專利名稱：加工性優(yōu)良的鋼板及制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及例如用于汽車的面板、車輪部分、構件等的鋼板及其制造方法。
本發(fā)明的鋼板包括不進行表面處理的鋼板、和為了防銹而施行了熱浸鍍鋅、電鍍等表面處理的鋼板這兩者。所謂鍍覆除了包括鍍純鋅之外，還包括主成分為鋅的合金鍍、以及以Al或Al-Mg為主體的鍍覆。另外，作為液壓成形用鋼管用途是很合適的。
背景技術：
伴隨汽車的輕量化需要，希望鋼板高強度化。通過高強度化，由板厚減少所帶來的輕量化和沖撞時的安全性提高成為可能。另外，最近，對于復雜形狀的部位，由高強度鋼的鋼管使用液壓成形法進行成形加工的嘗試。這是伴隨汽車的輕量化和低成本化的需要而以減少部件數和削減焊接凸緣部位等為目標的。
這樣，如果實際采用液壓成形等新的成形加工方法，則可期待成本削減和設計的自由度擴大等大的優(yōu)點。為了充分地有效利用這樣的液壓成形的優(yōu)點，需要適于這些新的成形法的材料。
可是，要得到高強度、成形性特別是拉深性(深壓延性)優(yōu)良的鋼板，例如，如特開昭56-139654號公報中公開的那樣，在顯著減少了C量的超低碳鋼中添加Si、Mn、P等來強化是必須的。
為了降低C量，在煉鋼工序中必須進行真空脫氣，在煉鋼工序中大量地產生CO2，出于保護地球環(huán)境的觀點未必可以說是最合適的。
對此，還公開了C量比較多、且拉深性良好的鋼板。這些鋼板在特公昭57-47746號公報、特公平2-20695號公報、特公昭58-49623號公報、特公昭61-12983號公報、特公平1-37456號公報、特開昭59-13030號公報等中公開?？墒牵P于這些鋼板，C量實質上低達0.07％以下。再有，特公昭61-10012號公報公開了即使C量為0.14％也得到比較良好的r值的情況。可是，這樣多量地含有P，存在2次加工性劣化、焊接性和焊接后的疲勞強度產生問題的情況。本發(fā)明人在專利申請2000-403447號中申請了為解決這樣的問題的技術的發(fā)明。
另外，本發(fā)明人在專利申請2000-52574號中提出了控制織構的成形性優(yōu)良的鋼管的發(fā)明申請?？墒?，通過這樣的高溫加工而加工出的鋼管大多數場合多量地存在固溶C或固溶N，往往成為液壓成形時的裂紋的原因、或者誘發(fā)拉伸變形(stretcher strain)等表面缺陷。而且，將鋼板卷成管狀后，在高溫下施加加工熱處理也有下述問題點生產率不好，給地球環(huán)境施加負擔，成本提高。

發(fā)明內容
本發(fā)明的目的是，對于C量多的鋼，提供不花費高成本、不給地球環(huán)境帶來過度負擔并有良好的r值的成形性良好的高強度鋼板、和鋼管、以及其制造方法。
與此同時，本發(fā)明還提供成形性更進一步改進的鋼板、以及不花費高的成本地制造該鋼板的方法。
即發(fā)現，使供冷軋的熱軋鋼板的組織為貝氏體相或馬氏體相為主相的組織可提高冷軋退火后的拉深性。
本發(fā)明是對于C量多的鋼得到拉深性良好、且根據需要含有鐵素體以外的貝氏體、馬氏體、奧氏體等的高強度鋼板的發(fā)明。
本發(fā)明是不花費高成本、不給地球環(huán)境帶來過度負擔就提供在C量和Mn量比較多的鋼中拉深性良好的高強度鋼板的發(fā)明。
一般C量比較多的鋼，在熱軋板中存在粗大而硬質的碳化物。當將其冷軋時，在碳化物周邊引起復雜的變形，結果當退火時，從碳化物周邊，拉深性不理想的晶向進行核形成、長大。為此，C量多的鋼，可認為r值變?yōu)?.0以下。如果熱軋板主相是貝氏體相或者馬氏體相，則由于碳化物量少，或者即使存在也極其微細，因此可認為能夠降低碳化物的損害。
本發(fā)明人為解決上述的課題而進行銳意研究，得到下述的以往所沒有的知識見解均勻且微細地分散熱軋板中的碳化物，而且使熱軋組織均勻對提高C量或Mn量多的鋼的拉深性是有用的。
本發(fā)明是基于上述知識見解而完成的，其要旨見下面。
(1)一種加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，按質量％計，含有C0.08-0.25％、Si0.001-1.5％、Mn0.01-2.0％、P0.001-0.06％、S0.05％以下、N0.001-0.007％、Al0.008-0.2％，剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成，平均r值為1.2以上，軋制方向的r值(rL)為1.3以上，相對于軋制方向為45°的方向的r值(rD)為0.9以上，與軋制方向構成直角的方向的r值(rC)為1.2以上。
(2)根據(1)所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，鋼板1/2板厚的板面的{111}、{100}、和{110}的各X射線反射面隨機強度比分別為2.0以上、1.0以下、和0.2以上。
(3)根據(1)或者(2)所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，構成鋼板的晶粒的平均晶粒粒徑為15μm以上。
(4)根據(1)-(3)的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，構成鋼板的晶粒的縱橫比(aspect ratio)的平均值是1.0以上不到3.0。
(5)根據(1)-(4)的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，屈服比(＝0.2％彈性極限應力(yield strength)/最高拉伸強度)為0.65以下。
(6)根據(1)-(5)的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，Al/N為3-25。
(7)根據(1)-(6)的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有0.0001-0.01質量％的B。
(8)根據(1)-(7)的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.0001-0.5質量％的Zr和Mg的1種或2種。
(9)根據(1)-(8)的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.001-0.2質量％以下的Ti、Nb、V的1種或2種以上。
(10)根據(1)-(9)的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.001-2.5質量％的Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W以及Mo的1種或2種以上。
(11)根據(1)-(10)的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有0.0001-0.01質量％的Ca。
(12)一種制造成形性優(yōu)良的鋼板的方法，是制造(1)-(11)的任1項所記載的鋼板的方法，其特征在于，將具有(1)或者(6)-(11)的任1項所記載的化學成分的鋼在(Ar3相變點-50℃)以上完成熱軋，在700℃以下的溫度卷繞，施行壓下率為25％以上不到60％的冷軋，以平均加熱速度4-200℃/小時加熱，進行最高到達溫度為600-800℃的退火，以5-100℃/小時的速度冷卻。
(13)(1)-(12)的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼管，其特征在于，用拉伸試驗評價的時效指數(AI)為40MPa以下，且表面粗糙度為0.8以下。
(14)一種拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，按質量％計，含有C0.03-0.25％、Si0.001-3.0％、Mn0.01-3.0％、P0.001-0.06％、S0.05％以下、N0.0005-0.030％、Al0.005-0.3％，剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成，平均r值為1.2以上，用由鐵素體和析出物構成的組織構成。
