專利名稱：應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板。特別涉及TS(抗拉強(qiáng)度)440 MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法。此高強(qiáng)度熱軋鋼板主要作為汽車用高加工性熱軋鋼板使用。而且，用于代替具有板厚約為4.0mm以下的冷軋薄板，該冷軋薄板由于難以用熱軋制造如此薄的厚度而歷來被采用的。本發(fā)明鋼板的用途的范圍很廣，從用于輕度彎曲和通過輥軋加工成型為管材那樣的較輕加工直到用于以壓機(jī)進(jìn)行深沖成型那樣的較重加工。
又，本發(fā)明不僅涉及熱軋鋼板，也涉及以此作為母板的電鍍鋼板、熱浸鍍鋼板。
在本發(fā)明中，所謂“應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異”是指具有如下特性①拉伸應(yīng)變5％的預(yù)變形后，在170℃的溫度下保持20分鐘的條件下時(shí)效處理時(shí)，該時(shí)效處理前后的變形應(yīng)力的增加量(記作BH；BH＝時(shí)效處理后的屈服應(yīng)力-時(shí)效處理前的預(yù)變形應(yīng)力)為80 MPa以上；②而且，應(yīng)變時(shí)效處理(上述預(yù)變形+上述時(shí)效處理)前后的抗拉強(qiáng)度增加量(記作ΔTS；ΔTS＝時(shí)效處理后的抗拉強(qiáng)度-預(yù)變形前的抗拉強(qiáng)度)為40 MPa以上。
背景技術(shù)：
對(duì)于汽車車體用材料而言，多采用薄鋼板。在要求成型性優(yōu)異的用途上，迄今一直使用著冷軋鋼板。然而，由于鋼組成(化學(xué)成分)的調(diào)整和熱軋條件的最優(yōu)化，已能制造高成型性(高加工性)熱軋鋼板了，該熱軋鋼板作為汽車車體用材料的用途正在擴(kuò)大。
與來自當(dāng)今地球環(huán)境問題的廢氣限制相關(guān)聯(lián)，車體重量的減輕是極為重要的問題。為減輕車體重量，增加鋼板的強(qiáng)度和減薄板厚是有效的。作為高強(qiáng)度而薄壁化對(duì)象的汽車部件按照其作用的不同而要求其具有各式各樣的特性。作為被要求的特性有例如對(duì)彎曲、扭轉(zhuǎn)變形的靜強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度、耐沖擊特性等。因此，所采用的高強(qiáng)度鋼板在成型加工后，必須具有這樣的性能。
另一方面，在制作汽車部件的過程中對(duì)鋼板要進(jìn)行沖壓成型加工。如鋼板的強(qiáng)度過高，則出現(xiàn)如下問題形狀可固定性降低和由于延性降低而產(chǎn)生成型時(shí)的裂紋和橫向收縮(縮頸現(xiàn)象)等缺陷。這些問題阻礙高強(qiáng)度鋼板向汽車車體的應(yīng)用范圍的擴(kuò)展。
作為克服此困難的辦法，已知有例如在車身外板用的冷軋鋼板中、以例如極低碳鋼作為原材料，最后將以固溶狀態(tài)殘存的C量控制在適當(dāng)范圍的鋼板制造技術(shù)。此技術(shù)是利用應(yīng)變時(shí)效硬化現(xiàn)象，該現(xiàn)象是在沖壓成型后所進(jìn)行的170℃×20分鐘左右的噴涂烘烤工序中引起的。這就是為在成型時(shí)保持軟質(zhì)而確保形狀可固定性、延性；在成型后確保由于應(yīng)變時(shí)效硬化所致的YS(屈服強(qiáng)度)上升所帶來的耐烙痕性。然而，在此技術(shù)中有如下難點(diǎn)為了防止導(dǎo)致表面缺陷的拉伸應(yīng)變的發(fā)生，該YS的增加量不能增到足夠大；而且，由于ΔTS小到至多數(shù)個(gè)MPa的程度，所以鋼板的厚度不能足夠薄。
另一方面，對(duì)于在外觀上沒大問題的用途方面也有這樣的提案；有使用固溶N而將烘烤硬化量進(jìn)一步增加的鋼板(特公平7-30408號(hào)公報(bào))以及通過將組織作成由鐵素體和馬氏體構(gòu)成的復(fù)合組織，來更進(jìn)一步提高烘烤硬化性的鋼板(特公平8-23048號(hào)公報(bào))。
然而，這些鋼板盡管在噴涂烘烤后其YS(屈服應(yīng)力)有某種程度的提高而可得到高烘烤硬化量，但是TS(抗拉強(qiáng)度)不能達(dá)到提高的目的，并且也不能期待成型后的耐疲勞特性、耐沖擊特性有大的改善。為此，還遺留下這樣的問題，即還不能應(yīng)用于要求耐疲勞特性、耐沖擊特性等部件。又，還有如下問題由于屈服應(yīng)力YS的增加量不穩(wěn)定，所以還不能將鋼板厚度降低到如此之薄，以致能對(duì)現(xiàn)在所期望的汽車部件輕質(zhì)化有所貢獻(xiàn)。
更且，在制造板厚2.0mm以下的薄鋼板時(shí)也有這樣的問題，即在熱軋工序中鋼板的形狀不良，因此，將此鋼板沖壓成型也顯著地困難。
本發(fā)明的目的是提供如下高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法，該鋼板及其制造方法打破歷來上述技術(shù)的界限，可得具有高成型性和穩(wěn)定的質(zhì)量特性、成型為汽車部件后可得充分的汽車部件強(qiáng)度、能對(duì)汽車車體的輕質(zhì)化有充分貢獻(xiàn)的、應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板以及能將這些鋼板工業(yè)化地、廉價(jià)地而且形狀整齊地制造出來的制造方法。
發(fā)明的公開本發(fā)明人為解決上述課題，將成分和制造方法作了各種變化后制造成鋼板，并進(jìn)行了許多材質(zhì)評(píng)價(jià)實(shí)驗(yàn)。結(jié)果發(fā)現(xiàn)將在要求高加工性領(lǐng)域中歷來不大積極利用的N作為強(qiáng)化元素，通過有效地利用作為該強(qiáng)化元素的N的作用所顯示出的大的應(yīng)變時(shí)效硬化現(xiàn)象，則可容易地兼得成型性的提高和成型后的高強(qiáng)度化。為了有利地有效利用由N所導(dǎo)致的應(yīng)變時(shí)效硬化現(xiàn)象，有必要使由N所導(dǎo)致的應(yīng)變時(shí)效硬化現(xiàn)象與汽車的涂漆烘烤條件和成型后的熱處理?xiàng)l件有利地結(jié)合起來。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)優(yōu)化熱軋條件并將鋼板的微觀組織和固溶N量控制在某個(gè)范圍是有效的。又，也發(fā)現(xiàn)為了使由N所致的應(yīng)變時(shí)效硬化現(xiàn)象穩(wěn)定地顯示，在鋼的組成方面，特別是按照N的含量來控制Al含量是重要的。
也即，通過用N作為強(qiáng)化元素，將成為關(guān)鍵元素的Al含量控制在適當(dāng)范圍，更將熱軋條件優(yōu)化調(diào)整并將微觀組織和固溶N最優(yōu)化，即可得到與歷來固溶強(qiáng)化型的C-Mn鋼板、析出強(qiáng)化鋼板(歷來所用鋼板)相比具有更優(yōu)異的并且具有成型性和應(yīng)變時(shí)效硬化性的鋼板(本發(fā)明鋼板)。
在評(píng)價(jià)烘烤硬化性時(shí)一般使用抗拉試驗(yàn)結(jié)果。歷來的鋼板在實(shí)際沖壓條件下使塑性變形時(shí)，在強(qiáng)度上發(fā)生大的波動(dòng)，因此，即使是用抗拉試驗(yàn)得出具有所期望的烘烤硬化性這樣的評(píng)價(jià)，也不能應(yīng)用于要求可靠性的部件上。與此相反，本發(fā)明鋼板中在實(shí)際沖壓條件下使其塑性變形時(shí)的強(qiáng)度的波動(dòng)小。更且，用抗拉試驗(yàn)所致的烘烤硬化性的評(píng)價(jià)值也比歷來鋼板為優(yōu)異。從此可知，如使用本發(fā)明鋼板，則可得到穩(wěn)定的部件強(qiáng)度特性。
