CN1040343C - 具有优越的外卷边性能的薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种具有下述组织的薄钢板，即包括至少一个从具有30至300μm的群集尺寸的贝氏体和穿晶针状铁素体中选出并在组织中所占的比例不小于95%，由其成分在本发明的范围内的钢制造，将其连续铸成铸造厚度在0.5至5mm范围内的薄型铸造带材，然后将其以不小于由下式表示的V的平均冷却速度从铸造温度至900℃的温度冷却至650至400℃的温度，在650℃以下卷取该带材：logV≥0.5-0.8logCeq(℃/s)，式中：Ceq＝C+0.2Mn。

Description

具有优越的外卷边性能的薄钢板及其制造方法
本发明涉及一种铸造厚度为0.5～5mm的铸造薄钢板，特别是涉及一种具有优越的外卷边性能的薄钢板及其制造的方法。
目前，通过采用厚度超过200mm的初轧板坯作为原材料并对其进行热轧来生产板厚为1.4至5mm的薄钢板，作为热轧钢板。在上述的现行方法中，用于以当前的饱和度形成预期的组织，即组织的调整技术的基础在于通过在热轧原材料的工序中使材料再结晶，细化粗晶奥氏体的组织，以增加晶界面积，或通过在非再结晶区轧制材料来造成一变形区(位错密度局部较高的区域)，或者通过采用其它的方法来增加转变过程中成核部位的数目，由此使在冷却过程中产生的铁素体和类似物的组织得以细化。附带说一下，在传统方法中，相变前的奥氏体晶粒的直径不大于20μm，而同样是在由相变获得的组织中，例如铁素体的晶粒直径不超过20μm。
用现行方法制造的热轧钢板中的一种为具有优越的外卷边性能(扩孔性)的高强度热轧钢板，它是一种在冲压后要求可成形性的材料〔这种材料用于例如汽车的加强元件(构件，车轮等等)〕。这种钢板应同时具有如加强件那样的高强度和可加工性。直到现在，已经开发出强度高达60～70kgf/mm2的高强度钢板。例如，公开于日本未经审查的专利公报NO.61-19733和NO.1-162723中的钢板具有包括细小的铁素体和细小的(按照群集尺寸而言的)低温转变相(细小的珠光体，贝氏体或回火马氏体)的组合组织。在此处所用的“群集”一词是指一组低温转变相的小单元，这组低温转变相包括由浸蚀或类似手段标示出的一组类似的晶粒取向，已经知道，当充满诸如大尺寸的渗碳体或马素体等具有比铁素体的硬度大得多的相时，诸如外卷边性能的局部延展性通常会降低，并且已经特别注意到这种组织的均匀化及细化(到小于大约20μm)。
另一方面，近年来铸造技术的发展已能由两辊铸造方法或类似方法生产出厚度与热轧钢板相当的薄型铸造带材。由于可以将先有技术中所使用的热轧工序完全地省略掉，故而已将这种方法作为一种主要用于生产用于进行冷轧/退火的冷轧钢板的材料的成本合理且节约能源的方法加以研究。但是，当这种薄型铸造带材被当作一种对应于热轧钢板的材料时，由于奥氏体的晶粒直径大约为1000μm，主要由铁素体组成的这种组织通常也可能明显地粗化。为此，薄型铸造带材的特性几乎没有被研究过。
本发明人已针对上述薄型铸造带材进行了研究，目的在于由薄型铸造带材生产具有优越的韧性或强度-延展性平衡的钢板。因此，他们通过在奥氏体区内冷却材料而成功地形成细小的贝氏体或魏氏组织铁素体组织，即在900℃至1400℃的温度范围内，以1至30℃/S的冷却速度沉淀出穿晶转变过程中用作核的MnS，TiN等，然后在900℃至600℃的温度范围内，以小于10℃/S的冷却速度进行冷却，以形成主要包括上述沉淀物的细小的贝氏体或魏氏组织铁素体组织。这种组织由本发明人公开于日本未经审查的专利公报NO.2-236224和No.2-236228及类似的文件中。
