TWI656224B - Steel plate - Google Patents
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Abstract
本發明是以提供一種具有平均微維氏硬度在400HV以上的表層且耐彎曲性優異之包層鋼板為課題。本發明之鋼板具備內層與形成於該內層之一面或兩面上的硬質層,該鋼板之特徵在於:前述硬質層的C含量較內層的C含量高,且前述硬質層的Mn含量較內層的Mn含量高;前述硬質層的厚度在20μm以上,前述硬質層厚度之合計為總板厚的2/5以下;前述硬質層的平均微維氏硬度在400HV以上且小於800HV;前述內層的平均微維氏硬度在350HV以上且較硬質層硬度小50HV以上;並且,前述內層的螺旋差排密度在2.0×1013
m/m3
以上。
Description
本發明有關鋼板及其製造方法,尤其有關以汽車零件或基礎結構構件為主要用途之耐彎曲性優異的高強度鋼板。
對於汽車的底盤零件或骨架零件、以及鋼鐵構造物的支柱構件等,會要求確保耐彎曲性。上述零件或構件之耐彎曲性,主要會依胚料之強度和零件及構件所應用之鋼板板厚而變化,尤其是強度及板厚越大,越能確保較大的耐彎曲性。另,近年來,在汽車或鋼鐵構造物的領域中,零件及構件持續向輕量化發展,而板厚小的鋼板之應用也隨之增加。因此,對於即便在板厚小的情況下仍具有高耐彎曲性的鋼板的要求逐漸高漲。
截至目前,針對改善鋼零件及構件的耐彎曲性,已有許多提案被提出(參照譬如專利文獻1~5)。
譬如專利文獻1中揭示有一種棒球鞋之尖釘金屬件,該尖釘金屬件是將尖釘金屬件的形狀適當化,令其保有與以往之使用有厚1.4~2.0mm之鋼材的尖釘金屬件相同程度或較高程度的耐彎曲應力及耐扭轉力矩,而可維持釘爪對於運動時的地面之入射時的咬附,並可防止前述釘爪之立起部分與前述貫通部之間的前述基板之塑性變形及前述脫落。
並且,專利文獻2中揭示有一種耐敲鑿強度、耐彎曲疲勞強度及耐扭轉疲勞強度優異的鋼,其以質量%計含有C:0.10~0.35%、Si:0.40~1.50%、Mn:0.10~1.50%、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Cr:0.50~3.0%、Al:0.020~0.200%及N:0.01~0.03%,且剩餘部分是由Fe及無法避免之不純物所構成,且可從Al含量與N含量求算的固熔Al含量滿足從Al之質量%減去N之質量%的27/14而得之值在0.020%以上,且已抑制淬火及回火後之製品芯部的不完全淬火組織。
專利文獻3中更揭示有一種鋼,其分別含有C:0.50~0.70%、Si:1.2~2.5%、Mn:0.4~1.0%、P:0.02%以下(不含0%)、S:0.03%以下(不含0%)、Cr:0.5~2%、Al:0.10%以下(不含0%)、N:0.03%以下(不含0%),且剩餘部分是由鐵及無法避免之不純物所構成。專利文獻3中揭示的前述記鋼即便僅進行淬火及回火處理或浸碳淬火及回火處理,仍能發揮優異耐彎曲疲勞特性、耐彎曲性及壓痕性,而是作為小齒輪軸構件等軸構件的胚料最適合之齒輪用軸鋼,特徵在於其具有可由上述鋼材獲得之齒輪用軸耐彎曲性。
專利文獻4中揭示有一種耐折回性優異之Zn-Al系鍍敷塗裝鋼板,前述塗裝鋼板是於鋼板表面上具有Al:50~60質量%且剩餘部分實質上由Zn所構成的鍍敷層,並於較該鍍敷層更上層具有塗膜,於前述塗裝鋼板中,將母材之截面硬度HM(HV)與鍍敷層之截面硬度HP(HV)調整成滿足式(1)及式(2),且較佳是進一步調整成滿足式(3)。HM
>HP
…(1)、HP
≧90 …(2)、HM
≦145 …(3)
專利文獻5中揭示有一種高強度零件的製造方法,是使用含有C:0.05~0.5%(質量%,以下皆同)、Si:3%以下(不含0%)、Mn:2.5%以下(不含0%)及Cr:2.5~15%的鋼,在作為熱處理程序而進行浸碳、浸碳氮化或浸碳浸氮後,立即或者暫時冷卻到A1變態點以下後,再次加熱到A1變態點以上且1100℃以下的溫度進行脫碳處理,藉此令從表面在0.1mm以內的截面中碳化物之平均粒徑為5μm以下。
專利文獻6中揭示有一種熔融鍍鋅鋼板,具備有位於表層及背層之含C:0.05~0.2質量%及Mn:0.5~3%的鋼A、與位於表層及背層之間之含C:0.01質量%以下及Mn:0.5質量%以下的鋼B。專利文獻6中揭示的前述熔融鍍鋅鋼板之特徵在於:其藉由具備軟質的內層鋼B與配置於前述內層之兩面的高強度鋼A,而可確保耐凹痕性與耐面變形性及加工性,並藉由熔融鍍鋅而可確保耐腐蝕性。
專利文獻7中揭示有一種軟氮化用鋼材之製造方法,在將以重量%計含有C:0.15~0.45%及Mn:0.2~2.5%的鋼熱加工後,進行球狀化退火以令硬度在Hv180以下,接著進行冷加工以令硬度在Hv250以上。專利文獻7中更揭示了可製造出軟氮化後的表面硬度在Hv600以上,且有效硬化深度在0.1mm以上的軟氮化零件。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1:日本專利特開2013-198708號公報 專利文獻2:日本專利特開2012-132077號公報 專利文獻3:日本專利特開2010-242130號公報 專利文獻4:日本專利特開2008-156729號公報 專利文獻5:日本專利特開2000-129347號公報 專利文獻6:日本專利特開平6-287686號公報 專利文獻7:日本專利特開平9-256045號公報
非專利文獻 非專利文獻1:Masayoshi KUMAGAI, et al., ISIJ International, Vol.54(2014), No.1, PP.206-201
發明概要 發明欲解決之課題 惟,上述習知技術皆為著墨於零件形狀、或藉由利用熱處理所進行之表層改質來改善耐彎曲性之技術。另一方面,對於要應用於難以變更零件形狀的情況,或應用於無法容許熱處理時鋼零件的尺寸及形狀變化的情況,該等技術仍有其課題。
此外,上述習知技術皆未充分滿足對於即使在板厚小的情況下仍具有高耐彎曲性之鋼板的要求。在習知的包層鋼板中,表層硬度與耐彎曲性是為抵換之關係,而有一旦使表層硬度提升,耐彎曲性就會劣化的技術性課題。上述習知技術並未充分解決此種技術性課題,而未揭示具有平均微維氏硬度在400HV以上的表層且耐彎曲性優異之包層鋼板。
用以解決課題之手段 本發明人等針對解決上述課題之手法進行了精闢研討。其結果,發現到藉由在鋼板之一面或兩面上形成平均微維氏硬度在400HV以上且小於800HV的硬質層,並將內層的平均微維氏硬度控制在350HV以上且較硬質層硬度小50HV以上,更將內層的螺旋差排密度控制在2.0×1013
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以上,而可將耐彎曲性確保在較高等級。
非專利文獻1提出:藉由對於S45C碳鋼在680℃下進行5小時的去除應力之熱處理,並對該熱處理後之前述碳鋼進行40%的冷軋延,藉此,差排密度增加為7.0×1013
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~2.0×1015
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,且降伏強度、硬度及拉伸強度增加。
然而,透過累積各種研究,亦發現到滿足前述硬度及耐彎曲性之鋼板的製造方法,僅單著墨於熱軋條件或退火條件等仍難以製造,只有在熱軋及退火步驟等所謂的一貫步驟中達成最佳化方能製造,而完成了發明。
本發明主旨如下。
