CN102770568B - 弯曲性优良的超高强度冷轧钢板 - Google Patents

Abstract

本发明提供弯曲性和耐延迟断裂特性优良的薄型超高强度冷轧钢板。一种弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，含有C：0.15~0.30%、Si：0.01~1.8%、Mn：1.5~3.0%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Al：0.005~0.05%、N：0.005%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，具有满足下式的钢板表层软质部，并且，所述钢板表层软质部中回火马氏体的体积率为90%以上，所述钢板中心部的组织为回火马氏体，所述冷轧钢板的拉伸强度为1270MPa以上，Hv(S)/Hv(C)≤0.8 (1)，Hv(S)：钢板表层软质部的硬度，Hv(C)：钢板中心部的硬度；0.10≤t(S)/t≤0.30 (2)，t(S)：钢板表层软质部的厚度，t：板厚。

Description

弯曲性优良的超高强度冷轧钢板

技术领域

本发明涉及适合用于要求优良的弯曲性和耐延迟断裂特性的汽车用部件的强度构件等的钢板。

背景技术

近年来，从提高与环境保护相关的燃料效率的观点出发，强烈要求汽车用钢板的高强度化。在汽车公司，为了应对CO₂排放量标准的加强，也开始研究使用以拉伸强度计超过1270MPa的钢板。从使部件更加轻量化的观点出发，旨在进一步使钢板薄壁化，对板厚为0.8~1.6mm的薄钢板的期望也日益增强。一般而言，对于拉伸强度为1270MPa以上的超高强度冷轧钢板而言，无法应用拉深成形和胀形成形等对软钢板应用的成形方法，作为成形方法，弯曲成形和延伸凸缘成形成为主体。因此，在使用超高强度冷轧钢板作为汽车的结构部件时，具备良好的弯曲性和延伸凸缘性成为重要的选择标准。进而，对于拉伸强度为1270MPa以上的超高强度冷轧钢板而言，由于担心会产生延迟断裂，因此还需要具备良好的耐延迟断裂特性。

作为加工性良好的超高强度冷轧钢板，已知有通过使硬质马氏体分散在柔软的铁素体基底中而同时提高强度和加工性的DP钢，并且正广泛使用该DP钢。但是，对于该DP钢而言，虽然延展性确实良好，但弯曲性存在问题，从而不能应用于进行严格的弯曲加工而制造的部件。另外，由于软质铁素体的存在，难以确保超过1270MPa的拉伸强度。

已知在钢板的弯曲加工中，由于在弯曲外周表层部的圆周方向上受到较大的拉伸应力，而且在弯曲内周表层部受到较大的压缩应力，因此，表层部的状态也在很大程度上影响超高强度冷轧钢板的弯曲性，通过使表层具有软质层，可缓和弯曲加工时在钢板表面产生的拉伸应力、压缩应力，从而改善弯曲性。关于这种在表层具有软质层的高强度钢板，专利文献1~4中公开了如下的钢板及制造方法。

首先，在专利文献1中，为了改善弯曲加工性和点焊性，公开了一种对表层进行脱碳退火而使表层具有10体积%的软质层并且使内层具有含有10体积%以上的残余奥氏体的硬质中心层的高强度钢板及其制造方法。但是，由于中心层也含有10体积%以上的残余奥氏体，因此，在成形时形成马氏体，在软质铁素体和硬质相的界面处生成空隙，从而容易引起裂纹产生、裂纹传播，因此，有时对弯曲性产生不利影响。

在专利文献2中公开了表层具有以双面计为3~15%的C：0.1重量%以下的软质层并且使余量为低于10%的残余奥氏体与低温相变相或铁素体的复合组织的冷轧钢板及制造方法。但是，在表层具有C：0.1重量%以下的软质层时，钢板的表面硬度极端降低而使疲劳特性降低，因此不优选。另外，也完全没有关于延迟断裂的记载。

