抗拉强度为780MPa或更高且具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加的冷轧薄钢板的制作方法

专利名称：抗拉强度为780MPa或更高且具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加的冷轧薄钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种抗拉强度为780MPa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，上述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加。
背景技术：
迄今为止，对于包括汽车或摩托车车身在内的大多数部件，一般都使用抗拉强度标准为590MPa或更低的薄钢板。
近年来，已针对较大程度地提高材料强度进行了研究，并试图应用进一步增强的高强度薄钢板，以减轻车身重量，从而提高燃料效率和改善碰撞安全性。
为了达到上述目的所生产的高强度钢大多用于汽车或摩托车的车身车架构件和加强件、座架部件等，并且迫切需要基材钢(base steel)抗拉强度为780MPa或更高并且具有优良可成形性的薄钢板。
使这些部件经受加工如压制成形和轧制成形。然而，由于来自车身设计者和其它工业设计者的要求，有时难以相对于抗拉强度为590MPa或更低的普通薄钢板所适用的形状对这些部件的形状作出彻底的改变，因此，为了便于形成复杂的形状，要求具有优良可加工性的高强度薄钢板。
同时，随着对较高强度薄钢板的采用，加工方法从用坯料夹持器拉拔改变成简单的冲压或弯曲。尤其是，当一弯曲脊在一圆弧或类似形状中形成弧形时，有时薄钢板的端部伸长，换句话说，应用拉伸凸缘加工。另外，对于某些部件，常常应用扩孔弯边加工，其中通过扩大加工孔(下部孔)形成凸缘。在某些孔扩大得较大的情况下，下部孔的直径扩大至1.6倍或更大。同时，随着薄钢板的强度增加，往往会出现加工部件之后的弹性复原现象如回弹，并且不容易确保部件的精度。由于该原因，在塑性加工方法中常常利用例如用于减小内径以使其在弯曲加工中弯曲至0.5mm的方案。
然而，在这种加工中，尽管要求薄钢板具有局部可成形性如拉伸凸缘可成形性、可扩孔性、可弯曲性等，但普通的高强度薄钢板不足以确保这种可成形性，因此，普通高强度薄钢板的问题在于产生裂纹等缺陷，并且不能稳定地处理产品。
同时，这些压制成形的部件经常通过点焊法或其它焊接方法与其它部件接合。然而，在抗拉强度为780MPa或更高的高强度薄钢板的情况下，一般采用冶金方法如增加钢中的C含量作为一种有效确保强度的手段，而采用这种方法产生的问题是，焊缝金属由于在焊接时加热和冷却而高度硬化，因此焊缝的性能和产品的功能都变差。
迄今为止，所公开的具有改善的拉伸凸缘可成形性的高强度薄钢板是日本待审专利公报No.H9-67645中所提到的一种薄钢板。然而，该技术仅改善剪切之后的拉伸凸缘可成形性，不一定能改善焊缝的性能。
另外，日本已审专利公报Nos.H2-1894和H5-72460提出了用于改善高强度薄钢板的可焊性的方法。前一种技术改善了高强度薄钢板的可冷加工性和可焊性。然而，就该技术中所列举的可冷加工性改善而言，没有充分证实局部可成形性如拉伸凸缘可成形性、可扩孔性、可弯曲性等的改善。相反，后一种技术提出了可焊性外和拉伸凸缘可成形性的改善措施。然而，包括在该发明中的薄钢板的强度为约550MPa的水平，并且该技术不是涉及抗拉强度为780MPa或更高的高强度薄钢板的技术。
而且，作为本发明人认真研究的结果，已得到下列发现。对于基材钢抗拉强度为780MPa或更高的高强度薄钢板，主要的增强机制多数由第二相中的硬马氏体和贝氏体启动，而钢中的C含量在增强机制中用作主要因素。然而，随着C含量增加，局部可成形性可能会变差，同时，焊缝的硬度显著增加。不管怎样，关于基材钢抗拉强度为780MPa或更高的高强度薄钢板的上述问题，还没有发现强调局部可成形性改善和焊缝硬化抑制的建议。

发明内容
本发明是本发明人为解决上述问题而认真研究的结果；涉及基材钢抗拉强度为780MPa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的如拉伸凸缘可成形性、可扩孔性，可弯曲性等局部可成形性、焊缝硬度抑制增加及良好的焊接性能。本发明的要点如下(1)一种抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于所述薄钢板按重量计包含，C0.05-0.09％，Si0.4-1.3％，Mn2.5-3.2％，P0.001-0.05％，N0.0005-0.006％，Al0.005-0.1％，Ti0.001-0.045％，和在以下表达式(A)所规定的范围内的S，其它成分包括铁和不可避免的杂质；所述薄钢板的显微结构包括面积百分比为7％或更高的贝氏体，其余部分由铁素体、马氏体、回火马氏体和残留奥氏体中的一种或多种构成；并且当Mneq.由以下表达式(B)限定时，所述薄钢板中的所述成分满足下列表达式(C)和(D)S ≤0.08×(Ti(％)-3.43×N(％))+0.004 (A)，其中，当所述表达式(A)中的项Ti(％)-3.43×N(％)为负值时，可认为该值为零，
