热轧钢板及其生产方法

专利名称：热轧钢板及其生产方法
技术领域：
本发明涉及具有烘烤硬化性(BH)(bake hardenability)和伸缘成形性(stretch flangability)的热轧钢板及其生产方法。
本申请基于申请于2003年9月5日的日本专利申请No.2003-314590要求优先权，通过参考将其内容包括于本文中。
背景技术：
近来已促进使用轻金属如铝(Al)合金和高强度的钢板用于汽车部件，以减少重量而改善汽车燃料的消耗。所述轻金属如铝合金具有高的比强度的优点，然而，由于它们比钢铁昂贵得多，因此只限于特定的应用中。所以需要提高钢板的强度以更大地减少成本和降低汽车的重量。
由于增加材料的强度会典型地导致模塑性(可加工性)和其它的材料特性的下降，因此发展高强度钢板的关键是在不损坏材料特性的条件下在一定程度上增加强度。由于诸如伸缘成形性、延展性、耐疲劳性和防腐性的特性是当钢板用作内板部件、结构部件和底部部件时所要求的重要特性，因此怎样有效地以高水平将这些特性与高强度之间进行平衡是重要的。
例如，日本未审专利申请，初次公开Nos.2000-169935和2000-169936公开了相变诱导塑性钢(TRIP steel)，其中为了同时获得高强度和各种有利的特性，尤其是模塑性，通过在钢的微结构中含有残余奥氏体而导致发生TRIP现象，从而模塑性(延展性和深冲性)显著提高。
该技术中获得的钢板归因于通过强度水平为约590MPa的残余奥氏体而发生的TRIP现象证明了断裂延伸率大于35％和优异的深冲性(极限拉伸比(LDR)(limiting drawing ratio))。然而，为了获得具有强度在370-540MPa范围内的钢板，不可避免地需要减少元素如C、Si和Mn的量，当元素如C、Si和Mn的量减少到以实现强度在370-540MPa范围内时，存在的问题是室温下不能维持为获得微结构中TRIP现象所要求的残余奥氏体的量。另外，上述技术的重点并未放在提高伸缘成形性上。因此，在不具备第一增强操作和模压中所用的设备的条件下，难以将具有强度为540MPa或更高的高强度钢板用于其中目前使用具有强度为270至340MPa的量级的钢板的部件中。目前唯一现实的解决方法是使用具有强度为约370至490MPa的钢板。另一方面，为了实现汽车体重量的减轻而对减少仪表的要求逐年增加，因此在基于减少测量仪表的前提下，尽可能地减轻汽车的重量以维持模压产品的强度是重要的。
作为解决这些问题的方法已提出烘烤硬化(BH)钢板(Bake-hardening steel sheet)，因为其在压模期间具有低强度并由于压模和接下来的烘烤最后处理(baking finish treatment)的引入压力的结果而增强了模压产品的强度。
增加溶质C和溶质N从而提高烘烤硬化性是有效的，然而，增加存在于固溶体中的这些溶质元素使常温下的老化恶化。因此，发展在常温下既实现烘烤硬化性又抵制老化的技术是重要的。
基于上述的要求，日本未审专利申请，初次公开Nos.H10-183301和2000-297350公开了在常温下既实现烘烤硬化性又抵制老化的技术，其中通过常温下增加溶质N的量而提高烘烤硬化性，而通过由晶粒的晶粒细化而导致的晶粒边界表面积增加的效果来抑制常温下溶质C和溶质N的扩散。
然而，晶粒的晶粒细化具有的危险是损坏模压可塑性，同时加入溶质N具有的危险是导致老化。另外，尽管在应用于底板部件和内板部件的情形中时需要优异的伸缘成形性，由于微结构包括具有平均晶粒尺寸为8μm或更小的铁素体-珠光体，因此对于伸缘成形性而言是不合适的。

发明内容
本发明提供热轧钢板及其生产方法，所述钢板既具有烘烤硬化性又具有伸缘成形性，以使得在强度范围为370至490MPa内获得的稳定的BH量为50MPa或更大，同时获得优异的伸缘成形性。也即，本发明旨在提供既具有烘烤硬化性又具有伸缘成形性的热轧钢板，所述钢板具有为实现优异的伸缘成形性的均一的微结构，同时即使是当热轧钢板的拉伸强度为370至490MPa时，也具有作为引入压制应力(pressing stress)和烘烤最后处理的结果而可以生产具有等价于应用540至640MPa级钢板中的设计强度的模压产品的烘烤硬化性，和提供廉价及稳定地生产该钢板的方法。
本发明的发明人进行了大量的研究以获得具有优异的烘烤硬化性和优异的伸缘成形性的钢板。
