高速變形下均一韌性及局部韌性優異的熱軋鋼板、冷軋鋼板以及鍍覆鋼板的制作方法

專利名稱：高速變形下均一韌性及局部韌性優異的熱軋鋼板、冷軋鋼板以及鍍覆鋼板的制作方法
技術領域：
本發明涉及高速變形下均一韌性及局部韌性優異的熱軋鋼板、冷軋鋼板及鍍覆鋼板。
背景技術：
近年來，從地球環境保護的觀點出發，作為減少源自汽車的CO2的排出量的一環，要求汽車的車身輕量化。由于不允許由輕量化導致車身所要求的強度降低，因此汽車用鋼板的高強度化正在推展。另一方面，對于確保汽車的碰撞安全性的社會需求也在逐漸提高。因此，汽車用鋼板所要求的特性不僅期望高強度，而且期望在行駛中萬一碰撞的情況下耐沖擊性優異即高應變速度下發生變形時也具有高變形阻力，正在研究開發滿足這些需求的鋼板。關于由軟鋼制造的鋼板，公知鋼板的動態應力與靜態應力的差(以下，在本發明中也稱為“靜動差”)大，且隨著鋼板強度的上升而減少。作為具有高強度且靜動差大的多相組織鋼板，可例示出低合金TRIP鋼板。作為那樣的鋼板的具體例子，在專利文獻I中公開了動態變形特性優異的加工誘發相變型高強度鋼板(TRIP鋼板)，其特征在于，其為對具有如下性質的鋼板以塑性應變量T遵循下述式(A)的方式施加由表面光軋和拉伸矯直的一者或兩者產生的預變形之后的鋼板，該性質為:以質量％計含有0.04 0.15%的C、合計含有0.3 3.0%的Si和Al中的一者或兩者，余量由Fe和不可避的雜質構成；具有由主相(體積率最大的組織或相)的鐵素體及含有3體積％以上的奧氏 體的第二相(主相以外的組織或相)構成的復合組織；具有通過相當應變而施加10%變形時的奧氏體相的體積率V (10)與奧氏體相的初期體積率V (O)之比V(IO)/V(O)為0.3以上，施加由(A)式確定的預變形之后，以5X10_4 SXIOU)的應變速度變形時的準靜態變形強度σ s與以5Χ IO2 5X ΙΟ、—1)的應變速度變形時的動態變形強度od之差(od-os)為60MPa以上。以下，將具備復合組織的鋼板統稱為“多相鋼板”。0.5[ { (V(10)/V(O))/C}-3]+15 彡 T 彡 0.5[ { (V(10)/V(O))/C} _3]...(A)。另一方面，作為第二相以馬氏體為主體的多相鋼板的一個例子，在專利文獻2中公開了由微細的鐵素體晶粒形成，晶體粒徑為1.2 μ m以下的納米晶粒的平均粒徑ds與晶體粒徑超過1.2 μ m的微米晶粒的平均晶體粒徑dL滿足dL/ds ^ 3，強度與韌性平衡優異且靜動差為170MPa以上的高強度鋼板。在該文獻中，靜動差定義為以應變速度0.ΟΙ/s得到的靜態應變應力與以應變速度1000/s實施拉伸試驗得到的動態應變應力之差。然而，對于應變速度超過0.ΟΙ/s且低于1000/s的中間應變速度范圍的變形應力，專利文獻2沒有公開任何內容。專利文獻3中公開了由平均粒徑為3 μ m以下的馬氏體及平均粒徑為5 μ m以下的鐵素體的兩相組織形成、靜動比高的鋼板。在該文獻中，靜動比定義為以應變速度103/s得到的動態屈服應力相對于以應變速度10_3/s得到的靜態屈服應力之比。然而，對于應變速度超過0.01/s且低于1000/s的應變速度范圍內的靜動差，專利文獻3沒有公開任何內容。并且，專利文獻3中公開了的鋼板的靜態屈服應力低至31.9kgf/mm2 34.7kgf/mm2。在專利文獻4中公開了含有75%以上平均粒徑為3.5 μ m以下的鐵素體相、剩余部分由回火馬氏體構成的沖擊吸收特性優異的冷軋鋼板。該冷軋鋼板的沖擊吸收特性用以2000/s的應變速度進行拉伸試驗時的吸收能量來進行評價。然而，對于低于2000/s的應變速度范圍下的沖擊吸收能量，專利文獻4沒有公開任何內容。現有技術文獻專利文獻專利文獻1:日本專利第3958842號公報

專利文獻2:日本特開2006-161077號公報專利文獻3:日本特開2004-84074號公報專利文獻4:日本特開2004-277858號公報

發明內容
