弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种用于汽车等的弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。

背景技术：

近年来，为了保护地球环境，为了确保油耗管制和乘客的碰撞安全性，汽车用钢板增加采用具有很高水平的强度的钢材。为了制造这种高强度钢，仅以普通的应用固溶强化的钢材或利用析出强化的钢材，不容易确保充分的强度和延展性。

因此，开发的是利用相变组织的相变强化钢。在这种相变强化钢中，有双相钢(Dual Phase Steel，DP钢)、复相钢(Complex Phase Steel，CP钢)、相变诱导塑性钢(Transformation Induced Plasticity Steel，TRIP钢)等。作为所述TRIP钢的代表性技术，有专利文献1。

然而，尽管应用了这种相变组织，仍难以在确保高强度的同时确保充分的伸长率，实际上大部分的加工通过弯曲加工或辊轧成型(roll forming)而实现，为了抑制在这种弯曲加工时发生的裂纹(crack)，存在还应同时确保弯曲加工性的问题。

为了确保弯曲加工性，具有均匀的材质的铁素体单相(single phase)钢或贝氏体单相钢虽然符合，但以铁素体单相钢，无法制造高强度钢，在贝氏体单相钢的情况下，为了确保高强度，应增加碳的含量，但在这种情况下，伸长率降低，焊接性也降低，从而实际上难以使用。

因此，迫切需要开发一种在保持高强度的同时，在弯曲加工时，弯曲部对裂纹的抵抗性优异，从而弯曲加工性高的钢。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本公开专利特开平6-145892号

技术实现要素：

要解决的技术问题

本发明的一方面旨在提供一种对成型时在弯曲部发生的微细裂纹的抵抗性得到提高，从而弯曲加工性优异，且具有高强度的冷轧钢板及其制造方法。

本发明所要解决的技术问题并不限定于上述所涉及的的问题，未提及的其它技术问题是所属技术领域的技术人员可以从下述记载清楚地理解。

技术方案

本发明的一方面提供一种弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板，以重量％计，包含0.1～0.25％的C、0.01～0.6％的Si、2～3％的Mn、0.001～0.1％的P、0.0001～0.01％的S、0.3～1.0％的Cr、0.01～0.1％的Al、0.01～0.1％的Ti、0.01％以下的Ca、0.02～0.05％的Nb、0.001～0.003％的B、0.001～0.01％的N、余量为Fe和不可避免的杂质，

所述Ti和N的含量满足Ti/N≥3.4的关系，所述Ti、Al、Ca的含量满足Ti/(Al+8Ca)≤0.6的关系，

存在于从钢板表面起厚度1/4以内的、长轴长度为5μm以上的Al-Ti夹杂物的Ti含量为20％以下。

本发明的另一方面提供一种弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，所述制造方法包括：准备钢材并进行冷轧的步骤，所述钢材以重量％计，包含0.1～0.25％的C、0.01～0.6％的Si、2～3％的Mn、0.001～0.1％的P、0.0001～0.01％的S、0.3～1.0％的Cr、0.01～0.1％的Al、0.01～0.1％的Ti、0.01％以下的Ca、0.02～0.05％的Nb、0.001～0.003％的B、0.001～0.01％的N、余量为Fe和不可避免的杂质，所述Ti和N的含量满足Ti/N≥3.4的关系，所述Ti、Al、Ca的含量满足Ti/(Al+8Ca)≤0.6的关系；

以750～850℃的温度范围，将所述冷轧的钢板进行退火热处理的步骤；

将所述退火热处理的钢板，以100℃/分钟以上的冷却速度，冷却到以下述关系式定义的T1与T2之间的温度范围，然后以30℃/分钟以下的冷却速度进行冷却的步骤，

T1＝606-161*C-53.6*Si-30.8*Mn-18.3*Cr(℃)

T2＝535-386*C-15.4*Si-38.7*Mn-15.4*Cr(℃)

(所述T1及T2中，C、Si、Mn、Cr为各自含量的重量％)。

有益效果

根据本发明，在钢板的成型时，没有产生因夹杂物导致的弯曲部微细裂纹，从而能够提供裂纹抵抗性得到提高的高强度冷轧钢板。

附图说明

图1示出了本发明中用于评价弯曲特性的试验方法。

图2为示出本发明的实施例中的对比例1中因表层下夹杂物而形成的弯曲部微细裂纹的典型形状的照片。

图3为将所述图2的微细裂纹浸渍液氮后沿裂纹进行破断后观察断裂面的照片。

附图标记说明

101：试验冲头

102：试片

103：试片的厚度

104：试验冲头的曲率半径(R)

