扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度薄钢板及其制造方法

专利名称：扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度薄钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板主要以压力加工的汽车行走零部件等作为应用对象，板厚为0.6～6.0mm左右，具有590N/mm2或以上的强度。
背景技术：
近年来，以汽车的环保问题为契机，作为燃料费用降低对策的车体轻量化、零部件的整体成形以及加工工序的合理化所带来的成本降低的需求得到增强，从而推动了压力加工性优良的高强度热轧钢板的开发。在现有技术中，作为具有这样优良加工性的高强度热轧钢板，人们所熟知的这种钢板所具有的组织有铁素体-马氏体组织，由铁素体、贝氏体组织所构成的混合组织，或者以贝氏体或铁素体为主体的大致单相组织。
其中，对于铁素体+马氏体组织，由于具有延展性高、且疲劳特性优良的特性，正在汽车车轮等方面获得应用。例如，特开平6-33140号公报业已公开对于铁素体+马氏体组织，通过调整Al和N的添加量，使固溶N残存下来，以获得较高的时效硬化性能，由此便得到了疲劳强度更高的铁素体+马氏体钢。但问题是在铁素体+马氏体组织中，从变形的初期开始便在马氏体周围产生微小空隙而生成裂纹，因而使扩孔性变差，这在汽车行走零部件等要求高扩孔性的用途方面是并不合适的。
另外，在特开平4-88125号公报、特开平3-180426号公报中公开了具有以贝氏体为主体组织的钢板，因为是以贝氏体为主体的组织，尽管其扩孔性优良，但由于软质的铁素体相较少，因此延展性较差。再者，在特开平6-172924号公报、特开平7-11382号公报中公开了具有以铁素体为主体组织的钢板，同样尽管扩孔性优良，但为了确保强度而使硬质的碳化物析出，所以延展性较差。
此外，在特开平6-200351号公报中公开了具有铁素体和贝氏体组织的、扩孔性和延展性优良的钢板，在特开平6-293910号公报中公开了通过使用2段冷却控制铁素体占有率而获得兼备扩孔性以及延展性的钢板的制造方法。但是，以汽车的进一步轻量化、零部件的复杂化等为背景，要求具有更高的扩孔性和延展性，最近对于高强度热轧钢板，所要求的是上述技术不能完全适应的高度的加工性。
再者，在特开2002-180190号公报中公开了涉及扩孔性以及延展性优良的高强度热轧钢板的发明。虽然得到了扩孔性以及延展性相反的特性优良的高强度热轧钢板，但在热轧工序有时发生被称之为Si氧化皮的表面凹凸缺陷，某些场合损害产品的外观。另外，行走零部件等高强度热轧钢板通常在压力成形后实施化学转化成膜处理和涂装。但是，有时产生的问题譬如有不能很好地生成化学转化膜(化学转化成膜处理性能较差)，以及涂装后涂膜的附着力较差。这些问题一般认为原因在于钢中含有大量的Si。这样，虽然在高强度热轧钢板中经常使用Si，但会产生各种麻烦。
再者，特开平6-128688号公报公开了如下的技术，即通过调整铁素体+马氏体组织中的铁素体相的硬度使耐久比提高并兼备延展性和疲劳强度。另外，特开平2000-319756号公报公开了以下的技术，即通过在铁素体+马氏体组织中添加Cu，在保持高延展性的同时，使疲劳特性迅速提高，但两者在轧制过程中为确保充足的铁素体而提高了Si的添加量，因此在热轧工序中有时发生被称之为Si氧化皮的表面凹凸缺陷，某些场合损害产品的外观。另外，用于加工行走零部件等的高强度热轧钢板，通常在压力成形后实施化学转化成膜处理和涂装。但是，有时产生的问题譬如有不能很好地生成化学转化膜(化学转化成膜处理性能较差)，以及涂装后的涂膜的附着力较差。

发明内容