發明要解決的問題上述那樣的現有技術中所述的鋼板存在下述那樣的問題。以往對于作為汽車用碰撞部件使用的鋼板，為了提高沖擊吸收能量，考慮提高動態強度。然而，為了確保碰撞時的安全性，不僅要求提高動態強度，還要求提高高速變形時的均一韌性及局部韌性。由以鐵素體相作為主相、第二相為馬氏體相的復合組織形成的高強度鋼板(DP鋼板)難以兼具成形性及沖擊吸收特性。并且，難以確保局部韌性。所以，本發明涉及多相鋼板，目的在于提供高速變形下均一韌性及局部韌性優異的熱軋鋼板、冷軋鋼板和鍍覆鋼板以及這些鋼板的制造方法。用于解決問題的方案本發明人等對于提高多相鋼板在高速變形下的均一韌性和局部韌性的方法進行了各種研究。結果得到以下的見解。(I)通過微細化晶粒而使高速變形下的韌性上升。(2)另一方面，晶粒的微細化損害均一韌性。(3)均一韌性的降低通過分散比鐵素體硬質的馬氏體、貝氏體或奧氏體來補償。(4)為了提高均一韌性，需要分散盡可能硬質的第二相，理想的是，C固溶量高的硬質馬氏體。(5)然而，第二相為硬質馬氏體時，局部韌性受損。(6)另一方面，使第二相的硬度產生分布時，局部韌性提高。(7)為了兼具上述的⑷及(6)，通過在鋼板的表層部使第一相的鐵素體與第二相的納米硬度之差大且其分布小，在板厚中央部使該納米硬度之差小且其分布大，從而可提供兼備高速變形下均一韌性及局部韌性的熱軋鋼板。(8)進而，由該熱軋鋼板制造的冷軋鋼板由于板厚中央部的納米硬度繼承熱軋鋼板的納米硬度并且第二相的形態為棒狀或板條狀，因此提高了高速變形下的均一韌性和局部韌性。基于這些見解可知，通過實現晶粒的細化并且控制鐵素體相和第二相在鋼板表層部及板厚中央部中的硬度，從而可得到高速變形下的均一韌性及局部韌性提升的鋼板。基于上述見解而提供的本發明的一個方式為一種高速變形下均一韌性及局部韌性優異的熱軋鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的熱軋鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體構成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I種的第二相，在該鋼板的表面及距該表面100 μ m深的位置之間的區域即表層部中，第二相的平均粒徑為2.Ομπι以下，且主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為6.0GPa以上且10.0GPa以下，上述第二相的納米硬度的標準偏差與上述鐵素體的納米硬度的標準偏差之差(Δ σηΗ)為1.5GPa以下,在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區域即中央部中，上述納米硬度的平均值之差(AnHav)為3.5GPa以上且6.0GPa以下，上述納米硬度的標準偏差之差(Δ σ nH)為
1.5GPa 以上。作為另一個方式，本發明提供一種高速變形下均一韌性及局部韌性優異的冷軋鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的冷軋鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體形成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體的至少I種的第二相，在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區域即中央部中，第二相滿足平均粒徑為2.0μπι以下并且長徑比(長徑/短徑)>2，主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為3.5GPa以上且6.0GPa以下，上述第二相的納米硬度的標準偏差與上述鐵素體的納米硬度的標準偏差之差(Δ σηΗ)為1.5GPa以上。作為另外又一個方式，本發明提供一種高速變形下均一韌性及局部韌性優異的鍍覆鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的鍍覆鋼板，該金相組織具備由平均粒徑
