擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制作方法

專利名稱：擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及主要作為沖壓加工的汽車(chē)用鋼板使用的6.0mm左右或以下的板厚、且具有590N/mm2或以上進(jìn)而980N/mm2或以上的抗拉強(qiáng)度的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，作為汽車(chē)燃料費(fèi)降低的對(duì)策的車(chē)體輕量化、零件的一體成形所致的成本降低的要求加強(qiáng)，沖壓成形性優(yōu)良的熱軋高強(qiáng)度鋼板的開(kāi)發(fā)一直在進(jìn)行。從前，作為加工用熱軋鋼板，已知由鐵素體和馬氏體組織構(gòu)成的雙相鋼板。
雙相鋼板由軟質(zhì)的鐵素體相和硬質(zhì)的馬氏體相的復(fù)合組織構(gòu)成，從硬度顯著不同的兩相的界面會(huì)發(fā)生孔隙而產(chǎn)生裂紋，因此存在擴(kuò)孔性差的問(wèn)題，對(duì)于行走部件等要求高擴(kuò)孔性的用途不適合。
對(duì)此，在特開(kāi)平4-88125號(hào)公報(bào)、特開(kāi)平3-180426號(hào)公報(bào)中提出了以貝氏體作為主體的組織的擴(kuò)孔性優(yōu)良的熱軋鋼板的制造方法，但該種鋼板的延伸特性較差，所以適用零件受到制約。
作為兼顧擴(kuò)孔性和延展性的技術(shù)，在特開(kāi)平6-293910號(hào)公報(bào)、特開(kāi)2002-180188號(hào)公報(bào)、特開(kāi)2002-180189號(hào)公報(bào)、特開(kāi)2002-180190號(hào)公報(bào)中，提出了鐵素體+貝氏體的混合組織的鋼板，但以汽車(chē)的進(jìn)一步輕量化目標(biāo)和部件的復(fù)雜化等為背景，要求更高的擴(kuò)孔性，要求采用上述技術(shù)不能完全滿足的高度的加工性以及高強(qiáng)度化。
此外，本發(fā)明人等在特開(kāi)2001-342543號(hào)公報(bào)、特開(kāi)2002-20838號(hào)公報(bào)中，作為不會(huì)伴有延伸率的劣化而提高擴(kuò)孔性的手段，發(fā)現(xiàn)重要的一點(diǎn)是沖孔裂紋的狀態(tài)，并發(fā)現(xiàn)通過(guò)(Ti，Nb)N的微細(xì)化使沖孔斷面生成微細(xì)均勻的孔隙，能夠緩和擴(kuò)孔加工時(shí)的應(yīng)力集中，使擴(kuò)孔性提高。
而且，作為上述(Ti，Nb)N的微細(xì)化的手段，提出了Mg系的氧化物的利用。然而，在這一發(fā)明中只控制了氧化物，而氧控制的自由度小、脫氧后可利用的有限的自由氧的總量也少、難以得到規(guī)定的分散狀態(tài)，很難獲得充分的效果。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是為了解決上述從前的問(wèn)題而提出的，提供具有590N/mm2或以上、進(jìn)而980N/mm2級(jí)別或以上的抗拉強(qiáng)度，且兼顧優(yōu)良的擴(kuò)孔性和延展性的高強(qiáng)度薄鋼板。
本發(fā)明者為了通過(guò)使沖孔的斷面生成微細(xì)均勻的孔隙來(lái)緩和擴(kuò)孔加工時(shí)的應(yīng)力集中、使擴(kuò)孔性提高，就(Ti，Nb)N的微細(xì)化的方法重復(fù)進(jìn)行了各種試驗(yàn)和研討。
其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，從前，硫化物被認(rèn)為會(huì)引起擴(kuò)孔性的劣化，但是高溫析出的Mg系硫化物對(duì)(Ti，Nb)N析出物能起到生成核的作用，低溫析出的Mg系硫化物通過(guò)與(Ti，Nb)N的競(jìng)爭(zhēng)析出而具有抑制(Ti，Nb)N長(zhǎng)大的作用，結(jié)果，Mg系硫化物有利于TiN微細(xì)化帶來(lái)的擴(kuò)孔性的提高。
而且發(fā)現(xiàn)，為了避開(kāi)Mn系硫化物的析出，并通過(guò)Mg系硫化物的析出獲得上述作用，要求O、Mg、Mn以及S的添加量滿足一定的條件，由此，與單獨(dú)利用Mg系氧化物相比，能夠容易實(shí)現(xiàn)更微細(xì)的(Ti，Nb)N的均勻微細(xì)化。而且，基于這一見(jiàn)解，完成了以下的發(fā)明。
(1)一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.01％～0.20％、Si1.5％或以下、
Al1.5％或以下、Mn0.5％～3.5％、P0.2％或以下、S0.0005％～0.009％、N0.009％或以下、Mg0.0006％～0.01％、O0.005％或以下；以及Ti0.01％～0.20％、Nb0.01％～0.10％之中的1種或2種，剩余部分由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且Mn％、Mg％、S％以及O％滿足式(1)～(3)，同時(shí)鋼組織是以鐵素體、貝氏體以及馬氏體之中的1種、2種或更多種作為主體的組織。
≥([O％]/16×0.8)×24 (1)[S％]≤([Mg％]/24-[O％]/16×0.8+0.00012)×32(2)[S％]≤0.0075/[Mn％] (3)(2)根據(jù)上述(1)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在MgO、MgS以及(Nb，Ti)N的復(fù)合析出物中，0.05μm～3.0μm的析出物是每1平方毫米含有5.0×102個(gè)～1.0×107個(gè)。
(3)根據(jù)上述(1)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，Al％以及Si％還滿足式(4)。
+2.2×[Al％]≥0.35(4)(4)根據(jù)上述(2)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，Al％以及Si％還滿足式(4)。
+2.2×[Al％]≥0.35(4)(5)根據(jù)上述(1)～(4)的任何一項(xiàng)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，Ti％、C％、Mn％以及Nb％還滿足式(5)～(7)，同時(shí)鋼組織是以貝氏體作為主體的組織，強(qiáng)度超過(guò)980N/mm2。
0.9≤48/12×[C％]/[Ti％]＜1.7 (5)50227×[C％]-4479×[Mn％]＞-9860 (6)811×[C％]+135×[Mn％]+602×[Ti％]+794×[Nb％]＞465(7)(6)根據(jù)上述(1)～(4)的任何一項(xiàng)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，C％、Si％、Al％以及Mn％還滿足式(8)，同時(shí)鋼組織是以鐵素體和馬氏體作為主體的組織，強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2。
