高強度薄鋼板及其制造方法

高強度薄鋼板及其制造方法
【專利摘要】根據本發明能夠得到一種高強度薄鋼板，其拉伸強度(TS)具有980MPa以上的高值且鋼板整體上穩定地彎曲性優異，是通過使鋼板由規定的鋼板成分組成構成，并在鋼板組織中，鐵素體相的平均結晶粒徑為10μm以下，鐵素體相的體積率為30％～70％，且馬氏體相和殘余奧氏體相的體積率總計為10％以下地含有，并且使鄰接的各異相間的納米硬度之差為4GPa以內的鄰接相的比例為90％以上而得到的。
【專利說明】高強度薄鋼板及其制造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及在成型汽車部件等時適合的、彎曲性優異且拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度薄鋼板及其制造方法。
[0002]應予說明，本發明中的高強度薄鋼板包括熱浸鍍鋅鋼板等實施過鍍覆的鋼板。另外，熱浸鍍鋅鋼板包括在鍍鋅后實施合金化熱處理的、所謂的合金化熱浸鍍鋅鋼板。
【背景技術】
[0003]用于汽車部件等的高強度薄鋼板在其用途特征上，高強度以外還要求加工性優異。并且，最近，從車體輕型化而提高燃油效率以及確保碰撞安全性的觀點考慮，要求汽車車體用高強度的鋼板，其應用在擴大。
[0004]然而，一般，隨著鋼板高強度化，有加工性下降的趨勢。因此，將高強度鋼板用于汽車部件等時最嚴峻的課題是在壓制成型時鋼板會斷裂。尤其是對于980MPa以上的高強度鋼而言，由于大多部件通過彎曲成型而進行加工，因此彎曲成型性特別重要。
[0005]為了滿足上述要求，例如，在專利文獻I~4中，公開了通過使從鋼板表層部到距其10 μ m的范圍進行軟質化，從而提高鋼板的彎曲特性的技術。
[0006]另外，在專利文獻5中，公開了通過在鐵素體分率為60%以上的條件下，使鐵素體相的納米硬Hnf與低溫轉變相的納米硬Hnm的硬度比Hnm/Hnf為3.0以上，或在鐵素體分率為20~50%的情況下 ，使上述硬度比為2.0以下，從而改善鋼板的彎曲性的技術。應予說明，以下也將納米硬(nano-hardness)稱為納米硬度(nano-hardness degree)。
[0007]此外，在專利文獻6中，公開了加工性和焊接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板的制造技術。
[0008]現有技術文獻
[0009]專利文獻
[0010]專利文獻1:日本特開平2 - 175839號公報
[0011]專利文獻2:日本特開平5 - 195149號公報
[0012]專利文獻3:日本特開平10 - 130782號公報
[0013]專利文獻4:日本特開2005 - 273002號公報
[0014]專利文獻5:日本特開2009 - 167467號公報
[0015]專利文獻6:日本特開2008 - 280608號公報

【發明內容】

[0016]然而，對于專利文獻I~4中記載的技術而言，不僅預料到鋼板的疲勞特性會下降，軟質相的穩定生成上也存在問題。另外，在專利文獻5記載的技術中，由于根據制造時的成分和退火條件而鐵素體分率變化，所以在制造中需要把握鐵素體分率。另外，根據該鐵素體分率將鋼板組織的硬質相與軟質相的硬度比在鋼板整體上控制成規定值是極其困難的。因此，對于專利文獻5中記載的技術而言，制造成品率下降的可能性大，成本高的可能性大。并且，在專利文獻6記載的技術中，為了將高強度鋼更好地用于汽車車體而制成薄鋼板時，不能說其彎曲特性是充分的。
[0017]在此，現有的彎曲性的評價是將試驗片的η數設為3個左右，求出不發生斷裂的最小的彎曲半徑，將其規定為極限彎曲半徑。但是，如果增加η數，則即便為極限彎曲半徑以上，有時也發生斷裂。另外，由于壓制成型部件要以數十厘米以上的長度進行成型，所以鋼板整體的彎曲性必須優異。
[0018]因此，為了進行鋼板整體的彎曲性的評價，需測定用比以往更多的試驗片來評價的極限彎曲半徑。
[0019]本發明是鑒于上述現狀開發的，其目的在于同時提出拉伸強度(TS)具有980MPa以上的高值且鋼板整體上穩定的、彎曲性優異的高強度薄鋼板及其制造方法。