(1)一種鋼板,具備內層與形成於該內層之一面或兩面上的硬質層, 該鋼板之特徵在於:前述硬質層的C含量較內層的C含量高,且前述硬質層的Mn含量較內層的Mn含量高;前述硬質層的厚度在20μm以上,前述硬質層厚度之合計為總板厚的2/5以下;前述硬質層的平均微維氏硬度在400HV以上且小於800HV;前述內層的平均微維氏硬度在350HV以上且較硬質層硬度小50HV以上;並且,前述內層的螺旋差排密度在2.0×1013
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以上。 (2)如(1)之鋼板,其中前述硬質層及內層以質量%計含有: C:0.10~0.60%、Si:0.01~3.00%、Mn:1.000~10.00%,並限制為:P:0.0200%以下、S:0.0200%以下、N:0.0200%以下、O:0.0200%以下,且剩餘部分是由Fe及不純物所構成。 (3)如(2)之耐彎曲性優異之鋼板,其中前述硬質層或前述內層中至少任一者,以質量%計更含有以下1種或2種以上元素: Al:0.500%以下、Cr:2.000%以下、Mo:1.000%以下、Ti:0.500%以下、B:0.0100%以下、Nb:0.500%以下、V:0.500%以下、Cu:0.500%以下、W:0.100%以下、Ta:0.100%以下、Ni:0.500%以下、Sn:0.050%以下、Sb:0.050%以下、As:0.050%以下、Mg:0.0500%以下、Ca:0.050%以下、Y:0.050%以下、Zr:0.050%以下、La:0.050%以下、及Ce:0.050%以下。
發明效果 本發明之鋼板儘管於表層上形成有極為堅硬的硬質層,其耐彎曲性仍優異。亦即,根據本發明,藉由在鋼板之一面或兩面上形成平均微維氏硬度在400HV以上且小於800HV的硬質層,並將內層的平均微維氏硬度控制在350HV以上且較硬質層硬度小50HV以上,更將內層的螺旋差排密度控制在2.0×1013
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以上,而可提供一種耐彎曲性優異之鋼板及其製造方法。
發明實施形態 本發明之鋼板是由硬質層與平均微維氏硬度較前述硬質層低的內層所構成,且於表面之至少一面上具備前述硬質層之2層或3層構造的鋼板。
首先,說明限定硬質層及內層的厚度、平均微維氏硬度之理由。
[硬質層及內層的厚度] 將存在於內層的一面或兩面上之硬質層厚度設為每單面在20μm以上,且設為在總板厚的2/5以下。當硬質層厚度小於20μm,硬質層厚度薄,在對鋼板施加了彎曲力矩時,容易招致硬質層剝離,而無法獲得優異耐彎曲性。即便是在譬如於內層的一面上具有20μm以上的硬質層的情況下,若為前述內層的另一面上具有小於20μm的硬質層之構造,則在對鋼板施加了彎曲力矩時,仍有小於20μm的硬質層會剝離的疑慮。因此,硬質層厚度要設為內層的每單面在20μm以上。
此外,當形成於內層的一面或兩面上之各別的硬質層厚度之合計超過總板厚的2/5時,在彎曲時施於硬質層的應力會增大,從硬質層會產生裂紋而耐彎曲性明顯劣化,故無法獲得因多層化所帶來的提升耐彎曲性之優點。因此,各別的硬質層厚度之合計是設為總板厚的2/5以下。且較理想的是各別的硬質層厚度為30μm以上,且前述厚度之合計為總板厚的3/10以下。
硬質層與內層的厚度之測量方法只要能正確測量就無特別限定,亦可以譬如光學顯微鏡進行測量。當使用光學顯微鏡測量硬質層與內層的厚度時,宜以以下程序進行測量。
首先,將作為測量對象的試樣埋入直徑30mm的圓筒狀環氧樹脂中,並使用#80~1000的研磨紙以濕式研磨進行粗研磨,接著,使用具有3μm及1μm之平均粒徑的鑽石研磨粒進行拋光研磨成鏡面狀。惟,以1μm的鑽石粒子進行之研磨,是在施加1N~10N之荷重,並在以30~120mpm之速度旋轉的研磨台上,維持30~600秒的條件下實施。因在硬質層與內層中硬度有差異,故上述以1μm的鑽石粒子進行之研磨中,在研磨量上會產生差異。
藉由上述,在硬質層與內層的界線上會產生些微的階差,而能藉由使用有光學顯微鏡之觀察,更加正確地求算硬質層與內層的界線、各層的板厚及佔板厚之比率。又,當藉由拋光研磨而設置的階差微小時,宜利用光學顯微鏡的差分干涉進行觀察。
[硬質層及內層的平均微維氏硬度] 硬質層的平均微維氏硬度是設為400HV以上且小於800HV。平均微維氏硬度小於400HV時,硬質層的硬度低,而變得無法獲得優異耐彎曲性。因此,要將硬質層的平均微維氏硬度設為400HV以上。另一方面,若硬質層的平均微維氏硬度成為800HV以上,硬質層為過度高強度,故在施加了彎曲力矩時,硬質層會脆性破壞,而耐彎曲性明顯劣化。因此,要將硬質層的平均微維氏硬度設為小於800HV。更宜為450HV以上且780HV以下。
內層的平均微維氏硬度是設為350HV以上且較硬質層硬度小50HV以上的值。當平均微維氏硬度小於350HV時,與硬質層的硬度差異變大,故在施加了彎曲力矩時,應變會變得過度偏於內層側,而內層容易變形,並招致耐彎曲性降低。因此,要將內層的平均微維氏硬度設為350HV以上。此外,當平均微維氏硬度大於較硬質層硬度小50HV的值時,硬質層與內層的硬度差異變小,故在施加了彎曲力矩時,彈性應變會大幅施於硬質層上,而耐彎曲性劣化。因此,內層的平均微維氏硬度是設為較硬質層硬度小50HV以上的值。更宜為400HV以上且較硬質層小100HV以上的值。
鋼板的平均微維氏硬度是分別測量12點從硬質層及內層的表面側在各厚度1/4位置中的荷重0.098N之微維氏硬度後,由去除最硬之數據及最軟質之數據後之10點的平均值來求算。微維氏硬度之測量是依據JIS Z 2244:2009所定義之維氏硬度試驗來進行。又,在荷重0.098N下,400HV時的壓痕對角線長度為約7μm,800HV時的長度為約5μm,且亦能適當評估具有20μm左右厚度之硬質層的硬度。
硬質層的奈米硬度之標準差宜在2.0以下。這是因為藉由抑制硬質層的奈米硬度之不一致,耐彎曲性便會顯著提升。若標準差大於2.0,硬質層内的硬度之不一致便會變大,而有譬如在施加了彎曲力矩時於硬質層產生裂痕的情況。由上述觀點看來,標準差宜在2.0以下,更宜在1.6以下。標準差之下限並未指定,而要抑制在0.2以下在技術上是困難的。
又,硬質層之板厚方向的奈米硬度之不一致並不會對耐彎曲性造成影響,即便假設在板厚方向上具有硬度之傾斜,仍不會阻礙本發明效果。實質上,當在鋼板寬度方向上的奈米硬度之不一致較大時,亦即當在相對於板厚方向及軋延方向為垂直的線上的奈米硬度之不一致較大時,耐彎曲性便降低。因此,奈米硬度的標準差必須由垂直於某板厚截面的板厚方向與軋延方向的線上的硬度來求算。但,測量奈米硬度的最初的位置是以鋼板寬度方向的中心位置為起點,而為右側及左側的任一方向皆可。
本發明中,所謂「硬質層的奈米硬度之標準差」是從硬質層表面側在厚度的1/4位置中,於相對於板厚截面的板厚方向及軋延方向為垂直的線上,在押入深度80nm的條件下以3μm之間隔測量100處的奈米硬度,並由所測得之硬度數據作成直方圖,而指將該直方圖以常態分布作近似時的配適曲線之標準差。
[內層的螺旋差排密度] 內層的螺旋差排密度是使用具備有Cu管球或Co管球的微小部X射線繞射裝置,並依據modified-Williamson-Hall/Warren-Averbach法進行測量。供於X射線繞射之試料亦可使用前述之利用光學顯微鏡進行的板厚測量中所用的試料。在供於X射線繞射前,對於鏡面研磨面實施化學蝕刻或電解研磨,並以機械研磨去除已導入的應變。測量面是設為與軋延方向及板厚方向平行的面,並以準直儀等來調節X射線徑,使X射線的照射範圍落在內層厚度中。並且,當使用Cu管球的X射線源時,要設置單色儀等,以盡可能地抑制檢測出螢光X射線。modified-Williamson-Hall/Warren-Averbach法之程序,亦可參考譬如T.Ungar and A.Borbely: Appl.Phys.Lett., 69(1996), 3173.或Masayoshi Kumagai, Muneyuki Imafuku, Shin-ichi Ohya: ISIJ International, Vol.54(2014)No.1, p.206-211。