结果，本发明的发明人最新发现，如下的钢板是极其有效的，其中，C＝0.01-0.2％；Si＝0.01-2％；Mn＝0.1-2％；P≤0.1％；S≤0.03％；Al＝0.001-0.1％；N≤0.01％；剩余为Fe和不可避免的杂质，其中微结构基本上是均一的连续冷却的微结构，所述微结构的平均晶粒尺寸大于8μm和小于等于30μm，并由此而完成了本发明。
也即，本发明的主旨可以描述如下。
本发明的热轧钢板包括以重量百分数计，C为0.01-0.2％；Si为0.01-2％；Mn为0.1-2％；P为≤0.1％；S为≤0.03％；Al为0.001-0.1％；N为≤0.01％；剩余为Fe和不可避免的杂质，其中微结构基本上是均一的连续冷却的微结构，并且所述微结构的平均晶粒尺寸大于8μm和小于等于30μm。
如本发明前述的方面，既具有优异的烘烤硬化性又具有优异的伸缘成形性的热轧钢板是可以实现的。由于对此热轧钢板，可以在强度范围为370至490MPa内稳定地获得BH量为50MPa或更大，因此即使是当该钢板的拉伸强度为370至490MPa时，通过引入压制应力和烘烤最后处理，可以实现等价于应用540至640MPa级钢板的设计强度的模压产品强度。因此使用这些钢板使得即使具有严格伸缘成形性要求的部件也可以容易地被模塑。以此方式，本发明具有极高的工业价值。
前述的方面还可以包括以重量百分数计，一种或多种选自如下的元素，B为0.0002-0.002％；Cu为0.2-1.2％；Ni为0.1-0.6％；Mo为0.05-1％；V为0.02-0.2％；和Cr为0.01-1％。
前述的方面还可以包括，以重量百分数计，一种或两种选自如下的物质，Ca为0.0005-0.005％和REM为0.0005-0.02％。在此，REM代表稀土金属，并为一种或多种选自Sc、Y和包括La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu的镧系元素的元素。
前述的方面还可以是经过镀锌处理。
本发明的热轧钢板的生产方法包括将具有以重量百分数计，C为0.01-0.2％；Si为0.01-2％；Mn为0.1-2％；P为≤0.1％；S为≤0.03％；Al为0.001-0.1％；N为≤0.01％；剩余为Fe和不可避免的杂质的扁钢坯经受粗轧以获得粗轧棒钢的步骤；将所述粗轧棒钢在最终温度是(Ar3转变点+50℃)或更高的条件下经受精轧以获得轧制钢的步骤；和将所述轧制钢在精轧结束0.5秒或更长后在温度为Ar3转变点或更高下开始冷却的步骤，所述冷却至少在从Ar3转变点至500℃的温度范围内以冷却速率为80℃/秒或更大进行，进一步冷却至温度为500℃或更低以获得热轧钢板并卷曲所述热轧钢板。
在前述的方面，精轧的起始温度可以设定为1000℃或更高。
在前述的方面，在开始将粗轧棒钢经受精轧步骤之前和/或在将所述粗轧棒钢经受精轧步骤之间加热所述粗轧棒钢或所述轧制钢。
在前述的方面，在将所述扁钢坯经受粗轧步骤之后至将所述粗轧棒钢经受精轧步骤之前的时间内进行除垢。
在前述的方面，将所得的热轧钢板浸渍在镀锌浴中以在所述热轧钢板的表面镀锌。
在前述的方面，在镀锌之后进行合金处理。


图1是显示微结构的BH量和平均维克斯硬度(ΔHv)的差值之间的关系的图。
图1B是显示微结构的空穴膨胀率(λ)(hole expanding ratio)和平均维克斯硬度(ΔHv)的差值之间的关系的图。
图2是显示连续冷却的微结构的空穴膨胀率(λ)和平均晶粒尺寸(dm)之间的关系的图。
图3是显示Zw结构的体积分数(volume fraction)和从精轧结束至冷却开始的时间之间的关系的图。
具体实施例方式
以下将参照附图更详细地解释本发明的优选实施方式。然而，本发明并不限于以下的每个实施方式，例如，这些实施方式的构成特性可以适当地被组合。
以下提供对实现本发明的基础研究结果的解释。
以下实验用于研究烘烤硬化性、伸缘成形性和钢板微结构之间的关系。熔融具有如表1所示的钢组成的扁钢坯以制备具有厚度为2mm的在各个生产过程中制备的钢板，然后检测它们的烘烤硬化性、伸缘成形性和微结构。
表l(重量％)

根据如下过程评价烘烤硬化性。从每个钢板切割如JIS Z 2201所描述的No.5测试片，向测试片施加初始的2％的拉伸应变，然后测试片经受相应于在170℃的烘烤最后处理的热处理20分钟，之后再一次进行拉伸测试。该拉伸测试根据JIS Z 2241的方法进行。在此，BH量被定义为从重复的拉伸测试获得的上屈服点中减去初始的2％的拉伸应变的流动应力(flow stress)所获得的值。
