專(zhuān)利名稱(chēng)：深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明提出了有益于汽車(chē)鋼板的使用、具有拉伸強(qiáng)度(TS)為440MPa以上的高強(qiáng)度和高r值(平均1~值> 1.2)的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，由于規(guī)定了(X)2的排放量，要求改善汽車(chē)的燃料消耗費(fèi)。而且，由于要確保撞擊時(shí)乘客的安全，也要求提高以汽車(chē)車(chē)體的撞擊特性為中心的安全性。這積極地促進(jìn)了汽車(chē)車(chē)體輕量化和高強(qiáng)度化。為了同時(shí)滿足汽車(chē)車(chē)體輕量化和高強(qiáng)度化，一般認(rèn)為，在不存在剛性問(wèn)題的范圍內(nèi)使部件原材料高強(qiáng)度化和減小板厚所形成的輕量化是有效果的，最近，在汽車(chē)部件上積極地使用高張力鋼板。由于使用的鋼板強(qiáng)度越高輕量化效果越顯著，在汽車(chē)行業(yè)內(nèi)，存在例如使用拉伸強(qiáng)度(TS)440MPa以上的鋼板作為面板用材料的趨勢(shì)，所述面板用于內(nèi)側(cè)板和外側(cè)板。另一方面，由于以鋼板為原材料的汽車(chē)部件大多通過(guò)沖壓加工形成，因此汽車(chē)用鋼板需要具有優(yōu)良的沖壓成形性。但是，由于與通常的軟鋼板相比，高強(qiáng)度鋼板的成形性特別是深沖性明顯變劣，作為推進(jìn)汽車(chē)輕量化上的課題，要求有一種鋼板，TS ^ 440MPa、優(yōu)選 TS彡500MPa、更優(yōu)選TS彡590MPa并且兼具良好的深沖成形性，以Lankford值(以下稱(chēng)為 “r值”)為深沖性評(píng)價(jià)指標(biāo)，需要平均1~值> 1.2的高r值高強(qiáng)度鋼板。作為具有高r值且高強(qiáng)度化的方法，已有的方法是，使用超低碳鋼并添加可以固定鋼中固溶的碳和氮的適量的Ti和Nb形成IFdnterstitial atom free)化鋼，以該鋼為基礎(chǔ)，向其中添加Si，Mn, P等固溶強(qiáng)化元素，例如有專(zhuān)利文獻(xiàn)1中公開(kāi)的方法。專(zhuān)利文獻(xiàn)1是關(guān)于成形性?xún)?yōu)良的高張力冷軋鋼板的技術(shù)，所述鋼板的組成為C 0. 002 0. 015%, Nb :C% X3 X8+0. 020%, Si :1. 2% 以下、Mn :0. 04 0. 8%, P 0. 03 0. 10%，且具有拉伸強(qiáng)度為35 45kg/mm2級(jí)(340 440MPa級(jí))的非時(shí)效性；并具體公開(kāi)了以0. 008% C-0. 54% Si-O. 5% Mn-O. 067% P-0. 043% Nb的超低碳鋼為原材料， 通過(guò)進(jìn)行熱軋-冷軋-再結(jié)晶退火，制造TS = 46kgf/mm2 (450MPa)、平均r值=1. 7的非時(shí)效性高張力冷軋鋼板。但是，在以這種超低碳鋼為原材料并添加固溶強(qiáng)化元素的技術(shù)中，當(dāng)要制造拉伸強(qiáng)度為440MPa以上或者進(jìn)一步為500或590MPa以上的所謂高強(qiáng)度鋼板時(shí)，合金元素添加量增多，產(chǎn)生表面外觀上的問(wèn)題以及鍍覆性能惡化、二次加工脆性明顯化等問(wèn)題。而且，由于當(dāng)大量地添加固溶強(qiáng)化成分時(shí)，r值劣化，存在著越實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化r值水平越低的問(wèn)題。 并且，為了將C量降低到上述引用文獻(xiàn)1中具體公開(kāi)的C量不足0. 010%的超低碳區(qū)域，在制鋼工序需要進(jìn)行真空脫氣，即，在該制造過(guò)程中產(chǎn)生大量的CO2，從保護(hù)地球環(huán)境的觀念看，也難說(shuō)是好的技術(shù)。作為鋼板高強(qiáng)度化的方法，除上述固溶強(qiáng)化法以外還有組織強(qiáng)化法。例如，由軟質(zhì)鐵素體相和硬質(zhì)馬氏體相組成的復(fù)合組織鋼板，即DP(Dual-Phase)鋼板。DP鋼板通常延展性大致良好，具有優(yōu)良的強(qiáng)度-延展性平衡(TSXEl)以及低屈服比的特征，即，具有與拉伸強(qiáng)度相比屈服應(yīng)力低、沖壓成形時(shí)的準(zhǔn)確成形性?xún)?yōu)良的特征，但是r值較低，深沖性劣化。 這是因?yàn)椋纬神R氏體時(shí)所必需的固溶C阻礙了有利于高r值化的{111}再結(jié)晶集合組織的形成。作為改善這種復(fù)合組織鋼板的r值的嘗試，例如有專(zhuān)利文獻(xiàn)2或?qū)＠墨I(xiàn)3中的技術(shù)。在專(zhuān)利文獻(xiàn)2中公開(kāi)了這樣的方法冷軋后，在再結(jié)晶溫度 變點(diǎn)溫度進(jìn)行裝箱退火，其后，為了形成復(fù)合組織而加熱至700 800°C，然后進(jìn)行淬火回火。但是，在該方法中，由于在連續(xù)退火時(shí)進(jìn)行淬火回火，制造成本成為問(wèn)題。而且，與連續(xù)退火相比，裝箱退火在處理時(shí)間和效率方面較差。專(zhuān)利文獻(xiàn)3的技術(shù)是，為了得到高r值，在冷軋后先進(jìn)行裝箱退火，使此時(shí)的溫度為鐵素體(α)_奧氏體(Y)的兩相區(qū)溫度，然后進(jìn)行連續(xù)退火。在該技術(shù)中，在裝箱退火的均熱時(shí)，使Mn從α相到Υ相稠化。該Mn稠化相在隨后的連續(xù)退火時(shí)優(yōu)先轉(zhuǎn)變成γ相， 即使在噴氣程度的冷卻速度下也能得到混合組織。但是，在該方法中，為了 Mn稠化需要在較高的溫度下進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間的裝箱退火，工序數(shù)增多，不僅從制造成本的角度看經(jīng)濟(jì)性變差， 還存在著鋼板間多發(fā)緊貼，產(chǎn)生回火色及爐體內(nèi)罩壽命低下等制造工序上的諸多問(wèn)題。