专利名称：超高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及超高强度冷轧钢板，特别是日本钢铁联盟标准JFST1001-1996规定的冲孔加工后的扩孔率在75％以上、抗拉强度为880-1170MPa的超高强度冷轧钢板及其制造方法。
另一方面现在把抗拉强度880MPa以上的超高强度冷轧钢板用于减震器和门的增强材料等。为了提高它的加工性能和焊接性能进行了多方面研究。例如特公平2-1894号公报中发表了含C为0.10-0.20％、冷加工性能和焊接性能优良的抗拉强度1000MPa左右的超高强度冷轧钢板的制造方法。特公平8-26401号公报和特许第2528387号公报中发表了通过形成单相微细马氏体组织、或把马氏体体积百分数控制为80-97％得到的加工性能和冲击性能优良、抗拉强度在1470MPa以上的超高强度冷轧钢板。特许第2826058号公报中发表了通过控制马氏体组织和Fe-C系的析出物，得到的不发生氢脆的、抗拉强度在1000MPa以上的超高强度冷轧钢板。
可是如上所述，现有的这种超高强度冷轧钢板由于是被用于减震器和门的增强材料，大多要逐次进行轧制成形加工，不要求冲压加工后有优良的翻边性能。因此充其量JFST100-1996规定的扩孔率在50％左右，都不能适用于用冲压加工制造汽车座椅用骨架。
在特公平5-10418号公报中发表翻边性能优良的激光加工用高强度钢板，抗拉强度在800MPa以下，也不适用于现在汽车座椅用的骨架。
主要是通过化学成分基本上采用由质量％为0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％固溶Al(Sol.Al)、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少选一种元素合计在1.6-2.5％、和/或0.0005-0.0050％B，其余为Fe组成的、深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织的、抗拉强度880-1170MPa的超高强度冷轧钢板来实现此目的。
制造这样的超高强度冷轧钢板采用的方法包括有生产具有上述成分钢的板坯的工序、把板坯热轧后冷轧生产钢板的工序、用连续退火方法把钢板加热到800-890℃后，以20℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却、从680-750℃以超过500℃/秒的冷却速度二次冷却到50℃以下的工序。
图2为示意表示机械连接方法的一个示例的图示。
图3为示意表示机械连接后剥离试验方法的图示。
发明的实施方式本发明者在对按JFST1001-1996规定的冲压加工后扩孔率在75％以上、抗拉强度为880-1170MPa的超高强度冷轧钢板的进行研究时发现，采用合适的成分，形成单相微细马氏体组织就可以实现。下面进行详细说明。
现有连续退火炉如
图1所示，具有加热钢板S的加热带1、对加热的钢板S进行均热的均热带2、使均热后的钢板S进行一次冷却(缓冷)的缓冷带3、使一次冷却后的钢板S进行二次冷却(快冷)的快冷带4、对二次冷却后的钢板S进行过时效(回火)处理的过时效带5。由入口端的卷取机7提供钢板S，使之通过加热带1、均热带2、缓冷带3、快冷带4和过时效带5，用出口端的平整机6进行平整后用卷取机8卷取。此时由于在均热带2和快冷带4之间设置有缓冷带3，因此钢板的温度不可避免要降低100℃以上。
为了用这种现有的连续退火炉得到单相马氏体组织，要在均热带2使钢板S成为单相奥氏体组织，使钢板S在Ar3相变点以上通过缓冷带3，然后快冷。可是现在880-1170MPa的C当量低的钢Ar3相变点高，所以难以在Ar3相变点以上通过缓冷带3。因此不能抑制在缓冷带3生成铁素体，得不到单相马氏体组织。
本发明者对用现有的连续退火炉制造抗拉强度880-1170MPa而且是单相马氏体的超高强度冷轧钢板进行了研究。其结果表明，通过用化学成分基本上由质量％为0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少选一种元素合计在1.6-2.5％，其余为Fe组成的钢，用现有的连续退火炉能够得到单相马氏体组织。
下面说明限定各元素含量的原因。
C为了使抗拉强度为880-1170MPa，如后面所介绍的，可以根据Mn、Cr、Mo的含量进行适当调整。但是C低于0.01％的话，炼钢成本增加，超过0.07％，不管Mn等的含量如何，抗拉强度会超过1170MPa，所以把C定为0.01-0.07％，最好为0.03-0.07％。
SiSi是提高Ar3相变点的元素，希望尽可能降低Si含量。Si超过0.3％的话，难以得到880-1170MPa的单相马氏体组织，所以Si定为0.3％以下。
PP是为了调整强度而加入的，超过0.1％的话焊接点部位的韧性恶化，所以P定为0.1％以下。
SS超过0.01％的话会大量析出MnS，翻边性能恶化，所以S定为0.1％以下。
Sol.AlAl是作为脱氧剂加入的。Sol.Al低于0.01％效果不充分，超过0.1％效果饱和不经济，所以Sol.Al定为0.01-0.1％。
