專利名稱：彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板的制作方法
技術領域：
本發明涉及適合用于要求優良的彎曲性和耐延遲斷裂特性的汽車用部件的強度構件等的鋼板。
背景技術：
近年來，從提高與環境保護相關的燃料效率的觀點出發，強烈要求汽車用鋼板的高強度化。在汽車公司，為了應對CO2排放量標準的加強，也開始研究使用以拉伸強度計超過1270MPa的鋼板。從使部件更加輕量化的觀點出發，旨在進一步使鋼板薄壁化，對板厚為O. 8^1. 6mm的薄鋼板的期望也日益增強。一般而言，對于拉伸強度為1270MPa以上的超高強度冷軋鋼板而言，無法應用拉深成形和脹形成形等對軟鋼板應用的成形方法，作為成形方法，彎曲成形和延伸凸緣成形成為主體。因此，在使用超高強度冷軋鋼板作為汽車的結構部件時，具備良好的彎曲性和延伸凸緣性成為重要的選擇標準。進而，對于拉伸強度為 1270MPa以上的超高強度冷軋鋼板而言，由于擔心會產生延遲斷裂，因此還需要具備良好的耐延遲斷裂特性。作為加工性良好的超高強度冷軋鋼板，已知有通過使硬質馬氏體分散在柔軟的鐵素體基底中而同時提高強度和加工性的DP鋼，并且正廣泛使用該DP鋼。但是，對于該DP鋼而言，雖然延展性確實良好，但彎曲性存在問題，從而不能應用于進行嚴格的彎曲加工而制造的部件。另外，由于軟質鐵素體的存在，難以確保超過1270MPa的拉伸強度。已知在鋼板的彎曲加工中，由于在彎曲外周表層部的圓周方向上受到較大的拉伸應力，而且在彎曲內周表層部受到較大的壓縮應力，因此，表層部的狀態也在很大程度上影響超高強度冷軋鋼板的彎曲性，通過使表層具有軟質層，可緩和彎曲加工時在鋼板表面產生的拉伸應力、壓縮應力，從而改善彎曲性。關于這種在表層具有軟質層的高強度鋼板，專利文獻廣4中公開了如下的鋼板及制造方法。首先，在專利文獻I中，為了改善彎曲加工性和點焊性，公開了一種對表層進行脫碳退火而使表層具有10體積％的軟質層并且使內層具有含有10體積％以上的殘余奧氏體的硬質中心層的高強度鋼板及其制造方法。但是，由于中心層也含有10體積％以上的殘余奧氏體，因此，在成形時形成馬氏體，在軟質鐵素體和硬質相的界面處生成空隙，從而容易引起裂紋產生、裂紋傳播，因此，有時對彎曲性產生不利影響。在專利文獻2中公開了表層具有以雙面計為:Tl5%的C :0. I重量％以下的軟質層并且使余量為低于10%的殘余奧氏體與低溫相變相或鐵素體的復合組織的冷軋鋼板及制造方法。但是，在表層具有C :0. I重量％以下的軟質層時，鋼板的表面硬度極端降低而使疲勞特性降低，因此不優選。另外，也完全沒有關于延遲斷裂的記載。在專利文獻3中記載了表層10 μ πΓ200 μ m的部分以鐵素體為主體而構成且內層部分以貝氏體、馬氏體為主體的冷軋鋼板及其制造方法。但是，表層10μπΓ200μπ 的部分以鐵素體為主體，存在疲勞特性變差的問題，因此不優選。在專利文獻4中記載了除表層10 μ m以內之外的金屬組織實質上為馬氏體單相的延伸凸緣性優良的冷軋鋼板及制造方法。雖然記載了在厚度為ΙΟμπι以內的最表層有時會生成鐵素體，但并不是使表層軟質層積極地生成并控制生成量來提高加工性的技術，而且彎曲性不充分。現有技術文獻專利文獻專利文獻I :日本特開平2-175839號公報專利文獻2 :日本特開平5-195149號公報專利文獻3 :日本特開平10-130782號公報專利文獻4 :日本特開2002-161336號公報

發明內容