對(duì)汽車車體用的熱軋薄鋼板要求其具有嚴(yán)格的形狀和尺寸精度。在制造本發(fā)明鋼板的熱軋工序中，由于應(yīng)用最近已實(shí)用化的連續(xù)軋制技術(shù)，可知，更加大幅度提高形狀和尺寸精度。更且，還可知，由于使被軋材料部分地加熱或冷卻而將寬度方向和縱方向上的溫度分布均勻化，從而大幅度地減低材質(zhì)的參差。
本發(fā)明就是基于這些知識(shí)而完成的，其要旨如下(1)應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于該鋼板具有如下組成以mass％計(jì)，含有C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，而且N(mass％)/Al(mass％)為0.3％以上和固溶狀態(tài)的N為0.0010％以上，余量是Fe和不可避免的雜質(zhì)。
(2)應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度為440 MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于具有如下組成和組織，該組成為以mass％計(jì)含有C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、N(mass％)/Al(mass％)在0.3％以上、固溶狀態(tài)的N在0.0010％以上，余量是Fe和不可避免的雜質(zhì)；該組織為具有含平均結(jié)晶粒徑在10μm以下的鐵素體相以面積率計(jì)為50％以上。
(3)按以上(2)所述的鋼板，其特征在于上述組成含有以mass％計(jì)的下述a組～d組中的1組或2組以上a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上共計(jì)為1.0％以下；b組Nb、Ti、V中的1種或2種以上共計(jì)為0.1％以下；c組B為0.0030％以下；d組Ca、REM中的1種或2種共計(jì)為0.0010～0.010％。
(4)根據(jù)以上(2)或(3)中所記載的鋼板，其特征在于所述高強(qiáng)度熱軋鋼板的厚度在4.0mm以下。
(5)高強(qiáng)度熱軋鍍覆鋼板，其特征在于由在(2)～(4)的任一項(xiàng)所述的鋼板上施加電鍍或熱浸鍍制成。
(6)應(yīng)變時(shí)效硬化性優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度440 MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于將具有組成為以mass％計(jì)，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％；或還含有下述a組～d組之1組或2組以上，且N(mass％)/Al(mass％)為0.3以上的扁鋼錠加熱1000℃以上后，進(jìn)行粗軋作成薄板坯，將該薄板坯在使精軋輸出側(cè)溫度設(shè)定為800℃以上進(jìn)行精軋，然后在0.5秒內(nèi)以20℃/s以上的冷卻速度冷卻，在650℃以下的溫度下卷繞，a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上共計(jì)含有1.0％以下；b組Nb、Ti、V中的1種或2種以上共計(jì)含有0.1％以下；c組含有B0.0030％以下；d組Ca、REM中的1種或2種共計(jì)含有0.0010～0.010％。
(7)按照(6)項(xiàng)所述的方法，其特征在于在卷繞后通過光整冷軋、矯直加工中任一方或雙方進(jìn)行延伸率為1.5～10％的加工。
(8)按照(6)或(7)所述方法，其特征在于在所述粗軋和精軋之間，將前后相鄰的薄板坯接合。
(9)按照(6)～(8)的任一項(xiàng)所述的方法，其特征在于在上述粗軋與上述精軋之間，使用將薄板坯橫向端部加熱的薄板坯邊緣加熱器、將薄板坯縱向端部加熱的薄板坯加熱器中任一方或雙方。
(10)BH80 MPa以上、ΔTS40 MPa以上的應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的、抗拉強(qiáng)度440 MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于它具有如下組成和組織，該組成為，以mass％計(jì)，含有C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、N(mass％)/Al(mass％)為0.3以上、固溶狀態(tài)的N為0.0010％以上，其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；該組織為，含有平均結(jié)晶粒徑為10μm以下的鐵素體相以面積率計(jì)為70％以上，而且含有馬氏體相以面積率計(jì)為5％以上。
(11)BH80 MPa以上、ΔTS40 MPa以上的應(yīng)變時(shí)效硬化性優(yōu)異的、抗拉強(qiáng)度440 MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于將具有以mass％計(jì)，含有C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％或還含有如下a組～d組中的1組或2組以上、且N(mass％)/Al(mass％)為0.3以上構(gòu)成的組成的扁鋼坯加熱到1000℃以上之后進(jìn)行粗軋制成薄板坯，再將該薄板坯在精軋輸出側(cè)溫度設(shè)定為800℃以上進(jìn)行精軋后，在0.5秒以內(nèi)以20℃/s以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在450℃以下卷繞。
a組含Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上共計(jì)1.0％以下；b組含Nb、Ti、V中的1種或2種以上共計(jì)0.1％以下；
c組含B在0.0030％以下；d組含Ca、REM中的1種或2種共計(jì)0.0010～0.010％。
(12)應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于它具有如下組成和組織，所述組成為以mass％計(jì)，含有C0.03～0.1％、Si2.0％以下、Mn1.0～3.0％、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、并且還含有Nb超過0.02％～0.1％、V超過0.02％～0.1％中的1種或2種共計(jì)0.1％以下，而且N(mass％)/Al(mass％)在0.3以上，固溶狀態(tài)的N在0.0010％以上，析出Nb和析出V共計(jì)是0.015％以上，其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成；所述組織為含有平均結(jié)晶粒徑10μm以下的鐵素體相以面積率計(jì)在80％以上，由Nb碳氮化物或V碳氮化物組成的析出物的平均粒徑為0.05μm以下。
(13)應(yīng)變時(shí)效硬化性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于將具有以mass％計(jì)，含C0.03～0.1％、Si2.0％以下、Mn1.0～3.0％、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，還含有Nb超過0.02％～0.1％、V超過0.02％～0.1％中的1種或2種共計(jì)0.1％以下，其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的鋼扁坯加熱到1100℃后進(jìn)行粗軋，制成薄板坯，將該薄板坯在使精軋輸出側(cè)溫度設(shè)定為800℃以上進(jìn)行精軋，然后在0.5秒以內(nèi)以40℃/s以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，在550℃～650℃的溫度范圍內(nèi)卷繞。
附圖的簡(jiǎn)單說明附

