TWI486250B - 高張力熱軋鍍鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

高張力熱軋鍍鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種適合於汽車用零件等的輸送設備、營建材料的素材的高張力熱軋鍍鋼板及其製造方法(high strength galvanized hot rolled steel sheet and method for producing the same)。
自保護地球環境(environmental conservation)的觀點考慮，為了削減CO2排出量，維持汽車車體的強度的同時實現其輕量化、且改善汽車的燃耗(fuel consumption)，在汽車業界通常為重要的課題。就維持汽車車體的強度的同時實現車體的輕量化方面而言，有效的是藉由成為汽車零件用素材的鋼板的高強度化來使鋼板薄壁化。尤其，汽車的底盤零件用鋼板的高強度薄壁化會使得汽車車體大幅輕量化，因而對於汽車燃耗提高而言是極其有效的手段。因此，對該些零件用素材的高強度化的期望非常強。
而且，汽車零件、尤其是底盤零件大多曝露在腐蝕環境下，因而汽車零件用鋼板亦必須具有所期望的耐腐蝕性。因此，作為汽車零件用鋼板，廣泛使用耐腐蝕性優異的高張力(熱軋)鍍鋼板。
另一方面，以鋼板作為素材的大部分汽車零件是藉由壓製加工或凸出成形(burring)加工等而成形，因而對汽車零件用鋼板要求具有優異的伸長性及伸緣性(stretch-flange formability)等的加工性。例如，因底盤零 件具有複雜的形狀，故在作為底盤零件用素材的鋼板中，強度及耐腐蝕性連同加工性一併受到重視，從而尋求伸緣性及彎曲加工性等的加工性優異的高張力(熱軋)鍍鋼板。
然而，一般來說，鋼鐵材料伴隨高強度化而加工性會降低。高張力(熱軋)鍍鋼板的加工性比通常的軟鋼板差很多。因此，就將高張力(熱軋)鍍鋼板適用於底盤零件等的方面而言，兼備強度與加工性的高張力(熱軋)鋼板(成為鍍鋼板的基材的鋼板)的開發成為必需，且至今為止進行了各種研究，並提出了各種技術。
例如，專利文獻1中提出了如下技術：設為如下的組成，即，以重量%計，含有碳(C)：0.03%~0.25%、矽(Si)：2.0%以下、錳(Mn)：2.0%以下、磷(P)：0.1%以下、硫(S)：0.007%以下、鋁(Al)：0.07%以下及鉻(Cr)：1.0%以下；且設為包含肥粒鐵(ferrite)及第2相的複合組織，藉由對第2相的硬度、體積率、及粒徑進行規定，從而提高拉伸強度(TS)超過490N/mm2(490MPa)的高強度熱軋鋼板的疲勞特性(Fatigue property)及伸緣性。上述第2相為波來鐵(pearlite)、變韌鐵(bainite)、麻田散鐵(martensite)、殘留奧氏體(retained austenite)中的1種以上。
然而，專利文獻1中所提出的技術中，在對鋼板實施壓製加工等而成形為所期望的零件形狀時，軟質的肥粒鐵與硬質的第2相的界面容易成為加工時的裂紋產生起點，從而具有加工性不穩定的問題。而且，專利文獻1所提出 的技術中，在將鋼板的拉伸強度提高至590MPa級別的情況下，亦發現加工性、尤其伸緣性降低的問題。
而且，專利文獻2中提出了如下技術：設為如下的化學成分，即，以wt%計，包含C：0.01%~0.10%、Si：1.5%以下、Mn：超過1.0%~2.5%、P：0.15%以下、S：0.008%以下、Al：0.01%~0.08%、鈦(Ti)與鈮(Nb)的1種或2種的合計：0.10%~0.60%；且設為如下的組織，即，肥粒鐵量以面積率計為95%以上，且肥粒鐵的平均結晶粒徑為2.0μm~10.0μm，不含有麻田散鐵及殘留奧氏體；從而提高拉伸強度為490MPa以上的高強度熱軋鋼板的疲勞強度、尤其伸緣性。而且，專利文獻2中所提出的技術中，藉由將Mn含量設為超過1.0%~2.5%，而可提高鋼板強度並且獲得微細肥粒鐵粒。
然而，專利文獻2中提出的技術中，因鋼板的Mn含量高，故Mn會向鋼板的板厚中央部偏析，從而在鋼板的壓製成形時，加工時會引起裂紋產生，因而存在無法穩定地獲得優異的伸緣性的問題。而且，專利文獻2中提出的技術中，將Ti設為規定含量來形成Ti碳化物，藉此雖可實現對伸緣性造成不良影響的固溶C的降低化，但若相對於C而含有過剩的Ti，則Ti碳化物容易粗大化，從而發現存在無法穩定地獲得所期望的強度的問題。
而且，專利文獻3中提出如下技術：設為如下組成，即，以質量%計，包含C：0.01%~0.1%、S≦0.03%、N≦0.005%、Ti：0.05%~0.5%、Si：0.01%~2%、Mn：0.05% ~2%、P≦0.1%、Al：0.005%~1.0%，進而在滿足Ti-48/12C-48/14N-48/32S≧0%的範圍內含有Ti；將鋼中的粒子中含有5nm以上的Ti的析出物的平均尺寸設為101nm~103nm且最小間隔設為超過101nm且為104nm以下，藉此提高拉伸強度為640MPa以上的高強度熱軋鋼板的凸出成形加工性(Burring formability)與疲勞特性。
