本發(fā)明涉及熱軋鋼板。
背景技術(shù):
以往,為了汽車(chē)車(chē)體的輕量化,懸掛部件或車(chē)體的結(jié)構(gòu)用部件中大多使用有高強(qiáng)度鋼板。汽車(chē)的懸掛部件要求無(wú)切口材料的疲勞特性和缺口疲勞特性,但對(duì)于以往的高強(qiáng)度鋼板,這些性能不充分,存在無(wú)法減少部件的板厚的問(wèn)題。
為了提高無(wú)缺口材料的疲勞特性,有效的是,使組織微細(xì)化。例如,專(zhuān)利文獻(xiàn)1和專(zhuān)利文獻(xiàn)2中記載了,在保持熱軋不變的狀態(tài)下,具有平均粒徑小于2μm的超微細(xì)鐵素體晶粒的熱軋鋼板,該鋼板的延性、韌性、疲勞強(qiáng)度等優(yōu)異,據(jù)說(shuō)這些特性的各向異性小。另外,疲勞斷裂從表面附近產(chǎn)生,因此使表面附近的組織微細(xì)化也是有效的。專(zhuān)利文獻(xiàn)3中記載了,具有多邊形鐵素體的平均晶體粒徑從板厚中心朝向表層依次變小的晶體粒徑傾斜組織的熱軋鋼板。進(jìn)而,馬氏體組織的細(xì)?;瘜?duì)疲勞特性的提高也是有效的。專(zhuān)利文獻(xiàn)4中記載了如下機(jī)械結(jié)構(gòu)鋼管:顯微組織的面分率的80%以上為馬氏體,馬氏體組織的平均塊直徑為3μm以下,且最大塊直徑為平均塊直徑的1倍以上且3倍以下。然而,細(xì)?;m然提高無(wú)缺口材料的疲勞特性,但是沒(méi)有斷裂傳播速度的延遲效果,無(wú)助于缺口疲勞特性的提高。
對(duì)于缺口疲勞特性的提高,報(bào)道了,由復(fù)合組織化所產(chǎn)生的斷裂傳播速度的降低是有效的。專(zhuān)利文獻(xiàn)5中,通過(guò)使硬質(zhì)的貝氏體或馬氏體分散于以微細(xì)的鐵素體為主相的組織中,兼顧無(wú)缺口材料的疲勞特性和缺口疲勞特性。專(zhuān)利文獻(xiàn)6和7中報(bào)道了,通過(guò)提高復(fù)合組織中的馬氏體的長(zhǎng)徑比,可以降低斷裂傳播速度。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專(zhuān)利文獻(xiàn)
專(zhuān)利文獻(xiàn)1:日本特開(kāi)平11-92859號(hào)公報(bào)
專(zhuān)利文獻(xiàn)2:日本特開(kāi)平11-152544號(hào)公報(bào)
專(zhuān)利文獻(xiàn)3:日本特開(kāi)2004-211199號(hào)公報(bào)
專(zhuān)利文獻(xiàn)4:日本特開(kāi)2010-70789號(hào)公報(bào)
專(zhuān)利文獻(xiàn)5:日本特開(kāi)平04-337026號(hào)公報(bào)
專(zhuān)利文獻(xiàn)6:日本特開(kāi)2005-320619號(hào)公報(bào)
專(zhuān)利文獻(xiàn)7:日本特開(kāi)平07-90478號(hào)公報(bào)
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素:
發(fā)明要解決的問(wèn)題
專(zhuān)利文獻(xiàn)5中沒(méi)有記載用于提高壓制成型性的方法,對(duì)貝氏體和馬氏體的硬度和形狀未給予特別的注意,因此認(rèn)為不具備良好的壓制成型性。
專(zhuān)利文獻(xiàn)6和7中,對(duì)于進(jìn)行壓制成型時(shí)所需的延性和擴(kuò)孔性等加工性沒(méi)有考慮。
本發(fā)明是為了解決這樣的問(wèn)題而作出的,其目的在于,提供軋制方向的疲勞特性和加工性優(yōu)異的熱軋鋼板。
用于解決問(wèn)題的方案
本發(fā)明人等為了達(dá)成上述目的反復(fù)深入研究,通過(guò)使高強(qiáng)度熱軋鋼板的化學(xué)組成和制造條件最佳化,控制鋼板的顯微組織,從而成功地制造了軋制方向的疲勞特性和加工性優(yōu)異的鋼板。本發(fā)明的主旨如以下所述。
(1)
一種熱軋鋼板,其化學(xué)組成以質(zhì)量%計(jì)為:
C:0.03~0.2%,
Mn:0.1~3.0%,
P:0.10%以下,
S:0.03%以下,
Al+Si:0.2~3.0%,
N:超過(guò)0%且為0.01%以下,
O:超過(guò)0%且為0.01%以下,
Ti:0~0.3%,
Nb:0~0.3%,
Mg:0~0.01%,
Ca:0~0.01%,
REM:0~0.1%,
B:0~0.01%,
Cu:0~2.0%,
Ni:0~2.0%,
Mo:0~1.0%,
V:0~0.3%,
Cr:0~2.0%,
余量:鐵和雜質(zhì),
顯微組織為:以鐵素體作為主體,以面積分率計(jì),由馬氏體和/或奧氏體構(gòu)成的硬質(zhì)相為3%以上且低于20%,
存在于板厚中央部的硬質(zhì)相中的長(zhǎng)徑比為3以上的硬質(zhì)相占60%以上,
存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度小于20μm,
鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比小于5,
從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比之和為3.5以上,且從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比為1.0以下。
(2)
根據(jù)上述(1)所述的熱軋鋼板,其以質(zhì)量%計(jì),包含選自Ti:(0.005+48/14[N]+48/32[S])%以上且0.3%以下、Nb:0.01~0.3%中的一種以上。
其中,[N]是指N的含量(質(zhì)量%),[S]是指S的含量(質(zhì)量%)。
(3)
根據(jù)上述(1)所述的熱軋鋼板,其以質(zhì)量%計(jì),包含選自Mg:0.0005~0.01%、Ca:0.0005~0.01%、REM:0.0005~0.1%中的一種以上。
(4)
根據(jù)上述(1)所述的熱軋鋼板,其以質(zhì)量%計(jì),包含B:0.0002~0.01%。
(5)
根據(jù)上述(1)所述的熱軋鋼板,其以質(zhì)量%計(jì),包含選自Cu:0.01~2.0%、Ni:0.01~2.0%、Mo:0.01~1.0%、V:0.01~0.3%、Cr:0.01~2.0%中的一種以上。
(6)
根據(jù)上述(1)所述的熱軋鋼板,其中,在表面具有熱浸鍍鋅層或合金化鍍鋅層。
發(fā)明的效果
根據(jù)本發(fā)明,可以提供軋制方向的疲勞特性和加工性優(yōu)異的熱軋鋼板。本發(fā)明可以適合用于板厚8mm以下的鋼板。本發(fā)明的熱軋鋼板可以延長(zhǎng)汽車(chē)用材料的懸掛部件等的疲勞壽命,因此產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)顯著。
附圖說(shuō)明
圖1為示出疲勞試驗(yàn)中使用的試驗(yàn)片的形狀和尺寸的示意圖,圖1的(a)示出測(cè)定無(wú)缺口時(shí)的疲勞強(qiáng)度的試驗(yàn)片的俯視圖和正面圖,圖1的(b)示出測(cè)定有缺口時(shí)的疲勞強(qiáng)度的試驗(yàn)片的俯視圖和正面圖。
具體實(shí)施方式
1.熱軋鋼板的顯微組織
1-1.構(gòu)成熱軋鋼板的各相的面積分率
本發(fā)明的熱軋鋼板需要以鐵素體作為主體,由馬氏體和/或奧氏體構(gòu)成的硬質(zhì)相以面積分率計(jì)存在3%以上且低于20%。如果將顯微組織制成在作為主相的鐵素體中配置有作為第二相的硬質(zhì)相而成的復(fù)合組織,則鐵素體用于提高延性,硬質(zhì)相用于提高強(qiáng)度,因此,變成強(qiáng)度與延性的均衡性良好的鋼板。進(jìn)而,硬質(zhì)相成為鐵素體中的疲勞斷裂傳播的障礙,有降低疲勞斷裂傳播速度的效果,因此具有上述復(fù)合組織的鋼板的沖裁疲勞特性優(yōu)異。由此,對(duì)于本發(fā)明的熱軋鋼板,形成以鐵素體作為主體、且分配有作為第二相的由馬氏體和/或奧氏體構(gòu)成的硬質(zhì)相的顯微組織。鐵素體為主體是指,熱軋鋼板中的作為主相的鐵素體的面積分率最高。鐵素體的面積分率優(yōu)選70~97%。
