专利名称：延伸凸缘性优异的高强度热轧钢板及其制法的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种具有例如980MPa级以上的抗拉强度，并且延伸凸缘性优异的高强度热轧钢板及其制法，该热轧钢板适于作为例如汽车用的构件、保险杠(bumper)、梁(pillar)等的增强用原材。
背景技术：
最近，具有抗拉强度为980MPa级以上的高强度，并且从成形加工性的观点出发，延伸凸缘性提高的热轧钢板的开发被推进。作为用于获是高延伸凸缘性的方法有使金属组织成为铁素体和贝氏体铁素体等的单相组织的方法、和使组织成为铁素体贝氏体的复合组织同时极力抑制二相间的强度差的方法，为了既可确保这样的组织又能获得高强度，已知的技术是利用微合金(Micro-Alloy)带来的析出强化。例如在特开2000-109951号公报、特开2002-180189号公报、特开2003-89848号公报、特开2004-204326号公报、特开2004-285420号公报中，公开了通过添加作为析出强化元素的Ti等来实现高强度化。
另外在特开2003-105446号公报中公开的技术是，不利用合金元素的析出强化，而是通过热扎后立即进行急冷而形成马氏体主体的金属组织，从而实现兼具高强度化和加工性。
但是，在这些方法中遗留了几个问题。即，在上述文献中公开的利用微合金的添加带来的析出强化的方法中，因为大量添加Ti等，所以不得不提高热轧前的钢坯加热温度，从而存在热能上的难点。而且，通过添加Ti等由析出强化而实现高强度化时，因为屈服比显著提高，所以冲压加工后的形状冻结性变差。
发明内容
本发明鉴于上述这些现有技术的问题点而提出，其目的在于提供一种热轧钢板及其有效的制法，该热轧钢板不利用析出强化，而是通过形成马氏体主体的金属组织，从而既能够确保高强度，又能够同时满足高级别的延伸凸缘特性。
所谓能够解决上述题课的本发明的热轧钢板，含有C0.03～0.10％(化学成分的情况表示质量％，下同)、Si0.2～2.0％、Mn0.5～2.5％、Al0.02～0.10％、Cr0.2～1.5％、Mo0.1～0.5％，在纵剖面组织中所占的马氏体组织在80面积％以上。
本发明的上述热轧钢板，也可以含有B0.0005～0.0050％、Ni0.1～2.0％、或者Ca0.0005～0.0050％。
另外本发明的上述热轧钢板的强度级别，优选抗拉强度具有980MPa以上。
此外，本发明的制法是作为具备上述特性的热轧钢板的有用的制法而占据一席之地的发明，其要旨具有如下特征在进行热轧时，在Ar3相变点以上的终轧温度结束热轧后，以30℃/sec以上的速度进行冷却，在低于400℃的温度下卷取。
根据本发明，不是利用Ti、Nb、V等的析出强化，而是使相比铁素体和贝氏体组织强度高的马氏体组织作为主相，将钢材作为主体的C和Mo含量控制在适当范围，由此能够比较廉价地提供一种高强度热轧钢板，其既可确保抗拉强度为980MPa级以上的高强度，并且特别是延伸凸缘性良好，成形加工性优异。
图1是表示实施例中马氏体量对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图。
图2是表示实施例中C含量对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图。
图3是表示实施例中Mo含量对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图。
图4是表示实施例中卷取温度(CT)对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图。
图5是表示实施例中热轧后冷却速度(CR)对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图。
图6是表示通过透射型电子显微镜对实施例的实验No.3及31进行观察的结果的显微组织的图。
具体实施例方式
本发明者们对上述的各种解决课题进行了反复锐意研究，希望通过使金属组织成为马氏体主体的组织而实现高强度化，同时改善加工性、特别是延伸凸缘性特性。其结果获知，在具有马氏体为主体的金属组织的钢中为了提高延伸凸缘性，首先作为第一必要条件，如果将C含量抑制得比现有的马氏体钢低，并且使钢中含有适量的Mo，则虽然形成马氏体主体的组织，但是延伸凸缘特性也优异，从而想到上述本发明。
