鋼板、鍍敷鋼板和它們的制造方法
【專利摘要】本發(fā)明的鋼板以質(zhì)量％計(jì)，含有C：0.020％～0.080％、Si：0.01％～0.10％、Mn：0.80％～1.80％、Al：超過0.10％且低于0.40％，還含有合計(jì)為0.030％～0.100％的下述元素的兩者：Nb：0.005％～0.095％、Ti：0.005％～0.095％，金屬組織包含鐵素體、貝氏體和其他的相，所述鐵素體的面積率為80％～95％，所述貝氏體的面積率為5％～20％，所述其他的相的分?jǐn)?shù)合計(jì)低于3％，抗拉強(qiáng)度為590MPa以上，作為疲勞強(qiáng)度相對(duì)于所述抗拉強(qiáng)度的疲勞強(qiáng)度比為0.45以上。
【專利說明】鋼板、鍍敷鋼板和它們的制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及適合于汽車用鋼板的用途、特別是適合于行駛部件的、疲勞特性、延展 性和擴(kuò)孔性優(yōu)良，進(jìn)而沖擊特性也優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板、鍍敷鋼板和它們的制造方法。
[0002] 本申請(qǐng)基于2012年2月17日在日本申請(qǐng)的專利申請(qǐng)2012-032591號(hào)要求優(yōu)先權(quán)， 將其內(nèi)容援引于本說明書中。

【背景技術(shù)】
[0003] 近年，汽車廠家中，為了應(yīng)對(duì)2012年的歐洲的C02排放管制強(qiáng)化、2015年的日本燃 費(fèi)管制強(qiáng)化、和歐洲的沖擊管制強(qiáng)化等，以車身輕量化所帶來的燃油效率提高和沖擊安全 性提高為目的，正在快速推進(jìn)使用鋼材的高強(qiáng)度化。這樣的高強(qiáng)度鋼板被稱為「高強(qiáng)度鋼 (high tension)」，主要是抗拉強(qiáng)度為440?590MPa，進(jìn)一步最近超過590MPa的薄鋼板的訂 單量有年年增加的傾向。
[0004] 其中，底盤架等的行駛部件，從其適用部位的觀點(diǎn)來看，要求優(yōu)異的疲勞特性，此 夕卜，從其部件形狀的觀點(diǎn)來看，要求優(yōu)異的延展性和擴(kuò)孔性。另一方面，行駛部件的主流通 常是板厚較厚的2. 0mm以上的熱軋鋼板，但現(xiàn)狀是為了確保剛性，通過選定厚實(shí)的材料來 保證品質(zhì)，與車身部件等相比，輕薄化的應(yīng)對(duì)不夠。因此，在推進(jìn)行駛部件的輕薄化時(shí)，腐蝕 減薄余量變少，因此預(yù)想從現(xiàn)行的熱軋鋼板向防銹性高的熱浸鍍鋅鋼板的適用的動(dòng)向會(huì)進(jìn) 展下去。
[0005] -般地，如果疲勞強(qiáng)度除以抗拉強(qiáng)度得到的疲勞強(qiáng)度比為0. 45以上，則疲勞特性 被視為良好。另外，如果抗拉強(qiáng)度和總伸長率的積為17000MPa· %以上，則視為延展性良 好，抗拉強(qiáng)度為590MPa級(jí)的情況下如果擴(kuò)孔率為80%以上，則視為擴(kuò)孔性良好。另外，如果 屈服強(qiáng)度除以抗拉強(qiáng)度得到的屈服比為〇. 80以上，則視為耐沖擊特性良好。
[0006] -般地，如果抗拉強(qiáng)度增加，則屈服強(qiáng)度也增加，因此延展性降低，進(jìn)而延伸凸緣 成形性受損。以往，含有鐵素體和馬氏體的2相的雙相（Dual Phase，DP)鋼的情況下，雖 然延展性優(yōu)異，但變得容易出現(xiàn)因在軟質(zhì)相的鐵素體和硬質(zhì)相的馬氏體的界面附近的局部 的應(yīng)變集中而導(dǎo)致的微裂紋的發(fā)生和發(fā)展，所以認(rèn)為是對(duì)擴(kuò)孔性不利的顯微組織形態(tài)。因 此，要提高擴(kuò)孔性，考慮顯微組織間的硬度差越小越有利，認(rèn)為具有像鐵素體或貝氏體單相 鋼那樣的均一組織的鋼板有優(yōu)勢(shì)，但另一方面因?yàn)檠诱剐越档?，所以以往使延展性和擴(kuò)孔 性兼具是困難的。
[0007] 另一方面，一般地有抗拉強(qiáng)度上升則疲勞強(qiáng)度也上升的傾向，但成為更高強(qiáng)度的 材料則疲勞強(qiáng)度比下降。再者，疲勞強(qiáng)度比，是用鋼板的疲勞強(qiáng)度除以抗拉強(qiáng)度求得的。鋼 材的疲勞強(qiáng)度，一般是鋼板最表層越硬化越提高，所以要得到優(yōu)異的疲勞特性，鋼板最表層 的硬化變得重要。
[0008] 截至目前為止，作為兼具擴(kuò)孔性和延展性的高強(qiáng)度鋼板，例如專利文獻(xiàn)1中提出 了積極地添加了 A1，且積極添加了 Nb、Ti和V這樣的碳氮化物形成元素的鋼板。但是，專 利文獻(xiàn)1中提出的鋼板，需要大量地添加 A1到0. 4%以上，存在不僅需要較多合金成本，還 使焊接性劣化的課題。另外，沒有涉及疲勞特性的記述，對(duì)于成為耐沖擊特性的指標(biāo)的屈服 比也沒有公開。
[0009] 另外，專利文獻(xiàn)2和3中，提出了積極地添加了 Nb和Ti的擴(kuò)孔性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼 板。但是，專利文獻(xiàn)2和3中提出的鋼板，積極地添加了 Si，所以有鍍敷潤濕性差的課題。 另外，沒有涉及疲勞特性的記述，對(duì)于成為耐沖擊特性的指標(biāo)的屈服比也沒有公開。
[0010] 另外，專利文獻(xiàn)4中，提出了積極地添加了 Nb和Ti的兼具疲勞特性和擴(kuò)孔性的鋼 板。但是，專利文獻(xiàn)4中提出的鋼板，以IF鋼為基礎(chǔ)，有抗拉強(qiáng)度為590MPa以上的高強(qiáng)度 化困難的課題。另外，對(duì)于成為耐沖擊特性的指標(biāo)的屈服比沒有公開。
[0011] 另外，專利文獻(xiàn)5中，提出了通過控制鋼中的夾雜物來兼具疲勞特性和擴(kuò)孔性的 高強(qiáng)度鋼板。但是，專利文獻(xiàn)5中提出的鋼板，必須添加 La或Ce這樣的稀有金屬，不僅需 要較多合金成本，對(duì)于成為耐沖擊特性的指標(biāo)的屈服比也沒有公開。
