屈服強度和成形性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其制造方法
【專利摘要】一種在鋼材的表面形成有鍍鋅層的熔融鍍鋅鋼板，其以特定量含有C、Si、Mn、P、S、Ti、Al、N，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，貝氏體鐵素體/馬氏體、殘留γ及鐵素體(α)以特定的面積率存在，殘留γ為特定的C濃度，再結(jié)晶α和未再結(jié)晶α晶粒內(nèi)的亞晶粒為特定粒徑，粒徑5μm以上的α和加工α的面積率在5％以下，α晶粒內(nèi)的TiC粒子的平均粒徑在10nm以下。
【專利說明】屈服強度和成形性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板及其制造方 法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及用于汽車零件等的屈服強度和成形性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板及 其制造方法。

【背景技術(shù)】
[0002] 供于汽車用行走部分零件用的熔融鍍鋅鋼板，為了實現(xiàn)燃油效率改善而要求更加 薄壁化。為了使鋼板的薄壁化和零件強度的確保并立，對于熔融鍍鋅鋼板，要求使抗拉強度 (TS)高強度化至IOOOMPa以上。此外，考慮碰撞安全性時，還同時要求使鋼板的屈服強度 (YS)高強度化至700MPa以上。另外，為了加工成形狀復(fù)雜的底盤零件，對于鋼板還要求有 優(yōu)異的成形加工性。因此，特別在抗拉強度（TS)與延伸率（總延伸率；EL)的平衡（以下， 也稱為"TSXEL平衡"。）中，要求TSXEL為24000MPa· %以上。
[0003] 作為使TSXEL提高的方法，已知有有效利用殘留奧氏體（以下，也稱為"殘留 Y "。）的加工誘導(dǎo)馬氏體相變（TRIP效應(yīng)）的方法。在熔融鍍鋅鋼板中，殘留Y -般由連 續(xù)退火鍍敷線（以下，稱為"CGL"。）在等溫淬火工序中制出。母相大致區(qū)分為含有軟質(zhì)的 鐵素體的和不含軟質(zhì)的鐵素體的。母相含有鐵素體時，鋼板TSXEL優(yōu)異，但鐵素體優(yōu)先屈 月艮，因此YS低，確保700MPa以上困難。作為鐵素體優(yōu)先屈服的理由，除了鐵素體自身為軟 質(zhì)以外，還可列舉的理由主要是，由于經(jīng)合金化處理后的最終冷卻而生成的馬氏體在生成 時的膨脹，致使可動位錯被導(dǎo)入軟質(zhì)鐵素體中，該可動位錯容易移動，從而在低應(yīng)力下發(fā)生 塑性變形。另一方面，母相不含鐵素體時，YS優(yōu)異，但存在TSXEL平衡差這樣的問題。通 過使等溫淬火處理長時間化，可以提高TSXEL平衡，但一般以CGL進(jìn)行等溫淬火處理的過 時效帶短，使等溫淬火時間長時間化會帶來流程速度的降低，生產(chǎn)率的降低。因此，盼望開 發(fā)出生產(chǎn)率高（即使以短暫的等溫淬火時間，例如低于60s也能夠制造），并具有良好的機 械的特性（以下，也有僅稱為"特性"的情況。）的熔融鍍鋅鋼板。
[0004] 例如，在專利文獻(xiàn)1中，公開有一種以貝氏體鐵素體為母相的、強度與加工性的平 衡優(yōu)異的高強度鍍敷鋼板。但是，該鋼板雖然在TS、YS、TS X EL中，能夠取得與本申請發(fā)明 同等的高水準(zhǔn)（參照表4中的實驗No. 28)，但需要超過IOOs的等溫淬火處理（參照段落
[0041])，因此有CGL上的生產(chǎn)率差這樣的問題。
[0005] 另一方面，在專利文獻(xiàn)2中，公開有一種抗粉化性優(yōu)異的高強度合金化熔融鍍鋅 鋼板。但是，該鋼板雖然可以通過45s這樣短時間的等溫淬火處理制造（參照段落[0124])， 但是在相當(dāng)量含有鐵素體的鋼中，可設(shè)想雖然也存在TS X EL滿足24000MPa · %以上，但TS 卻不能確保在IOOOMPa以上（參照表5中的GA鋼板No. 18?23、25、36)，YS也不能確保 700MPa。另外，幾乎不含鐵素體的鋼，雖然有YS能夠確保700MPa以上的可能性，但TSXEL 不能確保24000MPa · %以上（參照表5中的GA鋼板No. 27?32、37?40、45、46)。
[0006] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0007] 專利文獻(xiàn)
[0008] 專利文獻(xiàn)I :日本國特開2006-274417號公報
[0009] 專利文獻(xiàn)2 :日本國特開2007-182625號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0010] 本發(fā)明著眼于所述情況而形成，其目的在于，提供一種能夠由CGL的短時間的等 溫淬火處理進(jìn)行制造的、兼?zhèn)淇估瓘姸群颓姸燃俺尚涡缘母邚姸热廴阱冧\鋼板及其制 造方法。
[0011] 第一發(fā)明是屈服強度和成形性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板，是在表面形成有鍍鋅 層的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計（以下，涉及化學(xué)成分均同。），含有
[0012] C :0.05 ?0.3%、
[0013] Si:l ?3%、
[0014] Mn:l ?3%、
[0015] P :0· 1% 以下（不含 0% )、
[0016] S :0· 01% 以下（不含 0% )、
[0017] Ti :0· 02 ?0· 2%、
[0018] Al :0· 001 ?0· 1%、
[0019] N :0· 002 ?0· 03%，