(15)一種拉深性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，按質量％計，含有C0.03-0.25％、Si0.001-3.0％、Mn0.01-3.0％、P0.001-0.06％、S0.05％以下、N0.0005-0.030％、Al0.005-0.3％，剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成，平均r值為1.3以上，在鋼板的組織中含有合計為3-100％的貝氏體、馬氏體、奧氏體之中的1種或2種以上。
(16)根據(14)或者(15)所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，軋制方向的r值(rL)為1.1以上，相對于軋制方向為45°的方向的r值(rD)為0.9以上，與軋制方向構成直角的方向的r值(rC)為1.2以上。
(17)根據(14)-(16)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的高強度冷軋鋼板，其特征在于，以滿足Mn+11×C＞1.5的范圍含有Mn和C。
(18)根據(14)-(17)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，鋼板1/2板厚的板面的{111}、{100}的各X射線反射面強度比分別為3.0以上、3.0以下。
(19)根據(14)-(18)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，構成鋼板的鐵素體晶粒的平均晶粒粒徑為15μm以上。
(20)根據(14)-(19)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，構成鋼板的鐵素體晶粒的縱橫比的平均值是1.0以上不到5.0。
(21)根據(14)-(20)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，用0.2％彈性極限應力/最高拉伸強度表示的屈服比不到0.7。
(22)根據(14)-(20)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，Al/N為3-25。
(23)根據(14)-(22)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有0.0001-0.01質量％的B。
(24)根據(14)-(23)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.0001-0.5質量％的Zr和Mg的1種或2種。
(25)根據(14)-(24)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.001-0.2質量％的Ti、Nb、V的1種或2種以上。
(26)根據(14)-(25)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.001-2.5質量％的Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W以及Mo的1種或2種以上。
(27)根據(14)-(26)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有0.0001-0.01質量％的Ca。
(28)一種制造拉深性優(yōu)良的高強度冷軋鋼板的方法，是制造(14)-(18)、(22)-(27)的任1項所記載的鋼板的方法，其特征在于，對具有(14)、(15)、(17)、(23)-(27)的任1項所記載的化學成分、且至少在板厚的1/4-3/4處具有貝氏體相和馬氏體相之中的1種或者2種的體積率為70-100％的組織的熱軋鋼板施行壓下率25-95％的冷軋，在再結晶溫度以上1000℃以下退火。
(29)一種制造拉深性優(yōu)良的高強度鋼板的方法，是制造(14)-(27)的任1項所記載的鋼板的方法，其特征在于，將具有(14)、(15)、(22)-(27)的任1項所記載的化學成分的鋼在(Ar3相變點-50℃)以上完成熱軋，在室溫-700℃卷繞，施行壓下率為30％以上不到95％的冷軋，以平均加熱速度4-200℃/小時加熱，進行最高到達溫度為600-800℃的退火，再加熱到Ac1相變點以上1050℃以下的溫度。
(30)一種制造拉深性優(yōu)良的高強度鋼板的方法，是制造(14)-(27)的任1項所記載的鋼板的方法，其特征在于，對具有(14)、(15)、(17)、(22)-(27)的任1項所記載的化學成分、且至少在板厚的1/4-3/4處具有貝氏體相和馬氏體相之中的1種或者2種的體積率為70-100％的組織的熱軋鋼板施行壓下率30％以上不到95％的冷軋，以平均加熱速度4-200℃/小時加熱，進行最高到達溫度為600-800℃的退火，再加熱到Ac1相變點以上1050℃以下的溫度。
(31)一種制造拉深性優(yōu)良的鋼板的方法，是制造(14)、(16)-(27)的任1項所記載的鋼板的方法，其特征在于，將具有(14)、(17)、(22)-(27)的任1項所記載的化學成分的鋼在Ar3相變點以上完成熱軋，從熱精軋溫度以平均冷卻速度30℃/秒以上冷卻到550℃，在550℃以下的溫度卷繞，施行壓下率為35％以上不到85％的冷軋，以平均加熱速度4-200℃/小時加熱，進行最高到達溫度為600-800℃的退火，以5-100℃/小時的速度冷卻。
(32)根據(14)-(27)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，在表面具有鍍層。
(33)根據(28)-(31)的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鍍覆鋼板的制造方法，是制造(32)所記載的鋼板的方法，在退火、冷卻后的鋼板表面施行熱浸鍍或者電鍍。
具體實施例方式
實施方案1說明本發(fā)明的第1鋼板或鋼管的鋼成分組成。
C由于C對高強度化有效，并且為了降低C量而成本提高，因此規(guī)定添加0.08質量％以上。另一方面，為了得到良好的r值，過度的添加并不是理想的，因此將上限定為0.25質量％。如果C量不到0.08質量％，則r值提高是不用說的，但由于降低C不是本發(fā)明的目的，因此特意除外。希望的范圍是超過0.10-0.18質量％。
Si廉價地提高機械強度是可能的，根據所要求的強度級別添加為好，但過剩的添加不僅招致鍍覆的浸潤性和加工性劣化，而且導致r值劣化，因此將上限定為1.5質量％。將下限定為0.001質量％是因為不到該下限值在煉鋼技術上是困難的。更優(yōu)選的上限是0.5質量％以下。
Mn由于對高強度化有效，所以根據需要添加為好，但由于過度的添加使r值劣化，因此以2.0質量％為上限。不到0.01質量％時，煉鋼成本上升，并且誘發(fā)起因于S的熱軋裂紋，因此將其定為下限。優(yōu)選為0.04-0.8質量％。另外，在希望更提高r值的場合，Mn量低為好，因此優(yōu)選為0.04-0.12質量％的范圍。
P由于是對高強度化有效的元素，因此添加0.001質量％以上。當添加超過0.06質量％時，焊接性和焊接區(qū)的疲勞強度、進而耐2次加工脆性劣化，因此將其定為上限。優(yōu)選為不到0.04質量％。
S是雜質，越低越好，為了防止熱裂紋，定為0.05質量％以下。優(yōu)選為0.015質量％以下。另外，在與Mn量的關系上，優(yōu)選為Mn/S＞10。
N為了得到良好的r值，必須添加0.001質量％以上。當過多時，使時效性劣化，或者需要添加多量的Al，因此將上限定為0.007質量％。更優(yōu)選的范圍是0.002-0.005質量％。
Al由于是為得到良好的r值而必需，因此添加0.008質量％以上。但當過度地添加時，其效果不僅降低，而且誘發(fā)表面缺陷，因此將上限定為0.2質量％。優(yōu)選為0.015-0.07質量％。
由本發(fā)明得到的鋼管的管軸方向的r值(rL)為1.3以上。r值的測定是進行使用了JIS 12號弧狀試驗片的拉伸試驗，由拉伸15％后的標點間距離的變化和板寬變化按照r值的定義算出。再者，均勻延伸率不滿15％的場合，用10％評價也可以。
