專利名稱：熱軋鋼板及冷軋鋼板及它們的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及具有超微細(xì)的晶粒的熱軋鋼板及冷軋鋼板其及制造方法。詳細(xì)地說(shuō)， 是涉及作為適用于汽車用、家電用、機(jī)械構(gòu)造用、建筑用等的用途的原材的機(jī)械的強(qiáng)度、加工性及熱穩(wěn)定性優(yōu)異的熱軋鋼板及冷軋鋼板及它們的制造方法。
背景技術(shù)：
對(duì)于用作以汽車為首的輸送用機(jī)械和各種產(chǎn)業(yè)機(jī)械的構(gòu)造用的構(gòu)件等的原材的鋼板，不僅要求有強(qiáng)度、加工性、韌性等優(yōu)異的機(jī)械的特性，而且還有要求零件組裝時(shí)的焊接性和使用時(shí)的耐腐蝕性的情況。為了綜合提高鋼板的機(jī)械特性，有效的是使鋼板的組織微細(xì)化。因此，用于使鋼板的組織微細(xì)的方法被大量提出。若總括現(xiàn)有技術(shù)中的組織微細(xì)化的方法，則包括⑴大壓下軋制法；(ii)控制軋制法；(iii)合金元素添加法或它們的組合。(i)大壓下軋制法是將壓下率加大至50%左右以上，經(jīng)1道次的軋制使巨大的應(yīng)變蓄積，其后從奧氏體相變?yōu)槲⒓?xì)的鐵素體，或者利用大應(yīng)變使比較粗大的鐵素體再結(jié)晶成微細(xì)的鐵素體的方法。根據(jù)這一方法，加熱到1000°c附近以下的溫度后，通過(guò)在700°C的附近的低溫域進(jìn)行大壓下軋制，能夠得到1 3 μ m的超微細(xì)鐵素體組織。但是，該方法不但在工業(yè)上難以實(shí)現(xiàn)，而且微細(xì)鐵素體組織經(jīng)熱處理而容易發(fā)生粒成長(zhǎng)，因此存在如下等問(wèn)題，即若進(jìn)行焊接則焊接部軟化，或者若實(shí)施熔融鍍鋅則會(huì)喪失期望的機(jī)械特性。(ii)控制軋制法，一般是在800°C附近以上的溫度，使每1道次軋制的壓下率作為 20 40%，并實(shí)施多道次的軋制后而進(jìn)行冷卻的方法。公開(kāi)有如下多種方法使軋制溫度處于Ar3點(diǎn)附近的狹窄溫度區(qū)域的方法；縮短軋制的道次間的時(shí)間的方法；另外還有控制應(yīng)變速度和溫度，從而使奧氏體動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的方法等。但是，關(guān)于軋制后的冷卻的研究并未充分地進(jìn)行。雖然越是緊接軋制之后立即水冷越為優(yōu)選，但是即使是即刻冷卻也要在軋制后經(jīng)過(guò)0.2秒以上，之后才開(kāi)始冷卻，冷卻速度充其量也就在250°C /秒左右。在這一方法中，單純組成的低碳鋼的鐵素體晶粒直徑僅為5 μ m左右。因此，不能充分地提高機(jī)械特性。(iii)合金元素添加法，是通過(guò)抑制奧氏體的再結(jié)晶化和恢復(fù)的合金元素的微量添加來(lái)促進(jìn)鐵素體晶粒的微細(xì)化的方法。Nb、Ti等的合金元素形成碳化物，在晶界偏析，抑制奧氏體的恢復(fù)和再結(jié)晶，因此使熱η軋后的奧氏體晶粒微細(xì)化，使得從奧氏體的相變而得到的鐵素體晶粒也微細(xì)化。該(iii)的合金元素添加法，大多情況是組合使用上述的(i) 的大壓下軋制法和(ii)的控制軋制法。該(iii)的合金元素添加法也有在熱處理時(shí)抑制鐵素體的晶粒成長(zhǎng)的效果。但是，盡管減小了鐵素體的晶粒直徑，但卻存在使鐵素體的積積率降低的問(wèn)題，另外，對(duì)于超微細(xì)的鐵素體晶粒的焊接和抑制熔融鍍鋅工序中的晶粒成長(zhǎng)來(lái)說(shuō)也不充分。因此，能夠適用的鋼種受到限定。另外，添加的合金元素的部分原料成本高。
作為提及此(i)大壓下軋制法、(ii)控制軋制法及(iii)添加合金元素的方法的先行文獻(xiàn)，有專利文獻(xiàn)1。在此公開(kāi)的方法是，在從ΑΓι+50τ至Ar3+100°C的溫度區(qū)域1秒以內(nèi)施加一次或二次以上的合計(jì)壓下率為50%以上的加工，在加工結(jié)束后的600°C以上的溫度區(qū)域進(jìn)行20°C /秒以上的冷卻速度的強(qiáng)制冷卻。另外，在專利文獻(xiàn)2中公開(kāi)的方法是，以5架以上的道次壓下量進(jìn)行動(dòng)態(tài)再結(jié)晶溫度區(qū)域下的壓下，并且，使在該動(dòng)態(tài)再結(jié)晶溫度區(qū)域施加壓下的最終的機(jī)架輸入側(cè)和最終的機(jī)架輸出側(cè)的溫度差在60°C以下。專利文獻(xiàn)1特開(kāi)昭59-205447號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2特開(kāi)平11-152544號(hào)公報(bào)但是，運(yùn)用這些方法即使得到微細(xì)的結(jié)晶組織的鋼板，該組織的熱穩(wěn)定性也很低。 因此，即使好不容易使組織微細(xì)化而提高了機(jī)械特性，若在其后焊接鋼板、對(duì)鋼板實(shí)施熔融鍍敷，則在焊接時(shí)施加的熱和熔融鍍敷工序中施加的熱的作用下，晶粒仍容易粗大化，存在使其機(jī)械特性極端受損的問(wèn)題。另外，對(duì)這些熱軋鋼板實(shí)施冷軋和熱處理而成為薄鋼板時(shí)， 由熱處理也會(huì)導(dǎo)致晶粒容易粗大化，存在仍不能獲得微細(xì)組織的冷軋鋼板的問(wèn)題。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于，提供一種熱穩(wěn)定性和機(jī)械特性優(yōu)異的熱軋鋼板及冷軋鋼板及它們的制造方法，其具有超微細(xì)的晶粒，并能夠耐受焊接和熔融鍍敷工序的熱。本發(fā)明者們對(duì)于微細(xì)鐵素體晶粒組織的機(jī)械特性和熱穩(wěn)定性進(jìn)行了各種研究的實(shí)驗(yàn)，其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，為了使機(jī)械特性和熱穩(wěn)定性都優(yōu)異，最重要的是如下幾點(diǎn)(a)將鐵素體的平均晶粒直徑限制在一定的范圍；(b)對(duì)~點(diǎn)正下的700°C附近的溫度下的鐵素體的平均晶粒直徑D(ym)的增加速度X(ym/min)與該平均晶粒直徑D (μ m)的積D X(ym2/ min)設(shè)定上限。另外還發(fā)現(xiàn)，為了得到更良好的熱穩(wěn)定性，優(yōu)選(c)將鐵素體的晶粒直徑的分布限制在一定的范圍，和不使鐵素體晶粒內(nèi)殘留軋制造成的應(yīng)變。另外還發(fā)現(xiàn)，這樣的鋼板若在冷軋后進(jìn)行熱處理，則與上述一樣，再度在熱穩(wěn)定條件下具有微細(xì)的鐵素體晶粒組織。而且，(d)對(duì)于用于制造具有這種組織和特性的熱軋鋼板和冷軋鋼板的全新方法也進(jìn)行了各種研究和實(shí)驗(yàn)。此外，關(guān)于焊接構(gòu)件還發(fā)現(xiàn)，(e)在熔融焊接中優(yōu)選規(guī)定焊接部的硬度平衡，而且(f)在阻抗焊接中優(yōu)選實(shí)現(xiàn)焊接部的硬度平衡和脆化抑制。以下在(a) (f)中，詳述三發(fā)明的發(fā)現(xiàn)和研究·實(shí)驗(yàn)結(jié)果。(a)關(guān)于將鐵素體的平均晶粒直徑限制在一定的范圍鐵素體的晶粒直徑越小強(qiáng)度越增加，但是若晶粒直徑過(guò)小，則晶界能帶來(lái)的粒成長(zhǎng)的驅(qū)動(dòng)力增加，因此可知高溫下的粒成長(zhǎng)被促進(jìn)。具體來(lái)說(shuō)，若使平均晶粒直徑低于 1. 2 μ m，則難以抑制高溫下的粒成長(zhǎng)，相反，平均晶粒直徑在熱軋鋼板中若高于2. 7+5000/ (5+350 ‘ C+40 ·Μη)2μπι及7μπι的任意一值，另外在冷軋鋼板中若高于5. 0-2. 0 ‘ Cr+5000/ (5+350 · C+40 · Mn)2 μ m及9. 3 μ m的任意一值，則判明不能充分期待微細(xì)化帶來(lái)的機(jī)械特性的提高。因此，為了使機(jī)械特性和熱穩(wěn)定性并存，作為鐵素體的平均晶粒直徑的下限需要采用1.2μπι，而且作為上限，在熱軋鋼板中需要采用2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2 μ m ^ 7 μ m之中小的一方的值，在冷軋鋼板中需要采用5. 0-2. 0 'Cr+5000/(5+350 *C+40 ·Μη)2μ m 及9. 3μπι之中小的一個(gè)值。