然而，專利文獻3中提出的技術中，鋼板中所含的析出物的尺寸的分布大，從而發現存在無法穩定地確保所期望的強度的問題。而且，專利文獻3中提出的技術中，鋼板的伸緣性不充分。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特開平4-329848號公報
專利文獻2：日本專利特開2000-328186號公報
專利文獻3：日本專利特開2002-161340號公報
對於大量生產的汽車零件而言，必須在工業上大量生產用於穩定地供給該汽車零件的素材的熱軋鋼板，但上述先前技術中，難以穩定地供給拉伸強度為590MPa以上且具有優異的加工性(伸緣性、彎曲加工性)的高張力(熱軋)鍍鋼板。本發明有利地解決上述先前技術所面臨的問題，其目的在於提供一種高張力熱軋鍍鋼板及其製造方法，該高張力熱軋鍍鋼板適合作為汽車零件用的素材，拉伸強度為590MPa以上且兼備優異的伸緣性及優異的彎曲加工性，從而加工性優異。
為了解決上述課題，本發明者等人對影響到熱軋鍍鋼板的高強度化與加工性、尤其伸緣性與彎曲加工性的各種主要原因進行了積極研究。結果獲得以下的發現。
1)將鋼板組織設為位錯密度低的加工性優異的肥粒鐵單相組織，進而，若使微細碳化物分散析出而強化析出，則維持熱軋鍍鋼板的伸緣性及彎曲加工性的同時，強度得以提高。
2)為了獲得加工性優異且具有拉伸強度：590MPa以上的高強度的熱軋鍍鋼板，則必須使對於析出強化有效的平均粒徑小於10nm的微細碳化物分散析出。
3)作為有助於析出強化的微細碳化物，有效的是含有Ti的碳化物。
4)含有Ti的碳化物中存在向一方向列狀分散析出者、及無規分散析出者，在實現熱軋鍍鋼板的高強度化的同時確保加工性、尤其彎曲加工性的方面，有效的是提高無規分散析出的含有Ti的碳化物的比率。另一方面，熱軋鍍鋼板的高強度化中，上述任一析出形態的碳化物均有效。
5)將含有Ti的碳化物設為平均粒徑：小於10nm，進而為了抑制分散析出後的該碳化物的粗大化，必須對相對於鋼中的C含量的Ti*含量加以控制。(其中，Ti*=Ti-(N/14×48+S/32×48)，C、S、N、Ti為各元素的含量(質量%)。)
6)在對具有規定的組成的鋼素材進行熱軋後，進行冷 卻捲繞而製造成為熱軋鍍鋼板的基材的熱軋板時，若以對於含有Ti的碳化物的析出最佳的溫度進行捲繞，則獲得上述碳化物主要以列狀分散析出的熱軋板。
7)將上述捲繞溫度設為比對於含有Ti的碳化物的析出而言最佳的溫度低的溫度，形成抑制了含有Ti的碳化物的析出的熱軋板，對該熱軋板以規定的退火溫度實施連續退火處理，從而在該連續退火處理時使含有Ti的碳化物無規析出，藉此獲得含有大量的無規分散析出的碳化物的熱軋鋼板(為熱軋鍍鋼板的基板，且為退火後鍍敷前的基板)。
本發明基於上述發現而完成，其主旨為如下所示。
[1]一種高張力熱軋鍍鋼板，包括：在作為基板的熱軋鋼板的至少一表面具有鍍膜，上述熱軋鋼板具有：以質量%計，以使C、S、N、及Ti滿足下述(1)式的方式，含有C：0.010%以上、0.050%以下，Si：0.2%以下，Mn：0.10%以上、0.80%以下，P：0.025%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下，Al：0.1%以下，Ti：0.05%以上、0.10%以下， 且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率為95%以上的基質；以及由含有Ti且平均粒徑小於10nm的微細碳化物分散析出而成的組織；且拉伸強度為590MPa以上，Ti*/48<C/12...(1)
此處，Ti*=Ti-(N/14×48+S/32×48)
(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
[2]上述[1]的高張力熱軋鍍鋼板中，除上述組成外，以質量%計，進而以滿足下述(2)式的方式，含有硼(B)：0.0035%以下，B≧0.0003-0.00025Mn...(2)
(Mn、B：各元素的含量(質量%))。
[3]如[2]所述之高張力熱軋鍍鋼板，上述B為0.0003%以上、0.0020%以下。
[4]上述[1]或[2]的高張力熱軋鍍鋼板中，上述微細碳化物以列狀析出者的個數Ps與無規析出者的個數Pr的比率滿足下述(3)式： Pr/Ps≧0.8...(3)
(Pr：無規析出的微細碳化物的個數)
(Ps：列狀析出的微細碳化物的個數)。
[5]上述[1]或[2]的高張力熱軋鍍鋼板中，上述微細碳化物的相對於組織整體的體積比為0.0005以上。
[6]如[5]所述之高張力熱軋鍍鋼板，上述體積比為0.0005以上、0.003以下。
[7]上述[1]或[2]的高張力熱軋鍍鋼板中，除上述組成外，進而以質量%計，含有合計為1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、Pb、Ta中的任一種以上。