弧狀試驗片一般與板狀試驗片的r值不一樣，并且根據原先的鋼管的管徑而變化，再有，測定弧的變化困難，因此安裝應變儀評價為好。當rL為1.4以上時，對于液壓成形而言更理想。鋼管的r值由其形狀通常只能夠測定rL，但如果通過沖壓等將鋼管制成平面上的板，評價其他方向的r值，則如下述。
平均r值為1.2以上，相對于軋制方向為45°的方向的r值(rD)為0.9以上，與軋制方向構成直角的方向的r值(rC)為1.2以上。更優(yōu)選分別為1.3以上、1.0以上、1.3以上。平均r值用(rL+2×rD+rC)/4給出。此場合的r值的測定是進行使用了JIS 3號B或者JIS 5號B試驗片的拉伸試驗，由拉伸15％后的標點間距離的變化和板寬變化按照r值的定義算出即可。再者，均勻延伸率不滿15％的場合，用10％評價也可以。再者，r值的各向異性是rL≥rC＞rD。
構成鋼管的晶粒的平均晶粒粒徑為15μm以上。這以下的晶粒粒徑得不到良好的r值。另外，平均晶粒粒徑為60μm以上時，在成形時往往有表面粗糙等的問題，因此希望為不到60μm。晶粒粒徑，針對與板面垂直、與軋制方向平行的切斷面(L斷面)的板厚3/8-5/8的范圍內采用點算法等測定即可。再者，為了降低測定誤差，必須對晶粒存在100個以上的面積進行測定。腐蝕優(yōu)選硝酸乙醇溶液。所謂晶粒是鐵素體晶粒，所謂平均晶粒粒徑為上述那樣測定的晶粒粒徑的全部數據的算術平均值(單純平均)。
本發(fā)明的鋼管采用使用了JIS 12號弧狀試驗片的拉伸試驗評價的時效指數(AI)為40MPa以下。當多量地存在固溶C時，有時成形性劣化，或在成形時發(fā)生拉伸變形等。更優(yōu)選為25MPa以下。
AI如下地測定。首先，在管軸方向給予10％的拉伸變形。將拉伸變形10％時的流動應力記為σ1。然后，在100℃施加1小時的熱處理，將再度進行拉伸試驗時的下屈服應力記為σ2時，由AI＝σ2-σ1給出。
可知AI與固溶C、N量存在正的相關關系。通過高溫縮徑加工制造的鋼管，只要不進行在低溫(200-450℃)的后熱處理，AI超過40MPa，與本發(fā)明不同。本發(fā)明的鋼管，100℃、1小時人工時效后的拉伸試驗的屈服點延伸率優(yōu)選為1.5％以下。
本發(fā)明的鋼管表面粗糙度小。即，在JIS B 0601中規(guī)定的Ra為0.8以下。與通過上述的高溫縮徑加工制造的鋼管超過0.8是對照性的。更優(yōu)選為0.6以下。
由本發(fā)明得到的鋼管，至少在板厚中心的板面的X射線反射面隨機強度比，就{111}面、{100}面、和{110}面而言分別為2.0以上、1.0以下、和0.2以上。X射線測定，如果是鋼管本身則不能測定，因此如下地進行。
首先，適當地切斷鋼管，通過沖壓等制成板狀。將它采用機械研磨等減厚到測定板厚，最終以1平均晶粒粒徑以上為目標，采用化學研磨加工使得減厚20-100μm左右。所謂隨機強度比是以隨機樣品的X射線強度為基準時的相對的強度。
所謂板厚中心是指板厚的3/8-5/8的范圍，測定在該范圍的任意面進行即可。{111}面越多r值越提高是常識，比這再高沒有了，但本發(fā)明在特征在于，不僅{111}面，{110}面的隨機強度比也比通常高。
{110}一般是使拉深性劣化的面位向，因此是不受歡迎的，但本發(fā)明的場合，適度留有{110}對提高rL和rC是理想的。本發(fā)明中得到的{110}面由{110}<110>、{110}<331>、{110}<001>、{110}<113>、等組成。
{111}<112>或者{554}<225>的任一個、或者兩者的X射線隨機強度比為1.5以上。這些位向是提高液壓成形性的位向，且在先前敘述的高溫縮徑中一般是難得的位向。
再者，所謂{hkl}<uvw>，表示板面的法線方向的晶向是<hkl>，管軸方向的位向是<uvw>。用上述的{hkl}<uvw>表示的晶向的存在，可利用由級數展開法計算的3維織構的Φ2＝45°斷面上的(110)[1-10]、(110)[3-30]、(110)
、(110)[1-13]、(111)[1-21]、(554)[-2-25]的強度確認。Φ2＝45°斷面上的(111)[1-10]、(111)[1-21]、和(554)[-2-25]的強度，希望分別為3.0以上、2.0以上、和2.0以上。
構成鋼管的晶粒的平均晶粒粒徑為15μm以上。這以下的晶粒粒徑得不到良好的r值。另外，平均晶粒粒徑為60μm以上時，在成形時往往有表面粗糙等的問題，因此希望為不到60μm。
晶粒粒徑，針對與板面垂直、與軋制方向平行的切斷面(L斷面)的板厚3/8-5/8的范圍內采用點算法等測定即可。再者，為了降低測定誤差，必須對晶粒存在100個以上的面積進行測定。腐蝕優(yōu)選硝酸乙醇溶液。所謂晶粒是鐵素體晶粒，所謂平均晶粒粒徑為上述那樣測定的晶粒粒徑的全部數據的算術平均值(單純平均)。
再有，構成鋼管的晶粒的縱橫比的平均值是1.0以上3.0以下。在此范圍外時，得不到良好的r值。所謂縱橫比與采用JIS G 0552的方法測定的展伸度相同。即，本發(fā)明的場合，用與與板面垂直、與軋制方向平行的切斷面(L斷面)的板厚3/8-5/8的范圍內的軋制方向垂直的一定長的線切斷的晶粒的數目除與軋制方向平行的與上述相同長度的線切斷的晶粒的數目，由所得的值給出。所謂縱橫比的平均值定義為如上述那樣測定的縱橫比的全部數據的算術平均值(單純平均)。
本發(fā)明的鋼管的組織并不特別規(guī)定，但從確保良好的加工性的觀點考慮，采用90％以上的鐵素體和10％以下的滲碳體和珠光體的1種或2種構成為好。更優(yōu)選分別為95％以上、5％以下。這些以Fe和C為主成分的碳化物之中，按體積率計，30％以上存在于鐵素體晶粒內也是本發(fā)明的特征。
即，存在于鐵素體晶粒粒界的碳化物相對于全部碳化物的體積的比例，最高不滿30％。當碳化物多量地存在于晶粒粒界時，局部延性劣化，因此對液壓成形用不理想。50％以上存在于鐵素體晶粒內是更優(yōu)選的。
本發(fā)明的鋼管用鋼板的由拉伸試驗評價的屈服比(0.2％彈性極限應力/最高拉伸強度)通常為0.65以下，但如果提高表皮光軋率、降低退火溫度，則有時達到該值以上。從形狀的固定性的觀點考慮，優(yōu)選為0.65以下。
Al/N優(yōu)選為3-25的范圍。在此范圍外時，得到良好的r值變得困難。優(yōu)選為5-15的范圍。
B由于提高r值，對改善耐2次加工脆性有效，因此根據需要添加。不到0.0001質量％時，其效果很微小，而即使添加超過0.01質量％，也得不到特別的效果。0.0002-0.0030質量％是優(yōu)選的范圍。
Zr和Mg作為脫氧元素有效。另一方面，過剩的添加招致氧化物、硫化物或氮化物多量晶出或析出，純凈度劣化，降低延性，損害鍍覆性。因此，根據需要將它們的1種或2種合計定為0.0001-0.50質量％。
Ti、Nb、V也根據需要添加。它們通過形成碳化物、氮化物或者碳氮化物而能夠使鋼材高強度化，提高加工性，因此添加合計量為0.001質量％以上的這些元素的1種或2種以上。在其合計量超過0.2質量％時，在母相鐵素體晶粒內或者晶粒粒界以多量的碳化物、氮化物或者碳氮化物的形式析出，降低延性，因此添加范圍定為0.001-0.2質量％。更優(yōu)選為0.01-0.06質量％。
Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W、Mo是強化元素，根據需要添加合計量為0.001質量％以上的這些元素的1種或2種以上。過剩的添加招致成本提高和延性降低，因此定為2.5質量％以下。
Ca除了控制夾雜物之外，還是對脫氧有效的元素，適量的添加提高熱加工性，但過剩的添加反倒助長熱脆化，因此根據需要在0.0001-0.01質量％的范圍添加。
另外，作為不可避免的雜質，即使分別在0.02質量％以下的范圍含有O、Zn、Pb、As、Sb等也并不喪失本發(fā)明的效果。
再有，在制造時，與采用高爐、轉爐、電爐等進行的熔煉接續(xù)，進行各種的2次冶煉，進行鑄錠鑄造或連鑄，在連鑄時，組合不冷卻到室溫附近就熱軋的CC-DR等制造方法也可以。再加熱鑄造鑄錠或連鑄板坯，進行熱軋是不用說的。熱軋的加熱溫度并不特別限定，但為了使AlN為固溶狀態(tài)，優(yōu)選為1100℃以上。
