专利名称：具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板及其生产方法
技术领域：
本发明涉及一种具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板及其生产方法，所述具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板用于汽车部件等，并能有效地减轻汽车部件的重量。
背景技术：
为了抑制汽车中二氧化碳气体的排放，利用高强度薄钢板来减轻汽车车身的重量。另外，为了保证乘客的安全，对汽车车身不仅利用软薄钢板，而且还利用高强度薄钢板。此外，为了在将来减轻汽车车身的重量，对提高高强度薄钢板的强度使用水平很快提出了新的要求。
然而，当对高强度薄钢板施加弯曲变形时，由于高强度，所以在加工之后的形状“回弹”现象往往会偏离成形夹具的形状，并朝加工之前形状的方向返回，而侧壁平面的“壁翘曲”现象由于在加工期间作为弯曲一再弯曲结果的弹性恢复而最终形成具有曲度的表面。
因此，在常规汽车车身中，所用的钢主要限于强度低于440MPa的高强度薄钢板。对汽车车身来说，有必要采用强度大于490MPa的高强度薄钢板来减轻车身的重量。尽管这样，也没有回弹和壁翘曲很少而形状可固定性良好的高强度薄钢板。
不用说，提高强度低于440MPa的高强度薄钢板或软薄钢板在加工后的形状可固定性，对提高汽车、家用电器和其它产品的形状精确度都极为重要。
一些发明人在WO 00/106791中公开了一种其{100}平面与{111}平面之比至少为1的铁素体薄钢板以用于改善形状可固定性，但该专利文献没有对减少壁翘曲进行说明。因此，该专利文献中也未说明{100}<011>～{223}<110>方位分量组中相对于X射线随机衍射强度比的X射线强度比以及{100}<011>方位分量中相对于X射线随机衍射强度比的X射线强度比。
另外，一些发明人在日本未经审查的专利公报(特开)No.2001-64750中作为用于减少回弹量的技术，公开了一种冷轧薄钢板，其中将平行于薄钢板平面的{100}平面的反射的X射线强度比控制在3或更大。然而，这种冷轧薄钢板的特征在于在薄钢板厚度的最外表面指定X射线强度比，因此是与本发明完全不同的薄钢板。
另外，一些发明人在日本未经审查的专利公报(特开)No.2002-363965和日本专利申请No.2002-286838(日本未经审查的专利公报(特开)No.2004-124123)中公开了一种具有良好的形状可固定性的低屈服比高强度薄钢板及其生产方法。
与这些发明相比，本发明研究了生产条件，因而实现了更优越的形状可固定性，并由此得到了形状可固定性和可加工性二者的生产条件。
也就是说，本发明人发现，为了上述目的，控制织构和控制延性的各向异性极为重要，并且作为本发明研究的结果，发现了满足这些要求的最佳控制条件。
发明概述如果提高用于汽车部件的待弯曲薄钢板的强度，则回弹量随着薄钢板强度的升高而增加，并且出现形状缺陷，因此高强度薄钢板的使用在目前受到限制。
另外，良好的压制可成形性和高的冲击能可吸收性是将高强度薄钢板用于汽车部件等的重要性能。
本发明从根本上解决了该问题，并提供了一种具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板及其生产方法。
按照常识，作为用于减少回弹量和抑制形状固定缺陷的手段，已知降低薄钢板的屈服点是重要的。另外，为了降低屈服点，必需使用具有低拉伸强度的薄钢板。
然而，这不是唯一用于改善薄钢板可弯曲性、减少回弹量以及减少形状固定缺陷的基本解决方案。
因此，发明人注意到薄钢板织构对可弯曲性的影响，并着手有关它的作用和影响的详细研究和探索，以便改善可弯曲性并从根本上解决出现形状固定缺陷的问题。结果，他们发现了一种具有良好的形状可固定性的薄钢板。
也就是说，发明人发现，通过控制{100}<011>～{223}<110>方位分量组中相对于X射线随机衍射强度的X射线强度比，尤其是{100}<011>方位分量和{111}<112>以及{111}<110>方位分量上相对于X射线随机衍射强度的X射线强度比，并通过使轧制方向上的r值以及垂直于轧制方向的方向上的r值中的至少一个尽可能低，以及通过使局部伸长的各向异性为至少2％，显著改善了可弯曲性。
然而，如果局部伸长的各向异性变得更大，则预期的伸长凸缘可成形性(elongated flange formability)变差，并且难以既获得形状可固定性又获得可成形性。因此，发明人进行了集中的研究，结果发现，同时实现织构控制和碳化物控制能够提高形状可固定性。
另外，由于多相钢对于维持良好的压制可成形性和高的冲击可吸收性是有效的，所以发明人从织构控制和显微结构控制角度发现了用于热轧的最优选条件。
另外，不限制切割用于成形各种部件的坯料的方向对提高钢材的收率有很大作用。为此，延性的各向异性，尤其是均匀伸长的各向异性的减少，具有重要的意义。
发明人通过实验发现，通过控制薄钢板精整热轧的起始温度和结束的温度，能使{100}<011>方位分量作为主要方位分量发展，并由此保证上述形状可固定性和可成形性，而同时减少均匀伸长的各向异性。
本发明基于上述发现，并具有如下要点
(1)一种具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其中铁素体或贝氏体是体积百分率最大的相，至少在板厚的1/2处满足所有下列条件(i){100}<011>～{223}<110>方位组的X射线随机强度比的平均值为2.5或更大，(ii){554}<225>、{111}<112>、{111}<110>三个方位的X射线随机强度比的平均值为3.5或更小，(iii){100}<011>的X射线随机强度比大于{211}<011>的X射线随机强度比，(iv){100}<011>的X射线随机强度比为2.5或更大，在轧制方向上的r值和在垂直于轧制方向的方向上的r值中的至少一个为0.7或更小，均匀伸长的各向异性ΔuE1为4％或更小，局部伸长的各向异性ΔLE1为2％或更大，以及ΔuE1等于ΔLE1或小于ΔLE1，此处，ΔuE1＝{|uE1(L)-uE1(45°)|+|uE1(C)-uE1(45°)|}/2ΔLE1＝{|LE1(L)-LE1(45°)|+|LE1(C)-LE1(45°)|}/2uE1(L)在轧制方向上的均匀伸长uE1(C)在横向方向上的均匀伸长uE1(45°)在45°方向上的均匀伸长LE1(L)在轧制方向上的局部伸长LE1(C)在横向方向上的局部伸长LE1(45°)在45°方向上的局部伸长(2)如(1)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，直径为0.2μm或更大的碳化铁的占积率(occupancy rate)为0.3％或更小。
(3)如(1)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，时效指数AI为8MPa或更大。
