超高強度冷軋鋼板及其製造方法
2023-06-01 08:41:06
專利名稱：超高強度冷軋鋼板及其製造方法
技術領域：
本發明涉及超高強度冷軋鋼板，特別是日本鋼鐵聯盟標準JFST1001-1996規定的衝孔加工後的擴孔率在75％以上、抗拉強度為880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板及其製造方法。
另一方面現在把抗拉強度880MPa以上的超高強度冷軋鋼板用於減震器和門的增強材料等。為了提高它的加工性能和焊接性能進行了多方面研究。例如特公平2-1894號公報中發表了含C為0.10-0.20％、冷加工性能和焊接性能優良的抗拉強度1000MPa左右的超高強度冷軋鋼板的製造方法。特公平8-26401號公報和特許第2528387號公報中發表了通過形成單相微細馬氏體組織、或把馬氏體體積百分數控制為80-97％得到的加工性能和衝擊性能優良、抗拉強度在1470MPa以上的超高強度冷軋鋼板。特許第2826058號公報中發表了通過控制馬氏體組織和Fe-C系的析出物，得到的不發生氫脆的、抗拉強度在1000MPa以上的超高強度冷軋鋼板。
可是如上所述，現有的這種超高強度冷軋鋼板由於是被用於減震器和門的增強材料，大多要逐次進行軋製成形加工，不要求衝壓加工後有優良的翻邊性能。因此充其量JFST100-1996規定的擴孔率在50％左右，都不能適用於用衝壓加工製造汽車座椅用骨架。
在特公平5-10418號公報中發表翻邊性能優良的雷射加工用高強度鋼板，抗拉強度在800MPa以下，也不適用於現在汽車座椅用的骨架。
主要是通過化學成分基本上採用由質量％為0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％固溶Al(Sol.Al)、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少選一種元素合計在1.6-2.5％、和/或0.0005-0.0050％B，其餘為Fe組成的、深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織的、抗拉強度880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板來實現此目的。
製造這樣的超高強度冷軋鋼板採用的方法包括有生產具有上述成分鋼的板坯的工序、把板坯熱軋後冷軋生產鋼板的工序、用連續退火方法把鋼板加熱到800-890℃後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻、從680-750℃以超過500℃/秒的冷卻速度二次冷卻到50℃以下的工序。
圖2為示意表示機械連接方法的一個示例的圖示。
圖3為示意表示機械連接後剝離試驗方法的圖示。
發明的實施方式本發明者在對按JFST1001-1996規定的衝壓加工後擴孔率在75％以上、抗拉強度為880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板的進行研究時發現，採用合適的成分，形成單相微細馬氏體組織就可以實現。下面進行詳細說明。
現有連續退火爐如
圖1所示，具有加熱鋼板S的加熱帶1、對加熱的鋼板S進行均熱的均熱帶2、使均熱後的鋼板S進行一次冷卻(緩冷)的緩冷帶3、使一次冷卻後的鋼板S進行二次冷卻(快冷)的快冷帶4、對二次冷卻後的鋼板S進行過時效(回火)處理的過時效帶5。由入口端的卷取機7提供鋼板S，使之通過加熱帶1、均熱帶2、緩冷帶3、快冷帶4和過時效帶5，用出口端的平整機6進行平整後用卷取機8卷取。此時由於在均熱帶2和快冷帶4之間設置有緩冷帶3，因此鋼板的溫度不可避免要降低100℃以上。
為了用這種現有的連續退火爐得到單相馬氏體組織，要在均熱帶2使鋼板S成為單相奧氏體組織，使鋼板S在Ar3相變點以上通過緩冷帶3，然後快冷。可是現在880-1170MPa的C當量低的鋼Ar3相變點高，所以難以在Ar3相變點以上通過緩冷帶3。因此不能抑制在緩冷帶3生成鐵素體，得不到單相馬氏體組織。
本發明者對用現有的連續退火爐製造抗拉強度880-1170MPa而且是單相馬氏體的超高強度冷軋鋼板進行了研究。其結果表明，通過用化學成分基本上由質量％為0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少選一種元素合計在1.6-2.5％，其餘為Fe組成的鋼，用現有的連續退火爐能夠得到單相馬氏體組織。
下面說明限定各元素含量的原因。
C為了使抗拉強度為880-1170MPa，如後面所介紹的，可以根據Mn、Cr、Mo的含量進行適當調整。但是C低於0.01％的話，煉鋼成本增加，超過0.07％，不管Mn等的含量如何，抗拉強度會超過1170MPa，所以把C定為0.01-0.07％，最好為0.03-0.07％。
SiSi是提高Ar3相變點的元素，希望儘可能降低Si含量。Si超過0.3％的話，難以得到880-1170MPa的單相馬氏體組織，所以Si定為0.3％以下。
PP是為了調整強度而加入的，超過0.1％的話焊接點部位的韌性惡化，所以P定為0.1％以下。
SS超過0.01％的話會大量析出MnS，翻邊性能惡化，所以S定為0.1％以下。