[0020] 余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0021] 此外，具有同時滿足以下式（1)和式（2)的成分組成：
[0022] 10[C]+0. 4[Si] + [Mn]彡 4. 5…式（1)、
[0023] 0. 8 X (723-10. 7 [Μη] -16. 9 [Ni] +29. I [Si] +16. 9 [Cr]) +0. 2 X (910-203 V [C] +44. 7[Si]+31. 5[Mo]-30[Μη]-II [Cr]-20[Cu]+700[P]+400[Al]+400[Ti])彡 780…式（2)
[0024] (其中，□意思是各化學(xué)成分的含量（質(zhì)量％ )。），
[0025] 并具有如下組織：以相對于全部組織的面積率計（以下，涉及組織均同。），含有
[0026] 貝氏體鐵素體：40?65%、
[0027] 馬氏體+殘留奧氏體：15%以上、
[0028] 所述馬氏體：15%以下、
[0029] 所述殘留奧氏體：5%以上、
[0030] 鐵素體：20 ?40%，
[0031] 所述殘留奧氏體的C濃度（CyR)是0.9質(zhì)量％以上，
[0032] 關(guān)于所述鐵素體，再結(jié)晶鐵素體的平均粒徑和未再結(jié)晶鐵素體晶粒內(nèi)的亞晶粒的 平均粒徑均在3 μ m以下，并且，粒徑5 μ m以上的鐵素體的面積率為5 %以下，并且，加工鐵 素體的面積率為5%以下，
[0033] 此外，存在于所述鐵素體晶粒內(nèi)的TiC粒子的平均粒徑為IOnm以下。
[0034] 第二發(fā)明是根據(jù)第一發(fā)明所述的屈服強度和成形性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板， 其中，成分組成還含有
[0035] Cr :0.01 ?3%、
[0036] Mo :0.01 ?1%、
[0037] Cu :0.01 ?2%、
[0038] Ni :0.01 ?2%、
[0039] B :0· 00001 ?0· 001%、
[0040] Ca :0· 0005 ?0· 01%、
[0041] Mg :0· 0005 ?0· 01%、
[0042] REM :0· 0001?0· 01 %中的一種或兩種以上。
[0043] 第三發(fā)明是屈服強度和成形性優(yōu)異的高強度熔融鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在 于，將具有第一或第二發(fā)明所示的成分組成的鋼材以下述（1)?（3)所示的各條件，進(jìn)行熱 乳后，再進(jìn)行冷乳，之后進(jìn)行退火。
[0044] (1)熱軋條件
[0045] 粗軋之后，加熱至熱軋加熱溫度：1200°C以上，以終軋結(jié)束溫度：900°C以上進(jìn)行 軋制，接著以第一冷卻速度：l〇°C /s以上的平均冷卻速度，急冷至第一保持溫度：550? 700°C，在該溫度下保持第一保持時間：10?100s，接著以第二冷卻速度：10°C /s以上的平 均冷卻速度，急冷至卷取溫度：400?550°C，在該溫度下卷取。
[0046] (2)冷軋條件
[0047] 冷軋率：20?60%
[0048] (3)退火條件
[0049] 在500?700°C的溫度域，以第一加熱速度為1?KTC /s的平均加熱速度升溫 后，在700°C?[0. 8Acl+0. 2Ac3]的溫度域，以第二加熱速度為8°C /s以上的平均加熱速度 升溫，在所述[0· 8Acl+0. 2Ac3]?均熱溫度：{[0· 4Acl+0. 6Ac3]?[0· 2Acl+0. 8Ac3]}，以 第三加熱速度〇. 1°C /s以上的平均加熱速度升溫，以該均熱溫度保持均熱時間：300s以下 之后，從該均熱溫度以第二冷卻速度為5°C /s以上的平均冷卻速度急冷至380?420°C的 溫度域而過冷，浸漬在鍍鋅浴中，以該急冷停止溫度（過冷溫度）保持過冷時間：10?60s 的時間而進(jìn)行等溫淬火處理后，在合金化溫度：480?600°C的溫度域，再加熱合金化時間： 1?IOOs的時間而進(jìn)行合金化處理之后，冷卻至常溫。
[0050] 根據(jù)本發(fā)明，作為鋼板的組織，通過規(guī)定量導(dǎo)入鐵素體和殘留Y，可以一邊確保 TSXEL平衡，一邊在鐵素體中，限制馬氏體的導(dǎo)入量，從而在減少導(dǎo)入到該鐵素體的可動位 錯之后，限制粗大的鐵素體和加工鐵素體的導(dǎo)入量，并且成為微細(xì)的鐵素體晶?；騺喚Я?組織而使之微細(xì)化強化，而且通過使鐵素體中分散微細(xì)的TiC粒子而進(jìn)行析出強化，可以 確保TS與YS。其結(jié)果是，能夠提供一種能夠由CGL的短時間的等溫淬火處理進(jìn)行制造，兼 備抗拉強度和屈服強度及成形性的高強度熔融鍍鋅鋼板及其制造方法。

【具體實施方式】
[0051] 本
【發(fā)明者】們著眼于與前述現(xiàn)有技術(shù)同樣的，含有有著位錯密度高的下部組織（基 體）的貝氏體鐵素體和殘留奧氏體UR)的TRIP鋼板，對于作為該鋼板特性的能夠同時確 保TS :1000MPa以上、YS :700MPa以上、TSXEL :24000MPa · %以上的對策反復(fù)進(jìn)行了各種 研究。
[0052] 其結(jié)果是，根據(jù)以下的思考研究可設(shè)想到，能夠確保所述規(guī)定的鋼板特性。