具体实施方式

制造拉伸强度1200MPa(1.2GPa)以上的高强度钢的过程中，在通常的炼钢工序中，无法避免钢中夹杂物的存在，特别是在应用Ti的钢材中，无法避免因Ti类夹杂物的形成而导致的喷嘴堵塞现象和位于这种夹杂物等上的团簇夹杂物的存在。

本发明的发明人为了防止在高强度钢的弯曲成型部发生裂纹进行研究的结果，认知了受到存在于钢板表层的夹杂物组合的影响，并完成了本发明。

首先，对本发明冷轧钢板的合金组成进行详细说明(以下，重量％)。

本发明的冷轧钢板，以重量％计，包含0.1～0.25％的C、0.01～0.6％的Si、2～3％的Mn、0.001～0.1％的P、0.0001～0.01％的S、0.3～1.0％的Cr、0.01～0.1％的Al、0.01～0.1％的Ti、0.01％以下的Ca、0.02～0.05％的Nb、0.001～0.003％的B、0.001～0.01％的N、余量为Fe和不可避免的杂质。

碳(C)：0.1～0.25％

钢中C是在相变组织钢中确保强度的重要的元素。当C的含量小于0.1％时，难以确保高强度(例如1.2GPa)，当C的含量超过0.25％时，延展性和弯曲加工性及焊接性低下，从而难以适用于汽车用钢板。因此，在本发明中，C的含量优选为0.1～0.25％。

硅(Si)：0.01～0.6％

Si是添加时能够提高强度及伸长率的元素，但当其含量小于0.01％时，不仅无法获得所述效果，而且由于组织不均匀度增加，还会引起材质各向异性等问题。当Si含量超过0.6％时，与表面品质相关联，不仅诱发表面氧化皮缺陷，而且镀覆时在表面形成诱发未镀覆的氧化物，从而会引起诸如未镀覆和镀覆剥离的问题。因此，在本发明中，Si的含量优选为0.01～0.6％。

锰(Mn)：2～3％

Mn存在于钢材中时，其不仅是大幅提高固溶强化的元素，而且是增加淬透性所必需的。当所述Mn的含量小于2％时，由于淬透性不足，在退火后进行冷却过程中，铁素体相变过多发生，难以确保所期望的高强度。相反，当Mn的含量超过3％时，不仅饱和了作为Mn添加目的的淬透性提高效果，而且由于在钢板中沿轧制方向存在的Mn偏析区，存在弯曲特性变差的问题。因此，在本发明中，Mn的含量优选为2～3％。

磷(P)：0.001～0.1％

P是起到强化钢板的作用的元素，但也是在钢的制造过程中会作为杂质混入的元素。当所述P的含量小于0.001％时，不仅无法得到因添加P而所带来的效果，而且会引起用于去除杂质的精炼工序的制造费用增加的问题。相反，当其含量超过0.1％时，会发生钢的脆性。因此，所述P的含量优选为0.001～0.1％。

硫(S)：0.0001～0.01％

S是钢中不可避免地含有的杂质，作为在冲压成型(Press molding)时不仅损害弯曲特性，而且损害延展性及焊接性的元素，在本发明中，优选尽量抑制其含量。然而，当所述S的含量小于0.0001％时，存在精炼工序的制造费用大幅增加的问题，当其含量超过0.01％时，弯曲特性会大幅降低。因此，在本发明中，S的含量优选为0.0001～0.01％。

铬(Cr)：0.3～1.0％

Cr是为了提高钢的淬硬性，且为了确保高强度而添加的成分，在本发明中，作为通过延迟铁素体相变而诱导贝氏体形成的元素，当Cr的含量小于0.3％时，难以确保所述效果。相反，当其含量超过1.0％时，其效果饱和，并且热轧后由于高强度，不仅增加冷轧负载，而且导致制造成本大幅增加。因此，在本发明中，Cr的含量优选为0.3～1.0％。