[8]一種高張力熱軋鍍鋼板的製造方法，對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，在精軋結束後，進行冷卻、捲繞，形成熱軋板後，對該熱軋板依序實施連續退火處理及鍍敷處理從而形成熱軋鍍鋼板，將上述鋼素材包括：以質量%計，以C、S、N、及Ti滿足下述(1)式的方式，以質量%計含有C：0.010%以上、0.050%以下，Si：0.2%以下，Mn：0.10%以上、0.80%以下，P：0.025%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下， Al：0.1%以下，Ti：0.05%以上、0.10%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；上述精軋的精軋溫度設為880℃以上，上述冷卻的平均冷卻速度設為10℃/s以上，上述捲繞溫度設為400℃以上且小於550℃，上述連續退火處理的退火溫度設為550℃以上750℃以下，拉伸強度為590MPa以上，Ti*/48<C/12...(1)
此處，Ti*=Ti-(N/14×48+S/32×48)
(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
[9]上述[8]的高張力熱軋鍍鋼板的製造方法中，除上述組成外，以質量%計，進而以滿足下述(2)式的方式，含有B：0.0035%以下，B≧0.0003-0.00025Mn...(2)
(Mn、B：各元素的含量(質量%))。
[10]如[9]所述之高張力熱軋鍍鋼板的製造方法，上述B為0.0003%以上、0.0020%以下。
[11]上述[8]或[9]的高張力熱軋鍍鋼板的製造方法中，除上述組成外，進而以質量%計，含有合計為1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、 Pb、Ta中的任一種以上。
根據本發明，可在工業上穩定生產高張力熱軋鍍鋼板從而實現產業上明顯的效果，該高張力熱軋鍍鋼板適合作為汽車零件用的素材，拉伸強度為590MPa以上，且具有作為壓製時的剖面形狀複雜的底盤零件等的素材非常適合的優異的加工性(伸緣性、彎曲加工性)。
以下，對本發明進行詳細說明。
首先，對作為本發明的高張力熱軋鍍鋼板的基板的熱軋鋼板的組織及碳化物的限定理由進行說明。
作為本發明的高張力熱軋鍍鋼板的基板的熱軋鋼板具有：肥粒鐵相以相對於組織整體的面積率計為95%以上的基質，以及由含有Ti且平均粒徑小於10nm的微細碳化物分散析出於該基質中而成的組織。上述微細碳化物較佳成為列狀析出者的個數Ps與無規析出者的個數Pr的比率滿足Pr/Ps≧0.8的碳化物。而且，較佳為將上述微細碳化物的相對於組織整體的體積比設為0.0005以上。
肥粒鐵相：以相對於組織整體的面積率計為95%以上
本發明中，在確保熱軋鍍鋼板的加工性(伸緣性、彎曲加工性)的方面，肥粒鐵相的形成為必需。對於熱軋鍍鋼板的加工性的提高而言，有效的是將作為熱軋鍍鋼板的基板的熱軋鋼板的組織設為位錯密度低且延性優異的肥粒鐵相。尤其，對於伸緣性的提高而言，較佳為將上述熱軋 鋼板的組織設為肥粒鐵單相組織，但即便在並非是完全的肥粒鐵單相組織的情況下，只要實質上為肥粒鐵單相組織，亦即，只要以相對於組織整體的面積率計95%以上為肥粒鐵相，便可充分發揮上述的效果。因此，肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率設為95%以上。
另外，上述熱軋鋼板中，作為肥粒鐵相以外的相，可列舉雪明碳鐵(cementite)、波來鐵、變韌鐵相、麻田散鐵相、殘留奧氏體相等，只要該些的合計以相對於組織整體的面積率計為5%左右以下，則可被容許。
含有Ti的微細碳化物
Ti為強力的碳化物構成元素，含有Ti的碳化物成為其平均粒徑極小的微細碳化物的傾向強。因此，於藉由使微細碳化物在作為熱軋鍍鋼板的基板的熱軋鋼板中分散析出而實現熱軋鍍鋼板的高強度化的本發明中，作為在上述熱軋鋼板中分散析出的微細碳化物，設為含有Ti的微細碳化物。
微細碳化物的平均粒徑：小於10nm
在對熱軋鍍鋼板賦予所期望的強度(拉伸強度：590MPa以上)的方面，在作為熱軋鍍鋼板的基板的熱軋鋼板中分散析出的微細碳化物的平均粒徑極其重要，本發明中將含有Ti的微細碳化物的平均粒徑設為小於10nm。若基質中析出微細碳化物，則該微細碳化物相對於變形施加至鋼板時所產生的位錯的移動而發揮阻力的作用，藉此熱軋鍍鋼板得以強化，若將微細碳化物的平均粒徑設為小於10 nm，則上述的作用更顯著。因此，將含有Ti的微細碳化物的平均粒徑設為小於10nm。更佳為5nm以下。
列狀析出的微細碳化物的個數Ps與無規析出的微細碳化物的個數Pr的比率：Pr/Ps≧0.8
在含有Ti的碳化物(微細碳化物)中，存在沿某固定的方向列狀分散析出者、及無規分散析出者，列狀分散析出的微細碳化物會對熱軋鋼板的彎曲加工性造成不良影響。這是因為微細碳化物與基質的界面成為彎曲加工時的龜裂產生部，若微細碳化物列狀分散析出，則微細碳化物與基質的界面產生的龜裂容易傳播。
基於以上的理由，本發明中，在最終獲得的熱軋鍍鋼板中，較佳為提高無規析出的微細碳化物的比率，從而抑制熱軋鍍鋼板的彎曲加工性的劣化。列狀析出的微細碳化物的個數Ps與無規析出的微細碳化物的個數Pr的比率Pr/Ps較佳設為0.8以上。