-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％](8)(7)根據(jù)上述(6)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在上述鋼組織的晶粒中，短徑(ds)與長(zhǎng)徑(dl)之比(ds/dl)為0.1或以上的晶粒存在80％或以上。
(8)根據(jù)上述(7)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在上述鋼組織的鐵素體的晶粒中，粒徑為2μm或以上的晶粒存在80％或以上。
(9)根據(jù)上述(1)～(4)的任何一項(xiàng)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，C％、Si％、Mn％以及Al％還滿足式(8)，同時(shí)鋼組織是以鐵素體和貝氏體作為主體的組織，強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2。
-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％](8)(10)根據(jù)上述(9)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在上述鋼組織的晶粒中，短徑(ds)與長(zhǎng)徑(dl)之比(ds/dl)為0.1或以上的晶粒存在80％或以上。
(11)根據(jù)上述(10)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在上述鋼組織的鐵素體的晶粒中，粒徑為2μm或以上的晶粒存在80％或以上。
(12)一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于將上述(1)～(4)的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼，在Ar3相變點(diǎn)或以上的終軋溫度下結(jié)束軋制，接著以20℃/sec或以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，在不足300℃的溫度下進(jìn)行卷繞，制造鋼組織是以鐵素體和馬氏體作為主體的組織、且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2的高強(qiáng)度薄鋼板。
(13)一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于將上述(1)～(4)的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼，在Ar3相變點(diǎn)或以上的終軋溫度下結(jié)束軋制，接著以20℃/sec或以上的冷卻速度冷卻到650℃～750℃，接著在該溫度下進(jìn)行15秒鐘或以下的空氣冷卻，然后再度進(jìn)行冷卻，在不足300℃的溫度下進(jìn)行卷繞，制造鋼組織是以鐵素體和馬氏體作為主體的組織、且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2的高強(qiáng)度薄鋼板。
(14)一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于將上述(1)～(4)的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼，在Ar3相變點(diǎn)或以上的終軋溫度下結(jié)束軋制，接著以20℃/sec或以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，在300℃～600℃的溫度下進(jìn)行卷繞，制造鋼組織是以鐵素體和貝氏體作為主體的組織、且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2的高強(qiáng)度薄鋼板。
(15)一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于將上述(1)～(4)的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼，在Ar3相變點(diǎn)或以上的終軋溫度下結(jié)束軋制，接著以20℃/sec或以上的冷卻速度冷卻到650℃～750℃，接著在該溫度下進(jìn)行15秒鐘或以下的空氣冷卻，然后再度進(jìn)行冷卻，在300℃～600℃的溫度下進(jìn)行卷繞，制造鋼組織是以鐵素體和貝氏體作為主體的組織、且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2的高強(qiáng)度薄鋼板。


圖1是表示抗拉強(qiáng)度與延伸率的關(guān)系的圖。
圖2是表示抗拉強(qiáng)度與擴(kuò)孔比的關(guān)系的圖。
圖3是表示抗拉強(qiáng)度與延伸率的關(guān)系的圖。
圖4是表示抗拉強(qiáng)度與擴(kuò)孔比的關(guān)系的圖。
圖5是表示延伸率與ds/dl的關(guān)系的圖。
圖6是表示延伸率與2μm或以上的鐵素體晶粒的比例的關(guān)系的圖。
圖7是表示抗拉強(qiáng)度與延伸率的關(guān)系的圖。
圖8是表示抗拉強(qiáng)度與擴(kuò)孔比的關(guān)系的圖。
圖9是表示延伸率與ds/dl的關(guān)系的圖。
圖10是表示延伸率與2μm或以上的鐵素體晶粒的比例的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明對(duì)于擴(kuò)孔性的改善，著眼于沖孔的端面性狀，通過(guò)在規(guī)定條件下調(diào)整O、Mg、Mn以及S的添加量，使Mg系氧化物和硫化物均勻微細(xì)地析出，抑制沖孔時(shí)的粗大裂紋的發(fā)生，使端面性狀均勻化，從而改善擴(kuò)孔性。
以下，就本發(fā)明的構(gòu)成要件，進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。
首先，就本發(fā)明的高強(qiáng)度薄鋼板(本發(fā)明鋼板)的成分組成的限定理由進(jìn)行敘述。還有，％是指質(zhì)量％。
C是對(duì)鋼的加工性產(chǎn)生影響的元素，在含量較多時(shí)，加工性劣化。特別是超過(guò)0.20％時(shí)，會(huì)生成對(duì)擴(kuò)孔性有害的碳化物(珠光體、滲碳體)，因此設(shè)定為0.20％或以下。但是，在要求特別高的擴(kuò)孔性的場(chǎng)合，優(yōu)選設(shè)定為0.1％或以下。而且，從確保所需要的強(qiáng)度的觀點(diǎn)出發(fā)，0.01％或以上是必要的。
Si是抑制有害的碳化物的生成、使鐵素體比率增加、使延伸率提高的有效元素，而且對(duì)于由固溶強(qiáng)化而確保材料強(qiáng)度也是有效的元素。所以，優(yōu)選添加Si，但在添加量增加時(shí)，除了化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性下降之外，點(diǎn)焊接性也降低，因此上限設(shè)定為1.5％。
Al與Si一樣，是抑制有害的碳化物的生成、使鐵素體比率增加、使延伸率提高的有效元素。特別對(duì)于兼顧延展性和化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性，是必要的元素。