(b)關(guān)于A1點(diǎn)正下的700°C附近的溫度下的鐵素體的平均晶粒直徑D的增加速度 X與平均晶粒直徑D的積D · X(ym2/min)的上限規(guī)定高溫下的鐵素體晶粒的粒成長(zhǎng)速度隨溫度上升而增加。一般來(lái)說(shuō)，在焊接和熔融鍍敷工序中發(fā)生鐵素體的粒成長(zhǎng)這一問(wèn)題的溫度區(qū)域是從A1點(diǎn)(730°C附近)正下至A3 點(diǎn)附近的溫度區(qū)域，在該溫度范圍鐵素體的粒成長(zhǎng)速度劇烈變化。但是可知，鐵素體的平均晶粒直徑處于上述(a)的范圍內(nèi)的鋼板的粒成長(zhǎng)速度的溫度特性，由700°C附近的溫度下的鐵素體的粒成長(zhǎng)速度決定，因此發(fā)現(xiàn)，如果對(duì)于700°C附近的溫度下的鐵素體的粒成長(zhǎng)速度，即鐵素體的平均晶粒直徑的增加速度X(ym/min)與平均晶粒直徑D(ym)的積 D -X(UmVmin)設(shè)置上限，則即使在焊接和熔融鍍敷工序中被更高溫度加熱時(shí)，也不會(huì)發(fā)生問(wèn)題。而且，實(shí)驗(yàn)的結(jié)果還判明，需要將積D ·Χ設(shè)定在0. Iym2Aiin以下。還有，積D*X優(yōu)選為0. 07 μ m2/min以下，更優(yōu)選為0. 05 μ m2/min以下。(cl)關(guān)于將鐵素體的晶粒直徑的分布限制在一定的范圍，和不使鐵素體晶粒內(nèi)殘留軋制造成的應(yīng)變鐵素體的晶粒直徑的分布與鐵素體晶粒內(nèi)的應(yīng)變與高溫下的粒成長(zhǎng)有著密切關(guān)系。高溫下的粒成長(zhǎng)以晶界的能量和晶內(nèi)的應(yīng)變?yōu)轵?qū)動(dòng)力而發(fā)生。因此，若在微細(xì)的鐵素體組織之中混有比較大的鐵素體晶粒，則大的鐵素體晶粒以晶界為驅(qū)動(dòng)力而容易與周圍的微細(xì)的鐵素體晶粒一體化。另外，若鐵素體晶粒內(nèi)存在應(yīng)變，則以晶內(nèi)的應(yīng)變?yōu)轵?qū)動(dòng)力而容易使鄰接的鐵素體晶粒之間一體化。如此一來(lái)，粒成長(zhǎng)急速進(jìn)展。因此，為了防止粒成長(zhǎng)的急速進(jìn)展，除了鐵素體晶粒的微細(xì)化以外，作為鐵素體的晶粒直徑分布，優(yōu)選使80%以上的晶粒限制在平均晶粒直徑的1/3至3倍的范圍內(nèi)。該晶粒直徑分布在從板表面至規(guī)定的深度或從該深度至IOOym以內(nèi)的范圍測(cè)定。這是因?yàn)?，如后述根?jù)本發(fā)明的方法的鋼板的晶粒直徑沿板厚方向變化，但是這種沿板厚的方向緩慢的晶粒直徑的變化不會(huì)對(duì)晶粒的成長(zhǎng)性造成影響。另外，優(yōu)選使表示鐵素體晶粒內(nèi)的應(yīng)變的晶內(nèi)位錯(cuò)密度為107cm2以下，更優(yōu)選為108/Cm2以下。此外，鐵素體晶粒的形狀優(yōu)選為等軸。(c2)關(guān)于鐵素體粒徑的板厚方向分布從鋼板的中心部向鋼板的表層部進(jìn)一步微細(xì)化的緩慢的鐵素體粒徑的板厚方向分布，在想要改善擴(kuò)孔性和彎曲性等的鋼板的加工性時(shí)優(yōu)選。另外，在表層部進(jìn)一步微細(xì)化了的鐵素體組織也會(huì)改善鋼板的化成處理性和鍍敷性等的表面處理性。因此，在熱軋鋼板中距鋼板表面板厚的1/16深度位置的平均晶粒直徑Ds (μ m)、距鋼板表面板厚1/4深度位置的平均晶粒直徑D ( μ m)、板厚的中心部分的平均晶粒直徑Dc ( μ m)之間，優(yōu)選滿足 Ds ^ 0. 75Dc和D < 0. 9Dc構(gòu)成的關(guān)系，在冷軋鋼板中優(yōu)選滿足Ds ^ 0. 9Dc構(gòu)成的關(guān)系。(d)關(guān)于用于制造具有上述(a) (c)的組織和特性的熱軋鋼板的全新的方法如下，通過(guò)采用高溫域下的軋制，能夠提供一種軋制容易且有高生產(chǎn)性的工業(yè)性的方法。首先，從奧氏體溫度區(qū)域，開(kāi)始多道次熱軋，使最終的軋制道次在Ar3點(diǎn)以上且在 780°C以上的高溫終止。這時(shí)，在奧氏體晶粒內(nèi)有應(yīng)變蓄積。然后，在緊接熱軋結(jié)束之后的0.4秒以內(nèi)，完成冷卻至720°C以下的溫度。這時(shí)，在冷卻途中因?yàn)樵搼?yīng)變的解放受到抑制，所以為應(yīng)變被蓄積在奧氏體晶粒內(nèi)的狀態(tài)，首要的是達(dá)到720°C以下的溫度，只有這樣從奧氏體向鐵素體的相變才能活躍化，以所蓄積的應(yīng)變?yōu)楹硕罅堪l(fā)生鐵素體晶粒，形成微細(xì)的鐵素體組織。在該方法中，還能夠抑制因鋼板表面和軋輥表面之間的磨擦而在熱軋時(shí)被導(dǎo)入鋼板的剪切應(yīng)變的解放，因此在比板厚中心部更接近表面部分會(huì)產(chǎn)生更多的鐵素體核。而且其后，在600 720°C的溫度區(qū)域保持2秒以上。由此，能夠得到微細(xì)且晶粒直徑小范圍分布的期望的鐵素體組織，并且在相變后的微細(xì)鐵素體組織中殘留應(yīng)變也受到抑制。另外，由于鐵素體核生成量沿上述的板厚方向變化，因此從板厚中心向表面具有緩慢的粒徑的梯度的組織生成。還有，緊接熱軋結(jié)束后的冷卻條件，如上述，需要在0. 4秒以內(nèi)完成至720°C以下的溫度。以前，最快也要從堅(jiān)持軋制終止后再經(jīng)過(guò)0.2秒以上的，之后才開(kāi)始冷卻，此冷卻速度充其量為250°C /秒左右。若以Ar3點(diǎn)為800°C的低碳鋼為例，則即使在Ar3點(diǎn)結(jié)束低碳鋼的熱軋，在從800°C以上冷卻至720°C以下的溫度期間，以前仍要經(jīng)過(guò)0. 52秒以上之后， 而很難在0. 4秒以內(nèi)完成冷卻至720°C以下的溫度。將具有上述的(a) (C)的組織的熱軋鋼板地行冷軋后，若在變成奧氏體單相的溫度(Ac3A)以下進(jìn)行熱處理，則再度成為具有上述的特片的微細(xì)粒鐵素體組織。這被認(rèn)為是由于，(1)在冷軋后的熱處理中加工鐵素體再結(jié)晶時(shí)，其核在大量存在的熱軋時(shí)的鐵素體晶界上發(fā)生，因此大量的鐵素體核發(fā)生，(2)同時(shí)奧氏體也在熱軋時(shí)的鐵素體晶界上大量發(fā)生，這抑制了鐵素體核的成長(zhǎng)。其結(jié)果是，熱處理后的鐵素體粒徑與熱軋時(shí)的鐵素體粒徑大體相同，或者僅變大1 3 μ m，能夠得到繼承了熱軋時(shí)的特性的組織。因此，如本發(fā)明，如果在熱軋鋼板的階段鐵素體粒徑的板厚方向分布存在，則實(shí)施冷軋和熱處理之后仍顯現(xiàn)出同樣的鐵素體晶粒直徑的板厚方向分布。熱處理溫度可以是Ac1以下的溫度，但是加工鐵素體的再結(jié)晶需要長(zhǎng)時(shí)間。若為Ac3點(diǎn)以上的變成奧氏體相單的溫度時(shí)，組織容易粗大化。(e)關(guān)于在熔融焊接中規(guī)定焊接部的硬度平衡在焊接時(shí)的熱能大的電弧焊中，從防止HAZ(熱影響部)的軟化的觀點(diǎn)出發(fā)，當(dāng)然優(yōu)選制作難以引起焊接中的粒成長(zhǎng)的熱穩(wěn)定性高的組織。此外，為了確保焊接后的構(gòu)件的加工性，優(yōu)選規(guī)定焊接部的硬度平衡，從而實(shí)現(xiàn)熔融焊接性的提高。即，關(guān)于化學(xué)組成，將由 Ceq(I) = C+Mn/6+Si/24+Cr/5+Mo/4+Ni/40+V/14 所定義的碳當(dāng)量 Ceq(I)規(guī)定為 0. 06 0. 6，由此能夠得到熔融焊接性優(yōu)異的焊接部。還有，所謂熔融焊接性的意思是指如下特性 如電弧焊和激光焊等，采用邊連續(xù)形成·凝固熔池邊地行的焊接法而得到的焊接部的最高硬度與母材的硬度的差或者與焊接部的軟化部硬度的差小，并且能夠抑制焊接部的脆化， 確保焊接后的構(gòu)件的加工性的特性。(f)關(guān)于在阻抗焊接中實(shí)現(xiàn)焊接部的硬度平衡和脆化抑制在通過(guò)對(duì)母材的通電加熱而進(jìn)行焊接的阻抗焊接中，當(dāng)然也優(yōu)選制作難以引起焊接中的粒成長(zhǎng)的熱穩(wěn)定性高的組織。此外，優(yōu)選實(shí)現(xiàn)焊接部的硬度平衡及脆化抑制。即，關(guān)于化學(xué)組成，為了將C彡0. 17%，且Ceq(II) = C+Mn/100+Si/90+Cr/100所定義的碳當(dāng)量 Ceq(II)規(guī)定為0. 03 0. 20%，此外在寬泛的焊接條件范圍得到用于確保接頭強(qiáng)度的充分的熔核(nugget熔融接合部)，通過(guò)使Rsp = 13. 5X (Si+Al+0. 4Mn+0. 4Cr)+12. 2所定義的母材阻抗的指標(biāo)Rsp為45以下，則能夠得到阻抗焊接性優(yōu)異的焊接部。還有，所謂阻抗焊接性意思是如下特性能夠在寬泛的焊接條件范圍確保充分的接頭強(qiáng)度(所謂焊縫button 斷裂時(shí)的最大斷裂載荷)的特性。
