專利名稱：動態(tài)強(qiáng)度優(yōu)異的多相熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及動態(tài)強(qiáng)度、尤其是應(yīng)變速率為30/s 500/s的應(yīng)變速率區(qū)域下的動態(tài)強(qiáng)度(以下也稱為“中間應(yīng)變速率區(qū)域強(qiáng)度”)得到提高的多相熱軋鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年從地球環(huán)境保護(hù)的觀點考慮，作為降低來自汽車的CO2排出量的一個環(huán)節(jié)，要求汽車車體的輕量化。由于不容許因輕量化而降低車體所要求的強(qiáng)度，因此汽車用鋼板的高強(qiáng)度化得到發(fā)展。另一方面，對于確保汽車的碰撞安全性的社會要求也日益提高。因此，對汽車用鋼板要求的特性，不僅僅期待強(qiáng)度高，還期待在行車中萬一發(fā)生碰撞時耐沖擊性優(yōu)異、即高應(yīng)·變速率下變形時具有高的變形阻力，對開發(fā)滿足這些要求的鋼板進(jìn)行了研究。通常，已知鋼板的動態(tài)應(yīng)力與靜態(tài)應(yīng)力的差(以下本發(fā)明中也稱為“靜動差”)在利用軟鋼形成的鋼板中大，隨著鋼板強(qiáng)度升高而減少。作為具有高強(qiáng)度且靜動差大的多相組織鋼板，可例示出低合金相變誘發(fā)塑性(TRIP, Transformation InducedPlasticity)鋼板。作為這種鋼板的具體例，專利文獻(xiàn)I中公開了一種動態(tài)變形特性優(yōu)異的加工誘發(fā)相變型高強(qiáng)度鋼板(TRIP鋼板)，其特征在于，其為對于具有下述性質(zhì)的鋼板利用調(diào)質(zhì)軋制和拉伸矯直中的一者或兩者施加使得塑性變形量T滿足下式(A)的預(yù)變形而得到的鋼板，施加滿足(A)式的預(yù)變形后，以5X 10_4 5X 10_3(^)的應(yīng)變速率變形時的準(zhǔn)靜態(tài)變形強(qiáng)度σ s與以5X102 δΧΙΟΥ Γ1)的應(yīng)變速率變形時的動態(tài)變形強(qiáng)度σ d之差(o d— σ s)為60MPa以上，其中，所述性質(zhì)為按質(zhì)量％計含有O. 04 O. 15%的C、總計O. 3 3. 0%的Si和Al中的一者或兩者，剩余部分由F e和不可避免的雜質(zhì)組成，具有包含作為主相的鐵素體和含有3體積％以上的奧氏體的第二相的復(fù)合組織，奧氏體相的初期體積率V(O)與進(jìn)行相當(dāng)程度應(yīng)變而施加10%變形時的奧氏體相的體積率V(IO)之比V(IO)/V(O)為O. 3以上。O. 5[{ (V(10)/V(O))/C} — 3] +15 彡 T 彡 O. 5[ {(V(10)/V(O))/C} — 3]... (A)。另一方面，作為第二相以馬氏體作為主體的多相鋼板的一例，專利文獻(xiàn)2中公開了一種高強(qiáng)度鋼板，其包含微細(xì)的鐵素體粒，晶體粒徑為I. 2 μ m以下的納米晶粒的平均粒徑ds和晶體粒徑超過I. 2 μ m的微米晶粒的平均晶體粒徑dL滿足dL/ds ^ 3,強(qiáng)度和延展性平衡優(yōu)異且靜動差為170MPa以上。該文獻(xiàn)中，靜動差通過以應(yīng)變速率O. ΟΙ/s得到的靜態(tài)變形應(yīng)力與以應(yīng)變速率1000/s實施拉伸試驗得到的動態(tài)變形應(yīng)力之差進(jìn)行定義。但是對于應(yīng)變速率超過O. ΟΙ/s且小于1000/s的中間應(yīng)變速率區(qū)域下的變形應(yīng)力，專利文獻(xiàn)2沒有任何公開。專利文獻(xiàn)3中公開了一種鋼板，其包含平均粒徑為3 μ m以下的馬氏體和平均粒徑為5μηι以下的鐵素體的雙相組織,靜動比高。