3.Ομ 以下的鐵素體構成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I種的第二相，在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區域即中央部中，第二相滿足平均粒徑為2.0 μ m以下并且長徑比(長徑/短徑)>2，主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為3.5GPa以上且6.0GPa以下，上述第二相的納米硬度的標準偏差與上述鐵素體的納米硬度的標準偏差之差(△ σηΗ)為1.5GPa以上。上述的熱軋鋼板、冷軋鋼板或鍍覆鋼板以質量％計含有C:0.1%以上且0.2%以下、S1:0.1%以上且0.6%以下、Mn:1.0%以上且3.0%以下、Al:0.02%以上且1.0%以下、Cr:0.1%以上且0.7%以下、及N:0.002%以上且0.015%以下，還可任選含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上。作為另外又一個方式，本發明提供一種高速變形下均一韌性及局部韌性優異的熱軋鋼板的制造方 法，其特征在于，該方法將在850°C以上的溫度下對鋼原材料進行截面減少率30%以上的熱鍛而得到的板坯再加熱至1200°C以上，然后進行熱連軋從而制造熱軋鋼板，該鋼原材料以質量％計含有C:0.1%以上且0.2%以下、S1:0.1%以上且0.6%以下、Mn:1.0%以上且3.0%以下、Al:0.02%以上且1.0%以下、Cr:0.1%以上且0.7%以下、及N:0.002%以上且0.015%以下，還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上，余量由Fe和雜質構成，上述熱連軋具備:粗軋步驟，軋制上述再加熱后的板坯，得到平均奧氏體粒徑為50μπι以下的鋼板；精軋步驟，將最終軋道設為[Ae3-50(°C )]以上且[Ae3+50(°C )]以下的溫度范圍且壓下率為17%以上，對由上述粗軋步驟得到的鋼板進行軋制；及冷卻步驟:在上述精軋步驟結束后0.4秒鐘以內，以600°C /秒以上的冷卻速度將由上述精軋步驟得到的鋼板冷卻至7000C以下，將該冷卻后的鋼板在600°C以上且700°C以下的溫度范圍內保持0.4秒鐘以上，以120°C /秒以下的冷卻速度將該保持后的鋼板冷卻至400°C以下。本發明還提供一種冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，其將由上述的熱軋鋼板的制造方法制造的熱軋鋼板作為母材，對該母材實施冷軋及連續退火，從而得到冷軋鋼板，冷軋中，將壓下率設為50%以上且90%以下，連續退火中，將冷軋后的鋼板加熱，而后在750°C以上且850°C以下的溫度范圍內保持10秒鐘以上且150秒鐘以下，接著冷卻至450°C以下的溫度范圍。本發明還提供一種鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，其對由上述的冷軋鋼板的制造方法制造的冷軋鋼板實施鍍鋅處理，然后在不超過550°C的溫度范圍下實施合金化處理。

發明的效果根據本發明，可穩定地提供高速變形時的均一韌性及局部韌性得到提升的多相熱軋鋼板、冷軋鋼板及鍍覆鋼板，若應用于汽車用部件等，則可期待進一步改善這些制品的碰撞安全性等，為工業上帶來極其有效的效果。
具體實施例方式本發明的要點為以下的5點。(i)通過微細化晶粒來提高強度、均一韌性、局部韌性。(ii)使第二相的特性產生分布，從而兼具高速變形下的均一韌性和局部韌性。(iii)在表層部中，使硬質的第二相微細分散，提高加工硬化率。(iv)在板厚中央部中，使稍軟質的第二相的硬度產生分布，提高局部韌性。(V)在冷軋鋼板中，使第二相的長徑比較大。需要說明的是，第二相的特性通過納米壓痕法得到的納米硬度來評價。具體而言，使用Berkovich型壓頭，采用以壓入載荷500 μ N得到的納米硬度。以下，對本發明進行詳細地說明。需要說明的是，在本說明書中，表示鋼的化學組成中元素的含量的“％”只要沒有特別規定就意味著“質量％”。1.金相組織本發明的鋼板具有如下的金相組織，該金相組織具備由平均粒徑3.Ομπι以下的鐵素體構成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I種的第二相。由于存在第二相，因此作為主相的鐵素體占組織整體的比例優選為80%以下。鐵素體粒徑超過3.0 μ m時，局部韌性降低。因此，鐵素體的平均粒徑設為3.0 μ m以下。下限沒有規定，但通過后述的本發明的制造方法制造時通常設為0.5μπ 以上。
