專利名稱：成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及成形性、化學(xué)轉(zhuǎn)化處理以及鍍鋅性能優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來，由于汽車燃料費(fèi)用的提高，因而更進(jìn)一步要求減輕車體的重量。為了減輕車體的重量，可以使用高強(qiáng)度的鋼材，但是，強(qiáng)度越高，壓力成形就變得越困難。這是因為通常鋼材的強(qiáng)度越高，鋼材的屈服應(yīng)力就越增大，而且伸長率就越降低。
對此，關(guān)于伸長率的改善，已經(jīng)發(fā)明了利用殘余奧氏體的形變誘導(dǎo)相變的鋼板(以下稱TRIP鋼)等，例如，特開昭61-157625號公報和特開平10-130776號公報已經(jīng)公開了這種鋼。
但是，通常的TRIP鋼板必須添加大量的Si，由此導(dǎo)致鋼板表面的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能的惡化，因而可能適用的構(gòu)件受到限制。再者，在殘余奧氏體鋼中，為了確保較高的強(qiáng)度，需要添加大量的C，從而存在焊點(diǎn)裂紋等焊接方面的問題。
關(guān)于鋼板表面的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能，旨在降低殘余奧氏體TRIP鋼中的Si含量的發(fā)明已經(jīng)公開在特開平5-247586號公報和特開2000-345288號公報中，盡管該項發(fā)明希望提高化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性能、熔融鍍鋅性能以及延展性，但出現(xiàn)的問題是不能期待改善上述的焊接性，而且對于抗拉強(qiáng)度達(dá)980MPa或以上的TRIP鋼板，因為屈服應(yīng)力非常高，所以在沖壓等時候的形狀凍結(jié)性產(chǎn)生惡化。另外，還要擔(dān)心抗拉強(qiáng)度達(dá)980MPa或以上的高強(qiáng)度鋼板產(chǎn)生延遲破壞。TRIP鋼板因為殘余奧氏體量較多，所以在加工時，在因誘導(dǎo)相變而生成的馬氏體相與其周圍的相之界面上，大量產(chǎn)生空隙以及位錯，在這些部位還產(chǎn)生氫的聚集，從而也存在產(chǎn)生延遲破壞的問題。
另外，作為降低屈服應(yīng)力的技術(shù)，以前熟知的有特開昭57-155329號公報所公開的、含有鐵素體的雙相鋼(以下稱DP鋼)，但再結(jié)晶退火后的冷卻速度要求為30℃/s或以上，這在一般的熔融鍍鋅線上是難以實現(xiàn)的。另外，鋼板的抗拉強(qiáng)度直至100kg/mm2，這未必能夠獲得具有充分成形性的高強(qiáng)度鋼板。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的課題在于解決上述現(xiàn)有技術(shù)存在的問題，以工業(yè)規(guī)模獲得成形性、化學(xué)轉(zhuǎn)化處理以及鍍鋅性能優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板并實現(xiàn)其制造方法。
本發(fā)明者就成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板進(jìn)行了潛心的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過使鋼成分達(dá)到最優(yōu)化，即使Si、Al量和TS[目標(biāo)強(qiáng)度值]的平衡設(shè)定在特定的范圍，特別是調(diào)整Al的添加量，在屈服應(yīng)力低的DP鋼中，能夠以工業(yè)的規(guī)模制造高強(qiáng)度鋼板，并且能夠確保該鋼板具有以往所不及的伸長率。
本發(fā)明可以獲得下述的高強(qiáng)度鋼板，其將延展性提高到與以前的殘余奧氏體鋼等同或者以此為基準(zhǔn)的程度，而且通過降低Si含量使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能得以提高，進(jìn)而即使進(jìn)行合金化鍍覆，也不會使特性退化。
再者，為避免產(chǎn)生延遲破壞和二次加工脆性的問題，將其設(shè)計為容許不可避免地含有的5％或以下的殘余奧氏體、且實質(zhì)上不含殘余奧氏體的DP鋼。