[0053] S卩，首先，使鋼板的基體為含有位錯的貝氏體鐵素體，向其中導(dǎo)入一部分馬氏體+ 殘留Y (變形途中發(fā)生加工誘發(fā)馬氏體相變），以確保TS :1000MPa以上的高強度。另外， 導(dǎo)入鐵素體和殘留Y，從而提高EL，確保TSXEL:24000MPa· %以上。導(dǎo)入C濃度高而穩(wěn) 定的殘留Y，即導(dǎo)入在變形的中期至后期發(fā)生加工誘發(fā)馬氏體相變的殘留Y，從而提高EL 提高效果。另外，為了確保高YS，限制馬氏體的導(dǎo)入量，減少隨著馬氏體相變時的膨脹而導(dǎo) 入鐵素體的可動位錯。此外，為了使鐵素體強化并防止其優(yōu)先屈服，使鐵素體成為微細(xì)的再 結(jié)晶鐵素體和在晶粒內(nèi)具有微細(xì)的亞晶粒的未再結(jié)晶鐵素體，使之微細(xì)化強化，而且，使該 鐵素體內(nèi)分散微細(xì)的TiC而使之析出強化，從而確保YS :700MPa以上。這時，若有粗大的鐵 素體晶粒被導(dǎo)入一定量以上，則該粗大鐵素體優(yōu)先屈服，不能確保YS :700MPa以上，因此限 制粗大鐵素體的面積率。另外，若有亞晶粒組織化、再結(jié)晶鐵素體晶?；瘺]有進(jìn)行的加工組 織（加工鐵素體）殘存，則EL降低，因此限制其導(dǎo)入量。
[0054] 本
【發(fā)明者】們，基于所述結(jié)論進(jìn)一步進(jìn)行研究的結(jié)果是，直到完成本發(fā)明。
[0055] 以下，首先對于賦予本發(fā)明鋼板以特征的組織進(jìn)行說明。
[0056] 〔本發(fā)明鋼板的組織〕
[0057] 如前述，本發(fā)明鋼板以前述現(xiàn)有技術(shù)相同的TRIP鋼的組織為基礎(chǔ)，但特別在以下 幾點上與所述現(xiàn)有技術(shù)不同，即，以規(guī)定量含有鐵素體，并且以面積率計含有5%以上的碳 濃度為0.9質(zhì)量％以上的殘留Y，此外，在所述鐵素體中，再結(jié)晶鐵素體的平均當(dāng)量圓直徑 和未再結(jié)晶鐵素體晶粒內(nèi)的亞晶粒的平均當(dāng)量圓直徑均控制在3 μ m以下，并且，當(dāng)量圓直 徑5 μ m以上的鐵素體的面積率控制在5%以下，且加工鐵素體的面積率控制在5%以下，進(jìn) 而存在于所述鐵素體晶粒內(nèi)的TiC粒子的平均當(dāng)量圓直徑控制在IOnm以下。
[0058] 〈貝氏體鐵素體：45?65% >
[0059] 本發(fā)明的"貝氏體鐵素體"具有貝氏體組織擁有位錯密度高的板條狀組織的下部 組織，并且在組織內(nèi)沒有碳化物這一點上，與貝氏體組織明顯不同，另外，與具有無位錯密 度或位錯密度極少的下部組織的多邊鐵素體組織，或擁有細(xì)小的亞晶粒等的下部組織的準(zhǔn) 多邊鐵素體組織都不同（參照日本鐵鋼協(xié)會基礎(chǔ)研究會發(fā)行"鋼的貝氏體照片集-1"）。
[0060] 如此本發(fā)明鋼板的組織，均勻微細(xì)而富于延展性，并且，以位錯密度高，強度高的 貝氏體鐵素體作為母相，從而能夠提高強度與成形性的平衡。
[0061] 在本發(fā)明鋼板中，上述貝氏體鐵素體組織的量，相對于全部組織，以面積率計需要 為40?65% (優(yōu)選為43?62%，更優(yōu)選為45?60%)。由此，來自上述貝氏體鐵素體組 織的效果得到有效地發(fā)揮。還有，上述貝氏體鐵素體組織的量，根據(jù)與殘留Y的平衡決定， 推薦以能夠發(fā)揮期望的特性的方式適當(dāng)控制。
[0062] 〈馬氏體+殘留Y :15%以上〉
[0063] 為了確保強度，向組織中導(dǎo)入一部分馬氏體。相對于全部組織，馬氏體+殘留Y 的合計面積率需要為15 %以上（優(yōu)選為18 %以上，更優(yōu)選為20 %以上）。
[0064] 〈所述馬氏體：15%以下〉
[0065] 這是為了減少在馬氏體生成時被導(dǎo)入鐵素體的可動位錯。若馬氏體的含量以面積 率計高于15%，則導(dǎo)入鐵素體的可動位錯量變得過多，不能確保YS :700MPa以上。另外，若 馬氏體過多，則強度變得過高，不能確保成形性，因此相對于全部組織，馬氏體的含量以面 積率計需要為15 %以下（優(yōu)選為13 %以下，更優(yōu)選為10 %以下）。
[0066]〈殘留Y :5%以上〉
[0067] 殘留Y在變形時發(fā)生加工誘發(fā)馬氏體相變，對于提高TSXEL有用，為了有效地發(fā) 揮這樣的作用，相對于全部組織，以面積率計需要存在5%以上（優(yōu)選為10%以上，更優(yōu)選 為15%以上）。
[0068]〈鐵素體：20 ?40% >
[0069] 鐵素體是軟質(zhì)相，鐵素體自身不能有效利用于高強度化，但對提高基體的延展性 有效。為了確保TSXEL平衡，相對于全部組織，鐵素體的含量以面積率計需要為20%以上 (優(yōu)選為22 %以上，更優(yōu)選為25 %以上），但為能夠保證強度的面積率40 %以下（優(yōu)選為 38%以下，更優(yōu)選為35%以下）的范圍。
[0070] 〈殘留Y的C濃度（C Y R) :0· 9質(zhì)量％以上〉
[0071] CyR是影響加工時殘留Y相變?yōu)轳R氏體的穩(wěn)定度的指標(biāo)。CyR越高，殘留Y越 穩(wěn)定化，越會在變形的后期發(fā)生加工誘發(fā)馬氏體相變，TSXEL提高效果高。為了有效地發(fā) 揮這樣的效果，需要C γ R為0. 9質(zhì)量％以上（優(yōu)選為0. 92質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為0. 95質(zhì) 量％以上）。
[0072] 〈再結(jié)晶鐵素體的平均粒徑和未再結(jié)晶鐵素體晶粒內(nèi)的亞晶粒的平均粒徑：均在 3 μ m以下〉
[0073] 這是為了使優(yōu)先屈服的軟質(zhì)的鐵素體微細(xì)化強化。與加工組織不同，復(fù)原?再結(jié) 晶的微細(xì)的鐵素體晶粒和未再結(jié)晶鐵素體晶粒內(nèi)的微細(xì)的亞晶粒不會使EL大幅降低，而 對于提高YS有效。為了有效地發(fā)揮這樣的效果，需要再結(jié)晶鐵素體、未再結(jié)晶鐵素體晶粒 內(nèi)的亞晶粒，以平均粒徑計均為3 μ m以下。
[0074] 〈粒徑5 μ m以上的鐵素體的面積率：5%以下〉
[0075] 粗大的鐵素體晶粒因為強化不足，所以軟質(zhì)，發(fā)生優(yōu)先屈服而使YS降低，因此需 要限制其導(dǎo)入量。為了確保YS :700MPa以上，使粒徑5 μ m以上的鐵素體的面積率為5%以 下。
