特開 2000- 169935號 公報、特開2000— 169936號公報中揭示有一 ^ 醫鋼為了兼顧高強度化與各種特性,特別==:: 20 1251027 使鋼之顯微組織中含有殘留沃斯田體,以於成形中顯現 TRIP(Transformation Induced Plasticity)現象,藉此,可大幅 提昇成形性(延性及深拉性)。 10 15 該技術係於590MPa之強度水準下,藉由殘留沃斯田體 之TRIP現象,顯現大於35%之斷裂拉伸與優異之深拉性 (LDR :臨界拉深比)。然而,為了得到37〇〜54〇MPa之強度 範圍之鋼板,必須要降低C、Si、Μη等元素,若減少C、Si、 Μη等元素至370〜540MPa之強度範圍水準,則有無法於室 溫下將得到TRIP現象所必須之殘留沃斯田體保存於顯微組 織中之問題。又,前述技術並沒有考慮到提昇拉伸凸緣性。 故,如果沒有改善壓製現場的作業、設備之前提,則難以 將540MPa級以上之高強度鋼板應用在現狀中使用27〇〜 34〇嫩狀峨之構射,*當前較實際的解決方法是使 用370〜49_>a級之鋼板。另一方面,為了達成汽車車體 輕量化,近年來雜降低厚紅要求_提高,如何以降 低厚度為前提轉持壓製品強度成轉體輕量化之課題。 解決此種問題之方法係有-種BH(Bake Hardening)鋼 板,該BH鋼板於壓製成形時強度低,且藉由壓製之應 變之導入與後續之燒固塗裝處理來提昇壓製品之強度。 為了提_性,雖然增加固溶咖是有效的,然而, 另-方面’讀固溶元素之增加卻會使常溫下之時效劣化 變差,因此,兼顧BH性與財溫時效劣化成為重要之技術。 由於如前述之必要性,舉例言之,於特開㈣—18纖 號公報、特開平2〇〇〇—297350缺/\# rbh 洲50遽公報中揭示_種技術,該 20 1251027 技術係藉由增加固溶N使戰生提昇,且藉由因晶粒細粒化 所〜加之a日界面積之效果來抑制常溫下固溶C、N之擴散, 藉此,可兼顧BH性與耐常溫時效劣化。 然而,晶粒之細粒化會使壓製成形性劣化,且固溶〜 5增加時會有時效性劣化之虞。又,以車輪零件、内板零件 為對象時,雖然必須具有優異之拉伸凸緣性,然而,由於 顯微組織係肥粒體波來體且平均晶粒徑亦為8μηι以下,因 此一般認為對於拉伸凸緣性並不適合。 【發明内容】 10 發明之揭示 本杳明係提供一種具有優異拉伸凸緣性,且於37〇〜 490MPa級之強度範圍中安定並可得到5〇MPa以上之bh量 之兼具BH性與拉伸凸緣性之熱軋鋼板及其製造方法。即, 本發明之目的係提供一種兼具BH性與拉伸凸緣性之熱軋 15鋼板及可廉價且安定地製造該鋼板之方法,又,前述熱軋 鋼板具有可顯現優異拉伸凸緣性之均一顯微組織,且即使 為370〜490MPa級之拉伸強度之鋼板,亦可藉由利用壓製 之應變導入與塗裝燒固處理,得到相當於應用540〜 640MPa級鋼板時之設計強度之壓製品強度。 20 發明人為了得到BH性優異且具有優異拉伸凸緣性之 鋼板反覆銳意研究。 結果,新發現一種鋼板非常有效並完成本發明,而前 述鋼板依質量%包含有·· c = 0.01〜0.2% ; Si = 0.0l〜2% ; Μη = 0·1 〜2% ; ρ$〇·ι% ; s$0.03% ; Α1 = 0·001 〜〇·ΐ% ; 1251027 及NS0.01%,且剩餘部分係由化及不可避免之雜質所構 成’又’其顯微組織主要係均一之連續冷卻變態組織,且 前述顯微組織之平均粒徑大κ8μιη且為3〇μιη以下。 即,本發明之要旨係如下所述。 5 有關本發明之熱軋鋼板,依質量%包含有:C = 0.01〜 0.2% ; Si = 〇.〇i〜2% ; Μη二〇·1 〜2% ; Ρ$0·1% ; S$0.03% ; A1 = 0·001〜0·1% ;及NS0.01%,而剩餘部分含有Fe及不可 避免之雜質,且顯微組織主要係均一之連續冷卻變態組 織’且前述顯微組織之平均粒徑大於8|1111且為3〇μηι以下。 1〇 若藉由本發明之前述態樣,則可實現兼具優異ΒΗ性與 拉伸凸緣性之熱軋鋼板。由於該熱軋鋼板於370〜490MPa 級之強度範圍中安定且可得到50MPa以上之BH量,因此即 使為370〜490MPa級之拉伸強度之鋼板,亦可藉由利用壓 製之應變導入與塗裝燒固處理,得到相當於應用540〜 15 640MPa級鋼板時之設計強度之壓製品強度。故,藉由使用 該等鋼板,則即使為要求嚴格拉伸凸緣加工之零件亦可輕 易成形。依此,本發明係工業上之價值高之發明。 於前述態樣中,更可依質量°/◦含有選自於下述成分中 之一種或二種以上,即:B = 0.0002〜0.002% ; Cu = 0.2〜 2〇 1.2% ; Ni=0.1 〜0.6% ; Μο=0·05〜1% ; V = 0.02〜0.2% ; 及Cr= 0.01 〜1% 〇 於前述態樣中,更可依質量%含有選自於Ca=〇.〇〇〇5 〜0.005% ;及REM = 0.0005〜0.02%之〆種或二種。在此, REM係稀土類金屬,且為選自於Sc、丫及_系元素之La、 1251027
Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、H〇、玢、Tm、 Yb、Lu之1種以上。 於前述態樣中亦可施行鍍鋅。 5 10 有關本發明熱軋鋼板之製造方法包含有以下程序, 即:藉由粗壓延將鋼片作成粗條之程序,且前述鋼片依質 量°/〇 含有c = 0.01 〜0.2%、、Mn=〇 i〜2%、 〇·1%及Ν$0·01%,而剩 P^O.l% ^ S^0.03% ^ Α1 = 〇.〇〇ι 餘部分含有Fe及不可避免之雜質;於結束溫度為(Μ變態點 溫度+ 50°C)之溫度以上之條件下,將前述粗條進行精壓延 並構成壓延材之程序;及於自精壓延結束經過Q5秒以上 後’於Ar遵悲點以上開始冷卻前述壓延材,且至少於通過 αΓ3變態點溫度〜5m:之溫度領域糊t/s⑽上之冷卻 速度冷卻,再冷卻至5〇m之溫度領域為止且作成熱札 鋼板並進行捲取之程序。 15 於前述態樣中 l〇〇〇°C 以上。 亦可將前述精壓延之開始溫度構成 於前述態樣中:亦可在直到開始精·㈣喊❹ 序為止之期間,及/或於精壓延前述粗條之 述粗條或前述壓延材 種序中,加熱 於前述態樣中,亦可在結束粗壓征二、丄、 士 别迷鋼片之程序之 日守點至開始精壓延前述粗條之程序之時姓4 ,^ 占之間進行除鏽。 於前述態樣中,亦可使所得到之熱 、八丄 A, 乱蜗板次潰於鋅护
冷中並將該熱軋鋼板之表面鍍鋅。 'X 於前述態樣中,亦可於鍍鋅後進行合金化户理 20 1251027 圖式簡單說明 第1A圖係顯不BH量與顯微組織之平均維氏硬度差(△ Hv)之間之關係圖。 第1Β圖係顯不穿孔值(λ)與顯微組織之平均維氏硬度 5 差(AHv)之間之關係圖。 第2圖係頒示牙孔值认)與連續冷卻變態組織之平均晶 粒徑(dm)之間之關係圖。 第3圖係顯示Zw組織之體積分率與結束精壓延後至開 始冷卻前之時間之間之關係圖。 1〇【實施方式】 發明之較佳實施形態 以下一面參照圖式一面說明本發明之較佳實施形態, 然而,本發明並不限於以下各實施例,舉例言之,亦可適 當地組合這些實施形態之構成要素彼此間。 15 以下說明達成本發明之基礎研究結果。 為了调查BH性、拉伸凸緣性與鋼板之顯微組織間之關 係,進行如下述之實驗。準騎製表冰示鋼成分之鋼片並 利用各種製造程序所製造之2mm厚之鋼板,且針對這些鋼 板調查BH性與拉伸凸緣性及顯微組織。
2201所揭示之5號試驗片 且於賦予試驗片2%之拉伸預應 1251027 變後,在對該等試驗片施行相當M17(rc、2〇分鐘之塗裝燒 固程序之熱處理後,實施再度拉伸試驗。拉伸試驗係依據 Jis Z 2241之方法。在此,BH量係定義為自再拉伸之上屈 服點扣除2%之拉伸預應變之流動應力之值。 5 拉伸凸緣性係依據日本鋼鐵聯盟規格JFS T HKU〜 1996所揭示之穿孔試驗方法,且以穿孔值來評價。 另一方面,顯微組織之調查係藉由下述方法來進行。 將自鋼板板寬(W)之1/4W或3/4W之位置所切出之試料朝壓 延方向截面研磨,且使用硝酸酒精溶液試藥進行蝕刻。使 1〇用光學顯微鏡,以200〜500倍之倍率,藉由攝影拍攝於表 層下0.2mm、板厚⑴之丨/射、1/2t之視界。 顯微組織之體積分率係藉由前述金屬組織攝影中之面 積分率來定義。其次,連續冷卻變態組織平均粒徑之測定 特別使用本來為求取多角形肥粒體粒之晶粒度方法之jis 15 G〇552所揭示之切斷法來進行。利ffim=8x2G,從藉由該切 斷去得到之測定值所求出之粒度編號G求取截面積每lmm2 之晶粒之值m,且將利用該m&dm=1/yrmt所得到之平均 粒經dm定義為連續冷卻變態組織之平均粒徑。 在此’如日本鋼鐵協會基礎研究會變靭體調查研究部 2〇會編輯,“最近有關低碳鋼之變靭體組織與變態作用之研 究〜變靭體調查研究部會最終報告書—,,,1994年,曰本 鋼鐵協會所揭示,所謂連續冷卻變態組織(Zw)係定義為含 有藉擴散機構生成之肥粒體或波來體之顯微組織與位於無 擴政且藉由剪切機構生成之麻田散體中間階段之變態組織 11 1251027 的顯微組織。 即’所謂連續冷卻變態組織(Zw)係定義為在構成光學 顯微鏡觀察組織時如前述參考文獻125〜127項所示,其顯 被組織主要由 Bainitic ferrite(a°B)、Granular bainitic 5 ferrite(aB)、Quasi — polygonal ferrite(oiq)戶斤構成,且更含有 少量之殘留沃斯田體(γΓ)、Martensite—austenite(MA)之顯微 組織。 