專利名稱：：加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板及其制造方法。具體地說，涉及具有平均粒徑為2i！m8i！m的多邊形鐵素體和/或連續(xù)冷卻相變組織的顯微組織的鋼板，由此，不僅即使是要求嚴(yán)格加工的部件也能夠容易地成形，而且即使是具有370640MPa級的抗拉強(qiáng)度的鋼板，也能夠通過由沖壓導(dǎo)入變形和涂裝燒結(jié)處理而得到相當(dāng)于采用540780MPa級鋼板時的設(shè)計(jì)強(qiáng)度的沖壓件強(qiáng)度的鋼板。本申請對2005年1月18日申請的日本專利申請第2005-010210號主張優(yōu)先權(quán)，在此引用其內(nèi)容。
背景技術(shù)：
：近年來，因汽車的燃料費(fèi)提高等，一直以輕量化為目的，推進(jìn)Al合金等輕金屬或高強(qiáng)度鋼板在汽車部件中的應(yīng)用。但是，Al合金等輕金屬雖具有比強(qiáng)度高的優(yōu)點(diǎn)，但由于與鋼相比價格非常高，所以其應(yīng)用只限于特殊的用途。因此，為了更廉價且在更廣泛的范圍內(nèi)推進(jìn)汽車的輕量化，需要鋼板的高強(qiáng)度化。由于材料的高強(qiáng)度化一般來說會使成形性(加工性)等材料特性劣化，因此如何在不使材料特性劣化的情況下謀求高強(qiáng)度化，成為高強(qiáng)度鋼板開發(fā)的關(guān)鍵。特別是作為內(nèi)板部件、結(jié)構(gòu)部件、行走部件用鋼板所要求的特性，沖緣加工性(burringworkability)、延展性、耐疲勞性及耐蝕性等是重要的，如何使高強(qiáng)度和這些特性以高水平均衡是重要的。這樣，為了使高強(qiáng)度化和諸特性尤其是成形性兼?zhèn)洌_了TRIP鋼(例如，參照專利文獻(xiàn)1、2)，其通過在鋼的顯微組織中含有殘留奧氏體，從而在成形中出現(xiàn)TRIP(TransformationInducedPlasticity;相變誘發(fā)塑性)現(xiàn)象，飛躍地提高了成形性(延展性及深拉深性)。但是，該技術(shù)在590MPa左右的強(qiáng)度水平下由于殘留奧氏體的TRIP現(xiàn)象而顯示出30%左右的斷裂伸長率和優(yōu)異的深拉深性(LDR:極限深拉深系數(shù))。但是，為了得到370540MPa的強(qiáng)度范圍的鋼板，必然要減少C、Si、Mn等元素，如果將C、Si、Mn等元素降低到370540MPa的強(qiáng)度范圍的水平，則存在不能在室溫下在顯微組織中保留對得到TRIP現(xiàn)象所需的殘留奧氏體的問題。此外，上述技術(shù)未考慮提高沖緣加工性。因此，現(xiàn)狀是對于使用270340MPa級左右的軟鋼板的部件來說，如果沒有改善沖壓現(xiàn)場的作業(yè)及設(shè)備的前提，則難以采用590MPa級以上的高強(qiáng)度鋼板，從而當(dāng)前使用370540MPa級左右的鋼板為更現(xiàn)實(shí)的解決方法。另一方面，對用于實(shí)現(xiàn)汽車車體輕量化的降低尺寸規(guī)格的要求近年來日益高漲，如何以降低尺寸規(guī)格為前提來維持沖壓件強(qiáng)度，是車體輕量化的課題。作為解決該課題的手段，提出了沖壓成形時強(qiáng)度低且通過由沖壓導(dǎo)入變形和后續(xù)的燒結(jié)涂裝處理可提高沖壓件的強(qiáng)度的BH(BakeHardening;燒結(jié)硬化)鋼板。為提高燒結(jié)硬化性，有效的方法是增加固溶C或固溶N，但另一方面，由于這些固溶元素的增加使常溫下的時效劣化性變差，所以使燒結(jié)硬化性和耐常溫時效劣化兼?zhèn)涑蔀橹匾募夹g(shù)。從以上的必要性考慮，公開了下述的技術(shù)(例如，參照專利文獻(xiàn)3、4):通過增加固溶N來提高燒結(jié)硬化性，且利用通過晶粒細(xì)?；黾拥木Ы缑娣e的效果來抑制常溫下的固溶C、N的擴(kuò)散，從而使燒結(jié)硬化性和耐常溫時效劣化兼?zhèn)洹５?，晶粒?xì)?；惺箾_壓成形性劣化的顧慮。此外，在以行走部件、內(nèi)板部件為對象時，盡管需要優(yōu)異的沖緣加工性，但因顯微組織是鐵素體_珠光體，因而認(rèn)為沖緣加工性不合適。專利文獻(xiàn)1:特開2000-169935號公報(bào)專利文獻(xiàn)2:特開2000-169936號公報(bào)專利文獻(xiàn)3:特開平10-183301號公報(bào)專利文獻(xiàn)4:特開平2000-297350號公報(bào)
發(fā)明內(nèi)容因此，本發(fā)明提供一種具有優(yōu)異的加工性并且在370640MPa級的強(qiáng)度范圍內(nèi)穩(wěn)定地得到50MPa以上的燒結(jié)硬化量的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板及其制造方法。即，本發(fā)明的目的是提供一種加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板、以及可以廉價穩(wěn)定地制造該鋼板的方法，該燒結(jié)硬化型熱軋鋼板具有可顯現(xiàn)優(yōu)異的加工性的顯微組織，即使是抗拉強(qiáng)度370640MPa級的鋼板，也能夠通過由沖壓導(dǎo)入變形和涂裝燒結(jié)處理，得到相當(dāng)于采用540780MPa級鋼板時的設(shè)計(jì)強(qiáng)度的沖壓件強(qiáng)度。本發(fā)明人們看重利用目前通常采用的制造設(shè)備以工業(yè)規(guī)模生產(chǎn)的370640MPa級鋼板的制造工藝，為得到燒結(jié)硬化性、涂裝后的耐蝕性優(yōu)異的且具備優(yōu)異的加工性的鋼板，進(jìn)行了深入研究。結(jié)果新發(fā)現(xiàn)下述的鋼板是非常有效的，由此完成了本發(fā)明。