本发明是为了解决上述现有技术的问题而完成的，通过防止伴随着抗拉强度达590N/mm2或以上的高强度化而引起的延展性降低、以及防止Si氧化皮的发生，对于延展性优良的高强度热轧钢板，使化学转化成膜处理性能显著提高。也就是说，本发明的目的在于提供一种扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板及该钢板的制造方法，其要旨如下(1)一种扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板，其特征在于在所述钢的组成中，以质量％计，含有C0.02％～0.08％、Si0.50％或以下、Mn0.50％～3.50％、P0.03％或以下、S0.01％或以下、Al0.15％～2.0％，以及余量由铁和不可避免的杂质构成；满足下式(1)的条件，且该钢板的金属组织中粒径2μm或以上的铁素体的比例为40％或以上，抗拉强度为590N/mm2或以上。
Mn+0.5×Al＜4 (1)(2)根据(1)所述的抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板，其中以质量％计，进一步含有Ti0.003％～0.20％、Nb0.003％～0.04％、V0.003％～0.20％、Ca0.0005～0.01％、Zr0.0005～0.01％、REM0.0005～0.05％、Mg0.0005～0.01％之中的1种、2种或更多种。
(3)根据(1)或(2)所述的抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板，其特征在于进一步满足下式(2)的条件，且金属组织是粒径为2μm或以上的铁素体与马氏体的2相组织。
0.3×Al+Si-2×Mn≥-4(2)(4)根据(1)或(2)所述的抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板，其特征在于进而金属组织是粒径为2μm或以上的铁素体与贝氏体的2相组织。
(5)一种抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于将具有(1)～(3)的任一项所述钢组成的铸坯进行热轧，轧制终了温度设定为Ar3点或以上，热轧结束后，以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，接着空冷2秒～15秒后，进而再度冷却，在低于300℃的温度下进行卷取。
(6)一种抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于将具有(1)、(2)以及(4)的任一项所述钢组成的铸坯进行热轧，轧制终了温度设定为Ar3点或以上，热轧结束后，以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650～800℃，接着空冷2～15秒后，进而再度以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到350～600℃进行卷取。


图1表示Al、Mn与化学转化成膜处理的关系。
图2表示2μm或以上的铁素体分数与延展性的关系。
图3表示延展性与强度的关系。
具体实施例方式
在现有技术的铁素体+马氏体钢中，为了确保延展性，要求确保充分大的铁素体的组织分数，必须添加高含量的Si。但业已为人所知的是如果提高Si的添加量，则有时产生被称之为Si氧化皮的表面凹凸缺陷，从而损害产品的外观，使化学转化成膜处理性能变差。本发明者为解决上述问题而进行了潜心的研究，结果发现对于铁素体+马氏体钢，为了得到充分大的铁素体的分数，Al的添加是有效的，并获得了如下见解通过调整Mn和Al、Si成分、且尽量将铁素体晶粒设定为规定值或以上的粒径，即使对于较低的Si添加量，仍然能够得到充分的扩孔性和延展性。再者，通过调整Al和Mn，发现能够抑制化学转化成膜处理性能的变差，至此完成了本发明。即本发明者新近发现在低C-低Si-高Al成分系中，使Mn与Al、Si满足特定的关系，通过这样获得钢板特定的金属组织，便可以得到兼备扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能的高强度热轧钢板，而且还发现了有利于该钢板的工业化生产的制造方法。
