專利名稱：具有優(yōu)良應變時效硬化特性的熱軋鋼板、冷軋鋼板和熱浸鍍鋅鋼板以及它們的制造方法
技術領域：
本發(fā)明主要涉及汽車用鋼板，特別涉及具有良好的彎曲加工性、外卷邊加工性、拉伸加工性等沖壓成形性、并且通過沖壓成形后的熱處理顯著增加了拉伸強度、具有極大的應變時效硬化特性的鋼板及其制造方法。本文所說的鋼板包括熱軋鋼板、冷軋鋼板和電鍍鋼板。
背景技術：
近年來，與地球環(huán)境保護問題的排氣規(guī)定相關，汽車車身重量的減輕成為極重要的課題。最近，為了減輕車身重量，正在研究使汽車用鋼板高強度化、降低鋼板板厚。
由于以鋼板為材料的汽車車身用零部件多是通過沖壓加工成形的，所以要求所用鋼板具有優(yōu)良的沖壓成形性。為了制成具有優(yōu)良沖壓成形性的鋼板，重要的是首先確保低屈服強度和高延性。此外，也有常常用到外卷邊成形的情況，具有高的擴孔率(hole-expandingratio)也是必要的。但是，一般來說，如果使鋼板高強度化，則具有屈服強度上升，形狀凍結性變差，同時延性降低，擴孔率降低，沖壓成形性降低的趨勢。因此，一直以來都希望獲得具有高延性，具有優(yōu)良沖壓成形性的高強度熱軋鋼板、高強度冷軋鋼板和高強度電鍍鋼板。
而且最近為了在碰撞時保護司機和乘客，汽車車身的安全性受到重視，因此要求提高作為碰撞時安全性標準的抗沖擊性。整車的強度越高對于提高抗沖擊性越有利。因此，在汽車零部件成型時，當成為具有低強度、高延性，并且沖壓成形性優(yōu)良的成品時，最強烈需求的是強度高、抗沖擊性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板、高強度冷軋鋼板和高強度電鍍鋼板。
著眼于這樣的需求，開發(fā)出了同時兼具沖壓成形性和高強度化的鋼板。該鋼板為在沖壓加工后經(jīng)過包括通常在100-200℃的高溫保持的涂漆烘烤處理后，屈服應力上升的涂漆烘烤硬化型鋼板。在該鋼板中，最終以固溶態(tài)殘存的C量(固溶C量)被控制在適當?shù)姆秶鷥?nèi)，沖壓成形時確保質(zhì)地軟，具有形狀凍結性、延性，在沖壓成形后進行涂漆烘烤處理時，殘存的固溶C被固定在沖壓成形時引入的位錯處，可阻礙位錯的移動，使屈服應力上升。但是，雖然可以使所述涂漆烘烤硬化型汽車用鋼板的屈服應力上升，但是卻無法使其拉伸強度上升。
此外，特公平5-24979號公報中公開了一種烘烤硬化型高張力冷軋薄鋼板，該鋼板具有含C0.08-0.20％、Mn1.5-3.5％、其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)的組成，其組織由鐵素體量為5％或以下的均一貝氏體或者含一部分馬氏體的貝氏體構成。特公平5-24979號公報所記載的冷軋鋼板在連續(xù)退火后的冷卻過程中，通過在400-200℃的溫度范圍急冷，之后緩冷，使組織從過去以鐵素體為主的組織成為以貝氏體為主的組織，獲得未曾有過的高烘烤硬化量。然而，特公平5-24979號公報所記載的鋼板雖然在涂漆烘烤后屈服強度上升，獲得了未曾有過的高烘烤硬化量，但是仍然存在不能使拉伸強度上升、無法期待抗沖擊性提高的問題。
另一方面，提議了幾種在沖壓成形后進行熱處理，不僅使屈服應力上升而且使拉伸強度也上升的熱軋鋼板。
例如，特公平8-23048號公報中提議了熱軋鋼板的制造方法，該方法是將含有C0.02-0.13％、Si2.0％或以下、Mn0.6-2.5％、sol.Al0.10％或以下、N0.0080-0.0250％的鋼再加熱至1100℃或以上，在850-950℃的精軋結束后，進行熱軋，接著以15℃/秒或以上的冷卻速度將其冷卻至150℃以下并卷取，成為以鐵素體和馬氏體為主的復合組織。但是，由特公平8-23048號公報所記載的技術制造的鋼板雖然通過應變時效硬化使屈服應力和拉伸強度都得以增加，但是由于在低于150℃的極低卷取溫度下進行卷取，因而存在機械特性變動大的問題。而且，存在沖壓成形-涂漆烘烤處理后屈服應力的增加量的偏差大，進而存在擴孔率(λ)低，外卷邊加工性差，沖壓成形性不足的問題。
另一方面，汽車用零部件根據(jù)適用部位不同，還要求具有高耐蝕性。用于要求高耐蝕性的部位的材料優(yōu)選熱浸鍍鋅鋼板，需要有成形時沖壓成形性優(yōu)良、通過成形后的熱處理顯著硬化的熱浸鍍鋅鋼板。
著眼于這一需求，例如專利第2802513號公報中提議了一種以熱軋板作為電鍍基板的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法。該方法是將含C0.05％或以下、Mn0.05-0.5％、Al0.1％或以下、Cu0.8-2.0％的鋼板坯在卷取溫度等于或低于530℃的條件下進行熱軋，接著將其加熱至等于或低于530℃的溫度，將鋼板表面還原，之后進行熱浸鍍鋅，通過成形后的熱處理取得顯著的硬化。但是，該方法所制造的鋼板由于要通過成形后的熱處理取得顯著硬化，所以熱溫度必須等于或高于500℃，熱處理溫度高，就留下了實際使用方面的問題。
特開平10-310824號公報中提議了以熱軋板或冷軋板作為電鍍基板，通過成形后的熱處理可使強度上升的合金化熱浸鍍鋅鋼板的制造方法。該方法對含0.01-0.08％C，Si、Mn、P、S、Al、N為適當量，并且含有一種或多種合計為0.05-3.0％的Cr、W、Mo的鋼進行熱軋之后，或者進一步冷軋之后，或者平整冷軋并退火之后，進行熱浸鍍鋅，之后再進行加熱合金化處理。該鋼板在成形后通過在200-450℃溫度范圍的加熱使拉伸強度上升。然而，由于所得鋼板的顯微組織為鐵素體單相、鐵素體+珠光體、或者鐵素體+貝氏體組織，存在不能得到高延性和低屈服強度，沖壓成形性差的問題。
特開平11-199975號公報提議了一種加工用熱軋鋼板，該鋼板含有C0.03-0.20％；適量的Si、Mn、P、S、Al；Cu0.2-2.0％和B0.0002-0.002％，顯微組織是以鐵素體為主相、以馬氏體為第2相的復合組織，鐵素體相中Cu的存在狀態(tài)為等于或小于2nm的固溶狀態(tài)和/或析出狀態(tài)，具有優(yōu)異的疲勞特性。特開平11-199975號公報所記載的鋼板中復合添加了Cu和B，并且Cu的存在狀態(tài)為等于或小于2nm的極微細態(tài)，首次顯著提高了疲勞限度。另外，由于上述原因，必須在Ar3轉變點或以上結束熱精軋，在冷卻過程的Ar3-Ar1轉變點的溫度范圍內(nèi)空冷1-10秒，之后以等于或大于20℃/秒的冷卻速度進行冷卻，在等于或低于350℃的溫度進行卷取。但如果這樣將卷取溫度設為等于或低于350℃的低溫，則存在熱軋鋼板的形狀易于發(fā)生大的變形，在工業(yè)上無法進行穩(wěn)定生產(chǎn)的問題。
發(fā)明的公開如上所述，雖然存在極強的需求，但是迄今為止沒有在工業(yè)上穩(wěn)定制造滿足這些特性的鋼板的技術，本發(fā)明正是鑒于此而進行開發(fā)的。本發(fā)明的目的在于提供可有效解決上述問題、具有優(yōu)異應變時效硬化特性的高張力鋼板和可穩(wěn)定生產(chǎn)該鋼板的方法，所述鋼板適合作為汽車用鋼板，它具有優(yōu)異沖壓成形性，并且沖壓成形后，通過在較低溫度進行熱處理可極大提高拉伸強度。此外，本發(fā)明中所述鋼板包括熱軋鋼板、冷軋鋼板和電鍍鋼板。
本發(fā)明者們?yōu)榱送瓿缮鲜稣n題，對鋼板組織和合金元素對應變時效硬化特性的影響進行了深入研究。結果發(fā)現(xiàn)通過將C含量調(diào)整至低碳范圍，將Cu含量調(diào)整至適當范圍，并進一步使鋼板組織成為鐵素體和馬氏體的復合組織，可以在預應變量等于或大于5％的預變形處理和在150℃-350℃的較低溫度下的熱處理之后，在屈服應力增加的基礎上使拉伸強度也顯著提高，從而獲得高的應變時效硬化。獲得在該高應變時效硬化特性之外，還具有良好的延性、低屈服強度、高擴孔率、優(yōu)異沖壓成形性的鋼板。
在上述新發(fā)現(xiàn)的基礎上，本發(fā)明者們進一步進行了深入的研究，結果發(fā)現(xiàn)在不含Cu的鋼板中也會發(fā)生上述現(xiàn)象。發(fā)現(xiàn)通過用Mo、Cr、W中的一種或多種代替Cu，并使組織成為鐵素體+馬氏體的復合組織，使鋼板預應變并進行低溫熱處理后，馬氏體中的極微細碳化物將應變感應析出，從而使拉伸強度上升。除Mo、Cr、W中的一種或多種外，當還含有Nb、V、Ti中的一種或多種時，該低溫加熱時的應變感應微細析出更為顯著。
本發(fā)明是在上述發(fā)現(xiàn)的基礎上，進一步研究而完成的，本發(fā)明的要點如下所述。
(1)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為所述鋼板的組織具有以鐵素體相作為主相，以及含面積率為2％或以上的馬氏體相的第二相的復合組織。
(2)(1)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其中所述鋼板為熱軋鋼板。
(3)(2)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量％計的下列組成C0.15％或以下、 Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、 P0.1％或以下、S0.02％或以下、 Al0.1％或以下、N0.02％或以下、 Cu0.5-3.0％，其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
(4)(3)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、
B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
(5)(2)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量％計的下列組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下，并進一步含有合計為2.0％或以下的選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％中的一種或多種元素，其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
(6)(5)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的合計為2.0％或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素。
(7)一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱軋鋼板的制造方法，其特征為當對具有以質(zhì)量％計的下述組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、Cu0.5-3.0％或者進一步含有選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下、優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)的鋼板坯進行熱軋，將其制成預定板厚的熱軋板時，所述熱軋是精軋終止溫度FDT為Ar3轉變點或以上的熱軋，精軋結束后，以5℃/秒或以上的冷卻速度將其冷卻至(Ar3轉變點)-(Ar1轉變點)的溫度范圍，在該溫度范圍進行1-20秒的空冷或緩冷，之后再一次以5℃/秒或以上的冷卻速度進行冷卻，在550℃或以下的溫度進行卷取。
(8)(6)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱軋鋼板的制造方法，其特征為將所述鋼板坯定為具有以質(zhì)量％計的下述組成的鋼板坯C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下，并進一步含有合計為2.0％或以下的選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％的一種或多種元素，或者進一步含有合計為2.0％或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素，優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
(9)(7)或(8)的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱軋鋼板的制造方法，其特征為所述精軋的部分或全部為潤滑軋制。
(10)(1)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其中所述鋼板為冷軋鋼板。
(11)(10)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為所述鋼板在上述組織的基礎上，具有以質(zhì)量％計的下列組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、Cu0.5-3.0％，
其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
(12)(11)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
(13)(10)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為所述鋼板在上述組織的基礎上，具有以質(zhì)量％計的下列組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下，并進一步含有選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％的合計為2.0％或以下的一種或多種元素，其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
(14)(13)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的合計為2.0％或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素。
(15)一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的冷軋鋼板的制造方法，其特征為在將具有以質(zhì)量％計的下述組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、Cu0.5-3.0％，或者進一步含有選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下、優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)的鋼板坯作為坯料，依次進行對該坯料進行熱軋將其制成熱軋板的熱軋步驟、對該熱軋板進行冷軋將其制成冷軋板的冷軋步驟、對該冷軋板進行再結晶退火將其制成冷軋退火板的再結晶退火步驟的冷軋鋼板制造方法中，所述再結晶退火在Ac1轉變點-Ac3轉變點的溫度范圍內(nèi)的鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域內(nèi)進行。
(16)(15)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板的制造方法，其特征為將具有以質(zhì)量％計的下述組成的鋼板坯代替具有所述組成的鋼板坯C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、并進一步含有選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％的合計為2.0％或以下的一種或多種元素，或者進一步含有Nb、Ti、V中的合計為2.0％或以下的一種或多種元素，優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
(17)(15)或(16)的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的冷軋鋼板的制造方法，其特征為所述熱軋為將所述坯料的加熱溫度定為900℃或以上，精軋終止溫度定為700℃或以上，卷取溫度定為800℃或以下的熱軋。
(18)(15)-(17)中任一項的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的冷軋鋼板的制造方法，其特征為所述熱軋的部分或全部為潤滑軋制。
(19)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板，所述鋼板是在(2)-(6)中任一項的熱軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層而形成的。
(20)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板，所述鋼板是在(10)-(14)中任一項的冷軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層而形成的。
(21)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為在進行連續(xù)熱浸鍍鋅的作業(yè)線上，對具有以質(zhì)量％計的下述組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、Cu0.5-3.0％，或者進一步含有選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下、優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)的鋼板進行加熱到在Ac3轉變點-Ac1轉變點的溫度范圍內(nèi)的鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域的退火，之后進行熱浸鍍鋅處理，在上述鋼板的表面形成熱浸鍍鋅層。
(22)(21)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為將具有以質(zhì)量％計的下述組成的鋼板代替具有所述組成的鋼板C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、
S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、并進一步含有選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％的合計為2.0％或以下的一種或多種元素，或者進一步含有Nb、Ti、V中的合計為2.0％或以下的一種或多種元素，優(yōu)選其余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
(23)(21)或(22)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為在所述退火之前，在連續(xù)退火作業(yè)線上進行前處理，所述前處理由在700℃或以上的溫度進行加熱的前加熱處理和隨后的酸洗處理構成。
(24)(21)-(23)中任一項的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為進行所述熱浸鍍鋅處理，在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層后，進行所述熱浸鍍鋅層的合金化處理。
(25)(21)-(24)中任一項的具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為所述鋼板是通過將具有所述組成的坯料的加熱溫度定為900℃或以上，精軋終止溫度定為700℃或以上，卷取溫度定為800℃或以下的熱軋制成的熱軋鋼板；或者所述鋼板是對該熱軋鋼板進行冷軋后形成的冷軋鋼板。
(26)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為對通過權利要求(7)-(9)中任一項的熱軋鋼板制造方法得到的熱軋鋼板進一步進行熱浸鍍鋅處理，在所述熱軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。
(27)一種具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為對通過權利要求(15)-(18)中任一項的冷軋鋼板制造方法得到的冷軋鋼板進一步進行熱浸鍍鋅處理，在所述冷軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。
(28)(26)或(27)中具有優(yōu)良沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板制造方法，其特征為在所述熱浸鍍鋅處理之后，進行合金化處理。