铝(Al)：0.01～0.1％

Al与钢中的氧结合，起到脱氧作用，并且是将铁素体中的C分配进奥氏体，从而提高马氏体的淬硬性的有效元素。此外，在本发明中，是将在炼钢工序中因投入Ti合金铁而生成的Ti类夹杂物再次转换为Al类夹杂物的重要元素。当所述Al的含量小于0.01％时，难以充分确保所述效果。相反，当Al的含量超过0.1％时，由于析出过多AlN而导致的高温延展性低下，从而存在板坯表面品质降低的问题，并且存在制造费用增加的问题。因此，在本发明中，Al的含量优选为0.01～0.1％。

钛(Ti)：0.01～0.1％

Ti是在为了提高钢板强度及淬透性而添加B的情况下，为了清除(Scavenging)钢中存在的N，使得B不与N反应，而是以固溶状态存在而添加的元素。所述清除(Scavenging)，是指少量添加与某种特定化学物种的反应性特别高的物质，在不对其它物质产生较大影响的情况下，通过反应从体系中去除该化学物质。将此时添加的物质称为清除剂。Ti作为清除剂，是为了去除N而添加的元素。当所述Ti的含量小于0.01％时，无法充分清除不可避免地添加的N，随着钢中的B析出为BN，减少固溶B，因此，在退火过程中过多形成因淬透性不足而导致的铁素体，从而难以确保高拉伸强度。相反，当Ti的含量超过0.1％时，所述效果的增加微弱，反而过多地生成在铸造时诱发喷嘴堵塞的Ti类夹杂物，喷嘴堵塞物质脱落导致在弯曲成型部频繁发生微细裂纹。此外，由于过量形成诸如TiN、TiC的析出物，从而根据高温延展性低下，会降低板坯表面品质，并且，还存在热轧时负载增加、制造成本上升的问题。因此，在本发明中，Ti的含量优选为0.01～0.1％。

钙(Ca)：0.01％以下

Ca作为强力的脱氧元素，在炼钢工序中投入时，形成低熔点夹杂物，出于制造更纯净钢板为目的而投入。此外，在本发明中，Ca在钢中存在时，与Al相同，将铸造时诱发喷嘴堵塞的Ti类夹杂物置换成Ca类夹杂物，从而可有助于减少喷嘴堵塞物质导致的弯曲成型部微小裂纹。但是，当Al充分存在的情况下，也可不添加。当所述Ca的含量超过0.01％时，存在因Ca挥发导致的制造成本上升的问题，因此，在本发明中，Ca的含量优选为0.01％以下。

铌(Nb)：0.02～0.05％

Nb是为了提高钢板的强度及晶粒微细化而添加的元素，当Nb的含量小于0.02％时，难以期待所述效果，当其含量超过0.05％时，由于制造费用上升和过多的析出物，会降低弯曲加工性和延展性。因此，在本发明中，Nb的含量优选为0.02～0.05％。

硼(B)：0.001～0.003％

B是对增加冷却中抑制铁素体相变的淬透性起到重要作用的元素。当所述B的含量小于0.001％时，无法发挥所述效果，退火工序中铁素体相变过多，难以确保本发明所期望的高强度。相反，当其含量超过0.003％时，由于B的晶界偏析，不仅饱和所述效果，而且在热轧时存在脆性增加的问题。因此，所述B的含量优选为0.001～0.003％。

氮(N)：0.001～0.01％

N是能够提高钢板强度的固溶强化元素，一般是从大气混入的元素。其含量通过炼钢工序中的脱气工序进行控制。当所述N的含量小于0.001％时，需要过度的脱气处理，从而导致制造成本上升，当其含量超过0.01％时，过多形成AlN、TiN等析出物，从而存在因高温延展性低下而降低板坯表面品质的问题。因此，在本发明中，所述N的含量优选为0.001～0.01％。

在所述组成之外，余量为铁(Fe)，在通常的制造过程中，杂质会不可避免地从原料或周边环境无意地混入进去。另一方面，在本发明中，除上述的合金组成之外，不排除进一步包含其它合金。

在本发明中，所述Ti和N的含量优选满足Ti/N≥3.4的关系。当所述Ti/N的值小于3.4时，与溶解N的量相比，Ti添加量不足，由于Ti所致的清除效果不足，因此，由于残余N导致的BN等的形成，降低了因添加B而导致的强度上升效果，会发生强度低下。

