CN102971443A - 加工性优良的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供薄壁的加工性优良的高强度钢板及其制造方法。进行：热轧工序，对具有以质量%计含有C：0.08~0.15%、Si：0.5~1.5%、Mn：0.5~1.5%、Al：0.01~0.1%、N：0.005%以下的组成的钢原材进行热轧而制成热轧板；退火处理，对所述热轧板实施酸洗后，省略冷轧，在连续退火线中将该热轧板在Ac1相变点~Ac3相变点的第一温度范围内保持5~400s；和冷却处理，以5℃/s以上的平均冷却速度从第一温度范围冷却至700℃、并且使在700℃~400℃的第二温度范围内的停留时间为30~400s。由此，能够得到由以相对于组织整体的面积率计为75~90%的铁素体相和含有10~25%的珠光体的第二相构成的组织。需要说明的是，珠光体以相对于第二相整体的面积率计占70%以上、且珠光体的平均粒径为5μm以下。由此，形成兼具TS为540MPa以上的高强度和优良的伸长率和延伸凸缘性的加工性优良的高强度钢板。

Description

加工性优良的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于要求优良的加工性(延伸凸缘性)的、汽车部件的强度构件等的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率已成为重要的课题。因此，对所使用的材料进行高强度化、实现构件的薄壁化、使车身自身轻量化的动向日益活跃。作为所使用的材料，特别要求拉伸强度为540MPa以上的高强度钢板。但是，钢板的高强度化会导致加工性的降低，因此，期望具有优良的加工性的高强度钢板，对于薄壁的钢板(薄钢板)而言该期望特别高。
针对上述期望，提出了具有由铁素体相和马氏体相构成的双相组织的双相钢板(DP钢板)、以及具有包含铁素体相和马氏体相并且包含贝氏体相的复合组织的钢板等各种复合组织钢板。
例如，专利文献1中记载了一种局部延展性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，将组成含有C：0.08~0.30%、Si：0.1~2.5%、Mn：0.5~2.5%、P：0.01~0.15%的冷轧钢板在Ac1点以上的温度下进行再结晶退火，接着，强制空气冷却至Ar1点至600℃范围的温度范围后，以100℃/s以上的冷却速度进行急冷，形成由铁素体相和低温相变生成相构成的复合组织，然后，以满足由既定的关系式求出的、低温相变生成相硬度Hv(L)相对于铁素体硬度Hv(α)的比Hv(L)/Hv(α)为1.5~3.5的方式，在350~600℃范围的温度下进行过时效处理。对于专利文献1记载的技术而言，增高淬火开始温度并提高低温相变生成相的体积率，然后，在350~600℃下进行过时效处理而使C在铁素体中析出，并且使低温相变生成相软化，减小Hv(L)/Hv(α)，从而改善局部延展性。
另外，专利文献2中记载了一种耐腐蚀性优良的低屈服比高张力热轧钢板的制造方法，其中，对含有C：0.02~0.25%、Si：2.0%以下、Mn：1.6~3.5%、P：0.03~0.20%、S：0.02%以下、Cu：0.05~2.0%、sol.Al：0.005~0.100%、N：0.008%以下的钢坯进行热轧而制成热轧卷材，进行酸洗后，在连续退火线中将该热轧卷材在720~950℃的温度下进行退火。根据专利文献2中记载的技术，能够制造维持低屈服比、高延展性和良好的扩孔性并且耐腐蚀性优良的、具有复合组织的高张力热轧钢板。
另外，专利文献3中记载了一种强度-延伸凸缘性平衡优良的高强度冷轧钢板，其具有：含有C：0.03~0.17%、Si：1.0%以下、Mn：0.3~2.0%、P：0.010%以下、S：0.010%以下、Al：0.005~0.06%且满足C(%)＞(3/40)×Mn的组成和由以贝氏体或珠光体为主体的第二相和铁素体相构成的组织，并且满足(第二相的维氏硬度)/(铁素体相的维氏硬度)小于1.6。专利文献3中记载的高强度冷轧钢板通过如下方法得到：对具有上述组成的钢(钢坯)进行热轧后，在650℃以下的温度下进行卷取，酸洗后，进行冷轧，接着，在A1点以上且(A3点+50℃)以下的温度下均热，接着，进行以20℃/s以下缓冷至750~650℃的范围之间的温度T1、接着以20℃/s以上的速度从T1冷却至500℃的退火处理，接着在500~250℃的温度下进行过时效处理。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭63-293121号公报
专利文献2：日本特开平05-112832号公报
专利文献3：日本特开平10-60593号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，对于专利文献1中记载的技术而言，存在如下问题：需要在再结晶退火后能够进行急速冷却(淬火)的连续退火设备，并且为了抑制由高温下的过时效处理引起的急剧的强度降低而需要添加大量的合金元素。
另外，对于专利文献2中记载的技术而言，需要复合添加大量的P、Cu，但大量含有Cu时，会使热加工性降低，另外，大量含有P会使钢脆化。另外，P在钢中偏析的倾向强，存在该偏析的P会使钢板的延伸凸缘性降低并且还会引起焊接部的脆化这样的的问题。