圖1是將本發(fā)明例與比較例的BH(變形應(yīng)力的增加量)對(duì)比所示的曲線。
附圖2是本發(fā)明例和比較例的ΔTS(拉拉強(qiáng)度的增加量)對(duì)比所示的曲線。
為實(shí)施發(fā)明的最佳形態(tài)首先，就本發(fā)明中鋼的化學(xué)組成加以說明。再者，以下各成分含量(％)全部指mass％。
C0.15％以下C是增加鋼板強(qiáng)度的元素，從確保所期望的強(qiáng)度的觀點(diǎn)看來，含有0.005％以上者令人滿意。又，為了抑制晶粒的粗大化也以含有0.005％以上者令人滿意。另一方面，如C超過0.15％時(shí)，則產(chǎn)生如下問題①鋼中碳化物的百分率過高，鋼板的延性顯著地下降，因此，成型性降級(jí)；②可點(diǎn)焊性、可電弧焊性等顯著降低；③在幅寬而厚度薄的鋼板的熱軋中，在奧氏體低溫區(qū)域以下，其變形阻力顯著增加，軋制負(fù)荷急劇上升，因此難以軋制。故將C規(guī)定在0.15％以下。再者，從提高成型性觀點(diǎn)看來，以0.08％以下為宜，在良好的延性特別重要的用途上，在0.05％以下更令人滿意。
但是，在本發(fā)明中，當(dāng)使Nb超過0.02％～0.1％、V大于0.02％～0.1％中的1種或2種共計(jì)含有0.1％以下時(shí)，C在0.03～0.1％為宜。C是提高鋼板強(qiáng)度的元素，從確保由于Nb、V的碳氮化物(析出物)的形成而得到所期望強(qiáng)度的觀點(diǎn)看來，以含有0.03％以上為宜。又，為抑制晶粒粗大化也以含有0.03％以上者為令人滿意。另一方面，如下所述那樣，為使Nb、V的碳氮化物微細(xì)地析出，在熱軋終了后，使該碳氮化物在鐵素體相中析出是必要的。此時(shí)，如果C超過0.1％，則在熱軋中形成粗大的碳氮化物，導(dǎo)致鋼板強(qiáng)度下降，因此，C規(guī)定在0.1％以下。
Si2.0％以下硅是不使鋼的延性顯著下降而能使鋼板高強(qiáng)度化的元素。反之，由于使Ar3相變點(diǎn)大為提高，因此有使在軋制時(shí)產(chǎn)生大量鐵素體相的傾向。也有使表面性狀、表面光澤降級(jí)的不良作用，為了使上述高強(qiáng)度化效果顯著提高，Si在0.1％以上為令人滿意。又，如Si在2.0％以下，則可通過調(diào)整同時(shí)添加的Mn量來抑制相變點(diǎn)的顯著上升，并且也可確保良好的表面性狀。因此，將Si規(guī)定在2.0％以下。再者，當(dāng)想要確保在TS 500MPa的超級(jí)強(qiáng)度下的高延性，從強(qiáng)度和延性的平衡的觀點(diǎn)看來，在0.3％以上為宜。
Mn3.0％以下Mn有降低Ar3相變點(diǎn)的作用，可與上述Si的提高相變點(diǎn)的作用相對(duì)抗。它是防止由于S所致熱脆裂的有效元素，從防止熱脆裂的觀點(diǎn)看來，Mn應(yīng)根據(jù)S量進(jìn)行添加。由于Mn有細(xì)化晶粒的效果，所以希望積極地添加而利于材質(zhì)的改善。從穩(wěn)定地固定S的觀點(diǎn)看來，希望添加0.2％程度以上的Mn，更為滿足TS 500MPa級(jí)的強(qiáng)度要求，以1.2％以上為宜，在1.5％以上更好。將Mn量提高到這樣的水平時(shí)，可減低因熱軋條件的變動(dòng)所致鋼板的機(jī)械性能和應(yīng)變時(shí)效硬化特性的參差，因此，它在穩(wěn)定質(zhì)量上是有效的。
然而，如Mn超過3％，則產(chǎn)生如下問題①盡管詳細(xì)的機(jī)理尚不清楚，但它有增加鋼板的熱變形阻力的傾向；②在可焊性和焊接區(qū)的成型性上也顯出使其惡化的傾向；③由于顯著地抑制鐵素體的生成而使延性降低。為此，宜將Mn限制在3.0％以下。再者，在要求更良好的耐腐蝕性和成型性的用途上，希望在2.5％以下。
又，在板厚特別薄的制品方面，由于質(zhì)量和形狀因相變點(diǎn)的變動(dòng)而敏感地變動(dòng)，故使由于Mn所致降低相變點(diǎn)的作用與由Si所致提高相變點(diǎn)的作用嚴(yán)格地互相平衡是重要的。從此觀點(diǎn)看來，當(dāng)汽車車體用的板厚在4.0mm程度以下的范圍時(shí)，宜將Mn/Si(Mn量與Si量之比)規(guī)定在3以上。
但是，在本發(fā)明中，當(dāng)使Nb超過0.2％～0.1％、V超過0.02％～0.1％中的1種或2種共計(jì)含有0.1％以下時(shí)，Mn在1.0～3.0％為宜。如果Mn量小于1.0％，則Ar3相變點(diǎn)上升，在高溫的鐵素體區(qū)域內(nèi)的碳氮化物顯著地形成，則由于碳氮化物的粗大化，而難以確保所期望的強(qiáng)度。為此，Mn的添加必須在1.0％以上。
P0.08％以下P，雖在作為鋼的固溶強(qiáng)化元素方面是有用的，但如過度地含有時(shí)，則使鋼脆化，更使鋼板的拉伸翻邊加工性惡化。又，它在鋼中偏析的傾向強(qiáng)，因此，使焊接區(qū)也脆化，故規(guī)定在0.08％以下。再者，當(dāng)拉伸翻邊加工性和焊接區(qū)的韌性被認(rèn)為特別重要時(shí)，以0.04％以下為令人滿意。
S0.02％以下S作為夾雜物而存在，它是使鋼板延性降低、更使耐蝕性降低的元素，因此，將其限制在0.02％以下。特別在要求良好加工性的用途上，希望為0.015％。當(dāng)對(duì)于對(duì)S量特別敏感的拉伸翻邊性要求的水平高時(shí)，以0.008％以下為令人滿意。又，盡管其詳細(xì)機(jī)理尚不明了，但是如將S減低到0.008％以下，則熱軋鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化特性有高水平穩(wěn)定的傾向，因此，從此觀點(diǎn)出發(fā)以0.008％以下為令人滿意。
Al0.02％以下Al是作為鋼的脫氧元素而添加的，它是提高鋼的凈化度的有效元素，在鋼的組織細(xì)化上也希望添加它。然而，如添加過剩的鋁，則產(chǎn)生如下問題①鋼板的表面性狀變壞；②在本發(fā)明中使重要的固溶N減少；③即使能確保固溶N，如Al超過0.02％，則由制造條件的變動(dòng)所致應(yīng)變時(shí)效硬化性的參差變大。為此，Al被限制于0.02％以下。再者，從材質(zhì)穩(wěn)定性的觀點(diǎn)看來，0.001～0.016％更令人滿意。
N0.0050～0.0250％N在本發(fā)明中是最重要的成分元素。也即，通過適量添加N來控制制造條件，就能確保在母板(熱軋狀態(tài))中有所需而且足夠量的固溶狀態(tài)的N。因此，能充分發(fā)揮由于固溶強(qiáng)化和應(yīng)變時(shí)效硬化所致的強(qiáng)度(YS，TS)上升效果，使TS 440MPa以上、BH 80MPa以上、ΔTS40MPa以上這樣的本發(fā)明鋼板的性質(zhì)要件穩(wěn)定地得到滿足。又，N有降低鋼的Ar3相變點(diǎn)的作用。在熱軋時(shí)能防止將溫度易于下降的薄鋼板在比Ar3相變點(diǎn)低的溫度下軋制，因此，在作業(yè)穩(wěn)定上是有用的。
當(dāng)N小于0.0050％時(shí)，不能穩(wěn)定地得到上述強(qiáng)度上升的效果。另一方面，如N超過0.0250％時(shí)，則鋼板內(nèi)部缺陷的發(fā)生率高，同時(shí)，連續(xù)鑄造時(shí)的扁錠裂紋經(jīng)常發(fā)生。因此，將N規(guī)定在0.0050～0.0250％。從考慮制造工序整體的材質(zhì)穩(wěn)定性和生產(chǎn)率的提高的觀點(diǎn)看來，以0.0070～0.0170％更令人滿意。再有，如在本發(fā)明的N量范圍內(nèi)，則對(duì)焊接性的不良影響完全不存在。
又，即使添加N，如是在本發(fā)明范圍內(nèi)，則鋼板制造時(shí)的熱軋變形阻力幾乎不增加。可知在制造薄的高強(qiáng)度熱軋鋼板上利用由N所致的強(qiáng)化是極為有利的。