在专利文献3中记载了表层10μm~200μm的部分以铁素体为主体而构成且内层部分以贝氏体、马氏体为主体的冷轧钢板及其制造方法。但是，表层10μm~200μm的部分以铁素体为主体，存在疲劳特性变差的问题，因此不优选。

在专利文献4中记载了除表层10μm以内之外的金属组织实质上为马氏体单相的延伸凸缘性优良的冷轧钢板及制造方法。虽然记载了在厚度为10μm以内的最表层有时会生成铁素体，但并不是使表层软质层积极地生成并控制生成量来提高加工性的技术，而且弯曲性不充分。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平2-175839号公报

专利文献2：日本特开平5-195149号公报

专利文献3：日本特开平10-130782号公报

专利文献4：日本特开2002-161336号公报

发明内容

发明所要解决的问题

如上所述，就现状而言，尚未得到兼具良好的弯曲性和1270MPa以上的高强度且耐延迟断裂特性优良的超高强度冷轧钢板。

本发明为了解决上述问题而完成，其目的在于提供一种弯曲性和耐延迟断裂特性优良的板厚为0.8~1.6mm的超高强度冷轧钢板。

用于解决问题的方法

为了解决上述问题，本发明人从钢成分和金属组织等方面进行了深入研究。结果发现，通过将钢成分控制在适当范围并且对组织进行优化，能够得到在具有优良的弯曲性和1270MPa以上的拉伸强度的同时、成形后的延迟断裂特性优良的薄型超高强度冷轧钢板。

本发明基于以上的见解而完成，其主旨如下。

(1)一种弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，含有C：0.15~0.30%、Si：0.01~1.8%、Mn：1.5~3.0%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Al：0.005~0.05%、N：0.005%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，且具有满足由(1)和(2)规定的下式的钢板表层软质部，并且，上述钢板表层软质部中回火马氏体的体积率为90%以上，上述钢板中心部的组织为回火马氏体，上述冷轧钢板的拉伸强度为1270MPa以上，

Hv(S)/Hv(C)≤0.8…(1)

Hv(S)：钢板表层软质部的硬度，Hv(C)：钢板中心部的硬度，

0.10≤t(S)/t≤0.30…(2)

t(S)：钢板表层软质部的厚度，t：板厚。

(2)如(1)所述的弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、V：0.01~0.50%中的一种以上。

(3)如(1)或(2)所述的弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有B：0.0001~0.005%。

(4)如(1)~(3)中任一项所述的弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有Cu：0.01~0.50%、Ni：0.01~0.50%、Mo：0.01~0.50%、Cr：0.01~0.50%中的一种以上。

发明效果

根据本发明，能够得到具有拉伸强度为1270MPa以上的超高强度且弯曲性和耐延迟断裂特性也优良的薄型超高强度冷轧钢板，该冷轧钢板能够作为以往难以应用高强度钢板的构件例如汽车结构构件等不易成形的构件使用。进而，在使用本发明的超高强度冷轧钢板作为汽车结构构件的情况下，有助于汽车的轻量化、安全性的提高等，因而在产业上极其有益。

具体实施方式

下面，对本发明的实施方式详细地进行说明。

首先，分为本发明的化学成分和金属组织具体地进行说明。另外，以下在没有特别提及的情况下，化学成分的%均表示质量%。

[化学成分]

C：0.15~0.30%

C是为了利用低温相变相对钢进行强化而必不可少的。一般而言，低温相变相的强度具有与C量成比例的倾向。为了使钢板表层存在软质部并得到1270MPa以上的拉伸强度，C需要为0.15%以上。但是，含有超过0.30%的C时，焊接部的韧性显著变差。另外，存在钢板的强度变得过大、钢板的延展性等加工性也显著降低的倾向。因此，使C为0.15%以上且0.30%以下。优选为0.15%以上且0.25%以下。

