室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法

摘要

一种高强度钢板，其具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.02～0.3％、Si：1～3％、Mn：1.8～3％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.002～0.03％，余量由铁和杂质构成，并具有含有如下各相的组织，所述各相为：以相对于全部组织的面积率计，贝氏体铁素体：50～85％、残余γ：3％以上、马氏体+所述残余γ：10～45％、铁素体：5～40％的，所述残余奥氏体中的C浓度(CγR)为0.3～1.2质量％，所述成分组成中的N的一部分或全部为固溶N，该固溶N量为30～100ppm。

说明书

技术领域

本发明涉及室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形 方法。还有，作为本发明的高强度钢板，包括冷轧钢板、熔融镀锌钢板和 合金化熔融镀锌钢板。

背景技术

供汽车用骨架零件的薄钢板为了实现碰撞安全性和燃油效率改善，而 要求高强度化。因此，一边要求使钢板强度高强度化至980MPa级以上， 一边还要求确保冲压成形性。在980MPa级以上的高强度钢板中，为了兼 顾高强度化和确保成形性，已知有效的是采用有效利用了TRIP效应的钢 (例如，参照专利文献1)。

在上述专利文献1中，公开有一种高强度钢板，其以贝氏体或贝氏体 铁素体为主相，并以面积率计含有残余奥氏体(γR)3％以上。然而，该 高强度钢板，达不到室温下的抗拉强度980MPa以上且总延伸率20％，从 而要求机械的特性(以下，也仅称为“特性”。)的进一步改善。

另外，TRIP钢板虽然成形性优异，但是，仅强度高的部分，在冲压 成形时的载荷变高，因此根据零件的尺寸，TRIP钢板的适用困难。

作为用于减小冲压成形的载荷的技术，提出有被称为热压(或热冲) 的技术，即，在900℃左右的高温域进行冲压成形，一边减小载荷，一边 控制其后的冷却，从而使钢板组织马氏体化而实现高强度化(例如，参照 专利文献2)。然而，该技术存在如下等制造上的问题，即加热时钢板的氧 化显著，加热时间长，必须控制冷却，因此要求开发一种能够兼顾在更低 温域使载荷减小和高强度化的技术。

【先行技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本特开2003—193193号公报

【专利文献2】日本特开2011—31254号公报

发明内容

本发明着眼于上述情况而形成，其目的在于，提供一种高强度钢板及 其温态成形方法，其确保980MPa级以上的室温强度，同时不但具备室温 下的成形性，而且还具备温态下的成形载荷减小效果。

