高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及適合作為汽車的結(jié)構(gòu)部件（structural parts of automobile)或骨 架（framework)、卡車（truck)的框架（frame)、鋼管等的原材料的拉伸強(qiáng)度為980MPa以上 的高強(qiáng)度熱乳鋼板。
【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點出發(fā)，正在強(qiáng)化汽車排氣規(guī)定（automobiIe exhaust gas regulations)。這種狀況下，卡車等汽車的燃料消耗率提高成為重要的課題， 要求使用的材料的進(jìn)一步的高強(qiáng)度和薄壁化。與此相伴，尤其是積極地應(yīng)用高強(qiáng)度熱乳鋼 板作為汽車部件的原材料。
[0003] 此外，按照進(jìn)一步減少管道（pipeline)的施工成本的期望，正在尋求鋼管材料成 本的減少。因此，作為運(yùn)輸管，代替以厚鋼板為原材料的UOE鋼管，以生產(chǎn)率高且更加廉價 的線圈形狀的熱乳鋼板為原材料的高強(qiáng)度焊接鋼管受到關(guān)注。
[0004] 如上，具備規(guī)定的強(qiáng)度的高強(qiáng)度熱乳鋼板作為汽車部件的原材料、鋼管原材料的 需要正在逐年提高。尤其是拉伸強(qiáng)度：980MPa以上的高強(qiáng)度熱乳鋼板作為能夠飛躍性地 提高汽車的燃料消耗率的原材料、或能夠大幅度減少管道的施工成本的原材料被大大地期 待。
[0005] 然而，一般而言，伴隨著鋼板的高強(qiáng)度化，韌性下降。因此，為了對高強(qiáng)度熱乳鋼板 賦予作為汽車部件用、鋼管用所要求的韌性，對于韌性提高進(jìn)行了各種研究。此外，對于汽 車部件用的高強(qiáng)度熱乳鋼板，對擴(kuò)孔加工性也進(jìn)行了各種研究。
[0006][關(guān)于韌性]
[0007] 例如，專利文獻(xiàn)1中提出了一種板厚：4.Omm~12mm的熱乳鋼板，其設(shè)為如下組 成：以質(zhì)量％計含有 C :0? 04 ~0? 12%、Si :0? 5 ~I. 2%、Mn :1. 0 ~I. 8%、P :0? 03% 以下、 S :0? 0030% 以下、Al :0? 005 ~0? 20%、N :0? 005% 以下和 Ti :0? 03 ~0? 13%，其余部分是 Fe和不可避免的雜質(zhì)，并設(shè)為如下組織：貝氏體相（bainite phase)的面積率大于95%， 該貝氏體相的平均粒徑為3 ym以下，將在從表層起50 ym的位置的維氏硬度與在板厚1/4 位置的維氏硬度（Vickers hardness)的差設(shè)為50以下，將在板厚1/4位置的維氏硬度與 在板厚1/2位置的維氏硬度的差設(shè)為40以下。根據(jù)專利文獻(xiàn)1中提出的技術(shù)，通過將主 相設(shè)為微細(xì)貝氏體，并且減少在板厚方向的硬度分布，可得到韌性優(yōu)異的拉伸強(qiáng)度：780MPa 以上的高強(qiáng)度熱乳鋼板。
[0008] 專利文獻(xiàn)2中提出了一種鋼板的制造方法，其中，將鋼材加熱至950°C~1250°C 后，開始乳制，在820°C以上結(jié)束乳制后，以20°C /秒以上的冷卻速度冷卻至600~700°C， 在該溫度區(qū)域溫度保持和/或緩慢冷卻10~200秒后，以5°C /秒以上的冷卻速度冷卻至 300°C以下，從而將金屬組織以相對于全部組織的占空系數(shù)計制成鐵素體（ferrite) :70~ 90%、馬氏體（martensite)或馬氏體和奧氏體（austenite)的混合相：3~15%、其余部 分：貝氏體（包括〇 %的情況），并且將上述鐵素體的平均晶粒徑設(shè)為20 y m以下，上述鋼材 滿足以質(zhì)量％計含有 C :0? 05 ~0? 18%、Si :0? 10 ~0? 60%、Mn :0? 90 ~2. 0%、P :0? 025% 以下（不含 〇% )、S :0.015% 以下（不含 0% )、A1 :0.001 ~0? 1%、N:0.002 ~0.01%，其 余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。根據(jù)專利文獻(xiàn)2中提出的技術(shù)，通過將金屬組織制成 含有晶粒的微細(xì)的鐵素體、以及馬氏體或馬氏體和奧氏體的混合相等的組織，可得到拉伸 強(qiáng)度為490N/mm 2以上且顯示出屈服比為70%以下這樣的低屈服比的高韌性鋼材。