Si：0.01~1.8%

Si是改善延展性并且有助于提高强度的元素，其效果在低于0.01%时得不到发挥。另一方面，即使超过1.8%而含有，其效果也饱和。另外，因过度含有而导致电阻焊时伴随有电阻的增加、从而阻碍焊接性，另外，存在化学转化处理、涂装后耐腐蚀性变差的倾向。因此，使Si为0.01%以上且1.8%以下。优选为0.01%以上且1.0%以下。

Mn：1.5~3.0%

Mn具有如下作用：通过使Ar₃相变点降低的作用而有助于晶粒的微细化，在不使延展性和扩孔率λ大幅降低的情况下提高强度。另外，Mn也是抑制因S所产生的热脆性而引起的表面裂纹的重要元素。而且，Mn是使奥氏体稳定的元素，从确保强度的观点出发，为了由加热退火时存在的奥氏体在冷却过程中稳定地得到低温相变相，Mn需要为1.5%以上。另一方面，当超过3.0%而含有时，因Mn的偏析等而导致组织变得不均匀，从而存在加工性、成形后的耐延迟断裂特性变差的倾向。因此，使Mn为1.5%以上且3.0%以下。

P：0.05%以下

P是固溶在钢中而有助于钢板的强化的元素。另一方面，P是因在晶界偏析而导致晶界的结合力降低、从而使加工性变差并且因在钢板表面富集而导致化学转化处理性、耐腐蚀性等降低的元素。当P超过0.05%时，上述不利影响显著地出现。因此，需要使P为0.05%以下。需要说明的是，P的过度降低会伴随制造成本的增加，因此，可以考虑该观点而使P为0.001%以上。

S：0.005%以下

S是对加工性产生不利影响的元素。当S增加时，以MnS的夹杂物的形式存在，尤其是会使材料的局部延展性降低，从而降低加工性。另外，还会因硫化物的存在而导致焊接部的韧性变差。通过使S为0.005%以下，能够避免上述不利影响，从而能够显著改善冲压加工性。因此，使S为0.005%以下。需要说明的是，S的过度降低会伴随制造成本的增加，因此，可以考虑该观点而使S为0.0001%以上。

Al：0.005~0.05%

Al是对脱氧和提高碳化物形成元素的利用率有效的元素，为了充分发挥其效果，需要以Al计为0.005%以上。另外，Al也是用于提高钢板洁净度所需的元素，从这一点出发，也需要以Al计为0.005%以上。Al低于0.005%时，Si系夹杂物的除去变得不完全而存在多个延迟断裂的起点，从而容易产生延迟断裂。另一方面，在添加超过0.05%的Al时，不仅效果饱和，而且还会产生加工性变差、产生表面缺陷的倾向增大等问题。因此，使Al为0.005%以上且0.05%以下。

N：0.005%以下

在N的含量多的情况下，会形成大量氮化物，成为延迟断裂的起点，从而容易产生延迟断裂。因此，需要将N限定为0.005%以下。需要说明的是，N的过度降低会伴随制造成本的增加，因此，可以考虑该观点而使N为0.0001%以上。

另外，在本发明钢中，可以在上述成分范围的基础上含有下述元素。

Ti、Nb、V在添加时具有通过使晶粒微细化而有助于组织的均匀化来抑制延迟断裂的效果。发挥该效果时，Ti、Nb分别为0.001%以上，V为0.01%以上。但是，如果上述元素均大量含有，则会形成碳氮化物，因此不优选。因此，可以含有0.001%以上且0.10%以下的范围内的Ti、0.001%以上且0.10%以下的范围内的Nb、0.01%以上且0.50%以下的范围内的V中的一种以上。

另外，B在添加时表现出通过因在晶界优先偏析而产生的晶界强化等来抑制延迟断裂的效果。得到该效果时，B需要为0.0001%以上。另一方面，存在即使超过0.005%而大量含有、其效果也饱和的倾向。因此，优选B在0.0001~0.005%的范围内含有。

另外，Cu、Ni、Mo、Cr是添加时有助于强度的元素，为了得到其效果，优选使Cu、Ni、Mo、Cr分别为0.01%以上。另一方面，即使分别超过0.50%而大量含有，其效果也饱和，因此，如果均在0.01%以上且0.50%以下的范围内，则可以含有该组中的一种以上。