根据描述于Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T1001-1996中的空穴膨胀测试方法使用空穴膨胀率评价伸缘成形性。
另一方面，根据如下方法研究微结构。将在钢板宽度(W)位置为1/4W或3/4W处切割的样品沿轧制方向的横截面进行抛光，然后使用硝酸酒精溶液蚀刻。使用光显微镜在200倍至500倍放大下在板厚(t)的1/4t和1/2t和表面层以下的0.2mm深度处的范围拍照。
微结构的体积分数定义为在前述的金属结构照片中的表面分数。接下来，通过使用描述于JIS G 0552中的切割方法进行连续冷却的微结构的平均晶粒尺寸的测量，该方法固有地用来确定多边铁素体晶粒的晶粒尺寸。每1mm2横截面积的晶粒的m值使用公式m＝8×2G计算，而晶粒尺寸号G由切割方法获得测量值确定。然后，使用公式dm=1/1m]]>由m值获得平均晶粒尺寸dm，dm被定义为连续冷却的微结构的平均晶粒尺寸。
在此，连续冷却的微结构(Zw)是指被定义为介于包含由扩散机制形成的多边铁素体和珠光体的微结构和不存在扩散由剪切机制形成的马氏体之间的中间阶段的转变结构，如在“Recent Research on theBainite Structure of Low Carbon Steel and its Transformation Behavior-Final Report of the Research Committee”，Bainite Research Committee，Society on Basic Research，the Iron and Steel Institute of Japan，1994，theIron and Steel Institute of Japan中所述。
也即，就通过光显微镜观察到的结构而言，如前述参考文献的125至127部分所述，连续冷却的微结构(Zw)被定义为主要包括贝氏铁素体(α0B)，粒状贝氏铁素体(αB)和准多边铁素体(αq)，以及另外的少量的残余奥氏体(γr)和马氏体-奥氏体(MA)的微结构。
对于αq，以与多边铁素体(PF)相同方式进行蚀刻，结果并不出现内部结构，然而，αq具有针状形式并与PF明显相区别。在此，当目标晶粒的边界长度认为是lq且其等价圆直径认为是dq，它们的比(lq/dq)满足关系lq/dq≥3.5的晶粒是αq。
本发明中的连续冷却的微结构(Zw)被定义为包括一种或多种α0B、αB、αq、γr和MA的微结构，前提是γr和MA的总量为3％或更小。
通过在板厚(t)的1/4t和1/2t处和在表面层以下0.2mm深度处的的平均维克斯硬度的差值确认是否获得均一的连续冷却的微结构，并如上所述观察所述微结构。在本发明中，均一性被定义为平均维克斯硬度(ΔHv)的差值是15Hv或更小的状态。在此，平均维克斯硬度是指使用描述于JIS Z 2244中的方法通过在测试负载9.8N下测量至少10个点，并计算除去各自的最大和最小值后的平均值而获得的平均值。
通过上述方法测量的BH量和空穴膨胀率的结果中，图1A显示了每个微结构的BH量和平均维克斯硬度(ΔHv)的差值之间的关系，图1B显示了每个微结构的空穴膨胀率(λ)和平均维克斯硬度(ΔHv)的差值之间的关系，图2显示了连续冷却的微结构的空穴膨胀率(λ)和平均晶粒尺寸(dm)之间的关系。
在图1A和1B中，黑色标记代表其中微结构主要包括连续冷却的微结构(Zw)的热轧钢板的结果，而白色标记代表其中微结构是由多边铁素体(PF)和珠光体(P)组成的热轧钢板的结果。
平均维克斯硬度(ΔHv)的差值证实了BH量和空穴膨胀率(λ)之间的极强的关联关系。在ΔHv为15或更小的情形中，即微结构是均一的连续冷却的微结构，尤其是对于BH量和空穴膨胀率(λ)可以获得较大值，如图2所示，即使是对于连续冷却的微结构的情形，最新发现在平均晶粒尺寸(dm)大于8μm和小于等于30μm的情形中，空穴膨胀率(λ)甚至更好。
并未完全明白该机理，认为是由于Fe的扩散抑制了碳化物的沉淀而使得微结构变成了连续冷却的微结构，并且对碳化物沉淀的抑制进而导致溶质C的量增加，从而改善BH量。另外，该连续冷却的微结构(Zw)变成均一的，并不存在介于硬相和软相之间的界面，而所述界面会导致产生作为拉伸凸缘(stretch-flange)断裂起源的空隙。而且，抑制了会导致拉伸凸缘断裂的碳化物的沉淀，或者是使沉淀变细微。因此，伸缘成形性被认为是优异的。