[0020]于是本發明人等為了解決上述課題進行了深入研究。其結果，得到了如下的見解:通過制成規定了鄰接的相的納米硬度差的組織，能夠在鋼板整體上穩定地得到良好的彎曲性。
[0021]本發明基于上述見解。
[0022]即，本發明的主旨構成如下。
[0023]1.一種高強度薄鋼板，以質量％計，含有C:0.05~0.3%、S1:0.01~2%、Mn:
1.0 ~3.5%,P:0.040% 以下、S:0.0050% 以下、Al:0.001 ~1% 以及 N:0.0060% 以下，剩
余部分由Fe和不可避免的雜質的成分組成構成，鋼板組織中，鐵素體相的平均結晶粒徑為10 μ m以下，鐵素體相的體積率為30%~70%，且馬氏體相和殘余奧氏體相的體積率總計為10%以下，并且，鄰接的各異相間的納米硬度之差為4GPa以內的鄰接相的比例為90%以上。
[0024]2.根據上述I所述的超高強度薄鋼板，在上述成分組成的基礎上，以質量％計進一步含有選自Cr:2.0%以下、Mo:0.50%以下、N1:1.0%以下、Cu:1.0%以下以及B:0.02%以下中的I種或2種以上。
[0025]3.根據上述I或2所述的高強度薄鋼板，在上述成分組成的基礎上，以質量％計進一步含有選自T1:0.10%以下、Nb:0.10%以下以及V:0.10%以下中的I種或2種以上。
[0026]4.根據上述I~3中任一項所述的高強度薄鋼板，在上述成分組成的基礎上，以質量％計，進一步含有選自Ca:0.01%以下和REM:0.01%以下中的I種或2種。
[0027]5.根據上述I~4中任一項所述的高強度薄鋼板，在鋼板表面具有熱浸鍍鋅層。
[0028]6.一種高強度薄鋼板的制造方法，是由對由上述I~4中任一項所述的成分構成的鋼板坯進行熱軋后，卷取成鋼卷，接著冷軋后，實施退火的一系列工序構成，其中，
[0029]在板坯加熱溫度:1000~1300°C、熱精軋溫度:850~950°C的條件下進行上述熱車L，接著將熱精軋溫度~(熱精軋溫度一 100°c )的溫度區域以平均冷卻速度:5~200°C /秒進行冷卻，在400~650°C的溫度卷取成鋼卷后，實施冷軋，接著加熱到730~900°C，在該退火溫度區域保持10~500秒后，以I~50°C /秒的平均冷卻速度控制冷卻到500°C，進一步冷卻到300°C以下后，再加熱到600°C以下，在由下述式(1)定義的回火參數λ成為13000以上的條件下實施回 火；
[0030]λ = (Τ+273) X (log (t)+20)......(1)
[0031]其中，T:再加熱溫度(°C )，t:在再加熱溫度保持的時間(秒)。[0032]7.一種高強度薄鋼板的制造方法，在上述6所述的高強度薄鋼板的制造方法中，代替上述以I~50°C /秒的平均冷卻速度控制冷卻到500°C，進一步冷卻到300°C以下的步驟，以I~50°C /秒的平均冷卻速度控制冷卻到500°C，接著實施熱浸鍍鋅處理或者進一步實施合金化處理之后，冷卻到300°C以下。
[0033]根據本發明，能夠制造彎曲性優異的高強度薄鋼板，能夠得到特別適合要求彎曲成型性的汽車部件用的鋼板的高強度薄鋼板。
[0034]應予說明，本發明中，高強度是指拉伸強度(以下，稱為TS)為980MPa以上。另外，彎曲性優異是指用相當于鋼板的寬度:900mm部分的30個試驗片(各試驗片的寬度:30mm)評價以90° V彎曲時的極限彎曲半徑時，全部試驗片滿足極限彎曲半徑< 1.5t(t:板厚)的關系。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0035]圖1是表示求出鄰接相間的硬度差的要點的示意圖。
[0036]圖2是表示求出鄰接相間的硬度差的要點的另一個示意圖。
【具體實施方式】
[0037]以下，對本發明進行具體說明。
[0038]鄰接的各異相間的納米硬度之差為4GPa以內的鄰接相的比例為90%以上 [0039]首先，本發明中，對限定鄰接的各異相(以下，簡稱為鄰接相)間的納米硬度之差的理由進行說明。
[0040]任意相與其鄰接相的納米硬度之差大時，因該二相間的塑性變形能之差容易產生空隙(缺陷)是根據現有知識能夠預測的。然而，沒有進行過關于何種程度的硬度之差容易產生空隙的定量評價。