以下，对决定钢材的化学成分及金属组织的理由进行探究，以明确本发明的具体构成。
首先，说明决定钢材的化学成分的理由。
C0.03％以上、0.10％以下C是提高淬火性，使作为低温相变相的马氏体生成而增进高强度化不能或缺的元素，为了确保本发明规定量的马氏体组织，得到980MPa级以上的抗拉强度，需要至少0.03％以上的C，优选含有0.04％以上。但是，若C含量超过0.10％，则虽然强度提高，但是本发明之中作为目的之一的延伸凸缘性急剧降低，加工性劣化，因此将其抑制在至多0.10％以下，优选抑制在0.08％以下。
Si0.2％以上、2.0％以下Si是在钢中固溶而提高强度的元素，根据强度需要来添加。另外，由于其还有抑制使延伸凸缘性劣化的渗碳体的生成的效果，因此需要至少0.2％以上的Si，优选含有0.5％以上。但是若超过2.0％，则表面缺陷容易产生，使酸洗性和涂装性等劣化，因此其上限为2.0％。
Mn0.5％以上、2.5％以下Mn具有的作用是提高淬火性，使低温相变生成物的生成变得容易，为了确保980MPa级以上的抗拉强度，必须含有至少0.5％以上。但是其效果在约2.5％时饱和，在此之上的效果不但发挥不出来，而且由于凝固偏析而形成带状组织，使加工性和耐延迟破坏性劣化，因此应该将其抑制在至少2.5％以下。Mn更优选的含量为1.0％以上、2.0％以下。
Al0.02％以上、0.10％以下Al除了作为脱氧剂发挥作用以外，还能固定钢中不可避免混入的N(氮)，在提高加工性上是不能缺少的元素，需要含有至少0.02％以上。但是若Al含量过多，则会成为非金属系的夹杂物源而使表面性状劣化，因此以0.10％为上限。更优选Al含量为0.03％以上、0.05％以下。
Cr0.2％以上、1.5％以下Cr具有的作用是提高淬火性，抑制在热轧终止后的冷却中铁素体和贝氏体组织的生成，并助长马氏体组织的生成，为了有效地发挥这些作用，需要含有0.2％以上。但是其效果在约1.5％时饱和，若添加到此量以上，则化成处理性劣化，因此以1.5％为上限。Cr更优选的含量为0.5％以上、1.0％以下。
Mo0.1％以上、0.5％以下Mo在本发明中是最重要的元素，是在取得具有高延伸凸缘性的马氏体主体的组织方面不能或缺的元素。像例如C、Mn、Cr等，通过使淬火性提高的其他的元素也能够得到马氏体主体的金属组织。但是用Mo之外的元素均不能使高强度和优异的延伸凸缘性并存，为了达成目的必须添加适量的Mo。
通过使用Mo而能够得到具有高延伸凸缘性的马氏体组织的理由至今尚不明确，但是本发明钢被认为是由于C含量少，所以Ms点高，在热轧后的冷却中在比较高的温度下发生马氏体相变的钢板，在到卷取温度的冷却中处于自回火(self-temper)状态而有析出物生成，从而使延伸凸缘性劣化，而Mo被认为是可抑制该自回火状态下的析出物的生成，从而抑制延伸凸缘性的劣化。
为了有效地发挥这样的效果，必须使Mo含有0.1％以上，但是因为该效果在添加约0.5％时饱和，所以在此之上的添加是经济上的浪费。Mo更优选的含量为0.2％以上，0.4％以下。
本发明中使用的钢的必须构成元素如上，余量实质上是Fe。所谓“实质上”意思是允许有不可避免混入的元素，例如允许P(磷)、S(硫)、N(氮)、O(氧)等不可避免的杂质混入，为了抑制因包含它们所造成的妨碍，可以将P抑制在0.015％以下，S抑制在0.01％以下，N抑制在0.003％以下，O抑制在0.003％以下。
另外，虽然P具有在钢中固溶而提高强度的作用，但是若过多则在晶界偏析，使零部件的冲击特性和冷加工性降低，因此最好将其抑制得尽可能地少，抑制在至多0.015％以下，优选抑制在0.010％以下。
因为S成为MnS等的非金属系夹杂物源而使加工性劣化，所以抑制为尽量少为宜。还有这样的S的弊端，如后述虽然能够通过添加适量的Ca，以控制作为阻碍加工性要因的S系夹杂物的形态而加以一定地抑制，但即使这样，为了确实地抑制因S导致的加工性劣化，还是应该将S含量抑制在0.01％以下。
此外，N和O来自熔炼时的气氛气体，虽然会不可避免地微量含有，但是因为它们会成为任意一种非金属系夹杂物的生成源而对加工性等造成不良影响，所以分别抑制在0.003％以下，更优选抑制在0.001％以下。