熱軋的精軋溫度在(Ar3-50)℃以上進行。優(yōu)選為(Ar3+30)℃以上、更優(yōu)選為(Ar3+70)℃以上。在本發(fā)明中，熱軋板的織構盡可能無序，且盡可能使熱軋板的晶粒粒徑長大在提高最終制品的r值上是理想的。
熱軋后的冷卻速度并不特別指定，使直至卷繞溫度的平均冷卻速度為不到30℃/秒為好。
卷繞溫度定為700℃以下。因為通過抑制AlN粗化，確保良好的r值。優(yōu)選為620℃以下。對熱軋的1道次以上施行潤滑也可以。另外，互相接合粗軋棒材，連續(xù)地進行精軋熱軋也可以。粗軋棒材卷繞一次，再度反卷后供精軋熱軋也可以。卷繞溫度的下限不特別確定就能夠得到本發(fā)明的效果，但從降低固溶C的觀點考慮，優(yōu)選為350℃以上。
熱軋后希望酸洗。
熱軋后的冷軋在本發(fā)明中是重要的。即，使它為25％-不到60％。在現有技術中，基本上是利用冷軋壓下率為60％以上的強壓下冷軋來謀求r值提高，但對于本發(fā)明的鋼板，新發(fā)現索性降低冷軋率是關鍵。當冷軋率不到25％或者超過60％時，r值變低，因此限定在25％-不到60％。30-55％是更優(yōu)選的范圍。
退火基本是裝箱退火，但如果滿足下述要件，則不限于這個。為了得到良好的r值，有必要使加熱速度為4-200℃/小時。進一步優(yōu)選為10-40℃/小時。從確保r值的觀點考慮最高到達溫度希望為600-800℃，不到600℃時，再結晶未完成，加工性劣化。
另一方面，在超過800℃時，由于進入到α+γ區(qū)的γ分率高的一側，因此有時加工性劣化。再者，從提高r值的觀點考慮，在(最高到達溫度-20)℃以上的保持時間優(yōu)選為2小時以上。冷卻速度從充分降低固溶C的觀點考慮來決定。即定為5-100℃/小時的范圍。
退火后的表皮光軋，從形狀強制和強度調整、以及確保常溫非時效性的觀點考慮，根據需要進行。0.5-5.0％是優(yōu)選的壓下率。
將這樣制造的鋼板按軋制方向為管軸方向的方式焊接。軋制方向以外，例如即使與軋制方向成直角的方向為管軸，作為液壓成形用也不變?yōu)樘貏e差的，但生產率劣化。
在鋼管制造時，通常使用縫焊，但也可使用TIG、MIG、激光焊、UO和鍛焊等焊接·造管手法等。在這些焊接鋼管制造中，對于焊接熱影響區(qū)，相應于需要的特性，單獨或者復合地施行局部的固溶熱處理，根據場合不同，重復多次地施行也可以，進一步提高本發(fā)明效果。該熱處理的目的是只附加于焊接區(qū)和焊接熱影響區(qū)，在制造時，可在線或者離線地施行。再者，出于提高加工性的目的，對鋼管整體施行同樣的熱處理也可以。
實施方案2說明本發(fā)明的第2鋼板或鋼管的鋼成分組成。
C由于C對高強度化有效，并且為了降低C量而成本提高。再有，通過提高C量，將熱軋組織制成以貝氏體或馬氏體為主相的組織也變得容易，因此積極地添加。規(guī)定添加0.03質量％以上，但為了得到良好的r值和焊接性，過度的添加并不是理想的，因此將上限定為0.25質量％。0.05-0.17質量％是希望的范圍。更優(yōu)選為0.08-0.16質量％。
Si廉價地提高機械強度是可能的，根據所要求的強度級別添加。另外，Si降低存在于熱軋板中的碳化物量，通過使其大小微細也有提高r值的效果。另一方面，過剩的添加不僅招致鍍覆的浸潤性和加工性劣化，而且r值劣化，因此將上限定為3.0質量％。將下限定為0.001質量％是因為不到該下限值在煉鋼技術上是困難的。從提高r值的觀點考慮，0.4-2.3質量％是優(yōu)選的范圍。
Mn是不僅對高強度化有效，而且對使熱軋組織為以貝氏體或馬氏體為主相的組織也有效的元素。另一方面，由于過度的添加使r值劣化，因此以3.0質量％為上限。不到0.01質量％時，煉鋼成本上升，并且誘發(fā)起因于S的熱軋裂紋，因此將其定為下限。為了得到良好的拉深性，2.4質量％是優(yōu)選的上限。再者，為了適當地控制熱軋組織，希望滿足Mn％+11C％＞1.5。
P由于是對高強度化有效的元素，因此添加0.001質量％以上。當添加超過0.06質量％時，焊接性和焊接區(qū)的疲勞強度、進而耐2次加工脆性劣化，因此將其定為上限。優(yōu)選為不到0.04質量％。
S是雜質，越低越好，為了防止熱裂紋，定為0.05質量％以下。優(yōu)選為0.015質量％以下。另外，在與Mn量的關系上，優(yōu)選為Mn/S＞10。
N在本發(fā)明中重要。在冷軋后的緩慢加熱時，通過形成與Al的集聚簇或析出物，使織構發(fā)達，拉深性提高。為了得到良好的r值，必須添加0.001質量％以上。當過多時，使時效性劣化，或者需要添加多量的Al，因此將上限定為0.03質量％。0.002-0.007質量％是更優(yōu)選的范圍。
Al在本發(fā)明中重要。在冷軋后的緩慢加熱時，通過形成與N的集聚簇或析出物，使織構發(fā)達，拉深性提高。另外，作為脫氧元素也是有用的，因此添加0.005質量％以上。但是，當過度地添加時，成本提高，并誘發(fā)表面缺陷，r值也降低。因此，將上限定為0.3質量％。優(yōu)選為0.01-0.10質量％。
本發(fā)明的鋼板的組織如下。即，含有合計至少為3％的貝氏體、奧氏體、馬氏體之中的1種或2種以上。更優(yōu)選為5％以上。剩余部分希望由鐵素體構成。原因是貝氏體、奧氏體、馬氏體對提高鋼的機械強度有效。另外，如眾所周知的那樣，貝氏體提高去毛刺加工性和開孔性，奧氏體提高n值和延伸率，馬氏體具有降低YR(屈服強度/拉伸強度)的效果，因此根據對制品板的要求特性適宜變化上述各相的體積率為好。但是，當其體積率不到3％時，不怎么能期待明確的效果。例如，為了提高去毛刺特性，優(yōu)選由90-100％的貝氏體和0-10％的鐵素體組成的組織，又，為了提高延伸率，優(yōu)選由3-30％的殘余奧氏體和70-97％的鐵素體組成的組織。再者，所謂這里的貝氏體，除了包括上貝氏體和下貝氏體外，還包括針狀鐵素體和貝氏體鐵素體(bainitic ferrite)。
另外，為了得到良好的延性和去毛刺特性，使馬氏體含有率為30％以下為好，使珠光體含有率為15％以下為好。
這些組織的體積分率定義為，在與鋼板的板寬方向垂直的斷面，利用光學顯微鏡以200-500倍對板厚的1/4-3/4的任意場所觀察5-20個視場，采用點算法求出的值。代替光學顯微鏡，使用EBSP法也有用。
由本發(fā)明得到的鋼板的平均r值為1.3以上。另外，軋制方向的r值(rL)為1.1以上，相對于軋制方向為45°的方向的r值(rD)為0.9以上，與軋制方向構成直角的方向的r值(rC)為1.2以上。更優(yōu)選平均r值為1.4以上，rL、rD、rC分別為1.2以上、1.0以上、1.3以上。平均r值用(rL+2×rD+rC)/4給出。r值的測定是進行使用了JIS 13號B或者JIS 5號B試驗片的拉伸試驗，由拉伸10％或者15％后的標點間距離的變化和板寬變化按照r值的定義算出即可。在均勻延伸率不滿10％的場合，用3％以上給予均勻延伸率以下的拉伸變形來評價為好。
由本發(fā)明得到的鋼板，至少在板厚中心的板面的X射線反射面隨機強度比，就{111}面、{100}面而言分別為4.0以上、3.0以下。更優(yōu)選分別為6.0以上、1.5以下。所謂隨機強度比是以隨機樣品的X射線強度為基準時的相對的強度。所謂板厚中心是指板厚的3/8-5/8的范圍，測定在該范圍的任意面進行即可。由級數展開法計算的3維織構的Φ2＝45°斷面上的(111)[1-10]、(111)[1-21]、(554)[-2-25]的強度希望分別為3.0以上、4.0以上、4.0以上。再者，在本發(fā)明中，有時{110}面的X射線隨機強度比為0.1以上，上述Φ2＝45°斷面上的(110)[1-10]和(110)
的強度超過1.0，此時rL、rC提高。
Al/N優(yōu)選為3-25的范圍。在此范圍外時，得到良好的r值變得困難。優(yōu)選為5-15的范圍。
B由于提高r值，對改善耐2次加工脆性有效，因此根據需要添加。不到0.0001質量％時，其效果很微小，而即使添加超過0.01質量％，也得不到特別的效果。0.0002-0.0030質量％是優(yōu)選的范圍。
Mg作為脫氧元素有效。另一方面，過剩的添加招致氧化物、硫化物或氮化物多量晶出或析出，純凈度劣化，降低延性和r值，損害鍍覆性。因此，按質量％計定為0.0001-0.50％。