[0009] 專利文獻(xiàn)3中提出了一種厚壁高張力熱乳鋼板的制造方法，其中，對滿足以質(zhì) 量％計含有 C :0? 02 ~0? 25%、Si :1. 0% 以下、Mn :0? 3 ~2. 3%、P :0? 03% 以下、S :0? 03% 以下、Al :0? 1% 以下、Nb :0.03 ~0.25%、Ti :0.001 ~0? 10%且（Ti+Nb/2)/C<4 的鋼原材 料施行熱乳，熱乳的精乳結(jié)束后，依次施行以下工序：施行熱乳板表面以20°C /秒以上且小 于馬氏體生成臨界冷卻速度（less than martensite formation critical cooling rate) 的平均冷卻速度加速冷卻至表面溫度為Arjg變點以下且為Ms點以下的第一冷卻，以及 板厚中心驟冷至350°C以上且小于600°C的溫度的第二冷卻后，施行以板厚中心的溫度為 350°C以上且小于600°C的卷取溫度卷取成線圈狀，至少線圈厚度方向的板厚1/4位置~板 厚3/4位置在350~600°C的溫度區(qū)域保持或滯留30min以上的第三冷卻。根據(jù)專利文獻(xiàn) 3中提出的技術(shù)，將熱乳鋼板的組織制成貝氏體相或貝氏體鐵素體相（bainitic ferrite phase)，進(jìn)一步將晶界滲碳體量（amount of grain boundary cementite)調(diào)整為特定值以 下，從而可得到低溫韌性（low-temperature toughness)優(yōu)異的X65等級以上的高強(qiáng)度電 阻焊鋼管用原材料。
[0010] [關(guān)于擴(kuò)孔加工性]
[0011] 例如，專利文獻(xiàn)4中記載了一種高強(qiáng)度熱乳鋼板的制造方法，其中，將鋼原材料加 熱至1150~1350°C，優(yōu)選加熱至大于1200°C且為1350°C以下后，施行在850~950°C、優(yōu) 選在大于900°C且為950°C以下的精加工溫度下結(jié)束的熱乳，該熱乳結(jié)束后，以30°C /秒以 上的平均冷卻速度冷卻至530°C，接著以100°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至卷取溫度： 300~500°C，以該卷取溫度卷取，上述鋼原材料具有以下組成：以質(zhì)量％計含有C :0. 05~ 0? 15%、Si :0? 2 ~1. 2%、Mn :1. 0 ~2. 0%、P :0? 04% 以下、S :0? 005% 以下、Ti :0? 05 ~ 0. 15%、A1 :0. 005~0. 10%、N :0. 007%以下，其余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。由此， 制成由平均粒徑為5 y m以下、優(yōu)選大于3. 0且為5. 0 y m以下的貝氏體相單相構(gòu)成的組織， 而且殘留0. 02%以上的固溶Ti，從而維持TS :780MPa以上這樣的高強(qiáng)度，拉伸凸緣性和耐 疲勞特性顯著提高。也可以制成由以面積率計90%以上的貝氏體相和除該貝氏體相以外的 第二相構(gòu)成且第二相的平均粒徑為3 ym以下的組織來代替由貝氏體相單相構(gòu)成的組織。
[0012] 專利文獻(xiàn)5中記載了高強(qiáng)度熱乳鋼板的制造方法，其中，對坯料以乳制結(jié)束溫度 為Ar3相變點~950°C施行熱乳后，以20°C /秒以上的冷卻速度冷卻至650~800°C，接著進(jìn) 行2~15秒空氣冷卻后，進(jìn)一步以20°C /秒以上的冷卻速度冷卻至350~600°C而卷取，上 述坯料具有以下組成：以質(zhì)量％計含有C :0. 01~0. 08%、Si :0. 30~1. 50%、Mn :0. 50~ 2. 50%、P :0? 03% 以下、S :0? 005% 以下和 Ti :0? 01 ~0? 20%、Nb :0? 01 ~0? 04% 中的 1 種 或2種，其余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。由此，可得到具有粒徑2 y m以上的鐵素體 的比例為80%以上的鐵素體?貝氏體二相組織、TS :690MPa以上、擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)異的高 強(qiáng)度熱乳鋼板。另外，也可以含有0. 0005~0. 01 %的Ca、REM中的1種或2種。
[0013] 專利文獻(xiàn)6中記載了擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)異的高強(qiáng)度薄鋼板。專利文獻(xiàn)3中記載的 高強(qiáng)度薄鋼板是以質(zhì)量％計含有C :0.0 l~0. 20%、Si :1. 50%以下、Al :1. 5%以下、Mn:0? 5 ~3. 5%、P :0? 2% 以下、S :0? 0005 ~0? 009%、N :0? 009% 以下、Mg :0? 0006 ~0? 01%、 O :0. 005%以下和Ti :0. 01~0. 20%、Nb :0. 01~0. 10%中的1種或2種，其余部分由鐵和 不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，滿足全部以下3式且組織以貝氏體相為主體的薄鋼板。