Sol.AlAl是作為脫氧劑加入的。Sol.Al低於0.01％效果不充分，超過0.1％效果飽和不經濟，所以Sol.Al定為0.01-0.1％。
NN超過0.0050％會造成板卷內側強度波動大，所以N定為0.0050％以下。
Mn、Cr、Mo這些元素是本發明中最重要的組成成分。這些元素中至少選出1種元素的合計總量不足1.6質量％的話，不能使Ar3相變點降到足夠低的溫度，不能得到微細的單相馬氏體組織。超過2.5質量％的話，抗拉強度會超過1170MPa，所以Mn、Cr、Mo中至少選出1種元素且其總量定為1.6-2.5質量％。
此外也可以採用加入0.0005-0.0050質量％的B，代替從Mn、Cr、Mo中至少選出1種元素其總量1.6-2.5質量％，可以得到同樣的效果。B含量低於0.0005質量％話Ar3相變點不夠低，得不到微細的單相馬氏體組織，超過0.0050％的話，熱軋時的變形抗力增加，製造鋼板變得困難。
Mn、Cr、Mo中至少選出1種元素其總量1.6-2.5質量％的同時加入0.0005-0.0050質量％的B，與不含B的情況相比可以少加Mn、Cr、Mo，可以減少用這些元素來提高抗拉強度的程度。因此擴大了C的許用範圍，可以抑制煉鋼成本的提高。
含B的情況下，在(48/14)×[N]-3×(48/14)×[N]質量％範圍複合添加Ti([N]表示N的含量)，能提高B的效果。上述B的效果是在B為固溶狀態下得到的，B與N結合變成BN的話會降低其效果。因此加入Ti，先使N變成TiN析出的話，B處於固溶狀態能更有效發揮其作用。因此需要添加(48/14)×[N]質量％以上的Ti，超過3×(48/14)×[N]質量％會形成TiC，使延展性降低。
這樣在從含有Mn、Cr、Mo中至少選擇1種元素和B，或者再含有Ti的鋼板中添加0.001-0.04質量％的Nb的話，能抑制連續退火均熱時奧氏體組織的粗化，可以防止鋼板的彎曲性能和韌性惡化。
用上述本發明的超高強度冷軋鋼板的成分在任何情況下都能得到微細的單相馬氏體組織，深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織的話，就能夠得到JFST1001-1996規定的擴孔率75％以上的優良的翻邊性能。其中所謂的基本上為單相馬氏體組織是指，用光學顯微鏡、掃描電子顯微鏡、X射線衍射法等定量分析組織，含鐵素體、貝氏體、殘留奧氏體組織等合計不到1％的馬氏體組織。但是也可以包括AlN、MnS、TiN等鋼中的析出物、伴隨馬氏體回火析出的微細的鐵的碳化物。由於表層的脫碳，從鋼板表面開始深度方向10μm以內的表層，有時生成鐵素體組織，它幾乎對翻邊性能沒有影響，而且使彎曲性能提高。因此深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織的話，就能夠確保得到880-1170MPa的抗拉強度和75％以上的擴孔率。
採用具有製造上述成分鋼的板坯的工序、把板坯熱軋後冷軋製造鋼板的工序、把鋼板用連續退火的方法加熱到800-890℃後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻、從680-750℃以超過500℃/秒的冷卻速度二次冷卻到50℃以下的工序的方法，就能夠製造本發明的超高強度冷軋鋼板。
其中上述鋼的板坯是用連續鑄造等方法製造的。
希望板坯在Ar3相變點以上溫度區域直接熱軋或再加熱後熱軋，然後以30℃/秒以上的冷卻速度冷卻到700℃以下，在600℃以下卷取。
熱軋後的鋼板除鱗後冷軋到要求的板厚，然後進行連續退火。
連續退火時的加熱溫度低於800℃的話，難以使快冷開始溫度在Ar3相變點以上，不能得到單相馬氏體組織。另一方面，超過890℃的話，由於奧氏體組織粗大，鋼板的彎曲性能和韌性惡化。因此加熱溫度定為800-890℃。
為了得到單相馬氏體組織，要使加熱後的鋼板在Ar3相變點以上通過緩冷帶，因此在緩冷帶的一次冷卻速度要在20℃/秒以下。一次冷卻速度超過20℃/秒的話，鋼板溫度在Ar3相變點以下，生成鐵素體組織，不能得到單相馬氏體組織。
要得到單相馬氏體組織，要使緩冷後的鋼板以超過500℃/秒的二次冷卻速度冷卻到50℃以下。此時由於冷卻開始溫度低於680℃要生成鐵素體組織，不能得到單相馬氏體組織，超過750℃的話鋼板形狀惡化，所以冷卻開始溫度定為680-750℃，最好是700-750℃。沒有限定冷卻方法，為了控制板寬方向、長度方向材質的波動，希望在噴射流動的水中淬火。
為了提高韌性，希望把二次冷卻到50℃以下的鋼板在100-250℃進行3分鐘以上的回火處理。在100℃以下或不足3分鐘回火處理的效果小，超過250℃的話由於低溫回火脆性使延展性顯著惡化。
連續退火後的鋼板可以進行平整。此時平整的延伸率從校正板形的觀點看要在0.3％以上，從防止延伸性能惡化的觀點看希望在1.0％以下。
再有用這樣的方法製造的超高強度冷軋鋼板上可以進行鍍鋅等的鍍金屬和/或塗覆有機系列的各種潤滑膜的表面處理。
其結果示於表2。
本發明例的鋼編號為1-6的鋼板抗拉強度都為880-1170MPa，都具有擴孔率75％以上和非常優良的翻邊性能。最小彎曲半徑也在1.0mm以下，有良好的彎曲性能。
