專利名稱：形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明涉及抗拉強度為590MPa水平以上、形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板及其制造方法，該熱軋鋼板適合供沖壓加工后進行烤漆制造的汽車輪盤等用途。
背景技術：
近年來，為了減輕汽車車身的重量，車身結構材料向高強度方向發展，特別是正在嘗試采用在成本方面也有利的高張力熱軋鋼板。
但是，使鋼板向高張力方向發展，一般延伸性降低，容易產生裂紋和皺紋等。并且，由于沖壓成形后的彈性變形回復量增大，產生形狀定形性變差、引起形狀精度降低、產生尺寸誤差等問題。因此，要求形狀定形性良好的鋼板。
特別是輪盤，沖壓成形后進行烤漆，安裝在汽車上，由于該部件是關系到汽車的行駛安全性的重要安全部件，故要求對于疲勞要具有嚴格的耐久性。因此，對于這樣的部件，部件成形一烤漆后的耐疲勞特性也是非常重要的。
作為以往所知的熱軋高張力鋼板，最一般的有在低碳鋼中添加了0.2質量％以下的Nb或Ti、V等的所謂低合金高張力鋼板(HSLA鋼)。
這種鋼板具有可以比較容易且廉價地制造的優點，但由于屈服比高，故存在成形加工后的形狀定形性差的問題。
另外，在特開昭60-181230號公報中提出了通過形成鐵氧體和貝氏體的雙相組織來提高張力的熱軋鋼板。通過成為這樣的組織形態，可以提高延伸性。但是，第2相以貝氏體為主體的顯微組織屈服比高，故與HSLA鋼一樣，存在著成形加工后的形狀定形性差的問題。
特公昭56-54371號公報和特公昭61-11291號公報提出了主相為鐵氧體、第2相為硬質馬氏體相的、屈服點低且強度和延伸性的平衡良好的鋼板。
但是，這種鋼板雖然在母材狀態下呈現合適的疲勞特性，但用于汽車輪盤的場合，存在著成形加工好部件后不能獲得高的耐疲勞特性的問題。
本發明是有利地解決上述問題的技術，本發明的第一個目的是提出在熱軋狀態下具有優良的形狀定形性、同時成形后的耐疲勞特性優良、而且焊接性能和化學轉換處理性也優良的、抗拉強度為590MPa水平以上的高強度熱軋鋼板。
本發明的第二個目的是提出上述的高張力熱軋鋼板的有利的制造方法。

發明內容
發明者們為了達到上述目的，進行了銳意研究，結果，得到了以下所述的見解。
(a)在適當地調整鋼成分的基礎上，通過適當地控制熱軋條件及其后的冷卻條件，使微觀組織最佳化，機械特性特別是屈服比也比以往的低。結果，可以在較低的應力下進行塑性變形，故形狀定形性提高。
(b)與上述一樣，通過采用合適的鋼成分和熱軋條件，使間隙固溶元素即C和N固溶一定濃度以上，便可以在成形的汽車部件后烤漆時使強度提高，使所謂烤漆硬化性提高。其結果，耐疲勞特性顯著提高。
(c)上述那樣的成形后的強度上升，還可以同時解決因屈服應力降低而引起的部件的剛性降低的問題，即由于在加工度低的部位不產生充分的加工硬化，從而使剛性降低的問題。
關于上述見解，現在稍詳細地說明如下。
在鋼中添加Mo，可使初期奧氏體晶粒細化，最終產品的晶粒變細小。另外，添加Mo以及Cr，還具有使淬透性提高、形成第2相以馬氏體為主體的微觀組織的效果，故使屈服比降低，形狀定形性提高。并且，由于晶粒細化，可改善強度和延伸性的平衡特性。Mo還具有這樣的效果，即，Mo固溶在鐵氧體中，使抗拉強度提高，并且強化軟質的鐵氧體晶粒，使疲勞強度提高。
由于C向第2相馬氏體中濃化和形成細小的碳化物，固溶C量減少，因此，為確保鐵氧體中的間隙固溶元素(C+N)量，必須向鋼中添加N。這樣，在成形后通過烤漆工序中的熱處理，可以提高強度。