第一发明，是一种室温和温态下的成形性优异的高强度钢板，其特征 在于，具有如下成分组成：

以质量％计(以下，涉及化学成分均同。)，含有

C：0.02～0.3％、

Si：1.0～3.0％、

Mn：1.8～3.0％、

P：0.1％以下(含0％)、

S：0.01％以下(含0％)、

Al：0.001～0.1％、

N：0.01～0.03％，余量由铁和杂质构成，

并具有含有如下各相的组织，所述各相为：以相对于全部组织的面积 率计(以下，涉及组织均同。)，

贝氏体铁素体：50～85％、

残余奥氏体：3％以上、

马氏体+所述残余奥氏体：10～45％、

铁素体：5～40％，

所述残余奥氏体中的C浓度(CγR)为0.3～1.2质量％，

所述成分组成中的N的一部分或全部是固溶N，该固溶N量为30～ 100ppm。

第二发明，根据第一发明所述的室温和温态下的成形性优异的高强度 钢板，其中，全部组织中的位错密度为5×10¹⁵m^-2以下。

第三发明，根据第一或第二发明所述的室温和温态下的成形性优异的 高强度钢板，其中，成分组成还含有

Cr：0.01～3.0％、

Mo：0.01～1.0％、

Cu：0.01～2.0％、

Ni：0.01～2.0％、

B：0.00001～0.01％、

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％、

REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上。

第四发明是一种高强度钢板的温态成形方法，其特征在于，将第一～ 第三任一项发明所述的高强度钢板，加热到100～250℃后，在3600s以内 成形。

根据本发明，通过具有如下组织：以相对于全部组织的面积率计，含 有贝氏体铁素体：50～90％、残余奥氏体：3％以上、马氏体+所述残余奥 氏体：10～45％、铁素体：5～40％，所述残余奥氏体中的C浓度(CγR) 为0.3～1.2质量％，成分组成中的N的一部分或全部是固溶N，该固溶N 量为30～100ppm，从而能够提供一种可确保980MPa级以上的室温强度， 同时不仅具备室温下的成形性，而且还兼备温态下的成形载荷减小效果的 高强度钢板及其温态成形方法。

具体实施方式

如上述，本发明者们着眼于与上述现有技术一样的、含有具有位错密 度高的下部组织(基体)的贝氏体铁素体和残余奥氏体(γR)的TRIP钢 板，为了确保室温强度，同时不仅改善室温下的成形性，而且进一步改善 温态下的成形载荷减小效果，而进一步反复研究。

本发明者们认为，为了使温态下的成形载荷减小效果进一步提高，有 效的是在100～250℃的温度域加工时，将为了在室温下获得强度而有效利 用的TRIP现象(从残余奥氏体向马氏体相变的行为)，通过使固溶N量 增加而加以抑制，从而使温态(上述100～250℃的温度域)下的强度降低。

具体来说就是有如下发现：为了同时实现室温下的高强度化和温态下 的成形载荷减小效果提高，以面积率计导入5～40％的铁素体，降低基体 (母相)的强度，使残余奥氏体(γR)的面积率在3％以上，使该γR中的 C浓度(CγR)为0.3～1.2质量％，从而促进TRIP现象(应变诱导相变)， 促进加工硬化而实现强度提高，此外，使固溶N量为30～100ppm，抑制 100～250℃的温度域内的TRIP现象，降低该温度域的强度，从而使室温 强度和温态下的成形载荷减小作用并存。

并且，基于上述结论进一步进行研究，从而完成本发明。

以下，首先就赋予本发明钢板以特征的组织进行说明。

〔本发明钢板的组织〕

如上述，本发明钢板，与上述现有技术相同，以TRIP钢的组织为基 础，但特别是在以规定量含有铁素体，并且以规定量含有规定的碳浓度的 γR，此外以规定量含有固溶N这些点上，与上述现有技术不同。

<贝氏体铁素体：50～85％>

本发明中的所谓“贝氏体铁素体”，具有贝氏体组织拥有位错密度高 的板条状组织的下部组织，在组织内没有碳化物，这一点与贝氏体组织明 显不同，另外，与没有位错密度或具有极少的下部组织的多边铁素体组织， 或拥有细小的亚晶粒等的下部组织的准多边铁素体组织也不同(参照日本 铁钢协会基础研究会发行“钢的贝氏体照片集-1”)。该组织若进行光学 显微镜观察和SEM观察，则呈现针状，因为区别有困难，所以为了判定 与贝氏体组织和多边铁素体组织等有明确的差异，需要由TEM观察进行 下部组织的鉴别。

如此本发明钢板的组织，均匀微细而富于延展性，并且，以位错密度 高、强度高的贝氏体铁素体为母相，能够提高强度与成形性的平衡。

在本发明钢板中，上述贝氏体铁素体组织的量，需要相对于全部组织， 以面积率计为50～85％(优选为60～85％，更优选为70～85％)。由此， 来自上述贝氏体铁素体组织的效果得到有效地发挥。还有，上述贝氏体铁 素体组织的量，根据与γR的平衡决定，推荐以能够发挥期望的特性的方 式适当加以控制。

<相对于全部组织以面积率计含有残余奥氏体(γR)3％以上>

γR对于提高总延伸率有用，为了有效地发挥这样的作用，需要相对 于全部组织，以面积率计存在3％以上(优选为5％以上，更优选为10％以 上)。

<马氏体+上述残余奥氏体(γR)：10～45％>

为了确保强度而在组织中导入一部分马氏体，但若马氏体的量变得过 多，则不能确保成形性，因此相对于全部组织，以马氏体+γR的合计面 积率计，限制在10％以上(优选为12％以上，更优选为16％以上)、45％ 以下。