另一方面，在本发明中，所述Ti、Al及Ca的含量优选满足Ti/(Al+8Ca)≤0.6的关系。为了抑制发生起因于铸造中喷嘴堵塞物质脱落的钢板表层下团簇夹杂物(位于表层正下方并大量簇生的形态的夹杂物，表层下夹杂物)导致的弯曲部微细裂纹，在炼钢工序中添加Ti时，应迅速去除Ti类夹杂物。就Ti类夹杂物而言，当存在Al、Ca等比Ti更亲氧化性元素时，虽然是在热力学上不稳定的夹杂物，但由于在实际工序中难以确保能够达到平衡的充足时间，因而得以残留，从而成为喷嘴堵塞的原因。当所述Ti/(Al+8Ca)的值超过0.6时，Ti类夹杂物的去除速度不够充分，由表层下团簇夹杂物导致的弯曲加工性劣势。因此，在本发明中，优选满足所述Ti/(Al+8Ca)≤0.6的关系。

下面，对本发明冷轧钢板的微细组织进行详细说明。

对于本发明的冷轧钢板，以重量％计，存在于从钢板表面起厚度1/4以内的长轴长度为5μm以上的Al-Ti夹杂物内的平均Ti含量，优选为20％以下。在通常的炼钢工序中，无法避免夹杂物的存在，在应用Ti的钢材中，因Ti类夹杂物的形成而导致的喷嘴堵塞现象和起因于诱发这种喷嘴堵塞的物质的团簇夹杂物的存在也无法避免。然而，就Ti类夹杂物的喷嘴堵塞影响度而言，与前面所述的Ti、Al、Ca成分比一起，还因通过炼钢工序的Al-Ti类夹杂物的组成而受到影响。在钢板表层中，当长轴的长度为5μm以上的Al-Ti夹杂物内平均Ti含量超过20％时，Ti夹杂物导致的喷嘴堵塞严重，存在发生起因于喷嘴堵塞物质的钢板表层下团簇夹杂物所致的弯曲部微细裂纹的问题。

本发明的冷轧钢板其微细组织按面积分数，优选包含40～80％的贝氏体和10～40％的马氏体及20％以下(包括0)的铁素体。由此，可以将本发明所期望的强度和弯曲性确保在一定水平以上。

当所述贝氏体分数小于40％时，相间硬度差大幅增加，从而难以确保优异的弯曲性，当超过80％时，马氏体分数相对减少，从而难以确保本发明所期望的强度。另一方面，当所述马氏体分数小于10％时，会不容易确保强度，当超过40％时，由于硬质相过度生成，弯曲特性会变差。虽然所述铁素体是为了适当确保本发明的强度与弯曲性而可有可无的相，但其分数超过20％时，会增加相间硬度差，从而会降低弯曲特性。

另一方面，虽然并非必需形成，但可以形成5％以下的残余奥氏体。

下面，对本发明的冷轧钢板的制造方法进行详细说明。

就本发明的冷轧钢板而言，准备利用满足所述合金组成的钢坯而制造的经冷轧的钢板。

对于所述冷轧之前的工序，本发明并不特别限定，以本发明所属技术领域通常进行的方式进行。例如，准备满足所述组成的钢坯，对其再加热并进行热轧及冷轧，准备所述冷轧的钢板。

对所述冷轧的钢板进行退火热处理。就所述退火热处理而言，加热至750～850℃范围，然后，以100℃/分钟以上的冷却速度，冷却至下述T1～T2温度范围，然后，以30℃/分钟以下的冷却速度进行冷却。

T1＝606-161*C-53.6*Si-30.8*Mn-18.3*Cr(℃)

T2＝535-386*C-15.4*Si-38.7*Mn-15.4*Cr(℃)

(在所述T1及T2中，C、Si、Mn、Cr为各自含量的重量％)

所述退火温度优选为750～850℃。当所述温度低于750℃时，铁素体分数超过20％，难以确保强度，弯曲加工性低下。相反，当所述温度超过850℃时，虽然弯曲加工性得到改善，但在高温退火中发生的Si、Mn、B等的表面融化物的量大幅增加，存在表面缺陷大量发生的问题，因此，所述退火温度优选为750～850℃。