另外，由于僅有鐵素體相難以確保強度、韌性，因此第二相包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I種。(I)熱軋鋼板中的表層部的組織本發明的熱軋鋼板在其表層部(從鋼板的表面至100 μ m深的區域)具備如下的特征。第二相的平均粒徑為2.Ομπι以下，且主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為6.0GPa以上且10.0GPa以下，上述第二相的納米硬度的標準偏差與上述鐵素體的納米硬度的標準偏差之差(Δ σηΗ)為1.5GPa以下。施加彎曲變形等時，施加給表層部的變形應變多于板厚中央部，因此需要賦予表層部以特有的組織。通過在表層部使比鐵素體母相硬質的第二相(馬氏體、貝氏體和/或奧氏體)微細分散，從而提高加工硬化率、提高均一韌性。在表層部中，AnHav低于6.0GPa時，加工硬化率不足。另一方面，AnHav超過
10.0GPa時，鐵素體與第二相的界面處容易產生裂紋。另外，第二相的平均粒徑超過2.0ym時，鐵素體與第二相的界面處也容易產生裂紋。進而，為了確保加工硬化率及均一韌性，需要使盡可能均質的第二相分散。具體而言，納米硬度的標準偏差之差(Λ σ nH)超過1.5GPa時，均一韌性受損。需要說明的是，關于將本發明的熱軋鋼板進一步冷軋而得到的冷軋鋼板，對于表層部的組織不需要特別地規定。其理由如下。即，由于多數情況下對冷軋鋼板實施酸洗、鍍覆等表面處理而后使用，而表面處理使特性發生變化。(2)本發明鋼板的中央部的組織本發明的熱軋鋼板、冷軋鋼板及鍍覆鋼板(以下統稱為“本發明鋼板”)在其板厚l/4t l/2t的區域即從距鋼板的表面(為鍍覆鋼板的情況下是作為基材的鋼板，以下相同)為板厚的1/4厚度的深度位置至板厚中心部分為止的區域(以下稱為“中央部”)中，AnHav 為 3.5GPa 以上且 6.0GPa 以下，Λ σ nH 為 L 5GPa 以上。若使板厚整體形成如上述的表層部那樣的組織，則局部韌性降低。因此，本發明鋼板具備中央部與表層部具有不同的組織的多層組織或者組織的特性從表層部至中央部連續地變化的傾斜組織。為了提高局部韌性，需要分散比較軟質的第二相。即，AnHav超過6.0GPa時，局部韌性降低。而AnHav低于3.5GPa時，強度也降低。此外，第二相的硬度具有波動時，對提高局部韌性是有效的。即，Δ σηΗ低于1.5GPa時，不能確保發生收縮后的韌性。(3)冷軋鋼板及鍍覆鋼板的中央部中的第二相的粒徑及長徑比冷軋鋼板及對冷軋鋼板實施鍍覆加工的鍍覆鋼板中，中央部中的第二相的平均粒徑設為2.Ομπι以下。超過2.Ομπι時，鐵素體與第二相的界面處容易產生裂紋。因此，第二相的平均粒徑設為2.Ομπι以下。第二相的平均粒徑的下限沒有規定。由本發明的制造方法制造時，通常設為0.5 μ m以上。另外，將中央部中的第二相的形態從等軸形態變為棒狀或板條狀，從而提高局部韌性。第二相的長 徑比(長徑/短徑)為2以下時，局部韌性不足。因此，第二相的長徑比設為超過2。(4)鋼的化學組成以下，對本發明鋼板的優選化學組成進行說明。C:0.1% 以上且 0.2% 以下為了調整鐵素體、貝氏體、馬氏體、奧氏體的含量并確保靜態強度及靜動差，優選設置C含量的上下限。即，C含量低于0.1%時，由于鐵素體的固溶強化不充分并且貝氏體、馬氏體及奧氏體均得不到，因而得不到規定強度的可能性增高。另一方面，C含量超過0.2%時，擔心高硬質相過量地生成，使靜動差降低的可能性增高。