加工性优良且热处理后的强度韧性优良的热轧薄钢板及其制造方法

摘要

本发明提供具有抗拉强度440MPa以上的高强度、加工性优良、并且热处理后的强度韧性优良的板厚不足6mm的热轧薄钢板及其制造方法。对含有C：0.10～0.20％、将Si、Mn、Al、P、S、N调节至适当范围、还含有Ti：0.01～0.15％、B：0.0005～0.0050％的钢原材，实施终轧结束温度为820～880℃的热轧，轧制结束后，以表面冷却速度为15～50℃/秒实施冷却，直到表面温度达到550～650℃的温度区域，并在该温度区域内卷取成卷状。由此能够将组织制成在板厚方向上均匀的、由贝氏体铁素体相构成的组织，成为抗拉强度为440～640MPa、延伸率为20％以上的高强度、高延展性的热轧钢板，并且，通过进一步实施加工-热处理，能够制造具有抗拉强度为980MPa以上、vTrs为-100℃以下的高强度、高韧性的制品。

权利要求

1.一种高强度、加工性优良且热处理后的强度韧性优良的板厚不足6mm的热轧薄钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计，含有C：0.10～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：

0.01～0.15％、B：0.0005～0.0050％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，还具有由以面积率计为95％以上的贝氏体铁素体相构成的组织，并且抗拉强度满足440～640MPa，其中，热处理后的强度韧性优良是指，在通常的水淬火回火处理即950℃加热水淬火-室温～200℃回火后，具有抗拉强度为980MPa以上的高强度，标点距离GL为50mm时具有延伸率为15％以上的高延展性，具有摆锤冲击试验的韧脆断口转变温度vTrs为-100℃以下的高韧性。

2.一种制造热轧薄钢板的方法，用于制造抗拉强度满足440～640MPa、板厚不足6mm、高强度、加工性优良且热处理后的强度韧性优良的热轧薄钢板，所述方法的特征在于，对钢原材实施将终轧的轧制结束温度设定为820～880℃的热轧，制成板厚不足6mm的热轧钢板，然后以表面的冷却速度为15～50℃/秒对所述热轧钢板实施冷却，直到表面温度达到550～650℃的温度区域，并在该温度区域内卷取成卷状，其中，所述钢原材具有如下组成：以质量％计，含有C：0.10～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.01～0.15％、B：0.0005～

0.0050％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，

其中，热处理后的强度韧性优良是指，在通常的水淬火回火处理即950℃加热水淬火-室温～200℃回火后，具有抗拉强度为980MPa以上的高强度，标点距离GL为50mm时具有延伸率为15％以上的高延展性，具有摆锤冲击试验的韧脆断口转变温度vTrs为-100℃以下的高韧性。

说明书

加工性优良且热处理后的强度韧性优良的热轧薄钢板及其

制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及用作汽车用构件合适的热轧薄钢板，尤其是涉及用作安全气囊部件合适的、抗拉强度为440～640MPa、加工性优良、且在加工后实施的热处理后的强度韧性优良的热轧薄钢板及其制造方法。另外，在此所说的“薄钢板”是指板厚不足6mm的钢板，优选1mm以上的钢板。

背景技术

[0002] 近年来，从保护地球环境的观点考虑，强化汽车的排气气体限制，且为了提高加仑英里里程(gasoline mileage)正在推进汽车车身的轻量化。对于汽车用构件也不例外，也强烈要求汽车用构件的轻量化。在汽车用构件中，例如安全气囊那样具有复杂形状的部件，为了减轻部件重量，在将使用的原材料(钢板)制成高强度的钢板时，存在加工难度急剧增加的问题。

[0003] 从这些问题来看，与其它的汽车用构件不同，在安全气囊部件中，作为原材料使用的钢板，即使是高强度化也至多成为具有540MPa左右的抗拉强度的钢板。

[0004] 近年来，作为汽车用构件的高强度化装置，边进行冲压加工边淬火的模压淬火正在实用化。但是，安全气囊部件形状非常复杂，因此，通常在一次成形时不能形成最终形状，需要多次成形。因此，难以将用一次成形就制成最终形状的模压淬火应用于安全气囊部件的制造。另外，安全气囊部件要求保持优良的低温韧性，仅实施模压淬火，存在韧性不足的问题。

[0005] 但是，强烈要求汽车用构件的轻量化，并热切希望安全气囊部件等汽车用构件的高强度化。因此，最近，在加工成安全气囊部件等的构件形状之后，实施淬火处理等热处理，在安全气囊部件等汽车用构件的高强度化的基础上进一步实现高韧性化。因此，对于安全气囊部件等汽车用构件的原材料即薄钢板，要求其在加工成构件形状后实施的热处理后的构件强度以及构件韧性优良。