為確保鐵氧體中間隙固溶元素量，在鐵氧體相變后進行快速冷卻，在低溫下進行卷取是必不可少的。這樣，可抑制C從α相向γ相擴散，在鐵氧體中殘留較多的固溶C。另外，由于進行快速冷卻和低溫卷取，冷卻后在C濃度比較低的γ相中也容易產生馬氏體相變，容易得到第2相以馬氏體為主體的微觀組織。
本發明是立足于上述見解的技術。
即，本發明的主要構成如下。
1.一種形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，該熱軋鋼板的化學成分滿足下述范圍，即含有C0.02質量％以上、0.2質量％以下，Si0.5質量％以上、2.0質量％以下，Mn1.0質量％以上、3.0質量％以下，Mo0.1質量％以上、0.6質量％以下，Al0.01質量％以上、0.1質量％以下，N0.002質量％以上、0.006質量％以下，P0.03質量％以下，S0.01質量％以下，并且固溶(C+N)0.0010質量％以上，其余由Fe和不可避免的雜質組成，該熱軋鋼板具有這樣的鋼組織，即主相為鐵氧體，第2相由體積比率為5～30％的馬氏體相組成，兩者合計的體積比率為95％以上，而且鐵氧體的平均晶粒直徑為8μm以下。
2.如上述所述的形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，鋼板的化學成分中還含有從以下元素中選擇的1種或2種以上的元素，即Cr0.2質量％以下，Ca0.001質量％以上、0.005質量％以下，REM0.001質量％以上、0.005質量％以下。
3.一種形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將含有C0.02質量％以上、0.2質量％以下，Si0.5質量％以上、2.0質量％以下，Mn1.0質量％以上、3.0質量％以下，
Mo0.1質量％以上、0.6質量％以下，Al0.01質量％以上、0.1質量％以下，N0.002質量％以上、0.006質量％以下，P0.03質量％以下，S0.01質量％以下，其余由Fe和不可避免的雜質組成的鋼板坯，在精軋溫度為Ar3點以上、(Ar3點+100℃)以下的條件下進行熱軋，接著冷卻至750℃以下、650℃以上，然后，在該溫度范圍停留2秒鐘以上、20秒鐘以下后，以20℃/S以上的冷卻速度進行冷卻，在350℃以下的溫度下進行卷取。
4.如上述3所述的形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，鋼板坯的化學成分中還含有從以下元素中選擇的1種或2種以上的元素，即Cr0.2質量％以下，Ca0.001質量％以上、0.005質量％以下，REM0.001質量％以上、0.005質量％以下。
以下對本發明具體地進行說明。
首先，對在本發明中將鋼的成分組成限定在上述范圍內的原因加以說明。
C0.02質量％以上、0.2質量％以下C是為了提高抗拉強度，并且為了獲得低溫相變形成組織即馬氏體，進而在確保固溶(C+N)量方面是必須的元素。C量至少必須為0.02質量％，但若超過0.2質量％，則第2相顯著增加，引起延伸性降低，并引起焊接性能急劇變差，故C量限定在0.02質量％以上、0.2質量％以下的范圍內。