該鋼板是含有C=0.010.2%、Si=0.012%、Mn=0.12%、P《0.1%、S《0.03%、A1=0.0010.1%、N《0.01%、及恥=0.0050.05X，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼板，并且其顯微組織是平均粒徑為2iim8iim的多邊形鐵素體和/或連續(xù)冷卻相變組織，固溶C和/或固溶N的晶界存在比在0.28以下。SP，本發(fā)明的要點(diǎn)如下。(1)—種加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有。=0.010.2%、Si=0.012%、Mn=0.12%、P《0.1%、S《0.03%、Al=0.0010.1%、N《0.01%和恥=0.0050.05%，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；其顯微組織是平均粒徑為2iim8iim的多邊形鐵素體和/或連續(xù)冷卻相變組織，固溶C和/或固溶N的晶界存在比在O.28以下。(2)如(1)所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ti=0.0010.02%、B=0.00020.002%、Cu=0.21.2%、Ni=0.10.6%、Mo=0.051%、V=0.020.2%和Cr=0.011%中的一種或二種以上。(3)如(1)所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca=0.00050.005%和REM=0.00050.02%中的一種或二種。(4)如(1)所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，其特征在于，實(shí)施了鍍鋅。(5)(1)所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將鋼坯加熱到滿足下述式(A)的溫度以上，接著進(jìn)行熱軋，其中所述鋼坯以質(zhì)量％計(jì)含有。=0.010.2%、Si=0.012%、Mn=0.12%、P《0.1%、S《0.03%、A1=0.0010.1%、N《0.01%和Nb=0.0050.05%，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；在所述熱軋中，將所述加熱后的鋼坯粗軋，形成粗軋條；按結(jié)束溫度在A^相變點(diǎn)溫度以上且在(Ar3相變點(diǎn)溫度+10(TC)以下的溫度區(qū)的條件，將所述粗軋條精軋，形成軋制材；從冷卻開始到50(TC以下的溫度區(qū)按8(TC/秒以上的冷卻速度冷卻所述軋制材而形成熱軋鋼板，然后巻取。SRT(。C)=6670/{2.26_log(%Nb)(%C)}_273(A)(6)如(5)所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將所述精軋的開始溫度設(shè)定為IOO(TC以上。(7)如(5)所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在到開始所述精軋的期間、和/或在所述精軋中，加熱所述粗軋條和/或所述軋制材。(8)如(5)所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在從所述粗軋結(jié)束到所述精軋開始的期間進(jìn)行氧化皮清除。(9)如(5)所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將通過所述熱軋得到的所述熱軋鋼板浸漬在鍍鋅浴中，對鋼板表面鍍鋅。(10)如(9)所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在鍍鋅后，進(jìn)行合金化處理。通過采用本發(fā)明的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，不僅即使是要求嚴(yán)格加工的部件也能夠容易地成形，而且在370640MPa級的強(qiáng)度范圍內(nèi)也能穩(wěn)定地得到50MPa以上的燒結(jié)硬化量。因此，即使是370640MPa級的抗拉強(qiáng)度的鋼板，也能夠通過由沖壓導(dǎo)入變形和涂裝燒結(jié)處理，得到相當(dāng)于采用540780MPa級鋼板時的設(shè)計(jì)強(qiáng)度的沖壓件強(qiáng)度。由此，可以說本發(fā)明是工業(yè)價值高的發(fā)明。圖1是表示結(jié)晶粒徑和燒結(jié)硬化量的關(guān)系的圖。圖2是表示結(jié)晶粒徑和屈服比的關(guān)系的圖。圖3是表示固溶C、N的晶界存在比和最大剝離寬度的關(guān)系的圖。具體實(shí)施例方式以下，說明達(dá)到本發(fā)明的基礎(chǔ)的研究成果。為了研究燒結(jié)硬化性、涂裝后耐蝕性及加工性與鋼板的顯微組織的關(guān)系，進(jìn)行了以下的實(shí)驗(yàn)。將表1中示出的鋼成分的鑄坯熔煉以制備用多種制造工藝制造的2mm厚的鋼板，研究它們的燒結(jié)硬化性、涂裝后耐蝕性及屈服比和顯微組織、固溶C、N的存在狀態(tài)。表1(質(zhì)量％)5<table>tableseeoriginaldocumentpage6</column></row><table>按以下的步驟評價了燒結(jié)硬化性。由各個鋼板切取JISZ2201中所述的5號試驗(yàn)片，在對這些試驗(yàn)片施加2%的預(yù)拉伸變形后，實(shí)施170°C、20分鐘的相當(dāng)于涂裝燒結(jié)工序的熱處理，然后再次實(shí)施拉伸試驗(yàn)。拉伸試驗(yàn)按照J(rèn)ISZ2241的方法進(jìn)行。此處，所謂燒結(jié)硬化量，被定義為從再拉伸時的上屈服點(diǎn)減去2%的預(yù)拉伸變形的流動應(yīng)力而得到的值。按以下的步驟評價涂裝后的耐蝕性。首先，在將制造的鋼板酸洗了后，實(shí)施使2.5g/m2的磷酸鋅皮膜附著的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理。