aq係與多角形肥粒體(PF)相同,不會因蝕刻顯現出内部 構造,但其形狀為針狀,可與PF明確地區別。在此,若將 10 為對象之晶粒之周圍長度設為lq、其當量圓直徑設為dq, 則該等之比(lq/dq)滿足lq/dq$ 3.5之粒子則為aq。 於本發明之連續冷卻變態組織(Zw)係定義為含有其中 a°B、aB、aq、γΓ、MA之一種或二種以上之顯微組織,而少 量之、ΜΑ係將其合計量設為3%以下。 15 是否可得到均一之連續冷卻變態組織係藉由前述顯微 組織觀察以及於表層下0.2mm、板厚⑴之l/4t、l/2t之平均 維氏硬度差來確認,於本發明中,均一係定義為其平均維 氏硬度差(ΔΗν)為15Hv以下。另,所謂平均維氏硬度係於 藉由JIS Z 2244所揭示之方法將試驗負載設為9.8N時分別 20 測定1 〇點以上且扣除各夸最大值及最小值後之平均值。 於藉由前述方法測定ΒΗ量、穿孔值之結果中,第ία圖 顯示BHf與各顯微組織之平均維氏硬度差(ahv)之間之關 係,第1B圖顯示穿孔值(λ)與各顯微組織之平均維氏硬度差 (△Ην)之間之關係,第2圖則顯示穿孔值(χ)與連續冷卻變態 12 1251027 組織之平均晶粒徑(dm)之間之關係。 在此,於第ΙΑ、1B圖中,黑色記號表示顯微組織主要 具有連續冷卻變態組織(Zw)之熱軋鋼板,白色記號則表示 顯微組織由多角形肥粒體(PF)與波來體(P)所構成之熱軋鋼 5 板。 平均維氏硬度差(AHv)與BH量及穿孔值(λ)具有非常 大之相關性,特別是在AHv為15以下,即,顯微組織為均 一之連續冷卻變態組織時,可兼顧BH量與穿孔值(χ)且為較 大值,又,如第2圖所示,即使為連續冷卻變態組織,在平 10均曰曰曰粒徑(dm)大於8μιη且為30μηι以下時,新發現穿孔值㈧ 會更優異。 …、"g 7催南钩精由h之擴散抑制石山 化物析出之結果’顯微組織係構成連續冷 : ㈣,且碳化物析出之抑制,即固溶c之增加,物旦: 15同。又’推論忒連續冷卻變態組織㈣係構成均 組織,且不僅為拉伸凸緩淼列 <.、、、員锨 與軟質相之界面不存在,同二源點之間隙產生源的石更質相 源點之碳化物析出被抑制^ 由於構成拉伸凸緣龜裂 異。 3者微細化,因此拉伸凸緣亦優 20 然而’右平均晶板押炎0 組織之均-性(顯微組織以下,則推論會損害顯微 著等),且有穿孔性降低之/3 物之影響變得顯 以下,則有屈服點上昇且介向。再者,若平均晶粒徑為w 於本發财’不僅在;^加工性劣化之虞。 ^斤评價之2%預應變之量優 13 1251027 異,亦附記可得到於10%預應變之BH量為30MPa以上,於 10%預應變之拉伸強度之上昇變化(ATS)為30MPa以上者。 其次’詳細說明本發明中鋼板之顯微組織。 為了兼顧BH性與拉伸凸緣性,其顯微組織主要是均一 5 之連續冷卻變態組織,且其平均粒徑必須大於8μιη。再者, 由於平均粒徑大於30μηι時會有穿孔值降低之傾向,因此平 均粒徑之上限係設為3〇μιη。若由粗糙表面等觀點來看,則 以25μιη以下為佳。 顯微組織主要為均一之連續冷卻變態組織係,為了兼 10顧優異之ΒΗ性與拉伸凸緣性,連續冷卻變態組織宜具有前 述特性且將顯微組織全體構成連續冷卻變態組織,然而, 即使鋼板之顯微組織除了連續冷卻變態組織以外尚含有多 角形肥粒體,亦不會使其特性大幅劣化,但為了不使拉伸 凸緣性劣化,係以最大20%以下為佳。 15 於本發明之熱軋鋼板中,鋼板表面之最大高度Ry宜為 15gm(15nmRy,12.5mm,lnl2.5mm)以下,如金屬材料疲勞 設計手冊,日本材料學會編輯,第84頁所揭示,這在熱軋 或酸洗狀態下之鋼板疲勞強度與鋼板表面之最大高度尺丫間 具有相關性中可得知。 20 接著,說明本發明化學成分之限定理由。 C係本發明中最重要之元素之一。若含量大於〇 2%,則 構成拉伸凸緣龜裂源點之碳化物會增加,且不僅穿孔值劣 化,強度亦會上#,且加工性劣化,因此設為02%以下, 若考慮義性’則則、於0·1%為佳。又,若小於讀%,則 14 1251027 由於無法得到連續冷卻變態組織且有使BH量降低之虞,因 此設為0.01%以上。