圖1表示Cu含量對預變形-熱處理后ΔTS與鋼板(熱軋板)組織間關系的影響。
圖2表示Cu含量對熱軋鋼板預變形-熱處理后ΔTS與熱處理溫度間關系的影響。
圖3表示Cu含量對熱軋鋼板的λ與YR間關系的影響。
圖4表示Cu含量對冷軋鋼板的預變形-熱處理后ΔTS與再結晶退火溫度間關系的影響。
圖5表示Cu含量對冷軋鋼板的預變形-熱處理后ΔTS與熱處理溫度間關系的影響。
圖6表示Cu含量對冷軋鋼板的λ與YR間關系的影響。
圖7表示Cu含量對熱浸鍍鋅鋼板的預變形-熱處理后ΔTS與再結晶退火溫度間關系的影響。
圖8表示Cu含量對熱浸鍍鋅鋼板的預變形-熱處理后ΔTS與熱處理溫度間關系的影響。
圖9表示Cu含量對熱浸鍍鋅鋼板的λ與YR間關系的影響。
實施本發(fā)明的最佳形態(tài)本發(fā)明中所述“優(yōu)良的應變時效硬化特性”是在指拉伸塑性應變量為5％或以上的預變形處理后，在150-350℃的溫度范圍進行保持時間為30秒或以上的熱處理時，該熱處理前后的拉伸強度增加量ΔTS{＝(熱處理后的拉伸強度)-(預變形處理前的拉伸強度)}為80MPa或以上。最好ΔTS為100MPa或以上。通過所述熱處理，屈服應力也上升，不用說能達到80MPa或以上的ΔYS。ΔYS指熱處理前后屈服強度的增加量，定義為ΔYS＝{(熱處理后的屈服強度)-(熱處理前的屈服強度)}。
在規(guī)定應變時效硬化特性時，預應變(預變形)量是重要因素。本發(fā)明者設定了汽車用鋼板所適用的變形樣式，研究了預應變量對其后的應變時效硬化特性的影響。結果發(fā)現(xiàn)除了極深的拉伸加工外，可以以大約單軸等效應變(拉伸應變)量進行整理，實際零部件的該單軸等效應變量達到大約5％，零部件強度很好地與預應變?yōu)?％的應變時效處理后所獲得的強度相對應。由此，在本發(fā)明中將應變時效處理的預應變(變形)定為5％或以上的拉伸塑性應變。
過去的涂漆烘烤處理條件采用170℃×20分鐘作為標準，但是在本發(fā)明中，當利用極微細Cu的析出強化時，熱處理溫度為150℃或以上是必要的。另一方面，如果在超過350℃的條件下進行，則所述效果會飽和，而反之則有稍微軟化的傾向。另外，如果加熱至超過350℃的溫度，則將明顯發(fā)生熱應變、回火色。因此，將本發(fā)明中的應變時效硬化的熱處理溫度定為150-350℃。將熱處理溫度的保持時間定為30秒或以上。關于熱處理的保持時間，如果在150-350℃保持大約30秒或以上，則可達到大致充分的應變時效硬化。當想要獲得更大的穩(wěn)定的應變時效硬化時，保持時間優(yōu)選為60秒或以上，更優(yōu)選為300秒或以上。
對上述熱處理中的加熱方法沒有特別限制，如通常的涂漆烘烤處理那樣，除了通過爐進行氣氛加熱以外，例如感應加熱、通過無氧化火焰、激光、等離子體等進行加熱，上述任何一種都適用。另外，提高鋼板的溫度進行沖壓，即所謂的溫壓在本發(fā)明中也是極為有效的方法。
首先對本發(fā)明者們所進行的關于熱軋鋼板的基礎實驗結果進行說明。
對于具有以％質(zhì)量計的C0.04％、Si0.82％、Mn1.6％、P0.01％、S0.005％、Al0.04％、N0.002％、Cu變化為0.3％、1.3％的組成的薄板坯，將其加熱至1150℃并均熱后，以850℃為精軋終止溫度對其進行3遍軋制，使板厚達到2.0mm，之后變化冷卻條件和卷取溫度，將其組織從鐵素體單相變化到具有鐵素體+馬氏體的復合組織的熱軋板。
對上述熱軋板進行拉伸試驗，測定其拉伸特性。進而，對取自上述熱軋板的試驗片進行拉伸預應變量為5％的預變形處理，接著進行50-350℃×20分鐘的熱處理，之后進行拉伸試驗，求出拉伸特性，評估其應變時效硬化特性。
用熱處理前后拉伸強度的增加量ΔTS評估應變時效硬化特性。設ΔTS為實施熱處理后的拉伸強度TSHT與未實施熱處理時的拉伸強度TS的差(＝(熱處理后的拉伸強度TSHT)-(預變形處理前的拉伸強度TS))。另外，用JIS5號拉伸試驗片進行拉伸試驗。
圖1表示Cu含量對ΔTS與鋼板(熱軋板)組織間關系的影響。對試驗片進行拉伸預應變量為5％的預變形處理，接著進行250℃×20分鐘的熱處理，從而求出ΔTS。從圖1可知，當Cu含量為1.3％質(zhì)量時，通過使鋼板組織成為鐵素體+馬氏體的復合組織，可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應變時效硬化特性。當Cu含量為0.3％質(zhì)量時，ΔTS小于80MPa，即使使鋼板組織成為鐵素體+馬氏體的復合組織，也不能獲得高應變時效硬化特性。
由此可知，通過將Cu含量調(diào)整至適當范圍內(nèi)，使鋼板組織成為鐵素體+馬氏體的復合組織，可以制造具有高應變時效硬化特性的熱軋鋼板。
圖2表示Cu含量對ΔTS與預變形處理后的熱處理溫度間關系的影響。所用熱軋鋼板是在熱軋結束后，以20℃/秒的冷卻速度冷卻至700℃，接著空冷5秒，之后以30℃/秒的冷卻速度冷卻至450℃，此后進行450℃×1小時的卷取等效處理而得到的鋼板。由此得到的熱軋板的顯微組織是作為主相的鐵素體與面積率為8％的馬氏體的復合組織。對所述熱軋板進行預變形處理后，再進行熱處理，從而求出ΔTS。
從圖2可知，ΔTS雖然隨熱處理溫度上升而增加，但是該增加量極大地取決于Cu含量?？芍擟u含量為1.3％質(zhì)量時，在150℃或以上的熱處理溫度，可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應變時效硬化特性。當Cu含量為0.3％質(zhì)量時，ΔTS小于80MPa，無論在任何熱處理溫度下都不能獲得高應變時效硬化特性。
對于Cu含量為0.3％質(zhì)量和1.3％質(zhì)量的鋼板，將熱軋后的冷卻速度進行各種變化，制造組織從鐵素體+馬氏體變?yōu)殍F素體單相，屈服比YR(＝(屈服強度YS/拉伸強度TS)×100％)為50-90％的材料(熱軋板)。對該材料(熱軋板)實施擴孔試驗，求出擴孔率(λ)。擴孔試驗是用10mmφ的沖頭沖壓測試片，在其上形成沖孔，之后用頂角為60°的圓錐沖頭，使毛邊在外側進行擴孔，直至發(fā)生貫穿板厚的裂紋，求出擴孔率λ。擴孔率λ由λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100％求出。d0為初期孔徑，d為發(fā)生裂紋時的內(nèi)孔徑。
將上述結果整理為擴孔率λ和屈服比YR的關系，Cu含量對擴孔率λ和屈服比YR間關系的影響如圖3所示。
從圖3可知，對于Cu含量為0.3％質(zhì)量的鋼板，當成為鐵素體(α)+馬氏體的復合組織，YR小于70％時，隨著YR的降低，λ也降低。而對于Cu含量為1.3％質(zhì)量的鋼板，即使成為鐵素體(α)+馬氏體的復合組織，YR降低，也仍然維持著高λ值。另一方面，對于Cu含量為0.3％質(zhì)量的鋼板，無法同時獲得低YR和高λ。
由此，通過將Cu含量調(diào)整至適當范圍內(nèi)，使組織成為鐵素體(α)+馬氏體的復合組織，可以制造同時滿足低屈服比和高擴孔率的熱軋鋼板。
通過對本發(fā)明的熱軋鋼板進行預變形和在150℃-350℃的較低溫度范圍內(nèi)的熱處理，鋼板中的極微細Cu將析出。所述預變形是在比通常熱處理前后變形應力增加量測定時的預應變量2％更大的應變量下的預變形。根據(jù)本發(fā)明者們的研究，認為通過該極微細Cu的析出，可獲得屈服應力增加、拉伸強度也顯著增加的高應變時效硬化特性。上述通過在較低溫度范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細Cu的析出，未在迄今為止所報道的極低碳素鋼或低碳鋼上得到全面證實。關于通過在較低溫度范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細Cu的析出，雖然其道理至今不明確，但是認為在保持鐵素體(α)+奧氏體(γ)的兩相區(qū)域時，Cu大量分配在γ相，這在冷卻后還繼續(xù)使馬氏體中Cu過飽和，成為固溶狀態(tài)，通過施與其5％或以上的預應變和低溫熱處理，Cu于是極微細地析出。
關于添加Cu，組織成為鐵素體+馬氏體的復合組織的鋼板的擴孔率升高的詳細機理，至今還不明確，但認為是由于添加Cu使鐵素體和馬氏體的硬度差變小所致。
本發(fā)明的熱軋鋼板是拉伸強度TS為440MPa或以上的高張力熱軋鋼板，是具有優(yōu)良沖擊成形性、并且通過沖壓成形后的在較低溫度的熱處理使拉伸強度顯著上升、具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板。
接下來，對本發(fā)明熱軋鋼板的組織進行說明。
本發(fā)明熱軋鋼板的組織是具有鐵素體相和含相對于全組織的面積率為2％或以上的馬氏體相的第二相的復合組織。
為了制成具有低屈服強度YS和高延性E1、具有優(yōu)良沖壓成形性的鋼板，在本發(fā)明中有必要使熱軋鋼板的組織變成主相鐵素體相和含馬氏體的第二相的復合組織。優(yōu)選主相鐵素體的面積率為50％或以上。如果鐵素體小于50％，則難以確保高延性，并且沖壓成形性低。在要求具有更好延性的情況下，優(yōu)選鐵素體相的面積率為80％或以上。此外，為了利用復合組織的優(yōu)點，優(yōu)選鐵素體相為98％或以下。
作為第二相，本發(fā)明中馬氏體的面積率相對于全組織必須為2％或以上。如果馬氏體小于2％，則不能同時滿足低YS和高E1。另外，以面積率為2％或以上的馬氏體相單獨作為第二相，或者以面積率為2％或以上的馬氏體相和除此之外任何作為副相的珠光體、貝氏體、殘留奧氏體相的混合相作為第二相皆可，對此沒有特別限制。
具有上述組織的熱軋鋼板將成為因低屈服強度而具有高延性、優(yōu)良沖壓成形性、并且具有優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板。
下面，對本發(fā)明熱軋鋼板的組成限定理由進行說明。％質(zhì)量簡單記為％。
C0.15％或以下C是增加鋼板強度、促進形成鐵素體和馬氏體的復合組織的元素，在本發(fā)明中，為了形成復合組織，優(yōu)選含有0.01％或以上的C。另一方面，如果C含量超過0.15％，則鋼中碳化物的比率增加，使得延性、沖壓成形性降低。而且更重要的問題是，如果C含量超過0.15％，則點焊性、電弧焊性等將顯著降低。因此本發(fā)明中限定C含量為0.15％或以下。另外，從成形性的角度出發(fā)，優(yōu)選C含量為0.10％或以下。
Si2.0％或以下Si不會顯著降低鋼板延性，是可以使鋼板高強度化的有用的強化元素，同時也是促進鐵素體轉變和通過將C向未轉變奧氏體中濃縮從而促進馬氏體形成的有效的元素。但是，如果Si含量超過2.0％，則將招致沖壓成形性的劣化，同時表面性質(zhì)也將惡化。因此將Si含量限定為2.0％或以下。另外，從形成馬氏體的角度出發(fā)，優(yōu)選Si含量為0.1％或以上。
Mn3.0％或以下Mn具有強化鋼的作用，并且對鐵素體+馬氏體的復合組織的形成具有促進作用。Mn是防止由S引起的熱裂的有效元素，優(yōu)選含有對應于S含量的Mn。所述效果在含量為0.5％或以上時變得顯著。另一方面，如果含量超過3.0％，則沖壓成形性和焊接性將變差。因此本發(fā)明中限定Mn含量為3.0％或以下。另外，更優(yōu)選為1.0％或以上。
P0.10％或以下P具有強化鋼的作用，可以對應于所需強度含有必要量的P，如果含量過剩，則沖壓成形性將變差。因此將P含量限定為0.10％或以下。另外，在需要更優(yōu)良沖壓成形性的情況下，優(yōu)選其含量為0.08％或以下。
S0.02％或以下S是作為鋼板中的夾雜物而存在的，是引起鋼板延性、成形性、特別是外卷邊成形性惡化的元素，最好盡量降低其含量，但是當將其含量降低至0.02％或以下時，則并不會具有那么大的負面影響，因此本發(fā)明中將0.02％作為S含量的上限。另外，當需要具有優(yōu)良的外卷邊成形性時，優(yōu)選S為0.010％或以下。
Al0.10％或以下Al是作為鋼的脫氧元素添加進來的，是對提高鋼的清潔度有用的元素，但是即使其含量超過0.10％，也不能取得更進一步的脫氧效果，反之倒使沖壓成形性變差。因此將Al限定為0.10％或以下。另外，優(yōu)選在0.01％或以上。本發(fā)明并不排除通過Al脫氧以外的其它脫氧方法進行的煉制方法，例如也可以進行Ti脫氧、Si脫氧，由這些脫氧方法制成的鋼板也包括在本發(fā)明范圍內(nèi)。
N0.02％或以下N是通過固溶強化、應變時效硬化使鋼板強度增加的元素，但是如果含量超過0.02％，則鋼板中的氮化物將增加，由此使鋼板延性、沖壓成形性顯著變差。因此，將N限定為0.02％或以下。另外，在要求進一步提高沖壓成形性的情況下，優(yōu)選其含量為0.01％或以下。
Cu0.5-3.0％Cu是使鋼板的應變時效硬化(預變形-熱處理后的強度增加)顯著增加的元素，是本發(fā)明中最重要的元素之一。Cu含量小于0.5％時，即使改變預變形-熱處理條件，也不能得到ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。因此，本發(fā)明中，Cu的含量必須為0.5％或以上。另一方面，如果其含量超過3.0％，則效果飽和，無法期待相應于含量的效果，在經(jīng)濟上不利，而且引起沖壓成形性劣化，進而使得鋼板的表面性質(zhì)惡化。因此，將Cu限定為0.5-3.0％。另外，為了同時具有更大的ΔTS和優(yōu)良的沖壓成形性，優(yōu)選Cu在1.0-2.5％范圍內(nèi)。
另外，本發(fā)明中，優(yōu)選在上述含Cu的組成的基礎上，進一步含有以％質(zhì)量計的選自下述A組-C組的一組或多組元素A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
A組Ni2.0％或以下A組Ni是有效防止添加Cu時鋼板表面發(fā)生表面缺陷的元素，可以根據(jù)需要含有。當含有Ni時，其含量取決于Cu含量，優(yōu)選大約為Cu含量一半左右。另外，即使其含量超過2.0％，效果也已飽和，無法期待相應于含量的效果，在經(jīng)濟上不利，相反會引起沖壓成形性劣化。由此，優(yōu)選將Ni含量限定為2.0％或以下。