此外，Al從前一直是脫氧所必要的元素，通常添加0.01～0.07％左右，本發(fā)明者經(jīng)過(guò)反復(fù)潛心研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)在低Si系中通過(guò)大量添加Al，也能夠在不使延展性劣化的情況下，改善化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性。
但是，在添加量增加時(shí)，不僅延展性的提高效果達(dá)到飽和，化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性也會(huì)降低，而且點(diǎn)焊接性也劣化，因此上限設(shè)定為1.5％。特別在化學(xué)轉(zhuǎn)化處理嚴(yán)格的條件下，優(yōu)選上限設(shè)定為1.0％。
Mn是確保強(qiáng)度所必要的元素，最低需要添加0.50％。而且，為了確保淬火性，獲得穩(wěn)定的強(qiáng)度，優(yōu)選超過(guò)2.0％的添加。但是，大量添加時(shí)，容易引起微觀偏析或宏觀偏析，這些偏析使擴(kuò)孔性劣化，所以上限設(shè)定為3.5％。
P是提高鋼板的強(qiáng)度的元素，并且是通過(guò)與銅同時(shí)添加可使耐蝕性提高的元素。但是在含量多時(shí)，會(huì)引起焊接性、加工性、韌性的劣化。所以，將含量設(shè)定為0.2％或以下。特別在耐蝕性不成問(wèn)題的場(chǎng)合，重視加工性而優(yōu)選設(shè)定為0.03％或以下。
S是本發(fā)明中最重要的添加元素之一。S與Mg結(jié)合生成硫化物，成為(Ti，Nb)N的核，并且通過(guò)抑制(Ti，Nb)N的長(zhǎng)大，有利于(Ti，Nb)N的微細(xì)化，使擴(kuò)孔性飛躍性地提高。
為了獲得該效果，0.0005％或以上的添加是必要的，優(yōu)選0.001％或以上的添加。但是，過(guò)剩的添加會(huì)形成Mn系硫化物，相反會(huì)使擴(kuò)孔性劣化，因此其上限設(shè)定為0.009％。
N有利于生成(Ti，Nb)N，因此，為了確保加工性，少一些為宜。在超過(guò)0.009％時(shí)，會(huì)生成粗大的TiN，加工性劣化，因此將N量設(shè)定為0.009％或以下。
Mg是本發(fā)明中最重要的添加元素之一。Mg與氧結(jié)合形成氧化物，而且與S結(jié)合形成硫化物。生成的Mg系氧化物以及Mg系硫化物，與不添加Mg的從前的鋼相比，析出物的尺寸小，成為均勻分散的分布狀態(tài)。
在鋼中微細(xì)分散的這些析出物，對(duì)(Ti，Nb)N的微細(xì)分散有利，對(duì)于擴(kuò)孔性的提高有效果。
但是，添加量在不足0.0006％時(shí)，其效果不充分，0.0006％或以上的添加是必要的。為了充分獲得其效果，優(yōu)選0.0015％或以上的添加。
另一方面，超過(guò)0.01％的添加，不僅改善效果飽和，相反使鋼的純度劣化，使擴(kuò)孔性和延展性劣化，因此上限設(shè)定為0.01％。
O是本發(fā)明中最重要的添加元素之一。與Mg結(jié)合形成氧化物，對(duì)擴(kuò)孔性的提高有利。但是，過(guò)剩的添加會(huì)使鋼的純度劣化，引起延伸性的劣化，因此上限設(shè)定為0.005％。
Ti和Nb是本發(fā)明中最重要的添加元素之一。Ti及Nb是形成碳化物、對(duì)強(qiáng)度的增加有效的元素，有利于硬度的均勻化而改善擴(kuò)孔性。而且可以認(rèn)為，Ti和Nb會(huì)以Mg系氧化物以及Mg系硫化物為核，形成微細(xì)均勻的氮化物，該氮化物在沖孔時(shí)通過(guò)形成微細(xì)的孔隙并抑制應(yīng)力集中，從而可抑制粗大裂紋的發(fā)生，其結(jié)果，擴(kuò)孔性飛躍性地提高。
為了使其有效地發(fā)揮上述效果，Nb和Ti都需要至少添加0.01％或以上。
但是，添加量過(guò)多時(shí)，析出強(qiáng)化會(huì)導(dǎo)致延展性劣化，因此作為上限，Ti設(shè)定為0.20％、Nb設(shè)定為0.10％。這些元素?zé)o論單獨(dú)添加還是復(fù)合添加都有效果。
此外，在本發(fā)明鋼板中，也可以添加下述元素的1種、2種或更多種。
Ca、Zr、REM控制硫化物系的夾雜物的形狀，對(duì)擴(kuò)孔性的提高有效。為了獲得該效果，需要至少添加0.0005％或以上的1種、2種或更多種。另一方面，在大量添加時(shí)，相反會(huì)使鋼的純度惡化，損害擴(kuò)孔性和延展性。所以，上限設(shè)定為0.01％。
Cu是通過(guò)與P的復(fù)合添加來(lái)提高耐蝕性的元素。為了獲得該作用，優(yōu)選添加0.04％或以上。但是，大量添加會(huì)使淬火性增加，損害延展性，因此上限設(shè)定為0.4％。
Ni是抑制添加Cu時(shí)的熱裂的元素。為了獲得該效果，優(yōu)選添加0.02％或以上。但是，大量添加時(shí)會(huì)與Cu一樣使淬火性增加，損害延展性，因此上限設(shè)定為0.3％。
Mo是抑制滲碳體的生成、使擴(kuò)孔性提高的有效的元素。為了獲得該效果，需要添加0.02％或以上。但是，Mo也是提高淬火性的元素，過(guò)剩的添加會(huì)使延展性降低，因此上限設(shè)定為0.5％。
V是形成碳化物、有利于確保強(qiáng)度的元素。為了獲得該效果，需要添加0.02％或以上。但是，大量添加會(huì)使延伸性降低，并且添加成本也高，因此上限設(shè)定為0.1％。
Cr也與V一樣，是形成碳化物、有利于確保強(qiáng)度的元素。為了獲得該效果，需要添加0.02％或以上。但是，Cr也是提高淬火性的元素，大量的添加會(huì)使延伸性降低，因此上限設(shè)定為1.0％。
B是強(qiáng)化晶粒邊界、改善作為超高強(qiáng)度鋼的課題的2次加工裂紋的有效元素。為了獲得該效果，需要添加0.0003％或以上。但是，B也是提高淬火性的元素，大量的添加會(huì)使延展性降低，因此上限設(shè)定為0.001％。
本發(fā)明者為了解決上述課題進(jìn)行了潛心研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過(guò)將O、Mg、Mn以及S的添加量在規(guī)定的條件下進(jìn)行調(diào)整，從而能夠利用Mg系氧化物以及Mg系硫化物，使(Nb，Ti)N微細(xì)分散。
即，通過(guò)使Mg系氧化物充分析出；以及在抑制Mn系硫化物的析出的情況下，控制Mg系硫化物的析出溫度而使Mg系硫化物析出，從而能夠利用作為上述的核的作用、以及抑制長(zhǎng)大的作用。為此，導(dǎo)出以下的3個(gè)關(guān)系式。以下進(jìn)行說(shuō)明。
在本發(fā)明中，除了Mg系氧化物以外，還利用Mg系硫化物，因此Mg需要以O(shè)量或其以上的量進(jìn)行添加。但是，O與Al等其它元素也形成氧化物，本發(fā)明者潛心研究的結(jié)果是，與Mg結(jié)合的有效O是分析量的80％，Mg以該量或其以上的量進(jìn)行添加，對(duì)于形成對(duì)擴(kuò)孔性的提高起作用的充分的硫化物是必要的。所以，Mg的添加量需要滿足式(1)。