需要说明的是，本发明的钢板中，除上述的成分之外为Fe及不可避免的杂质。但是，只要在不损害本发明效果的范围内，则允许含有除上述之外的成分。

[金属组织]

本发明的高张力钢板实质上是回火马氏体单相组织。在此，采用实质上是因为，余量组织有时包含不可避免地存在的未相变的残余奥氏体及铁素体组织等。组织的确定中，可以适当地将光学显微镜观察(400倍~600倍)和利用扫描电子显微镜(以下简称为“SEM”)的1000倍的观察组合来进行确认，但也可以利用其他方法。以下，对于金属组织的比例而言，使用图像处理装置求出金属组织的面积率并将该值作为体积率表示为%。

中心部的组织为回火马氏体

为了确保强度和成形性，中心部的组织实质上设定为回火马氏体单相。在生成微量的铁素体的情况下，此处成为应力集中的起点，使耐延迟断裂特性急剧降低，因此，不应当含有铁素体。但是，中心部的组织不需要完全是回火马氏体，可以含有低于3%的铁素体和/或残余奥氏体。这是因为，在该范围内时，可以忽略给钢板的机械性质带来的影响。在此，中心部的组织可以通过用光学显微镜和SEM对板厚1/2部的显微组织进行观察来确定。

钢板表层软质部的硬度和厚度

利用载荷为50g(试验力：0.49N)的维氏硬度试验机，在板厚截面上从表面部分直到中心部以20μm的间隔测定钢板的硬度，可以求出具备下述(1)式和下述(2)式的条件的钢板表层软质部的硬度和厚度。

本发明的钢板在钢板表层部具有比钢板中心部软质的区域。该软质区域通过如上所述从钢板表层部朝向中心部进行硬度测定来确认。本发明的钢板表层软质部是上述软质区域中由下述(1)式定义的区域。

即，在本发明中，钢板表层软质部需要满足由下式规定的相对于中心部的硬度比。

Hv(S)/Hv(C)≤0.8…(1)

Hv(S)：钢板表层软质部的硬度，Hv(C)：钢板中心部的硬度

即，钢板表层软质部为具有0.8×Hv(C)以下的硬度的区域。在Hv(S)/Hv(C)大于0.8的情况下，与中心部的硬度的差较小，不具有提高钢板的弯曲性和耐延迟断裂特性的效果，因此，将Hv(S)/Hv(C)设定为0.8以下。另外，通过设定为该范围，钢板的疲劳特性得到改善。

需要说明的是，在此，钢板中心部的硬度Hv(C)使用板厚1/2部的区域的5点测定的平均值。

另外，由上述(1)式规定的钢板表层软质部的厚度需要满足下述(2)式。

0.10≤t(S)/t≤0.30…(2)

t(S)：钢板表层软质部的厚度，t：板厚

在此，钢板表层软质部的厚度t(S)是从钢板表层部朝向板厚中心方向测定硬度、求出钢板表层部中具有0.8×Hv(C)以下的硬度的区域的厚度并表示出存在于钢板的表面和背面的该层的厚度之和的厚度。在钢板表层软质部的厚度t(S)小于板厚t的0.10时，观察不到显著提高钢板的弯曲性的效果，而且也观察不到提高耐延迟断裂特性的效果，因此，使t(S)/t为0.10以上。另外，在大于0.30时，钢板强度显著降低，极难维持超过1270MPa的高强度，因此，使t(S)/t为0.30以下。

钢板表层软质部的组织

由上述(1)式和(2)式两个条件规定的钢板表层软质部的组织中，回火马氏体以相对于钢板表层软质部的全部组织的体积率计为90%以上。通过使钢板表层软质部中回火马氏体为90%以上，能够确保上述的弯曲加工性等成形性。

