專利名稱:高剛度高強(qiáng)度薄鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域:
本發(fā)明涉及主要適用于汽車車體的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板及其制造方法。此外,本發(fā)明的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板是剛度的厚度敏感性指數(shù)接近1的柱形結(jié)構(gòu)元件,如汽車的中柱、鎖扣裝置(locker)、側(cè)框架、橫構(gòu)件等等,且其廣泛適用于對(duì)剛度有要求的場(chǎng)合。
相關(guān)技術(shù)由于近來對(duì)全球環(huán)境問題的高度關(guān)注,甚至在汽車行業(yè)也實(shí)施了排氣控制,因此減少汽車車身重量是非常重要的方式。為此,通過提高鋼板的強(qiáng)度以減少其厚度能有效地降低車身重量。
近來,由于鋼板強(qiáng)度的顯著提高,因而對(duì)厚度小于2.0mm的薄鋼板用量增加。為了提高鋼板的強(qiáng)度以進(jìn)一步減少重量,對(duì)因厚度減少而致部件剛度的降低進(jìn)行同時(shí)控制是必不可少的。在抗拉強(qiáng)度不小于590MPa的鋼板中將產(chǎn)生這種由于鋼板厚度減少而導(dǎo)致部件剛度降低的問題,尤其是在抗拉強(qiáng)度不小于700MPa的鋼板中,這一問題更為嚴(yán)重。
通常,為了提高部件的剛度,采用改變部件形狀、或在點(diǎn)焊部件中增加焊接點(diǎn)數(shù)量、或改變焊接條件如切換至激光焊接等等均是有效的。然而,當(dāng)這些部件用于汽車時(shí),存在著在汽車內(nèi)的有限空間內(nèi)不容易改變部件形狀的問題,以及焊接條件的改變導(dǎo)致成本增加的問題等等。
因此,為了提高部件的剛度而不改變部件的形狀或焊接條件,提高部件所用材料的楊氏模量是有效的。
通常,在相同部件形狀和焊接條件下的部件剛度由材料的楊氏模量和部件的幾何慣性矩的乘積表征。此外,當(dāng)材料的厚度為t時(shí),幾何慣性矩可表述為約與tλ成比例。其中,λ為厚度敏感性指數(shù)且根據(jù)部件的形狀取值1~3。例如,當(dāng)為一板狀如汽車面板部件的情況時(shí),λ的值接近3,然而當(dāng)為柱狀如結(jié)構(gòu)部件的情況時(shí),λ的值接近1。
當(dāng)部件的λ為3時(shí),如果要減少10%的厚度且等效地保持部件的剛度,則需將材料的楊氏模量提高37%,然而當(dāng)部件的λ為1,如果要減少10%的厚度,那么將材料的楊氏模量提高11%就足夠了。
也就是說,在λ接近于1的部件如柱形部件的情況下,提高鋼板自身的楊氏模量對(duì)降低鋼板的重量是非常有效的。尤其是,當(dāng)鋼板具有高強(qiáng)度和低厚度的情況下,大力提高鋼板的楊氏模量是十分需要的。
一般而言,楊氏模量主要取決于組織(texture),且朝原子的最密方向提高。因此,在包含以輥軋制和熱處理的煉鋼工藝中,為使體心立方晶格鋼的晶向?qū)钍夏A坑欣l(fā)展{112}<110>是有效的,籍此可以提高與軋制方向垂直的方向上的楊氏模量。
至今,有多種通過控制組織而提高楊氏模量的鋼板的探討。
例如,專利文獻(xiàn)1公開了一種技術(shù),其中對(duì)于向超低碳鋼中添加Nb或Ti而獲得的鋼,將其在Ar3~(Ar3+150℃)壓下率不小于85%的條件下進(jìn)行熱軋,以促進(jìn)從非晶化的奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變,從而使熱軋鋼板階段的鐵素體組織為{311}<011>和{332}<113>晶向,該晶向是初始取向,并進(jìn)行冷軋以及重結(jié)晶退火而形成以{211}<011>為主晶向,從而提高垂直于軋制方向的方向上的楊氏模量。
此外,專利文獻(xiàn)2公開了提高了楊氏模量的熱軋鋼板的制造方法,在該方法中,將Nb、Mo和B加入到碳含量為0.02~0.15%的低碳鋼中,且在Ar3~950℃下的壓下率不小于50%以發(fā)展{211}<011>晶向。
此外,專利文獻(xiàn)3公開了制造熱軋鋼板的方法,其中將Si和Al加入到碳含量為不超過0.05%的低碳鋼中以提高Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn),并在熱軋時(shí)使低于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的壓下率不小于60%,以提高垂直于軋制方向的方向上的楊氏模量。
專利文獻(xiàn)1JP-A-H05-255804專利文獻(xiàn)2JP-A-H08-311541專利文獻(xiàn)3JP-A-H09-53118發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明所要解決的技術(shù)問題然而,上述的技術(shù)存在下述問題。
在專利文獻(xiàn)1所公開的技術(shù)中,采用碳含量不超過0.01%的超低碳鋼來控制組織從而提高鋼板的楊氏模量,但是其抗拉強(qiáng)度最多仍低至約450MPa,因此應(yīng)用該技術(shù)存在強(qiáng)度有待提高的問題。
在專利文獻(xiàn)2所公開的技術(shù)中,由于碳含量高達(dá)0.02~0.15%,因此可提高強(qiáng)度,但因目標(biāo)鋼板是熱軋鋼板,不能采用冷加工控制組織,因而不但存在難以進(jìn)一步提高楊氏模量的問題,并且難以通過低溫精軋而穩(wěn)定生產(chǎn)出厚度小于2.0mm的高強(qiáng)度鋼板。
此外,在專利文獻(xiàn)3所公開的技術(shù)中,由于在鐵素體區(qū)軋制使晶粒粗大化,因此存在可加工性顯著惡化的問題。
因而,通過常規(guī)工藝提高鋼板的楊氏模量是以厚的熱軋鋼板或軟鋼板為對(duì)象,因此采用上述常規(guī)工藝難以提高厚度不超過2.0mm的高強(qiáng)度薄鋼板的楊氏模量。
作為將鋼板的抗拉強(qiáng)度提高至不低于590MPa的強(qiáng)化機(jī)制,主要有析出強(qiáng)化機(jī)制和轉(zhuǎn)變組織強(qiáng)化機(jī)制。
當(dāng)將析出強(qiáng)化機(jī)制用作強(qiáng)化機(jī)制時(shí),可提高強(qiáng)度并盡可能的抑制鋼板楊氏模量的降低,但是卻同時(shí)存在下述困難。即當(dāng)將析出強(qiáng)化機(jī)制用于在熱軋鋼板中的微細(xì)析出,如Ti、Nb等的碳氮化物析出時(shí),在熱軋后的卷取過程中進(jìn)行微細(xì)析出可以提高強(qiáng)度,但是在冷軋鋼板中,在冷軋后的重結(jié)晶退火步驟中析出物的粗大化是不可避免的且很難通過析出強(qiáng)化提高強(qiáng)度。
