CN102449178A - 成形性优良的热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

成形性优良的热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种具备耐时效性和软质高延展性且改善了|Δr|而不会产生过度粗粒化的热轧钢板及其制造方法。所述热轧钢板的特征在于，以质量％计，含有：C：0.03％以上且0.07％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.05％以上且0.5％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.02％以上且0.1％以下、N：0.005％以下、Nb+Ti：小于0.005％、以及B：0.0003％以上且0.0020％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，平均结晶粒径为12μm以上且25μm以下，并且，|Δr|≤0.25、AI≤20MPa。

Description

成形性优良的热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于汽车、家电制品等的原材料的热轧钢板，涉及具有适于冲压成形等的加工性、并且耐时效性、面内各向异性也优良的热轧钢板。
背景技术
对于使用于汽车、电器制品等的热轧钢板要求高成形性，特别是对于用于以压缩机罩为代表的深拉深冲压用途中使用的热轧钢板而言，致力于推进软质化及高延展性化。此外，随着目前生产基地的全球化，伴随制品的输送时间和保管时间长时间化，也越来越重视材质的稳定性、特别是耐时效性。
关于耐时效性优良的深拉深用热轧钢板，专利文献1提出了如下技术，即通过限定C、Mn等强化元素的上限来确保软质高延展性，并且通过添加0.001％以上的B来固定钢中的N，从而提高耐时效性。但是，该技术中，由于热轧钢板中B添加量高达0.001％以上，因此产生了作为表示拉深加工的面内各向异性的指数的|Δr|(r值的各向异性差(異方差))增高的问题。
对于在添加了B的热轧钢板发现的上述问题，专利文献2提出了通过规定B添加量且以Ar3点+20℃以上的高温进行终轧来改善|Δr|的技术。另外，对于规定了P含量的热轧钢板而并不是添加了B的热轧钢板，为了改善热轧钢板的|Δr|，专利文献3提出了在Ar3点以上进行终轧。
但是，如非专利文献1所公开，添加了B的热轧钢板易于成为粗粒，而且对热延条件的依存性高。因此，若如专利文献2及专利文献3所提出的只是以高温进行终轧，则会过度粗粒化，从而在冲压成形后的表面产生粗糙。此外，专利文献3所提出的热轧钢板未添加B，但由于通过设置为极低P(0.005％以下)而使晶粒生长性增高，因此，与专利文献2所提出的热轧钢板相同，存在伴随过度粗粒化而发生表面粗糙的问题。
另一方面，在专利文献4中，以抑制过度的晶粒生长为目的公开了向热轧钢板中添加Ti、Nb的技术。但是，Ti、Nb的再结晶抑制效果及晶粒生长抑制效果明显较强。因此，为了改善添加了Ti、Nb的热轧钢板的|Δr|、并且确保适度的结晶粒径，需要在高温域保持长时间。此外，在专利文献4所公开的技术中，由于未添加B，因此无法避免在低C域的时效的发生，也存在耐时效性变差的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭52-125411号公报
专利文献2：日本特开平2-209423号公报
专利文献3：日本特开平2-209424号公报
专利文献4：日本特开平2-30713号公报
非专利文献
非专利文献1：伊藤庸、另外3名、《关于冲压加工用热轧钢板KFN》、川崎制铁技报、川崎制铁株式会社、1973年、Vol.5 No.2、Pg.224-234
发明内容
发明所要解决的问题
