專利名稱：可加工性、疲勞特性和表面質量優越的高強度熱軋鋼板的制作方法
技術領域：
本發明涉及用作壓制成形制成的汽車輪和懸掛的組成材料的一種高強度熱軋鋼板，具體而言，涉及一種在可加工性、疲勞特性和表面質量上都優越的高強度熱軋鋼板。
背景技術：
對于改善汽車的撞擊安全性和燃料經濟性的需求在最近日益變得更加嚴重，而作為適應這些要求的措施，減輕車體的重量就非常需要。因為尤其是在汽車部件中，輪子和懸掛部件的重量占據了車體總重量的很大的比例，因此如果通過增加在那些部件中所使用的組成材料的強度而減少那些部件的厚度，就可以減少重量。
現在，輪子和懸掛部件主要通過壓制成形制成，因此輪子和懸掛部件的組成材料需要具有優越的加工性。此外，組成材料需要具有高的疲勞特性和優越耐久性，以便能將使用中的損傷減到最小。此外，甚至有時候需要使某些部件例如輪子的外部表面美觀耐看。
因此，需要任一性能如可加工性、疲勞特性和表面質量都優越的高強度熱軋鋼板，以及作為生產該鋼板的方法，已提出的有例如在JP-A-9-31534中所描述的技術。采用該所述技術，鋼板的表面質量以及化學可加工性是通過降低Si含量而改善的，而鐵素體(ferrite)相通過加入與Ti組合使用的Nb而增強，由此在改善可加工性的同時提高了強度。然而，采用該技術，因為Ti與Nb結合一起加入作為基本元素，所以成本增加。

發明內容
在該情形下開發了本發明，因此本發明的目的是在相對較低的成本下提供一種加工性和疲勞性能優越以及表面質量優異的高強度熱軋鋼板。
本發明的一個優選方面涉及一種能夠解決上述問題的具有優越的可加工性、疲勞特性和表面質量的高強度熱軋鋼板，其特征在于，它含有C為0.03～0.15質量％；Mn為0.5～2質量％；Al為0.01～0.1質量％；P為0.030～0.08質量％；和Cr為0.3～1.00質量％；同時控制S不超過0.02質量％(包括0％)，而Si不超過0.1質量％(包括0％)，其中它們的金屬結構具有作為主要相的多角形鐵素體，以及含有作為第二相的馬氏體。
在該方面，以體積分數計多角形鐵素體優選不少于75％。而以體積分數計馬氏體優選為3～20％。
在該方面，鋼板優選還包括作為其它元素的下列元素(a)Ni0.1～1質量％，和/或Cu0.1～1質量％；(b)Co0.01～1質量％；(c)Ca不超過0.005質量％(不包括0％)；和(d)選自由0.01～0.3質量％的Nb、0.01～0.3質量％的Ti、0.01～0.5質量％的V、0.05～1質量％的Mo和0.0003～0.01質量％的B等組成的組中的至少一種元素。
采用本發明，通過恰當控制P、Cr和Si的各自含量，即使沒有加入與Ti結合的Nb也可以以相對較低的成本提供一種加工性和疲勞性能優越以及表面質量優異的高強度熱軋鋼板。
本發明的其它和另外的目的、特征和優點從下面的描述中顯得更加充分。
附圖描述

圖1是示出在Si含量和P含量對于鋼板表面質量影響方面取得的評價結果的圖；和圖2是示出在P含量和Cr含量各自對于鋼板的可加工性和疲勞特性影響方面取得的評價結果的圖；具體實施方式
為了尋找所述問題的解決辦法，發明人等從各個角度進行了研究，結果發現對于改善關于熱軋鋼板的可加工性、疲勞性質和表面質量這三種性質，如果熱軋鋼板轉變成具有作為主要相的多角形鐵素體并含有作為第二相的預定量馬氏體的結構的雙相熱軋鋼板，同時控制包含在熱軋鋼板中的P、Cr和Si元素之間的含量平衡，這些問題就可以成功解決，由此完成了發明。下面將詳細描述本發明的熱軋鋼板的基本觀點(基本原理)，同時交織描述發明如何產生。
為了獲得熱軋鋼板可加工性的改善，發明人等仔細研究了具有作為主要相的多角形鐵素體并在其中分散有作為第二相的馬氏體結構的雙相熱軋鋼板，而且在雙相熱軋鋼板的化學組分與它的性質如可加工性、疲勞性質和表面質量之間的關系上連續地進行了各種研究。結果，發現在P與Cr結合加入時如果Si含量盡可能控制，則可以獲得在可加工性、疲勞性質和表面質量方面都優越的雙相熱軋鋼板。