由硬質(zhì)相產(chǎn)生的疲勞斷裂傳播抑制效果在硬質(zhì)相的面積分率為3%以上時(shí)體現(xiàn)。另一方面,硬質(zhì)相的面積分率變?yōu)?0%以上時(shí),硬質(zhì)相成為被稱(chēng)為空隙的缺陷的起點(diǎn),使擴(kuò)孔率降低,不滿足汽車(chē)的懸掛部件所需的“(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(擴(kuò)孔率(%))≥35000”。由此,使由馬氏體或奧氏體構(gòu)成的硬質(zhì)相在以鐵素體作為主體的顯微組織中以面積分率計(jì)存在3%以上且低于20%。硬質(zhì)相優(yōu)選的是,以面積分率計(jì)存在5%以上,更優(yōu)選的是存在7%以上。
1-2.存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比
接著,對(duì)存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比進(jìn)行說(shuō)明。利用軸疲勞試驗(yàn)進(jìn)行沖裁疲勞試驗(yàn)時(shí),從板厚中央部產(chǎn)生疲勞斷裂,斷裂沿板厚方向傳播而導(dǎo)致斷裂。此時(shí),為了抑制斷裂的發(fā)生和初始的傳播,板厚中央部的硬質(zhì)相的形態(tài)是特別重要的。
硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比用(硬質(zhì)相的長(zhǎng)軸的長(zhǎng)度/硬質(zhì)相的短軸的長(zhǎng)度)定義。本發(fā)明的熱軋鋼板中,“硬質(zhì)相的長(zhǎng)軸的長(zhǎng)度”設(shè)為“鋼板的軋制方向上的硬質(zhì)相的長(zhǎng)度”,“硬質(zhì)相的短軸的長(zhǎng)度”設(shè)為“鋼板的厚度方向上的硬質(zhì)相的長(zhǎng)度”。硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比越大,成為疲勞斷裂傳播障礙的硬質(zhì)相中產(chǎn)生斷裂的頻率增加,而且斷裂的迂回·分支距離增大,因此對(duì)疲勞斷裂傳播速度降低是有效的。此處,對(duì)于長(zhǎng)徑比小于3的硬質(zhì)相,斷裂在硬質(zhì)相中產(chǎn)生時(shí)的迂回·分支距離小,因此斷裂傳播抑制效果小。因此,增加長(zhǎng)徑比為3以上的硬質(zhì)相是有效的。由此,對(duì)于本發(fā)明的熱軋鋼板,使存在于板厚中央部的硬質(zhì)相中的長(zhǎng)徑比為3以上的硬質(zhì)相占60%以上。存在于板厚中央部的硬質(zhì)相中的長(zhǎng)徑比為3以上的硬質(zhì)相的存在比率優(yōu)選設(shè)為80%以上。
1-3.存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度
對(duì)存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度進(jìn)行說(shuō)明。由鐵素體和硬質(zhì)相形成的復(fù)合組織鋼變形時(shí),軟質(zhì)的鐵素體側(cè)優(yōu)先地發(fā)生塑性變形,因此伴隨著變形,硬質(zhì)相所承擔(dān)的應(yīng)力增大,在鐵素體·硬質(zhì)相界面產(chǎn)生大的應(yīng)變。
硬質(zhì)相所承擔(dān)的應(yīng)力或鐵素體·硬質(zhì)相界面的應(yīng)變變?yōu)橐欢ㄒ陨蠒r(shí),在鋼中產(chǎn)生被稱(chēng)為空隙的缺陷,該空隙連接而導(dǎo)致斷裂。容易產(chǎn)生空隙的材料的局部變形弱,擴(kuò)孔性低。
硬質(zhì)相沿軋制方向拉伸時(shí),變形時(shí)的應(yīng)力和應(yīng)變向硬質(zhì)相集中,在早期產(chǎn)生空隙,因此擴(kuò)孔性容易劣化。另外,與表層部相比,板厚中央部的塑性約束強(qiáng),有容易產(chǎn)生空隙的傾向,因此,板厚中央部的硬質(zhì)相的長(zhǎng)度是特別重要的。
根據(jù)本發(fā)明人等的研究,通過(guò)將存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度控制為小于20μm,可以抑制空隙的產(chǎn)生,可以達(dá)成汽車(chē)的懸掛部件所需的、(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(擴(kuò)孔率(%))≥35000。因此,對(duì)于本發(fā)明的熱軋鋼板,將存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度限定為小于20μm。板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度優(yōu)選小于18μm。
硬質(zhì)相由馬氏體和/或奧氏體構(gòu)成。即,存在:僅由馬氏體形成的硬質(zhì)相、僅由奧氏體形成的硬質(zhì)相、由馬氏體和奧氏體這兩者形成的硬質(zhì)相這3個(gè)形態(tài)。另外,硬質(zhì)相有由單一種的晶粒(馬氏體晶粒或奧氏體晶粒)形成的情況,也有多種晶粒集合而一體地構(gòu)成硬質(zhì)相的情況。多種晶粒集合而成的硬質(zhì)相中也有多種馬氏體晶粒的集合體、多種奧氏體晶粒、單一種或多種馬氏體晶粒與單一種或多種奧氏體晶粒的集合體的情況。
1-4.鐵素體晶粒的長(zhǎng)徑比
對(duì)鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比進(jìn)行說(shuō)明。鐵素體晶粒的長(zhǎng)徑比用(鐵素體晶粒的長(zhǎng)軸的長(zhǎng)度/鐵素體晶粒的短軸的長(zhǎng)度)定義。本發(fā)明的熱軋鋼板中,“鐵素體晶粒的長(zhǎng)軸的長(zhǎng)度”設(shè)為“鋼板的軋制方向上的鐵素體晶粒的長(zhǎng)度”,“鐵素體晶粒的短軸的長(zhǎng)度”設(shè)為“鋼板的厚度方向上的鐵素體晶粒的長(zhǎng)度”。對(duì)奧氏體區(qū)域軋制加工結(jié)束時(shí),鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比變?yōu)樾∮?。另一方面,最終軋制溫度低,奧氏體與鐵素體的二相區(qū)域中進(jìn)行了軋制時(shí),鐵素體晶粒沿軋制方向延伸,因此鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比變?yōu)?以上。鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比為5以上時(shí),鐵素體晶粒發(fā)生加工固化,因此,鋼板的延性降低,無(wú)法滿足(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(總伸長(zhǎng)率(%))≥18000。因此,對(duì)于本發(fā)明的熱軋鋼板,使鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比小于5。
1-5.X射線隨機(jī)強(qiáng)度比
對(duì)X射線隨機(jī)強(qiáng)度比進(jìn)行說(shuō)明。無(wú)缺口材料的疲勞壽命受到產(chǎn)生疲勞斷裂為止的壽命較大影響。已知的是,疲勞斷裂的產(chǎn)生經(jīng)過(guò)(1)位錯(cuò)組織的飽和、(2)突出·摻入的形成、(3)疲勞斷裂的形成這3個(gè)階段的過(guò)程。