<铁素体：5～40％>

铁素体是软质相，因此对于高强度化没有帮助，但对于提高延展性有 效，因此为了提高强度和延伸率的平衡，在能够保证强度的面积率5％以 上(优选为10％以上，更优选为15％以上)、40％以下(优选为35％以下， 更优选为30％以下)的范围导入。

<残余奥氏体(γR)中的C浓度(CγR)：0.3～1.2质量％>

CγR是在加工时对于γR相变成马氏体的稳定度造成影响的指标。若 CγR过低，则γR不稳定，因此赋予应力后，在塑性变形前发生加工诱导 马氏体相变，所以得不到凸出成形性。另一方面，若CγR过高，则γR变 得过于稳定，即使施加加工也无法发生加工诱导马氏体相变，因此仍得不 到凸出成形性。为了得到充分的凸出成形性，需要CγR为0.3～1.2质量％。 优选为0.4～0.9质量％。

<固溶N量：30～100ppm>

固溶N在室温下的变形时被残余奥氏体摄取，不会妨碍到铁素体的变 形。另一方面在100～250℃的温度域，一般来说残余奥氏体的自由能的稳 定度提高，因此在变形时TRIP现象得到抑制而强度降低。此外，铁素体 中的固溶N量增加，并且，N的扩散速度变大，因此固定在变形中移动的 位错，动态应变时效发生。若是如此，由于应变时效致使位错的移动受到 抑制，积存于母相与残余奥氏体的界面位错减少，从残余奥氏体向马氏体 的相变行为，即TRIP现象的抑制效果进一步提高，因此能够提高成形时 的载荷减小效果。为了有效地发挥这样的作用，固溶N量的下限为30ppm。 但是，若固溶N量变得过剩，则动态应变时效的效果变得过大，基体的变 形反而强烈受到抑制，延展性劣化，因此其上限为100ppm。

<其他：贝氏体(含0％)>

本发明的钢板，可以只由上述组织(贝氏体铁素体、马氏体、残余奥 氏体和铁素体的混合组织)构成，但在不损害本发明的作用的范围内，作 为其他的异种组织，也可以具有贝氏体。该组织虽然在本发明钢板的制造 过程中必然性地残存，但越少越好，推荐相对于全部组织以面积率计控制 在5％以下，更优选控制在3％以下。

<全部组织中的位错密度：5×10¹⁵m^-2以下>

在300℃左右以下的温度域，因为基于位错的强化机构其温度依存性 小，所以在100～250℃下TRIP效应小时，为了更确实地使强度降低，优 选预先使位错密度有一定程度地降低，推荐为5×10¹⁵m^-2以下。更优选为 在4×10¹⁵m^-2以下，特别优选为3×10¹⁵m^-2以下。

〔、γR中的C浓度(CγR)、固溶N量和位错密度的各测量方法〕

在此，对于各相的面积率、γR中的C浓度(CγR)、固溶N量和位错 密度的各测量方法进行说明。

关于钢板中组织的各相的面积率，对于钢板进行lepera试剂(偏重亚 硫酸钠溶液和苦味酸溶液的混合液)腐蚀，通过透射型电子显微镜(TEM； 倍率1500倍)观察，例如将白色区域定义为“马氏体+残余奥氏体(γR)” 并对组织进行鉴别后，再通过光学显微镜观察(倍率1000倍)测量各相 的面积率。

还有，关于γR的面积率和γR中的C浓度(CγR)，是磨削至各供试 钢板的1／4的厚度后，进行化学研磨，之后通过X射线衍射法进行测量(ISIJ Int.Vol.33，(1933)，No.7，p.776)。