Si、Μη係本發明中重要之元素。雖然這些元素為 490MPa以下之低強度,然而,為了得到為本發明要件之連 5 續冷卻變態組織,因此必須含有特定量。 特別是由於Μη具有使沃斯田體領域溫度朝低溫側擴 大,且於結束壓延後之冷卻中容易得到為本發明要件之連 續冷卻變態組織之效果,因此添加01%以上,然而,Mnm 使添加大於2%其效果亦飽和,因此將其上限設為2%。 10 方面,由於Si具有於冷卻中抑制為拉伸凸緣龜裂 源點之鐵碳化物析出之效果,因此添加001%以上,然而, 即使添加大於2%其效果亦飽和,因此將其上限設為2%。再 者,由於大於0.3%時會有轉化處理性劣化之虞,因此宜將 其上限設為0.3%。 15 X,除了Mn以外未充分添加可抑制因S所造成之熱軋 ,裂之產生的元素時,宜添加依質量構^Mn心20之· 量。再者,若Si + Mn添加大於15%,則由於強度會變得過 高且加工性劣化,因此宜將其上限設為15%。 P係雜質且愈低愈佳,若含量大魏1%,則會對加工性 或可燁性造成不良影響,因此設為〇1%以下,然而,若考 慮到穿孔性或可焊性,則以0 02%以下為佳。 S不僅會引起熱軋壓延時之龜裂,若過多還會生成使穿 孔性劣化之4夾雜物,因此應盡量減少,但若為003%以 下則為可容許之範圍,然而,在必須具有一定程度之穿孔 15 1251027 性時,係以ο·〇1%以下為佳,再者,若要求高穿孔性時,則 以0.003%以下為佳。 Α1係由於溶鋼脫氧,因此必須添加〇〇〇1%以上,但由 於會導致成本提高,因此將其上限設為αι%。&,若⑽ 5量添加,則由於會使非金屬夾雜物增加且使拉伸劣:= 此宜設為0.06%以下。再者,為了增加Βη量,宜為請抓 以下。 由於Ν-般會提昇ΒΗ量,因此為理想之元素,然而, 即使添加大於0.01%效果亦飽和,因此將其上限設為 ίο 〇·〇ι%。然而,應用在時效劣化會構成問題之零件時,若Ν 添加大於0.006%,則由於時效劣化會變得劇烈,因此宜為 0.006%以下。再者,若以製造後於室溫下放置二週以上後 供給加工作為前提,則由時效性之觀點來看宜為〇〇〇5%以 下。又’若考慮夏季於高溫下之放置或如船舶輪送時越過 15 赤道之輸出,則以小於0.003%為佳。 由於Β可提昇可淬性且具有容易得到為本發明要件之 連續冷卻變態組織之效果,因此可依需要添加,然而,若 小於0.0002% ’則不足以得到其效果,若添加大於〇⑻2%, 則效果飽和,因此,Β之添加係設為0.0002%以上、〇 〇〇2% 20 以下。 再者’為了賦予強度’亦可含有選自於〇·2〜1.2%之
Cu、0·1 〜0.6%之Ni、0.05〜1%之Μο、〇·〇2〜0.2%之 ν、〇·〇1 〜0·1%之Cr的析出強化元素或固溶強化元素之一種或二種 以上。無論任一元素,若含量小於前述範圍,則無法得到 16 1251027 其效果。若含量大於前述範圍,則效果飽和,且即使增加 含量效果亦不會再增加。
Ca及REM係改變構成斷裂源點或使加工性劣化之非金 屬夾雜物之形態而使其無害之元素,然而,添加小於 5 0.0005%亦沒有其效果,且即使Ca添加大於0.05%,REM添 加大於0.02%,其效果亦飽和,因此,宜添加Ca=〇.〇〇〇5〜 0.005%、REM = 0.0005〜0.02%。 另,以該等成分作為主成分之鋼亦可含有合計1%以下 之Ti、Nb、Zr、Sn、Co、Zn、W、Mg,然而,由於Sn在熱 10 軋壓延時會有產生瑕疵之虞,因此宜為0.05%以下。 其次’以下詳細說明本發明製造方法之限定理由。 本發明之熱軋鋼板係藉由下述方法來製造,即:將鑄 造後之鋼片熱軋壓延後進行冷卻之方法;將熱軋壓延後之 壓延材或熱軋鋼板進一步於熔融鏡敷線上施行熱處理之方 15法;或進一步於該等鋼板上施行其他表面處理之方法。 本發明熱軋鋼板之製造方法係藉由將鋼片熱軋壓延來 構成熱軋鋼板之方法,且包含有:將鋼片進行壓延並作成 粗條(亦稱作片條)之粗壓延程序;將粗條壓延後作成壓延材 之精壓延程序;及將壓延材冷卻並作成熱軋鋼板之冷卻程 20 序。 本發明中,在熱軋壓延前之製造方法,即,鋼片之製 造方法並無特殊之限制,舉例言之,可於利用高爐、轉爐 或電爐等之溶製後接著以各種2次精鍊進行成分調整,以構 成目的之成分含量,接著,除了通常之連續鑄造、利用鑄 17 1251027 5 10 =鱗造外,亦可藉由薄被缉造等造·康料亦 二:由連續缉造所得到之層板,則可於高 溫後於# 〜軋祕機,且料冷卻至室 利用加熱爐再加熱後進行熱軋壓延。 鋼片之再加熱溫度並無特殊之限制,若為剛。c以 溫卢㈣於去鏽量會變得多量且成品率降低,因此再加熱 合明2於14〇〇C。又,若為小於10(xrc之加熱,則由於 上之作業效率,因此鋼片之再加熱溫度宜 鏽旦,C以上。再者’若為小於110叱之加熱,則由於去 展里〉、且可能無崎由後續之除_時除去鐵鏽與層板表 台之失雜物,因此鋼片之再加熱溫度宜為wc以上。 15 熱軋壓延程序包含有粗壓延程序以及結束該粗壓延後 之精壓延程序’為了於板厚方向得到更均—之連續冷卻變 ,組織^壓延開始溫度係設為觸叱以上且以刪。c 、:'文且依萬要於結束粗壓延後至開始精壓延前 之期間及/或於精壓延中加熱粗條或壓延材。 20 特別是本毛日月中,為了安定得到優異之斷裂拉伸,抑 制驗S等之微細析出是有效的。通常歸等析出物係於 1250C之㈣之再加熱中產生再固溶,且純續之熱乳壓 ^中M、’、田析出’因此’若將鋼片之再加熱溫度控制在 C且可抑制MnS等之再固溶,貞彳可改善延性。 