另一方面，對(duì)于Mg系硫化物的形成，S是必要的元素，但在S量較多時(shí)，S會(huì)成為Mn系硫化物。該Mn系硫化物的析出量如果量少，則以與Mg系硫化物的復(fù)合狀態(tài)存在，對(duì)擴(kuò)孔性的劣化沒(méi)有影響，可是大量析出時(shí)，詳細(xì)情況雖然尚不清楚，則會(huì)單獨(dú)析出或?qū)g系硫化物的特性產(chǎn)生影響，使擴(kuò)孔性劣化。因此，S量相對(duì)于Mg和有效O量需要滿足式(2)。
此外，在Mn量以及S量均較多的條件下，在高溫下會(huì)析出Mn系硫化物，抑制Mg系硫化物的生成，不能得到擴(kuò)孔性的充分提高。所以，Mn量以及S量需要滿足式(3)。
≥([O％]/16×0.8)×24 (1)[S％]≤([Mg％]/24-[O％]/16×0.8+0.00012)×32(2)[S％]≤0.0075/[Mn％] (3)為了通過(guò)使沖孔的斷面生成微細(xì)且均勻的孔隙，從而使擴(kuò)孔加工時(shí)的應(yīng)力集中緩和，并使擴(kuò)孔性提高，重要的一點(diǎn)是(Nb，Ti)N的均勻微細(xì)化。在(Nb，Ti)N的尺寸較小時(shí)，不能成為微細(xì)均勻的孔隙的生成起點(diǎn)，另一方面，在尺寸過(guò)大時(shí)，會(huì)成為粗大裂紋的起點(diǎn)。
此外，可以認(rèn)為，該析出物的析出個(gè)數(shù)較少時(shí)，在沖孔時(shí)產(chǎn)生的微細(xì)孔隙的數(shù)量不足，不能得到抑制粗大裂紋發(fā)生的效果。
本發(fā)明者潛心研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，作為使(Nb，Ti)N均勻且微細(xì)析出的方法，可以利用MgO以及MgS的復(fù)合析出。盡管其理由尚未肯定，但發(fā)現(xiàn)，在氧化物外加硫化物的復(fù)合利用時(shí)，作為發(fā)揮效果的復(fù)合析出物的尺寸以及析出物密度，在MgO、MgS以及(Nb，Ti)N的復(fù)合析出物中，0.05μm～3.0μm的析出物為每1平方mm含有5.0×102個(gè)～1.0×107個(gè)是必要的。此時(shí)，復(fù)合氧化物中即使含有Al2O3、SiO2，也不會(huì)損害本效果，少量含有MnS也不會(huì)損害效果。
另外，本發(fā)明規(guī)定的復(fù)合析出物的分散狀態(tài)，例如可由以下的方法定量地進(jìn)行測(cè)定。從母材鋼板的任意部位制作萃取復(fù)型試樣，將其用透射電子顯微鏡(TEM)以5000～20000倍的倍率、至少在5000μm2或以上、優(yōu)選在50000μm2或以上的面積中進(jìn)行觀察，測(cè)定作為對(duì)象的復(fù)合夾雜物的個(gè)數(shù)，換算成每單位面積的個(gè)數(shù)。
此時(shí)，氧化物和(Nb，Ti)N的鑒別是通過(guò)由附屬于TEM的能量散射型X射線光譜法(EDS)得到的組成分析、以及由TEM得到的電子衍射照片的晶體結(jié)構(gòu)解析來(lái)進(jìn)行。在對(duì)于要測(cè)定的全部的復(fù)合夾雜物進(jìn)行這樣的鑒別很煩雜的場(chǎng)合，簡(jiǎn)單地，可遵循以下程序。
首先，根據(jù)上述要領(lǐng)按照不同的形狀、尺寸測(cè)定作為對(duì)象的尺寸的個(gè)數(shù)，在它們當(dāng)中，對(duì)于形狀、尺寸不同的全部析出物根據(jù)上述要領(lǐng)，分別就10個(gè)或以上進(jìn)行鑒別，計(jì)算出氧化物和(Nb，Ti)N的比例。然后，對(duì)先前測(cè)定的夾雜物的個(gè)數(shù)，乘以該比例。
當(dāng)鋼中的碳化物妨礙上述TEM觀察時(shí)，通過(guò)熱處理使碳化物聚集粗大化或使其溶解，能夠使作為對(duì)象的復(fù)合夾雜物的觀察容易進(jìn)行。
Si和Al是在為了確保延展性的組織控制方面非常重要的元素。但是，Si在熱軋工序中有時(shí)發(fā)生被稱為Si氧化皮的表面凹凸，由此，不僅損害產(chǎn)品外觀，而且在沖壓后施以化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和涂層時(shí)，有時(shí)出現(xiàn)化學(xué)轉(zhuǎn)化處理膜的生成不良和涂層的附著性不良。
因此，對(duì)于一部分要求化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性嚴(yán)格的用途，某些場(chǎng)合不能添加大量的Si。此時(shí)，為了兼顧延展性和化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性二者，可以用Al代替Si，但在Si和Al都大量添加時(shí)，鐵素體相的比率增大，不能得到目標(biāo)強(qiáng)度。
因此，為了確保充分的強(qiáng)度，并確保延展性，Si量和Al量需要滿足式(4)。但是，特別在延伸率成為課題時(shí)，優(yōu)選設(shè)定為0.9或以上。
+2.2×[Al％]≥0.35(4)其次，就本發(fā)明鋼板的組織進(jìn)行說(shuō)明。
本發(fā)明是改善沖孔時(shí)的斷面性狀的技術(shù)，因此鋼組織含有鐵素體、貝氏體以及馬氏體的任何相，都能發(fā)揮所要求的效果。
但是，由于鋼組織影響機(jī)械性能，所以要根據(jù)所要求的機(jī)械性能來(lái)控制組織。
(1)以貝氏體作為主體的鋼板(本發(fā)明鋼板B)
為了確保超過(guò)980MPa的強(qiáng)度，作為強(qiáng)化機(jī)構(gòu)，使用組織強(qiáng)化是必要的，為了提高加工性中的尤其擴(kuò)孔性，需要將組織設(shè)定為以貝氏體作為主體的組織。
此時(shí)，將第2相設(shè)為鐵素體時(shí)，則延展性提高，因此優(yōu)選含有鐵素體作為第2相。而且，本發(fā)明鋼板B，即使在組織中殘存奧氏體也不會(huì)妨礙本發(fā)明的效果，但是粗大的滲碳體、珠光體會(huì)降低Mg系析出物改善端面性狀的效果，因此不太理想。
強(qiáng)度超過(guò)980N/mm2的鋼，伴隨高強(qiáng)度化，延展性以及擴(kuò)孔性會(huì)劣化。本發(fā)明者為了解決上述課題，潛心研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，作為Mg系析出物改善沖孔端面性狀從而改善擴(kuò)孔性的效果、以及既確保強(qiáng)度又確保延展性的手段，在貝氏體主體的鋼組織中，規(guī)定C、Mn、Ti、Nb的成分量的范圍是有效的。
即，通過(guò)最大限度地利用TiC的析出強(qiáng)化、以及明確Mn和C帶來(lái)的組織強(qiáng)化對(duì)材質(zhì)的影響，導(dǎo)出下述的3個(gè)關(guān)系式。以下，進(jìn)行說(shuō)明。
與Ti相比，C的添加量較少時(shí)，由于固溶Ti的增加而使延伸率劣化，因此，設(shè)定為0.9≤48/12×C/Ti。另一方面，與Ti相比，C的添加量過(guò)高時(shí)，于熱軋加熱中TiC會(huì)析出，不僅不能得到強(qiáng)度升高的效果，而且由于第2相中C量的增加而伴隨擴(kuò)孔性的劣化。
因?yàn)檫@也關(guān)系到Mg系析出物改善端面性狀的效果的減低，所以48/12×C/Ti的上限設(shè)定為1.7。
即，Ti量和C量需要滿足式(5)。
0.9≤48/12×C/Ti＜1.7(5)特別在重視擴(kuò)孔性的場(chǎng)合，優(yōu)選設(shè)定為1.0≤48/12×C/Ti＜1.3。