Ti、Nb、V、Zr也根據需要添加。它們通過形成碳化物、氮化物或者碳氮化物而能夠使鋼材高強度化，提高加工性，因此添加合計量為0.001質量％以上的1種或2種以上。在其合計量超過0.2質量％時，在母相鐵素體晶粒內或者晶粒粒界以多量的碳化物、氮化物或者碳氮化物的形式析出，降低延性。另外，多量的添加在熱軋板階段使固溶N枯竭，因此在冷軋后的緩慢加熱中固溶Al和固溶N不能反應，r值劣化。因此，使其范圍定為0.001-0.2質量％。更優(yōu)選為0.001-0.08質量％乃至0.001-0.004質量％。
Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W、Mo是強化元素，根據需要添加合計量為0.001質量％以上的這些元素的1種或2種以上。過剩的添加招致成本提高和延性降低，因此定為2.5質量％以下。
Ca除了控制夾雜物之外，還是對脫氧有效的元素，適量的添加提高熱加工性，但過剩的添加反倒助長熱脆化，因此根據需要按質量％計定為0.0001-0.01％。
另外，作為不可避免的雜質，即使分別在0.02質量％以下的范圍含有O、Zn、Pb、As、Sb等也并不喪失本發(fā)明的效果。
再有，在制造時，與采用高爐、電爐等進行的熔煉接續(xù)，進行各種的2次冶煉，進行鑄錠鑄造或連鑄，在連鑄時，組合不冷卻到室溫附近就熱軋的CC-DR等制造方法來制造也可以。再加熱鑄造鑄錠或鑄造板坯，進行熱軋是不用說的。熱軋的加熱溫度并不特別限定，但為了使AlN為固溶狀態(tài)，優(yōu)選為1100℃以上。熱軋的精軋溫度在(Ar3-50)℃以上進行。優(yōu)選為Ar3點以上。從Ar3相變點到(Ar3-100)℃的溫度區(qū)，熱軋后的冷卻速度并不特別指定，但為了防止AlN析出，使直至卷繞溫度的平均冷卻速度為10℃/秒以上為好。卷繞溫度定為室溫以上700℃以下。因為通過抑制AlN粗化，確保良好的r值。優(yōu)選為620℃以下，更優(yōu)選為580℃以下。對熱軋的1道次以上施行潤滑也可以。另外，互相接合粗軋棒材，連續(xù)地進行精軋熱軋也可以。粗軋棒材卷繞一次，再度反卷后供精軋熱軋也可以。熱軋后希望酸洗。
熱軋后的冷軋壓下率定為25-95％。當冷軋壓下率不到25％或者超過95％時，r值變低，因此限定于此范圍。優(yōu)選為40-80％。
冷軋后，進行得到良好的r值的退火和創(chuàng)造組織的熱處理。如果前半的退火和后半的熱處理可能，則在連續(xù)線上進行也可以，離線分開進行也可以。上述退火后，施行10％以下的冷軋也可以。首先，退火基本是裝箱退火，但如果滿足下述要件，則不限于這個。為了得到良好的r值，有必要使平均加熱速度為4-200℃/小時。進一步優(yōu)選為10-40℃/小時。從確保r值的觀點考慮最高到達溫度希望為600-800℃，不到600℃時，再結晶未完成，加工性劣化。另一方面，在超過800℃時，由于進入到α+γ區(qū)的γ分率高的一側，因此有時拉深性劣化。再者，在最高到達溫度的保持時間不特別指定，但從提高r值的觀點考慮，在(最高到達溫度-20)℃以上的保持時間優(yōu)選為1小時以上。冷卻速度不特別限定，但在裝箱退火中，在爐內冷卻時，定為5-100℃/小時的范圍。此時的冷卻終點溫度定為100℃以下從卷材搬運的操作性的觀點考慮是優(yōu)選的。接著進行得到貝氏體、馬氏體、奧氏體各相的熱處理。任何場合都必須在Ac1相變點以上加熱、即在α+γ二相區(qū)以上加熱。如果加熱不到Ac1點，則得不到這些相。優(yōu)選(Ac1+30)℃為下限。另一方面，即使定為1050℃以上，不僅沒有格外的效果，而且誘發(fā)熱變形(heatbuckle)等板材穿過軋機時的毛病，因此將其定為上限。950℃是更優(yōu)選的上限。
通過控制供冷軋的熱軋板的組織，能夠得到更良好的拉深性。熱軋板的組織至少在板厚的1/4-3/4的范圍貝氏體相和馬氏體相的1種或2種的體積率合計為70％以上為好。上述體積率優(yōu)選為80％以上，更優(yōu)選為90％以上。另外，不用說，在板厚的全部范圍具有這樣的組織為好。使熱軋組織為貝氏體或馬氏體的情況使冷軋退火后的拉深性提高的理由未必可知，但如已經敘述的，可推測是由于使熱軋板中的碳化物微細，以及使晶粒粒徑微細所帶來的效果。再者，所謂在這里的貝氏體除了包括上貝氏體和下貝氏體外，還包括針狀鐵素體和貝氏體鐵素體。從將碳化物微細化的觀點考慮，不用說，相比于上貝氏體，優(yōu)選下貝氏體。如果將熱軋板組織控制成上述的組織，則不需要采用加熱速度4-200℃/小時的退火，即使快速加熱退火也能夠得到高的r值。
那時的退火溫度定為再結晶溫度以上1000℃以下。所謂再結晶溫度表示再結晶開始的溫度。當退火溫度不到再結晶溫度時，未發(fā)展出良好的織構，不能確保鋼板1/2板厚的板面的{111}、{100}的各X射線反射面隨機強度比分別為3.0以上、3.0以下，r值也容易劣化。另外，在連續(xù)退火或連續(xù)熱浸鍍鋅工序中退火的場合，當將退火溫度定為1000℃以上時，誘發(fā)熱變形等，成為板斷裂等的原因，因此將之定為上限。在退火后要得到貝氏體、奧氏體、馬氏體、珠光體等第2相的場合，有必要加熱使退火溫度對應于α+γ二相區(qū)或γ單相區(qū)，并選擇適于得到各個相的冷卻速度和過時效條件；在施行熱浸鍍鋅的場合，需要選擇鍍浴溫度和接續(xù)的合金化溫度，這是不用說的。再者，在本發(fā)明中，使用裝箱退火當然是可以的。此場合，為了得到良好的r值，將加熱速度優(yōu)選為4-200℃/小時。更優(yōu)選為10-40℃/小時。得到的平均r值為1.3以上的另一面，是難以得到貝氏體、奧氏體、馬氏體，這已經敘述過。
在本發(fā)明中，對施行了上述退火的鋼板鍍覆也可以。所謂鍍覆，除了包括鍍純鋅之外，還包括主成分為鋅的合金鍍、以及以Al或Al-Mg為主體的鍍覆。鍍鋅是在連續(xù)熱浸鍍鋅線上連續(xù)地進行退火和鍍覆為好。浸漬于熱浸鍍鋅浴后，加熱，進行促進鍍鋅層與基體金屬的合金化的處理也可以。另外，除了熱浸鍍鋅之外，進行以鋅為主體的各種電鍍也可以，這是不用說的。
從形狀強制和強度調整、以及確保常溫非時效性的觀點考慮，根據需要進行退火后或鍍鋅后的表皮光軋。0.5-5.0％是優(yōu)選的壓下率。再者，由本發(fā)明得到的鋼板的拉伸強度為340MPa以上。
將這樣得到的鋼板用縫焊等適當的接合方法制成鋼管，據此例如能夠得到液壓成形性優(yōu)良的鋼管。
實施方案3說明本發(fā)明的第3鋼板的鋼成分組成。
C由于對高強度化有效，并且為了降低C量而成本提高，因此規(guī)定添加0.04質量％以上，但為了得到良好的r值，過度的添加并不是理想的，將上限定為0.25質量％。超過0.08-0.18質量％是希望的范圍。
Si廉價地提高機械強度是可能的，根據所要求的強度級別添加。另外，Si對熱軋板中的碳化物的微細化和組織的均勻化有用，結果具有提高拉深性的效果，因此添加0.2質量％以上為好。另一方面，過剩的添加招致鍍覆的浸潤性、加工性以及焊接性劣化，因此將上限定為2.5質量％。將下限定為0.001質量％是因為不到該值在煉鋼技術上是困難的。2.0質量％以下是優(yōu)選的上限。
MnMn是被知曉作為通常使r值降低的元素。其降低量，越是C量多的鋼越顯著。在本發(fā)明中，立足于抑制這樣的Mn所導致的r值劣化，得到良好的r值這一技術課題，將Mn的下限定為0.8質量％。另外，0.8質量％以上容易得到強化效果。以3.0質量％為上限是因為，大于該值的添加給延伸率和r值帶來壞影響。
P由于是對高強度化有效的元素，因此添加0.001質量％以上。當添加超過0.06質量％時，焊接性和焊接區(qū)(焊接部)的疲勞強度、進而耐2次加工脆性劣化，因此將其定為上限。優(yōu)選為不到0.04質量％。
S是雜質，越低越好，為了防止熱裂紋，定為0.03質量％以下。優(yōu)選為0.015質量％以下。另外，在與Mn量的關系上，優(yōu)選為Mn/S＞10。
N為了得到良好的r值，必須添加0.001質量％以上。當過多時，使時效性劣化，或者需要添加多量的Al，因此將上限定為0.015質量％。0.002-0.007質量％是更優(yōu)選的范圍。