另外，关于铁素体的面积率，是对于各供试钢板进行硝酸乙醇腐蚀液 腐蚀，通过扫描型电子显微镜(SEM；倍率2000倍)观察，将黑色的区 域鉴别为铁素体并求得面积率。

关于固溶N量，是依据JIS G1228，以提取残渣分析(筛孔直径0.1μm) 测量析出型的N量，从钢中的总N量中减去全部析出型N量而加以计算。

关于位错密度，通过以X射线半值宽度进行测量的方法(参照日本特 开2008—144233号公报的段落[0021]～[0032])加以测量。

接下来，对于构成本发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分 的单位全部是质量％。

〔本发明钢板的成分组成〕

C：0.02～0.3％

C既是确保高强度，又是用于得到期望的主要组织(贝氏体铁素体+ 马氏体+γR)所必须的元素，为了有效地发挥这样的作用而需要添加0.02％ 以上(优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上)。但是，超过0.3％时不 适于焊接。

Si：1.0～3.0％

Si是有效地抑制γR分解而生成碳化物的元素。特别是Si作为固溶强 化元素也有用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Si达1.0％以上。 优选为1.1％以上，更优选为1.2％以上。但是，若添加Si超过3.0％，则贝 氏体铁素体+马氏体组织的生成受到阻碍，除此以外，热变形阻抗变高， 容易发生焊接部的脆化，此外还对钢板的表面性状带来不良影响，因此使 其上限为3.0％。优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。

Mn：1.8～3.0％

Mn除了作为固溶强化元素有效地起作用以外，还发挥着促进相变， 促进贝氏体铁素体+马氏体组织的生成的作用。此外还是使γ稳定化，用 于得到期望的γR所需要的元素。另外，也有助于淬火性的提高。为了有 效地发挥这样的作用，需要添加1.8％以上。优选为1.9％以上，更优选为 2.0％以上。但是，若添加超过3.0％，则可见铸片裂纹发生等的不良影响。 优选为2.8％以下，更优选为2.5％以下。

P：0.1％以下(含0％)

P作为杂质元素不可避免地存在，但也是为了确保期望的γR也可以 添加的元素。但是，若添加超过0.1％，则二次加工性劣化。更优选为0.03％ 以下。

S：0.01％以下(含0％)

S也是作为杂质元素不可避免地存在，形成MnS等的硫化物系夹杂 物，成为裂纹的起点而使加工性劣化的元素。优选为0.01％以下，更优选 为0.005％以下。

Al：0.001～0.1％

Al作为脱氧剂添加，并且与上述Si协同，是有效抑制γR分解而生成 碳化物的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加Al在0.001％以上。 但是，即使过剩添加，效果也是饱和，经济上造成浪费，因此使其上限为 0.1％。

N：0.01～0.03％

N一般来说由于应变时效而使铁素体的延展性降低，因此限制其含 量，或以Al和Ti等的氮化物形成元素使之固定化。

然而，在本发明钢板中，如上述从在温态成形时积极地有效利用固溶 N的观点出发，需要比现有钢更高地含有N，为了确保固溶N量而使该N 含量的下限为0.01％(100ppm)。然而，若N含量过高，则本发明的材料 这样的低碳钢其铸造变得困难，因此不能进行制造本身，所以使其上限为 0.03％。

本发明的钢基本上含有上述成分，余量实质上是铁和不可避免的杂 质，但此外，在不损害本发明的作用的范围内，也能够添加以下的允许成 分。

Cr：0.01～3.0％、

Mo：0.01～1.0％、

Cu：0.01～2.0％、

Ni：0.01～2.0％、

B：0.00001～0.01％中的一种或两种以上

这些元素作为钢的强化元素而有用，并且是对于γR的稳定化和规定 量的确保有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐分别添加Cr：0.01 以上(更优选为0.05％以上)、Mo：0.01％以上(更优选为0.02％以上)、 Cu：0.01％以上(更优选为0.1％以上)、Ni：0.01％以上(更优选为0.1％ 以上)、B：0.00001％以上(更优选为0.0002％以上)。