[0076] 〈加工鐵素體的面積率：5%以下〉
[0077] 為了不損害鐵素體的延展性提高效果，需要限制加工鐵素體的導(dǎo)入量。為了確保 TSXEL :24000MPa · %，加工鐵素體的面積率為5%以下。
[0078] 〈存在于所述鐵素體晶粒內(nèi)的TiC粒子的平均粒徑：IOnm以下〉
[0079] 這是因為除了前述的微細(xì)化強化以外，借助TiC粒子的析出強化而使鐵素體進(jìn)一 步強化。為了確保YS :700MPa以上，TiC粒子的平均粒徑為IOnm以下。
[0080] 〔各相的面積率、殘留Y的C濃度（CyR)和各粒子的尺寸的各測量方法〕
[0081] 在此，對于各相的面積率、殘留Y的C濃度（CyR)和各粒子的尺寸的各測量方法 進(jìn)行說明。
[0082] 首先，關(guān)于馬氏體+殘留Y的面積率，是對于鋼板進(jìn)行1印era試劑腐蝕，通過光 學(xué)顯微鏡觀察（倍率1000倍），例如將白色的區(qū)域定義為"馬氏體+殘留而測量其面 積率。
[0083] 其次，殘留Y的面積率及其C濃度（CyR)，是磨削至鋼板的1/4的厚度后，進(jìn)行 化學(xué)研磨，之后通過X射線衍射法進(jìn)行測量（ISIJ Int. Vol. 33,（1933)，No. 7, P. 776)。另 夕卜，馬氏體的面積率通過從如前述這樣測量的馬氏體+殘留Y的面積率中，減去殘留Y的 面積率而求得。
[0084] 對于貝氏體鐵素體的面積率、鐵素體的面積率、再結(jié)晶鐵素體和未再結(jié)晶鐵素體 晶粒內(nèi)的亞晶粒的尺寸和面積率，以及加工鐵素體的面積率，按以下的方式進(jìn)行鑒定。
[0085] 掃描型電子顯微鏡（SEM JEOL制JSM-5410)使用TSL社制0ΜΤΜ，以0. 2 μ m間距 通過電子束背散射衍射（EBSD)法進(jìn)行測量，分別映射BCC相和與之鄰接的晶粒的結(jié)晶取向 差為5°以上且低于15°的晶界，以及15°以上的晶界。BCC相之中，將15°以上的取向差 的晶界為3測量點以下的區(qū)域、和不能分析的區(qū)域定義為"馬氏體+加工鐵素體"，并鑒定其 面積率。然后，從該面積率中減去通過所述光學(xué)顯微鏡觀察鑒定的馬氏體的面積率，從而鑒 定加工鐵素體的面積率。其余的BCC相之中，被有著15°以上的取向差的晶界完全包圍的 區(qū)域定義為鐵素體晶?；蜇愂象w鐵素體晶粒，其中粒子的平均KAM值（例如，參照日本國特 開2010-255091的段落[0035]、[0048])為0.5°C以上的粒子，定義為貝氏體鐵素體晶粒， 計算其面積率，其余的區(qū)域定義為再結(jié)晶鐵素體，鑒定其尺寸和面積率。另外，一部分也是 由有著5°以上且低于15°的取向差的晶界包圍的區(qū)域定義為亞晶粒，鑒定其尺寸和面積 率。在此，關(guān)于再結(jié)晶鐵素體和亞晶粒的尺寸，是將各粒子的面積換算成當(dāng)量圓直徑后將其 定義為粒徑，對于此粒徑（當(dāng)量圓直徑）進(jìn)行算術(shù)平均，由此求得平均粒徑。
[0086] 關(guān)于TiC的尺寸，以復(fù)型法進(jìn)行透射型電子顯微鏡（TEM)觀察，測量存在于鐵素體 晶粒內(nèi)的TiC粒子，將其面積換算成當(dāng)量圓直徑，對此當(dāng)量圓直徑進(jìn)行算術(shù)平均，以其作為 平均粒徑。
[0087] 接下來，對于構(gòu)成本發(fā)明鋼板的成分組成進(jìn)行說明。以下，化學(xué)成分的單位全部是 質(zhì)量％。
[0088]〔本發(fā)明鋼板的成分組成〕
[0089] C :0.05 ?0.3%
[0090] C是用于一邊確保高強度，一邊得到期望的主要組織（貝氏體鐵素體+馬氏體+殘 留Y)所必須的元素，為了有效地發(fā)揮這樣的作用，需要添加0.05%以上（優(yōu)選為0.10% 以上，更優(yōu)選為〇. 15%以上）。其中，高于0.3%時不適于焊接。
[0091] Si:l ?3%
[0092] Si是有效地抑制殘留Y分解、碳化物生成的元素。特別是Si作為固溶強化元素 也有用。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，需要添加 Si為1%以上。優(yōu)選為1.1%以上，更優(yōu)選 為1. 2%以上。但是，若添加 Si高于3%，則除了貝氏體鐵素體+馬氏體組織的生成受到阻 礙以外，熱變形阻力也變高，容易發(fā)生焊接部的脆化，此外對鋼板的表面性狀也造成不良影 響，因此使其上限為3%。優(yōu)選為2. 5%以下，更優(yōu)選為1.8%以下。
[0093] Mn : 1 ?3 %
[0094] Mn作為固溶強化元素有效地發(fā)揮作用，除此以外，還發(fā)揮的作用是，抑制直至等溫 淬火的冷卻中過剩地生成鐵素體。此外使Y穩(wěn)定化，是用于得到期望的殘留Y所需要的 元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，需要添加1%以上。優(yōu)選為1. 3%以上，更優(yōu)選為1. 5% 以上。但是，若添加高于3%，則除了貝氏體鐵素體+馬氏體組織的生成受到阻礙以外，還可 見發(fā)生鑄片裂紋等的不良影響。優(yōu)選為2. 5%以下，更優(yōu)選為2%以下。
[0095] P :0· 1% 以下（不含 0% )
[0096] P作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，但為了確保期望的Y R，也是可以添加的元素。 但是，若添加高于〇. 1%，則二次加工性劣化。更優(yōu)選為0.03%以下。
[0097] S :0· 01% 以下（不含 0% )