(4)如(1)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，按重量％计，含有C0.01-0.2％，Si0.001-2.5％，Mn0.01-2.5％，P≤0.2％S≤0.03％，Al0.01-2％N≤0.01％，以及O≤0.01％其余为Fe和不可避免的杂质。
(5)如(4)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，还含有Nb、Ti以及V中的至少一种或多种，其总量按重量％计为0.001-0.8％。
(6)如(4)或(5)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，还含有下述元素中的至少一种或多种，按重量％计，B≤0.01％，Mo≤1％，Cr≤1％，Cu≤2％，Ni≤1％，Sn≤0.2％，Co≤2％，Ca0.0005-0.005％，Rem 0.001-0.05％，Mg0.0001-0.05％，Ta0.0001-0.05％。
(7)如(1)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，按重量％计，含有C0.02-0.3％，总量按重量％计为0.1-3.5％的下列元素中的至少一种或多种Mn0.05-3％，Ni≤3％，Cr≤3％，Cu≤3％，Mo≤1％，Co≤3％，以及Sn≤0.2％总量按重量％计为0.02-3％的Si和Al中的至少一种或全部两种Si≤3％以及Al≤3％其余为Fe和不可避免的杂质，并具有多相结构，其中铁素体或贝氏体是体积百分率最大的相，马氏体的体积百分率为1-25％。
(8)如(7)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，按重量％计，含有Nb、Ti和V中的至少一种或多种，其总量按重量％计为0.001-0.8％。
(9)如(7)或(8)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，还含有下列元素中的至少一种或多种，按重量％计，P≤0.2％，B≤0.01％Ca0.0005-0.005％，以及Rem 0.001-0.02％。
(10)如(4)或(5)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其中薄钢板是经镀覆的。
(11)如(7)或(8)所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其中薄钢板是经镀覆的。
(12)一种生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，包括以下步骤在已对具有如(4)或(5)所述成分的铸坯进行铸造时，或者在使该铸坯一旦冷却然后再加热到1000-1300℃的温度范围时，对该铸坯进行热轧，其中在Ar3～(Ar3+150)℃的温度下的总压缩比(轧延比，reductionratio)为25％或更大，精整热轧开始时的温度TFS和精整热轧结束时的温度TFE同时满足下列方程(1)～(4)，以及将经过热轧的薄钢板冷却，然后在低于临界温度T0和400～700℃的温度下进行卷取，所述临界温度T0由薄钢板的化学成分决定并在下面的方程(5)中示出，TFE≥Ar3(1)TFE≥800℃ (1’)TFS≤1100℃ (2)20℃≤TFS-TFE≤120C (4)T0＝-650.4×{C％/(1.82×C％-0.001)}+B (5)其中B由用重量％表示的钢成分求出B＝-50.6×Mneq+894.3Mneq＝Mn％+0.24×Ni％+0.13×Si％+0.38×Mo％+0.55×Cr％+0.16×Cu％-0.50×Al％-0.45×Co％+0.90×V％Ar3＝901-325×C％+33×Si％+287×P％+40×Al％-92×(Mn％+Mo％+Cu％)-46(Cr％+Ni％)(13)如(12)所述的生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，其特征在于，将在Ar3～(Ar3+150)℃的温度范围内进行热轧的至少一个轧道中的摩擦系数控制为不大于0.2。
(14)一种生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，其特征在于，对通过如(12)所述的生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法所生产的热轧薄钢板施加0.1-5％的表皮光轧。
(15)一种生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，包括以下步骤，在已对具有如(7)或(8)所述成分的铸坯进行铸造时，或者在使该铸坯一旦冷却然后再加热到1000-1300℃的温度范围时，对该铸坯进行热轧，其中在Ar3～(Ar3+150)℃的温度下的总压缩比为25％或更大，精整热轧开始时的温度TFS、精整热轧结束时的温度TFE以及计算得到的残余应变Δε同时满足下列关系式(1)～(4)，以及将经过热轧的薄钢板冷却，然后在低于临界温度T0和不高于400℃的温度下进行卷取，所述临界温度T0由钢板的化学成分确定并在下面的关系式(5)中示出TFE≥Ar3(℃) (1)TFS≤1100℃ (2)Δε≥(TFS-TFE)/375 (3)20℃≤(TFS-TFE)≤120℃(4)To＝-650.4×{C％/(1.82×C％-0.001)}+B (5)其中B由用重量％表示的钢成分求出B＝-50.6×Mneq+894.3Mneq＝Mn％+0.24×Ni％+0.13×Si％+0.38×Mo％+0.55×Cr％+0.16×Cu％-0.50×Al％-0.45×Co％+0.90×V％此处，Ar3＝901-325×C％+33×Si％+287×P％+40×Al％-92×(Mn％+Mo％+Cu％)-46(Cr％+Ni％)Δε从轧制的n个精轧阶段的每个架台(stand)处所给定的等效应变εi(i＝1～n)、各架台之间的时间ti(秒)(i＝1～n-1)、从最后的架台到冷却开始的时间tn(秒)、每个架台处的轧制温度Ti(k)(i＝1～n)以及常数R＝1.987求得，ε＝Δε1+Δε2+...+Δεn此处，Δεi＝εi×exp{-(ti*/τn)2/3}
τi＝8.46×10-9×exp{43800/R/Ti}ti*＝τn×{ti/τi+t(i+1)/τ(i+1)+...+tn/τn}。
(16)如(15)所述的生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，其特征在于，将在Ar3～(Ar3+150)℃的温度范围内进行热轧的至少一个轧道中的摩擦系数控制为不大于0.2。
(17)一种生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，其特征在于，对通过如(15)所述的生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法所生产的热轧薄钢板施加0.1-5％的表皮光轧。
具体实施例方式
下面，将详细说明本发明的内容。