而且，在專(zhuān)利文獻(xiàn)4中公開(kāi)了深沖性及準(zhǔn)確成形性?xún)?yōu)良的復(fù)合組織型高張力冷軋鋼板的制造方法，該方法的特征在于，在對(duì)鋼進(jìn)行熱軋和冷軋后，施行加熱至規(guī)定溫度后進(jìn)行急冷的連續(xù)退火，所述鋼包含:C :0. 003 0. 03%、Si :0. 2 1%、Μη :0. 3 1. 5%、Ti 0.02 0.2% (其中(有效Ti)/(C+N)的原子濃度比為0.4 0.8)。并具體表示如下的方法,通過(guò)對(duì)以質(zhì)量％計(jì)的組成為 0. 012% C-0. 32% Si-O. 53% Mn-O. 03% P-0. 051% Ti 的鋼，進(jìn)行冷軋后加熱至作為α-Υ兩相區(qū)的870°C，然后以100°C/s的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，由此可以制造r值=1. 61、TS = 482MPa的復(fù)合組織型冷軋鋼板。但是，為了得到100°C / s的高冷卻速度，需要水淬火設(shè)備，此外，水淬火鋼板的表面處理性的問(wèn)題變得明顯，因此存在制造設(shè)備上和材質(zhì)上的問(wèn)題。而且，在專(zhuān)利文獻(xiàn)5中公開(kāi)了改進(jìn)復(fù)合組織鋼板r值的技術(shù)，該技術(shù)在V和C含量的關(guān)系中使V含量適量化。這就是，在再結(jié)晶退火前使鋼中的C以V類(lèi)碳化物形式析出，極力降低固溶C量，期望得以高r值，接著在α γ兩相區(qū)進(jìn)行加熱，從而使V類(lèi)碳化物熔化，使C在γ相中稠化，在其后的冷卻過(guò)程中生成馬氏體相。但是，由于添加V的價(jià)格高， 會(huì)導(dǎo)致成本上升，而且由于在熱軋板中析出的VC會(huì)提高冷軋時(shí)的變形阻力，例如在進(jìn)行實(shí)施例中示出的軋制率為70%的冷軋時(shí)，軋輥的負(fù)荷增大，使得發(fā)生故障的危險(xiǎn)性增大，同時(shí)還存在生產(chǎn)性低下等制造上的問(wèn)題。而且，作為深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，存在專(zhuān)利文獻(xiàn)6的技術(shù)。該技術(shù)得到了一種高強(qiáng)度鋼板，該鋼板含有規(guī)定的C量，平均r值為1.3以上，并且在組織中總計(jì)含有3%以上的貝氏體、馬氏體、奧氏體中的一種以上。該制造方法的特征在于，使冷軋的軋制率為30 95 %，然后進(jìn)行用于提高r值的退火，即通過(guò)形成Al和N的簇或析出物使集合組織生長(zhǎng)來(lái)提高r值，接著進(jìn)行熱處理，該熱處理用于上使組織中總計(jì)含有3%以上的以貝氏體、馬氏體、奧氏體中的一種以上。按照該方法，在冷軋后，需要分別進(jìn)行用于得到良好 r值的退火和形成組織的熱處理，而且，在退火工序中，以裝箱退火為準(zhǔn)，需要進(jìn)行保持時(shí)間 1小時(shí)以上的長(zhǎng)時(shí)間保持，在工序上(時(shí)間上)存在生產(chǎn)性變差的問(wèn)題。而且，由于得到的組織的第二相百分比較高，難以穩(wěn)定地確保優(yōu)良的強(qiáng)度延展性平衡。專(zhuān)利文獻(xiàn)1 特開(kāi)昭56-139654專(zhuān)利文獻(xiàn)2 特公昭55-10650專(zhuān)利文獻(xiàn)3 特開(kāi)昭55-100934專(zhuān)利文獻(xiàn)4 特公平1-35900專(zhuān)利文獻(xiàn)5 特開(kāi)2002_2洸941專(zhuān)利文獻(xiàn)6 特開(kāi)2003-6444
發(fā)明內(nèi)容
對(duì)于使深沖性?xún)?yōu)良的(軟)鋼板高強(qiáng)度化，在過(guò)去研究的基于固溶強(qiáng)化的高強(qiáng)度化方法中，需要添加大量或過(guò)剩的合金成分，這在成本方面、工序方面以及r值提高本身都存在問(wèn)題。而且，在利用組織強(qiáng)化的方法中，由于需要2次退火(加熱)方法、高速冷卻設(shè)備， 在制造工序方面存在問(wèn)題，并且，雖然也公開(kāi)了有效利用VC的方法，但添加昂貴的V除了會(huì)導(dǎo)致成本上升外，VC的析出還提高了軋制時(shí)的變形阻力，因此，這也使得穩(wěn)定的制造變得困難。本發(fā)明的目的在于，有利地解決這些已有技術(shù)中的問(wèn)題，提出了一種TS彡440MPa 且平均1~值> 1. 2的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法；本發(fā)明的目的還在于，提出了一種即使是TS彡500MPa或者TS彡590MPa的高強(qiáng)度也具有平均r值彡1. 2的高r值的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。本發(fā)明在為解決上述問(wèn)題推進(jìn)銳意研究時(shí)，沒(méi)有使用特別的或過(guò)量的合金成分或設(shè)備，在C含量為0.010 0. 050質(zhì)量％的范圍內(nèi)，通過(guò)在Nb和C含量的關(guān)系中限制Nb含量，成功地得到了平均r值在1.2以上、深沖性?xún)?yōu)良、且具有包含鐵素體相和馬氏體相的鋼組織的高強(qiáng)度鋼板。S卩，本發(fā)明的要點(diǎn)如下。(1) 一種深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，具有以下成分組成以質(zhì)量％ 計(jì)，含有C :0. 010 0. 050%Si :1.0% 以下Mn :1.0 3.0%P :0.005 0.1%S :0.01% 以下Al :0· 005 0. 5%、N :0.01% 以下