[0098] S也作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，形成MnS等的硫化物系夾雜物，成為裂紋的起 點，是使加工性劣化的元素。優(yōu)選為〇. 008%以下，更優(yōu)選為0. 005%以下。
[0099] Ti :0.02 ?0.2%
[0100] Ti作為TiC，通過抑制由釘扎作用所致的粗大再結(jié)晶鐵素體的生成和析出強化， 在確保YS :700MPa以上方面是有用的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，需要添加 Ti為 0.02%以上。優(yōu)選為0.06%以上，更優(yōu)選為0.08%以上。但是，即使過剩地添加，效果也是 飽和,經(jīng)濟上造成浪費，因此使其上限為0. 2%。
[0101] Al :0· 001 ?0· 1%
[0102] Al作為脫氧劑添加，并且與上述Si協(xié)同，是有效地抑制殘留Y分解、碳化物生成 的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，需要添加 Al為0.001%以上。但是，即使過剩地添 力口。效果也是飽和，在經(jīng)濟上造成浪費，因此使其上限為〇. 1%。
[0103] N :0· 002 ?0· 03%
[0104] N是不可避免存在的元素，但與Al、Nb等的碳氮化物形成元素結(jié)合，形成析出物， 有助于強度提高、組織的微細(xì)化。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，需要使N含有0.002%以上。 另一方面，若N含量過多，則本發(fā)明的材料這樣的低碳鋼其鑄造困難，制造本身不能進(jìn)行。
[0105] 10[C]+0. 4[Si] + [Mn]彡 4. 5…式（1)
[0106] 這是為了通過由CGL進(jìn)行的短時間等溫淬火處理，使貝氏體相變充分進(jìn)行，以規(guī) 定的分率得到貝氏體鐵素體、殘留Y和馬氏體。因為C、Si、Mn均是使貝氏體相變延遲的元 素，所以需要控制這些元素的含量的平衡。所述式（1)，是調(diào)查使C、Si、Mn的含量進(jìn)行各種 變化的鋼的貝氏體相變進(jìn)行程度和最終組織中所形成的貝氏體鐵素體、殘留Y和馬氏體 的分率，根據(jù)實驗求得通過CGL上的短時間等溫淬火處理能夠確保規(guī)定的組織分率的成分 平衡并使之公式化的算式。若所述式（1)的左邊的值高于4. 5,則貝氏體鐵素體和殘留γ 的分率不足，EL降低，不能確保TSXEL :24000MPa · %以上，或馬氏體的分率過剩而使鐵素 體中被導(dǎo)入大量的可動位錯，YS降低。優(yōu)選為4. 4以下，更優(yōu)選為4. 3以下。
[0107] 0. 8 X (723-10. 7 [Μη] -16. 9 [Ni] +29. I [Si] +16. 9 [Cr]) +0. 2 X (910-203 V [C] +44. 7[Si]+31. 5[Mo]-30[Μη]-II [Cr]-20[Cu]+700[P]+400[Al]+400[Ti])彡 780…式（2)
[0108] 這是因為在退火工序的升溫時，將在二相域使奧氏體晶粒僅生成能夠抑制粗大 的再結(jié)晶鐵素體的生成的量的溫度設(shè)為780°c以下。在此，所述式（2)的左邊，意思是 "0.8Acl+0. 2Ac3"（參照幸田成康監(jiān)譯，"萊斯利鐵鋼材料學(xué)"，丸善株式會社，1985年， p. 273)。即，若所述式（2)的左邊的值高于780°C，則退火工序的升溫時生成粗大的再結(jié)晶 鐵素體，不能確保YS :700MPa以上。
[0109] 本發(fā)明的鋼基本上含有上述成分，余量實質(zhì)上是鐵和不可避免的雜質(zhì)，但另外，在 不損害本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，也能夠添加以下的允許成分。
[0110] Cr :0.01 ?3%、
[0111] Mo :0.01 ?1%、
[0112] Cu :0.01 ?2%、
[0113] Ni :0.01 ?2%、
[0114] B :0. 00001?0. 01 %的一種或兩種以上
[0115] 這些元素作為鋼的強化元素有用，并且對于殘留Y的穩(wěn)定化、規(guī)定量的確保是有 效的元素。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，推薦分別添加 Cr :0. 01%以上（更優(yōu)選為0.05% 以上），Mo :0.01%以上（更優(yōu)選為0.02%以上），Cu :0.01%以上（更優(yōu)選為0· 1 %以上）， Ni :0.01 %以上（更優(yōu)選為0· 1 %以上），B :0.00001 %以上（更優(yōu)選為0.0002 %以上）。但 是，添加 Cr高于3%、Mo高于1 %、Cu和Ni分別高于2%、B高于0. 01 %，上述效果也會飽 和，在經(jīng)濟上造成浪費。更優(yōu)選為Cr :2. 0%以下，Mo :0. 8%以下，Cu :1. 0%以下，Ni :1. 0% 以下，B :0. 0030%以下。
[0116] Ca :0· 0005 ?0· 01%、
[0117] Mg :0· 0005 ?0· 01%、
[0118] REM :0· 0001?0· 01 %的一種或兩種以上
[0119] 這些元素控制鋼中硫化物的形態(tài)，對于加工性提高是有效的元素。在此，作為用于 本發(fā)明的REM (稀土類元素），可列舉Sc、Y、鑭系元素等。為了有效地發(fā)揮上述作用，推薦Ca 和Mg分別添加0.0005%以上（更優(yōu)選為0.001 %以上），REM添加0.0001 %以上（更優(yōu)選 為0. 0002%以上）。但是，Ca和Mg分別添加高于0. 01 %，REM添加高于0. 01 %，上述效果 也會飽和，在經(jīng)濟上造成浪費。更優(yōu)選Ca和Mg為0. 003%以下，REM為0. 006%以下。