在1/2板厚处的薄钢板平面中{100}<011>～{223}<110>组的X射线随机强度比的平均值当在薄钢板厚度中心位置处对薄钢板平面实施X射线衍射并求出相对于随机试样的各方位分量的强度比时，{100}<011>～{223}<110>方位分量组的平均值必需至少为2.5。如果这个平均值小于2.5或更小，则形状可固定性变差。
包括在方位分量组中的主方位分量是{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>以及{223}<110>。
可根据三维织构求出这些方位分量中相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比，所述三维织构通过矢量法或级数展开法计算，所述矢量法基于{110}极点图，所述级数展开法利用极点图{110}、{100}、{211}和{310}中的多个(理想的是3个或更多)极点图。
例如，对于通过后一方法计算出的上述结晶方位分量中相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比来说，可以在不加修改的情况下使用三维织构中在φ2＝45°的横截面处的(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]和(223)[1-10]的强度。
方位分量组{100}<011>～{223}<110>的平均值是所有上述方位分量的算术平均比值。当不能得到所有这些方位分量的强度时，可以用方位分量{100}<011>、{116}<110>、{114}[110]、{112}<110>和{223}<110>的强度的算术平均值来代替。
另外，优选方位分量组{100}<011>～{223}<111>中相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比的平均值为4.0或更大。
在1/2板厚处薄钢板平面内的三个结晶方位分量{554}<225>、{111}<112>和{111}<110>的X射线随机强度比的平均值在1/2板厚处的薄钢板平面内的三个结晶方位分量{554}<225>、{111}<112>和{111}<110>中相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比的平均值应当为3.5或更小。如果该平均值为3.5或更大，则即使方位分量组{100}<011>～{223}<110>中的强度适当，也难以得到良好的形状可固定性。
可根据按照上述方法计算得到的三维织构来计算{554}<225>、{111}<112>和{111}<110>处的相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比。
另外，优选{554}<225>、{111}<112>和{111}<110>处的相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比的算术平均值为2.5或更小。
在1/2板厚处薄钢板平面内的{100}<011>与{211}<011>处的X射线随机强度比在1/2板厚处薄钢板平面内，{100}<011>处的相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比必须至少是{211}<011>处的相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比。如果{211}<011>处的相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比大于{100}<011>处的相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比，则均匀伸长的各向异性变得更大且可成形性变差。
应该注意，此处所提到的{100}<011>和{211}<011>作为具有同样效果的方位范围，允许是以与轧制方向相垂直的方向(横向方向)作为旋转轴线±12°，更优选地±16°。
不必清楚上述结晶方位分量中X射线强度对于弯曲加工时的形状可固定性或者对于伸长的各向异性很重要的原因，但可以估计，在弯曲变形期间结晶体的滑动行为有某种联系。
用于X射线衍射(测定)的试样由下述方法制备通过机械研磨等将薄钢板减少至预定的薄钢板厚度；然后通过化学研磨、电解研磨等方法消除应变并同时使薄钢板的1/2厚度处的平面成为测量平面。
当薄钢板的厚度中心层中存在偏析带、缺陷等以及测量中出现问题时，可通过按照上述方法调整试样以使在板厚的3/8-5/8范围内的一合适的平面成为测量平面来进行测量。
很自然，如果X射线强度的限定不仅在接近1/2板厚时令人满意，而且在尽可能多的厚度(尤其是从最外层到1/4板厚)处也令人满意，则形状可固定性会变得更好。
应当指出，由{hkl}<uvw>表示的结晶方位分量表示薄钢板平面的法线方向与<hkl>平行，而轧制方向与<uvw>平行。
轧制方向的r值(rL)和垂直于轧制方向的方向的r值(rC)上述两个r值在本发明中都很重要。也就是说，发明人对本发明进行了研究，结果了解到即使上述结晶方位分量的X射线强度合适，也不一定能得到良好的形状可固定性。
在上述X射线强度的同时，必须使rL和rC中的至少一个为0.7或更小，更优选地为0.55或更小。
在不特别限定rL和rC的下限的情况下，可以得到本发明的效果。r值通过使用了JIS(日本工业标准)5号拉伸试验片的拉伸试验来评估。
拉伸应变通常为15％，但当均匀伸长小于15％时，应该在均匀伸长范围内通过尽可能接近15％的应变进行评估。
应该注意，弯曲方向视加工的部件不同而不同，因此未作特别限定，但优选主要垂直地或沿接近于垂直小r值的方向的方向弯曲薄钢板。
然而，一般地，已知织构与r值相关，但在本发明中，与结晶方位分量中相对于X射线随机衍射强度的X射线强度比有关的限定以及与r值有关的限定意义不同。不同时满足这两种限定，就不能得到良好的形状可固定性。
延(展)性的各向异性当压制成形薄钢板时，薄钢板的均匀伸长—即n值具有重要的意义。尤其是，在主要用于冲压拉伸成形的高强度薄钢板中，当均匀伸长(n值)具有各向异性时，必需小心地按照部件选定切下坯料的方向，从而使生产率低下并使薄钢板的收率下降。
另外，在某些情况下，不能使薄钢板形成所希望的形状。
在拉伸强度大于约400MPa(在拉伸强度中所得到的最大强度)的薄钢板中，如果均匀伸长的各向异性ΔuE1为4％或更小，则可以知道其显示了独立于方向的良好的可成形性。
当需要特别严格的可成形性时，优选各向异性ΔuE1不大于3％。
均匀伸长的各向异性ΔuE1的下限未特别限定，但从可成形性观点来看，最优选的是使其为0％。
另外，如果局部伸长的各向异性ΔLE1小于2％，则形状可固定性变差，因此使ΔLE1的下限为2％。ΔLE1的上限未特别设定，但如果ΔLE1太大，则可成形性下降，因此上限优选为12％。
然而，即使满足上述条件，当ΔuE1＞ΔLE1时仍不能同时得到良好的可成形性和形状可固定性，因此使ΔuE1不大于ΔLE1。