另外，专利文献3中记载的高强度冷轧钢板，虽然延伸凸缘性优良，但存在如下问题：在540MPa以上的高强度的情况下伸长率低于26%，无法确保能够足以维持期望的优良的加工性的程度的伸长率。
本发明的目的在于解决上述现有技术的问题并且提供板厚为约1.0mm~约1.8mm的薄壁的加工性优良的高强度钢板及其制造方法。需要说明的是，在此所称的“高强度”是指具有拉伸强度TS为540MPa以上、优选为590MPa以上的强度的情况，另外，“加工性优良”是指伸长率El：30%以上(使用JIS5号试验片的情况下)、依照日本钢铁联盟标准JFST1001-1996的扩孔试验中的扩孔率λ为80%以上的情况。
用于解决问题的方法
为了实现上述目的，本发明人对给强度和加工性带来影响的组成和显微组织进行了深入研究。结果得到如下见解：通过对将合金元素量调节至适当范围的热轧板实施加热至适当的双相温度范围的退火处理和适当的冷却处理而并不实施冷轧，能够形成以铁素体相作为主相且使第二相以微细珠光体为主体的组织，由此，能够确保期望的高强度并且得到加工性大幅提高且兼具期望的伸长率、期望的扩孔率的加工性优良的高强度钢板。
对于通过对热轧板在省略冷轧的条件下直接实施适当的退火处理而使加工性大幅提高的详细机制，到目前为止尚未明确，但本发明人认为如下。
在对热轧板实施加热至双相温度范围的退火处理而不实施冷轧的情况下，在退火加热时仅发生α→γ相变，不会新发生再结晶。这种情况下，在C浓度高的部位仅优先发生α→γ相变，从而能够得到更均匀的组织，并且扩散速度快的C在退火处理时再分配至α和γ直至达到平衡组成。因此认为，膜状渗碳体在晶界处的析出受到抑制，特别有利地作用于延伸凸缘性的提高。另一方面，在对热轧板实施冷轧后实施退火处理的情况下，在退火加热时再结晶与α→γ相变产生竞争，因此，容易形成不均匀的组织，难以期待大幅的加工性的提高。
本发明基于上述见解并进一步进行研究而完成。即，本发明的要点如下。
(1)一种加工性优良的高强度钢板，其特征在于，具有：以质量%计含有C：0.08~0.15%、Si：0.5~1.5%、Mn：0.5~1.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01~0.1%、N：0.005%以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；以及由作为主相的铁素体相和至少含有珠光体的第二相构成组织，以相对于组织整体的面积率计，上述铁素体相为75~90%，上述珠光体为10~25%且该珠光体的平均粒径为5μm以下，并且上述珠光体以相对于上述第二相的总面积的面积率计为70%以上。
(2)如(1)所述的高强度钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%中的一种或两种以上。
(3)如(1)或(2)所述的高强度钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%中的一种或两种。
(4)如(1)~(3)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有B：0.0003~0.0050%。
(5)如(1)~(4)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%中的一种或两种。
(6)如(1)~(5)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中的一种或两种。
(7)一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，实施如下工序：
热轧工序，对钢原材实施热轧而制成热轧板，所述钢原材具有如下组成，以质量%计含有C：0.08~0.15%、Si：0.5~1.5%、Mn：0.5~1.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01~0.1%、N：0.005%以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成；和
连续退火工序，对上述热轧板实施酸洗后，在连续退火线中，进行退火处理，即将该热轧板在Ac1相变点~Ac3相变点的第一温度范围内保持5~400s，该退火处理后，进行冷却处理，即以5℃/s以上的平均冷却速度从上述第一温度范围冷却至700℃、而且使在700℃~400℃的第二温度范围内的停留时间为30~400s。
(8)如(7)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，上述热轧工序如下：将上述钢原材加热至1100~1280℃范围的温度后，进行将热轧结束温度设定为870~950℃的热轧而制成热轧板，该热轧结束后，在350~720℃的卷取温度下对该热轧板进行卷取。
(9)如(7)或(8)所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将在上述第二温度范围中700~550℃的温度范围内的冷却时间设定为10s以上。
(10)如(7)~(9)中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%中的一种或两种以上。
(11)如(7)~(10)中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%中的一种或两种。
