專利名稱：深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法
深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法技術(shù)領(lǐng)區(qū)本發(fā)明涉及在汽車用鋼板等的用途中有用的拉伸強(qiáng)度為390MPa以上且700MPa以下的深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，為了限制CO2的排出量，要求改善汽車的燃料效率。而且，為了確保沖撞時(shí)乘客的安全，還要求提高以汽車車身的沖撞特性為中心的安全性。由此，正在積極推進(jìn)以改善汽車燃料效率為目的的車身的輕量化以及以提高汽車沖撞性能為目的的車身的強(qiáng)化。為了同時(shí)滿足汽車車身的輕量化和強(qiáng)化，可以說通過在對(duì)剛性不產(chǎn)生問題的范圍內(nèi)使部件原材料高強(qiáng)度化并減少板厚而進(jìn)行的輕量化是有效果的，在最近，積極地將高張 力鋼板用于汽車部件。使用的鋼板越是高強(qiáng)度則輕量化效果變得越大，因此在汽車行業(yè)中，例如作為內(nèi)板以及外板用的面板用材料，存在使用拉伸強(qiáng)度(TS)為390MPa以上的鋼板的動(dòng)向。另ー方面，以鋼板為原材料的汽車部件大多數(shù)通過沖壓加工而成形，因此需要汽車用鋼板具有優(yōu)良的沖壓成形性。但是，高強(qiáng)度鋼板與通常的軟鋼板相比成形性、特別是深拉深性變差，因此作為推進(jìn)汽車的輕量化的課題，TS為390MPa以上且兼具良好的深拉深成形性的高強(qiáng)度鋼板的需求變高。深拉深性以塑性應(yīng)變比值(ランクフォード値)(以下為r值)來評(píng)價(jià)，r值存在面內(nèi)各向異性，因此需要r值最低的方向的r值為I. I以上。作為具有高r值且高強(qiáng)度化的方法，存在如下方法將在極低碳鋼板中以固定固溶碳、固溶氮的量添加Ti、Nb并IF化(Interstitial free :無間隙原子化)的鋼作為基底，在其中添加Si、Mn、P等固溶強(qiáng)化元素，例如專利文獻(xiàn)I中公開的技術(shù)。專利文獻(xiàn)I 是涉及具有 C 0. 002 O. 015%,Nb :C%X 3 (C%X 8+0. 020%)、Si :1. 2% 以下、Mn 0. 04 O. 8%、P :0. 03 O. 10% 的組成、且具有 TS 為 35 45kgf/mm2 級(jí)(340 440MPa 級(jí))的非時(shí)效性的成形性優(yōu)良的高張カ冷軋鋼板的技木。但是，對(duì)于這樣以極低碳鋼為原材料的技術(shù)而言，如果想要制造TS為440MPa以上的鋼板，則合金元素添加量變多，如果大量添加固溶強(qiáng)化成分，則r值變差，因此存在越是謀求高強(qiáng)度化而r值越降低的問題。作為鋼板的高強(qiáng)度化的方法，除前述固溶強(qiáng)化以外，還有組織強(qiáng)化法。例如，作為由軟質(zhì)的鐵素體和硬質(zhì)的馬氏體構(gòu)成的復(fù)合組織鋼板的DP (Dual-Phase :雙相)鋼板。DP鋼板存在如下特征通常延展性大致良好且具有優(yōu)良的強(qiáng)度-延展性平衡(TSXEL)，而且屈服比較低即屈服應(yīng)カ與拉伸強(qiáng)度之比較低，沖壓成形時(shí)的形狀凍結(jié)性優(yōu)良，但r值較低，深拉深性較差。這是因?yàn)椋嬖诮Y(jié)晶取向上對(duì)r值沒有貢獻(xiàn)的馬氏體，此外作為馬氏體形成所必須的固溶C妨礙對(duì)提高r值有效的{111}再結(jié)晶織構(gòu)的形成。作為改善上述復(fù)合組織鋼板的r值的嘗試，例如有專利文獻(xiàn)2、專利文獻(xiàn)3的技術(shù)。就專利文獻(xiàn)2而言，冷軋后以再結(jié)晶溫度Ic3相變點(diǎn)的溫度進(jìn)行裝箱退火，之后，為了形成復(fù)合組織，加熱到70(T80(TC后，進(jìn)行淬火回火。但是，在該方法中，裝箱退火后，通過連續(xù)退火來進(jìn)行淬火回火，因此制造成本成為問題。另外，從處理時(shí)間和效率的方面考慮，裝箱退火不如連續(xù)退火。在專利文獻(xiàn)3的技術(shù)中，為了得到高r值，在冷軋后，首先進(jìn)行裝箱退火，使此時(shí)的溫度為鐵素體U)-奧氏體(Y)雙相區(qū)，之后進(jìn)行連續(xù)退火。對(duì)于該技術(shù)而言，在裝箱退火的α-γ雙相區(qū)的均熱時(shí)，使Mn在Y相中稠化。該Mn稠化相在之后的連續(xù)退火時(shí)優(yōu)先成為Y相，即使是噴氣程度的冷卻速度也能得到復(fù)合組織。但是，對(duì)于該方法而言，為了 Mn稠化，需要較高溫度且長(zhǎng)時(shí)間的裝箱退火，因此，除了存在專利文獻(xiàn)2中記載的問題以外，還存在鋼板間的粘連多發(fā)、產(chǎn)生回火色以及爐體內(nèi)罩的壽命降低等問題。