Si0.5質量％以上、2.0質量％以下Si的固溶強化能大，是在不破壞屈服比和強度及延伸率的平衡的情況下可使強度提高的有用元素。另外，Si激活從γ相相變為α相，促進γ相中的C濃化，有利于有效地形成鐵氧體和馬氏體混合組織。并且，Si作為煉鋼時的脫氧元素，對鋼的清潔化也是有用的元素。
另外，Si在鋼中抑制Fe3C等碳化物的生成，在形成由鐵氧體和馬氏體組成的雙相組織、使屈服比降低方面也是有用的元素。并且，Si還具有這樣的效果，即，固溶在鐵氧體中使抗拉強度上升，同時強化軟質的鐵氧體晶粒，使疲勞強度提高。
但是，若Si量不足0.5質量％，則不能獲得其添加效果，另一方面，若Si量超過2.0質量％，則其效果達到飽和。另外，Si量超過2.0質量％時，在表面上產生難以剝離的氧化鐵皮，使表面性質變差，并且化學轉換處理性也變差。因此，Si量限定在0.5質量％以上、2.0質量％以下的范圍內。
Mn1.0質量％以上、3.0質量％以下Mn不僅有利于提高強度，而且具有提高淬透性、使第2相容易變成馬氏體相的效果。另外，Mn還具有這樣的效果，即，使熱加工時成為脆性裂紋的原因的固溶S以MnS的形式析出而無害化。這種效果在Mn量小于1.0質量％時不太能獲得。另一方面，Mn量超過3.0質量％時，強度提高，延伸性顯著降低，并且使焊接性能變差等，對本發明帶來不良的影響。因此，Mn量限定為1.0質量％以上、3.0質量％以下的范圍內。最好是在1.0質量％以上、2.5質量％以下的范圍內。
Mo0.1質量％以上、0.6質量％以下Mo在本發明中是特別重要的元素。Mo有利于提高強度自不必說，而且對鋼賦予淬透性，容易形成由鐵氧體和馬氏體組成的組織，使屈服比降低，故有利于有效地改善形狀定形性。另外，Mo還具有細化晶粒、改善強度和延伸率的平衡。并且，Mo還具有這樣的作用，即，固溶在鐵氧體中，使抗拉強度提高，同時強化軟質的鐵氧體晶粒，使疲勞強度提高。為了發揮上述效果，至少必須添加0.1質量％的Mo。但是，若Mo量超過0.6質量％，不僅上述效果飽和，而且與鐵氧體中的C、N結合，形成碳和氮的化合物，使固溶(C+N)量減少，會使烤漆硬化性降低。另外，產生成本上升和焊接性能變差等不良影響。因此，Mo量限定在0.1質量％以上、0.6質量％以下的范圍內。
Al0.01質量％以上、0.1質量％以下Al作為脫氧劑是有效的，但若Al量不足0.01％，不能獲得充分的添加效果。另一方面，若Al量超過0.1質量％，則不僅其添加效果飽和，而且成本提高，并使鋼板脆化。因此，Al量限定在0.01質量％以上、0.1質量％以下的范圍內。最好在0.03質量％以上、0.1質量％以下的范圍內。
N0.002質量％以上、0.006質量％以下N與C一樣，在固溶在鐵氧體中、使鐵氧體的硬度上升方面是有用的元素。但是，若N量不足0.002質量％，則不能獲得充分的添加效果。另一方面，若N量超過0.006質量％，則使延伸性顯著變差。因此，N量限定在0.002質量％以上、0.006質量％以下的范圍內。最好為0.003質量％以上。
固溶(C+N)0.0010質量％以上通過確保適當量的固溶(C+N)，成形時引起的位錯在其后的熱處理中被鋼中的固溶元素主要是固溶在鐵氧體中的C、N補充，在鐵氧體中固定，使鐵氧體的硬度上升。因此，烤漆硬化性提高，且耐疲勞特性也提高。但是，若固溶(C+N)量合計不足0.0010質量％，則不能獲得上述效果，因此，在本發明中，規定按0.0010質量％以上的范圍使(C+N)固溶。更理想的是固溶(C+N)≥0.0020質量％。另外，雖然對該固溶(C+N)量的上限沒有特別限定，但設為0.0050質量％左右是合適的。