然而，在平均晶粒尺寸是8μm或更小的情形中，认为微结构的均一性被破坏(例如，包括在微结构中的碳化物效应变得明显)并且空穴膨胀率趋于减小。而且，在平均晶粒尺寸是8μm或更小的情形中，屈服点上升，导致可加工性变差。
在本发明中，需要注意的是不仅如前的描述评价了在初始应力2％处的BH量是优异的，而且在初始应力10％处的BH量是30MPa或更大，而且在初始应力10％处的拉伸强度(ΔTS)是30MPa或更大。
以下提供了本发明钢板的微结构的详细解释。
为了同时满足烘烤硬化性和伸缘成形性，需要微结构主要包括均一的连续冷却的微结构和平均晶粒尺寸大于8μm。而且，由于空穴膨胀率在当平均晶粒尺寸大于30μm时趋于减少，因此平均晶粒尺寸的上限应该是30μm。从表面粗糙度等的角度，优选平均晶粒尺寸是25μm或更小。
在微结构主要包括均一的连续冷却的微结构的情形中，为了同时实现优异的烘烤硬化性和优异的伸缘成形性，连续冷却的微结构优选具有上述的特性，整个微结构优选是连续冷却的微结构。尽管即使微结构包括多边铁素体而不是连续冷却的微结构时，钢板的微结构的特性并未明显得变差，优选多边铁素体的量最大为20％或更小，以防止伸缘成形性变差。
在本发明的热轧钢板中，钢板表面的最大高度Ry优选是15μm(15μm Ry，l 2.5mm，ln 12.5mm)或更小。这是因为例如在MetalMaterial Fatigue Design Handbook，Society of Materials Science，Japan中84页所述，热轧或酸洗钢板的疲劳强度明显与钢板表面的最大高度Ry相关。
以下提供限制本发明的化学组成的原因的解释。
C是本发明中最重要的元素。在C的含量大于0.2％的情形中，不仅作为拉伸凸缘断裂起源的碳化物的量增加，导致空穴膨胀率变差，而且强度停止增加，导致差的可加工性。从而，使C的含量是0.2％或更小。考虑到延展性，优选C的含量小于0.1％。另外，在C的含量小于0.01％的情形中，不能获得连续冷却的微结构，导致BH量减小的危险。因此使C的含量是0.01％或更大。
Si和Mn是本发明中重要的元素。需要以特定的量包含它们以实现包括本发明的连续冷却的微结构的钢板，同时具有低的强度490MPa或更小。
Mn在趋于较低温度时尤其具有增加奥氏体区域的温度范围的作用，并在完成轧制随后的冷却中有利于获得本发明需要的连续冷却的微结构。因此，Mn以0.1％或更多的量被包括。然而，由于当Mn以大于2％的量被包括时，Mn的效果已饱和，因此Mn含量的上限是2％。
另一方面，由于Si在冷却中具有抑制导致拉伸凸缘断裂的碳化铁的沉淀的作用，因此Si以0.01％或更多的量被包括。然而，由于当Si以大于2％的量被包括时，Si的效果已饱和，因此Si含量的上限是2％。而且，在当Si的含量大于0.3％的情形中，存在导致磷酸盐化可加工性变差的危险。因此，Si含量的上限优选是0.3％。
另外，在抑制由S导致的热裂缝的除Mn以外的元素不足够被包括的情形中，Mn优选被包括且Mn和S的含量满足Mn/S≥20，以重量百分数计。而且，在当Mn被包括且Si和Mn的含量满足Si+Mn大于1.5％的情形中，强度变得过高，导致可加工性变差。因此，Mn含量的上限优选是1.5％。
P是杂质，其含量应尽可能的低。在P的含量大于0.1％的情形中，P导致对可加工性和可焊接性的负影响。因此，P的含量应为0.1％或更小。然而，考虑到空穴膨胀率和可焊接性，优选为0.02％或更小。
由于S不仅在热轧中导致断裂而且当过量的S存在时形成导致空穴膨胀变差的A型引入物，因此S的含量应尽可能的低。S的允许含量范围是0.03％或更小。然而，在当需要一定程度的空穴膨胀的情形中，优选S的含量是0.01％或更小，在当需要高程度的空穴膨胀的情形中，优选S的含量是0.003％或更小。
要求Al以0.001％或更大的含量被包括，以使熔融的钢脱氧化，然而，其上限为0.1％是因为Al会导致成本增加。另外，如果过量的Al被包括时，由于Al导致非金属引入物量的增加而使得延伸率变差，因此优选Al的含量是0.06％或更小。而且，优选Al的含量是0.015％或更小以增加BH量。