當(dāng)采用轉(zhuǎn)變組織強(qiáng)化機(jī)制作為強(qiáng)化機(jī)制時(shí),存在由于低溫轉(zhuǎn)變相如貝氏體相、馬氏體相等中所含的應(yīng)變而降低鋼板楊氏模量的問題。
因此,本發(fā)明的目的是解決上述問題,且提供抗拉強(qiáng)度不低于590MPa、優(yōu)選不低于700MPa,楊氏模量不低于230Gpa、更優(yōu)選不低于240GPa且厚度不超過2.0mm的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板,以及制造上述產(chǎn)品的有利方法。
解決問題的手段為了達(dá)到上述目的,本發(fā)明的要點(diǎn)和陳述如下(I)高剛度高強(qiáng)度薄鋼板,其以質(zhì)量%計(jì)包括C0.02~0.15%,Si不超過1.5%,Mn.1.0~3.5%,P不超過0.05%,S不超過0.01%,Al不超過1.5%,N不超過0.01%,以及Ti0.02~0.50%,條件是C、N、S和Ti的含量滿足下式(1)和(2)的關(guān)系Ti*=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 (1)0.01≤C-(12/47.9)×Ti*≤0.05 (2)其余基本上為鐵和不可避免的雜質(zhì),且該鋼板的組織包含作為主相的鐵素體相并具有面積比不小于1%的馬氏體相,而且具有不低于590MPa的抗拉強(qiáng)度和不低于230GPa的楊氏模量。
(II)根據(jù)(I)項(xiàng)所述的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板,除了上述組成外,其以質(zhì)量%計(jì)進(jìn)一步包含Nb0.005~0.04%以及V0.01~0.20%中的一種或兩種,并滿足上述式(1)與下式(3)代替式(2)的關(guān)系0.01≤C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05 (3)。
(III)根據(jù)(I)或(II)項(xiàng)所述的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板,除了上述組成外,其以質(zhì)量%計(jì)進(jìn)一步包含Cr0.1~1.0%,Ni0.1~1.0%,Mo0.1~1.0%,Cu0.1~2.0%以及B0.0005~0.0030%中的一種或多種。
(IV)制造高剛度高強(qiáng)度薄鋼板的方法,其包括,在950℃以下的總壓下率不低于30%的條件下,將鋼的起始物料進(jìn)行熱軋步驟,并在800~900℃結(jié)束精軋,在650℃以下卷取該熱軋鋼板,酸洗,以不低于50%的壓下率進(jìn)行冷軋,由500℃以1~30℃/秒的升溫速率升溫至780~900℃進(jìn)行均熱,然后以不低于5℃/秒的冷卻速率冷卻至500℃進(jìn)行退火,所述鋼的起始物料以質(zhì)量%計(jì)包含C0.02~0.15%,Si不超過1.5%,Mn1.0~3.5%,P不超過0.05%,S不超過0.01%,Al不超過1.5%,N不超過0.01%,以及Ti0.02~0.50%,條件是C、N、S和Ti的含量滿足下式(1)和(2)的關(guān)系Ti*=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 (1)0.01≤C-(12/47.9)×Ti*≤0.05 (2)。
(V)根據(jù)(IV)項(xiàng)所述的制造高剛度高強(qiáng)度薄鋼板的方法,其中鋼的起始物料除上述組成外,以質(zhì)量%計(jì)進(jìn)一步包含Nb0.005%~0.04%和V0.01~0.20%中的一種或兩種,并滿足上述式(1)和下式(3)代替式(2)的關(guān)系0.01≤C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05(3)。
(VI)根據(jù)(IV)或(V)項(xiàng)所述的制造高剛度高強(qiáng)度薄鋼板的方法,其中鋼的起始物料除上述組成外,以質(zhì)量%計(jì)進(jìn)一步包含Cr0.1~1.0%,Ni0.1~1.0%,Mo0.1~1.0%,Cu0.1~2.0%以及B0.0005~0.0030%中的一種或多種。
發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明,可提供抗拉強(qiáng)度不低于590MPa,楊氏模量不低于230GPa的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板。
即,在950℃以下的熱軋中對(duì)添加了Mn和Ti的低碳鋼的起始物料進(jìn)行壓下,以促進(jìn)由非重結(jié)晶奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體,然后冷軋以發(fā)展對(duì)提高楊氏模量有利的結(jié)晶取向,然后產(chǎn)生抑制了楊氏模量降低的低溫轉(zhuǎn)變相,且通過控制在退火步驟中的加熱速率以及在兩相區(qū)的均熱從而在冷卻階段保留了大量有利于楊氏模量提高的鐵素體相,由此可制造滿足更高強(qiáng)度和更高楊氏模量的薄鋼板,這在工業(yè)中產(chǎn)生有效的效果。
進(jìn)一步詳細(xì)的闡述,在熱軋過程中于奧氏體低溫區(qū),對(duì)添加有Mn和Ti的低碳鋼的起始物料進(jìn)行壓下,以增加具有{112}<111>晶向的非重結(jié)晶奧氏體組織,并隨后在冷卻階段促進(jìn)了從{112}<111>的非重結(jié)晶奧氏體至鐵素體的轉(zhuǎn)變以使{113}<110>鐵素體取向得到發(fā)展。
在卷取和酸洗后的冷軋過程中,在壓下率不低于50%的條件下進(jìn)行軋制以將{113}<110>的結(jié)晶取向轉(zhuǎn)變?yōu)閷?duì)提高楊氏模量有利的{112}<110>結(jié)晶取向,且在隨后退火步驟的升溫階段中,以1~30℃/秒的加熱速率從500℃升至均熱溫度以促進(jìn)具有{112}<110>晶向的鐵素體的重結(jié)晶,并以部分保留{112}<110>未重結(jié)晶晶粒的狀態(tài)提供了兩相區(qū)域,由此可以促進(jìn){112}<110>的未重結(jié)晶鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。