盡管由于伴隨Mn的添加量的增多，鐵素體的生成被抑制，從而第2相的比率增大，強(qiáng)度的確保變得容易，但是會(huì)導(dǎo)致延伸率的下降。另一方面，C會(huì)使第2相硬化，使擴(kuò)孔性劣化，但可以改善延伸率。
因此，在超過(guò)980N/mm2的抗拉強(qiáng)度下，為了確保所要求的延伸率，C量和Mn量需要滿足式(6)。
50227×C-4479×Mn＞-9860(6)為了確保加工性，需要滿足上述2個(gè)公式。如果是780N/mm2水平的鋼板，則既確保強(qiáng)度又滿足上述2個(gè)公式是比較容易的，但是為了確保超過(guò)980N/mm2的強(qiáng)度，添加使擴(kuò)孔性劣化的C、和使延伸率劣化的Mn是萬(wàn)不得已的。
為了確保超過(guò)980N/mm2的強(qiáng)度，需要在既滿足上述2個(gè)公式又滿足式(7)的范圍內(nèi)調(diào)整成分。
811×C+135×Mn+602×Ti+794×Nb＞465(7)其次，就制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
為了不妨礙鐵素體的生成，使擴(kuò)孔性良好，需要將精軋結(jié)束溫度設(shè)定為Ar3相變點(diǎn)或以上。但是，如果溫度過(guò)高，會(huì)導(dǎo)致組織的粗大化引起的強(qiáng)度下降以及延展性的降低，因此優(yōu)選設(shè)定為950℃或以下。
為了抑制對(duì)擴(kuò)孔性有害的碳化物的形成，獲得高的擴(kuò)孔比，需要將冷卻速度設(shè)定為20℃/s或以上。
卷繞溫度在不足300℃時(shí)，會(huì)生成馬氏體，從而擴(kuò)孔性劣化，因此將其設(shè)定為300℃或以上。
此外，低溫生成的貝氏體，盡管不如馬氏體嚴(yán)重，但是如果作為第2相存在時(shí)，擴(kuò)孔性會(huì)劣化。因此優(yōu)選在350℃或以上進(jìn)行卷繞。
在卷繞溫度超過(guò)600℃時(shí)，會(huì)生成對(duì)擴(kuò)孔性有害的珠光體和滲碳體，因此將卷繞溫度設(shè)定為600℃或以下。
連續(xù)冷卻中的空氣冷卻，對(duì)于使鐵素體相的占有率增加、使延展性提高是有效的。但是根據(jù)空氣冷卻溫度和空氣冷卻時(shí)間的不同，會(huì)生成珠光體，相反不僅延展性降低，擴(kuò)孔性也顯著降低。
在空氣冷卻溫度不足650℃時(shí)，會(huì)早期生成對(duì)擴(kuò)孔性有害的珠光體，因此空氣冷卻溫度設(shè)定為650℃或以上。
另一方面，在空氣冷卻溫度超過(guò)750℃時(shí)，不僅會(huì)延緩鐵素體的生成，難于獲得空氣冷卻效果，而且在其后的冷卻中容易生成珠光體，所以空氣冷卻溫度設(shè)定為750℃或以下。
超過(guò)15秒鐘的空氣冷卻，不僅鐵素體的增加達(dá)到飽和，而且會(huì)對(duì)其后的冷卻速度、卷繞溫度的控制帶來(lái)負(fù)擔(dān)，因此，空氣冷卻時(shí)間設(shè)定為15秒鐘或以下。
(2)以鐵素體和馬氏體作為主體的鋼板(本發(fā)明鋼板FM)端面控制技術(shù)是有關(guān)鋼板的擴(kuò)孔性提高的技術(shù)，因此為了同時(shí)確保延展性和擴(kuò)孔性為較高的值，需要由鋼組織來(lái)確保延伸率。因此，需要將鋼組織設(shè)計(jì)成以鐵素體和馬氏體作為主體的組織。
此時(shí)，鐵素體存在50％或以上時(shí)，特別能夠確保高延展性，因此優(yōu)選將鐵素體的比率設(shè)定為50％或以上。并且，本發(fā)明的鋼板FM，即使組織中殘存奧氏體，也不會(huì)妨礙本發(fā)明的效果，但粗大的滲碳體和珠光體會(huì)降低Mg系析出物改善端面性狀的效果，所以不太理想。
熱軋中，于精軋后必須短時(shí)間內(nèi)形成所要求的組織，對(duì)于所要求的組織的形成，成分組成的影響表現(xiàn)得非常強(qiáng)。當(dāng)鋼組織以鐵素體和馬氏體作為主體時(shí)，為了使延展性提高，重要的一點(diǎn)是確保鐵素體比率。
為了確保對(duì)改善延展性有效的鐵素體比率，C、Si、Mn以及Al的各量，需要滿足以下的式(8)。當(dāng)式(8)的值不足-100時(shí)，不能得到充分量的鐵素體，第2相的比率增加，因此延展性劣化。
-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)本發(fā)明者就鋼組織為鐵素體和馬氏體作為主體的鋼，在不降低由Mg系析出物改善沖孔端面性狀而帶來(lái)的擴(kuò)孔性改善效果的情況下，對(duì)改善延展性的手段進(jìn)行了潛心研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，控制鐵素體的形狀和鐵素體的粒徑，作為改善延展性的手段起著有效的作用。以下進(jìn)行說(shuō)明。
鐵素體晶粒的形狀，對(duì)于本發(fā)明鋼板FM，是使延展性提高的重要指標(biāo)之一。通常，在高合金成分系中，在軋制方向上伸展的鐵素體晶粒較多。本發(fā)明者經(jīng)過(guò)潛心研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)該伸展的晶粒會(huì)導(dǎo)致延展性的劣化。而且發(fā)現(xiàn)，作為指標(biāo)，降低短徑(ds)與長(zhǎng)徑(dl)之比(ds/dl)不足0.1的晶粒的存在幾率是有效的。
為了通過(guò)控制鐵素體的晶粒來(lái)充分獲得提高延展性的效果，在鐵素體晶體中，(ds/dl)比為0.1或以上的晶粒存在80％或以上是必要的。
鐵素體的粒徑在本發(fā)明中是使延展性提高的重要指標(biāo)之一。通常，伴隨高強(qiáng)度化，晶粒產(chǎn)生微細(xì)化。本發(fā)明者經(jīng)過(guò)潛心研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)對(duì)于同一強(qiáng)度，晶粒充分長(zhǎng)大的鐵素體有利于延展性的提高。
并且，為了充分獲得延展性的提高，在鐵素體晶粒中晶體粒徑為2μm或以上的粒徑的晶粒存在80％或以上是必要的。
其次，說(shuō)明制造方法。
為了防止鐵素體的生成，使擴(kuò)孔性良好，精軋結(jié)束溫度設(shè)定為Ar3相變點(diǎn)或以上是必要的。但是，如果溫度過(guò)高，會(huì)導(dǎo)致因組織的粗大化引起的強(qiáng)度下降以及延展性的降低，因此優(yōu)選設(shè)定為950℃或以下。為了抑制對(duì)擴(kuò)孔性有害的碳化物的形成，獲得高的擴(kuò)孔比，冷卻速度為20℃/s或以上是必要的。
卷繞溫度在300℃或以上時(shí)，不能生成馬氏體，強(qiáng)度下降，不能確保規(guī)定的強(qiáng)度，因此設(shè)定為不足300℃。為了確保充分的強(qiáng)度，并由此充分獲得延伸率的改善，優(yōu)選將卷繞溫度設(shè)定為200℃或以下。
連續(xù)冷卻中的空氣冷卻，對(duì)于使鐵素體相的占有率增加、使延展性提高是有效的。但是根據(jù)空氣冷卻溫度和空氣冷卻時(shí)間的不同，會(huì)生成珠光體，相反不僅延展性降低，擴(kuò)孔性也顯著降低。
在空氣冷卻溫度不足650℃時(shí)，會(huì)早期發(fā)生對(duì)擴(kuò)孔性有害的珠光體，因此空氣冷卻溫度設(shè)定為650℃或以上。