[0012] 另外，專利文獻(xiàn)6中，提出了積極地添加了 Nb、Ti、Mo和V這樣的碳氮化物形成 元素的擴(kuò)孔性優(yōu)異的鋼板。但是，專利文獻(xiàn)6中提出的鋼板，鐵素體的維氏硬度必須是 0. 3XTS+10以上。因?yàn)樵诒景l(fā)明中設(shè)想的抗拉強(qiáng)度是590MPa級(jí)，所以鐵素體的維氏硬度需 要至少是187Hv以上，設(shè)想需要添加大量的合金化元素（特別是C、Nb或Ti等的碳氮化物 形成元素，Si等的鐵素體穩(wěn)定化元素），使鐵素體變硬，所以不僅需要較多合金成本，對(duì)于 成為耐沖擊特性的指標(biāo)的屈服比也沒有公開。
[0013] 在先技術(shù)文獻(xiàn)
[0014] 專利文獻(xiàn)1:日本國特開2004-204326號(hào)公報(bào)
[0015] 專利文獻(xiàn)2:日本國特開2004-225109號(hào)公報(bào)
[0016] 專利文獻(xiàn)3:日本國特開2006-152341號(hào)公報(bào)
[0017] 專利文獻(xiàn)4:日本國特開平7-090483號(hào)公報(bào)
[0018] 專利文獻(xiàn)5:日本國特開2009-299136號(hào)公報(bào)
[0019] 專利文獻(xiàn)6:日本國特開2006-161111號(hào)公報(bào)


【發(fā)明內(nèi)容】

[0020] 本發(fā)明的課題是穩(wěn)定而不損害生產(chǎn)率地提供疲勞特性、延展性和擴(kuò)孔性、進(jìn)而沖 擊特性也優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板、鍍敷鋼板。
[0021] 本發(fā)明是為解決抗拉強(qiáng)度是590MPa以上的高強(qiáng)度鋼板、鍍敷鋼板的疲勞特性的 提高及延展性-擴(kuò)孔性平衡的提高這一課題，進(jìn)行了研討而得到的見解。即，通過積極地添 加合金元素量、特別是A1，進(jìn)行Nb和Ti的添加量的最佳化，來使顯微組織適宜化，且在退 火工序中，加熱到最高加熱溫度后，冷卻到適宜溫度并保持，由此嚴(yán)密地控制鐵素體中的滲 碳體的形態(tài)。并且，是基于下述見解而完成的，即通過退火后實(shí)施適當(dāng)?shù)谋砥す廛埵贡韺佑?化，由此可以制造具有與以往相比優(yōu)異的疲勞特性、延展性和擴(kuò)孔性，進(jìn)一步具有優(yōu)異的沖 擊特性的鋼板，其要旨如下。再者，作為本技術(shù)的對(duì)象的鋼板在抗拉強(qiáng)度上本來沒有上限， 但現(xiàn)實(shí)中抗拉強(qiáng)度超過980MPa較難。
[0022] (1)本發(fā)明的第一方式涉及的鋼板，以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0. 020 %?0.080 %、 51:0.01%?0.10%、]?11:0.80%?1.80%、六1:超過0.10%且低于0.40%，并限制為 Ρ:0· 0100%以下、S:0. 0150%以下、Ν:0· 0100%以下，還含有合計(jì)為0· 030%?0· 100%的 下述元素的兩者，Nb:0. 005%?0. 095%、Ti:0. 005%?0. 095%，余量由鐵和不可避免的 雜質(zhì)構(gòu)成，金屬組織包含鐵素體、貝氏體和其他的相，上述其他的相，包含珠光體、殘余奧氏 體和馬氏體，上述鐵素體的面積率為80%?95%，上述貝氏體的面積率為5%?20%，上 述其他的相的分?jǐn)?shù)的合計(jì)低于3%，上述鐵素體中的滲碳體的當(dāng)量圓直徑為0. 003 μ m? 0. 300 μ m，上述鐵素體中的上述滲碳體的個(gè)數(shù)密度為0. 02個(gè)/ μ m2?0. 10個(gè)/ μ m2,抗拉 強(qiáng)度為590MPa以上，作為疲勞強(qiáng)度相對(duì)于上述抗拉強(qiáng)度的疲勞強(qiáng)度比為0. 45以上。
[0023] (2)根據(jù)上述⑴所述的鋼板，也可以以質(zhì)量％計(jì)，還含有Mo:0. 005%?1.000%、 W:0. 005 % ?1. 000 %、ν:0· 005 % ?1. 000 %、Β:0· 0005 % ?0· 0100 %、Ni:0. 05 % ? 1. 50%、Cu:0. 05%?1. 50%、Cr:0. 05%?1. 50%中的 1 種或 2 種以上。
[0024] (3)本發(fā)明的第二方式涉及的鍍敷鋼板，也可以在上述⑴或⑵所述的鋼板的表 面設(shè)置有鍍層。
[0025] (4)本發(fā)明的第三方式涉及的鋼板的制造方法，也可以將熱軋鋼板酸洗后，升溫至 600°C?Ac/C的溫度范圍內(nèi)，將所述熱軋鋼板的溫度在所述溫度范圍內(nèi)的滯留時(shí)間設(shè)為10 秒?200秒而進(jìn)行退火后，冷卻到350°C?550°C，將所述熱軋鋼板的溫度在350°C?550°C 的溫度范圍內(nèi)的滯留時(shí)間保持為10秒?500秒后進(jìn)行冷卻，所述熱軋鋼板是在對(duì)具有上述 ⑴或（2)所記載的化學(xué)成分的鋼片熱軋時(shí)，加熱至1150°C以上，在Ar 3°C以上的溫度下完 成終軋，在400°C?600°C的溫度區(qū)域卷取而成的。這里，Ar3°C和Ac/C是由以下的1式和 2式求得的Ar 3相變溫度和ACl相變溫度。
[0026] Ar3 = 910-325 X [C]+33X [Si]+287 X [P]+40X [Al]-92 ([Μη]+ [Mo]+ [Cu])-46 X (
[Cr] + [Ni]) · · · (1式）
[0027] ACl = 761. 3+212 [C]-45. 8 [Mn]+16. 7 [Si] · · · (2 式）
[0028] 其中，附帶□的元素表示各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