為了穩定地獲得熱軋鍍鋼板強度，有效的是對在作為熱軋鍍鋼板的基板的熱軋鋼板中分散析出的微細碳化物的分散析出量加以控制，本發明中，較佳為以含有Ti且平均粒徑小於10nm的微細碳化物的相對於上述熱軋鋼板組織整體的體積比為0.0005以上的方式，使該微細碳化物分散析出。然而，若上述體積比超過0.003，則有強度變得過高、伸緣性降低之虞，因而上述體積比較佳設為0.0005以上、0.003以下。
其次，對作為本發明的高張力熱軋鍍鋼板的基板的熱 軋鋼板的成分組成的限定理由進行說明。另外，表示以下的成分組成的%只要未作特別說明，則是指質量%的含義。
C：0.010%以上、0.050%以下
C為形成微細碳化物而強化鋼方面必需的元素。若C含量小於0.010%，則無法充分確保微細碳化物，從而無法獲得590MPa以上的拉伸強度。另一方面，若C含量超過0.050%，則鋼板中容易形成波來鐵，破壞伸緣性。因此，C含量設為0.010%以上、0.050%以下。較佳為0.020%以上、0.035%以下。
Si：0.2%以下
Si為固溶強化元素，且為對鋼的高強度化有效的元素。然而，若Si含量超過0.2%，則會促進C自肥粒鐵相析出，且於粒界容易析出粗大的Fe碳化物，從而伸緣性降低。而且，過剩的Si對鍍敷性會造成不良影響。因此，Si含量設為0.2%以下。較佳為0.05%以下。而且，為了固溶強化，較佳為0.005%以上。
Mn：0.10%以上、0.80%以下
Mn為固溶強化元素，且為對鋼的高強度化有效的元素。為了獲得上述效果，理想的是含有0.10%以上，若Mn含量超過0.80%則容易產生偏析，且，形成肥粒鐵相以外的相，亦即硬質相，從而伸緣性降低。因此，Mn含量設為0.10%以上、0.80%以下。較佳為0.10%以上、0.5%以下。更佳為0.10%以上、0.45%以下。
P：0.025%以下
P為固溶強化元素，且為對鋼的高強度化有效的元素，若P含量超過0.025%則偏析顯著，伸緣性降低。因此，P含量設為0.025%以下。較佳為0.02%以下。而且，為了固溶強化，較佳為0.005%以上。
S：0.01%以下
S為使熱加工性(熱軋性)降低的元素，除提高鋼坯(slab)的熱裂(hot-tearing)感受性外，在鋼中會作為硫化錳(MnS)而存在，從而使熱軋鋼板的伸緣性劣化。因此，本發明中較佳為極力地降低S，而設為0.01%以下。較佳為0.005%以下。
N：0.01%以下
N為本發明中有害的元素，較佳為極力降低。尤其若N含量超過0.01%，則因鋼中生成粗大的氮化物，而使得伸緣性降低。因此，N含量設為0.01%以下。較佳為0.006%以下。
Al：0.1%以下
Al為作為去氧劑發揮作用的元素。為了獲得此效果，理想的是含有0.001%以上，超過0.1%的含有會使加工性(伸緣性及彎曲加工性)降低。因此，Al含量設為0.1%以下。
Ti：0.05%以上、0.10%以下
Ti為本發明中最重要的元素之一。Ti為藉由形成碳化物而維持優異的伸緣性及彎曲加工性，同時有助於鋼板的高強度化的元素。為了獲得上述效果，理想的是含有0.05% 以上。然而，若Ti含量超過0.10%，則存在伸緣性降低的傾向，因而Ti含量設為0.10%以下。較佳為0.05%以上、0.095%以下。
作為本發明的高張力熱軋鍍鋼板的基板的熱軋鋼板，以在上述範圍內且滿足(1)式的方式含有C、S、N、Ti。
Ti*/48<C/12...(1)
此處，Ti*=Ti-(N/14×48+S/32×48)
(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))
上述(1)式是為了將含有Ti的微細碳化物設為上述所期望的析出狀態而應滿足的要件，本發明中為極其重要的指標。
如上述般，本發明中，使含有Ti的微細碳化物分散析出於作為基板的熱軋鋼板中。此處，含有Ti的碳化物成為其平均粒徑極小的微細碳化物的傾向強，但若與C鍵結的Ti以原子比計為C以上，則碳化物容易粗大化。而且，伴隨碳化物的粗大化，難以確保所期望的鋼板強度(拉伸強度：590MPa以上)。因此，本發明中，必須使鋼素材中所含的C的原子%(C/12)多於可有助於碳化物生成的Ti的原子%(Ti*/48)。
而且，本發明中，在鋼素材中添加規定量的Ti，使含有Ti的微細碳化物分散析出於作為基板的熱軋鋼板中，該微細碳化物是在熱軋前的加熱中熔解鋼素材中的碳化物， 並主要在熱軋後的捲繞以後的步驟(捲繞步驟及連續退火步驟)中析出。然而，並非添加至鋼素材的Ti的全部量有助於碳化物生成，添加至鋼素材的Ti的一部分因氮化物或硫化物的形成而被消耗。這是因為，在比捲繞溫度高的溫度範圍內，比起形成碳化物，Ti更容易形成氮化物或硫化物，在製造熱軋鋼板時，在捲繞步驟前，Ti形成氮化物或硫化物。由此，添加至鋼素材的Ti中的有助於碳化物生成的Ti(Ti*)可由「Ti*=Ti-(N/14×48+S/32×48)」來表示。
基於以上的理由，本發明中，為了使C的原子%(C/12)多於可有助於碳化物生成的Ti的原子%(Ti*/48)，而設為Ti*=Ti-(N/14×48+S/32×48)，以滿足Ti*/48<C/12的方式含有C、S、N、Ti的各元素。
若Ti*/48為C/12以上，則含有Ti的微細碳化物容易粗大化。