另一方面，在空氣冷卻溫度超過(guò)750℃時(shí)，不僅會(huì)延遲鐵素體的生成，難于獲得空氣冷卻效果，而且在其后的冷卻中容易生成珠光體，所以空氣冷卻溫度設(shè)定為750℃或以下。
超過(guò)15秒鐘的空氣冷卻，不僅鐵素體的增加達(dá)到飽和，而且會(huì)對(duì)其后的冷卻速度、卷繞溫度的控制帶來(lái)負(fù)擔(dān)，因此，空氣冷卻時(shí)間設(shè)定為15秒鐘或以下。
(3)以鐵素體和貝氏體作為主體的鋼板(本發(fā)明鋼板FB)端面控制技術(shù)是有關(guān)擴(kuò)孔性提高的技術(shù)，因此擴(kuò)孔性強(qiáng)烈地受母材的延展性和擴(kuò)孔性(基本特性)的影響。特別是行走部件等，對(duì)于擴(kuò)孔性的要求很強(qiáng)烈，作為基本特性，以延展性和擴(kuò)孔性均衡的良好的鋼板為目標(biāo)，通過(guò)端面控制技術(shù)進(jìn)一步使擴(kuò)孔性提高是必要的。
所以，鋼組織需要設(shè)計(jì)成以鐵素體和貝氏體作為主體的組織。此時(shí)，在鐵素體存在50％或以上時(shí)，特別能確保高的延展性，因此優(yōu)選將鐵素體比率設(shè)定為50％或以上。
并且，本發(fā)明鋼板FB，即使組織中殘存奧氏體相也不妨礙本發(fā)明的效果，但是粗大的滲碳體、珠光體會(huì)減低Mg系析出物對(duì)端面性狀的改善效果，因此不太理想。
熱軋中，于精軋后必須短時(shí)間內(nèi)形成所要求的組織，對(duì)于所要求的組織的形成，成分組成的影響表現(xiàn)得非常強(qiáng)。當(dāng)鋼組織以鐵素體和貝氏體為主體時(shí)，為了使延展性提高，重要的一點(diǎn)是確保鐵素體比率。
為了確保對(duì)改善延展性有效的鐵素體比率，C、Si、Mn以及Al的各量，需要滿足以下的式(8)。當(dāng)式(8)的值不足-100時(shí)，不能得到充分量的鐵素體，第2相的比率增加，因此延展性劣化。
-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％] (8)本發(fā)明者就鋼組織為鐵素體和貝氏體作為主體的鋼，在不降低由Mg系析出物改善沖孔端面性狀帶來(lái)的擴(kuò)孔性改善效果的情況下，對(duì)改善延展性的手段進(jìn)行了潛心研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，控制鐵素體的形狀和鐵素體的粒徑，作為改善延展性的手段起著有效的作用。以下進(jìn)行說(shuō)明。
鐵素體的形狀在本發(fā)明中是使延展性提高的重要指標(biāo)之一。通常，在高合金成分系中，在軋制方向上伸展的鐵素體晶粒較多。本發(fā)明者經(jīng)過(guò)潛心研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)該伸展的晶粒會(huì)導(dǎo)致延展性的劣化。而且發(fā)現(xiàn)，作為指標(biāo)，降低短徑(ds)與長(zhǎng)徑(dl)之比(ds/dl)不足0.1的晶粒的存在幾率是有效的。
為了通過(guò)控制鐵素體的晶粒來(lái)充分獲得提高延展性的效果，在鐵素體晶粒中，(ds/dl)比為0.1或以上的晶粒存在80％或以上是必要的。
鐵素體的粒徑在本發(fā)明中是使延展性提高的重要指標(biāo)之一。通常，伴隨高強(qiáng)度化，晶粒產(chǎn)生微細(xì)化。本發(fā)明者經(jīng)過(guò)潛心研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)對(duì)于同一強(qiáng)度，晶粒充分長(zhǎng)大的鐵素體有利于延展性的提高。
并且，為了充分利于延展性的提高，在鐵素體晶粒中晶體粒徑為2μm或以上的粒徑的晶粒存在80％或以上是必要的。
其次，說(shuō)明制造方法。
為了防止鐵素體的生成、使擴(kuò)孔性良好，精軋結(jié)束溫度設(shè)定為Ar3相變點(diǎn)或以上是必要的。但是，如果溫度過(guò)高，會(huì)導(dǎo)致組織的粗大化引起的強(qiáng)度下降以及延展性的降低，因此優(yōu)選設(shè)定為950℃或以下。
為了抑制對(duì)擴(kuò)孔性有害的碳化物的形成、獲得高的擴(kuò)孔比，冷卻速度為20℃/s或以上是必要的。
卷繞溫度在不足300℃時(shí)，會(huì)生成馬氏體，擴(kuò)孔性劣化，因此設(shè)定為300℃或以上。
另外，低溫生成的貝氏體，盡管不如馬氏體那樣嚴(yán)重，但作為第2相存在時(shí)，擴(kuò)孔性會(huì)劣化，因此優(yōu)選在350℃或以上卷繞。
在卷繞溫度超過(guò)600℃時(shí)，會(huì)生成對(duì)擴(kuò)孔性有害的珠光體和滲碳體，因此卷繞溫度設(shè)定為600℃或以下。
連續(xù)冷卻中的空氣冷卻，對(duì)于使鐵素體相的占有率增加、使延展性提高是有效的。但是根據(jù)空氣冷卻溫度和空氣冷卻時(shí)間的不同，會(huì)生成珠光體，相反不僅延展性降低，擴(kuò)孔性也顯著降低。
在空氣冷卻溫度不足650℃時(shí)，會(huì)早期發(fā)生對(duì)擴(kuò)孔性有害的珠光體，因此空氣冷卻溫度設(shè)定為650℃或以上。
另一方面，在空氣冷卻溫度超過(guò)750℃時(shí)，不僅會(huì)延遲鐵素體的生成，難于獲得空氣冷卻效果，而且在其后的冷卻中容易生成珠光體，所以空氣冷卻溫度設(shè)定為750℃或以下。
超過(guò)15秒鐘的空氣冷卻，不僅鐵素體的增加達(dá)到飽和，而且會(huì)對(duì)其后的冷卻速度、卷繞溫度的控制帶來(lái)負(fù)擔(dān)，因此，空氣冷卻時(shí)間設(shè)定為15秒鐘或以下。
其次，根據(jù)實(shí)施例說(shuō)明本發(fā)明。
本發(fā)明鋼F的實(shí)施例。
熔煉表1以及表2所示的成分組成以及特性值的鋼，根據(jù)通常方法進(jìn)行連續(xù)鑄造而制作板坯。符號(hào)A～Z是按照本發(fā)明的成分組成的鋼，符號(hào)a鋼中C的添加量、b鋼中Mn的添加量、c鋼中O的添加量、e鋼中S的添加量以及f鋼中Mg的添加量在本發(fā)明的范圍之外。
而且，a鋼的式(5)、b鋼的式(3)和式(6)、c鋼的式(1)和式(2)、d鋼的式(4)、e鋼的式(2)和式(3)、f鋼的式(1)、g鋼的式(7)，在本發(fā)明的范圍之外。并且f鋼的析出物的個(gè)數(shù)在本發(fā)明的范圍之外。
將這些鋼在加熱爐中以1200℃或以上的溫度加熱，通過(guò)熱軋制作板厚為2.6～3.2mm的熱軋鋼板。關(guān)于熱軋條件，示于表3以及表4中。
在表3以及表4中，A4和J2的冷卻速度、B3和F3的空氣冷卻開(kāi)始溫度、E3、G3和Q4的卷繞溫度，分別在本發(fā)明的范圍之外。
對(duì)于這樣得到的熱軋鋼板，進(jìn)行JIS5號(hào)片的拉伸試驗(yàn)以及擴(kuò)孔試驗(yàn)。關(guān)于擴(kuò)孔性(λ)，對(duì)直徑為10mm的沖孔采用60°圓錐沖頭進(jìn)行擠壓擴(kuò)張，由裂紋貫穿板厚時(shí)的孔徑(d)與初期孔徑(d010mm)，用λ＝(d-d0)/d0×100進(jìn)行評(píng)價(jià)。
各試驗(yàn)片的TS、E1以及λ示于表2中。圖1表示強(qiáng)度與延伸率的關(guān)系、圖2表示強(qiáng)度與擴(kuò)孔(比)的關(guān)系。本發(fā)明鋼與比較鋼相比可知，延伸率或擴(kuò)孔(比)、或二者特性均更優(yōu)良。另一方面，g1鋼沒(méi)有得到目標(biāo)的強(qiáng)度。