B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下B組Cr、Mo都和Mn一樣，具有促進鐵素體+馬氏體的復合組織形成的作用，可以根據(jù)需要含有。如果Cr、Mo中的一種或兩種合計超過2.0％，則沖壓成形性下降。因此，優(yōu)選限定B組Cr、Mo中的一種或兩種合計為2.0％或以下。
C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下C組Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，為了有效發(fā)揮通過碳化物的微細分散而使鋼板高強度化的作用，根據(jù)需要選擇含有上述元素。但是，如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計超過0.2％，則沖壓成形性將變差。因此，優(yōu)選限定Nb、Ti、V合計為0.2％。
另外，在本發(fā)明中，也可以代替含有上述Cu、或者上述A組-C組的一組或多組，而含有選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％中的合計為2.0％或以下的一種或多種元素、或者也可還含有Nb、Ti、V中的一種或多種合計為2.0％或以下的元素。
選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％中一種或多種元素，合計為2.0％或以下Mo、Cr、W都是使鋼板的應變時效硬化顯著增加的元素，是本發(fā)明中最重要的元素，可以選擇含有。通過使鋼板含有這些Mo、Cr、W中的一種或多種元素，進而成為鐵素體和馬氏體的復合組織，微細碳化物在預變形-熱處理時應變感應微細析出，可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。如果這些元素的含量均小于0.05％，則即使變化預變形-熱處理條件、鋼板組織，也不能取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。另一方面，即使這些元素的含量均超過2.0％，上述效果也已飽和，無法期待相應于含量的效果，在經(jīng)濟上不利，而且會引起沖壓成形性劣化。因此將Mo、Cr、W的含量限定在Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％范圍。另外，從沖壓成形性的角度出發(fā)，當混合含有這些元素時，限定Mo、Cr、W的含量合計為2.0％或以下。
Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為2.0％或以下Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，可以根據(jù)需要選擇含有。通過使鋼板含有這些Nb、Ti、V中的一種或多種元素，進而成為鐵素體和馬氏體的復合組織，微細碳化物在預變形-熱處理時應變感應微細析出，可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。但是，如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計超過2.0％，則沖壓成形性劣化。因此，優(yōu)選限定Nb、Ti、V的含量合計為2.0％或以下。
除上述元素之外，也可以含有Ca0.1％或以下、REM0.1％或以下中的一種或兩種。Ca、REM都是通過控制夾雜物的形態(tài)來使延性提高的元素。但是，當Ca超過0.1％、REM超過0.1％時，將使清潔度下降，反而使延性下降。
從馬氏體形成的角度出發(fā)，也可以含有B0.1％或以下、Zr0.1％或以下中的一種或2種。
除上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。作為不可避免的雜質(zhì)，Sb0.01％或以下、Pb0.01％或以下、Sn0.1％或以下、Zn0.01％或以下、Co0.1％或以下是可以接受的。
具有上述組成、組織的熱軋鋼板是由于屈服強度低因而具有高延性，沖壓成形性優(yōu)異，并且應變時效硬化特性優(yōu)異的鋼板。
下面，對本發(fā)明的熱軋鋼板的制造方法進行說明。
本發(fā)明的熱軋鋼板以具有上述范圍內(nèi)的組成的鋼板坯作為坯料，對該坯料進行熱軋，制成預定板厚的熱軋板。
為了防止成分的宏觀偏析，優(yōu)選所用鋼板坯是以連續(xù)鑄造法制造的，但是也可以是用鑄錠法、薄板連鑄法制造的。另外，在制造鋼板坯之后，在冷卻至室溫，之后再加熱的現(xiàn)有方法的基礎上，也可以采用不冷卻，將溫鋼片原樣插入加熱爐中，或者稍微進行保溫之后立即軋制的直送軋制·直接軋制等節(jié)省能源的加工方法，這都沒有問題。
對上述坯料(鋼板坯)的加熱溫度沒有特別限制，優(yōu)選900℃或以上。
板坯加熱溫度900℃或以上在組成中含Cu的情況下，為了防止由Cu引起的表面缺陷，希望板坯加熱溫度SRT低一些。但是，當加熱溫度小于900℃時，軋制負荷增大，熱軋時發(fā)生問題的危險增大。另外，氧化皮損耗隨著氧化重量的增加而增加，因此優(yōu)選板坯加熱溫度為1300℃或以下。
從降低板坯加熱溫度、并且防止熱軋時發(fā)生問題的角度出發(fā)，加熱薄板坯，即活用所謂的薄板坯加熱器不用說也是有效的方法。
接下來對被加熱的板坯進行熱軋，但是優(yōu)選熱軋為精軋終止溫度FDT等于或高于Ar3轉變點的熱軋。
精軋終止溫度等于或高于Ar3轉變點通過將精軋終止溫度FDT調(diào)整至Ar3轉變點或以上，可以獲得均勻的熱軋母板組織，由熱軋后的冷卻可以得到鐵素體和馬氏體的復合組織。由此可以確保優(yōu)良的沖壓成形性。另一方面，當精軋終止溫度小于Ar3轉變點時，熱軋母板組織變得不均勻，同時殘存有加工組織，沖壓成形性變差。而且進一步當精軋終止溫度小于Ar3轉變點時，熱軋時的軋制負荷增大，熱軋時發(fā)生問題的危險增大。因此，優(yōu)選熱軋的FDT為Ar3轉變點或以上。
精軋結束后，優(yōu)選接著以5℃/秒或以上的冷卻速度將其冷卻至(Ar3轉變點)-(Ar1轉變點)的溫度范圍。
通過這樣在熱軋后進行冷卻，可以由其后的冷卻處理促進鐵素體的轉變。冷卻速度小于5℃/秒時，無法由其后的冷卻處理促進鐵素體的轉變，沖壓成形性變差。
接下來，優(yōu)選在(Ar3轉變點)-(Ar1轉變點)的溫度范圍內(nèi)空冷或者緩冷1-20秒。通過在(Ar3轉變點)-(Ar1轉變點)的溫度范圍內(nèi)空冷或者緩冷，可以促進奧氏體向鐵素體的轉變，進而可使C向未轉變奧氏體中濃縮，通過之后的冷卻轉變?yōu)轳R氏體，形成鐵素體和馬氏體的復合組織。當在(Ar3轉變點)-(Ar1轉變點)的溫度范圍內(nèi)的空冷或者緩冷小于1秒時，奧氏體向鐵素體的轉變量少，從而C向未轉變奧氏體中的濃縮量也少，馬氏體的形成量變少。另一方面，如果超過20秒，奧氏體將轉變?yōu)橹楣怏w，從而得不到鐵素體和馬氏體的復合組織。
在空冷或者緩冷處理后，再次以5℃/秒或以上的冷卻速度進行冷卻，在550℃或以下的卷取溫度進行卷取。
通過以5℃/秒或以上的冷卻速度進行冷卻，未轉變的奧氏體轉變?yōu)轳R氏體。由此，組織變成鐵素體+馬氏體的復合組織。但是，如果冷卻速度小于5℃/秒或者卷取溫度CT高于550℃，則未轉變的奧氏體轉變?yōu)橹楣怏w或貝氏體，不能形成馬氏體，因而沖壓成形性降低。另外，更優(yōu)選冷卻速度為10℃/秒或以上，從熱軋板形狀的觀點出發(fā)，更加優(yōu)選100℃/秒或以下。此外，卷取溫度CT小于500℃，從熱軋板形狀的觀點出發(fā)，更優(yōu)選為350℃或以上。當卷取溫度小于350℃時，鋼板形狀明顯紊亂，實際使用時發(fā)生問題的危險性增大。
為了減少熱軋時的軋制負荷，在本發(fā)明的熱軋中，精軋的一部分或全部可以是潤滑軋制。從鋼板形狀均一化、材質(zhì)均一化的觀點出發(fā)，進行潤滑軋制也是有效的。另外，優(yōu)選潤滑軋制時的摩擦系數(shù)在0.25-0.10的范圍內(nèi)。優(yōu)選將薄板坯前后相接、進行連續(xù)精軋的連續(xù)軋制法。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點出發(fā)，也希望使用連續(xù)軋制法。
熱軋后，為了進行形狀矯正、表面粗糙度的調(diào)整等，可以進行10％或以下的平整冷軋。
本發(fā)明的熱軋鋼板不僅可以用作加工鋼板，也適合用作表面處理用的原板。表面處理有鍍鋅(包括合金系列)、鍍錫、上搪瓷等。
另外也可以在退火或鍍鋅等表面處理之后，對本發(fā)明的熱軋鋼板實施特殊處理，進行化學轉化處理性、焊接性、沖壓成形性和耐蝕性等的改善。
接下來，對冷軋鋼板進行說明。
首先，對本發(fā)明者們所進行的關于冷軋鋼板的基礎實驗結果進行說明。
對于具有以％質(zhì)量計的C0.04％、Si0.02％、Mn1.7％、P0.01％、S0.005％、Al0.04％、N0.002％、Cu變化為0.3％、1.3％的組成的薄板坯，將其加熱至1150℃并均熱后，以900℃為精軋終止溫度對其進行3遍軋制，使板厚達到4.0mm。精軋結束后，卷取，之后進行600℃×1小時的保溫等效處理。接著，實施壓縮率為70％的冷軋，制成板厚1.2mm的冷軋板。接下來，對這些冷軋板在各種條件下進行再結晶退火。
對上述冷軋板進行拉伸試驗，測定其拉伸特性。進而，對這些冷軋鋼板的應變時效硬化特性進行測定。
首先，從這些冷軋鋼板上取試驗片，對這些試驗片進行拉伸預應變量為5％的預變形處理，接著進行50-350℃×20分鐘的熱處理，之后進行拉伸試驗，求出拉伸特性。與在熱軋鋼板項中所述內(nèi)容一樣，用熱處理前后拉伸強度的增加量ΔTS評估應變時效硬化特性。
圖4表示Cu含量對冷軋鋼板的ΔTS和再結晶退火溫度間關系的影響。對取自所得冷軋鋼板的試驗片進行拉伸預應變量為5％的預變形處理，接著進行250℃×20分鐘的熱處理，然后進行拉伸試驗，求出ΔTS。
從圖4可知，當Cu含量為1.3％質(zhì)量時，通過將再結晶退火溫度設定在700℃或以上，使鋼板組織變?yōu)殍F素體+馬氏體的復合組織，可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應變時效硬化特性。另一方面，當Cu含量為0.3％質(zhì)量時，無論在任何再結晶退火溫度下，ΔTS都小于80MPa，不能獲得高應變時效硬化特性。從圖1可知，通過將Cu含量調(diào)整至適當范圍內(nèi)，使組織變?yōu)殍F素體+馬氏體的復合組織，可以制造具有高應變時效硬化特性的冷軋鋼板。
圖5表示Cu含量對冷軋鋼板的ΔTS和預變形處理后的熱處理溫度間關系的影響。鋼板使用在冷軋后，進行在鐵素體(α)+奧氏體(γ)的雙相區(qū)域即800℃的保持時間為40秒的退火，之后以30℃/秒的冷卻速度將其從保持溫度(800℃)冷卻至室溫所得到的鋼板。這種鋼板的顯微組織是鐵素體和馬氏體(第二相)的復合組織，馬氏體的組織比率以面積率表示為8％。
從圖5可知，ΔTS雖然隨熱處理溫度上升而增加，但是該增加量極大地取決于Cu含量?？芍擟u含量為1.3％質(zhì)量時，在150℃或以上的熱處理溫度，可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應變時效硬化特性。當Cu含量為0.3％質(zhì)量時，無論在任何熱處理溫度下，ΔTS都小于80MPa，不能獲得高應變時效硬化特性。
對于Cu含量為0.3％質(zhì)量和1.3％質(zhì)量的鋼板，將冷軋后的再結晶退火條件進行各種變化，制造組織從鐵素體+馬氏體變?yōu)殍F素體單相，屈服比YR(＝(屈服強度YS/拉伸強度TS)×100％)為50-90％的材料(鋼板)。對該材料(鋼板)實施擴孔試驗，求出擴孔率(λ)。擴孔試驗是用10mmφ的沖頭沖壓測試片，在其上形成沖孔，之后用頂角為60°的圓錐沖頭，使毛邊在外側進行擴孔，直至發(fā)生貫穿板厚的裂紋，求出擴孔率λ。擴孔率λ由λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100％求出。d0為初期孔徑，d為發(fā)生裂紋時的內(nèi)孔徑。
將上述結果整理為擴孔率λ和屈服比YR的關系，Cu含量對冷軋鋼板擴孔率λ和屈服比YR間關系的影響如圖6所示。
從圖6可知，對于Cu含量為0.3％質(zhì)量的鋼板，當成為鐵素體+馬氏體的復合組織，YR小于70％時，隨著YR的降低，λ也降低。而對于Cu含量為1.3％質(zhì)量的鋼板，即使成為鐵素體+馬氏體的復合組織，YR降低，也仍然維持著高λ值。另一方面，對于Cu含量為0.3％質(zhì)量的鋼板，無法同時獲得低YR和高λ。
從圖6可知，通過將Cu含量調(diào)整至適當范圍內(nèi)，使組織成為鐵素體+馬氏體的復合組織，可以制造同時滿足低屈服比和高擴孔率的冷軋鋼板。
通過對本發(fā)明的冷軋鋼板進行預變形和在150℃-350℃的較低溫度范圍內(nèi)的熱處理，鋼板中的極微細Cu將析出。所述預變形是在比通常熱處理前后變形應力增加量測定時的預應變量2％更大的應變量下的預變形。根據(jù)本發(fā)明者們的研究，認為通過該極微細Cu的析出，可獲得屈服應力增加、拉伸強度也顯著增加的高應變時效硬化特性。上述通過在低溫度范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細Cu的析出，未在迄今為止所報道的極低碳素鋼或低碳鋼上得到全面證實。關于通過在低溫范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細Cu的析出，雖然其道理至今不明確，但是認為在α+γ的雙相區(qū)域的退火中，Cu大量分配在γ相，這在冷卻后還繼續(xù)使馬氏體中Cu過飽和，成為固溶狀態(tài)，通過施與其5％或以上的預應變和低溫熱處理，Cu于是極微細地析出。