於、、口束粗壓延與開始精塵延之期間進行除錐時,宜滿 足於鋼板表面之高M水之衝㈣力流量l(升W) -0.0025之條件。 18 1251027 於鋼板表面之高壓水之衝擊壓力p係如下所述(參照 “鐵與鋼”,1991,νο1·77,Νο·9,ρ·1450)。 P(MPa) = 5.64xP〇xV/H2, 而,P〇(MPa):液壓力, 5 V(升/min):喷嘴流液量, H(cm):鋼板表面與喷嘴間之距離。 流量L係如下所述。 L(升/cm2) = V/(Wxv), 而,V(升/min):喷嘴流液量, 10 W(cm):每一喷嘴之喷射液碰觸鋼板表面之寬度, v(cm/min):通板速度。 衝擊壓力Px流量L之上限無須特別訂定來得到本發明 之效果,然而,若增加喷嘴流液量,則由於會產生喷嘴磨 損變得劇烈等問題,因此宜設為0.02以下。 15 又,宜藉由除鏽來除去鋼板表面之鐵鏽,使精壓延後 之鋼板表面最大高度Ry為15pm(15pmRy,12.5mm, lnl2.5mm)以下。 又,為了防止除鏽後再度生成鐵鏽,後續之精壓延宜 於5秒以内進行。 20 又,亦可於粗壓延與精壓延之間接合片條,且連續地 進行精壓延。此時,亦可暫時地將粗條捲繞成線圈狀,且 依需要收納在具有保溫機能之覆蓋物中,並於再度捲回後 進行接合。 將精壓延結束溫度(FT)設為(Ar3變態點溫度+ 50°C)以 19 1251027 上。在此,所謂Aq變態點溫度係例如利用以下計算式藉由 與鋼成分間之關係簡易地表示, 即,Ar3 = 910—310x%C + 25x%Si—80x%Mneq, 而,Mneq=%Mn+%Cr+%Cιι+%Mo+%Ni/2+10(%Nb — 5 0.02), 或,添加B時,Mneq=%Mn+%Cr+%Cu+%Mo+%Ni/2 + 10(%Nb —0.02)+ 1。 在此’式中之%(1!、%Si、%Mn、%Cr、%Cu、%Mo、 %Ni、%Nb係表示各元素C、Si、Μη、Cr、Cu、Mo、Ni、 10 Nb在鋼片中之含量(質量%)。 若精壓延結束溫度(FT)小於(Ar3變態點溫度+ 5 0 °C ), 則由於容易進行肥粒體變態且無法得到為目的之顯微組 織,因此設為(Ah變態點溫度+ 50。〇以上。精壓延結束溫 度(FT)之上限並未特別設定,然而,若為了得到高於(Ar3 15 變態點溫度+ 200°C)之溫度,則由於加熱爐溫度之維持, 或於結束粗壓延後至開始精壓延前之期間及/或精壓延中 之粗條或壓延材之加熱在設備上之負荷大,因此其上限宜 為(Ah變態點溫度+ 200°〇以下。 為了將壓延結束溫度設定為本發明之範圍,於結束粗 20 壓延後至開始精壓延前之期間及/或精壓延中加熱粗條或 壓延材係有效的方法。另,此時之加熱裝置可為任意方式, 然而,可於板厚方向均熱加熱之橫切型感應加熱比板厚表 面之溫度容易上昇之螺管型感應加熱更理想。 結束精壓延後,於通過An變態點溫度〜500°C之溫度 20 1251027 領域係以80°C/sec以上之冷卻速度冷卻,然而,若未自 變態點溫度以上開始冷卻,則由於進行肥粒體變態且無法 得到為目的之顯微組織,因此,冷卻係於Ah變態點以上開 始。再者,為了得到均一之顯微組織,故以13(rc/sec以上 5為佳。另一方面,若於500°C以上停止冷卻,則同樣地會進 行肥粒體變態且有無法得到為目的之顯微組織之虞。 然而,若於精壓延結束後〇·5秒以内開始冷卻,則沃斯 田體之再結晶及粒成長不足,且如第3圖所示,會進行肥粒 體變態且有無法得到為目的之顯微組織之虞,因此於精壓 10延結束後0·5秒以後開始冷卻。若溫度為Aq變態點以上,則 於精壓延後至開始冷卻前之時間之上限無特別規定,然 而,若為5秒以上則效果飽和,因此設為5秒以下。 又’若冷卻速度小於80°C/sec,則會進行肥粒體變態且 無法得到為目的之顯微組織,同時無法充分確保Bh性,因 15 此’冷卻速度係構成80°C/sec以上。冷卻速度之上限無特別 规定即可得到本發明之效果,然而,由於擔心因熱應變所 造成之板捲曲,因此宜為250°C/s以下。 捲取溫度高於500°C時,由於在該溫度領域c容易擴 散,且無法充分確保用以提高BH性之固溶c,因此捲取溫 2〇 度限定為500°C以下。捲取溫度之下限值並無特別規定,然 而,若小於350°C,則由於板形狀會因冷卻時之熱應變等而 劣化,因此宜為350°C以上。 於熱軋壓延程序結束後亦可依需要進行酸洗,然後於 線上或線外施行壓下率10%以下之表皮光軋或至壓下率 21 1251027 40%為止之冷軋壓延。 另,為了利用鋼板形狀之矯正或可動轉位導入來提昇 延性,宜施行0.1%以上、2%以下之表皮光軋壓延。 為了於酸洗後之熱軋鋼板上鍍鋅,亦可浸潰於鋅鍍浴 5 中且依需要施行合金化處理。 實施例 以下藉由實施例進一步說明本發明。 