Mneq.＝Mn(％)-0.29×Si(％)+6.24×C(％)(B)，950≤(Mneq./(C(％)-(Si(％)/75)))×贝氏体面积百分比(％)(C)，C(％)+(Si(％)/20)+(Mn(％)/18)≤0.30 (D)。
(2)一种按照第(1)点所述的抗拉强度为780MPa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为附加化学成分的下列元素中的一种或多种Nb0.001-0.04％，B0.0002-0.0015％，和Mo0.05-0.50％。
(3)一种按照第(1)或(2)点所述的抗拉强度为780MPa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为另一种附加化学成分的0.0003-0.01％Ca。
(4)一种按照第(1)-(3)中任一点所述的抗拉强度为780MPa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为另一种附加化学成分的0.0002-0.01％Mg。
(5)一种按照第(1)-(4)中任一点所述的抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为另一种附加化学成分的0.0002-0.01％REM。
(6)一种按照第(1)-(5)中任一点所述的抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为另外的附加化学成分的0.2-2.0％Cu和0.05-2.0％Ni。
(7)一种按照第(1)-(6)中任一点所述的抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，作为表面处理，所述表面处理薄钢板镀有锌或其合金。


图1是示出规定S含量上限的表达式(A)中不等式符号右边的项的数值及S含量对局部可成形性指标的影响的曲线图。
图2是示出表达式(C)中不等式符号右边的项的数值与作为局部可成形性指标的扩孔率之间的关系的曲线图。
图3是示出表达式(D)中不等式符号左边项的值对焊缝硬度增加的影响的曲线图。
具体实施例方式
本发明研究与一种用于抑制焊缝硬度增加并且同时确保薄钢板的局部可成形性如拉伸凸缘可成形性、可扩孔性、可弯曲性等的方法有关的薄钢板的钢化学成分和冶金结构。首先，作为对薄钢板局部可成形性的研究结果，已经发现，对于基材钢抗拉强度为780MPa或更高的高强度薄钢板，主要是局部可成形性的可压制成形性取决于薄钢板冶金结构的形状及形成其中所含的夹杂物如沉淀物(析出物)的容易程度。另外，已经发现，局部可成形性可以通过下述方法改善包含C、Si、Mn、P、S、N、Al和Ti；在这些成分中，用作形成硫化物型夹杂物的主要因素的S、Ti和N满足某种表达式；此外，不仅控制(调整)单个成分如C的含量范围，而且还控制有利于局部可成形的结构与包括C在内的用作淬透性指标的多种成分之间的关系。
在抗拉强度为780MPa或更高的高强度薄钢板的生产中，一般采用利用马氏体、贝氏体等的硬化结构的方法。例如，广泛已知的是，对于延性优良的双相复合结构型薄钢板(双相薄钢板)，在通过淬火所形成的硬马氏体相和软铁素体相之间的界面附近引入大量的活动位错，并因此得到较大的伸长率。然而，这种薄钢板的问题在于由于软相和硬相共存，显微镜下示出的结构不均匀；因此相间硬度差较大；相间界面不能抵抗局部变形；然后产生裂纹。因此，为了解决这个问题，在单相马氏体结构、贝氏体结构或回火马氏体结构中，结构均匀化是有效的。尤其是，很好地平衡强度和延性的贝氏体结构显示出优良的可加工性。鉴于上述事实，本发明人发现，得到所希望的贝氏体结构的容易程度主要受C、Si和Mn的影响，而且当这些元素及实际得到的贝氏体结构百分率满足某种表达式时，局部可成形性得到改善。
另外，作为研究如何防止焊缝硬度增加的结果，已经发现，硬度增加是由焊接时突然局部加热后快速冷却时发生的马氏体转化引起的，而当影响淬透性的C和Si及Mn满足某种表达式时，焊缝硬度增加得到有效抑制。
下面详细说明本发明。