另一方面，在退火后，以100℃/分钟以上的冷却速度进行冷却。要求100℃/分钟以上的冷却速度的理由是因为，当以所述冷却速度以下的冷却速度进行冷却时，由于铁素体和珠光体的形成，无法确保本发明所期望的强度。

另一方面，以所述冷却速度进行冷却的冷却温度优选为所述T1～T2的温度范围。当所述冷却温度超过T1温度时，属于贝氏体区域，但贝氏体相变速度慢，难以确保充分量的贝氏体，存在弯曲加工性恶化的问题。相反，当冷却温度低于T2时，在冷却中没有贝氏体区域的保持，而是形成马氏体，存在弯曲加工性恶化的问题。

在所述冷却后，以30℃/分钟以下的冷却速度进行冷却。如此缓慢的进行冷却的理由是因为，当以所述速度以上的冷却速度迅速进行冷却时，无法确保充分的贝氏体，弯曲加工性会下降。

另一方面，在本发明中，可以进一步进行镀覆工序，制造镀覆钢板。所述镀覆例如镀锌、镀铝等，对于其种类和方法，本发明并不特别限定，可以适用本发明所属技术领域通常的镀覆方式。

下面，对本发明的实施例进行详细说明。下述实施例只用于本发明的理解，并非限定本发明。

(实施例)

准备具有下述表1的合金组成的钢坯，然后在1200℃的温度下进行再加热并进行热轧，制造了厚度约3mm的热轧钢板。在所述热轧时，精轧的温度以930℃进行。然后，在680℃的温度下收卷，以50％的压下率进行冷轧，制造了厚度约1.5mm的冷轧钢板。对如此准备的钢板按下述表2的条件进行退火热处理，制造了冷轧钢板。在表2中，冷却到T1与T2之间后，以约7～8℃/分钟的冷却速度进行冷却。

另一方面，针对制造的冷轧钢板，对存在于钢板表面1/4以内的、长轴长度为5μm以上的Al-Ti夹杂物的Ti含量、相分数及物理特性进行特定，并将其结果表示在表3中。

所述Al-Ti夹杂物内Ti含量，在厚度1/4以内地点，利用扫描式电子显微镜(SEM)，以500倍比例观测了10处，并将利用能谱仪(EDS)对其中长轴的长度为5μm以上的Al-Ti夹杂物的成分进行分析而获得的Ti含量作为基准。另外，对于物理特性中的拉伸强度、屈服强度及伸长率，使用JIS 5号试片，通过拉伸试验进行了确认。

弯曲角度利用板大小30mm×60mm的试片(厚度1.5mm)，根据VDA238规格，利用如图1所示的弯曲变形时承受最大负载的时间点的角度加以表示。此时，试验冲头(101)为0.4R，变形速度为20米/分(mpm)。

[表1]

[表2]

(T1＝606-161*C-53.6*Si-30.8*Mn-18.3*Cr(℃)，T2＝535-386*C-15.4*Si-38.7*Mn-15.4*Cr(℃))

[表3]

(在所述表3中，Ti*是存在于从钢板表面起厚度1/4以内的、长轴长度为5μm以上的Al-Ti夹杂物的Ti含量。另外，B表示贝氏体，F表示铁素体，M表示马氏体，它们的分数为面积％)

如所述表3所示，就满足本发明的条件的发明例而言，可以确保拉伸强度为1.2GPa以上、弯曲角度为70°以上的弯曲加工性优异的特性。

与此相比，就对比例1～3而言，钢中Ti、Al、Ca的关系式(Ti/(Al+8Ca))的值超过0.6，或Al-Ti夹杂物内Ti含量超过20％，因此，铸造时存在起因于Ti类夹杂物所致喷嘴堵塞的团簇夹杂物，弯曲加工性劣势。

特别是，因所述对比例1中形成的表层下夹杂物而形成的弯曲部微细裂纹如图2所示。此外，在图3中显示了将图2的微细裂纹浸渍液氮后沿裂纹破断后观察断裂面的照片。

对比例4～5属于退火后冷却温度超过T1或小于T2的情形，无法确保充分的贝氏体，弯曲加工性随相间强度差的增加而恶化。对比例6～9作为未能满足本发明的合金组成范围的情形，无法确保本发明所期望的强度，对比例10由于Ti/N的值小于3.4，因Ti导致N的清除不足，从而淬透性不足，因而无法确保充分的强度。