然后在其上面進(jìn)行25iim厚的電沉積涂裝，進(jìn)行了17(TC、20分鐘的涂裝燒結(jié)處理。然后，用頂端尖的刀子對電沉積涂膜切入長度為130mm的切口，直至到達(dá)金屬基體，按JISZ2371所示的鹽水噴霧條件，在溫度35。C下連續(xù)實(shí)施了700小時的5%鹽水噴霧。然后，在切口部上與切口部平行地按130mm的長度粘貼寬24mm的帶(Nichiban公司制405A-24JISZ1522)，測定剝離該帶時的最大涂膜剝離寬度。另一方面，顯微組織的研究按以下的方法進(jìn)行。首先，沿軋制方向斷面對從鋼板板寬(W)的1/4W或3/4W位置切取的試樣進(jìn)行研磨，采用硝酸乙醇腐蝕液試劑來腐蝕。然后，采用光學(xué)顯微鏡，以200500倍的倍率來觀察板厚(t)的1/4t處的視野，攝取金屬組織的照片。此處，所謂顯微組織的體積分率，在上述金屬組織照片中以面積分率來定義。平均粒徑按以下的方式來定義。首先，在顯微組織是多邊形鐵素體時，用JISG0552所述的比較法或切斷法求出結(jié)晶粒度G。在顯微組織是連續(xù)冷卻相變組織時，采用本來用于求出多邊形的鐵素體晶粒的結(jié)晶粒度的方法即JISG0552所述的切斷法，由其測定值求出粒度號碼G。接著，采用求出的結(jié)晶粒度G，從m=8X2G求出每單位斷面積lmm2的晶粒的數(shù)目m，將由該m按dm二1/((m)得到的平均粒徑dm定義為多邊形鐵素體和/或連續(xù)冷卻相變組織的平均粒徑。此處，如日本鋼鐵協(xié)會基礎(chǔ)研究會貝氏體調(diào)查研究部會/編有關(guān)低碳鋼的貝氏體組織和相變行為的最新研究_貝氏體調(diào)查研究部會最終報(bào)告書_(1994年日本鋼鐵協(xié)會)中所述那樣，所謂連續(xù)冷卻相變組織(Zw)，是被定義為含有通過擴(kuò)散的機(jī)理生成的多邊形鐵素體和珠光體的顯微組織、和處于通過無擴(kuò)散剪切機(jī)理生成的馬氏體的中間階段的相變組織的顯微組織。即，所謂連續(xù)冷卻相變組織(Zw)，被定義為作為光學(xué)顯微鏡觀察組織，如上述參考文獻(xiàn)125127項(xiàng)所述，其顯微組織主要是由貝氏體鐵素體(ci。、粒狀貝氏體鐵素體(4)、準(zhǔn)多邊形鐵素體(aq)構(gòu)成，且還另外含有少量的殘留奧氏體(Y》、馬氏體-奧氏體(MA)的顯微組織。所謂a,，與多邊形鐵素體(PF)同樣地不會因腐蝕而露出內(nèi)部結(jié)構(gòu)，但形狀為針狀體，與PF明顯不同。此處，如果以作為對象的晶粒的周圍長度為lq，以其圓等效徑為dq，則它們的比(lq/dq)滿足lq/dq>3.5的粒子是aq。所謂本發(fā)明中的連續(xù)冷卻相變組織(Zw)，被定義為其中含有a°B、aB、aq、Y"MA中的一種或二種以上的顯微組織。但是將少量的Y。MA的總量設(shè)定為3X以下。接著是固溶C和/或固溶N的晶界存在比的測定，但所謂本發(fā)明中的固溶C、N的晶界存在比，被定義為用在晶界中存在的固溶C和/或固溶N的總量除以固溶C和/或固溶N的總量而得出的值。該值也可以是只就固溶C單獨(dú)或固溶N單獨(dú)的測定值來算出的值，或者也可以采用固溶C和固溶N的測定值相加和的值來算出的值。為了測定晶界及晶粒內(nèi)存在的固溶C，采用了三維原子探針法。測定條件是，試樣位置溫度大約為70K、探針總電壓為1015kV、脈沖比為25X。對各試樣的晶界、晶粒內(nèi)分別測定三次，以其平均值作為代表值。從測定值中除去背景噪聲等，在將得到的值變換成被定義為每單位晶界面積的原子密度的C-excess(atm/nm2)后，再通過下式，采用晶界體積率Rb來變換成晶界面偏析總量。晶界面偏析總量=平均C-excessXRbX12(C的原子量)/56(Fe的原子量)此處，如果將長方體粒的一邊設(shè)定為D、并設(shè)定晶界偏析寬W二2a(a=2nm)，則Rb是由以下的式定義的值。Rb={D3-(D-2a)3}/D3=3(W/D)_3(W/D)2+(W/D)3固溶C和/或固溶N的晶界存在比是用按照上述得到的晶界面偏析總量除以通過內(nèi)耗法等得到的固溶C量而得出的值。就用上述方法測定燒結(jié)硬化量等而得到的結(jié)果，針對Nb添加的有無、各顯微組織，圖1示出平均結(jié)晶粒徑和燒結(jié)硬化量的關(guān)系。新發(fā)現(xiàn)下述情況燒結(jié)硬化量和平均結(jié)晶粒徑具有非常強(qiáng)的相關(guān)性，尤其在添加了Nb的鋼中，如果結(jié)晶粒徑在8ym以下，則燒結(jié)硬化量(2%BH)為70MPa以上。此外，針對Nb添加的有無、各顯微組織，圖2示出平均結(jié)晶粒徑和屈服比(YR)的關(guān)系。在添加了Nb的鋼中，在2踐以上的結(jié)晶粒徑時，即使是細(xì)粒，屈服比也不上升，為70%以下的屈服比。因此，以均勻延伸為代表的加工性優(yōu)異。圖3示出固溶C、N的晶界存在比與最大剝離寬度的關(guān)系。晶界存在比在0.28以下時，最大剝離寬度被改善，為4mm以下。雖然機(jī)理未必清楚，但通過添加Nb，可得到在Nb的固溶狀態(tài)下的牽制效應(yīng)和/或作為碳氮化析出物的釘扎效應(yīng)，由此可抑制軋制中或軋制后的奧氏體的恢復(fù)、再結(jié)晶及晶粒生長，使Y/a相變延遲，使相變溫度降低。由于相變溫度的降低具有使對燒結(jié)硬化量增大有效的固溶C及固溶N的過飽和度上升的效果，因此推測得到了上述結(jié)果。另外，Nb具有將相變后的晶粒細(xì)粒化的作用。由于一般來說晶粒細(xì)粒化使屈服強(qiáng)度上升，因此表現(xiàn)出屈服比上升、均勻延伸減少的傾向。尤其在低于5ym時該傾向更顯著，但據(jù)推測，添加Nb具有下述的效果容易得到連續(xù)冷卻相變組織，同時即使是低于5ym的結(jié)晶粒徑，通過大量導(dǎo)入相變位錯，也能抑制屈服比上升。但是，如果低于2ym，則會失去該效果。此外，如果C、N等過于偏析在晶界中，則由于微量的成分不均而形成了局部電池，促進(jìn)了Fe離子的溶解，因而耐蝕性劣化。因此，可以推測，如果這些原子的晶界存在比超過0.28，則耐蝕性惡化。