內層的螺旋差排密度是設為2.0×1013
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以上。螺旋差排會產生交叉滑動,而因其纏結使得鋼的降伏強度上升。亦即,內層内的螺旋差排密度之增加,會使要產生所謂的「彎曲」之塑性變形所需之荷重增加,而有增加耐彎曲性的作用效果。若螺旋差排密度小於2.0×1013
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,便無法獲得提升耐彎曲性的效果,故要將下限設為2.0×1013
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以上。又,螺旋差排密度雖是越高越理想,但當超過1×1017
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時,差排的纏結部位中會產生孔隙,而招致鋼板的脆性破壞。因此,上限宜為1×1017
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。故,要將內層的螺旋差排密度下限設為2.0×1013
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以上。更宜為5×1013
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以上。
[硬質層的C及Mn含量與內層的C及Mn含量之關係] 除了前述硬質層及內層的平均微維氏硬度之要件與內層的螺旋差排密度之要件外,為了獲得本發明效果,必須令硬質層的C及Mn含量較內層的C及Mn多。C與Mn都是會對鋼之微觀降伏造成影響的元素,隨著含量增加而有抑制微觀降伏之發生的效果。所謂微觀降伏,是在譬如拉伸試驗時在巨觀上被視為彈性變形的應變-應力區域中,在胚料内部的結晶粒單位中發生的降伏現象。微觀降伏,在本質上是在從結晶粒内部或晶界產生的差排傳播到相鄰的結晶粒時產生。此在結晶粒單位中發生的降伏傳播到板厚整體的現象,亦即微觀降伏傳播到板厚整體的現象,即是在拉伸試驗中可確認到的巨觀降伏現象。C是藉由在結晶晶界上偏析,而有抑制往相隣晶粒之差排傳播亦即抑制微觀降伏發生的效果。並且,Mn被認為有促進在粒内移動之差排的交叉滑動的效果,藉由抑制賦予外力時的往結晶晶界之差排堆積,而有抑制往相隣晶粒之差排傳播,亦即抑制微觀降伏發生的作用。為了確保耐彎曲性,必須抑制硬質層中發生微觀降伏,為此則必須以內層的微觀降伏來補充緩和在對多層鋼板施加了外力時的應變。因此,為了要抑制硬質層的微觀降伏發生,並促進內層的微觀降伏發生,必須令硬質層的C及Mn各別的含量較內層的C及Mn各別的含量多。
說明對於硬質層及內層之鋼板而言的最佳化學成分。以下,針對成分的「%」意指質量%。
(C:0.10~0.60%) C在鋼之強化上是有效元素。為了確保零件的耐彎曲性,必須有0.10%以上的C量,若小於0.10%則胚料硬度不足,而變得無法獲得優異耐彎曲性。因此,要將下限設為0.10%以上。另一方面,若大於0.60%,會於胚料内促進碳化物形成,在施加了彎曲力矩時便會招致以碳化物為起點的脆性裂痕,故要將上限設為0.40%以下。更宜為0.15%以上且0.59%以下。
(Si:0.01~3.00%) Si是作為脫氧劑而作用,且是會對碳化物的形態控制及鋼的強度增加造成影響的元素。若小於0.01%,便會促進碳化物生成,而變得有大量碳化物存在於鋼中,耐彎曲性便會劣化。另,將Si抑制在小於0.01%的含量,以現狀的精煉製程亦會招致成本增加。因此,Si下限是設為0.01%以上。另一方面,若Si含量大於3.0%,則會招致鋼零件的脆化,使得耐彎曲性降低,故要將上限設為3.0%。且宜為0.01%以上且2.5%以下。更宜為0.2%以上且2.0%以下。
(Mn:1.00~10.00%) Mn是作為脫氧劑而作用,並且在抑制鋼的波來鐵變態上,其為有效元素。若小於1.00%,在從沃斯田鐵區的冷卻過程中,會變得難以抑制波來鐵變態,麻田散鐵的組織比率便隨之降低,而引起強度降低及耐彎曲性劣化。因此,要將下限設為1.0%以上。另一方面,若大於10.00%,會變得有粗大Mn氧化物存在於鋼中,成為彎曲時的破壞起點,故耐彎曲性劣化。因此,要將上限設為10.00%。且宜為2.0%以上且9.0%以下。
(P:0.0001~0.0200%) P是會在肥粒鐵晶界上強烈偏析而促進晶界脆化的元素。雖然其越少越好,但要在精煉步驟中高純度化為小於0.0001%,為了精煉所需的時間就會變多,而招致成本大幅增加。因此,亦可將下限設為0.0001%以上。另一方面,若大於0.0200%,會因晶界脆化而招致耐彎曲性降低,故要將上限設為0.0200%以下。且宜為0.0010%以上且0.0190%以下。
(S:0.0001~0.0200%) S是會在鋼中生成MnS等非金屬夾雜物,而招致鋼板零件的延展性降低的元素。雖然其越少越好,但要在精煉步驟中高純度化到小於0.0001%,為了精煉所需的時間就會變多,而招致成本大幅增加。因此,亦可將下限設為0.0001%以上。另一方面,若大於0.0200%,在施加了彎曲力矩時會招致以非金屬夾雜物為起點的裂痕產生,而耐彎曲性降低,故要將上限設為0.0200%以下。且宜為0.0010%以上且0.0190%以下。
(N:0.0200%以下) N與C同樣在鋼之強化上是有效元素。由確保耐彎曲性的觀點看來,其含量越少越好,亦可為0%。然而,減低到小於0.0001%會招致精煉成本增加,故當含有N時要將下限設為0.0001%以上。另一方面,若為大於0.0200%的含量,會引起鋼的脆化,而耐彎曲性便會顯著降低。因此,要將上限設為0.0200%。且宜為0.0010%以上且0.0150%以下。
(O:0.0200%以下) O是會於鋼中促進氧化物形成的元素,而存在於肥粒鐵晶粒内的氧化物會成為孔隙的生成部位,故越少越好,亦可為0%。然而,減低到小於0.0001%會招致精煉成本增加,故當含有O時要將下限設為0.0001%以上。另一方面,若為大於0.0200%的含量便會使耐彎曲性降低,故要將上限設為0.0200%以下。且宜為0.0005%以上且0.0170%以下。
(Al:0.500%以下) Al是作為鋼之脫氧劑而作用且是可安定化肥粒鐵的元素,可因應需要而添加。當添加Al時,若小於0.001%便無法充分獲得添加效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,若大於0.500%,粗大Al氧化物便會生成,而引起耐彎曲性降低。因此,要將上限設為0.500%以下。且宜為0.010%以上且0.450%以下。
(Ti:0.500%以下) Ti是在碳化物的形態控制上是重要元素,且是可藉由大量含有來促進肥粒鐵的強度增加的元素。由確保耐彎曲性的觀點看來,其含量越少越好,亦可為0%。然而,減低到小於0.001%會招致精煉成本增加,故當含有Ti時要將下限設為0.001%以上。另一方面,若為大於0.500%之含量,會變得有粗大Ti氧化物或TiN存在於鋼中,使得耐彎曲性降低。因此,要將上限設為0.500%以下。且宜為0.005%以上且0.450%以下。