首先，下面说明控制钢中各成分的原因。
C是一种增加钢的强度和淬透性的重要元素，并且对于得到包括铁素体、马氏体、贝氏体等的复合结构来说是必需的。尤其是，为了确保780MPa或更高的抗拉强度和有利于局部可成形性的有效贝氏体结构量，C含量必须等于或大于0.05％。另一方面，如果C含量增加，不仅几乎不能获得贝氏体结构、铁型碳化物如碳化铁容易变粗以及最后局部可成形性变差，而且导致焊接和不良焊接之后硬度显著增加。由于这些原因，所以将C含量的上限设定为0.09％。
Si是一种对增加强度有益并且不使钢的可加工性变差的元素。然而，当Si含量小于0.4％时，不仅可能形成对局部可成形性不利的珠光体结构，而且所形成的各结构的硬度差由于铁素体的溶质硬化能力降低而增加，因此局部可成形性变差。由于这些原因，将Si含量的下限设定为0.4％。另一方面，当Si含量超过1.3％时，冷轧可操作性由于铁素体的溶质硬化能力提高而变差，并且磷酸盐处理可操作性由于形成在薄钢板表面上的氧化物而变差。可焊性也变差。由于这些原因，将Si含量的上限设定为1.3％。
Mn是一种对增加钢的强度和淬透性及确保有益于局部可成形性的贝氏体结构有效的元素。当Mn含量小于2.5％时，得不到所希望的结构。因此，将Mn含量的下限设定为2.5％。另一方面，当Mn含量超过3.2％时，基材钢的可加工性及可焊性都变差。由于这一原因，将Mn含量的上限设定为3.2％。
P含量低于0.001％使脱磷费用增加，因此将P含量的下限设定为0.001％。另一方面，当P含量超过0.05％时，在铸造期间发生显著的固化偏析，并因此造成内部裂纹产生和可加工性变差。另外，还造成焊缝脆化。由于这些原因，所以将P含量的上限设定为0.05％。
S是一种对局部可成形性极为有害的元素，因为它作为硫化物型夹杂物如MnS而残留。尤其是，S的影响随基材钢强度增加而增大。因此，当抗拉强度为780MPa或更高时，应将S抑制为0.004％或更低。然而，当加入Ti时，S的影响被减小到一定程度，因为Ti作为Ti型硫化物而沉淀。因此，在本发明中，可以利用下面包含Ti和N的表达式(A)控制S含量的上限S≤0.08×(Ti(％)-3.43×N(％))+0.004…(A)，式中，当表达式(A)的项Ti(％)-3.43N(％)为负值时，可认为该值为零。
Al是一种钢脱氧所必须的元素。当Al含量低于0.005％时，脱氧不充分，钢中残留有气泡，因此产生缺陷如气孔。因此，将Al含量的下限设定为0.005％。另一方面，当Al含量超过0.1％时，夹杂物如氧化铝增加，并且基材钢的可加工性变差。因此，将Al含量的上限设定为0.1％。
就N而言，N含量低于0.0005％使得钢精炼费用增加。因此，将N含量的下限设定为0.0005％。另一方面，当N含量超过0.006％时，基材钢的可加工性变差，在N与Ti化合的情况下可能形成粗粒TiN，因此局部可成形性变差。此外，形成Ti型硫化物所必须的Ti几乎不能保留，这不利于本发明所提出的S含量上限的降低。因此，将N含量的上限设定为0.006％。
Ti是一种对形成较轻微地影响局部可成形性并减少有害的MnS的Ti型硫化物有效的元素。此外，Ti具有抑制焊缝金属结构粗化并使其几乎不脆化的效果。因为Ti含量低于0.001％不足以显示这些效果，所以将Ti含量的下限设定为0.001％。相反，当过量增加Ti时，不仅粗粒的方形TiN增加并因而局部可成形性变差，而且形成稳定的碳化物，因此在基材钢生产期间奥氏体中的C浓度降低，因此得不到所希望的硬化结构，并因而几乎不能确保抗拉强度。由于这些原因，将Ti含量的上限设定为0.045％。
Nb是一种对形成抑制焊缝热影响区变软的细碳化物有效并且可以被加入的元素。然而，当Nb含量低于0.001％时，不能充分获得抑制焊缝热影响区变软的效果。因此，将Nb含量的下限设定为0.001％。另一方面，当过量加入Nb时，基材钢的可加工性由于碳化物增加而变差。因此，将Nb含量的上限设定为0.4％。
B是一种具有改善钢的淬透性和通过与C相互作用抑制焊缝热影响区C扩散和因而变软的效果的元素，而且B可以被加入。B加入量等于或大于0.0002％对显示上述效果来说是必须的。另一方面，当加入过量B时，不仅基材钢的可加工性变差，而且使钢脆化并且可热加工性变差。由于这些原因，将B含量的上限设定为0.0015％。
Mo是一种有助于形成所希望的贝氏体结构的元素。另外，Mo具有抑制焊缝热影响区软化的效果，并且可以推断，这一效果还由于Mo与Nb等元素共存而进一步增加。因此，Mo是一种有利于焊缝质量改善的元素并且可以被加入。然而，Mo加入量低于0.05％不足以显示上述效果，因此，将Mo含量的下限设定为0.05％。相反，当加入过量Mo时，该效果达到饱和并造成不经济的缺点。因此，将Mo含量的上限设定为0.50％.