另外，本发明在铁素体和贝氏体的实质的二相组织钢中，着眼于提高延展性的铁素体以及由确保强度的TiC、NbC和VC构成的析出物，通过使铁素体晶粒充分生长，不降低扩孔性而改善延展性，然后使析出物析出而确保强度，由此解决了上述的问题。即本发明者新近发现在低C-低Si-高Al-(Ti、Nb、V)成分系中，以Mn与Al满足特定的关系为基础，这样获得本发明钢板的特定的金属组织，由此可以得到同时满足扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能这三项特性的高强度热轧钢板，而且还发现了有利于该钢板的工业化生产的制造方法。其中，(Ti、Nb、V)意味着含有特定量的Ti、Nb、V之中的1种、2种或更多种。
以下，就钢组成中的各元素的限定理由进行说明。
C设定为0.02％～0.08％。C是强化马氏体相且确保强度的必要元素，在低于0.02％时，难以确保所要求的强度。另一方面，在超过0.08％时，延展性的降低加快，因此设定为0.02％～0.08％。
Si是用于抑制有害的碳化物的生成而得到铁素体组织主体+剩余马氏体的复合组织的重要元素，但由于使化学转化成膜处理性能变差、而且也产生Si氧化皮，因此其上限设定为0.5％。如果超过0.25％，则在热轧钢板制造过程中，为了得到上述的金属组织，有时需要进行严格的温度管理，因此Si含量进一步优选为0.25％或以下。
Mn是确保强度所必需的元素，为此0.50％或以上的添加量是必要的。但是，在超过3.5％而大量添加时，容易引起微观偏析和宏观偏析，除了使扩孔性变差以外，还能看到化学转化成膜处理性能的变差，因此，为了不使延展性变差而确保化学转化成膜处理性能，需要将Mn的范围设定为0.50％～3.50％。
P固溶在铁素体中而使其延展性降低，因此其含量设定为0.03％或以下。另外，S形成为MnS而起着成为破坏起点的作用，使扩孔性与延展性显著降低，因此设定为0.01％或以下。
Al在本发明中是重要的元素之一，是兼备延展性和化学转化成膜处理性能所必需的元素，所以必须添加0.15％或以上。Al迄今为止在热轧钢板中是脱氧所必需的元素，通常添加0.01～0.07％左右。本发明者以低C-低Si系且明显大量含有Al的钢组成为基础，用金属组织不同的高强度热轧钢板进行了各种试验，从而完成了本发明。也就是说，本发明者发现使Al含量为0.15％或以上而形成上述的金属组织，这样不会损害化学转化成膜处理性能而能够大幅度提高延展性。Al含量为2.0％时，不仅延展性的提高效果达到饱和，而且在添加量超过2.0％时，兼备延展性与化学转化成膜处理性能反而变得困难，因此设定为0.15％～2.0％。
为了兼备延展性和化学转化成膜处理性能，限定Mn与Al的关系也是很重要的。尽管理由尚不清楚，但本发明者新近发现在Si为0.5％或以下的条件下，正如图1所示的那样，当满足Mn+0.5×Al＜4 (1)的条件时，不会对化学转化成膜处理性能造成损害。
热轧钢板必须在ROT冷却过程中的非常短的时间内完成组织控制。迄今为止，冷却中的组织控制，通过增加Si的添加量而进行调整，但所存在的问题是Si添加量增多时，将导致化学转化成膜处理性能变差，化学转化成膜处理性能所要求的钢种的延展性的变差也将不可避免。于是，本发明者就不使延展性变差而能够改善化学转化成膜处理性能的方法进行了潜心的研究，发现元素Al与Si一样为铁素体形成元素，不会引起化学转化成膜处理性能的变差，而且也不会引起其它的材质退化。再者，就迄今尚不明确的低Si-高Al成分系如何在短时间内完成组织控制反复进行了研究，由此发现在高Al添加范围达0.15％或以上的低Si-高Al区中，不考虑Si、Al、Mn的添加量就特别难于在短时间内完成组织控制，通过明确各自的作用而得到了式(2)右边的值，该值为-4或以上时，即使进行ROT之类的短时间的处理也能够确保充足的铁素体相，可以得到较高的延展性。另一方面，在该值低于-4时，铁素体相不能充分地成长，从而引起延展性的退化。由此便得到了式(2)的条件。