(B:0.0100%以下) B是可在從沃斯田鐵的冷卻過程中抑制肥粒鐵及波來鐵生成,並促進變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織生成的元素。而且,B在鋼之高強度化上是有益的元素,可因應需要而添加。當添加B時,若小於0.0001%,是無法獲得因添加所帶來的高強度化或提升耐彎曲性的效果的。此外,對於小於0.0001%的鑑定,在分析上必須加以小心注意,並且隨著分析裝置不同而會到達檢測下限。因此,要以0.0001%以上為下限。另一方面,若為大於0.0100%的含量,會在鋼中招致粗大B氧化物生成,而耐彎曲性劣化。因此,要將上限設為0.0100%以下。更宜為0.0005%以上且0.0050%以下。
(Cr:2.000%以下) Cr與Mn同樣都是可抑制波來鐵變態,且在鋼之高強度化上有效的元素,可因應需要而添加。當添加Cr時,若小於0.001%便無法獲得添加的效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,若添加大於2.000%,變得會在中心偏析部形成粗大Cr碳化物,使得耐彎曲性降低,故要將上限設為2.000%以下。且宜為0.010%以上且1.500%以下。
(Mo:1.000%以下) Mo與Mn、Cr同樣在鋼之強化上是有效元素,可因應需要而添加。當添加Mo時,若小於0.001%便無法獲得效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,若大於1.000%,便會形成粗大Mo碳化物而招致耐彎曲性降低,故要將上限設為1.000%以下。且更宜為0.010%以上且0.700%以下。
(Nb:0.500%以下) Nb與Ti同樣在碳化物的形態控制上是有效元素,且藉由其添加而可將組織微細化,故在韌性的提升上也是有效元素,可因應需要而添加。當添加Nb時,若小於0.001%便無法獲得效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,若大於0.500%,會有數量繁多的微細且硬質的Nb碳化物析出,而招致鋼板強度上升並招致延展性顯著劣化,使得耐彎曲性降低。因此,要將上限設為0.500%以下。且宜為0.002%以上且0.200%以下。
(V:0.500%以下) V也與Nb同樣在碳化物的形態控制上是有效元素,且藉由其添加而可將組織微細化,故在韌性的提升上也是有效元素,可因應需要而添加。當添加V時,若小於0.001%便無法獲得效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,若大於0.500%,會有數量繁多的微細V碳化物析出,而招致鋼板強度上昇與延展性降低,使得耐彎曲性降低。因此,要將上限設為0.500%以下。且更宜為0.002%以上且0.400%以下。
(Cu:0.500%以下) Cu在鋼板的強度增加上是有效元素,可因應需要而添加。當添加Cu時,為了有效發揮強度增加的效果,宜為0.001%以上的含量。另一方面,若大於0.500%,會招致紅熱脆性而使熱軋中的生產性降低,故要將上限設為0.500%以下。且更宜為0.002%以上且0.400%以下。
(W:0.100%以下) W也與Nb、V同樣在碳化物的形態控制與鋼的強度增加上是有效元素,可因應需要而添加。當添加W時,若小於0.001%便無法獲得效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,若大於0.100%,會有數量繁多的微細W碳化物析出,而招致鋼板強度上昇與延展性降低,使得耐彎曲性降低,故要將上限設為0.100%以下。且更宜為0.002%以上且0.100%以下。
(Ta:0.100%以下) Ta也與Nb、V、W同樣在碳化物的形態控制與強度增加上是有效元素,可因應需要而添加。當添加Ta時,若小於0.001%便無法獲得效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,若大於0.100%,會有數量繁多的微細Ta碳化物析出,而招致鋼板強度上昇與延展性降低,使得耐彎曲性降低。因此,要將上限設為0.100%以下。且更宜為0.002%以上且0.100%以下。
(Ni:0.500%以下) Ni在提升零件的耐彎曲性上是有效元素,可因應需要而添加。當添加Ni時,為了使其效果有效發揮,宜含有0.001%以上。另一方面,若大於0.500%,延展性便會降低而招致耐彎曲性降低,故要將上限設為0.500%以下。且更宜為0.002%以上且0.400%以下。
(Sn:0.050%以下) Sn是當使用廢料作為原料時會含有於鋼中的元素,其越少越好,亦可為0%。然而,要減低到小於0.001%會招致精煉成本增加,故當含Sn時要將下限設為0.001%以上。並且,若為大於0.050%的含量,會引起因肥粒鐵的脆化所造成的耐彎曲性降低,故要將上限設為0.050%以下。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Sb:0.050%以下) Sb與Sn同樣是當使用廢料作為鋼原料時會含有的元素。Sb會在晶界上強烈偏析而招致晶界脆化及延展性降低,故越少越好,亦可為0%。然而,要減低到小於0.001%會招致精煉成本增加,故當含Sb時要將下限設為0.001%以上。並且,若為大於0.050%的含量,會引起耐彎曲性降低,故要將上限設為0.050%以下。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(As:0.050%以下) As與Sn、Sb同樣是當使用廢料作為鋼原料時會含有且會在晶界上強烈偏析的元素,其越少越好,亦可為0%。然而,要減低到小於0.001%會招致精煉成本增加,故當含As時要將下限設為0.001%以上。並且,若為大於0.050%的含量,會招致耐彎曲性降低,故要將上限設為0.050%以下。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Mg:0.0500%以下) Mg是以微量添加便能控制硫化物形態的元素,可因應需要而添加。當添加Mg時,若小於0.0001%便無法獲得其效果,故要將下限設為0.0001%以上。另一方面,一旦過量添加,便會引起因形成粗大夾雜物而造成的耐彎曲性降低,故要將上限設為0.0500%。且更宜為0.0005%以上且0.0400%以下。
(Ca:0.050%以下) Ca與Mg同樣是以微量添加便能控制硫化物形態的元素,可因應需要而添加。當添加Ca時,若小於0.001%便無法獲得其效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,一旦過量添加,粗大Ca氧化物便會生成而招致耐彎曲性降低,故要將上限設為0.050%。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Y:0.050%以下) Y與Mg、Ca同樣是以微量添加便能控制硫化物形態的元素,可因應需要而添加。當添加Y時,若小於0.001%便無法獲得其效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,一旦過量添加,粗大Y氧化物便會生成而耐彎曲性降低,故要將上限設為0.050%。且宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Zr:0.050%以下) Zr與Mg、Ca及Y同樣是以微量添加便能控制硫化物形態的元素,可因應需要而添加。當添加Zr時,若小於0.001%便無法獲得其效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,一旦過量添加,粗大Zr氧化物便會生成而耐彎曲性降低,故要將上限設為0.050%。且宜為0.001%以上且0.040%以下。