本發(fā)明基于如此發(fā)現(xiàn)和研究 實(shí)驗(yàn)結(jié)果而完成。本發(fā)明的要旨在于，以下的(1)、 (3) (9)及(11) (13)的熱軋鋼板和(2)、(3)、(5)、(7)及(10) (13)的冷軋鋼板， 此外還有(14)及(16)的熱軋鋼板的制造方法和(15)及(16)的冷軋鋼板的制造方法。以下分別稱為本發(fā)明(1) (16)。統(tǒng)稱本發(fā)明(1) (16)指的就是本發(fā)明。還有，用于本發(fā)明的碳鋼或低合金鋼，優(yōu)選含有C :0. 01 0. 25 %，此外，也可以含有 Si、Mn、Al、P、Ti、Nb、V、Cr、Cu、Mo、Ni、Ca、REM、B 之中的 1 種或 2 種以上。(1) 一種熱軋鋼板，是以鐵素體為主相的碳鋼或低合金鋼所構(gòu)成的鋼板，其中，距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑D(ym)滿足下述(1)式及(2) 式，并且距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑在700°C下的增加速度X ( μ m/min)和前述平均晶粒直徑D ( μ m)滿足下式(3)。1. 2 ^ D ^ 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式D · X ^ 0. 1...................................................... (3)式在此，C和Mn表示鋼中的各元素的含量(單位質(zhì)量％ )，距鋼板表面板厚的1/4的深度位置，晶粒直徑d ( μ m)滿足下式(4)的鐵素體晶粒在前述位置的鐵素體中所占的面積比例為80%以上。D/3 彡 d 彡 3D...................................................... (4)式在此，D表示距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑(μ m)(2) 一種冷軋鋼板，是以鐵素體為主相的碳鋼或低合金鋼所構(gòu)成的鋼板，其中，距鋼板表面板厚的1/4的深度的鐵素體的平均晶粒直徑D( μ m)滿足下述的(5)式及(6)式， 并且距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑在700°C下的增加速度
X ( μ m/min)和前述平均晶粒直徑D ( μ m)滿足下式(3)。1. 2 ^ D ^ 9. 3......................................................... (5)式D 彡 5. 0-2. 0 · Cr+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2......(6)式D · X ^ 0. 1......................................................... (3)式并且，距鋼板表面板厚的1/4的深度位置，晶粒直徑d( μ m)滿足下式(4)的鐵素體晶粒在前述位置的鐵素體中所占的面積比例為80%以上。D/3 彡 d 彡 3D...................................................... (4)式在此，C、Cr和Mn表示鋼中的各元素的含量(單位質(zhì)量％)。(3)上述⑴或⑵的鋼板，其中，作為鐵素體以外的第二相，以體積率計(jì)，含有低于50 %的貝氏體、低于30 %的珠光體、低于5 %的粒狀滲碳體、低于5 %的馬氏體和低于3 % 的殘留奧氏體之中的1種或2種以上，合計(jì)低于50%，并且，屈強(qiáng)比為0. 75以上。(4) 一種熱軋鋼板，是以鐵素體為主相的碳鋼或低合金鋼所構(gòu)成的鋼板，其中，距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑D(ym)滿足下述(1)式及(2) 式，并且距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑在700°C下的增加速度X ( μ m/min)和前述平均晶粒直徑D ( μ m)滿足下式(3)。1. 2 ^ D ^ 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式D · X 彡 0.1...................................................... (3)式
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在此，C和Mn表示鋼中的各元素的含量(單位質(zhì)量％ )，作為鐵素體以外的第二相，以體積率計(jì)，含有低于50%的貝氏體、低于30%的珠光體、低于5%的粒狀滲碳體、低于5%的馬氏體和低于3%的殘留奧氏體之中的1種或2種以上，合計(jì)低于50%，并且，屈強(qiáng)比為0. 75以上。(5)上述⑴或⑵的鋼板，其中，作為鐵素體以外的第二相，以體積率計(jì)，含有 5 40%的馬氏體，并且屈強(qiáng)比低于0. 75。(6) 一種熱軋鋼板，是以鐵素體為主相的碳鋼或低合金鋼所構(gòu)成的鋼板，其中，距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑D(ym)滿足下述(1)式及(2) 式，并且距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑在700°C下的增加速度X ( μ m/min)和前述平均晶粒直徑D ( μ m)滿足下式(3)。1. 2 彡 D 彡 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式D · X ^ 0. 1...................................................... (3)式在此，C和Mn表示鋼中的各元素的含量(單位質(zhì)量％ )，作為鐵素體以外的第二相，以體積率計(jì)，含有5 40%的馬氏體，并且屈強(qiáng)比低于 0. 75。(7)上述⑴或⑵的鋼板，其中，作為鐵素體以外的第二相，以體積率計(jì)，含有3 30%的殘留奧氏體，并且抗拉強(qiáng)度TS(MPa)和總延伸率El(% )的積TSXEl為 18000 (MPa · % )以上。(8) 一種熱軋鋼板，是以鐵素體為主相的碳鋼或低合金鋼所構(gòu)成的鋼板，其中，距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑D(ym)滿足下述(1)式及(2) 式，并且距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑在700°C下的增加速度X ( μ m/min)和前述平均晶粒直徑D ( μ m)滿足下式(3)。1. 2 ^ D ^ 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式D · X 彡 0.1...................................................... (3)式在此，C和Mn表示鋼中的各元素的含量(單位質(zhì)量％)，作為鐵素體以外的第二相，以體積率計(jì)，含有3 30%的殘留奧氏體，并且抗拉強(qiáng)度TS (MPa)和總延伸率El )的積TSXEl為18000 (MPa · % )以上。(9)根據(jù)上述(1)、(3)、(4)、(5)、(6)、(7)和(8)的任一項(xiàng)所述的熱軋鋼板，其中，距鋼板表面板厚的1/16的深度位置的平均晶粒直徑Ds(ym)、距鋼板表面板厚的1/4 的深度位置的平均晶粒直徑D(ym)、板厚的中心部分的平均晶粒直徑Dc(ym)之間，滿足 Ds ^ 0. 75Dc和D < 0. 9Dc構(gòu)成的關(guān)系。(10)根據(jù)上述(2)、(3)、(5)和(7)的任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其中，距鋼板表面板厚的1/16的深度位置的平均晶粒直徑Ds(ym)、與板厚的中心部分的平均晶粒直徑 Dc ( μ m)之間，滿足D彡0. 9Dc構(gòu)成的關(guān)系。(11)根據(jù)上述⑴ (10)的任一項(xiàng)的熱軋鋼板或冷軋鋼板，其中，由下式(7)所定義的碳當(dāng)量Ceq(I)為0.6 0.06。Ceq(I) = C+Mn/6+Si/24+Cr/5+Mo/4+Ni/40+V/14......... (7)式