如上所述，对于深拉深用热轧钢板，虽然公开了几种改善|Δr|的技术，但是这些技术由于附带产生表面粗糙的发生、耐时效性变差等问题，仍有改善的余地。本发明鉴于该情况而完成，其目的在于提供一种不仅成形性及耐时效性优良、且改善了|Δr|而并不发生过度粗粒化的软质热轧钢板及其有利的制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述课题，对添加B的铝镇静钢的再结晶特性、以及晶粒生长特性反复进行了深入研究。其结果得到以下新的发现，即，通过控制钢的成分组成、终轧温度及轧制率、以及终轧后的冷却条件等，特别而言，通过在成分上较多量添加P，并且在工序上在热轧结束后实施短时间的放冷处理，从而能够在具备耐时效性和软质高延展性的热轧钢板中降低|Δr|而并不引起作为表面粗糙等的原因的过度粗粒化。
本发明基于上述见解而完成，其要点如下。
(1)一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有：C：0.03％以上且0.07％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.05％以上且0.5％以下、P：0.01％以上且0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.02％以上且0.1％以下、N：0.005％以下、Nb+Ti：小于0.005％、以及B：0.0003％以上且0.0020％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，平均结晶粒径为12μm以上且25μm以下，并且，|Δr|≤0.25、AI≤20MPa。
(2)一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在轧制温度：比Ar3点高50℃以上、且轧制率：15％以上的条件下，对钢片实施热轧的最终道次，在该热轧结束后，放冷0.5秒以上且10秒以下的时间，然后以20℃/s以上的冷却速度冷却至700℃以下，并在590℃以上且700℃以下进行卷取，其中，所述钢片以质量％计含有：C：0.03％以上且0.07％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.05％以上且0.5％以下、P：0.01％以上且0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.02％以上且0.1％以下、N：0.005％以下、Nb+Ti：小于0.005％、以及B：0.0003％以上且0.0020％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
发明效果
根据本发明，对于热轧钢板，能够赋予充分的耐时效性和软质高延展性，并且，可以在维持适于冲压加工的结晶粒径的同时降低面内各向异性。因此，根据本发明的热轧钢板，即使是压缩机罩等对于现有的热轧钢板而言成形困难的需要高加工的制品，也能够进行制造而在成形时并不会引起由表面粗糙等导致的品质变差。
具体实施方式
下面，对本发明的成分组成及制造条件的限定理由进行说明。需要说明的是，钢板中的元素的含量的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，仅以“％”表示。
(1)成分组成范围
C：0.03％以上且0.07％以下
若C含量多，则大量生成碳化物，使热轧钢板的延伸性降低而阻碍成形性，因此，使其含量为0.07％以下。另一方面，极端低C化将导致制造成本的增加，因此使其下限为0.03％。
Si：0.1％以下
Si若过量含有，则提高强度而使成形性变差，因此使其含量为0.1％以下。本发明中，Si为使成形性变差的元素，优选其含量越低越好。
Mn：0.05％以上且0.5％以下
Mn具有以MnS的形式来固定S从而使热延展性提高的作用，因此，需要使其含量为0.05％以上。另一方面，过量的添加会引起钢的硬质化，并且使成形性变差，因此使其含量的上限为0.5％。
P：0.01％以上且0.03％以下
P是本发明中的特征元素。即，若P含量少，则晶粒生长增高，导致由粗粒化引起的表面粗糙的可能性提高。因此，本发明中，至少含有0.01％的P。虽然P是固溶强化元素，但是若过量含有，则会导致钢的硬质化，因此使其上限为0.03％。
S：0.03％以下