(12)如(7)~(11)中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有B：0.0003~0.0050%。
(13)如(7)~(12)中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%中的一种或两种。
(14)如(7)~(13)中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中的一种或两种。
发明效果
根据本发明，能够容易且廉价地制造兼具拉伸强度TS为540MPa以上的高强度、El为30%以上的伸长率和λ为80%以上的延伸凸缘性的加工性优良的高强度钢板，在产业上发挥显著的效果。此外，本发明还具有能够省略冷轧并且大大有助于降低制造成本、提高生产率等的效果。另外，将本发明的钢板特别是应用于汽车车身部件时，能够对汽车车身的轻量化作出较大贡献。
具体实施方式
首先，对本发明钢板的组成限定的原因进行说明。以下，在没有特别说明的情况下，将质量%简记为%。
C：0.08~0.15%
C是有助于增加钢板强度并且有效作用于使组织由铁素体相和铁素体相以外的第二相构成的复合组织形成的元素，本发明中，为了确保期望的拉伸强度为540MPa以上的高强度，需要含有0.08%以上。另一方面，含量超过0.15%时，会使点焊性降低，进而使延展性等加工性降低。因此，将C限定为0.08~0.15%的范围。另外，优选为0.10~0.15%。
Si：0.5~1.5%
Si是在钢中固溶而有效作用于铁素体的强化并且有助于提高延展性的元素，为了确保期望的拉伸强度为540MPa以上的高强度，需要含有0.5%以上。另一方面，超过1.5%的过量含有会促进红色氧化铁皮等产生而使钢板的表面性状降低，并且使化学转化处理性降低。另外，Si的过量含有会伴有电阻焊时的电阻增加，从而阻碍电阻焊性。因此，将Si限定为0.5~1.5%的范围。另外，优选为0.7~1.2%。
Mn：0.5~1.5%
Mn是有助于增加钢板强度并且有效作用于复合组织的形成的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.5%以上。另一方面，含量超过1.5%时，在退火时的冷却过程中容易形成马氏体相，从而导致加工性、特别是延伸凸缘性的降低。因此，将Mn限定为0.5~1.5%的范围。另外，优选为0.7~1.5%。
P：0.1%以下
P是具有在钢中固溶而使钢板强度增加的作用的元素，但在晶界处偏析的倾向强，使晶界的结合力降低而导致加工性的降低，并且向钢板表面富集而使化学转化处理性、耐腐蚀性等降低。这种P的不利影响在含量超过0.1%时变得显著。因此，将P限定为0.1%以下。需要说明的是，为了避免这种P的不利影响，优选使P为0.1%以下且尽可能降低，但过度降低会导致制造成本升高，因此，优选使P为约0.001%以上。
S：0.01%以下
S在钢中主要形成MnS等硫化物(夹杂物)而使钢板的加工性、特别是局部伸长率降低。另外，硫化物(夹杂物)的存在也会使焊接性降低。这种S的不利影响在含量超过0.01%时变得显著。因此，将S限定为0.01%以下。需要说明的是，为了避免这种S的不利影响，优选使S为0.01%以下且尽可能地降低，但过度降低会导致制造成本升高，因此，优选使S为约0.0001%以上。
Al：0.01~0.1%
Al是作为脱氧剂发挥作用且用于提高钢板的洁净度所需的元素，并且有效作用于碳化物形成元素的成品率提高。为了得到这样的效果，需要含有0.01%以上。含量低于0.01%时，成为延迟断裂起点的Si系夹杂物的除去变得不充分，从而使产生延迟断裂的风险增加。另一方面，即使含量超过0.1%，上述效果也饱和，无法期待与含量相对应的效果而在经济上变得不利，并且使加工性降低，产生表面缺陷的倾向增大。因此，将Al限定为0.01~0.1%的范围。另外，优选为0.01~0.05%。
N：0.005%以下
N在本发明中本质上作为有害元素而优选尽可能地降低，但可以容许至0.005%。因此，将N限定为0.005%以下。需要说明的是，N的过度降低会导致制造成本升高，因此，优选使N为约0.0001%以上。
上述成分为基本成分，可以根据需要在基本成分的基础上还选择性地含有选自Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%中的一种或两种以上、和/或选自Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%中的一种或两种、和/或B：0.0003~0.0050%、和/或选自Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%中的一种或两种、和/或选自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中的一种或两种。
选自Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%中的一种或两种以上
Cr、V、Mo均是使钢板强度增加、有助于复合组织的形成的元素，可以根据需要选择性地含有一种或两种以上。为了得到这样的效果，优选分别含有Cr：0.05%以上、V：0.005%以上、Mo：0.005%以上。另一方面，分别超过Cr：0.5%、V：0.2%、Mo：0.2%的过量含有时，在退火处理后的冷却处理中难以生成期望量的珠光体，无法确保期望的复合组织，使延伸凸缘性降低、加工性降低。因此，在含有的情况下，优选分别限定为Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%的范围。