而且，含有Ti的碳化物，是在熱軋前將鋼素材加熱至奧氏體區為止從而將鋼素材中的碳化物熔解，並在其後的熱軋步驟中分散析出。此時，將自奧氏體向肥粒鐵變態的變態溫度調整為適合於含有Ti的碳化物的析出的溫度，若以該溫度捲繞，則與奧氏體→肥粒鐵變態同時地，將含有Ti的微細碳化物列狀析出(相界面析出)。
此處，若鋼素材在高溫下自奧氏體向肥粒鐵變態，則在高溫區，含有Ti的碳化物析出，如此在高溫區析出的碳化物容易粗大化，因而無法獲得所期望的微細碳化物(平均粒徑小於10nm)。因此，本發明中，較佳為使鋼素材自 奧氏體向肥粒鐵變態的溫度降低至足以使微細的碳化物析出的溫度為止。
因此，本發明中，為了使奧氏體→肥粒鐵變態的溫度低溫化，除上述組成外，進而可以滿足如下的(2)式的方式含有B：0.0035%以下。
B≧0.0003-0.00025Mn...(2)
(Mn、B：各元素的含量(質量%))
B：0.0035%以下
B為使鋼的奧氏體→肥粒鐵變態溫度降低的元素，本發明中，藉由添加B而降低鋼的奧氏體→肥粒鐵變態溫度，從而可實現含有Ti的碳化物的微細化。為了獲得上述效果，較佳為將B含量設為0.0003%以上。另一方面，即便超過0.0035%而含有，上述的效果亦飽和。因此，B含量較佳設為0.0035%以下。更佳為0.0003%以上0.0020%以下。
B≧0.0003-0.00025Mn...(2)
(Mn、B：各元素的含量(質量%))
本發明中，在含有B的情況下，在適當範圍內控制鋼中的B含量與Mn含量的比率亦重要。本發明者等人對如下方法進行了研究，即，在肥粒鐵相的相對於組織整體的 面積率為95%以上的基質中，使含有Ti的碳化物微細(平均粒徑小於10nm)地分散析出。結果獲得如下新的發現：在適合於含有Ti的微細碳化物的析出的溫度範圍內，調整熱軋結束後的冷卻過程的奧氏體→肥粒鐵變態溫度(CCT圖中的肥粒鐵變態區)，是將含有Ti的碳化物微細化至平均粒徑：小於10nm為止的極其有效的方法。
而且，本發明者等人進一步進行研究後發現：在本發明的鋼組成中，以鋼素材的B含量與Mn含量滿足所期望的關係的方式加以控制，藉此可在目標範圍內調整鋼的奧氏體→肥粒鐵變態溫度。此處，上式中，在右邊(0.0003-0.00025Mn)的值為零以下的情況下，右邊的值均視作零。
另外，本發明中，若作為固溶強化元素的Mn的含量超過0.35%，則無須使用上述B的效果便可確保所期望的鋼板強度(拉伸強度：590MPa以上)。然而，若Mn的含量為0.35%以下，則存在未利用上述B的效果而難以確保所期望的鋼板強度的情況。因此，在Mn的含量為0.35%以下的情況下，為了使含有Ti的碳化物更微細化而較佳為含有B。
在作為本發明的高張力熱軋鍍鋼板的基板的熱軋鋼板中，亦可含有合計1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、Pb、Ta中的任一種以上。較佳為0.1%以下，更佳為0.03%以下。而且，上述以外的成分為Fe及不可避免的雜質。
本發明的高張力熱軋鍍鋼板在上述熱軋鋼板的表面具有鍍膜。藉由具備鍍膜，而熱軋鋼板的耐腐蝕性提高，可獲得高強度且加工性優異，並適合於暴露於嚴酷的腐蝕環境的零件、例如汽車的底盤零件的素材的高張力熱軋鍍鋼板。上述鍍膜的種類未作特別限定，例如適合使用熔融鍍鋅膜或合金化熔融鍍鋅膜等。
其次，對本發明的高張力熱軋鍍鋼板的製造方法進行說明。
本發明中，對上述組成的鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，在精軋結束後，進行冷卻、捲繞，形成熱軋板後，對該熱軋板依序實施連續退火處理及鍍敷處理，從而形成熱軋鍍鋼板。本發明的特徵在於：此時，將上述精軋的精軋溫度設為880℃以上，上述冷卻的平均冷卻速度設為10℃/s以上，上述捲繞的捲繞溫度設為400℃以上且小於550℃，上述連續退火處理的退火溫度設為550℃以上750℃以下。
本發明中，鋼素材的熔化方法未作特別限定，可採用轉爐、電爐等公知的熔化方法。而且，在熔化後，較佳為因偏析等的問題而藉由連續鑄造法形成鋼坯(鋼素材)，但亦可利用造塊-分塊輥軋法、薄鋼坯連鑄法等公知的鑄造方法來形成鋼坯。另外，亦可在鑄造後對鋼坯進行熱軋時，利用加熱爐對鋼坯進行重新加熱，然後進行輥軋，從而在保持著規定溫度以上的溫度的情況下，亦可不加熱鋼坯而進行直送輥軋。
對如上述般獲得的鋼素材實施加熱、粗軋及精軋，在本發明中，必須在粗軋前將鋼素材中的碳化物熔解。在含有作為碳化物形成元素的Ti的本發明中，較佳為將鋼素材的加熱溫度設為1150℃以上。然而，若鋼素材的加熱溫度變得過高，則表面會被過氧化而產生TiO2從而會消耗Ti，在形成鋼板的情況下容易產生表面附近的硬度的降低，因而上述加熱溫度較佳設為1300℃以下。而且，如上述般，粗軋前的鋼素材保持規定溫度以上的溫度，在鋼素材中的碳化物熔解的情況下，可省略對粗軋前的鋼素材進行加熱的步驟。另外，無須對粗軋條件作特別限定。
精軋溫度：880℃以上
精軋溫度的適當化對於熱軋鍍鋼板的伸緣性及彎曲加工性的維持、以及實現精軋的輥軋負載的降低化而言重要。若精軋溫度小於880℃，則熱軋板表層的結晶粒變得粗大，加工性(伸緣性、彎曲加工性)被破壞。因此，精軋溫度設為880℃以上。較佳為900℃以上。另外，若精軋溫度過高，則容易產生由熱軋板表面的二次鐵渣(secondary scale)所引起的瑕疵，因而精軋溫度理想的是設為1000℃以下。