[0029] (5)根據(jù)上述⑷所述的鋼板的制造方法，也可以對(duì)上述鋼板實(shí)施伸長率為 0.4%?2.0%的表皮光軋。
[0030] (6)本發(fā)明的第四方式涉及的鍍敷鋼板的制造方法，也可以在上述⑷或（5)所記 載的退火后，冷卻并保持之后，接著實(shí)施鍍敷后進(jìn)行冷卻。
[0031] (7)根據(jù)上述（6)所述的鍍敷鋼板的制造方法，也可以實(shí)施上述鍍敷后，在 450°C?600°C的溫度范圍進(jìn)行10秒以上的熱處理后冷卻。
[0032] 根據(jù)本發(fā)明，能夠提供抗拉強(qiáng)度為590MPa以上，屈服比高，疲勞特性和延展性-擴(kuò) 孔性平衡優(yōu)異，而且具有優(yōu)異的沖擊特性的高強(qiáng)度鋼板、鍍敷鋼板，在產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)尤為顯 著。進(jìn)一步，本發(fā)明能夠減少汽車用行駛部件的板厚，發(fā)揮對(duì)汽車車身的輕量化等的貢獻(xiàn)大 這一尤為顯著的效果。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0033] 圖1是表示碳氮化物平均當(dāng)量圓直徑、抗拉強(qiáng)度和總伸長率的積的關(guān)系的說明 圖。
[0034] 圖2是表示碳氮化物平均當(dāng)量圓直徑和擴(kuò)孔率λ的關(guān)系的說明圖。
[0035] 圖3是表示碳氮化物平均當(dāng)量圓直徑和屈服比的關(guān)系的說明圖。
[0036] 圖4是表示碳氮化物平均當(dāng)量圓直徑和疲勞強(qiáng)度比的關(guān)系的說明圖。
[0037] 圖5是表示退火后的保持溫度和鐵素體中的滲碳體當(dāng)量圓直徑的關(guān)系的說明圖。
[0038] 圖6是表示退火后的保持溫度和鐵素體中的滲碳體個(gè)數(shù)密度的關(guān)系的說明圖。
[0039] 圖7是表示鐵素體中的滲碳體當(dāng)量圓直徑和擴(kuò)孔率λ的關(guān)系的說明圖。
[0040] 圖8是表示鐵素體中的滲碳體個(gè)數(shù)密度和擴(kuò)孔率λ的關(guān)系的說明圖。

【具體實(shí)施方式】
[0041] 以下，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。
[0042] 首先，對(duì)于本發(fā)明中鋼成分的限定理由進(jìn)行說明。
[0043] C是有助于抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的上升的元素，根據(jù)作為目標(biāo)的強(qiáng)度級(jí)別添加適 量。另外，對(duì)于要得到貝氏體也有效。C量如果低于0.020%，則得到目標(biāo)的抗拉強(qiáng)度和屈 服強(qiáng)度變得困難，所以下限設(shè)定為〇. 020%。另一方面，C量超過0. 080%，則導(dǎo)致延展性、擴(kuò) 孔性、焊接性的劣化，所以上限設(shè)定為0. 080%。另外，要穩(wěn)定地確?？估瓘?qiáng)度和屈服強(qiáng)度， C的下限也可以設(shè)定為0. 030%或0. 040%，C的上限也可以設(shè)定為0. 070%或0. 060%。
[0044] Si是脫氧元素，Si量的下限沒有規(guī)定，但低于0. 01%時(shí)制造成本變高，所以優(yōu)選 下限設(shè)定為〇.〇1 %。Si是鐵素體穩(wěn)定化元素。另外，Si有時(shí)會(huì)產(chǎn)生在實(shí)施熱浸鍍鋅時(shí)的 鍍敷潤濕性降低和因合金化反應(yīng)延遲造成的生產(chǎn)率降低的問題。因此，Si量的上限設(shè)定 為0. 10%。另外，要減少鍍敷潤濕性降低和生產(chǎn)率降低的問題，Si的下限也可以設(shè)定為 0· 020%、0· 030%或 0· 040%，Si 的上限也可以設(shè)定為 0· 090%、0· 080%或 0· 070%。
[0045] Μη作為有助于固溶強(qiáng)化的元素有增加強(qiáng)度的作用，而且對(duì)得到貝氏體也有效。 因此，Μη有必要含有0.80%以上。另一方面，Μη量超過1.80%，則導(dǎo)致擴(kuò)孔性和焊接性 的劣化，所以設(shè)定1.80%為上限。另外，為了穩(wěn)定地得到貝氏體，Μη的下限也可以設(shè)定為 0. 90%、1. 00%或 1. 10%，Μη 的上限也可以設(shè)定為 1. 70%、1. 60%或 1. 50%。
[0046] Ρ是雜質(zhì)，偏析于晶界，因此導(dǎo)致鋼板的韌性的降低和焊接性的劣化。此外，熱浸 鍍鋅時(shí)合金化反應(yīng)變得極慢，生產(chǎn)率降低。從這些觀點(diǎn)來看，Ρ量的上限設(shè)定為〇. 0100%。 下限雖不特別限定，但因?yàn)棣笔橇畠r(jià)地提高強(qiáng)度的元素，所以優(yōu)選Ρ量為0. 0050%以上。為 了進(jìn)一步提高韌性和焊接性，Ρ的上限也可以限制為0. 0090%或0. 0080%。
[0047] S是雜質(zhì)，其含量超過0. 0150%，則誘發(fā)熱裂紋，使加工性劣化，所以S量的上限設(shè) 定為0. 0150 %。下限雖不特別限定，但S從脫硫成本的觀點(diǎn)來看，S量優(yōu)選設(shè)定為0. 0010 % 以上。為了進(jìn)一步減少熱裂紋，S的上限也可以限制為0. 0100%或0. 0050%。
[0048] Α1是本發(fā)明中極為重要的元素。Α1與Si同樣是鐵素體穩(wěn)定化元素，但不會(huì)降低 鍍敷潤濕性，是用于通過促進(jìn)鐵素體的生成來確保延展性的重要元素。為了得到其效果，A1 量有必要含有超過0. 10%。另外，即使過度添加 A1，不僅上述效果飽和，導(dǎo)致過剩的合金成 本的增加，還使焊接性劣化，所以其上限設(shè)定為0. 40%。另外，為了穩(wěn)定地確保延展性，A1 的下限也可以設(shè)定為0. 15%、0. 20%或0. 25%，A1的上限也可以設(shè)定為0. 35%或0. 30%。