[0014] [Mg% ] ^ ([0% J/16X0. 8) X24 ? ? ? (1)
[0015] [S% ] ^ ([Mg% ]/24-[0% 1/16X0. 8+0. 00012) X32 ? ? ? (2)
[0016] [S% ] ^ 0. 0075/[Mn% ] ? ? ? (3)
[0017] 由此，成為TS :980MPa以上的高強(qiáng)度且擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)異的薄鋼板。專利文獻(xiàn) 3中記載的技術(shù)中，調(diào)整為具有0、Mg與Mn和S的添加平衡的條件，利用MgO和MgS的復(fù)合 析出來實現(xiàn)（Nb, Ti)N的均勻微細(xì)化，在沖裁孔的截面生成微細(xì)均勻的空隙，緩和擴(kuò)孔加工 時的應(yīng)力集中（stress concentration)，提高擴(kuò)孔性。
[0018] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0019] 專利文獻(xiàn)
[0020] 專利文獻(xiàn)1:日本特開2012-062557號公報
[0021] 專利文獻(xiàn)2:日本特開2007-056294號公報
[0022] 專利文獻(xiàn)3 :日本特開2010-174343號公報
[0023] 專利文獻(xiàn)4:日本特開2012-12701號公報
[0024] 專利文獻(xiàn)5:日本特開2002-180190號公報
[0025] 專利文獻(xiàn)6 :日本特開2005-120437號公報

【發(fā)明內(nèi)容】

[0026][關(guān)于韌性]
[0027] 然而，關(guān)于專利文獻(xiàn)1中提出的技術(shù)，雖然可得到拉伸強(qiáng)度：980MPa以上的高強(qiáng)度 熱乳鋼板，但貝氏體組織的控制不充分，因此存在無法穩(wěn)定地確保優(yōu)異的低溫韌性的問題。
[0028] 此外，關(guān)于專利文獻(xiàn)2中提出的技術(shù)，將鋼材的金屬組織作為鐵素體主相組織，但 若成為拉伸強(qiáng)度：980MPa級，則有時鐵素體相的韌性顯著下降。
[0029] 此外，關(guān)于專利文獻(xiàn)3中提出的技術(shù)，通過控制晶界滲碳體量來實現(xiàn)低溫韌性的 改善，但熱乳鋼板強(qiáng)度不充分，如其實施例所示，即使最大也為拉伸強(qiáng)度：800MPa左右。此 外，欲基于專利文獻(xiàn)3中提出的技術(shù)得到拉伸強(qiáng)度：980MPa以上的高強(qiáng)度熱乳鋼板時，需要 增多C含量，但有時伴隨著C含量的增加，晶界滲碳體的控制變得困難，無法穩(wěn)定地確保優(yōu) 異的韌性。
[0030] 本發(fā)明有利地解決上述現(xiàn)有技術(shù)存在的問題，其目的是提供一種具有拉伸強(qiáng)度： 980MPa以上這樣的高強(qiáng)度并進(jìn)一步具有良好韌性的尤其是板厚4mm~15mm的高強(qiáng)度熱乳 鋼板及其制造方法。
[0031] [關(guān)于擴(kuò)孔加工性]
[0032] 關(guān)于專利文獻(xiàn)4中記載的技術(shù)，目標(biāo)強(qiáng)度為拉伸強(qiáng)度TS :780MPa以上，但若增加 C含量，則也可以增加拉伸強(qiáng)度TS :980MPa以上的高強(qiáng)度。然而，若為了進(jìn)一步高強(qiáng)度化 而增加C含量，則存在難以控制Ti碳化物的析出量、無法為了提高擴(kuò)孔加工性而使必需的 0. 02%以上的固溶Ti穩(wěn)定地殘留的問題。
[0033] 關(guān)于專利文獻(xiàn)5中記載的技術(shù)，將鋼板組織設(shè)為粒徑2 y m以上的鐵素體的比例為 80%以上的鐵素體+貝氏體的混合組織，所得的鋼板強(qiáng)度至多到976MPa左右，無法達(dá)成拉 伸強(qiáng)度TS :980MPa以上這樣的進(jìn)一步高強(qiáng)度化，即使可得到拉伸強(qiáng)度TS :980MPa以上這樣 的高強(qiáng)度，也存在鐵素體相的韌性顯著下降而無法確保優(yōu)異的擴(kuò)孔加工性的問題。
[0034] 關(guān)于專利文獻(xiàn)6中記載的技術(shù)，實現(xiàn)（Nb, Ti)N的均勻微細(xì)化，使沖裁孔的截面生 成微細(xì)均勻的空隙（void)，緩和擴(kuò)孔加工時的應(yīng)力集中，提高了擴(kuò)孔性（擴(kuò)孔加工性），但 存在如下問題：由于（Nb, Ti)N的均勻微細(xì)化，導(dǎo)致有時（Nb, Ti)N彼此的距離縮短，局部變 形（local deformation)時產(chǎn)生的空隙