固溶狀態(tài)的N0.0010％以上為了在母板上確保充分的強(qiáng)度，更充分發(fā)揮由于N所致的應(yīng)變時(shí)效硬化，也即將BH規(guī)定在80MPa以上，而且將ΔTS規(guī)定在40MPa以上，在鋼中呈固溶狀態(tài)的N(以下略記為固溶N)存在0.0010％以上是必要的。這里，固溶N量是從鋼中的總N量減去析出N量而求得的。作為析出N的萃取法，也即作為溶解基鐵的方法有酸分解法、鹵素法和電解法。就這些溶解基鐵的方法來說，經(jīng)本發(fā)明人比較研究的結(jié)果，得知電解法最為優(yōu)異。電解法并不分解碳化物、氮化物等的極為不穩(wěn)定的析出物，而僅能將基鐵穩(wěn)定地溶解。因此，在本發(fā)明中通過用電解法將基鐵溶解來萃取析出N。作為電解液使用乙酰丙酮系，用恒電位電解。將用以上電解法萃取出來的殘?jiān)瘜W(xué)分析，求得殘?jiān)械腘量，將其作為析出N量。
再者，為了達(dá)到高的BH、ΔTS，固溶N宜在0.0020％以上；為了達(dá)到更高的BH、ΔTS，固溶N宜在0.0030％以上為優(yōu)選。
N/Al(N量與Al量之比)0.3以上如上所述，為了不受制造條件的影響而穩(wěn)定地使固溶N殘留0.0010％以上，必須將作為強(qiáng)力固定N的元素的Al量限制在0.02％以下。在本發(fā)明的組成范圍內(nèi)，就廣范圍地改變N量和Al量組合的鋼探索了熱軋后的固溶N為0.0010％以上的條件，結(jié)果得知規(guī)定N/Al為0.3以上是必要的。更得知將精軋后的冷卻條件和卷繞溫度條件規(guī)定為后述的范圍是必要的。因此，將Al量限制到N/0.3以下。
a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上共計(jì)含1.0％以下a組的元素Cu、Ni、Cr、Mo都能對(duì)鋼板強(qiáng)度提高有貢獻(xiàn)，因此，可適宜地單獨(dú)添加或復(fù)合添加。然而，如量過多時(shí)，則帶來熱變形阻力的增加；化學(xué)處理性和廣義的表面處理特性的惡化；由于焊接區(qū)的硬化所致的焊接區(qū)成型性下降等，因此，a組的總量以1.0％以下為宜。
b組Nb、Ti、V中的1種或2種以上，共計(jì)含0.1％以下b組的元素Nb、Ti、V均對(duì)晶粒的微細(xì)化和均勻化有貢獻(xiàn)，因此可適宜地單獨(dú)添加或復(fù)合添加。然而，如其量過多，則可帶來熱變形阻力的增加；化學(xué)處理性和涂裝性等廣義的表面處理特性的惡化；由于焊接區(qū)的硬化所致焊接區(qū)成型性的下降等，因此，b組的總量以0.1％以下為宜。
c組含B 0.0030％以下c組的元素B具有使鋼的淬透性提高的效果。可在將除鐵素體以外的組織相變?yōu)榈蜏叵嘧兿?，敵在使增加鋼?qiáng)度的目的下適當(dāng)?shù)靥砑?。然而，如量過多時(shí)，則作為BN而析出，不能確保固溶N，因此，在添加時(shí)必須規(guī)定B在0.0030％以下。
d組Ca、REM中的1種或2種共計(jì)含0.0010～0.010％d組的元素Ca、REM分別在控制夾雜物形態(tài)上發(fā)揮作用。特別是有拉伸翻邊成型性要求時(shí)，宜單獨(dú)添加或復(fù)合添加。在添加時(shí)如其總量不足0.0010％，則缺乏控制效果；另一方面，如總量超過0.010％時(shí)，表面缺陷的發(fā)生就明顯起來。因此，d組的總量宜在0.0010～0.010％的范圍內(nèi)添加。
在本發(fā)明中添加Nb、V時(shí)，希望Nb超過0.02％～0.1％、V超過0.02％～0.1％中的1種或2種共計(jì)含0.1％以下。
Nb、V在本發(fā)明中是重要的成分元素。通過適量添加并將制造條件控制在后述條件，則可形成恰當(dāng)量的極細(xì)微的碳氮化物；可以確保所期望的強(qiáng)度和顯著提高屈服比。因此，顯著提高耐疲勞特性和耐沖擊特性。更且，Nb、V的微細(xì)碳氮化物對(duì)于應(yīng)變時(shí)效硬化特性的提高、鐵素體晶粒的微細(xì)化和均勻化也是有益的。Nb或V的添加量(＝添加成分在鋼中的濃度)為0.02％以下時(shí)，其效果小，因此，規(guī)定Nb或V的添加量為超過0.02％。
另一方面，當(dāng)Nb、V的添加量(如是復(fù)合添加則是它們的總量)超過0.1％時(shí)，則造成①熱變形阻力的增加；②化學(xué)處理性和涂裝性等的表面處理性的惡化；③由于焊接區(qū)的硬化所致焊接區(qū)成型性下降等，因此，Nb和V的添加量(如是復(fù)合則為其總量)規(guī)定為0.1％以下。
析出Nb和析出V的總量在0.015％以上由于Nb、V作為微細(xì)的碳氮化物而析出，所以對(duì)強(qiáng)度的提高和應(yīng)變時(shí)效硬化特性的提高有用。又，作為碳氮化物存在的Nb或V的量，當(dāng)復(fù)合添加時(shí)，它們的總量如少于0.015％，則上述的強(qiáng)度提高效果和應(yīng)變時(shí)效硬化特性的提高效果不能充分發(fā)揮。在本發(fā)明鋼的組成中，由于Nb、V的析出的總量大致是作為碳氮化物而析出的，因此，作為Nb、V的碳氮化物存在的Nb量、V量是分別通過測(cè)定析出Nb量、析出V量而求得的。為此，將析出Nb量和析出V量的總量限定于0.015％以上。這里，析出Nb量和析出V量用上述的電解法萃取，求得殘?jiān)械腘b、V量，將其定為析出Nb、析出V。
其次，就鋼板的組織和機(jī)械性能加以說明。
鐵素體的面積率汽車用鋼板要求良好的加工性。作為汽車用鋼板，為保證其必要的延性，鐵素體相的面積率在50％以上為令人滿意。
再者，當(dāng)要求高強(qiáng)度時(shí)，規(guī)定鐵素體相的面積率小于50％；規(guī)定貝氏體相或馬氏體相在35％以上或者它們的總量在35％以上。由于構(gòu)成這樣的組織，容易得到作為鋼板抗拉特性的抗拉強(qiáng)度為780 MPa以上的鋼板。此時(shí)，即使是汽車專用鋼板也以用于強(qiáng)度比延性更受重視的部位為宜。
當(dāng)要求良好的延性時(shí)，鐵素體相的面積率宜在70％以上；當(dāng)要求更為良好的延性時(shí)，鐵素體相的面積率在80％以上更好。這里作為鐵素體的不僅是通常意義的鐵素體(多邊形鐵素體)，而且也包括不含碳化物的貝氏體型鐵素體、針狀鐵素體。
再者，除鐵素體相以外的相，并無特別限制，但從提高強(qiáng)度觀點(diǎn)看來，貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體的各自單相或它們的混合相皆可。
鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑10μm以下作為本發(fā)明中的結(jié)晶粒徑是從以下兩種方法采用其中大者從截面組織照片根據(jù)ASTM所規(guī)定的求積法算出的值；用ASTM所規(guī)定的切斷法所求的公稱粒徑(例如梅本等熱處理24(1984)p.334)。
在本發(fā)明中確保在母板中的固溶N，但按照本發(fā)明人的實(shí)驗(yàn)和研究的結(jié)果看來，即使將固溶N量保持一定，如鐵素體的平均結(jié)晶粒徑超過10μm時(shí)，則也在應(yīng)變時(shí)效硬化特性上發(fā)生大的參差。盡管詳細(xì)的機(jī)理尚不明了，但可推定其理由是與合金元素向晶界的偏析和析出，更且與加工和熱處理對(duì)它們的影響有關(guān)。不管其理由如何，為了謀求應(yīng)變時(shí)效硬化特性的穩(wěn)定化，必須將鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑規(guī)定在10μm以下。再者，為了使BH和ΔTS更加改進(jìn)和穩(wěn)定，上述平均結(jié)晶粒徑在8μm以下為宜。
在本發(fā)明中，為使組織中含有馬氏體相(M相)時(shí)，希望M相的面積率在5％以上。在本發(fā)明中，在組織中使M相含有5％以上的面積率是有效的。因此，鋼板雖然強(qiáng)度高而且BH、ΔTS高，但仍具有良好的延性。當(dāng)M相面積率小于5％時(shí)，此效果不能充分得到。又，由于存在以面積率計(jì)為5％以上的馬氏體相，不但延性得到改進(jìn)，而且，屈服比＝Y(jié)S/TS也降低，特別是在微小的應(yīng)變區(qū)加工時(shí)，形狀固定性的改善效果顯著。