在本發(fā)明中要附帶說明的是，不僅按上述評價的2%預(yù)變形時的燒結(jié)硬化量優(yōu)異，而且即使N《0.01%，10X預(yù)變形時的燒結(jié)硬化量也在30MPa以上，10%預(yù)變形時的抗拉強(qiáng)度的提高幅度(ATS)可以是30MPa以上。接著，說明本發(fā)明的化學(xué)成分的限定理由。另外，以下，表示化學(xué)成分的含量的單位％為質(zhì)量％。C是本發(fā)明中最重要的元素之一。在含量超過0.2%時，不僅成為沖緣加工裂紋的起點(diǎn)的碳化物增加，擴(kuò)孔值劣化，而且強(qiáng)度上升，加工性劣化。因此設(shè)定在0.2%以下。如果7考慮到延展性，則優(yōu)選低于O.1%。此外，如果低于0.01%，由于不能得到對于燒結(jié)硬化重要的充分的固溶C，有使燒結(jié)硬化量降低的顧慮。因此設(shè)定在0.01%以上。Si由于具有在冷卻中抑制成為沖緣加工裂紋的起點(diǎn)的鐵碳化物的析出的效果，因此添加0.01%以上，但是即使添加超過2%，其效果也飽和。因此，將其上限設(shè)定為2%。另外，如果超過1%，由于有下述的顧慮發(fā)生虎紋條狀的鱗片圖案，有損表面的美觀，同時使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性劣化，所以優(yōu)選將其上限設(shè)定為1%。Mn由于具有下列效果使奧氏體區(qū)域溫度向低溫側(cè)擴(kuò)大，在軋制結(jié)束后的冷卻中，容易得到本發(fā)明中的顯微組織的構(gòu)成主要條件之一即連續(xù)冷卻相變組織，所以添加0.1%以上。但是，由于即使添加Mn超過2X，其效果也飽和，所以將其上限設(shè)定為2X。此外，除Mn以外，在未充分添加可抑制由S造成的熱裂紋產(chǎn)生的元素的情況下，優(yōu)選按質(zhì)量X添加Mn/S>20的Mn量。另外，如果添加Si+Mn超過3%，由于強(qiáng)度變得過高，加工性劣化，因此優(yōu)選將Mn的上限設(shè)定為3%。P是雜質(zhì)，其含量越低越好，如果含量超過0.1%，則對加工性和焊接性造成不利影響，所以設(shè)定在O.1%以下。但是，如果考慮到擴(kuò)孔性和焊接性，優(yōu)選在0.02%以下。S不僅引起熱軋時的裂紋，而且如果過多，則還生成使擴(kuò)孔性劣化的A系夾雜物，所以其含量應(yīng)盡量降低，但只要在0.03%以下，就是在容許的范圍內(nèi)。但是，在需要一定程度的擴(kuò)孔性時，優(yōu)選在0.01%以下，在要求更高的擴(kuò)孔時，更優(yōu)選在0.003以下。A1為了使鋼液脫氧，需要添加0.001X以上，但由于導(dǎo)致成本上升，所以將其上限設(shè)定為0.1%。此外，如果添加太多，則由于使非金屬夾雜物增加，使延伸性劣化，所以優(yōu)選設(shè)定在0.06%以下。另外，為了增大燒結(jié)硬化量，優(yōu)選在0.015%以下。此外，在將巻取溫度設(shè)定在350°C以上時，有析出A1N的顧慮，該A1N將對燒結(jié)硬化是重要的固溶N固定，使之無效。因此，為了確保燒結(jié)硬化量，優(yōu)選在0.005%以下。N—般來說是用于提高燒結(jié)硬化量的優(yōu)選元素。但是，即使添加0.01%以上，其效果飽和，因此將其上限設(shè)定在0.01%。但是，在用于有時效劣化問題的部件時，如果添加N超過0.006%，則時效劣化變得嚴(yán)重，所以優(yōu)選在0.006%以下。另外，在以制造后在室溫下放置兩周以上后，供于加工為前提時，從耐時效性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選在0.005%以下。此外，如果考慮到在夏季的高溫下放置或用船舶運(yùn)輸時越過赤道這樣的運(yùn)輸，優(yōu)選低于0.003%。Nb是在本發(fā)明中最重要的元素。通過Nb可得到在固溶狀態(tài)下的牽制效應(yīng)和/或作為碳氮化析出物的釘扎效應(yīng)，由此可得到抑制軋制中或軋制后的奧氏體的恢復(fù)、再結(jié)晶及晶粒生長，使Y/a相變延遲，使相變溫度降低，同時將相變后的晶粒細(xì)?；淖饔谩Ｏ嘧儨囟鹊慕档途哂惺箤Y(jié)硬化量增大有效的固溶C及固溶N的過飽和度上升的效果。另外，晶粒細(xì)粒化，在以不生成珠光體組織的冷卻速度以上進(jìn)行冷卻時生成的多邊形鐵素體和/或連續(xù)冷卻相變組織中，可提高加工性。但是，為得到這些效果，需要至少添加0.005%以上。優(yōu)選超過0.01%。另一方面，即使添加超過0.05%，不僅其效果飽和，而且有形成碳氮化物并減少對燒結(jié)硬化量增大有效的固溶C及固溶N的顧慮。Ti由于具有在Y/a相變中抑制鐵素體的核生成，促進(jìn)連續(xù)冷卻相變組織的生成的效果，因此可根據(jù)需要添加。但是，為得到此效果，需要至少添加0.001%以上。優(yōu)選添加0.005%以上。另一方面，由于Ti有形成碳氮化物并減少對燒結(jié)硬化量增大有效的固溶C及固溶N的顧慮，因此將其上限設(shè)定在0.02%。8B由于具有提高淬火性，容易得到連續(xù)冷卻相變組織的效果，因此可根據(jù)需要添加。但是，如果低于0.0002%，不足以得到其效果，如果添加超過0.002%，產(chǎn)生板坯裂紋。因此，將B的添加量設(shè)定在0.0002%以上且0.002%以下。另外，為了賦予強(qiáng)度，也可以添加Cu、Ni、Mo、V、Cr這些析出強(qiáng)化元素或固溶強(qiáng)化元素中的一種或二種以上。但是，如果分別低于0.2%、0.1%、0.05%、0.02%、0.01%，則不能得到其效果。此外，即使Cu、Ni、Mo、V、Cr分別添加超過1.2%、0.6%、1%、0.2%、1%，其效果也飽和。Ca及REM是使成為破壞的起點(diǎn)并使加工性劣化的非金屬夾雜物的形態(tài)變化并使之無害化的元素。但是，如果添加量低于0.0005X，則沒有效果，而即使添加Ca超過0.005%、添加REM超過O.02%，其效果也飽和，因此優(yōu)選添加Ca=0.00050.005%、REM=0.00050.02%。