应该注意，利用与轧制方向平行的方向(L方向)、垂直方向(C方向)和45°方向的伸长将均匀伸长和局部伸长的各向异性定义如下ΔuE1＝{|uE1(L)-uE1(45°)|+|uE1(C)-uE1(45°)|}/2ΔLE1＝{|LE1(L)-LE1(45°)|+|LE1(C)-LE1(45°)|}/2。
显微组织在实际的汽车部件中，由述弯曲引起的形状可固定性不是部件中的唯一问题。在同一部件的其它部位有时受到伸长凸缘、扩孔弯边/去毛刺或其它加工，因此，能发现很多要求冲压拉伸成形、拉/绞或其它良好的压制可成形性的情况。
因此，除了在用于控制织构的弯曲加工期间改善形状可固定性外，还必须改善薄钢板自身的孔扩展性和压制可成形性。
从这个观点来看，薄钢板的显微结构应当是将具有高的孔扩展性的铁素体或贝氏体的相作为体积百分率最大的相显微结构。然而，从织构观点来看，通过低温转变生成的贝氏体相使得织构的发展更强，因此优选使贝氏体成为主相。
应该注意，此处所说的贝氏体在显微结构中可以包括或者可以不包括碳化铁粒子。另外，在转变后加工的并具有极高的内部位错密度的铁素体(经过加工的铁素体)使延性显著变差，并且不适合用于部件加工，因此与本发明所述的铁素体有区别。
另外，发明人发现，本发明的钢板的特征包括薄钢板中至少有1％的马氏体以降低屈服比，最优选rL和rC中的至少一个不大于0.7，以用于满足对冲压拉伸可成形性的提高。
此时，如果马氏体的体积百分率超过25％，则不仅使薄钢板的强度提高超过所需程度，而且使连接在网络中的马氏体比例增加，从而薄钢板的可成形性显著变差，因此将25％定为马氏体体积百分率的最大值。
另外，为实现通过马氏体降低屈服比的效果，当最大体积百分率的相是铁素体时，优选马氏体的百分率值为至少3％；而当最大体积百分率的相是贝氏体时，优选马氏体的百分率值为至少5％。
另外，当最大体积百分率的相不是铁素体或贝氏体时，钢材的强度提高超过所需程度从而可成形性变差，或者不需要的碳化物沉淀使它不能保证必需量的马氏体，从而薄钢板的可成形性显著变差，因此最大体积百分率的相限于铁素体或贝氏体。
另外，即使在冷却至室温时含有未完成转变的残余奥氏体，对本发明的效果也没有任何大的影响。然而，如果通过反射X射线法等发现残余奥氏体的体积百分率增加，则屈服比升高，因此残余奥氏体的体积百分率优选不大于马氏体体积百分率的两倍，更优选不大于马氏体的体积百分率。
另外，使伸长凸缘可成形性显著变差的直径为0.2μm或更大的碳化铁的占积率优选限制在0.3％或更小。碳化铁的占积率也可以由在至少放大500倍的光学显微照片中通过图像处理得出的碳化铁面积百分率代替。另外，也可以找出在照片上所绘的晶格点数n中由0.2μm或更大的碳化铁所占的晶格点数m，并且将m/n作为占积率。
时效指数AI表示薄钢板时效性的指数AI优选为至少8MPa。如果AI小于8MPa，则形状可固定性下降，因此将8MPa定为下限。当AI下降时形状可固定性变差的原因尚不清楚，但AI与薄钢板中的活动位错密度有关，因此可以认为活动位错密度的差异对变形有某种影响。
AI的上限无特别限定，但如果AI大于100MPa，则出现拉伸应变，从而容易显著损坏薄钢板的外观，因此AI优选为不大于100MPa。
应当指出，时效指数是这样测量的使用L方向或C方向的JIS 5号拉伸试验片，并将变形应力与屈服应力的差值作为时效指数AI，所述变形应力为施加10％的预应变时的变形应力，所述屈服应力为一旦除去负荷后在100℃下进行1个小时的时效，然后再次进行拉伸试验时的屈服应力(当发生屈服伸展时，较低的屈服应力)。
下面，将说明本发明的优选化学成分。应当指出，单位是质量％。
首先，将说明具有其中铁素体或贝氏体是体积百分率最大的相的显微结构并且具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的化学成分。应该注意，在上述薄钢板中，孔扩展性也良好。
CC的下限为0.01％，因为在C低于0.01％情况下，难以在保持高可成形性的同时保证薄钢板的强度。另一方面，如果C含量高于0.2％，则容易形成降低孔扩展性的奥氏体相或马氏体相和粗粒碳化物，此外可焊接性也下降，因此将C含量的上限定为0.2％。
SiSi是用于提高薄钢板机械强度的有效元素，但如果Si含量高于2.5％，则可成形性变差或者出现表面瑕疵，因此将2.5％定为上限。另一方面，在实际的钢中，难以使Si含量小于0.001％，因此将0.001％定为下限。
MnMn是用于提高薄钢板机械强度的有效元素，但如果Mn含量超过2.5％，则可成形性变差，因此将2.5％定为上限。另一方面，在实际的钢中，难以使Mn低于0.01％，因此将0.01％定为下限。
另外，除Mn之外，当未充分添加用于抑制由S引起的热裂的Ti和其它元素时，希望添加一定量的Mn，添加量按质量％计为Mn/S≥20。
P，SP和S的添加量不大于0.2％和0.03％。这是为了防止在热轧或冷轧时可成形性变差或产生裂纹。
Al添加至少0.01％的Al以用于脱氧。然而，如果Al的量太大，则可成性降低并且表面性能变差，因此将Al的上限定为2.0％。
N，O这些元素是杂质。为防止可成形性变差，将N和O的量分别定为不高于0.01％和不高于0.01％。
Ti，Nb，V这些元素是通过诸如沉淀强化、织构控制、粒状物强化等机理来改善材料品质的元素。根据需要，优选将上述一种或多种元素添加成总计为至少0.001％。
然而，即使添加过量也不会有显著效果。相反，会使可成形性和表面性能变差，因此将上述一种或多种元素的总量上限设定为0.8％。
BB对于加强晶粒边界和提高钢材强度是有效的，但如果B的添加量超过0.01％，则不仅效果饱和，而且使薄钢板的强度升高超过所需程度，从而造成部件可成形性下降，因此将B的上限定为0.01％。然而，为实现B的添加效果，优选添加至少0.002％。
Mo，Cr，Cu，Ni，Sn，Co这些元素具有提高机械强度或改善材料品质的效果，因此优选根据需要将每种元素添加至少0.001％。然而，添加过量会使可成形性变差，因此将Mo、Cr、Cu、Ni、Sn和Co的上限分别定为1％、1％、2％、1％、0.2％和2％。
Ca，Rem(稀土元素)这些元素是用于控制夹杂物的有效元素，因此适当添加能提高热可成形性，但添加过量反而会加剧热脆化，因此按照需要将Ca和Rem的量定为0.0005％-0.005％和0.001％-0.05％。此处，“稀土元素”是指Y、Sr以及镧系元素，并且在工业上是上述元素的混合物。
另外，添加0.0001％-0.05％的Mg和0.001％-0.05％的Ta也具有同等效果。
这里，在所有情况下，下限都表示为表现夹杂物控制效果而添加的最少量。超过最大值，夹杂物反而会生长太多，因此伸长凸缘可成形性和孔扩展性的其它方面都降低。作为混合稀土(混合物)加入对于成本合理是有利的。
下面，将说明具有其中铁素体或贝氏体是体积百分率最大的相的显微结构的多相结构并包括体积百分率为1-25％的马氏体且具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的化学成分。
应该注意，上述薄钢板是一种低屈服比薄钢板。
CC是决定钢材强度的最重要的元素。薄钢板中所含的马氏体体积百分率往往会随着薄钢板中C浓度的升高而增加。此处，当所加C量低于0.02％时，将难以得到硬质马氏体，因此将0.02％定为所加C量的下限。