平均冷卻速度及捲繞溫度
平均冷卻速度及捲繞溫度的適當化在本發明中極其重要。如上述般，在本發明中，藉由對鋼素材的組成加以規定，可在適合於含有Ti的碳化物的析出的溫度範圍內，調整鋼素材的奧氏體→肥粒鐵變態溫度(CCT圖中的肥粒鐵 變態區)。此處，含有Ti的碳化物中，適合於析出的溫度範圍內存在特別容易析出的溫度區，該溫度區約為600℃~650℃。在該600℃~650℃的溫度區，碳化物生成的驅動力(由鋼中的固溶Ti與固溶C而碳化物生成的自由能量變化)大，且原子的擴散速度增大，因而含有Ti的碳化物最容易析出。因此，在熱軋結束後進行強制冷卻，在最適合於含有Ti的碳化物的析出的溫度區(約600℃~650℃)停止強制冷卻並進行捲繞，若在捲繞時產生奧氏體→肥粒鐵變態，則伴隨捲繞時的奧氏體→肥粒鐵變態，鋼中的Ti的大致全部量作為微細碳化物而析出。
然而，Ti的碳化物中與奧氏體→肥粒鐵變態同時析出(相界面析出)的碳化物，呈列狀分散析出，因而雖有助於鋼板強度提高，但有時會對鋼板的加工性(彎曲特性)造成不良影響。因此，本發明中，增大熱軋結束後的平均冷卻速度，並且將捲繞溫度規定成如下溫度，即，在自奧氏體向肥粒鐵的變態溫度的範圍內(CCT圖中的肥粒鐵變態區的範圍內)、且比最適合於含有Ti的微細碳化物的析出的溫度區(約600℃~650℃)低的溫度，藉此抑制與奧氏體→肥粒鐵變態同時呈列狀分散析出的相界面析出。而且，在下一步驟的鍍敷處理前的連續退火處理時使含有Ti的微細碳化物無規分散析出，藉此實現熱軋鍍鋼板的高強度化，同時確保加工性(尤其彎曲加工性)。
平均冷卻速度：10℃/s以上
精軋結束後，若自精軋溫度至捲繞溫度為止的平均冷 卻速度小於10℃/s，則奧氏體→肥粒鐵變態溫度變高，含有Ti的碳化物在熱軋板中呈列狀且粗大地析出。因此，上述平均冷卻速度設為10℃/s以上。較佳為30℃/s以上。而且，為了獲得肥粒鐵組織，較佳為小於200℃/s。
捲繞溫度：400℃以上且小於550℃
捲繞溫度的適當化對於如下方面極其重要：將作為本發明的高張力熱軋鍍鋼板的基板的熱軋鋼板的組織設為對於熱軋鋼板的寬度方向整個區域而言為所期望的組織，亦即，肥粒鐵相以相對於組織整體的面積率計為95%以上的基質，及由含有Ti且平均粒徑小於10nm的微細碳化物分散析出而成的組織，且提高無規析出的微細碳化物的個數Pr相對於列狀析出的微細碳化物的個數Ps的比率Pr/Ps。
如上述般，在將具有本發明的組成的鋼素材熱軋後，進行冷卻、捲繞而形成熱軋板時，若在最適合於含有Ti的碳化物的析出的溫度區(約600℃~650℃)進行捲繞，則伴隨捲繞時的奧氏體→肥粒鐵變態，鋼中的Ti的大致全部量作為微細碳化物析出，且主要成為微細碳化物沿某固定的方向列狀分散析出的熱軋板。若如此在熱軋後的冷卻、捲繞過程中，使含有Ti的碳化物積極地析出，則最終獲得的熱軋鍍鋼板中所含的碳化物的析出形態主要為列狀析出，從而擔心彎曲加工性的劣化。
因此本發明中，熱軋前將鋼素材加熱至奧氏體區為止而將鋼素材中的碳化物熔解，在其後的捲繞步驟中抑制含有Ti的碳化物的析出從而形成熱軋板。而且，藉由對該熱 軋板實施規定的連續退火處理，使具有所期望的平均粒徑的微細碳化物(含有Ti的碳化物)析出，並且使該微細碳化物中的無規析出的微細碳化物的個數(Pr)增加，從而提高上述比率Pr/Ps。如上述般，含有Ti的碳化物若與奧氏體→肥粒鐵變態同時析出則析出形態成為列狀，若在變態結束後的退火處理時析出則析出形態成為無規。因此，本發明中，藉由將捲繞溫度設定得低而抑制列狀析出，並促進後續的連續退火處理時的無規析出。
若捲繞溫度小於400℃，則基質實質上不會成為肥粒鐵單相組織，從而無法獲得所期望的加工性。另一方面，若捲繞溫度為550℃以上，則微細碳化物(含有Ti的碳化物)在捲繞時會大量地列狀析出。而且，該捲繞時析出的微細碳化物的主要析出形態成為沿一方向列狀分散析出的列狀析出，因而難以確保高張力熱軋鍍鋼板的彎曲加工性。因此，捲繞溫度設為400℃以上且小於550℃。較佳為450℃以上且小於550℃。
藉由經過以上的步驟，捲繞時添加至鋼素材的Ti部分地作為碳化物而析出，獲得基質實質上為肥粒鐵單相且Ti的一部分在基質中作為固溶成分而殘存的熱軋板。對如此獲得的熱軋板以規定的退火溫度實施連續退火處理，藉此使所期望的析出形態的微細碳化物(含有Ti的碳化物)析出。另外，在對熱軋板實施連續退火處理時，較佳為預先實施酸洗處理而將表面鐵渣除去。而且，將熱軋板加熱至退火溫度為止時的升溫條件未作特別限定。
連續退火處理的退火溫度：550℃以上750℃以下
若退火溫度超過750℃，則含有Ti的碳化物粗大化而強度降低。因此，退火溫度設為750℃以下。較佳為700℃以下。另一方面，若退火溫度小於550℃，則含有Ti的微細碳化物的析出量不足，無法獲得所期望的鋼板強度，因而退火溫度設為550℃以上。較佳為600℃以上。
而且，自促進含有Ti的微細碳化物的析出，同時防止其粗大化的觀點考慮，較佳為將上述退火溫度下的保持時間(退火時間)設為60s以上600s以下。更佳為60s以上300s以下。