因此，C含量的范圍優選設為0.1% 0.2%。Si:0.1% 以上且 0.6% 以下Si具有通過固溶強化使鋼的強度上升且使韌性上升的效果以及抑制碳化物的生成而使靜動差上升的效果。因此，優選含有0.1%以上的Si。然而，即使含有超過0.6%，其效果也已飽和，相反地擔心使鋼脆化的可能性增高。因此，Si含量的范圍優選設為0.1 0.6%。Mn: 1.0% 以上且 3.0% 以下Mn控制相變行為、控制熱軋及熱軋后的冷卻過程中生成的轉變相的量、硬度，因此優選對Mn含量設置上下限。S卩,Mn含量低于1.0%時,擔心貝氏體鐵素體相、馬氏體相的生成量少，不能得到期望的強度及靜動差的可能性增高。添加超過3.0%時，擔心馬氏體相的量過剩，反而使動態強度降低的可能性增高。因此，Mn含量的范圍設為1.0 3.0%。進一步優選為1.5 2.5%ο Al:0.02% 以上且 1.0% 以下Al具有脫氧作用。另外，還具有控制在熱軋及熱軋后的冷卻過程中生成的轉變相的量、硬度使鋼的強度和韌性上升的作用。因此，優選含有0.02%以上的Al。然而，即使含有超過1.0%的Al，其效果也已飽和，相反擔心使鋼脆化的可能性增高。因此，Al含量的范圍優選設為0.02 1.0%。Cr:0.1% 以上且 0.7% 以下Cr控制熱軋及熱軋后的冷卻過程中生成的轉變相的量、硬度。因此，優選對Cr含量設置上下限。Cr具有確保貝氏體量的有效作用。并且，抑制貝氏體中的碳化物的析出。另外，Cr自身具有固溶強化作用。Cr含量低于0.1%時，擔心得不到期望的強度的可能性增高。另一方面，即使添加超過0.7%，上述效果也已飽和，相反擔心抑制鐵素體相變的可能性增高。因此，Cr含量的范圍優選設為0.1 0.7%。N:0.002% 以上且 0.015% 以下N是為了與T1、Nb生成氮化物、抑制晶粒的粗大化而添加的。N的含量低于0.002%時，擔心板坯加熱時產生晶粒的粗大化且熱軋后的組織也粗大化的可能性增高。另一方面，N的含量超過0.015%時，由于生成粗大的氮化物，因此擔心對韌性造成不良影響的可能性增高。因此，N含量的范圍優選設為0.002% 0.015%。優選含有T1、Nb及V中的I種或2種以上。Ti:0.002% 以上且 0.02% 以下
添加Ti時生成氮化物。TiN對于防止晶粒的粗大化有效。Ti的含量低于0.002%時，不能得到該效果。另一方面，添加超過0.02%時，擔心粗大的氮化物生成而使韌性降低且抑制鐵素體相變的可能性增高。因此，添加Ti時的添加量優選設為0.002 0.02%。Nb:0.002% 以上且 0.02% 以下添加Nb時也生成氮化物。Nb氮化物與Ti氮化物同樣地對于防止晶粒的粗大化有效。此外，形成Nb碳化物，有助于防止鐵素體相的晶粒的粗大化。然而，低于0.002%時，不能得到該效果。添加超過0.02%時，擔心抑制鐵素體相變的可能性增高。因此，添加Nb時的添加量優選設為0.002 0.02%。V:0.01% 以上且 0.1% 以下V的碳氮化物對于防止低溫奧氏體區域內奧氏體相的晶粒的粗大化有效。此外，V的碳氮化物有助于防止鐵素體相的晶粒的粗大化。因此，根據需要來添加。然而，0.01%以下時，不能得到該效果。另一方面，添加超過0.1%時，擔心析出物增加、靜動差降低的可能性增高。因此，添加V時的添加量優選設為0.01 0.1%。(5)制造方法(5-1)熱軋鋼板的制造方法以下說明用于制造具有上述金相組織的熱軋鋼板的制造方法的一個優選例子。需要說明的是，以下示出的制造方法是例示，也可由其它的制造方法制造具有同樣組織的熱車L鋼板。首先，將通過連續鑄造制造的具有前述化學組成的板坯以850°C以上的溫度進行截面熱鍛。設為低于850°C時，板坯的軟化作用降低，因此在850°C以上鍛造。只要可以鍛造上限溫度就沒有限制，但優 選1100°C以下。截面減少率沒有限制，但為了使粗軋后的平均奧氏體粒徑較小，優選設為30%以上。熱鍛后的板坯被自然冷卻或強制冷卻，通常冷卻至700°C以下。在熱軋時，為了使該板坯充分軟化，再加熱至1200°C以上。將板坯溫度設為1200°C以上時，組織變為奧氏體。