另外在本发明使用的钢材中，除了上述元素以外，为了根据需要而赋予进一步附加特性，使之含有以下这样的选择元素也有效，添加这些元素也包含于本发明的技术范围。
B0.0005～0.005％B与Cr和Mo一样可提高淬火性，抑制铁素体或贝氏体相变并促进马氏体相变。这样的效果在数ppm左右的极微量下便能够发挥，但是优选为0.0005％以上，更优选0.0010％以上。另一方面，因为约0.005％时其效果饱和，所以考虑到经济性则抑制在此之下为宜。
Ni0.1～2.0％Ni对强度和贝氏体相变几乎没有影响，不过具有抑制延迟破坏的效果，因此特别在要求耐延迟破坏性的提高时可以适量添加。为了发挥抑制延迟破坏的效果，优选含有0.1％以上。更优选为0.2％以上。但是其效果约2.0％时饱和，因此考虑到经济性，应该将其抑制在2.0％以下。
Ca0.0005～0.0050％Ca具有的作用是控制不可避免混入的S系夹杂物的形态，减轻给加工性带来的不良影响。为了发挥该作用，优选含有0.0005％以上。更优选为0.0010％以上。但是太多其效果饱和而只会招致成本上升，因此若考虑到经济性则应该将其抑制在0.0050％以下。
本发明的钢板由上述化学成分组成构成，特别是通过在抑制了C含量的状态下含有适量的Mo，此外再含有适量的Si和Cr，从而不利用来自Ti、Nb和V等的析出强化，而是形成强度比铁素体和贝氏体组织高的马氏体主体的金属组织，成为既确保980MPa级以上的抗拉强度，又使延伸凸缘率得以提高的热轧钢板，但是为了得到本发明所追求的强度级别和延伸凸缘性，全部金属组织中所占的马氏体面积率必须至少为80％以上，优选为90％以上，更优选约100％都是马氏体组织。
被允许以低于20面积％的量混入的马氏体以外的组织的种类没有特别限制，可列举例如铁素体组织、贝氏体组织、残留奥氏体组织等，可以含有它们中的1种或2种以上。还有，还有，上述金属组织是通过对钢板的纵向截面进行レペラ一(LePera)腐蚀，利用日本电子社制的真空蒸镀装置“JEE-4X”实施C蒸镀处理之后，基于采用日本电子社制的EPMA“JXA-8100”观察到的组织照片(倍率1000倍)，通过NIRECO社制的图像分析装置“LUZEX-F”而求得。
其次，以用于获得上述金属组织的条件为主体，就本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的热轧钢板，其制造是通过将满足上述成分组成必要条件的钢坯加热(均热)之后进行热轧，再冷却、卷取，不过这时的铸片加热温度是上述添加元素固溶所需要的温度即可，通过采用的温度是1000℃以上，低于1200℃。即，作为通常的析出强化元素的Ti、Nb、V等，要使之在奥氏体组织中固溶需要1200～1300℃以上的高温加热，但是如果是上述成分系的钢材，则在1000℃以上、1200℃水平以下的加热温度下便能够使添加元素充分地固溶。均热时间没有特别限制，前述的添加元素在120分钟左右固溶，但是以期确实而进行200～240分左右为宜，300分钟以上的加热不仅会降低生产效率，而且是一种浪费。
当进行均热后的热轧时，使终轧温度为Ar3相变点以上，其后，以30℃/sec以上的平均冷却速度冷却到卷取温度，在低于400℃的温度下进行卷取。附带说明，这是由于若热轧的终轧温度低于Ar3相变点，则铁素体的生成量增加，该铁素体相因为受到加工而残留，所以不仅使延展性劣化，而且还会提高面内各向异性而发生材质劣化。热轧的更优选的终轧温度为“Ar3相变点+30℃以上”。终轧温度的上限没有规定，但是若综合考虑热效率和生产性，则认为是以“Ar3相变点+80℃左右”为上限。
为了极力抑制多边铁素体和贝氏体等的低温相变生成物的生成，以提高马氏体组织分率，热轧后的冷却速度应该采用30℃/sec以上，更优选为50℃/sec以上。附带说明，热轧后的平均冷却速度低于30℃/sec时，冷却工序中生成的多边铁素体和贝氏体的量不能忽视，将不能确保本发明目标的马氏体面积率(至少80面积％以上)。