另外，如果所加C量超过0.3％，则不仅薄钢板的强度升高到大于所需程度，而且作为汽车用钢材的重要特征的可焊接性显著变差，因此将所加C量的上限定为0.3％，Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Co和Sn添加Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Co和Sn全部是为了调节钢材的显微结构。尤其是，当从可焊接性观点来限制C的添加量时，添加适量的这些元素对有效地调节钢的可硬化性是有效的。
另外，这些元素尽管未达到Al和Si的含量范围，但具有抑制渗碳体产生的效果，并可以有效地控制马氏体的体积百分率。另外，这些元素具有通过用固溶体与Al和Si一起加强基体铁素体或贝氏体来提升在高速下的抗动态变形性的功能。
然而当这些元素中的一种或多种的总添加量低于0.1％或者Mn含量低于0.05％时，将不再能保证所需的马氏体体积百分率，使得钢材的强度变低，并且可能不能再有效减轻汽车车身的重量，因此，将Mn含量的下限定为0.05％，将上述元素中的一种或多种元素的总添加量的下限定为0.1％。
另一方面，当上述总添加量超过3.5％时、当Mn、Ni、Cr、Cu和Co中的任何一种的含量超过3％时、当Mo含量超过1％时或者当Sn含量超过0.2％时，都会使基体铁素体或贝氏体硬化从而使钢材的可成形性降低、韧性降低并且钢材成本增加，因此，将上述总添加量的上限定为3.5％，将Mn、Ni、Cr、Cu和Co含量的上限定为3％，将Mo含量的上限定为1％，并将Sn含量的上限定为0.2％。
Al，SiAl和Si都是铁素体稳定元素，并起到通过增加铁素体体积百分率改善钢材可成形性的作用。另外，Al和Si抑制渗碳体的产生，因此可以抑制贝氏体或包括碳化物的其它相的产生，并可有效地引起马氏体的产生。
作为具有这些功能的添加元素，除了Al和Si之外，可以提及的有P或Cu、Cr、Mo等。适当添加这些元素也可以产生类似的效果。
然而，当Al和Si的总量低于0.05％时，对渗碳体产生的抑制效果不足，并且不能得到合适的马氏体体积百分率，因此将Al和Si其中之一或二者总量的下限定为0.05％。
另外，当Al和Si中的一种或全部两种的总量超过3％时，会使基体铁素体或贝氏体变硬或变脆、使得钢材的可成形性降低、韧性降低并使钢材成本增加，而且可化学处理性以及其它表面处理特性显著变差，因此将Al和Si中的一种或全部两种的上限定为3％。
Nb，Ti，V这些元素通过诸如固定碳和氮、沉淀强化、织构控制、粒状物强化等机理来改善材料品质。根据需要，优选一种或多种上述元素的总量添加为至少0.001％。另外，通过添加Nb或Ti，可在热轧时容易地形成对形状可固定性有利的织构，因此优选主动利用这一点。然而，添加过量会使可成形性变差，因此将所加的一种或多种元素总量的上限定为0.8％。
PP对提高钢材强度以及如上所述对保证马氏体都是有效的，但如果添加量超过0.2％，则会使抗应力腐蚀开裂性变差或者使疲劳特性和韧度变差，因此将上限定为0.2％。然而，为了实现添加效果，优选夹杂物的量为0.005％或更多。
BB对于强化晶粒边界和提高钢材强度是有效的，但如果B的量超过0.01％，则不仅效果饱和，而且使薄钢板的强度提高到大于所需程度，从而使部件可成形性下降，因此将上限定为0.01％。然而，为实现添加效果，优选含量为至少0.0005％。
Ca，Rem这些元素通过控制硫化物的形成而改善伸长凸缘可成形性，因此优选根据需要分别添加0.0005％或更多以及0.001％或更多。即使添加过量，也没有显著的效果并使成本变高，因此将加Ca和Rem的上限定为0.005％和0.02％。
N像C一样，N对引起马氏体的产生是有效的，但同时往往会使钢材的韧性和延性变差，因此优选使N的量不大于0.01％。
OO形成氧化物，并且作为夹杂物使孔扩展性变差，所述孔扩展性由钢材的可成形性尤其是钢材的伸长凸缘可成形性或疲劳强度或韧性表示，因此优选将O的量控制为不大于0.01％。
下面将说明本发明的生产方法。
板坯再加热温度对调整到预定成分的钢进行铸造，然后直接热轧，或者在一旦冷却到Ar3转变温度或更低然后再加热之后进行热轧。当这时再加热温度低于1000℃时，将难以保证预定的精整热轧终端温度，因此将再加热温度的下限定为1000℃。
另外，当再加温度超过1300℃时，因加热时的生产规模而造成收率变差，同时使生产成本增加，因此将再加热温度的上限定为1300℃。
即使经过加热的板坯在热轧中途局部或全部加热，对本发明的特征也不会有任何影响。
热轧条件通过热轧和随后的冷轧将薄钢板控制成预定的显微结构和织构。最终得到的薄钢板织构由于热轧温度区不同而有很大改变。如果热轧终端温度TFE低于Ar3℃，则均匀伸长的各向异性ΔuE1超过4％，可成形性显著变差，因此TFE≥Ar3(℃)(1)TFE一般是在执行热轧中的最终轧制的架台后面测得的，但当需要时也可利用通过计算获得的温度。
另外，热轧终端温度的上限未特别限定，但当超过(Ar3+180)℃时，表面性能由于在薄钢板表面处产生氧化层而下降，因此(Ar3+180)℃或更低是优选的。
当寻求更严格的表面性能时，优选将TFE定为(Ar3+150)℃或更低。
然而，在生产具有其中铁素体或贝氏体为体积百分率最大的相的显微结构并且具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法中，不管薄钢板的化学成分，当TFE低于800℃时，在热轧时的压延负荷会变得太高，同时薄钢板的延性各向异性变得更大，因此TFE≥800℃(1’)
另外，当精整热轧起始温度TFE高于1100℃时，薄钢板的表面性能显著下降，因此TFS≤1100℃(2)另外，当TFS与TFE之间的差值为120℃或更高时，织构的发展不足以得到良好的形状可固定性和低的各向异性，而使该差值不大于20℃会使操作难以进行，因此，20℃≤(TFS-TFE)≤120℃(4)这里，在生产具有包括体积百分率为1-25％的马氏体的显微结构并且具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法中，计算得到的在精轧结束时的残余应变Δε、精整热轧起始温度TFS以及精整热轧终端温度TFE应当满足下面的关系式(3)。如果不满足该关系式，则在热轧期间不会形成对形状可固定性有利的织构Δε≥(TFS-TFE)/375(3)应该注意，Δε是由在轧制的n个精轧阶段的每个架台处给定的等效应变εi(i＝1～n)、(经过)架台之间的时间ti(秒)(i＝1～n-1)、从最后的架台到开始冷却的时间tn(秒)、每个架台处的轧制温度Ti(k)(i＝1～n)以及常数R＝1.987求得的。
ε＝Δε1+Δε2+...+Δεn式中，Δεi＝εi×exp{-(ti*/τn)2/3}τi＝8.46×10-9×exp{43800/R/Ti}ti*＝τn×{ti/τi+t(i+1)/τ(i+1)+...+tn/τn}另外，在这种方法的热轧中，在Ar3～(Ar3+150)℃的温度范围内的压缩比对最终薄钢板的织构的形成也有很大影响。当在这个温度范围内的压缩比小于25％时，织构发展不充分，从而最终得到的薄钢板不具有良好的形状可固定性，因此将在Ar3～(Ar3+150)℃的温度范围内的压缩比的下限定为25％。