此處，所述REM表示稀土類金屬元素，是從Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu中選擇的一種以上。另外，在以上述成分為主成分的鋼中，也可以含有合計(jì)為lX以下的Ti、Nb、Zr、Sn、Co、Zn、W、Mg。但是，由于Sn有在熱軋時產(chǎn)生缺陷的顧慮，因此優(yōu)選在0.05%以下。接著，對本發(fā)明中的鋼板的顯微組織進(jìn)行詳細(xì)說明。為了使燒結(jié)硬化性、涂裝后耐蝕性及加工性兼?zhèn)?，鋼板的顯微組織需要是平均粒徑為2iim8iim的多邊形鐵素體和/或連續(xù)冷卻相變組織，固溶C和/或固溶N的晶界存在比需要在0.28以下。此處，所謂本發(fā)明中的連續(xù)冷卻相變組織(Zw)，是含有a°B、aB、aq、Y"MA中的一種或二種以上的顯微組織，且將少量的Y。MA的總量設(shè)定在3X以下。為了使優(yōu)異的燒結(jié)硬化性和加工性兼?zhèn)?，如上述所述，連續(xù)冷卻相變組織優(yōu)異，但作為鋼板的顯微組織，除連續(xù)冷卻相變組織以外，用平均粒徑為8ym以下的多邊形鐵素體，也能得到同樣的效果。下面，對本發(fā)明的制造方法的限定理由進(jìn)行詳細(xì)說明。本發(fā)明的熱軋鋼板也包括在鑄造后、熱軋后冷卻了的狀態(tài)的熱軋鋼板、或熱軋后的熱軋鋼板、或用熱浸鍍線對熱軋鋼板實(shí)施了熱處理的狀態(tài)的熱軋鋼板、以及對這些鋼板還另外實(shí)施了表面處理的熱軋鋼板。在本發(fā)明中，熱軋前的制造方法不特別限定。即，繼利用高爐、轉(zhuǎn)爐或電爐等進(jìn)行的熔煉之后，通過各種2次精煉進(jìn)行成分調(diào)整，以達(dá)到目標(biāo)成分含量。其次，除采用通常的連續(xù)鑄造、鋼錠法進(jìn)行的鑄造以外，也可以用薄板坯鑄造等方法鑄造。原料也可以使用碎屑。在由連續(xù)鑄造得到的板坯(鋼坯)時，可以將高溫鑄坯直接送入熱軋機(jī)，或者也可以在冷卻到室溫后用加熱爐再加熱，然后熱軋。在熱軋鋼坯時，首先加熱鋼坯。此時的板坯再加熱溫度(SRT)設(shè)定在由下述式(A)算出的溫度以上。SRT(。C)=6670/{2.26_log(%Nb)(%C)}_273(A)此處，式中的XNb、％C表示各元素Nb、C在鋼坯中的含量(質(zhì)量％)。如果再加熱溫度低于該溫度，則Nb的碳氮化物不能充分熔化，在后續(xù)的軋制工序中得不到利用Nb抑制奧氏體的恢復(fù)、再結(jié)晶及晶粒生長、或利用Y/a相變的延遲來將晶粒細(xì)粒化的效果。因此，將板坯再加熱溫度(SRT)設(shè)定為按上式算出的溫度以上。但是，如果在140(TC以上，由于鱗落量大，成品合格率下降，所以再加熱溫度優(yōu)選低于140(TC。此9外，如果在低于IOO(TC的溫度下進(jìn)行加熱，則從時間表來說顯著損失操作效率，所以板坯再加熱溫度優(yōu)選在100(TC以上。另外，如果在低于110(TC的溫度下進(jìn)行加熱，則鱗落量小，有可能不能通過后續(xù)的氧化皮清除步驟將板坯表層的夾雜物與鱗片一同除去。因此，板坯再加熱溫度優(yōu)選在110(TC以上。關(guān)于板坯加熱時間不特別限定，但為了使Nb的碳氮化物的熔化充分地進(jìn)行，在達(dá)到該溫度后，優(yōu)選保持30分鐘以上。但是，在將鑄造后的鑄坯以高溫狀態(tài)直接輸送以進(jìn)行軋制時，則無此限定。接著，進(jìn)行熱軋。在熱軋工序中，首先，將加熱了的鋼坯粗軋，形成粗軋條。在該粗軋中軋制到厚度為80mm以下的程度，以使得粗軋條能夠被例如精軋機(jī)的輥咬住。然后，將粗軋條精軋，形成軋制材。為了得到在板厚方向更均勻的連續(xù)冷卻相變組織，將精軋開始溫度設(shè)定在100(TC以上。更優(yōu)選在105(TC以上。因此，優(yōu)選根據(jù)需要在從粗軋結(jié)束到精軋開始的期間和/或在精軋中加熱粗軋條或軋制材。尤其是為了穩(wěn)定地得到在本發(fā)明中也優(yōu)異的斷裂伸長率，抑制MnS等的微細(xì)析出是有效的。此時的加熱裝置可以是任何的方式，但如果是橫向型，由于能夠在板厚方向均勻加熱，因此優(yōu)選橫向型。通常，MnS等的析出物通過在125(TC左右的板坯再加熱而產(chǎn)生再固溶，在后續(xù)的熱軋中微細(xì)析出。因此，如果能夠?qū)迮髟偌訜釡囟瓤刂圃?15(TC左右，以抑制MnS等的再固溶，就能改善延展性。但是，為了將軋制結(jié)束溫度控制在本發(fā)明的范圍，有效的手段是在從粗軋結(jié)束到精軋開始的期間和/或在精軋中加熱粗軋條或軋制材。也可以在粗軋結(jié)束和精軋開始的期間進(jìn)行氧化皮清除。在此種情況下，優(yōu)選滿足在鋼板表面上的高壓水的碰撞壓P(MPa)X流量L(升/cm2)>0.0025的條件。在鋼板表面上的高壓水的碰撞壓P記述如下。(參照「鐵和鋼」1991vo1.77No.9，p1450)P(MPa)=5.64XP0XV/H2其中，P。(MPa):液壓力V(升/min):噴嘴流液量H(cm):鋼板表面和噴嘴間的距離流量L記述如下。L(升/cm2)=V/(WXv)其中，V(升/min):噴嘴流液量W(cm):相對于每個噴嘴而言，噴射液接觸到鋼板表面的寬度v(cm/min):鋼板通過速度碰撞壓PX流量L的上限不需為得到本發(fā)明的效果而特別限定，但如果增加噴嘴流液量，則產(chǎn)生噴嘴的磨損加劇等不利情況，因此碰撞壓PX流量L的上限優(yōu)選設(shè)定在O.02以下。另夕卜，精軋后的鋼板表面的最大高度Ry優(yōu)選在15iim(15iimRy、12.5mm、lnl2.5mm)以下。例如如金屬材料疲勞設(shè)計(jì)便覽、日本材料學(xué)會編、84頁中所述，這從熱軋或酸洗了的狀態(tài)的鋼板的疲勞強(qiáng)度與鋼板表面的最大高度Ry具有相關(guān)性來看是明顯的。此外，氧化皮清除后的精軋優(yōu)選在5秒以內(nèi)進(jìn)行，以防止在氧化皮清除后再次生成鱗片。此外，也可以在粗軋和精軋的期間將條片接合，連續(xù)地進(jìn)行精軋。