P0.03質量％以下P在本發明中是有害的元素。大量含有P時，焊接性能變差，且引起晶粒界脆化，故希望盡量減少P量。特別是P量超過0.03質量％時，上述的不良影響顯著，故規定P量限制在0.03質量％以下。對于P量的下限，在不使煉鋼成本增加很大的情況下，從生產的觀點出發，最好規定為0.005質量％左右。
S0.01質量％以下S是使熱加工性和韌性、焊接性能顯著變差的元素，特別是S量超過0.01質量％時，這些弊病增大。另外，多量添加S，也是使晶粒變粗大的主要原因。并且，若多量添加S，則粗大的夾雜物增加，使耐疲勞特性變差。因此，規定S量限制在0.01質量％以下。最好為0.005質量％以下。另外，采用現有的煉鋼技術，為使S降低到0.001質量％以下的值，煉鋼成本顯著增大，因此，最好S量的下限規定為0.001質量％左右。
以上，對必須成分進行了說明，但本發明除了上述的必須成分以外，也可以適當含有以下的成分。
Cr0.2質量％以下Cr不僅有利于有效地提高淬透性，確保固溶元素，提高強度，而且在獲得鐵氧體和馬氏體的混合組織方面也是有效的元素。另外，Cr在抑制珠光體相變、使熱軋時的第2相即奧氏體相穩定化方面也是有用的元素。為了獲得這些效果，最好Cr量規定為0.05質量％以上。但是，若Cr量超過0.2質量％，則會產生這樣的缺點，即Cr與鐵氧體中的C牢固地結合，生成Cr碳和氮化物，使固溶(C+N)量減少。另外，若Cr量超過0.2質量％，不僅使化學轉換處理性顯著降低，而且對焊接性能也帶來不良影響，還增加添加成本。因此，規定含Cr為0.2質量％以下。
Ca0.001質量％以上、0.005質量％以下，Ca具有細化硫化物的作用，有利于有效地改善延伸性和耐疲勞特性。但是，Ca量不足0.001質量％時，不能獲得充分的添加效果。另一方面，若Ca量超過0.005質量％，其添加效果達到飽和，不僅是不經濟的，而且使鋼的清潔度降低。另外，Ca量超過0.005質量％時，晶粒變得粗大，引起耐疲勞特性變差。因此規定含Ca量在0.001質量％以上、0.005質量％以下的范圍內。
REM0.001質量％以上、0.005質量％以下REM(稀土類元素)也與Ca一樣，具有控制硫化物的形態、提高延伸性和耐疲勞特性的效果。因此，由于與Ca一樣的原因，規定含REM在0.001質量％以上、0.005質量％以下的范圍內。
以上，對本發明的合適成分組成范圍進行了說明，但本發明僅將成分組成限定在上述范圍內是不夠的，使鋼組織成為規定的組織也是重要的。
即，必須以鐵氧體為主相，作為第2相的馬氏體與全部組織的體積比率控制在5～30％的范圍內。
也就是說，通過將馬氏體分率控制在適當的范圍內，可以使屈服比降低，使形狀定形性提高。另外，上述的控制還具有增加加工硬化量的效果，故在確保剛性方面也是有效的。并且，在590MPa以上的強度水平下，強度和延伸性的平衡也良好，可以有效地防止因鋼板強度的提高而引起的汽車部件的成形性變差。
在馬氏體分率為5％以上時有上述效果，但若分率超過30％，該效果飽和，并且產生鐵氧體中的固溶(C+N)量減少的缺點。因此，作為第2相的馬氏體量按體積比率限定在5～30％的范圍內。更加理想的是為10～18％。
另外，關于其它的相，有時產生貝氏體相和珠光體相等。這些相的體積分率為5％以上時，鋼板的屈服比提高，故必須限制在5％以下。即，鐵氧體相和馬氏體相的合計量的體積比率必須為95％以上。
鐵氧體的平均晶粒直徑規定為8μm以下也是重要的。