另外，專利文獻(xiàn)4是ー種深拉深性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的復(fù)合組織型高張カ冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)含有以重量%計(jì)的C :0. 003 O. 03%、Si :0. 2 1%、Mn O. 3 I. 5%、Ti 0. 02 O. 2%(其中，使(有效TiV(C+N)的原子濃度比為O. 4 0· 8)的鋼進(jìn)行熱 車L、冷軋后，實(shí)施加熱到預(yù)定溫度后進(jìn)行急冷的連續(xù)退火。在實(shí)施例中公開了 對(duì)0.012%C-O. 32%Si-0. 53%Mn-0. 03%P-0. 051%Ti的組成的鋼進(jìn)行冷軋后，加熱到作為α-γ雙相區(qū)的870°C后，以100°C /s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，由此能夠制造r值為I. 61、TS為482MPa的復(fù)合組織型冷軋鋼板。但是，為了得到100°C /s這樣的高冷卻速度，除了需要水淬火設(shè)備以夕卜，水淬火后的鋼板的表面處理性和表面性狀可能變差，存在制造設(shè)備上以及形狀不良的問題。作為深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法的技術(shù)，有專利文獻(xiàn)5的技木。該技術(shù)得到ー種高強(qiáng)度鋼板，含有預(yù)定的C量，平均r值為I. 3以上且在組織中具有合計(jì)3 100%的貝氏體、馬氏體、奧氏體中的ー種以上，作為制造方法，其特征在于，使冷軋的軋制率為3(Γ95%，接著進(jìn)行退火(為了提高r值，以平均加熱速度4 200で/小時(shí)進(jìn)行加熱，使最高到達(dá)溫度為600 800で的退火)，從而通過形成Al和N的簇(クラスター)和析出物使織構(gòu)發(fā)展(発達(dá))，從而提高r值，接著進(jìn)行熱處理(加熱至Ac1相變點(diǎn)以上且1050°C以下的溫度的熱處理)，以使組織中具有合計(jì)3%以上的貝氏體、馬氏體、奧氏體中的ー種以上。對(duì)于該方法而言，冷軋后，分別需要用于得到良好的r值的退火和用于形成組織的熱處理，而且在退火エ序中需要在最高到達(dá)溫度下的保持時(shí)間為I小時(shí)以上這樣的長(zhǎng)時(shí)間保持，生產(chǎn)率變差。而且，在專利文獻(xiàn)6中公開了如下技術(shù)使用含有以質(zhì)量％計(jì)的C :0. 0Γ0. 08%,V
O.ΟΓΟ. 5%的鋼，通過謀求C含量和V含量的原子比的適當(dāng)化來改善復(fù)合組織鋼板的r值。對(duì)于該技術(shù)而言，在再結(jié)晶退火前使鋼中的C以V系碳化物析出并極カ減少固溶C從而謀求高r值，接著通過以α-γ雙相區(qū)進(jìn)行加熱使V系碳化物溶解，使C在Y相中稠化，在之后的冷卻過程中生成含有以面積率計(jì)為1%以上的馬氏體的第二相。但是，熱軋板的VC的析出效率差，即使添加V，r值提高效果也較小，不能穩(wěn)定地得到良好的r值。在專利文獻(xiàn)7中，使用含有以質(zhì)量%計(jì)的C :0. 03 O. 08%的鋼，控制C和V、Ti、Nb的添加的原子比，與專利文獻(xiàn)6同樣地，在以α-Υ雙相區(qū)進(jìn)行加熱中使C稠化，在之后的冷卻過程中生成馬氏體而謀求組織強(qiáng)化，并且通過有效利用固溶強(qiáng)化，實(shí)現(xiàn)TS為780MPa級(jí)以上且平均!·值為1.2以上。但是，存在!·值的面內(nèi)各向異性變大，r值最低的方向的r值較低的問題。另外，在專利文獻(xiàn)8中公開了 以兼顧加工性和耐時(shí)效性為目的，對(duì)含有C :
0.005wt%以上的低碳鋼板進(jìn)行連續(xù)退火所引起的再結(jié)晶退火后，在急冷到55(T300°C的溫度范圍后，在30秒以內(nèi)進(jìn)行Γ3次的彎曲加工。彎曲加工的目的在于將位錯(cuò)引入鋼板中，促進(jìn)碳化物的析出，對(duì)于該技術(shù)而言，無法控制母相鉄素體的織構(gòu)來使r值提高?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :日本特開昭56-139654號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 日本特公昭55-10650號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)3 日本特開昭55-100934號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 日本特公平1-35900號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5 