压缩比越低，则所希望的织构发展越多，因此优选将压缩比定为至少50％。另外，更优选压缩比为75％或更大。
压缩比的上限未特别限定，但压缩99％或更多会给系统带来大的负荷，并且不产生任何特殊的效果，因此优选将上限定为小于99％。
此处，Ar3＝901-325×C％+33×Si％+287×P％+40×Al％-92×(Mn％+Mo％+Cu％)-46×(Cr％+Ni％)。
即使在普通条件下在该温度范围内进行热轧，最终薄钢板的形状可固定性也很高，但当需要进一步改善形状可固定性时，则将在该温度范围内实施的热轧的至少一个轧道中的摩擦系数控制为不大于0.2。
如果摩擦系数大于0.2，则与普通热轧没有特别的差异，因此将摩擦系数的上限定为0.2。
另一方面，摩擦系数越低，则越难在表面处形成剪切织构，而形状可固定性越好，因此摩擦系数的下限未特别限定，但如果摩擦系数小于0.05，则难以保证操作稳定性，因此优选将摩擦系数定为至少0.05。
另外，用于在热轧之前去氧化层的加工、喷射高压水、喷射细小微粒等对于提高最终薄钢板的表面性能是有效的，因此是优选的。
就热轧之后的冷却而言，控制卷取温度最重要，但优选使平均冷却速度为至少15℃/秒。优选在热轧之后迅速开始冷却。另外，在冷却期间的空气冷却也防止了最终薄钢板的特性变差。
为了将这样形成的奥氏体织构转到最终热轧薄钢板上，必须在不高于临界温度T0(℃)的温度下卷取薄钢板，该临界温度T0(℃)由下面的关系式(5)表示。因此，将卷取温度的上限定为由钢的成分所决定的T0(℃)。
这个T0温度在热力学上定义为奥氏体和与奥氏体成分相同的贝氏体具有相同自由能的温度，并可以由下面的关系式(5)简单地计算，同时考虑除C之外的成分的影响。
除本发明所述成分之外的其它成分因为对T0温度的影响不大，所以此处忽略不计。
当冷却是在高于由钢材化学成分所决定的T0温度下结束并在此时卷取薄钢板时，即使已经满足了上述热轧条件，所希望的织构也不能在最终得到的薄钢板上充分发展，并且薄钢板的形状可固定性也不变高。
T0＝-650.4×{C％/(1.82×C％-0.001)}+B(5)式中，B由用质量％表示的钢成分求得，B＝-50.6×Mneq+894.3Mneq＝Mn％+0.24×Ni％+0.13×Si％+0.38×Mo％+0.55×Cr％+0.16×Cu％-0.50×Al％-0.45×Co％+0.90×V％当生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板时—该钢板的显微结构具有作为体积百分率最大的相的铁素体或贝氏体，如果卷取温度超过700℃，则在整个卷取长度上保证卷取温度变得困难，从而成为材料品质改变的原因。此外，当包括Ti、Nb和/或V等碳化物形成元素时，这些碳化物在晶粒边界处生长，从而显著削弱了极限变形能力(ultimatedeformability)。因此，将卷取温度的上限定为700℃。
另一方面，如果卷取温度低于400℃，则将在薄钢板中大量产生奥氏体相或马氏体相，并且极限变形能力将下降，因此将卷取温度的下限定为400℃。
另外，当生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板时—该钢板的显微结构包括体积百分率为1-25％的马氏体，如果卷取温度超过400℃，则不形成马氏体相。因此将卷取温度的上限定为400℃。从这个观点来看，卷取温度的上限优选定为350℃，更优选的是定为300℃。
应该注意，如果卷取温度低于室温，则不仅需要过大的资金投入，而且得不到显著的效果，因此优选将卷取温度的下限定为室温。
表皮光轧在装运之前对用上述方法生产的本发明的薄钢板施加表皮光轧使得薄钢板的形状良好。这时，如果表皮光轧压缩比小于0.1％，则效果很小，因此将表皮光轧压缩比的下限定为0.1％。
另外，为了实施超过5％的表皮光轧，必须对普通表皮光轧机进行改造，从而产生经济上的缺点，并且薄钢板的可成形性显著变差，因此将表皮光轧压缩比的上限定为5％。
此外，本发明中所定义的屈服比是在普通JIS 5号拉伸试验中得到的断裂强度(MPa)与屈服强度(0.2％屈服强度)—即屈服比(YS/TS×100)的比值，并且从可成形性观点来看，优选该比值不大于70％。另外，如果屈服比不大于65％，则可以改善形状可固定性，因此希望屈服比不大于65％。
镀敷镀敷的类型和方法没有特别限定。通过电镀、熔体镀敷、蒸镀镀敷等任何方法都可以得到本发明的效果。
本发明的薄钢板可以用来弯曲，而且也可以用于复合成形，所述复合成形主要包括诸如弯曲、冲压拉伸成形、拉/绞(restriction)等。
(示例1)这是涉及具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的实施例，该钢板的显微结构具有作为最大体积百分率的相的铁素体或贝氏体。
将表1所列的钢材A-K加热到1100-1270℃并在表2所列的热轧条件下进行热轧，以便得到2.5mm厚的薄钢板。在表3至表4中示出各种类型热轧薄钢板的评估结果。
表1
下面划线表明数值在本发明的范围之外。
表2
下面划线表明数值在本发明的范围之外；*1在Ar3℃～(Ar3+150)℃的温度范围内总压缩比为至少25％的情况表示为“好”，其它情况表示为“差”。
表3
下面划线表明数值在本发明的范围之外；#表示均匀伸长小于10％以及不能进行测量。
表4(续表3)
下面划线表明数值在本发明的范围之外；2*满足λ/TS≥0.15的情况表示为“好”，其它情况表示为“差”；3*满足0≤1000/ρ≤(0.012×TS-4.5)的情况表示为“好”，不满足是述条件的情况表示为“差”。
利用270mm长×50mm宽×板厚的条形试样来评价形状可固定性，所述试样通过78mm的冲头宽、R5mm的冲头肩、R5mm的冲模肩和各种皱折抑制压力而形成帽子形状，然后测量壁部的弯度的量以作为曲率半径ρ(mm)，并得到倒数1000/ρ。1000/ρ越小，形状可固定性越好。
一般地，已知如果薄钢板的强度升高，则形状可固定性变差。发明人制成一些实际部件。从结果可知，当在70KN的皱折抑制压力下通过上述方法测得的1000/ρ为0(mm-1)或更大，以及变成(0.012×TS-4.5)(mm-1)或比薄钢板的拉伸强度TS[MPa]小时，可得到良好的形状可固定性。
因此，将0≤1000/ρ≤(0.012×TS-4.5)评价为用于良好的形状可固定性的条件。
如果皱折抑制压力增加，则1000/ρ趋向于减小。然而，无论选择什么皱折抑制压力，薄钢板的形状可固定性的优越性顺序都不变。因此，70KN皱折抑制压力的评价也代表薄钢板的形状可固定性。
通过在100mm的试验片的中央心冲压一直径为10mm的孔、用顶角为60°的锥形冲头将初始孔扩张、并允许裂纹贯穿薄钢板时孔的直径d(mm)与初始孔的直径10mm的孔扩展率(下面的关系式)来评价孔扩展性λ＝{(d-10)/10}×100(％)当薄钢板强度升高时，孔扩展率一般变差。
因此，用(孔扩展率λ[％])/(薄钢板的拉伸强度TS[MPa])作为孔扩展性的指示，并将0.15或更大的数值评价为良好的孔扩展性。