Nb :0. 01 0.3%并且，鋼中的Nb和C的含量滿足以下關(guān)系(Nb/93) / (C/12) = 0. 2 0. 7 (式中Nb、C是各自元素的含量(質(zhì)量％ ))，余量實(shí)質(zhì)上由!^e和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，還具有包含面積率為50%以上的鐵素體相和面積率為以上的馬氏體相的鋼組織，且平均r值為1.2以上。(2)如上述(1)所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在上述鋼板中，在鋼板1/4板厚位置處的和板面平行的(222)面、(200)面、(110)面和(310)面的各X射線珩射積分強(qiáng)度比滿足以下關(guān)系P (222)/ {P (200)+P (110)+P (310)} ^ 1. 5(式中 P (222)、P (200)、P (110)禾口 P(310) 分別是在鋼板1/4 板厚位置處的和板面平行的(22 面、(200)面、(110)面和(310)面的各X射線珩射積分強(qiáng)度比)。(3)如上述(1)或(2)所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在上述組成之外，還含有總計(jì)為0. 5質(zhì)量％以下的Mo、Cr、Cu和Ni中的一種或兩種以上。(4)如上述(1)、(2)或(3)所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在上述組成之外，還含有0. 1質(zhì)量％以下的Ti，并且鋼中的Ti、S和N的含量滿足以下關(guān)系(Ti/48) / {(S/32) + (Ν/14)}彡 2. 0 (式中 Ti、S 和 N 是各自元素的含量(質(zhì)量％ ))。(5)如上述(1) 中任一項(xiàng)所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在表面具有鍍層。(6) 一種深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，具有熱軋工序、冷軋工序和冷軋板退火工序，在所述熱軋工序中，通過(guò)熱軋對(duì)鋼板坯實(shí)施精軋出口側(cè)溫度為 800°C以上的精軋，以400 720°C的卷取溫度進(jìn)行卷取，形成熱軋板；在冷軋工序中，對(duì)該熱軋板實(shí)施冷軋，形成冷軋板；在冷軋板退火工序中，以800 950°C的退火溫度對(duì)該冷軋板進(jìn)行退火，然后以從退火溫度到500°C的溫度區(qū)域的平均冷卻速度5°C /s以上進(jìn)行冷卻，所述鋼板坯的組成為以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 010 0. 050%Si :1.0% 以下Mn :1.0 3.0%P :0.005 0.1%S :0.01% 以下Al :0· 005 0. 5%、N :0.01% 以下Nb :0.01 0.3%并且，鋼中的Nb和C的含量滿足以下關(guān)系(Nb/93)/(C/12) = 0. 2 0. 7 (式中Nb、C是各自元素的含量(質(zhì)量％ ))。(7) 一種深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，具有熱軋工序、冷軋工序和冷軋板退火工序，在所述熱軋工序中，對(duì)鋼板坯進(jìn)行熱軋，形成平均結(jié)晶粒徑為8 μ m 以下的熱軋板；在冷軋工序中，對(duì)該熱軋板實(shí)施冷軋，形成冷軋板；在冷軋板退火工序中，以800 950°C的退火溫度對(duì)該冷軋板進(jìn)行退火，然后以從退火溫度到500°C的溫度區(qū)域的平均冷卻速度5°C /s以上進(jìn)行冷卻，所述鋼板坯的組成為以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 010 0. 050%Si :1.0% 以下Mn :1.0 3.0%P :0.005 0.1%S :0.01% 以下Al :0· 005 0. 5%、N :0.01% 以下Nb :0.01 0.3%并且，鋼中的Nb和C的含量滿足以下關(guān)系(Nb/93)/(C/12) = 0. 2 0. 7，(式中Nb、C是各自元素的含量(質(zhì)量％ ))。(8)如上述(6)或(7)所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于， 在上述組成之外，鋼板坯還含有總計(jì)為0. 5質(zhì)量％以下的Mo、Cr、Cu和Ni中的一種或兩種以上。(9)如上述(6)、(7)或(8)所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成之外，鋼板坯還含有0. 1質(zhì)量％以下的Ti，并且鋼中的Ti、S和N的含量滿足以下關(guān)系(Ti/48) / {(S/32) + (Ν/14)}彡 2. 0 (式中 Ti、S 和 N 是各自元素的含量(質(zhì)量％ ))。(10)如上述(6) (9)中任一項(xiàng)所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，還具有在上述冷軋板退火工序后的鋼板表面形成鍍層的鍍覆處理工序。本發(fā)明，在C含量為0. 010 0. 050質(zhì)量％的范圍內(nèi)，沒(méi)有像已有的超低碳IF鋼一樣徹底降低給深沖性帶來(lái)惡劣影響的固溶C，盡管使形成馬氏體所必需的固溶C殘留下來(lái)，但通過(guò)使在深沖成形性方面優(yōu)選的集合組織生長(zhǎng)，保證平均r值> 1. 2，而具有良好的深沖性，同時(shí)，由于鋼組織為具有鐵素體相和含有馬氏體相的第二相的復(fù)合組織，實(shí)現(xiàn)了 TS 為440MPa以上、優(yōu)選TS為500MPa以上、更優(yōu)選TS為590MPa以上的高強(qiáng)度化。不一定清楚其原理，但可作如下考慮。在已有的軟鋼板中，極力降低冷軋和再結(jié)晶前的固溶C以及使熱軋板組織細(xì)微化等，已作為用于使{111}再結(jié)晶集合組織生長(zhǎng)、進(jìn)行高r值化的有效手段。另一方面，在如前所述的DP鋼板中，由于需要有形成馬氏體所必需的固溶C，母相的再結(jié)晶集合組織沒(méi)有生長(zhǎng)，r值降低。但是，在本發(fā)明中，新發(fā)現(xiàn)存在極佳的成分范圍，使作為母相的鐵素體相的 {111}再結(jié)晶集合組織的生長(zhǎng)和馬氏體相的形成雙方都成為可能。即，新近發(fā)現(xiàn)，通過(guò)設(shè)定和已有的DP鋼板(低碳鋼級(jí))相比C量繼續(xù)降低而與超低碳鋼相比C量較多的0. 010 0. 