此外,在均熱后冷卻過程中的從奧氏體相轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體相中,具有{112}<110>晶向的鐵素體晶粒長(zhǎng)大從而提高了楊氏模量,同時(shí)以不低于5℃/秒的速率冷卻由于添加Mn而增加可淬性的鋼以形成低溫轉(zhuǎn)變相,從而提高了鋼的強(qiáng)度。
此外,在冷卻過程中通過將由{112}<110>晶向的鐵素體轉(zhuǎn)變而成的奧氏體相再次相轉(zhuǎn)變,從而產(chǎn)生出低溫轉(zhuǎn)變相,因此即使是在低溫轉(zhuǎn)變相的結(jié)晶取向中,也可以發(fā)展{112}<110>晶向。
因此,通過發(fā)展鐵素體相的{112}<110>晶向而提高了楊氏模量,尤其是在對(duì)降低楊氏模量有較大影響的低溫轉(zhuǎn)變相上{112}<110>晶向得到了增加,由此通過低溫轉(zhuǎn)變相的形成可以提高強(qiáng)度且可以在很大程度上抑制伴隨低溫轉(zhuǎn)變相的形成而產(chǎn)生的楊氏模量的降低。
附圖簡(jiǎn)述
圖1所示為950℃以下總壓下率對(duì)楊氏模量的影響;圖2所示為熱精軋中的最終溫度對(duì)楊氏模量的影響;圖3所示為卷取溫度對(duì)楊氏模量的影響;圖4所示為冷軋中壓下率對(duì)楊氏模量的影響;圖5所示為退火過程中從500℃起升溫至均熱溫度的平均升溫速率對(duì)楊氏模量的影響。
實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的最佳方式根據(jù)本發(fā)明所述的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板是抗拉強(qiáng)度不低于590MPa、優(yōu)選不低于700MPa,楊氏模量不低于230GPa、優(yōu)選不低于240GPa,以及厚度不超過2.0mm的鋼板。此外,本發(fā)明的目標(biāo)鋼板除了冷軋鋼板外,還包括進(jìn)行過表面處理的鋼板,所述表面處理如含合金化的鍍鋅、電鍍鋅等。
限定本發(fā)明鋼板中的化學(xué)組成的原因?qū)⒃谙旅孢M(jìn)行描述。此外,對(duì)于該鋼板化學(xué)組成的各元素含量單位是以“質(zhì)量%”計(jì),如無特別說明一般將其簡(jiǎn)寫為“%”。
C0.02~0.15%C是穩(wěn)定奧氏體的元素,在冷軋后退火時(shí)的冷卻階段中,其通過提高淬火性而大幅度的促進(jìn)低溫轉(zhuǎn)變相的形成,從而能極大地有助于提高強(qiáng)度。此外,冷軋后,在退火步驟的升溫階段,C通過促進(jìn)具有{112}<110>晶向的鐵素體晶粒從非重結(jié)晶鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變,從而有助于提高楊氏模量。
為了獲得上述效果,需要碳含量不低于0.02%,優(yōu)選不低于0.05%,更優(yōu)選不低于0.06%。另一方面,如果碳含量超過0.15%,硬質(zhì)低溫轉(zhuǎn)變相的分率將增加,使得鋼的強(qiáng)度極度增加且可加工性劣化。同樣,在冷軋后的退火步驟中,更高含量的C將抑制對(duì)提高楊氏模量有利的晶向的重結(jié)晶。此外更高含量的C將導(dǎo)致可焊接性的劣化。
因此,要求C含量不超過0.15%,優(yōu)選不超過0.10%。
Si不超過1.5%在熱軋過程中,Si提高Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn),因而當(dāng)在800~900℃終止軋制時(shí),如果所含的Si量超過1.5%,則奧氏體區(qū)的軋制變得困難且不能得到提高楊氏模量所需的結(jié)晶取向。此外,更高含量的Si使鋼板的可焊接性劣化,而且促進(jìn)了在熱軋步驟的加熱中鋼坯(slab)表面正硅酸鐵的形成,從而加速了所謂紅色結(jié)垢的表面模樣的產(chǎn)生。此外,在用作冷軋鋼板時(shí),表面產(chǎn)生的氧化硅使化學(xué)轉(zhuǎn)化的加工性能降低,且在用作對(duì)鋼板鍍鋅時(shí),在表面產(chǎn)生的氧化硅將誘發(fā)無法電鍍。因此,需Si含量不超過1.5%。此外,在要求表面性能的鋼板或?qū)︿摪邋冧\時(shí),硅含量?jī)?yōu)選不超過0.5%。
而且,Si是穩(wěn)定鐵素體的元素,其在冷軋后的退火步驟中,在兩相區(qū)域的均熱后的冷卻階段促進(jìn)了鐵素體的轉(zhuǎn)變以使奧氏體中的C濃度增加,由此可以穩(wěn)定奧氏體以促進(jìn)低溫轉(zhuǎn)變相的形成。因此,如必要可提高鋼的強(qiáng)度。為了獲得這種效果,要求Si含量不低于0.2%。
Mn1.0~3.5%在本發(fā)明中,Mn是重要元素之一。在熱軋過程中,Mn具有抑制加工奧氏體重結(jié)晶的作用。而且,Mn可以促進(jìn)從非重結(jié)晶奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變以發(fā)展{113}<110>晶向并在隨后的冷軋和退火步驟中提高楊氏模量。
此外,在冷軋后退火步驟的升溫階段中,Mn作為奧氏體穩(wěn)定元素降低了Ac1的轉(zhuǎn)變點(diǎn)從而促進(jìn)從非重結(jié)晶鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變,至于在均熱后冷卻階段中產(chǎn)生的低溫轉(zhuǎn)變相的晶向,Mn可發(fā)展有利于楊氏模量提高的取向以控制伴隨形成低溫轉(zhuǎn)變相而產(chǎn)生的楊氏模量的降低。
而且,在退火步驟中的均熱和退火后,Mn可強(qiáng)化冷卻階段的淬火性從而大幅度的促進(jìn)低溫轉(zhuǎn)變相的形成,這樣非常有益于強(qiáng)度的提高。此外,Mn作為一種固溶強(qiáng)化元素,其有利于鋼中強(qiáng)度的提高。為了獲得上述效果,要求Mn含量不低于1.0%,優(yōu)選不低于1.5%。
另一方面,當(dāng)Mn含量超過3.5%時(shí),冷軋后退火步驟中的升溫階段中Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)將過度的降低,因此在兩相區(qū)鐵素體相的重結(jié)晶是很困難的,且需要將溫度提高至高于Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的奧氏體單相區(qū)。因此,不能使通過加工鐵素體的重結(jié)晶而獲得對(duì)提高楊氏模量有利的{112}<110>晶向的鐵素體發(fā)展,從而導(dǎo)致楊氏模量的降低。進(jìn)一步,更高含量的Mn將惡化鋼板的可焊接性能。此外,更高含量的Mn可強(qiáng)化在熱軋過程中鋼板的抗變形能力從而提高軋制負(fù)荷,這將導(dǎo)致操作困難。因此,Mn含量不超過3.5%。