[0006] 对于这种要求，例如，在专利文献1中记载了一种薄钢板的制造方法，其将含有C：0.10～0.37％、还含有适量的Si、Mn、P、S、Al、并且以满足14B/10.8N为0.50以上的方式含有B、N的钢在卷取温度720℃以下进行热轧，钢中析出物即BN的平均粒径为0.1μm以上，且淬火后的原奥氏体粒径为2～25μm。根据专利文献1记载的技术，能够制造加工后在低温短时间内淬透性优良、且淬火后的韧性优良、淬火条件引起的特性变动小的薄钢板。

[0007] 另外，在专利文献2中记载了一种淬火后的冲击韧性优良的薄钢板的制造方法，其将含有C：0.10～0.37％、还含有适量的Si、Mn、P、S、Al、Ti、并且以满足有效B量为0.0005％以上的方式含有B、N的钢在卷取温度720℃以下进行热轧，钢中析出物即TiN的平均粒径为0.06～0.30μm、且淬火后的原奥氏体粒径为2～25μm。根据专利文献2记载的技术，能够制造加工后在低温短时间内淬透性优良、且淬火后的冲击韧性优良、淬火条件引起的特性变动小的薄钢板。

[0008] 专利文献1：日本特开2002-309344号公报

[0009] 专利文献2：日本特开2002-309345号公报

[0010] 但是，用专利文献1、专利文献2记载的技术制造的薄钢板虽然热处理后的强度特性优良，但是存在的问题是：热处理后的韧性不足，不仅不能满足最近的韧性要求标准，而且因热处理前的强度过低，在不实施热处理的部位有时强度不足。尤其是在不实施热处理的部位的强度要求490MPa以上这样的强度的情况下，该问题显著。

发明内容

[0011] 本发明是为了解决上述现有技术的问题而开发的，其目的在于提供一种高强度且加工性优良、并且进一步热处理后的强度韧性也优良的热轧薄钢板及其制造方法，该热轧钢板具有作为用作安全气囊部件所要求的加工-热处理前的特性，即抗拉强度为440～640MPa、更优选为490～640MPa，延伸率为20％以上(标点距离GL：50mm)。

[0012] 另外，在此，所谓“热处理后的强度韧性优良”的热轧薄钢板是指，在通常的水淬火回火处理(约950℃加热水淬火-室温～200℃回火)后，具有抗拉强度为980MPa以上的高强度，具有延伸率为15％以上(GL：50mm)的高延展性，具有摆锤冲击试验的韧脆断口转变温度vTrs为-100℃以下的高韧性的热轧薄钢板。另外，本发明的热轧薄钢板主要用途面向汽车的功能类及驱动类部件，因此制成板厚不足6mm的薄钢板。

[0013] 本发明人为了实现上述目的，对影响板厚不足6mm的热轧薄钢板的强度及加工性的原因、以及影响热处理后的强度韧性的各种原因进行了深入研究。其结果发现，在C：0.10～0.20％的低碳钢中复合含有适当量的Ti和B的组成，使组织成为遍及整个板厚且均匀的贝氏体铁素体的单相组织，由此，能够制成具有所要求的高强度及优良的加工性、并且热处理后的组织成为均匀的马氏体、热处理后的强度韧性优良的热轧薄钢板。

[0014] 本发明是根据上述的见解，在进一步研究的基础上完成的。即本发明的宗旨如下。

[0015] (1)一种高强度、加工性优良且热处理后的强度韧性优良的板厚不足6mm的热轧薄钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计，含有C：0.10～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.01～0.15％、B：0.0005～0.0050％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，还具有由以面积率计95％以上的贝氏体铁素体相构成的组织，并且抗拉强度满足440～640MPa。

[0016] (2)一种制造热轧薄钢板的方法，用于制造抗拉强度满足440～640MPa、板厚不足6mm、高强度、加工性优良且热处理后的强度韧性优良的热轧薄钢板，所述方法的特征在于，对钢原材实施将终轧的轧制结束温度设定为820～880℃的热轧，制成板厚不足6mm的热轧钢板，然后以表面的冷却速度为15～50℃/秒对所述热轧钢板实施冷却，直到表面温度达到550～650℃的温度区域，并在该温度区域内卷取成卷状，其中，所述钢原材具有如下组成：以质量％计，含有C：0.10～0.20％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.01～0.15％、B：0.0005～
0.0050％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