此次,本發(fā)明人等進(jìn)行了深入研究,結(jié)果發(fā)現(xiàn):通過(guò)適當(dāng)?shù)乜刂破谠囼?yàn)時(shí)的應(yīng)力負(fù)荷方向的晶體取向,通過(guò)使X射線隨機(jī)強(qiáng)度比滿足規(guī)定的條件,從而可以延遲3個(gè)階段的過(guò)程中的(1)位錯(cuò)組織的飽和,可以提高無(wú)缺口材料的軋制方向的疲勞壽命。以下對(duì)其機(jī)制進(jìn)行說(shuō)明。
鐵的晶體結(jié)構(gòu)為體心立方結(jié)構(gòu)(body-centered cubic,b.c.c.結(jié)構(gòu)),發(fā)揮滑動(dòng)系據(jù)說(shuō)為{110}<111>系、{112}<111>系、{123}<111>系這42個(gè)。對(duì)于晶體取向的表示如后所述。多晶的情況下,根據(jù)晶體取向而變形的容易程度不同,變形的難易度由泰勒因子決定。泰勒因子是由(F)式定義的值。
dΣΓi=Mdε···(F)
其中,分別地,Γi是指滑動(dòng)系i的滑動(dòng)量,ΣΓi是指活動(dòng)的滑動(dòng)整體的滑動(dòng)量的總和,M是指泰勒因子,ε是指整體的塑性應(yīng)變量。
泰勒因子越小,即使各滑動(dòng)系的滑動(dòng)量的總和小,整體的塑性應(yīng)變量也越大,因此可以以小的能量進(jìn)行塑性變形。泰勒因子在相對(duì)于應(yīng)力負(fù)荷方向的晶體取向發(fā)生變化,因此泰勒因子小的取向的晶粒容易變形,泰勒因子大的取向的晶粒難以變形。
根據(jù)研究人等的計(jì)算,已知的是,如果b.c.c.金屬中假定上述42個(gè)滑動(dòng)系,則使<001>取向、<011>取向和<111>取向拉伸變形時(shí)的泰勒因子的值分別為2.1、3.2和3.2,<001>取向最容易變形,位錯(cuò)組織的形成快。另一方面,<011>取向、<111>取向難以變形,因此位錯(cuò)組織的形成慢。即,對(duì)于應(yīng)力負(fù)荷方向朝向<001>取向的晶粒的疲勞斷裂的發(fā)生壽命短,朝向<011>取向、<111>取向的晶粒的疲勞斷裂的發(fā)生壽命長(zhǎng)。
本發(fā)明人等進(jìn)行了研究,結(jié)果發(fā)現(xiàn):通過(guò)將從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比之和控制為3.5以上,且從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度控制為1.0以下,從而軋制方向的疲勞特性變?yōu)?疲勞極限)/(拉伸強(qiáng)度)為0.55以上的良好的值。此處所謂“疲勞極限”是指,后述的無(wú)缺口的疲勞試驗(yàn)片中得到的1000萬(wàn)次時(shí)間強(qiáng)度。
基于該發(fā)現(xiàn),對(duì)于本發(fā)明的熱軋鋼板,使從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比之和為3.5以上,且使從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比為1.0以下。從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比之和優(yōu)選為4.0以上。另外,從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比優(yōu)選為0.8以下。
1-6.熱軋鋼板的顯微組織、X射線隨機(jī)強(qiáng)度的測(cè)定方法
(1)鐵素體和硬質(zhì)相的面積分率的測(cè)定方法
對(duì)于構(gòu)成以上那樣的本發(fā)明的熱軋鋼板的組織的鐵素體由馬氏體和/或奧氏體構(gòu)成的硬質(zhì)相的面積分率,使用將與鋼板的寬度方向垂直的截面作為觀察面而采集的試樣進(jìn)行測(cè)定。試樣對(duì)觀察面進(jìn)行研磨,進(jìn)行硝酸浸蝕液蝕刻。利用FE-SEM,對(duì)經(jīng)過(guò)硝酸浸蝕液蝕刻的觀察面的、板厚的1/4厚(是指,自鋼板的表面起沿鋼板的厚度方向至鋼板厚度的1/4的位置。以下同樣。)、3/8厚、和1/2厚的范圍進(jìn)行觀察。
對(duì)于各試樣的觀察對(duì)象范圍,以1000倍的倍率觀察10個(gè)視野,測(cè)定各視野中鐵素體和硬質(zhì)相所占的面積比例。硬質(zhì)相的面積為馬氏體與奧氏體的合計(jì)的面積。而且,將鐵素體和硬質(zhì)相所占的面積比例在全部視野的平均值作為鐵素體和硬質(zhì)相的面積率。
(2)存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比和軋制方向的長(zhǎng)度、鐵素體相的長(zhǎng)徑比
存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比和軋制方向的長(zhǎng)度對(duì)上述試樣中的位于板厚的1/2厚的硬質(zhì)相而求出。使用FE-SEM對(duì)上述試樣中的位于板厚1/2厚的硬質(zhì)相50個(gè)以上進(jìn)行觀察,測(cè)定各硬質(zhì)相的鋼板軋制方向的長(zhǎng)度和鋼板厚度方向的長(zhǎng)度。根據(jù)這些長(zhǎng)度的測(cè)定結(jié)果,算出各硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比。觀察到的硬質(zhì)相中,算出長(zhǎng)徑比為3以上的硬質(zhì)相的比例。另外,將觀察到的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度的平均值作為存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度。
板厚中央部是指,自鋼板的表面起沿鋼板的厚度方向至鋼板厚度的1/2的位置。例如板厚中央部中,任意地選擇位于50μm×200μm的視野范圍內(nèi)的硬質(zhì)相50個(gè),測(cè)定各硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度和鋼板厚度方向的長(zhǎng)度。為了提高測(cè)定精度,可以對(duì)于位于視野范圍內(nèi)的硬質(zhì)相的全部來(lái)測(cè)定軋制方向的長(zhǎng)度和厚度方向的長(zhǎng)度,用以代替任意選擇的50個(gè)。
就鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比而言,對(duì)上述試樣中的位于板厚的1/4厚~1/2厚的位置的鐵素體晶粒而求出。利用FE-SEM對(duì)上述試樣中的位于板厚的1/4厚~1/2厚的位置的50個(gè)以上鐵素體晶粒進(jìn)行觀察,測(cè)定各鐵素體晶粒的鋼板軋制方向的長(zhǎng)度和鋼板厚度方向的長(zhǎng)度。根據(jù)這些長(zhǎng)度的測(cè)定結(jié)果,算出各鐵素體晶粒的長(zhǎng)徑比,將觀察到的鐵素體晶粒的長(zhǎng)徑比的平均值作為鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比。
(3)X射線隨機(jī)強(qiáng)度比
從軋制方向觀察到的<001>取向、<011>取向和<111>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比可以由根據(jù)X射線衍射測(cè)定的逆極點(diǎn)圖而求出。X射線隨機(jī)強(qiáng)度比是指,在同一條件下通過(guò)X射線衍射法等測(cè)定不具有向特定取向發(fā)生累積的標(biāo)準(zhǔn)試樣和受試材料的X射線強(qiáng)度,是所得受試材料的X射線強(qiáng)度除以標(biāo)準(zhǔn)試樣的X射線強(qiáng)度而得到的數(shù)值。