S是阻碍热延展性、成形性的元素，优选其含量低。此外，以改善热延展性、成形性为目的，S以MnS的形式被固定，但是若MnS量过量则会导致延伸性降低，因此使S的含量的上限为0.03％。
sol.Al：0.02％以上且0.1％以下
Al不仅作为脱氧剂发挥作用，也以AlN的形式固定未被B固定的N，从而提高耐时效性。作为sol.Al的含量，需要为0.02％以上。另一方面，过度的添加将导致制造成本上升，因此使其上限为0.1％。
N：0.005％以下
N是构成热轧钢板的时效的原因的元素，优选其含量越少越好，但是，过度降低会导致显著的成本上升。本发明中，通过添加B及Al来固定N，因此只要N含量为0.005％以下就可忽视其不良影响，因此使其上为0.005％。
Nb+Ti：小于0.005％
Nb、Ti为强力的再结晶抑制元素，因此若过度含有这些元素，则难以使|Δr|降低。此外，这些元素也是强力的晶粒生长抑制元素，因此若过度含有则热轧钢板的结晶粒成为细粒，从而导致延伸性的降低。在这一方面，优选Nb+Ti量越少越好，但若Nb和Ti的含量总计小于0.005％，则可忽视上述不良影响，因此使Nb+Ti的上限为小于0.005％。
B：0.0003％以上且0.0020％以下
B是固定N从而使耐时效性提高的元素。此外，其具有使晶粒适度粗粒化的作用，从而发挥抑制由晶粒微细化导致的延伸性的降低的效果，因此，作为B的含量，需要为0.0003％以上。另一方面，若过度添加，则|Δr|增大，因此使其上限为0.0020％。
需要说明的是，上述成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。作为杂质，容许例如Cu：0.02％以下、Ni：0.02％以下的程度。
(2)平均结晶粒径
需要使平均结晶粒径为12μm以上且25μm以下。这是因为，小于12μm时，屈服强度增高而成形变困难，若超过25μm，则在冲压成形时产生表面粗糙。并且，更优选为12μm以上且23μm以下。
(3)|Δr|≤0.25
下记(1)式所示的平均r值的各向异性差|Δr|若超过0.25，则拉深成形时的成品率降低，因此需要使其为0.25以下。
|Δr|＝|(r0+r90-2r45)/2|(1)式
其中，r0表示轧制方向(RD)的r值，r90表示轧制直角方向(TD)的r值，r45表示轧制45°方向(DD)的r值。此外，从降低成形载荷方面出发，优选使平均r值为0.80以上。并且，本发明的钢板为热轧钢板，平均r值大约为1.0以下。
(4)AI≤20MPa
老化指数AI是指在伸长率7.5％的拉伸后，在100℃下进行30分钟的时效处理前后的拉伸应力差。需要说明的是，时效处理后，由于有时出现屈服延伸现象，因此严格地使用时效处理后的下屈服应力以及0.2％屈服强度。若老化指数AI超过20Mpa，则在输送途中或卷材保管期间材质发生变化，因而需要实现冲压成形条件的优化，因此导致制品成本的上升。与之相对，若AI为20MPa以下，则处于不发生材质变化问题的范围，因此使AI为20MPa以下，更优选为10MPa以下。
(5)制造工序
对熔炼调整为上述成分组成范围内的钢进行铸造，从而得到钢片，在刚铸造后或再加热后，在轧制温度：比Ar3点高50℃以上、且轧制率：15％以上的条件下对上述钢片进行热轧的最终道次，该热轧结束后，放冷0.5秒以上且10秒以下的时间，然后以20℃/s以上的冷却速度冷却至700℃以下，在590℃以上且700℃以下卷取。需要说明的是，上述再加热温度不需要特别规定，但需要以能够确保终轧温度的条件进行再加热，通常为1050～1300℃。
如本发明，对于添加了B的热轧钢板，为了在维持适于冲压加工的结晶粒径的同时降低面内各向异性，重要的是实现终轧温度及轧制率、终轧后的冷却条件、以及卷取温度的最优化。
本发明人对具有如上组成的含有B的热轧钢板的|Δr|与热轧的最终道次的轧制温度的相关性进行了调查。需要说明的是，在此，热轧的最终道次是指热轧的终轧中的最终道次，即最终轧制机座，轧制温度(也称为终轧温度)是该轧制台架的输出侧温度。其结果表明，随着最终道次的轧制温度从Ar3点开始高温化，热轧钢板的|Δr|减少，当成为Ar3点+50℃以上时，|Δr|表示出基本固定的值。其理由虽未确定，但推测如下，在最终道次的轧制温度为Ar3点附近的情况下，上述(1)式中的r45值表现出比r0值及r90值大的值，随着最终道次的轧制温度高温化，r0值及r90值上升，另一方面r45值下降，其结果为，上述(1)式中的|Δr|降低，且该|Δr|的降低效果在Ar3点+50℃时饱和。