首先，下面描述了Si含量和P含量對于鋼板表面質量的影響方面的研究結果。
圖1是示出在含有0.10％的C、1.5％的Mn、0.005％的S和0.040％的Al的鋼板表面質量的評價結果，這通過以不同方式改變Si含量和P含量而獲得(至于表面質量的詳細評價過程參考下面表述的具體實施方案)。在圖1中，符號○表示沒有觀察到鱗狀痕跡的樣品，符號△表示局部觀察到鱗狀痕跡的樣品，而符號×表示在整個表面上基本都觀察到鱗狀痕跡的樣品。
此外，鋼板在相同條件下生產。更具體而言，熱軋在以下條件下進行熱軋溫度880℃；初級冷卻速度(指從軋制溫度一直到初級冷卻停止溫度的期間的冷卻速度)50℃/秒；中間空氣冷卻溫度(初級冷卻停止溫度)680℃；中間空氣冷卻時間6秒；次級冷卻速度(從中間空氣冷卻完成溫度一直到卷繞溫度期間的冷卻速度)35℃/秒；卷繞溫度100℃。所獲得的鋼板是具有作為主要相的多角形鐵素體并含有作為第二相的3～20％體積分數的馬氏體的雙相結構。
從圖1明顯看出，如果Si含量控制在不超過0.1％，則鋼板的表面質量很優異。即，即使含有微量的Si，也可以形成致使產生表面缺陷的鱗狀體，這反過來引起表面質量變差。如果控制Si含量約為0.13％，則除鱗特性如下所述通過增加P含量而發生改變，因此表面質量獲得了一定程度的提高，然而，鱗狀痕跡仍然偶爾可局部觀察到。然而，如果Si含量控制為不超過0.1％，則能夠更可靠地獲得優異表面質量。
接著，下面描述P含量和Cr含量對于鋼板可加工性和疲勞性質的影響的研究結果。
圖2是示出含有0.08％的C、0.02％的Si、1.5％的Mn、0.005％的S和0.040％的Al的鋼板的可加工性和疲勞性質的評價結果的圖，這通過以不同方式改變P含量和Cr含量而獲得(關于可加工性和疲勞性質的詳細評價過程參考下面所述的具體實施方案)。在圖2中，符號○表示在可加工性和疲勞性質兩者都很優異的樣品，而符號◇表示可加工性優異而疲勞性能較差的樣品，符號△表示疲勞性能優異而可加工性較差的樣品，符號×表示可加工性和疲勞性質兩者都較差的樣品。
此外，鋼板在同樣的條件下生產。更具體而言，熱軋在如下條件下進行熱軋溫度為880℃，初級冷卻速度(指從軋制溫度一直到初級冷卻停止溫度的期間的冷卻速度)為50℃/秒，中間空氣冷卻溫度(初級冷卻停止溫度)為680℃，中間空氣冷卻時間為6秒，次級冷卻速度(從中間空氣冷卻完成溫度一直到卷繞溫度期間的冷卻速度)為35℃/秒，卷繞溫度為100℃。所獲得的鋼板每個厚3.2mm，其金屬結構為具有作為主要相的多角形鐵素體并含有作為第二相的3～20％體積分數的馬氏體的雙相結構。
從圖2明顯看出，如果P含量控制在0.030～0.08％，Cr含量控制在0.3～1.00％，則發現鋼板的可加工性和疲勞性質兩者都很優異。更具體而言，如果P含量不超過0.030％，以及如果Cr含量小于0.3％，則可加工性和疲勞性質都變差。然而，如果分別含有預定量的P和Cr，則即使沒有有效包含硅，可加工性與疲勞性能也可以相互兼容。其原因還沒有完全搞清楚，然而，發明人認為在鋼中P和Cr之間的親和力對可加工性和疲勞性質施加了影響。更具體而言，當P和Cr之間的親和力非常好時，在鋼中就形成了化合物(例如，CrPO4等)。此時，可以認為在這些元素的各自含量超出規定限度之前，這些元素都以固溶體狀態存在于鋼中，因此如果P含量和Cr含量之間的平衡適當調整，就不容易發生當P和Cr單獨過量加入時發生的問題如離析、脆化、碳化物的形成、淬透性的過量改善等，此外，由于P和Cr加入的協作效應而進一步提高了疲勞性質。
基于上述認識，就本發明的熱軋鋼板而言，分別積極包含有0.030～0.08％的P和0.3～1.00％的Cr以及將Si含量控制在不超過0.1％(含0％)是很重要的。