此處,對(duì)于熱軋鋼板,晶體取向通常將與板面垂直的取向用[hkl]或{hkl}表示,將與軋制方向平行的取向用(uvw)或<uvw>表示。{hkl}、<uvw>為等價(jià)面的總稱(chēng),[hkl]、(uvw)是指各晶面。本發(fā)明中,使以屬于b.c.c.結(jié)構(gòu)的鐵素體作為主體的熱軋鋼板為對(duì)象,因此,例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面是等價(jià)的,不進(jìn)行區(qū)別。這樣的情況下,將這些取向統(tǒng)稱(chēng)為<111>。需要說(shuō)明的是,晶體學(xué)中,對(duì)于取向,“-1”正式地是在“1”上添加“-”來(lái)表示,此處由于記載的限制而表示為“-1”。
X射線衍射用試樣的制作如下進(jìn)行。將鋼板的軋制方向截面(與軋制方向垂直的截面)通過(guò)機(jī)械研磨、化學(xué)研磨等進(jìn)行研磨,通過(guò)拋光研磨加工成鏡面后,通過(guò)電解研磨、化學(xué)研磨等去除應(yīng)變。X射線衍射的范圍設(shè)為板厚整體。無(wú)法一次性測(cè)量整體時(shí),可以將板厚方向分成多個(gè)視野進(jìn)行測(cè)定,將這些結(jié)果進(jìn)行平均而求出。另外,難以利用X射線衍射進(jìn)行測(cè)定的情況下,也可以通過(guò)EBSP(電子背散射衍射,Electron Back Scattering Pattern)法、ECP(電子通道花樣,Electron Channeling Pattern)法等進(jìn)行統(tǒng)計(jì)上足夠數(shù)目的測(cè)定,求出各取向的X射線衍射隨機(jī)強(qiáng)度比。
2.鋼板的化學(xué)組成
本發(fā)明的熱軋鋼板的化學(xué)組成含有如下元素。以下,針對(duì)這些元素含量的限定理由也一并進(jìn)行說(shuō)明。元素含量的“%”是指“質(zhì)量%”。
C:0.03~0.2%
碳(C)是本發(fā)明中重要的元素之一。C使馬氏體生成并使奧氏體穩(wěn)定化,因此不僅有利于由組織強(qiáng)化所產(chǎn)生的熱軋鋼板的強(qiáng)度提高,還有抑制斷裂傳播的效果。但是,C含量小于0.03%時(shí),無(wú)法確保規(guī)定的硬質(zhì)相的面積分率,因此,無(wú)法確認(rèn)沖裁疲勞特性的提高效果。另一方面,超過(guò)0.2%地含有時(shí),構(gòu)成作為第二相的硬質(zhì)相的低溫相變生成物的面積分率變得過(guò)剩,擴(kuò)孔性降低。因此,C含量設(shè)為0.03%~0.2%。C含量的下限優(yōu)選設(shè)為0.06%,上限優(yōu)選設(shè)為0.18%。
Mn:0.1~3.0%
錳(Mn)是在固溶強(qiáng)化的基礎(chǔ)上,為了在提高淬火性的鋼板組織中使馬氏體或奧氏體生成而含有的。即使Mn含量超過(guò)3%地含有,該效果也飽和。另一方面,Mn含量小于0.1%時(shí),難以發(fā)揮冷卻中的珠光體和貝氏體的生成抑制效果。因此,Mn含量設(shè)為0.1~3.0%。Mn含量的下限優(yōu)選設(shè)為0.3%,上限優(yōu)選設(shè)為2.5%。
P:0.10%以下
磷(P)為鐵水中所含的雜質(zhì),是在晶界中偏析,并伴隨著含量的增加而降低低溫韌性的元素。因此,P含量越低越優(yōu)選。另外,含有超過(guò)0.10%的P時(shí),對(duì)加工性和焊接性造成不良影響。因此,P含量設(shè)為0.10%以下。特別是考慮焊接性時(shí),P含量的上限優(yōu)選0.03%。
S:0.03%以下
硫(S)為鐵水中所含的雜質(zhì),含量過(guò)多時(shí),是不僅引起熱軋時(shí)的裂縫,而且生成使擴(kuò)孔性劣化的MnS等夾雜物的元素。因此S的含量應(yīng)該極力降低。然而,如果為0.03%以下,則為能夠允許的范圍。因此,S含量設(shè)為0.03%以下。但是,需要一定程度的擴(kuò)孔性時(shí),S含量的上限優(yōu)選0.01%,更優(yōu)選0.005%。
Si+Al:0.2~3.0%
硅(Si)和鋁(Al)均為本發(fā)明中重要的元素之一。Si和Al抑制鐵中的{112}<111>滑動(dòng),有通過(guò)延遲位錯(cuò)組織形成,來(lái)提高疲勞斷裂的產(chǎn)生壽命的效果。該效果在Si和Al的合計(jì)含量(Si+Al)為0.2%以上時(shí)得到,為0.5%以上時(shí)顯著。另外,即使超過(guò)3.0%地含有,效果也飽和,經(jīng)濟(jì)性惡化。因此,Si+Al設(shè)為0.2~3.0%。Si+Al的下限優(yōu)選設(shè)為0.5%。需要說(shuō)明的是,本發(fā)明的Al含量是指,酸可溶Al(所謂“sol.Al”)。Si和Al可以僅任意一者含有0.2~3.0%,也可以Si和Al這兩者合計(jì)含有0.2~3.0%。
N:超過(guò)0%且為0.01%以下
氮(N)是在鋼中以TiN的形式存在,從而通過(guò)板坯加熱時(shí)的晶體粒徑的微細(xì)化,有利于提高低溫韌性的元素。因此,也可以含有。但是,通過(guò)使N以大于0.01%地含有,鋼板焊接時(shí)形成進(jìn)出口孔,有降低焊接部的接頭強(qiáng)度的擔(dān)心。因此,N含量設(shè)為0.01%以下。另一方面,使N含量小于0.0001%在經(jīng)濟(jì)上是不優(yōu)選的。因此,N含量的下限優(yōu)選設(shè)為0.0001%以上,更優(yōu)選設(shè)為0.0005%。
O:超過(guò)0%且為0.01%以下
氧(O)形成氧化物,使成形性劣化,因此必須抑制含量。特別是,O含量超過(guò)0.01%時(shí),成形性的劣化傾向變顯著。因此,O含量設(shè)為0.01%以下。另一方面,使O含量小于0.001%在經(jīng)濟(jì)上是不優(yōu)選的。因此,O含量的下限優(yōu)選設(shè)為0.001%以上。
Ti:0~0.3%
Nb:0~0.3%
鈦(Ti)是兼顧優(yōu)異的低溫韌性和基于析出強(qiáng)化的高強(qiáng)度的元素。因此,根據(jù)需要也可以含有Ti。Ti的碳氮化物或固溶Ti使熱軋時(shí)的晶粒生長(zhǎng)延遲,因此可以使熱軋鋼板的粒徑微細(xì)化,有利于低溫韌性提高。然而,Ti含量超過(guò)0.3%時(shí),上述效果飽和,經(jīng)濟(jì)性降低。因此,Ti含量設(shè)為0~0.3%。另外,Ti含量小于(0.005+48/14[N]+48/32[S])%時(shí),有無(wú)法充分得到上述效果的擔(dān)心。因此,Ti含量?jī)?yōu)選0.005+48/14[N]+48/32[S](%)以上且0.3%以下。此處,[N]和[S]分別為N含量(%)和S含量(%)。進(jìn)而,Ti含量超過(guò)0.15%時(shí),有鑄造時(shí)中間包噴嘴容易堵塞的擔(dān)心。因此,Ti含量的上限優(yōu)選設(shè)為0.15%。
鈮(Nb)是提高熱軋鋼板的低溫韌性的元素。因此,根據(jù)需要也可以含有Nb。Nb的碳氮化物或固溶Nb使熱軋時(shí)的晶粒生長(zhǎng)延遲,從而可以使熱軋鋼板的粒徑微細(xì)化,有利于低溫韌性提高。然而,即使Nb含量超過(guò)0.3%地含有,上述效果也飽和,經(jīng)濟(jì)性降低。因此,Nb含量設(shè)為0~0.3%。另外,Nb含量小于0.01%時(shí),有無(wú)法充分得到上述效果的擔(dān)心。因此,Nb含量的下限優(yōu)選設(shè)為0.01%,上限優(yōu)選設(shè)為0.1%。
Mg:0~0.01%
Ca:0~0.01%
REM:0~0.1%