該文獻(xiàn)中，靜動比通過以應(yīng)變速率103/s得到的動態(tài)屈服應(yīng)力與以應(yīng)變速率10_3/s得到的靜態(tài)屈服應(yīng)力之比進(jìn)行定義。但是對于應(yīng)變速率超過O. ΟΙ/s且小于1000/s的應(yīng)變速率區(qū)域下的靜動差未進(jìn)行公開。另外，專利文獻(xiàn)3中公開的鋼板的靜態(tài)屈服應(yīng)力低，為31. 9kgf/mm2 34. 7kgf/mm2?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :日本專利第3958842號公報專利文獻(xiàn)2 :日本特開平2006-161077號公報專利文獻(xiàn)3 :日本特開2004-84074號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問題上述現(xiàn)有技術(shù)的鋼板存在下述問題。以鐵素體作為主相、第二相為馬氏體的高強(qiáng)度多相鋼板難以兼具成形性和沖擊吸收特性。用作汽車用碰撞構(gòu)件時，要求應(yīng)變速率為30/s以上且500/s以下的應(yīng)變速率區(qū)域下的動態(tài)強(qiáng)度、即中間應(yīng)變速率區(qū)域強(qiáng)度的提高。但是，現(xiàn)有技術(shù)開發(fā)中，對于靜動差、靜動比來說，通過將應(yīng)變速率> 500/s的高應(yīng)變速率區(qū)域下得到的動態(tài)屈服應(yīng)力、動態(tài)拉伸強(qiáng)度等動態(tài)應(yīng)力與通過準(zhǔn)靜態(tài)屈服應(yīng)力、拉伸強(qiáng)度等規(guī)定的靜態(tài)應(yīng)力對比來進(jìn)行評價。這是由于以往未提供用于提高中間應(yīng)變速率區(qū)域強(qiáng)度的技術(shù)方案。因此，本發(fā)明的目的在于，提供動態(tài)強(qiáng)度、尤其是中間應(yīng)變速率區(qū)域強(qiáng)度得到提高的多相熱軋鋼板及其制造方法。用于解決問題的方案本發(fā)明人等對用于提高高強(qiáng)度多相鋼板的動態(tài)強(qiáng)度、尤其是中間應(yīng)變速率區(qū)域強(qiáng)度的方法進(jìn)行了各種研究。結(jié)果得到以下的發(fā)現(xiàn)。(I)為了提高中間應(yīng)變速率區(qū)域強(qiáng)度，需要提高靜態(tài)強(qiáng)度和靜動差兩者。(2)硬質(zhì)馬氏體對于提高靜態(tài)強(qiáng)度來說是有效的。但是增加硬質(zhì)馬氏體的面積分?jǐn)?shù)時得不到所需的靜動差。(3)如果增加鐵素體的面積分?jǐn)?shù)則靜動差提高。但是，增加鐵素體的面積分?jǐn)?shù)時，由于靜態(tài)強(qiáng)度降低，所以得不到所需的動態(tài)強(qiáng)度。(4)強(qiáng)化鐵素體的靜態(tài)強(qiáng)度的手段之一為固溶強(qiáng)化。在于較高的溫度下產(chǎn)生的鐵素體中固溶合金元素(例如C、Si、Mn和Cr)，可以強(qiáng)化鐵素體自身的靜態(tài)強(qiáng)度。(5)通過晶粒的微細(xì)化，靜態(tài)強(qiáng)度提高。(6)在低溫轉(zhuǎn)變相中，貝氏體鐵素體和貝氏體對于提高動態(tài)強(qiáng)度和靜動差來說是有效的。(7)通過抑制貝氏體鐵素體中或貝氏體中的碳化物的生成，靜動差進(jìn)一步提高。(8)通過添加微量的Si和Cr，對于貝氏體鐵素體和貝氏體分別含有的碳化物而言，生成受到抑制。(9)熱軋工藝中，控制精軋道次間的時間，將精軋后的冷卻條件最優(yōu)化，由此可以實現(xiàn)鐵素體的微細(xì)化?；谶@些發(fā)現(xiàn)可知，提高鐵素體的面積分?jǐn)?shù)而提高靜動差，并且通過鐵素體的固溶強(qiáng)化、晶粒的微細(xì)化而提高靜態(tài)強(qiáng)度，進(jìn)而不僅存在可以提高靜態(tài)強(qiáng)度的馬氏體、還存在通過化學(xué)組成的控制而使碳化物的生成受到抑制的貝氏體和/或貝氏體鐵素體作為第二相，由此可以得到靜態(tài)強(qiáng)度和靜動差高度提高的鋼板?