關于添加Cu，組織成為鐵素體+馬氏體的復合組織的鋼板的擴孔率升高的詳細機理，至今還不明確，但認為是由于添加Cu使鐵素體和馬氏體的硬度差變小所致。
本發(fā)明的冷軋鋼板是拉伸強度TS為440MPa或以上的高張力冷軋鋼板，是具有優(yōu)良沖擊成形性、并且通過沖壓成形后的在較低溫度的熱處理使拉伸強度顯著上升、具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板。
接下來，對本發(fā)明冷軋鋼板的組織進行說明。
本發(fā)明冷軋鋼板的組織是具有鐵素體相和含面積率為2％或以上的馬氏體相的第二相的復合組織。
為了制成具有低屈服強度YS和高延性E1、具有優(yōu)良沖壓成形性的冷軋鋼板，在本發(fā)明中有必要使鋼板的組織變成主相鐵素體相和含馬氏體的第二相的復合組織。優(yōu)選主相鐵素體的面積率為50％或以上。如果鐵素體小于50％，則難以確保高延性，并且沖壓成形性低。在要求具有更好延性的情況下，優(yōu)選鐵素體相的面積率為80％或以上。此外，為了利用復合組織的優(yōu)點，優(yōu)選鐵素體相為98％或以下。
作為第二相，本發(fā)明中馬氏體的面積率必須為2％或以上。如果馬氏體小于2％，則不能同時滿足低YS和高E1。另外，以面積率為2％或以上的馬氏體相單獨作為第二相，或者以面積率為2％或以上的馬氏體相和除此之外任何作為副相的珠光體、貝氏體、殘留奧氏體相的混合相作為第二相皆可，對此沒有特別限制。
具有上述組織的冷軋鋼板將成為因低屈服強度而具有高延性、優(yōu)良沖壓成形性、并且具有優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板。
下面，對本發(fā)明冷軋鋼板的組成限定理由進行說明。％質(zhì)量簡單記為％。
C0.15％或以下C是增加鋼板強度、促進形成鐵素體和馬氏體的復合組織的元素，在本發(fā)明中，從形成復合組織的角度出發(fā)，優(yōu)選含有0.01％或以上的C。另一方面，如果C含量超過0.15％，則鋼中碳化物的比率增加，使得延性、還有沖壓成形性降低。而且更重要的問題是，如果C含量超過0.15％，則點焊性、電弧焊性等將顯著降低。因此本發(fā)明中限定C含量為0.15％或以下。另外，從成形性的角度出發(fā)，優(yōu)選C含量為0.10％或以下。
Si2.0％或以下Si不會顯著降低鋼板延性，是可以使鋼板高強度化的有用的強化元素，但是如果其含量超過2.0％，則將招致沖壓成形性的劣化，同時表面性質(zhì)也將惡化。因此將Si含量限定為2.0％或以下。優(yōu)選Si含量為0.1％或以上。
Mn3.0％或以下Mn具有強化鋼的作用，并且降低可獲得鐵素體+馬氏體復合組織的臨界冷卻速度，對鐵素體和馬氏體的復合組織的形成具有促進作用，優(yōu)選對應于再結晶退火后的冷卻速度來含有Mn。Mn是防止由S引起的熱裂的有效元素，優(yōu)選含有對應于S含量的Mn。所述效果在含量為0.5％或以上時變得顯著。另一方面，如果含量超過3.0％，則沖壓成形性和焊接性將變差。因此本發(fā)明中限定Mn含量為3.0％或以下。另外，更優(yōu)選為1.0％或以上。
P0.10％或以下P具有強化鋼的作用，可以對應于所需強度含有必要量的P，如果含量過剩，則沖壓成形性將變差。因此將P含量限定為0.10％或以下。另外，在需要更優(yōu)良沖壓成形性的情況下，優(yōu)選其含量為0.08％或以下。
S0.02％或以下S是作為鋼板中的夾雜物而存在的，是引起鋼板延性、成形性、特別是外卷邊成形性惡化的元素，最好盡量降低其含量，但是當將其含量降低至0.02％或以下時，則并不會具有那么大的負面影響，因此本發(fā)明中將0.02％作為S的上限。另外，當需要具有優(yōu)良的外卷邊成形性時，優(yōu)選S為0.010％或以下。
Al0.10％或以下Al是作為鋼的脫氧元素添加進來的，是對提高鋼的清潔度有用的元素，但是即使其含量超過0.10％，也不能取得更進一步的脫氧效果，反之倒使沖壓成形性變差。因此將Al限定為0.10％或以下。另外，本發(fā)明并不排除通過Al脫氧以外的其它脫氧方法進行的煉制方法，例如也可以進行Ti脫氧、Si脫氧，由這些脫氧方法制成的鋼板也包括在本發(fā)明范圍內(nèi)。這時，即使向鋼水中添加Ca、REM等，對本發(fā)明鋼板的特征也不會有任何不良影響。含Ca、REM等的鋼板不用說也包括在本發(fā)明的范圍內(nèi)。
N0.02％或以下N是通過固溶強化、應變時效硬化使鋼板強度增加的元素，但是如果含量超過0.02％，則鋼板中的氮化物將增加，由此使鋼板延性、還有沖壓成形性顯著變差。因此，將N限定為0.02％或以下。另外，在要求進一步提高沖壓成形性的情況下，優(yōu)選其含量為0.01％或以下。
Cu0.5-3.0％Cu是使鋼板的應變時效硬化(預變形-熱處理后的強度增加)顯著增加的元素，是本發(fā)明中最重要的元素之一。Cu含量小于0.5％時，即使改變預變形-熱處理條件，也不能得到ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。因此，本發(fā)明中，Cu的含量必須為0.5％或以上。另一方面，如果其含量超過3.0％，則效果飽和，無法期待相應于含量的效果，在經(jīng)濟上不利，而且引起沖壓成形性劣化，進而使得鋼板的表面性質(zhì)惡化。因此，將Cu限定為0.5-3.0％。另外，為了同時具有更大的ΔTS和優(yōu)良的沖壓成形性，優(yōu)選Cu在1.0-2.5％范圍內(nèi)。
另外，優(yōu)選本發(fā)明的冷軋鋼板在上述含Cu的組成的基礎上，進一步含有以％質(zhì)量計的選自下述A組-C組的一組或多組元素A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、
C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
A組Ni2.0％或以下A組Ni是有效防止添加Cu時鋼板表面發(fā)生表面缺陷的元素，可以根據(jù)需要含有。當含有Ni時，其含量取決于Cu含量，優(yōu)選大約為Cu含量一半左右。另外，即使其含量超過2.0％，效果也已飽和，無法期待相應于含量的效果，在經(jīng)濟上不利，相反會引起沖壓成形性劣化。由此，優(yōu)選將Ni含量限定為2.0％或以下。
B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下B組Cr、Mo都和Mn一樣，降低可獲得鐵素體+馬氏體復合組織的臨界冷卻速度，具有促進鐵素體和馬氏體的復合組織形成的作用，可以根據(jù)需要含有。如果Cr、Mo中的一種或兩種合計超過2.0％，則沖壓成形性下降。因此，優(yōu)選限定B組Cr、Mo中的一種或兩種合計為2.0％或以下。
C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下C組Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，為了有效發(fā)揮通過碳化物的微細分散而使鋼板高強度化的作用，根據(jù)需要選擇含有上述元素。但是，如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計超過0.2％，則沖壓成形性將變差。因此，優(yōu)選限定Nb、Ti、V合計為0.2％。
另外，本發(fā)明的冷軋鋼板，也可以代替含有上述Cu而含有選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％中的合計為2.0％或以下的一種或多種元素、或者也可以還含有Nb、Ti、V中的一種或多種合計為2.0％或以下的元素。
選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％中的一種或多種元素，合計為2.0％或以下Mo、Cr、W都是使鋼板的應變時效硬化顯著增加的元素，是本發(fā)明中重要的元素，可以選擇含有。通過使鋼板含有這些Mo、Cr、W中的一種或多種元素，進而成為鐵素體和馬氏體的復合組織，微細碳化物在預變形-熱處理時應變感應微細析出，可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。如果這些元素的含量均小于0.05％，則即使變化預變形-熱處理條件、鋼板組織，也不能取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。另一方面，即使這些元素的含量均超過2.0％，上述效果也已飽和，無法期待相應于含量的效果，在經(jīng)濟上不利，而且會引起沖壓成形性劣化。因此將Mo、Cr、W的含量限定在Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％范圍。另外，從沖壓成形性的角度出發(fā)，限定Mo、Cr、W的含量合計為2.0％或以下。
Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為2.0％或以下Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，當含有Mo、Cr、W中的一種或多種元素時，可以根據(jù)需要選擇含有。通過使鋼板含有這些Nb、Ti、V中的一種或多種元素，進而成為鐵素體和馬氏體的復合組織，微細碳化物在預變形-熱處理時應變感應微細析出，可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。但是，如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計超過2.0％，則沖壓成形性劣化。因此，優(yōu)選限定Nb、Ti、V的含量合計為2.0％或以下。
除上述元素之外，也可以含有Ca0.1％或以下、REM0.1％或以下中的一種或兩種。Ca、REM都是通過控制夾雜物的形態(tài)來使延性提高的元素。但是，當Ca超過0.1％、REM超過0.1％時，將使清潔度下降，反而使延性下降。
從馬氏體形成的角度出發(fā)，也可以含有B0.1％或以下、Zr0.1％或以下中的一種或2種。
除上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。作為不可避免的雜質(zhì)，Sb0.01％或以下、Pb0.01％或以下、Sn0.1％或以下、Zn0.01％或以下、Co0.1％或以下是可以接受的。
下面，對本發(fā)明的冷軋鋼板的制造方法進行說明。
本發(fā)明的冷軋鋼板是以具有上述范圍內(nèi)的組成的鋼板坯作為坯料，通過依次進行對該坯料進行熱軋將其制成熱軋板的熱軋步驟、對該熱軋板進行冷軋將其制成冷軋板的冷軋步驟、對該冷軋板進行再結晶退火將其制成冷軋退火板的再結晶退火步驟而制得的。
為了防止成分的宏觀偏析，優(yōu)選所用鋼板坯是以連續(xù)鑄造法制造的，但是也可以是用鑄錠法、薄板連鑄法制造的。另外，在制造鋼板坯之后，在冷卻至室溫，之后再加熱的現(xiàn)有方法的基礎上，也可以采用不冷卻，將溫鋼片原樣插入加熱爐中，或者稍微進行保溫之后立即軋制的直送軋制·直接軋制等節(jié)省能源的加工方法，這都沒有問題。
加熱上述坯料(鋼板坯)，實施進行熱軋將其制成熱軋板的熱軋步驟。只要熱軋步驟是在可以制造所需板厚的熱軋板的條件下，則可采用通常已知的條件。優(yōu)選的熱軋條件如下所述。
板坯加熱溫度900℃或以上在組成中含Cu的情況下，為了防止由Cu引起的表面缺陷，希望板坯加熱溫度SRT低一些。但是，當加熱溫度小于900℃時，軋制負荷增大，熱軋時發(fā)生問題的危險增大。另外，氧化皮損耗隨著氧化重量的增加而增加，因此優(yōu)選板坯加熱溫度為1300℃或以下。
從降低板坯加熱溫度、并且防止熱軋時發(fā)生問題的角度出發(fā)，加熱薄板坯，即活用所謂的薄板坯加熱器不用說也是有效的方法。
精軋終止溫度700℃或以上通過將精軋終止溫度FDT調(diào)整至700℃或以上，可以得到冷軋和再結晶退火后獲得優(yōu)良成形性的均勻熱軋母板組織。另一方面，當精軋終止溫度小于700℃時，熱軋母板組織變得不均勻，同時熱軋時的軋制負荷增大，熱軋時發(fā)生問題的危險增大。因此，優(yōu)選熱軋步驟的FDT為700℃或以上。
卷取溫度800℃或以下優(yōu)選卷取溫度CT為800℃或以下，更優(yōu)選為200℃或以上。如果卷取溫度超過800℃，則氧化皮增加，具有由于氧化皮損耗導致收率降低的傾向。如果卷取溫度小于200℃，則鋼板形狀明顯紊亂，實際使用時發(fā)生問題的危險性增大。
因此在本發(fā)明的熱軋步驟中，優(yōu)選將板坯加熱至900℃或以上，之后進行精軋終止溫度為700℃或以上的熱軋，在800℃或以下、優(yōu)選200℃或以上的卷取溫度進行卷取，制造熱軋板。
為了減少熱軋時的軋制負荷，在本發(fā)明的熱軋步驟中，精軋的一部分或全部可以是潤滑軋制。從鋼板形狀均一化、材質(zhì)均一化的觀點出發(fā)，進行潤滑軋制也是有效的。另外，潤滑軋制時的摩擦系數(shù)優(yōu)選在0.25-0.10的范圍。優(yōu)選將薄板坯前后相接、進行連續(xù)精軋的連續(xù)軋制法。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點出發(fā)，也希望使用連續(xù)軋制法。
接下來，對熱軋板實施冷軋步驟。在冷軋步驟中對熱軋板進行冷軋使其成為冷軋板。只要冷軋條件是可以制造所需尺寸形狀的冷軋板的條件，則對此沒有特別限制，但是優(yōu)選冷軋時的壓縮率為40％或以上。因為如果壓縮率小于40％，則在進行后續(xù)步驟即再結晶退火時，難以發(fā)生均勻的再結晶。