發明所要解決的問題如上所述，就現狀而言，尚未得到兼具良好的彎曲性和1270MPa以上的高強度且耐延遲斷裂特性優良的超高強度冷軋鋼板。本發明為了解決上述問題而完成，其目的在于提供一種彎曲性和耐延遲斷裂特性優良的板厚為O. 8^1. 6mm的超高強度冷軋鋼板。用于解決問題的方法為了解決上述問題，本發明人從鋼成分和金屬組織等方面進行了深入研究。結果發現，通過將鋼成分控制在適當范圍并且對組織進行優化，能夠得到在具有優良的彎曲性和1270MPa以上的拉伸強度的同時、成形后的延遲斷裂特性優良的薄型超高強度冷軋鋼板。本發明基于以上的見解而完成，其主旨如下。(I) 一種彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質量％計，含有 C 0. 15 O. 30%、Si 0. 01 I. 8%、Mn 1. 5 3. 0%、P 0. 05% 以下、S 0. 005% 以下、Al :O. 005 O. 05%、N :0. 005%以下，余量由Fe及不可避免的雜質構成，且具有滿足由(I)和(2)規定的下式的鋼板表層軟質部，并且，上述鋼板表層軟質部中回火馬氏體的體積率為90%以上，上述鋼板中心部的組織為回火馬氏體，上述冷軋鋼板的拉伸強度為1270MPa以上，Hv ⑶ /Hv (C) ( O. 8... (I)Hv(S):鋼板表層軟質部的硬度，Hv(C):鋼板中心部的硬度，O. 10 彡 t ⑶ /t ( O. 30…(2)t (S):鋼板表層軟質部的厚度，t :板厚。(2)如⑴所述的彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有 Ti 0. 001 O. 10%、Nb 0. 001 O. 10%、V 0. 01 O. 50% 中的一種以上。(3)如⑴或⑵所述的彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有 B :0. ΟΟΟΓΟ. 005%。(4)如(1) (3)中任一項所述的彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質量 % 計，還含有 Cu 0. ΟΓΟ. 50%、Ni 0. ΟΓΟ. 50%、Mo :0· θΓθ. 50%、Cr :0· θΓθ. 50% 中的一種以上。發明效果
根據本發明，能夠得到具有拉伸強度為1270MPa以上的超高強度且彎曲性和耐延遲斷裂特性也優良的薄型超高強度冷軋鋼板，該冷軋鋼板能夠作為以往難以應用高強度鋼板的構件例如汽車結構構件等不易成形的構件使用。進而，在使用本發明的超高強度冷軋鋼板作為汽車結構構件的情況下，有助于汽車的輕量化、安全性的提高等，因而在產業上極其有益。
具體實施例方式下面，對本發明的實施方式詳細地進行說明。首先，分為本發明的化學成分和金屬組織具體地進行說明。另外，以下在沒有特別提及的情況下，化學成分的％均表示質量％。[化學成分]C 0. 15 O. 30%C是為了利用低溫相變相對鋼進行強化而必不可少的。一般而言，低溫相變相的強度具有與C量成比例的傾向。為了使鋼板表層存在軟質部并得到1270MPa以上的拉伸強度，C需要為O. 15%以上。但是，含有超過O. 30%的C時，焊接部的韌性顯著變差。另外，存在鋼板的強度變得過大、鋼板的延展性等加工性也顯著降低的傾向。因此，使C為O. 15%以上且O. 30%以下。優選為O. 15%以上且O. 25%以下。Si 0. ΟΓ . 8%Si是改善延展性并且有助于提高強度的元素，其效果在低于O. 01%時得不到發揮。另一方面，即使超過1.8%而含有，其效果也飽和。另外，因過度含有而導致電阻焊時伴隨有電阻的增加、從而阻礙焊接性，另外，存在化學轉化處理、涂裝后耐腐蝕性變差的傾向。因此，使Si為O. 01%以上且I. 8%以下。優選為O. 01%以上且I. 0%以下。Mn :1.5 3.0%Mn具有如下作用通過使Ar3相變點降低的作用而有助于晶粒的微細化，在不使延展性和擴孔率λ大幅降低的情況下提高強度。另外，Mn也是抑制因S所產生的熱脆性而引起的表面裂紋的重要元素。而且，Mn是使奧氏體穩定的元素，從確保強度的觀點出發，為了由加熱退火時存在的奧氏體在冷卻過程中穩定地得到低溫相變相，Mn需要為I. 5%以 上。另一方面，當超過3. 0%而含有時，因Mn的偏析等而導致組織變得不均勻，從而存在加工性、成形后的耐延遲斷裂特性變差的傾向。因此，使Mn為I. 5%以上且3. 0%以下。P 0. 05% 以下P是固溶在鋼中而有助于鋼板的強化的元素。另一方面，P是因在晶界偏析而導致晶界的結合力降低、從而使加工性變差并且因在鋼板表面富集而導致化學轉化處理性、耐腐蝕性等降低的元素。