P不超過0.05%
由于P在晶界產(chǎn)生偏析,因此如果P含量超過0.05%,則不但降低鋼板的延展性和韌度且使可焊接性劣化。在采用合金化鍍鋅鋼板的情況下,合金化速率由于P而遲滯。因此,要求P含量不超過0.05%。另一方面,P作為固溶強(qiáng)化元素能有效地提高強(qiáng)度且其作為鐵素體穩(wěn)定元素具有促進(jìn)奧氏體中C富集的作用。在添加Si的鋼中,P還具有抑制產(chǎn)生紅色結(jié)垢的作用。為了獲得上述效果,P含量?jī)?yōu)選不超過0.01%。
S不超過0.01%S顯著降低熱延展性從而引發(fā)熱裂紋且使表面性能顯著劣化。此外,S對(duì)強(qiáng)度幾乎沒有作用,且作為雜質(zhì)元素形成粗大的MnS而降低延展性以及孔擴(kuò)散(drill-spreading)性能。當(dāng)S含量超過0.01%這些問題變得明顯,為此需要盡可能的降低S含量。因此,S含量不超過0.01%。從改進(jìn)孔擴(kuò)散性能的角度來看,S含量?jī)?yōu)選不超過0.005%。
Al不超過1.5%Al是用于鋼脫氧從而提高鋼潔凈度的元素。然而,Al是鐵素體穩(wěn)定元素,其大幅提高了鋼的Ar3轉(zhuǎn)變,因此當(dāng)精軋結(jié)束溫度為800~900℃時(shí),如果Al含量超過1.5%,在奧氏體區(qū)的軋制將變得困難從而抑制了提高楊氏模量所需的結(jié)晶取向的發(fā)展。因此,要求Al含量不超過1.5%。從這一觀點(diǎn)出發(fā),Al含量?jī)?yōu)選更低,且更優(yōu)選限制在不超過0.1%。另一方面,Al作為鐵素體形成元素,在冷軋后的退火步驟中,于二相區(qū)均熱后的冷卻階段中,Al促進(jìn)了鐵素體的形成從而使奧氏體中的C富集,由此可以穩(wěn)定奧氏體以促進(jìn)低溫轉(zhuǎn)變相的形成。其結(jié)果,如果需要的話,可以提高鋼的強(qiáng)度。為了獲得上述效果,要求Al含量不低于0.2%。
N不超過0.01%N是有害元素,因?yàn)樵跓彳堖^程中其使鋼坯破裂從而導(dǎo)致表面缺陷。當(dāng)N含量超過0.01%時(shí),鋼坯破裂和表面缺陷的發(fā)生更為明顯。此外,當(dāng)添加碳氮化物形成元素如Ti、Nb等等時(shí),N在高溫下形成粗大的氮化物從而抑制了添加碳氮化物形成元素的效果。因此,要求N含量不超過0.01%。
Ti0.02~0.50%在本發(fā)明中,Ti是最重要的元素。即,在熱軋中的精軋步驟中Ti控制了加工奧氏體的重結(jié)晶,從而促進(jìn)從非重結(jié)晶奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變并發(fā)展{113}<110>晶向,便可在隨后的冷軋和退火步驟中提高楊氏模量。且在冷軋后退火步驟的升溫階段中抑制了加工鐵素體的重結(jié)晶,從而促進(jìn)從非重結(jié)晶鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變,并且對(duì)于均熱后冷卻階段產(chǎn)生的低溫轉(zhuǎn)變相的取向,其可發(fā)展對(duì)提高楊氏模量有用的晶向,以抑制伴隨低溫轉(zhuǎn)變相的形成而產(chǎn)生的楊氏模量的降低。此外,Ti的微細(xì)碳氮化物可有助于強(qiáng)度的提高。為了獲得這些效果,要求Ti的含量不低于0.02%,優(yōu)選不低于0.03%。
另一方面,當(dāng)Ti含量超過0.50%,則在普通熱軋步驟的再加熱中所有的碳氮化物均不能固溶且殘留粗大的碳氮化物,因此在熱軋步驟中不能獲得抑制加工奧氏體重結(jié)晶的效果或在冷軋后退火步驟中抑制加工鐵素體重結(jié)晶的效果。而且,即使在連鑄后就開始進(jìn)行鋼坯的熱軋,而沒有在連續(xù)鑄造的鋼坯冷卻后進(jìn)行重加熱,當(dāng)Ti含量超過0.50%時(shí),抑制重結(jié)晶效果的改進(jìn)仍無法識(shí)別,且?guī)砗辖鸪杀镜奶岣?。因此,要求Ti含量不超過0.50%,優(yōu)選不超過0.20%。
在本發(fā)明中,要求C、N、S和Ti的含量滿足下列式(1)和(2)的關(guān)系Ti*=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 (1)0.01≤C-(12/47.9)×Ti*≤0.05 (2)Ti在高溫區(qū)容易形成粗大的氮化物和硫化物。此類氮化物和硫化物的形成將造成添加Ti抑制重結(jié)晶效果的降低。因此,要求未固定為氮化物和硫化物的Ti量即Ti*量=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S不低于0.01%,優(yōu)選不低于0.02%。
如果未固定為碳氮化物的C量超過0.05%,在冷軋過程中所產(chǎn)生的應(yīng)變將會(huì)不均勻且會(huì)抑制對(duì)楊氏模量提高有利的晶向的重結(jié)晶,因此要求通過(C-(12/47.9)×Ti*)計(jì)算得出的未固定為碳化物的C量不超過0.05%。另一方面,當(dāng)未固定為碳化物的C量低于0.01%,則在冷軋后兩相區(qū)退火過程中奧氏體中的C含量降低,從而抑制了冷卻后馬氏體相的形成,由此很難提高強(qiáng)度。因此,未固定為碳化物的C量C-(12/47.9)×Ti*為0.01~0.05%。
此外,在此使用的術(shù)語“余量基本上為鐵以及不可避免的雜質(zhì)”的意思為含少量不損害本發(fā)明作用和效果的其他元素的鋼包含在本發(fā)明的范圍內(nèi)。當(dāng)要進(jìn)一步提高強(qiáng)度,除了上述定義的化學(xué)組成外還可添加Nb0.005~0.04%和V0.01~0.20%中的一種或二種以及Cr、Ni、Mo、Cu以及B中的一種或多種。
Nb0.005~0.04%Nb通過形成微細(xì)碳氮化物而有助于強(qiáng)度提高的元素。而且,Nb是通過在熱軋的精軋步驟中抑制加工奧氏體的重結(jié)晶,從而促進(jìn)從非重結(jié)晶奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變,由此有助于提高楊氏模量的元素。為了獲得上述效果,優(yōu)選Nb的含量不低于0.005%。另一方面,當(dāng)Nb的含量超過0.04%時(shí),在熱軋和冷軋中的軋制負(fù)荷顯著提高因而在生產(chǎn)過程中存在困難,因此優(yōu)選Nb的含量不超過0.04%,更優(yōu)選不超過0.01%。