N是典型优选的元素以增加BH量。然而，由于即使当N以多于0.01％的量被包括时，其效果已饱和，因此N的含量上限是0.01％。在应用于对于其老化是问题的部件时，由于如果N以大于0.006％的量被包括时，老化变得显著，因此N的含量优选是0.006％或更小。而且，假定生产后要求于室温下静置两周或更长然后用于加工的情形中，考虑到老化，N的含量优选是0.005％或更少。另外，当考虑到需要在夏季或当通过海上船只横越赤道而出口静置于高温下时，N的含量优选是小于0.003％。
B提高淬火硬化性，且有利于获得本发明要求的连续冷却的微结构的特性。因此，根据需要包括B。然而，在当B的含量低于0.0002％的情形中，对于获得所述效果该含量是不够的，而当B的含量大于0.002％的情形中，其效果已饱和。因此，B的含量是0.0002％-0.002％。
而且，出于赋予强度的目的，可以包括用于沉淀的一种或两种或多种合金元素或用于固溶体的合金元素，它们选自以0.2％-1.2％含量的Cu，以0.1％-0.6％含量的Ni，以0.05％-1％含量的Mo，以0.02％-2％含量的V和以0.01％-0.1％含量的Cr。在当这些元素的任一的含量低于前述范围时，不能获得其效果。在当它们的含量超过前述范围时，效果已饱和并且即使增加含量效果也不会再改进。
Ca和REM改变非金属引入物的形式并消除其有害的效果，所述引入物导致断裂和可加工性的变差。然而，当以低于0.0005％的含量被包括时，它们不起作用，而当Ca以大于0.005％或REM以大于0.02％的含量被包括时，它们的效果已饱和。从而，Ca优选以0.0005％-0.005％的量被包括，而REM优选以0.0005％-0.02％的量被包括。
在此，具有这些主要组分的钢还可以包括Ti、Nb、Zr、Sn、Co、Zn、W或Mg，且这些元素的总含量是1％或更小。然而，由于存在在热轧过程中Sn导致缺陷的危险，因此Sn的含量优选是0.05％或更小。
接下来，提供限制本发明热轧钢板生产方法的原因的详细解释。
本发明的热轧钢板通过如下方法被生产，其中在铸造后，扁钢坯被热轧并冷却的方法，其中轧制钢或热轧钢板在热轧后进一步在热浸涂布线上经受热处理的方法，或还包括对这些钢板进行其它的表面处理的方法。
本发明的热轧钢板的生产方法是将扁钢坯经受热轧以获得热轧钢板的方法，其包括轧制扁钢坯以获得粗轧棒钢(也称为钢棒)的粗轧步骤，轧制粗轧棒钢以获得轧制钢的精轧步骤，和冷却所述轧制钢以获得热轧钢板的冷却步骤。
对在热轧之前进行的生产方法，也即生产扁钢坯的方法，没有特别的限制。例如，通过使用高炉、转炉或电弧炉熔融，然后进行各种二次精制以调节组分使具有目标组分含量，然后使用例如普通的连续铸造、使用浇锭方法的铸造或薄板铸造的方法进行铸造。可以使用碎铁作为原料。在使用通过连续铸造获得的扁钢坯的情形中，可以直接将热铸扁钢坯送入热轧机，或在冷却至室温后对扁钢坯进行热轧然后在加热炉中再加热。
对再加热扁钢坯的温度没有特别的限制，然而，在温度为1400℃或更高的情形中，去除的垢变得过量，导致产率下降。因此，再加热温度优选低于1400℃。另外，在低于1000℃的温度下加热的情形中，考虑到进度，操作效率明显受损。因此，对于扁钢坯的再加热温度优选是1000℃或更高。而且，在再加热温度低于1100℃的情形中，去除的垢的量变少，由此可能通过接下来的除垢不能与垢一起除去扁钢坯表面层中的引入物。因此，扁钢坯的再加热温度优选是1100℃或更高。
热轧步骤包括粗轧步骤和在完成所述粗轧之后进行的精轧步骤，为了在板厚度方向上获得更加均一的连续冷却的微结构，精轧的起始温度优选是1000℃或更高，更优选是1500℃或更高。为了实现这一点，优选根据需要，在从粗轧结束之后至精轧开始之前的时间内和/或在精轧期间，加热粗轧棒钢或轧制钢。
尤其是在本发明中为了获得稳定和优异的断裂延伸率，抑制MnS等的细沉淀是有效的。也即，在约1250℃下再加热扁钢坯期间，沉淀物，如MnS再溶解于固溶体中，在接下来的热轧中细沉淀。因此，通过控制扁钢坯的再加热温度为约1150℃以防止MnS再次溶解于固溶体中可以提高延展性。
在从粗轧结束之后至精轧开始之前的期间进行除垢的情形中，优选在钢板表面上的高压水的撞击压力(collision pressure)P(MPa)和流速L(liter/cm2)满足条件式P×L≥0.0025。
在钢板表面上的高压水的撞击压力P以如下方式被描述(参见“Iron and Steel”，1991，Vol.77，No.9，p.1450)。