在求出该区域的回火马氏体的体积率时，通过如下方法进行：对测定过硬度的附近区域的钢板表层软质部在从表层直到板厚中心部的整个区域进行光学显微镜观察(400倍~600倍)及SEM观察(1000倍)，进而通过图像处理进行定量，求出该区域的平均体积率。在距表层小于5μm的范围内可以存在一部分铁素体，但优选其体积率低于10%。在表层部中铁素体成为主体组织时，疲劳特性大幅变差，拉伸强度的降低也增大，因此，铁素体组织越少越优选。例如，在钢板的板厚为0.8~1.6mm的情况下，在距钢板的表层5μm以上的板厚中心部方向的区域中生成铁素体的情况下，难以维持1270MPa以上的强度，因此，优选在该区域不存在铁素体。

通过如上对成分、组织进行限定，在弯曲加工时使表层软质部在缓和钢板表层所产生的应力的同时、与板厚内部层平衡良好地发生变形，从而能够制成具有优良的弯曲加工性并且耐延迟断裂特性也优良的超高强度钢板。关于耐延迟断裂特性优良的理由，尚不清楚详细机制，但推测是因为，由冲压加工产生的残余应力特别是表层部的应力降低，在板厚方向中心部，组织形成以回火马氏体为主体的均匀组织，由此，不易产生成为裂纹的起点的空隙。

在制造本发明钢时，例如可以通过脱碳退火使钢板表层软质部的硬度比钢板中心部的硬度软以满足上述(1)式。具体而言，首先，将具有与上述钢板的组成相同的组成的钢作为原材料，进行热轧、酸洗后进行脱碳退火、冷轧，或者进行热轧、酸洗、冷轧后进行脱碳退火。接着，在接下来的连续退火中加热至Ar₃点以上并进行均热，然后，急冷至Ms点以下。或者，进行热轧、酸洗、冷轧并在接下来的连续退火中进行脱碳退火，然后加热至Ar₃点以上并进行均热，然后，急冷至Ms点以下。脱碳量没有特别限定，例如在钢板的板厚为0.8~1.6mm的情况下，在距最表层的距离为30μm的位置的C量低于0.10%时，表层软质部容易形成铁素体为主体的组织，从而使强度大幅降低，因此不优选。

脱碳退火的方法没有特别限定，例如通过在含氧气氛或高露点气氛中进行退火，能够降低钢板中的碳浓度。制造工序中，从在连续退火中加热至Ar₃点以上并进行均热的工序开始直至进行急冷的工序为止，对实施本发明特别重要，作为急冷的方法，从减少板宽方向上的温度不均、能够容易地确保冷却速度的观点出发，优选水冷。但是，急冷方法不限于水冷，也可以单独使用或并用喷气冷却、喷雾冷却、轧辊冷却等。

然后，在150~400℃的范围内进行回火处理。需要说明的是，回火温度超过300℃时，强度大幅降低，为了确保1270MPa而需要大量地添加合金元素，因此优选150~300℃。制造本发明的钢的方法可以使用其他公知的制造方法。

实施例1

下面，基于实施例对本发明具体地进行说明，但本发明不限定于这些实施例。

将表1所示成分的钢熔炼并通过连铸制成钢坯。然后，在加热炉中加热至1200℃，在850℃以上的终轧温度下进行热轧，在500~650℃的温度范围内进行卷取，接着进行酸洗、冷轧，然后，进行脱碳退火、连续退火，制成超高强度冷轧钢板。另外，钢板表层软质部的脱碳退火条件是在高露点气氛中实施700-800℃×15~60分钟的热处理。需要说明的是，在连续退火中以表2所示的条件进行均热、冷却、回火。另外，对得到的钢板的成分进行分析，结果与表1相同。

表2

*水淬至20℃以下

**TM：回火马氏体  F：铁素体    下划线表示比较例。

表2是将脱碳退火条件固定为露点30℃、700℃×30分钟，以钢板化学成分的影响为主进行调查而得到的结果，另外，表3是适当改变脱碳条件、均热温度、回火温度而使软质部厚度(μm)、中心部组织发生变化后调查钢板的机械特性(拉伸特性、扩孔率、弯曲特性)和耐延迟断裂特性而得到的结果。在各表中，将钢板表层软质部和钢板中心部分别简称为“软质部”和“中心部”。