[0041]本發明人等對上述定量評價進行了深入研究。其結果，明確了該二相間的納米硬度之差超過4GPa時，在該二相間產生空隙的概率極高。然而，試驗片的斷裂、即鋼板的破裂是由于上述空隙連結而開始發生的，因此若只是簡單將鄰接相之間的納米硬度之差規定成不可超過4GPa，從而試圖對其進行控制是不現實的。
[0042]因此，本發明人等進一步深入研究了鄰接相間的納米硬度之差超過4GPa的相的存在比例為多少時會發生上述空隙的連結。其結果，明確了鄰接相間的納米硬度之差超過4GPa的相的比例以相對于任意相的鄰接相中的邊界長度的比率計超過10%時，相間發生龜裂。在此所說的邊界長度的導出方法如下。
[0043]首先，通過納米壓痕試驗測定距表層50~500 μ m之間的規定范圍的納米硬度。作為測定間隔，優選設為2~3 μ m間隔，測定點需為50點以上，優選測定300點以上。例如，在距鋼板表面50~500 μ m之間，于在板厚方向以2~3 μ m間隔形成20點部分、在與其正交的方向形成20點部分的區域內，呈棋盤狀測定，測定400點。
[0044]接下來，計算鄰接的測定點間的硬度差，求出鄰接相間的硬度差為4GPa以內的部分的邊界長度，計算其相對于測定部的邊界長度的比例。在此將相間的邊界考慮為在測定點間的中央呈直線狀存在。應予說明，在相同組織的粒內測定多點時，求出平均值定義該相的納米硬度。[0045]圖1和圖2中示出表示求出鄰接相間的硬度差的要點的示意圖。應予說明，圖1中所示的數據參照了以下所示的實施例的試驗N0.1的試驗結果，圖2中所示的數據參照了N0.20的試驗結果。
[0046]由此，本發明中，通過求出鄰接相間的納米硬度之差為4GPa以內的比例，將該比例規定為90%以上，從而能夠得到所希望的性能的薄鋼板。
[0047]本發明中的納米硬度的測定方法可以是以往公知的測定方法，例如，可以使用日本特開2006 - 52458號公報中記載的方法等。另外，可以使用Hysitron公司制TRIBO SCOPE
坐寸ο
[0048]具體而言，在以下所述的測定位置，在鋼板的寬度取900mm情況下，采樣30個試驗片(各試驗片的寬度:30mm),對于每個試驗片在IOmmX IOmm的范圍選擇以下所述的測定位置中的3個位置，確定該位置中的組織。接著，使用上述納米硬度計測定已確定的各相的納米硬度，使用該結果求出鄰接的各相間的納米硬度之差。
[0049]應予說明，由于本發明的鋼板是在板厚方向沒有硬度變化的均質鋼板，所以本發明中的納米硬度的測定位置是在容易受到彎曲成型影響的鋼板表面附近，在距表面50~500 μ m之間的區域進行測定，代表鋼板的納米硬度。
[0050]接下來，對本發明中將鋼板的成分組成限定在上述范圍的理由進行說明。應予說明，與成分組成相關的“ ％ ”標號在沒有特殊限定的情況下是指質量％。
[0051]C:0.05 ~0.3%
[0052]C是對提高組織的硬度有用的元素，為了得到980MPa以上的TS需要0.05%以上的C。另一方面，如果C量超過0.3%則點焊性明顯劣化，因此限定在0.3%以下。更優選低于0.2%。另外，從穩定確保980MPa以上的TS的觀點考慮，優選的C量為0.08%以上。
[0053]S1:0.01 ~2%
[0054]Si是通過固溶強化和增加加工固化能而有助于提高強度的元素。該效果在含有0.01 %以上時呈現。另一方面，如果含量超過2%，則在鋼板表面作為氧化物稠化，成為冷軋鋼板的化成處理不良、鍍鋅鋼板不鍍覆的原因。因此，Si量限定在0.01~2%。另外，由于Si阻礙硬質相生成后的軟質化，所以越低越好，優選為1.5%以下，更優選為0.5%以下。
[0055]Mn:1.0 ~3.5%
[0056]Mn有效地幫助強度提高，該效果通過含有1.0%以上而呈現。另一方面，如果超過3.5%而過度含有，則因Mn的偏析等成為部分相變點不同的組織，成為鐵素體相和馬氏體相呈帶狀存在的不均勻組織。其結果，不只鋼板的彎曲性(以下，簡稱為彎曲性)下降，由于在鋼板表面作為氧化物稠化，也成為化成處理不良、不鍍覆的原因。因此，Mn量限定在3.5%以下。優選為3.0%以下。另外，從穩定確保強度的觀點考慮優選為1.5%以上。
[0057]P:0.040% 以下