在此，式中的元素符號(hào)表示各元素在鋼中的含量(單位質(zhì)量％ )。(12)根據(jù)上述⑴ (10)的任一項(xiàng)的熱軋鋼板或冷軋鋼板，其中，C含量為0. 17 質(zhì)量％以下，并且由下式⑶定義的碳當(dāng)量Ceq(II)為0.03 0. 20%，此外由下式(9)定義的母材阻抗的指標(biāo)Rsp為45以下。Ceq(II) = C+Mn/100+Si/90+Cr/100........................ (8)式Rsp = 13. 5 X (Si+Al+0. 4Mn+0. 4Cr)+12. 2...............(9)式在此，式中的元素符號(hào)表示各元素在鋼中的含量(單位質(zhì)量％ )。(13) 一種熔融鍍敷熱軋鋼板或冷軋鋼板，其中，在上述(1) (12)的任一項(xiàng)鋼板的表面，具有Zn、Al、Zn-Al合金或Fe-Zn合金的被覆層。(14)根據(jù)上述(1)、(3)、(4)、(5)、(6)、(7)、(8)、(9)、(11)、(12)和(13)的任一項(xiàng)的熱軋鋼板的制造方法，是多道次熱軋?zhí)间摶虻秃辖鸢鍢?gòu)成的鋼板來(lái)制造熱軋鋼板的方法，其中，使最終的軋制道次為Ar3點(diǎn)以上且在780°C以上的溫度結(jié)束，其后以400°C/秒以上的冷卻速度在0.4秒以內(nèi)冷卻至720°C以下后，在600 720°C的溫度區(qū)域保持2秒以上。(15)根據(jù)上述(2)、(3)、(5)、(7)、(10)、(11)和(12)的任一項(xiàng)的冷軋鋼板的制造方法，其中，對(duì)由上述(12)的方法得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，以40 90%的壓下率進(jìn)行冷軋，之后以900°C以下的溫度進(jìn)行熱處理。(16)根據(jù)上述(13)的熔融鍍敷熱軋鋼板或熔融鍍敷冷軋鋼板的制造方法，其中， 對(duì)于由上述(14)的方法得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，或酸洗后再以40 90%的壓下率進(jìn)行冷軋后，用連續(xù)熔融鍍敷生產(chǎn)線實(shí)施熔融鍍敷。根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種熱穩(wěn)定性和機(jī)械特性優(yōu)異的熱軋鋼板及冷軋鋼板和它們的制造方法，其具有超微細(xì)的晶粒，并能夠經(jīng)受焊接和熔融鍍敷工序的熱。


圖1是凸圓拉伸試驗(yàn)體的形狀。(a)是主應(yīng)變方向相對(duì)于焊接線方向平行的時(shí)候， (b)是主應(yīng)變方向相對(duì)于焊接線方向垂直的時(shí)候。圖2表示從表面至板厚的1/4深度的鐵素體粒徑的時(shí)間變化。圖3表示冷軋·退火后的鐵素體粒徑隨退火時(shí)間的變化。圖4表示冷軋后800°C X5分鐘的退火后的組織。圖5表示冷軋后以750°C進(jìn)行退火后的組織的一例。符號(hào)說(shuō)明1凸圓拉伸試驗(yàn)體2焊接線
具體實(shí)施例方式以下，對(duì)于本發(fā)明的超微細(xì)晶粒熱軋鋼板進(jìn)行說(shuō)明。以下，各化學(xué)成分的含量的 “％ ”表示的意思是“質(zhì)量％ ”。(A)關(guān)于化學(xué)組成C 因?yàn)镃能夠使從奧氏體向鐵素體相變的溫度降低，從而使熱軋的最終溫度降低，所以是有助于促進(jìn)鐵素體晶粒的微細(xì)化的元素。另外，還是用于確保強(qiáng)度的元素。因此，優(yōu)選含有0.01%以上。另外，為了進(jìn)一步促進(jìn)鐵素體晶粒的微細(xì)化，優(yōu)選含有0. 03%以上。但是，若使之過(guò)度含有，則熱軋后的鐵素體相變延遲，鐵素體的體積率降低，另外焊接性也劣化，因此優(yōu)選為0.25%以下。為了提高焊接部的加工性，優(yōu)選使C含量為0. 17%以下，更優(yōu)選為0. 15%以下。Si Si以提高強(qiáng)度為目的而優(yōu)選含有。但是，若過(guò)剩地添加，則不但延性的劣化顯著， 而且產(chǎn)生熱軋時(shí)的表面氧化的問(wèn)題，因此優(yōu)選其含量為3%以下。更優(yōu)選為2%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1.8%以下。下限也可以為雜質(zhì)水平，但是在鐵素體組織中使殘留奧氏體生成時(shí)， 以Si+Al的總量計(jì)優(yōu)選含有以上。Mn:Mn為了確保強(qiáng)度而優(yōu)選含有。另外，因?yàn)槠淇梢允箠W氏體向鐵素體的相變溫度降低，從而使熱軋的最終溫度降低，所以會(huì)促進(jìn)鐵素體晶粒的微細(xì)化，因此優(yōu)選含有。但是若過(guò)度地含有，則熱軋后的鐵素體相變延遲，鐵素體的體積率降低，因此其含量?jī)?yōu)選為3%以下。更優(yōu)選為2.7%以下。其下限也可以是雜質(zhì)水平，但是以提高強(qiáng)度為目的而添加時(shí)，優(yōu)選含有0.5%以上。另外，在鐵素體組織中使殘留奧氏體生成時(shí)，優(yōu)選含有0.5%以上，更優(yōu)選含有0. 8%以上。另外，在鐵素體組織中使馬氏體生成時(shí)，以Si+Mn總量計(jì)優(yōu)選含有以上，更優(yōu)選含有1.5%以上。Al Al也可以為了提高延性而添加。但是若過(guò)度地含有，則使高溫下的奧氏體不穩(wěn)定化，產(chǎn)生使熱軋的最終溫度過(guò)度上升的需要，另外難以進(jìn)行穩(wěn)定的連續(xù)鑄造，由此其含量?jī)?yōu)選為3%以下。其下限也可以是雜質(zhì)水平，但是在鐵素體組織中使殘留奧氏體生成時(shí)，以 Si+Al總量計(jì)優(yōu)選含有以上。P P使強(qiáng)度增加，因此也可以添加。但是若使之過(guò)度含有，則產(chǎn)生因晶界偏析導(dǎo)致的脆化，因此在添加時(shí)其含量?jī)?yōu)選為0. 5%以下。更優(yōu)選為0. 2%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 1 %以下。其下限也可以是雜質(zhì)水平。通常在煉鋼階段混入0.01%左右。Ti Ti作為碳化物或氮化物析出而使強(qiáng)度增加，另外，該析出物抑制奧氏體和鐵素體的粗大化，促進(jìn)熱軋時(shí)的晶粒的微細(xì)化，在熱處理時(shí)抑制粒成長(zhǎng)，因此也可以添加。但是若使之過(guò)剩地含有，則在熱軋以前的加熱時(shí)粗大的Ti碳化物或氮化物大量發(fā)生，阻礙延性和加工性，因此優(yōu)選其含量為0. 3%以下。為了使鐵素體容易生成，優(yōu)選以Ti+Nb的總量計(jì)為 0. 1 %以下，更優(yōu)選為0. 03 %以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 01 %以下。還有，其下限也可以是雜質(zhì)水平。煉鋼上一般會(huì)混入0.001%左右。Nb Nb作為碳化物或氮化物析出而使強(qiáng)度增加，另外，該析出物抑制奧氏體和鐵素體的粗大化，促進(jìn)熱軋時(shí)的晶粒的微細(xì)化，在熱處理時(shí)抑制粒成長(zhǎng)，因此也可以添加。但是若使之過(guò)剩地含有，則在熱軋以前的加熱時(shí)粗大的NbC碳化物或氮化物大量發(fā)生，阻礙延性和加工性，因此優(yōu)選其含量為0. 以下。為了使鐵素體容易生成，優(yōu)選以Ti+Nb的總量計(jì)為0. 1 %以下，更優(yōu)選為0. 03%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 01 %以下。還有，其下限也可以是雜質(zhì)水平。煉鋼上一般會(huì)混入0.001%左右。V V作為碳化物或氮化物析出而使強(qiáng)度增加，另外，該析出物抑制鐵素體的粗大化， 促進(jìn)晶粒的微細(xì)化，因此也可以添加。但是，出于與Ti、Nb同樣的理由，因?yàn)闀?huì)阻礙延性和加工性，所以優(yōu)選其含量為以下。更優(yōu)選為0.5%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.3%以下。還有，其下限也可以是雜質(zhì)水平。煉鋼上一般會(huì)混入0. 001 %左右。Cr 因?yàn)镃r使淬火性增加，具有在鐵素體組織中使馬氏體和貝氏體生成的作用，所以可以以這些作用為目的而添加。但是，若大量使之含有，則鐵素體的生成受到抑制，因此優(yōu)選其含量為以下。還有，其下限也可以是雜質(zhì)水平。煉鋼上一般混入0.02%左右。Cu 因?yàn)镃u具有在低溫析出而使強(qiáng)度增加的作用，所以可以以這些作用為目的而添加。