NN超过0.0050％会造成板卷内侧强度波动大，所以N定为0.0050％以下。
Mn、Cr、Mo这些元素是本发明中最重要的组成成分。这些元素中至少选出1种元素的合计总量不足1.6质量％的话，不能使Ar3相变点降到足够低的温度，不能得到微细的单相马氏体组织。超过2.5质量％的话，抗拉强度会超过1170MPa，所以Mn、Cr、Mo中至少选出1种元素且其总量定为1.6-2.5质量％。
此外也可以采用加入0.0005-0.0050质量％的B，代替从Mn、Cr、Mo中至少选出1种元素其总量1.6-2.5质量％，可以得到同样的效果。B含量低于0.0005质量％话Ar3相变点不够低，得不到微细的单相马氏体组织，超过0.0050％的话，热轧时的变形抗力增加，制造钢板变得困难。
Mn、Cr、Mo中至少选出1种元素其总量1.6-2.5质量％的同时加入0.0005-0.0050质量％的B，与不含B的情况相比可以少加Mn、Cr、Mo，可以减少用这些元素来提高抗拉强度的程度。因此扩大了C的许用范围，可以抑制炼钢成本的提高。
含B的情况下，在(48/14)×[N]-3×(48/14)×[N]质量％范围复合添加Ti([N]表示N的含量)，能提高B的效果。上述B的效果是在B为固溶状态下得到的，B与N结合变成BN的话会降低其效果。因此加入Ti，先使N变成TiN析出的话，B处于固溶状态能更有效发挥其作用。因此需要添加(48/14)×[N]质量％以上的Ti，超过3×(48/14)×[N]质量％会形成TiC，使延展性降低。
这样在从含有Mn、Cr、Mo中至少选择1种元素和B，或者再含有Ti的钢板中添加0.001-0.04质量％的Nb的话，能抑制连续退火均热时奥氏体组织的粗化，可以防止钢板的弯曲性能和韧性恶化。
用上述本发明的超高强度冷轧钢板的成分在任何情况下都能得到微细的单相马氏体组织，深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织的话，就能够得到JFST1001-1996规定的扩孔率75％以上的优良的翻边性能。其中所谓的基本上为单相马氏体组织是指，用光学显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射法等定量分析组织，含铁素体、贝氏体、残留奥氏体组织等合计不到1％的马氏体组织。但是也可以包括AlN、MnS、TiN等钢中的析出物、伴随马氏体回火析出的微细的铁的碳化物。由于表层的脱碳，从钢板表面开始深度方向10μm以内的表层，有时生成铁素体组织，它几乎对翻边性能没有影响，而且使弯曲性能提高。因此深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织的话，就能够确保得到880-1170MPa的抗拉强度和75％以上的扩孔率。
采用具有制造上述成分钢的板坯的工序、把板坯热轧后冷轧制造钢板的工序、把钢板用连续退火的方法加热到800-890℃后，以20℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却、从680-750℃以超过500℃/秒的冷却速度二次冷却到50℃以下的工序的方法，就能够制造本发明的超高强度冷轧钢板。
其中上述钢的板坯是用连续铸造等方法制造的。
希望板坯在Ar3相变点以上温度区域直接热轧或再加热后热轧，然后以30℃/秒以上的冷却速度冷却到700℃以下，在600℃以下卷取。
热轧后的钢板除鳞后冷轧到要求的板厚，然后进行连续退火。
连续退火时的加热温度低于800℃的话，难以使快冷开始温度在Ar3相变点以上，不能得到单相马氏体组织。另一方面，超过890℃的话，由于奥氏体组织粗大，钢板的弯曲性能和韧性恶化。因此加热温度定为800-890℃。
为了得到单相马氏体组织，要使加热后的钢板在Ar3相变点以上通过缓冷带，因此在缓冷带的一次冷却速度要在20℃/秒以下。一次冷却速度超过20℃/秒的话，钢板温度在Ar3相变点以下，生成铁素体组织，不能得到单相马氏体组织。
要得到单相马氏体组织，要使缓冷后的钢板以超过500℃/秒的二次冷却速度冷却到50℃以下。此时由于冷却开始温度低于680℃要生成铁素体组织，不能得到单相马氏体组织，超过750℃的话钢板形状恶化，所以冷却开始温度定为680-750℃，最好是700-750℃。没有限定冷却方法，为了控制板宽方向、长度方向材质的波动，希望在喷射流动的水中淬火。
为了提高韧性，希望把二次冷却到50℃以下的钢板在100-250℃进行3分钟以上的回火处理。在100℃以下或不足3分钟回火处理的效果小，超过250℃的话由于低温回火脆性使延展性显著恶化。
连续退火后的钢板可以进行平整。此时平整的延伸率从校正板形的观点看要在0.3％以上，从防止延伸性能恶化的观点看希望在1.0％以下。
再有用这样的方法制造的超高强度冷轧钢板上可以进行镀锌等的镀金属和/或涂覆有机系列的各种润滑膜的表面处理。
其结果示于表2。
本发明例的钢编号为1-6的钢板抗拉强度都为880-1170MPa，都具有扩孔率75％以上和非常优良的翻边性能。最小弯曲半径也在1.0mm以下，有良好的弯曲性能。