结束热轧并冷却后残留的奥氏体相变成马氏体，不过在本发明规定的已揭示的成分系中，通过使冷却后的卷取温度低于400℃，更优选为350℃以下，能够使奥氏体相变成马氏体，作为其结果是能够确保希望的马氏体面积率。若这时的温度处于400℃以上，则奥氏体的20％以上相变成贝氏体，若处于在此之上的高温，则会引起铁素体相变和珠光体相变，不能确保80％以上的马氏体面积率。
本发明的高强度热轧钢板使用如上述这样被特定了化学成分的钢材，且通过将热轧时的终轧温度和其后的冷却速度，再有卷取温度等进行适当的控制，从而能够廉价地提供一种高强度热轧钢板，其具有980MPa级以上的高强度，并且特别是延伸凸缘性良好，成形性优异。
实施例以下，举实验例更具体地说明本发明。本发明并不受下述实验例的限制，在前后所述宗旨的范围内能够进行适当的变更而实施，这些均含于本发明的技术范围。
实验例通过真空熔解法熔炼表1所示的成分组成的钢材后进行铸造，采用得到的各铸片根据表2、3所示的条件进行热轧，由此得到热轧钢板。按下述的方法确认所得到的热轧钢板的金属组织，并且按下述的方法测定其物理特性，结果记在表2、3中。
组织同定法对钢板的纵向截面进行レペラ-(LePera)腐蚀，形成以目视能够区分马氏体相及其他相的状态。接着，利用日本电子社制的真空蒸镀装置“JEE-4X”进行C蒸镀处理之后，采用日本电子社制的EPMA“JXA-8100”进行组织观察(倍率1000倍)，基于此通过NIRECO社制的图像分析装置“LUZEX-F”求得马氏体面积率。
由各供试钢板制成JIS 5号拉伸试验片，通过岛津制作所制的拉伸试验机“AG-100”求得。
在各供试钢板上打开直径10mm的穿孔作为初期孔径(d1)，使用顶角60°的圆锥打孔机扩开该穿孔。然后，测定在穿孔部分产生的裂纹贯通板压时的孔径(d2)，据下式求得扩孔率(λ％)。该值一般作为成形加工性之一的延伸凸缘性的评价指标而采用。
扩孔率(λ％)＝(d2-d1)×100/d1
表1
表2
注SRT钢坯加热温度；Ar3Ar3相变点温度；FDT终轧温度；CR热轧后冷却速度；CT卷取温度；TS抗拉强度；YS屈伏强度；EI延伸率；λ扩孔率；YR屈服比表3
注SRT钢坯加热温度；Ar3Ar3相变点温度；FDT终轧温度；CR热轧后冷却速度；CT卷取温度；TS抗拉强度；YS屈伏强度；EI延伸率；λ扩孔率；YR屈服比据表1～3能够进行如下考察。
在表1～3中，实验No.1～4、8～13、15～19、21～33是采用钢种No.1～14，观察了C及Mo含量的影响的。实验No.25～28因为C量低于本发明范围，所以马氏体量不足，抗拉强度和扩孔率(λ)都低。实验No.29因为C量超过本发明范围，所以扩孔率(λ)低，实验No.30～32因为没有添加Mo，所以即使马氏体量适当扩孔率(λ)仍低。实验No.40因为Mo含量低于规定范围，所以扩孔率(λ)低。
另一方面，实验No.34～39是采用钢种No.15～17，观察了Si、Mn、Cr含量的影响的。实验No.34及35因为Si含量低于规定范围，所以不能充分抑制渗碳体的生成，扩孔率(λ)低。实验No.36因为Mn含量低于规定范围，所以马氏体量不足，抗拉强度和扩孔率(λ)都低。实验No.37～39因为Cr含量低于规定范围，所以马氏体量不足，抗拉强度、扩孔率(λ)都低。
另外，实验No.1～20是采用钢种No.1～7，观察选择性添加的影响的，满足本发明的制造条件的均能够获得作为目标的强度和组织还有加工性。
其中，实验No.2～7是观察卷取温度的影响的，在本发明规定的温度范围(低于400℃)卷取的实验No.2～4，可知希望的强度得以确保，延伸凸缘特性也良好。No.5～7因为卷取温度超出本发明的规定范围，所以马氏体组织量低于80％，扩孔率(λ)低。
另外，实验No.13和14、19和20是观察了热轧结束后的冷却速度的影响的，通过满足本发明规定的冷却条件(30℃/sec以上)，能够确认希望的马氏体量得以确保，希望的抗拉强度和扩孔率(λ)得以确保。
实验No.15～17是观察了钢坯的加热温度的影响的，如果是1000℃以上的加热温度，则可知能够获得的钢板兼具本发明目标的这一级别的强度和加工性。
另外，实验No.21～23是观察了终轧温度的影响的，通过使热终轧温度满足Ar3相变点以上能够确保希望的马氏体量，所得到的钢板满足本发明目标的这一级别的强度和扩孔率(λ)。