V0.01~0.20%V是通過形成微細(xì)碳氮化物而有助于強(qiáng)度提高的元素。由于V具有這種作用,優(yōu)選V含量不低于0.01%。另一方面,當(dāng)V含量超過0.20%時(shí),利用超過0.20%的量來改進(jìn)強(qiáng)度的效果較小且會(huì)導(dǎo)致合金成本的增加。
因此,優(yōu)選V含量為0.01~0.20%。
在本發(fā)明中,除了Ti外還包括Nb和/或V時(shí),要求C、N、S、Ti、Nb和V的含量滿足下式(3)代替式(2)的關(guān)系0.01≤C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05(3)Nb和V形成碳化物從而減少了未固定為碳化物的C量。因此,為了使未固定為碳化物的C量為0.01~0.05%,當(dāng)添加Nb和/或V時(shí),要求C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V的值為0.01~0.05%。
Cr0.1~1.0%Cr是通過抑制滲碳體的形成而提高淬火性的元素,且通過在退火步驟均熱后的冷卻階段中極大促進(jìn)低溫轉(zhuǎn)變相的形成從而在很大程度上有助于強(qiáng)度的提高。進(jìn)一步,其在熱軋步驟中抑制了加工奧氏體的重結(jié)晶,從而促進(jìn)從非重結(jié)晶奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變以及發(fā)展{113}<110>晶向,且在隨后的冷軋和退火步驟中可提高楊氏模量。為了獲得上述效果,優(yōu)選所包含的Cr量不低于0.1%。另一方面,當(dāng)Cr含量超過1.0%時(shí),則上述效果飽和且合金成本增加,因此優(yōu)選所包含的Cr量不超過1.0%。此外,當(dāng)本發(fā)明的薄鋼板用作鍍鋅鋼板時(shí),在表面產(chǎn)生的Cr氧化物會(huì)誘發(fā)不能電鍍,因此優(yōu)選所包含的Cr量不超過0.5%。
Ni0.1~1.0%Ni是穩(wěn)定奧氏體從而增強(qiáng)淬火性的元素,且在退火步驟均熱后的冷卻階段中極大促進(jìn)低溫轉(zhuǎn)變相的形成從而在很大程度上有助于強(qiáng)度的提高。此外,在冷軋后退火步驟的升溫階段中,Ni作為奧氏體穩(wěn)定元素降低了Ac1轉(zhuǎn)變點(diǎn),從而促進(jìn)從非重結(jié)晶鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變,且對(duì)于在均熱后冷卻階段中產(chǎn)生的低溫轉(zhuǎn)變相的晶向,其發(fā)展了對(duì)于提高楊氏模量有利的晶向,由此可抑制伴隨低溫轉(zhuǎn)變相的形成而產(chǎn)生的楊氏模量的降低。此外,Ni在熱軋過程中抑制了加工奧氏體的重結(jié)晶,從而促進(jìn)非重結(jié)晶奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變以發(fā)展{113}<110>晶向,由此可以在隨后的冷軋和退火步驟中提高楊氏模量。在鋼中添加Cu的情況下,伴隨熱軋中熱延展性的降低由裂紋引發(fā)表面缺陷,但是可以通過復(fù)合添加Ni來控制表面缺陷的產(chǎn)生。為了獲得上述作用,優(yōu)選所包含的Ni量不低于0.1%。
另一方面,當(dāng)Ni含量超過1.0%時(shí),則在冷軋后退火步驟的升溫階段,Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)急劇降低,且在兩相區(qū)中鐵素體相的重結(jié)晶困難,因此需要將溫度升高至Ac3轉(zhuǎn)變點(diǎn)以上的奧氏體單相區(qū)。其結(jié)果是,不能發(fā)展由加工鐵素體重結(jié)晶獲得的以及對(duì)提高楊氏模量有用的鐵素體晶向,從而導(dǎo)致楊氏模量降低。而且合金成本增加。因此,優(yōu)選所包含的Ni量不超過1.0%。
Mo0.1~1.0%Mo是通過使界面的移動(dòng)性減小來提高淬火性的元素,在冷軋后退火步驟的冷卻階段中,其通過極大促進(jìn)低溫轉(zhuǎn)變相的形成從而很大程度上有助于強(qiáng)度的提高。進(jìn)一步的,其可以抑制加工奧氏體的重結(jié)晶,且促進(jìn)了從非重結(jié)晶奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變以發(fā)展{113}<110>晶向,并在隨后的冷軋和退火步驟中可提高楊氏模量。為了獲得上述效果,優(yōu)選所含的Mo量不低于0.1%。另一方面,當(dāng)Mo含量超過1.0%時(shí),上述效果達(dá)到飽和且合金成本提高,因此,優(yōu)選所含的Mo量不超過1.0%。
B0.0005~0.0030%B是抑制奧氏體相轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體相以提高淬火性的元素,在冷軋后退火步驟的冷卻階段中,其通過極大促進(jìn)低溫轉(zhuǎn)變相的形成從而在很大程度上有助于強(qiáng)度的提高。進(jìn)一步的,其可以抑制加工奧氏體的重結(jié)晶,且促進(jìn)了從非重結(jié)晶奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變以發(fā)展{113}<110>晶向,并在隨后的冷軋和退火步驟中可提高楊氏模量。為了獲得上述效果,優(yōu)選所含的B量不低于0.0005%。另一方面,當(dāng)B的含量超過0.0030%時(shí),則熱軋過程中的變形阻力增強(qiáng)導(dǎo)致提高了軋制負(fù)荷且在制造中存在困難,因此,優(yōu)選所含的B量不超過0.0030%。
Cu0.1~2.0%Cu是提高淬火性的元素,在冷軋后退火步驟的冷卻階段中,其通過極大促進(jìn)低溫轉(zhuǎn)變相的形成從而在很大程度上有助于強(qiáng)度的提高。為獲得上述效果,優(yōu)選所含的Cu量不小于0.1%。另一方面,當(dāng)Cu含量超過2.0%時(shí),則熱延展性降低且在熱軋過程中誘發(fā)伴有裂紋的表面缺陷且Cu的淬火效果飽和,因此優(yōu)選的含Cu量不超過2.0%。
限制本發(fā)明所述的組織的原因?qū)⒚枋鋈缦略诒景l(fā)明的薄鋼板中要求具有組織,所述組織包含作為主相的鐵素體相并具有面積比不低于1%的馬氏體相。