[0049] N為雜質(zhì)，N量超過0.0100%，則韌性和延展性的劣化、鋼片的裂紋產(chǎn)生變得顯 著。再者，因?yàn)镹與C同樣地對(duì)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的上升有效，所以也可以將上限設(shè)定為 0.0100 %積極地添加。
[0050] 此外，Nb和Ti在本發(fā)明中是極為重要的元素。這些元素形成碳氮化物，在制作提 高屈服強(qiáng)度，沖擊特性優(yōu)異的鋼板時(shí)變得很有必要。這些元素各自析出強(qiáng)化不同，但通過 Nb、Ti的雙方的合計(jì)含有0. 030%以上，如圖1所示，抗拉強(qiáng)度TS和總伸長率El的積優(yōu)異， 且可以得到590MPa以上的抗拉強(qiáng)度，進(jìn)一步如圖2所示，可以得到優(yōu)異的擴(kuò)孔性（擴(kuò)孔率 入）。進(jìn)一步如圖3和4所示，也可以得到作為沖擊特性的指標(biāo)的屈服比為0. 80以上，作為 疲勞特性的指標(biāo)的疲勞強(qiáng)度比為〇. 45以上。雖然希望疲勞強(qiáng)度比高，但是實(shí)際上超過0. 60 很難，所以0. 60為實(shí)際上的上限。再者，Nb和Ti通過復(fù)合添加來得到比單獨(dú)添加的情況 更微細(xì)的碳氮化物，為了增加析出強(qiáng)度，復(fù)合添加這些元素變得重要。另外，Nb、Ti的雙方 的合計(jì)的上限設(shè)定為0. 100%，是因?yàn)榧词乖俣嗟靥砑?，析出?qiáng)化也有極限，不僅無法實(shí)質(zhì) 地得到強(qiáng)度提高，還會(huì)如圖1和2所示延展性和擴(kuò)孔性降低。另外，為了穩(wěn)定地確保抗拉強(qiáng) 度和總伸長率的積、擴(kuò)孔性、屈服比、疲勞強(qiáng)度，Nb、Ti的雙方的合計(jì)的下限也可以設(shè)定為 0. 032%、0. 035%或0. 040%，Nb、Ti的雙方的合計(jì)的上限也可以設(shè)定為0. 080%、0. 060% 或 0· 050%。
[0051] Nb、Ti各自的下限設(shè)定為0.005%，是因?yàn)槿绻陀谶@個(gè)值，則碳氮化物的形成 少，提高屈服強(qiáng)度的效果不容易體現(xiàn)出來，而且無法得到更加微細(xì)的碳氮化物。另外，擴(kuò)孔 性也降低。各自的上限根據(jù)Nb、Ti雙方的合計(jì)上限而定。
[0052] Mo、W和V都是形成碳氮化物的元素，根據(jù)需要可以添加1種或2種以上。為了得 到強(qiáng)度提高的效果，優(yōu)選分別將Mo:0. 005%以上、W:0. 005%以上、V:0. 005%以上設(shè)定為下 限進(jìn)行添加。另一方面，過剩地添加會(huì)導(dǎo)致合金成本的增加，因此優(yōu)選設(shè)定各自的上限為 Mo:l. 000% 以下、W:l. 000% 以下、V:l. 000% 以下。
[0053] B、Ni、Cu和Cr都是提高淬火性的元素，根據(jù)需要可以添加1種或2種以上。為 了得到強(qiáng)度提高的效果，優(yōu)選分別將B: 0· 0005 %以上、Ni : 0· 05 %以上、Cu: 0· 05 %以上、 Cr:0. 05%以上設(shè)定為下限進(jìn)行添加。另一方面，過剩地添加會(huì)導(dǎo)致合金成本的增加，因此 優(yōu)選設(shè)定各自的上限為B:0. 0100%以下、Ni:l. 50%以下、Cu:l. 50%以下、Cr:l. 50%以下。
[0054] 含有以上化學(xué)成分的高強(qiáng)度鋼板，以鐵為主成分的余量在不損害本發(fā)明的特性的 范圍，也可以含有因制造過程等不可避免地混入的雜質(zhì)。
[0055] 接著，對(duì)于制造方法的限定理由進(jìn)行說明。
[0056] 將具有上述成分組成的鋼片加熱到1150°C以上的溫度。鋼片可以是利用連鑄設(shè)備 制造剛結(jié)束后的板坯，也可以利用電爐制造的。規(guī)定為1150°C以上的理由，是為了在鋼材 中充分分解熔解碳氮化物形成元素和碳。由此，抗拉強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和總伸長率的積、屈服 比、疲勞強(qiáng)度比變得良好。為了使析出碳氮化物熔解，優(yōu)選設(shè)定為1200°C以上。但是，加熱 溫度超過1280°C在生成成本上不合適，所以優(yōu)選以此為上限。
[0057] 熱軋中的終軋溫度，如果低于Ar3相變溫度，則出現(xiàn)在表層的碳氮化物的析出和/ 或粒徑的粗大化，為了防止因表層強(qiáng)度的降低變得顯著而引起的疲勞特性的劣化，將此設(shè) 定為下限。終軋溫度的上限雖無特別設(shè)定，但實(shí)質(zhì)上1050°C左右為上限。
[0058] 這里，Ar3°C是由以下的1式求得的Ar3相變溫度。
[0059] Ar3 = 910-325 X [C]+33X [Si]+287 X [P]+40X [Al]-92 ([Μη]+ [Mo]+ [Cu])-46 X (
[Cr] + [Ni]) · · · (1式）
[0060] 其中，附帶□的元素，表示各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
[0061] 終軋后的卷取溫度，在本發(fā)明中是極為重要的制造條件。本發(fā)明中，通過將卷取溫 度設(shè)定為600°C以下，抑制在熱軋鋼板的階段的碳氮化物的析出很重要，通過至此為止的歷 程不會(huì)損害本發(fā)明的特性。卷取溫度超過600°C，會(huì)發(fā)生在熱軋鋼板的碳氮化物的析出，無 法充分得到退火后的析出強(qiáng)化，抗拉強(qiáng)度、屈服比、疲勞特性劣化，所以以此為上限。此外， 通過將卷取溫度設(shè)定為600°C以下，可以得到貝氏體，因此對(duì)強(qiáng)度提高也有效。另外，卷取溫 度低于400°C，則無法充分得到鐵素體，導(dǎo)致延展性的降低，抗拉強(qiáng)度和總伸長率的積降低， 擴(kuò)孔性也降低，所以以此為下限。