Al在本發(fā)明中是重要的。在冷軋后的緩慢加熱時，通過形成與N的集聚簇或析出物，使織構發(fā)達，拉深性提高。另外，作為脫氧元素也是有用的，因此添加0.008質量％以上。但是，當過度地添加時，成本提高，并誘發(fā)表面缺陷，r值也降低。因此，將上限定為0.3質量％。優(yōu)選為0.01-0.10質量％。
由本發(fā)明得到的鋼板的平均r值為1.2以上。更優(yōu)選為1.3以上。
優(yōu)選軋制方向的r值(rL)為1.1以上，相對于軋制方向為45°的方向的r值(rD)為0.9以上，與軋制方向構成直角的方向的r值(rC)為1.2以上。更優(yōu)選分別為1.3以上、1.0以上、1.3以上。
平均r值用(rL+2×rD+rC)/4給出。r值的測定是進行使用了JIS 13號B試驗片的拉伸試驗，由拉伸10％或15％后的標點間距離的變化和板寬變化按照r值的定義算出即可。
本發(fā)明的鋼板的組織，鐵素體和析出物為主相，通過它們占99％以上的體積率。所謂析出物通常主要是碳化物(大多場合為滲碳體)，但根據化學成分不同也析出氮化物、碳氮化物、硫化物等。本發(fā)明鋼板組織中的馬氏體和貝氏體等鐵的低溫相變生成相和殘余奧氏體量按體積分率計為1％以下。
由本發(fā)明得到的鋼板，至少在板厚中心的板面的X射線反射面隨機強度比，就{111}面、{100}面而言分別為4.0以上、2.5以下。所謂隨機強度比是以隨機樣品的X射線強度為基準時的相對的強度。所謂板厚中心是指板厚的3/8-5/8的范圍，測定在該范圍的任意面進行即可。
構成鋼板的晶粒的平均晶粒粒徑為15μm以上。這以下的晶粒粒徑得不到良好的r值。另外，平均晶粒粒徑為100μm以上時，在成形時往往有表面粗糙等的問題，因此希望為不到100μm。晶粒粒徑，針對與板面垂直、與軋制方向平行的切斷面(L斷面)的板厚3/8-5/8的范圍內采用點算法等測定即可。再者，為了降低測定誤差，必須是對晶粒存在100個以上的面積進行測定。腐蝕優(yōu)選硝酸乙醇溶液。
再有，構成鋼板的晶粒的縱橫比的平均值是1.0以上不到5.0。在此范圍外時，得不到良好的r值。所謂縱橫比與采用JIS G 0552的方法測定的展伸度相同。即，本發(fā)明的場合，用與與板面垂直、與軋制方向平行的切斷面(L斷面)的板厚3/8-5/8的范圍內的軋制方向垂直的一定長的線切斷的晶粒的數目除與軋制方向平行的與上述相同長度的線切斷的晶粒的數目，由所得的值給出縱橫比。優(yōu)選為1.5以上不到4.0。
本發(fā)明鋼板的由拉伸試驗評價的屈服比(0.2％彈性極限應力/最高拉伸強度)通常為不到0.70。從確保形狀的固定性和抑制沖壓成形時的面應變發(fā)生的觀點考慮，優(yōu)選為0.65以下。在本發(fā)明中，由于屈服比低，因此n值也良好。特別是在低應變區(qū)(10％以下)的n值高。屈服比的下限不特別確定，但例如為了防止液壓成形時的壓曲，優(yōu)選為0.40以上。
Al/N優(yōu)選為3-25的范圍。在此范圍外時，得到良好的r值變得困難。優(yōu)選為5-15的范圍。
B由于提高r值，對改善耐2次加工脆性有效，因此根據需要添加。不到0.0001質量％時，其效果很微小，而即使添加超過0.01質量％，也得不到進一步特別的效果。0.0002-0.0020質量％是優(yōu)選的范圍。
Zr和Mg作為脫氧元素有效。另一方面，過剩的添加招致氧化物、硫化物或氮化物多量晶出或析出，純凈度劣化，降低延性，損害鍍覆性。因此，根據需要將它們的1種或2種按合計量定為0.0001-0.50質量％。
Ti、Nb、V也根據需要添加。它們通過形成碳化物、氮化物或者碳氮化物而能夠使鋼材高強度化，提高加工性，因此添加合計量為0.001質量％以上的1種或2種以上。在其合計量超過0.2質量％時，在母相鐵素體晶粒內或者晶粒粒界以多量的碳化物、氮化物或者碳氮化物的形式析出，降低延性。另外，妨礙退火中的AlN析出，損害作為本發(fā)明特征的拉深性，因此將添加范圍定為0.001-0.2質量％。更優(yōu)選為0.01-0.03質量％。
Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W、Mo是強化元素，根據需要添加合計量為0.001質量％以上的這些元素的1種或2種以上。特別是Cu具有提高r值的效果，因此添加0.3質量％以上為好。過剩的添加招致成本提高和延性降低，因此定為2.5質量％以下。
Ca除了控制夾雜物之外，還是對脫氧有效的元素，適量的添加提高熱加工性，但過剩的添加反倒助長熱脆化，因此根據需要按質量％計定為0.0001-0.01％的范圍。
另外，作為不可避免的雜質，即使分別在0.02質量％以下的范圍含有O、Zn、Pb、As、Sbo等也并不喪失本發(fā)明的效果。
下面說明本發(fā)明的鋼板的制造條件。
在制造本發(fā)明鋼板時，與采用高爐、電爐等進行的熔煉接續(xù)，進行各種的2次冶煉，進行鑄錠鑄造或連鑄，在連鑄時，組合不冷卻到室溫附近就熱軋的CC-DR等制造方法來制造也可以。再加熱鑄造鑄錠或鑄造板坯，進行熱軋也可以，這是不用說的。熱軋的加熱溫度并不特別限定，但為了使AlN為固溶狀態(tài)，優(yōu)選為1100℃以上。熱軋的精軋溫度在Ar3相變點以上進行。熱精軋溫度小于Ar3點時，混合存在著在高溫相變成的粗大的鐵素體晶粒、以及其被加工并通過再結晶和晶粒長大而粗化的鐵素體、和在比較低的溫度區(qū)相變成的微細鐵素體晶粒，成為不均勻的組織。熱精軋溫度的上限不特別設定，但為了使熱軋組織均勻，定為(Ar3+100)℃為好。
熱軋后的冷卻速度是重要的。即熱精軋后，使直至卷繞溫度的平均冷卻速度定為30℃/秒以上。在本發(fā)明中，盡量微細地分散熱軋板中的碳化物、并且使組織均勻對提高冷軋退火后的r值是極為重要的。上述的熱軋冷卻條件由此觀點決定。當冷卻速度不到80℃/秒時，不僅晶粒粒徑不均勻，而且促進珠光體相變，碳化物變得粗大。上限不特別設定，但若太大，則有可能變得極度地硬質，因此優(yōu)選定為100℃/秒以下。
作為熱軋板組織最優(yōu)選的是由97％以上的貝氏體構成的組織，如果是下貝氏體組織則更優(yōu)選。不用說，如果是貝氏體單相則是最好的。也可以是馬氏體單相，但過硬，冷軋變得困難。具有鐵素體單相或由鐵素體、貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體之中的2種以上組成的復合組織的熱軋板，作為冷軋坯材是不理想的。
卷繞溫度定為550℃以下。當卷繞溫度超過550℃時，由于AlN析出和粗化、并且碳化物粗化，因此r值劣化。優(yōu)選為不到500℃。對熱軋的1道次以上施行潤滑也可以。另外，互相接合粗軋棒材，連續(xù)地進行精熱軋也可以。粗軋棒材卷繞一次，再度反卷后供精熱軋也可以。卷繞溫度的下限不特別設定，但為了降低熱軋板中的固溶C，得到良好的r值，優(yōu)選定為100℃以上。
熱軋后希望酸洗。為了得到良好的拉深性，熱軋后的冷軋的壓下率無論過高還是過低都不好，因此定為35％-不到85％。50-75％是更優(yōu)選的范圍。
退火基本是裝箱退火，但如果滿足下述要件，則不限于這個。為了得到良好的r值，有必要使加熱速度為4-200℃/小時。進一步優(yōu)選為10-40℃/小時。從確保r值的觀點考慮最高到達溫度希望為600-800℃，不到600℃時，再結晶未完成，加工性劣化。另一方面，在超過800℃時，由于進入到α+γ區(qū)的γ分率高的一側，因此有時加工性劣化。再者，在最高到達溫度的保持時間并不特別指定，但從提高r值的觀點考慮，在(最高到達溫度-20)℃以上的保持時間優(yōu)選為2小時以上。冷卻速度從充分降低固溶C的觀點出發(fā)來決定。即定為5-100℃/小時的范圍。
從形狀強制和強度調整、以及確保常溫非時效性的觀點考慮，根據需要進行退火后的表皮光軋。0.5-5.0％是優(yōu)選的壓下率。
對這樣制造的鋼板表面施行各種鍍覆也可以?？梢允菬峤儭㈦婂兊哪撤N，其種類也可以是以鋅或鋁為主成分的鍍覆。
將這樣得到的鋼板用縫焊等適當的接合方法制成鋼管，據此例如能夠得到液壓成形性優(yōu)良的鋼管。
實施例(實施例1)熔煉表1所示成分的各種鋼，加熱到1250℃后，在表1所示的精軋溫度下熱軋，卷繞。再以表2所示的壓下率冷軋后，進行加熱速度20℃/小時、最高到達溫度為700℃的退火，保持5小時后，以15℃/小時冷卻。再施行1.0％的表皮光軋。