具有表2所示化學成分之A〜J、X之鋼係於轉爐中熔 製,且於連續鑄造後直接輸送或再加熱,並於接著粗壓延 10 後之精壓延中構成1.2〜5.5mm之板厚後進行捲取。在此, 有關表中化學組成之表示係質量%。 表2 鋼片 No. 化學組成(質量%) c Si Μη P s A1 N 其他 A 0.085 0.01 1.17 0.009 0.001 0.016 0.0017 B 0.070 1.02 0.36 0.008 0.001 0.035 0.0041 C 0.070 0.03 1.26 0.012 0.001 0.015 0.0084 D 0.048 0.22 0.72 0.010 0.001 0.033 0.0038 Cu : 0.29%,Ni :0.12% E 0.074 0.07 1.01 0.011 0.001 0.028 0.0027 B : 0.0004%,Cr :0.08% F 0.051 0.04 0.98 0.009 0.001 0.031 0.0029 Mo : 0.11% G 0.072 0.05 1.08 0.009 0.001 0.016 0.0030 V : 0.08% H 0.066 0.05 1.23 0.008 0.001 0.024 0.0028 REM : 0.0009% I 0.063 0.04 1.31 0.010 0.001 0.026 0.0024 Ca : 0.0014% J 0.064 0.89 1.26 0.010 0.001 0.034 0.0038 X 0.210 1.51 1.49 0.010 0.001 0.033 0.0036 表3顯示詳細製造條件。在此,“粗條加熱”係表示於 結束粗壓延後至開始精壓延前之期間及/或於精壓延中粗 15 條或壓延材之加熱,且以有無表示是否進行該加熱。 “FTO”表示精壓延之開始溫度。“FT”表示精壓延之結 束溫度。“至開始冷卻為止之時間”表示結束精壓延後至 22 1251027 開始冷卻前之時間。“於A:r3〜500°C之冷卻速度”表示冷 卻時通過Ar3變態點溫度〜500°C之溫度領域時之平均冷卻 速度。“CT”表示捲取溫度。 如表3所示,實施例5係於粗壓延後以衝擊壓力 5 2.7MPa、流量0.001升/cm2之條件施行除鏽。又,實施例10 係施行鍍鋅。 23 1251027 colfei BH性丨 2XBH (MPa) ο ;: s s $ ; π is s 导 LO 1_ i〇 V 機械性質 —S $ 2 — s? mm 2 3 袋 r-i 3 r—< ο S s 这 S GO s a« φ « i_ 1 S « CO 溪 s 却 CO «Ο ΪΩ η s s s u n n TS (MPa) rH η 分 00 CO 2 5ί 00 CO 5 ο § ro 5 S η t ID s oa s 0 ui 3 边 客 卜 YP (MPa) 1 CO 00 [ n Λ s rt nT s? i_ c? 5 ς〇 s Ρϊ St ΰΰ s § s 〇 5 S ri y〇 !S 顯微組織 均一性 (ΛΗν) 2 00 卜 i- ο 二 σ» N δ s s 货 寸 Λ 平均 晶粒徑 (μπι) ι·4 0¾ O Μ| 2 £3 — 0¾ Ο 卜 <£> σ» r- (P 顯微組織 Zw+撕 F ZrH8*PF 2 計 10XPF «5 eS A Zw+15*PF Zw+I0*PF 25%PF+Zw 35»PF+Zw PP+P 1 PF+M+P PF+M+P B0*PF*Zw+13*7r 製造條件 備考 ϊ 匕Β ! ¥ s" "s I 1 1 Ϊ I ¥ ¥ ¥ I <150 <150 1 於Arj〜 500X:之 冷卻速度 (V/seo) i O s o s ο 另 s _ s p·! S O iS g ο ο ο 芑 % ? i 0 0 SS-N S 细史匄^丨 ο O 卜 o CO d O iH 〇 rH ο — 〇 rH o r-< ο rH ο d o —· O rJ o 二 0 -H 0 rH Ara+50 (V) 网 s s « 00 GO s K£> 的 f: 畜 60 绽 5 □0 s — s s «•H s s to 詫 CO 盎 9 eo ig f»( ff 5 g a> S u i: i ΐ ϊ «X ε wm S Φ — g: i n s UN gj s ¢0 i i Ϊ 1 o So ο So O eo ϊ ο οο I i s eo 塞 1 10 Ss se 1100 ϊ g! PM m4 Ϊ pH ¥ i 1·^ _ ¥ _ "1 pH ο ρΜ ¥ s Ρ·4 PN s PN _ s «N m4 s — Ρ·4 8 — — 粗條 加熱 * 杻 悻 _i 濰 1 +F, ! W 糠 m 鋼片 No. < c < o A (S3 tt. 1 Μ __1 <i ·< < < : h X 實施例1 IK 實施例3 實施例4 實施例S 實施例6 g: _ 實施例8 實施例9 實施例It) 1 1比較例2 〇 I 踣觸旮ft®®製容:z* 24 1251027 與實施發明之較佳形態中所說明之評價方法相同,評 價熱軋鋼板之BH性與拉伸凸緣性。 