日本特開2003-64444號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6 日本特開2002-226941號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7 :日本特開2003-193191號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)8 :日本特開平11-179427號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的課題本發(fā)明的課題在于，解決現(xiàn)有技術(shù)的問題，提供一種深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，拉伸強(qiáng)度為390MPa以上且700MPa以下，r值最低的方向的r值為I. I以上。用于解決課題的手段為了解決上述課題，進(jìn)行了深入研究后發(fā)現(xiàn)，通過使用控制了退火時(shí)的固溶C的深拉深用鋼板，在均熱溫度附近施加應(yīng)變，深拉深性理想的織構(gòu)進(jìn)一歩發(fā)展，r值最低的方向的r值上升。本發(fā)明基于該見解，其主g如下所述。[I] 一種深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，具有熱軋エ序，熱軋中對(duì)鋼坯實(shí)施使精軋輸出側(cè)溫度為800°C以上的精軋，在550°C以上且720°C以下進(jìn)行卷取，冷卻，從而形成熱軋板，上述鋼坯的組成為，以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 0005、. 040%、Si
1.5% 以下、Mn 0. 5 3. 0%、P 0. 005 O. 1%、S :0. 01% 以下、Al 0. 005 O. 5%、N 0. 005% 以下，而且含有Nb :0. 5%以下、Ti :0. 5%以下、V :0. 5%以下中的I種或2種以上；冷軋エ序，對(duì)該熱軋板實(shí)施酸洗和軋制率50%以上且85%以下的冷軋，從而形成冷軋板；以及退火エ序，以退火溫度為760V以上且950°C以下對(duì)該冷軋板進(jìn)行退火，此時(shí)在700°C以上且退火溫度以下的溫度范圍施加O. 1%以上且2. 0%以下的應(yīng)變。[2]根據(jù)[I]所述的深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Cr :0. 5%以下、Mo :0. 5%以下中的I種或2種。[3]根據(jù)[I]或[2]所述的深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在干，還具有實(shí)施鍍鋅系處理的エ序。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠廉價(jià)且穩(wěn)定地制造拉伸強(qiáng)度為390MPa以上且700MPa以下、具有r值最低的方向的r值為I. I以上的高r值的深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板。
具體實(shí)施例方式在本發(fā)明中，對(duì)C含量在O. 0005、. 040質(zhì)量％的范圍內(nèi)、且作為碳氮化物形成元素的Ti、Nb、V和作為固溶強(qiáng)化元素的Si、Mn、P 一同對(duì)固溶C進(jìn)行了限制的鋼進(jìn)行冷軋后，在進(jìn)行再結(jié)晶退火時(shí)在再結(jié)晶后的晶粒生長(zhǎng)階段施加應(yīng)變，從而使深拉深性理想的{111}//ND (ND :板面垂直方向)織構(gòu)鋒銳化(發(fā)展)，由此能夠提高r值。其原因未必明確,但可以作如下考慮。為了提高!·值、即為了使{111}再結(jié)晶織構(gòu)發(fā)展，對(duì)于現(xiàn)有的軟鋼板而言，采取極力減少冷軋和再結(jié)晶前的固溶C或者使熱軋板組織微細(xì)化等有效的手段。以往已知，由于Nb具有再結(jié)晶延遲效果，因此通過適當(dāng)控制熱軋時(shí)的精軋溫度能夠使熱軋板組織微細(xì)化，而且在鋼中Nb和Ti具有較高的碳化物形成性能。在本發(fā)明中，使熱軋精軋溫度為Ar3相變點(diǎn)之上的適當(dāng)?shù)姆秶篃彳埌褰M織微細(xì)化，并且適當(dāng)設(shè)定熱軋 后的卷材卷取處理溫度，從而在熱軋板中使NbC、TiC、VC析出，實(shí)現(xiàn)冷軋前和再結(jié)晶前的固溶C的減少。在本發(fā)明中，控制未以NbC、TiC、VC的形式析出的C量，進(jìn)行冷軋后的再結(jié)晶退火，由此將平均r值的水平確保在一定程度。而且，在鐵素體再結(jié)晶后晶粒生長(zhǎng)的階段施加應(yīng)變。