[0058]P是有助于強度提高的元素，另一方面也是使焊接性劣化的元素。如果P量超多0.040%，則焊接性劣化的影響顯著呈現。另一方面，P量的下限沒有特別限制，但過度的P減少導致制鋼工序中的制造成本的增加。因此，優選為0.001%以上。另外，優選的上限為0.025%，更優選為0.015%以下。
[0059]S:0.0050% 以下
[0060]S增加則成為熱脆性(hot red shortness)的原因，另外形成夾雜物MnS,在冷軋后成為板狀的夾雜物，從而使材料的極限變形能下降，使延伸凸緣性等成型性下降。因此，優選S量盡量少，允許0.0050%以下。另一方面，過度的減少導致制鋼工序中的脫硫成本的增加。因此，優選為0.0001%以上。另外，優選的上限為0.0030%。
[0061]Al:0.001 ~1%
[0062]Al在制鋼工序中作為脫酸劑有效，另外在將降低彎曲性的非金屬夾雜物在爐渣中分離的方面也是有用的元素。并且，Al在退火時抑制阻礙鍍覆性的表層的Mn、Si系氧化物的形成，具有提高鍍覆表面外觀的效果。為了得到該效果需添加0.001%以上。另一方面，如果添加超過I %，則不僅導致鋼成分成本的增加，也使焊接性下降。因此，Al量限定在0.001~1%的范圍。優選為0.01~0.06%的范圍。
[0063]N:0.0060% 以下
[0064]組織強化鋼中，N對材料特性的影響不怎么大，只要在0.0060%以下就不損害本發明的效果。另一方面，從凈化鐵素體而提高延展性的觀點考慮N量越少越好，但制鋼上的成本也會增加，因此下限優選為0.0001%左右。
[0065]本發明中，在上述基本成分的基礎上，可以適當地添加以下所述的任意成分。
[0066]Cr:2.0% 以下
[0067]Cr是對鋼的淬火強化有效的元素，能夠提高奧氏體的淬透性，容易得到高強度，并且還能通過使硬質相均勻微小分散而有效地幫助成型性的提高。為了得到這些效果，優選添加0.01 %以上。另一 方面，如果超過2.0%則這些效果飽和，反而使表面品質明顯劣化。因此，添加Cr時使其為2.0%以下，優選0.01~2.0%的范圍。更優選0.2~1.0%的范圍。
[0068]Mo:0.50% 以下
[0069]Mo是對鋼的淬火強化有效的元素，容易在低碳成分體系中確保強度，還提高焊接性。為了得到這些效果，優選添加0.01%以上。另一方面，如果Mo量超過0.50%，則這些效果飽和，成為成本上升的重要因素。因此，添加Mo時使其為0.50%以下，優選0.01~0.50%的范圍。更優選0.01~0.35%的范圍。
[0070]N1:1.0% 以下
[0071]Ni是對鋼的淬火強化有效的元素，容易在低碳成分體系中確保強度，另外還提高焊接性。為了得到這些效果，優選添加0.01%以上。另一方面，如果Ni量超過1.0%，則這些效果飽和，成為成本上升的重要因素。因此，添加Ni時使其為1.0%以下，優選0.01~1.0%的范圍。更優選0.01~0.5%的范圍。
[0072]Cu:1.0% 以下
[0073]Cu是對鋼的淬火強化有效的元素，容易在低碳成分體系中確保強度，另外還提高焊接性。為了得到這些效果，優選添加0.01%以上。另一方面，如果Cu量超過1.0%，則這些效果飽和，成為成本上升的重要因素。因此，添加Cu時使其為1.0%以下，優選0.01~
1.0%的范圍。更優選0.01~0.5%的范圍。
[0074]B:0.02% 以下
[0075]B提高淬透性，抑制退火冷卻過程中發生的鐵素體的生成，有助于得到所希望的馬氏體量。為了得到該效果，B量優選含有0.0001%以上。另一方面，如果B量超過0.02%則上述效果飽和。因此，添加B時使其為0.02%以下，優選0.0001~0.02%。更優選0.0005~0.0030%的范圍。
[0076]T1:0.10% 以下
[0077]Ti通過在鋼中與C或N形成微小碳化物、微小氮化物，從而對熱軋板的組織和退火后的鋼板組織的細粒化、析出強化有效發揮作用。組織的細粒化尤其與鋼板的彎曲性和延伸性的提高有關。為了得到這些效果，優選添加0.010%以上的Ti。然而，如果Ti量超過0.10%，則不僅上述效果飽和，還可能在鐵素體中過量生成微小碳化物、微小氮化物的析出物，使鐵素體的延展性下降。因此，添加Ti時使其為0.10%以下，優選0.010~0.10%的范圍。更優選0.010~0.060%的范圍。