利用JIS 5号拉伸试验片测量r值、延性各向异性以及AI。另外，通过制备试样来测量X射线以作为薄钢板的代表值，上述试样在薄钢板厚度7/16的位置平行于薄钢板平面。在表2中，NO.5～11、NO.13和NO.15的热轧条件全都在本发明范围之外，因此延性的各向异性大，在某些情况下形状可固定性也不足、伸长凸缘可成形性也不够，因此得不到具有形状可固定性、低的各向异性和孔扩展性的高强度薄钢板。
NO.21的成分和热轧条件都在本发明范围之外，因此其在形状可固定性和孔扩展性上不能令人满意。
当通过本发明范围内的热轧条件生产化学成分在本发明范围内的薄钢板时，已知可得到良好的延性各向异性和孔扩展性以及良好的形状可固定性。
(示例2)这是涉及具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的一个实施例，所述薄钢板具有多相结构，其中铁素体或贝氏体为体积百分率最大的相，并包括体积百分率为1-25％的马氏体。
将化学成分在表5中示出的钢材A-L加热到1100-1270℃，并在表6所示的热轧条件下进行热轧，以便得到2.5mm厚的热轧薄钢板。各种类型的测量和评价结果示于表6和表7(续表6)中。
利用270mm长×50mm宽×板厚的条形试样来评价形状可固定性，所述试样通过78mm的冲头宽、R5mm的冲头肩、R5mm的冲模肩和各种皱折抑制压力而形成帽子形状，然后测量壁部的翘曲量以作为曲率半径ρ(mm)，并得到倒数1000/ρ。1000/ρ越小，形状可固定性越好。
一般地，已知如果薄钢板的强度升高，则形状可固定性变差。发明人制成一些实际部件。从结果可知，当在70kN的皱折抑制压力下通过上述方法测得的1000/ρ为0(mm-1)或更大，以及变成(0.012×TS-0.45)(mm-1)或比薄钢板的拉伸强度TS[MPa]小时，可得到良好的形状可固定性。
因此，将0≤1000/ρ≤(0.012×TS-4.5)评价为用于良好的形状可固定性的条件。
如果皱折抑制压力增加，则1000/ρ趋向于减小。然而，无论选择什么皱折抑制压力，薄钢板的形状可固定性的优越性顺序都不变。因此，70KN皱折抑制压力的评价也代表薄钢板的形状可固定性。
利用JIS 5号拉伸试验片测量r值、延性各向异性以及YR。另外，通过制备试样测量X射线以作为薄钢板的代表数值，上述试样在薄钢板厚度7/16的位置处平行于薄钢板平面。
在表6和表7中，No.2，5，7，9-11，13，15，17，18和21-23的热轧条件和成分都在本发明范围之外，因此延性的各向异性大，在某些情况下形状可固定性也不足，并且也不满足YR，因此得不到具有形状可固定性和低各向异性的高强度薄钢板。
当用本发明范围内的热轧条件生产化学成分在另外示出的本发明范围内的薄钢板时，已知得到良好的延性各向异性、形状可固定性以及YR。
表5
下面划线表明数值在本发明的范围之外；*1Mn+Ni+Cr+Cu+Mo+W+Co+Sn；*2Nb+Ti。
表6
下面划线表明数值在本发明的范围之外；*1在Ar3℃～(Ar3+150)℃范围内的总压缩比表示为“好”，而其它情况表示为“差”。
表7(续表6)
下面划线表明数值在本发明的范围之外；*1满足0≤1000/ρ≤(0.012×TS-4.5)的情况表示为“好”，不满足上述关系式的情况表示为“差”。
如上所述，按照本发明，能提供无回弹、具有良好的形状可固定性、同时具有无各向异性的压制可成形性的薄钢板，使得即使过去由于形状差的问题而难以使用高强度薄钢板的部件也能使用高强度薄钢板，同时能既实现汽车安全又减轻汽车重量，并且能对满足环境和社会要求—例如减少CO2排放的自动生产作出很大贡献。因此，本发明是一种在工业上有极高价值的发明。
权利要求
1.一种具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其中铁素体或贝氏体是体积百分率最大的相，至少在板厚的1/2处满足所有下列条件(1){100}<011>～{223}<110>方位组的X射线随机强度比的平均值为2.5或更大，(2){554}<225>、{111}<112>、{111}<110>三个方位的X射线随机强度比的平均值为3.5或更小，(3){100}<011>的X射线随机强度比大于{211}<011>的X射线随机强度比，(4){100}<011>的X射线随机强度比为2.5或更大，在轧制方向上的r值和在垂直于轧制方向的方向上的r值中的至少一个为0.7或更小，均匀伸长的各向异性ΔuE1为4％或更小，局部伸长的各向异性ΔLE1为2％或更大，以及ΔuE1等于ΔLE1或小于ΔLE1，此处ΔuE1＝{|uE1(L)-uE1(45°)|+|uE1(C)-uE1(45°)|}/2ΔLE1＝{|LE1(L)-LE1(45°)|+|LE1(C)-LE1(45°)|}/2uE1(L)在轧制方向上的均匀伸长uE1(C)在横向方向上的均匀伸长uE1(45°)在45°方向上的均匀伸长LE1(L)在轧制方向上的局部伸长LE1(C)在横向方向上的局部伸长LE1(45°)在45°方向上的局部伸长。
2.按照权利要求1所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，直径为0.2μm或更大的碳化铁的占积率为0.3％或更小。
3.按照权利要求1所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，时效指数AI为8MPa或更大。
4.按照权利要求1所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，按重量％计，含有C0.01-0.2％，Si0.001-2.5％，Mn0.01-2.5％，P≤0.2％，S≤0.03％，Al0.01-2％，N≤0.01％，以及O≤0.01％其余为Fe和不可避免的杂质。
5.按照权利要求4所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，还含有Nb、Ti和V中的至少一种或多种，其总量按重量％计为0.001-0.8％。
6.按照权利要求4或5所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，还含有下列元素中的至少一种或多种，按重量％计，B≤0.01％，Mo≤1％，Cr≤1％，Cu≤2％，Ni≤1％，Sn≤0.2％，Co≤2％，Ca0.0005-0.005％，Rem0.001-0.05％，Mg0.0001-0.05％，Ta0.0001-0.05％。
7.按照权利要求1所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，按重量％计，含有，C0.02-0.3％，总量按重量％计为0.1-3.5％的下列元素中的至少一种或多种Mn0.05-3％，Ni≤3％，Cr≤3％，Cu≤3％，Mo≤1％，Co≤3％，以及Sn≤0.2％，总量按重量％计为0.02-3％的Si和Al中的至少一种或全部两种Si≤3％，以及Al≤3％其余为Fe和不可避免的杂质，并具有多相结构，其中铁素体或贝氏体是体积百分率最大的相，马氏体的体积百分率为1-25％。