但是，因?yàn)橛锌赡芤痄撆鞯木Ы缌鸭y，所以優(yōu)選其含量為3%以下。更優(yōu)選為2%以下。還有，添加時(shí)優(yōu)選含量為0.1%以上。還有，其下限也可以是雜質(zhì)水平。煉鋼上一般混 Λ 0. 02%左右。Ni:Ni也可以出于增加高溫下的奧氏體的穩(wěn)定度的目的而添加。另外，使Cu含有時(shí)也可以添加，用于防止鋼坯的晶界脆化。但是，若過(guò)度地使之含有，則鐵素體的生成受到抑制， 因此優(yōu)選含量為以下。還有，其下限也可以是雜質(zhì)水平。煉鋼上一般混入0.02%左右。Mo:Mo析出MoC而使強(qiáng)度增加，另外，該析出物抑制鐵素體的粗大化，促進(jìn)晶粒的微細(xì)化，因此也可以添加。但是，出于與Ti、Nb同樣的理由，因?yàn)闀?huì)阻礙延性和加工性，所以優(yōu)選其含量為以下。更優(yōu)選為0.5%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.3%以下。還有，其下限也可以是雜質(zhì)水平。煉鋼上一般會(huì)混入0.001%左右。Ca、REM 禾口 B:Ca、稀土類元素(REM)和B使凝固中析出的氧化物和氮化物微細(xì)化，為了確保鑄片的健全性，可以添加其1種或2種以上。但是因?yàn)榘嘿F，所以以總含量計(jì)優(yōu)選為0. 005%以下。下限也可以是雜質(zhì)水平。還有，作為混入鋼中的“雜質(zhì)”可列舉S、N、Sn等。關(guān)于S、N，如果可能，優(yōu)選將其含量以如下方式規(guī)定。S 因?yàn)镾形成硫化物系夾雜物，是使加工性降低的雜質(zhì)元素，所以其含量?jī)?yōu)選抑制在0.05%以下。而且，在想確保更優(yōu)異的加工性時(shí)，優(yōu)選其為0.008%以下。更優(yōu)選為 0. 003% 以下。NN是使加工性降低的雜質(zhì)元素，其含量?jī)?yōu)選抑制在0.01%以下。更優(yōu)選在0.006% 以下。(B)關(guān)于本發(fā)明的鋼板的組織
本發(fā)明的鋼板，以鐵素體為主相，是具有由主相和鐵素體以外的第二相構(gòu)成的組織的鋼板。在此所謂“主相”意思是指，構(gòu)成組織的相之中占該組織的比例最大的相。主相的鐵素體，以體積率計(jì)優(yōu)選至少為50%以上，更優(yōu)選為60%以上。鐵素體的體積率低于 50 %時(shí)，有鋼板的延性和加工性受損的情況。鐵素體的晶粒直徑(直徑)對(duì)于鋼板的機(jī)械特性和熱穩(wěn)定性、以及加工性有很大影響。因此，為了在本發(fā)明的熱軋鋼板中確保充分的強(qiáng)度和延性，以及熱穩(wěn)定性還有加工性，需要將距鋼板表面板厚的1/4的濃度的鐵素體的平均晶粒直徑D ( μ m)限制在滿足下述(1)式及(2)式的一定的范圍內(nèi)。1.2 彡 D彡 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式S卩，所謂該一定的范圍，是指以1. 2μπι為下限，而且，以2. 7+5000/ (5+350 · C+40 ·Μη)2μπι及7μπι之中的小的一方的值為上限的范圍。而且，為了在本發(fā)明的冷軋鋼板中確保充分的強(qiáng)度和延性，及熱穩(wěn)定性還有加工性，則需要將距鋼板表面板厚的1/4的深度的鐵素體的平均晶粒直徑D ( μ m)限制在滿足下述(5)式及(6)式的一定的范圍內(nèi)。1. 2 彡 D 彡 9. 3......................................................... (5)式D 彡 5. 0-2. 0 · Cr+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2......(6)式BP,所謂該一定范圍，是指以1.2μπι為下限，而且，以5.0-2.0 · Cr+5000/ (5+350 · C+40 · Μη)2μπι及9. 3μπι之中的小的一方的值為上限的范圍。在此，之所以使鐵素體的平均晶粒直徑D的下限為1.2μπι，是由于當(dāng)?shù)陀?.2μπι 時(shí)，加工硬化系數(shù)極端減少，不僅延性和加工性劣化，而且微細(xì)鐵素體組織的熱穩(wěn)定性也劣化，在高溫下容易發(fā)生粒成長(zhǎng)。為了得到更優(yōu)異的延性和加工性以及熱穩(wěn)定性，優(yōu)選使鐵素體的平均晶粒直徑D的下限為1.5μπι。另一方面，對(duì)于熱軋鋼板來(lái)說(shuō)，之所以使鐵素體的平均晶粒直徑D的上限為2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2 μ m及7 μ m之中的小的一方的值，而對(duì)于冷軋鋼板來(lái)說(shuō)，之所以使鐵素體的平均晶粒直徑D的上限為5. 0-2. 0 · Cr+5000/ (5+350 · C+40 ·Μη)2μπι及9.3 μ m之中的小的一方的值，是由于若超過(guò)上任一值則得不到充分的強(qiáng)度。為了獲得更優(yōu)異的強(qiáng)度，優(yōu)選鐵素體的平均晶粒直徑D的上限為，熱軋鋼板中以2. 4+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2 μ m及5. 5 μ m之中的小的一方的值為上限，冷軋鋼板中以4. 5+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2 μ m及8. 5 μ m之中的小的一方的值。還有，在此將具有 15°以上的結(jié)晶方位差的大角的晶界所包圍的區(qū)域定義為1個(gè)晶粒，低于15°的小角晶界忽略。此外為了提高鋼板的熱穩(wěn)定性，優(yōu)選將鐵素體的晶粒直徑的分布限制在一定的范圍。發(fā)生高溫下的粒成長(zhǎng)的一個(gè)原因是基于晶界的能量的驅(qū)動(dòng)力，若在微細(xì)的鐵素體組織之中混有比較大的鐵素體晶粒，則大的鐵素體晶粒以晶界為驅(qū)動(dòng)力而容易與周圍微細(xì)的鐵素體晶粒一體化，粒成長(zhǎng)急速進(jìn)展。因此，為了抑制高溫下的鐵素體晶粒的粒成長(zhǎng)速度，除了使鐵素體晶粒微細(xì)化，將其平均晶粒直徑D( μ m)限制在滿足上述⑴式及(2)式的一定范圍內(nèi)以外，還優(yōu)選在距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體之中，晶粒直徑d(ym) 滿足下式(4)的晶粒所占的面積比例為80%以上。
D/3 ≤d≤3D...................................................... (4)式即，優(yōu)選的粒徑分布是，以面積比例計(jì)鐵素體晶粒的80%以上限制在平均晶粒直徑D(ym)的1/3至3倍的范圍。優(yōu)選85%以上的鐵素體晶粒限制在平均晶粒直徑D ( μ m) 的1/3至3倍的范圍這樣的粒徑分布，更優(yōu)選90%以上的鐵素體晶粒限制在平均晶粒直徑 D(Um)的1/3至3倍的范圍這樣的粒徑分布。在從表面至板厚的1/4的深度定義鐵素體的晶粒直徑及其分布的理由是因?yàn)?，本發(fā)明的熱軋鋼板的鐵素體晶粒直徑在板厚方向上變化。本發(fā)明的鋼板，通過(guò)使該深度的鐵素體晶粒組織處于上述的范圍，能夠確保期望的機(jī)械特性和熱穩(wěn)定性。特別是粒徑的熱穩(wěn)定性，并不是從板的表面跨越內(nèi)部的廣大范圍由進(jìn)行統(tǒng)計(jì)時(shí)的粒徑分布決定，而是在特定的深度由進(jìn)行統(tǒng)計(jì)時(shí)的粒徑分布決定。因此，如果在板厚的1/4的深度在與表面平行的截面進(jìn)行組織觀察，或者在與表面垂直的截而進(jìn)行觀察，則在從板厚的1/4的深度至100 μ m 以內(nèi)的區(qū)域進(jìn)行觀察并進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。鐵素體以外的第二相，在珠光體、滲碳體、貝氏體、馬氏體、殘留奧氏體和Fe以外的元素的碳氮化物等，一般已知是在碳鋼鐵材料中生成的相即可。為了高效率地制造屈強(qiáng)比為0. 75以上的機(jī)械特性和熱穩(wěn)定性優(yōu)異的鋼板，作為第二相，優(yōu)選以體積率計(jì)含有低于50%的馬氏體、低于30%的珠光體、低于5%的粒狀滲碳體、低于5%的馬氏體及低于3%的殘留奧氏體之中的1種或2種以上，以總量計(jì)低于50%。 更優(yōu)選以總量計(jì)低于40%。若貝氏體、珠光體、粒狀滲碳體的各體積率超過(guò)上述的值，則加工性受到阻礙。另外，若馬氏體和殘留奧氏體的各體積率超過(guò)上述的值，則屈強(qiáng)比難以達(dá)到 0. 75以上。