(La:0.050%以下) La是以微量添加便對控制硫化物形態有效的元素,可因應需要而添加。當添加La時,若小於0.001%便無法獲得其效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,若添加超過0.050%,La氧化物便會生成而招致耐彎曲性降低,故要將上限設為0.050%。且更宜為0.001%以上且0.040%以下。
(Ce:0.050%以下) Ce與La同樣是以微量添加便能控制硫化物形態的元素,可因應需要而添加。當添加Ce時,若小於0.001%便無法獲得其效果,故要將下限設為0.001%以上。另一方面,若添加超過0.050%,Ce氧化物便會生成而招致耐彎曲性降低,故要將上限設為0.050%。且更宜為0.001%以上且0.046%以下。
另,本發明之鋼板的硬質層及內層中,上述成分以外之剩餘部分是由Fe及無法避免的不純物所構成,但亦可在不妨礙本發明效果的範圍内微量含有其他元素。
接下來,說明鋼板組織之觀察及測量方法。
組織觀察是以掃描型電子顯微鏡進行。在觀察之前,會先將組織觀察用試料以砂紙進行濕式研磨及以具有1μm之平均粒子大小的鑽石研磨粒予以研磨,將觀察面完工成鏡面後,再以3%硝酸-醇溶液蝕刻組織。將觀察倍率設為3000倍,於硬質層及內層各厚度1/4層中隨機拍攝10張30μm×40μm的視野。且組織比率是以點統計法(point count method)來求算。對於所得之組織圖像,定出以縱3μm且橫4μm之間隔排列的格子點共100點後,判別格子點下所存在之組織,由10張的平均值來求算鋼板中含有的組織比率。
碳化物體積率之測量是根據以掃描型電子顯微鏡拍攝而得之組織圖像來進行。在觀察之前,會先將組織觀察用試樣以砂紙進行濕式研磨及以具有1μm之平均粒子大小的鑽石研磨粒予以研磨,將觀察面完工成鏡面後,再以飽和苦味酸乙醇溶液蝕刻組織。將觀察倍率設為3000倍,於板厚1/4層中隨機拍攝8張30μm×40μm的視野。針對所得組織圖像,利用以三谷商事股份有限公司製(Win ROOF)為代表的圖像解析軟體詳細測量該等區域中所含之各碳化物的面積。且求算碳化物總面積相對於觀察視野總面積之比率,並以此為碳化物的體積率。至於,為了抑制雜訊所致之測量誤差的影響,面積在0.01μm2
以下之碳化物則自評估對象除外。
本發明之鋼板中,硬質層及內層的碳化物體積率宜為2.0%以下。碳化物是鋼中最硬的組織,即便是在對鋼施予之應力為拉伸強度的0.5倍左右的這種較小的情況下,仍會因相對於其他組織的硬度差,而造成應變集中於與碳化物相接的鋼的母相界面上。應變的集中會招致塑性變形,而引起耐彎曲性及耐疲勞特性降低。因此,碳化物越少越好,以體積率計宜在2.0以下。更宜在1.6%以下。
如前述,本發明之鋼板是藉由具備前述內層與前述硬質層來提升鋼的拉伸強度,且隨著拉伸強度提升也會令降伏點上升,故具有優異耐彎曲性。耐彎曲性可藉由以下評估方法來確認。亦即,從各試樣來製作申克(Schenk)型試驗片,在無負載應力的狀態下將應變計貼附於試驗片表面上後,以拉伸強度的0.5倍之負載應力施予103
次的重複平面彎曲,並測量將試驗片從試驗機取下後的殘留塑性應變。根據本發明,可令前述殘留塑性應變在0.1%以下。
並且,根據本發明,可製造疲勞破壞特性優異之高強度鋼板。此種高強度鋼板因耐彎曲性更加優異,故耐疲勞強度優異。另,耐疲勞特性可藉由以下評估方法來確認。亦即,從各試樣來製作申克型試驗片,在無負載應力的狀態下將應變計貼附於試驗片表面上後,以拉伸強度的0.5倍之負載應力施予104
次的重複平面彎曲。根據本發明,在104
次的重複平面彎曲後仍不會發生疲勞破壞(斷裂),而可製造疲勞破壞特性優異的胚料。本發明之耐疲勞強度優異之鋼板為至少構成該鋼板之硬質層及內層的鋼板皆必須滿足前述最佳化學成分之組成。
僅實施以往的表層改質處理之一般的浸碳、氮化、軟氮化及高頻表面淬火等並無法製得如上述之耐彎曲性優異之鋼板。其理由為浸碳、氮化及軟氮化等熱處理技術僅止於可使硬質層形成在表層上,而難以將內層的螺旋差排密度控制成2.0×1013
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,而招致耐彎曲性降低。
[本發明之鋼板的製造方法] 接著,說明本發明之鋼板的製造方法。以下說明為意圖例示用以製造本發明之鋼板的特徵性方法,並非意圖將本發明之鋼板限定於藉由貼附如以下所說明之內層與硬質層而製得之多層鋼板。譬如亦能在製造鋼板時,對單層鋼板實施表面處理,將其表層部分硬化,藉此而製造具備本發明之內層與硬質層之鋼板。藉由如上述在製造鋼板時利用表面處理來將表層部分硬化,便能解決在零件成形後實施表面處理時產生的熱處理應變所造成的尺寸準確度降低之課題。
本發明之製造方法之特徵在於其是在內層的一側或兩側的面上貼附較內層硬度硬50HV以上的硬質層,且將內層的差排形態、成分及組織控制在最適合的狀態。並且,上述製造方法並無特別限定,可舉例如使用有薄鋼板的胚板之擴散熱處理法、使用有利用電子束熔接將硬質層與內層之各鋼種類貼附而得的鋼胚之熱軋及冷軋退火以及鍍敷等處理。本發明具體製造方法的特徵如下。
多層鋼胚的製造方法不拘,為譬如連續鑄造法或鋼胚熔接法之任一者皆無妨。若為連續鑄造法,是使用具備2個餵槽的鑄造機,先製造位於中心部之內層側的鑄造體,接著,以覆蓋內層側的鑄造體之方式從第2個餵槽注入相當於硬質層之與內層側不同成分的熔鋼,使其連續凝固,以製得多層狀態之鋼胚。或者若為鋼胚熔接法,則是積層以下鋼胚或胚料:對於已鑄造為預定組成之鋼胚或由鋼胚製造而得之粗軋延胚料,利用機器氣割等來研磨接合面,接著利用酸及酒精洗淨來去除氧化物或汚染物後之鋼胚或胚料。並且藉由電子束熔接來接合該積層鋼胚,以製得熱軋延用積層鋼胚。
使用根據以以上為例之製法而製得之鋼胚,並依下述熱軋延步驟來製造多層鋼板,藉此便能製造本發明之鋼板。
熱軋之特徵:將前述多層鋼胚直接進行熱軋延或在暫時冷卻後再加熱之後進行熱軋延,並在650℃以上且950℃以下的溫度區中結束精整熱軋。在將精整軋延後之鋼板於輸出輥道(ROT)上冷卻後,於700℃以下的溫度範圍中將其捲取而作成熱軋卷料。並且,將熱軋卷料在未酸洗的狀態下或在酸洗後,施予延伸率0.1%以上的調質軋延(亦稱為「表面光軋」)。以下,具體說明本發明的製造方法。
前述多層鋼胚在熱軋延時的加熱溫度宜設為1100℃以上且1300℃以下,且在前述加熱溫度範圍中的加熱時間宜設為15分鐘以上且300分鐘以下。當加熱溫度高於1300℃或加熱時間超過300分鐘時,在硬質層與內層之間氧化會明顯進行,而硬質層與內層會變得容易剝離,所以會有引起耐彎曲性降低的情形。作為較佳上限,加熱溫度是在1250℃以下,且在上述溫度範圍中的加熱時間是在270分鐘以下。另一方面,若前述多層鋼胚之熱軋延時的加熱溫度小於1100℃或加熱時間小於15分鐘,硬質層與內層的凝固偏析之消除就會不充分,而有硬質層與內層之拉伸強度不足的情形。因此,作為較佳下限,加熱溫度是在1150℃以上,且在前述溫度範圍中的加熱時間為30分鐘以上。
精整熱軋是設為在650℃以上且950℃以下結束。若精整熱軋溫度小於650℃,因鋼板的變形阻力增加,故軋延負載明顯升高,並進一步招致軋輥磨耗量增大,而有引起生產性降低的情形。因此要將下限設為650℃以上。並且,若精整熱軋溫度超過950℃,因在將ROT通板中生成的厚鏽皮所造成的瑕疵便會於鋼板表面產生,且會有因鏽皮所造成的表面裂紋生成,而引起耐彎曲性降低。因此要將上限設為950℃以下。且較佳是在800℃以上且930℃以下。此外,為了要令硬質層的奈米硬度之標準差在2.0以下,除了前述精整軋延的溫度範圍之外,更宜令硬質層之鋼板為前述佳化學成分。