另一方面對比例鋼編號7的鋼板由於Mn、Mo和Cr總量不足1.6％，不能得到單相馬氏體組織，因此擴孔率低，翻邊性能差。編號8的鋼板由於C含量超過0.07％，強度過高，擴孔率低、最小彎曲半徑大、翻邊性能和彎曲性能差。編號9的鋼板由於C含量超過0.07％同時Si超過0.3％，不能得到單相馬氏體組織，擴孔率低、翻邊性能差。編號10的鋼板由於Mn、Mo和Cr總量超過2.5％，抗拉強度過高、擴孔率低、最小彎曲半徑大、翻邊性能和彎曲性能差。
表1
單位質量％；「tr」表示微量表2
實施例2使用與實施例1鋼編號1-3相同成分鋼的板坯，用與實施例1相同的條件進行到冷軋後，用表3所示的條件進行連續退火和平整，製造了鋼板A-H。然後用與實施例1相同的方法測定了馬氏體體積百分數、抗拉強度、擴孔率。用下述方法測定了剝離強度，評價了適應最近關注的非加熱方式的機械連接的情況。
機械連接部位的剝離強度測定首先把兩塊矩形試樣長度方向互相垂直，在中心部位交叉疊放在一起後，用圖2A所示的圓筒形衝頭(衝頭直徑5.6mm)和圖2B所示底部四周有環狀槽的模具(模具直徑8mm、模具深度1.2mm)，使中心部位衝壓成形。此時如圖2C所示，由於向模具底部槽中的塑性流動，兩塊試樣被機械地連接在一起[Von Hanns Peter Liebig等VDI-Z，131(1989)95]。然後如圖3所示，向垂直試樣面拉伸接合部位，求出接合部位剝離時的強度。事先研究了此剝離強度和機械連接性能的關係，剝離強度在2.0kN以上的話機械連接性能是足夠的。
結果示於表3。
本發明的鋼板A-D馬氏體體積百分數均為100％，抗拉強度都是約1000MPa，擴孔率100％以上，都有非常好的翻邊性能，剝離強度為2.0kN以上，機械連接性能也好。
另一方面對比例的鋼板E由於退火時的加熱溫度低於800℃，鋼板F由於加熱後以20℃/秒以上的冷卻速度進行一次冷卻，鋼板G由於二次冷卻速度低於500℃/秒，鋼板H由於以高於500℃/秒的二次冷卻速度冷卻到的溫度高於50℃，沒有得到單相馬氏體組織，抗拉強度低於880MPa、擴孔率小於75％、剝離強度不足2.0kN。
表3
權利要求
1.一種超高強度冷軋鋼板，其成分採用質量％為0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少選一種元素合計含量在1.6-2.5％，其餘為Fe，其深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織，抗拉強度為880-1170MPa。
2.一種超高強度冷軋鋼板，其成分採用質量％為0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、0.0005-0.0050％B，其餘為Fe，其深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織，抗拉強度為880-1170MPa。
3.一種超高強度冷軋鋼板，其成分採用質量％為0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少選一種元素合計含量在1.6-2.5％、0.0005-0.0050％B，其餘為Fe，其深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織，抗拉強度為880-1170MPa。
4.一種超高強度冷軋鋼板，其成分採用質量％為0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少選一種元素合計含量在1.6-2.5％、0.0005-0.0050％B、(48/14)×[N]-3×(48/14)×[N]％Ti，其餘為Fe，其深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織，抗拉強度為880-1170MPa。
5.一種超高強度冷軋鋼板，其成分採用質量％為0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少選一種元素合計含量在1.6-2.5％、0.001-0.04％Nb，其餘為Fe，其深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織，抗拉強度為880-1170MPa。
6.一種超高強度冷軋鋼板，其成分採用質量％為0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少選一種元素合計含量在1.6-2.5％、0.0005-0.0050％B、0.001-0.04％Nb，其餘為Fe，其深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織，抗拉強度為880-1170MPa。
7.一種超高強度冷軋鋼板，其成分採用質量％為0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少選一種元素合計含量在1.6-2.5％、0.0005-0.0050％B、(48/14)×[N]-3×(48/14)×[N]％Ti、0.001-0.04％Nb，其餘為Fe，其深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織，抗拉強度為880-1170MPa。