P(MPa)＝5.64×P0×V/H2其中P(MPa)液体压力V(升/分)从喷嘴的液体流速H(cm)钢板表面和喷嘴之间的距离流速L以如下方式被描述L(升/cm2)＝V/(W×v)其中V(升/分)从喷嘴的液体流速W(cm)每个喷嘴喷射与钢板表面接触的液体的宽度v(cm/min)板的运输速度并不需要规定撞击压力P×流速L的值的上限以获得本发明的效果，然而，撞击压力P×流速L的值的上限值优选是0.02或更小，这是由于当喷嘴液体流速增加时，喷嘴过度磨损且发生其它问题。
优选通过对钢板表面除垢除去垢以使在精轧后钢板的表面的最大高度Ry为15μm(15μm Ry，l 2.5mm，ln 12.5mm)或更小。
另外，接下来的精轧优选在脱垢后5秒钟内进行以防止垢的再次形成。
另外，可以将在粗轧和精轧之间的棒钢焊接起来，可以连续地进行精轧。此时，粗轧棒钢可以暂时地卷曲成盘状，根据需要，置于具有保温功能的覆盖物中，解卷曲后进行焊接。
完成精轧的最后的温度(FT)应该是(Ar3转变点温度+50℃)或更高。在此，Ar3转变点温度简单地根据例如如下计算式的由钢组分的关系代表。也即，Ar3＝910-310×％C+25×％Si-80×％Mneq，其中Mneq＝％Mn+％Cr+％Cu+％Mo+％Ni/2+10(％Nb-0.02)，或在包括B的情形下，Mneq＝％Mn+％Cr+％Cu+％Mo+％Ni/2+10(％Nb-0.02)+1。
在此，式中的参数％C、％Si、％Mn、％Cr、％Cu、％Mo、％Ni和％Nb表示在扁钢坯中元素C、Si、Mn、Cr、Cu、Mo、Ni和Nb的各自含量(重量％)。
在完成精轧的最后的温度(FT)低于(Ar3转变点温度+50℃)时，铁素体转变进行得容易，不能获得目标的微结构。因此，FT是(Ar3转变点+50℃)或更高。对完成精轧的最后的温度(FT)的上限没有限制，然而，为了获得高于(Ar3转变点温度+200℃)的FT，通过维持炉的温度和在从粗轧结束之后至精轧开始之前的时间内和/或在精轧期间加热粗轧棒钢或轧制钢，在设备上产生很大的负担。因此FT的上限优选是(Ar3转变点温度+200℃)。
为了使得完成轧制时的最后的温度在本发明的范围内，在从粗轧结束之后至精轧开始之前的时间内和/或在精轧期间加热粗轧棒钢或轧制钢是有效的。在此，对于加热，可以使用用于加热装置的任何体系，然而，特别优选能够在厚度方向均一加热的横向传导加热，而不是使表面温度上升容易的螺旋传导加热。
在完成精轧后，在从Ar3转变点温度至500℃的温度范围内以冷却速率为80℃/秒或更大冷却所述钢板，然而，铁素体转变容易进行并且不能获得目标微结构，除非冷却在等于或高于Ar3转变点温度下开始。因此，冷却在等于或高于Ar3转变点温度下开始。而且，冷却速率优选为130℃/秒或更大以获得均一的微结构。另外，在温度为500℃或更高下中止冷却，铁素体的转变又容易进行，导致不能获得所述目标微结构的危险。
然而，在完成精轧后0.5秒内开始冷却的情形中，奥氏体重结晶且晶粒生长变得不充分，由此，铁素体转变进行，导致不能获得如图3所示的目标微结构的危险。因此，在完成精轧后0.5秒后开始冷却。对在精轧结束之后至冷却开始之前的时间的上限并没有特别规定，假设温度等于或高于Ar3转变点，然而，由于如果该时间是5秒或更长，则效果已饱和，因此上限是5秒或更少。
另外，在冷却速率低于80℃/秒的情形中，铁素体转变进行，由此不能获得目标微结构，并且不能保证足够的烘烤硬化性。由此，冷却速率应该是80℃/秒或更大。不特别规定冷却速率的上限也可以获得本发明的效果，然而，由于热应变(thermal strain)导致在钢板中的翘曲，优选该上限是250℃/秒或更低。
在卷曲温度高于500℃的情形中，在该温度范围内C的扩散易于发生，因此，不能充分保证增强烘烤硬化性的溶质C。因此，卷曲温度限制在500℃或更低。对卷曲温度的下限值没有特别的规定，然而，由于如果卷曲温度低于350℃在冷却期间由于热应变等导致钢板改变形状，优选其是350℃或更高。
在热轧步骤完成后，根据需要可以进行酸洗，然后或者离线或者在线上进行以压下率为10％或更低的表皮冷轧，或以高达约40％的压下率的冷轧。
进一步，表皮冷轧优选以0.1％-0.2％进行以改正钢板的形状并提高由于引入的可动位错造成的延展性。
为了将热轧钢板在酸洗后经受镀锌，可以将热轧钢板浸渍于镀锌浴中并根据需要，经受合金处理。
实施例以下通过实施例更详细地解释本发明。
使用转炉熔融具有如表2所示化学组成的钢板A至J和X并使之经受连续浇铸后，将它们或者直接送至粗轧或者在粗轧之前再加热，然后经受粗轧和精轧以获得1.2-5.5mm厚的钢板，并卷曲。表中的化学组成以重量百分数(重量％)表示。