8.按照权利要求7所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，按重量％计，含有Nb、Ti和V中的至少一种或多种，其总量按重量％为0.001-0.8％。
9.按照权利要求7或8所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，还含下列元素中的至少一种或多种，按重量％计，P≤0.2％，B≤0.01％，Ca0.0005-0.005％，以及Rem0.001-0.02％。
10.按照权利要求4或5所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其特征在于，薄钢板是经镀覆的。
11.按照权利要求7或8所述的具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其中薄钢板是经镀覆的。
12.一种生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，包括以下步骤，在已对具有如权利要求4或5所述成分的铸坯进行铸造时，或者在使该铸坯一旦冷却然后再加热到1000-1300℃的温度范围时，对该铸坯进行热轧，其中在Ar3～(Ar3+150)℃的温度下的总压缩比为25％或更大，精整热轧开始时的温度TFS和精整热轧结束时的温度TFE同时满足下列关系式(1)～(4)，以及将经过热轧的薄钢板冷却，然后在低于临界温度T0和400～700℃的温度下进行卷取，所述临界温度T0由薄钢板的化学成分决定并在下面的方程(5)中示出，TFE≥Ar3(1)TFE≥800℃ (1’)TFS≤1100℃ (2)20℃≤TFS-TFE≤120℃(4)T0＝-650.4×{C％/(1.82×C％-0.001)}+B(5)其中B由用重量％表示的钢成分求出B＝-50.6×Mneq+894.3Mneq＝Mn％+0.24×Ni％+0.13×Si％+0.38×Mo％+0.55×Cr％+0.16×Cu％-0.50×Al％-0.45×Co％+0.90×V％Ar3＝901-325×C％+33×Si％+287×P％+40×Al％-92×(Mn％+Mo％+Cu％)-46(Cr％+Ni％)
13.按照权利要求12所述的生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，其特征在于，将在Ar3～(Ar3+150)℃的温度范围内进行热轧的至少一个轧道中的摩擦系数控制为不大于0.2。
14.一种生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，其特征在于，对通过如权利要求12所述的生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法所生产的热轧薄钢板施加0.1-5％的表皮光轧。
15.一种生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，包括以下步骤，在已对具有如权利要求7或8所述成分的铸坯进行铸造时，或者在使该铸坯一旦冷却然后再加热到1000-1300℃的温度范围时，对该铸坯进行热轧，其中在Ar3～(Ar3+150)℃的温度下的总压缩比为25％或更大，精整热轧开始时的温度TFS、精整热轧结束时的温度TFE、以及计算得到的残余应变Δε同时满足下列关系式(1)～(4)，以及将经过热轧的薄钢板冷却，然后在低于临界温度T0和不高于400℃的温度下进行卷取，所述临界温度T0由钢板的化学成分确定并在下面的关系式(5)中示出TEE≥Ar3(℃) (1)TFS≤1100℃ (2)Δε≥(TFS-TFE)/375 (3)20℃≤(TFS-TFE)≤120℃ (4)T0＝-650.4×{C％/(1.82×C％-0.001)}+B(5)其中B由用重量％表示的钢成分求出B＝-50.6×Mneq+894.3Mneq＝Mn％+0.24×Ni％+0.13×Si％+0.38×Mo％+0.55×Cr％+0.16×Cu％-0.50×Al％-0.45×Co％+0.90×V％此处，Ar3＝901-325×C％+33×Si％+287×P％+40×Al％-92×(Mn％+Mo％+Cu％)-46(Cr％+Ni％)Δε从轧制的n个精轧阶段的每个架台处所给定的等效应变εi(i＝1～n)、架台之间的时间ti(秒)(i＝1～n-1)、从最后的架台到冷却开始的时间tn(秒)、每个架台处的轧制温度Ti(k)(i＝1～n)以及常数R＝1.987求得，ε＝Δε1+Δε2+...+Δεn此处，Δεi＝εi×exp{-(ti*/τn)2/3}τi＝8.46×10-9×exp{43800/R/Ti}ti*＝τn×{ti/τi+t(i+1)/τ(i+1)+...+tn/τn}。
16.按照权利要求15所述的生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，其特征在于，将在Ar3～(Ar3+150)℃的温度范围内进行热轧的至少一个轧道中的摩擦系数控制为不大于0.2。
17.一种生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法，其特征在于，对通过如权利要求15所述的生产具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板的方法所生产的热轧薄钢板施加0.1-5％的表皮光轧。
全文摘要
一种具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板，其中铁素体或贝氏体为体积百分率最大的相，至少在薄钢板的1/2厚度处满足所有下列条件在{100}<011>～{223}<110>的方位组中相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比的平均值为至少2.5；在{554}<225>、{111}<112>和{111}<110>三个结晶方位分量中相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比的平均值为≤3.5；在{100}<011>的相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比、在{211}<011>的相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比、以及在{110}<011>的相对于X射线随机衍射强度的X射线随机强度比均至少为2.5；在轧制方向的r值和在垂直于轧制方向的方向上的r值中的至少一个不大于0.7；均匀伸长的各向异性ΔuE1不大于4％；局部伸长的各向异性ΔLE1至少为2％；以及ΔuE1不大于ΔLE1。
文档编号C22C38/00GK1809646SQ20048001746
公开日2006年7月26日 申请日期2004年6月28日 优先权日2003年6月26日
发明者杉浦夏子, 高桥学, 吉永直树, 木村谦 申请人:新日本制铁株式会社, 于西纳公司