連續退火處理後的熱軋板被提供至鍍敷處理中。鍍敷處理的種類未作特別限定，可使用先前公知的鍍敷處理。其中熔融鍍鋅處理尤佳，例如在連續退火鍍敷線上以上述的退火溫度退火，浸漬於480℃的鍍鋅浴(0.1%Al-Zn等)中，從而可形成附著量45g/m2(每單面的附著量)的熔融鍍鋅膜。
而且，可繼鍍敷處理後實施合金化處理，例如可繼上述熔融鍍鋅處理後以520℃進行合金化處理。
如以上般，若根據本發明的方法，藉由實施上述連續退火處理，可獲得如下的熱軋板，其具有：肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率為95%以上的基質，及由含有Ti且平均粒徑小於10nm的微細碳化物分散析出而成的組織，且，上述微細碳化物中無規析出的微細碳化物的比率高。而且，該熱軋板的拉伸強度為590MPa以上且顯示出 兼備優異的伸緣性與彎曲加工性的優異的加工性。
而且，對連續退火處理後的上述熱軋板實施鍍敷處理，或者進而實施合金化處理，並於其表面形成鍍膜(例如熔融鍍鋅膜、或者合金化熔融鍍鋅膜)，藉此獲得高強度且具有優異的加工性、並且耐腐蝕性亦優異的高張力熱軋鍍鋼板。
實例
藉由通常公知的方法來熔化、連續鑄造表1所示的組成的鋼液，而形成壁厚為250mm的鋼坯(鋼素材)。將該些鋼坯加熱至1250℃後，進行粗軋，並實施設為表2所示的精軋溫度的精軋，在精軋結束後，在自精軋溫度至捲繞溫度為止的溫度區以表2所示的平均冷卻溫度進行冷卻，並以表2所示的捲繞溫度進行捲繞，從而形成熱軋板。對所獲得的熱軋板進行酸洗而除去表面鐵渣後，以表2所示的退火溫度實施連續退火處理。其次，將連續退火處理後的熱軋板浸漬於熔融鍍鋅浴(鍍敷浴的組成：0.1%Al-Zn，浴溫：480℃)中，於兩面形成附著量45g/m2(每單面的附著量)的熔融鍍鋅膜從而形成熔融鍍鋅鋼板(熱軋鍍鋼板)。而且，對一部分的熔融鍍鋅鋼板(表2的熱軋編號b1、d1、h、i、j、k、l)以520℃實施合金化處理，從而形成合金化熔融鍍鋅鋼板。
自藉由上述獲得的熱軋鍍鋼板(熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板)採取試驗片，進行組織觀察及析出物觀察、拉伸試驗、擴孔試驗、彎曲試驗，求出肥粒鐵相的面 積率、含有Ti的微細碳化物的平均粒徑及體積比、以及該微細碳化物的析出形態、拉伸強度、擴孔率(伸緣性)、極限彎曲半徑(彎曲加工性)。試驗方法為如下所示。
(i)組織觀察
自所獲得的熱軋鍍鋼板採取試驗片，對試驗片的輥軋方向剖面進行機械研磨，在硝酸浸蝕液(Nital)中腐蝕後，使用由掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)以倍率：3000倍拍攝板厚中心的位置所得的組織照片(SEM照片)，並藉由圖像解析裝置求出肥粒鐵相、肥粒鐵相以外的組織的種類、及該些的面積率。
而且，藉由穿透式電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，TEM)以倍率：260000倍觀察自熱軋鍍鋼板(板厚中心的位置)製作的薄膜，求出含有Ti的微細碳化物的粒徑、體積比、及分散析出形態。
就含有Ti的微細碳化物的粒徑而言，根據260000倍下的30視野的觀察結果，在圖像處理中求出每個粒子的面積，並利用近似圓求出粒徑。對所求出的各粒子的粒徑進行算術平均，從而設為平均粒徑。
使用10%乙醯丙酮-1%氯化四甲基銨-甲醇溶液(AA溶液)對α-鐵進行電解，藉由過濾捕獲的殘渣的抽出殘渣分析求出Ti碳化物的重量，將其除以Ti碳化物(TiC)的密度而求出體積，從而將該體積除以熔解的α-鐵的體積，藉此求出含有Ti的微細碳化物的體積比。
就分散析出形態而言，對每個試驗片拍攝20張倍率 260000倍的TEM照片，對微細碳化物被觀察為列狀者的個數Ps與被觀察為無規者的個數Pr進行計數，且求出Pr/Ps。進行觀察時，將即便使試驗片傾斜至30°，微細碳化物亦未被觀察為列狀者設為無規析出的微細碳化物。
(ii)拉伸試驗
自所獲得的熱軋鍍鋼板，採取將相對於輥軋方向為直角的方向設為拉伸方向的JIS 5號拉伸試驗片(JIS Z 2201)，進行依據JIS Z 2241的規定的拉伸試驗，從而測定出拉伸強度(TS)。
(iii)擴孔試驗
自所獲得的熱軋鍍鋼板採取試驗片(大小：130mm×130mm)，藉由打孔機並利用衝壓加工在該試驗片上形成初始直徑d0：10mmΦ的孔。使用該些試驗片，實施擴孔試驗。亦即，將頂角：60°的圓錐打孔機插入該孔中，將該孔擴展開，對龜裂貫通熱軋鍍鋼板(試驗片)的板厚時的孔的直徑d進行測定，並利用下式算出擴孔率λ(%)。
擴孔率λ(%)={(d-d0)/d0}×100
(iv)極限彎曲試驗
自所獲得的熱軋鍍鋼板，採取將相對於輥軋方向為直角的方向設為長度方向的寬50mm、長100mm的試驗片，依據JIS Z 2248(2006)的規定進行頂角90°的V形彎曲試驗(V形槽法(V-Block Method))，將未產生裂紋的最 小的彎曲半徑R(mm)與板厚t(mm)的比R/t作為極限彎曲半徑而測定。
將所獲得的結果表示於表3中。