Ca具有通过硫化物型夹杂物的形状控制(球化处理)改善基材钢的局部可成形性的效果，并且可以被加入。然而，Ca加入量低于0.0003％不足以显示该效果。因此，将Ca含量的下限设定为0.0003％。另一方面，当加入过量Ca时，不仅使该效果饱和，而且还由于夹杂物增多而增加了相反效果(局部可成形性变差)。因此，将Ca含量的上限设定为0.01％。理想情况是，为得到较好的效果，Ca含量等于或大于0.0007％。
Mg在加入时由于与氧化合而形成氧化物，并且可以推断，这样形成的MgO或者含MgO的Al2O3、SiO2、MnO、Ti2O3等复合氧化物形成很细沉淀。尽管未充分证实，但可以推断，每种沉淀物的粒度较小，因此，从统计学上说，沉淀物成均匀分散的状态分布。还可以推断，尽管不明显，这种在钢中细而均匀分散的氧化物在冲压面或剪切面处形成在冲压或剪切期间引起裂纹从其产生的细小空隙，在后续的扩孔弯边加工或拉伸凸缘加工期间抑制应力集中，并通过这样做产生防止细小空隙变成粗裂纹的效果。因此，可加入Mg来改善可孔扩性和拉伸凸缘可成形性。然而，Mg加入量低于0.0002％不足以显示上述效果，因此，将Mg含量的下限设定为0.0002％。另一方面，当Mg加入量超过0.01％时，不仅不能再得到与加入量成比例的改善效果，而且钢的清洁度变差，可孔扩性与拉伸凸缘可成形性也变差。由于这些原因，所以将Mg含量的上限设定为0.01％。
REM(稀土金属)被认为是具有与Mg相同的效果的元素。尽管未充分证实，但可以推断，REM可以被预期由于形成细小氧化物以抑制裂纹的效果而改善可扩孔性和拉伸凸缘可成形性，因此可以加入REM。然而，当REM含量低于0.0002％时，效果不足，因此将REM含量的下限设定为0.0002％。另一方面，当REM加入量超过0.01％时，不仅不再得到与加入量成比例的改善效果，而且钢的清洁度变差，可扩孔性与拉伸凸缘可成形性也变差。由于这些原因，将REM含量的上限设定为0.01％。
Cu是一种对改善基材钢的耐腐蚀性和疲劳强度有效的元素，并且可以按希望加入。然而，当Cu加入量低于0.2％时，不能充分得到改善耐腐蚀性和疲劳强度的效果，因此，将Cu含量的下限设定为0.2％。另一方面，加入过量Cu使该效果达到饱和并且费用增加，因此，将Cu含量的上限设定为2.0％。
在加入Cu的钢中，在热轧期间有时形成由于热脆性而产生的称为Cu疤的表面缺陷。加入Ni在防止Cu疤方面是有效的，并且在加入Cu的情况下将Ni的加入量设定为等于或大于0.05％。另一方面，过量加入Ni造成该效果饱和且费用增加。因此，将Ni含量的上限设定为2.0％。这里，加入Ni的效果与Cu加入量成比例地显示，因此，理想的是Ni加入量在Ni/Cu重量比为0.25-0.6的范围内。
本发明人对具有各种化学成分的高强度冷轧薄钢板进行了其结果被认为是局部可成形性的典型指标的扩孔试验，并研究了控制S含量上限的表达式(A)与S含量之间的关系。结果在图1中示出。当S含量是在由表达式(A)所控制的范围内时，得到优良的局部可成形性。在图1中，O代表大于60％的扩孔率，而X代表小于60％的扩孔率。从图1中可以理解，当S、Ti和N的加入量是在本发明所控制的范围内时，扩孔率等于或大于60％，并且局部可成形性优良。
上述事实表明S含量的上限由于形成用于抑制不利于局部可成形性的MnS的影响的Ti型硫化物而减小至一定程度；是不同于现有方法的方案，现有方法中通过仅减少S含量来改善局部可成形性；并且从降低脱硫费用增加引起的费用增加来看也是合理的。
另外，在本发明中，贝氏体结构的面积百分比与C、Si和Mn的含量必须满足下面的表达式(C)Mneq.＝Mn(％)-0.29×Si(％)+6.24×C(％)…(B)，950≤(Mneq./(C(％)-(Si(％)/75)))×贝氏体面积百分比(％) …(C)本发明人研究了上述表达式(C)等号右边项的值与在上述实验中用作局部可成形性的指标的扩孔率之间的关系。结果在图2中示出。在图2中，O代表大于60％的扩孔率，而X代表小于60％的扩孔率。从图2中可以理解，当所形成的显微结构状态与C、Si和Mn的量满足表达式(C)时，扩孔率等于或大于60％，并且局部可成形性优良。