本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板能夠獲得590MPa～1500MPa的抗拉強(qiáng)度，而對于980MPa或以上的高強(qiáng)度鋼板，則具有明顯的效果。
本發(fā)明以上述的技術(shù)思想為基礎(chǔ)，其要點(diǎn)敘述如下(1)一種成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于該高強(qiáng)度鋼板以質(zhì)量％計，含有C0.03～0.20％、Si0.005～0.3％、Mn1.0～3.1％、P0.001～0.06％、S0.001～0.01％、N0.0005～0.01％、Al0.2～1.2％、Mo≤0.5％，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，進(jìn)而Si、Mn、Al的質(zhì)量％與目標(biāo)強(qiáng)度值(TS)滿足下述式(1)，且金屬組織中含有鐵素體和馬氏體。
(0.0012×[TS目標(biāo)值]-0.29-[Si])/2.45＜Al＜1.5-3×[Si]式(1)其中，[TS目標(biāo)值]為鋼板的強(qiáng)度設(shè)計值，單位為MPa；[Si]為Si的質(zhì)量％。
(2)根據(jù)(1)所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計，還含有V0.01～0.1％、Ti0.01～0.1％、Nb0.005～0.05％之中的1種、2種或更多種。
(3)根據(jù)(1)或(2)所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計，還含有B0.0005～0.002％，并滿足下述式(2)。
500×[B]+[Mn]+0.2[Al]＜2.9 式(2)其中，[B]為B的質(zhì)量％，[Mn]為Mn的質(zhì)量％，[Al]為Al的質(zhì)量％。
(4)根據(jù)(1)～(3)的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計，還含有Ca0.0005～0.005％、REM0.0005～0.005％之中的1種、2種或更多種。
(5)根據(jù)(1)～(4)的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于在鐵素體晶粒中，粒徑的短軸徑/長軸徑之比值為0.2或以上的晶粒占50％或以上。
(6)根據(jù)(1)～(5)的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于該高強(qiáng)度鋼板是熱軋鋼板或冷軋鋼板。
(7)根據(jù)(1)～(6)的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于對鋼板實施鍍鋅的表面處理。
(8)一種(1)～(7)的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于在Ar3點(diǎn)或以上的精軋溫度施以熱軋，在400℃～550℃下進(jìn)行卷取，其次在通常的酸洗后，將壓下率設(shè)定為30～70％進(jìn)行一次冷軋，然后在連續(xù)退火工序?qū)嵤┰俳Y(jié)晶退火，接著進(jìn)行調(diào)質(zhì)軋制。
(9)根據(jù)(8)所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于在退火工序，加熱到Ac1～Ac3+100℃的溫度區(qū)域，保持30秒～30分鐘之后，以滿足式(3)的X℃/s或以上的冷卻速度冷卻到600℃或以下的溫度區(qū)域。
X≥(Ac3-500)/10a式(3)a＝0.6[C]+1.4[Mn]+3.7[Mo]-0.87其中，X為冷卻速度，單位為℃/s；Ac3的單位為℃；[C]為C的質(zhì)量％；[Mn]為Mn的質(zhì)量％；[Mo]為Mo的質(zhì)量％。


圖1表示取決于TS目標(biāo)值的Al和Si的范圍。
圖2(a)表示Al含量為0.4％時的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能與Mn、B之間的關(guān)系，(b)表示Al含量為1.2％時的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能與Mn、B之間的關(guān)系。
圖3表示能夠確保延展性的冷卻速度與成分之間的關(guān)系。
具體實施例方式