其結(jié)果考慮是，對(duì)具有深拉深性(r值)不理想的取向的結(jié)晶晶粒有選擇地施加應(yīng)變，在晶粒生長(zhǎng)階段中，該結(jié)晶晶粒消失，使深拉深性理想的{111}//ND織構(gòu)鋒銳化。而且可以認(rèn)為，在退火溫度(均熱溫度)為Ac1相變點(diǎn)以上的情況下，施加應(yīng)變后的鐵素體晶粒有選擇地相變?yōu)閵W氏體，而且在冷卻時(shí)從奧氏體相變?yōu)殍F素體時(shí)，鐵素體的織構(gòu)在深拉深性理想的結(jié)晶取向鋒銳化。以下對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。首先，對(duì)限定本發(fā)明的鋼板的成分組成的理由進(jìn)行說明。以下，只要沒有特別說明，元素的含量的單位為“質(zhì)量％”。C 0. 0005 O. 040%C與后述的Nb、Ti、V—起是本發(fā)明的重要的元素。另外，C對(duì)鋼的高強(qiáng)度化有效。在復(fù)合組織化吋，需要添加0.01%以上。為了得到良好的r值不優(yōu)選含有過多的C，因此使上限為0.040%。更優(yōu)選C含量為O. 030%以下。C越低越優(yōu)選，但從熔煉技術(shù)的觀點(diǎn)出發(fā)，使下限為O. 0005%。Si :1.5% 以下Si具有促進(jìn)鐵素體相變且使未相變奧氏體中的C含量上升從而使鐵素體和馬氏體的復(fù)合組織容易形成的效果，還具有固溶強(qiáng)化的效果。為了得到上述效果，優(yōu)選Si含有O. 2%以上，更優(yōu)選含量為O. 35%以上。另ー方面，如果Si含有超過I. 5%，則在熱軋時(shí)生成紅銹而使表面外觀變差。因此，將Si含量設(shè)為I. 5%以下。另外，在實(shí)施熱鍍鋅時(shí)，鍍層的潤(rùn)濕性變差從而導(dǎo)致鍍覆不均的發(fā)生，鍍層品質(zhì)變差，因此優(yōu)選將Si含量設(shè)為I. 0%以下。Mn 0. 5 3. 0%Mn是對(duì)高強(qiáng)度化有效，并且有效防止S所引起的熱裂(熱間割れ)的元素。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，需要使Mn含有O. 5%以上。更優(yōu)選含量為I. 0%以上。過度的Mn添加會(huì)使r值和焊接性變差，因此將上限設(shè)為3. 0%。
P 0. 005 O. 1%P具有固溶強(qiáng)化的效果。但是如果小于O. 005%，則不僅不能實(shí)現(xiàn)該效果，還會(huì)導(dǎo)致在煉鋼エ序中脫磷成本的上升。因此，將P設(shè)為含有O. 005%以上。更優(yōu)選含有O. 01%以上。另ー方面，超過0.1%的過量的添加會(huì)使P在晶界偏析，使耐二次加工脆性和焊接性變差。另外，在形成熱鍍鋅鋼板時(shí)，在熱鍍鋅后的合金化處理時(shí)，抑制Fe從鍍層與鋼板的界面中的鋼板向鍍層的擴(kuò)散，使合金化處理性變差。因此，需要高溫下的合金化處理，得到的鍍層容易發(fā)生粉化、碎屑化等鍍層剝落，因此不優(yōu)選。因此，將P含量的上限設(shè)為O. 1%。S 0. 01% 以下S是熱裂的原因，此外在鋼中作為夾雜物存在而使鋼板的各種特性變差，因此優(yōu)選盡量減少，但能夠容許到O. 01%,因此設(shè)為O. 01%以下。Al :0005 05%Al作為鋼的脫氧元素是有用的，此外具有固定固溶N而提高耐常溫時(shí)效性的作用，因此含有O. 005%以上。另ー方面，超過O. 5%的添加會(huì)導(dǎo)致高合金成本，而且誘發(fā)表面缺陷，因此設(shè)為O. 5%以下。N 0. 005% 以下N過多會(huì)使耐常溫時(shí)效性變差，需要大量添加Al或Ti，因此優(yōu)選盡量減少，將上限設(shè)為 O. 005%。而且，含有下述Nb、Ti、V中的I種或2種以上。Nb :0.5% 以下Nb具有熱軋板組織的微細(xì)化和在熱軋板中使C以NbC的形式析出固定的作用，是有助于提高r值的元素。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選Nb含有O. 02%以上。另ー方面，過量的Nb的添加導(dǎo)致成本増加，此外熱軋負(fù)荷變大，因此設(shè)為O. 5%以下。V 0. 5% 以下V也具有與Nb同樣的效果，具有使熱軋板組織微細(xì)化和在熱軋板中使C以碳化物的形式析出固定的作用，是有助于提高r值的元素。然而，過量的V的添加導(dǎo)致成本増加，此外熱軋負(fù)荷變大，因此設(shè)為O. 5%以下。Ti 0. 5% 以下Ti也具有與Nb同樣的效果，具有使熱軋板組織微細(xì)化和在熱軋板中使C以碳化物的形式析出固定作用，是有助于提高r值的元素。另外，Ti對(duì)固溶S、N的析出固定有效。為了控制r值的各向異性，有效利用Nb和Ti是重要的。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選將下述定義的有效Ti量(Ti*)設(shè)為O. 01%以上。Ti*=Ti-l. 5S-3. 4N其中，Ti、S、N是Ti、S、N的含量(質(zhì)量％)。另ー方面，過量的Ti的添加導(dǎo)致成本増加，此外熱軋負(fù)荷變大，因此設(shè)為O. 5%以下。以上為本發(fā)明的基本成分。在本發(fā)明中，上述成分以外的余量?jī)?yōu)選為鐵和不可避免的雜質(zhì)，而且也可以含有下述Cr,Mo中的I種或2種。Cr :0.5% 以下Cr在熱軋階段使C析出固定從而有助于提高r值。為了得到該效果，優(yōu)選含有O.1%以上的Cr。但是，即使過量地添加Cr，該效果飽和，導(dǎo)致高合金成本，因此在添加的情況下使上限為O. 5%。Mo 0. 5% 以下Mo在熱軋階段使C析出固定從而有助于提高r值。為了得到該效果，優(yōu)選Mo含有