在上述的薄型铸造带材中，特别地加入Ti和B作为钢的成份，以形成TiO，Ti2O3，TiN或类似物的沉淀物或BN，Fe23(C-B)6或类似物的沉淀物，它们调整在晶界处产生的铁素体并同时有助于铁素体转变的成核，由此可形成细小的铁素体或贝氏体组织。
但是，由于用作相变核的上述沉淀物在奥氏体区内沉淀，故而它们可能会被粗化，这样，带有这些分布于其内的硬质沉淀的钢板的外卷边特性通常会恶化。为此，还没有对用于改进上述薄钢板的外卷边性能的技术进行详细的研究。
因此，本发明人进行了新的研究，其目的在于使由上述薄型铸造带材制成的钢材具有外卷边的性能。
由传统方法制造的热轧钢板的奥氏体组织是如此的细小，以致于通常很难将外卷边的性能赋予给它们。具体地说，热轧钢板的细小组织不可避免地在热轧后的冷却过程中产生铁素体，这通常使得难以提供仅由低温转变相，例如贝氏体等构成的组织，而这种组织对外卷边性能是有利的。例如，在上述日本未经审查的专利公报NO.61-19733中，通过提高热轧的终轧温度来避免奥氏体组织的细化并密切控制冷却条件的方法来费劲地获得占组织的50％以下的低温转变相。另外，日本未经审查的专利公报NO.1-162723提出了预期组织的原地成形法，该方法将一个大的载荷施加到所述方法中，具体地说，在这种方法中，即使在由热轧后在两相区内经退火而形成马氏体相之后，为了减少马氏体和铁素体之间的硬度差别，要进行回火。
本发明人已进行了研究，其目的在于提供一种由少于传统方法的工序步骤生产出来的薄钢板，它具有优越的外卷边性能并仅由低温转变相构成，因此，已经发现这个目的可以通过以一特定的冷却速度冷却由上述薄型铸造带材制成的钢板来达到。
制造上述钢板的前提是它适用于加强件，并且要仔细考虑具有小于35kgf/mm2抗拉强度的材料。
具体地说，本发明的目的在于通过少于传统方法的工序步骤提供一种具有优越的外卷边性能的薄钢材。
本发明的另一个目的在于提供一种既具有高的强度又具有外卷边性能的薄钢板。
本发明的再一个目的在于将优越的外卷边性能赋予由薄型铸造带材制成的钢板。
本发明人已对外卷边性能进行了其目的是实现上述发明目的的各种研究，结果，发现迄今仍被该技术领域中的研究人员忽视的铸造薄钢带的奥氏体组织对于低温转变相的形成是非常有利的，而低温转变相对能将优越的外卷边性能赋予钢板的组织来说是不可缺少的。
另外，他们发现在奥氏体转变成铁素体的区域内，以取决于成份的预定冷却速度通过冷却凝固的钢水能形成一种所需的非常均匀的低温转变相，即一种仅包括穿晶针状铁素体，贝氏体等的组织。
具体地说，本发明的发明人通过下述步骤成功地形成了仅包括低温转变相的组织，即加入例如Ti的非碳氮化物形成元素并以预定的冷却速度冷却铸造的凝固的粗晶奥氏体晶粒，以避免晶间铁素体的形成并消除沉淀，同时借助于上述组织首次获得具有非常良好的外卷边性能及高的强度的薄钢板。
本申请人基于上述发现完成了本发明，并且本发明的要点如下所述。
根据本发明的薄钢板的特点在于，按照重量百分比而言，它包括C 0.01～0.2％，Si 0.005～1.5％，Mn 0.05～1.5％，不超过0.030％的S以及最佳为0.0005至0.0100％的Ca和0.005至0.050％的REM，REM包括Y，并且其余为Fe及不可避免的杂质，所述薄铁板具有下述组织，即该组织包括至少一个从穿晶针状铁素体及具有30至300μm群集尺寸的贝氏体中选取的要素，而上述两个要素在组织中所占的比例不小于95％，另外，薄钢板的板厚在0.5至5mm的范围内。
用于制造上述薄钢板的方法的特点在于，它包括以下步骤：将包括上述成分的钢连续铸造成一铸造厚度在0.5至5mm范围内的薄型铸造带材；
使所述薄型铸造带材以小于V(℃/S)的平均冷却速度从铸造温度至900℃的温度范围冷却到650℃至400℃的温度范围，冷却速度V由下列方程式(1)表示，而方程式(1)则由C和Mn来表示；以及在低于650℃的温度下卷绕经冷却的带材：