此時，也可以將粗軋條暫時巻成巻材狀，根據(jù)需要容納在具有保溫功能的罩中，在再度開巻后進(jìn)行接合。精軋是以在將精軋結(jié)束溫度(FT)設(shè)定為Ar3相變點(diǎn)溫度以上且(Ar3相變點(diǎn)溫度+100°C)以下的溫度區(qū)的條件進(jìn)行。此處，所謂Ar3相變點(diǎn)溫度例如簡單地通過以下的計(jì)算式，用與鋼成分的關(guān)系來表示。Ar3=910-310X%C+25X%Si_80X%Mneq其中，Mneq=%Mn+%Cr+%Cu+%Mo+%Ni/2+10(%Nb_0.02)或者，在添力口B時，Mneq=%Mn+%Cr+%Cu+%Mo+%Ni/2+10(%Nb_0.02)+1此處，式中的XC、％Si、％Mn、％Cr、％Cu、％Mo、％Ni、％Nb表示各元素C、Si、Mn、Cr、Cu、Mo、Ni、Nb在鋼還中的含量(質(zhì)量％)。如果精軋結(jié)束溫度(FT)低于A^相變點(diǎn)溫度，有可能成為a+Y的二相區(qū)軋制，因而有下述的顧慮在軋制后的鐵素體粒中殘留有加工組織，使延展性劣化，同時結(jié)晶粒徑低于2ym，屈服比上升。因此，設(shè)定在Ar3相變點(diǎn)溫度以上。另一方面，如果超過(Ar3相變點(diǎn)溫度+100°C)，有下述的顧慮失去抑制奧氏體在通過添加Nb形成的牽制和/或釘扎下的恢復(fù)、再結(jié)晶及晶粒生長的效果，難以得到8踐以下的結(jié)晶粒徑，燒結(jié)硬化量減小。關(guān)于精軋中的各軋臺的軋制道次安排，不特別限定也可得到本發(fā)明的效果，但從板形狀精度的觀點(diǎn)考慮，最終軋臺的軋制率優(yōu)選低于10%。在精軋結(jié)束后，以80°C/秒以上的平均冷卻速度冷卻到500°C以下的溫度區(qū)，形成熱軋板。冷卻開始溫度不特別限定，但如果從Ar3相變點(diǎn)溫度以上開始冷卻，則顯微組織主要成為連續(xù)冷卻相變組織。如果從比Ar3相變點(diǎn)溫度低的溫度開始冷卻，則在顯微組織含有多邊形鐵素體。無論如何，如果低于上述冷卻速度，則有晶粒生長、且不能得到8ym以下的平均粒徑的顧慮。可以認(rèn)為在冷卻速度的上限不特別限定的情況下也能得到本發(fā)明的效果。但是，如果冷卻速度超過500°C/秒，則有結(jié)晶粒徑低于2m，屈服比上升的顧慮，所以冷卻速度優(yōu)選在50(TC/秒以下。另外，因?yàn)榭紤]到熱變形造成的板翹曲，所以優(yōu)選設(shè)定在25(TC/秒以下。此外，為了提高沖緣加工性，優(yōu)選均勻的顯微組織，而為得到如此的顯微組織，優(yōu)選冷卻速度為130°C/秒以上。另一方面，如果在超過500°C的溫度停止冷卻，則有生成含有加工性不理想的珠光體等粗大碳化物的相的顧慮。因此，實(shí)施冷卻到50(TC以下的溫度區(qū)。但是，如果不在精軋結(jié)束后5秒以內(nèi)開始冷卻，則有下述的顧慮奧氏體進(jìn)行再結(jié)晶及晶粒生長，難以得到8ym以下的結(jié)晶粒徑，燒結(jié)硬化量減小。因此，優(yōu)選在精軋結(jié)束后5秒以內(nèi)開始冷卻。在冷卻結(jié)束后進(jìn)行巻取處理，但如果巻取溫度超過500°C，則在該溫度區(qū)中C、N容易地?cái)U(kuò)散，不能充分確保可提高燒結(jié)硬化性的固溶C、固溶N，因此將巻取溫度設(shè)定在500°C以下。為了提高燒結(jié)硬化性，更優(yōu)選在45(TC以下。此外，為了經(jīng)常穩(wěn)定地得到80MPa以上的燒結(jié)硬化量，且抑制屈服點(diǎn)延伸的發(fā)生，更優(yōu)選巻取溫度在350°C以下。另外，從耐時效劣化的觀點(diǎn)考慮，更優(yōu)選在15(TC以下。巻取溫度的下限值不需要特別限定，但如果巻材長時間處于水浸潤的狀態(tài)，則擔(dān)心發(fā)生由銹造成的外觀不良，因此巻取溫度最優(yōu)選在5(TC以上。在熱軋工序結(jié)束后根據(jù)需要進(jìn)行酸洗，其后也可以聯(lián)機(jī)或脫機(jī)實(shí)施壓下率為10%以下的表皮光軋或壓下率最高為40%左右的冷軋。另外，為了矯正鋼板形狀或通過導(dǎo)入可動位錯來提高延展性，優(yōu)選實(shí)施O.1%以上且2%以下的表皮光軋。為了對酸洗后的熱軋鋼板實(shí)施鍍鋅，浸漬在鍍鋅浴中，也可以根據(jù)需要進(jìn)行合金化處理。實(shí)施例以下，通過實(shí)施例進(jìn)一步說明本發(fā)明。用轉(zhuǎn)爐熔煉具有表2所示的化學(xué)成分的AK鋼，連續(xù)鑄造后直接輸送至粗軋、或者再加熱，通過粗軋之后進(jìn)行精軋，形成1.25.5mm的板厚后巻取。其中，表中的化學(xué)組成以質(zhì)量％表示。此外，關(guān)于鋼D，在粗軋后按碰撞壓為2.7MPa、流量為0.001升/cm2的條件實(shí)施了氧化皮清除。另外，如表4所示，對鋼I實(shí)施了鍍鋅。表2化學(xué)成分(單位質(zhì)量0/0)鋼cSiMnPSAlNNb其它A0.0680.951.220扁0扁0.0140.00290.025B0.0651.011.200.0110扁0.0150扁10篇C0.1500.021.100.0120.0010.0300.00440.012Ti:0.02%D0.0910.220.820.0100.0010.0330.00380.011Cu:0.29%、Ni:0.11%E0.0310.711.950.0110.0010.0280.00500.027Cr:0.08%F0扁0.610.430.0870.0010.0190.00190.015Ti:0.055%G0扁0.171.930.009o週0.0620.00200.031Mo:0.12%H0.0720.051.310.0090.0010.0160扁00.030V:0.098%I0.0521.021.760.0100.0010.0050扁60扁B:0細(xì)3%、REM:0扁8%0.2101.451.510.0070.0010.0320細(xì)80.021K0.0580.891.720細(xì)0.0010.0510.00610.045Ca:0.0015%表3、4示出了制造條件的詳細(xì)情況。