在精整熱軋後的ROT中之鋼板冷卻速度宜設為10℃/秒以上且100℃/秒以下。若冷卻速度小於10℃/秒,便無法防止於冷卻途中生成厚鏽皮且無法防止因其所造成的瑕疵產生,而會招致表面美觀降低。因此宜將下限設為10℃/秒以上。並且,若在從鋼板表層到内部的範圍中以大於100℃/秒的冷卻速度來冷卻鋼板,最表層部便會被過度冷卻而產生變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織。在將捲取後經冷卻至室溫之卷料送出時,於前述低溫變態組織中會有微小裂紋產生,即便在後續的酸洗步驟中仍難以將裂紋除去。該等裂紋會成為斷裂的起點,而引起在製造上之鋼板斷裂及生產性降低。因此宜將上限設為100℃/秒以下。又,上述規定之冷卻速度是指精整熱軋後的鋼板通過無注水區間後,從在注水區間中受到水冷卻的時間點(注水開始點)起,在ROT上冷卻至捲取之目標溫度的時間點中從各注水區間的冷卻設備所受的冷卻能,而非表示從注水開始點起至被捲取機捲取之溫度為止的平均冷卻速度。其較佳是在20℃/秒以上且90℃/秒以下。
捲取溫度是設為700℃以下。若捲取溫度超過700℃,除了在熱軋後會無法於硬質層及內層確保預定強度之外,還會招致大量碳化物生成,而引起耐彎曲性降低。因此,捲取溫度之上限是設為700℃以下。此外,為了增加硬質層強度,捲取溫度越低越好,但在實施較室溫更低溫的深冷處理(零下處理(Sub-zero treatment))的情況下,會有熱軋板明顯脆化的情形,因此宜將捲取溫度下限設為0℃以上。更宜在10℃以上且在680℃以下。
為了獲得本發明之形態,在表面光軋中的控制非常重要。當對多層鋼板施加荷重以施予塑性變形時,如圖5所示,會沿著硬質層及內層的應力應變曲線,在硬質層與內層中發生應力及應變的分配。譬如,當施加相當於圖5中座標1及2之塑性應變時,內層容易變形,故如座標3所示於內層會有較多塑性應變被導入。若從此狀態卸除荷重,便會從座標1及3的應力-應變狀態發生因彈性變形所致之收縮。另,當座標1之應力較座標3高時,因彈性變形所致之收縮量也是比起座標3,座標1較會變大。其結果,卸除荷重後的應力狀態是如座標4及5所示,於硬質層中是變得可作成拉伸且於內層是變得可作成壓縮應力場。
如上述,藉此在對內層施加塑性變形後,留下壓縮應力,便能將內層的螺旋差排密度控制在2.0×1013
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以上。亦即,對於因塑性變形而增生之差排,若賦予與變形逆向(在此是從拉伸到壓縮)之應力,因拉伸而被導入之差排便會因被施加壓縮應力而欲朝向發生起點的差排源回復。此外,當因表面光軋而有大量差排被導入時,差排與差排會交纏,差排的移動會因該交纏而受到抑制,而變得無法回復到差排源。另,為了要緩和內層中產生的壓縮應力,會發生差排移至與原本的滑移系統即主滑移系統不同的其他滑移系統中,亦即會發生所謂的交叉滑動。由於該交叉滑動是只會在螺旋差排中發生的現象,故藉由對多層鋼板賦予表面光軋,便可優先使螺旋差排密度增加。
對多層鋼板施加的表面光軋以延伸率計是設為0.1%以上。當延伸率亦即對多層鋼板施加的塑性變形量小於0.1%時,內層的塑性變形量少,而無法將螺旋差排密度控制在2.0×1013
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以上。因此,要將表面光軋延伸率之下限設為0.1%以上。另,雖然表面光軋率越高越好,但賦予大於5.0%會對軋延機造成很大的負荷,而會招致生產性降低,故宜以5.0%以下為上限。更宜為0.2%以上且4.0%以下。
此外,亦可酸洗並冷軋已完成上述表面光軋或未表面光軋的熱軋鋼帶,或者更在冷軋板退火或熱軋板退火後實施冷軋及冷軋板退火,藉此來製造兼具耐彎曲性的冷軋鋼帶。
酸洗步驟:酸洗步驟中所使用之酸的種類並無特別指定。酸洗之目的為去除在熱軋後生成於鋼帶表面的氧化鏽皮,其為塩酸酸洗或硫酸酸洗皆無妨。並且,為了促進酸洗,即便在酸洗溶液中投入化學性酸洗促進劑或者是施加增減振動及張力等機械性作用,也不會對本發明之根本技術造成任何影響。
冷軋延:冷軋延之軋縮率宜為20%以上且80%以下。若軋縮率小於20%,在連軋機的各機台中賦予的荷重會變小,故會變得難以掌握及控制板形狀,而招致生產性降低。並且,若軋縮率超過80%,在各機台中施予的荷重顯著增大,隨此而來,在軋輥上產生的赫氏接觸應力(Hertz stress)便會過度升高,因而招致軋輥壽命縮短,並引起生產性降低。因此,軋縮率宜為20%以上且80%以下。且更宜為25%以上且70%以下。
熱軋板退火步驟:在將熱軋鋼帶供於冷軋延之前,亦可實施退火。熱軋板退火之目的為藉由冷軋前之鋼帶的軟質化來確保冷軋延中的生產性、以及藉由控制在熱軋板退火後的階段中之組織比率,來發揮冷軋板退火後之鋼帶的優異耐彎曲性。熱軋板退火的步驟為箱式退火(BAF)或通常的連續退火法(C-CAL)之任一者皆可。於圖2及圖3中分別顯示箱式退火(BAF)及通常的連續退火法(C-CAL)步驟之概略。
箱式退火之加熱速度及冷卻速度宜為5℃/hr以上且80℃/hr。若加熱速度小於5℃/hr,熱軋板退火步驟所需時間會增長,而招致生產性降低。另一方面,若加熱速度超過80℃/hr,在已被捲取成卷料狀的鋼帶之内周側與外周側的溫度差變高,因該差異的熱膨脹差而造成鋼帶摩擦,而在鋼帶表面上產生瑕疵。此瑕疵除了會使製品的表面美觀降低之外,還會招致耐彎曲性降低。因此,加熱速度宜為5℃/hr以上且80℃/hr以下。且更宜為10℃/秒以上且60℃/秒以下。
箱式退火之退火溫度宜在400℃以上且720℃以下,且維持時間宜為1hr以上且150hr以下。若退火溫度小於400℃或維持時間小於1hr,鋼帶的軟質化便不充分,對於提升冷軋延中的生產性並無效果。並且,若退火溫度高於720℃,在退火中變成會有沃斯田鐵生成,而引起因熱膨脹變化導致鋼帶上產生瑕疵。此外,若維持時間超過150hr,鋼帶表面便會凝著,而產生燒黏,故表面美觀降低。因此,箱式退火之退火溫度宜在400℃以上且720℃以下,且維持時間宜為1hr以上且150hr以下。較佳退火溫度為420℃以上且700℃以下,且維持時間為3hr以上且100hr以下。
連續退火中的加熱速度及冷卻速度宜為5℃/秒以上。若加熱速度小於5℃/秒,便會招致生產性降低。另一方面,加熱速度及冷卻速度並無上限,大於80℃/秒亦可。而較佳是在10℃/秒以上。
連續退火中的退火溫度宜在650℃以上且900℃以下,且維持時間宜為20秒以上且300秒以下。若退火溫度低於650℃或維持時間小於20秒,若為連續退火法時鋼帶的軟質化不充分,而對於提升冷軋延中的生產性無效。並且,若退火溫度高於900℃,鋼帶強度便會顯著降低,而招致在爐内的板斷裂,引起生產性降低。此外,若維持時間超過300秒,爐内中的不純物變得會附著於鋼帶表面,而表面美觀降低。因此,連續退火中的退火溫度宜在650℃以上且900℃以下,且維持時間宜為20秒以上且300秒以下。且較佳退火溫度是在680℃以上且850℃以下,且維持時間是在30秒以上且240秒以下。
連續退火中在過時效帶的溫度宜為200℃以上且500℃以下,維持時間宜為50秒以上且500秒以下。在過時效帶中,會使在加熱階段產生的沃斯田鐵變態為變韌鐵或麻田散鐵,並適當控制殘留沃斯田鐵的量與形態,藉此會變得能夠獲得優異耐彎曲性。若時效溫度小於200℃及維持時間小於50秒,變韌鐵的變態量就會不足,並且,若時效溫度在500℃以上及維持時間小於500秒,殘留沃斯田鐵量會明顯降低,故無法兼顧耐彎曲性。因此,通常的連續退火中在過時效帶的溫度宜為200℃以上且500℃以下,維持時間宜為50秒以上且500秒以下。較佳溫度是在250℃以上且450℃以下,且維持時間是在60秒以上且400秒以下。