接下來，再對冷軋板實施再結晶退火將其制成冷軋退火板的再結晶退火步驟。優(yōu)選再結晶退火在連續(xù)退火作業(yè)線或連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線中的任一條作業(yè)線上進行。優(yōu)選再結晶退火的退火溫度在Ac1轉變點-Ac3轉變點的溫度范圍內(nèi)的(α+γ)雙相區(qū)域內(nèi)進行。當退火溫度小于Ac1轉變點時，成為鐵素體單相，另一方面，當退火溫度為超過Ac3轉變點的高溫時，結晶顆粒將變得粗大，同時成為奧氏體單相區(qū)域，沖壓成形性明顯變差。另外，通過在(α+γ)雙相區(qū)域內(nèi)進行退火，可以得到鐵素體+馬氏體的復合組織，同時獲得高ΔTS。
從形成馬氏體的角度出發(fā)，優(yōu)選再結晶退火時的冷卻以1℃/秒或以上進行。
再結晶退火步驟后，為了進行形狀矯正、表面粗糙度等的調(diào)整，可以實施10％或以下的平整冷軋。
本發(fā)明的冷軋鋼板不僅可以用作加工用鋼板，也適合用作加工用表面處理鋼板的原板。表面處理有鍍鋅(包括合金系列)、鍍錫、上搪瓷等。
另外也可以在鍍鋅等表面處理之后，對本發(fā)明的冷軋鋼板實施特殊處理，以改善化學轉化處理性、焊接性、沖壓成形性和耐蝕性等。
接下來，對本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板進行說明。
首先，對本發(fā)明者們所進行的關于熱浸鍍鋅鋼板的基礎實驗結果進行說明。
對于具有以％質(zhì)量計的C0.04％、Si0.02％、Mn1.6％、P0.01％、S0.004％、Al0.04％、N0.002％、Cu變化為0.3％、1.3％的組成的薄板坯，將其加熱至1150℃并均熱后，以900℃為精軋終止溫度對其進行3遍軋制，使板厚達到4.0mm。精軋結束后，卷取，之后進行600℃×1小時的保溫等效處理。接著，實施壓縮率為70％的冷軋，制成板厚1.2mm的冷軋板。
對這些冷軋板在各種條件下進行再結晶退火后，急冷至450-500℃的溫度范圍，將其在熱浸鍍鋅浴(0.13％質(zhì)量Al-Zn浴)中浸漬，在表面形成熱浸鍍鋅層。接著，再加熱至450-550℃的溫度范圍，實施熱浸鍍鋅層的合金化處理(鍍層中的Fe含有率約10％)。
對得到的熱浸鍍鋅板進行拉伸試驗，測定其拉伸特性。進而，對這些電鍍鋼板的應變時效硬化特性進行測定。
對這些取自熱浸鍍鋅鋼板的試驗片進行拉伸預應變量為5％的預變形處理，接著進行50-350℃×20分鐘的熱處理，之后進行拉伸試驗，求出拉伸特性。與熱軋鋼板的情況一樣，用熱處理前后拉伸強度的增加量ΔTS評估應變時效硬化特性。
圖7表示Cu含量對熱浸鍍鋅鋼板的ΔTS和再結晶退火溫度間關系的影響。對取自所得熱浸鍍鋅鋼板的試驗片進行拉伸預應變量為5％的預變形處理，接著進行250℃×20分鐘的熱處理，然后進行拉伸試驗，求出ΔTS。
從圖7可知，當Cu含量為1.3％質(zhì)量時，通過將再結晶退火溫度設定在700℃或以上，將鋼板組織變?yōu)殍F素體+馬氏體的復合組織，可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應變時效硬化特性。另一方面，當Cu含量為0.3％質(zhì)量時，無論在任何再結晶退火溫度下，ΔTS都小于80MPa，不能獲得高應變時效硬化特性。從圖1可知，通過將Cu含量調(diào)整至適當范圍內(nèi)，使組織變?yōu)殍F素體+馬氏體的復合組織，可以制造具有高應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板。
圖8表示Cu含量對熱浸鍍鋅鋼板的ΔTS和預變形處理后的熱處理溫度間關系的影響。對冷軋鋼板實施在鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域即800℃、保持時間為40秒的再結晶退火條件下的退火，制造熱浸鍍鋅鋼板，對于所得的鋼板，改變其預變形處理后的熱處理溫度，求出ΔTS。退火后的顯微組織是馬氏體面積率為7％的鐵素體和馬氏體的復合組織。
從圖8可知，ΔTS雖然隨熱處理溫度上升而增加，但是該增加量極大地取決于Cu含量。可知當Cu含量為1.3％質(zhì)量時，在150℃或以上的熱處理溫度下，可以獲得ΔTS為80MPa或以上的高應變時效硬化特性。當Cu含量為0.3％質(zhì)量時，無論在任何熱處理溫度下，ΔTS都小于80MPa，不能獲得高應變時效硬化特性。
對于Cu含量為0.3％質(zhì)量和1.3％質(zhì)量的冷軋鋼板，變化冷軋后的再結晶退火條件實施再結晶退火，之后急冷至450-500℃的溫度范圍，接著在熱浸鍍鋅浴(0.13％質(zhì)量Al-Zn浴)中浸漬，在表面形成熱浸鍍鋅層，使組織從鐵素體+馬氏體變?yōu)殍F素體單相。接著，再加熱至450-550℃的溫度范圍，實施熱浸鍍鋅層的合金化處理(鍍層中的Fe含有率約10％)。由此獲得屈服比YR(＝(屈服強度YS/拉伸強度TS)×100％)為50-90％的材料(鋼板)。
對所得材料(熱浸鍍鋅鋼板)實施擴孔試驗，求出擴孔率(λ)。擴孔試驗是用10mmφ的沖頭沖壓測試片，在其上形成沖孔，之后用頂角為60°的圓錐沖頭，使毛邊在外側進行擴孔，直至發(fā)生貫穿板厚的裂紋，求出擴孔率λ。擴孔率λ由λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100％求出。d0為初期孔徑，d為發(fā)生裂紋時的內(nèi)孔徑。
將這些關于熱浸鍍鋅鋼板的結果整理為擴孔率λ和屈服比YR的關系，Cu含量對擴孔率λ和屈服比YR間關系的影響如圖9所示。
從圖9可知，對于Cu含量為0.3％質(zhì)量的鋼板，當成為鐵素體+馬氏體的復合組織，YR小于70％時，隨著YR的降低，λ也降低。而對于Cu含量為1.3％質(zhì)量的鋼板，即使成為鐵素體+馬氏體的復合組織，YR降低，也仍然維持著高λ值。另一方面，對于Cu含量為0.3％質(zhì)量的鋼板，無法同時獲得低YR和高λ。
從圖9可知，通過將Cu含量調(diào)整至適當范圍內(nèi)，使組織成為鐵素體+馬氏體的復合組織，可以制造同時滿足低屈服比和高擴孔率的熱浸鍍鋅鋼板。
通過對本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板進行預變形和在150℃-350℃的較低溫度范圍內(nèi)的熱處理，鋼板中的極微細Cu將析出。所述預變形是在比通常熱處理前后變形應力增加量測定時的預應變量2％更大的應變量下的預變形。根據(jù)本發(fā)明者們的研究，認為通過該極微細Cu的析出，可獲得屈服應力增加、拉伸強度也顯著增加的高應變時效硬化特性。上述通過低溫度范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細Cu的析出，未在迄今為止所報道的極低碳素鋼或低碳鋼上得到全面證實。關于通過在低溫范圍內(nèi)的熱處理而引起極微細Cu的析出，雖然其道理至今不明確，但是認為在α+γ的雙相區(qū)域的退火中，Cu大量分配在γ相，這在冷卻后還繼續(xù)使馬氏體中Cu過飽和，成為固溶狀態(tài)，通過施與其5％或以上的預應變和低溫熱處理，Cu于是極微細地析出。
關于添加Cu，組織成為鐵素體+馬氏體的復合組織的鋼板的擴孔率升高的詳細機理，至今還不明確，但認為是由于添加Cu使鐵素體和馬氏體的硬度差變小所致。
在上述新發(fā)現(xiàn)的基礎上，本發(fā)明者們進行了進一步深入的研究，結果發(fā)現(xiàn)上述現(xiàn)象在不含Cu的熱浸鍍鋅鋼板中也會發(fā)生。發(fā)現(xiàn)通過用含有Mo、Cr、W中的一種或多種元素來代替含有Cu，將組織變成鐵素體+馬氏體的復合組織，在施與其預應變，在低溫下進行熱處理后，則可使馬氏體中的極細微的碳化物應變感應析出，拉伸強度升高。發(fā)現(xiàn)通過在含有Mo、Cr、W中的一種或多種元素的基礎上再含有Nb、V、Ti中的一種或多種元素，所述低溫加熱時的應變感應微細析將變得更為明顯。
本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板是在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層的電鍍鋼板，是拉伸強度TS為440MPa或以上的高張力熱浸鍍鋅鋼板，是具有優(yōu)良沖壓成形性、并且通過沖壓成形后的在較低溫度下的熱處理使拉伸強度顯著上升、具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板。另外，鋼板可以是熱軋板或者冷軋板中的任何一種。
接下來，對本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板的組織進行說明。
本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板具有鐵素體相和含面積率為2％或以上的馬氏體相的第二相的復合組織。
為了制成具有低屈服強度YS和高延性E1、具有優(yōu)良沖壓成形性的熱浸鍍鋅鋼板，本發(fā)明中有必要使熱浸鍍鋅鋼板的組織變成主相鐵素體相和含馬氏體的第二相的復合組織。優(yōu)選主相鐵素體的面積率為50％或以上。如果鐵素體小于50％，則難以確保高延性，并且沖壓成形性降低。在要求具有更好延性的情況下，鐵素體相的面積率優(yōu)選為80％或以上。此外，為了利用復合組織的優(yōu)點，優(yōu)選鐵素體相為98％或以下。
作為第二相，本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板中的馬氏體的面積率必須為2％或以上。如果馬氏體小于2％，則不能同時滿足低YS和高E1。另外，以面積率為2％或以上的馬氏體相單獨作為第二相，或者以面積率為2％或以上的馬氏體相和除此之外任何作為副相的珠光體、貝氏體、殘留奧氏體相的混合相作為第二相皆可，對此沒有特別限制。
具有上述組織的熱浸鍍鋅鋼板將成為因低屈服強度而具有高延性、優(yōu)良沖壓成形性、并且具有優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板。
下面，對本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板的組成限定理由進行說明。％質(zhì)量簡單記為％。
C0.15％或以下C是增加鋼板強度、促進形成鐵素體和馬氏體的復合組織的元素，在本發(fā)明中，為了得到鐵素體和馬氏體的復合組織，優(yōu)選含有0.01％或以上的C。另一方面，如果C含量超過0.15％，則鋼中碳化物的比率增加，使得延性、還有沖壓成形性降低。而且更重要的問題是，如果C含量超過0.15％，則點焊性、電弧焊性等將顯著降低。因此本發(fā)明中限定C含量為0.15％或以下。另外，從成形性的角度出發(fā)，優(yōu)選C含量為0.10％或以下。
Si2.0％或以下Si不會顯著降低鋼板延性，是可以使鋼板高強度化的有用的強化元素，但是如果其含量超過2.0％，則將招致沖壓成形性的劣化，同時也使可鍍性下降。因此將Si含量限定為2.0％或以下。優(yōu)選Si含量為0.1％或以上。
Mn3.0％或以下Mn具有強化鋼的作用，并且降低可獲得鐵素體與馬氏體復合組織的臨界冷卻速度，對鐵素體與馬氏體的復合組織的形成具有促進作用，優(yōu)選對應于再結晶退火后的冷卻速度來含有Mn。Mn是防止由S引起的熱裂的有效元素，優(yōu)選含有對應于S含量的Mn。所述效果在含量為0.5％或以上時變得顯著。另一方面，如果含量超過3.0％，則使沖壓成形性和焊接性變差。因此限定Mn含量為3.0％或以下。另外，更優(yōu)選為1.0％或以上。
P0.10％或以下P具有強化鋼的作用，可以根據(jù)所需強度含有必要量的P，如果含量過剩，則沖壓成形性將變差。因此將P含量限定為0.10％或以下。另外，在需要更優(yōu)良沖壓成形性的情況下，優(yōu)選其含量為0.08％或以下。
S0.02％或以下S是作為鋼板中的夾雜物而存在的，是引起鋼板延性、成形性、特別是外卷邊成形性惡化的元素，最好盡量降低其含量，但是當將其含量降低至0.02％或以下時，則并不會具有那么大的負面影響，因此本發(fā)明中將0.02％作為S的上限。另外，當需要具有優(yōu)良的外卷邊成形性時，優(yōu)選S為0.010％或以下。
Al0.10％或以下Al是作為鋼的脫氧元素添加進來的，是對提高鋼的清潔度有用的元素，但是即使其含量超過0.10％，也不能取得更進一步的脫氧效果，反之倒使沖壓成形性變差。因此將Al限定為0.10％或以下。本發(fā)明并不排除通過Al脫氧以外的其它脫氧方法進行的煉制方法，例如也可以進行Ti脫氧、Si脫氧，由這些脫氧方法制成的鋼板也包括在本發(fā)明范圍內(nèi)。這時，即使向鋼水中添加Ca、REM等，對本發(fā)明鋼板的特征也不會有任何不良影響。
N0.02％或以下N是通過固溶強化、應變時效硬化使鋼板強度增加的元素，但是如果含量超過0.02％，則鋼板中的氮化物將增加，由此使鋼板延性、還有沖壓成形性顯著變差。因此，將N限定為0.02％或以下。另外，在要求進一步提高沖壓成形性的情況下，其含量為0.01％或以下，優(yōu)選為0.0005％或以上。
Cu0.5-3.0％Cu是使本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板的應變時效硬化(預變形-熱處理后的強度增加)顯著增加的元素，是本發(fā)明中最重要的元素之一。Cu含量小于0.5％時，即使改變預變形-熱處理條件，也不能得到ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。因此，本發(fā)明中，Cu的含量必須為0.5％或以上。另一方面，如果其含量超過3.0％，則效果飽和，無法期待相應于含量的效果，在經(jīng)濟上不利，而且引起沖壓成形性劣化，進而使得鋼板的表面性質(zhì)惡化。因此，將Cu限定在0.5-3.0％的范圍。另外，為了同時具有更大的ΔTS和優(yōu)良的沖壓成形性，優(yōu)選Cu為1.0-2.5％。