[0120] 接著，以下說明用于得到上述本發(fā)明鋼板的優(yōu)選的制造方法。
[0121] 〔本發(fā)明鋼板的優(yōu)選的制造方法〕
[0122] 本發(fā)明鋼板是將滿足上述成分組成的鋼材進(jìn)行熱軋后，再冷軋，之后進(jìn)行退火而 制造，但為了滿足組織的要件，按以下想法設(shè)定各工序的條件即可。
[0123] S卩，為了得到微細(xì)的再結(jié)晶鐵素體、未再結(jié)晶晶粒內(nèi)具有亞晶粒的鐵素體組織，需 要在退火工序的特別是升溫過程和均熱過程中，控制從經(jīng)由冷軋工序而被冷加工的組織發(fā) 生復(fù)原?再結(jié)晶的鐵素體的形態(tài)。即，其課題為，使最終組織中不殘存規(guī)定量以上的加工狀 態(tài)的鐵素體，并且，抑制粗大的再結(jié)晶鐵素體的生成。作為粗大的再結(jié)晶鐵素體的生成原 理，可知是加工組織發(fā)生復(fù)原而形成亞晶粒組織，特定的亞晶粒生長而發(fā)生再結(jié)晶鐵素體 化，進(jìn)一步粗大化。因此，為了減少粗大再結(jié)晶鐵素體晶粒，有效的是在亞晶粒或微細(xì)的再 結(jié)晶鐵素體晶粒的階段抑制粗大化。在本發(fā)明中，利用來自微細(xì)的TiC粒子的釘扎作用，以 及通過成分組成和退火工序的升溫曲線的最佳化而在低溫二相域生成的奧氏體晶粒，抑制 亞晶?；蛭⒓?xì)的再結(jié)晶鐵素體晶粒的粗大化。首先，在熱軋階段使中間保持條件最佳化而 預(yù)先使TiC微細(xì)地析出，在退火工序中將TiC作為釘扎粒子有效利用。還有，該微細(xì)TiC粒 子作為析出強化粒子也有幫助。在退火工序的升溫過程中，在第一升溫過程中使加工組織 復(fù)原·再結(jié)晶，使殘存在最終組織中的加工鐵素體減少。在第二升溫過程中，急速升溫到能 夠以足夠量的奧氏體晶粒抑制再結(jié)晶鐵素體的粗大化的溫度。在第三升溫過程和均熱過程 中，因為再結(jié)晶鐵素體的粗大化除了 TiC的釘扎作用以外，還能夠由奧氏體晶粒抑制，所以 進(jìn)行奧氏體分率的調(diào)整。
[0124] 基于此想法，具體來說，本發(fā)明鋼板能夠通過將滿足上述成分組成的鋼材以下述 (1)?（3)所示的各條件，進(jìn)行熱軋之后，再冷軋，其后進(jìn)行退火而制造。
[0125] (1)熱軋條件
[0126] 粗軋之后，加熱至熱軋加熱溫度：1200°C以上，以終軋結(jié)束溫度：900°C以上進(jìn)行 軋制，接著以第一冷卻速度：l〇°C /s以上的平均冷卻速度急冷至第一保持溫度：550? 700°C，以該溫度保持第一保持時間：10?100s，接著以第二冷卻速度：10°C /s以上的平均 冷卻速度急冷至卷取溫度：400?550°C，以此溫度進(jìn)行卷取。
[0127] 〈熱軋加熱溫度：1200°C以上〉
[0128] 這是為了使Ti在鋼中完全固溶，從而在基體中使TiC析出，以充分獲得TiC粒 子帶來的釘扎效應(yīng)和析出強化的效果。為了使這樣的效果確實地發(fā)揮，熱軋加熱溫度為 1200°C 以上。
[0129] 〈終軋結(jié)束溫度：900°C以上〉
[0130] 這是為了在終軋結(jié)束后使奧氏體再結(jié)晶，防止在高溫域析出粗大的TiC。低于 900°C時成為未再結(jié)晶奧氏體組織，在繼續(xù)的冷卻過程的高溫域，TiC在位錯上粗大地析出， 無法充分獲得TiC的釘扎效應(yīng)和析出強化的效果，不能確保YS。
[0131] 〈以第一冷卻速度：10°C /s以上的平均冷卻速度急冷至第一保持溫度：550? 700 0C >
[0132] 這是為了防止在高溫域有粗大TiC析出。若第一冷卻速度低于KTC /s，或者第一 保持溫度高于700°C，則粗大TiC在奧氏體晶界上析出，TiC的釘扎效應(yīng)和析出強化的效果 無法充分獲得，不能確保YS。
[0133] 〈以第一保持溫度：550?700°C保持第一保持時間：10?100s>
[0134] 這是為了使之進(jìn)行鐵素體相變，在奧氏體與鐵素體的界面使微細(xì)的TiC粒子析 出。第一保持溫度低于550°C，或第一保持時間低于IOs時，無法使TiC充分量析出，另一方 面，若第一保持時間超過100s，則TiC粗大化，任何一種情況下，都無法充分獲得TiC的釘扎 效應(yīng)和析出強化的效果，不能確保YS。
[0135] 〈以第二冷卻速度：10°C /s以上的平均冷卻速度急冷至卷取溫度：400?550°C， 并以此溫度卷取〉
[0136] 這是為了不使析出的微細(xì)的TiC粒子粗大化。還有卷取溫度低于400°C時，鋼過于 高強度化，冷軋變得困難。
[0137] (2)冷軋條件
[0138] 冷軋率：20?60%
[0139] 這是為了在下面的退火工序的升溫過程中，使微細(xì)的再結(jié)晶鐵素體晶粒、未再結(jié) 晶鐵素體晶粒內(nèi)亞晶粒形成。冷軋率低于20%時，在升溫過程中加工組織的復(fù)原·再結(jié)晶 無法充分發(fā)生，被加工的鐵素體殘存在最終組織中，EL降低，不能確保TSXEL。另一方面， 若冷軋率高于60 %，則升溫過程中的再結(jié)晶晶粒的粗大化促進(jìn)，得不到微細(xì)的再結(jié)晶鐵素 體晶粒、未再結(jié)晶鐵素體晶粒內(nèi)亞晶粒，不能確保YS。
[0140] (3)退火條件
[0141] 在500?700°C的溫度域，以第一加熱速度：1?10°C /s的平均加熱速度升溫后， 在700°C?[0. 8Acl+0. 2Ac3]的溫度域，以第二加熱速度：8°C /s以上的平均加熱速度升 溫，并以第三加熱速度：〇. 1°C /s以上的平均加熱速度，升溫至所述[0. 8Acl+0. 2Ac3]?均 熱溫度：{[0. 4Acl+0. 6Ac3]?[0. 2Acl+0. 8Ac3]}，以該均熱溫度，保持均熱時間：300s以下 后，從該均熱溫度，以第二冷卻速度：5°C /s以上的平均冷卻速度，急冷至380?420°C的溫 度域而進(jìn)行過冷，浸漬在鍍鋅浴中，以該急冷停止溫度（過冷溫度），保持過冷時間：10? 60s的時間而進(jìn)行等溫淬火處理后，在合金化溫度：480?600°C的溫度域，以合金化時間： 1?IOOs的時間再加熱而進(jìn)行合金化處理之后，冷卻至常溫。