即，為兼顧成形性和疲勞強度，必須提高強度和延伸性的平衡度，為此使晶粒細化是有效的。通過使晶粒直徑變得細小，在不降低延伸特性的情況下，可大大地提高強度。這樣，減少成形時細小裂紋的產生。另外，若晶粒細小，可減少裂紋的加劇，提高耐疲勞特性。鐵氧體晶粒直徑為8μm以下時上述效果顯著，超過8μm時，上述效果減小，故鐵氧體的平均晶粒直徑限定為8μm以下。更理想的是為6μm以下。
下面，對本發明的制造方法加以說明。
對鋼板坯的制造方法沒有特別限制，可以使用以前眾所周知的連續鑄造法和鑄錠一開坯法。
接著，進行熱軋時，將軋制結束溫度控制在Ar3點以上、(Ar3點+100℃)以下的范圍內是重要的。這是因為在上述溫度范圍內軋制結束，引起奧氏體(γ)晶粒的適當成長和在接著的冷卻后的停留處理中引起向鐵氧體相(α)的相變及鐵氧體晶粒成長，可以有效地形成鐵氧體和馬氏體的雙相組織的緣故。關于這一點，若精軋溫度超過(Ar3點+100℃)，則奧氏體晶粒直徑變得粗大，故不能實現鐵氧體晶粒直徑細化，引起強度和延伸性的平衡度降低。另一方面，若精軋溫度為Ar3點以下，變形累積量增大，在接著的冷卻后的緩冷過程中鐵氧體相過度析出，故成為第2相的馬氏體的分率降低。并且，精軋溫度較低時，鐵氧體相成為伸展晶粒，對成形性和疲勞強度兩者帶來不良影響。更加理想的精軋溫度為Ar3點以上、(Ar3點+50℃)以下的范圍內。
進行上述熱軋后，冷卻到750℃以下、650℃以上的溫度區域，接著，在該溫度區域停留2秒鐘以上、20秒鐘以下。如果停留溫度偏離上述溫度區域，則偏離鐵氧體相的析出前緣，在停留處理即空冷等緩冷過程中的鐵氧體相變延遲。另外，在該溫度區域、按上述時間停留，促進α和γ2相分離，可以獲得鐵氧體和馬氏體的雙相組織，使屈服比降低，形狀定形性提高。關于這一點，若停留溫度超過750℃或低于650℃，不能促進α和γ2相分離。更理想的停留溫度區域為720℃以下、680℃以下。另外，關于停留處理，除了上述的緩冷處理以外，也可以進行保持在一定溫度下的保溫處理。
另外，若停留時間小于2秒鐘，則不進行從γ向α的2相分離，C向奧氏體中濃化不充分，在接著的卷取工序中難以引起第2相即馬氏體相變，不能獲得目標組織。另一方面，若停留時間超過20秒鐘，則過度地進行鐵氧體相變，促進從γ向α的2相分離，在接著的卷取工序中形成的馬氏體的分離顯著降低。另外，若停留時間超過20秒鐘，則鐵氧體中的固溶C、N向奧氏體中或晶粒界擴散而減少，故最終難以確保固溶(C+N)量。并且，產生鐵氧體晶粒直徑大于8μm的可能性。因此，在750℃以下、650℃以上的溫度區域的停留時間限定在2秒鐘以上、20秒鐘以下的范圍內。更理想的停留時間為4秒鐘以上、8秒鐘以下。另外，熱軋后，冷卻到750℃以上、650℃以下溫度區域時的冷卻速度沒有特別限定。該冷卻速度只要是通常進行的15～40℃/S左右就足夠了。
然后，以20℃/S以上的冷卻速度進行冷卻，在350℃以下的溫度下進行卷取。其原因是為了獲得所希望的鐵氧體-馬氏體組織和為了確保足夠量的固溶(C+N)。即，如果冷卻速度為20℃/S以下，C濃化量少的第2相難以引起馬氏本相變，馬氏體分率減少，容易生成貝氏體。另外，冷卻速度為20℃/S以下時，在冷卻過程中C、N向晶粒界和第2相擴散，在鐵氧體中的濃度降低，最終難以確保規定量的固溶(C+N)。另一方面，若卷取溫度超過350℃，則容易引起珠光體和貝氏體的生成，并且卷取后C、N擴散，鐵氧體中的固溶C、N量減少，難以確保必須量的固溶(C+N)。更理想的冷卻速度為30℃/S以上，更理想的卷取溫度為250℃以下。


圖1是表示形狀定形性的評價方法之圖。