0.3×Al+Si-2×Mn≥-4 (2)Ti、Nb、V使TiC、NbC、VC等微细的碳化物析出而使高强度的获得成为可能。为达到这一目的，需要添加Ti0.003％～0.20％、Nb0.003％～0.04％、V0.003％～0.20％之中的1种、2种或更多种。因为Ti、Nb、V均低于0.003％时，难以获得因析出强化而引起的强度升高；在Ti超过0.20％、Nb超过0.04％、V超过0.20％时，析出物生成量过多而使延展性变差。此外，为了更有效地利用析出物，Ti、Nb、V分别优选含有Ti为0.020％或以上、Nb为0.010％或以上、V为0.030％或以上。
Ca、Zr、REM是控制硫化物系夹杂物的形态、提高扩孔性的有效元素。为了使该形态控制的效果变得有效，优选各自添加0.0005％或以上的Ca、Zr、REM之中的1种或2种。另一方面，大量的添加导致硫化物系夹杂物的粗大化，从而使纯度降低，即使是本发明的低C-低Si-高Al成分系，也不仅使延展性降低，而且导致成本上升，因此Ca和Zr的上限设定为0.01％、REM的上限设定为0.05％。此外，作为REM，例如是原子序数为21、39、57～71的元素。
作为不可避免的杂质，例如即使含有N≤0.01％、Cu≤0.3％、Ni≤0.3％、Cr≤0.3％、Mo≤0.3％、Co≤0.05％、Zn≤≤0.05％、Na≤0.02％、K≤0.02％、B≤0.0005％，也并不超出本发明的范围。
铁素体粒径的大小在本发明中是最重要的指标之一。本发明者潜心研究的结果，发现粒径为2μm或以上的铁素体所占的面积率达40％或以上时，则成为延展性优良的钢板。图2示出了粒径2μm或以上的铁素体所占的比例与伸长率的关系，当粒径2μm或以上的铁素体晶粒所占的比例为40％或以上时，钢板表现出较高的延展性。
这可以认为，在粒径低于2μm的情况下，各个晶粒并没有充分回复和长大而成为延展性降低的原因。由此，为了兼顾良好的扩孔性与延展性，粒径2μm或以上的铁素体晶粒的比例必须设定为40％或以上。此外，为了得到更显著的效果，粒径3μm或以上的铁素体晶粒的比例优选设定为40％或以上。此外，粒径可以通过将各晶粒的面积换算成当量圆直径而求出。
高强度热轧钢板中的金属组织设定为由铁素体与马氏体构成。在此，钢组织中因为粒径2μm或以上的铁素体含有40％或以上，因此金属组织成为铁素体占40％或以上的铁素体+马氏体的2相组织。例如，作为本发明的金属组织，可以设定为粒径2μm或以上的铁素体占40％或以上、余量为粒径低于2μm的铁素体与马氏体，或者设定为粒径2μm或以上的铁素体占40％或以上、余量只为马氏体。这样一来，之所以将马氏体设定为60％或以下，是因为马氏体量在多于此含量时，延展性的下降明显增大。其中，残余奥氏体量用通常的X射线衍射强度进行测定时，即使含有1％左右，也并不超出本发明的铁素体+马氏体的2相组织。另外，即使在热轧钢板的表面附近局部存在极薄(例如0.1～0.3mm左右)的碳等钢组成稍有降低的区域，即使金属组织稍有差异，只要热轧钢板的板厚方向的大部分是上述的铁素体+马氏体的2相组织、而且是粒径2μm或以上的铁素体含有40％或以上的金属组织，就具有本发明的作用效果。
本发明是涉及有上述的钢组成和金属组织的高强度热轧钢板以及有利于该钢板的工业化生产的高强度热轧钢板的制造方法。
在通过热轧制造高强度热轧钢板时，对于本发明的低C-低Si-高Al成分系，为了抑制因铁素体区轧制引起的延展性的降低，精轧的终轧温度优选设定为Ar3点或以上。但是，如果终轧温度过高，则有时会因金属组织的粗大化而导致强度与延展性的降低，因此精轧的终轧温度优选为1050℃或以下。是否加热铸坯，可以根据钢板的轧制条件进行适当的决定，在热轧钢板的热轧过程中是否将下一块热轧钢板或铸坯接合起来进行连续轧制，只要能够得到本发明的金属组织就可以进行适当的选择。此外，在钢的熔炼时，无论是采用转炉方式还是采用电炉方式进行熔炼，只要能得到本发明的钢组成就行。另外，用于杂质等控制的铁水预处理、精练、脱气处理等也可以进行适当的选择。