O.05%以上。但是，即使過量地添加Mo，該效果達(dá)到飽和，導(dǎo)致高合金成本，因此在添加的情況下使上限為O. 5%。此外，B、Ca、REM等只要在通常的鋼組成范圍內(nèi)，即使含有也沒有問題。例如，B是具有提高鋼的淬透性的作用的元素，可根據(jù)需要含有。但是，如果其含量超過O. 003%,則其效果飽和，因此優(yōu)選O. 003%以下。
另外，Ca和REM具有控制硫化物系夾雜物的形態(tài)的作用，由此防止鋼板的各特性的變差。如果從Ca和REM中選擇的I種或2種的含量的合計(jì)超過O. 01%,則上述效果飽和，因此優(yōu)選O. 01%以下。另外，作為其他不可避免的雜質(zhì)，可列舉例如Sb、Sn、Zn、Co等，作為其含量的容許范圍，Sb :0. 01% 以下、Sn :0. 1% 以下、Zn :0. 01% 以下、Co :0. 1% 以下。接下來，對(duì)本發(fā)明鋼板的優(yōu)選的制造方法進(jìn)行說明。將具有上述成分組成的鋼熔煉成板坯。為了防止成分的宏觀偏祈，優(yōu)選采用連鑄法來制造鋼坯，但也可以采用鑄錠法或薄板坯鑄造法來制造。另外，除了制造鋼坯后，暫時(shí)冷卻到室溫，之后再次加熱這樣的現(xiàn)有方法以外，還可應(yīng)用不冷卻而將熱片直接裝入加熱爐后進(jìn)行熱軋的直送軋制、或者稍微進(jìn)行保熱后立刻熱軋的直送軋制和直接軋制等節(jié)能エ藝。為了使析出物粗大化從而使{111}再結(jié)晶織構(gòu)發(fā)展來改善深拉深性，板坯加熱溫度優(yōu)選較低。但是，在加熱溫度低于1000°c的情況下，軋制載荷増大，熱軋時(shí)的故障發(fā)生的危險(xiǎn)性増大，因此優(yōu)選使板坯加熱溫度為1000°c以上。此外，由于伴隨氧化的増加的氧化皮損耗的増大等，優(yōu)選使板坯加熱溫度的上限為1300°c。熱軋エ序?qū)σ陨鲜鰲l件加熱后的鋼坯實(shí)施進(jìn)行粗軋和精軋的熱軋。在此，鋼坯通過粗軋而形成薄板坯。需要說明的是，粗軋的條件不需要特別的規(guī)定，按照通常的方法進(jìn)行即可。另夕卜，從降低板坯加熱溫度且防止熱軋時(shí)的故障的觀點(diǎn)出發(fā)，顯然對(duì)薄板坯進(jìn)行加熱的所謂有效利用薄板坯加熱器是有效的方法。接著，精軋薄板坯而形成熱軋板。使精軋輸出側(cè)溫度(FT)為800°C以上。這是為了在冷軋和再結(jié)晶退火后得到能夠得到優(yōu)良的深拉深性的微細(xì)的熱軋板組織。在FT低于800°C時(shí)，組織具有加工組織，在冷軋、退火后，{111}織構(gòu)不僅不發(fā)展，而且熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷變高。另ー方面，如果FT超過980°C，則組織粗大化，妨礙冷軋、退火后的{111}再結(jié)晶織構(gòu)的形成和發(fā)展，不能得到高r值。因此，優(yōu)選將FT限定為800°C以上且980°C以下。另外，為了減少熱軋時(shí)的軋制載荷，也可以在精軋的一部分或全部的道次進(jìn)行潤(rùn)滑軋制。從鋼板形狀的均勻化和材質(zhì)的均質(zhì)化的觀點(diǎn)出發(fā)，進(jìn)行潤(rùn)滑軋制是有效的。優(yōu)選使?jié)櫥堉茣r(shí)的摩擦系數(shù)在O. 1(Γ0. 25的范圍內(nèi)。而且，優(yōu)選為使相繼的薄板坯彼此連接并且連續(xù)地進(jìn)行精軋的連續(xù)軋制エ藝。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選應(yīng)用連續(xù)軋制エ藝。
軋制后在550°C以上且720°C以下進(jìn)行卷取。該溫度范圍適宜在熱軋板中使NbC、TiC、VC析出，并減少冷軋前和再結(jié)晶前的固溶C。如果卷取溫度(CT)超過720°C，則在冷車L、退火后不能實(shí)現(xiàn)提高r值，另外，結(jié)晶晶粒粗大化且強(qiáng)度降低，因此從高強(qiáng)度化考慮，并不優(yōu)選。冷軋エ序接著，對(duì)該熱軋板實(shí)施進(jìn)行酸洗和冷軋來形成冷軋板的冷軋ェ序。在通常的條件下進(jìn)行酸洗即可。冷軋條件只要可以形成所希望的尺寸形狀的冷軋板，就沒有特別限定，但至少使冷軋時(shí)的軋制率為50%以上。高軋制率對(duì)于提高r值是有效的，在軋制率小于50%吋，{111}再結(jié)晶織構(gòu)不發(fā)展，難以得到優(yōu)良的深拉深性。另ー方面，在本發(fā)明中軋制率在直至85%為止的范圍內(nèi)越高r值越上升，但超過85%吋，不僅該效果飽和，而且軋制時(shí)對(duì)輥的負(fù)荷變高，因此使上限為85%。退火エ序