其次，為了高效率地制造屈強(qiáng)比低于0.75的機(jī)械特性和熱穩(wěn)定性優(yōu)異的鋼板，作為第二相，優(yōu)選以體積率計(jì)含有5 40%的馬氏體。這種情況下，貝氏體、珠光體及粒狀滲碳體的體積率優(yōu)選盡可能減少。雖然殘留奧氏體也可以存在，但是為了易于進(jìn)一步降低屈強(qiáng)比，優(yōu)選以體積率計(jì)為3%以下。另外，為了高效率地制造抗拉強(qiáng)度TS和總延伸率El的積為18000以上的延伸特性特別優(yōu)異，且熱穩(wěn)定性也優(yōu)異的鋼板，作為第二相以體積率計(jì)含有殘留奧氏體3 30%。 若殘留奧氏體的體積率低于3%，則延伸特性有可能受到阻礙，若超過(guò)30 %，則熱穩(wěn)定性有可能受到阻礙。作為第二相含有的殘留奧氏體的體積率優(yōu)選為5 25%。還有，作為鐵素體以外的第二相，除上述以外，也能夠含有以體積率計(jì)為以下的微量的碳化物、氮化物、氧化物。其中有Ti、Nb、V、Mo的碳氮化物等。(C)關(guān)于高溫下的粒成長(zhǎng)速度鐵素體的平均晶粒直徑處于滿足上述⑴式及(2)式的一定范圍內(nèi)的鋼板的粒成長(zhǎng)速度的溫度特性，由700°C附近的溫度下的鐵素體的粒成長(zhǎng)速度決定。因此，距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑在700°C下的增加速度Χ(μ m/min)與所述平均晶粒直徑D(ym)需要滿足下式(3)。DK0. 1...................................................... (3)式即，通過(guò)使鐵素體的平均晶粒直徑的增加速度X(ym/min)與平均晶粒直徑 D(ym)的積D.X(ym7min)保持在0. 1 μ m2/min以下，則面對(duì)焊接和熔融鍍敷工序中的主要的熱履歷可保持穩(wěn)定，能夠得到良好的熱穩(wěn)定性。為了獲得更優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，優(yōu)選使積D · X為0. 7 μ m2/min以下，更優(yōu)選為0. 05 μ m2/min以下。還有，如述的實(shí)施例2及3所示，鐵素體的平均晶粒直徑的增加速度X ( μ m/min) 與平均晶粒直徑D(ym)的積D X(ym2/min)為0. 1 μ m2/min以下的鋼板的鐵素體晶粒組織，即使以850°C進(jìn)行數(shù)十秒熱處理，也幾乎不會(huì)顯示出粒徑的變化。本發(fā)明的鋼板的鐵素體的晶粒直徑(直徑)與跟時(shí)間的平方根成比例的通常的粒成長(zhǎng)不同，在700°C時(shí)大體與時(shí)間成比例增加。因此，鐵素體的平均晶粒直徑的增加速度Χ( μ m/min)，是通過(guò)在700°C下測(cè)定1小時(shí)左右的期間的粒徑變化，并平均該變化率而求得。另外，為了進(jìn)一步降低粒成長(zhǎng)速度，優(yōu)選使鐵素體晶粒內(nèi)的位錯(cuò)密度為109/Cm2以下，更優(yōu)選為107cm2以下。(D)關(guān)于鍍 Zn具有上述的組織和此熱穩(wěn)定性的微細(xì)粒熱軋鋼板，可以采用熔融鍍敷線對(duì)鋼板表面實(shí)施ZruZn-Al合金、Al-Si合金、Fe-Zn合金等的被覆。作為Zn-Al合金的鍍液的組成，采用Zn_(0. 1 60) % Al鍍液，此外還復(fù)合添加了 Si及/或Mg的鍍液等。另外，作為Al-Si合金的鍍液的組成，采用Al-(7 13) % Si鍍液等。在鍍液中還含有 Fe、V、Mn、Ti、Nb、Ca、Cr、Ni、W、Cu、Pb、Sn、Cd、Sb 在 0. 以下也沒(méi)有特別的問(wèn)題。因?yàn)樵诮n和冷卻時(shí)在鋼材和熔融金屬元素之間會(huì)發(fā)生元素的相互擴(kuò)散，所以鍍敷后被冷卻的鋼板表面上的皮膜的組成一般為Fe濃度比鍍液組成高一些的組成。合金化熔融鍍鋅積極地利用了該相互擴(kuò)散，皮膜中的Fe濃度為7 15。鍍敷附著量沒(méi)有特別限定，但是優(yōu)選每一面為30 200g/m2，而且在合金化熔融鍍鋅的情況下因?yàn)橛蟹刍目赡?，所以?yōu)選為25 60g/m2。利用熔融鍍敷線的鍍敷法如下。達(dá)成了微細(xì)粒組織的熱軋鋼板，經(jīng)過(guò)酸洗工序除去表層的氧化皮后，穿過(guò)連續(xù)熔融鍍鋅線。從進(jìn)入側(cè)，經(jīng)過(guò)堿性脫脂、水洗后，預(yù)熱后在含有氫的氣氛中加熱至550 900°C 的溫度，還原鋼板表面的Fe氧化物，形成其后的鍍敷處理中適用的表面。在低于550°C的溫度時(shí)還原無(wú)法充分進(jìn)行，若加熱至超過(guò)900°C的溫度則鐵素體組織粗大化。鍍敷后為了成為鐵素體+珠光體組織或鐵素體+滲碳體組織，優(yōu)選達(dá)到550 730°C附近的溫度。另一方面，為了作為第二相而生成貝氏體、馬氏體、殘留、等，優(yōu)選升溫至從~點(diǎn)到900°C的鐵素體和奧氏體的二相共存溫度區(qū)域的方法。氣氛中的氫含量?jī)?yōu)選為5 40%。氫含量低于5%時(shí)還原無(wú)法充分進(jìn)行。若超過(guò)40%則氣氛氣體的成本過(guò)度增加。氫以外的成分為不會(huì)阻礙還原的氣體即可。從成本的觀點(diǎn)出發(fā)優(yōu)選氮。均熱的時(shí)間為還原充分進(jìn)行的時(shí)間即可，并沒(méi)有特別指定，但是一般為10秒以上。為了不使鐵素體粗大化，上限優(yōu)選為5分鐘以內(nèi)，更優(yōu)選為2分鐘以內(nèi)。經(jīng)過(guò)用于此還原的加熱 均熱帶后，鋼板溫度被冷卻至鍍液溫度附近，浸漬在鍍液中后，調(diào)整到規(guī)定的附著量，并冷卻至室溫。合金化熔融鍍鋅的情況下，如上述進(jìn)行熔融鍍鋅后，再加熱至470 600°C而使基材與鍍膜之間發(fā)生反應(yīng)，在鋼板表面形成Fe-Zn合金膜。如此在熔融鍍敷法中，鋼板不僅在鍍液中被加熱，而且在被鍍液浸泡前的表面氧化層還原工序和鍍液浸漬后的合金化工序中也會(huì)經(jīng)受高溫?zé)崽幚?。但是，因此本發(fā)明的鋼板的鐵素體組織熱穩(wěn)定，所以即使經(jīng)過(guò)這些工序仍可以保持微細(xì)粒組織，顯示出優(yōu)異的機(jī)械特性。此外，因?yàn)楸砻娴蔫F素體晶粒微細(xì)，所以合金化反應(yīng)速度增加，還具有能夠高效率生產(chǎn)這樣的優(yōu)點(diǎn)。還有，作為實(shí)施鍍敷時(shí)的鋼組織，優(yōu)選為C :0. 001 0. 15%,Si :0. 005 1.5%及 / 或P 0. 005 1.0%。(E)關(guān)于焊接性在通過(guò)現(xiàn)有的低溫軋制制成的具有微細(xì)粒組織的鋼板中，熱穩(wěn)定性差，HAZ部軟化，因此焊接部的特性降低。相對(duì)于此，本發(fā)明鋼板的熱穩(wěn)定性，即使在通過(guò)焊接將鋼板自身和實(shí)施了上述的表面被膜的鋼板進(jìn)行接合時(shí)仍良好，使采用激光焊、點(diǎn)焊、電弧焊等焊接進(jìn)行焊接后的焊接部的成形性提高。在電弧 等離子焊接和激光焊接所代表的熔融焊接中，此外關(guān)于鋼板的化學(xué)成分， 還優(yōu)選將由下述(7)式定義的碳當(dāng)量Ceq(I)規(guī)定為0.06 0.6%。Ceq(I) = C+Mn/6+Si/24+Cr/5+Mo/4+Ni/40+V/14......... (7)式在此，式中的元素符號(hào)表示各元素在鋼中的含量(單位質(zhì)量％ )。Ceq(I)是焊接部的最高硬度指標(biāo)，通過(guò)將Ceq (I)規(guī)定為0. 06 0. 6 %，能夠確保焊接后的構(gòu)件的成形性。Ceq(I)低于0. 06%時(shí)因?yàn)槿狈Υ慊鹦?，所以焊接金屬部的硬度比被熱穩(wěn)定的細(xì)粒組織強(qiáng)化的母材的硬度軟，因此焊接部的加工性降低。而且，若超過(guò)0.6%， 則由于淬火硬化，在焊接金屬部及具有熱穩(wěn)定性的HAZ相對(duì)于母材硬度的硬化顯著，因此焊接部的成形性降低。還有，優(yōu)選將Ceq(I)規(guī)定為0. 10 0.5%。另外，使焊接部的硬化、 脆化產(chǎn)生的C的含量?jī)?yōu)選為0. 17質(zhì)量％以下。另一方面，在通過(guò)向母材的通電發(fā)熱而進(jìn)行阻抗焊接的點(diǎn)焊中，為了確保接頭強(qiáng)度，從焊接部的硬度分布及脆化抑制的觀點(diǎn)出發(fā)，關(guān)于化學(xué)組成，將C含量規(guī)定為0. 17質(zhì)量％以下，且由下述⑶式定義的碳當(dāng)量Ceq(II)規(guī)定為0. 03 0. 