下面就本發(fā)明的實施方案進(jìn)行詳細(xì)說明。
首先，就本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的成分以及金屬組織的限定理由進(jìn)行說明。
C從確保強(qiáng)度的角度考慮，而且作為使馬氏體穩(wěn)定化的基本元素，C是必須的成分。當(dāng)C低于0.03％時，強(qiáng)度得不到滿足，而且不能形成馬氏體相。另外，當(dāng)超過0.2％時，除了強(qiáng)度過度增高而延展性不足以外，還將導(dǎo)致焊接性的退化，因而不能作為工業(yè)材料加以使用。所以，本發(fā)明的C范圍設(shè)定為0.03％～0.2％，優(yōu)選為0.06～0.15％。
Mn從確保強(qiáng)度的角度考慮，必須進(jìn)行添加，此外，它是延緩碳化物生成的元素，是對鐵素體生成有效的元素。當(dāng)Mn低于0.1％時，強(qiáng)度得不到滿足，而且鐵素體的形成不充分，從而導(dǎo)致延展性的退化。另外，當(dāng)Mn添加量超過3.1％時，淬硬性的提高超過要求，因此馬氏體大量生成，導(dǎo)致強(qiáng)度升高，由此，產(chǎn)品的波動增大，并且延展性不足，不能作為工業(yè)材料加以使用。所以，本發(fā)明的Mn的范圍設(shè)定為1.0～3.1％。
Si除了從確保強(qiáng)度的角度考慮需要添加外，通常為了確保延展性，也是可以添加的元素，但添加量超過0.3％時，將導(dǎo)致化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能的退化。所以，本發(fā)明中Si的范圍設(shè)定為0.3％或以下，進(jìn)而在重視熔融鍍鋅性能的情況下，優(yōu)選為0.1％或以下。另外，Si的添加是為了作為脫氧劑和提高淬硬性，但低于0.005％時，其脫氧效果不充分，因此下限設(shè)定為0.005％。
P作為提高鋼板強(qiáng)度的元素，可根據(jù)要求的強(qiáng)度水平而進(jìn)行添加。但是，當(dāng)添加量多時，由于引起晶界偏析，因而使局部延展性退化。另外，也使焊接性變差。因此，P的上限值設(shè)定為0.06％。之所以將下限設(shè)定為0.001％，是因為進(jìn)一步的降低將導(dǎo)致煉鋼階段在精煉時的成本升高。
S由于生成MnS，是使局部延展性和焊接性退化的元素，是鋼中優(yōu)選不存在的元素。因此，上限設(shè)定為0.01％。之所以將下限設(shè)定為0.001％，是因為與P一樣，進(jìn)一步降低將導(dǎo)致煉鋼階段在精煉時的成本升高。
Al在本發(fā)明系中是最重要的元素。Al通過添加而促進(jìn)鐵素體的生成，對延展性的提高起著有效作用，此外，還是大量添加也不會使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能退化的元素。另外，也作為脫氧元素發(fā)揮作用。為使延展性得以提高，需要添加0.2％或以上的Al；另一方面，即使過度添加Al，上述效果也趨于飽和，反而會使鋼發(fā)生脆化，因此其上限設(shè)定為1.2％。
N是不可避免含有的元素，在過多含有的情況下，不僅使時效性退化，而且AlN析出量增多，使Al添加的效果減小，因而優(yōu)選含有0.01％或以下。另外，不必要地降低N將使煉鋼工序的成本升高，所以通常優(yōu)選控制為0.0005％左右或以上。
為了制造高強(qiáng)度鋼板，通常需要添加大量的元素，從而使鐵素體的生成受到抑制。為此，因為組織中鐵素體的分?jǐn)?shù)得以降低而第2相的分?jǐn)?shù)得以增加，所以特別是對于980MPa或以上的DP鋼，伸長率明顯降低。為了改善伸長率，多采用添加Si并降低Mn的方法，但前者使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能退化，而后者確保強(qiáng)度困難，所以，這樣的鋼板不能達(dá)到本發(fā)明目的。于是，本發(fā)明者進(jìn)行了潛心的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了Al的效果，在Al、Si和TS的平衡滿足式(1)的關(guān)系時，發(fā)現(xiàn)能夠確保鐵素體充分的分?jǐn)?shù)，能夠確保優(yōu)良的伸長率。
(0.0012×[TS目標(biāo)值]-0.29-[Si])/2.45＜Al＜1.5-3×[Si] 式(1)其中，[TS目標(biāo)值]是鋼板的強(qiáng)度設(shè)計值，單位為MPa；[Si]為Si的質(zhì)量％。