本發明例中，均形成拉伸強度TS：590MPa以上的高 強度、且兼備擴孔率λ：100%以上的伸緣性、及極限彎曲半徑0.9以下的彎曲加工性的熱軋鍍鋼板。另一方面，超出本發明的範圍的比較例無法確保規定的高強度，或者無法確保擴孔率λ或極限彎曲半徑。

Claims (10)

  1. 一種高張力熱軋鍍鋼板，包括：在作為基板的熱軋鋼板的至少一表面具有鍍膜，上述熱軋鋼板具有：以質量%計，以C、S、N、及Ti滿足下述(1)式的方式，以質量%計含有C：0.010%以上、0.050%以下，Si：0.2%以下，Mn：0.10%以上、0.80%以下，P：0.025%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下，Al：0.1%以下，Ti：0.05%以上、0.10%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率為95%以上的基質；以及由含有Ti且平均粒徑小於10nm的微細碳化物分散析出而成的組織；拉伸強度為590MPa以上，Ti*/48<C/12...(1)此處，Ti*=Ti-(N/14×48+S/32×48) (C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))；上述微細碳化物以列狀析出者的個數Ps與無規析出者的個數Pr的比率滿足下述(3)式：Pr/Ps≧0.8...(3)(Pr：無規析出的微細碳化物的個數)(Ps：列狀析出的微細碳化物的個數)。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之高張力熱軋鍍鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計，以滿足下述(2)式的方式，含有B：0.0035%以下，B≧0.0003-0.00025Mn...(2)(Mn、B：各元素的含量(質量%))。
  3. 如申請專利範圍第2項所述之高張力熱軋鍍鋼板，其中上述B為0.0003%以上、0.0020%以下。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之高張力熱軋鍍鋼板，其中上述微細碳化物的相對於組織整體的體積比為0.0005以上。
  5. 如申請專利範圍第4項所述之高張力熱軋鍍鋼板，其中上述體積比為0.0005以上、0.003以下。
  6. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之高張力熱軋鍍鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計，含有合計 為1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、Pb、Ta中的任一種以上。
  7. 一種高張力熱軋鍍鋼板的製造方法，包括：對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，在上述精軋結束後，進行冷卻、捲繞，形成熱軋板後，對上述熱軋板依序實施連續退火處理及鍍敷處理從而形成熱軋鍍鋼板，使上述鋼素材包括：以質量%計，以使C、S、N、及Ti滿足下述(1)式的方式，含有C：0.010%以上、0.050%以下，Si：0.2%以下，Mn：0.10%以上、0.80%以下，P：0.025%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下，Al：0.1%以下，Ti：0.05%以上、0.10%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；上述精軋的精軋溫度設為880℃以上，上述冷卻的平均冷卻速度設為10℃/s以上，上述捲繞的溫度設為400℃以上且小於550℃，上述連續退火處理的退火溫度設為550℃以上、750℃以下，拉伸強度為590MPa以上，Ti*/48<C/12...(1) 此處，Ti*=Ti-(N/14×48+S/32×48)(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
  8. 如申請專利範圍第7項所述之高張力熱軋鍍鋼板的製造方法，其中除上述組成外，進而以質量%計，以滿足下述(2)式的方式，含有B：0.0035%以下，B≧0.0003-0.00025Mn...(2)(Mn、B：各元素的含量(質量%))。
  9. 如申請專利範圍第8項所述之高張力熱軋鍍鋼板的製造方法，其中上述B為0.0003%以上、0.0020%以下。
  10. 如申請專利範圍第7項或第8項所述之高張力熱軋鍍鋼板的製造方法，其中除上述組成外，進而以質量%計，含有合計為1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、Pb、Ta中的任一種以上。
TW101139125A 2011-11-08 2012-10-23 高張力熱軋鍍鋼板及其製造方法 TWI486250B (zh)

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