冷軋板退火步驟:冷軋板退火之目的為恢復因冷軋而喪失的鋼帶耐彎曲性,且更藉由令肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之各組織比率最佳化,以獲得優異耐彎曲性。冷軋板退火步驟 為通常的連續退火法(C-CAL)或再熱型連續退火法(R-CAL)之任一者皆可。
冷軋板退火中,通常的連續退火法(C-CAL)之加熱及維持冷卻步驟可以與有關熱軋板退火步驟之前述連續退火相同條件來進行。
再熱型連續退火步驟之概略顯示於圖4。再熱型連續退火的加熱速度及冷卻速度宜為5℃/秒以上。若加熱速度小於5℃/秒,便會招致生產性降低。另一方面,加熱速度及冷卻速度並無上限,大於80℃/秒亦可。且較宜為10℃/秒以上。
再熱型連續退火的退火溫度宜為700℃以上且900℃以下,維持時間宜為20秒以上且300秒以下。若退火溫度小於700℃或維持時間小於20秒,在連續退火中變態的沃斯田鐵量不充分,而變得無法在後續的淬火分配處理中控制成較佳組織比率。並且,若退火溫度大於900℃,鋼帶強度會明顯降低,而招致在爐内的板斷裂,並引起生產性降低。此外,若維持時間超過300秒,爐内中的不純物變得會附著於鋼帶表面,而表面美觀降低。因此,連續退火中的退火溫度宜在700℃以上且900℃以下,且維持時間宜為20秒以上且300秒以下。且較佳退火溫度是在720℃以上且850℃以下,且維持時間是在30秒以上且240秒以下。
再熱型連續退火的冷卻停止溫度宜為100℃以上且340℃以下,維持時間宜為5秒以上且60秒以下。在此冷卻過程中,會令一部分的沃斯田鐵變態為麻田散鐵,以使鋼材強度增加。當冷卻停止溫度小於100℃時,變態為麻田散鐵的量會過多,而損及鋼材的延展性及耐彎曲性。因此,冷卻停止溫度之下限宜為100℃以上。當冷卻停止溫度大於340℃或維持時間小於5秒時,僅能獲得少量麻田散鐵,而變得難以令鋼的強度增加。因此,冷卻停止溫度之上限宜為340℃以下,且維持時間之下限宜為5秒以上。此外,即便維持了超過60秒,因在組織上並不會發生較大的變化,故維持時間之上限以60秒為佳。較佳溫度為150℃以上且320℃以下,維持時間為6秒以上且50秒以下。
再熱型連續退火中在過時效帶的溫度宜為350℃以上且480℃以下,維持時間宜為50秒以上且500秒以下。在過時效帶中,藉由將冷卻停止時生成的一部分麻田散鐵作為核心,促進剩餘部分沃斯田鐵變態為變韌鐵,來適當控制殘留沃斯田鐵的量與形態,而會變得能夠獲得優異耐彎曲性。若時效溫度小於350℃及維持時間小於50秒,變韌鐵的變態量會不足,並且若時效溫度在480℃以上及維持時間小於500秒,殘留沃斯田鐵量會明顯降低,故會變得無法兼顧耐彎曲性。因此,再熱型連續退火中在過時效帶的溫度宜為350℃以上且480℃以下,維持時間宜為50秒以上且500秒以下。較佳溫度為380℃以上且460℃以下,維持時間為60秒以上且400秒以下。
根據以上之本發明製造方法,藉由在鋼板之一面或兩面上形成平均微維氏硬度在400HV以上且小於800HV的硬質層,並令內層的平均微維氏硬度為350HV以上且較硬質層硬度小50HV以上之值,更將內層的螺旋差排密度控制在2.0×1013
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以上,便可製造具有優異耐彎曲性之鋼板。且根據本發明製造方法,便可製造前述殘留塑性應變試驗的殘留塑性應變在0.1%以下之鋼板。
實施例 接下來,利用實施例來說明本發明效果。
實施例之水準是為了確認本發明之可實施性以及效果而採用的實行條件之一例,本發明並不受限於該一條件例。只要不脫離本發明要旨而可達成本發明之目的,本發明即可採用各種條件。
(實施例No.1~113) 利用連續鑄造法,製造出具有表1-1及表1-2中組成No.A~BA之組成的鋼胚。使用所製得之前述組成之鋼胚,依照表2-1~表2-6中「層構成」之「表層」、「中心」、「背層」的順序積層,藉此製得2層構造或3層構造之積層鋼胚。將所得之積層鋼胚分別以下述條件加熱,並進行熱軋延步驟、精整軋延步驟、ROT冷卻步驟及捲取步驟。對於捲取步驟後之多層鋼板,以下述條件進行表面光軋,而製造出作為實施例No.1~113之最終製品的多層鋼板。表2-1~表2-6之項目「表層」及「背層」是被分別形成於內層(表2-1~表2-6之項目「中心」)的表面及背面上者。 [製造條件] 積層鋼胚之熱軋延步驟時的加熱條件:在1200℃維持50分鐘 積層鋼胚之精整軋延溫度:920℃ ROT冷卻速度:55℃/秒 捲取溫度:220℃ 表面光軋步驟時的積層鋼板延伸率:0.3% 作為最終製品的積層鋼板板厚:2.4mm 表層及背層的各層厚:480μm(板厚的1/5)
針對實施例No.1~113個別的積層鋼板,測量了表層與中心層之硬度差、背層與中心層之硬度差、拉伸強度、螺旋差排密度、耐彎曲特性及耐疲勞特性。
耐疲勞特性是藉由如前所述從各積層鋼板來製作申克型試驗片,並以拉伸強度的0.5倍之負載應力對前述試驗片施予104
次以上的重複平面彎曲後,以應變計來判定有無疲勞破壞(斷裂)而進行的。當至破壞為止之重複次數大於104
次時,是設為○(合格),當在104
次以下時則設為×(不合格)。
另,耐彎曲特性是藉由從表2-4~表2-6之各實施例製作申克型試驗片,在無負載應力的狀態下將應變計貼附於試驗片表面上後,以拉伸強度的0.5倍之負載應力施予103
次的重複平面彎曲,並測量將試驗片從試驗機取下後的殘留塑性應變而進行的。當殘留塑性應變在0.1%以下時,判斷為在重覆彎曲中塑性變形受到抑制,而耐彎曲性優異,並附上“○”之指標。並且,當殘留塑性應變大於0.1%時,判斷為在重覆彎曲中無法抑制塑性變形,並附上“×”之指標。
可知表2-4~表2-6之實施例中,中心之層(內層)的C含量較表層或背層的C含量高之實施例與、內層的Mn含量較表層或背層的Mn含量高之實施例,其等之耐彎曲特性皆為「×」。
發明例之硬質層的奈米硬度之標準差皆為2.0以下。
另,比較例的多層鋼板No.15、26及No.99,儘管內層及硬質層之硬度皆滿足本發明要件,且內層的螺旋差排密度亦滿足本發明要件,但耐彎曲特性仍為「×」。吾等認為其原因是因多層鋼板No.15、26及No.99之硬質層的C及Mn含量變得較內層的C及Mn含量低,故變得難以抑制硬質層中的微觀降伏發生。如上述,除了前述硬質層及內層的平均微維氏硬度之要件與內層的螺旋差排密度之要件外,要獲得本發明效果,還必須令硬質層的C及Mn含量較內層的C、Mn多才行。
比較例即多層鋼板No.17、32的背層為組成No.I之鋼板。因鋼板No.I的碳含量高,故多層鋼板No.17、32的背層硬度均大於800HV。因此,多層鋼板No.17、32皆變得容易產生脆化裂痕,耐彎曲性降低。
實施例No.1~113中,針對除實施例No.15、26及99之外的所有實施例研討了「硬度差」與「螺旋差排密度」。其結果顯示於圖1。從圖1的比較例「×」及發明例「○」的位置可知:要使耐彎曲性提升,前述內層的螺旋差排密度必須在2.0×1013
m/m3
以上,且表層與中心層之硬度差必須在50HV以上。
(實施例No.114~126) 為了調查表背層(硬質層)的厚度對耐彎曲特性及耐疲勞特性所帶來之效果,改變表2-4~表2-6中耐彎曲特性及耐疲勞強度皆為“○”(合格)的實施例之層構成中表背層之厚度,而製造出積層鋼胚。分別使用前述積層鋼胚,以與實施例No.1~113相同製造條件製得實施例No.114~126之多層鋼板。另,實施例No.114~126之積層鋼板板厚皆為2.4mm。實施例No.114~126之多層鋼板分別具有表3中顯示之層構成,且是使用表1-1及表1-2之組成No.A~BA中具有前述最佳化學成分之鋼組成的開發鋼鋼胚製造而得的。