如圖1所示，當(dāng)Al添加量低于(0.0012×[TS目標(biāo)值]-0.29-[Si])/2.45時，不能充分使延展性提高，當(dāng)超過1.5-3×[Si]時，則使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能退化。
本發(fā)明的金屬組織以含有鐵素體和馬氏體為特征，其原因在于在取這種組織的情況下，可以成為強(qiáng)度和延展性的平衡優(yōu)良的鋼板。這里所說的鐵素體是指多邊形鐵素體和貝氏體鐵素體；馬氏體是指采用通常的淬火得到的馬氏體，此外，對于在600℃或以下的溫度下進(jìn)行回火所得到的馬氏體，也不會改變其效果。另外，在組織中殘存奧氏體時，其2次加工脆性和延遲破壞特性退化，因此，本發(fā)明容許不可避免地存在的3％或以下的殘余奧氏體，實質(zhì)上不含有殘余奧氏體。
Mo是確保強(qiáng)度和在淬硬性方面有效的元素。Mo的過量添加將抑制DP中鐵素體的生成，導(dǎo)致延展性的退化，此外有時將使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能退化，因此上限設(shè)定為0.5％。
V、Ti、Nb以確保強(qiáng)度為目的，它們也可以在V0.01～0.1％、Ti0.01～0.1％、Nb0.005～0.05％的范圍內(nèi)添加。
B以確保淬硬性、和通過BN而增加有效的Al含量為目的，也可以在B0.0005～0.002％的范圍內(nèi)添加。通過提高鐵素體的分?jǐn)?shù)能夠確保優(yōu)良的伸長率，但有時成為層狀組織而導(dǎo)致局部延展性的降低。本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，通過添加B可以對其加以防止。但是，B的氧化物將使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能退化。同樣地，在大量添加Mn和Al時，也使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能退化。于是就此進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)正如圖2(a)、(b)所示地那樣，在B、Mn、Al滿足式(2)的關(guān)系時，可以獲得充分的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理和熔融鍍鋅性能。
500×[B]+[Mn]+0.2[Al]＜2.9 式(2)其中，[B]為B的質(zhì)量％，[Mn]為Mn的質(zhì)量％，[Al]為Al的質(zhì)量％。
Ca和REM以控制夾雜物和改善擴(kuò)孔性為目的，它們也可以在Ca0.0005～0.005％、REM0.0005～0.005％的范圍內(nèi)添加。
作為不可避免的雜質(zhì)，例如有Sn等，但這些元素即使在0.01質(zhì)量％或以下的范圍內(nèi)含有，也不會損害本發(fā)明的效果。
其次，在用于獲得本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的制造方法中，其制造條件的限定理由如下為了防止變形過度施加在鐵素體晶粒上而降低加工性，熱軋將在Ar3或以上的溫度下進(jìn)行，另外，在溫度過高時，退火后的再結(jié)晶粒徑以及Mg的復(fù)合析出物或結(jié)晶物粗大化而超過要求，因此優(yōu)選為940℃或以下。關(guān)于卷取溫度，在高溫卷取時可以促進(jìn)再結(jié)晶和晶粒生長，并期待加工性的提高，但也促進(jìn)熱軋時產(chǎn)生的氧化鐵皮的生成而使酸洗性能下降，因生成的鐵素體與珠光體呈層狀而使C的擴(kuò)散變得不均勻，因此設(shè)定為550℃或以下。另一方面，在溫度過低時產(chǎn)生硬化，因而使冷軋時的負(fù)荷增加，故而設(shè)定為400℃或以上。
酸洗后的冷軋在壓下率較低時，鋼板的形狀不容易矯正，因而將下限值設(shè)定為30％。另外，在以超過70％的壓下率進(jìn)行軋制時，鋼板的邊緣部分產(chǎn)生裂紋并且形狀不整，因此上限值設(shè)定為70％。
在退火工序中，于Ac1～Ac3+100℃的溫度下進(jìn)行退火。在低于這一溫度時，組織變得不均勻。另一方面，在超過這一溫度范圍時，由于奧氏體的粗大化而使鐵素體的生成受到抑制，因而導(dǎo)致伸長率的降低。另外，從經(jīng)濟(jì)的角度考慮，退火溫度優(yōu)選為900℃或以下。此時，為了消除層狀組織，需要保溫30秒或以上，但超過30分鐘時，其效果趨于飽和，從而也導(dǎo)致生產(chǎn)效率的降低。因此，設(shè)定為30秒～30分鐘。