下面開始描述以本發明熱軋鋼板為特征的結構。
本發明的熱軋鋼板優選具有作為主要相的多角形鐵素體并含有作為第二相的馬氏體的金屬結構，所述馬氏體的體積分數含量優選為3～20。
具有作為主要相的多角形鐵素體的鋼板有優異的延展性，而且鋼板的可加工性能夠改善。本發明中，多角形鐵素體為位錯密度較低的鐵素體，然而除位錯密度高的鐵素體外還包括準多角形鐵素體(但位錯密度高的鐵素體除外)如針狀鐵素體、貝氏體鐵素體等。這是因為高位錯密度的鐵素體會引起鋼板延展性變差。
主要相是指作為鋼板結構的主體的相，更具體而言，是指超過50％體積分數的相。多角形鐵素體與整個結構的比值優選不小于75％體積分數，更優選不小于80％體積分數。然而，如果多角形鐵素體超過97％的體積分數，則生產出的馬氏體的量太小，因此多角形鐵素體不要超過97％體積分數，優選不超過93％體積分數。
本發明熱軋鋼板的結構需要含有作為第二相的馬氏體，而且馬氏體與整個結構的比值優選為3～20％體積分數。對于具有作為主要相的多角形鐵素體和作為第二相的馬氏體的熱軋鋼板，可以降低屈強比(屈服強度和拉伸強度的比值)，增加均勻伸長率和斷裂伸長率，由此而改善強度和延展性之間的平衡。然而，如采用小于3％體積分數的馬氏體，就不可能確保低屈強比、高延展性和高疲勞強度這三個性質，因此馬氏體優選不少于3％體積分數。另一方面，如果馬氏體的比值超過20％體積分數，盡管鋼板的強度增加，但是延展性變差，因而使鋼板不能應付苛刻的工作條件，因此馬氏體優選不大于20％體積分數。
如前面所述，本發明熱軋鋼板由具有作為主要相的多角形鐵素體并含有作為第二相的馬氏體的結構的雙相鋼構成，然而，雙相鋼可以含有作為第三相的珠光體、貝氏體、殘留奧氏體等，但前提是第三相含量要小。然而，如果第三相與整個結構的比值升高，則第二相(馬氏體)比值就降低，因而不能獲得所需的效果。因此，第三相優選控制為不超過5％，更優選不超過3％體積分數。
各個組分在鋼結構中所占的體積分數可以通過對由電子顯微鏡拍下的照片進行圖像分析而計算出來。更具體而言，假設鋼板厚度為t，從鋼板橫截面選擇任意三個點，每個點為0.01mm2的區域，所述橫截面為沿輥軋方向并離鋼板表面t/4的深度，通過掃描電鏡以1000倍放大倍率拍攝各個區域的圖像，從而通過對所拍攝圖像進行圖像分析而計算出各個組分的面積百分比。將面積百分比作為在金屬結構中的體積分數。
接著描述本發明的熱軋鋼板的基本組分。下面所給出的化學組分都是以質量％為單位的。
本發明的鋼板在控制S不超過0.02％(含0％)的同時，含有作為基本組分的C(為0.03～0.15％)，Mn(為0.5～2％)和Al(為0.01～0.1％)。下面描述確定上面那些范圍的原因。
C0.03～0.15％C是用于增強鋼板強度的重要元素，特別是用于形成馬氏體的重要元素。為了使C有效表現出這些作用，需要含有不小于0.03％的C。然而，如果C過量，則成為主要相的多角形鐵素體將難于形成，由此使延展性變差，并導致可焊性差。因此，C含量需要控制在不超過0.15％。
Mn0.5～2％Mn是用于改善淬透性和獲得所需雙相鋼的重要元素，也作為固溶體硬化元素的重要元素。為了使Mn有效表現這些作用，因而需要含有至少0.5％的Mn。然而，如果Mn含量為過量，將難于形成多角形鐵素體，由此導致不僅延展性變差，而且可加工性和可焊性也變差，這是由于Mn離析的緣故，因此Mn含量的上限設置為2％。
Al0.01～0.1％Al是去氧劑元素，因而需要含有不小于0.01％的Al。即，對于本發明的熱軋鋼板，為了盡可能減少Si含量，因而必需明確地加入Al以取代作為去氧劑元素的Si。然而，即使Al過量加入，上述作用將達到飽和，而Al將相反地作為用于形成氧化物基夾雜物的來源，由此導致延展性變差。因此，Al含量的上限設置為0.1％。