；谏鲜霭l(fā)現(xiàn)提供的本發(fā)明的一方式為多相熱軋鋼板，其特征在于，其具有下述化學(xué)組成按質(zhì)量％計含有c :0. 07%以上且O. 2%以下、Si+Al 0. 3%以上且I. 5%以下、Mn I. 0% 以上且 3. 0% 以下、P :0. 02% 以下、S :0. 005% 以下、Cr :0. 1% 以上且 O. 5% 以下、N :0. 001%以上且O. 008%以下，還含有Ti :0. 002%以上且O. 05%以下以及Nb :0. 002%以上且O. 05%以下中的一種或兩種，剩余部分由Fe和雜質(zhì)組成，鐵素體的面積分?jǐn)?shù)為7%以上且35%以下，鐵素體的粒徑處于O. 5 μ m以上且3. O μ m以下的范圍內(nèi)，以及鐵素體的納米硬度處于3. 5GPa以上且4. 5GPa以下的范圍內(nèi)，作為鐵素體以外的剩余部分的第二相含有選自貝氏體鐵素體和貝氏體中的至少一種以及馬氏體，第二相的平均納米硬度為5GPa以上且12GPa以下，第二相含有相對于全部組織的面積分?jǐn)?shù)為5%以上且35%以下的SGPa以上且12GPa以下的聞硬質(zhì)相。上述化學(xué)組成，按質(zhì)量％計還可以含有選自由V :0. 2%以下、Cu :0. 2%以下、Ni O. 2%以下和Mo :0. 5%以下組成的組中的一種或兩種以上。本發(fā)明的另一方式為多相熱軋鋼板的制造方法，其為對板坯進(jìn)行連續(xù)熱軋來制造熱軋鋼板的方法，所述板坯具有下述化學(xué)組成按質(zhì)量％計含有c :0. 07%以上且O. 2%以下、Si+Al 0. 3% 以上且 I. 5% 以下、Mn :1. 0% 以上且 3. 0% 以下、P :0. 02% 以下、S :0. 005% 以下、Cr :0. 1%以上且O. 5%以下、N :0. 001%以上且O. 008%以下，還含有Ti :0. 002%以上且O. 05%以下以及Nb :0. 002%以上且O. 05%以下中的一種或兩種，剩余部分由F e和雜質(zhì)組成，該多相熱軋鋼板的制造方法具備以下的工序精軋工序，具備在最終精軋中，在800°C以上且900°C以下的溫度、道次間時間為O. 15秒以上且2. 7秒以下下對所述板坯進(jìn)行軋制而形成鋼板的步驟，第一冷卻工序，具備將通過精軋工序得到的鋼板以600°C /秒以上的冷卻速度在O. 4秒以內(nèi)冷卻至700°C以下的步驟，保持工序，具備將經(jīng)過冷卻工序后的鋼板在570°C以上且700°C以下的溫度范圍內(nèi)保持O. 4秒以上的步驟，和第二冷卻工序，具備將經(jīng)過保持工序后的鋼板以20°C /秒以上且120°C /秒以下的冷卻速度冷卻至430°C以下的步驟。上述化學(xué)組成，按質(zhì)量％計還可以含有選自由V :0. 2%以下、Cu :0. 2%以下、Ni
O.2%以下和Mo :0. 5%以下組成的組中的一種或兩種以上。
_] 發(fā)明的效果根據(jù)本發(fā)明，可以穩(wěn)定地提供即使在30/s 500/s的應(yīng)變速率區(qū)域的區(qū)域中靜動差也大的高張力熱軋鋼板，得到如果用于汽車用構(gòu)件等則可以期待這些制品的碰撞安全性得到進(jìn)一步改善等產(chǎn)業(yè)上極其有效的效果。


圖I為表示靜動比指數(shù)的應(yīng)變速率依賴性的圖。
具體實施例方式以下對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。需要說明的是，本說明書中表示鋼的化學(xué)組成中的元素的含量的“％”只要沒有特別說明則指的是“質(zhì)量％”。I.金屬組織(I)鐵素體的含量鐵素體增大靜動差。進(jìn)而，在多相組織鋼中提高延展性。鐵素體按面積分?jǐn)?shù)計小于7%時，得不到所需的靜動差。另一方面，鐵素體量按面積分?jǐn)?shù)計超過35%時，靜態(tài)強(qiáng)度降低。因此，鐵素體的含量按面積分?jǐn)?shù)計設(shè)為7% 35%。鐵素體優(yōu)選為先共析鐵素體。需要說明的是，面積分?jǐn)?shù)的測定優(yōu)選如下進(jìn)行。在與軋制方向平行的方向上切斷作為對象的熱軋鋼板，對在板厚方向上距離軋制面為板厚的1/4的深度中心側(cè)的部分(以