[0062] 本發(fā)明的鋼板是以熱軋鋼板為母材的鋼板，其后，采用常法酸洗，不實(shí)施通過串聯(lián) 式軋制機(jī)等的冷軋而進(jìn)行退火。但是，為了避免連續(xù)退火設(shè)備通過板時(shí)的蛇行等，以形狀改 善為目的在退火前實(shí)施調(diào)質(zhì)軋制（壓下率〇、4?10%左右）的軋制也無妨。
[0063] 為了控制加熱溫度和加熱時(shí)間，退火優(yōu)選通過連續(xù)退火設(shè)備進(jìn)行。退火時(shí)的最高 加熱溫度是本發(fā)明中極為重要的制造條件。最高加熱溫度的下限設(shè)定為600°C，上限設(shè)定 為ACl相變溫度。最高加熱溫度低于600°C的情況下，退火中的碳氮化物的析出不充分，抗 拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低，此外會(huì)導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低。另一方面，最高加熱溫度變得超過 ACl相變溫度，則會(huì)發(fā)生碳氮化物的粗大化和從鐵素體到奧氏體的相變，無法得到充分的析 出強(qiáng)化，所以以此為上限。
[0064] 這里，Ac/C是由以下的2式求得的ACl相變溫度。
[0065] ACl = 761. 3+212 [C]-45. 8 [Μη]+16. 7 [Si] · · · (2 式）
[0066] 其中，附帶□的元素表示各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
[0067] 退火時(shí)在最高加熱溫度時(shí)的滯留時(shí)間是本發(fā)明中極為重要的制造條件。在 600°C?ACl相變溫度的溫度范圍的鋼板的滯留時(shí)間設(shè)定為10?200秒。這是因?yàn)殇摪逶?最高加熱溫度的滯留時(shí)間少于10秒，則碳氮化物的析出變得不充分，無法得到充分的析出 強(qiáng)化，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低，還導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低。另一方面，鋼板在最高加熱 溫度的滯留時(shí)間變長，則不僅導(dǎo)致生產(chǎn)率降低，而且導(dǎo)致碳氮化物的粗大化，無法得到充分 的析出強(qiáng)化，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的降低，還導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低，所以以200秒為上 限。
[0068] 在上述退火后冷卻至350?550°C，鋼板的溫度在上述溫度范圍內(nèi)的滯留時(shí)間保 持為10?500秒。在上述溫度范圍的保持在本發(fā)明中極為重要，通過在上述退火后保持在 350?550°C，可以盡可能地使微細(xì)的鐵素體中的滲碳體析出，由此提高擴(kuò)孔性。保持溫度 超過550°C，則如圖5所示，鐵素體中的滲碳體粗大化，如圖6所示，鐵素體中的滲碳體個(gè)數(shù) 密度也增加，如圖7和8所示，擴(kuò)孔性劣化，所以上限設(shè)定為550°C。另外，即使保持溫度低 于350°C，使鐵素體中的滲碳體微細(xì)析出的效果也微弱，所以下限設(shè)定為350°C。另外，上述 溫度范圍內(nèi)的滯留時(shí)間變得超過500秒，則鐵素體中的滲碳體粗大化，個(gè)數(shù)密度也增加，擴(kuò) 孔性劣化，所以上限設(shè)定為500秒。另外，上述溫度范圍內(nèi)的滯留時(shí)間變得低于10秒，則無 法充分得到使鐵素體中的滲碳體微細(xì)析出的效果，所以下限設(shè)定為10秒。上述的保持后， 將鋼板冷卻到常溫。
[0069] 另外，退火后的冷卻速度，通過采用水等冷介質(zhì)的噴吹、送風(fēng)、噴霧等的強(qiáng)制冷卻 來適當(dāng)控制即可。
[0070] 退火后的冷卻后，實(shí)施熱浸鍍鋅或合金化熱浸鍍鋅的情況下，鋅鍍層的組成無特 別限定，在211以外根據(jù)需要添加？631、111、0、1%、？13、311、附等也無妨。再者，鍍敷也可 以在與退火不同的工序中進(jìn)行，但從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)來看，優(yōu)選通過連續(xù)進(jìn)行退火和冷卻、鍍 敷的、連續(xù)退火-熱浸鍍鋅生產(chǎn)線來進(jìn)行。不進(jìn)行后述的合金化處理的情況，鍍敷后將鋼板 冷卻到常溫。
[0071] 進(jìn)行合金化處理的情況下，優(yōu)選在后述的鍍敷后，在450?600°C的溫度范圍進(jìn) 行，其后將鋼板冷卻至常溫。這是因?yàn)榈陀?50°C時(shí)，合金化不充分進(jìn)行，另外，超過600°C 時(shí)，合金化過度進(jìn)行，鍍層脆化，有時(shí)誘發(fā)通過壓制等的加工使鍍層剝離等的問題。合金化 處理的時(shí)間低于10秒，則由于有時(shí)合金化不充分進(jìn)行，所以優(yōu)選設(shè)定為10秒以上。另外， 合金化處理的時(shí)間的上限雖無特定規(guī)定，但是從生產(chǎn)效率的觀點(diǎn)來看，優(yōu)選設(shè)定為100秒 以內(nèi)。
[0072] 另外，從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)來看，優(yōu)選在連續(xù)退火-熱浸鍍鋅生產(chǎn)線連續(xù)設(shè)置合金化 處理爐，從而連續(xù)進(jìn)行退火、冷卻、鍍敷和合金化處理、冷卻。
[0073] 鍍層雖在實(shí)施例上例示性地示出熱浸鍍鋅層、合金化熱浸鍍鋅層，但是也包括電 鍍鋅層。