选自Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%中的一种或两种
Ti、Nb均是通过析出强化而使钢板强度增加的元素，可以根据需要选择性地含有一种或两种。为了得到这样的效果，优选分别含有Ti：0.01%以上、Nb：0.01%以上，但含量分别超过Ti：0.1%、Nb：0.1%时，加工性、形状冻结性降低。因此，在含有的情况下，优选分别限定为Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%的范围。
B：0.0003~0.0050%
B是在奥氏体晶界偏析而具有抑制铁素体自晶界生成、生长的作用的元素，可以根据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有0.0003%以上，但含量超过0.0050%时，会使加工性降低。因此，在含有的情况下，优选将B限定为0.0003~0.0050%的范围。需要说明的是，为了得到如上所述的B的效果，需要抑制BN的生成，优选与Ti一起含有。
选自Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%中的一种或两种
Ni、Cu均是具有使钢板强度增加的作用并且具有促进内部氧化而提高镀层密合性的作用的元素，可以根据需要选择性地含有。为了得到这样的效果，优选分别含有Ni：0.05%以上、Cu：0.05%以上，但含量分别超过Ni：0.5%、Cu：0.5%时，在退火处理后的冷却处理中难以生成期望量的珠光体，无法确保期望的复合组织，从而使延伸凸缘性降低、加工性降低。因此，在含有的情况下，优选限定为Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%的范围。
选自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中的一种或两种
Ca、REM均是有助于控制硫化物的形态的元素，具有使硫化物的形状形成球形来抑制硫化物给加工性、特别是延伸凸缘性带来的不利影响的作用。为了得到这样的效果，优选分别含有Ca：0.001%以上、REM：0.001%以上，但含量分别超过Ca：0.005%、REM：0.005%时，会导致夹杂物的增加，从而导致多发生表面缺陷和内部缺陷。因此，在含有的情况下，优选限定为Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%的范围。
上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。
本发明钢板在具有上述组成的同时具有由作为主相的铁素体相和至少含有珠光体的第二相构成的组织。
本发明钢板中，使作为主相的铁素体相的面积率以相对于组织整体的面积率计为75~90%。铁素体相的面积率小于75%时，无法确保期望的伸长率、期望的扩孔率，从而使加工性降低。另一方面，铁素体相的面积率大于90%时，第二相的面积率降低，无法确保期望的高强度。因此，将作为主相的铁素体相的面积率限定为75~90%的范围。需要说明的是，优选的铁素体相的面积率为80~90%。
另外，本发明钢板中，第二相至少含有珠光体。使珠光体的面积率以相对于组织整体的面积率计为10~25%。珠光体的面积率小于10%时，无法确保期望的扩孔率，从而使延伸凸缘性降低、加工性降低。另一方面，珠光体的面积率增多而超过25%时，铁素体相与珠光体的界面增加，在加工时容易生成空隙，从而使延伸凸缘性降低、加工性降低。
需要说明的是，使珠光体为平均粒径为5μm以下的微细晶粒。珠光体的平均粒径***大而超过5μm时，在钢板的加工时应力集中于珠光体晶粒(界面)而生成微空隙，因此，使延伸凸缘性降低、加工性降低。基于上述原因，将珠光体的平均粒径限定为5μm以下。另外，优选为4.0μm以下。
本发明钢板的组织中的第二相至少含有珠光体且是珠光体以相对于第二相的总面积的面积率计为70%以上的以珠光体作为主体的相。珠光体以相对于第二相的总面积的面积率计小于70%时，硬质马氏体相、贝氏体相或残余γ过多，从而加工性容易降低。因此，将珠光体以相对于第二相的总面积的面积率计限定为70%以上。另外，优选为75~100%。
第二相中除了含有珠光体以外，还可以含有贝氏体、马氏体、残余奥氏体(残余γ)等，但特别而言，贝氏体、马氏体是硬质相，而且残余γ在加工时发生相变而相变为马氏体，分别使加工性降低。因此，优选上述贝氏体、马氏体和残余奥氏体尽量少，优选使其以相对于组织整体的面积率计合计为5%以下。需要说明的是，更优选合计为3%以下。
接下来，对本发明钢板的优选制造方法进行说明。
将具有上述组成的钢原材作为起始材料。钢原材的制造方法无需特别限定，从生产率的观点出发，优选将上述组成的钢水通过转炉、电炉等常用的熔炼方法进行熔炼，通过连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材。另外，也可以应用铸锭-开坯轧制法、薄钢坯铸造法等。
对具有上述组成的钢原材实施热轧工序而制成热轧板。优选使热轧工序如下：将钢原材加热至1100~1280℃范围的温度后，进行将热轧结束温度设定为870~950℃的热轧而制成热轧板，热轧结束后，在350~720℃的卷取温度下对该热轧板进行卷取。