S不超過0.02％(包括0％)S在鋼中形成硫化物基夾雜物，由此引起可成形性(特別是環形件鍛造性質)變差，并導致可點焊性差，因此S優選盡可能減小，然而因為S作為不可避免的雜質仍將被混合在其中，高達0.02％的S含量是允許的。特別地，為了確保鋼板的局部延展性，S含量優選控制為不超過0.005％本發明熱軋鋼板在控制Si為不超過0.1％(含0％)的同時，除了上面描述的基本組分外，還分別含有0.030～0.08％的P和0.3～1.00％的Cr是重要的。
P0.030～0.08％P是用于實現多角形鐵素體的固溶體硬化的元素，而且少量P的加入導致強度和延展性之間的很好平衡。然而，在過去加入超過0.030％的P就會引起強度和延展性之間的平衡變差，還導致韌性和可焊性變差。因此，P的積極加入從來都沒有實施過。盡管有過去的實踐，但對于本發明的熱軋鋼板，通過如前面所述的P和Cr結合加入可以改善可加工性和疲勞性質，這是因為P和Cr的結合使用不會引起由于P過量加入招致的不良效果。必需以超過0.030％的量加入P以使該有益作用能有效表現出來。然而，如果P過量加入，這將使P鍵接到Cr上以產生易脆的化合物，由此造成團簇形成的原因，因此由于P和Cr結合加入的有益作用反而被損害了。因此，P含量的上限需要為0.08％。P含量更優選為不超過0.080％。
Cr0.3～1.00％Cr是用于改善淬透性的元素，也是用于在熱軋后的冷卻期間穩定奧氏體以及使馬氏體易于形成的元素。因此，如果Cr含量增加，就有更多的馬氏體形成，但在另一方面，所形成的多角形鐵素體的含量下降，因而導致延展性變差。然而，對于本發明熱軋鋼板，即使加入Cr以至它的含量稍微高一些，這也不會引起可加工性的變差，此外可以通過如前面所述的P和Cr結合加入的作用而改進疲勞性質。Cr含量必須不少于0.3％以使該作用能充分表現出來，因此Cr含量優選不小于0.30％。然而，Cr的過量加入會引起由于與P聯合加入Cr帶來的有益作用達到飽和，導致疲勞性質不再改善，反而成為由Cr和P的結合而產生的易脆的化合物和團簇的形成原因，以至延展性和轉化處理性質變差。因此，Cr含量的上限需要為1.00％。
Si不超過0.1％(含0％)Si作為去氧劑元素，而且除此外還具有用于促進熱軋后從γ-鐵(奧氏體)轉化成α-鐵(鐵素體)的作用，以及通過使在固溶體狀態的溶解于α-鐵的碳釋放進入γ-鐵而使馬氏體易于形成的作用。然而，即使含有少量Si，它也將形成氧化物，由此引起表面質量變差，并成為了表面缺陷的原因。表面缺陷將成為疲勞性能變差的原因。因此，對于本發明，Si含量需要控制為不超過0.1％，優選為不超過0.05％。
本發明熱軋鋼板分別含有作為必要組分的C(為0.03～0.15％)，Mn(為0.5～2％)，Al(為0.01～0.1％)，P(為0.030～0.08％)，Cr(為0.3～0.08％)；同時分別控制S不超過0.02％(包括0％)，而硅不超過0.1％，余量為Fe和不可避免的雜質(例如，Mg、Zr、As、Se等)，它還可以包含其它元素(e)Ni0.1～1％和/或Cu0.1～1％；(f)Co0.01～1％；(c)Ca不超過0.005％(不包括0％)；和
(d)選自由0.01～0.3％的Nb、0.01～0.3％的Ti、0.01～0.5％的V，0.05～1％的Mo、和0.0003～0.01％的B等組成的組中的至少一種元素。這些范圍由于下面原因設定(a)Ni0.1～1％和/或Cu0.1～1％；Ni是能夠改進淬透性和韌性而不損害可焊性的元素。為了使該作用有效表現出來，優選加入至少0.1％的Ni，更優選加入不小于0.3％的Ni。然而，Ni的過量加入會增加成本，因此Ni含量的上限優選為1％，更優選為不超過0.5％。