20%，并且，為了還在寬泛的焊接條件范圍得到用于確保接頭強(qiáng)度的熔核徑，優(yōu)選將下述(9)式所定義的母材阻抗的指標(biāo)Rsp規(guī)定為45以下。Ceq(II) = C+Mn/100+Si/90+Cr/100........................ (8)式Rsp = 13. 5 X (Si+Al+0. 4Mn+0. 4Cr)+12. 2...............(9)式在此，式中的元素符號(hào)表示各元素在鋼中的含量(單位質(zhì)量％ )。在點(diǎn)焊這樣的急冷熱循環(huán)中，因?yàn)镃量對(duì)硬化、脆化造成的影響大，所以C含量?jī)?yōu)選為0. 17%以下，更優(yōu)選為0. 15%以下。Ceq(II)是點(diǎn)焊這樣的急冷熱循環(huán)中焊接部的最高硬度的指標(biāo)，通過(guò)將Ceq(II) 規(guī)定為0. 03 0. 20%，能夠得到阻抗焊接性優(yōu)異的焊接部。Ceq(II)低于0. 03%時(shí)，因?yàn)槿狈Υ慊鹦?，所以在點(diǎn)焊接部得到的最高硬度比母材硬度小，因此在接頭強(qiáng)度評(píng)價(jià)試驗(yàn)中，雖然能夠得到所謂的焊縫斷裂，但是得到的最大斷裂載荷小。而且，若Ceq(II)超過(guò)0.20%， 則由于淬火硬化，在焊接金屬部及具有熱穩(wěn)定性的HAZ部相對(duì)于母材硬度的硬化·脆化顯著，在強(qiáng)度評(píng)價(jià)試驗(yàn)中，焊接金屬部(熔核內(nèi))會(huì)產(chǎn)生裂紋，難以得到所謂的焊縫斷裂。還有，優(yōu)選將Ceq(II)規(guī)定為0. 06 0. 17%。母材阻抗的指標(biāo)Rsp是能夠在一定程度的寬泛的焊接條件范圍得到用于確保接頭強(qiáng)度的充分的熔核(熔融接合部)徑的一個(gè)指標(biāo)，為了得到阻抗焊接性優(yōu)異的焊接中，優(yōu)選其為45以下。更優(yōu)選為40以下。為了在寬泛的焊接條件范圍得到用于確保接頭強(qiáng)度的熔核徑，電流密度和阻抗發(fā)熱很重要。在此，電流密度由焊接中的通電路徑的截面積決定，在熱穩(wěn)定性優(yōu)異的本發(fā)明鋼中，因?yàn)椴粫?huì)發(fā)生因粒成長(zhǎng)引起的軟化，所以可抑制初期的通電路徑的擴(kuò)展，從而易于形成充分的熔核徑。另一方面，阻抗發(fā)熱受母材的電阻抗值的影響大，母材阻抗大時(shí)過(guò)剩地產(chǎn)生阻抗發(fā)熱，若超過(guò)適當(dāng)條件范圍，則容易發(fā)生煙塵。還有，所謂點(diǎn)焊的適當(dāng)條件范圍，一般采用4X V _t的熔核徑被形成的焊接電流 煙塵發(fā)生電流(t為接合材的板厚)的范圍，或者顯示焊縫斷裂的最小電流 煙塵發(fā)生電流的范圍來(lái)表示。(F)關(guān)于軋制軋制是從超過(guò)1000°C的溫度，使用可逆式軋機(jī)(reverse mill)或串列式軋機(jī) (tandem mill)，在奧氏體溫度區(qū)域進(jìn)行。從工業(yè)生產(chǎn)性的觀點(diǎn)出發(fā)，到少最終的數(shù)段優(yōu)選使用串列式軋機(jī)。采用通過(guò)連續(xù)鑄造和鑄造·開(kāi)坯得到的鋼坯、通過(guò)薄帶連鑄(strip casting)而得到的鋼板等，和根據(jù)需要一度對(duì)它們施加了熱加工或冷加工的，如果它們是冷片，則再熱至超過(guò)1000°C再進(jìn)行軋制。若軋制的開(kāi)始溫度為1000°c以下，則軋制載荷過(guò)大，不但難以得到充分的軋制率，而且在Ar3點(diǎn)以上的溫度結(jié)束充分的軋制率的軋制也很困難，從而得不到期望的機(jī)械特性和熱穩(wěn)定性。優(yōu)選從1025°C以上、更優(yōu)選從1050°C以上的溫度開(kāi)始軋制。為了抑制奧氏體晶粒的粗大化，另外為了抑制設(shè)備費(fèi)用和加熱燃料費(fèi)，上限為1350°C以下，優(yōu)選為1250°C以下。如果是不需要使TiC和NbC等的析出物充分溶解于奧氏體中的鋼種，則在該范圍之中也優(yōu)選再加熱至比較低的溫度(1050 1150°C)。這是為了易于使初期的奧氏體晶粒微細(xì)化，也易于使最終的鐵素體晶微細(xì)化。為了在軋制后使奧氏體向鐵素體相變，終軋溫度為Ar3A以上且780°C以上的溫度范圍。若終軋溫度低于Ar3A，則在軋制中發(fā)生鐵素體。另外如果低于780°C的溫度，則軋制載荷增大，不但難以施加充分的壓下，而且軋制中在板表層部有發(fā)生鐵素體相變的情況。 優(yōu)選在Ar3點(diǎn)以上且800°C以上的溫度結(jié)束軋制。還有，如果結(jié)束軋制的溫度在Ar3A以上且780°C以上的溫度范圍，則以低為宜。這是為了使通過(guò)軋制被導(dǎo)入奧氏體的加工應(yīng)變的蓄積效果變大，讓晶粒的微細(xì)化得到促進(jìn)。 本發(fā)明采用的鋼種的Ar3點(diǎn)大概是從780至900°C。為了促進(jìn)鐵素體的微細(xì)化，總壓下量以板厚減少率計(jì)為90%以上，優(yōu)選為92%， 更優(yōu)選為94%以上。以從軋制結(jié)束溫度至“軋制結(jié)束溫度+100°C”的溫度范圍的板厚減少率計(jì)優(yōu)選為40%以上。更優(yōu)選以軋制結(jié)束溫度至“軋制結(jié)束溫度+80°C ”的溫度范圍的板厚減少率計(jì)為60%以上。軋制為連續(xù)的多道次的軋制。每1道次的壓下量?jī)?yōu)選為15 60%。 加大每1道次的壓下量的方法會(huì)使向奧氏體的應(yīng)變蓄積，使由于相變而生成的鐵素體的晶粒直徑微細(xì)化，雖然從這一角度為優(yōu)選，但是因?yàn)樾枰龃筌堉戚d荷，所以不僅軋制設(shè)備要大型化，而且也難以控制板的形狀。本發(fā)明的方法中，是將每1道次的壓下量作為40%的多道次的軋制，由此也能夠獲得微細(xì)的鐵素體晶粒。因此，特別是想使板形的控制容易時(shí)，優(yōu)選最終的2道次的壓下率為40% /道次以下。(G)關(guān)于軋制后的冷卻結(jié)束軋制后，為了不讓被導(dǎo)入奧氏體的加工應(yīng)變解放，以其為驅(qū)動(dòng)力使奧氏體向鐵素體相變，從而生成微細(xì)的鐵素體晶粒組織，在從軋制結(jié)束至0. 4秒之內(nèi)要冷卻到720V 以下的溫度。冷卻優(yōu)選采用水冷，而且該冷卻速度作為將空冷期間除外而進(jìn)行強(qiáng)制冷卻的期間的平均冷卻速度，優(yōu)選為400°C /秒以上。在此，規(guī)定達(dá)到冷卻至720°C以下的溫度的時(shí)間的理由是因?yàn)椋粼诔^(guò)720°C的溫度停止冷卻或使之鈍化，則在微細(xì)的鐵素體生成以前，由加工導(dǎo)入的應(yīng)變便被解放，或者應(yīng)變的存在形態(tài)發(fā)生變化，將對(duì)鐵素體的核生成沒(méi)有效果，鐵素體晶粒顯著粗大化。若溫度達(dá)到720V以下，則進(jìn)入到鐵素體相變活躍化的相變溫度區(qū)域。能夠得到上述的鐵素體組織的鐵素體相變溫度區(qū)域，是從該溫度至600°C之間的溫度區(qū)域。因此，在達(dá)到720°C以下后，一次停止冷卻或使該速度鈍化，在該溫度區(qū)域保持2莒以上，由此能夠確保上述的熱穩(wěn)定的鐵素體晶粒組織的形成。若在該溫度區(qū)域的保持時(shí)間短，則上述的熱穩(wěn)定的鐵素體晶粒組織的形成有可能被阻礙。更優(yōu)選在620 700°C的溫度區(qū)域使之停留3 秒以上。如果是以微細(xì)的鐵素體晶粒組織為主相，其中以體積率計(jì)分散5%以上的馬氏體的復(fù)相組織鋼，則在上述的冷卻·保持后，優(yōu)選冷卻至350°C以下的溫度。以40°C /s以上的冷卻速度冷卻至250°C以下的溫度更為優(yōu)選。還有，若以20°C/s以下的冷卻速度進(jìn)行至 350°C以下的溫度的冷卻，則貝氏體容易發(fā)生，有可能阻礙馬氏體生成。另一方面，如果是以微細(xì)的鐵素體晶粒組織為主相，以體積率計(jì)分散有3 30% 的殘留奧氏體的復(fù)相組織鋼，則優(yōu)選在上述的冷卻之后，以20°C /s以上的冷卻速度冷卻至 350 500°C，其后，再以60°C /h以下的冷卻速度進(jìn)行徐冷。更優(yōu)選至400 500°C的冷卻速度為50°C /s以上。(H)關(guān)于冷卻設(shè)備在本發(fā)明中，進(jìn)行上述的冷卻的設(shè)備沒(méi)有限定。工業(yè)上適合使用水量密度高的水噴射裝置。例如，在軋制板搬送輥之間配置水噴淋頭，通過(guò)從板的上下噴射充分的水量密度的高壓水便能夠進(jìn)行冷卻。(I)關(guān)于冷軋和退火為了有效率地生產(chǎn)具有微細(xì)粒組織的薄鋼板，在熱軋后進(jìn)行酸洗，再進(jìn)行冷軋后退火。