上述事实表明，当不仅与对局部可成形性有利的贝氏体结构量有关而且与对结构形成影响最大的硬化元素如C、Si和Mn有关的数值小于左边项的值时，得不到足够的局部可成形性。
同时，在本发明中，C、Si和Mn的量还必需满足下面表达式(D)C(％)+(Si(％)/20)+(Mn(％)/18)≤0.30…(D).
本发明人研究了在上述实验中由上述表达式(D)得到的数值与点焊焊缝的最大硬度和焊缝抗拉试验中的断裂形状之间的关系。结果在图3中示出。水平轴代表从表达式(D)左边项计算出的数值，而垂直轴代表点焊焊缝的最大硬度与基材钢硬度的比值(焊缝—基材钢硬度比K)，每个硬度都是在一剖面(断面)表面上薄钢板厚度四分之一处用维氏硬度(负荷100gf)量度的。在图3中，O代表小于1.47的焊缝—基材钢硬度比K，而X代表大于1.47的焊缝—基材钢硬度比K。从图3可以理解，当C、Si和Mn的加入量是在本发明所控制的范围内时，增加的焊缝硬度被抑制到不大于基材钢硬度的1.47倍。而当该比值超过1.47时，在点焊熔核的外部发生断裂，因此，当上述比值不大于1.47时，可焊性良好。
上述表达式(D)规定这样的成分范围，即在该范围内，通过在焊缝加热和快速冷却期间淬火而形成的马氏体的硬度被降低。
另外，不可避免地包括在薄钢板中的一些辅助成分如Cr、V等对本发明的钢的性能完全无害。然而，加入过量的上述成分可能使再结晶温度升高，使轧制可操作性变差，并且使基材钢的可加工性变差。由于该原因，所以对于这些辅助成分，理想情况是将Cr控制到等于或小于0.1％，而将V控制到等于或小于0.01％。
对于用于生产按照本发明所述的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板的方法，可以根据应用场合和所需性能适当地选定。
在本发明中，上述成分构成本发明所述钢的基础。当基材钢的显微结构中的贝氏体面积百分比小于7％时，局部可成形性几乎没有改善。因此，将贝氏体面积百分比的下限设定为7％。优选的贝氏体面积百分比为25％或更高。贝氏体面积百分比的上限未具体设定。然而，当贝氏体面积百分比大于90％时，基材钢的延性由于硬相增加而变差，并且可应用的压制部件大受限制。因此，将优选的贝氏体面积百分比上限设定为90％。同时，必须考虑另一种显微结构对基材钢的可加工性的影响，而且，为了确保可加工性与延性之间的平衡，优选的铁素体面积百分比为4％或更高。
例如用下述方法处理被控制成包含上述成分的钢，并生产薄钢板。首先，将钢在转炉中熔化和精炼，并通过连铸法铸成板坯。将所得的板坯插入处于高温状态下的再热炉中，或者在板坯冷却到室温后，将它们在1150-1250℃的温度范围内加热，此后在800℃-950℃温度范围内精轧，并在700℃或更低的温度下卷绕，并最后生产出热轧薄钢板。当精轧温度低于800℃时，晶粒处于混合晶粒状态，因此使基材钢的可加工性变差。另一方面，当精轧温度超过950℃时，奥氏体晶粒变粗，因此几乎得不到所希望的显微结构。卷绕温度为700℃或更低是适用的。然而，在较低温度下，珠光体形成容易被抑制，并且本发明所规定的显微结构容易得到。因此，优选的卷绕温度为600℃或更低。
接着，热轧过的薄钢板经受酸洗、冷轧和随后的退火，并且最后生产出冷轧薄钢板。尽管冷轧压缩比未具体规定，但工业上优选的冷轧压缩比范围为20-80％。退火温度对于确保高强度薄钢板的规定强度和可加工性很重要，因此优选的退火温度范围为700℃至低于950℃。当退火温度低于700℃时，不足以发生再结晶，并且几乎得不到稳定的基材钢自身的可加工性。另一方面，当退火温度为900℃或更高时，奥氏体晶粒变粗，并且几乎得不到所希望的显微结构。另外，为了得到本发明中所规定的显微结构，连续退火法是优选的。对于高强度表面处理薄钢板，在不将薄钢板加热到200℃或更高温度的条件下对通过上述工艺生产的冷轧薄钢板进行电镀。