下稱為“1/4板厚部”)處的切斷面，通過公知的方法進(jìn)行拋光，得到評價試樣。對所得到的評價試樣通過SEM(掃描電子顯微鏡)等進(jìn)行觀察，鑒定視野內(nèi)的鐵素體。將所鑒定的鐵素體的面積總和除以視野面積，求得鐵素體的面積分?jǐn)?shù)。從確保所得到的面積分?jǐn)?shù)的數(shù)值的可靠性的觀點考慮，優(yōu)選用多個評價試樣進(jìn)行相同的測定求得面積分?jǐn)?shù)，將所得到的面積分?jǐn)?shù)的平均值作為該鋼板的鐵素體的含量。(2)鐵素體的粒徑為了提高靜態(tài)強(qiáng)度，需要進(jìn)行鐵素體晶粒的微細(xì)化。鐵素體粒徑超過3. O μ m時得不到所需的強(qiáng)度。因此，鐵素體粒徑的上限設(shè)為3.0 μ m。鐵素體粒徑期望盡可能微細(xì)。但是，現(xiàn)實上使鐵素體的粒徑穩(wěn)定地小于O. 5 μ m較為困難，在工業(yè)水平上實質(zhì)上是不能實現(xiàn)的。因此,鐵素體粒徑的下限設(shè)為O. 5 μ m。需要說明的是，鐵素體的粒徑的測定優(yōu)選如下進(jìn)行。對按照上述要點得到的評價試樣通過SEM等進(jìn)行觀察。任意選擇觀察視野中的多個鐵素體，以當(dāng)量圓直徑求得它們的粒徑，將其平均值作為鐵素體的粒徑。從確保所得到的鐵素體的粒徑的數(shù)值(當(dāng)量圓直徑的平均值)的可靠性的觀點考慮，優(yōu)選一個視野內(nèi)的測定數(shù)盡可能多。另外，優(yōu)選用多個評價試樣進(jìn)行相同的測定，對所得到的多個當(dāng)量圓直徑的平均值取平均，作為該鋼板的鐵素體的粒徑。(3)鐵素體的納米硬度從高強(qiáng)度化的觀點考慮，需要進(jìn)行鐵素體的固溶強(qiáng)化。本發(fā)明中，鐵素體的硬度使用納米壓痕法進(jìn)行評價，以利用Berkovich型壓頭施加500 μ N負(fù)荷時得到的納米硬度作為指標(biāo)。鐵素體的納米硬度為3. 5GPa以下時得不到充分的強(qiáng)度。另一方面，鐵素體的納米硬度越高則越好，但是存在合金元素的固溶極限，因此納米硬度不會超過4. 5GPa。因此，鐵素體的納米硬度設(shè)為3. 5GPa以上且4. 5GPa以下。需要說明的是，納米硬度的測定通過納米壓痕法進(jìn)行時，試樣的制造可以如下進(jìn)行。在與軋制方向平行的方向上切斷作為測定對象的熱軋鋼板。對所得到的切斷面通過公知的方法進(jìn)行拋光以除去加工層，得到評價試樣。拋光優(yōu)選組合機(jī)械拋光、機(jī)械化學(xué)拋光和電解拋光。(4)鐵素體以外的相鐵素體以外的剩余部分的相、即第二相包含硬質(zhì)相。作為硬質(zhì)相，通常可例示出貝氏體鐵素體、馬氏體、奧氏體等。本發(fā)明鋼板的第二相含有選自貝氏體鐵素體和貝氏體中的至少一種(以下稱為“貝氏體鐵素體和/或貝氏體”)以及馬氏體。馬氏體大大有助于靜態(tài)強(qiáng)度的提高。另外，貝氏體鐵素體和/或貝氏體大大有助于動態(tài)強(qiáng)度和靜動差的提高。馬氏體的硬度比貝氏體鐵素體和貝氏體中的任意一種都高。第二相的平均硬度由這些相的比例決定。利用這一點對第二相的平均納米硬度進(jìn)行調(diào)節(jié)。使第二相的平均納米硬度為5GPa以上且12GPa以下。第二相的平均納米硬度小于5GPa時，無助于高強(qiáng)度化。另一方面，超過12GPa時靜動差降低。優(yōu)選第二相中的主要成分為貝氏體鐵素體和/或貝氏體，即相對于第二相總體的貝氏體鐵素體和/或貝氏體的面積分?jǐn)?shù)超過50%，進(jìn)一步優(yōu)選為70%以上。除此之外第二相中還可以含有殘留的奧氏體。(5)高硬質(zhì)相的含量和納米硬度