圖2是耐疲勞試驗方法一彎曲力矩耐試驗裝置的模式圖。
實施發明的最佳形式對表1所示的成分組成的鋼板坯在表2所示的各種條件下進行處理，成為板厚3.5mm的熱軋鋼板。
然后，對酸洗后所得到的熱軋鋼板的鋼組織、鐵氧體的平均晶粒直徑及固溶(C+N)量進行調查，將調查的結果示于表3。
另外，對所得到的熱軋鋼板的機械特性、形狀定形性、耐疲勞特性、化學轉換處理性及焊接性能進行調查，將調查的結果示于表4。
鐵氧體的平均晶粒直徑，是用電子顯微鏡拍攝以后，根據JIS G0552所示的鋼的鐵氧體晶粒度試驗方法之切斷法求出的。
另外，鐵氧體和馬氏體的體積比率，是對電子顯微鏡照片進行圖像處理，求出鐵氧體和馬氏體的分率(面積率)，將它作為體積比率。
固溶(C+N)濃度的測定是用內部摩擦法，在頻率1Hz、試驗溫度為室溫的條件下進行的。
對各種特性評價如下。
形狀定形性將軋制方向作為長度方向，從鋼板上取寬為50mm、長為100mm的試片，在進行圖1所示的帽形彎曲成形后，用脫離模具時的半徑為5mm的沖頭肩部，縱壁部上所產生的彎曲的角度θ對形狀定形性進行了評價。考慮金屬模具的形狀和沖壓成形后的形狀精度，合適的彎曲角度在TS≤700MPa的場合為θ≤4°，在TS＞700MPa的場合為θ≤6°。
耐疲勞特性耐疲勞特性的試驗采用了圖2所示的彎曲力矩耐久試驗裝置。采用這樣的供試材車輪，即將輪圈部點焊在用金屬模具成形的輪盤上而制作后，在170℃溫度下進行烤漆。在負荷力矩2000N·m、回轉頻率20Hz的試驗條件下進行試驗。在輪盤部上產生微小的疲勞裂紋時停止試驗，用這時的轉速對耐疲勞特性進行了評價。微小的疲勞裂紋的檢測是這樣進行的，即在車輪盤表面上標上細小的標識，將激光照射在該標識上，用檢測器連續地檢測其反射光，根據其強度變化進行微小的疲勞裂紋的檢測，根據這時的負荷臂的轉速，評價了耐疲勞特性。為了適用于車輪，耐疲勞試驗結果必須為20萬次以上。
另外，用從板厚為3.5mm、與軋制方向垂直的方向即軋制寬度方向(C方向)上取的JIS 5號拉伸試片，進行拉伸試驗，調查了機械特性。
化學轉換處理性是這樣進行評價的，即將質量為Wo的試驗鋼板洗凈、脫脂后，在含有化學轉換劑(磷酸鋅溶液)的溶液中浸漬一定時間，再進行洗凈后，測定質量(W)，用因附著有磷酸鋅結晶而引起的單位面積的質量增加部分(W-Wo)，評價了化學轉換處理性。目標值為2.0g/m2以上。
關于焊接性能是這樣評價的，即進行電弧焊接，用拉伸試驗機求焊接部的抗拉強度，將高于母材的抗拉強度的情況評價為合格(O)。
表1

表2

*1FDT精軋結束溫度CR1軋制后至停留開始的冷卻速度[FDT(℃)與T1之間的平均冷卻速度]，T1軋制后冷卻溫度，T2停留結束溫度，t1T1～T2的停留時間，CR2停留后至卷取的冷卻速度(從T2至CT的平均冷卻速度)，CT帶卷卷取溫度表3

*2M馬氏體相、B貝氏體相、P珠光體相表4

如表4所示，按照本發明所得到的熱軋鋼板，各項機械特性都優良就不用說了，而且具有優良的形狀定形性、耐疲勞特性，另外，化學轉換處理性和焊接性能也優良。
產業上利用的可能性根據本發明，可以穩定地得到抗拉強度在590MPa水平以上，具有高強度且高延伸性、沖壓成形性和成形后的形狀定形性優良、烤漆后的耐疲勞特性也優良、并且化學轉換處理性和焊接性能也優良的高張力熱軋鋼板。
因此，本發明的高張力熱軋鋼板尤其適用于沖壓成形后進行烤漆而成為產品的車輪盤等供給汽車用部件中。
權利要求