另外，優(yōu)選本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板在上述含Cu的組成的基礎上，進一步含有下述A組-C組的一組或多組元素A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
A組Ni2.0％或以下A組Ni是有效防止添加Cu時鋼板表面發(fā)生表面缺陷的元素，可以根據(jù)需要含有。當含有Ni時，其含量取決于Cu含量，優(yōu)選大約為Cu含量一半。另外，即使其含量超過2.0％，效果也已飽和，無法期待相應于含量的效果，在經(jīng)濟上不利，相反會引起沖壓成形性劣化。因此優(yōu)選將N含量限定為2.0％或以下。
B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下B組Cr、Mo都和Mn一樣，降低可獲得鐵素體和馬氏體復合組織的臨界冷卻速度，具有促進鐵素體和馬氏體的復合組織形成的作用，可以根據(jù)需要含有。如果Cr、Mo中的一種或兩種合計超過2.0％，則沖壓成形性下降。因此，優(yōu)選限定B組Cr、Mo中的一種或兩種合計為2.0％或以下。
C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下C組Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，因為其通過碳化物的微細分散而使鋼板高強度化，所以根據(jù)需要選擇含有上述元素。但是，如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計超過0.2％，則沖壓成形性將下降。因此，優(yōu)選限定Nb、Ti、V中的一種或多種合計為0.2％或以下。
另外，本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板，也可以代替含有Cu而含有選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％中的合計為2.0％或以下的一種或多種元素、或者也可進一步含有Nb、Ti、V中的一種或多種合計為2.0％或以下的元素。
選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％中的一種或多種元素，合計為2.0％或以下Mo、Cr、W都是使鋼板的應變時效硬化顯著增加的元素，是本發(fā)明中重要的元素，可以選擇含有。通過使鋼板含有這些Mo、Cr、W中的一種或多種元素，進而成為鐵素體和馬氏體的復合組織，微細碳化物在預變形-熱處理時應變感應微細析出，可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。如果這些元素的含量均小于0.05％，則即使變化預變形-熱處理條件、鋼板組織，也不能取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。另一方面，即使這些元素的含量均超過2.0％，上述效果也已飽和，無法期待相應于含量的效果，在經(jīng)濟上不利，而且會引起沖壓成形性劣化。因此將Mo、Cr、W的含量限定在Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％范圍。另外，從沖壓成形性的角度出發(fā)，限定Mo、Cr、W的含量合計為2.0％或以下。
Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為2.0％或以下Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，當含有Mo、Cr、W中的一種或多種元素時，可以根據(jù)需要選擇含有。通過使鋼板含有這些Nb、Ti、V中的一種或多種元素，進而成為鐵素體和馬氏體的復合組織，微細碳化物在預變形-熱處理時應變感應微細析出，可以取得ΔTS為80MPa或以上的拉伸強度的增加。但是，如果Nb、Ti、V中的一種或多種合計超過2.0％，則沖壓成形性劣化。因此，優(yōu)選限定Nb、Ti、V的含量合計為2.0％或以下。
除上述元素之外，也可以含有Ca0.1％或以下、REM0.1％或以下中的一種或兩種。Ca、REM都是通過控制夾雜物的形態(tài)來使延性提高的元素。但是，當Ca超過0.1％、REM超過0.1％時，將使清潔度下降，反而使延性下降。
從馬氏體形成的角度出發(fā)，也可以含有B0.1％或以下、Zr0.1％或以下中的一種或兩種。
除上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。作為不可避免的雜質(zhì)，Sb0.01％或以下、Pb0.01％或以下、Sn0.1％或以下、Zn0.01％或以下、Co0.1％或以下是可以接受的。
下面，對本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法進行說明。
本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板是在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上，對具有上述組成的鋼板，實施加熱到在Ac3轉變點-Ac1轉變點溫度范圍的鐵素體+奧氏體雙相區(qū)域的退火，之后進行熱浸鍍鋅處理，在上述鋼板的表面形成熱浸鍍鋅層而制得的。
所用鋼板可以為熱軋鋼板、冷軋鋼板中的任何一種。
以下對所用鋼板適合的制造方法進行說明，但是本發(fā)明熱浸鍍鋅鋼板的制造方法不用說是并不只限于此的。
首先，對用作電鍍原板的熱軋鋼板(熱軋板)的適合的制造方法進行說明。
所用坯料(鋼板坯)是將具有上述組成的鋼水用通常已知的方法進行煉制，為了防止成分的宏觀偏析，優(yōu)選用連續(xù)鑄造法制造鋼板坯，但是也可以用鑄錠法、薄板連鑄法進行制造。另外，在制造鋼板坯之后，在冷卻至室溫，之后再加熱的現(xiàn)有方法的基礎上，也可以采用不冷卻，將溫鋼片原樣插入加熱爐中，或者稍微進行保溫之后立即軋制的直送軋制·直接軋制等節(jié)省能源的加工方法，這都沒有問題。
加熱上述坯料(鋼板坯)，實施熱軋步驟將其制成熱軋板。只要熱軋步驟是在可以制造所需板厚的熱軋板的條件下，則可采用通常已知的條件，對此沒有特別限制。優(yōu)選的熱軋條件如下所述。
板坯加熱溫度900℃或以上當板坯加熱溫度小于900℃時，軋制負荷增大，熱軋時發(fā)生問題的危險增大。但是，對于含有Cu的情況，為了防止由Cu引起的表面缺陷，希望板坯加熱溫度低一些。另外，氧化皮損耗隨著氧化重量的增加而增加，因此優(yōu)選板坯加熱溫度為1300℃或以下。
從降低板坯加熱溫度、并且防止熱軋時發(fā)生問題的角度出發(fā)，加熱薄板坯，即活用所謂的薄板坯加熱器不用說也是有效的方法。
精軋終止溫度700℃或以上通過將精軋終止溫度FDT調(diào)整至700℃或以上，可以得到均勻熱軋母板組織。另一方面，當精軋終止溫度小于700℃時，熱軋母板組織變得不均勻，同時熱軋時的軋制負荷增大，熱軋時發(fā)生問題的危險增大。因此，優(yōu)選熱軋步驟的FDT為700℃或以上。
卷取溫度800℃或以下卷取溫度CT優(yōu)選為800℃或以下，更優(yōu)選為200℃或以上。如果卷取溫度超過800℃，則氧化皮增加，具有由于氧化皮損耗導致收率降低的傾向。如果卷取溫度小于200℃，則鋼板形狀明顯紊亂，實際使用時發(fā)生問題的危險性增大。
這樣，優(yōu)選適用于本發(fā)明的熱軋鋼板是通過將上述組成的板坯加熱至900℃或以上，之后進行精軋終止溫度為700℃或以上的熱軋，在800℃或以下、優(yōu)選200℃或以上的卷取溫度進行卷取得到的熱軋板。
為了減少熱軋時的軋制負荷，在本發(fā)明的熱軋步驟中，精軋的一部分或全部可以是潤滑軋制。從鋼板形狀均一化、材質(zhì)均一化的觀點出發(fā)，進行潤滑軋制也是有效的。另外，潤滑軋制時的摩擦系數(shù)優(yōu)選在0.25-0.10的范圍。優(yōu)選將薄板坯前后相接、進行連續(xù)精軋的連續(xù)軋制法。從熱軋的操作穩(wěn)定性的觀點出發(fā)，也希望使用連續(xù)軋制法。
另外，也可以對帶有氧化皮的熱軋板原樣進行熱軋板退火，在鋼板表層形成內(nèi)部氧化層。內(nèi)部氧化層的形成因為防止了Si、Mn、P等的表面濃化，所以提高了熱浸鍍鋅性。
由上述方法制得的熱軋板可以作為電鍍原板，但也可以將進一步對上述熱軋板實施冷軋步驟后所得的冷軋板用作電鍍原板。
在冷軋步驟中對熱軋板進行冷軋。只要冷軋條件是可以制造所需尺寸形狀的冷軋板的條件，則對其沒有特別限制，但是優(yōu)選冷軋時的壓縮率為40％或以上。如果壓縮率小于40％，則在進行后續(xù)步驟即退火時，難以發(fā)生均勻的再結晶。
本發(fā)明中，優(yōu)選在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上，對上述熱軋板或冷軋板(鋼板)實施加熱到在Ac1轉變點-Ac3轉變點溫度范圍內(nèi)的鐵素體(α)+奧氏體(γ)雙相區(qū)域的退火。
當加熱溫度小于Ac1轉變點時，成為鐵素體單相組織，另一方面，當加熱溫度為超過Ac3轉變點的高溫時，結晶顆粒將變得粗大，同時成為奧氏體單相區(qū)域，沖壓成形性明顯變差。另外，通過在(α+γ)雙相區(qū)域內(nèi)進行退火，可以得到鐵素體+馬氏體的復合組織，同時獲得高ΔTS。
為了得到鐵素體+馬氏體的復合組織，優(yōu)選從雙相區(qū)域的加熱溫度到熱浸鍍鋅處理溫度的冷卻速度為5℃/秒或以上。冷卻速度小于5℃/秒時，難以發(fā)生馬氏體轉變，難以形成鐵素體和馬氏體的復合組織。
熱浸鍍鋅處理可以是通常在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上進行的處理條件(鋅浴溫度450-500℃)，沒有必要對其特別限制。但是，由于在極端高溫下進行電鍍時電鍍特性將變差，因而優(yōu)選500℃或以下的溫度。另外，當小于450℃時，也存在電鍍特性變差的問題。
從馬氏體形成的角度出發(fā)，優(yōu)選從熱浸鍍鋅處理溫度到300℃的冷卻速度為5℃/秒或以上。
電鍍處理后，為了根據(jù)需要調(diào)整鍍層的量，可以進行擦拭。
熱浸鍍鋅處理后，可以進行熱浸鍍鋅層的合金化處理。優(yōu)選在熱浸鍍鋅處理之后，在460-560℃的溫度范圍內(nèi)再加熱來進行熱浸鍍鋅層的合金化處理。在超過560℃溫度下進行合金化處理，電鍍特性變差。另一方面，在小于460℃溫度下進行合金化處理，合金化的進行遲緩，生產(chǎn)力低。
為了改善電鍍性，優(yōu)選在本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法中，在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上進行退火之前，在連續(xù)退火作業(yè)線上進行前處理步驟，所述前處理步驟包括在700℃或以上的溫度下進行加熱的前加熱處理，和隨后的將由該前加熱處理在鋼板表面形成的鋼中成分的濃化層除去的酸洗處理。
在連續(xù)退火作業(yè)線上經(jīng)前加熱處理的鋼板的表面，鋼中成分P發(fā)生濃化，而且Si、Mn、Cr等作為氧化物形成濃化的表面濃化層。通過酸洗處理除去該表面濃化層，之后在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線上、還原氣氛中進行退火，有利于電鍍性的改善。當前加熱處理的溫度小于700℃時，不能促進表面濃化層的形成，無法促進電鍍性的改善。從沖壓成形性的角度出發(fā)，前加熱處理溫度為1000℃或以下是優(yōu)選的。
為了進行形狀矯正、表面粗糙度等的調(diào)整，可以在熱浸鍍鋅處理后或者合金化處理后實施10％或以下的平整冷軋。
另外也可以在熱浸鍍鋅之后，對本發(fā)明的鋼板實施特殊處理，以改善化學轉化處理性、焊接性、沖壓成形性和耐蝕性等。實施例(實施例1)在轉爐中煉制表1所示組成的鋼水，用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。將這些鋼板坯加熱，在表2所示條件下進行熱軋，制成板厚2.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)，再實施壓縮率為1.0％的平整冷軋。另外，2號鋼板的精軋后段4臺(stand)以潤滑軋制進行。
確定所得熱軋鋼帶(熱軋板)的微觀組織、拉伸特性、應變時效硬化特性、擴孔率。并由延伸E1(延性)、屈服強度和擴孔率評估其沖壓成形性。(1)微觀組織從所得鋼帶上取試驗片，用光學顯微鏡或者掃描電子顯微鏡拍攝與軋制方向垂直的斷面(C斷面)的微觀組織，用圖象解析裝置求出主相鐵素體的組織比率和第二相的種類及組織比率。(2)拉伸特性從所得鋼帶(熱軋板)上取JIS 5號拉伸試驗片，依照JIS Z 2241的規(guī)定進行拉伸試驗，求出屈服強度YS、拉伸強度TS、延伸E1、屈服比YR。(3)應變時效硬化特性沿軋制方向從所得鋼帶(熱軋板)上取JIS 5號試驗片，施與其作為預變形(拉伸預應變)的5％的塑性變形，接著進行250℃×20分鐘的熱處理，之后進行拉伸試驗，求出熱處理后的拉伸特性(屈服應力YSHT、拉伸強度TSHT)，算出ΔYS＝YSHT-YS、ΔTS＝TSHT-TS。YSHT、TSHT為預變形-熱處理后的屈服應力、拉伸強度，YS、TS為鋼帶(熱軋板)的屈服應力、拉伸強度。(4)擴孔率用10mmφ的沖頭在取自所得鋼帶(熱軋板)的試驗片上沖出孔，之后用頂角為60°的圓錐沖頭，使毛邊在外側進行擴孔，直至發(fā)生貫穿板厚的裂紋，求出擴孔率λ。擴孔率λ由λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100求出。d0為初期孔徑，d為發(fā)生裂紋時的內(nèi)孔徑。
結果列在表3中。
表1