包含硬質(zhì)相的第二相中，硬度相對高的相(高硬質(zhì)相)有助于靜態(tài)強(qiáng)度的提高。尤其是納米強(qiáng)度為SGPa以上且12GPa以下的相大大有助于靜態(tài)強(qiáng)度的提高。因此，本發(fā)明中將第二相中納米硬度為8GPa以上且12GPa以下的相定義為高硬質(zhì)相。該高硬質(zhì)相的含量按相對于組織總體的面積分?jǐn)?shù)計小于5%時，得不到高強(qiáng)度。另一方面，該高硬質(zhì)相降低靜動差，含量按相對于組織總體的面積分?jǐn)?shù)計超過35%時得不到所需的動態(tài)強(qiáng)度。由此，高硬質(zhì)相的含量按相對于組織總體的面積分?jǐn)?shù)計設(shè)為5%以上且35%以下。需要說明的是，第二相中納米硬度為8GPa以上且12GPa以下的相主要包含馬氏體。另外，第二相中，納米硬度超過4. 5GPa且小于8GPa的相主要包含貝氏體鐵素體。2.鋼的化學(xué)組成(I) C 0. 07% 以上且 O. 2% 以下通過將C含量控制在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，鐵素體、馬氏體、貝氏體鐵素體和貝氏體的含量得到適當(dāng)調(diào)整。通過適當(dāng)進(jìn)行這些調(diào)整，確保鋼板的靜態(tài)強(qiáng)度和靜動差在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)。即，C含量小于O. 07%時，鐵素體的固溶強(qiáng)化不充分，而且，得不到貝氏體鐵素體、馬氏體和貝氏體，因此得不到規(guī)定的強(qiáng)度。另一方面，C含量超過O. 2%時，生成過量的高硬質(zhì)相，靜動差降低。由此，C含量的范圍設(shè)為O. 07%以上且O. 2%以下。C含量的下限優(yōu)選為O. 10%以上，更優(yōu)選為O. 12%以上。C含量的上限優(yōu)選為O. 18%以下，更優(yōu)選為O. 16%以下。(2) Si含量和Al含量的總和0· 3%以上且I. 5%以下Si含量和Al含量的總和(本發(fā)明中有時表示為“Si+Al”)對熱軋及熱軋后的冷卻過程中生成的轉(zhuǎn)變相的量、硬度有影響。具體而言，Si、Al抑制貝氏體鐵素體和/或貝氏體中含有的碳化物的生成而提高靜動差。另外，Si還具有固溶強(qiáng)化作用。從上述觀點考慮，Si+Al為O. 3%以上。但是，即使過量添加,上述效果也飽和，反而使鋼脆化。因此,Si+Al為
I.5%以下。優(yōu)選Si+Al小于I. 0%。另外，Si含量的下限優(yōu)選為O. 3%以上，Si含量的上限優(yōu)選為O. 7%以下。Al含量的下限優(yōu)選為O. 03%以上，Al含量的上限優(yōu)選為O. 7%以下。(3) Mn 1. 0% 以上且 3. 0% 以下Mn對鋼的相變行為有影響。因此，通過控制Mn含量，對熱軋及熱軋后的冷卻過程中生成的轉(zhuǎn)變相的量、硬度進(jìn)行控制。即，Mn含量小于1.0%時，貝氏體鐵素體相、馬氏體相的生成量少，得不到所需的強(qiáng)度和靜動差。添加超過3. 0%時，馬氏體相的量過量，動態(tài)強(qiáng)度反而降低。由此，Mn含量的范圍設(shè)為I. 0% 3. 0%。Mn含量的下限優(yōu)選為I. 5%以上。Mn含量的上限優(yōu)選為2. 5%以下。