接下來，將冷軋后的鋼板以退火溫度760°C以上且950°C以下進(jìn)行退火。此時(shí)，在700°C以上且退火溫度以下的溫度范圍，對(duì)鋼板施加O. 1%以上且2.0%以下的應(yīng)變。為了使{111}再結(jié)晶織構(gòu)發(fā)展，需要以760°C以上進(jìn)行退火。如果退火溫度超過950°C，則再結(jié)晶晶粒顯著粗大化，特性顯著變差。退火中的應(yīng)變施加是本發(fā)明的重要的條件。在700°C以上且退火溫度以下的溫度范圍，對(duì)冷軋后的鋼板施加O. 1%以上且2. 0%以下的應(yīng)變，以760°C以上且950°C以下進(jìn)行退火。在700°C以上，鋼板進(jìn)行再結(jié)晶，處于晶粒生長(zhǎng)階段?？梢哉J(rèn)為，通過在晶粒生長(zhǎng)階段對(duì)鋼板施加應(yīng)變，從而對(duì)具有<100>//ND取向等深拉深性(r值)不理想的取向的結(jié)晶晶粒有選擇地施加應(yīng)變，這樣有選擇地施加了應(yīng)變的鐵素體晶粒在晶粒生長(zhǎng)階段消失，深拉深性理想的{111}//ND織構(gòu)鋒銳化。進(jìn)而可以認(rèn)為，在退火溫度為Ac1相變點(diǎn)以上時(shí)，施加了應(yīng)變的鐵素體晶粒有選擇地相變?yōu)閵W氏體，從而在冷卻時(shí)從奧氏體相變?yōu)殍F素體后的織構(gòu)鋒銳化。為了體現(xiàn)該效果，至少需要O. 1%的應(yīng)變施加。另ー方面，在超過2.0%的應(yīng)變施加的情況下，由于應(yīng)變施加，結(jié)晶發(fā)生旋轉(zhuǎn)，使得軋制方向的r值不理想的結(jié)晶取向發(fā)展。此外，使應(yīng)變量為軋制長(zhǎng)度方向的伸長(zhǎng)率。關(guān)于應(yīng)變的施加方法，沒有特別限定，但是從對(duì)具有r值不理想的取向的結(jié)晶晶粒有選擇地施加應(yīng)變的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選拉伸應(yīng)變，其他還有利用軋制的應(yīng)變施加、利用彎曲的應(yīng)變施加。在彎曲變形的情況下，由于在板厚方向上應(yīng)變量不同，因此優(yōu)選從彎曲中立面起外側(cè)方向的板厚中的彎曲應(yīng)變的平均值落入上述應(yīng)變的范圍。例如，在施加拉伸變形所產(chǎn)生的應(yīng)變的情況下，通過控制退火時(shí)施加鋼板的張力，能夠調(diào)節(jié)應(yīng)變量。另外，在施加彎曲變形所產(chǎn)生的應(yīng)變的情況下，在退火時(shí)將輥按壓于鋼板表面，通過控制輥的按壓壓力，能夠調(diào)節(jié)應(yīng)變量。上述退火后的冷卻速度沒有特別規(guī)定，在作為第二相生成以面積率計(jì)1%的馬氏體、并且使TS為540MPa以上的情況下，需要使從退火溫度至500°C的溫度范圍的平均冷卻速度為5°C /s以上且15°C /s以下進(jìn)行冷卻。如果該溫度范圍的平均冷卻速度小于5°C /s，則難以形成馬氏體，馬氏體的面積率小于1%。如果平均冷卻速度超過15°C /s，則第二相百分比變高，鐵素體的面積率可能小于50%，從而延展性變差。因此，優(yōu)選將從退火溫度至500°C的溫度范圍的平均冷卻速度設(shè)為5°C /s以上且15°C /s以下。對(duì)于500°C以下的冷卻，由于通過在此之前的冷卻使Y相一定程度穩(wěn)定化，因此沒有特別限定，但優(yōu)選接著以5°C /s以上的平均冷卻速度冷卻至300°C，在實(shí)施過時(shí)效處理的情況下，優(yōu)選使直至過時(shí)效處理溫度的平均冷卻速度為5°C /s以上。這種冷卻速度的控制可以通過噴氣冷卻來實(shí)施。另外，也可以在上述冷軋板退火エ序后實(shí)施電鍍鋅處理或熱鍍鋅處理等鍍鋅系處理，在鋼板表面形成鍍層。例如，作為鍍覆處理，在進(jìn)行熱鍍鋅處理時(shí)，在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線上進(jìn)行上述退火，與退火后的冷卻緊接著，將鋼板浸漬于熱鍍鋅浴，在鋼板表面形成熱鍍鋅層即可，或者也可以進(jìn)ー步進(jìn)行合金化處理，制造合金化熱鍍鋅鋼板。此時(shí)，在從熱鍍釜取出后，或者在進(jìn)ー步合金化處理后的冷卻中，也優(yōu)選以直至300°C的平均冷卻速度為5°C /s以上的方式進(jìn)行冷卻。另外，直到上述退火后的冷卻在退火生產(chǎn)線上進(jìn)行，暫時(shí)冷卻到室溫后，在熱鍍鋅生產(chǎn)線上實(shí)施熱鍍鋅，或者也可以進(jìn)行進(jìn)ー步合金化處理。