[0078]Nb:0.10% 以下
[0079]Nb是通過固溶強化或析出強化而有助于強度提高的元素。另外，有助于鐵素體粒和貝氏體、馬氏體區域的粒子的微小化，改善彎曲性和延伸性。通過使Nb的添加量為 0.010%以上能簡便地得到這樣的效果。然而，如果超過0.10%過量含有，則熱軋板硬質化，不僅導致熱軋、冷軋時的軋制負荷的增大，還使鐵素體的延展性下降，彎曲性劣化。因此，添加Nb時使其為0.10%以下，優選0.010~0.10%的范圍。應予說明，從強度和加工性的觀點考慮，更優選使Nb量為0.030~0.070%的范圍。
[0080]V:0.10% 以下
[0081]V通過在鋼中與C或N形成微小碳化物、微小氮化物，從而對熱軋板組織和退火后的鋼板組織的細粒化和析出強化的賦予進行有效作用。組織的細粒化尤其與鋼板的彎曲性和延伸性的提高有關。為了得到這些效果，優選添加0.001%以上的V。然而，如果V量超過
0.10%則不僅該效果飽和，在鐵素體中也過量生成析出物，使鐵素體的延展性下降。因此，添加V時使其為0.10%以下，優選0.001~0.10%的范圍。更優選0.010~0.060%的范圍。
[0082]Ca:0.01% 以下
[0083]Ca具有通過控制MnS等硫化物的形狀而提高彎曲性的效果，為了得到該效果，優選添加0.0001%以上。另一方面，即便大量含有其效果也趨近飽和。因此，含有Ca時，使其為0.01%以下，優選0.0001~0.01%的范圍，更優選0.0001~0.0050%的范圍，進一步優選0.0001~0.0020%的范圍。
[0084]REM:0.01% 以下
[0085]REM具有通過控制MnS等硫化物的形狀而提高彎曲性的效果，即便大量含有其效果也趨近飽和。因此，含有REM時，使其為0.01 %以下，優選0.0001 %~0.01 %的范圍，更優選 0.0001%— 0.0020%的范圍。
[0086]對于本發明的鋼板而言，在得到所希望的彎曲性和焊接性方面，除上述成分組成之外，剩余部分由Fe和不可避免的雜質的組成構成，但根據需要可以適當含有以下的元素。
[0087]可以在0.0001~0.1 %的范圍內含有Sb，Sb具有在不大幅變化鍍覆性的情況下調節鋼板表層的晶粒的作用。
[0088]另外，優選形成析出物的Zr、Mg等的含量盡量少，不需要積極添加，優選各自低于
0.020%，更優選低于0.002%的范圍內含有。
[0089]接下來，對本發明中的鋼組織的限定范圍和限定理由進行說明。[0090]鐵素體相的平均結晶粒徑為10 μ m以下，且體積率為30%~70%
[0091]由于在結晶粒徑超過10 μ m的粗大鐵素體相中應變極度集中，所以如果鐵素體相的平均粒徑超過?ο μ m則鋼板的彎曲性下降。并且鐵素體相的體積率低于30%時，即便使鄰接相間的納米硬度之差為4GPa以內的比例為90%以上，由于向鐵素體相部分的應變的集中大，仍得不到規定的彎曲性。另一方面，如果鐵素體相的體積率超過70%則難以確保TS為980MPa。因此,使鐵素體相的平均結晶粒徑為10 μ m以下,且使鐵素體相的體積率為30%~70%。優選鐵素體相的平均結晶粒徑為5 μ m以下，另一方面鐵素體相的體積率優選為40%以上。
[0092]應予說明，本發明中，鋼板組織中的各相的體積率是指相對于鋼板組織整體的該相的體積比率。
[0093]馬氏體相和殘余奧氏體相的總計體積率為10%以下
[0094]馬氏體相極硬，隨著體積率的增加彎曲性下降。另外,殘余奧氏體相比馬氏體相軟，但在彎曲變形中會轉變成馬氏體相，所以還是使彎曲性下降。因此，本發明中，通過使這兩者的總計體積率為10%以下，能夠實現規定的彎曲性。優選為5%以下，更優選為3%以下，也可以為0%。應予說明，本發明中馬氏體相是指未回火的硬質馬氏體相，可通過SEM觀
察確定。
[0095]本發明中，鋼板組織中的馬氏體相和殘余奧氏體相的結晶粒徑沒有特別限定，優選微小，均優選為5 μ m左右以下。 [0096]本發明中，作為除上述鐵素體相、馬氏體相和殘余奧氏體相以外可含有的某種相，可舉出回火馬氏體相、貝氏體相、珠光體相和滲碳體相等，這些除上述鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體以外的相總計可含有30~70%。