另一方面对比例钢编号7的钢板由于Mn、Mo和Cr总量不足1.6％，不能得到单相马氏体组织，因此扩孔率低，翻边性能差。编号8的钢板由于C含量超过0.07％，强度过高，扩孔率低、最小弯曲半径大、翻边性能和弯曲性能差。编号9的钢板由于C含量超过0.07％同时Si超过0.3％，不能得到单相马氏体组织，扩孔率低、翻边性能差。编号10的钢板由于Mn、Mo和Cr总量超过2.5％，抗拉强度过高、扩孔率低、最小弯曲半径大、翻边性能和弯曲性能差。
表1
单位质量％；“tr”表示微量表2
实施例2使用与实施例1钢编号1-3相同成分钢的板坯，用与实施例1相同的条件进行到冷轧后，用表3所示的条件进行连续退火和平整，制造了钢板A-H。然后用与实施例1相同的方法测定了马氏体体积百分数、抗拉强度、扩孔率。用下述方法测定了剥离强度，评价了适应最近关注的非加热方式的机械连接的情况。
机械连接部位的剥离强度测定首先把两块矩形试样长度方向互相垂直，在中心部位交叉叠放在一起后，用图2A所示的圆筒形冲头(冲头直径5.6mm)和图2B所示底部四周有环状槽的模具(模具直径8mm、模具深度1.2mm)，使中心部位冲压成形。此时如图2C所示，由于向模具底部槽中的塑性流动，两块试样被机械地连接在一起[Von Hanns Peter Liebig等VDI-Z，131(1989)95]。然后如图3所示，向垂直试样面拉伸接合部位，求出接合部位剥离时的强度。事先研究了此剥离强度和机械连接性能的关系，剥离强度在2.0kN以上的话机械连接性能是足够的。
结果示于表3。
本发明的钢板A-D马氏体体积百分数均为100％，抗拉强度都是约1000MPa，扩孔率100％以上，都有非常好的翻边性能，剥离强度为2.0kN以上，机械连接性能也好。
另一方面对比例的钢板E由于退火时的加热温度低于800℃，钢板F由于加热后以20℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，钢板G由于二次冷却速度低于500℃/秒，钢板H由于以高于500℃/秒的二次冷却速度冷却到的温度高于50℃，没有得到单相马氏体组织，抗拉强度低于880MPa、扩孔率小于75％、剥离强度不足2.0kN。
表3
权利要求
1.一种超高强度冷轧钢板，其成分采用质量％为0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少选一种元素合计含量在1.6-2.5％，其余为Fe，其深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织，抗拉强度为880-1170MPa。
2.一种超高强度冷轧钢板，其成分采用质量％为0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、0.0005-0.0050％B，其余为Fe，其深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织，抗拉强度为880-1170MPa。
3.一种超高强度冷轧钢板，其成分采用质量％为0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少选一种元素合计含量在1.6-2.5％、0.0005-0.0050％B，其余为Fe，其深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织，抗拉强度为880-1170MPa。
4.一种超高强度冷轧钢板，其成分采用质量％为0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少选一种元素合计含量在1.6-2.5％、0.0005-0.0050％B、(48/14)×[N]-3×(48/14)×[N]％Ti，其余为Fe，其深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织，抗拉强度为880-1170MPa。
5.一种超高强度冷轧钢板，其成分采用质量％为0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少选一种元素合计含量在1.6-2.5％、0.001-0.04％Nb，其余为Fe，其深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织，抗拉强度为880-1170MPa。
6.一种超高强度冷轧钢板，其成分采用质量％为0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少选一种元素合计含量在1.6-2.5％、0.0005-0.0050％B、0.001-0.04％Nb，其余为Fe，其深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织，抗拉强度为880-1170MPa。