相反，Cu是有效用于固溶體硬化和沉淀硬化的元素，是有效用于加強鋼板而不損害伸長折邊(elongation flanging)性質的元素。此外，疲勞性質也通過加入普通的Cu而改善。為了使該作用有效表現出來，優選加入至少0.1％的Cu，更優選加入不少于0.3％的Cu。然而，即使Cu過量加入，該加入的作用將完全飽和，從而導致成本的增加。因此，Cu含量的上限優選為1％。
這些元素的每一種都可以單獨加入，然而，當加入Cu時，優選與Ni結合加入以避免熱脆性。如果結合加入Cu和Ni，Ni的加入量的優選范圍為等于Cu加入量～約1/3的Cu加入量。
(b)Co0.01～1％Co是用于通常引起淬透性變差的元素，而且很少加入到雙相鋼(轉變結構鋼)中。然而，對于本發明的熱軋鋼板，因為P與Cr結合加入，因此由于多角形鐵素體的清潔作用Co表現出改善延展性的作用。為了使該作用有效表現出來，因而Co優選加入不少于0.01％。然而，即使Co過量加入，該加入作用也將完全飽和，從而導致成本的增加。因此，Co含量的上限優選為1％，更優選不超過0.5％。
(e)Ca不超過0.005％(不包括0％)Ca是用于控制硫化物基夾雜物的形貌以及通過硫化物基夾雜物形貌的球狀化處理而改善鋼板延展性(特別是伸長翻邊性質)的元素。該作用通過即使少量Ca的加入也可以有效改善，然而，如果Ca過量加入，不僅該加入作用飽和，而且鋼板的清潔度變差，因此Ca含量優選控制為不超過0.005％。
此外，當硫化物基的夾雜物形貌可以通過加入代替Ca的REM而控制，REM可以加入到需要之處。在該情形下，REM含量優選為不超過0.01％，更優選為不超過0.005％。
(d)選自由0.01～0.3％的Nb、0.01～0.3％的Ti、0.01～0.5％的V、0.05～1％的Mo、和0.0003～0.01％的B等組成的組中的至少一種元素。
Nb、Ti、V、Mo和B中的任一元素有助于改善淬透性，特別是V和Mo不僅有助于改善淬透性，而且通過沉淀硬化的作用改進強度。為了使該作用有效表現出來，優選加入不小于0.01％的V和不小于0.05％的Mo。然而，因為V和Mo比Cr更易于與P結合，如果這些元素過量加入，這反而將阻礙與P和Cr結合加入的作用，最后成為延展性顯著變差的原因，這是由于過量沉積硬化的緣故。因此，優選V含量上限為0.5％，而Mo含量上限為0.1％。更優選V含量上限為不超過0.2％，而Mo含量上限為不超過0.5％。
同時，B是有效用作改善淬透性和獲得雙相鋼的元素。為了使該作用有效表現出來，優選加入不少于0.0003％的B。然而，如果B過量加入，不僅該添加效果飽和，而且雙相鋼的延展性變差，因此B含量的上限優選為不超過0.01％，更優選為不超過0.002％。
另一方面，Nb和Ti是昂貴元素，從成本觀點考慮，應該避免加入這兩種元素。特別是對于本發明的熱軋鋼，因為加入恰當平衡的元素P、Cr和Si，即使沒有加入Nb和Ti也可以獲得所需的效果。然而，如果成本方面可以忽略，具有包含作為另外加添元素的Nb和Ti就根本不產生問題。
Nb和Ti作為用于實現沉淀硬化或改善淬透性和有助于提高強度的元素。為了使這些作用有效表現出來，優選加入不少于0.01％的Nb和不少于0.01％的Ti。更優選加入不少于0.02％的Nb和不少于0.05％的Ti。然而，與采用先前描述的元素如V、Mo和B的情況時相同，Nb和Ti比Cr更易于與P結合，如果這些元素過量加入，這將很大程度上干涉P和Cr的結合加入作用，最終由于過量沉淀硬化而形成延展性變差很多的原因。因此，優選設置Nb含量的上限為0.3％，而Ti含量的上限為0.3％，更優選Nb含量的上限為不超過0.1％，而Ti含量的上限為不超過0.2％。
根據由下式所示的原子當量比，優選調節Nb、Ti、V、Mo和B的總計含量以使其在不超過Cr含量的范圍(Nb/92.9+Ti/47.9+V/50.9+Mo/95.9+B/10.8)＜Cr/52它只需要本發明熱軋鋼板滿足上面的要求，而生產該熱軋鋼板的方法將在下面通過實例描述，但是生產本發明熱軋鋼板的方法并沒有特別的限定。