又,藉由前述方法,觀察熱軋鋼板之顯微組織,且測 定體積分率、連續冷卻變態組織之平均粒徑、平均維氏硬 5 度差(ΛΗν)。 表3中,以‘‘顯微組織”表示顯微組織之觀察結果。pF 表示多角形肥粒體,P表示波來體,Μ表示麻田散體,Tr 表示殘留沃斯田體。 於實施例1〜10中,任一者之拉伸強度(TS)皆為370〜 10 490MPa,且穿孔值為90%以上,因此拉伸凸緣性優異,又 由於2%BH量為50MPa以上,因此BH性亦優異。 就實施例中所使用之鋼片組成來看,則僅實施例4之A1 含量為0.015%以下(鋼片C)。因此,實施例4中2%BH量為 70MPa以上且可得到更優異之BH性。 15 就精壓延之開始溫度(FTO)來看,則實施例中僅實施例 2之精壓延之開始温度(FTO)為960°C且小於1050。(:。因此, 顯微組織中多角形肥粒體之體積比率增加,且BH性梢微比 其他實施例差。精壓延之開始溫度宜為l〇50°C以上,藉此, 如實施例1、3〜10所示,可得到更優異之拉伸凸緣性與BH 20 性。 就精壓延程序之結束溫度(FT)來看,則實施例係86〇〜 900°C。此係由於實施例使用各種組成之鋼片,且依據依所 使用鋼片之組成決定之變態點溫度,而規定為結束溫度 構成(An變態點溫度+ 50°C)之溫度以上之故。實施例4~8 25 1251027 中未含有多角开> 肥粒體,且形成僅由連續冷卻變態組織所 構成之减微組織。 就通過Aq變態點溫度〜5〇(rCi溫度領域之冷卻速度 來看,則實施例9、10中冷卻速度小於13〇。(:,相對於此, 5 實施例1〜8中冷卻速度為i3〇°C以上。 相較於實施例9、1〇, 一般認為由於實施例丨〜8係冷卻 速度130°C以上,因此平均維氏硬度差,且可得到 均一性更優異之連續冷卻變態組織。因此,相較於實施例 9 1〇,貝^例1〜8可得到更優異之拉伸凸緣性與bh性。 10 又,於實施例1〜8中,藉由於結束粗壓延後至開始精 壓延别之期間及/或於精壓延中加熱粗條或壓延材,而可調 整粗條或壓延材之溫度且精度良好,同時可抑制溫度不均 寻之產生。一般遇為此亦為實施例1〜8比實施例9、1 〇更可 得到優異之拉伸凸緣性與BH性之主要原因。 15 於比較例1中,精壓延程序之結束溫度(FT)小於(Ar3變 態點溫度+ 5(TC)之溫度,因此,所製造之熱軋鋼板之顯微 組織中以25體積分率含有多角形肥粒體,且無法得到為目 的之顯微組織,故,無法得到充分之穿孔值。 於比較例2中,結束精壓延後至開始冷卻前之時間小於 2〇 〇·5秒,因此,所製造之熱軋鋼板之顯微組織中以35體積分 率含有多角形肥粒體,且無法得到為目的之顯微組織,故, 無法得到充分之穿孔值。 於比較例3中,通過Ah變態點溫度〜5〇〇°C之溫度領域 之冷卻速度小於8〇°C/sec,因此,所製造之熱軋鋼板之顯微 26 1251027 組織係由多角形肥粒體與波來體所構成,且無法得到為目 的之顯微組織,故,無法得到充分之穿孔值與量。 於比較例4中,捲取溫度(CT)係高於5〇〇〇c之溫度,因 此,所製造之熱軋鋼板之顯微組織係由多角形肥粒體與波 5來體所構成,且無法得到為目的之顯微組織,故,無法得 到充分之穿孔值與BH量。 於比較例5中,壓延結束溫度(FT)係小於(Ar3變態點溫 度+ 50°C)之溫度,且通過Ar3變態點溫度〜500°C之溫度領 域之冷卻速度小於80°C/sec,又,捲取溫度(CT)小於350°C, 10因此,所製造之熱軋鋼板之顯微組織係由多角形肥粒體、 麻田散體、波來體所構成,且無法得到為目的之顯微組織, 故,無法得到充分之穿孔值與BH量。 於比較例6中,精壓延之結束溫度(FT)係小於(Ar3變態 點溫度+ 50。〇之溫度,且通過Ar3變態點溫度〜5〇〇°C之溫 15 度領域之冷卻速度小於8(TC/SeC,因此,所製造之熱軋鋼板 之顯微組織係由多角形肥粒體、麻田散體、波來體所構成, 且無法得到為目的之顯微組織,故,強度高且亦無法得到 充分之穿孔值。 比較例7係使用鋼片X來製造熱軋鋼板,且c之含量大 20於0·2質量%,又,通過Ar3變態點溫度〜500°C之溫度領域 之冷部速度小於8〇°c/sec,因此,所製造之熱軋鋼板之顯微 組織除了連續冷卻變態組織(Z w)以外尚含有5 0體積分率之 多角形肥粒體與13體積分率之殘留沃斯田體,且無法得到 為目的之顯微組織,故,強度高且亦無法得到充分之穿孔 27 1251027 值與BH量。 