[0097]另外，本發明的高強度薄鋼板可以是在鋼板表面具有熱浸鍍鋅層等鍍覆層的熱浸鍍鋅鋼板等鍍覆鋼板。
[0098]接下來，對本發明的制造方法進行說明。
[0099]首先，用連續鑄造法或鑄錠一開坯法由制備成上述優選成分組成的鋼液制造板坯。接著，將得到的板坯冷卻后，再加熱之后，或者不經過鑄造后的加熱處理而直接進行熱車U此時，使板坯加熱溫度為1000~1300°C，為了使熱軋板均勻組織化，并且提高延伸性、延伸凸緣性等加工性使精軋溫度為850~950°C，抑制由鐵素體相和珠光體相這2相構成的帶狀組織的生成，從而使熱軋板均勻組織化。
[0100]此外，使熱精軋溫度~(熱精軋溫度一 100°C )間的平均冷卻速度為5~200°C /秒的范圍，為了提高表面性狀和冷軋性，使卷取成鋼卷的卷取溫度為400~650°C，在熱軋結束、酸洗后，通過冷軋制成所希望的板厚。為了通過促進鐵素體相的重結晶來提高彎曲性，此時的冷軋壓下率優選為30%以上。應予說明，本發明中的鋼板的板厚設為0.6~
3.6mm左右的范圍。
[0101]并且，根據本發明制造冷軋鋼板時，接著上述工序，加熱到730~900°C的退火溫度，在該退火溫度區域保持10~500秒之后，以I~50°C /秒的平均冷卻速度控制冷卻到500°C，進一步冷卻到300°C以下后，再加熱至600°C以下，在由以下式(I)定義的回火參數λ為13000以上的條件下進行回火。
[0102]λ = (Τ+273) X (log (t)+20)......(I)[0103]其中，τ:再加熱溫度CC )，t:在再加熱溫度保持的時間(秒)
[0104]本發明中，包含在鋼板表面具有熱浸鍍鋅層的，所謂的熱浸鍍鋅鋼板，而制造該熱浸鍍鋅鋼板時，可以接著上述工序利用通常公知的方法實施熱浸鍍鋅。
[0105]此時，最優選以上述平均冷卻速度進行控制冷卻達到500°C，接著實施熱浸鍍鋅處理或者根據需要進一步實施合金化處理之后，冷卻到300°C以下，其后，再加熱到600°C以下的范圍，在上述回火參數λ為13000以上的條件下進行回火工序。
[0106]這樣得到所希望的高強度熱浸鍍鋅鋼板，并且也可以對回火后的鋼板進一步實施表皮光軋。
[0107]接下來，對上述制造條件的限定范圍和限定理由進行具體說明。
[0108]板坯加熱溫度:1000~1300°C
[0109]如果板坯加熱溫度不滿1000°C，則因熱軋中的脫皮得到的減少板坯表層的氣泡、偏析等缺陷、鋼板表面的龜裂以及表面凹凸等的效果變小。另一方面，如果加熱溫度超過1300°C，則上述效果飽和，成本變高。因此，板坯加熱溫度限定在1000~1300°C的范圍。
[0110]精軋溫度:850~950°C
[0111]通過使熱軋中的精軋溫度為850°C以上，能夠提高彎曲性。這是由于精軋溫度低于8500C時，熱軋后的鋼板成為結晶伸展的加工組織，在鑄片內作為奧氏體穩定化元素的Mn容易偏析，其偏析區域的Ar3相變點下降。 [0112]如果這樣Ar3相變溫度下降，則未重結晶溫度區域成為與軋制結束溫度相同的溫度區域，結果在熱軋后的組織中生成未重結晶的奧氏體。成為這樣的含有未重結晶的奧氏體的不均勻組織的情況下，材料加工時阻礙均勻的變形，極難得到優異的彎曲性。
[0113]另一方面，精軋溫度超過950°C時，氧化物(熱軋氧化皮)的生成量急劇增大，鋼基體(steel substrate)與氧化物的界面變粗糙。其結果，酸洗、冷軋后的表面品質劣化。另外，如果在酸洗后仍存在一部分上述未脫落的熱軋氧化皮等，則對電阻點焊性造成不良影響。并且，結晶粒徑變得過度粗大，也成為發生壓制時的表面粗糙的原因。因此，精軋溫度設為850~950°C，優選為880°C~930°C的范圍。
[0114]精軋溫度~(精軋溫度一 100°C )的平均冷卻速度:5~200°C /秒