LogV≥0.5-0.8logCeq(℃/S)………(1)
式中Ceq＝c+0.2Mn。
在这种情况下，为了破碎薄型铸造带材中的缩孔，可以用连续铸轧的方式以小于20％的压下量轻微地轧制所述材料。
下面通过附图及实施例来详细说明本发明，附图中：
图1是表示显微构造上的钢成分和冷却速度的效果的图表；以及
图2是表示抗拉强度及孔-扩大率之间的关系的图表。
下面详细地描述实施本发明的最佳方式。
首先，描述限制本发明中的成分的原因。
C是用于形成钢的组织并且同时决定钢的强度的最重要的元素。当C的含量小于0.01％(所有关于成分的“％”在此后均为“重量百分比”)时，即使当冷却速度增加时，也不可避免地形成铁素体。另外，在这种情况下，不能具有不小于35kgf/mm2的强度。另一方面，当C的含量超过0.2％时，延展性的恶化非常显著，而可焊性也恶化。为此，C的含量要限制在0.01至0.20％之间。
Si对钢来说是重要的强化元素。当Si的含量超过1.5％时，效果饱和且酸蚀性恶化，而当Si的含量小于0.005％时，则不能获得添加Si后的常见效果，由此Si的含量要限制在0.005至1.5％的范围内。
Mn是一种有助于钢的强度及延展性的改进的元素。当Mn的含量超过1.5％时，成本会增加，而当Mn的含量小于0.05％时，则不能获得添加Mn后的常见效果，因此Mn的含量要限制在0.05至1.5％的范围内。
S是一种不可避免的杂质元素，它通过硫化物夹杂恶化外卷边性能。
因此，S的含量越低，效果越好。为此，其上限为0.030％。
S含量的降低、硫化物夹杂的减少及夹杂物的球化有利于改进外卷边性能。Ca或REM(包括Y的镧系元素)有利于球化作用。
因此，如果需要的话，Ca及REM的添加量可以分别在0.0005至0.0100％及0.0050至0.050％的范围内。当所添加的Ca或REM的含量小于上述范围时，由球化作用所获得的效果是微小的。另一方面，当Ca或REM的添加量超过上述范围时，由于夹杂物的数量变得相当大，从而使由球化作用获得的效果饱和并产生相反的效果。
在本发明中，尽管没有对P及N加以限制，但是P和N是作为钢中不可避免的杂质而包含的元素，并且在本发明的钢中，P及N元素的含量限制在不超过0.02％的范围内，Al作为一种脱氧元素而不可避免地存在，其含量超过0.1％。
另一方面，当把废钢用作为一种主要的原料时，存在着钢的成分中包含例如Cu，Sn，Cr和Ni等夹入元素的可能性。但是，本发明不受这些夹入元素的限制，在这种情况下，Cu的元素含量小于0.5％，Ni的元素含量小于0.3％，Cr的元素含量小于0.3％，且Sn的元素含量小于0.1％。
现在描述本发明的钢的组织。
在本发明的钢中，其组织如下所述，即具有30至300μm群集尺寸的贝氏体，穿晶针状铁素体或这两者的混合物(该组织根据添加的C和Mn的数量及冷却速度而改变)在组织中所占的比例不小于95％。
当C和Mn的含量较低时，该组织可能主要由贝氏体组成。另一方面，当C和Mn的含量高时，该组织可能主要由针状铁素体组成。
如图2所示，该图是根据以后将要描述的实施例的结果制出的，具有上述组织的钢有特殊的机械性能，即孔-扩大性(外卷边性能的度量标准)总是保持恒定且不甚取决于抗拉强度(强度)的大小。
上述钢是在下述的生产条件下制造的。
在本发明中，对组织的形成及品质非常重要的是将由铸造(例如两辊铸造)而形成的粗晶奥氏体组织引入铁素体转变区。具体地说，与传统的热轧方法相反，最好不以高的压下量在奥氏体区内进行轧制，因为这会使奥氏体的晶粒由于再结晶或类似作用而细化。为此，铸造钢带必须已经具有对应于成品钢板的厚度。但是，当铸造厚度超过5mm时，生产率显著下降，而当铸造厚度小于0.5mm时，则不能确保铸造的稳定性。为此，在本发明中，铸造厚度，即钢板的厚度限制在0.5至5mm范围内。在本发明中，不需要为上述原因而进行轧制。但是，本发明的效果不受为了调整扁铸坯的表面粗糙度及中心凸厚部分或破碎由铸造引起的在板厚的中心部分处的收缩孔而用连续的方式以小于20％的低压下量进行钢板轧制的抑制。