從延性和低屈服比的觀點(diǎn)出發(fā)，M相的面積率小于35％令人滿意，更好是7～20％。此時(shí)，在本發(fā)明鋼板中，除鐵素體和馬氏體以外，如果貝氏體、珠光體相等只要有幾％左右的面積率，含于組織中也可以。
另一方面，從高強(qiáng)度化的觀點(diǎn)看來，M相面積率以35％以上令人滿意；或者M(jìn)相和貝氏體相總計(jì)在35％以上也令人滿意。此時(shí)的組織構(gòu)成除鐵素體、貝氏體、馬氏體相之外，也可含有幾％左右的珠光體相、殘余奧氏體相。
在本發(fā)明中，當(dāng)添加Nb、V時(shí)，希望由Nb碳氮化物或V碳氮化物所組成的析出物的平均粒徑為0.05μm以下。由于Nb或V的碳氮化物有益于強(qiáng)度提高和應(yīng)變時(shí)效硬化特性的提高，所以碳氮化物微細(xì)地析出是必要的。當(dāng)碳氮化物的平均粒徑比0.05μm粗大時(shí)，這些效果顯示不出來，所以將碳氮化物的平均粒徑規(guī)定在0.05μm以下。
再者，當(dāng)測(cè)定Nb、V的碳氮化物粒徑時(shí)，通過用薄膜的透過電子顯微鏡觀察，在倍率為10萬倍下至少觀察20個(gè)視野。就所觀察到的析出物用能量-色散型X射線分析裝置(EDX)鑒定Nb、V的碳氮化物。將所鑒定的Nb、V的碳氮化物的短徑、長(zhǎng)徑之和的1/2作為粒徑，就視野內(nèi)所有的Nb、V的碳氮化物測(cè)定其粒徑，取其總和的平均作為平均粒徑。
抗拉強(qiáng)度(TS)440 MPa以上用于汽車車體的結(jié)構(gòu)部件的鋼板必須具有440 MPa以上的TS。更且，用于要求強(qiáng)度的結(jié)構(gòu)部件的鋼板必須具有540 MPa以上的TS。
應(yīng)變時(shí)效硬化特性在本發(fā)明中所謂“應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異”是指如前所述，在拉伸應(yīng)變5％的預(yù)變形(給予預(yù)應(yīng)變)后、在170℃的溫度下保持20分鐘這樣的條件下進(jìn)行應(yīng)變時(shí)效處理時(shí)，上述時(shí)效處理前后的變形應(yīng)力增加量(記作BH；BH＝時(shí)效處理后的屈服應(yīng)力-時(shí)效處理前的預(yù)變形應(yīng)力)在80 MPa以上；而且上述應(yīng)變時(shí)效處理(上述預(yù)變形+上述時(shí)效處理)前后的抗拉強(qiáng)度增加量(記作ΔTS；ΔTS＝時(shí)效處理后的抗拉強(qiáng)度-預(yù)變形前的抗拉強(qiáng)度)在40 MPa以上。
拉伸應(yīng)變5％的預(yù)變形在規(guī)定應(yīng)變時(shí)效硬化特性時(shí)，預(yù)應(yīng)變(預(yù)變形)量是重要的因子。本發(fā)明人假定適用于汽車用鋼板的變形方式，就預(yù)應(yīng)變量對(duì)應(yīng)變時(shí)效硬化特性的影響作了研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)①除去極深的深沖加工的場(chǎng)合以外，在上述變形方式中的變形應(yīng)力大致可歸結(jié)為相當(dāng)于單軸應(yīng)變(拉伸應(yīng)變)量；②在實(shí)際部件中，相當(dāng)此單軸應(yīng)變量大致超過5％；③部件強(qiáng)度(實(shí)際部件的強(qiáng)度)與經(jīng)預(yù)應(yīng)變5％的應(yīng)變時(shí)效處理后所得的強(qiáng)度有良好的對(duì)應(yīng)關(guān)系?；诖酥R(shí)，在本發(fā)明中確定了應(yīng)變時(shí)效處理的預(yù)變形定為5％的拉伸應(yīng)變。
時(shí)效處理?xiàng)l件(加熱溫度)170℃×(保溫時(shí)間)20分鐘歷來的涂裝烘烤處理?xiàng)l件將170℃×20分鐘作為標(biāo)準(zhǔn)采用。為此，規(guī)定了將170℃×20分鐘作為時(shí)效處理?xiàng)l件。再者，當(dāng)對(duì)含有大量固溶N的本發(fā)明鋼板施加5％以上的應(yīng)變時(shí)，用更低溫度的處理也能硬化。換言之，可將時(shí)效條件規(guī)定得更寬些。又，一般，為了增加硬化量，只要不致軟化，通過更高溫度長(zhǎng)時(shí)間地保持是有利的。
具體言之，在本發(fā)明鋼板中，預(yù)變形后硬化顯著的加熱溫度的下限大約在100℃。另一方面，如加熱溫度超過300℃，則硬化達(dá)到頂點(diǎn)；反之，當(dāng)加熱溫度在400℃以上時(shí)，除了出現(xiàn)稍軟化傾向外，熱應(yīng)變和回火色的發(fā)生變得顯著起來。又，關(guān)于保溫時(shí)間，當(dāng)加熱溫度為200℃左右時(shí)，如果規(guī)定在約30秒鐘左右以上，即可達(dá)到充分的硬化。為了得到更大而穩(wěn)定的硬化，保溫時(shí)間在60秒鐘以上可令人滿意。然而，即使超過20分鐘保溫也不能更加硬化，反而，生產(chǎn)效率降低，故在實(shí)用上無益。
從以上理由可知，在使用本發(fā)明鋼時(shí)，在加工之后，將時(shí)效處理?xiàng)l件的加熱溫度規(guī)定為100～300℃；將保溫時(shí)間規(guī)定為30秒～20分鐘是令人滿意的。在本發(fā)明中，還有如下的優(yōu)點(diǎn)即使在歷來的涂裝烘烤型鋼板上不能達(dá)到充分硬化的低溫加熱和短時(shí)間保溫的時(shí)效處理?xiàng)l件下，也能得到大的硬化。再者，加熱的方法并無特別限制，除了通過采用通常涂裝烘烤爐所得的氣氖氣下加熱之外，例如還可滿意地使用感應(yīng)加熱和用無氧化焰、激光束、等離子體等的加熱方法中的任一方法。
HB80 MPa以上、ΔTS40 MPa以上汽車部件的強(qiáng)度必須能抗從外部來的復(fù)雜的應(yīng)力負(fù)荷。為此，原料鋼板不僅在小的應(yīng)變區(qū)域的強(qiáng)度特性，而且在大的應(yīng)變區(qū)域的強(qiáng)度特性也是重要的。本發(fā)明人鑒于此點(diǎn)，將要作為汽車部件原料鋼板的、本發(fā)明鋼板的BH限制在80 MPa以上，同時(shí)將ΔTS限制在40 MPa以上。更好是BH在100 MPa以上；ΔTS在50 MPa以上。再者，以上的限制范圍是在施加5％預(yù)應(yīng)變后170℃×20分鐘的時(shí)效處理這樣的條件下規(guī)定的BH、ΔTS。也可通過將時(shí)效處理的加熱溫度設(shè)于更高溫度一側(cè)，和/或?qū)⒈貢r(shí)間設(shè)定于更長(zhǎng)時(shí)間來增加BH和ΔTS。
又，本發(fā)明鋼板在成型加工后，即使不進(jìn)行通過加熱所致的加速時(shí)效(人工時(shí)效)，僅在室溫下放置時(shí)，最低也可期待相當(dāng)于完全時(shí)效時(shí)的大約40％的強(qiáng)度增加。然而，另一方面，在未成型加工狀態(tài)下，即使在室溫下長(zhǎng)時(shí)間放置也可具有如下歷來不曾有的優(yōu)良特性不引起時(shí)效劣化(YS增加而E1(延伸率)下降的現(xiàn)象)。
但是，當(dāng)制品板厚超過4.0mm時(shí)，則本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)就喪失了，因?yàn)榧词故菤v來熱變形阻力大的鋼板也能容易地將其熱軋；并且如板厚超過4.0mm時(shí)很少用作汽車用鋼板。因此，本發(fā)明鋼板最好是板厚4.0mm以下者。
又，施加電鍍或熱浸鍍的本發(fā)明鋼板具有與鍍前相同程度的TS、BH、ΔTS。作為鍍覆的種類，電鍍鋅、熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅(鍍鋅層擴(kuò)散退火處理)、電鍍錫、電鍍鉻、電鍍鎳等中任一種皆好用。
其次，就本發(fā)明鋼板的制造方法加以說明。