此時，奧氏體晶粒生長，通過其后的熱軋來減小粒徑。熱軋如下那樣進行。首先，通過實施粗軋，將平均奧氏體粒徑設為50 μ m以下。進而，通過精軋進一步使奧氏體晶粒細化。其中，將精軋的最終軋道設為[Ae3-50(°C)]以上且[Ae3+50(°C)]以下的溫度范圍內且壓下率17%以上，從而實施精軋。軋制率低于17%時，不滿足規定的粒徑及第二相的納米硬度。其中，“Ae3”意味著鋼開始從奧氏體相變為鐵素體的熱平衡溫度。通過將精軋的最終軋道設在Ae3點附近且以高壓下率壓下，從而可實現作為最終制品的熱軋鋼板的粒徑的微細化。需要說明的是，Ae3點為使用熱力學計算軟件即Thermo-Calc (Thermo-CalcSotware AB Company制造)而計算的、準平衡狀態的Ae3計算值。表I中一并示出各鋼種的Ae3點。然后，為了抑制奧氏體的再結晶，在軋制后0.4秒鐘以內開始冷卻。此時，冷卻以600°C /秒以上的冷卻速度冷卻至700°C以下。通過進行這樣的快速冷卻，可抑制奧氏體的再結晶且得到鐵素體的平均晶體粒徑為3.0 μ m以下的細粒組織。然后，為了由奧氏體生成鐵素體，因此在600°C以上且700°C以下的溫度范圍下保持鐵素體相變需要的時間即0.4秒鐘以上。然后以低于100°C /秒的冷卻速度冷卻至400°C以下，使未發生鐵素體相變的剩余部分保持為奧氏體或使其轉變為馬氏體和/或貝氏體。通過經歷上述那樣的制造過程，可得到具有下述金相組織方面的特征的熱軋鋼板。A)在表層部中，具有下面的特征:.第二相的平均粒徑為2.0 μ m以下；.主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為 6.0GPa 以上且 10.0GPa 以下；及.上述的第二相的納米硬度的標準偏差與上述的鐵素體的納米硬度的標準偏差之差(Λ σ nH)為 1.5GPa 以下。B)在中央部中，具有下面的特征:.上述的納米硬度的平均值之差(AnHav)為3.5GPa以上且6.0GPa以下；及.上述的納米硬度的標準偏差之差(Δ σ nH)為1.5GPa以上。(5-2)冷軋鋼板的制造方法將上述的熱軋鋼板作為母材，實施下面說明的冷軋及連續退火，從而得到冷軋鋼板。將冷軋中的壓下率設為50%以上且90%以下。通過將冷軋中的壓下率設為50%以上，從而容易在鋼板內累積足夠的加工應變。壓下率的上限從制造設備和/或制造效率的觀點出發來設定。在連續退火中，將冷軋后的鋼板加熱，而后在750 850°C的溫度范圍內保持10秒鐘以上且150秒鐘以下，接著冷卻至450°C以下的溫度范圍。在750 850°C的溫度范圍內保持10秒鐘以上且150秒鐘以下使其再結晶時，通過上述的冷軋而累積的加工應變阻礙晶體的生長，因此可得到粒徑微細的鋼組織。通過對如上制造的熱軋鋼板實施以上那樣的冷軋及連續退火，可得到具有以下金相組織方面的特征的冷軋鋼板。在中央部中，具有下面的特征: 包含滿足平均粒徑2.Ομπι以下且長徑比(長徑/短徑)>2的第二相；.主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為 3.5GPa 以上且 6.0GPa 以下；及.上述的納米硬度的標準偏差之差(Δ σ nH)為1.5GPa以上。(5-3)鍍覆鋼板的制造方法通過對上述冷軋鋼板進一步實施鍍鋅處理，從而可得到鍍覆鋼板。進行鍍鋅處理時，優選的是，實施鍍覆處理之后，在不超過550°C的溫度范圍下實施合金化處理。實施熔融鍍鋅、合金化處理時，從生產率的觀點出發，優選使用連續熔融鍍鋅設備以一個工序的方式進行連續退火及熔融鍍鋅等。另外，在鍍覆后實施適當的化學轉化處理(例如，硅酸鹽系的無鉻化學轉化處理液的涂布及干燥)，可進一步提高耐腐蝕性。盡管對上述那樣制造的冷軋鋼板實施以上那樣的鍍覆處理，所得到的鍍覆鋼板仍原樣繼承冷軋鋼板的組織。因此，該金相組織為具有以下特征的組織，在中央部中，具有下面的特征 :