如上所述，适于将铸造的奥氏体组织自身带至铁素体转变区的冷却条件根据下述实验结果而决定。
具有不同的C，Si和Mn含量的钢水由真空熔炼方法制备，由两辊铸造铸成3.2mm厚度的板材，然后以不同的冷却速度将其从950℃冷却到600℃，此后再对其进行显微结构的检查。最终的显微结构的检查结果如图1所示。在该图中，按照用于代表显微结构的符号，F代表粗晶铁素体，Q为渗碳体，P为珠光体，B为贝氏体而I为由奥氏体穿晶地形成的细小的针状铁素体(即，铁素体具有小于1∶5的长宽比)，当两种符号一起描述时，所述组织包括由相应符号所代表的两种组织的组合。在图中，阴影区域表示落入本发明的范围之内的条件。
更具体地说，当以由下列方程式(1)决定的冷却速度(℃/S)V进行冷却时，最终的显微结构包括贝氏体，穿晶针状铁素体或上述两者的混合组织，并且即不产生晶粒直径小于20μm的细小的铁素体(粒状多角形铁素体)，也不产生粗晶铁素体，其中，所述的细小的铁素体必须包含在目前的热轧材料中。
LogV＝0.5-0.8LogCeq………(1)
式中，Ceq＝C+0.2Mn(按重量百分比计算)。
上述的方程式(1)取决于成分，例如即使当冷却速度不大于10℃/S时，SS400级的钢板也能形成本发明的组织。
另外，尽管本发明的钢材中的贝氏体其有30μm或更大的群集尺寸，该尺寸大于传统钢材中贝氏体的群集尺寸，但其组织在低倍放大的情况下非常均匀。此外，穿晶针状铁素体也具有非常均匀的结果。这两种在低温下形成的相占组织总含量的比例不小于95％。因此，根据本发明，通过以不会形成粗晶铁素体的一定或更高的冷却速度进行转变，可以全部形成利于外卷边性能的低温转变相。
同样地，从图1中可明显看出，在本发明的范围之外的条件下冷却的所有钢板具有一种混合组织，其中也存在粗晶铁素体。
为此，如图2所示，在这些钢板中，外卷边性能恶化，特别是随着强度的增加，外卷边性能进一步恶化。
如上所述，本发明的钢的组织大大区别于目前的热轧材料的组织并且不能用使通过热轧而细化的奥化体发生的铁素体转变的传统方法来形成。这在焊接过程中的铁水部分中经常可以发现。最近，本发明的发明人已经发现在其之下钢带的组织完全均匀的制造条件。
在本发明中，冷却的初始温度应在铁素体开始转变的温度之上，这样，将冷却的初始温度限制在900℃或更高。另一方面，卷取温度限制在650℃以下，这是因为过高的卷取温度会使由冷却而进行的转变所需的过冷不能达到。卷取温度的下限没有特别地限制。但是，卷取温度最好为400℃或更高，因为如果合金元素的含量高，就会出现一些问题，包括当材料过度冷却时可能位于Ms点(马氏体开始转变的温度)下及形状被破坏。
实施例
将包括在表1中给出的化学成分的钢熔化。然后，用两辊铸造将钢A至H铸成2.7mm厚的薄型带材，此后按表1所规定的那样冷却并卷取。在这种情况下，钢A至F是本发明所涉及的钢，并且其条件落入本发明的范围。钢G，H和I是比较用钢，因为钢G中的C含量，钢H的冷却速度及钢I的冷却速度和卷取温度处于本发明的范围之外。另一方面，作为普通钢种的钢J至L由传统的连铸方法铸成230mm厚的初轧板坯，在1100℃的二次加热温度下经传统的热轧形成厚度为2.6mm的热轧钢板。
然后，对上述带钢进行酸洗并在板材剪切生产线上进行剪切，以提供切断的板材。在这种情况下，以1％的压下量进行平整。此后，对这个样品进行结构观察及质量检验。