在此所用術(shù)語“作為主相的鐵素體相”意味著鐵素體相所占的面積比不低于50%。
由于鐵素體相應(yīng)變較少,對(duì)提高楊氏模量有利,具有優(yōu)良的延展性以及良好的可加工性有利,因此要求組織中以鐵素體相作為主相。
而且,為了使鋼板的抗拉強(qiáng)度不低于590MPa,要求在作為主相的鐵素體相之外的部分或所謂的第二相中形成作為硬質(zhì)相的低溫轉(zhuǎn)變相,從而得到復(fù)合相。此時(shí),在該組織中特別存在處于低溫轉(zhuǎn)變相中的硬質(zhì)馬氏體相這一特點(diǎn)是有益的,因?yàn)闉楂@得所需的抗拉強(qiáng)度水平的第二相占小部分而鐵素體則占大部分,由此可提高楊氏模量且并進(jìn)一步提高可加工性。因此,要求馬氏體相不低于整個(gè)組織面積的1%。為了獲得不低于700MPa的強(qiáng)度,優(yōu)選馬氏體相的面積比不低于16%。
本發(fā)明所述的鋼板組織優(yōu)選為包含鐵素體相和馬氏體相的組織,但存在其他面積比不超過10%、優(yōu)選不超過5%的非鐵素體相和馬氏體相的相如貝氏體相、殘余奧氏體相、珠光體相、滲碳體相等等也沒有問題。即,鐵素體和馬氏體相的面積比之和優(yōu)選不低于90%,更優(yōu)選不低于95%。
下面解釋為獲得本發(fā)明所述的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板而限定的制造條件的原因以及優(yōu)選的制造條件。
本發(fā)明制造方法所用鋼的起始物料的組成與上述鋼板的組成相同,因此在此對(duì)限定起始物料的原因不作描述。
可通過連續(xù)進(jìn)行熱軋步驟、冷軋步驟和退火步驟以制造本發(fā)明所述的薄鋼板,該熱軋步驟是將與鋼板組成相同的鋼起始物料進(jìn)行熱軋以獲得熱軋板,冷軋步驟為將酸洗后的熱軋板進(jìn)行冷軋以獲得冷軋板,退火步驟為由該冷軋板獲得重結(jié)晶和復(fù)合組織。
(熱軋步驟)精軋低于950℃的總壓下率不低于30%,且在800~900℃時(shí)結(jié)束軋制。
在熱軋步驟的精軋中,在較低溫度下進(jìn)行軋制以發(fā)展具有{112}<111>結(jié)晶取向的非重結(jié)晶奧氏體組織,且{112}<111>非重結(jié)晶奧氏體可以在隨后的冷卻階段中轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體以發(fā)展{113}<110>的鐵素體晶向。在隨后冷軋和退火步驟中的組織形成中,這一晶向有利地起到了提高楊氏模量的作用。為了獲得上述效果,要求950℃以下(總壓下率)的總壓下率不低于30%,另外在900℃以下結(jié)束精軋。另一方面,當(dāng)精軋的最終溫度低于800℃時(shí),由于變形阻力的增加軋制負(fù)荷顯著增加,此時(shí)在制造中存在難度。因此,要求精軋的最終溫度不低于800℃。
卷取溫度不高于650℃當(dāng)精軋后的卷取溫度超過650℃時(shí),則Ti的碳氮化物粗大且在冷軋后退火步驟的升溫階段中對(duì)抑制鐵素體重結(jié)晶的效果變?nèi)?,且很難將非重結(jié)晶鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。其結(jié)果是,在均熱后的冷卻階段中轉(zhuǎn)變的低溫轉(zhuǎn)變相的晶向得不到控制,且由具有此類應(yīng)力的低溫轉(zhuǎn)變相而極大降低了楊氏模量。因此,要求精軋后的卷取溫度不高于650℃。此外,當(dāng)卷取溫度過低,將產(chǎn)生大量的硬質(zhì)低溫轉(zhuǎn)變相且在隨后的冷軋中負(fù)荷增加而導(dǎo)致在制造中存在難度,因此,優(yōu)選卷取溫度不低于400℃。
(冷軋步驟)在酸洗后在壓下率不低于50%下進(jìn)行冷軋。
熱軋步驟后,進(jìn)行酸洗以去除形成于鋼板表面上的結(jié)垢。可以采用普通的方法進(jìn)行酸洗。然后進(jìn)行冷軋。通過進(jìn)行壓下率不低于50%的冷軋,可以將熱軋鋼板上發(fā)展的{113}<110>晶向轉(zhuǎn)變?yōu)槟苡行岣邨钍夏A康膡112}<110>晶向。因此,由于通過冷軋發(fā)展了{(lán)112}<110>晶向,在隨后的退火步驟后組織中鐵素體的{112}<110>晶向得到增強(qiáng),并進(jìn)一步在低溫轉(zhuǎn)變相中發(fā)展了{(lán)112}<110>晶向,由此可以提高楊氏模量。為了獲得上述效果,要求在冷軋中的壓下率不低于50%。
(退火步驟)從500℃至均熱溫度的升溫速率為1~30℃/秒,均熱溫度780~900℃。
在本發(fā)明中,在退火步驟中升溫速率是一重要工藝條件。在退火步驟中,在升溫至兩相區(qū)的均熱溫度或780~900℃的均熱溫度期間,具有{112}<110>晶向的鐵素體的重結(jié)晶得到促進(jìn),同時(shí)一部分具有{112}<110>晶向的鐵素體晶粒以非重結(jié)晶態(tài)到達(dá)兩相區(qū),由此可以促進(jìn)具有{112}<110>晶向的非重結(jié)晶鐵素體的轉(zhuǎn)變。因此,當(dāng)奧氏體在均熱后的冷卻中轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體時(shí),通過促進(jìn)具有{112}<110>晶向的鐵素體晶粒的生長(zhǎng)可以提高楊氏模量。此外,當(dāng)通過產(chǎn)生低溫轉(zhuǎn)變相提高強(qiáng)度時(shí),由具有{112}<110>晶向鐵素體轉(zhuǎn)變而來的奧氏體在冷卻過程中會(huì)再次轉(zhuǎn)變,因此對(duì)于低溫轉(zhuǎn)變相的結(jié)晶取向也可發(fā)展{112}<110>晶向。通過發(fā)展鐵素體相的{112}<110>晶向可以提高楊氏模量,同時(shí)在極大影響楊氏模量降低的低溫轉(zhuǎn)變相的取向中{112}<110>晶向特別得到發(fā)展,因此在形成低溫轉(zhuǎn)變相時(shí),伴隨低溫轉(zhuǎn)變相的形成而致的楊氏模量降低可被抑制。當(dāng)由非重結(jié)晶鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,同時(shí)在升溫階段促進(jìn)鐵素體的重結(jié)晶時(shí),從500℃升溫至780~900℃均熱溫度的平均升溫速率要求為1~30℃/秒,該平均升溫速率對(duì)重結(jié)晶行為具有極大影響。同樣,均熱溫度為780~900℃的原因是由于如下事實(shí),當(dāng)均熱溫度低于780℃時(shí)殘留有未重結(jié)晶的組織,而當(dāng)均熱溫度高于900℃時(shí),奧氏體的產(chǎn)生量增大,且難以發(fā)展對(duì)提高楊氏模量有利的具有{112}<110>晶向的鐵素體。