[0142] 〈在500?700°C的溫度域，以第一加熱速度：1?10°C /s的平均加熱速度升溫〉
[0143] 這是為了形成微細(xì)的再結(jié)晶鐵素體晶粒、未再結(jié)晶鐵素體晶粒內(nèi)亞晶粒。第一加 熱速度低于1°C/s時，粗大的再結(jié)晶鐵素體形成，不能確保YS。另一方面，若第一加熱速度 高于10°C /s，則最終組織中殘存加工鐵素體，EL降低，不能確保TSXEL。
[0144] 〈在700°C?[0· 8Acl+0. 2Ac3]的溫度域，以第二加熱速度：8°C /s以上的平均加 熱速度升溫〉
[0145] 這是為了在粗大的再結(jié)晶鐵素體形成的溫度域急速升溫，短時間到達(dá)盡可能抑制 粗大的再結(jié)晶鐵素體形成的能夠得到奧氏體晶粒的二相域溫度。第二加熱速度低于8°C / s時，粗大的再結(jié)晶鐵素體大量形成，不能確保YS。還有，[0. 8Acl+0. 2Ac3]如前述，能夠由 所述式（2)的左邊的式計算。
[0146] 〈以第三加熱速度：0. 1°C /s以上的平均加熱速度升溫至所述[0. 8Acl+0. 2Ac3]? 均熱溫度：{[0· 4Acl+0. 6Ac3]?[0· 2Acl+0. 8Ac3]}，>
[0147] 利用根據(jù)截止到前段的制造條件所形成的微細(xì)的TiC粒子和奧氏體晶粒，來抑 制粗大的再結(jié)晶鐵素體的形成，因此在這里，只要以規(guī)定的加熱速度升溫至能夠得到規(guī)定 的奧氏體分率的均熱溫度即可。均熱溫度低于[0. 4Acl+0. 6Ac3]時，鐵素體的分率變得過 高，最終組織中所含的貝氏體鐵素體和殘留Y +馬氏體的分率降低，因此不能確保TS。另 一方面，均熱溫度在[0.2Acl+0.8Ac3]以下時，鐵素體的分率變得過低，EL降低，不能確保 TSXEL。另外，第三加熱速度低于0. 1°C /s時，由于TiC粒子和奧氏體晶粒的粗大化而形 成粗大的再結(jié)晶鐵素體，不能確保YS。還有，均熱溫度的范圍的上下限值[0.4Acl+0.6Ac3] 和[0.2Acl+0.8Ac3]，能夠?qū)τ谒鍪剑?)的左邊的式，將其系數(shù)"0.8和0.2"分別變更為 "0. 4和0. 6"與"0. 2和0. 8"加以使用而進(jìn)行計算。
[0148] 〈均熱時間：保持300s以下〉
[0149] 若均熱時間超過300s，則TiC粒子和奧氏體晶粒的粗大化導(dǎo)致粗大的再結(jié)晶鐵素 體形成，不能確保YS。
[0150] 〈從該均熱溫度以第二冷卻速度：5°C /s以上的平均冷卻速度進(jìn)行急冷〉
[0151] 這是為了抑制冷卻中的鐵素體的生成。第二冷卻速度低于5°C /s時，鐵素體分率 變得過高，不能確保TS。
[0152] 〈急冷至急冷停止溫度（過冷溫度）：380?420°C的溫度域進(jìn)行過冷，在鍍鋅浴中 浸漬〉
[0153] 這是為了以最佳的溫度進(jìn)行等溫淬火處理，即使是由CGL進(jìn)行的短時間等溫淬火 處理，仍可使貝氏體相變充分進(jìn)行，使貝氏體鐵素體、殘留Y和馬氏體的分率最佳化，并且 充分提高殘留Y中的C濃度。急冷停止溫度（過冷溫度）低于380°C時，貝氏體相變無法 在短時間內(nèi)充分進(jìn)行，貝氏體鐵素體和殘留Y的分率降低，另一方面，馬氏體分率變得過 高，TSXEUYS均不能確保。另一方面，若急冷停止溫度（過冷溫度）高于420°C，則殘留 Y中的C濃度變得過低，不能確保TSXEL。還有，對鍍鋅浴沒有限制。
[0154] 〈以該急冷停止溫度（過冷溫度）保持過冷時間：10?60s的時間而進(jìn)行等溫淬 火處理〉
[0155] 這是為了促進(jìn)貝氏體相變的進(jìn)行，并且確保CGL的生產(chǎn)率。過冷時間低于IOs時， 貝氏體相變無法在短時間內(nèi)充分進(jìn)行，貝氏體鐵素體和殘留Y的分率降低，另一方面，馬 氏體的分率變得過高，TSXEUYS均不能確保。另一方面，若過冷時間超過60s，則CGL的生 產(chǎn)率降低。
[0156] 〈在合金化溫度：480?600°C的溫度域再加熱合金化時間：1?IOOs的時間而進(jìn) 行合金化處理，之后冷卻至常溫〉
[0157] 這是為了一邊抑制奧氏體的分解一邊使鍍敷合金化。合金化溫度高于600°C或 合金化時間超過IOOs時，滲碳體便從由等溫淬火處理工序制造的高C的奧氏體中析出，因 此不能在最終組織中確保規(guī)定量的殘留Y，不能確保TSXEL。另一方面，合金化溫度低于 480°C，合金化時間低于Is時，鍍敷無法合金化。
[0158] 【實施例】
[0159] 真空熔煉由表1所示的各成分組成構(gòu)成的供試鋼，成為板厚30mm的板坯后，將該 板坯加熱至熱軋加熱溫度Tl (°C )，以終軋結(jié)束溫度T2 (°C )熱軋至板厚2. 5mm后，以第一 冷卻速度CRl (°C /s)的平均冷卻速度急冷至第一保持溫度T3 CC )，在此溫度下保持第一 保持時間tl (s)，接著以第二冷卻速度CR2 (°C /s)的平均冷卻速度進(jìn)行急冷至卷取溫度 T4(°C )，以卷取溫度T4(°C )放入保持爐內(nèi)30分鐘，進(jìn)行空冷，從而模擬熱軋鋼板的卷取。 其后，以冷軋率r :52%進(jìn)行冷軋，成為板厚I. 2mm的冷軋材。還有，對于熱處理No. 12的鋼， 在冷軋前磨削表面和背面成為I. 4mm，以冷軋率r :15%冷軋，成為板厚I. 2mm的冷軋材。另 夕卜，對于熱處理No. 13的鋼熱軋制板厚4. 0mm，以冷軋率r :70 %進(jìn)行冷軋，成為板厚I. 2mm 的冷軋材。然后，將這些冷軋材，以表2和3所示的各種退火條件，按以下的步驟實施熱處 理。