表2

表3

M馬氏體、 P珠光體、 B貝氏體本發(fā)明例都顯示出低屈服強度YS和高延伸E1、低屈服比YR、以及大的擴孔率λ，是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時顯示出大的ΔYS和極大的ΔTS、在應變時效硬化特性方面優(yōu)良的熱軋鋼板。與此相對，在本發(fā)明范圍以外的對照例中，鋼板是或者屈服強度YS高、或者延伸E1低、或者擴孔率λ小，ΔTS小，沖壓成形性、應變時效硬化特性低的熱軋鋼板。(實施例2)在轉爐中煉制表4所示組成的鋼水，用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。將這些鋼板坯加熱，在表5所示條件下進行熱軋，制成板厚2.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)，再實施壓縮率為1.0％的平整冷軋。
與實施例1一樣，確定所得熱軋鋼帶(熱軋板)的微觀組織、拉伸特性、應變時效硬化特性、擴孔率。
結果列在表6中。表4

表5

表6

M馬氏體、 P珠光體、 B貝氏體本發(fā)明例都顯示出低屈服強度YS和高延伸E1、低屈服比YR、以及大的擴孔率λ，是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時顯示出極大的ΔYS和極大的ΔTS、在應變時效硬化特性方面優(yōu)良的熱軋鋼板。與此相對，在本發(fā)明范圍以外的對照例中，鋼板是或者屈服強度YS高、或者延伸E1低、或者擴孔率λ小，ΔTS小，沖壓成形性、應變時效硬化特性低的熱軋鋼板。(實施例3)在轉爐中煉制表7所示組成的鋼水，用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。接著，將這些鋼板坯如表8所示加熱至1150℃，之后通過實施精軋終止溫度為900℃、卷取溫度為600℃熱軋的熱軋步驟，獲得板厚4.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)。另外，2-2號鋼板的精軋后段4臺以潤滑軋制進行。接下來，通過對這些熱軋鋼帶(熱軋板)進行酸洗、實施冷軋的冷軋步驟，制成板厚為1.2mm的冷軋鋼帶(冷軋板)。然后，在連續(xù)退火作業(yè)線上，對這些冷軋鋼帶(冷軋板)在表8所示的退火溫度下進行再結晶退火。對所得鋼帶(冷軋退火板)進一步實施壓縮率為0.8％的平整冷軋。
從所得鋼帶上取試驗片，與實施例1一樣確定其微觀組織、拉伸特性、應變時效硬化特性、擴孔性。并由延伸E1(延性)、屈服強度和擴孔率評估其沖壓成形性。
結果列在表9中。表7

表8

表9

F鐵素體M馬氏體P珠光體B貝氏體本發(fā)明例都具有低屈服強度YS、高延伸E1和低屈服比YR、而且顯示出大的擴孔率λ，是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時顯示出極大的ΔTS、在應變時效硬化特性方面優(yōu)良的鋼板。與此相對，在本發(fā)明范圍以外的對照例中，鋼板或者屈服強度YS高、或者延伸E1低、或者擴孔率λ小，ΔTS小，沖壓成形性、應變時效硬化特性低。(實施例4)在轉爐中煉制表10所示組成的鋼水，用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。接著，將這些鋼板坯加熱至1250℃，之后通過實施精軋終止溫度為900℃、卷取溫度為600℃熱軋的熱軋步驟，獲得板厚4.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)。接下來，通過對這些熱軋鋼帶(熱軋板)進行酸洗、實施冷軋的冷軋步驟，制成板厚為1.2mm的冷軋鋼帶(冷軋板)。然后，在連續(xù)退火作業(yè)線上，對這些冷軋鋼帶(冷軋板)在表11所示的退火溫度下進行再結晶退火。對所得鋼帶(冷軋退火板)進一步實施壓縮率為0.8％的平整冷軋。
從所得鋼帶上取試驗片，與實施例1一樣確定其微觀組織、拉伸特性、應變時效硬化特性、擴孔性。并由延伸E1(延性)、屈服強度和擴孔率評估其沖壓成形性。
結果列在表12中。表10