(4) P 0. 02% 以下、S :0. 005% 以下P、S作為不可避免的雜質(zhì)存在于鋼中。P含量和S含量多時，高速變形下有可能產(chǎn)生脆性斷裂。為了抑制脆性斷裂，將P含量限制為O. 02%以下、將S含量限制為O. 005%以下。(5) Cr 0. 1% 以上且 O. 5% 以下Cr含量對熱軋及熱軋后的冷卻過程中生成的轉(zhuǎn)變相的量、硬度有影響。具體而言，Cr對于確保貝氏體鐵素體量來說具有有效作用。另外，抑制貝氏體鐵素體中的碳化物的析出。另外，Cr自身具有固溶強(qiáng)化作用。因此，Cr的含量小于O. 1%時，得不到所需的強(qiáng)度。另一方面，即使含有超過0.5%，上述效果也飽和，反而抑制鐵素體相變。因此，Cr含量設(shè)為O. 1%以上且O. 5%以下。 (6) N :0. 001% 以上且 O. 008% 以下N與Ti和Nb生成氮化物，抑制晶粒的粗大化。N的含量小于O. 001%時，在加熱板坯時產(chǎn)生晶粒的粗大化，熱軋后的組織也粗大化。另一方面，N的含量超過O. 008%時，由于生成粗大的氮化物，對延展性有不良影響。由此，N的含量設(shè)為O. 001%以上且O. 008%以下。(7) Ti 0. 002% 以上且 O. 05% 以下Ti形成氮化物和碳化物。后述的Nb也同樣地形成氮化物和碳化物。因此，含有選自由Nb和Ti組成的組中的至少一種。所生成的TiN對于防止晶粒的粗大化來說是有效的。另外，TiC提高靜態(tài)強(qiáng)度。但是Ti的含量小于O. 002%時，得不到上述效果。另一方面，Ti含量超過O. 05%時，生成粗大的氮化物而延展性降低，而且抑制鐵素體相變。由此，含有Ti時，其含量設(shè)為O. 002%以上且O. 05%以下。(8) Nb 0. 002% 以上且 O. 05% 以下Nb與Ti同樣地形成氮化物和碳化物。所形成的氮化物與Ti氮化物同樣地對于防止奧氏體相的晶粒的粗大化來說是有效的。進(jìn)而，Nb碳化物有助于防止鐵素體相的晶粒的粗大化、提高靜態(tài)強(qiáng)度。進(jìn)而，固溶的Nb還有助于提高靜態(tài)強(qiáng)度。但是小于O. 002%時得不到上述效果。添加超過O. 05%時，抑制鐵素體相變。由此，添加Nb時，其含量設(shè)為O. 002%以上且O. 05%以下。添加Nb時的Nb含量的下限優(yōu)選為O. 004%以上。Nb含量的上限優(yōu)選為O. 02%以下。(9)V:0.2% 以下V的碳氮化物對于防止低溫奧氏體區(qū)域內(nèi)奧氏體相的晶粒粗大化來說是有效的。進(jìn)而，V的碳氮化物有助于防止鐵素體相的晶粒的粗大化。因此，本發(fā)明的鋼板根據(jù)需要含有V。但是，含量小于O. 01%時，不能穩(wěn)定地得到上述效果。另一方面，添加超過O. 2%時，析出物增加，靜動差減小。由此，添加V時，其含量優(yōu)選為O. 01%以上且O. 2%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為O. 02%以上且O. 1%以下。V含量的下限更優(yōu)選為O. 02%以上。V含量的上限更優(yōu)選為O. 1%以下。(IO)Cu :0· 2% 以下Cu具有通過析出強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化而進(jìn)一步提高鋼板強(qiáng)度的作用。因此，本發(fā)明的鋼板根據(jù)需要還可以含有Cu。但是，添加超過O. 2%的Cu時，加工性顯著降低。另外，從穩(wěn)定地得到上述效果的觀點考慮，優(yōu)選使Cu含量為O. 02%以上。由此，添加Cu時其含量應(yīng)為O. 2%以下，優(yōu)選為O. 02%以上且O. 2%以下。
(Il)Ni :0. 2% 以下Ni也具 有通過析出強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化而進(jìn)一步提高鋼板強(qiáng)度的作用。因此，本發(fā)明的鋼板根據(jù)需要還可以含有Ni。但是，添加超過O. 2%的Ni時，加工性顯著降低。另外，從穩(wěn)定地得到上述效果的觀點考慮，優(yōu)選使Ni含量為O. 02%以上。由此，添加Ni時其含量應(yīng)為O. 2%以下，優(yōu)選為O. 02%以上且O. 2%以下。(12) Mo :O. 5% 以下Mo以碳化物或氮化物的方式析出，具有提高鋼板強(qiáng)度的作用。另外，這些析出物還具有抑制奧氏體、鐵素體的粗大化，促進(jìn)鐵素體晶粒微細(xì)化的作用。進(jìn)而，在實施高溫?zé)崽幚頃r還具有抑制晶粒生長的作用。