再有图1～5是基于上述实验数据，对带给抗拉强度和延伸凸缘特性以影响的马氏体量、C含量、Mo含量、卷取温度及热轧后的冷却速度加以整理而显示出的曲线图。在各图中，即使横轴的项目满足本发明的规定必要条件(粗实线区域)，但钢的化学成分和热轧条件脱离本发明的规定必要条件的用×标记表示。
即图1是表示马氏体量对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图，曲线图中的×标记是因为化学成分和热轧条件在本发明的范围外，所以即使马氏体量以面积计超过80％，扩孔率(λ)还是低。图2是表示C含量对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图，曲线图中的×标记是因为除C以外的化学成分和热轧条件脱离了本发明的规定必要条件，所以即使C含量在本发明的规定范围内，扩孔率(λ)还是低。图3是表示Mo含量对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图，曲线图中的×标记是因为Mo以外的化学成分和热轧条件脱离了本发明的规定必要条件，所以即使Mo含量在本发明的规定范围内，扩孔率(λ)仍低。图4是表示卷取温度(CT)对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图，曲线图中的×标记是因为除化学成分和卷取温度(CT)以外的热轧条件脱离了本发明的规定必要条件，所以即使卷取温度(CT)在本发明的规定范围内，扩孔率(λ)仍低。图5是表示热轧后冷却速度(CR)对抗拉强度和延伸凸缘特性所造成的影响的曲线图，曲线图中的×标记是因为除化学成分和热轧后冷却速度(CR)以外的热轧条件脱离了本发明的规定必要条件，所以即使热轧后冷却速度(CR)在本发明的规定范围内，扩孔率(λ)仍低。
于是在上述各图中，看到除去了×标记的○标记的数据时，在任一曲线图中，都能够确认本发明的规定范围内能够得到高强度和延伸凸缘特性(强度、延伸平衡)。
还有图6是表示通过透射型电子显微镜对于实验No.3和31进行观察的显微组织的图，即使卷取温度(CT)相同(300℃)，添加了适量的Mo的No.3中几乎没有生成析出物，相对于此，没有添加Mo的No.31中有大量析出物生成，这被认为会给延伸凸缘性(λ)带来不利影响。
权利要求
1.一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有C0.03～0.10％、Si0.2～2.0％、Mn0.5～2.5％、Al0.02～0.10％、Cr0.2～1.5％、Mo0.1～0.5％，在纵剖面组织中马氏体组织占80面积％以上。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有B0.0005～0.0050％。
3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有Ni0.1～2.0％。
4.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有Ca0.0005～0.0050％。
5.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，抗拉强度为980MPa以上。
6.一种制造权利要求1所述的热轧钢板的方法，其特征在于，热轧的终轧温度为Ar3相变点以上，在热轧后以30℃/sec以上的速度进行冷却，并以低于400℃的温度卷取。
全文摘要
本发明的热轧钢板由如下这种钢构成，该钢的化学成分含有C0.03～0.10％(表示质量％，下同)、Si0.2～2.0％、Mn0.5～2.5％、Al0.02～0.10％、Cr0.2～1.5％、Mo0.1～0.5％，余量是铁和不可避免的杂质，在纵剖面组织中所占的80面积％以上是马氏体组织。通过如此的构成，能够比较廉价地获得具有980MPa级以上的抗拉强度，并且特别是延伸凸缘性良好，成形加工性优异的高强度热轧钢板。
文档编号C22C38/44GK101078089SQ200710103210
公开日2007年11月28日 申请日期2007年5月10日 优先权日2006年5月24日
发明者君岛一也, 十代田哲夫 申请人:株式会社神户制钢所