當P超過O. 05%時，上述不利影響顯著地出現。因此，需要使P為O. 05%以下。需要說明的是，P的過度降低會伴隨制造成本的增加，因此，可以考慮該觀點而使P為O. 001%以上。S 0. 005% 以下S是對加工性產生不利影響的元素。當S增加時，以MnS的夾雜物的形式存在，尤其是會使材料的局部延展性降低，從而降低加工性。另外，還會因硫化物的存在而導致焊接部的韌性變差。通過使S為O. 005%以下，能夠避免上述不利影響，從而能夠顯著改善沖壓加工性。因此，使S為O. 005%以下。需要說明的是，S的過度降低會伴隨制造成本的增加，因此，可以考慮該觀點而使S為O. 0001%以上。Al 0. 005 O. 05%Al是對脫氧和提高碳化物形成元素的利用率有效的元素，為了充分發揮其效果，需要以Al計為O. 005%以上。另外，Al也是用于提高鋼板潔凈度所需的元素，從這一點出發，也需要以Al計為O. 005%以上。Al低于O. 005%時，Si系夾雜物的除去變得不完全而存在多個延遲斷裂的起點，從而容易產生延遲斷裂。另一方面，在添加超過O. 05%的Al時，不僅效果飽和，而且還會產生加工性變差、產生表面缺陷的傾向增大等問題。因此，使Al為O. 005%以上且O. 05%以下。N 0. 005% 以下在N的含量多的情況下，會形成大量氮化物，成為延遲斷裂的起點，從而容易產生延遲斷裂。因此，需要將N限定為O. 005%以下。需要說明的是，N的過度降低會伴隨制造 成本的增加，因此，可以考慮該觀點而使N為O. 0001%以上。另外，在本發明鋼中，可以在上述成分范圍的基礎上含有下述元素。Ti、Nb、V在添加時具有通過使晶粒微細化而有助于組織的均勻化來抑制延遲斷裂的效果。發揮該效果時，Ti,Nb分別為O. 001%以上，V為O. 01%以上。但是，如果上述元素均大量含有，則會形成碳氮化物，因此不優選。因此，可以含有O. 001%以上且O. 10%以下的范圍內的Ti、0. 001%以上且O. 10%以下的范圍內的Nb、0. 01%以上且O. 50%以下的范圍內的V中的一種以上。另外，B在添加時表現出通過因在晶界優先偏析而產生的晶界強化等來抑制延遲斷裂的效果。得到該效果時，B需要為O. 0001%以上。另一方面，存在即使超過O. 005%而大量含有、其效果也飽和的傾向。因此，優選B在O. 000Γ0. 005%的范圍內含有。 另外，Cu、Ni、Mo、Cr是添加時有助于強度的元素，為了得到其效果，優選使Cu、Ni、Mo、Cr分別為O. 01%以上。另一方面，即使分別超過O. 50%而大量含有，其效果也飽和，因此，如果均在O. 01%以上且O. 50%以下的范圍內，則可以含有該組中的一種以上。需要說明的是，本發明的鋼板中，除上述的成分之外為Fe及不可避免的雜質。但是，只要在不損害本發明效果的范圍內，則允許含有除上述之外的成分。[金屬組織]本發明的高張力鋼板實質上是回火馬氏體單相組織。在此，采用實質上是因為，余量組織有時包含不可避免地存在的未相變的殘余奧氏體及鐵素體組織等。組織的確定中，可以適當地將光學顯微鏡觀察(400倍飛00倍)和利用掃描電子顯微鏡(以下簡稱為“SEM”)的1000倍的觀察組合來進行確認，但也可以利用其他方法。以下，對于金屬組織的比例而言，使用圖像處理裝置求出金屬組織的面積率并將該值作為體積率表示為％。中心部的組織為回火馬氏體為了確保強度和成形性，中心部的組織實質上設定為回火馬氏體單相。在生成微量的鐵素體的情況下，此處成為應力集中的起點，使耐延遲斷裂特性急劇降低，因此，不應當含有鐵素體。但是，中心部的組織不需要完全是回火馬氏體，可以含有低于3%的鐵素體和/或殘余奧氏體。這是因為，在該范圍內時，可以忽略給鋼板的機械性質帶來的影響。在此，中心部的組織可以通過用光學顯微鏡和SEM對板厚1/2部的顯微組織進行觀察來確定。