本發(fā)明鋼板基本上是通過將由本發(fā)明范圍內(nèi)的組成構(gòu)成的扁鋼錠加熱后粗軋成薄板坯，將該薄板坯精軋后冷卻并卷繞的熱軋工序制造的。希望用可防止成分的大的宏觀偏析的連續(xù)鑄造法制造扁錠，但也可用澆鑄成錠法、薄扁錠連鑄法。又，除了將扁錠制造后一次冷到室溫并再度加熱的常用工藝外，也可用將不冷卻的熱扁錠直接插入加熱爐的方法；或稍作保溫后立即軋制的直送軋制法等的省能工藝。特別是，為了有效地確保固溶狀態(tài)的N，直送軋制法是有用的技術(shù)之一。
所規(guī)定的熱軋條件如下扁錠加熱溫度1000℃以上為了確保初期的固溶N量并滿足制品固溶N量的目標(biāo)(0.0010％以上)，將扁錠加熱溫度(記作SRT)規(guī)定在1000℃以上。再者，從避免伴隨著氧化重量的增加所致?lián)p失增大的觀點(diǎn)看來，SRT在1280℃以下為宜。將加熱后的扁錠軋成薄板坯的粗軋可用通常的方法。
粗軋后，對(duì)薄板坯進(jìn)行精軋，再有，在本發(fā)明中，在粗軋和精軋之間，以將前后相鄰的薄板坯彼此連接后連續(xù)地精軋為宜。作為連接的手段宜用熔化壓接對(duì)焊法、激光焊接法、電子束焊接法等。
因此，在精軋和其后冷卻中易于發(fā)生形狀變化的不確定部分(被處理材料的前端部和后端部)的比例減少；穩(wěn)定軋制長(zhǎng)度(在同一軋制條件下的可軋制的連續(xù)長(zhǎng)度)以及穩(wěn)定冷卻長(zhǎng)度(在張力下可冷卻的連續(xù)長(zhǎng)度)延長(zhǎng)；制品的形狀和尺寸精度以及合格率提高。又，對(duì)在歷來的薄板坯的每一單次軋制中由于軋材穿過軋機(jī)的通板性以及軋輥咬入軋件的咬入性問題而難以實(shí)施的薄而寬的薄板坯也可容易地實(shí)施潤(rùn)滑軋制，軋制負(fù)荷和輥?zhàn)颖砻鎵毫p低，結(jié)果輥?zhàn)拥膲勖娱L(zhǎng)。
又，在本發(fā)明中，在粗軋和精軋之間，宜使用將薄板坯橫向端部加熱的薄板坯邊緣加熱器、將薄板坯縱向端部加熱的薄板坯加熱器中任何一方或雙方，使薄板坯的寬度方向和縱向上的溫度分布均勻者為優(yōu)選。由此，可進(jìn)一步減少鋼板內(nèi)的材質(zhì)參差。宜使用感應(yīng)加熱方式的薄板坯邊緣加熱器、薄板坯加熱器。
使用順序是先行用薄板坯邊緣加熱器補(bǔ)償橫向上的溫度差。此時(shí)的加熱量也根據(jù)鋼的組成等而定，但優(yōu)選在精軋制輸出側(cè)的橫向溫度范圍設(shè)定在大致20℃以下。其次，用薄板坯加熱器補(bǔ)償縱向上的溫度差。此時(shí)的加熱量最好設(shè)定成，使縱向端部溫度比中央部溫度約高20℃。
精軋輸出側(cè)溫度800℃以上在精軋中，為了均勻而微細(xì)地調(diào)整鋼板的組織，將精軋輸出側(cè)溫度(記作FDT)設(shè)定在800℃以上。如果FDT小于800℃，則精軋溫度過低并且組織變得不均勻，有一部分加工組織殘留下來，在沖壓成型時(shí)發(fā)生各種問題的危險(xiǎn)性高。這種加工組織的殘留可用高溫卷繞來避免，但如進(jìn)行高溫卷繞，則粗大晶粒產(chǎn)生，強(qiáng)度下降，而且，固溶N也大大降低，因此，難以得到作為目標(biāo)的TS 440MPa。再者，為改善機(jī)械性能，希望FDT在820℃以上。
又，特別在精軋中，為減少熱加工時(shí)的負(fù)荷而進(jìn)行的潤(rùn)滑軋制對(duì)形狀和材質(zhì)的均勻化有效。在此情況下，摩擦系數(shù)在0.25～0.10范圍為令人滿意，而且，從熱軋的作業(yè)穩(wěn)定性的觀點(diǎn)來看，希望與上述連續(xù)軋制合并實(shí)施。
軋制后的冷卻軋制后0.5秒內(nèi)開始的冷卻速度為20℃/s以上的水冷在軋制終了后，立即(大致0.5秒以內(nèi))開始冷卻，該冷卻必須規(guī)定為使平均冷卻速度為20℃/s以上的急冷。如不能滿足這個(gè)重要條件，則晶粒過于長(zhǎng)大，達(dá)不到晶粒的微細(xì)化；又，由于因軋制導(dǎo)入的變形能所致AlN的析出過度，固溶N量缺乏。再者，從確保材質(zhì)和形狀均勻性的觀點(diǎn)出發(fā)，平均冷卻速度宜在300℃/s以下。
在本發(fā)明中，關(guān)于在組織中含有M相的面積率為5％以上時(shí)的冷卻模式，它可是通常進(jìn)行那樣的連續(xù)地冷卻，特別是為了控制冷卻中γ→α相轉(zhuǎn)變，有利于達(dá)到組織的2相分離，在700～800℃的溫度范圍內(nèi)，以1～5秒左右進(jìn)行10℃/s以下的緩冷(急冷的中斷)是有效的。但是，在該緩冷后再度以20℃/s以上進(jìn)行急冷是必要的。
卷繞溫度650℃以下隨著卷繞溫度(記作CT)的下降，鋼板強(qiáng)度增加，在CT 650℃以下可達(dá)到目標(biāo)TS 440MPa以上，所以規(guī)定CT在650℃以下。如果CT小于200℃，則鋼板形狀易于紊亂，產(chǎn)生在使用上不順利的危險(xiǎn)性高，所以，希望CT在200℃以上。又，從材質(zhì)均勻性方面看希望CT在300℃以上，更好是希望超過450℃的溫度。
就本發(fā)明中使在組織中含有以面積率計(jì)為5％的M相者來說，其卷繞溫度希望是450℃以下。隨著卷繞溫度的降低，鋼板強(qiáng)度增加，當(dāng)CT在450℃以下，組織微細(xì)化和M相的面積率達(dá)到5％以上，就可得到作為目標(biāo)的TS 440MPa以上，因此，將CT規(guī)定在450℃以下。而且，為穩(wěn)定地得到M相，40℃/s以上的速度令人滿意。再者，如果CT下降到100℃，則鋼板的形狀易于紊亂，產(chǎn)生在實(shí)用上不順利的危險(xiǎn)性高，因此，希望CT在100℃以上。又，從材質(zhì)均勻性來考慮，希望CT在150℃以上。
在本發(fā)明中，就添加Nb、V者而言，希望卷繞溫度為550℃～650℃。此時(shí)，當(dāng)卷繞溫度高于650℃時(shí)，Nb、V的碳氮化物變粗大，難以使其粒徑成為0.05μm以下，而且，鋼板的強(qiáng)度也下降。另一方面，當(dāng)CT低于550℃時(shí)，Nb、V的碳氮化物的析出受到抑制，不能確保預(yù)定量的碳氮化物。因此，將CT規(guī)定在550℃～650℃。
而且，在本發(fā)明中，在卷繞后，最好用光整冷軋、矯直加工中的任一方或雙方進(jìn)行延伸率1.5～10％的加工(熱軋后加工)。再者，光整冷軋的延伸率和光整冷軋的壓下率相等。
光整冷軋和矯直加工通常是為了調(diào)整粗糙度和矯正形狀而進(jìn)行的，但在本發(fā)明中，不僅為此，還有進(jìn)一步增加BH、ΔTS并穩(wěn)定化的效果。此效果在延伸率1.5％以上時(shí)明顯；但另一方面，在延伸率超過10％時(shí)，延性下降。因此，熱軋后加工希望在延伸率1.5～10％范圍內(nèi)進(jìn)行。再者，光整冷軋和矯直加工的加工模式不同(前者是軋制，后者是反復(fù)彎曲伸展)，但兩者的延伸率對(duì)本發(fā)明鋼板的應(yīng)變時(shí)效硬化特性的影響則大致相等。在本發(fā)明中，在熱軋后加工之前或之后也可進(jìn)行酸洗。
實(shí)施例1將具有表1所示組成的鋼在轉(zhuǎn)爐中熔制，用連續(xù)鑄造制成扁錠，按照表2所示條件將該扁錠熱軋，得到熱軋鋼板。再者，在精軋中不將薄板坯連接而個(gè)別地進(jìn)行串列式軋制。就所得熱軋鋼板研究了固溶N、顯微組織、抗拉特性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性以及由應(yīng)變時(shí)效處理所致的耐疲勞特性、耐沖擊特性的提高。
固溶N量用上述方法測(cè)定。
顯微組織是對(duì)除去C截面(與軋制方向成直交的截面)的板厚表層10％的部分，將腐蝕現(xiàn)出的組織的放大像作圖像解析后加以研究。
有關(guān)研究抗拉強(qiáng)度和應(yīng)變時(shí)效硬化特性的抗拉試驗(yàn)是用JIS 5號(hào)試片、按照J(rèn)ISZ 2241標(biāo)準(zhǔn)的方法進(jìn)行。
應(yīng)變時(shí)效處理?xiàng)l件定為，預(yù)應(yīng)變量5％；時(shí)效處理?xiàng)l件170℃×20分鐘。
耐疲勞特性用根據(jù)JISZ 2273標(biāo)準(zhǔn)的拉伸疲勞試驗(yàn)的疲勞極限進(jìn)行評(píng)價(jià)。