[0074] 表皮光軋?jiān)诒景l(fā)明中是極為重要的。表皮光軋不僅為了矯正形狀和確保表面形 狀，而且有通過使表層硬化來提高疲勞特性的效果，所以優(yōu)選在伸長率〇. 4?2. 0%的范圍 進(jìn)行。表皮光軋的伸長率的下限設(shè)定為0.4%的理由，是因?yàn)槿绻陀?.4%，則無法得到 充分的表面粗度的改善和只在表層的加工硬化，疲勞特性不改善，所以以此為下限。另一方 面，進(jìn)行超過2. 0%的表皮光軋，則鋼板過于加工硬化而軋制成形性劣化，所以以此為上限。 [0075] 接著，對(duì)于金屬組織進(jìn)行說明。
[0076] 根據(jù)本發(fā)明得到的鋼板的顯微組織，主要包括鐵素體和貝氏體。鐵素體的面積 率低于80%，則貝氏體增加，無法得到充分的延展性，所以設(shè)定鐵素體的面積率的下限為 80%以上。鐵素體的面積率超過95%，則抗拉強(qiáng)度降低，所以將鐵素體的面積率的上限設(shè)定 為95%以下。但是，鐵素體中的滲碳體不作為面積換算。
[0077] 貝氏體有助于高強(qiáng)度化，另一方面如果過剩地存在則會(huì)導(dǎo)致延展性的降低，所以 下限設(shè)為5%，上限設(shè)定為20%。
[0078] 另外，作為其他的相，有珠光體、殘余奧氏體和馬氏體，它們的分?jǐn)?shù)（面積率或體 積率）的合計(jì)為3%以上，則屈服強(qiáng)度降低，使屈服比上升至0. 80以上變得困難，所以珠光 體、殘余奧氏體和馬氏體的分?jǐn)?shù)的合計(jì)設(shè)定為低于3%。
[0079] 顯微組織，將與軋制方向平行的板厚截面作為觀察面制取試料，研磨觀察面，進(jìn)行 硝酸酒精溶液蝕刻，并根據(jù)需要進(jìn)行Lepera試劑蝕刻，通過光學(xué)顯微鏡觀察即可。再者， 顯微組織觀察，對(duì)于從鋼板的任意位置制取的樣品，對(duì)板厚方向的1/4部以1000倍拍攝了 300X300 μ m的范圍?？梢酝ㄟ^對(duì)由光學(xué)顯微鏡得到的顯微組織照片二值化為白和黑來進(jìn) 行圖像解析，將珠光體、貝氏體或馬氏體中的任意1種或2種以上的面積率的合計(jì)量，作為 鐵素體以外的相的面積率求得。殘余奧氏體，雖然在光學(xué)顯微鏡下與馬氏體的區(qū)別困難，但 可以通過X射線衍射法進(jìn)行殘余奧氏體的體積率的測(cè)定。再者，由顯微組織求得的面積率 與體積率相同。
[0080] 鐵素體中的滲碳體的形態(tài)在本發(fā)明中極為重要。鐵素體中的滲碳體的當(dāng)量圓直徑 超過0.300 μ m，則變成擴(kuò)孔試驗(yàn)時(shí)的裂紋起點(diǎn)的可能性變高，擴(kuò)孔性劣化，所以上限設(shè)定為 0. 300 μ m。由于測(cè)定精度的狀況，下限設(shè)定為0. 003 μ m。另外，上述當(dāng)量圓直徑的鐵素體中 的滲碳體的個(gè)數(shù)密度超過〇. 10個(gè)/ μ m2,則鐵素體中的滲碳體有可能變成擴(kuò)孔試驗(yàn)時(shí)的裂 紋起點(diǎn)，所以擴(kuò)孔性會(huì)劣化，因此上限設(shè)定為0. 10個(gè)/μ m2。將鐵素體中的滲碳體的個(gè)數(shù)密 度設(shè)定為〇. 02個(gè)/ μ m2較困難，所以下限設(shè)定為0. 02個(gè)/ μ m2。再者，鐵素體中的滲碳體 的當(dāng)量圓直徑和個(gè)數(shù)密度，對(duì)于從鋼板的任意位置制取的樣品，從板厚方向的1/4部抽出 作成復(fù)制品試料，采用透射型電子顯微鏡（TEM)，用10000倍觀察在10X10 μ m的范圍的鐵 素體中的滲碳體，由100視場(chǎng)的觀察結(jié)果確定。計(jì)數(shù)方法隨機(jī)地選擇100視場(chǎng)。
[0081] 各機(jī)械特性的試驗(yàn)方法如下所示。從制造后的鋼板，將寬度方向（稱為TD方向） 作為縱向，制取Jis Z 2201的5號(hào)抗拉試驗(yàn)片，依據(jù)JIS Z 2241，評(píng)價(jià)了 TD方向的抗拉特 性。另外，對(duì)于疲勞強(qiáng)度，依據(jù)JIS Z 2275,采用Schenck式平面彎曲疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行評(píng)價(jià)。 此時(shí)的應(yīng)力負(fù)荷，采用雙振，試驗(yàn)的振動(dòng)頻率是30Hz。再者，疲勞強(qiáng)度比根據(jù)上述的說明，是 將通過平面彎曲疲勞試驗(yàn)得到的1〇 7周期下的疲勞強(qiáng)度除以通過上述抗拉試驗(yàn)測(cè)定的抗拉 強(qiáng)度得到的值。另外，擴(kuò)孔性依據(jù)日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST1001進(jìn)行了評(píng)價(jià)。將得到的各鋼 板切成lOOmmX 100mm后，間隙為板厚的12%，打出直徑10mm的孔后，采用內(nèi)徑為75mm的沖 模，在抑制為88. 2kN的折疊壓力的狀態(tài)下，用60°圓錐的沖頭壓入孔，測(cè)定龜裂發(fā)生臨界 時(shí)的孔直徑，由下式（3式）求得臨界擴(kuò)孔率[%]，由該臨界擴(kuò)孔率評(píng)價(jià)了擴(kuò)孔性。
[0082] 臨界擴(kuò)孔率 λ [% ] = {(Df-DQ)/DQ}X100 · · · (3 式）
[0083] 這里，Df是龜裂發(fā)生時(shí)的孔徑[mm]、D。是初期孔徑[mm]。另外，鍍敷密接性的評(píng) 價(jià)，依據(jù)Jis Η 0401，根據(jù)彎曲試驗(yàn)用目視評(píng)價(jià)了彎曲部分的鍍敷皮膜的表面狀態(tài)。
[0084] 實(shí)施例
[0085] 熔煉具有如表1所示的組成的鋼，將鑄造得到的鋼片，以表2-1、表2-2所示的條 件，進(jìn)行了鋼板的制造。再者，表1的[一]，意指成分的分析值低于檢測(cè)臨界。另外，表1也 表示了 Ar3[°C ]和AcJO ]的計(jì)算值。