此處，表中的"粗軋條加熱"表示在從粗軋結(jié)束到精軋開始的期間或/及在精軋中是否有無加熱了粗軋條或軋制材，"FTO"表示精軋溫度開始，"FT"表示精軋結(jié)束溫度，"到冷卻開始的時間"表示從精軋結(jié)束到開始冷卻的時間，"到500°C的冷卻速度"表示從冷卻開始溫度500°C的溫度區(qū)通過時的平均冷卻速度，"CT"表示巻取溫度。如此得到的薄鋼板的拉伸試驗(yàn)是，首先將供試材加工成JISZ2201中所述的5號試驗(yàn)片，并按JISZ2241所述的試驗(yàn)方法進(jìn)行。表中，"YP"表示屈服點(diǎn)、"TS"表示抗拉強(qiáng)度、"EI"表示伸長率、"YR"表示屈服比。BH試驗(yàn)是通過下述步驟來進(jìn)行與拉伸試驗(yàn)同樣地加工成JISZ2201中所述的5號試驗(yàn)片，在對試驗(yàn)片附加2^的預(yù)拉伸變形后，實(shí)施17(TCX20分鐘的相當(dāng)于涂裝燒結(jié)工序的熱處理，然后實(shí)施再度拉伸試驗(yàn)。此處，所謂燒結(jié)硬化量(2XBH)，被定義為從再拉伸12時的上屈服點(diǎn)減去2%的預(yù)拉伸變形的流動應(yīng)力而得到的值。按以下的步驟評價了涂裝后耐蝕性。首先，在將制成的鋼板酸洗了后，實(shí)施使2.5g/m2的磷酸鋅皮膜附著的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理，然后在其上面進(jìn)行25ym厚的電沉積涂裝，進(jìn)行了170°CX20分鐘的涂裝燒結(jié)處理。然后，用頂端尖的刀子對電沉積涂膜切入長度130mm的切口，直至到達(dá)金屬基體，按JISZ2371所示的鹽水噴霧條件，在溫度35t:下連續(xù)實(shí)施了700小時的5%鹽水噴霧。然后在切口部上與切口部平行地按130mm的長度粘貼寬24mm的帶(Nichiban公司制405A-24JISZ1522)，測定剝離該帶時的最大涂膜剝離寬度。另一方面，顯微組織的研究按以下的方法進(jìn)行。首先，沿軋制方向斷面對從鋼板板寬(W)的1/4W或3/4W位置切取的試樣進(jìn)行研磨，采用硝酸乙醇腐蝕液試劑來腐蝕。然后，采用光學(xué)顯微鏡，以200500倍的倍率來觀察板厚(t)的1/4t處的視野，攝取金屬組織的照片。此處，所謂顯微組織的體積分率，在上述金屬組織照片中以面積分率來定義。接著連續(xù)冷卻相變組織的平均粒徑按以下的方式來定義。首先，采用本來用于求出多邊形的鐵素體晶粒的結(jié)晶粒度的方法即JISG0552所述的切斷法，由其測定值求出粒度號碼G。接著，采用求出的粒度號碼G，從m=8X2e求出每單位斷面積lmm2的晶粒的數(shù)目m，將由該m按dm^1/(^Tm)得到的平均粒徑dm定義為連續(xù)冷卻相變組織的平均粒徑。此處，如日本鋼鐵協(xié)會基礎(chǔ)研究會貝氏體調(diào)查研究部會/編有關(guān)低碳鋼的貝氏體組織和相變行為的最新研究_貝氏體調(diào)查研究部會最終報(bào)告書_(1994年日本鋼鐵協(xié)會)中所述那樣，所謂連續(xù)冷卻相變組織(Zw)，是被定義為處于通過擴(kuò)散的機(jī)理生成的多邊形鐵素體和無擴(kuò)散的馬氏體的中間階段的相變組織的顯微組織。即，所謂連續(xù)冷卻相變組織(Zw)，被定義為作為光學(xué)顯微鏡觀察組織，如上述參考文獻(xiàn)125127項(xiàng)所述，其顯微組織主要是由貝氏體鐵素體(a。B)、粒狀貝氏體鐵素體(4)、準(zhǔn)多邊形鐵素體(aq)構(gòu)成，且還另外含有少量的殘留奧氏體(Y》、馬氏體-奧氏體(MA)的顯微組織。所謂a,，與PF同樣地不會因腐蝕而暴露出內(nèi)部結(jié)構(gòu)，但形狀是針狀體，與PF明顯不同。此處，如果以作為對象的晶粒的周圍長度為lq，以其圓等效徑為dq，則它們的比(lq/dq)滿足lq/dq>3.5的粒子為aq。所謂本發(fā)明中的連續(xù)冷卻相變組織(Zw)，被定義為其中含有a°B、aB、aq、Y"MA中的一種或二種以上的顯微組織。但是，將少量的Y。MA的總量設(shè)定在3X以下。接著是固溶C和/或固溶N的晶界存在比的測定，但所謂本發(fā)明中的固溶C、N的晶界存在比，被定義為用在晶界中存在的固溶C和/或固溶N的總量除以固溶C和/或固溶N的總量而得出的值。該值也可以是只就固溶C單獨(dú)或固溶N單獨(dú)的測定值來算出的值，或者也可以采用就固溶C和固溶N的測定值相加和的值來算出的值。為了測定晶界及晶粒內(nèi)存在的固溶C，采用了三維原子探針法。測定條件是，試樣位置溫度大約為70K、探針總電壓為1015kV、脈沖比為25X。對各試樣的晶界、晶粒內(nèi)分別測定三次，以其平均值作為代表值。從測定值中除去背景噪聲等，在將得到的值變換成被定義為每單位晶界面積的原子密度的C-excess(atm/nm2)后，再采用晶界體積率Rb，通過下式變換成晶界面偏析總量。晶界面偏析總量二平均C-excessXRbX12(C的原子量)/56(Fe的原子量)此處，如果將長方體粒的一邊設(shè)定為D、并設(shè)定晶界偏析寬W二2a(a=2nm)，則Rb是由以下的式定義的值。Rb={D3-(D-2a)3}/D3=3(W/D)_3(W/D)2+(W/D)3固溶C和/或固溶N的晶界存在比是用按照上述得到的晶界面偏析總量除以通過內(nèi)耗法等得到的固溶C量而得出的值。根據(jù)本發(fā)明的鋼是鋼A-2、A-3、A-4、A-5、A-6、A-7、C、D、E、G、H、I、K這13種鋼。這些鋼是加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，其特征在于，都含有預(yù)定量的鋼成分，其顯微組織是平均粒徑為2iim8iim的多邊形鐵素體和/或連續(xù)冷卻相變組織，固溶C和/或固溶N的晶界存在比在0.28以下。因此，按本發(fā)明所述的方法評價的燒結(jié)硬化量(2%BH)、耐蝕性及屈服比(YR)分別滿足70MPa以上、4.Omm以下、70%以下。