[0017] 根据本发明，热轧薄钢板具有抗拉强度440～640MPa、更优选490～640MPa、延伸率20％以上，具有所期望的高强度且延伸凸缘性等加工性优良，能够加工成安全气囊部件等的复杂的形状，另外，通过加工后的热处理，能够容易且稳定地制造具有抗拉强度为980MPa以上的高强度、延伸率为15％以上的高延展性、摆锤冲击试验的韧脆断口转变温度vTrs为-100℃以下的高韧性的、强度以及延展性、韧性优良的安全气囊部件等制品，在工业上起到显著的效果。

具体实施方式

[0018] 本发明的热轧钢板主要用途面向汽车的功能类及驱动类部件，因此将板厚限定为不足6mm。面向汽车的功能类及驱动类部件等的薄钢板，板厚为6mm以上的厚度时，部件形状过大，向轴体的组装变得困难，因此，板厚选定6mm为界限值。首先，对本发明的热轧薄钢板的组成限定理由进行说明。另外，以下质量％只计为％。

[0019] C：0.10～0.20％

[0020] C是在钢中形成碳化物而对钢板的强度增加有效地起作用、并且在淬火处理时促进马氏体相变且对马氏体相的组织强化有效地起作用的元素，本发明中需要含有0.10％以上。在C含量不足0.10％时，难以确保所希望的钢板强度(抗拉强度：440MPa以上)，另外，难以确保所希望的热处理后强度(抗拉强度：980MPa以上)。另一方面，含量超过0.20％时，钢板强度及热处理后的强度过高，加工性及韧性降低，并且焊接性降低。因此，C限定于0.10～0.20％的范围内。

[0021] Si：0.01～1.0％

[0022] Si是具有通过固溶强化有效地增加钢的强度的作用的元素。为了得到这种效果，需要含有0.01％以上，另一方面，含量超过1.0％时，在表面生成被称为红氧化皮的凹凸，使表面性状降低，并且使疲劳强度降低。因此，Si限定在0.01～1.0％的范围内。另外，优选在0.35％以下。

[0023] Mn：0.5～2.0％

[0024] Mn是具有通过固溶强化有效地增加钢的强度、以及通过提高淬透性增加钢的强度的作用的元素，为了得到这种效果，需要含有0.5％以上。另一方面，含量超过2.0％时，偏析变得显著，钢板特性及热处理后的材质均匀性降低。因此，Mn限定在0.5～2.0％的范围内。另外，优选为1.0～2.0％。

[0025] P：0.03％以下

[0026] P使产生偏析的材质的均匀性降低，并且显著降低热处理后的韧性，因此优选尽可能降低P含量，但是，过度降低P含量使材料成本暴涨。另外，超过0.03％而过量地含有P时，偏析变得显著。因此，P限定在0.03％以下。另外，优选为0.02％以下。

[0027] S：0.01％以下

[0028] S在钢中作为硫化物而存在，其使延展性降低，且使弯曲加工性等降低，因此优选尽可能降低S含量，但是，过度降低S含量使材料成本暴涨。含有S超过0.01％时，热处理后的韧性显著降低。因此，在本发明中，S限定在0.01％以下。另外，优选为0.005％以下。

[0029] Al：0.01～0.10％

[0030] Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，这种效果在含有0.01％以上时显著，但是，含量超过0.1％时，使加工性降低，并且使淬透性降低。因此，Al限定在0.01～0.1％的范围内。另外，优选在0.05％以下。

[0031] N：0.005％以下

[0032] N在钢中形成TiN、AlN等氮化物而使加工性降低，并且在淬火时形成BN而降低对提高淬透性有效的固溶B量。这种N的不良影响能够允许N含量为0.005％以下。根据这种情况，在本发明中，N限定在0.005％以下。

[0033] Ti：0.01～0.15％

[0034] Ti是对使热轧后的组织生成贝氏体铁素体有效地发挥作用、并且比B更优先形成氮化物而对固溶的B发挥提高淬透性效果有效地起作用的元素。这种效果认为需要含有0.01％以上Ti，但是，含量超过0.15％时，使热轧时的变形阻力增加，且使轧制负荷极端地增大，并且使热处理后的韧性降低。因此，Ti限定于0.01～0.1 5％的范围内。另外，优选为0.03～0.1％。