表11

表12

F鐵素體 M馬氏體 P珠光體 B貝氏體本發(fā)明例都具有低屈服強度YS和高延伸E1、低屈服比YR、而且顯示出大的擴孔率λ，是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時顯示出極大的ΔTS、在應變時效硬化特性方面優(yōu)良的鋼板。與此相對，在本發(fā)明范圍以外的對照例中，鋼板或者屈服強度YS高、或者延伸E1低、或者擴孔率λ小，ΔTS小，沖壓成形性、應變時效硬化特性低。(實施例5)在轉爐中煉制表13所示組成的鋼水，用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。通過對這些鋼板坯實施在表14所示條件的熱軋，制成熱軋鋼帶(熱軋板)。另外，3-3號鋼板的精軋后段4臺以潤滑軋制進行。對這些熱軋鋼帶(熱軋板)進行酸洗，之后在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(CGL)上實施在表14所示條件的退火，接著進行熱浸鍍鋅處理，在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。然后，在表14所示條件下進行熱浸鍍鋅層的合金化處理。另外，一部分鋼板保持熱浸鍍鋅處理的原樣。
對熱軋鋼帶(熱軋板)進一步進行酸洗，之后通過在表14所示條件下的冷軋步驟，制成冷軋鋼帶(冷軋板)。在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(GGL)上，將這些冷軋鋼帶(冷軋板)在表14所示條件下進行退火，接著進行熱浸鍍鋅處理，在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。然后，在表14所示條件下進行熱浸鍍鋅層的合金化處理。另外，一部分鋼板保持熱浸鍍鋅處理的原樣。
在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(GGL)上的退火之前，在連續(xù)退火作業(yè)線(CAL)上，對一部分鋼板實施表14所示條件的前加熱處理和之后的酸洗處理的前處理步驟。前處理步驟的酸洗在CGL入口側的酸洗槽內(nèi)進行。
鍍鋅浴溫范圍為460-480℃，所要浸漬的鋼板的溫度在鍍鋅浴溫或以上-(浴溫+10℃)或以下。合金化處理是再加熱至合金化處理溫度，在該溫度保持15-28秒。對所得電鍍鋼板進一步實施1.0％的平整冷軋。
與實施例1一樣，確定由上述步驟得到的熱浸鍍鋅鋼板(鋼帶)的微觀組織、拉伸特性、應變時效硬化特性、擴孔率。并由延伸E1(延性)、屈服強度和擴孔率評估其沖壓成形性。
結果列在表15中。表13

表14

表15

*)M馬氏體 P珠光體 B貝氏體本發(fā)明例都具有低屈服強度YS和高延伸E1、低屈服比YR、而且顯示出大的擴孔率λ，是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時顯示出大的ΔYS和極大的ΔTS、在應變時效硬化特性方面優(yōu)良的電鍍鋼板。與此相對，在本發(fā)明范圍以外的對照例中，鋼板是或者屈服強度YS高、或者延伸E1低、或者擴孔率λ小，ΔTS小，沖壓成形性、應變時效硬化特性低的電鍍鋼板。(實施例6)在轉爐中煉制表16所示組成的鋼水，用連續(xù)鑄造法制成鋼板坯。通過對這些鋼板坯實施在表17所示條件的熱軋，制成板厚為1.6mm、4.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)。對這些1.6mm厚的熱軋鋼帶(熱軋板)進行酸洗，之后在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(CGL)上實施在表17所示條件的退火，接著進行熱浸鍍鋅處理，在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。然后，在表17所示條件下進行熱浸鍍鋅層的合金化處理。另外，一部分鋼板保持熱浸鍍鋅處理的原樣。
對4.0mm厚的熱軋鋼帶(熱軋板)進一步進行酸洗，之后通過在表17所示條件下的冷軋步驟，制成冷軋鋼帶(冷軋板)。在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(GGL)上，將這些冷軋鋼帶(冷軋板)在表17所示條件下進行退火，接著進行熱浸鍍鋅處理，在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。然后，進行熱浸鍍鋅層的合金化處理。另外，一部分鋼板保持熱浸鍍鋅處理的原樣。
在連續(xù)熱浸鍍鋅作業(yè)線(GGL)上的退火之前，在連續(xù)退火作業(yè)線(CAL)上，對一部分鋼板實施表17所示條件的前加熱處理和之后的酸洗處理的前處理步驟。前處理步驟的酸洗在CGL入口側的酸洗槽內(nèi)進行。
鍍鋅浴溫范圍為460-480℃，所要浸漬的鋼板的溫度在電鍍浴溫或以上-(浴溫+10℃)或以下。合金化處理是再加熱至合金化處理溫度，在該溫度保持15-28秒。對所得電鍍鋼板進一步實施延伸率為1.0％的平整冷軋。
與實施例1一樣，測定由上述步驟得到的熱浸鍍鋅鋼板(鋼帶)的微觀組織、拉伸特性、應變時效硬化特性、擴孔率。并由延伸E1(延性)、屈服強度和擴孔率評估其沖壓成形性。
結果列在表18中。表16

表17

表18


*)M馬氏體 P珠光體 B貝氏體本發(fā)明例都具有低屈服強度YS和高延伸E1、低屈服比YR、而且顯示出大的擴孔率λ，是在包括外卷邊成形性在內(nèi)的沖壓成形性方面優(yōu)良、同時顯示出大的ΔYS和極大的ΔTS、在應變時效硬化特性方面優(yōu)良的電鍍鋼板。與此相對，在本發(fā)明范圍以外的對照例中，鋼板是或者屈服強度YS高、或者延伸E1低、或者擴孔率λ小，ΔTS小，沖壓成形性、應變時效硬化特性低的電鍍鋼板。
工業(yè)上的可利用性根據(jù)本發(fā)明，可以穩(wěn)定制造在維持優(yōu)良沖壓成形性的同時，拉伸強度通過沖壓成形后的熱處理顯著上升的熱軋鋼板、冷軋鋼板和電鍍鋼板，在工業(yè)上具有顯著效果。當將本發(fā)明的鋼板用于汽車零部件時，沖壓成形容易、而且完成后的零部件的性能強且穩(wěn)定、對汽車車身的輕量化具有非常大的效果。
權利要求
1.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的鋼板，其特征為所述鋼板的組織具有以鐵素體相作為主相，以及含面積率為2％或以上的馬氏體相的第二相的復合組織。
2.權利要求1的鋼板，其中所述鋼板為熱軋鋼板。
3.權利要求2的鋼板，其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量％計的下列組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、Cu0.5-3.0％，其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
4.權利要求3的鋼板，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
5.權利要求2的鋼板，其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量％計的下列組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下，并進一步含有合計為2.0％或以下的選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％中的一種或多種元素，其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
6.權利要求5的鋼板，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的合計為2.0％或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素。
7.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱軋鋼板的制造方法，其特征為當對具有以質(zhì)量％計的下述組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、Cu0.5-3.0％的鋼板坯進行熱軋，將其制成預定板厚的熱軋板時，所述熱軋是精軋終止溫度FDT為Ar3轉變點或以上的熱軋，精軋結束后，以5℃/秒或以上的冷卻速度將其冷卻至(Ar3轉變點)-(Ar1轉變點)的溫度范圍，在該溫度范圍進行1-20秒的空冷或緩冷，之后再一次以5℃/秒或以上的冷卻速度進行冷卻，在550℃或以下的溫度進行卷取。
8.權利要求7的熱軋鋼板制造方法，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
9.權利要求7的熱軋鋼板制造方法，其特征為將所述鋼板坯定為具有以質(zhì)量％計的下述組成的鋼板坯C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下，并進一步含有合計為2.0％或以下的選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％的一種或多種元素。
10.權利要求7-9中任一項的熱軋鋼板制造方法，其特征為所述精軋的部分或全部為潤滑軋制。
11.權利要求1的鋼板，其中所述鋼板為冷軋鋼板。
12.權利要求11的鋼板，其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量％計的下列組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、Cu0.5-3.0％，其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
13.權利要求12的鋼板，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
14.權利要求11的鋼板，其特征為所述鋼板具有以質(zhì)量％計的下列組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下，并進一步含有選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％的一種或多種元素，其余部分為鐵和不可避免的雜質(zhì)。
15.權利要求14的鋼板，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的合計為2.0％或以下的Nb、Ti、V中的一種或多種元素。
16.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性和ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的冷軋鋼板的制造方法，其特征為在將具有以質(zhì)量％計的下述組成C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、Cu0.5-3.0％，的鋼板坯作為坯料，依次進行對該坯料進行熱軋將其制成熱軋板的熱軋步驟、對該熱軋板進行冷軋將其制成冷軋板的冷軋步驟、對該冷軋板進行再結晶退火將其制成冷軋退火板的再結晶退火步驟的冷軋鋼板制造方法中，所述再結晶退火在Ac1轉變點-Ac3轉變點的溫度范圍內(nèi)的鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域內(nèi)進行。
17.權利要求16的冷軋鋼板制造方法，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
18.權利要求16的冷軋鋼板制造方法，其特征為將具有以質(zhì)量％計的下述組成的鋼板坯代替具有所述組成的鋼板坯C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下、并進一步含有選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％的一種或多種元素。
19.權利要求16-18中任一項的冷軋鋼板制造方法，其特征為所述熱軋為將所述坯料的加熱溫度定為900℃或以上，精軋終止溫度定為700℃或以上，卷取溫度定為800℃或以下的熱軋。
20.權利要求16-19中任一項的冷軋鋼板制造方法，其特征為所述熱軋的部分或全部為潤滑軋制。
21.一種熱浸鍍鋅鋼板，所述鋼板是在權利要求2-6中任一項的鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層而形成的。
22.一種熱浸鍍鋅鋼板，所述鋼板是在權利要求11-15中任一項的鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層而形成的。
23.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性和ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為在進行連續(xù)熱浸鍍鋅的作業(yè)線上，對具有以質(zhì)量％計的下述組成C0.15％或以下、 Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、 P0.1％或以下、S0.02％或以下、 Al0.1％或以下、N0.02％或以下、 Cu0.5-3.0％，的鋼板進行加熱到在Ac3轉變點-Ac1轉變點的溫度范圍內(nèi)的鐵素體+奧氏體的雙相區(qū)域的退火，之后進行熱浸鍍鋅處理，在上述鋼板的表面形成熱浸鍍鋅層。
24.權利要求23的熱浸鍍鋅鋼板制造方法，其特征為在所述組成中進一步含有以質(zhì)量％計的選自下述A組-C組的至少一組A組Ni2.0％或以下、B組Cr、Mo中的一種或兩種，合計為2.0％或以下、C組Nb、Ti、V中的一種或多種，合計為0.2％或以下。
25.權利要求23的熱浸鍍鋅鋼板制造方法，其特征為將具有以質(zhì)量％計的下述組成的鋼板代替具有所述組成的鋼板C0.15％或以下、Si2.0％或以下、Mn3.0％或以下、P0.1％或以下、S0.02％或以下、Al0.1％或以下、N0.02％或以下，并進一步含有合計為2.0％或以下的選自Mo0.05-2.0％、Cr0.05-2.0％、W0.05-2.0％的一種或多種元素。
26.權利要求23-25中任一項的熱浸鍍鋅鋼板制造方法，其特征為在所述退火之前，在連續(xù)退火作業(yè)線上進行前處理，所述前處理由在700℃或以上的溫度進行加熱的前加熱處理和隨后的酸洗處理構成。
27.權利要求23-26中任一項的熱浸鍍鋅鋼板制造方法，其特征為進行所述熱浸鍍鋅處理，在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層后，進行所述熱浸鍍鋅層的合金化處理。
28.權利要求23-27中任一項的具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板制造方法，其特征為所述鋼板是通過將具有所述組成的坯料的加熱溫度定為900℃或以上，精軋終止溫度定為700℃或以上，卷取溫度定為800℃或以下的熱軋制成的熱軋鋼板；或者所述鋼板是對所述熱軋鋼板進行冷軋后形成的冷軋鋼板。
29.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為對通過權利要求7-10中任一項的熱軋鋼板制造方法得到的熱軋鋼板進一步進行熱浸鍍鋅處理，在所述熱軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。
30.一種具有優(yōu)良的沖壓成形性、并且具有ΔTS為80MPa或以上的優(yōu)良應變時效硬化特性的熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征為對通過權利要求16-20中任一項的冷軋鋼板制造方法得到的冷軋鋼板進一步進行熱浸鍍鋅處理，在所述冷軋鋼板表面形成熱浸鍍鋅層。
31.權利要求29或30的熱浸鍍鋅鋼板制造方法，其特征為在所述熱浸鍍鋅處理之后，進行合金化處理。
全文摘要
具有含C:0.15%或以下、Si:2.0%或以下、Mn:3.0%或以下,并調(diào)整P、S、Al、N,在此基礎上還包含Cu:0.5－3.0%,或者Cr、Mo、W中的一種或多種合計為2.0%或以下的元素的組成、具有鐵素體和含面積率為2%或以上的馬氏體的復合組織的鋼板。鋼板為高張力熱軋鋼板、高張力冷軋鋼板、或熱浸鍍鋅鋼板。由此成為沖壓成形性優(yōu)良、并且ΔTS為80MPa或以上的應變時效硬化特性優(yōu)良的鋼板。
文檔編號C23C2/06GK1380909SQ01801490
公開日2002年11月20日 申請日期2001年3月30日 優(yōu)先權日2000年4月7日
發(fā)明者松岡才二, 清水哲雄, 坂田敬, 古君修 申請人:川崎制鐵株式會社