[0115]在剛精軋完之后的高溫區域[以下稱為精軋溫度~(精軋溫度一 100°C )的溫度區域]中，如果其冷卻速度不滿5°C/秒，則在熱軋后，發生重結晶、粒子生長，熱軋板組織的結晶粒徑粗大化，并且成為鐵素體和珠光體形成為層狀的所謂的帶狀組織。在退火前形成這樣的帶狀組織時，由于在發生成分濃度不均的狀態下進行熱處理，所以在退火工序中的熱處理中難以消除由濃度不均產生的組織的不均勻，彎曲性下降。因此，使上述高溫區域的平均冷卻速度為5°C /秒以上。另一方面，即便上述高溫區域的平均冷卻速度超過200°C /秒，其效果也趨于飽和，因此該溫度區域的平均冷卻速度設為5~200°C /秒的范圍。
[0116]卷取溫度:400~650°C
[0117]如果卷取溫度超過650°C，則熱軋氧化皮的厚度增加，酸洗和冷軋后的表面粗糙，形成凹凸，而且由于鐵素體粒徑粗大化還導致彎曲性下降。另外，如果酸洗后還殘留熱軋氧化皮則對電阻點焊性造成不良影響。另一方面，卷取溫度低于400°C時熱軋板強度上升，冷軋中的軋制負荷增大，生產率下降。因此，卷取溫度設為400~650°C的范圍。
[0118]退火溫度:730~900°C，保持時間:10~500秒[0119]退火溫度低于730°C時，在退火時不能生成足夠的奧氏體，所以無法確保鋼板的強度。另一方面，退火溫度高于900 V時，在加熱中奧氏體粗大化，在其后的冷卻過程中生成的鐵素體相的量減少，彎曲性下降，因此，退火溫度設為730~900°C的范圍。
[0120]另外，在該退火的保持溫度區域的保持時間低于10秒時，退火中的奧氏體相的生成變少，難以確保鋼板的強度。另一方面，長時間退火有晶粒生長而粗大化的趨勢，即便在上述退火溫度區域的保持時間超過500秒其效果也飽和，成本升高。因此，保持時間設為10~500秒的范圍。優選的保持時間為20~200秒的范圍。
[0121 ] 退火溫度~500°C的平均冷卻速度:I~50°C /秒(制造冷軋鋼板的情況)
[0122]退火后到500°C的平均冷卻速度，對進行鐵素體相的體積分率控制以及確保TS:980MPa級以上的強度起到至關重要的作用。本發明中，將退火后的控制冷卻速度的冷卻稱為控制冷卻。如果該控制冷卻的平均冷卻速度比1°C /秒慢，則在冷卻過程中生成的鐵素體相量變多，珠光體也增加，無法確保TS。另一方面，如果平均冷卻速度超過50°C /秒，則鋼板整體的均勻冷卻變得困難，容易發生彎曲性的偏差。因此，設為I~50°C/秒。平均冷卻速度的優選范圍為5~30°C /秒。
[0123]應予說明，此時的冷卻優選氣冷，也可以使用爐冷、噴霧冷卻、輥冷、水冷等或者組合進行。
[0124]在退火溫度~500°C的范圍以I~50°C /秒的平均冷卻速度進行控制冷卻，接著實施熱浸鍍鋅處理或者進一步實施合金化處理(制造熱浸鍍鋅鋼板的情況)
[0125]退火后，到500°C的范圍的平均冷卻速度與制造上述冷軋鋼板的情況相同，從確保鍍覆性的觀點考慮，該 情況下的控制冷卻優選氣冷。
[0126]在上述冷卻停止后，實施一般的熱浸鍍鋅處理形成熱浸鍍鋅。或者根據需要在上述熱浸鍍鋅處理后，實施使用感應加熱裝置等進行再加熱的合金化處理，形成合金化熱浸鍍鋅鋼板。應予說明，進行熱浸鍍鋅處理時的處理條件依據常法即可，例如鍍浴溫度為450°C~460°C左右，合金化處理的溫度例如為500°C左右。
[0127]在此，熱浸鍍鋅的附著量優選為每單面20~150g/m2左右。這是由于鍍覆附著量低于20g/m2時，難以確保耐腐蝕性，另一方面即便超過150g/m2，耐腐蝕效果也飽和，反而導致成本上升。
[0128]冷卻到300°C以下后，再加熱到600°C以下，在回火參數λ成為13000以上的條件下回火
[0129]在包含上述退火后的控制冷卻在內的冷卻中，由于在超過300°C的溫度區域，鋼板中殘留大量未轉變的奧氏體，所以奧氏體容易分解成鐵素體和滲碳體，難以通過再加熱確保TS:980MPa。因此，上述退火后冷卻到300°C以下。優選冷卻到50°C以下，將奧氏體已極力減少，由該狀態開始再加熱。
[0130]另外，即便使退火后的冷卻控制為300°C以下時，如果上述回火參數λ (以下，簡記為λ)小，則在冷卻后也可能殘留大量的馬氏體。
[0131]上述冷卻后的再加熱以硬質的馬氏體或貝氏體軟化到規定的硬度的方式進行，SP便超過600°C進行加熱其效果也飽和，成本升高。另外為熱浸鍍鋅鋼板的情況下，鋅和鐵的合金化將會過度進行，所以壓制成型時容易發生鍍覆剝離。因此，使再加熱設為600°C以下。再加熱的最低溫度沒有特別規定，但即便超過冷卻停止溫度，在溫度過低的情況下，保持時間變長而導致生產率下降。因此，優選為350°C左右以上。