钢原材的加热温度低于1100℃时，变形阻力过高，轧制载荷过大，有时难以进行热轧。另一方面，超过1280℃时，晶粒过度粗大化，即使实施热轧也难以确保期望的微细的钢板组织。因此，优选将用于热轧的加热温度设定为1100~1280℃范围的温度。更优选低于1280℃。
另外，热轧结束温度低于870℃时，在轧制中生成铁素体(α)和奥氏体(γ)，从而使钢板中容易生成带状组织。该带状组织在退火后仍残留，有时会导致所得到的钢板特性产生各向异性或者使加工性降低。另一方面，热轧结束温度超过950℃时，热轧板组织变得粗大，即使在退火后也有时得不到期望的组织。因此，优选将热轧结束温度设定为870~950℃。
另外，热轧结束后的卷取温度低于350℃时，生成贝氏体铁素体、贝氏体、马氏体等，容易成为硬质且粒度不均的热轧组织，即使在之后的退火处理中也继续保持热轧组织，容易形成粒度不均的组织，有时无法确保期望的加工性。另一方面，在超过720℃这样的高温下，难以在钢板的长度方向和宽度方向上的整个区域确保均匀的机械特性。因此，优选将卷取温度设定为350~720℃范围的温度。需要说明的是，更优选为500~680℃。
接着，为了除去在钢板表面生成的氧化皮，通过常规方法对经过热轧工序得到的热轧板实施酸洗，然后，在不实施冷轧的情况下直接在连续退火线中对热轧板实施进行退火处理和之后的冷却处理的连续退火工序。
使退火处理如下：在Ac1相变点~Ac3相变点的第一温度范围内保持5~400s。
在退火处理的第一温度范围的温度(加热温度)低于Ac1相变点或者在第一温度范围内的保持时间(退火时间)少于5s的情况下，热轧板中的碳化物不充分溶解或者α→γ相变不发生或不充分，因此无法通过之后的冷却处理确保期望的复合组织，因此，无法得到满足期望的伸长率、扩孔率的、具有延展性、延伸凸缘性的钢板。另一方面，退火处理的加热温度增高而超过Ac3相变点时，奥氏体晶粒的粗大化变得显著，通过之后的冷却处理产生的组织粗大化，有时使加工性降低。另外，在第一温度范围内的保持时间(退火时间)超过400s时，处理时间变长，消耗能量变得极大，从而导致制造成本升高。基于上述原因，将退火处理限定为在Ac1相变点~Ac3相变点的第一温度范围内保持5~400s的处理。
需要说明的是，各钢板的Ac1相变点使用通过下式(1)计算出的值，Ac3相变点使用通过下式(2)计算出的值。需要说明的是，在式中的元素中有不含有的元素时，该元素以零进行计算。
Ac1相变点(℃)=723+29.1Si-10.7Mn-16.9Ni+16.9Cr+6.38W+290As…(1)
Ac3相变点(℃)=910-203√C+44.7Si-30Mn+700P+400Al-15.2Ni-11Cr-20Cu+31.5Mo+104V+400Ti+13.1W+120As…(2)
其中，C、Si、Mn、Ni、Cr、W、As、C、P、Al、Cu、Mo、V、Ti：各元素的含量(质量%)
另外，使退火处理后的冷却处理如下：以平均为5℃/s以上的冷却速度从上述第一温度范围冷却至700℃，并且使在700℃~400℃的第二温度范围内的停留时间为30~400s。
从第一温度范围开始至700℃为止的平均冷却速度小于5℃/s时，铁素体生成量过度增加，得不到期望的复合组织而使加工性降低，并且有时无法确保期望的拉伸强度(540MPa以上)。因此，将从第一温度范围开始至700℃为止的冷却速度限定为平均5℃/s以上。另外，优选为20℃/s以下，进一步优选为5~15℃/s。
另外，在700℃~400℃的第二温度范围内的停留时间是对形成第二相所含的珠光体的重要因素。在此，“停留时间”是指停留在上述第二温度范围内的时间，包括在该第二温度范围的特定温度下的保持的情况、在该第二温度范围内以特定的冷却速度进行冷却的情况、以混合上述情况的模式进行冷却的情况。在第二温度范围内的停留时间少于30s时，不发生珠光体相变或珠光体的生成量不充分，因此，无法确保期望的复合组织。另一方面，在第二温度范围内的停留时间延长而超过400s时，生产率降低。因此，将在第二温度范围内的停留时间限定为30~400s的范围。另外，优选为150s以下。需要说明的是，从确保期望的珠光体量的方面而言，优选使在第二温度范围中700~550℃的温度范围内的冷却时间为10s以上、即优选使在700~550℃的温度范围内的冷却速度以平均计为15℃/s以下。在700~550℃的温度范围内的冷却时间少于10s时，珠光体的生成变得不充分，得不到期望的复合组织，从而有时无法确保期望的加工性。
以下，基于实施例进一步对本发明进行具体说明。需要说明的是，本发明并不受这些实施例的限定。
实施例
对表1所示组成的钢水进行熔炼，通过常规方法制成钢原材。在表2所示的加热温度、热轧结束温度下对这些钢原材进行热轧，制成1.6mm厚的热轧板，热轧结束后，在表2所示的卷取温度下卷取成卷状。然后，实施酸洗。需要说明的是，对于一部分热轧板(板厚：3.2mm)，在酸洗后进一步实施轧制率：50%的冷轧而制成1.6mm厚的冷轧板，将其作为比较例。
对所得到的热轧板或冷轧板进一步实施连续退火工序来形成退火板，所述连续退火工序如下：进行退火处理，在表2所示的条件下加热至第一温度范围的温度并保持；以及冷却处理，以表2所示的平均冷却速度从第一温度范围的温度冷却至700℃、进而在第二温度范围中700~550℃范围内以表2所示的冷却速度(冷却时间)进行冷却、并且将700~400℃的第二温度范围的停留时间设定为表2所示的停留时间。需要说明的是，表2所示的各钢板的相变点为使用上述(1)式、(2)式计算而得到的值。