在此，鍍層不限于純鋅鍍層和鋅系合金鍍層，當(dāng)然也可以是Al鍍層或Al系合金鍍 層等現(xiàn)有技術(shù)中在鋼板表面實(shí)施的各種鍍層。另外，也可以以形狀矯正、表面粗糙度等調(diào)節(jié)為目的，對(duì)冷軋退火板和鍍覆鋼板實(shí)施表面光軋或平整加工。優(yōu)選表面光軋或者平整加工的伸長(zhǎng)率的合計(jì)在O. 2^15%的范圍內(nèi)。小于O. 2%吋，不能夠?qū)崿F(xiàn)形狀矯正、粗糙度調(diào)節(jié)所希望的目的，另ー方面，如果超過15%，則導(dǎo)致顯著的延展性降低。此外，在表面光軋和平整加工中，雖然加工形式不同，但確認(rèn)兩者的效果沒有較大的差別。在鍍覆處理后，表面光軋、平整加工也是有效的。使用本發(fā)明方法所制造的鋼板的組織具有鐵素體単相或者具有包括以面積率計(jì)50%以上的鐵素體相和以面積率計(jì)1%以上的馬氏體相的復(fù)合組織。該鐵素體相使{111}再結(jié)晶織構(gòu)發(fā)展。為了確保良好的深拉深性，需要提高r值最低的方向的r值。根據(jù)本發(fā)明方法，通過控制作為碳化物形成元素的Ti、Nb、V和C量，此外通過在退火時(shí)鐵素體再結(jié)晶后的晶粒生長(zhǎng)階段施加預(yù)定量的應(yīng)變，從而能夠使作為r值最低的方向的軋制方向的r值為
I.I以上。其結(jié)果是，鋼板具有拉伸強(qiáng)度為390MPa以上且700MPa以下、r值最低的方向的r值為I. I以上的優(yōu)良的深拉深性。為了形成具有良好的深拉深性、拉伸強(qiáng)度(TS)為540MPa以上的鋼板，優(yōu)選形成包含以面積率計(jì)50%以上的鐵素體相和以面積率計(jì)1%以上的馬氏體相的鋼組織。如果鐵素體相以面積率計(jì)小于50%，則r值最低的軋制方向的r值小于I. 1，難以確保良好的深拉深性。更優(yōu)選鐵素體相以面積率計(jì)為70%以上。為了利用復(fù)合組織的優(yōu)點(diǎn)，將鐵素體相設(shè)為99%以下。需要說明的是，在此鐵素體相是指多邊形鐵素體相和從奧氏體相相變的位錯(cuò)密度高的貝氏體鐵素體相。在馬氏體相以面積率計(jì)小于1%時(shí)，難以得到良好的強(qiáng)度-延展性平衡。更優(yōu)選馬氏體相以面積率計(jì)為3%以上。此外，除了上述鐵素體相、馬氏體相以外，也可以是包含珠光體、貝氏體或殘留Y相等金屬相的組織。從深拉深性考慮，優(yōu)選平均！·值為1.4以上。根據(jù)本發(fā)明方法，通過上述Ti、Nb、V和C量的控制、退火時(shí)的應(yīng)變施加，可使平均r值為1.4以上。實(shí)施例接下來，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說明。
利用轉(zhuǎn)爐對(duì)表I所示的組成的鋼水進(jìn)行熔煉，采用連鑄法制成板坯。將這些鋼坯加熱到1250°C并進(jìn)行粗軋從而形成薄板坯，接著以表2所示的條件進(jìn)行精軋后，卷取而得到熱軋板。將該熱軋板酸洗后，進(jìn)行軋制率65%的冷軋，從而形成板厚I. 2mm的冷軋板。在連續(xù)退火生產(chǎn)線上，對(duì)該冷軋板以表2所示的退火溫度進(jìn)行退火，并且此吋，以表2的條件進(jìn)行應(yīng)變施加。通過調(diào)節(jié)施加于鋼板的張カ所產(chǎn)生的拉伸應(yīng)力或向輥卷起所產(chǎn)生的彎曲應(yīng)力來調(diào)節(jié)施加于鋼板的應(yīng)變量。關(guān)于拉伸應(yīng)力，通過張カ計(jì)(測(cè)カ傳感器)測(cè)定實(shí)際張力，并且調(diào)節(jié)張力，以達(dá)到由測(cè)定板厚計(jì)算的預(yù)定的伸長(zhǎng)率。關(guān)于輥的按壓，調(diào)節(jié)按壓量，以使壓入輥時(shí)的鋼板表面的板厚應(yīng)變達(dá)到預(yù)定的應(yīng)變量。采用噴氣冷卻進(jìn)行了以表2的退火溫度均熱后的冷卻。而且對(duì)得到的冷軋退火板實(shí)施伸長(zhǎng)率O. 5%的表面光軋。需要說明的是，No. 2的鋼板在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線上實(shí)施冷軋板退火エ序，之后接著在線進(jìn)行熱鍍鋅(鍍?cè)囟?80°C )，實(shí)施伸長(zhǎng)率O. 5%的表面光軋，從而形成熱鍍鋅鋼板。對(duì)于上述制造的各冷軋退火板(冷軋鋼板、熱鍍鋅鋼板)，考察鋼板組織、拉伸特 性和r值?？疾旆椒ㄈ缦隆？疾旖Y(jié)果如表2所示。(I)拉伸特性從得到的各冷軋退火板，在與軋制方向成90°方向(C方向)上選取JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片，依照J(rèn)IS Z2241的規(guī)定以十字頭速度10mm/min進(jìn)行拉伸試驗(yàn),求出屈服點(diǎn)(YP)Ji伸強(qiáng)度(TS)、伸長(zhǎng)率(EL)。