鎂(Mg)、鈣(Ca)和稀土元素(REM)是控制成為破壞的起點(diǎn)、成為使加工性劣化的原因的非金屬夾雜物的形態(tài)來(lái)提高加工性的元素。因此,根據(jù)需要也可以含有它們中的任意1種以上。然而,即使含有超過(guò)0.01%的Mg、超過(guò)0.01%的Ca或超過(guò)0.1%的REM,上述效果也飽和,經(jīng)濟(jì)性降低。因此,Mg含量設(shè)為0~0.01%,Ca含量設(shè)為0~0.01%,REM含量設(shè)為0~0.1%。通過(guò)以Mg、Ca和REM的各自的含量為0.0005%以上的方式含有,上述效果變顯著。因此,分別地,Mg含量的下限優(yōu)選0.0005%,Ca含量的下限優(yōu)選0.0005%,REM含量的下限優(yōu)選0.0005%。需要說(shuō)明的是,REM是Sc、Y和鑭系元素的合計(jì)17種元素的總稱(chēng),REM的含量是指上述元素的總量。
B:0~0.01%
B是在晶界中偏析、提高晶界強(qiáng)度從而提高低溫韌性的元素。因此,根據(jù)需要也可以在鋼板中含有。然而,B含量超過(guò)0.01%時(shí),不僅上述效果飽和而且經(jīng)濟(jì)性差。因此,B含量設(shè)為0~0.01%。另外,上述效果在鋼板的B含量變?yōu)?.0002%以上時(shí)變顯著。因此,B含量的下限優(yōu)選0.0002%,更優(yōu)選0.0005%。B含量的上限優(yōu)選0.005%,更優(yōu)選0.002%。
Cu:0~2.0%
Ni:0~2.0%
Mo:0~1.0%
V:0~0.3%
Cr:0~2.0%
銅(Cu)、鎳(Ni)、鉬(Mo)、釩(V)和鉻(Cr)是有通過(guò)析出強(qiáng)化或固溶強(qiáng)化來(lái)提高熱軋鋼板的強(qiáng)度的效果的元素。因此,根據(jù)需要也可以含有這些元素中的任意1種以上。然而,即使Cu含量超過(guò)2.0%,Ni含量超過(guò)2.0%,Mo含量超過(guò)1.0%,V含量超過(guò)0.3%,Cr含量超過(guò)2.0%地含有,上述效果也飽和,經(jīng)濟(jì)性降低。因此,Cu含量設(shè)為0~2.0%,Ni含量設(shè)為0~2.0%,Mo含量設(shè)為0~1.0%,V含量設(shè)為0~0.3%,Cr含量設(shè)為0~2.0%。另外,Cu、Ni、Mo、V和Cu的各自的含量小于0.01%時(shí),無(wú)法充分得到上述效果。因此,Cu含量的下限優(yōu)選0.01%,更優(yōu)選0.02%。分別地,Ni含量的下限優(yōu)選0.01%,Mo含量的下限優(yōu)選0.01%,V含量的下限優(yōu)選0.01%,Cr含量的下限優(yōu)選0.01%。另外,分別地,Cu含量的上限優(yōu)選1.2%,Ni含量的上限優(yōu)選0.6%,Mo含量的上限優(yōu)選0.7%,V含量的上限優(yōu)選0.2%,Cr含量的上限優(yōu)選1.2%。
以上為本發(fā)明的熱軋鋼板的基本化學(xué)組成。本發(fā)明的熱軋鋼板的化學(xué)組成的余量由鐵和雜質(zhì)組成。需要說(shuō)明的是,雜質(zhì)是指,工業(yè)制造鋼材時(shí),由于礦石、廢料等原料其它因素而混入的成分。
需要說(shuō)明的是,確認(rèn)了,作為除上述元素以外的元素,即使以合計(jì)含有1%以下的Zr、Sn、Co、Zn和W中的1種以上代替鐵的一部分,本發(fā)明的熱軋鋼板的優(yōu)異的軋制方向的疲勞特性和加工性也不會(huì)被破壞。對(duì)于這些元素中的Sn,熱軋時(shí)有產(chǎn)生瑕疵的擔(dān)心,因此Sn含量的上限優(yōu)選0.05%。
對(duì)于具有以上那樣的組織和組成的本發(fā)明的熱軋鋼板,在表面具備利用熱浸鍍鋅處理的熱浸鍍鋅層、進(jìn)而鍍覆后進(jìn)行合金化處理而具備合金化鍍鋅層,從而可以提高耐腐蝕性。另外,鍍層不限定于純鋅,也可以含有Si、Mg、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素,實(shí)現(xiàn)耐腐蝕性的進(jìn)一步提高。通過(guò)具備這樣的鍍層,不會(huì)破壞本發(fā)明的熱軋鋼板的優(yōu)異的沖裁疲勞特性和加工性。
另外,本發(fā)明的熱軋鋼板即使具有基于有機(jī)覆膜形成、薄膜層壓、有機(jī)鹽類(lèi)/無(wú)機(jī)鹽類(lèi)處理、無(wú)鉻酸鹽處理等的表面處理層中的任意者,也可以得到本發(fā)明的效果。
3.本發(fā)明的熱軋鋼板的制造方法
只要可以得到具有前述顯微組織的熱軋鋼板就對(duì)其制造方法沒(méi)有特別限制,例如,通過(guò)具備以下的工序[a]~[h]的制造方法,可以穩(wěn)定地得到本發(fā)明的熱軋鋼板。以下,以各工序的詳細(xì)情況為一例進(jìn)行說(shuō)明。
[a]板坯鑄造工序
熱軋之前的板坯的制造方法沒(méi)有特別限定。即,利用高爐、電爐等進(jìn)行鋼的熔煉,接著進(jìn)行各種2次冶煉,以變?yōu)樯鲜龌瘜W(xué)組成的方式進(jìn)行調(diào)整,接著,可以利用通常的連續(xù)鑄造、薄板坯鑄造等方法鑄造板坯。此時(shí),只要能夠控制在本發(fā)明的成分范圍內(nèi),原料也可以使用廢料。
[b]板坯加熱工序
經(jīng)過(guò)鑄造的板坯在熱軋時(shí)被加熱至規(guī)定的溫度。連續(xù)鑄造的情況下,可以暫時(shí)冷卻至低溫后,再次加熱后進(jìn)行熱軋,也可以不特別進(jìn)行冷卻地連續(xù)鑄造,之后直接加熱并熱軋。板坯的加熱時(shí)間設(shè)為(A)式中限定的時(shí)間t1(s)以上。
t1(s)=1.4×10-6×Exp{3.2×104/(T1+273)}···(A)
其中,T1(℃):為均熱帶中的板坯的平均溫度。
將加熱時(shí)間如此限定的理由如以下所述。鑄造后的板坯的組織中,在板坯的中央存在Mn的偏析。因此,板坯的加熱不充分時(shí),在通過(guò)軋制得到的熱軋鋼板的板厚中央部殘留有Mn的偏析。Mn使奧氏體穩(wěn)定化,因此,在軋制后的冷卻中沿著Mn偏析,形成容易殘留奧氏體的區(qū)域。由此,低溫下自?shī)W氏體相變的馬氏體或殘留的奧氏體容易沿著Mn偏析而存在,使熱軋鋼板的板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度增大。
本發(fā)明人等反復(fù)深入研究,結(jié)果發(fā)現(xiàn):必須使硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度為20μm以下,使板坯的加熱時(shí)間為(A)式中限定的時(shí)間t1(s)以上。認(rèn)為,通過(guò)充分延長(zhǎng)板坯的加熱時(shí)間,可以促進(jìn)Mn的擴(kuò)散,可以降低硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度。即使不特別限定板坯加熱溫度的上限,也可以發(fā)揮本發(fā)明的效果,但使加熱溫度為過(guò)度高溫時(shí),在經(jīng)濟(jì)上不優(yōu)選。由此,板坯加熱溫度優(yōu)選低于1300℃。另外,板坯加熱溫度的下限優(yōu)選設(shè)為1150℃。板坯的加熱時(shí)間是將板坯在規(guī)定的加熱溫度(例如1150℃以上且低于1300℃的溫度)下保持的時(shí)間而不是自加熱開(kāi)始的經(jīng)過(guò)時(shí)間。
[c]粗軋工序
在板坯加熱工序后,對(duì)從加熱爐抽出的板坯,不特別等待而開(kāi)始熱軋的粗軋工序,得到粗棒。粗軋工序中,使粗軋中的合計(jì)壓下率為50%以上,且在粗軋中將以上板坯表層冷卻至下述(B)式所示的Ar3相變點(diǎn)以下2次以上、優(yōu)選3次。具體而言,使粗軋工序?yàn)槎嗟来螣彳?,將?jīng)過(guò)先前的道次的板坯的表層暫時(shí)冷卻至Ar3相變點(diǎn)以下,使其復(fù)熱至高于Ar3相變點(diǎn)的溫度。將表層復(fù)熱了的板坯在之后的道次中軋制,將板坯的表層再次冷卻至Ar3相變點(diǎn)以下。重復(fù)該過(guò)程。需要說(shuō)明的是,本發(fā)明中的板坯表層的溫度是指,距離板坯表面的深度方向處1mm的部分中的板坯的溫度,例如可以根據(jù)傳熱計(jì)算推測(cè)。通過(guò)將板坯內(nèi)部而不僅是板坯最表面的溫度冷卻至Ar3點(diǎn)以下,復(fù)熱的效果變大。