[0086] 從制造后的鋼板，將寬度方向（稱為TD方向）作為縱向，制取JIS Z 2201的5號(hào) 抗拉試驗(yàn)片，依據(jù)JIS Z 2241，評(píng)價(jià)了 TD方向的抗拉特性。另外，對(duì)于疲勞強(qiáng)度，依據(jù)JIS Z 2275,采用Schenck式平面彎曲疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行評(píng)價(jià)。此時(shí)的應(yīng)力負(fù)荷，采用雙振，試驗(yàn) 的振動(dòng)頻率是30Hz。再者，疲勞強(qiáng)度比根據(jù)上述的說明，是將通過平面彎曲疲勞試驗(yàn)得到的 1〇 7周期下的疲勞強(qiáng)度除以通過上述抗拉試驗(yàn)測(cè)定的抗拉強(qiáng)度得到的值。另外，擴(kuò)孔性依據(jù) 日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST1001進(jìn)行了評(píng)價(jià)。將得到的各鋼板切成lOOmmX 100mm后，間隙為 板厚的12%，打出直徑10_的孔后，采用內(nèi)徑為75_的沖模，在抑制為88. 2kN的折疊壓力 的狀態(tài)下，用60°圓錐的沖頭壓入孔，測(cè)定龜裂發(fā)生臨界時(shí)的孔直徑，由下式（3式）求得臨 界擴(kuò)孔率[%]，由該臨界擴(kuò)孔率評(píng)價(jià)了擴(kuò)孔性。
[0087] 臨界擴(kuò)孔率 λ [% ] = {(Df-D〇)/D。} X100 · · · (3 式）
[0088] 這里，Df是龜裂發(fā)生時(shí)的孔徑[mm]、D。是初期孔徑[mm]。另外，鍍敷密接性的評(píng) 價(jià)，依據(jù)JIS Η 0401，根據(jù)彎曲試驗(yàn)用目視評(píng)價(jià)彎曲部分的鍍敷皮膜的表面狀態(tài)。
[0089] 鋼板的板厚截面的顯微組織觀察，用上述的方法觀察，貝氏體的面積率，作為鐵素 體和其他的相以外的相的合計(jì)求得。
[0090] 結(jié)果示于表3-1、表3-2。再者，本發(fā)明中，作為疲勞特性的指標(biāo)的疲勞強(qiáng)度比為 0.45以上，則評(píng)價(jià)為良好。另外，作為延展性的指標(biāo)的抗拉強(qiáng)度TS[MPa]和總伸長率El[%] 的積，即TSXEl[MPa · % ]為17000[MPa · % ]以上，則評(píng)價(jià)為良好。另外，作為擴(kuò)孔性的 指標(biāo)的擴(kuò)孔率λ [%]為80%以上，則評(píng)價(jià)為良好。另外，作為沖擊特性的指標(biāo)的屈服比為 0.80以上，則評(píng)價(jià)為良好。
[0091] 其結(jié)果，如表3-1、表3-2所示，通過將具有本發(fā)明的化學(xué)成分的鋼在適當(dāng)?shù)臈l件 下進(jìn)行熱軋和退火，能夠得到疲勞強(qiáng)度和沖擊特性優(yōu)異，延展性-擴(kuò)孔性平衡優(yōu)異的高強(qiáng) 度鋼板、熱浸鍍鋅鋼板和合金化熱浸鍍鋅鋼板。
[0092] 另一方面，鋼No. M，由于C量多，延展性和擴(kuò)孔性降低。
[0093] 另外，鋼No. N，由于C量少，貝氏體的面積率變少，抗拉強(qiáng)度降低，屈服比、抗拉強(qiáng) 度與總伸長率的積降低。
[0094] 另外，鋼No. 0,由于Si量多，貝氏體的面積率變少，抗拉強(qiáng)度降低，抗拉強(qiáng)度與總 伸長率的積降低。
[0095] 另外，鋼No. P，由于Μη量少，貝氏體的面積率變少，抗拉強(qiáng)度降低，抗拉強(qiáng)度與總 伸長率的積降低。
[0096] 另外，鋼No. Q，由于Μη量多，貝氏體的面積率變多，抗拉強(qiáng)度提高延展性降低，抗 拉強(qiáng)度與總伸長率的積降低，擴(kuò)孔性也降低。
[0097] 另外，鋼No. R，由于Α1量少，貝氏體的面積率變多，延展性降低，抗拉強(qiáng)度與總伸 長率的積降低，擴(kuò)孔性也降低。
[0098] 另外，鋼No. S，由于A1量多，貝氏體的面積率變少，抗拉強(qiáng)度降低，抗拉強(qiáng)度與總 伸長率的積降低。
[0099] 另外，鋼No. T，由于Ti+Nb量少，抗拉強(qiáng)度降低，屈服比、抗拉強(qiáng)度與總伸長率的積 降低，疲勞強(qiáng)度和擴(kuò)孔性也降低。
[0100] 另外，鋼No. U，由于Ti量少，屈服比和擴(kuò)孔性降低。
[0101] 另外，鋼No. V，由于Ti量多，延展性降低，抗拉強(qiáng)度與總伸長率的積降低，擴(kuò)孔性 也降低。
[0102] 另外，鋼No. W，由于Nb量少，屈服比和擴(kuò)孔性降低。
[0103] 另外，鋼No. X，由于Nb量多，延展性降低，抗拉強(qiáng)度與總伸長率的積降低，擴(kuò)孔性 也降低。
[0104] 另外，鋼No. Y，由于Nb量沒有添加，抗拉強(qiáng)度、屈服比和疲勞強(qiáng)度比降低。
[0105] 另外，鋼No. Z，由于Ti+Nb量多，延展性降低，抗拉強(qiáng)度與總伸長率的積降低，擴(kuò)孔 性也降低。
[0106] 另外，鋼No. AA，由于Ti+Nb量多，延展性降低，抗拉強(qiáng)度與總伸長率的積降低，擴(kuò) 孔性也降低。
[0107] 另外，制造 No. 3,由于熱軋時(shí)的加熱溫度低，碳氮化物的析出強(qiáng)化少，抗拉強(qiáng)度降 低，抗拉強(qiáng)度與總伸長率的積降低，屈服比和疲勞強(qiáng)度也降低。
[0108] 另外，制造 No. 6,由于退火工序中的最高加熱溫度后，冷卻后的保持溫度低，鐵素 體中的滲碳體粗大化，所以擴(kuò)孔性降低。
[0109] 另外，制造 No. 9,由于退火工序中的最高加熱溫度后，冷卻后的滯留時(shí)間短，所以 鐵素體中的滲碳體粗大化，擴(kuò)孔性降低。
[0110] 另外，制造 No. 12,熱軋時(shí)的終軋溫度低，鋼板表層部軟化，由此疲勞強(qiáng)度降低。
[0111] 另外，制造 No. 15,由于卷取溫度高，碳氮化物的析出強(qiáng)化少，抗拉強(qiáng)度、屈服比和 疲勞強(qiáng)度比降低。