這樣，根據(jù)本發(fā)明，可以得到即能確保980N/mm2的規(guī)定強(qiáng)度，而且擴(kuò)孔率和延展性均優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板。

表2

*其中，Ar3＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)
表3

表4(續(xù)表3)
本發(fā)明鋼FM的實(shí)施例。
熔煉表5以及表6所示的成分組成以及特性值的鋼，根據(jù)通常方法進(jìn)行連續(xù)鑄造而制作板坯。符號(hào)A～Z是按照本發(fā)明的成分組成的鋼，符號(hào)a鋼中C的添加量、b鋼中Mn的添加量、c鋼中O的添加量、e鋼中S的添加量以及f鋼中Mg的添加量在本發(fā)明的范圍之外。
而且，b鋼的式(3)和式(8)、c鋼的式(1)和式(2)、d鋼的式(4)、e鋼的式(2)和式(3)、f鋼的式(1)，在本發(fā)明的范圍之外。還有，f鋼和g鋼的析出物的個(gè)數(shù)在本發(fā)明的范圍外。
將這些鋼在加熱爐中以1200℃或以上的溫度加熱，通過(guò)熱軋制作板厚為2.6～3.2mm的熱軋鋼板。關(guān)于熱軋條件，示于表7以及表8中。
在表7以及表8中，A4和J2的冷卻速度、B3和F3的空氣冷卻開(kāi)始溫度、E3、G3以及Q4的卷繞溫度分別在本發(fā)明的范圍之外。
對(duì)于這樣得到的熱軋鋼板，進(jìn)行JIS5號(hào)片的拉伸試驗(yàn)以及擴(kuò)孔試驗(yàn)。關(guān)于擴(kuò)孔性(λ)，對(duì)直徑為10mm的沖孔采用60°圓錐沖頭進(jìn)行擠壓擴(kuò)張，由裂紋貫穿板厚時(shí)的孔徑(d)與初期孔徑(d010mm)，用λ＝(d-d0)/d0×100進(jìn)行評(píng)價(jià)。
各試樣片的TS、E1以及λ示于表7以及表8中。圖3表示強(qiáng)度與延伸率的關(guān)系，圖4表示強(qiáng)度與擴(kuò)孔率(比)的關(guān)系。本發(fā)明鋼與比較鋼相比可知，延伸率或擴(kuò)孔率(比)、或二者特性均更優(yōu)良。
此外，表9和圖5表示短徑(ds)與長(zhǎng)徑(dl)之比(ds/dl)超過(guò)0.1的比例與延伸率的關(guān)系。可以知道，該比例為80％或以上時(shí)，可以穩(wěn)定地獲得高的延伸率。
而且，表10和圖6表示在鐵素體晶粒中，2μm或以上的鐵素體晶粒的比例與延伸率的關(guān)系。可以知道，該比例為80％或以上時(shí)，可以穩(wěn)定地獲得高的延伸率。
這樣，根據(jù)本發(fā)明，能夠獲得擴(kuò)孔率、延展性均優(yōu)良的高強(qiáng)度熱軋鋼板。
表5

表6

*其中，Ar3＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)
表7

表8(續(xù)表7)

表9

表10
本發(fā)明鋼板FB的實(shí)施例。
熔煉表11以及表12所示的成分組成以及特性值的鋼，根據(jù)通常方法進(jìn)行連續(xù)鑄造而制作板坯。符號(hào)A～Z是按照本發(fā)明的成分組成的鋼，符號(hào)a鋼中C的添加量、b鋼中Mn的添加量、c鋼中O的添加量、e鋼中S的添加量以及f鋼中Mg的添加量在本發(fā)明的范圍之外。
而且，b鋼的式(3)和式(8)、c鋼的式(1)和式(2)、d鋼的式(4)和式(8)、e鋼的式(2)和式(3)、f鋼的式(1)在本發(fā)明的范圍之外。還有，f鋼和g鋼的析出物的個(gè)數(shù)在本發(fā)明的范圍外。
將這些鋼在加熱爐中以1200℃或以上的溫度加熱，通過(guò)熱軋制作板厚為2.6～3.2mm的熱軋鋼板。關(guān)于熱軋條件，示于表13以及表14中。
在表13以及表14中，A4和J2的冷卻速度、B3和F3的空氣冷卻開(kāi)始溫度、E3、G3以及Q4的卷繞溫度分別在本發(fā)明的范圍之外。
對(duì)于這樣得到的熱軋鋼板，進(jìn)行JIS5號(hào)片的拉伸試驗(yàn)以及擴(kuò)孔試驗(yàn)。關(guān)于擴(kuò)孔性(λ)，對(duì)直徑為10mm的沖孔采用60°圓錐沖頭進(jìn)行擠壓擴(kuò)張，由裂紋貫穿板厚時(shí)的孔徑(d)與初期孔徑(d010mm)，用λ＝(d-d0)/d0×100進(jìn)行評(píng)價(jià)。
各試驗(yàn)片的TS、E1以及λ示于表13以及表14中。圖7表示強(qiáng)度與延伸率的關(guān)系、圖8表示強(qiáng)度與擴(kuò)孔率的關(guān)系。本發(fā)明鋼與比較鋼相比可知，延伸率或擴(kuò)孔率(比)、或二者特性均更優(yōu)良。
此外，表15和圖9表示短徑(ds)與長(zhǎng)徑(dl)之比(ds/dl)超過(guò)0.1的比例與延伸率的關(guān)系?？梢灾?，該比例為80％或以上時(shí)，可以穩(wěn)定地獲得高的延伸率。此外，表16和圖10表示在鐵素體晶粒中，具有2μm或以上的粒徑的比例與延伸率的關(guān)系?？梢灾?，該比例為80％或以上時(shí)，可以穩(wěn)定地獲得高的延伸率。
這樣，根據(jù)本發(fā)明，能夠獲得擴(kuò)孔率、延展性均優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板。
表11

表12

*其中，Ar3＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)
表13

表14(續(xù)表13)



根據(jù)本發(fā)明，對(duì)于強(qiáng)度水平為590N/mm2或以上、進(jìn)而980N/mm2或以上的高強(qiáng)度鋼板，能夠提供具有從前所沒(méi)有的延伸率-延展性均衡的高強(qiáng)度薄鋼板。因此，本發(fā)明對(duì)于以高強(qiáng)度鋼板作為基材的產(chǎn)業(yè)是極其有用的。
權(quán)利要求
1.一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.01％～0.20％、Si1.5％或以下、Al1.5％或以下、Mn0.5％～3.5％、P0.2％或以下、S0.0005％～0.009％、N0.009％或以下、Mg0.0006％～0.01％、O0.005％或以下；以及Ti0.01％～0.20％、Nb0.01％～0.10％之中的1種或2種，剩余部分由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且Mn％、Mg％、S％以及O％滿足式(1)～(3)，同時(shí)鋼組織是以鐵素體、貝氏體以及馬氏體之中的1種、2種或更多種作為主體的組織。[Mg％]≥([O％]/16×0.8)×24 (1)[S％]≤([Mg％]/24-[O％]/16×0.8+0.00012)×32 (2)[S％]≤0.0075/[Mn％](3)
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在MgO、MgS以及(Nb，Ti)N的復(fù)合析出物中，0.05μm～3.0μm的析出物為每1平方毫米含有5.0×102個(gè)～1.0×107個(gè)。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，Al％以及Si％還滿足式(4)。[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35(4)