為了促進(jìn)退火中的鐵素體的再結(jié)晶而使冷軋率為40%以上，因?yàn)檐堉评щy所以在 90%以下。對(duì)軋制設(shè)備沒(méi)有限制，能夠使用串列式軋機(jī)和可逆式軋機(jī)。冷軋后，為了成為使加工鐵素體再結(jié)晶的微細(xì)粒鐵素體組織而進(jìn)行熱處理。為了在鐵素體的再結(jié)晶的產(chǎn)生溫度以上防止晶粒的粗大化而使溫度為900°C以下。優(yōu)選為Ac1A 以上的溫度且Ac3A以下的溫度。這是由于低于Ac1點(diǎn)時(shí)，鐵素體的再結(jié)晶需要很長(zhǎng)時(shí)間， 若超過(guò)Ac3點(diǎn)，則組織成為奧氏體相，因此組織容易粗大化。退火時(shí)間為鐵素體現(xiàn)再結(jié)晶的時(shí)間以上，對(duì)上限沒(méi)有限制。能夠使用通常的連續(xù)退火設(shè)備和分批退火設(shè)備，但是為了高效率地生產(chǎn)而優(yōu)選使用連續(xù)退火設(shè)備進(jìn)行短時(shí)間的退火。使用連續(xù)熔融鍍敷設(shè)備進(jìn)行熔融鍍敷時(shí)，因?yàn)橐话沐兎笤O(shè)備具有前退火工序，所以在冷軋后不需要時(shí)行退火，而是能夠使冷軋材直接穿過(guò)鍍敷設(shè)備。以下通過(guò)實(shí)施例更詳細(xì)地說(shuō)明本發(fā)明。實(shí)施例1將具有表1所示的化學(xué)組成的鋼種Al All的鋼進(jìn)行熔煉，通過(guò)熱鍛達(dá)到30mm 厚。其后，再加熱至1050°C后，用試驗(yàn)用小型串列式軋機(jī)實(shí)施制，最終成為2mm的板厚。表1
權(quán)利要求
1. 一種冷軋鋼板，是以鐵素體為主相的碳鋼或低合金鋼構(gòu)成的鋼板，其特征在于，距鋼板表面板厚的1/4的深度的鐵素體的平均晶粒直徑D( μ m)滿足下述的(5)式及(6)式，并且距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑在700°C的增加速度X ( μ m/ min)和所述平均晶粒直徑D( μ m)滿足下式(3)，1.2 ^ D ^ 9. 3.........................................................(5)式D 彡 5. 0-2. 0 · Cr+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2......(6)式DK0. 1......................................................... (3)式并且，在距鋼板表面板厚的1/4的深度位置，晶粒直徑d( μ m)滿足下式(4)的鐵素體晶粒在前述位置的鐵素體中所占的面積比例為80%以上，D/3 彡 d 彡 3D...................................................... (4)式在此，C、Cr和Mn表示鋼中的各元素的質(zhì)量百分比含量。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋鋼板，其特征在于，作為鐵素體以外的第二相以體積率計(jì)含有合計(jì)低于50%的從低于50%的貝氏體、低于30%的珠光體、低于5%的粒狀滲碳體、 低于5%的馬氏體和低于3%的殘留奧氏體所構(gòu)成的組中選擇的1種或2種以上，并且，屈強(qiáng)比為0. 75以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋鋼板，其特征在于，作為鐵素體以外的第二相以體積率計(jì)含有5 40%的馬氏體，并且屈強(qiáng)比低于0. 75。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋鋼板，其特征在于，作為鐵素體以外的第二相以體積率計(jì)含有3 30%的殘留奧氏體，并且抗拉強(qiáng)度TS(MPa)和總延伸率El(%)的乘積TSXEl 為 18000 (MPa · % )以上。
5.根據(jù)權(quán)利要求1 4中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其特征在于，在距鋼板表面板厚的 1/16的深度位置的平均晶粒直徑Ds (μ m)、與板厚的中心部分的平均晶粒直徑Dc (μ m)之間，滿足D < 0. 9Dc構(gòu)成的關(guān)系。
6.根據(jù)權(quán)利要求1 5中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其特征在于，由下式(7)所定義的碳當(dāng)量 Ceq(I)為 0. 06 0. 6，Ceq(I) = C+Mn/6+Si/24+Cr/5+Mo/4+Ni/40+V/14......... (7)式在此，式中的元素符號(hào)表示各元素在鋼中的質(zhì)量百分比含量。
7.根據(jù)權(quán)利要求1 6中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其特征在于，C含量為0.17質(zhì)量％ 以下，并且由下式⑶定義的碳當(dāng)量Ceq(II)為0.03 0. 20%，并且由下式(9)定義的母材阻抗的指標(biāo)Rsp為45以下，Ceq(II) = C+Mn/100+Si/90+Cr/100........................ (8)式Rsp = 13. 5X (Si+Al+0. 4Mn+0. 4Cr)+12. 2...............(9)式在此，式中的元素符號(hào)表示各元素在鋼中的質(zhì)量百分比含量。
8.一種熔融鍍敷冷軋鋼板，其特征在于，在權(quán)利要求1 7中任一項(xiàng)所述的鋼板的表面，具有Zn、Al、Zn-Al合金或Fe-Zn合金的被覆層。
9.一種權(quán)利要求1 7中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)根據(jù)如下的熱軋鋼板的制造方法得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，以40 90%的壓下率進(jìn)行冷軋，之后以900°C以下的溫度進(jìn)行熱處理，其中，所述熱軋鋼板的制造方法是多道次熱軋由碳鋼或低合金板構(gòu)成的鋼坯來(lái)制造熱軋鋼板的方法，其中，在Ar3點(diǎn)以上且在780°C以上的溫度結(jié)束最終的軋制道次，其后以400°C /秒以上的冷卻速度在0. 4秒以內(nèi)冷卻至720°C以下后，在 600 720°C的溫度區(qū)域保持2秒以上。
10. 一種權(quán)利要求8所述的熔融鍍敷冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，對(duì)根據(jù)如下的熱軋鋼板的制造方法得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，以40 90%的壓下率進(jìn)行冷軋后，用連續(xù)熔融鍍敷生產(chǎn)線實(shí)施熔融鍍敷，其中，所述熱軋鋼板的制造方法是多道次熱軋由碳鋼或低合金板構(gòu)成的鋼坯來(lái)制造熱軋鋼板的方法，其中，在Ar3點(diǎn)以上且在780°C以上的溫度結(jié)束最終的軋制道次，其后以400°C /秒以上的冷卻速度在0. 4秒以內(nèi)冷卻至720°C以下后， 在600 720°C的溫度區(qū)域保持2秒以上。
全文摘要
提供一種作為適用于汽車用、家電用、機(jī)械構(gòu)造用、建筑用等的用途的原材的，機(jī)械的強(qiáng)度、加工性及熱穩(wěn)定性優(yōu)異的熱軋鋼板及冷軋鋼板及它們的制造方法。一種熱軋鋼板，是以鐵素體為主相的碳鋼或低合金鋼構(gòu)成的鋼板，其中，距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑D(μm)滿足下述(1)式及(2)式，并且距鋼板表面板厚的1/4的深度位置的鐵素體的平均晶粒直徑在700℃下的增加速度X(μm/min)和所述平均晶粒直徑D(μm)滿足下式(3)。1.2≤D≤7…(1)式，D≤2.7+5000/(5+350·C+40·Mn)2…(2)，D·X≤0.1…(3)式。
文檔編號(hào)B21B1/22GK102251087SQ20111017699
公開(kāi)日2011年11月23日 申請(qǐng)日期2006年8月3日 優(yōu)先權(quán)日2005年8月3日
發(fā)明者今井規(guī)雄, 吉田充, 土岐保, 富田俊郎, 河野佳織, 泰山正則, 脅田昌幸, 西畑瞳 申請(qǐng)人:住友金屬工業(yè)株式會(huì)社