表3之項目「表背層目標厚度」之欄位為表層及背層個別的層厚相對於前述板厚之比率的目標值,且是於製造時被設定的。此外,表3之項目「實質厚度」是指實施例No.114~126的積層鋼板之背層及表層的實際層厚。從表3之實施例No.114~116可知:各硬質層厚度小於20μm,且硬質層厚度之合計小於總板厚之1/100者,其耐彎曲特性不充分。並且,可知即便各硬質層厚度在20μm以上,硬質層厚度之合計大於總板厚之2/5者,其耐彎曲特性仍會不充分。
(實施例No.127~169) 為了調查熱軋延條件對耐彎曲特性及耐疲勞特性所帶來之效果,在表1-1及表1-2的組成No.A~BA中,使用開發鋼之鋼胚,並以表4-1~表4-2中所示熱軋延條件製造出實施例No.127~169的積層鋼板。實施例No.127~169的積層鋼板分別具有表4-1及表4-2中所示層構成,除僅於單面形成有硬質層的積層鋼板之實施例No.147之外,分別使用相同種類之鋼胚且構成有表層及背層。實施例No.127~169的板厚皆為2.4mm,且表層及背層的各層厚為240μm(板厚之1/10)。
如從實施例No.132可知,即便在硬質層的C及Mn含量較內層的C及Mn含量高的情況下,若捲取溫度大於700℃,則硬質層與內層之硬度差會變成小於50Hv,且螺旋差排密度會變成小於2.0×1013
m/m3
,故可知耐彎曲特性仍會變得不充分。此外,如從實施例No.138及157可知,即便在硬質層的C及Mn含量較內層的C及Mn含量高的情況下,當精整熱軋延溫度小於650℃或大於950℃時,硬質層與內層之硬度差會變成小於50Hv,且螺旋差排密度會變成小於2.0×1013
m/m3
,故可知耐彎曲特性仍會變得不充分。而且,如從實施例No.154可知,即便在硬質層的C及Mn含量較內層的C及Mn含量高的情況下,當表面光軋為延伸率小於0.1%時,螺旋差排密度會變成小於2.0×1013
m/m3
,故可知耐彎曲特性仍會變得不充分。
(實施例No.170~192) 在表1-1及表1-2之組成No.A~BA中,使用開發鋼之鋼胚,製造出具有表5-1中顯示之層構成的實施例No.170~192之積層鋼板。除僅於單面形成有硬質層的積層鋼板即實施例No.179之外,表5-1中顯示之積層鋼板分別是使用相同種類之鋼胚且構成有表層及背層。實施例No.170~192之積層鋼板在捲取步驟時的板厚皆為2.4mm,且表層及背層之各層厚為240μm。將捲取步驟後之各積層鋼板作酸洗,接著以表5-2的條件實施熱軋板退火、冷軋延及冷軋板退火後,進行延伸率為0.3%之表面光軋,藉此製造出實施例No.170~192的積層鋼板。
表5-2之模式「BAF」是表示以圖2中顯示的退火模式進行了箱式退火,且表示(1)加熱速度(℃/hr)、(2)退火溫度(℃)、(3)維持時間(hr)及(4)冷卻速度(℃/hr)為對應表5-2之模式「BAF」之欄位的條件(1)~(4)的大小。而且,表5-2之模式「C-CAL」是表示以圖3中所示退火模式進行了連續退火,且表示(1)加熱速度(℃/hr)、(2)退火溫度(℃)、(3)維持時間(hr)、(4)冷卻速度(℃/hr)、(5)過時效溫度(℃)、(6)維持時間(s)及(7)冷卻速度(℃/s)為對應表5-2之模式「C-CAL」之欄位的表5-2之條件(1)~(7)的大小。此外,表5-2之模式「R-CAL」是表示以圖4中所示退火模式進行了連續退火,且表示(1)加熱速度(℃/hr)、(2)退火溫度(℃)、(3)維持時間(hr)、(4)冷卻速度(℃/hr)、(5)冷卻停止溫度(℃)、(6)維持時間(s)、(7)加熱速度(℃/s)、(8)過時效溫度(℃)、(9)維持時間(s)及(10)冷卻速度(℃/s) 為對應表5-2之模式「R-CAL」之欄位的表5-2之條件(1)~(10)的大小。
根據表5-1及表5-2中所示製造條件,實施例No.170~192之積層鋼板形成有表5-3所示金屬組織。該等實施例皆是在適當條件下被製造的,而如表5-4中所示,耐彎曲特性及耐疲勞特性良好。
(實施例No.193~215) 製造具有與表5-1中實施例No.170~192之積層鋼板相同層構成的積層鋼胚,將所製得之積層鋼胚分別以與實施例No.1~113相同之製造條件進行熱軋延步驟、精整軋延步驟、ROT冷卻步驟及捲取步驟,並且以表6-1中所示條件實施輝面退火及鍍敷處理後,進行延伸率為0.3%的表面光軋,而製造出實施例No.193~215的積層鋼板。表6-1之項目「鍍敷種類」是表示形成於實施例No.193~215的表面上之鍍敷層組成。各鍍敷種類的厚度為12μm左右。而且,表6-1之項目「有無合金化」是表示有無鍍敷層與表層及/或與背層的合金化。除了僅於單面形成有硬質層的積層鋼板即實施例No.202,表6-1及表6-2中所示積層鋼板分別是使用相同種類之鋼胚且構成有表層及背層(表6-1之項目「表背層」)。另,實施例No.193~215之積層鋼板板厚為2.4mm,表層及背層之層厚為240μm(板厚之1/10)。
於表6-2中顯示該等實施例No.193~215的積層鋼板之硬質層硬度、中心層硬度、螺旋差排密度及耐彎曲性等的測量結果。實施例No.193~215的積層鋼板中,前述硬質層的平均微維氏硬度皆在400HV以上且小於800HV,前述內層的平均微維氏硬度皆在350HV以上,較硬質層的平均微維氏硬度小50HV以上,且前述內層的螺旋差排密度皆在2.0×1013
m/m3
以上。而該等實施例的積層鋼板之耐彎曲性及耐疲勞特性皆良好。
[表1-1]
[表1-2]
[表2-1]
[表2-2]
[表2-3]
[表2-4]
[表2-5]
[表2-6]
[表3]
[表4-1]
[表4-2]
[表4-3]
[表4-4]
[表4-5]
[表4-6]
[表5-1]
[表5-2]
[表5-3]
[表5-4]
[表6-1]
[表6-2]
產業上之可利用性 本發明之鋼板的耐彎曲性優異,可適合使用於汽車零件或基礎結構構件上。
圖1是顯示表層(硬質層)與中心層(內層)的硬度差和螺旋差排密度之關係的圖表。 圖2是顯示適合於冷軋延前之熱軋板退火的箱式退火之退火模式的圖。 圖3是顯示適合於冷軋延前之熱軋板退火及冷軋延後之冷軋板退火的連續退火之退火模式的圖。 圖4是顯示適合於冷軋延後之冷軋板退火的再熱型冷軋板退火之退火模式的圖。 圖5是顯示因對發明鋼實施表面光軋而於內層產生壓縮的殘留應力的圖。
Claims (2)
- 一種鋼板,具備內層與形成於該內層之一面或兩面上的硬質層,該鋼板之特徵在於:前述硬質層的C含量較內層的C含量高,且前述硬質層的Mn含量較內層的Mn含量高;前述硬質層的厚度在20μm以上,前述硬質層厚度之合計為總板厚的2/5以下;前述硬質層的平均微維氏硬度在400HV以上且小於800HV;前述內層的平均微維氏硬度在350HV以上且較硬質層硬度小50HV以上;前述內層的螺旋差排密度在2.0×1013m/m3以上;並且,前述硬質層及內層以質量%計含有:C:0.10~0.60%、Si:0.01~3.00%、Mn:1.000~10.00%,並限制為:P:0.0200%以下、S:0.0200%以下、N:0.0200%以下、O:0.0200%以下,且剩餘部分是由Fe及不純物所構成。。
- 如請求項1之鋼板,其中前述硬質層或前述內層中至少任一層,以質量%計更含有以下1種或2種以上元素:Al:0.500%以下、Cr:2.000%以下、Mo:1.000%以下、Ti:0.500%以下、B:0.0100%以下、Nb:0.500%以下、V:0.500%以下、Cu:0.500%以下、W:0.100%以下、Ta:0.100%以下、Ni:0.500%以下、Sn:0.050%以下、Sb:0.050%以下、As:0.050%以下、Mg:0.0500%以下、Ca:0.050%以下、Y:0.050%以下、Zr:0.050%以下、La:0.050%以下、及Ce:0.050%以下。
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