為了生產具有作為主要相的多角形鐵素體以及使馬氏體作為第二相形成鋼板以及為了調節馬氏體與整個結構的比值為3～20％體積分數，在熱軋后的冷卻特別優選在兩級之間插入中間空氣冷卻的兩級中進行。即，需要恰當控制用于熱軋的軋制溫度、用于從軋制溫度直到中間空氣冷卻溫度期間的冷卻速度(下面也指初級冷卻速度)、中間空氣冷卻溫度(即，初級冷卻停止溫度)、中間空氣冷卻溫度(即，初級冷卻停止溫度)、中間空氣冷卻時間、從中間空氣冷卻完成溫度直到卷繞溫度期間的冷卻速度(下面也指次級冷卻速度)、卷繞溫度等。更具體地，該方法在下面描述。
對于熱軋條件沒有特別的限制，和傳統情況相同，熱軋可以在約800～1100℃的溫度范圍進行，但是軋制溫度在約800～950℃的范圍。如果軋制溫度低于800℃，則雙相區域在軋制操作過程中形成，由此導致結構變成不均勻，而如果軋制溫度超過950℃，則奧氏體顆粒變得粗糙，由此阻礙鐵素體的沉淀，致使難于確保鐵素體的充足含量。
熱軋后的冷卻優選在其間插入中間空氣冷卻的兩級中進行。采用位于兩級之間的中間空氣冷卻，金屬結構可以具有由鐵素體和馬氏體組成的兩相。從這一點考慮，初級冷卻停止溫度(即，中間空氣冷卻溫度)優選在約650～700℃范圍，中間空氣冷卻時間優選設置為約3～20秒。如果中間空氣冷卻溫度低于約650℃，則鐵素體的轉化將不能充分進行，而另一方面，如果中間空氣冷卻溫度高于約700℃，則在奧氏體中的碳的聚集(concentration)不會充分進行。此外，采用小于約3秒的中間空氣冷卻時間，鐵素體的轉化將不會充分進行，而相反，采用超過約20秒的中間空氣冷卻時間，將難于阻礙珠光體的轉化。
從軋制溫度直到中間空氣冷卻溫度期間的冷卻速度(初級冷卻速度)優選在約20～100℃/秒。如果初級冷卻速度小于20℃/秒，則產生粗糙鐵素體，而如果初級冷卻速度超過100℃/秒，將難于獲得均勻冷卻，因此導致不均勻結構。
從中間空氣冷卻完成溫度直到卷繞溫度期間的冷卻速度(次級冷卻速度)優選為不小于20℃/秒。采用小于20℃/秒的次級冷卻速度，就不可能控制珠光劑的轉化和貝氏體的轉化。
卷繞溫度優選為約350℃～室溫之間。如果卷繞溫度超過350℃，則第二相不可能轉變成馬氏體。
本發明的熱軋鋼板除高強度外，例如在可加工性、疲勞性質和表面質量的任一性質都比較優良，因此，例如本發明的熱軋鋼板適于用作汽車部件如汽車輪子、懸掛部件等的組成材料。
實施例下面參考實施例進行更詳細地描述本發明。然而，要指出的是本發明不是由實施例的性質限制的，各種改進可以在前面和后面所描述的教導范圍內取得而不會背離發明的本質和范圍。
具有表1示出的化學組成的錠鋼被制成大板坯，隨后在1200℃熱軋。用于熱軋的軋制溫度在表2示出。熱軋后，冷卻在兩級中進行，該兩級之間插入中間空氣冷卻，在表2示出的卷繞溫度下取出加工件，由此獲得每個具有3.2mm厚度的熱軋鋼板。
表2示出了本實施例中所采用的從軋制溫度直到初級冷卻停止溫度期間的冷卻速度(初級冷卻速度)、初級冷卻停止溫度、中間冷卻時間以及從中間冷卻完成溫度直到卷繞溫度期間的冷卻速度(次級冷卻速度)。
表1

表2

所獲得的熱軋鋼板進行酸洗后，從該鋼板中切割出多種測試片，隨后分別進行張力測試、疲勞測試和結構觀察。
使用根據JIS規定的張力測試片5(編號)作為張力測試的測試片，對于各個測試片進行屈服強度(YS)、張力強度(TS)和總伸長率(EI)測定。測試結果在表3示出。基于張力測試的結果，可計算出張力強度(TS)×總伸長率(EI)的各個值，在這些值的基礎上評價每個熱軋鋼板的可加工性。具有超過18000的TS×EI值的各個測試片被評價為好(O.K.)。TS×EI的值在表3示出。