1.一種形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，該熱軋鋼板的化學成分滿足下述范圍，C0.02質量％以上、0.2質量％以下，Si0.5質量％以上、2.0質量％以下，Mn1.0質量％以上、3.0質量％以下，Mo0.1質量％以上、0.6質量％以下，Al0.01質量％以上、0.1質量％以下，N0.002質量％以上、0.006質量％以下，P0.03質量％以下，S0.01質量％以下，并且固溶(C+N)0.0010質量％以上，其余由Fe和不可避免的雜質組成，該熱軋鋼板具有這樣的鋼組織，即主相為鐵氧體，第2相由體積比率為5～30％的馬氏體相組成，兩者合計的體積比率為95％以上，而且鐵氧體的平均晶粒直徑為8μm以下。
2.如權利要求1所述的形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，鋼板的化學成分中還含有從以下元素中選擇的1種或2種以上的元素，Cr0.2質量％以下，Ca0.001質量％以上、0.005質量％以下，REM0.001質量％以上、0.005質量％以下。
3.一種形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將含有C0.02質量％以上、0.2質量％以下，Si0.5質量％以上、2.0質量％以下，Mn1.0質量％以上、3.0質量％以下，Mo0.1質量％以上、0.6質量％以下，Al0.01質量％以上、0.1質量％以下，N0.002質量％以上、0.006質量％以下，P0.03質量％以下，S0.01質量％以下，其余由Fe和不可避免的雜質組成的鋼板坯，在精軋溫度為Ar3點以上、(Ar3點+100℃)以下的條件下進行熱軋，接著冷卻至750℃以下、650℃以上，然后，在該溫度范圍停留2秒鐘以上、20秒鐘以下后，以20℃/S以上的冷卻速度進行冷卻，在350℃以下的溫度下進行卷取。
4.如權利要求3所述的形狀定形性和成形后的耐疲勞特性優良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，鋼板坯的化學成分中還含有從以下元素中選擇的1種或2種以上的元素，Cr0.2質量％以下，Ca0.001質量％以上、0.005質量％以下，REM0.001質量％以上、0.005質量％以下。
全文摘要
根據本發明，使熱軋鋼板所含化學成分滿足下述范圍，C0.02質量％以上、0.2質量％以下，Si0.5質量％以上、2.0質量％以下，Mn1.0質量％以上、3.0質量％以下，Mo0.1質量％以上、0.6質量％以下，Al0.01質量％以上、0.1質量％以下，N0.002質量％以上、0.006質量％以下，P0.03質量％以下，以及S0.01質量％以下，并且固溶(C+N)0.0010質量％以上，其余由Fe和不可避免的雜質組成，同時使熱軋鋼板形成這樣的鋼組織，即主相為鐵氧體，第2相由體積比率為5～30％的馬氏體相組成，兩者合計的體積比率為95％以上，而且鐵氧體的平均晶粒直徑為8μm以下，這樣，可以得到在熱軋狀態下具有優良的形狀定形性、且成形后的耐疲勞特性優良、而且焊接性能和化學轉換處理性也優良的、抗拉強度為590MPa水平以上的高張力熱軋鋼板。
文檔編號C21D8/00GK1518607SQ02812430
公開日2004年8月4日 申請日期2002年6月4日 優先權日2001年6月19日
發明者妻鹿哲也, 坂田敬, 瀨戶一洋, 洋 申請人:杰富意鋼鐵株式會社