对于钢板中心部组织，在板厚1/2位置进行研磨、硝酸乙醇溶液腐蚀后，进行光学显微镜观察(400倍)和SEM观察(1000倍)，确认铁素体组织的有无，在存在铁素体组织的情况下，通过图像处理测定铁素体百分率(面积百分率)，将其作为体积百分率。在进行表层软质部的组织观察时，事先通过硬度分布测定，对相当于表层软质部的厚度进行在表面层和背面层的测定并求和，然后，进行研磨、硝酸乙醇溶液腐蚀，通过光学显微镜观察、SEM观察(1000倍)实施表层软质部的组织观察。需要说明的是，利用载荷为50g(试验力：0.49N)的维氏试验机通过5点平均以20μm的间隔测定钢板的硬度，得到板厚方向的截面的硬度分布。另外，板厚中心部的硬度为板厚1/2部的区域的5点平均值。即，如上所述将硬度满足0.8×Hv(C)以下的钢板表层的区域作为钢板软质部，由此处得到的板厚方向的截面的硬度分布求出其厚度，并对该区域进行观察。

拉伸试验依据JIS Z 2241使用将轧制直角方向设为长度方向裁取的JIS 5号试验片来进行。扩孔试验依据日本钢铁联盟标准JFS T 1001实施。弯曲试验中，基于JIS Z 2248，与轧制方向垂直地切下长条试验片，改变弯曲半径进行180°U弯曲，以临界弯曲半径进行评价。需要说明的是，如果临界弯曲半径为5.0mm以下，则可以称为弯曲性优良。

延迟断裂试验中，使用与弯曲试验同样的试验片，将以5mm的弯曲半径R进行U弯曲而得到的试验片浸渍于pH为3的盐酸中，用断裂时间进行评价。最大浸渍时间设定为96小时，将在该时刻有无发生断裂作为耐延迟断裂性的指标。需要说明的是，对于临界弯曲半径R为5mm以上的材料，以临界弯曲半径R值＋1mm的弯曲半径R制作试验片。在此，在浸渍时间为96小时时未观察到发生断裂的情况(＞96小时的情况)下，可以称为耐延迟断裂性优良。

将以上的结果如上所述一并记载于表2~表3中。由表2~表3可知，将比较例和本发明例进行比较时，本发明例具有1270MPa以上的拉伸强度，弯曲性和耐延迟断裂特性优良。

Claims (5)

1.一种弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，

以质量%计，含有C：0.15～0.30%、Si：0.01～1.8%、Mn：1.5～3.0%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Al：0.005～0.05%、N：0.005%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，且具有满足由(1)和(2)规定的下式的钢板表层软质部，并且，所述钢板表层软质部中回火马氏体的体积率为90%以上，所述钢板中心部的组织为回火马氏体，所述冷轧钢板的拉伸强度为1270MPa以上，

Hv(S)/Hv(C)≤0.8…(1)

Hv(S)：钢板表层软质部的硬度，Hv(C)：钢板中心部的硬度，

0.10≤t(S)/t≤0.30…(2)

t(S)：钢板表层软质部的厚度，t：板厚。

2.如权利要求1所述的弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有Ti：0.001～0.10%、Nb：0.001～0.10%、V：0.01～0.50%中的一种以上。

3.如权利要求1或2所述的弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有B：0.0001～0.005%。

4.如权利要求1或2所述的弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有Cu：0.01～0.50%、Ni：0.01～0.50%、Mo：0.01～0.50%、Cr：0.01～0.50%中的一种以上。

5.如权利要求3所述的弯曲性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有Cu：0.01～0.50%、Ni：0.01～0.50%、Mo：0.01～0.50%、Cr：0.01～0.50%中的一种以上。