但是，即使添加Cr超过3.0％、Mo超过1.0％、Cu和Ni分别超过2.0％、 B超过0.01％，上述效果也饱和，在经济造成浪费。更优选为Cr：2.0％以 下、Mo：0.8％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、B：0.0030％以下。

Ca：0.0005～0.01％、

Mg：0.0005～0.01％、

REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上

这些元素是控制钢中硫化物的形态，对加工性提高有效的元素。在此， 作为本发明所用的REM(稀土类元素)，可列举Sc、Y、镧系元素等。为 了有效地发挥上述作用，推荐Ca和Mg分别添加0.0005％以上(更优选为 0.001％以上)，REM添加0.0001％以上(更优选为0.0002％以上)。但是， 即使Ca和Mg分别添加超过0.01％，REM超过0.01％，上述效果也饱和， 在经济上造成的浪费。更优选为Ca和Mg为0.003％以下，REM为0.006％ 以下。

〔温态加工方法〕

上述本发明钢板，特别推荐加热到100～250℃之间的适当的温度之 后，在3600s以内(更优选为1200s以内)进行加工。

在γR的稳定度达到最佳的温度条件下，通过在γR发生分解之前进行 加工，能够使成形性最大化。

以该温态加工方法加工的零件，在其截面内，冷却后的强度得到均匀 化，与同一截面内的强度分布大的零件相比，低强度的部分变少，因此能 够提高零件强度。

即，含有γR的钢板一般为低屈强比，并且，低应变域的加工硬化率 高。因此，在赋予的应变量小的区域的、应变赋予后的强度，特别是屈服 应力的应变量依存性非常。通过冲压加工成形零件的情况下，根据部位所 施加的应变量不同，也存在部分地几乎没有施加应变这样的区域。因此， 零件内在加工施加的区域和加工未施加的区域产生巨大的强度差，在零件 内形成强度分布。这样的强度分布存在时，强度低的区域屈服而发生变形 和压曲，作为零件强度，由强度最低的部分把控。

含有γR的钢其屈服应力低的原因，被认为是由于导入γR时，同时形 成的马氏体在相变时向周围的母相中导入可动位错。因此，在加工量少的 区域如此也可防止该位错的移动，则屈服应力能够提高，可提高零件强度。 为了抑制可动位错的移动，有效的是加热原材消除可动位错，或以固溶碳 等的应变时效制止可动位错，由此能够提高屈服应力。

因此，若将含有γR的钢板加热至100～250℃之间的适当温度进行冲 压成形(温态加工)，则在应变小的部分，屈服强度也会提高，零件中的 强度分布变小，能够使零件强度提高。

接着，以下说明用于得到上述本发明钢板的优选的制造方法。

〔本发明钢板的优选的制造方法〕

本发明钢板，对于满足上述成分组成的钢材进行热轧，接着进行冷轧 后，再进行热处理而制造。

[热轧条件]

热轧条件没有特别限定，但例如可以使热轧的终轧温度(轧制结束温 度，FDT)为800～900℃，使卷绕温度为400～600℃。

[冷轧条件]

另外，一边使冷轧时的冷轧率为30～70％，一边按以下的热处理条件 实施热处理。

[热处理条件]

关于热处理条件，是以规定的加热速度急速升温，在铁素体+奥氏体 (α+γ)二相域的高温侧温度域均热而使过半的组织奥氏体化以后，以规 定的冷却速度急冷而过冷后，以此过冷温度保持规定时间而进行等温淬火 处理，从而能够得到期望的组织。还有，在不会使期望的组织显著分解， 在不损害本发明的作用的范围内，也可以进行镀覆，还可以进行合金化处 理。

具体来说，以10℃／s以上的加热速度，将上述冷轧后的冷轧材急速加 热，在(0.4Ac1+0.6Ac3)～(0.1Ac1+0.9Ac3)的温度域保持10～60s 的时间后，以10℃／s以上的平均冷却速度急冷至350～500℃(优选为400～ 500℃)的温度域进行过冷，以该急冷停止温度(过冷温度)保持10～1800s 的时间而进行等温淬火处理后，冷却至常温。另外，对钢板进行镀覆，需 要合金化处理时，可以在所述等温淬火处理后，实施通常的合金化处理即 可。