接著，將冷卻終了溫度設(shè)定為600℃或以下。當(dāng)超過600℃時，奧氏體容易殘留，容易出現(xiàn)2次加工性以及延遲破壞的問題。在冷卻速度緩慢的情況下，在冷卻中生成珠光體。珠光體由于引起伸長率的降低，因此需要避免它的生成。正如圖3所示的那樣，發(fā)現(xiàn)通過滿足式(3)，可以確保伸長率。
X≥(Ac3-500)/10a式(3)a＝0.6[C]+1.4[Mn]+3.7[Mo]-0.87其中，X為冷卻速度，單位為℃/s；Ac3的單位為℃；[C]為C的質(zhì)量％；[Mn]為Mn的質(zhì)量％；[Mo]為Mo的質(zhì)量％。
本發(fā)明經(jīng)該處理后，即使進(jìn)行以改善擴(kuò)孔性和脆性為目的的、600℃或以下的回火處理也不會改變效果。
實施例在真空熔煉爐中制造具有表1所示成分組成的鋼，冷卻凝固后再加熱到1200℃，并于880℃進(jìn)行精軋，冷卻后于500℃保溫1小時，由此再現(xiàn)熱軋的卷取熱處理。通過對得到的熱軋板進(jìn)行磨削而除去氧化皮，并以60％的壓下率進(jìn)行冷軋。然后，運(yùn)用連續(xù)退火模擬機(jī)，進(jìn)行770℃×60秒鐘的退火，冷卻到350℃后，在該溫度下保溫10～600秒鐘，然后進(jìn)一步冷卻到室溫。
拉伸特性采用JIS 5號拉伸試片在L方向上的拉伸進(jìn)行評價，TS(MPa)×EL(％)之積為16000MPa％或以上的認(rèn)定為良好。金屬組織采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。鐵素體通過硝酸乙醇試劑侵蝕后進(jìn)行觀察，馬氏體通過Lepera試劑侵蝕后進(jìn)行觀察。
關(guān)于鍍層性能，采用熔融鍍鋅模擬機(jī)，在經(jīng)歷上述同樣的退火條件后進(jìn)行熔融鍍鋅，然后用肉眼確認(rèn)鍍層的附著情況，在鍍層面內(nèi)90％或以上的面積均勻附著的情況認(rèn)定為良好“○”，有局部缺陷的情況認(rèn)定為“×”。關(guān)于化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性能，使用通常的汽車用藥劑即磷酸鹽處理藥劑(Bt3080日本Parkerizing公司生產(chǎn))并采用標(biāo)準(zhǔn)方法進(jìn)行處理，然后用肉眼以及掃描電子顯微鏡觀察化學(xué)轉(zhuǎn)化膜的性狀，致密覆蓋鋼板基體的情況認(rèn)定為“○”，化學(xué)轉(zhuǎn)化膜有局部缺陷的情況認(rèn)定為“×”。
從表2的結(jié)果可以確認(rèn)根據(jù)本發(fā)明，能夠制造出熔融鍍鋅以及化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性能優(yōu)良、且強(qiáng)度和延展性的平衡良好的高強(qiáng)度鋼板。
另一方面，表2的成分范圍偏離本發(fā)明范圍的比較例、以及Al的范圍不滿足式(1)的比較例(61，62)，其顯示強(qiáng)度和延展性平衡的TS×EL值低于18000MPa％，或者鍍層評價以及化學(xué)轉(zhuǎn)化處理評價為“×”。另外，不滿足式(2)的比較例(63，64)，其鍍層評價以及化學(xué)轉(zhuǎn)化處理評價為“×”。此外，以不滿足式(3)的冷卻速度制造的比較例(65，66)，其顯示強(qiáng)度和延展性平衡的TS×EL值低于18000MPa％。
表1

表1(續(xù))

表2

表2(續(xù))

根據(jù)本發(fā)明，將Si、Al、Ts的平衡設(shè)定在特定的范圍，特別是調(diào)整Al的添加量，由此在屈服應(yīng)力較低的DP鋼中，能夠以工業(yè)的規(guī)模制造成形性優(yōu)良的熔融鍍鋅高強(qiáng)度鋼板并提供該鋼板的制造方法，同時能夠確保該鋼板具有以往所不及的伸長率。
權(quán)利要求