050質(zhì)量％的C含量，并添加與該C含量匹配的合適的Nb，能夠同時(shí)實(shí)現(xiàn)以{111}再結(jié)晶集合組織為首的在深沖成形性方面優(yōu)選的集合組織的生長(zhǎng)以及馬氏體相的形成。由已有技術(shù)可知，由于Nb具有再結(jié)晶遲延效果，通過(guò)恰當(dāng)?shù)乜刂茻彳垥r(shí)精軋溫度，可以使熱軋板組織細(xì)微化，并且，在鋼中，Nb具有較高的碳化物形成能。在本發(fā)明中，特別地，除了使熱軋精軋溫度為Ar3相變點(diǎn)緊上方的合適范圍，從而使熱軋板組織細(xì)微化以外，還要恰當(dāng)?shù)卦O(shè)定熱軋后的卷材卷取溫度，從而使NbC在熱軋板中析出，以降低冷軋前及再結(jié)晶前的固溶C。其中，Nb含量和C含量設(shè)定為滿足(Nb/93)/(C/12) = 0. 2 0. 7，使并不以NbC 形式析出的C存在。過(guò)去，這種C的存在會(huì)阻礙{111}再結(jié)晶集合組織的生長(zhǎng)，但在本發(fā)明中，不是全部的C含量都以NbC形式析出固定，能夠在形成馬氏體相所需要的固溶C存在的同時(shí)實(shí)現(xiàn)高r值化。雖然不清楚其原理，但認(rèn)為原因如下在本發(fā)明范圍內(nèi)，與固溶C存在對(duì){111}再結(jié)晶集合組織形成的負(fù)面影響相比，對(duì)熱軋板組織細(xì)微化的正面影響要更大。而且，NbC的析出不僅是妨礙形成{111}再結(jié)晶集合組織的固溶C的析出固定，也具有抑制滲碳體析出的效果。特別是，雖然晶界粗大的滲碳體使r值降低，但Nb在晶界的擴(kuò)散比在晶粒內(nèi)要快， 因此認(rèn)為具有阻礙粗大的滲碳體在晶界析出的效果。而且，在冷軋時(shí)，在晶粒內(nèi)(基體中) 析出的細(xì)微NbC的存在使基體硬質(zhì)化，可以推知，與基體相比相對(duì)軟質(zhì)的晶界附近容易積蓄形變，具有促進(jìn)晶界的{111}再結(jié)晶晶粒的產(chǎn)生的效果。特別地，能推測(cè)出，如果是已有超低碳鋼程度的C含量，使NbC在基體中析出的效果是無(wú)效的，在本發(fā)明的C含量的合適范圍(0.010 0.050質(zhì)量％)內(nèi)才得到該效果，而發(fā)現(xiàn)該C含量的合適范圍正是本發(fā)明的技術(shù)思想的基礎(chǔ)。而且，可以推測(cè)NbC以外的C的存在形式大概是滲碳體類(lèi)碳化物或固溶C，通過(guò)這些沒(méi)有作為NbC固定的C的存在，在退火工序中冷卻時(shí)可以形成馬氏體相，因而在高強(qiáng)度化方面也是成功的。按照本發(fā)明的制造方法，相對(duì)于已有技術(shù)，在制鋼工序中不需要用于形成超低碳鋼的脫氣工序，而且也不需要添加用于固溶強(qiáng)化的過(guò)量合金元素，在成本方面也是有利的。 并且，也不需要添加提高合金成本和軋制負(fù)荷的V等特別元素。


圖1是針對(duì)制造的各種本發(fā)明鋼板和對(duì)比鋼板，計(jì)算出平均r值和P(222)/ {P (200) +P(IlO) +P (310)} 的值，根據(jù)這些計(jì)算出的值繪制的圖。圖2(a)是將熱軋板浸漬在硝酸乙醇溶液中使表面腐蝕時(shí)的光學(xué)顯微鏡照片，是不符合本發(fā)明合適范圍的比較例。圖2(b)是將熱軋板浸漬在硝酸乙醇溶液中使表面腐蝕時(shí)的光學(xué)顯微鏡照片，是不符合本發(fā)明合適范圍的比較例。圖3(a)是將熱軋板浸漬在硝酸乙醇溶液中使表面腐蝕時(shí)的光學(xué)顯微鏡照片，是符合本發(fā)明合適范圍的本發(fā)明例。圖3(b)是將熱軋板浸漬在硝酸乙醇溶液中使表面腐蝕時(shí)的光學(xué)顯微鏡照片，是符合本發(fā)明合適范圍的本發(fā)明例。
具體實(shí)施例方式下面詳細(xì)說(shuō)明本發(fā)明。另外，元素的含量單位均為“質(zhì)量％ ”，以下只要沒(méi)有預(yù)先說(shuō)明，僅用“ ％ ”表示。
首先說(shuō)明限定本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的成分組成的理由。C :0. 010 0. 050%C和后述的Nb都是本發(fā)明中的重要元素。C對(duì)于高強(qiáng)度化是有效的，能促進(jìn)形成以鐵素體相為主相并具有包含馬氏體相的第二相的復(fù)合組織。如果C含量不足0.010%，則形成馬氏體相變得困難，按照本發(fā)明，從形成復(fù)合組織的角度出發(fā)，需要含有0.010%以上的C。優(yōu)選是0.015%以上。特別地，為了得到TS500MPa以上的高強(qiáng)度，當(dāng)然也可以在形成復(fù)合組織的同時(shí)用固溶強(qiáng)化元素Si、Mn、P等進(jìn)行調(diào)整，但是，從有效利用本發(fā)明的復(fù)合組織鋼板的特征的角度出發(fā)，期望是主要調(diào)整C量。此時(shí)，優(yōu)選使C量在0. 020%以上，并且為了達(dá)到TS590MPa以上，優(yōu)選使C量為0. 025%以上。此時(shí)，C和Nb的關(guān)系優(yōu)選滿足以下公式(Nb/93) / (C/12) = 0. 2 0. 7更為優(yōu)選滿足(Nb/93)/ (C/12) = 0. 2 0. 5但是，當(dāng)C含量超過(guò)0.050%時(shí)，和已有的低碳鋼一樣，會(huì)阻礙集合組織的生長(zhǎng)，不能得到良好的r值，因此C的上限設(shè)為0. 050 %。Si :1.0% 以下Si促進(jìn)鐵素體相變，使未相變的奧氏體中的C含量上升，易于形成鐵素體相和馬氏體相的復(fù)合組織，此外，還有固溶強(qiáng)化的效果。為了得到上述效果，Si含量?jī)?yōu)選在0.01% 以上，更優(yōu)選為0. 05%以上。另一方面，當(dāng)Si含量超過(guò)1. 0%時(shí)，由于熱軋時(shí)會(huì)發(fā)生稱(chēng)為紅銹的表面缺陷，使得成為鋼板時(shí)的表面外觀惡化，因此設(shè)定為1.0%以下。而且，在進(jìn)行熱鍍鋅(包含合金化)時(shí)，由于使鍍層的潤(rùn)濕性惡化，導(dǎo)致鍍層斑點(diǎn)發(fā)生，鍍層質(zhì)量下降，因此在施行熱鍍鋅時(shí)，希望減少Si含量，優(yōu)選在0.7%以下。