4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，Al％以及Si％還滿足式(4)。[Si％]+2.2×[Al％]≥0.35(4)
5.根據(jù)權(quán)利要求1～4中任何一項(xiàng)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，Ti％、C％、Mn％以及Nb％還滿足式(5)～(7)，同時(shí)鋼組織是以貝氏體作為主體的組織，且強(qiáng)度超過(guò)980N/mm2。0.9≤48/12×[C％]/[Ti％]＜1.7 (5)50227×[C％]-4479×[Mn％]＞-9860 (6)811×[C％]+135×[Mn％]+602×[Ti％]+794×[Nb％]＞465 (7)
6.根據(jù)權(quán)利要求1～4中任何一項(xiàng)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，C％、Si％、Al％以及Mn％還滿足式(8)，同時(shí)鋼組織是以鐵素體和馬氏體作為主體的組織，且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2。-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％](8)
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在所述鋼組織的晶粒中，短徑(ds)與長(zhǎng)徑(dl)之比(ds/dl)為0.1或以上的晶粒存在80％或以上。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在所述鋼組織的鐵素體的晶粒中，粒徑為2μm或以上的晶粒存在80％或以上。
9.根據(jù)權(quán)利要求1～4中任何一項(xiàng)所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，C％、Si％、Mn％以及Al％還滿足式(8)，同時(shí)鋼組織是以鐵素體和貝氏體作為主體的組織，且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2。-100≤-300[C％]+105[Si％]-95[Mn％]+233[Al％](8)
10.根據(jù)權(quán)利要求9所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在所述鋼組織的晶粒中，短徑(ds)與長(zhǎng)徑(dl)之比(ds/dl)為0.1或以上的晶粒存在80％或以上。
11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于，在所述鋼組織的鐵素體的晶粒中，粒徑為2μm或以上的晶粒存在80％或以上。
12.一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于將權(quán)利要求1～4的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼，在Ar3相變點(diǎn)或以上的終軋溫度下結(jié)束軋制，接著以20℃/秒或以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，在不足300℃的溫度下進(jìn)行卷繞，制造鋼組織是以鐵素體和馬氏體作為主體的組織、且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2的高強(qiáng)度薄鋼板。
13.一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于將權(quán)利要求1～4的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼，在Ar3相變點(diǎn)或以上的終軋溫度下結(jié)束軋制，接著以20℃/sec或以上的冷卻速度冷卻到650℃～750℃，接著在該溫度下進(jìn)行15秒鐘或以下的空氣冷卻，然后再度進(jìn)行冷卻，在不足300℃的溫度下進(jìn)行卷繞，制造鋼組織是以鐵素體和馬氏體作為主體的組織、且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2的高強(qiáng)度薄鋼板。
14.一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于將權(quán)利要求1～4的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼，在Ar3相變點(diǎn)或以上的終軋溫度下結(jié)束軋制，接著以20℃/秒或以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻，在300℃～600℃的溫度下進(jìn)行卷繞，制造鋼組織是以鐵素體和貝氏體作為主體的組織、且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2的高強(qiáng)度薄鋼板。
15.一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板的制造方法，其特征在于將權(quán)利要求1～4的任何一項(xiàng)所述的成分組成的鋼，在Ar3相變點(diǎn)或以上的終軋溫度下結(jié)束軋制，接著以20℃/秒或以上的冷卻速度冷卻到650℃～750℃，接著在該溫度下進(jìn)行15秒鐘或以下的空氣冷卻，然后再度進(jìn)行冷卻，在300℃～600℃的溫度下進(jìn)行卷繞，制造鋼組織是以鐵素體和貝氏體作為主體的組織、且強(qiáng)度超過(guò)590N/mm2的高強(qiáng)度薄鋼板。
全文摘要
一種擴(kuò)孔性和延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度薄鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.01％～0.20％、Si1.5％或以下、Al1.5％或以下、Mn0.5％～3.5％、P0.2％或以下、S0.0005％～0.009％、N0.009％或以下、Mg0.0006％～0.01％、O0.005％或以下；以及Ti0.01％～0.20％、Nb0.01％～0.10％之中的1種、2種或更多種，剩余部分由鐵以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且Mn％、Mg％、S％以及O％滿足下式，同時(shí)鋼組織是以鐵素體、貝氏體以及馬氏體作為主體的組織。[Mg％]≥([O％]/16×0.8)×24 (1)；[S％]≤([Mg％]/24－[O％]/16×0.8+0.00012)×32 (2);[S％]≤0.0075/[Mn％] (3)。
文檔編號(hào)C22C38/14GK1860247SQ20038011055
公開(kāi)日2006年11月8日 申請(qǐng)日期2003年12月26日 優(yōu)先權(quán)日2003年10月17日
發(fā)明者岡本力, 谷口裕一, 福田修史 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社