此外,均熱時(shí)間沒有特變的限制,但是優(yōu)選不低于30秒以形成奧氏體,與此同時(shí),由于時(shí)間過長(zhǎng)將使生產(chǎn)效率降低,因此優(yōu)選不超過300秒。
均熱后冷卻至500℃的冷卻速率為不低于5℃/秒均熱后的冷卻階段中,要求形成包含馬氏體的低溫轉(zhuǎn)變相以提高強(qiáng)度。因此,要求均熱后均冷卻至500℃的平均冷卻速率不低于5℃/秒。
在本發(fā)明中,首先熔融具有根據(jù)目標(biāo)強(qiáng)度水平的化學(xué)組成的鋼。熔融方法可以適當(dāng)采用普通的轉(zhuǎn)爐工藝、電爐工藝等等。將熔融的鋼澆鑄成鋼坯,然后直接進(jìn)行熱軋或冷卻和加熱后再進(jìn)行熱軋。在熱軋中的上述精軋條件下精軋后,在上述卷取溫度下卷取鋼板然后進(jìn)行普通酸洗和冷軋。對(duì)于退火,其是在上述條件下升溫,并在均熱后冷卻,可在獲得目標(biāo)低溫轉(zhuǎn)變相的范圍內(nèi)提高冷卻速率。其后,對(duì)該冷軋鋼板進(jìn)行過度時(shí)效處理,或在制造鍍鋅鋼板的情況下將其通過熱浸鋅,或進(jìn)一步在制造合金化鍍鋅鋼板的情況下,可進(jìn)一步再加熱至高于500℃以進(jìn)行合金化處理。
實(shí)施例對(duì)本發(fā)明給出如下實(shí)施例進(jìn)行描述但不作為本發(fā)明的限制。
首先,將具有如表1所示化學(xué)組成的鋼A在實(shí)驗(yàn)室的真空熔融爐中熔融,然后冷卻至室溫從而制得鋼錠(鋼原料)表1
(注)Ti*=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×SSC=C-(12/47.9)×Ti*然后,在實(shí)驗(yàn)室中順序進(jìn)行熱軋、酸洗、冷軋和退火。其基本制造條件如下將鋼錠在1250℃下加熱1小時(shí)后,在950℃以下壓下率為40%的條件下進(jìn)行熱軋且終軋溫度為860℃(對(duì)應(yīng)于精軋的最終溫度)以獲得4.0mm厚度的熱軋板。然后按如下方式模擬卷取條件(對(duì)應(yīng)于600℃的卷取溫度)在熱軋鋼板達(dá)到600℃后,在600℃的爐內(nèi)保持1小時(shí),然后在該爐內(nèi)冷卻。對(duì)由此而得的熱軋鋼板酸洗,然后在壓下率為60%的條件下冷軋至1.6mm的厚度。然后,將冷軋鋼板的溫度以平均10℃/秒的升溫速率升至500℃,然后進(jìn)一步以平均5℃/秒的升溫速率由500℃升至820℃的均熱溫度。接著,在820℃下均熱180秒,其后以平均冷卻速率10℃/秒冷卻至500℃,進(jìn)一步在500℃溫度下保持80秒,然后將該鋼板于空氣中冷卻。
在本實(shí)驗(yàn)中,在以上述制造條件作為基本條件下,進(jìn)一步對(duì)下述條件進(jìn)行個(gè)別改變。即,除了以下個(gè)別條件的改變外,其余均在基本條件下進(jìn)行本實(shí)驗(yàn)950℃以下的總壓下率改為20~60%,熱精軋的最終溫改為800~920℃,卷取溫度改為500~670℃,冷軋的壓下率為40~75%,以及在退火過程中從500℃升溫至均熱溫度(820℃)的平均升溫速率為0.5~35℃/秒。
從退火后的樣品中以垂直于軋制方向作為縱向切取10mm×120mm的試樣,通過機(jī)械拋光和化學(xué)拋光以去除應(yīng)變將該試樣精整至0.8mm厚度,然后采用橫向振動(dòng)型內(nèi)摩擦測(cè)定裝置測(cè)定該樣品的共振頻率以計(jì)算楊氏模量。對(duì)于進(jìn)行0.5%硬化冷軋后的板,則以垂直于軋制方向的方向切取JIS No.5的拉伸試驗(yàn)樣本,然后進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。此外,經(jīng)過硝酸乙醇浸蝕液(Nital)腐蝕后,通過掃描電子顯微鏡(SEM)觀察截面組織從而判斷組織的類型,且拍攝3張30μm×30μm視野區(qū)域的照片,然后通過影像處理來測(cè)定鐵素體相和馬氏體相的面積比,從而確定各相的平均值作為各相的面積比(分率)。
結(jié)果,在根據(jù)本發(fā)明制造方法的實(shí)驗(yàn)中,在基本條件下的機(jī)械性能的值是,楊氏模量E242GPa,TS780MPa,E123%,鐵素體相分率67%,馬氏體相分率28%,這清楚的表明該薄鋼板具有優(yōu)良的強(qiáng)度-延展性平衡以及高楊氏模量。
此外,該組織除了鐵素體相和馬氏體相外,其余為貝氏體相、殘余奧氏體相、珠光體相以及滲碳體相中的任一種。
然后,基于以上試驗(yàn)結(jié)果參考附圖對(duì)制造條件和楊氏模量之間的關(guān)系進(jìn)行描述。即使在任意實(shí)驗(yàn)條件下,抗拉強(qiáng)度均為730~820MPa,且鐵素體相的分率為55~80%,馬氏體相的分率為17~38%,且其余組織為貝氏體相、殘余奧氏體相、珠光體相以及滲碳體相中的任一種。
圖1所示為950℃以下總壓下率分別對(duì)楊氏模量的影響。當(dāng)總壓下率是處于本發(fā)明可接受范圍的不低于30%時(shí),楊氏模量則為不低于230GPa的優(yōu)良值。
圖2所示為熱精軋的最終溫度對(duì)楊氏模量的影響。當(dāng)最終溫度為處于本發(fā)明可接受范圍的不高于900℃時(shí),楊氏模量則為不低于230GPa的優(yōu)良值。
圖3所示為卷取溫度對(duì)楊氏模量的影響。當(dāng)卷取溫度為處于本發(fā)明可接受范圍的不高于650℃時(shí),楊氏模量為不低于230GPa的優(yōu)良值。
圖4所示為冷軋的壓下率對(duì)楊氏模量的影響。當(dāng)壓下率為處于本發(fā)明可接受范圍的不低于50%時(shí),楊氏模量為不低于230GPa的優(yōu)良值。
圖5所示為退火過程中從500℃升溫至820℃均熱溫度的平均升溫速率對(duì)楊氏模量的影響。當(dāng)升溫速率為處于本發(fā)明可接受范圍的1~30℃/秒時(shí),楊氏模量為不低于230GPa的優(yōu)良值。