因此，本发明中，为了实现降低|Δr|，在将最终道次设为轧制温度：Ar3点+50℃以上的高温下进行终轧。其中，从减少氧化皮方面出发，优选使终轧温度为950℃以下。此外，本发明中在终轧后放冷预定时间。这是为了使由终轧形成的奥氏体加工组织在奥氏体区再结晶而使织构随机化，从而实现降低|Δr|。在此，若终轧后的放冷小于0.5秒，则由于奥氏体加工组织的再结晶化并不充分，因此在本发明中使上述放冷时间为0.5秒以上。
如上所述，若在高温下进行终轧，之后进行长时间放冷，则虽然|Δr|变小，但会导致作为添加B的钢的特征的过度的粗粒形成，从而导致冲压成形品的表面粗糙。为了解决该问题，使最终道次轧制率(最终道次的轧制率)为15％以上、更优选20％以上进行，增加再结晶核数，进而使终轧后的放冷时间为10秒以下、优选小于5秒，从而抑制奥氏体粒的晶粒生长，由此，将铁素体相变后的晶粒的大小调整为适宜的范围。
需要说明的是，从使钢板形状良好方面出发，优选使上述轧制率小于25％。
经过预定的保持(放冷)时间后，以20℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃以下，并在590℃以上且700℃以下进行卷取。为了抑制冷却中的晶粒生长，需要使冷却速度为20℃/秒以上。此外，若卷取温度超过700℃，则由卷取中生成的氧化皮导致表面性状变差，在小于590℃时，AI超过20MPa，从而导致输送中、保管中的材质变化。因此，使卷取温度为590℃以上且700℃以下。优选为625℃以上。需要说明的是，从不伴随制造成本大幅上升的观点出发，上述冷却速度的上限大致为约500℃/秒。
本发明的热轧钢板不管为酸洗材料还是黑皮材料，其性能不变。此外，酸洗后或省略了酸洗的黒皮材料直接进行热镀锌也没有任何问题。对表面光轧的条件没有限制，但若延伸率过高，则钢材的延伸性能降低，因此优选使表面光轧的延伸率为2％以下。
此外，本发明作为对象的热轧钢板为屈服应力：约250MPa以下、板厚：约2mm以上且约6mm以下的、适用于深拉深用途的软质热轧钢板。
实施例
(实施例1)
对具有表1所示成分的钢进行熔炼，切割为φ8mm、高度12mm的热加工模拟(加工フオ一マスタ)试验片，加热至1200℃，然后以10℃/秒的冷却速度冷却至950℃，在950℃下以30％的应变进行压缩，然后以10℃/秒的冷却速度冷却至200℃。根据冷却时的热膨胀曲线测定Ar3点为823℃。将该钢加热至1200℃后，在表2所示的条件下进行热轧，制成板厚3.2mm的热轧钢板。
将得到的热轧钢板酸洗后，实施延伸率1％的表面光轧，进行机械特性评价、组织观察。对于机械特性，沿轧制方向(RD)裁取JIS Z2201(1998)的5号试验片，进行依据JIS Z 2241(1998)的拉伸试验。
对于r值，沿轧制方向(RD)、轧制直角方向(TD)、轧制45°方向(DD)裁取JIS Z 2201(1998)的5号试验片，赋予15％应变来进行测定。并且，根据上述(1)式，求出|Δr|。
对于AI，沿轧制方向(RD)裁取JIS Z 2201(1998)的5号试验片，赋予7.5％预应变后，在100℃下进行30分钟热处理，通过热处理前的应力(7.5％预应变赋予时的应力)与热处理后的屈服应力之差来进行评价。
此外，在板厚1/4位置对轧制方向截面组织进行硝酸乙醇溶液腐蚀，依据JIS G 0552(1998)所记载的切割法来测定平均结晶粒径。将结果一并示出于表2。
Figure BDA0000111807300000101
根据本发明例的条件B、C、G、H，可以得到各向异性较小的热轧钢板，并且该热轧钢板的屈服应力YP为220MPa以下、破裂伸长率El为48％以上，因而具有软质高延展性，而且，AI为20MPa以下、|Δr|为0.25以下，因而具有充分的耐时效性。此外，根据本发明例的条件B、C、G、H制造的热轧钢板的平均结晶粒径满足12～25μm的范围，因此不会出现冲压成形时的表面粗糙的问题。而且可知，本发明例的条件B、C、H中卷取温度为625℃以上，因此得到的热轧钢板的AI为10MPa以下，耐时效性特别优良。