[0132]另外，在上述λ成為小于13000的條件下，由于硬質相的軟化不充分，所以得不到足夠的彎曲特性。這是由于越是λ大的條件硬質相越變軟，彎曲性變高。優選為14000以上，更優選為15000以上。應予說明，從確保TS的觀點考慮，λ的上限優選為17000左右。
[0133]應予說明，連續退火后，從矯正形狀、調整表面粗糙度的目的出發，可以對最終得到的鋼板進行調質軋制，然而如果過度進行表皮光軋，則有時過多導入應變，形成晶粒伸展的軋制加工組織，彎曲性下降，因此表皮光軋的壓下率優選為0.1~1.5%左右的范圍。
[0134]實施例1
[0135]將表1所示的成分組成的鋼熔煉，制成板坯后，按表2所示的各種條件分別實施熱軋、酸洗、壓下率:50%的冷軋、連續退火或進一步實施鍍覆處理,制成板厚為1.4mm的鋼板。鍍覆處理是制成每單面的鍍料附著量為45g/m2的熱浸鍍鋅鋼板或合金化熱浸鍍鋅鋼板。另外，鍍浴溫度設為460°C，合金化處理溫度設為500°C。
[0136]對上述得到的各種鋼板進行以下所示的材料試驗，考察材料特性。
[0137]將得到的結果示于表3。應予說明，表3所示的鐵素體相、馬氏體相和殘余奧氏體相以外的相是貝氏體或回 火馬氏體。
[0138]
【權利要求】
1.一種高強度薄鋼板，以質量％計含有C:0.05~0.3%、S1:0.01~2%、Mn:1.0~3.5%, P:0.040% 以下、S:0.0050% 以下、Al:0.001 ~1% 以及 N:0.0060% 以下，剩余部分由Fe和不可避免的雜質的成分組成來構成，鋼板組織中，鐵素體相的平均結晶粒徑為10 μ m以下，鐵素體相的體積率為30%~70%，且馬氏體相和殘余奧氏體相的體積率總計為10%以下，并且，鄰接的各異相間的納米硬度之差為4GPa以內的鄰接相的比例為90%以上。
2.根據權利要求1所述的高強度薄鋼板，在所述成分組成的基礎上，以質量％計進一步含有選自Cr:2.0%以下、Mo:0.50%以下、N1:1.0%以下、Cu:1.0%以下以及B:0.02%以下中的I種或2種以上。
3.根據權利要求1或2所述的高強度薄鋼板，在所述成分組成的基礎上，以質量％計進一步含有選自T1:0.10%以下、Nb:0.10%以下以及V:0.10%以下中的1種或2種以上。
4.根據權利要求1~3中任一項所述的高強度薄鋼板，在所述成分組成的基礎上，以質量％計進一步含有選自Ca:0.01%以下和REM:0.01%以下中的I種或2種。
5.根據權利要求1~4中任一項所述的高強度薄鋼板，在鋼板表面具有熱浸鍍鋅層。
6.一種高強度薄鋼板的制造方法，是由下述一系列工序構成:對由權利要求1~4中任一項所述的成分構成的鋼板坯進行熱軋后，卷取成鋼卷，接著進行冷軋后，實施退火，其中， 在板坯加熱溫度:1000~1300°C、熱精軋溫度:850~950°C的條件下進行所述熱軋，接著將熱精軋溫度~(熱精軋溫度一 100°C )的溫度區域以平均冷卻速度:5~200°C /秒冷卻，在400~650°C的溫度卷取成鋼卷之后，實施冷軋，接著加熱到730~900°C，在該退火溫度區域保持10~500秒之后，以I~50°C /秒的平均冷卻速度控制冷卻到500°C，進一步冷卻到300°C以下后，再加熱到600°C以下，在由下述式(1)定義的回火參數λ成為13000以上的條件下實施回火； λ = (Τ+273) X (log (t)+20)......(1) 其中，T:再加熱溫度，單位是。C，t:在再加熱溫度的保持時間，單位是秒。
7.一種高強度薄鋼板的制造方法，在權利要求6所述的高強度薄鋼板的制造方法中，代替所述以I~50°C /秒的平均冷卻速度控制冷卻到500°C，進一步冷卻到300°C以下的步驟，以I~50°C /秒的平均冷卻速度控制冷卻到500°C，接著實施熱浸鍍鋅處理或者進一步實施合金化處理之后，冷卻到300°C以下。
【文檔編號】C22C38/06GK104011242SQ201280064095
【公開日】2014年8月27日 申請日期:2012年12月26日 優先權日:2011年12月26日
【發明者】高木周作, 金子真次郎 申請人:杰富意鋼鐵株式會社