[0035] B：0.0005～0.0050％

[0036] B是在热轧后的冷却中具有抑制生成多边形铁素体及珠光体的作用、并且对热处理时的淬透性/韧性提高有效地起作用的元素。这种效果在含量为0.0005％以上时显著。另一方面，含量超过0.0050％时，使热轧时的变形阻力增加，且使轧制负荷极端地增大，并且在热轧后产生贝氏体和马氏体，产生板裂纹等不良现象。因此，B限定于0.0005～0.0050％的范围内。另外，优选0.001～0.003％。

[0037] 上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。另外，作为不可避免的杂质，例如，可以允许Cr为0.3％以下、Mo为0.2％以下。

[0038] 本发明的热轧薄钢板具有上述的组成，而且遍及整个厚度具有由贝氏体铁素体相构成的单相组织。在此，所谓的单相组织是指由面积率为95％以上的贝氏体铁素体相构成的组织。在贝氏体铁素体相中也含有针状铁素体(needle-like ferrite)、针状铁素体(acicular ferrite)。另外，作为贝氏体铁素体相以外的组织，允许面积率5％以下的多边形铁素体相、珠光体相、贝氏体相及马氏体相等。

[0039] 通过遍及整个厚度为由贝氏体铁素体相构成的单相组织，热轧钢板能够制成具有抗拉强度为440MPa以上的所希望的高强度和延伸率为20％以上(GL：50mm)的高延展性、延伸凸缘性等加工性优良、能够加工成安全气囊部件等复杂的形状的热轧薄钢板。贝氏体铁素体相的面积率不足95％时，不能兼备所希望的高强度和高延展性。另外，贝氏体铁素体相的组织百分率低于95％时，组织的均匀性降低，因此延伸凸缘性(也称为去毛刺性)等加工性降低。

[0040] 下面，对本发明的热轧薄钢板的优选的制造方法进行说明。

[0041] 优选用转炉、真空溶解炉等常用的熔炼方法熔炼具有上述组成的钢水，用连铸法、造坯-开坯轧制法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材，但是，在本发明中钢原材的制造方法不局限于此，常用的钢原材的制造方法都可以使用。

[0042] 对具有上述组成的钢原材实施热轧，制成板厚不足6mm的热轧钢板。用于热轧的加热温度只要能够确保下述的热轧的终轧结束温度即可，不必进行特别的限定，但是，优选设定为通常的加热温度，即1000～1300℃。加热温度超过1300℃成为高温时，晶粒粗大化，热加工性容易降低。另一方面，加热温度不足1000℃时，变形阻力过度增大，对轧制设备的负荷增大，进而容易产生轧制困难之类的问题。

[0043] 热轧是将终轧的轧制结束温度设定为820～880℃进行轧制。

[0044] 通过将终轧的轧制结束温度设定为820℃以上，在之后的冷却过程中，能抑制铁素体相变，能够制成由面积率95％以上的贝氏体铁素体相构成的单相组织。终轧的轧制结束温度不足820℃时，在之后的冷却过程中能促进铁素体相变，难以制成贝氏体铁素体单相组织。另一方面，终轧的轧制结束温度超过880℃而成为高温时，不但抑制铁素体相变也抑制向贝氏体铁素体的相变，难以制成贝氏体铁素体单相组织，其结果是容易生成贝氏体相及马氏体相。生成贝氏体相及马氏体相时，钢板强度变的过高，在卷取成卷状时及打开卷时有时在钢板上产生裂纹。根据这种情况，将终轧的轧制结束温度限定在820～880℃的范围内。

[0045] 轧制结束后，以钢板表面的冷却速度为15～50℃/秒对该热轧钢板实施冷却，直到表面温度达到550～650℃的温度区域。

[0046] 为了使钢板组织遍及整个厚度而形成贝氏体铁素体单相组织，调节冷却，使轧制结束后的冷却以钢板表面的冷却速度为15℃/秒以上的方式进行。在表面的冷却速度不足15℃/秒时，虽然说本发明的热轧钢板的组成是板厚不足6mm的热轧薄钢板，但是在板厚中央部等处容易析出多边形铁素体相，在板厚方向上难以成为均匀的贝氏体铁素体单相组织。另一方面，表面的冷却速度超过50℃/秒而进行骤冷时，在表层部分生成马氏体，在板厚方向上不能成为均匀的贝氏体铁素体单相组织。另外，冷却优选利用水冷却，冷却速度的调节优选通过改变注水量和注水时间进行调节。根据这种情况，在轧制结束后对热轧钢板实施的冷却为以钢板表面的冷却速度为15～50℃/秒的方式调整冷却速度的冷却。另外，测定表面温度，表面的冷却速度使用在终轧结束温度与冷却停止温度之间平均的值。