包含滿足平均粒徑2.Ομπι以下且長徑比(長徑/短徑)>2的第二相；.主相的鐵素體的納米硬度的平均值(nHaav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(AnHav)為 3.5GPa 以上且 6.0GPa 以下；及.上述的納米硬度的標準偏差之差(Δ σ nH)為1.5GPa以上。實施例(熱軋鋼板)使用由具有表I所示的化學成分的鋼種A、B、C、D、E形成的板坯(厚度35mm、寬度160 250mm、長度70 90mm)進行實驗。鋼種A C及E具有本發明規定的范圍內的化學組成，鋼D具有本發明以外的化學組成。[表I]
權利要求
1.一種高速變形下均一韌性及局部韌性優異的熱軋鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的熱軋鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體構成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I種的第二相， 在該鋼板的表面及距該表面100 μ m深的位置之間的區域即表層部中，第二相的平均粒徑為2.Ομπι以下，且主相的鐵素體的納米硬度的平均值即nHaav與第二相的納米硬度的平均值即nH2ndav之差即AnHav為6.0GPa以上且10.0GPa以下，所述第二相的納米硬度的標準偏差與所述鐵素體的納米硬度的標準偏差之差即Δ σ nH為1.5GPa以下， 在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區域即中央部中，所述納米硬度的平均值之差即AnHav為3.5GPa以上且6.0GPa以下，所述納米硬度的標準偏差之差即Λ σηΗ為1.5GPa以上。
2.一種高速變形下均一韌性及局部韌性優異的冷軋鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的冷軋鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體構成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I種的第二相， 在距該鋼板的表面為板厚1/4深的位置與板厚中央位置之間的區域即中央部中，第二相滿足平均粒徑為2.0 μ m以下并且長徑比即長徑/短徑>2，主相的鐵素體的納米硬度的平均值即nHaav與第二相的納米硬度的平均值即nH2ndav之差即AnHav為3.5GPa以上且6.0GPa以下，所述第二相的納米硬度的標準偏差與所述鐵素體的納米硬度的標準偏差之差即Λ σ nH為1.5GPa以上。
3.一種高速變形下均一韌性及局部韌性優異的鍍覆鋼板，其特征在于，其為具有如下金相組織的鍍覆鋼板，該金相組織具備由平均粒徑3.0 μ m以下的鐵素體構成的主相和包含馬氏體、貝氏體及奧氏體中的至少I種的第二相， 在距該鋼板的表面為板厚·1/4深的位置與板厚中央位置之間的區域即中央部中，第二相滿足平均粒徑為2.0 μ m以下且長徑比即長徑/短徑>2，主相的鐵素體的納米硬度的平均值即nHaav與第二相的納米硬度的平均值即nH2ndav之差即AnHavS 3.5GPa以上且6.0GPa以下，所述第二相的納米硬度的標準偏差與所述鐵素體的納米硬度的標準偏差之差即Λ σηΗ為1.5GPa以上。
4.根據權利要求1所述的熱軋鋼板，其中，以質量％計含有: C:0.1%以上且0.2%以下、 S1:0.1%以上且0.6%以下、 Mn:1.0%以上且3.0%以下、 Al:0.02%以上且1.0%以下、 Cr:0.1%以上且0.7%以下、及 N:0.002%以上且0.015%以下， 還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上。
5.根據權利要求2所述的冷軋鋼板，其中，以質量％計含有: C:0.1%以上且0.2%以下、 S1:0.1%以上且0.6%以下、 Mn:1.0%以上且3.0%以下、Al:0.02%以上且1.0%以下、 Cr:0.1%以上且0.7%以下、及 N:0.002%以上且0.015%以下， 還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:`0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上。