Mn :1.0 3.0%Mn對(duì)于高強(qiáng)度化是有效的，同時(shí)具有降低可以得到馬氏體相的臨界冷卻速度的作用，由于Mn在退火后冷卻時(shí)促進(jìn)馬氏體相的形成，其含量?jī)?yōu)選與要求的強(qiáng)度等級(jí)和退火后的冷卻速度對(duì)應(yīng)，而且，Mn還是防止S造成熱裂紋的有效元素。從該角度考慮，Mn含量需要在1. 0%以上，優(yōu)選在1. 2%以上。另一方面，當(dāng)含有超過(guò)3. 0%的過(guò)量的Mn時(shí)，由于r值和焊接性變劣，因此Mn含量的上限為3.0%。P :0. 005 0.1%P是具有固溶強(qiáng)化效果的元素。但是，P含量不足0.005%時(shí)，不僅該效果表現(xiàn)不出來(lái)，還導(dǎo)致在制鋼工序中的脫磷成本上升。因而，規(guī)定要含有0.005%以上的P，優(yōu)選含有 0.01%以上。另一方面，當(dāng)含有超過(guò)0. 的過(guò)量的P時(shí)，P在晶界偏析，使耐二次加工脆性和焊接性劣化。而且，當(dāng)生產(chǎn)熱鍍鋅鋼板時(shí)，在熱鍍鋅后的合金化處理時(shí)，會(huì)抑制在鍍層和鋼板之間進(jìn)行的狗從鋼板向鍍層的擴(kuò)散，使合金化處理性變差。因此，需要在高溫進(jìn)行合金化處理，得到的鍍層也容易產(chǎn)生粉末、碎片等鍍層剝離。從而，P含量的上限為0.1%。S :0. 01% 以下S是雜質(zhì)，是產(chǎn)生熱裂紋的原因，此外，由于其在鋼中以?shī)A雜物存在而使鋼板的各性質(zhì)變差，因此需要盡可能地降低其含量。具體地說(shuō)，由于能允許的S含量至多為0. 01%， 因此S含量為0.01%以下。Al :0. 005 0. 5%
Al作為鋼的固溶強(qiáng)化和脫氧元素是有用的，此外，還具有通過(guò)固定作為夾雜物存在的固溶N來(lái)提高耐常溫時(shí)效性的作用。而且，Al作為鐵素體生成元素，也作為α-γ兩相區(qū)的溫度調(diào)整成分而起作用。為了使其發(fā)揮具有的作用，Al含量需要在0.005%以上。另一方面，由于當(dāng)含有超過(guò)0. 5%的Al時(shí)，會(huì)導(dǎo)致高合金成本并誘發(fā)表面缺陷，因而Al含量的上限為0.5%。更優(yōu)選為0.1%以下。N :0. 01% 以下N是使耐常溫時(shí)效性變差的元素，優(yōu)選盡可能降低其含量。N含量增多時(shí)耐常溫時(shí)效性變劣，為了固定固溶N需要添加大量的Ti或Al，因此優(yōu)選盡可能降低N量，由于能允許的N含量至多為0.01%左右，因此N含量的上限為0.01%。Nb 0. 01 0. 3%，且(Nb/93) / (C/12) = 0. 2 0. 7在本發(fā)明中，Nb是最重要的元素，具有使熱軋板組織細(xì)微化和使C在熱軋板中以NbC形式析出固定的作用，并且是有助于高r值化的元素。從這種觀點(diǎn)出發(fā)，需要含有 0.01%以上的Nb。另一方面，在本發(fā)明中，需要有用于在退火后的冷卻過(guò)程中形成馬氏體相的固溶C，由于含有超過(guò)0. 3%的過(guò)量Nb會(huì)阻礙固溶C，因此Nb含量的上限為0. 3%。而且，為了實(shí)現(xiàn)Nb具有的效果，需要含有Nb和C，并使Nb含量(質(zhì)量％ )和C含量(質(zhì)量％)滿足(Nb/93)/OVl2) =0.2 0.7(式中的Nb、C是各自的元素含量)。另外，其中(Nb/93)/(C/12)表示Nb和C的原子濃度比。(Nb/93)/(C/12)不足0. 2時(shí)，由Nb 得到的熱軋板細(xì)微化效果降低，并且特別在C含量高的范圍內(nèi)固溶C的存在量增多，阻礙了有利于高r值化的再結(jié)晶集合組織的形成。而且，當(dāng)(Nb/93)/(C/12)超過(guò)0.7時(shí)，由于妨礙形成馬氏體相所必需的C量在鋼中存在，因此最終不能得到具有含馬氏體相的第二相的組織。因而，Nb含量為0.01 0.3%，且設(shè)定Nb和C的含量，使得Nb含量和C含量滿足(Nb/93)/(C/12) =0.2 0.7。另外，更優(yōu)選使Nb和C的含量滿足(Nb/93) / (C/12)= 0. 2 0. 5。以上是本發(fā)明高強(qiáng)度鋼板的基本組成。另外，在本發(fā)明中，在上述組成之外，也可以進(jìn)一步含有下述Mo、Cr、Cu和Ni中的一種或兩種以上、和/或Ti。Mo、Cr、Cu和Ni中的一種或兩種以上總計(jì)為0. 5%以下。Mo、Cr、Cu、Ni和Mn —樣，具有降低可以得到馬氏體相的臨界冷卻速度的作用，是退火后冷卻時(shí)促進(jìn)馬氏體相形成的元素，具有提高強(qiáng)度等級(jí)的效果。但是，當(dāng)這些一種或兩種以上的元素總計(jì)超過(guò)0.5%而過(guò)量添加時(shí)，不僅效果飽和，而且高價(jià)成分會(huì)導(dǎo)致成本上升，所以這些一種或兩種以上的元素總計(jì)含量的上限優(yōu)選是0.5%。Ti:0.1%以下，且鋼中的Ti、S和N含量滿足(Ti/48)/{(S/32) + (N/14)}彡 2. 0Ti元素在固溶N的析出固定方面的效果和Al同樣或好于Al，為了得到該效果優(yōu)選含有0. 005%以上的Ti。但是，超過(guò)0. 的過(guò)量添加不僅會(huì)導(dǎo)致成本上升，而且TiC的形成會(huì)阻礙形成馬氏體相所必需的固溶C留在鋼中。因而，Ti含量?jī)?yōu)選在0. 以下。而且，Ti在鋼中優(yōu)先與S和N結(jié)合，然后與C結(jié)合。當(dāng)考慮到在鋼中形成夾雜物等所造成的Ti有效利用率低下時(shí)，如果Ti添加量為(Ti/48)/{(S/32) + (N/14)}大于 2. 0，固定S、N的Ti的添加效果飽和，反而會(huì)促進(jìn)TiC的形成，加大了妨礙在鋼中保留固溶C的弊端。因而，根據(jù)與在鋼中優(yōu)先結(jié)合的S和N的含量的關(guān)系，優(yōu)選滿足(Ti/48)/ {(S/32) + (N/14)} ( 2.0。另外，在該式中，Ti、S、N是各自元素的含量(質(zhì)量％ )。