从所得到的退火板上裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、扩孔试验。试验方法如下所述。
(1)组织观察
从所得到的退火板上裁取组织观察用试验片，对与轧制方向平行的截面(L截面)进行研磨，用硝酸乙醇溶液进行腐蚀，利用扫描电子显微镜(倍率：3000倍)进行3个视野以上的组织观察并拍照，测定组织的种类、各相相对于组织整体的面积率，进一步计算出第二相总面积相对于组织整体的面积率。另外，也计算出第二相中含有的珠光体的平均结晶粒径。需要说明的是，珠光体的平均结晶粒径为通过测定各珠光体晶粒的面积并由该面积计算出圆等效直径、将所得到的各晶粒的圆等效直径进行算术平均而得到的珠光体晶粒的平均结晶粒径。需要说明的是，使测定的珠光体的粒数为20个以上。另外，还计算出珠光体相对于第二相总面积的面积率。
(2)拉伸试验
从所得到的退火板上以使拉伸方向与轧制直角方向一致的方式裁取JIS5号试验片，依照JIS Z2241的规定实施拉伸试验，求出拉伸特性(屈服点YP、拉伸强度TS、伸长率El)。
(3)扩孔试验
从所得到的退火板上裁取100mm见方的扩孔试验片。然后，依照日本钢铁联盟标准JFST1001-1996的规定实施扩孔试验，求出扩孔率λ(%)。
将所得到的结果示于表3中。
Figure BDA00002673474300171
Figure BDA00002673474300181
Figure BDA00002673474300191
Figure BDA00002673474300201
Figure BDA00002673474300211
本发明例均形成兼具拉伸强度TS为540MPa以上的高强度、伸长率El为30%以上的高延展性和扩孔率λ为80%以上的优良的延伸凸缘性的加工性优良的高强度钢板。与此相对，偏离本发明的范围的比较例未得到期望的高强度，或者未得到期望的延展性，或者未得到期望的扩孔率λ，因而加工性降低。

Claims (14)

1.一种加工性优良的高强度钢板，其特征在于，
具有：以质量%计含有C：0.08~0.15%、Si：0.5~1.5%、Mn：0.5~1.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01~0.1%、N：0.005%以下且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；以及由作为主相的铁素体相和至少含有珠光体的第二相构成的组织，
以相对于组织整体的面积率计，所述铁素体相为75~90%，所述珠光体为10~25%且该珠光体的平均粒径为5μm以下，而且所述珠光体以相对于所述第二相的总面积的面积率计为70%以上。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%中的一种或两种。
4.如权利要求1~3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有B：0.0003~0.0050%。
5.如权利要求1~4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%中的一种或两种。
6.如权利要求1~5中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中的一种或两种。
7.一种加工性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，实施如下工序：
热轧工序，对钢原材实施热轧而制成热轧板，所述钢原材具有如下组成，以质量%计含有C：0.08~0.15%、Si：0.5~1.5%、Mn：0.5~1.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01~0.1%、N：0.005%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；和
连续退火工序，对所述热轧板实施酸洗后，在连续退火线中，进行退火处理，即将该热轧板在Ac1相变点~Ac3相变点的第一温度范围内保持5~400s，该退火处理后，进行冷却处理，即以5℃/s以上的平均冷却速度从所述第一温度范围冷却至700℃、并且使在700℃~400℃的第二温度范围内的停留时间为30~400s。
8.如权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧工序如下：将所述钢原材加热至1100~1280℃范围的温度后，进行将热轧结束温度设定为870~950℃的热轧而制成热轧板，该热轧结束后，在350~720℃的卷取温度下对该热轧板进行卷取。
9.如权利要求7或8所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将在所述第二温度范围中700~550℃的温度范围内的冷却时间设定为10s以上。
10.如权利要求7~9中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%中的一种或两种以上。
11.如权利要求7~10中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%中的一种或两种。