例如，在进行电镀时，将3mg/m2-80g/m2镀层量施加到薄钢板表面上。当镀层量小于3mg/m2时，镀层的防锈功能不足，因此，没有达到电镀的目的。另一方面，当镀层量超过80g/m2时，不利于经济效益，并且在焊接时很容易产生缺陷如气孔。由于这些原因，优选的镀层量范围是上述范围。
另外，即使在冷轧薄钢板的表面或电镀层上施加一层有机或无机膜，也不妨碍本发明的效果。应注意，在这种情况下，薄钢板的温度也应不超过200℃。
这样，所得到的是抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，该薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加。
示例将包含表1所列化学成分的钢在转炉中熔化和精炼，并通过连铸法铸成板坯。此后，将所得的板坯加热到1200℃-1240℃，然后在880℃-920℃的精轧温度下进行热轧(板材厚度2.3mm)，并在550℃或更低的温度下卷绕。随后，对所得的热轧薄钢板进行冷轧(板材厚度1.2mm)，并将其适当加热到一规定温度，该规定温度在连续退火法中是在750-880℃的温度范围内，然后适当地使其缓冷到700℃-550℃范围内的一规定温度，随后被进一步冷却。
利用JIS#5试样使通过上述实验生产的高强度冷轧薄钢在轧制方向和与轧制方向垂直的方向上经受抗拉试验。此后，按照日本钢铁联合会标准中所规定的扩孔试验方法测量扩孔率。另外，通过下述工序在沿薄钢板轧制方向的各剖面上测量贝氏体面积百分比使各剖面经受镜面加工；通过已有的γ浸蚀(日本钢铁公司，HaZeCAMP-ISIJ，Vol.6(1993)，P1698)使各剖面经受腐蚀处理以便分离；在1000倍放大率的光学显微镜下观察显微结构；以及应用图像处理。考虑到色散，贝氏体面积百分比定义为在10个视场中观察到的数值的平均值。
另外，对于这些高强度薄钢板，将点焊法应用于同一种高强度薄钢板并对焊缝进行评价。点焊是在下列条件下进行的，即在400Kg的负载压力下利用直径为6mm的圆顶形小片以不形成焊接溅射和熔核直径大于薄钢板厚度平方根的4倍。通过剪切抗拉试验进行焊缝评价。
在焊缝硬度增加方面，硬度是用维氏硬度计(测量负载100gf)在含有焊缝的剖面表面上于薄钢板厚度四分之一处以0.1mm的间距测量的，测量焊缝的最大硬度与基材钢硬度的比值，并因此评价焊缝的合格程度。结果示于表2中。
从表中数据可以理解，与对照钢相比，本发明的钢具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加。
表1

*1)阴影框中的数值在本发明所规定的范围之外。
表1(续) *1)阴影框中的数值在本发明所规定的范围之外。
表2

*1)阴影框中的数值在本发明所规定的范围之外。
*2)局部可成形性判断扩孔率λ≥60％用标记○(良)表示。
*3)可焊性判断焊缝-基材钢硬度比K(＝最大焊缝硬度/基材钢硬度)为1.47或更小的情况用标记○(良)表示。
表2(续)

*1)阴影框中的数值在本发明所规定的范围之外。
*2)局部可成形性判断扩孔率λ≥60％用标记○(良)表示。
*3)可焊性判断焊缝-基材钢硬度比K(＝最大焊缝硬度/基材钢硬度)为1.47或更小的情况用标记○(良)表示。
工业适用性本发明可以提供一种抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，该薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加。
权利要求