使用根據JIS規定的張力測試片5作為疲勞測試的測試片，測定通過由5×106次的交替重復彎曲疲勞測試激勵而未破裂的最大應力(σw)。測試結果在表3示出。疲勞性質在所測定的最大應力(σw)與由張力測試測定的張力(TS)的比值(σw/TS)的基礎上評價。具有超過0.50比值的各個測試片評價為好(O.K.)。比值在表3示出。
通過使用掃描電子顯微鏡觀察鋼板的結構，馬氏體占整個結構的體積分數通過預先描述過程計算。所計算出的馬氏體的體積分數在表3示出。此外，作為第三相的少量貝氏體等可以觀察到，然而發現第三相的體積分數小于3％，而余量為多角形鐵素體。
至于表面質量，所得熱軋鋼板進行肉眼觀察，在是否存在表面缺陷(鱗狀痕跡)的基礎上評價。評價標準如下，評價結果在表3示出。
評價標準符號○沒有觀察到鱗狀痕跡符號△局部可觀察到鱗狀痕跡符號×基本上整個表面都可觀察到鱗狀痕跡表3

以表3為基礎，可獲得下列結論。測試片1～19都是適應本發明規定需要的實例，每一個都表示可加工性、疲勞性質優越并且表面質量也很優異的高強度熱軋鋼。另一方面，測試片20～25都是不能滿足本發明規定需要的例子，每個都表示在如加工性、疲勞性質和表面質量中的任一性質方面較差的高強度熱軋鋼板。
權利要求
1.一種在可加工性、疲勞特性和表面質量方面優越的高強度熱軋鋼板，所述高強度熱軋鋼板含含量如下的組分C為0.03～0.15質量％；Mn為0.5～2質量％；Al為0.01～0.1質量％；P為0.030～0.08質量％；和Cr為0.3～1.00質量％；同時控制S不超過0.02質量％(包括0％)，而Si不超過0.1質量％(包括0％)，其中金屬結構具有作為主要相的多角形鐵素體并含有作為第二相的馬氏體。
2.如權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，其中按照體積分數計，所述多角形鐵素體含量不低于75％。
3.如權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，其中按照體積分數計，所述馬氏體含量為3～20％。
4.如權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，還至少包括0.1～1質量％的Ni或0.1～1質量％的Cu作為其它元素。
5.如權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，還包括作為其它元素的0.01～1質量％的Co。
6.如權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，還包括作為其它元素的不超過0.005質量％(不包括0％)的Ca。
7.如權利要求1所述的高強度熱軋鋼板，還包括作為其它元素的選自由0.01～0.3質量％的Nb、0.01～0.3質量％的Ti、0.01～0.5質量％的V、0.05～1質量％的Mo和0.0003～0.01質量％的B組成的組中的至少一種元素。
全文摘要
公開了一種高強度熱軋鋼板，所述高強度熱軋鋼板在控制S不超過0.02質量％(包括0％)的同時分別包括如下C為0.03～0.15質量％；Mn為0.5～2質量％；Al為0.01～0.1質量％；其中所述高強度熱軋鋼板的金屬結構具有作為主要相的多角形鐵素體以及含有作為第二相的馬氏體，此外在控制Si不超過0.1質量％(包括0％)的同時，還分別含有0.030～0.08質量％的P和0.3～1.00質量％的Cr。從而以相對較低的成本提供一種可加工性和疲勞性能優越并且表面質量優異的高強度熱軋鋼板。
文檔編號C22C38/38GK1644743SQ20051000466
公開日2005年7月27日 申請日期2005年1月21日 優先權日2004年1月21日
發明者十代田哲夫, 三浦正明, 鹽釜徹 申請人:株式會社神戶制鋼所