12.如权利要求7~11中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有B：0.0003~0.0050%。
13.如权利要求7~12中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%中的一种或两种。
14.如权利要求7~13中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中的一种或两种。
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Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103741067A (zh) * 2013-12-26 2014-04-23 马钢(集团)控股有限公司 一种卡车用高韧性轮毂用钢及轮毂的制备方法
CN104060167A (zh) * 2014-06-18 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种热轧钢板及其生产方法
CN104264038A (zh) * 2014-09-23 2015-01-07 攀钢集团西昌钢钒有限公司 一种440MPa级连退冷轧结构钢板及其生产工艺
CN104694854A (zh) * 2015-03-20 2015-06-10 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种用于悬臂式货架的高强度钢板及其热处理工艺
CN105619025A (zh) * 2015-12-30 2016-06-01 浙江吉利汽车研究院有限公司 一种高强度耐疲劳扭力梁的热成形方法
CN105839001A (zh) * 2016-05-30 2016-08-10 苏州双金实业有限公司 一种具有良好加工性能的钢
CN106435384A (zh) * 2016-09-28 2017-02-22 河钢股份有限公司承德分公司 一种含钒汽车结构钢及其生产方法
CN106574318A (zh) * 2014-08-07 2017-04-19 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN110405372A (zh) * 2019-07-09 2019-11-05 中国石油大学(华东) 一种基于残余应力调控的双相不锈钢换热板复合焊接方法
CN111187985A (zh) * 2020-02-17 2020-05-22 本钢板材股份有限公司 一种具有高扩孔性能和疲劳寿命的热轧延伸凸缘钢及其制备工艺

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5018935B2 (ja) * 2010-06-29 2012-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5316634B2 (ja) * 2011-12-19 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2013108861A1 (ja) * 2012-01-18 2013-07-25 Ｊｆｅスチール株式会社 コイルドチュービング用鋼帯およびその製造方法
KR101417260B1 (ko) * 2012-04-10 2014-07-08 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
CN102719755A (zh) * 2012-05-31 2012-10-10 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高强度高成型性能的汽车结构用热轧酸洗板及其生产方法
CN104060169A (zh) * 2014-06-18 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种热轧钢板及其生产方法
CN104674138A (zh) * 2015-03-20 2015-06-03 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种用于窄道式货架的耐摩擦钢板及其热处理工艺
KR101726130B1 (ko) * 2016-03-08 2017-04-27 주식회사 포스코 성형성이 우수한 복합조직강판 및 그 제조방법
KR102307946B1 (ko) * 2019-12-09 2021-09-30 주식회사 포스코 내해수성이 우수한 구조용 강판 및 이의 제조방법
KR102484995B1 (ko) * 2020-12-10 2023-01-04 주식회사 포스코 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법
CN117897513A (zh) * 2021-08-31 2024-04-16 浦项股份有限公司 真空列车管用热轧钢板及其制造方法