上述以外的鋼因?yàn)橐韵碌睦碛啥诒景l(fā)明的范圍外。SP，鋼A-1由于到50(TC的冷卻速度超過50(TC/秒，所以不能得到作為本發(fā)明的目標(biāo)的顯微組織，不能得到充分低的屈服比。鋼A-8由于到冷卻開始的時間在5秒以上，所以不能得到作為本發(fā)明的目標(biāo)的顯微組織，不能得到充分的燒結(jié)硬化量。鋼A-9由于精軋結(jié)束溫度(FT)低于4相變點(diǎn)溫度，所以不能得到作為本發(fā)明的目標(biāo)的顯微組織，不能得到充分低的屈服比。鋼B由于Nb的含量在0.0050.05質(zhì)量％的范圍以外(低于0.005質(zhì)量％)，所以不能得到充分的燒結(jié)硬化量。鋼F由于C的含量在0.010.2質(zhì)量％的范圍以外(低于0.01質(zhì)量％)，所以不能得到作為本發(fā)明的目標(biāo)的顯微組織，不能得到充分的燒結(jié)硬化量。鋼J由于C的含量在0.010.2質(zhì)量％的范圍以外(超過0.2質(zhì)量％)，所以不能得到充分的燒結(jié)硬化量。<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>。銜H駄體婦瞎邀翳實(shí)。涯W,^SS輯鉍E曰。/.^S0.0R鵬輝，，BdpMZ.TRWT蹈鍰W"I*通過采用本發(fā)明的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，不僅艮l的部件也能夠容易地成形，而且在370640MPa級的強(qiáng)度范圍內(nèi)也能《以上的燒結(jié)硬化量。因此，本發(fā)明尤其能夠用于汽車部件用的鋼板及其制造工序，能夠以低成本促進(jìn)汽車的車體輕量化。權(quán)利要求1.一種加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有C=0.010.2%、Si=0.012%、Mn=0.12%、P《0.1%、S《0.03%、A1=0.0010.1%、N《0.01%和Nb=0.0050.05%，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；顯微組織是平均粒徑為2iim8iim的連續(xù)冷卻相變組織、或者由多邊形鐵素體和連續(xù)冷卻相變組織構(gòu)成的平均粒徑為2iim8iim的組織，所述連續(xù)冷卻相變組織由貝氏體鐵素體、粒狀貝氏體鐵素體、準(zhǔn)多邊形鐵素體、殘留奧氏體和馬氏體-奧氏體構(gòu)成，其中殘留奧氏體和馬氏體-奧氏體的總量為3%以下，固溶C和/或固溶N的晶界存在比在0.28以下，所述固溶C禾P/或固溶N的晶界存在比為用在晶界中存在的固溶C和/或固溶N的總量除以固溶C和/或固溶N的總量而得出的值。2.如權(quán)利要求1所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ti=0.0010.02%、B=0.00020.002%、Cu=0.21.2%、Ni=0.10.6%、Mo=0.051%、V=0.020.2%和Cr=0.011%中的一種或二種以上。3.如權(quán)利要求1所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca=0.00050.005%和REM=0.00050.02%中的一種或二種。4.如權(quán)利要求1所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板，其特征在于，實(shí)施了鍍鋅。5.權(quán)利要求1所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將鋼坯加熱到滿足下述式(A)的溫度以上，接著進(jìn)行熱軋，其中所述鋼坯以質(zhì)量％計(jì)含有。=0.010.2%、Si=0.012%、Mn=0.12%、P《0.1%、S《0.03%、A1=0.0010.1%、N《0.01%和Nb=0.0050.05%，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；在所述熱軋中，將所述加熱后的鋼坯粗軋，形成粗軋條；按結(jié)束溫度在從Ar3相變點(diǎn)溫度到比Ar3相變點(diǎn)溫度高IO(TC的溫度區(qū)的條件，將所述粗軋條精軋，形成軋制材；從冷卻開始到500°C以下的溫度區(qū)按80°C/秒以上的冷卻速度冷卻所述軋制材而形成熱軋鋼板，然后巻?。籗RT(。C)=6670/{2.26-log(%Nb)(%C)}-273(A)。6.如權(quán)利要求5所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將所述精軋的開始溫度設(shè)定在IOO(TC以上。7.如權(quán)利要求5所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在到開始所述精軋的期間、和/或在所述精軋中，加熱所述粗軋條和/或所述軋制材。8.如權(quán)利要求5所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在從所述粗軋結(jié)束到所述精軋開始的期間進(jìn)行氧化皮清除。9.如權(quán)利要求5所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將通過所述熱軋得到的所述熱軋鋼板浸漬在鍍鋅浴中，對鋼板表面鍍鋅。10.如權(quán)利要求9所述的加工性優(yōu)異的燒結(jié)硬化型熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在鍍鋅后，進(jìn)行合金化處理。全文摘要文檔編號C21D8/02GK101696483SQ20091020734公開日2010年4月21日申請日期2006年1月12日優(yōu)先權(quán)日2005年1月18日發(fā)明者山田徹哉,橫井龍雄,田崎文規(guī)申請人:新日本制鐵株式會社;