表2

生产条件的细节列于表3中。在此“加热粗轧棒钢”是指在从粗轧结束之后至精轧开始之前的时间内和/或在精轧期间加热所述粗轧棒钢或轧制钢。“FTO”是指精轧开始时的温度。“FT”是指精轧完成时的最终温度。“开始冷却前的时间”是指从精轧结束之后至冷却开始之前的时间。“从Ar3至500℃的冷却速率”是指当轧制钢在Ar3转变点至500℃的温度范围内冷却时的平均冷却速率。“CT”是指卷曲温度。
如图3所示，粗轧后，在撞击压力为2.7MPa和流速为0.001升/cm2的条件下，进行实施例5中的除垢。另外，在实施例10中进行镀锌。
表3

*1粗轧后在撞击压力为2.7MPa和流速为0.001升/cm2条件下进行除垢。
*2经过镀锌步骤的钢板。
表3(续)

以与在具体实施方式
部分中所述的评价方法相同的方式评价热轧钢板的烘烤硬化性和伸缘成形性。
另外，根据前述方法观察热轧钢板的微结构，测量体积分数、连续冷却的微结构的平均晶粒尺寸和平均维克斯硬度(ΔHv)的差值。
在表3中，在以“微结构”为标题所示的列中显示微结构的观察结果。PF代表多边铁素体、P代表珠光体、M代表马氏体和γr代表残余奥氏体。
实施例1至10证实了拉伸强度(TS)为370至490MPa，空穴膨胀率为90％或更大，表示优异的伸缘成形性。2％BH量，也即在初始压力2％处的BH量也是50MPa或更大，表示优异的烘烤硬化性。
考虑到实施例中所用的扁钢坯的组成，仅在实施例4(扁钢坯C)中的Al含量为0.015％或更低。结果是实施例4的2％BH量为70MPa或更大，使得获得更好的烘烤硬化性。
就精轧的起始温度(FTO)而言，精轧的起始温度(FTO)低于1050℃，仅在实施例2中是960℃。结果是，在微结构中的多边铁素体的体积率增加，与其它实施例相比，导致相对较差的烘烤硬化性。精轧的起始温度优选是1050℃或更高，结果是在实施例1和3至10中可以获得更好的伸缘成形性和烘烤硬化性。
就精轧步骤完成时的最终温度(FT)而言，在实施例中，该温度在860至900℃的范围内。这是因为，在实施例中使用具有各种组成的扁钢坯，测量在精轧完成时的最终温度以使之相应于由所用扁钢坯的组成测量的Ar3转变点温度等于或高于(Ar3转变点温度+50℃)。在实施例4至8中，形成微结构，其中不含多边铁素体并仅由连续冷却的微结构组成。
就从Ar3转变点温度至500℃的温度范围内的冷却速率而言，在实施例9和10中冷却速率低于130℃。相反，在实施例1至8中，冷却速率是130℃或更高。
由于在实施例1至8中的冷却速率是130℃或更高，因此这些实施例与实施例9和10相比，显示了较小的平均维克斯硬度(ΔHv)的差值，这被认为是导致在连续冷却的微结构中具有更好的均一性。结果，实施例1至8比实施例9和10显示更好的伸缘成形性和烘烤硬化性。
另外，在实施例1至8中，在从粗轧结束之后至精轧开始之前的时间内和/或在精轧期间加热所述粗轧棒钢或轧制钢。结果，这被认为是可以更精确地调节粗轧棒钢或轧制钢的温度，由此，可以抑制温度不均匀等的发生。这也被认为是实施例1至8获得比实施例9和10更好的伸缘成形性和烘烤硬化性的因素。
在对比例1中，精轧步骤完成时的最终温度(FT)低于温度(Ar3转变点温度+50℃)。结果是在所制备的热轧钢板的微结构中以体积分数25％包括多边铁素体，由此不能获得目标微结构。结果，不能获得足够的空穴膨胀率。
在对比例2中，从精轧结束之后至冷却开始之前的时间少于0.5秒。结果是在所制备的热轧钢板的微结构中以体积分数35％包括多边铁素体，由此不能获得目标微结构。结果，不能获得足够的空穴膨胀率。
在对比例3中，从Ar3转变点温度至500℃的温度范围内的冷却速率低于80℃/秒。结果是制备的热轧钢板的微结构由多边铁素体和珠光体组成，不能获得目标微结构。结果，不能获得足够的空穴膨胀率和BH量。
在对比例4中，冷却温度(CT)高于500℃。结果是制备的热轧钢板的微结构由多边铁素体和珠光体组成，不能获得目标微结构。结果，不能获得足够的空穴膨胀率和BH量。
在对比例5中，精轧完成时的最终温度(FT)低于温度(Ar3转变点温度+50℃)，从Ar3转变点温度至500℃的温度范围内的冷却速率低于80℃/秒。另外，卷曲温度(FT)低于350℃。结果是热轧钢板的微结构由多边铁素体、马氏体和珠光体组成，不能获得目标微结构。结果是，不能获得足够的空穴膨胀率和BH量。