產業上之可利用性 由於該壓延鋼板具有可顯現優異拉伸凸緣性之均一顯 微組織,因此即使為對鋼板要求高拉伸凸緣性之條件亦可 5進仃成形加工。又,即使為370〜490MPa級之拉伸強度之 鋼板’亦可藉由利用壓製之應變導入與塗裝燒固處理,形 成具有與使用拉伸強度540〜640MPa之鋼板所形成之壓製 品同等強度之壓製品。 10 故,軸是適合湘在如汽科體轉件等為了達成 輕量化而對厚度降低要求高之m用鋼板。再者,由 於拉伸凸緣性優異,因此特別適合利用在如内板構件、結 構構件、車輪構件等汽車用零件用鋼板。 【圖式簡單說明】 15 第1 A圖係顯 Hv)之間之關係圖 示ΒΗ量與顯微組織之平均維氏硬度差(△ 織之平均維氏硬度 第1Β圖係顯示穿孔值(λ)與顯微組 差(ΔΗν)之間之關係圖。 第2圖係顯示穿孔值(λ)與連續冷卻變態組織之平均曰 粒徑(CU之間之關係圖。 、之千均曰曰 20 二圖_示〜組織之體積分率與結束精_後至開 始β部珂之時間之間之關係圖。 【主要元件符號說明】 (無) 28
Claims (1)
1251027 十、申請專利範圍: 1. 一種熱軋鋼板,依質量%包含有: C = 0.01 〜0.2% ; Si = 0.01 〜2% ; 5 Μη = 0·1 〜2% ; P^O.l% ; S^0.03% ; Α1 = 0·001 〜0.1% ;及 Ν$0·01%, 10 而剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質,又,顯微組 織主要係均一之連續冷卻變態組織,且前述顯微組織之 平均粒徑大於8μπι且為30μηι以下。 2. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板,依質量%更包含有 選自於下述成分中之一種或二種以上,即: 15 Β = 0.0002〜0.002% ; Cu = 0.2〜1.2% ; Ni = 0.1 〜0.6% ; Μο = 0·05〜1% ; V = 0.02〜0.2% ;及 20 Cr = 0.01 〜1% 〇 3. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板,依質量%更包含有 選自於下述成分中之一種或二種,即: Ca= 0.0005〜0.005% ;及 REM = 0.0005〜0.02%。 29 1251027 4. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板,係有鍵鋅者。 5. —種熱軋鋼板之製造方法,包含有: 藉由粗壓延將鋼片作成粗條之程序,且前述鋼片依 質量%包含有: 5 C = 0·01 〜0·2% Si- :0.01 〜2% ; Μη = 0·1 〜2% ; P^O.l% ; S^0.03% ; 10 Al = 0.001 〜0.1% ;及 Ν$0·01%, 且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質; 於結束溫度為(Ar3變態點溫度+ 50°C)之溫度以上 之條件下,將前述粗條進行精壓延並構成壓延材之程 15 序;及 於自精壓延結束經過0.5秒以上後,於Ar3變態點以 上開始冷卻前述壓延材,且至少於通過Ar3變態點溫度 〜500°C之溫度領域以80°C/sec以上之冷卻速度冷卻,再 冷卻至500°C以下之溫度領域為止且作成熱軋鋼板並進 20 行捲取之程序。 6. 如申請專利範圍第5項之熱軋鋼板之製造方法,其中前 述精壓延之開始溫度為l〇〇〇°C以上。 7. 如申請專利範圍第5項之熱軋鋼板之製造方法,更包括 於直到開始精壓延前述粗條之程序為止之期間,及/或 30 1251027 於精壓延前述粗條之程序中,加熱前述粗條或前述壓延 材。 8. 如申請專利範圍第5項之熱軋鋼板之製造方法,更包括 於結束粗壓延前述鋼片之程序之時點至開始精壓延前 5 述粗條之程序之時點之間進行除鏽。 9. 如申請專利範圍第5項之熱軋鋼板之製造方法,係使所 得到之前述熱軋鋼板浸潰於鋅鍍浴中並將該熱軋鋼板 之表面鍍鋅者。 10. 如申請專利範圍第9項之熱軋鋼板之製造方法,係於鍍 10 鋅後進行合金化處理者。 31
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2003314590A JP4580157B2 (ja) | 2003-09-05 | 2003-09-05 | Bh性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
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