耐沖擊特性是根據(jù)《Journal of the Society of Materials ScienceJapan.47，10(1998)1058》中記載的快速拉伸試驗(yàn)方法，對(duì)在應(yīng)變速度2000/s下測(cè)定的應(yīng)力-應(yīng)變曲線在應(yīng)變0～30％范圍內(nèi)將應(yīng)力積分求得吸收能，以該吸收能進(jìn)行評(píng)價(jià)。
結(jié)果如表3所示。在本發(fā)明例中，顯示比比較例格外高的BH、ΔTS；由應(yīng)變時(shí)效處理所致的耐疲勞特性、耐沖擊特性的提高余量也比比較例大。
再者，在No.C、D的鋼板上施加熱浸鍍鋅所制造的鍍鋅鋼板，其特性與鍍鋅前大致相同。鍍覆處理是在熱浸鍍鋅浴中將鋼板浸漬進(jìn)行的，將浸漬的鋼板提出后用噴氣擦拭來調(diào)整單位面積的鋅重量。鍍覆處理的條件是板溫度475℃、鍍?cè)?.13％Al-Zn、浴溫475℃、浸漬時(shí)間3秒、單位面積重量45g/m2。
實(shí)施例2將表4所示組成的鋼用與實(shí)施例1同樣的方法制成扁錠，將該扁錠用表5所示的條件熱軋，得到其平均冷卻速度大為不同的熱軋鋼板(板厚1.6mm)。此時(shí)，在精軋中，在其進(jìn)輥側(cè)將前后相鄰的25mm厚的薄板坯以熔融壓接對(duì)焊方法接合。再連續(xù)地進(jìn)行串列式軋制。又，在粗軋和精軋之間，使用以感應(yīng)加熱方式的薄板坯邊緣加熱器和薄板坯加熱器將薄板坯的溫度進(jìn)行調(diào)整。對(duì)所得的熱軋鋼板進(jìn)行與實(shí)施例1同樣的研究。
結(jié)果示于表6?？芍我环N鋼的應(yīng)變時(shí)效硬化特性都穩(wěn)定在高品位上。還在該實(shí)施例2中，通過連續(xù)軋制和調(diào)整薄板坯溫度，使板厚精度和形狀比實(shí)施例1更提高。而且，由于將前后的薄板坯接合并使精軋連續(xù)化，因此，使一長(zhǎng)條薄板坯的軋制條件、冷卻條件在整個(gè)縱向全長(zhǎng)上能均勻，結(jié)果可確認(rèn)在鋼板全長(zhǎng)上具有穩(wěn)定的應(yīng)變時(shí)效硬化特性。
實(shí)施例3就表3的No.A、N、J的鋼板規(guī)定其預(yù)應(yīng)變量5％，將時(shí)效處理?xiàng)l件作各種變化后再研究其BH(變形應(yīng)力增加量)、ΔTS(抗拉強(qiáng)度增加量)。并將其結(jié)果示于圖1、圖2中。在本發(fā)明例(A、N)中，用低溫和短時(shí)間的時(shí)效處理，可使其有比比較例(J)格外大的硬化，可知本發(fā)明鋼板具有優(yōu)異的應(yīng)變時(shí)效硬化特性。又可知本發(fā)明例A、N在100～300℃×30秒～20分鐘這樣寬廣范圍的應(yīng)變時(shí)效處理?xiàng)l件下具有優(yōu)異的應(yīng)變時(shí)效硬化特性。
實(shí)施例4將表7、表8所示組成的鋼用轉(zhuǎn)爐熔制，通過連續(xù)鑄造得到扁錠，將該扁錠用表9、表10所示的條件熱軋，得到熱軋鋼板。就所得熱軋鋼板研究固溶N、顯微組織、抗拉特性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性以及應(yīng)變時(shí)效處理所致耐疲勞特性、耐沖擊特性的提高余量。
固溶N量用前述的方法測(cè)定。
顯微組織就C截面(與軋制方向直交的截面)的板厚中心，將腐蝕顯示組織的放大像作圖像分析后研究。
有關(guān)抗拉特性和應(yīng)變時(shí)效硬化特性研究的抗拉試驗(yàn)用JIS 5號(hào)試片、根據(jù)JISZ 2241標(biāo)準(zhǔn)的方法進(jìn)行。
應(yīng)變時(shí)效處理?xiàng)l件規(guī)定，預(yù)應(yīng)變量5％；時(shí)效處理?xiàng)l件170℃×20分鐘。
用前述實(shí)施例1所述方法評(píng)價(jià)耐疲勞特性和耐沖擊特性。
結(jié)果如表11、表12所示。在本發(fā)明例中，比比較例顯示格外高的BH、ΔTS，又，由于應(yīng)變時(shí)效處理所致的耐疲勞特性、耐沖擊特性的提高余量也比比較例大。
再者，對(duì)No.C、D的鋼板施以熱浸鍍鋅后所制的鍍覆鋼板的特性在鍍前和鍍后大致同等程度。鍍覆處理是將鋼板浸漬于熱浸鍍鋅浴中進(jìn)行，將浸漬過的鋼板提上來后以噴氣擦拭調(diào)整單位面積上的鋅重量。鍍覆處理的條件是板溫度475℃、鍍?cè)?.13％ Al-Zn、浴溫475℃、浸漬時(shí)間3秒、單位面積重量45g/m2。
又，就表11、表12的No.A(本發(fā)明鋼)和No.O(比較鋼)來說，規(guī)定預(yù)應(yīng)變量5％，以表13中所示的時(shí)效處理?xiàng)l件測(cè)定BH和ΔTS。將結(jié)果合并示于表13。
從表13可知，本發(fā)明鋼No.A即使在100℃×30秒這樣的低溫和短時(shí)間的時(shí)效處理?xiàng)l件下，也顯示BH和ΔTS的值是大值。
實(shí)施例5將表14中所示組成的鋼在轉(zhuǎn)爐中熔制，通過連續(xù)鑄造制成扁錠，將該扁錠用表15所示條件熱軋，得到熱軋鋼板。再者，在精軋中，不將薄板坯接合而個(gè)別地進(jìn)行串列軋制。對(duì)所得熱軋鋼板研究固溶N、顯微組織、抗拉特性、應(yīng)變時(shí)效硬化特性以及由應(yīng)變時(shí)效處理所致的耐疲勞特性、耐沖擊特性的提高余量。
固溶N量和析出Nb量Nb*和析出V量V*用前述方法測(cè)定。
顯微組織的調(diào)研是就除去C截面(與軋制方向直交的截面)的板厚的表層10％的部分，將腐蝕顯出的組織放大像進(jìn)行圖像解析。又，用透射型電子顯微鏡和能量分散型X-射線分析裝置求得Nb、V碳氮化物的平均粒徑。
涉及研究抗拉特性和應(yīng)變時(shí)效硬化特性的抗拉試驗(yàn)使用JIS 5號(hào)試片，根據(jù)JISZ 2241的方法進(jìn)行的。
應(yīng)變時(shí)效處理?xiàng)l件規(guī)定預(yù)應(yīng)變量5％；時(shí)效處理?xiàng)l件170℃×20分鐘。
用前述實(shí)施例1中所記載的方法評(píng)價(jià)耐疲勞特性和耐沖擊特性。更為了評(píng)價(jià)與鋼板(應(yīng)變時(shí)效處理材料)的強(qiáng)度水平相對(duì)應(yīng)的耐沖擊特性和耐疲勞特性的優(yōu)劣，求得吸收能En(MJ/)對(duì)應(yīng)變時(shí)效硬化處理材料的抗拉強(qiáng)度TS(MPa)之比、En/TS(MJ/(MPa))以及疲勞極限σw(MPa)對(duì)應(yīng)變時(shí)效硬化處理材料的抗拉強(qiáng)度TS(MPa)之比σw/TS。
結(jié)果示于表16。本發(fā)明例中BH、ΔTS的值大，更兼?zhèn)淠推谔匦?、耐沖擊特性。又，En/TS、σw/TS的值大，與強(qiáng)度水平相同的比較鋼相比時(shí)，可以說是具有優(yōu)異的耐疲勞性、耐沖擊性。
再者，在C1的鋼板上施加熱浸鍍鋅所制鍍覆鋼板的特性與鍍覆前大致程度相同。再者，將鋼板在熱浸鍍鋅浴中浸漬來進(jìn)行鍍覆處理，將浸漬過的鋼板提上來后通過噴氣擦拭來調(diào)整單位面積的鋅重量。鍍覆條件是板溫度475℃、鍍覆浴0.13％ Al-Zn、浴溫475℃、浸漬時(shí)間3秒、單位面積重量45g/m2。
產(chǎn)業(yè)上利用的可能性本發(fā)明高強(qiáng)度熱軋鋼板由于適當(dāng)?shù)乩霉倘躈而具有TS 440 MPa以上的母板強(qiáng)度特性，在經(jīng)過應(yīng)變時(shí)效處理后，具有將BH 80MPa以上、ΔTS 40MPa以上性能穩(wěn)定發(fā)揮的應(yīng)變時(shí)效硬化特性，另外，在鍍覆后也具有同樣的性能，而且能形狀不紊亂地廉價(jià)地?zé)彳堉圃?，能將汽車部件用鋼板的板厚降到例?.0mm左右到1.6mm左右，能夠取得對(duì)推進(jìn)汽車車體輕質(zhì)化有大貢獻(xiàn)的優(yōu)良效果。
表1