1.一種成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于該高強(qiáng)度鋼板以質(zhì)量％計，含有C0.03～0.20％、Si0.005～0.3％、Mn1.0～3.1％、P0.001～0.06％、S0.001～0.01％、N0.0005～0.01％、Al0.2～1.2％、Mo≤0.5％，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，進(jìn)而Si、Al的質(zhì)量％與目標(biāo)強(qiáng)度值TS滿足下述式(1)，且金屬組織中含有鐵素體和馬氏體，(0.0012×[TS目標(biāo)值]-0.29-[Si])/2.45＜Al＜1.5-3×[Si]式(1)其中，[TS目標(biāo)值]為鋼板的強(qiáng)度設(shè)計值，單位為MPa；[Si]為Si的質(zhì)量％。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計，還含有V0.01～0.1％、Ti0.01～0.1％、Nb0.005～0.05％之中的1種、2種或更多種。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計，還含有B0.0005～0.002％，并滿足下述式(2)，500×[B]+[Mn]+0.2[Al]＜2.9式(2)其中，[B]為B的質(zhì)量％，[Mn]為Mn的質(zhì)量％，[Al]為Al的質(zhì)量％。
4.根據(jù)權(quán)利要求1～3的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于以質(zhì)量％計，還含有Ca0.0005～0.005％、REM0.0005～0.005％之中的1種、2種或更多種。
5.根據(jù)權(quán)利要求1～4的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于在鐵素體晶粒中，粒徑的短軸徑/長軸徑之比值為0.2或以上的晶粒占50％或以上。
6.根據(jù)權(quán)利要求1～5的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于該高強(qiáng)度鋼板是熱軋鋼板或冷軋鋼板。
7.根據(jù)權(quán)利要求1～6的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于對鋼板實施鍍鋅的表面處理。
8.一種權(quán)利要求1～7的任一項所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于在Ar3點(diǎn)或以上的精軋溫度施以熱軋，在400℃～550℃下進(jìn)行卷取，其次在通常的酸洗后，將壓下率設(shè)定為30～70％進(jìn)行一次冷軋，然后在連續(xù)退火工序?qū)嵤┰俳Y(jié)晶退火，接著進(jìn)行調(diào)質(zhì)軋制。
9.根據(jù)權(quán)利要求8所述的成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于在退火工序，加熱到Ac1～Ac3+100℃的溫度區(qū)域，保持30秒～30分鐘之后，以滿足式(3)的X℃/s或以上的冷卻速度冷卻到600℃或以下的溫度區(qū)域，X≥(Ac3-500)/10a式(3)a＝0.6[C]+1.4[Mn]+3.7[Mo]-0.87其中，X為冷卻速度，單位為℃/s；Ac3的單位為℃；[C]為C的質(zhì)量％；[Mn]為Mn的質(zhì)量％；[Mo]為Mo的質(zhì)量％。
全文摘要
本發(fā)明以工業(yè)規(guī)模獲得成形性、化學(xué)轉(zhuǎn)化處理以及熔融鍍鋅性能優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板并實現(xiàn)其制造方法，該高強(qiáng)度鋼板以質(zhì)量％計，含有C0.03～0.20％、Si0.005～0.3％、Mn1.0～3.1％、P0.001～0.06％、S0.001～0.01％、N0.0005～0.01％、Al0.2～1.2％、Mo≤0.5％，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，進(jìn)而Si、Al的質(zhì)量％滿足下述式(1)，且金屬組織中含有鐵素體和馬氏體。(0.0012×[TS目標(biāo)值]－0.29－[Si])/2.45＜Al＜1.5－3×[Si]式(1)其中，[TS目標(biāo)值]為鋼板的強(qiáng)度設(shè)計值，單位為MPa。
文檔編號C21D9/46GK1788099SQ0382666
公開日2006年6月14日 申請日期2003年6月24日 優(yōu)先權(quán)日2003年6月19日
發(fā)明者野中俊樹, 谷口裕一, 水谷政昭, 藤田展弘 申請人:新日本制鐵株式會社