采用使用了JIS 5號片的拉伸試驗評價得到的鋼板的加工性。在此，r值通過測定拉伸變形15％后的板寬變化來求出。另外，通過機械研磨減厚到板厚中心附近，通過化學研磨精加工，供X射線測定用。
由表2可知，本發(fā)明例均具有良好的r值和延伸率，相比之下，本發(fā)明外的例子的這些特性差。
表1

表2

(注)下劃線為本發(fā)明范圍外的條件。
本發(fā)明提供了加工性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法，對保護地球環(huán)境等有貢獻。
(實施例2)熔煉表3所示成分的各種鋼，加熱到1230℃后，在表3所示的精軋溫度下熱軋，卷繞。酸洗后，以表4所示的壓下率冷軋后，進行加熱速度為20℃/小時、最高到達溫度為690℃的退火，保持12小時后，以17℃/小時冷卻。再施行1.5％的表皮光軋。將該板通過縫焊制管。
得到的鋼管的加工性的評價用以下方法進行。預先在鋼管上繪制φ10mm的劃線圓(scribed circle)，控制內壓和軸向壓擠量，進行在圓周方向的膨脹。測定表示在即將爆裂之前的最大擴管率部位的軸方向的應變εΦ和圓周方向的應變εθ。對此2個應變的比ρ＝εΦ/εθ和最大擴管率繪圖，用ρ＝-0.5的擴管率Re作為液壓成形的成形性指標。機械性質的評價使用JIS 12號弧狀試驗片進行。r值影響試驗片形狀，因此在相同試驗片上貼應變儀(應變片)來評價。X射線測定是從縮徑后的鋼管切出弧狀試驗片，沖壓制成平板。將它采用機械研磨減厚到板厚中心附近，采用化學研磨精加工，供X射線測定用。
由表4可知，本發(fā)明例均具有良好的r值和延伸率，相比之下，本發(fā)明外的例子這些特性差。
表3

表4

(注)下劃線為本發(fā)明范圍外的條件。
本發(fā)明提供了加工性優(yōu)良的鋼管及其制造方法，適于液壓成形性，對保護地球環(huán)境等有貢獻。
(實施例3)熔煉表5所示成分的各種鋼，加熱到1250℃后，進行精軋溫度為Ar3相變溫度以上(Ar3+50)℃以下的熱軋，以表6所示的條件冷卻后、卷繞。那時得到的熱軋組織也示于表6中。再在表6所示的條件下進行冷軋。接著，進行退火時間60秒、過時效時間180秒的連續(xù)退火。退火溫度和過時效溫度見表6所示。再施行0.8％的表皮光軋。
采用JIS 13號B試驗片評價得到的鋼板的r值，通過使用了JIS 5號B試驗片的拉伸試驗評價其他機械性質。另外，供X射線測定用的試樣采用機械研磨減厚到板厚中心附近，采用化學研磨精加工來制作。
由表6可知，本發(fā)明例能夠得到良好的r值。而且，能夠制成除了分散有鐵素體外，還分散了適量的奧氏體或馬氏體的復合組織鋼。
表5

表6

*F鐵素體、B貝氏體、M馬氏體、P珠光體、A奧氏體碳化物和析出物省略(注)下劃線為本發(fā)明范圍外的條件。
本發(fā)明提供在C量比較多的鋼中不花費高成分就具有良好的拉深性的高強度鋼板及其制造方法，對保護地球環(huán)境等有貢獻。
(實施例4)熔煉表7所示成分的各種鋼，加熱到1250℃后，進行精軋溫度為Ar3相變點以上的熱軋，以表8所示的條件冷卻、卷繞。再以表8所示的壓下率冷軋后，進行加熱速度為20℃/小時、最高到達溫度為700℃的退火，保持5小時后以15℃/小時冷卻。將它再作熱處理時間60秒、過時效時間180秒的熱處理。熱處理溫度和過時效溫度見表8所示。將上述不進行在700℃的退火、只進行了熱處理的鋼板作為比較用。再施行1.0％的表皮光軋。
采用JIS 13號B試驗片評價得到的鋼板的r值，通過使用了JIS 5號B試驗片的拉伸試驗評價其他機械性質。另外，采用機械研磨減厚到板厚中心附近，采用化學研磨精加工，供X射線測定用。
由表8可知，本發(fā)明例得到均具有良好的r值的鋼板。另外通過使供冷軋的熱軋組織為以貝氏體或馬氏體為主體的組織，能夠得到更良好的r值。
表7

表8

*F鐵素體、B貝氏體、M馬氏體、P珠光體、A奧氏體碳化物和析出物省略(注)下劃線為本發(fā)明范圍外的條件。
本發(fā)明提供拉深性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法，對保護地球環(huán)境等有貢獻。
(實施例5)熔煉表9所示成分的各種鋼，加熱到1250℃后，進行精軋溫度為Ar3-(Ar3+50)℃的熱軋后，以表10所示的條件卷繞。得到的熱軋板的組織也示于表10。再以表10所示的壓下率冷軋后，進行加熱速度為20℃/小時、最高到達溫度為700℃的退火，保持5小時后以15℃/小時冷卻。再施行1.0％的表皮光軋。
采用使用了JIS 13號試驗片的拉伸試驗評價得到的鋼板的r值。關于其他拉伸特性，使用JIS 5號試驗片評價。在此，r值通過測定拉伸變形10-15％后的板寬變化來求出。另外，采用機械研磨減厚到板厚中心附近，采用化學研磨精加工，供X射線測定用。
由表10可知，本發(fā)明例相比于本發(fā)明外的例子，得到良好的r值。
表9

表10

*F鐵素體、B貝氏體、M馬氏體、P珠光體、A奧氏體碳化物和析出物省略下劃線為本發(fā)明范圍外的條件。
根據本發(fā)明，得到具有良好的r值的拉深性優(yōu)良的高強度鋼板成為可能。
權利要求
1.一種加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，按質量％計，含有C0.08-0.25％、Si0.001-1.5％、Mn0.01-2.0％、P0.001-0.06％、S0.05％以下、N0.001-0.007％、Al0.008-0.2％，剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成，平均r值為1.2以上，軋制方向的r值(rL)為1.3以上，相對于軋制方向為45°的方向的r值(rD)為0.9以上，與軋制方向構成直角的方向的r值(rC)為1.2以上。
2.根據權利要求1所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，鋼板1/2板厚的板面的{111}、{100}、和{110}的各X射線反射面隨機強度比分別為2.0以上、1.0以下、和0.2以上。
3.根據權利要求1或者2所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，構成鋼板的晶粒的平均晶粒粒徑為15μm以上。
4.根據權利要求1-3的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，構成鋼板的晶粒的縱橫比的平均值是1.0以上不到3.0。
5.根據權利要求1-4的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，屈服比(＝0.2％彈性極限應力/最高拉伸強度)為0.65以下。
6.根據權利要求1-5的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，Al/N為3-25。
7.根據權利要求1-6的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有0.0001-0.01質量％的B。
8.根據權利要求1-7的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.0001-0.5質量％的Zr和Mg的1種或2種。
9.根據權利要求1-8的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.001-0.2質量％以下的Ti、Nb、V的1種或2種以上。
10.根據權利要求1-9的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.001-2.5質量％的Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W以及Mo的1種或2種以上。
11.根據權利要求1-10的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有0.0001-0.01質量％的Ca。