精轧结束后立即快速冷却钢板对于确保铁素体分数是重要的，其冷却速度优选为20℃/sec或以上。这是因为在低于20℃/sec时，将生成成为强度下降以及延展性降低原因的珠光体。此外，在250℃/sec时珠光体的抑制效果达到饱和，即使在250℃/sec或以上，铁素体晶粒长大，对于确保金属组织的40％以上为2μm或以上的铁素体晶体粒径也是有效的。在超过600℃/sec时，铁素体晶粒的长大效果也达到饱和，反之，使热轧钢板的形状维持在现状也是不容易的，因而优选为600℃/sec或以下。
暂时停止钢板的快速冷却而进行空冷，这对于析出铁素体使其占有率增加、使其延展性提高是很重要的。但是，空冷起始温度低于650℃时，对扩孔性有害的珠光体将提前生成；另一方面，在空冷起始温度超过750℃时，铁素体的生成缓慢，不仅难于获得空冷的效果，而且在随后的冷却中容易生成珠光体，因而是不优选的。所以，空冷起始温度优选设定为650～750℃。另外，即使空冷时间超过15秒，铁素体的增加也达到饱和，而且因珠光体的生成而引起强度和延展性的下降、同时给随后的冷却速度和卷取温度的控制增加负担，因此在工业生产上是不优选的。所以，空冷时间设定为15秒或以下。另外，在空冷时间低于2秒时，不能使铁素体充分地析出，因而也是不优选的。而且在本发明的空冷中，以对热轧钢板表面附近的氧化皮进行改质为目的，在不影响随后的金属组织的生成的程度内，也可以包括少量喷入雾状冷却剂的工序。
空冷后再度将该热轧钢板快速冷却，其冷却速度仍然要求设定为20℃/sec或以上。在低于20℃/sec时，由于容易生成有害的珠光体，因而是不优选的。在200℃/sec时，贝氏体的生成基本达到饱和。此外，在超过600℃/sec时，有时钢板局部过冷，局部产生硬度波动，因而是不优选的。
而且该急冷(二次冷却)的停止温度即卷取温度设定为300～600℃。这是因为在卷取温度低于350℃时，将生成对扩孔性有害的硬质马氏体，另一方面，在超过600℃时，将容易生成对扩孔性有害的珠光体。
通过像上述那样组合本钢组成与热轧条件，钢板的金属组织是粒径2μm或以上的铁素体的比例占40％或以上的铁素体+马氏体的2相组织，能够制造出抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板。再者，即使对本发明钢板的表面进行表面处理(例如镀锌、润滑处理等)，也具有本发明的效果，并不超出本发明的范围。
实施例1转炉熔炼具有表1-1、表1-2所示的化学成分组成(含量为质量％、空白的成分栏表示没有添加)的钢，通过连续铸造将其制作成钢坯，在表2所示的热轧条件进行轧制和冷却，制造出板厚2.6mm(实施例1～16、比较例1～3)、以及3.2mm(实施例17～32、比较例4～6)的热轧钢板。此外，快速冷却的速度分别设定为40℃/sec(实施例1～15、比较例1～4)、120℃/sec(实施例16～30、比较例5)、以及300℃/sec(实施例31、32、比较例6)，空冷时间设定为10秒(实施例1～32、比较例1～6)。其中，热轧的精轧终轧温度为900℃(实施例1～32、比较例4～9)、以及930℃(比较例1～3)。
对这样得到的热轧钢板，进行了拉伸试验、扩孔试验、金属组织观察以及化学转化成膜处理性能的评价，其结果示于表2-1和表2-2。
表1-1

表1-2

空白的成分栏表示没有添加。在本发明的范围以外用斜体字表示。
表2-1

表2-2

注1)抗拉强度、延展性根据JIS Z 2201标准，采用JIS 5号试片进行了拉伸试验。
注2)扩孔性扩孔试验是将初始孔径(d010mm)的冲孔用60°圆锥形冲头进行扩孔，由裂纹贯穿板厚时的孔径(d)求出扩孔值(λ值)＝(d-d0)/d0×100，以该值评价扩孔性。它们的结果如表2所示。