KR20230093722A (ko) * 2021-12-20 2023-06-27 주식회사 포스코 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004011017A (ja) * 2002-06-11 2004-01-15 Jfe Steel Kk 回転しごき加工用熱延鋼板およびその製造方法ならびに自動車用部品
CN101168819A (zh) * 2007-12-05 2008-04-30 攀钢集团攀枝花钢铁研究院 一种含钒热轧钢板及其制备方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0759726B2 (ja) 1987-05-25 1995-06-28 株式会社神戸製鋼所 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法
JP3144572B2 (ja) 1991-10-18 2001-03-12 日新製鋼株式会社 耐食性に優れた低降伏比高張力熱延鋼板の製造方法
JP3369658B2 (ja) * 1993-08-26 2003-01-20 川崎製鉄株式会社 焼付け硬化性、耐時効性およびノンイヤリング性に優れた高強度高加工性製缶用鋼板およびその製造方法
JPH09118952A (ja) * 1995-10-20 1997-05-06 Kobe Steel Ltd 降伏比の低い高強度熱延鋼板部材
JPH1060593A (ja) 1996-06-10 1998-03-03 Kobe Steel Ltd 強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP3916113B2 (ja) * 1999-01-29 2007-05-16 住友金属工業株式会社 加工用高強度Ｔｉ添加熱延鋼板とその製造方法
JP3680262B2 (ja) * 2000-06-28 2005-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2003193188A (ja) * 2001-12-25 2003-07-09 Jfe Steel Kk 伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP4867177B2 (ja) * 2005-02-28 2012-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP4967360B2 (ja) * 2006-02-08 2012-07-04 住友金属工業株式会社 熱間プレス用めっき鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法
KR100928782B1 (ko) * 2007-12-26 2009-11-25 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004011017A (ja) * 2002-06-11 2004-01-15 Jfe Steel Kk 回転しごき加工用熱延鋼板およびその製造方法ならびに自動車用部品
CN101168819A (zh) * 2007-12-05 2008-04-30 攀钢集团攀枝花钢铁研究院 一种含钒热轧钢板及其制备方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103741067A (zh) * 2013-12-26 2014-04-23 马钢(集团)控股有限公司 一种卡车用高韧性轮毂用钢及轮毂的制备方法
CN104060167A (zh) * 2014-06-18 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种热轧钢板及其生产方法
CN106574318A (zh) * 2014-08-07 2017-04-19 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN104264038A (zh) * 2014-09-23 2015-01-07 攀钢集团西昌钢钒有限公司 一种440MPa级连退冷轧结构钢板及其生产工艺
CN104694854A (zh) * 2015-03-20 2015-06-10 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种用于悬臂式货架的高强度钢板及其热处理工艺
CN105619025A (zh) * 2015-12-30 2016-06-01 浙江吉利汽车研究院有限公司 一种高强度耐疲劳扭力梁的热成形方法
CN105839001A (zh) * 2016-05-30 2016-08-10 苏州双金实业有限公司 一种具有良好加工性能的钢
CN106435384A (zh) * 2016-09-28 2017-02-22 河钢股份有限公司承德分公司 一种含钒汽车结构钢及其生产方法
CN110405372A (zh) * 2019-07-09 2019-11-05 中国石油大学(华东) 一种基于残余应力调控的双相不锈钢换热板复合焊接方法
CN111187985A (zh) * 2020-02-17 2020-05-22 本钢板材股份有限公司 一种具有高扩孔性能和疲劳寿命的热轧延伸凸缘钢及其制备工艺

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