Ar3(℃)=901-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×Ni···(B)
其中,各元素符號(hào)是指各元素的含量(質(zhì)量%)。
將粗軋條件如以上那樣限定的理由如下所述。為了獲得得到軋制方向的疲勞特性良好的熱軋鋼板的本發(fā)明的效果,熱軋鋼板中,必須從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比之和為3.5以上,且從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比小于1.0。如此,控制晶體取向時(shí),通過(guò)使剪切力作用于鋼板,盡量使<011>取向和<111>取向強(qiáng),直至接近板厚中心的部分發(fā)達(dá)是重要的。通常,由于粗軋中的剪切力的作用而形成的組織的影響因被粗軋后的重結(jié)晶而排除。然而,根據(jù)本發(fā)明人等的研究,表明,通過(guò)在粗軋中將板坯表層暫時(shí)冷卻至Ar3相變點(diǎn)以下,粗軋中的組織對(duì)最終組織產(chǎn)生優(yōu)選的影響。以下記載認(rèn)為的機(jī)制。
粗軋中充分施加剪切力,暫時(shí)將板坯表層冷卻至Ar3相變點(diǎn)以下時(shí),表層周邊組織的一部分從奧氏體相變?yōu)殍F素體。此時(shí)的鐵素體受到粗軋中的剪切力的影響,因此從軋制方向觀察,<111>取向和<011>取向增大,<001>取向減少。
直至下一個(gè)道次為止表層的鐵素體復(fù)熱,逆相變?yōu)閵W氏體。此時(shí),奧氏體逆相變?yōu)榕c相變前的鐵素體的晶體取向具有一定取向關(guān)系的取向。逆相變了的表層奧氏體進(jìn)而被粗軋,再次冷卻至Ar3相變點(diǎn)以下時(shí),表層組織的一部分再次從奧氏體相變至鐵素體。相變前的奧氏體的晶體取向受到以前的鐵素體的晶體取向的影響,因此,相變后的鐵素體的<111>取向和<011>取向與前道次后相比進(jìn)一步增大。
如此,如果在粗軋中,各道次中,重復(fù)施加充分的剪切力,且冷卻至Ar3相變點(diǎn)以下使表層相變,則表層附近的<111>取向和<011>取向增大,<001>取向減少。為了充分發(fā)揮該效果,必須使粗軋中的壓下率為50%以上,充分地施加剪切力,本工序中,將板坯表層冷卻至Ar3相變點(diǎn)以下2次以上、優(yōu)選3次以上。
[d]軋制加工工序
緊接著粗軋工序的軋制加工工序中,在1100℃以下的板坯表層溫度下進(jìn)行由下述(C)式求出的形狀比X為2.3以上的軋制2道次以上,使合計(jì)軋制率為40%以上。
其中,L:軋制輥的直徑,hin:軋制輥入側(cè)的板厚,hout:軋制輥出側(cè)的板厚。
本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn):在1100℃以下的軋制中,為了使熱軋的剪切力作用直至鋼板的深處,熱軋的總道次數(shù)中,至少2道次必須滿足上述(C)式中限定的形狀比X為2.3以上。形狀比X如下述(C1)~(C3)式所示那樣,為軋制輥和鋼鈑的接觸弧長(zhǎng)ld與平均板厚hm的比。
X=ld/hm···(C1)
ld=(L×(hin-hout)/2)1/2···(C2)
hm=(hin+hout)/2···(C3)
即使通過(guò)上述(C)式求出的形狀比X為2.3以上,軋制的道次數(shù)為1道次時(shí),剪切應(yīng)變的導(dǎo)入深度也不充分。剪切應(yīng)變的導(dǎo)入深度不充分時(shí),從軋制方向觀察到的鐵素體向<111>取向和<011>取向的取向變?nèi)?,其結(jié)果,軋制方向的疲勞特性降低。因此,使得形狀比X為2.3以上的道次數(shù)為2道次以上。
軋制加工工序中的軋制的道次數(shù)越多越優(yōu)選。使道次數(shù)為3以上時(shí),總道次中可以使形狀比X為2.3以上。為了增加剪切層的厚度,優(yōu)選形狀比X的值也大。形狀比X的值優(yōu)選2.5以上,更優(yōu)選3.0以上。
形狀比X為2.3以上的軋制在高溫下進(jìn)行時(shí),由于之后的重結(jié)晶而提高楊氏模量的集合組織有時(shí)被破壞。因此,限定使形狀比X為2.3以上的道次數(shù)的軋制在板坯表層溫度為1100℃以下的狀態(tài)下進(jìn)行。另外,剪切應(yīng)變的導(dǎo)入量越大,越提高鋼板的軋制方向的疲勞特性,從軋制方向觀察,<111>取向和<011>取向的晶粒發(fā)達(dá)。該效果在1100℃以下的合計(jì)壓下率為40%以上時(shí)是顯著的,因此,使1100℃以下的合計(jì)壓下率為40%以上。
軋制加工的最終道次中的壓下設(shè)為(T2-100)℃以上且低于(T2+20)℃,優(yōu)選(T2-100)℃以上且低于T2(℃),該壓下率設(shè)為3%以上且小于40%。壓下率優(yōu)選10%以上且小于40%。T2為下述(D)式中限定的溫度。
T2(℃)=870+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V···(D)
其中,各元素符號(hào)是指各個(gè)元素的含量(質(zhì)量%)。
該最終道次中的壓下條件為了控制板厚中央部的硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比是極重要的。通過(guò)在(T2-100)℃以上且低于(T2+20)℃的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行軋制,板厚中央部的硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比增大的原因認(rèn)為是,通過(guò)在重結(jié)晶被抑制的狀態(tài)下進(jìn)行軋制,奧氏體的長(zhǎng)徑比增大,其形狀在硬質(zhì)相中也得到繼承。為了發(fā)揮增大該硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比的效果,必須使最終壓下的壓下率為3%以上。40%以上的軋制對(duì)軋制機(jī)造成大的負(fù)擔(dān),因此,優(yōu)選3%以上且小于40%的壓下率。
使最終道次中的壓下在低于(T2-100)℃的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行時(shí),變?yōu)殍F素體和奧氏體的二相域中的軋制,鐵素體加工固化,結(jié)果,鋼板的延性降低。另外,在(T2+20)℃以上的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行時(shí),板厚中央部的硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比變小。認(rèn)為這是由于,奧氏體的重結(jié)晶被促進(jìn),奧氏體的長(zhǎng)徑比減少,對(duì)硬質(zhì)相的形態(tài)也有影響。因此,最終道次中的壓下在(T2-100)℃以上且低于(T2+20)℃的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行。通過(guò)在該條件下進(jìn)行壓下,硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比變?yōu)?以上。
[e]第1冷卻工序