[0160] 即，將所述冷軋材在500?700°C的溫度域以第一加熱速度H Rl (°C /s)的平均加 熱速度升溫后，在700°C?[所述式（2)的左邊的值（單位：°C)]的溫度域，以第二加熱速 度HR2 (°C/s)的平均加熱速度升溫，并以第三加熱速度HR3 (°C/s)的平均加熱速度升溫至 所述式（2)的左邊的值（單位：°C )?均熱溫度Tl (°C )，以該均熱溫度Tl (°C )，保持均熱 時間tl (s)后，從該均熱溫度Tl以第二冷卻速度CR2 (°C/s)的平均冷卻速度急冷至急冷停 止溫度（過冷溫度）T2 (°C )而進(jìn)行過冷，在鍍鋅浴中浸漬，以該急冷停止溫度（過冷溫度） T2(°C )保持過冷時間t2 (s)的時間而進(jìn)行等溫淬火處理后，在合金化溫度T3 (°C )的溫度 域再加熱合金化時間t3 (s)的時間而進(jìn)行合金化處理后，冷卻至常溫。
[0161] 對于如此得到的鋼板，根據(jù)上述[【具體實施方式】]項目中說明的各測量方法，測量 各相的面積率、殘留Y的C濃度（CyR)和各粒子的尺寸。
[0162] 另外，對于上述鋼板，為了評價機械的特性，進(jìn)行冷態(tài)下的拉伸試驗（使用JIS5號 試驗片，以拉伸速度：l〇mm/min實施），測量屈服強度（YS)、抗拉強度（TS)和延伸率[總延 伸率（EL)]。
[0163] 這些結(jié)果顯示在表4和5中。
[0164] [表 1]
[0165]

【權(quán)利要求】
1. 一種屈服強度和成形性優(yōu)異的高強度烙融鍛鋒鋼板，其是在表面形成有鍛鋒層的鋼 板，其特征在于，W質(zhì)量％計含有W下化學(xué)成分： C ;0. 05 ?0. 3%、 Si ;1 ?3%、 Mn ;1 ?3%、 P ;0. 1%W下但不含0%、 S ;0. 01%W下但不含0%、 Ti ;0. 02 ?0. 2%、 A1 ;0. 001 ?0. 1%、 N ;0. 002?0. 03%，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 此外，具有同時滿足式（1)和式（2)的成分組成， 10[C]+0. 4[SU + [Mn]《4. 5......式（1) 0. 8 X (723-10. 7 [Mn] -16. 9 [Ni] +29. 1 [Si] +16. 9 [Cr]) +0. 2 X 巧10-203 V [C] +44. 7 [Si ]+31.5[Mo]-30[Mn]-ll[Cr]-20[Cu]+700[N+400[Al]+400[Ti])《 780......式（2) 其中，[]意思是W質(zhì)量％計的各化學(xué)成分的含量， 并具有如下組織，其W相對于全部組織的面積率計含有 貝氏體鐵素體；40?65 %、 馬氏體+殘留奧氏體；15%W上、 所述馬氏體；15%W下、 所述殘留奧氏體；5%W上、 鐵素體；20?40%, 所述殘留奧氏體的C濃度C Y R在0. 9質(zhì)量％ W上， 關(guān)于所述鐵素體，再結(jié)晶鐵素體的平均粒徑和未再結(jié)晶鐵素體晶粒內(nèi)的亞晶粒的平均 粒徑均在3 y m W下，并且，粒徑5 y m W上的鐵素體的面積率在5 % W下，且加工鐵素體的面 積率在5% W下， 此外，存在于所述鐵素體晶粒內(nèi)的TiC粒子的平均粒徑在lOnm W下。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的屈服強度和成形性優(yōu)異的高強度烙融鍛鋒鋼板，其中，成分 組成W質(zhì)量％計還含有 Cr ;0. 01 ?3% Mo ;0. 01 ?1 %、 Cu ;0. 01 ?2%、 Ni ;0. 01 ?2%、 B ;0. 00001 ?0. 001%、 Ca ;0. 0005 ?0. 01%、 Mg ;0. 0005 ?0. 01%、 REM ;0. 0001?0. 01%中的一種或兩種^上。
3. -種屈服強度和成形性優(yōu)異的高強度烙融鍛鋒鋼板的制造方法，其特征在于，將具 有權(quán)利要求1或2所示的成分組成的鋼材W下述（1)?（3)所示的各條件，進(jìn)行熱社之后， 進(jìn)行冷社，其后進(jìn)行退火， (1) 熱社條件 粗社之后，加熱至熱社加熱溫度；120(TC W上，W終社結(jié)束溫度；90(TCW上社制，接著W第一冷卻速度為l〇°C /s W上的平均冷卻速度急冷至第一保持溫度；550?70(TC，W此 溫度保持第一保持時間；10?100s，接著W第二冷卻速度為1(TC /s W上的平均冷卻速度 急冷至卷取溫度；400?550 C,并W此溫度卷取， (2) 冷社條件 冷社率；20?60%， (3)退火條件 在500?70(TC的溫度域W第一加熱速度為1?1(TC /s的平均加熱速度升溫后，在70(TC?化8Acl+0. 2Ac3]的溫度域W第二加熱速度為8°C /s W上的平均加熱速度升溫，在 所述[0. 8Acl+0. 2Ac3]?均熱溫度W第H加熱速度為0.rC/s W上的平均加熱速度升溫， 在該均熱溫度下，保持均熱時間；300s W下后，從該均熱溫度W第二冷卻速度為5C /s W上 的平均冷卻速度急冷至380?42CTC的溫度域并進(jìn)行過冷，在鍛鋒浴中浸潰，W該急冷停止 溫度即過冷溫度保持過冷時間；10?60s的時間而進(jìn)行等溫渾火處理，然后在合金化溫度： 480?60(TC的溫度域，再加熱合金化時間；1?100s的時間而進(jìn)行合金化處理之后，冷卻 至常溫， 其中，所述均熱溫度為化4Acl+0. 6Ac3]?[0. 2Acl+0. 8Ac3]。
【文檔編號】C21D9/46GK104471093SQ201380036464
【公開日】2015年3月25日 申請日期:2013年6月26日 優(yōu)先權(quán)日:2012年7月12日
【發(fā)明者】柿內(nèi)艾麗佳, 村上俊夫, 梶原桂, 淺井達(dá)也, 水田直氣 申請人:株式會社神戶制鋼所