因此，本發(fā)明的鋼板根據(jù)需要還可以含有Mo。但是，添加超過O. 5%的Mo時，在供于熱軋之前的階段中，在鋼中析出大量的粗大的碳化物或氮化物，導(dǎo)致熱軋鋼板的加工性劣化。另外，由于大量的碳化物、氮化物的析出，應(yīng)變時效硬化特性降低。進(jìn)而，從穩(wěn)定地得到上述效果的觀點考慮，優(yōu)選使Mo含量為O. 02%以上。由此，添加Mo時其含量應(yīng)為O. 5%以下，優(yōu)選為O. 02%以上且O. 5%以下。3.制造方法本發(fā)明的熱軋鋼板通過具有上述金屬組織和化學(xué)組成，不僅可以得到高的靜態(tài)強(qiáng)度，還可以在寬范圍的應(yīng)變速率區(qū)域穩(wěn)定地得到優(yōu)異的靜動差。對本發(fā)明的熱軋鋼板的制造方法沒有特別限定，通過采用具備具有以下軋制條件的熱軋工序的制造方法，可以實現(xiàn)穩(wěn)定地制造本發(fā)明的熱軋鋼板。本發(fā)明的制造方法具備下述工序精軋工序，具備在最終精軋中，在800°C以上且900°C以下的溫度、道次間時間為
O.15秒以上且2. 7秒以下下對上述板坯進(jìn)行軋制而形成鋼板的步驟，第一冷卻工序，具備將通過精軋工序得到的鋼板以600°C /秒以上的冷卻速度在
O.4秒以內(nèi)冷卻至700°C以下的步驟，保持工序，具備將經(jīng)過冷卻工序后的鋼板在570°C以上且700°C以下的溫度范圍內(nèi)保持O. 4秒以上的步驟，和第二冷卻工序，具備將經(jīng)過保持工序后的鋼板以20°C /秒以上且120°C /秒以下的冷卻速度冷卻至430°C以下的步驟。本發(fā)明的熱軋鋼板的制造方法，通過加熱下的多道次軋制時的加工熱處理得到細(xì)粒組織。調(diào)整精軋工序中的最終精軋的溫度/道次間時間，在第一冷卻工序中，在O. 4秒以內(nèi)以600°C /秒以上的冷卻速度急速驟冷，由此抑制奧氏體的重結(jié)晶，得到鐵素體粒徑為
3.O μ m以下的細(xì)粒組織。保持工序中，由于在鐵素體相變溫度區(qū)域進(jìn)行保持，由通過上述工序生成的加工奧氏體進(jìn)行鐵素體相變。鐵素體相變所必需的溫度為570 700°C，其時間為O. 4秒以上。然后，通過實施第二冷卻工序，使未進(jìn)行鐵素體相變的剩余部分轉(zhuǎn)變?yōu)榘愂象w鐵素體和/或貝氏體與馬氏體的多相。具體而言，以20°C /秒以上且120°C /秒以下的冷卻速度冷卻至430°C以下。優(yōu)選以50°C /秒以上且小于100°C /秒的冷卻速度冷卻至300°C以下。4.機(jī)械特性如以上所述得到的熱軋鋼板具有優(yōu)異的動態(tài)強(qiáng)度特性。具體而言，在應(yīng)變速率為30/秒以上的應(yīng)變速率區(qū)域具有優(yōu)異的動態(tài)強(qiáng)度特性。部分熱軋鋼板在應(yīng)變速率為10/秒以上的應(yīng)變速率區(qū)域具有優(yōu)異的動態(tài)強(qiáng)度特性。本發(fā)明中，動態(tài)強(qiáng)度由下述(I)式所示的鋼板的靜動比與應(yīng)變速率的關(guān)系進(jìn)行評價。[數(shù)學(xué)式I]
權(quán)利要求
1.一種多相熱軋鋼板，其特征在于，其具有下述化學(xué)組成 按質(zhì)量％計含有 C :0. 07%以上且O. 2%以下、 Si+Al 0. 3%以上且I. 5%以下、 Mn :1.0%以上且3.0%以下、P :0. 02% 以下、S :0. 005% 以下、 Cr :0. 1%以上且O. 5%以下、 N :0. 001%以上且O. 008%以下， 還含有Ti :0. 002%以上且O. 05%以下以及Nb :0. 002%以上且O. 05%以下中的一種或兩種， 剩余部分由Fe和雜質(zhì)組成， 鐵素體的面積分?jǐn)?shù)為7%以上且35%以下，鐵素體的粒徑處于O. 5 μ m以上且3. O μ m以下的范圍內(nèi)，以及鐵素體的納米硬度處于3. 5GPa以上且4. 