在光学显微镜下对沿板厚方向的断面进行观察的结果也表示于表1中(右栏)。这里所用的相应符号具有与图1中的符号相同的含义。从这些结果可明显地看出，用本发明的方法制造的钢A至F包括诸如贝氏体或穿晶针状铁素体的低温转变相，而成分或冷却条件在本发明的范围之外的钢G至I尽管呈薄型铸造带材的形态，但它们包括一含有除低温转变相之外的先共析铁素体的混合组织。作为普通热轧材料的钢J至L具有小于200μm的小品粒直径。但是，它们具有一包含除低温转变相之外的先共析铁素体的混合组织。另外，这些热轧材料通常有沿轧制方向稍微扩大的组织。相比之下，由于本发明的钢材本来就不进行轧制，它们具有在低倍放大下可见的各向同性组织，这是本发明的特性之一。
作为质量检验，进行了拉伸试验和孔-扩孔试验。拉伸试验是根据JIS Z2201并采用5号试样进行的。孔-扩孔试验是按下述方法进行的，即，由冲压形成的直径为20mm的剪切孔由带有向外的飞边的锥形冲杆扩大，用以在裂缝已穿过板厚的同时确定孔的直径。将这个测量值除以原孔径(20mm)，从而得到孔-扩孔比。
表1
                      钢的成分(重量％) 由式(1)确定的(℃/S)         冷却  卷取温冷却开  速度  度始温度  (℃/  (℃)℃)   s) 组织 附注
  C     Si   Mn    S       其它元素
  钢        A钢        B钢        C钢        D钢        E钢        F钢        G钢        H钢        I钢        J钢        K钢        L  0.03  0.01 0.18 0.0080.04  0.01 0.15 0.0050.05  0.03 0.44 0.0110.12  0.20 0.66 0.0070.16  0.72 1.20 0.0050.17  0.10 1.40 0.0230.003 0.02 0.13 0.0060.02  0.03 0.12 0.0120.13  0.25 0.70 0.0070.05  0.02 0.21 0.0080.12  0.08 0.45 0.0100.12  0.86 1.13 0.006 Cu：0.10，Sn：0.03Cu：0.05，Cr：0.08Ca：0.0028     2827159.56.66.053389.1---   1030  48    450960   35    530930   24    600930   17    600910   10    6201050  8     580960   60    520930   20    5006910   空冷  720910   -     620870   -     570870   -     410     BBIIIIF+BF+BF+PF+θF+PF+B     本发明的钢本发明的钢本发明的钢本发明的钢本发明的钢本发明的钢比较用钢比较用钢比较用钢普通的热轧材料普通的热轧材料普通的热轧材料
(注)(1)冷却开始温度：终轧温度；
(2)有下划线部分：处于本发明的范围之外；
(3)用于表示组织的符号：F：铁素体，θ：渗碳体，P：珠光体，B：贝氏体，
   以及I：穿晶针状铁素体
质量检验的结果表示于表2中。从表2中可明显地看出，作为本发明所涉及的钢材的钢A至F与由传统的热轧方法生产的钢J至L相比，尽管它们在同样的强度水平下具有较差的延伸率，但是它们的作为外卷边性能衡量指标的孔-扩孔率优于钢J至L。另一方面，尽管作为比较用钢的钢G是一薄型铸造带材，但它的强度不够。因为其中的C含量在本发明之外。钢H和I的制造条件和铁素体的含量均在本发明的范围之外，因此它们的孔-扩大率也不是特别优异的。图2是表示强度-扩孔率平衡的图表。在普通钢及比较用钢中，孔-扩孔率随强度的增加而下降，但是在本发明的钢中，孔-扩孔率保持在不低于2的水平上，直至抗拉强度达到大约70kgf/mm2时为止。从图2中可见，本发明的钢的优越性随钢板的强度的增加而增加。