[0112] 另外，制造 No. 18,卷取溫度低，貝氏體的面積率增加，延展性降低，抗拉強(qiáng)度與總 伸長率的積降低，擴(kuò)孔性也降低。
[0113] 另外，制造 No. 21，由于退火時(shí)的最高加熱溫度高，碳氮化物的析出強(qiáng)化少，抗拉強(qiáng) 度、屈服比和疲勞強(qiáng)度比降低。
[0114] 另外，制造 No. 24,由于退火時(shí)的最高加熱溫度低，碳氮化物的析出強(qiáng)化少，抗拉強(qiáng) 度、屈服比和疲勞強(qiáng)度比降低。
[0115] 另外，制造 No. 27,由于在退火時(shí)的最高加熱溫度下的滯留時(shí)間短，碳氮化物的析 出強(qiáng)化少，抗拉強(qiáng)度、屈服比和疲勞強(qiáng)度比降低。
[0116] 另外，制造 No. 30,由于在退火時(shí)的最高加熱溫度下的滯留時(shí)間長，碳氮化物的析 出強(qiáng)化少，抗拉強(qiáng)度、屈服比和疲勞強(qiáng)度比降低。
[0117] 另外，制造 No. 31，由于在最高加熱溫度保持，冷卻后的保持溫度高，鐵素體中的滲 碳體粗大化，個(gè)數(shù)密度也增加，所以擴(kuò)孔性降低。
[0118] 另外，制造 No. 34,由于卷取溫度高，鐵素體變得過大，抗拉強(qiáng)度降低。
[0119] 另外，制造 No. 35,由于在最高加熱溫度保持，冷卻后的等溫滯留時(shí)間長，滲碳體粗 大化，個(gè)數(shù)密度也增加，所以擴(kuò)孔性降低。
[0120] 另外，制造 No. 38,由于卷取溫度低，出現(xiàn)大量的析出物，擴(kuò)孔率低。
[0121]

【權(quán)利要求】
1. 一種鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有 C :0. 020%?0. 080%、 Si :0· 01%?0· 10%、 Μη :0. 80%?1. 80%、 Α1 :超過0. 10%且低于0.40%，并限制為 Ρ :0. 0100% 以下、 S :0. 0150% 以下、 Ν :0. 0100%以下，還含有合計(jì)為0. 030%?0. 100%的下述元素的兩者， Nb:0.005%? 0.095%、 Ti :0. 005%?0. 095%， 余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 金屬組織包含鐵素體、貝氏體和其他的相， 所述其他的相，包含珠光體、殘余奧氏體和馬氏體， 所述鐵素體的面積率為80%?95%， 所述貝氏體的面積率為5%?20%， 所述其他的相的分?jǐn)?shù)的合計(jì)低于3%， 所述鐵素體中的滲碳體的當(dāng)量圓直徑為〇. 003 μ m?0. 300 μ m， 所述鐵素體中的所述滲碳體的個(gè)數(shù)密度為〇. 02個(gè)/ μ m2?0. 10個(gè)/ μ m2,抗拉強(qiáng)度為 590MPa 以上， 作為疲勞強(qiáng)度相對(duì)于所述抗拉強(qiáng)度的疲勞強(qiáng)度比為〇. 45以上。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有 Mo :0. 005%?1. 000%、 W :0. 005%?1. 000%、 V :0. 005%?1. 000%、 B :0· 0005%?0· 0100%、 Ni :0. 05%?1. 50%、 Cu :0. 05%?1. 50%、 Cr :0.05%?1.50%中的1種或2種以上。
3. -種鍍敷鋼板，其特征在于，在權(quán)利要求1或2所述的鋼板的表面設(shè)置有鍍層。
4. 一種鋼板的制造方法，其特征在于，將熱軋鋼板酸洗后，升溫至600°C?ACl°C的溫 度范圍內(nèi)，將所述熱軋鋼板的溫度在所述溫度范圍內(nèi)的滯留時(shí)間設(shè)為10秒?200秒而進(jìn)行 退火后，冷卻到350°C?550°C，將所述熱軋鋼板的溫度在350°C?550°C的溫度范圍內(nèi)的滯 留時(shí)間保持為10秒?500秒后進(jìn)行冷卻，所述熱軋鋼板是在對(duì)具有權(quán)利要求1或2所記載 的化學(xué)成分的鋼片熱軋時(shí)，加熱至1150°C以上，在Ar 3°C以上的溫度下完成終軋，在400°C? 600°C的溫度區(qū)域卷取而成的， 這里，Ar3°C和ACl°C是由以下的1式和2式求得的Ar3相變溫度和A Cl相變溫度， Ar3 = 910-325 X [C]+33X [Si]+287 X [P]+40X [Al]-92 ([Μη]+ [Mo]+ [Cu])-46 X ([Cr] + [Ni]) · · · (1式） ACl = 761. 3+212 [C]-45. 8 [Mn]+16. 7 [Si] · · · (2 式） 其中，附帶□的元素表示各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
5. 根據(jù)權(quán)利要求4所述的鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)所述鋼板實(shí)施伸長率為 0.4%?2.0%的表皮光軋。
6. -種鍍敷鋼板的制造方法，其特征在于，在權(quán)利要求4所記載的退火后，冷卻并保持 之后，接著實(shí)施鍍敷后進(jìn)行冷卻。
7. -種鍍敷鋼板的制造方法，其特征在于，在權(quán)利要求5所記載的退火后，冷卻并保持 之后，接著實(shí)施鍍敷后進(jìn)行冷卻。
8. 根據(jù)權(quán)利要求6或7所述的鍍敷鋼板的制造方法，其特征在于，實(shí)施所述鍍敷后，在 450°C?600°C的溫度范圍進(jìn)行10秒以上的熱處理后冷卻。
【文檔編號(hào)】C21D9/46GK104114731SQ201380009034
【公開日】2014年10月22日 申請(qǐng)日期:2013年2月7日 優(yōu)先權(quán)日:2012年2月17日
【發(fā)明者】田中博之, 林邦夫, 小川登志男, 后藤貢一, 中野和昭 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社