6.根據權利要求3所述的鍍覆鋼板，其中，以質量％計含有: C:0.1%以上且0.2%以下、 S1:0.1%以上且0.6%以下、 Mn:1.0%以上且3.0%以下、 Al:0.02%以上且1.0%以下、 Cr:0.1%以上且0.7%以下、及 N:0.002%以上且0.015%以下， 還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:`0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上。
7.一種高速變形下均一韌性及局部韌性優異的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，該方法將在850°C以上的溫度下對鋼原材料進行截面減少率30%以上的熱鍛而得到的板坯再加熱至1200°C以上，然后進行熱連軋從而制造熱軋鋼板， 該鋼原材料以質量％計含有: C:0.1%以上且0.2%以下、 S1:0.1%以上且0.6%以下、 Mn:1.0%以上且3.0%以下、 Al:0.02%以上且1.0%以下、 Cr:0.1%以上且0.7%以下、及 N:0.002%以上且0.015%以下， 還含有選自由T1:0.002%以上且0.02%以下、Nb:0.002%以上且0.02%以下、及V:`0.01%以上且0.1%以下組成的組中的I種或2種以上， 余量由Fe和雜質構成， 所述熱連軋具備: 粗軋步驟，軋制所述再加熱后的板坯，得到平均奧氏體粒徑為50μπι以下的鋼板； 精軋步驟，將最終軋道設為[Ae3-50°C ]以上且[Ae3+50°C ]以下的溫度范圍且壓下率為17%以上，對由所述粗軋步驟得到的鋼板進行軋制；及 冷卻步驟，在所述精軋步驟結束后0.4秒鐘以內，以600°C /秒以上的冷卻速度將由所述精軋步驟得到的鋼板冷卻至700°C以下，將該冷卻后的鋼板在600°C以上且700°C以下的溫度范圍內保持0.4秒鐘以上，以120°C /秒以下的冷卻速度將該保持后的鋼板冷卻至400°C以下。
8.一種冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，其將由權利要求7所述的熱軋鋼板的制造方法制造的熱軋鋼板作為母材，對該母材實施冷軋及連續退火，從而得到冷軋鋼板， 冷軋中，將壓下率設為50%以上且90%以下， 連續退火中，將冷軋后的鋼板加熱，而后在750°C以上且850°C以下的溫度范圍內保持10秒鐘以上且150秒鐘以下，接著冷卻至450°C以下的溫度范圍。
9.一種鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，其對由權利要求8所述的冷軋鋼板的制造方法制造的冷軋鋼板實施鍍 鋅處理，然后在不超過550°C的溫度范圍下實施合金化處理。
全文摘要
本發明涉及高速變形下均一韌性及局部韌性優異的熱軋鋼板，冷軋鋼板以及鍍覆鋼板。本發明的一個方式的多相熱軋鋼板具有如下金相組織，該金相組織具備由平均粒徑3.0μm以下的鐵素體構成的主相和包含馬氏體，貝氏體及奧氏體中的至少1種的第二相，在表層部中，第二相的平均粒徑為2.0μm以下，且主相的納米硬度的平均值(nHαav)與第二相的納米硬度的平均值(nH2ndav)之差(ΔnHav)為6.0～10.0GPa，第二相的納米硬度的標準偏差與主相的納米硬度的標準偏差之差(ΔσnH)為1.5GPa以下，在中央部中，納米硬度的平均值之差(ΔnHav)為3.5～6.0GPa，上述納米硬度的標準偏差之差(ΔσnH)為1.5GPa以上。
文檔編號C22C38/58GK103249853SQ20108007054
公開日2013年8月14日 申請日期2010年10月18日 優先權日2010年10月18日
發明者河野佳織, 田中泰明, 富田俊郎 申請人:新日鐵住金株式會社