鋼板表層軟質部的硬度和厚度利用載荷為50g(試驗力0. 49N)的維氏硬度試驗機，在板厚截面上從表面部分直到中心部以20μπι的間隔測定鋼板的硬度，可以求出具備下述(I)式和下述(2)式的條件的鋼板表層軟質部的硬度和厚度。本發明的鋼板在鋼板表層部具有比鋼板中心部軟質的區域。該軟質區域通過如上所述從鋼板表層部朝向中心部進行硬度測定來確認。本發明的鋼板表層軟質部是上述軟質區域中由下述(I)式定義的區域。S卩，在本發明中，鋼板表層軟質部需要滿足由下式規定的相對于中心部的硬度比。Hv (S) /Hv (C) ( O. 8... (I)Hv⑶鋼板表層軟質部的硬度，Hv(C):鋼板中心部的硬度
S卩，鋼板表層軟質部為具有O. SXHv(C)以下的硬度的區域。在Hv(S)/Hv(C)大于O. 8的情況下，與中心部的硬度的差較小，不具有提高鋼板的彎曲性和耐延遲斷裂特性的效果，因此，將Hv (S)/Hv (C)設定為0.8以下。另外，通過設定為該范圍，鋼板的疲勞特性得到改善。需要說明的是，在此，鋼板中心部的硬度Hv(C)使用板厚1/2部的區域的5點測定的平均值。另外，由上述⑴式規定的鋼板表層軟質部的厚度需要滿足下述(2)式。O. 10 彡 t ⑶ /t ( O. 30…(2)t (S):鋼板表層軟質部的厚度，t :板厚在此，鋼板表層軟質部的厚度t (S)是從鋼板表層部朝向板厚中心方向測定硬度、求出鋼板表層部中具有O. SXHv(C)以下的硬度的區域的厚度并表示出存在于鋼板的表面和背面的該層的厚度之和的厚度。在鋼板表層軟質部的厚度t (S)小于板厚t的O. 10時，觀察不到顯著提高鋼板的彎曲性的效果，而且也觀察不到提高耐延遲斷裂特性的效果，因此，使t(S)/t為O. 10以上。另外，在大于O. 30時，鋼板強度顯著降低，極難維持超過1270MPa的高強度，因此，使t (S)/t為O. 30以下。鋼板表層軟質部的組織由上述⑴式和⑵式兩個條件規定的鋼板表層軟質部的組織中，回火馬氏體以相對于鋼板表層軟質部的全部組織的體積率計為90%以上。通過使鋼板表層軟質部中回火馬氏體為90%以上，能夠確保上述的彎曲加工性等成形性。在求出該區域的回火馬氏體的體積率時，通過如下方法進行對測定過硬度的附近區域的鋼板表層軟質部在從表層直到板厚中心部的整個區域進行光學顯微鏡觀察(400倍飛00倍)及SEM觀察(1000倍)，進而通過圖像處理進行定量，求出該區域的平均體積率。在距表層小于5μπι的范圍內可以存在一部分鐵素體，但優選其體積率低于10%。在表層部中鐵素體成為主體組織時，疲勞特性大幅變差，拉伸強度的降低也增大，因此,鐵素體組織越少越優選。例如，在鋼板的板厚為O. 8^1. 6mm的情況下，在距鋼板的表層5 μ m以上的板厚中心部方向的區域中生成鐵素體的情況下，難以維持1270MPa以上的強度，因此，優選在該區域不存在鐵素體。通過如上對成分、組織進行限定，在彎曲加工時使表層軟質部在緩和鋼板表層所產生的應力的同時、與板厚內部層平衡良好地發生變形，從而能夠制成具有優良的彎曲加工性并且耐延遲斷裂特性也優良的超高強度鋼板。關于耐延遲斷裂特性優良的理由，尚不清楚詳細機制，但推測是因為，由沖壓加工產生的殘余應力特別是表層部的應力降低，在板厚方向中心部，組織形成以回火馬氏體為主體的均勻組織，由此，不易產生成為裂紋的起點的空隙。在制造本發明鋼時，例如可以通過脫碳退火使鋼板表層軟質部的硬度比鋼板中心部的硬度軟以滿足上述(I)式。具體而言，首先，將具有與上述鋼板的組成相同的組成的鋼作為原材料，進行熱軋、酸洗后進行脫碳退火、冷軋，或者進行熱軋、酸洗、冷軋后進行脫碳退火。接著，在接下來的連續退火中加熱至Ar3點以上并進行均熱，然后，急冷至Ms點以下。或者，進行熱軋、酸洗、冷軋并在接下來的連續退火中進行脫碳退火，然后加熱至Ar3點以上并進行均熱，然后，急冷至Ms點以下。脫碳量沒有特別限定，例如在鋼板的板厚為O. 8 1. 6mm的情況下,在距最表層的距離為30 μ m的位置的C量低于O. 10%時,表層軟質部容易形成鐵素體為主體的組織，從而使強度大幅降低，因此不優選。 脫碳退火的方法沒有特別限定，例如通過在含氧氣氛或高露點氣氛中進行退火，能夠降低鋼板中的碳濃度。