在对比例6中，精轧完成时的最终温度(FT)低于温度(Ar3转变点温度+50℃)，从Ar3转变点温度至500℃的温度范围内的冷却速率低于80℃/秒。结果是热轧钢板的微结构由多边铁素体、马氏体和珠光体组成，不能获得目标微结构。结果是，强度过高，不能获得足够的空穴膨胀率。
在对比例7中，使用扁钢坯X制备热轧钢板，且C的含量高于0.2重量％。另外，从Ar3转变点温度至500℃的温度范围内的冷却速率低于80℃/秒。结果是，热轧钢板的微结构除了连续冷却的微结构(Zw)外，还以50％的体积分数包括多边铁素体，和以13％的体积分数包括残余奥氏体。由此，不能获得目标微结构。结果是，强度过高，不能获得足够的空穴膨胀率和BH量。
工业实用性由于所述热轧钢板具有能证实优异的伸缘成形性的均一的微结构，因此即使在要求钢板具有高的伸缘成形性的条件下，可以对其进行模塑和加工。另外，即使当所述钢板具有拉伸强度为370至490MPa，通过引入压制应力和烘烤最后处理可以形成等价于使用具有拉伸强度为540至640MPa的钢板的压制产品。
结果是，该热轧钢板可以优选用作出于减轻重量的目的而强烈要求减少仪表的工业产品的钢板，尤其在是汽车底盘部件等中。而且，由于热轧钢板的优异的伸缘成形性，尤其优选将该热轧钢板用作汽车部件的钢板，如内部部件、结构部件和底部部件。
权利要求
1.热轧钢板，其包括以重量百分数计，C为0.01-0.2％；Si为0.01-2％；Mn为0.1-2％；P为≤0.1％；S为≤0.03％；Al为0.001-0.1％；N为≤0.01％；和剩余为Fe和不可避免的杂质，其中微结构基本上是均一的连续冷却的微结构，所述微结构的平均晶粒尺寸大于8μm和小于等于30μm。
2.如权利要求1所述的热轧钢板，其还包括，以重量百分数计，一种或多种选自如下的元素，B为0.0002-0.002％；Cu为0.2-1.2％；Ni为0.1-0.6％；Mo为0.05-1％；V为0.02-0.2％；和Cr为0.01-1％。
3.如权利要求1所述的热轧钢板，其还包括，以重量百分数计，一种或两种选自如下的物质，Ca为0.0005-0.005％；和REM为0.0005-0.02％。
4.如权利要求1所述的热轧钢板，其经过镀锌处理。
5.热轧钢板的生产方法，所述方法包括将具有以重量百分数计，C为0.01-0.2％；Si为0.01-2％；Mn为0.1-2％；P为≤0.1％；S为≤0.03％；Al为0.001-0.1％；N为≤0.01％；剩余为Fe和不可避免的杂质的扁钢坯经受粗轧以获得粗轧棒钢的步骤；将所述粗轧棒钢在最终温度是(Ar3转变点+50℃)或更高的条件下经受精轧以获得轧制钢的步骤；和将所述轧制钢在所述精轧结束0.5秒或更长后在温度为Ar3转变点或更高下开始冷却的步骤，所述冷却至少在从Ar3转变点至500℃的温度范围内以冷却速率为80℃/秒或更大进行，进一步冷却至温度为500℃或更低以获得热轧钢板并卷曲所述热轧钢板。
6.如权利要求5所述的热轧钢板的生产方法，其中所述精轧的起始温度被设定为1000℃或更高。
7.如权利要求5所述的热轧钢板的生产方法，其中在开始将所述粗轧棒钢经受所述精轧步骤之前和/或在将所述粗轧棒钢经受所述精轧步骤之间加热所述粗轧棒钢或所述轧制钢。
8.如权利要求5所述的热轧钢板的生产方法，其中在将所述扁钢坯经受所述粗轧步骤之后至将所述粗轧棒钢经受所述精轧步骤之前的时间内进行除垢。
9.如权利要求5所述的热轧钢板的生产方法，其中将所得的热轧钢板浸渍在镀锌浴中以在所述热轧钢板的表面镀锌。
10.如权利要求9所述的热轧钢板的生产方法，其中在所述镀锌之后进行合金处理。
全文摘要
本发明的热轧钢板包括以重量百分数计，C为0.01－0.2％；Si为0.01－2％；Mn为0.1－2％；P为≤0.1％；S为≤0.03％；Al为0.001－0.1％；N为≤0.01％；剩余为Fe和不可避免的杂质，其中微结构基本上是均一的连续冷却的微结构，所述微结构的平均晶粒尺寸大于8μm和小于等于30μm。所述热轧钢板的生产方法包括将具有上述组成的扁钢坯经受粗轧以获得粗轧棒钢的步骤；将所述粗轧棒钢在最终温度是(Ar
文档编号C21D8/02GK1846009SQ20048002507
公开日2006年10月11日 申请日期2004年9月2日 优先权日2003年9月5日
发明者横井龙雄, 山田徹哉, 河野 治 申请人:新日本制铁株式会社