[0047] 冷却的停止温度设定为钢板的表面温度达到550～650℃的温度区域的温度。冷却的停止温度是表面温度，在不足550℃时，生成贝氏体相及马氏体相而不能成为贝氏体铁素体单相组织。另外，卷取时在热轧钢板上产生裂纹，或强度过度增高，钢板的加工性降低。另一方面，冷却停止温度超过650℃而成为高温时，生成多边形铁素体相及珠光体相而不能成为贝氏体铁素体单相组织。而且，钢板强度低于所希望的强度。因此，轧制后的冷却停止温度限定为550～650℃温度区域内的温度。

[0048] 停止冷却后，热轧钢板在该温度区域内卷取成卷状。卷的卷取温度不足550℃时，生成贝氏体相及马氏体相，不能成为贝氏体铁素体单相组织。另一方面，超过650℃而成为高温时，生成多边形铁素体相及珠光体相，不能成为贝氏体铁素体单相组织。因此，卷的卷取温度限定为钢板的表面温度为550～650℃温度区域内的温度。

[0049] 实施例

[0050] 将具有表1所示组成的钢原材(钢坯)加热至表2所示的加热温度后，以表2所示的终轧条件实施热轧，制成表2所示板厚的热轧薄钢板。终轧结束后，对该热轧薄钢板以表2所示的条件实施冷却，在表2所示的卷取温度下卷取成卷状。

[0051] 对得到的热轧薄钢板实施组织观察、拉伸试验、扩孔试验，评价其强度、延展性及加工性(延伸凸缘性)。另外，从得到的热轧薄钢板上采取试验板，对该试验板进行酸洗而除去钢板表面的氧化皮后，实施热处理(淬火-回火处理)，实施组织观察、拉伸试验、冲击试验，评价热处理后的强度、延展性及韧性。另外，热处理设定为淬火/回火处理，淬火处理设定为加热至950℃并保持3分钟后在20℃的水中淬火的处理，回火处理设定为加热至回火温度200℃并保持60分钟、并在保持后进行空冷的处理。冷却后，从试验板上采取试验片实施试验。试验方法如下。

[0052] (1)组织观察

[0053] 从得到的热轧薄钢板(或试验板)上采取组织观察用的试验片，研磨与试验片的轧制方向平行的板厚剖面，在硝酸酒精溶液腐蚀后，对距离表面0.1mm的位置、板厚1/4的位置、板厚中央部分位置，用扫描电子显微镜(SEM)(倍率：3000倍)观察其金属组织(视野数：10个部位)并摄像，测定组织的种类及利用图像分析装置的各相的组织百分率(面积率)，对于贝氏体铁素体相的面积率，将观察的10个视野的测定值进行平均而求得。

[0054] (2)拉伸试验

[0055] 从得到的热轧薄钢板(或试验板)上，以拉伸方向为与轧制方向成直角方向的方式采取JIS 5号试验片(GL：50mm)，按照JIS Z 2241的规定实施拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、延伸率E1)，评价强度、延展性。

[0056] (3)扩孔试验

[0057] 从得到的热轧薄钢板上采取扩孔用试验片(大小：板厚t×100×100mm)。扩孔试验按照日本钢铁联盟规格JFST1001的规定进行。即，在采取的扩孔用试验片的中央，形成直径10mm(d0)的冲孔。而且，用圆锥冲头(顶角60°)挤压该扩孔用试验片，测定在冲孔边缘贯通板厚的裂纹发生时刻的孔径(d)，求扩孔率λ(％)，评价加工性(拉伸凸缘加工性)。另外，扩孔率λ(％)用下式定义。

[0058] λ(％)＝((d-d0)/d0}×100

[0059] (4)冲击试验

[0060] 从得到的试验板上按照JIS Z 2242的规定采取V缺口试验片，以使试验片长度方向为与轧制方向成直角方向，实施摆锤冲击试验，求出韧脆断口转变温度vTrs(℃)，评价热处理后的韧性。另外，将vTrs为-100℃以下的情况评价为○，将超过-100℃的情况评价为×。

[0061] 得到的结果如表3所示。

[0062] 表1

[0063]

[0064] 表2

[0065]*

[0066] )在表面

[0067] 表3

[0068]

[0069] ※)F：铁素体(块状)、B：贝氏体、M：马氏体、BF：贝氏体铁素体[0070] 本发明例的钢板都成为组织为在板厚方向均匀的、由面积率95％以上的贝氏体铁素体相构成的单相组织。本发明例的钢板都成为抗拉强度为440MPa以上、延伸率为20％以