制造工序中，從在連續退火中加熱至Ar3點以上并進行均熱的工序開始直至進行急冷的工序為止，對實施本發明特別重要，作為急冷的方法，從減少板寬方向上的溫度不均、能夠容易地確保冷卻速度的觀點出發，優選水冷。但是，急冷方法不限于水冷，也可以單獨使用或并用噴氣冷卻、噴霧冷卻、軋輥冷卻等。然后，在15(T400°C的范圍內進行回火處理。需要說明的是，回火溫度超過300°C時，強度大幅降低，為了確保1270MPa而需要大量地添加合金元素，因此優選15(T300°C。制造本發明的鋼的方法可以使用其他公知的制造方法。實施例I下面，基于實施例對本發明具體地進行說明，但本發明不限定于這些實施例。將表I所示成分的鋼熔煉并通過連鑄制成鋼坯。然后，在加熱爐中加熱至1200°C，在850 °C以上的終軋溫度下進行熱軋，在50(Γ650 V的溫度范圍內進行卷取，接著進行酸洗、冷軋，然后，進行脫碳退火、連續退火，制成超高強度冷軋鋼板。另外，鋼板表層軟質部的脫碳退火條件是在高露點氣氛中實施700-800°C X15飛O分鐘的熱處理。需要說明的是，在連續退火中以表2所示的條件進行均熱、冷卻、回火。另外，對得到的鋼板的成分進行分析，結果與表I相同。
權利要求
1.一種彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質量 ％ 計，含有 C :0. 15 0. 30%、Si :0. 01 I. 8%、Mn :1. 5 3. 0%、P :0. 05% 以下、S :0.005%以下、Al :0. 005 0. 05%、N :0. 005%以下，余量由Fe及不可避免的雜質構成，且具有滿足由(I)和(2)規定的下式的鋼板表層軟質部，并且，所述鋼板表層軟質部中回火馬氏體的體積率為90%以上，所述鋼板中心部的組織為回火馬氏體，所述冷軋鋼板的拉伸強度為1270MPa 以上， Hv (S) /Hv (C) ( 0. 8... (I) Hv⑶鋼板表層軟質部的硬度，Hv(C):鋼板中心部的硬度，0.10 ( t(S)/t ( 0. 30... (2) t(s):鋼板表層軟質部的厚度，t:板厚。
2.如權利要求I所述的彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有 Ti :0. 001 0. 10%、Nb :0. 001 0. 10%、V :0. 01 0. 50% 中的一種以上。
3.如權利要求I或2所述的彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質量％計，還含有 B :0. 0001 0. 005%。
4.如權利要求廣3中任一項所述的彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質量 % 計，還含有 Cu :0. 01 0. 50%、Ni :0. 01 0. 50%、Mo :0. 01 0. 50%、Cr :0. 01 0. 50% 中的一種以上。
全文摘要
本發明提供彎曲性和耐延遲斷裂特性優良的薄型超高強度冷軋鋼板。一種彎曲性優良的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，含有C0.15~0.30%、Si0.01~1.8%、Mn1.5~3.0%、P0.05%以下、S0.005%以下、Al0.005~0.05%、N0.005%以下，余量由Fe及不可避免的雜質構成，具有滿足下式的鋼板表層軟質部，并且，所述鋼板表層軟質部中回火馬氏體的體積率為90%以上，所述鋼板中心部的組織為回火馬氏體，所述冷軋鋼板的拉伸強度為1270MPa以上，Hv(S)/Hv(C)≤0.8…(1)Hv(S)鋼板表層軟質部的硬度，Hv(C)鋼板中心部的硬度，0.10≤t(S)/t≤0.30…(2)t(S)鋼板表層軟質部的厚度，t板厚。
文檔編號C21D9/46GK102770568SQ20118001100
公開日2012年11月7日 申請日期2011年2月16日 優先權日2010年2月26日
發明者河村健二, 瀨戶一洋 申請人:杰富意鋼鐵株式會社