另一方面，在放冷时间较短的条件A、终轧最终道次的轧制温度较低的条件E、K、终轧最终道次的轧制率较小的条件I下，奥氏体区的再结晶未充分进行，因此，根据这些条件制造的热轧钢板的各向异性较高，导致|Δr|超过了0.25。此外，对于根据放冷时间较长的条件D、冷却速度较慢的条件J制造的热轧钢板而言，结晶粒变得粗大。此外，根据卷取温度低于590℃的条件F制造的热轧钢板的AI超过了20MPa。
(实施例2)
对具有表3所示成分的钢进行熔炼，根据与实施例1相同的方法测定Ar3点。然后，在将这些钢加热至1200℃后，在轧制率22％、温度875℃下进行热轧中的终轧的最终道次，在终轧后放冷4.2秒，以25℃/秒的冷却速度冷却至630℃，直接进行卷取。
按照与实施例1相同的方法，对得到的热延板进行机械特性、r值、AI、平均结晶粒径的测定。将结果一并示出于表3。
Figure BDA0000111807300000131
表3-2
Figure BDA0000111807300000141
根据满足本发明的成分组成的钢号3、4，可以得到各向异性较小的热轧钢板，并且该热轧钢板的屈服应力YP为220MPa以下、破裂伸长率El为48％以上，因而具有软质高延展性，而且，AI为20MPa以下、|Δr|为0.25以下，因而具有充分的耐时效性。此外，钢号3的热轧钢板，由于平均结晶粒径为20μm以下，因此表面粗糙的可能性更小。
另一方面，对于C量较多的钢号2而言，热轧钢板的平均结晶粒为细粒且屈服强度增高。对于P量较少的钢号5而言，热轧钢板的平均结晶粒变得粗大。对于Nb、Ti量较多的钢号6、以及B量较多的钢号8而言，由于奥氏体区的再结晶未充分进行，因此热轧钢板的各向异性较高，因而|Δr|超过0.25。此外，在B量较少的钢号7中，热轧钢板的AI超过了20MPa。
产业上的可利用性
根据本发明，通过对添加了B的加工用热轧钢板在0.01～0.03％的范围添加P，并且以轧制率：15％以上进行最终道次，然后设置0.5～10秒的放冷处理，由此可以得到具有耐时效性和软质高延展性且改善了|Δr|而并不产生过度粗粒化的热轧钢板。

Claims (2)

1.一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有：C：0.03％以上且0.07％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.05％以上且0.5％以下、P：0.01％以上且0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.02％以上且0.1％以下、N：0.005％以下、Nb+Ti：小于0.005％、以及B：0.0003％以上且0.0020％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，平均结晶粒径为12μm以上且25μm以下，并且，|Δr|≤0.25、AI≤20MPa。
2.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在轧制温度：比Ar3点高50℃的温度以上、且轧制率：15％以上的条件下，对钢片实施热轧的最终道次，在该热轧结束后，放冷0.5秒以上且10秒以下的时间，然后以20℃/s以上的冷却速度冷却至700℃以下，并在590℃以上且700℃以下进行卷取，其中，所述钢片以质量％计含有：C：0.03％以上且0.07％以下、Si：0.1％以下、Mn：0.05％以上且0.5％以下、P：0.01％以上且0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.02％以上且0.1％以下、N：0.005％以下、Nb+Ti：小于0.005％、以及B：0.0003％以上且0.0020％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
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