在本發(fā)明中，上述成分以外的余量?jī)?yōu)選實(shí)質(zhì)上是鐵和不可避免的雜質(zhì)的組成。另外，如果是在通常的鋼組成范圍內(nèi)，含有B、Ca、REM等也不會(huì)有任何問(wèn)題。例如， B元素也具有提高鋼的淬透性的作用，可以根據(jù)需要含有。但是，由于B含量超過(guò)0. 003% 時(shí)其效果會(huì)飽和，其含量?jī)?yōu)選在0. 003%以下。而且，Ca和REM具有控制硫化物類(lèi)夾雜物的形態(tài)的作用，由此，可防止鋼板的各特性惡化。當(dāng)從Ca和REM中選擇的一種或兩種的含量總計(jì)超過(guò)0. 01%時(shí)，這種效果傾向于飽和，因此優(yōu)選設(shè)定在0. 01%以下。另外，作為其它不可避免的雜質(zhì)，例如有Sb、Sn、Zn、Co等，它們的含量允許范圍為，Sb 0. 01% 以下，Sn 0. 以下，Zn :0. 01% 以下，Co :0. 以下。而且，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板，除了具有上述鋼組成以外，需要具有包含面積率為 50%以上的鐵素體相和面積率為以上的馬氏體相的鋼組織，且平均r值需要為1.2以上。(1)具有包含面積率為50%以上的鐵素體相和面積率為以上的馬氏體相的鋼組織為了具有良好的深沖性，且拉伸強(qiáng)度> 440MPa，本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板需要具有包含面積率為50%以上的鐵素體相和面積率為以上的馬氏體相的鋼組織，即是所謂的復(fù)合組織鋼板。特別是，在本發(fā)明中，通過(guò)使占50 %以上的面積率的鐵素體相成為在深沖成形性方面優(yōu)選的集合組織生長(zhǎng)而成的組織，可以實(shí)現(xiàn)平均1~值> 1.2。當(dāng)鐵素體相變少，面積率不足50%時(shí)，難于確保良好的深沖性，有沖壓成形性低下的傾向。另外，鐵素體相的面積率優(yōu)選為70%以上，而且，由于要利用復(fù)合組織的優(yōu)點(diǎn)，鐵素體相的面積率優(yōu)選為99%以下。在此，所謂“鐵素體”相，除了多邊形鐵素體相以外，還含有由奧氏體相相變得到的位錯(cuò)密度高的貝氏體/鐵素體相。而且，在本發(fā)明中，需要存在馬氏體相，需要含有面積率為1 %以上的馬氏體相。如果馬氏體相不足1%，難于確保TS ^ 440MPa，難于得到良好的強(qiáng)度延展性平衡。另外，馬氏體相優(yōu)選在3%以上。而且，除上述鐵素體相和馬氏體相以外，組織中也可以含有珠光體相、貝氏體相或殘余奧氏體相(Y)等。另外，為了充分實(shí)現(xiàn)上述鐵素體相和馬氏體相的效果，鐵素體相的面積率和馬氏體相的面積率總計(jì)優(yōu)選為80%以上。(2)平均r值為1.2以上本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板在滿足上述成分組成和鋼組織的同時(shí)，還滿足平均r值為 1. 2以上。在此，所謂“平均r值”是指按照J(rèn)IS Z 22M求出的平均塑性變形比，是由下式計(jì)算出的值。平均！>值=(r0+2r45+r90)/4另外，I^r45和、是在相對(duì)于板面的軋制方向分別在0°、45°和90°方向采取試驗(yàn)片并進(jìn)行測(cè)定所得到的塑性變形比。
本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板在滿足上述成分、鋼微觀組織和特性的同時(shí)，作為集合組織，通過(guò)在鋼板1/4板厚位置進(jìn)行X射線珩射求出的和板面平行的(22 面、(200) 面、(110)面和(310)面的各積分強(qiáng)度比 P (222)、P (200)、P(IlO)和 P (310) 優(yōu)選滿足 r (222)/ {P (200)+P (110)+P (310)} ^ 1. 5，更優(yōu)選的是 P(222)/{P (200)+P (110)+P (310)} ^ 2. Oo圖1是針對(duì)制作的各種本發(fā)明鋼板和對(duì)比鋼板計(jì)算出r值和P(222)/ {P (200) +P(IlO) +P (310)} 的值后根據(jù)這些計(jì)算值繪制的圖。過(guò)去已知，當(dāng)板面具有和{111}面平行的集合組織時(shí)r值高，但當(dāng)具有和{110}面或{100}面平行的集合組織時(shí)r值低。在本發(fā)明的鋼板中，在針對(duì)!·值和集合組織的相互關(guān)系進(jìn)行銳意研究時(shí)，雖然還不清楚詳細(xì)情況，但已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，(310)面雖然很少但也和{100}、{110}面一樣是使r值降低的集合組織，減少(310)面有助于高r值化。對(duì)此，雖然不清楚詳細(xì)情況，但認(rèn)為通過(guò)添加 Nb使熱軋時(shí)的未再結(jié)晶γ區(qū)的軋制率高、上述細(xì)微NbC析出以及未以NbC形式析出固定的 C的存在等有助于減少(310)面。另外，所謂{111}集合組織是指晶體的<111>方向朝向鋼板表面垂直方向。根據(jù)結(jié)晶學(xué)和Bragg反射條件，當(dāng)是體心立方結(jié)構(gòu)的α?xí)r，由于{111}面珩射不在(111)面產(chǎn)生，而是在(222)面產(chǎn)生，因此使用(222)面的值(Pi222))作為X射線珩射積分強(qiáng)度比。由于 (222)面的[222]方向朝向鋼板板面垂直方向，其實(shí)質(zhì)上和<111>方向相同。因此，(222) 面的強(qiáng)度比高，與{111}集合組織生長(zhǎng)是對(duì)應(yīng)的。由于同樣的理由，對(duì)于{100}面，也使用 (200)面的值(P