7.一种超高强度冷轧钢板，其成分采用质量％为0.01-0.07％C、0.3％以下Si、0.1％以下P、0.01％以下S、0.01-0.1％Sol.Al、0.0050％以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少选一种元素合计含量在1.6-2.5％、0.0005-0.0050％B、(48/14)×[N]-3×(48/14)×[N]％Ti、0.001-0.04％Nb，其余为Fe，其深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织，抗拉强度为880-1170MPa。
8.一种抗拉强度为880-1170MPa的超高强度冷轧钢板的制造方法，其包括有制造具有权利要求1的成分的钢板坯的工序、把上述板坯热轧后冷轧成钢板的工序、用连续退火方法把上述钢板加热到800-890℃后，以20℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却、从680-750℃以500℃/秒以上的冷却速度二次冷却到50℃以下的工序。
9.一种抗拉强度为880-1170MPa的超高强度冷轧钢板的制造方法，其包括有制造具有权利要求2的成分的钢板坯的工序、把上述板坯热轧后冷轧成钢板的工序、用连续退火方法把上述钢板加热到800-890℃后，以20℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却、从680-750℃以500℃/秒以上的冷却速度二次冷却到50℃以下的工序。
10.一种抗拉强度为880-1170MPa的超高强度冷轧钢板的制造方法，其包括有制造具有权利要求3的成分的钢板坯的工序、把上述板坯热轧后冷轧成钢板的工序、用连续退火方法把上述钢板加热到800-890℃后，以20℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却、从680-750℃以500℃/秒以上的冷却速度二次冷却到50℃以下的工序。
11.一种抗拉强度为880-1170MPa的超高强度冷轧钢板的制造方法，其包括有制造具有权利要求4的成分的钢板坯的工序、把上述板坯热轧后冷轧成钢板的工序、用连续退火方法把上述钢板加热到800-890℃后，以20℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却、从680-750℃以500℃/秒以上的冷却速度二次冷却到50℃以下的工序。
12.一种抗拉强度为880-1170MPa的超高强度冷轧钢板的制造方法，其包括有制造具有权利要求5的成分的钢板坯的工序、把上述板坯热轧后冷轧成钢板的工序、用连续退火方法把上述钢板加热到800-890℃后，以20℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却、从680-750℃以500℃/秒以上的冷却速度二次冷却到50℃以下的工序。
13.一种抗拉强度为880-1170MPa的超高强度冷轧钢板的制造方法，其包括有制造具有权利要求6的成分的钢板坯的工序、把上述板坯热轧后冷轧成钢板的工序、用连续退火方法把上述钢板加热到800-890℃后，以20℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却、从680-750℃以500℃/秒以上的冷却速度二次冷却到50℃以下的工序。
14.一种抗拉强度为880-1170MPa的超高强度冷轧钢板的制造方法，其包括有制造具有权利要求7的成分的钢板坯的工序、把上述板坯热轧后冷轧成钢板的工序、用连续退火方法把上述钢板加热到800-890℃后，以20℃/秒以下的冷却速度进行一次冷却、从680-750℃以500℃/秒以上的冷却速度二次冷却到50℃以下的工序。
15.用权利要求1的超高强度冷轧钢板制成的汽车座椅骨架。
16.用权利要求2的超高强度冷轧钢板制成的汽车座椅骨架。
17.用权利要求3的超高强度冷轧钢板制成的汽车座椅骨架。
18.用权利要求4的超高强度冷轧钢板制成的汽车座椅骨架。
19.用权利要求5的超高强度冷轧钢板制成的汽车座椅骨架。
20.用权利要求6的超高强度冷轧钢板制成的汽车座椅骨架。
21.用权利要求7的超高强度冷轧钢板制成的汽车座椅骨架。
全文摘要
本发明涉及基本上由质量%为0.01－0.07%C、0.3%以下Si、0.1%以下P、0.01%以下S、0.01－0.1%Sol.Al、0.0050%以下N、以及Mn、Cr、Mo中至少选一种元素合计在1.6－2.5%,其余为Fe组成的、深度方向距钢板表面10μm以上的内部基本上为单相马氏体组织的抗拉强度为880－1170MPa的超高强度冷轧钢板。本发明的钢板按日本钢铁联盟标准JFST1001－1996中规定的扩孔率在75%以上、抗拉强度为880－1170MPa,机械连接性能优良,所以适合用于汽车座椅骨架。
文档编号C22C38/06GK1386139SQ01802161
公开日2002年12月18日 申请日期2001年9月10日 优先权日2000年9月12日
发明者长谷川浩平, 占部俊明, 吉武明英, 鹤丸英幸 申请人:日本钢管株式会社