5GPa以下的范圍內(nèi)， 作為鐵素體以外的剩余部分的第二相含有選自貝氏體鐵素體和貝氏體中的至少一種以及馬氏體，第二相的平均納米硬度為5GPa以上且12GPa以下， 第二相含有相對于組織總體的面積分?jǐn)?shù)為5%以上且35%以下的SGPa以上且12GPa以下的高硬質(zhì)相。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的多相熱軋鋼板，其特征在于，所述化學(xué)組成，按質(zhì)量％計還含有V :0. 2%以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求I或2所述的多相熱軋鋼板，其特征在于，所述化學(xué)組成，按質(zhì)量％計還含有選自由Cu :0. 2%以下、Ni :0. 2%以下和Mo :0. 5%以下組成的組中的一種或兩種以上。
4.一種多相熱軋鋼板的制造方法，其為對板坯進(jìn)行連續(xù)熱軋來制造熱軋鋼板的方法， 所述板坯具有下述化學(xué)組成 按質(zhì)量％計含有 C :0. 07%以上且O. 2%以下、 Si+Al 0. 3%以上且I. 5%以下、 Mn :1.0%以上且3. 0%以下、P :0. 02% 以下、S :0. 005% 以下、 Cr :0. 1%以上且O. 5%以下、 N :0. 001%以上且O. 008%以下， 還含有Ti :0. 002%以上且O. 05%以下以及Nb :0. 002%以上且O. 05%以下中的一種或兩種,剩余部分由Fe和雜質(zhì)組成， 該多相熱軋鋼板的制造方法具備以下的工序 精軋工序，具備在最終精軋中，在800°C以上且900°C以下的溫度、道次間時間為O. 15秒以上且2. 7秒以下下對所述板坯進(jìn)行軋制而形成鋼板的步驟， 第一冷卻工序，具備將通過精軋工序得到的鋼板以600°C /秒以上的冷卻速度在O. 4秒以內(nèi)冷卻至700°C以下的步驟，保持工序，具備將經(jīng)過冷卻工序后的鋼板在570°C以上且700°C以下的溫度范圍內(nèi)保持O. 4秒以上的步驟，和 第二冷卻工序，具備將經(jīng)過保持工序后的鋼板以20°C /秒以上且120°C /秒以下的冷卻速度冷卻至430°C以下的步驟。
5.根據(jù)權(quán)利要求3所述的多相熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述化學(xué)組成，按質(zhì)量％計還含有V :0. 2%以下。
6.根據(jù)權(quán)利要求4或5所述的多相熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述化學(xué)組成，按質(zhì)量％計還含有選自由Cu :0. 2%以下、Ni :0. 2%以下和Mo :0. 5%以下組成的組中的一種或兩種以上。
全文摘要
本發(fā)明涉及中間應(yīng)變速率區(qū)域強(qiáng)度得到提高的多相熱軋鋼板及其制造方法。本發(fā)明的多相熱軋鋼板，其具有下述化學(xué)組成按質(zhì)量%計含有C0.07～0.2%、Si+Al0.3～1.5%、Mn1.0～3.0%、P0.02%以下、S0.005%以下、Cr0.1～0.5%和N0.001～0.008%，還含有Ti0.002～0.05%以及Nb0.002～0.05%以下中的一種或兩種，剩余部分由Fe和雜質(zhì)組成，鐵素體的面積分?jǐn)?shù)為7～35%，鐵素體的粒徑處于0.5～3.0μm的范圍內(nèi)，以及鐵素體的納米硬度處于3.5～4.5GPa的范圍內(nèi)，作為鐵素體以外的剩余部分的第二相含有選自貝氏體鐵素體和/或貝氏體以及馬氏體，第二相的平均納米硬度為5～12GPa，第二相含有相對于組織總體的面積分?jǐn)?shù)為5～35%的8～12GPa的高硬質(zhì)相。
文檔編號C22C38/38GK102959119SQ20118003223
公開日2013年3月6日 申請日期2011年4月7日 優(yōu)先權(quán)日2010年4月28日
發(fā)明者田中泰明, 富田俊郎, 河野佳織 申請人:新日鐵住金株式會社