8.一種抗拉強度為880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板的製造方法，其包括有製造具有權利要求1的成分的鋼板坯的工序、把上述板坯熱軋後冷軋成鋼板的工序、用連續退火方法把上述鋼板加熱到800-890℃後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻、從680-750℃以500℃/秒以上的冷卻速度二次冷卻到50℃以下的工序。
9.一種抗拉強度為880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板的製造方法，其包括有製造具有權利要求2的成分的鋼板坯的工序、把上述板坯熱軋後冷軋成鋼板的工序、用連續退火方法把上述鋼板加熱到800-890℃後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻、從680-750℃以500℃/秒以上的冷卻速度二次冷卻到50℃以下的工序。
10.一種抗拉強度為880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板的製造方法，其包括有製造具有權利要求3的成分的鋼板坯的工序、把上述板坯熱軋後冷軋成鋼板的工序、用連續退火方法把上述鋼板加熱到800-890℃後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻、從680-750℃以500℃/秒以上的冷卻速度二次冷卻到50℃以下的工序。
11.一種抗拉強度為880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板的製造方法，其包括有製造具有權利要求4的成分的鋼板坯的工序、把上述板坯熱軋後冷軋成鋼板的工序、用連續退火方法把上述鋼板加熱到800-890℃後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻、從680-750℃以500℃/秒以上的冷卻速度二次冷卻到50℃以下的工序。
12.一種抗拉強度為880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板的製造方法，其包括有製造具有權利要求5的成分的鋼板坯的工序、把上述板坯熱軋後冷軋成鋼板的工序、用連續退火方法把上述鋼板加熱到800-890℃後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻、從680-750℃以500℃/秒以上的冷卻速度二次冷卻到50℃以下的工序。
13.一種抗拉強度為880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板的製造方法，其包括有製造具有權利要求6的成分的鋼板坯的工序、把上述板坯熱軋後冷軋成鋼板的工序、用連續退火方法把上述鋼板加熱到800-890℃後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻、從680-750℃以500℃/秒以上的冷卻速度二次冷卻到50℃以下的工序。
14.一種抗拉強度為880-1170MPa的超高強度冷軋鋼板的製造方法，其包括有製造具有權利要求7的成分的鋼板坯的工序、把上述板坯熱軋後冷軋成鋼板的工序、用連續退火方法把上述鋼板加熱到800-890℃後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行一次冷卻、從680-750℃以500℃/秒以上的冷卻速度二次冷卻到50℃以下的工序。
15.用權利要求1的超高強度冷軋鋼板製成的汽車座椅骨架。
16.用權利要求2的超高強度冷軋鋼板製成的汽車座椅骨架。
17.用權利要求3的超高強度冷軋鋼板製成的汽車座椅骨架。
18.用權利要求4的超高強度冷軋鋼板製成的汽車座椅骨架。
19.用權利要求5的超高強度冷軋鋼板製成的汽車座椅骨架。
20.用權利要求6的超高強度冷軋鋼板製成的汽車座椅骨架。
21.用權利要求7的超高強度冷軋鋼板製成的汽車座椅骨架。
全文摘要
本發明涉及基本上由質量%為0.01－0.07%C、0.3%以下Si、0.1%以下P、0.01%以下S、0.01－0.1%Sol.Al、0.0050%以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少選一種元素合計在1.6－2.5%,其餘為Fe組成的、深度方向距鋼板表面10μm以上的內部基本上為單相馬氏體組織的抗拉強度為880－1170MPa的超高強度冷軋鋼板。本發明的鋼板按日本鋼鐵聯盟標準JFST1001－1996中規定的擴孔率在75%以上、抗拉強度為880－1170MPa,機械連接性能優良,所以適合用於汽車座椅骨架。
文檔編號C22C38/06GK1386139SQ01802161
公開日2002年12月18日 申請日期2001年9月10日 優先權日2000年9月12日
發明者長谷川浩平, 佔部俊明, 吉武明英, 鶴丸英幸 申請人:日本鋼管株式會社