(2)r 值從得到的各冷軋退火板的軋制方向(L方向)、與軋制方向成45°方向(D方向)、與軋制方向成90°方向(C方向)選取JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片。求出對(duì)這些試驗(yàn)片施加10%的單軸拉伸應(yīng)變時(shí)的各試驗(yàn)片的寬度應(yīng)變和板厚應(yīng)變，依照J(rèn)IS Z2254的規(guī)定求出平均r值(平均塑性應(yīng)變比)，將其作為r值。需要說明的是，表2的r min是r值最低的r值，是軋制方向的r值。(3)鋼板組織對(duì)于鋼板的顯微組織，使用3%硝酸こ醇腐食后，使用掃描型電子顯微鏡以1000倍的倍率拍攝3個(gè)視野的照片，進(jìn)行圖像分析，由此測(cè)定鐵素體百分率(面積率)。對(duì)于鐵素體以外的相，以5000倍的倍率進(jìn)行觀察，確認(rèn)其種類，通過圖像處理求出3個(gè)視野中的馬氏體的百分率(面積率)。[表 I]
鋼 CSiMnPSAlNbTiNVCrMo備注
10.0261 O. 51 1.97 0.055 0.0022 0.038 O. 086 O. 024 O. OOlO O. 002 trtr發(fā)明鋼
20.0249 I. OO 2.01 0.055 0.0021 0.034 O. 087 O. 023 0.0024 O. 002 trtr發(fā)明鋼
30.0258 O. 52 2.05 0.076 0.0020 0.036 O. 087 O. 024 0.0030 O. OOl O. 42 tr發(fā)明鋼
40.0268 O. 77 2.03 0.076 0.0020 0.037 O. 080 O. 024 0.0032 O. 002 O. 21 O. 15 發(fā)明鋼
權(quán)利要求
1.一種深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，具有 熱軋エ序，通過熱軋對(duì)鋼坯實(shí)施使精軋輸出側(cè)溫度為800°C以上的精軋，在550°C以上且720°C以下進(jìn)行卷取，冷卻，從而形成熱軋板，所述鋼坯的組成為，以質(zhì)量％計(jì)，含有 C 0. 0005 O. 040%、Si 1. 5% 以下、Mn 0. 5 3. 0%、P 0. 005 O. 1%、S 0. 01% 以下、Al :O. 005 O. 5%、N 0. 005%以下，而且含有Nb :0. 5%以下、Ti :0. 5%以下、V :0. 5%以下中的I種或2種以上； 冷軋エ序，對(duì)該熱軋板實(shí)施酸洗和軋制率50%以上且85%以下的冷軋，從而形成冷軋板；以及 退火エ序，以退火溫度為760°C以上且950°C以下對(duì)該冷軋板進(jìn)行退火，此時(shí)在700°C以上且退火溫度以下的溫度范圍施加O. 1%以上且2. 0%以下的應(yīng)變。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)，還含有Cr :0. 5%以下、Mo :0. 5%以下中的I種或2種。
3.根據(jù)權(quán)利要求I或2所述的深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，還具有實(shí)施鍍鋅系處理的エ序。
全文摘要
本發(fā)明得到拉伸強(qiáng)度為390MPa以上且700MPa以下，r值最低的方向的r值為1.1以上的深拉深性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板。通過熱軋對(duì)鋼坯實(shí)施精軋輸出側(cè)溫度為800℃以上的精軋，在550℃以上且720℃以下進(jìn)行卷取，冷卻，從而形成熱軋板，上述鋼組成為，以質(zhì)量%計(jì)，含有C0.0005~0.040%、Si1.5%以下、Mn0.5~3.0%、P0.005~0.1%、S0.01%以下、Al0.005~0.5%、N0.005%以下，而且含有Nb0.5%以下、Ti0.5%以下、V0.5%以下中的1種或2種以上，對(duì)該熱軋板實(shí)施酸洗和軋制率50%以上且85%以下的冷軋，從而形成冷軋板，以退火溫度為760℃以上且950℃以下對(duì)該冷軋板進(jìn)行退火，此時(shí)在700℃以上且退火溫度以下的溫度范圍施加0.1%以上且2.0%以下的應(yīng)變。
文檔編號(hào)C22C38/38GK102822359SQ201180015759
公開日2012年12月12日 申請(qǐng)日期2011年3月7日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月26日
發(fā)明者奧田金晴, 田中靖 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社