(余量是Fe和不可避免的雜質(zhì))
表2




表3




表4


(余量是Fe和不可避免的雜質(zhì))表5


表6


表7


(余量是Fe和不可避免的雜質(zhì))
表8


(余量是Fe和不可避免的雜質(zhì))
表9


SRT扁錠加熱溫度 HCR將扁錠在溫?zé)釥顟B(tài)下(900℃以上)FDT精軋輸出側(cè)溫度插入加熱爐CT 卷繞溫度 JCR薄板坯接合和連續(xù)軋制Δt冷卻延遲時(shí)間 LV 卷繞后，矯直加工(延伸率2％)V 平均冷卻速度 SK 卷繞后，光整軋制(壓縮率1.0％)
表10


SRT扁錠加熱溫度HCR將扁錠在溫?zé)釥顟B(tài)下(900℃以上)FDT精軋輸出側(cè)溫度 插入加熱爐CT 卷繞溫度JCR薄板坯接合和連續(xù)軋制Δt冷卻延遲時(shí)間LV 卷繞后，矯直加工(延伸率2％)V 平均冷卻速度SK 卷繞后，光整軋制(壓縮率1.0％)
表11



F鐵素體、P珠光體、B貝氏體、M馬氏體Vα鐵素體相的面積率、d鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑、VM馬氏體相的面積率耐疲勞特性＝(應(yīng)變時(shí)效材料的疲勞極限)-(熱軋態(tài)材料的疲勞極限)耐沖擊特性＝(應(yīng)變時(shí)效材料的吸收能)/(熱軋態(tài)材料的吸收能)
表12



F鐵素體、P珠光體、B貝氏體、M馬氏體Vα鐵素體相的面積率、d鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑、VM馬氏體相的面積率耐疲勞特性＝(應(yīng)變時(shí)效材料的疲勞極限)-(熱軋態(tài)材料的疲勞極限)耐沖擊特性＝(應(yīng)變時(shí)效材料的吸收能)/(熱軋態(tài)材料的吸收能)
表13


表14


(余量是Fe和不可避免的雜質(zhì))
表15



表16




權(quán)利要求
1.一種應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于其具有以mass％計(jì)，含有C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、N(mass％)/Al(mass％)為0.3以上、固溶狀態(tài)的N為0.0010％以上，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成。
2.一種應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度為440 MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于其具有以下組成和組織，該組成為以mass％計(jì)，含有C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、N(mass％)/Al(mass％)在0.3以上、固溶狀態(tài)的N在0.0010％以上，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；該組織為含有平均結(jié)晶粒徑10μm以下的鐵素體相以面積率計(jì)為50％以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所記載的鋼板，其特征在于上述組成含有以mass％計(jì)的下述的a組～d組中的1組或2組以上，a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上合計(jì)含1.0％以下；b組Nb、Ti、V中的1種或2種以上合計(jì)含0.1％以下；c組含B為0.0030％以下；d組Ca、REM中的1種或2種合計(jì)含0.0010～0.010％。
4.根據(jù)權(quán)利要求2或3所記載的鋼板，其特征在于所述高強(qiáng)度熱軋鋼板的板厚在4.0mm以下。
5.一種高強(qiáng)度熱軋鍍覆鋼板，其特征在于由在權(quán)利要求2～4中任一項(xiàng)所記載的鋼板上施加電鍍或熱浸鍍制成。
6.一種應(yīng)變時(shí)效硬化性優(yōu)異的、抗拉強(qiáng)度440 MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于將具有以mass％計(jì)，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，或者還含有下述a組～d組中的1組或2組以上，且N(mass％)/Al(mass％)為0.3以上構(gòu)成的組成的扁鋼錠加熱到1000℃以上后，粗軋成為薄板坯，將該薄板坯在使精軋輸出側(cè)溫度設(shè)定為800℃以上精軋后，在0.5秒內(nèi)以20℃/s以上的冷卻速度冷卻，在650℃以下的溫度卷繞，a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上合計(jì)含有1.0％以下；b組Nb、Ti、V中的1種或2種以上合計(jì)含有0.1％以下；c組含有B0.0030％以下；d組Ca、REM中的1種或2種合計(jì)含有0.0010～0.010％。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所記載的方法，其特征在于在卷繞后，通過光整冷軋、矯直加工中任一方或雙方進(jìn)行延伸率為1.5～10％的加工。
8.根據(jù)權(quán)利要求6或7所記載的方法，其特征在于在所述粗軋和所述精軋之間，將前后相鄰的薄板坯接合。
9.根據(jù)權(quán)利要求6～8中任一項(xiàng)所記載的方法，其特征在于在所述粗軋與所述精軋之間，使用將薄板坯橫向端部加熱的薄板坯邊緣加熱器、將薄板坯縱向端部加熱的薄板坯加熱器中任一方或雙方。
10.一種BH80 MPa以上、ΔTS40 MPa以上的應(yīng)變時(shí)效硬化性優(yōu)異的、抗拉強(qiáng)度440 MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于具有下述的組成和組織，該組成為以mass％計(jì)，含有C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、N(mass％)/Al(mass％)為0.3以上、固溶狀態(tài)的N為0.0010％以上，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；該組織為含有平均結(jié)晶粒徑為10μm以下的鐵素體相以面積率計(jì)為70％以上，而且含有馬氏體相以面積率計(jì)為5％以上。
11.一種BH80 MPa以上、ΔTS40 MPa以上的應(yīng)變時(shí)效硬化性優(yōu)異的、抗拉強(qiáng)度440 MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于將具有以mass％計(jì)，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％或還含有下述a組～d組中的1組或2組以上、N(mass％)/Al(mass％)為0.3以上構(gòu)成的組成的扁鋼錠加熱到1000℃以上后粗軋成薄板坯，將該薄板坯在使精軋輸出側(cè)溫度設(shè)定為800℃以上進(jìn)行精軋后，在0.5秒內(nèi)以20℃/s以上的冷卻速度冷卻，在450℃以下卷繞，a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上合計(jì)含1.0％以下；b組Nb、Ti、V中的1種或2種以上合計(jì)含0.1％以下；c組含B在0.0030％以下；d組Ca、REM中的1種或2種合計(jì)含0.0010～0.010％。
12.一種應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的、高強(qiáng)度熱軋鋼板，其特征在于具有下述組成和組織，所述組成為以mass％計(jì)，含有C0.03～0.1％、Si2.0％以下、Mn1.0～3.0％、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、還含有Nb超過0.02％～0.1％、V超過0.02％～0.1％中的1種或2種合計(jì)為0.1％以下，而且，N(mass％)/Al(mass％)在0.3以上，固溶狀態(tài)的N在0.0010％以上，析出Nb和析出V合計(jì)為0.015％以上，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；所述組織為含有平均結(jié)晶粒徑10μm以下的鐵素體相以面積率計(jì)在80％以上，由Nb碳氮化物和V碳氮化物構(gòu)成的析出物的平均粒徑為0.05μm以下。
13.一種應(yīng)變時(shí)效硬化性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于將具有以mass％計(jì)，含有C0.03～0.1％、Si2.0％以下、Mn1.0～3.0％、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，還含有Nb超過0.02％～0.1％、V超過0.02％～0.1％中的1種或2種合計(jì)0.1％以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的扁鋼錠加熱1100℃以上后，粗軋成薄板坯，將該薄板坯在使精軋輸出側(cè)溫度設(shè)定為800℃以上進(jìn)行精軋后，在0.5秒內(nèi)以40℃/s以上的冷卻速度冷卻，在550～650℃的溫度范圍內(nèi)卷繞。
全文摘要
本發(fā)明提供具有高成型性和穩(wěn)定質(zhì)量特性的、成型為汽車部件后可得充分部件強(qiáng)度的、可減輕汽車車體重量的、應(yīng)變時(shí)效硬化特性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板。具體的方法是:將扁鋼錠在1000℃以上加熱,該扁鋼錠具有如下成分:含有以mass%計(jì)的C:0.15%以下、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、P:0.08%以下、S:0.02%以下、Al:0.02%以下、N:0.0050～0.0250%;必要時(shí)再含有Nb:大于0.02～0.1%、V:大于0.02%～0.1%中的一種或二種共計(jì)0.1%以下、N(mass%)/Al(mass%)為0.3以上,加熱后粗軋成薄板坯,將該薄板坯在使精軋輸出側(cè)溫度為800℃以上精軋后,在0.5秒內(nèi)以20℃～40℃/s以上的冷卻速度冷卻,在650℃～450℃以下卷繞。通過此方法,可得BH:80MPa以上、ΔTS40MPa以上的應(yīng)變時(shí)效硬化性優(yōu)異的、抗拉強(qiáng)度為440MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板。
文檔編號(hào)C22C38/04GK1366558SQ01801055
公開日2002年8月28日 申請(qǐng)日期2001年2月14日 優(yōu)先權(quán)日2000年2月23日
發(fā)明者登坂章男, 富永陽(yáng)一, 片山教幸, 金子真次郎, 黑澤伸隆, 坂田敬, 古君修 申請(qǐng)人:川崎制鐵株式會(huì)社