12.一種制造成形性優(yōu)良的鋼板的方法，其特征在于，是制造權利要求1-11的任1項所記載的鋼板的方法，將具有權利要求1或者權利要求6-11的任1項所記載的化學成分的鋼在(Ar3相變點-50℃)以上完成熱軋，在700℃以下的溫度卷繞，施行壓下率為25％以上不到60％的冷軋，以平均加熱速度4-200℃/小時加熱，進行最高到達溫度為600-800℃的退火，以5-100℃/小時的速度冷卻。
13.權利要求1-12的任1項所記載的加工性優(yōu)良的鋼管，其特征在于，用拉伸試驗評價的時效指數(AI)為40MPa以下，且表面粗糙度為0.8以下。
14.一種拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，按質量％計，含有C0.03-0.25％、Si0.001-3.0％、Mn0.01-3.0％、P0.001-0.06％、S0.05％以下、N0.0005-0.030％、Al0.005-0.3％，剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成，平均r值為1.2以上，用由鐵素體和析出物構成的組織構成。
15.一種拉深性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，按質量％計，含有C0.03-0.25％、Si0.001-3.0％、Mn0.01-3.0％、P0.001-0.06％、S0.05％以下、N0.0005-0.030％、Al0.005-0.3％，剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成，平均r值為1.3以上，在鋼板組織中含有合計為3-100％的貝氏體、馬氏體、奧氏體之中的1種或2種以上。
16.根據權利要求14或者15所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，軋制方向的r值(rL)為1.1以上，相對于軋制方向為45°的方向的r值(rD)為0.9以上，與軋制方向構成直角的方向的r值(rC)為1.2以上。
17.根據權利要求14-16的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的高強度冷軋鋼板，其特征在于，以滿足Mn+11×C＞1.5的范圍含有Mn和C。
18.根據權利要求14-17的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，鋼板1/2板厚的板面的{111}、{100}的各X射線反射面強度比分別為3.0以上、3.0以下。
19.根據權利要求14-18的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，構成鋼板的鐵素體晶粒的平均晶粒粒徑為15μm以上。
20.根據權利要求14-19的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，構成鋼板的鐵素體晶粒的縱橫比的平均值是1.0以上不到5.0。
21.根據權利要求14-20的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，用0.2％彈性極限應力/最高拉伸強度表示的屈服比不到0.7。
22.根據權利要求14-20的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，Al/N為3-25。
23.根據權利要求14-22的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有0.0001-0.01質量％的B。
24.根據權利要求14-23的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.0001-0.5質量％的Zr和Mg的1種或2種。
25.根據權利要求14-24的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.001-0.2質量％的Ti、Nb、V的1種或2種以上。
26.根據權利要求14-25的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有合計量為0.001-2.5質量％的Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W以及Mo的1種或2種以上。
27.根據權利要求14-26的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，含有0.0001-0.01質量％的Ca。
28.一種制造拉深性優(yōu)良的高強度冷軋鋼板的方法，是制造權利要求14-18、22-27的任1項所記載的鋼板的方法，其特征在于，對具有權利要求14、15、17、23-27的任1項所記載的化學成分、且至少在板厚的1/4-3/4處具有貝氏體相和馬氏體相之中的1種或者2種的體積率為70-100％的組織的熱軋鋼板施行壓下率25-95％的冷軋，在再結晶溫度以上1000℃以下退火。
29.一種制造拉深性優(yōu)良的高強度鋼板的方法，是制造權利要求14-27的任1項所記載的鋼板的方法，其特征在于，將具有權利要求14、15、22-27的任1項所記載的化學成分的鋼在(Ar3相變點-50℃)以上完成熱軋，在室溫-700℃卷繞，施行壓下率30％以上不到95％的冷軋，以平均加熱速度4-200℃/小時加熱，進行最高到達溫度為600-800℃的退火，再加熱到Ac1相變點以上1050℃以下的溫度。
30.一種制造拉深性優(yōu)良的高強度鋼板的方法，是制造權利要求14-27的任1項所記載的鋼板的方法，其特征在于，對具有權利要求14、15、17、22-27的任1項所記載的化學成分、且至少在板厚的1/4-3/4處具有貝氏體相和馬氏體相之中的1種或者2種的體積率為70-100％的組織的熱軋鋼板施行壓下率30％以上不到95％的冷軋，以平均加熱速度4-200℃/小時加熱，進行最高到達溫度為600-800℃的退火，再加熱到Ac1相變點以上1050℃以下的溫度。
31.一種制造拉深性優(yōu)良的鋼板的方法，其特征在于，是制造權利要求14、16-27的任1項所記載的鋼板的方法，將具有權利要求14、17、22-27的任1項所記載的化學成分的鋼在Ar3相變點以上完成熱軋，從熱精軋溫度以平均冷卻速度30℃/秒以上冷卻到550℃，在550℃以下的溫度卷繞，施行壓下率為35％以上不到85％的冷軋，以平均加熱速度4-200℃/小時加熱，進行最高到達溫度為600-800℃的退火，以5-100℃/小時的速度冷卻。
32.根據權利要求14-27的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鋼板，在表面具有鍍層。
33.根據權利要求28-31的任1項所記載的拉深性優(yōu)良的鍍覆鋼板的制造方法，是制造權利要求32所記載的鋼板的方法，在退火、冷卻后的鋼板表面施行熱浸鍍或者電鍍。
全文摘要
本發(fā)明提供用于汽車的面板、車輪部分、構件等的加工性優(yōu)良的鋼板及其制造方法。該鋼板的特征在于，按質量％計，含有C0.08－0.25％、Si0.001－1.5％、Mn0.01－2.0％、P0.001－0.06％、S0.05％以下、N0.001－0.007％、Al0.008－0.2％，剩余部分由鐵和不可避免的雜質構成，平均r值為1.2以上，軋制方向的r值(rL)為1.3以上，相對于軋制方向為45°的方向的r值(rD)為0.9以上，與軋制方向構成直角的方向的r值(rC)為1.2以上。又，本發(fā)明提供根據上面所記載的加工性優(yōu)良的鋼板和鋼管及其制造方法，該鋼板和鋼管的特征在于，鋼板1/2板厚的板面的{111}、{100}、和{110}的各X射線反射面隨機強度比分別為2.0以上、1.0以下和0.2以上。
文檔編號C22C38/04GK1547620SQ0281657
公開日2004年11月17日 申請日期2002年6月27日 優(yōu)先權日2001年8月24日
發(fā)明者吉永直樹, 藤田展弘, 高橋學, 橋本浩二, 坂本真也, 川崎薰, 篠原康浩, 瀨沼武秀, 也, 二, 弘, 浩, 秀 申請人:新日本制鐵株式會社