緊接著軋制加工工序的第1冷卻工序中,使從軋制加工的最終壓下溫度至750℃的平均冷卻速度為60℃/s以上。這是由于,冷卻速度小于60℃/s時(shí),板厚中央部的硬質(zhì)相的板厚方向的長(zhǎng)度有時(shí)變?yōu)?0μm以上。冷卻速度與硬質(zhì)相的板厚方向的長(zhǎng)度相關(guān)的原因不清楚,但冷卻速度60℃/s以上時(shí),軋制加工的最終壓下中導(dǎo)入的位錯(cuò)難以恢復(fù),作為鐵素體相變的核發(fā)揮作用,因此,板厚中央部的未相變奧氏體通過(guò)鐵素體被分割,結(jié)果,有硬質(zhì)相的板厚方向的長(zhǎng)度降低的可能性。
鋼板的厚板領(lǐng)域中,雖然有指向了通過(guò)控制硬質(zhì)相的長(zhǎng)徑比來(lái)抑制疲勞斷裂傳播的例子,但是沒(méi)有報(bào)道過(guò)兼具擴(kuò)孔性等加工性的文獻(xiàn)。推測(cè)如下為原因之一:厚板領(lǐng)域中,軋制應(yīng)變難以到達(dá)直至板厚中央部,板厚較厚,因此無(wú)法確保板厚中央部的冷卻速度而進(jìn)行位錯(cuò)的恢復(fù),結(jié)果無(wú)法充分導(dǎo)入鐵素體相變的核,無(wú)法降低硬質(zhì)相的長(zhǎng)度。
[f]均熱工序
緊接著第1冷卻工序的均熱工序中,在600℃以上且低于750℃的溫度區(qū)域中保持5s以上。均熱工序是為了得到以鐵素體作為主體的顯微組織而必須的工序。使保持時(shí)間為5s以上是由于,保持時(shí)間為5s以下時(shí),鐵素體不會(huì)成為顯微組織的主體,或硬質(zhì)相的面積分率變?yōu)?0%以上,因此,延性和擴(kuò)孔率降低。
[g]第2冷卻工序
緊接著均熱工序的第2冷卻工序中,對(duì)于下述(E)式中限定的溫度T3(℃),使T3(℃)以上且低于600℃的溫度區(qū)域中的平均冷卻速度為50℃/s以上。使平均冷卻速度為50℃/s以上是由于,平均冷卻速度小于50℃/s時(shí),組織中生成貝氏體和珠光體,難以確保硬質(zhì)相的分率,產(chǎn)生缺口疲勞特性的劣化。
T3(℃)=561-474×C-33×Mn-17×Ni-17×Cr-21×Mo···(E)
其中,各元素符號(hào)是指各個(gè)元素的含量(質(zhì)量%)。
[h]卷取工序
第2冷卻工序后,進(jìn)行鋼板的卷取。卷取時(shí)的鋼板溫度(卷取溫度)設(shè)為上述(E)式中限定的T3(℃)以下。這是由于,在超過(guò)T3(℃)的高溫下卷取時(shí),組織中生成貝氏體和珠光體,難以確保硬質(zhì)相的分率,產(chǎn)生沖裁疲勞特性的劣化。
通過(guò)以上的制造工序,制造本發(fā)明的熱軋鋼板。
需要說(shuō)明的是,上述工序[a]至[h]為止的全部工序結(jié)束后,為了通過(guò)校正鋼板形狀、導(dǎo)入可動(dòng)位錯(cuò)等而實(shí)現(xiàn)延性的提高,優(yōu)選實(shí)施壓下率為0.1%以上且2%以下的表面光軋。另外,全部工序結(jié)束后,為了去除附著于所得熱軋鋼板的表面的氧化皮,根據(jù)需要也可以對(duì)所得熱軋鋼板進(jìn)行酸洗。進(jìn)而,酸洗后,也可以對(duì)所得熱軋鋼板,以在線或離線的方式實(shí)施壓下率為10%以下的表面光軋或冷軋。
本發(fā)明的熱軋鋼板是除了本發(fā)明中限定的軋制工序之外,還經(jīng)過(guò)作為通常的熱軋工序的連續(xù)鑄造、酸洗等來(lái)制造的,除了本發(fā)明中限定的工序以外的工序即使去除其一部分而進(jìn)行制造,也可以確保本發(fā)明的效果即優(yōu)異的軋制方向的疲勞特性和加工性。
另外,暫時(shí)制造熱軋鋼板后,為了提高延性,即使以在線或離線的方式在100~600℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行熱處理,也可以確保本發(fā)明的效果即優(yōu)異的軋制方向的疲勞特性和加工性。
也可以附加對(duì)經(jīng)過(guò)上述工序而制造的熱軋鋼板進(jìn)行熱浸鍍鋅處理或合金化熱浸鍍鋅處理,或,進(jìn)行基于有機(jī)覆膜形成、薄膜層壓、有機(jī)鹽類(lèi)/無(wú)機(jī)鹽類(lèi)處理、無(wú)鉻酸鹽處理等的表面處理這樣的工序。
4.熱軋鋼板的特性的評(píng)價(jià)方法
(1)拉伸強(qiáng)度特性
熱軋鋼板的機(jī)械性質(zhì)中的拉伸強(qiáng)度特性(拉伸強(qiáng)度、總伸長(zhǎng)率)依據(jù)JIS Z 2241 2011進(jìn)行評(píng)價(jià)。試驗(yàn)片設(shè)為JIS Z 2241 2011的5號(hào)試驗(yàn)片,從鋼板的板寬度的1/4W(是指從鋼板的寬度方向端部沿鋼板的寬度方向、鋼板的寬度的1/4的長(zhǎng)度的位置。以下同樣)或3/4W位置以軋制方向?yàn)殚L(zhǎng)軸進(jìn)行采集。
(2)擴(kuò)孔率
熱軋鋼板的擴(kuò)孔率通過(guò)依據(jù)日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFS T 1001-1996所述的試驗(yàn)方法的擴(kuò)孔試驗(yàn)進(jìn)行評(píng)價(jià)。試驗(yàn)片從與拉伸試驗(yàn)片采集位置同樣的位置進(jìn)行采集,用圓筒沖床設(shè)置沖孔。本發(fā)明中的加工性優(yōu)異的鋼板是指,滿足(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(總伸長(zhǎng)率(%))≥18000且(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(擴(kuò)孔率(%))≥35000的鋼板。
(3)疲勞特性
圖1為示出疲勞試驗(yàn)中使用的試驗(yàn)片的形狀和尺寸的示意圖,圖1的(a)示出測(cè)定無(wú)缺口時(shí)的疲勞強(qiáng)度的試驗(yàn)片的俯視圖和正面圖,圖1的(b)示出測(cè)定具有缺口時(shí)的疲勞強(qiáng)度的試驗(yàn)片的俯視圖和正面圖。
評(píng)價(jià)熱軋鋼板的軋制方向的疲勞特性時(shí),使用圖1所示的形狀和尺寸的試驗(yàn)片。對(duì)于試驗(yàn)片,從與拉伸試驗(yàn)片采集位置同樣的位置以軋制方向?yàn)殚L(zhǎng)邊的方式進(jìn)行采集。圖1的(a)所示的試驗(yàn)片是用于得到無(wú)缺口時(shí)的疲勞強(qiáng)度的試驗(yàn)片。圖1的(b)所示的試驗(yàn)片是用于得到缺口材料的疲勞強(qiáng)度的沖裁試驗(yàn)片,為了接近汽車(chē)部件的實(shí)際使用中的疲勞特性評(píng)價(jià),沖裁與擴(kuò)孔試驗(yàn)片同樣地用圓筒沖床沖裁出沖裁孔1。沖裁間隙設(shè)為10%。任意的疲勞試驗(yàn)片中,從最表層直至0.05mm左右的深度為止實(shí)施用表面粗糙度完成符號(hào)表示的三山加工(three triangle finish)研削。
使用該試驗(yàn)片,在應(yīng)力比R=0.1、頻率15~25Hz的條件下進(jìn)行應(yīng)力控制的拉伸-拉伸疲勞試驗(yàn)。本發(fā)明中的軋制方向的疲勞特性優(yōu)異的鋼板是指,上述無(wú)缺口的疲勞試驗(yàn)片中得到的1000萬(wàn)次時(shí)間強(qiáng)度除以拉伸試驗(yàn)中得到的拉伸強(qiáng)度而得到的值(疲勞極限度比)為0.55以上,且沖裁疲勞試驗(yàn)中得到的1000萬(wàn)次時(shí)間強(qiáng)度除以拉伸試驗(yàn)中得到的拉伸強(qiáng)度而得到的值(沖裁疲勞極限度比)為0.30以上的鋼板。
以下,根據(jù)實(shí)施例更具體地說(shuō)明本發(fā)明,但本發(fā)明不受這些實(shí)施例的限定。
實(shí)施例
制造具有表1所示的化學(xué)組成的鋼水。
[表1]
參照表1,鋼A~I(xiàn)的化學(xué)組成為本發(fā)明中限定的化學(xué)組成的范圍內(nèi)。另一方面,鋼a的C含量過(guò)低,鋼b的C含量過(guò)高。鋼c的P含量過(guò)高,鋼d的S含量過(guò)高。下劃線表示成分量為發(fā)明范圍之外。