此外,將具有表2所示化學(xué)組成的鋼B-Z以及AA-AI在實(shí)驗(yàn)室真空熔融爐中熔融然后冷卻至室溫,用于制造鋼錠(鋼原料)。其后,在表3所示的條件下分別順序進(jìn)行熱軋、酸洗、冷軋和退火。將鋼錠在1250℃下加熱1小時(shí)后,在不同的軋制溫度下熱軋以獲得4.0mm厚度的熱軋板。然后,在處于卷取溫度的熔爐內(nèi)保持1小時(shí),隨后在爐內(nèi)冷卻,從而模擬目標(biāo)卷取溫度后的卷取條件。以不同的壓下率將熱軋鋼板酸洗、冷軋至0.8~1.6mm的厚度,然后以10℃/秒的平均升溫速率升溫至500℃并進(jìn)一步以表3所示的平均升溫速率升溫至目標(biāo)均熱溫度。在均熱溫度下均熱180秒后,以表3所示不同的平均冷卻速率進(jìn)行冷卻,且鋼板在500℃下保持80秒然后于空氣中冷卻至室溫。
表4示出了通過上述試驗(yàn)獲得的特性。此時(shí),該組織除了鐵素體相和馬氏體相外,其余的為貝氏體相、殘余奧氏體相、珠光體相以及滲碳體相中的任一種。
表2
注Ti*=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×SSC=C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V
表3
表4
在鋼D中,C含量低至0.01%,且馬氏體的分率為0%,且TS比本發(fā)明可接受的范圍更小。在鋼E中,未固定為碳化物(SC)的C含量高達(dá)0.08%且鐵素體相的分率低至30%,且楊氏模量比本發(fā)明可接受的范圍更小。在鋼F中,SC高達(dá)0.06%,且楊氏模量比本發(fā)明可接受的范圍更小。在鋼K中,Mn含量高達(dá)3.6%,且楊氏模量比本發(fā)明可接受的范圍更小。在鋼AD中,C含量高達(dá)0.16%且SC高達(dá)0.14%,而鐵素體相的分率低至25%,且楊氏模量比本發(fā)明可接受的范圍更小。在鋼AF種,Mn含量低至0.9%,且TS和楊氏模量比本發(fā)明可接受的范圍更小。在鋼AI中,Ti的含量低至0.01%且Ti*的含量低至0.00%,且楊氏模量比本發(fā)明可接受的范圍更小。
至于其他鋼種,所有的條款均在本發(fā)明可接受的范圍內(nèi),且TS和楊氏模量也滿足本發(fā)明可接受的范圍。
產(chǎn)業(yè)適用性根據(jù)本發(fā)明可提供抗拉強(qiáng)度不小于590MPa,且楊氏模量不小于230GPa的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板。
權(quán)利要求
1.高剛度高強(qiáng)度薄鋼板,其以質(zhì)量%計(jì)包括C0.02~0.15%,Si不超過1.5%,Mn1.0~3.5%,P不超過0.05%,S不超過0.01%,Al不超過1.5%,N不超過0.01%,以及Ti0.02~0.50%,條件是C、N、S和Ti的含量滿足下式(1)和(2)的關(guān)系Ti*=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 (1)0.01≤C-(12/47.9)×Ti*≤0.05 (2)其余基本上為鐵和不可避免的雜質(zhì),且該鋼板的組織包含作為主相的鐵素體相并具有面積比不小于1%的馬氏體相,而且具有不低于590MPa的抗拉強(qiáng)度和不低于230GPa的楊氏模量。
2.如權(quán)利要求1所述的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板,除了上述組成外,其以質(zhì)量%計(jì)進(jìn)一步包含Nb0.005~0.04%以及V0.01~0.20%中的一種或兩種,并滿足上述式(1)與下式(3)代替式(2)的關(guān)系0.01≤C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05 (3)。
3.如權(quán)利要求1或2所述的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板,除了上述組成外,其以質(zhì)量%計(jì)進(jìn)一步包含Cr0.1~1.0%,Ni0.1~1.0%,Mo0.1~1.0%,Cu0.1~2.0%以及B0.0005~0.0030%中的一種或多種。
4.制造高剛度高強(qiáng)度薄鋼板的方法,其包括,在950℃以下的總壓下率不低于30%的條件下,將鋼的起始物料進(jìn)行熱軋步驟,并在800~900℃結(jié)束精軋,在650℃以下卷取該熱軋鋼板,酸洗,以不低于50%的壓下率進(jìn)行冷軋,由500℃以1~30℃/秒的升溫速率升溫至780~900℃進(jìn)行均熱,然后以不低于5℃/秒的冷卻速率冷卻至500℃進(jìn)行退火,所述鋼的起始物料以質(zhì)量%計(jì)包含C0.02~0.15%,Si不超過1.5%,Mn1.0~3.5%,P不超過0.05%,S不超過0.01%,Al不超過1.5%,N不超過0.01%,以及Ti0.02~0.50%,條件是C、N、S和Ti的含量滿足下式(1)和(2)的關(guān)系Ti*=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S≥0.01 (1)0.01≤C-(12/47.9)×Ti*≤0.05 (2)。
5.如權(quán)利要求4所述的制造高鋼性高強(qiáng)度薄鋼板的方法,其中鋼的起始物料除上述組成外,以質(zhì)量%計(jì)進(jìn)一步包含Nb0.005%~0.04%和V0.01~0.20%中的一種或兩種,并滿足上述式(1)和代替式(2)的下式(3)的關(guān)系0.01≤C-(12/47.9)×Ti*-(12/92.9)×Nb-(12/50.9)×V≤0.05 (3)。
6.如權(quán)利要求4或5所述的制造高鋼性高強(qiáng)度薄鋼板的方法,其中鋼的起始物料除上述組成外,以質(zhì)量%計(jì)進(jìn)一步包含Cr0.1~1.0%,Ni0.1~1.0%,Mo0.1~1.0%,Cu0.1~2.0%以及B0.0005~0.0030%中的一種或多種。
全文摘要
本發(fā)明提供抗拉強(qiáng)度不小于590MPa,且楊氏模量不小于230GPa的高剛度高強(qiáng)度薄鋼板,其以質(zhì)量%計(jì)包含C0.02~0.15%,Si不超過1.5%,Mn1.0~3.5%,P不超過0.05%,S不超過0.01%,Al不超過1.5%,N不超過0.01%,Ti0.02~0.50%,條件是C、N、S和Ti的含量滿足下述關(guān)系Ti
文檔編號(hào)C22C38/58GK1914345SQ200580003779
公開日2007年2月14日 申請(qǐng)日期2005年3月31日 優(yōu)先權(quán)日2004年3月31日
發(fā)明者木津太郎, 奧田金晴, 占部俊明, 吉田裕美, 細(xì)谷佳弘 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社