(200) / °在此，所謂X射線珩射積分強(qiáng)度比，是以無(wú)方向性標(biāo)準(zhǔn)試樣(不規(guī)則試樣)的X射線珩射積分強(qiáng)度為基準(zhǔn)時(shí)的相對(duì)強(qiáng)度。X射線珩射可以是角度分散型、能量分散型中的任一種，X射線源可以是特性X射線也可以是白色X射線。關(guān)于測(cè)定面，希望測(cè)定作為α-i^e的主要珩射面的從(110)到020)中的7到10個(gè)面。而且，所謂鋼板1/4板厚位置，具體是指，從鋼板表面測(cè)定的鋼板板厚的1/8 3/8的范圍，X射線珩射可以在該范圍內(nèi)的任意面上進(jìn)行。本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板，除冷軋鋼板外，也包括通過(guò)實(shí)施電鍍或熱鍍鋅等表面處理而具有鍍層的鋼板，即鍍層鋼板等。在此，所謂“鍍層”，除了純鋅鍍層，也包括以鋅為主要成分添加合金元素的鋅類(lèi)合金鍍層，或者除純鋁鍍層外，也包括以鋁為主要成分添加合金元素的鋁類(lèi)合金鍍層等按照已有技術(shù)在鋼板表面施加的鍍層。下面說(shuō)明本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板的優(yōu)選制造方法。用于本發(fā)明制造方法的鋼板坯的組成和上述鋼板的組成相同，因此省略對(duì)鋼板坯的限定理由說(shuō)明。依次經(jīng)過(guò)下述工序能夠制造本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板，即以具有上述范圍內(nèi)組成的鋼板坯為原材料，對(duì)該原材料實(shí)施熱軋形成熱軋板的熱軋工序；對(duì)該熱軋板實(shí)施冷軋形成冷軋板的冷軋工序；在該冷軋板上實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶和復(fù)合組織化的冷軋板退火工序。在本發(fā)明中，首先，通過(guò)熱軋對(duì)鋼板坯實(shí)施精軋出口側(cè)溫度為800°C以上的精軋， 在卷取溫度400 720°C進(jìn)行卷取，形成熱軋板(熱軋工序)。為防止成分宏觀偏析，在本發(fā)明制造方法中使用的鋼板坯，優(yōu)選用連鑄法制造，但也可以用鑄錠法或薄板鑄造法制造。而且，在制造鋼板坯后，除了暫時(shí)冷卻到室溫、然后再度加熱的已有方法外，無(wú)疑也能使用將未冷卻的熱板坯原樣裝入加熱爐中進(jìn)行熱軋的直送軋制，或者略微進(jìn)行保溫后直接進(jìn)行熱軋的直送軋制·直接軋制等節(jié)能工藝。為了通過(guò)使析出物粗大化而使{111}再結(jié)晶集合組織生長(zhǎng)，從而改善深沖性，希望板坯加熱溫度較低些。但是，如果加熱溫度不足1000°c，軋制負(fù)荷增大，熱軋時(shí)發(fā)生故障的危險(xiǎn)性增大，因此板坯加熱溫度優(yōu)選在1000°c以上。另外，由于伴隨氧化量的增加銹皮損失增大，所以板坯加熱溫度上限為1300°c是合適的。對(duì)按上述條件加熱的鋼板坯進(jìn)行粗軋和精軋來(lái)施行熱軋。在這里，鋼板坯粗軋形成薄板坯。另外，不需要特別規(guī)定粗軋條件，可以按照常規(guī)方法進(jìn)行。而且，考慮到降低板坯加熱溫度以及防止熱軋時(shí)的故障，優(yōu)選加熱薄板坯，有效利用所謂的薄板坯加熱。接下來(lái)，精軋薄板坯形成熱軋板。此時(shí)，精軋出口側(cè)溫度(FT)為800°C以上。這是為了得到能在冷軋和退火后得到優(yōu)良深沖性的細(xì)微的熱軋板組織。如果FT不足800°C， 在熱軋時(shí)負(fù)荷升高的同時(shí)，在熱軋板組織上容易殘留加工回復(fù)(鐵素體晶粒)組織，這會(huì)在冷軋退火后阻礙{111}集合組織的生長(zhǎng)。因此，F(xiàn)T為800°C以上。另外，當(dāng)FT超過(guò)980°C 時(shí)，組織會(huì)粗大化，這也具有阻礙冷軋退火后{111}再結(jié)晶集合組織的形成和生長(zhǎng)的傾向， 因此，從得到高r值的角度出發(fā)，F(xiàn)T的上限優(yōu)選為980°C。更優(yōu)選的是，盡可能提高在Ar3 相變點(diǎn)緊上方的未再結(jié)晶Y區(qū)域的軋制率，由此，在冷軋退火后能形成在高r值化方面優(yōu)選的集合組織。而且，由于降低了熱軋時(shí)的軋制負(fù)荷，也可以在精軋的一部分或者全部道次之間進(jìn)行潤(rùn)滑軋制。從鋼板形狀的均勻化和材質(zhì)的均質(zhì)化角度出發(fā)，進(jìn)行潤(rùn)滑軋制是有效的。潤(rùn)滑軋制時(shí)的摩擦系數(shù)優(yōu)選在0. 10 0. 25的范圍內(nèi)。并且，優(yōu)選將前后的薄板坯彼此連接， 形成連續(xù)進(jìn)行精軋的連續(xù)軋制工藝。從熱軋作業(yè)穩(wěn)定性的角度出發(fā)，也希望采用連續(xù)軋制工藝。卷材卷取溫度(CT)范圍為400 720°C。該溫度范圍是使NbC在熱軋板中析出的合適溫度范圍。當(dāng)CT超過(guò)720°C時(shí)，晶粒粗大化，在導(dǎo)致強(qiáng)度降低的同時(shí)，會(huì)阻礙冷軋退火后的高r值化。而且，當(dāng)CT不足400°C時(shí)，難于產(chǎn)生NbC析出，不利于高r值化。另外，CT 優(yōu)選為550 680°C。通過(guò)實(shí)施上述熱軋工序，能形成平均結(jié)晶粒徑在8μπι以下的熱軋鋼板。S卩，依次經(jīng)過(guò)下述工序能夠制造本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板以具有上述范圍內(nèi)組成且平均結(jié)晶粒徑為 8ym以下的熱軋鋼板為原材料，對(duì)該熱軋板進(jìn)行冷軋形成冷軋板的冷軋工序；在該冷軋板上實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶和復(fù)合組織化的冷軋板退火工序。熱軋板組織的平均結(jié)晶粒徑為8 μ m以下在已有的軟鋼板中，已知的效果是，熱軋板的結(jié)晶粒徑越細(xì)微化，r值越高。圖2(a)、圖2(b)和圖3(a)、圖3(b)是被硝酸乙醇腐蝕的熱軋鋼板的光學(xué)顯微照片。硝酸乙醇溶液是3%硝酸乙醇溶液(3% HNO3-C2H5OH)，腐蝕10 15s。其中，圖2(a)中，C為0.033%、未添加Nb，熱軋板的平均結(jié)晶粒徑8.9μπι，冷軋退火得到的鋼板的平均 r 值0. 9 ；圖 2(b)中，為 0.035% C-0. 015% Nb {(Nb/9;3)/(C/12)= 0. 06}，熱軋板的平均結(jié)晶粒徑:5. 9 μ m，冷軋退火得到的鋼板的平均r值1. 0 ；圖3(a)中， 為 0. 035% C-0. 083% Nb{(Nb/93)/(C/12) = 0. 31}，熱軋板的平均結(jié)晶粒徑5. 6 μ m，冷軋退火得到的鋼板的平均 r 值:1.3 ；圖 3(b)中，為 0.035% C-0. 