使用鋼A~J和鋼a~d的化學(xué)組成的鋼水,通過(guò)上述工序[a]~[h]制造熱軋鋼板。各工序的實(shí)施條件設(shè)為表2和表3所示的條件。工序[d]中,將1100℃以下的軋制設(shè)為P1~P6的6道次。表2和表3所示的鋼A~J和鋼a~d與表1所示的化學(xué)組成的鋼水對(duì)應(yīng),是指使用的鋼水。T1(℃)如下:測(cè)定加熱爐均熱帶的平均溫度,設(shè)為均熱帶中的板坯的平均溫度。P1~P6是指軋制加工工序中的第1道次~第6道次。
[表2]
[表3]
表3制造條件
對(duì)于制造的熱軋鋼板,求出鐵素體、硬質(zhì)相(馬氏體和奧氏體)和其它組織的面積分率,測(cè)定鐵素體晶粒、硬質(zhì)相的形狀、X射線隨機(jī)強(qiáng)度比。另外,測(cè)定拉伸強(qiáng)度特性、擴(kuò)孔率和疲勞特性。這些各特性的測(cè)定條件應(yīng)用上述測(cè)定條件。疲勞試驗(yàn)片設(shè)為圖1所示的形狀和尺寸,試驗(yàn)片的厚度設(shè)為3mm。將各特性的測(cè)定結(jié)果示于表4和表5。熱軋鋼板的鋼種類(lèi)設(shè)為未實(shí)施鍍覆的熱軋鋼板(HR)、鍍覆后未實(shí)施合金化處理的熱浸鍍鋅鋼板(GI)或合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)。
[表4]
[表5]
表5特性
如表2~5所示那樣,鋼A-1、B-1、C-1、C-3、C-5、C-7、D-1、E-1、E-3、E-5、E-7、E-9、E-10、E-13、E-14、E-17、E-18、F-1、G-1、H-1、I-1和J-1為鋼的化學(xué)組成和顯微組織滿足本發(fā)明的限定的例子,另一方面,鋼C-2、C-4、C-6、C-8、E-2、E-4、E-6、E-8、E-11、E-12、E-15、E-16、a-1、b-1、c-1和d-1為鋼的化學(xué)組成或顯微組織不滿足本發(fā)明的限定的例子。C-6~C-8的“其它組織”均為貝氏體。
對(duì)于鋼A-1等本發(fā)明例的熱軋鋼板,硬質(zhì)相的面積分率、存在于板厚中央部的硬質(zhì)相中的長(zhǎng)徑比為3以上的硬質(zhì)相的比例、存在于板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向的長(zhǎng)度、鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比、和X射線隨機(jī)強(qiáng)度比均滿足本發(fā)明的限定。另外,本發(fā)明例的熱軋鋼板均滿足(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(總伸長(zhǎng)率(%))≥18000且(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(擴(kuò)孔率(%))≥35000,疲勞極限度為0.55以上且沖裁疲勞極限度均為0.30以上。
對(duì)于作為比較例的鋼C-2,工序[e]的最終壓下溫度至750℃為止的平均冷卻速度過(guò)低至43℃/s。因此,板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向長(zhǎng)至22.9μm,不滿足(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(擴(kuò)孔率(%))≥35000。
對(duì)于鋼C-4,工序[f]的600℃以上且低于750℃的溫度區(qū)域中的保持時(shí)間過(guò)短至3.1s,因此,硬質(zhì)相的面積分率高至83.0%,鐵素體不會(huì)成為顯微組織的主體。因此,延性低,不滿足(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(總伸長(zhǎng)率(%))≥18000。
對(duì)于鋼C-6,工序[g]的T3(℃)以上且低于600℃的溫度區(qū)域中的平均冷卻速度過(guò)低。另外,對(duì)于鋼C-8,工序[h]的卷取溫度為513℃,高于T3(494℃)。因此,熱軋鋼板的組織中生成貝氏體,硬質(zhì)相的面積分率低至小于3%。其結(jié)果,軋制方向的沖裁疲勞極限度比為低至小于0.3的值。
對(duì)于鋼E-2,工序[b]的板坯加熱時(shí)間為1168s,短于(A)式中限定的時(shí)間t1(1244s)。因此,板厚中央部的硬質(zhì)相的軋制方向長(zhǎng)至25.5μm,不滿足(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(擴(kuò)孔率(%))≥35000。
對(duì)于鋼E-4,工序[c]的粗軋中的合計(jì)壓下率低至46%。對(duì)于鋼E-6,工序[c]的粗軋中將板坯表層冷卻至Ar3相變點(diǎn)以下的次數(shù)僅為1次。對(duì)于鋼E-8,工序[d]中的6次的軋制道次中,形狀比X滿足2.3以上的情況僅為1道次。對(duì)于鋼E-11,工序[d]中的1100℃以下的軋制的壓下率低至35%。因此,這些鋼中,從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比之和低至小于3.5,另一方面,從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機(jī)強(qiáng)度大于1.0。其結(jié)果,軋制方向的疲勞極限度比均為低至小于0.55的值。
對(duì)于鋼E-12,工序[d]中的加工軋制的最終道次中的壓下溫度為762℃時(shí),與(D)式中限定的T2(877℃)相比低至超過(guò)100℃。因此,鐵素體晶粒的平均長(zhǎng)徑比大至6.3,拉伸試驗(yàn)時(shí),鐵素體晶粒加工固化而鋼板的延性降低。其結(jié)果,不滿足(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(總伸長(zhǎng)率(%))≥18000。
對(duì)于鋼E-15,工序[d]中的加工軋制的最終道次中的壓下溫度為913℃時(shí),與(D)式中限定的T2(877℃)相比高至超過(guò)20℃。對(duì)于鋼E-16,工序[d]中的加工軋制的最終道次中的壓下率低至2%。因此,板厚中央部的硬質(zhì)相中,長(zhǎng)徑比為3以上的硬質(zhì)相的比例均低至小于60%,軋制方向的沖裁疲勞極限度比為低至小于0.3的值。
對(duì)于鋼a-1,C含量過(guò)低至0.018%,因此,軋制方向的沖裁疲勞極限度比為低至小于0.3的值。
對(duì)于鋼b-1,C含量過(guò)高至0.254%。另外,對(duì)于鋼d-1,S含量過(guò)高至0.0361%。因此,擴(kuò)孔性均低,不滿足(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(擴(kuò)孔率(%))≥35000。
對(duì)于鋼c-1,P含量過(guò)高至0.155%,因此,加工性低,均不滿足(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(總伸長(zhǎng)率(%))≥18000和(拉伸強(qiáng)度(MPa))×(擴(kuò)孔率(%))≥35000。
產(chǎn)業(yè)上的可利用性
根據(jù)本發(fā)明,可以提供軋制方向的疲勞特性和加工性優(yōu)異的熱軋鋼板。本發(fā)明可以適合用于板厚8mm以下的鋼板。本發(fā)明的熱軋鋼板可以延長(zhǎng)汽車(chē)用材料的懸掛部件等的疲勞壽命,因此產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)顯著。
附圖標(biāo)記說(shuō)明
1.疲勞試驗(yàn)片的沖裁孔