注3)钢板的金属组织关于金属组织观察，经硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后用扫描电子显微镜进行铁素体、贝氏体的鉴定，然后根据图像分析测定粒径2μm或以上的铁素体的面积率。
注4)化学转化成膜处理性能关于热轧钢板的化学转化成膜处理性能，在去除表面的氧化皮后，采用化学转化成膜处理液SD5000(日本ペイント公司产品)，按照配方进行脱脂和表面调整后，进行化学转化成膜处理。化学转化膜的判定采用SEM(二次电子像)进行，对形成均匀转化膜者判定为“○”、对于局部没有形成转化膜者判定为“×”。
对于实施例1～32，其化学成分、精轧终轧温度、空冷起始温度以及卷取温度均在本发明的范围内，是金属组织由铁素体和贝氏体的2相构成的且粒径2μm或以上的铁素体的比例占40％或以上的本发明例，是具有较高的λ值和伸长率的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板。另一方面，偏离本发明条件的比较例1～9，其强度、扩孔性、延展性的平衡以及化学转化成膜处理性能均较差。
另外，尽管在表1和表2中没有表示出来，但使用具有实施例1所示的钢成分的铸坯，当在热轧的终轧温度为920℃、然后进行一次急冷(冷却速度40℃/sec)直至625℃、空冷起始温度为625℃、空冷10秒后进行二次急冷(冷却速度为20℃/sec)、卷取温度为460℃的条件下进行热轧时，由于空冷起始温度大大低于本发明的范围，因此在金属组织中生成百分之几的珠光体、粒径2μm或以上的铁素体的面积率低至36％而处在在本发明的范围之外。因此，伸长率为19％、λ值为95％、扩孔性与延展性的平衡变差。另外，同样使用具有实施例1所示的钢成分的铸坯，当在热轧的终轧温度为910℃、然后进行一次急冷(冷却速度100℃/sec)直到675℃、空冷起始温度为680℃、空冷10秒后进行二次急冷(冷却速度20℃/sec)、卷取温度为320℃的条件下进行热轧时，由于卷取温度大大低于本发明的范围，因此在金属组织中生成10％左右的马氏体，粒径为2μm或以上的铁素体的面积率低至33％，所以伸长率为20％、λ值为63％，仍然是扩孔性与延展性的平衡变差。
实施例2熔炼具有表3-1、表3-2所示的成分的钢，根据常规方法通过连铸制作板坯。实施例33～58是根据本发明的成分的钢，比较例10的钢是C、P的添加量在本发明的范围之外，比较例11的钢是Mn的添加量在本发明的范围之外，比较例12的钢是Al的添加量在本发明的范围之外，比较例13的钢是Si、Al的添加量在本发明的范围之外，比较例14的钢是Si以及Ti、V的添加量在本发明的范围之外，比较例15的钢是Si和Nb的添加量在本发明的范围之外，比较例16的钢是Al的添加量在本发明的范围外。另外，比较例10的钢是式(1)在本发明的范围之外，比较例11的钢是式(1)、(2)在本发明的范围外。
将这些钢在加热炉中于1200℃或以上的温度进行加热，通过热轧得到板厚为2.6～3.2mm的热轧钢板。关于热轧条件如表4-1、4-2以及4-3。
在表4-1中，33-4是冷却速度偏低；34-3、38-3是空冷起始温度在本发明的范围外；37-3、39-3是卷取温度在本发明的范围外。另外，表4-2的42-2是空冷时间较短。
对于这样得到的热轧钢板，进行了抗拉强度和化学转化成膜处理试验。各个试片的TS、EL以及化学转化成膜处理性能分别如表4-1、表4-2以及表4-3所示。图3表示强度与伸长率的关系。可知本发明钢与比较钢相比，其伸长率提高，性能优良。
此外，抗拉强度、延展性的试验方法、钢板的金属组织的测定方法、以及化学转化成膜处理性能的判定方法与实施例1的条件相同。
表3-1

表3-2

*其中，Ar3＝896-509(C％)+26.9(Si％)-63.5(Mn％)+229(P％)