表2
屈服强度  抗拉强度  延伸率(％) 扩孔比(kgf/mm2) (kgf/mm2)    附注
钢A钢B钢C钢D钢E钢F钢G钢H钢I钢J钢K钢L   28.2    33.1      37        2.1726.4    36.4      40        2.1436.1    44.9      30        2.2033.9    50.0      26        2.0646.0    68.2      22        2.0144.1    62.5      24        2.0523.1    32.3      35        2.1224.8    35.2      36        1.9328.3    37.8      32        1.8422.0    35.2      45        2.1030.4    45.9      38        1.6842.2    64.3      31        1.71  本发明的钢本发明的钢本发明的钢本发明的钢本发明的钢本发明的钢比较用钢比较用钢比较用钢普通的热轧材料普通的热轧材料普通的热轧材料
从上述的详细描述中可以看出，根据本发明，具有优越的外卷边性能的热轧钢板(迄今仍是通过传统的热轧方法由特定的各种成分及热轧条件生产)可以以一种节约成本并且比较容易的方式由两辊铸造生产，其中省略了热轧工序。另外，根据本发明的方法，基本上不必进行轧制，这样在本发明的方法中不会出现由传统方法中的轧制引起的表面及边缘缺陷，例如疤痕和边部裂纹。可以认为，这在薄钢板是用作为主要原料且含有例如Cu及Sn等造成表面缺陷的夹入元素的废钢制造的时候，是特别有利的。当然，本发明的钢不仅能用作必须具有外卷边性能的材料，而且可以用作必须具有强度的材料，所需的强度要求能由本发明的钢来满足。

Claims (5)

1.一种具有优越的外卷边性能的薄钢板，其特征在于，它包括(依照重量百分比)C 0.01～0.20％，Si 0.005～1.5％，Mn 0.05～1.5％和不超过0.03％的S，以及其余为Fe和不可避免的杂质，所述薄钢板具有一种组织，该组织包括至少一个从穿晶针状铁素体和具有30至300μm群集尺寸的贝氏体中选出的组织，它们在所述组织中所占的比例不小于95％，并且板厚在0.5至5mm的范围内。
2.根据权利要求1所述的薄钢板，它还包括Ca 0.0005～0.0100％或REM 0.005～0.050％。
3.一种用于生产具有优越的外卷边性能的薄钢板的方法，其特征在于，包括以下步骤：将按照重量百分比包括C 0.01～0.20％，Si 0.005～1.5％，Mn 0.05～1.5％和不超过0.03％的S并带有包括Fe和不可避免的杂质的平衡的钢连续铸成铸造厚度在0.5至5mm范围内的薄铸带；在铸造和卷取之间可选择地以20％以下的压下量轧制所述的薄铸带；将所述的薄铸带以由下述式(1)所表示的V(℃/S)以上的平均冷却速度从铸造温度至900℃的温度范围冷却至650℃以下的温度；以及在650℃以下的温度进行卷取，
logV≥0.5-0.8logCeq(℃/S)………(1)式中：Ceq＝C+0.2Mn。
4.根据权利要求3所述的方法，其中，所述钢还包括Ca0.0005～0.0100％或REM 0.05～0.050％。
5.根据权利要求3或4所述的方法，其特征在于，在铸造以后和卷取之间，以20％以下的压下量，进行轧制。
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