<以10℃／s以上的加热速度急速加热>

这是为了缩短升温时间，从而抑制因Al等的氮化物形成元素造成的 N的固定化而确保固溶N量。

<在(0.4Ac1+0.6Ac3)～(0.1Ac1+0.9Ac3)的温度域保持10～60s 的时间>

这是为了在二相域的高温侧的温度域保持规定时间，使过半组织的奥 氏体化，确保在冷却时由来自奥氏体的逆相变生成的贝氏体铁素体的分 率。还有，若保持时间过长，则Al等的氮化物形成元素带来的N的固定 化进行，因此使其上限为60s。

<以10℃／s以上的平均冷却速度，急冷至350～500℃的温度域进行 过冷，在该急冷停止温度(过冷温度)保持10～1800_s的时间>

这是为了进行等温淬火处理而得到期望的组织。

【实施例】

为了确切证实本发明的效果，使成分组成和热处理条件进行变化，对 于这时的高强度钢板的室温和温态下的机械的特性的影响进行调查。真空 熔炼由下述表1所示的各成分组成构成的供试钢，成为板厚30mm的板坯 后，将该板坯加热至1200℃，以轧制结束温度(FDT)900℃，在卷绕温 度550℃热轧至板厚2.4mm，其后，以50％的冷轧率进行冷轧而成为板厚 1.2mm的冷轧材，实施下述表2所示的热处理。具体来说，将上述冷轧材， 以平均加热速度HR1℃／s的加热速度加热至均热温度T1℃，在该温度下 保持均热时间t1秒后，以CR1℃／s的冷却速度冷却至冷却停止温度(过冷 温度)T2，在该温度下保持t2秒后，进行空冷，或者，假定为合金化镀 覆处理，以冷却停止温度(过冷温度)T2℃保持t2秒后，再以保持温度 T3℃保持t3秒之后，进行空冷。

对于如此得到的钢板，根据上述[用于实施发明的方式]一项中说明 的测量方法，测量各相的面积率、γR中的C浓度(CγR)、固溶N量和位 错密度。

另外，对于上述钢板，为了评价室温和温态下的机械的特性，分别测 量室温下的抗拉强度(TS)和延伸率(EL)，以及150℃下的抗拉强度(TS)。 然后，作为评价基于温态成形的载荷减小效果的指标，计算ΔTS=温态 (150℃)下的TS-室温下的TS。

这些结果显示在表3中。

【表1】

【表2】

【表3】

如这些表所示，作为本发明钢板，即钢No.1～3、10～17，均是使用 满足本发明的成分组成的范围的钢种，以推荐的热处理条件实施热处理的 结果，本发明的组织规定的要件充足，能够得到确保室温下的980MPa以 上的强度(TS)，同时室温下的延伸率(EL)和温态下的成形载荷减小效 果(ΔTS)优异的高强度钢板。

相对于此，作为比较钢，即钢No.4～9均使用的是不满足本发明所规 定的成分组成的要件的钢种，因此，尽管以推荐的热处理条件实施热处理， 但本发明的组织规定的要件不充足，室温强度(TS)、室温延伸率(EL) 和温态下的载荷减小效果(ΔTS)的至少某一特性差。

另外，作为其他比较钢，即钢No.18～21、24、28，虽然均使用了满 足本发明的成分组成的范围的钢种，但却是以脱离推荐的热处理条件的条 件实施热处理的结果，本发明的组织的要件不充足，室温强度(TS)、室 温延伸率(EL)和温态下的载荷减小效果(ΔTS)的至少某一特性仍然 差。

详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和 范围而能够加以各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。

本申请基于2011年8月17日申请的日本专利申请(专利申请2011 —178477)，其内容在此参照并援引。

【产业上的可利用性】

本发明的高强度钢板，适合于供汽车用骨架零件的薄钢板等。