1.一种抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于所述薄钢板按重量计包含，C0.05-0.09％，Si0.4-1.3％，Mn2.5-3.2％，P0.001-0.05％，N0.0005-0.006％，Al0.005-0.1％，Ti0.001-0.045％，和在以下表达式(A)所规定的范围内的S，其它成分包括铁和不可避免的杂质；所述薄钢板的显微结构包括面积百分比为7％或更高的贝氏体，其余部分由铁素体、马氏体、回火马氏体和残留奥氏体中的一种或多种构成；并且当Mneq.由以下表达式(B)限定时，所述薄钢板中的所述成分满足下列表达式(C)和(D)S≤0.08×(Ti(％)-3.43×N(％))+0.004 ...(A)，其中，当所述表达式(A)中的项Ti(％)-3.43×N(％)为负值时，可认为该值为零，Mneq.＝Mn(％)-0.29×Si(％)+6.24×C(％)...(B)，950≤(Mneq./(C(％)-(Si(％)/75)))×贝氏体面积百分比(％)(C)，C(％)+(Si(％)/20)+(Mn(％)/18)≤0.30 ...(D)。
2.一种按照权利要求1所述的抗拉强度为780MPa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为附加化学成分的下列元素中的一种或多种Nb0.001-0.04％，B0.0002-0.0015％，和Mo0.05-0.50％。
3.一种按照权利要求1或2所述的抗拉强度为780MPa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为另一种附加化学成分的0.0003-0.01％Ca。
4.一种按照权利要求1-3中任一项所述的抗拉强度为780MPa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为另一种附加化学成分的0.0002-0.01％Mg。
5.一种按照权利要求1-4中任一项所述的抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为另一种附加化学成分的0.0002-0.01％REM。
6.一种按照权利要求1-5中任一项所述的抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，所述薄钢板包含作为另外的附加化学成分的0.2-2.0％Cu和0.05-2.0％Ni。
7.一种按照权利要求1-6中任一项所述的抗拉强度为780Mpa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于，作为表面处理，所述表面处理薄钢板镀有锌或其合金。
全文摘要
抗拉强度为780MPa或更高的高强度冷轧薄钢板和高强度表面处理薄钢板，所述薄钢板具有优良的局部可成形性和焊缝硬度抑制增加，其特征在于所述薄钢板按重量计包含，C0.05－0.09％，Si0.4－1.3％，Mn2.5－3.2％，P0.001－0.05％，N0.0005－0.006％，Al0.005－0.1％，Ti0.001－0.045％，和在以下表达式(A)所规定的范围内的S，其它成分包括铁和不可避免的杂质；所述薄钢板的显微结构包括面积百分比为7％或更高的贝氏体，其余部分由铁素体、马氏体、回火马氏体和残留奥氏体中的一种或多种构成；并且当Mneq.由以下表达式(B)限定时，所述薄钢板中的所述成分满足下列表达式(C)和(D)S≤0.08×(Ti(％)－3.43×N(％))+0.004 (A)，其中，当所述表达式(A)中的项Ti(％)－3.43×N(％)为负值时，可认为该值为零，Mneq.＝Mn(％)－0.29×Si(％)+6.24×C(％) (B)，950≤(Mneq./(C(％)－(Si(％)/75)))×贝氏体面积百分比(％) (C)，C(％)+(Si(％)/20)+(Mn(％)/18)≤0.30 (D)。
文档编号C22C38/14GK1791697SQ20048001395
公开日2006年6月21日 申请日期2004年1月9日 优先权日2003年5月21日
发明者后藤贡一, 冈本力, 谷口裕一 申请人:新日本制铁株式会社