表4-1

表4-2

表4-3

正如以上所详述的那样，根据本发明，能够经济地提供抗拉强度为590N/mm2或以上的高强度且扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度钢板，因此本发明作为具有优良加工性的高强度热轧钢板是合适的。另外，本发明的热轧高强度钢板使车体的轻量化、零部件的整体成形以及加工工序的合理化成为可能，能够谋求燃料利用率的提高以及制造成本的降低，具有较大的工业上价值。
权利要求
1.一种扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板，其特征在于在钢的组成中，以质量％计，含有C0.02％～0.08％、Si0.50％或以下、Mn0.50％～3.50％、P0.03％或以下、S0.01％或以下、Al0.15％～2.0％，以及余量由铁和不可避免的杂质构成；满足下式(1)的条件，且该钢板的金属组织中粒径2μm或以上的铁素体的比例为40％或以上，抗拉强度为590N/mm2或以上。Mn+0.5×Al＜4 (1)
2.根据权利要求1所述的抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板，其中以质量％计，进一步含有Ti0.003％～0.20％、Nb0.003％～0.04％、V0.003％～0.20％、Ca0.0005～0.01％、Zr0.0005～0.01％、REM0.0005～0.05％、Mg0.0005～0.01％之中的1种、2种或更多种。
3.根据权利要求1或2所述的抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板，其特征在于进一步满足下式(2)的条件，且金属组织是粒径为2μm或以上的铁素体与马氏体的2相组织。0.3×Al+Si-2×Mn≥-4 (2)
4.根据权利要求1或2所述的抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板，其特征在于进而金属组织是粒径为2μm或以上的铁素体与贝氏体的2相组织。
5.一种抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于将权利要求1～3的任一项所述钢组成的铸坯进行热轧，轧制终了温度设定为Ar3点或以上，热轧结束后，以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650℃～750℃，接着空冷2秒～15秒后，进而再度冷却，在低于300℃的温度下进行卷取。
6.一种抗拉强度为590N/mm2或以上的扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于将权利要求1、2、4的任一项所述钢组成的铸坯进行热轧，轧制终了温度设定为Ar3点或以上，热轧结束后，以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到650～800℃，接着空冷2～15秒后，进而再度以20℃/sec或以上的冷却速度冷却到350～600℃进行卷取。
全文摘要
本发明提供一种扩孔性、延展性以及化学转化成膜处理性能优良的高强度热轧钢板。在所述钢板的组成中，以质量％计含有C0.02％～0.08％、Si0.50％或以下、Mn0.50％～3.50％、P0.03％或以下、S0.01％或以下、Al0.15％～2.0％，以及余量由铁和不可避免的杂质构成；满足Mn+0.5×Al＜4的条件，且该钢板的金属组织中粒径2μm或以上的铁素体的比例为40％或以上，抗拉强度为590N/mm
文档编号C21D9/46GK1732281SQ20038010780
公开日2006年2月8日 申请日期2003年12月24日 优先权日2002年12月26日
发明者冈本力, 谷口裕一 申请人:新日本制铁株式会社