072% Nb {(Nb/9;3)/(C/12)=0.27}，熱軋板的平均結(jié)晶粒徑2.8μπι，冷軋退火得到的鋼板的平均r值1.5。圖3 (a)和圖3(b)是本發(fā)明成分組成的熱軋鋼板。另外，制造條件等將在后述的表1和表2中詳述。圖2(a)在成分上是本發(fā)明鋼以外的無(wú)Nb鋼，熱軋板的平均結(jié)晶粒徑為8μπι以上，r值也較低。圖2(b)中通過(guò)添加Nb使熱軋板組織細(xì)微化，但由于Nb/C的比在本發(fā)明的范圍以外，因而沒(méi)有發(fā)揮作用，r值較低。圖3(a)和圖3(b)是本發(fā)明鋼，熱軋板組織細(xì)微化，且高r值化。通過(guò)添加Nb，熱軋板組織中存在作為晶界受到硝酸乙醇溶液通常較深腐蝕所形成的線(1)，同時(shí)，也存在腐蝕較淺的線O)。在本發(fā)明中，測(cè)定粒徑時(shí)，以上述線(1)和線(2)作為晶界來(lái)測(cè)定結(jié)晶粒徑。通常，結(jié)晶粒徑的傾角為15°以上稱(chēng)為所謂的大傾角晶界，傾角不足15°稱(chēng)為所謂的小傾角晶界。EBSP (Electron Back Scatter Diffraction Pattern)分析上述腐蝕較淺的線(2)可知，該腐蝕較淺的線(2)是傾角不足15°的所謂小傾角晶界。在本發(fā)明中，其特征在于，在熱軋板中大量存在該傾角不足15°的所謂小傾角晶界，即上述線O)。以上述線(1)和線(2)雙方作為晶界測(cè)定粒徑，其結(jié)果可知，如果平均結(jié)晶粒徑超過(guò)8μπι，則沒(méi)有表現(xiàn)出本發(fā)明高強(qiáng)度鋼板的高r值化效果，通過(guò)將平均結(jié)晶粒徑細(xì)微化至8 μ m以下，對(duì)于平均r值在1. 2以上的所謂高r值化可顯現(xiàn)出效果。因此，熱軋板的平均結(jié)晶粒徑為8 μ m 以下。另外，當(dāng)EBSP分析本發(fā)明鋼組織時(shí)，可以確認(rèn)，以上述線(1)和線⑵為晶界測(cè)定結(jié)晶粒徑，就相當(dāng)于將具有5°以上的傾角的晶粒邊界當(dāng)作晶界進(jìn)行粒徑測(cè)定。由此來(lái)看，雖然不清楚詳細(xì)情況，但能推定，為了促進(jìn)本發(fā)明中的再結(jié)晶晶核從晶界的產(chǎn)生，5°以上的傾角是有效果的，而產(chǎn)生再結(jié)晶晶核在深沖成形性方面優(yōu)選的。另外，作為結(jié)晶粒徑的測(cè)定方法，用光學(xué)顯微鏡對(duì)著和軋制方向平行的板厚截面 (L截面)拍攝顯微組織，通過(guò)基于JIS G 0552或ASTM的切斷法得到的試樣面上的結(jié)晶粒徑的平均切片長(zhǎng)度1 (μ m)，使(ASTM)公稱(chēng)粒徑dn = 1. 13X 1求出平均結(jié)晶粒徑即可。也可以用其它EBSP等裝置求出。另外，在本發(fā)明中，用光學(xué)顯微鏡對(duì)著和軋制方向平行的板厚截面拍攝顯微組織， 通過(guò)基于JIS G 0552的切斷法求出上述平均粒徑的切片長(zhǎng)度。即，利用拍攝的顯微組織照片，按照J(rèn)IS G 0552標(biāo)準(zhǔn)，分別用一定長(zhǎng)度的線段在軋制方向和與該方向垂直的方向進(jìn)行切斷，測(cè)定切斷得到的鐵素體晶粒的個(gè)數(shù)，用被線段切斷的鐵素體晶粒的個(gè)數(shù)去除線段的長(zhǎng)度，將得到的值作為各方向的切片長(zhǎng)度，這些值的平均(相加平均)值作為此處的晶粒的平均切片長(zhǎng)度1 (μ m)。而且，在熱軋板階段，希望本發(fā)明鋼中總C含量中的15%以上以NbC形式析出固定。即，在熱軋板階段，希望作為NbC析出固定的C量占鋼中總C量的比例為15%以上。所謂作為NbC析出固定的C量占鋼中總C量的比例(以下簡(jiǎn)稱(chēng)為“析出固定的C 量比例”)，是由通過(guò)對(duì)熱軋板進(jìn)行化學(xué)分析(提取分析)得到的析出Nb量按下式計(jì)算出的值。[C] fix = 100 X 12 X ([Nb*] /93) / [C] total其中，鋼中未含Ti時(shí)，由于Nb形成NbN，因此[Nb*] = [Nb]-(93 [N]/14)，[Nb*] >0
另一方面，鋼中含有Ti時(shí)，由于N優(yōu)先形成TiN，因此[Nb*] = [Nb]-(93 [N*]/14)另外，式中[N*] = [N]-(14 [Ti*]/48)，[N*] > 0[Ti*] = [Ti]-(48 [S]/32), [Ti*] >0[C]fix是析出固定的C量的比例(％)，[C]t。tal是鋼中的總C含量(質(zhì)量％)，[Nb]、[N]、[Ti]、[S]分別是析出Nb、析出N、析出Ti、析出S的量(質(zhì)量％ )。如前所述，在冷軋和再結(jié)晶前的階段降低固溶C對(duì)于高r值化是有效的，同時(shí)，析出的NbC的存在促進(jìn)了高r值化。在本發(fā)明中，以NbC形式析出固定的C量為鋼中總C量的15%以上時(shí)能顯現(xiàn)出其效果。另外，析出固定的C量占總C量的比例的上限，只要是使 Nb含量在上述Nb的合適范圍的上限(Nb/93)/(C/12) = 0. 7以?xún)?nèi)就可以，可以兼顧高r值化和退火后馬氏體相的形成。接下來(lái)，對(duì)該熱軋板實(shí)施冷軋形成冷軋板(冷軋工序)。其中，為了除去銹皮，在冷軋前優(yōu)選對(duì)熱軋板進(jìn)行酸洗。酸洗在通常條件下進(jìn)行即可。關(guān)于冷軋條件，能形成需要的尺寸形狀的冷軋板就可以，沒(méi)有特別的限定，但是冷軋時(shí)的軌制率優(yōu)選至少為40%以上，更希望在50%以上。對(duì)于高r值化，高冷軋軋制率一般是有效的，如果軋制率不足40%，{111}再結(jié)晶集合組織難于生長(zhǎng)，得到優(yōu)良的深沖性變得困難。另一方面，在本發(fā)明中，在直至90%的范圍內(nèi)，冷軋軋制率越高r值越上升，但是，當(dāng)超過(guò)90%時(shí)，不僅其效果飽和，冷軋時(shí)向軋輥施加的負(fù)荷也升高，因此，上限優(yōu)選為90%。其次，在800°C以上950°C以下的退火溫度對(duì)上述冷軋板進(jìn)行退火，然后，使退火溫度到500°C的溫度區(qū)域內(nèi)的平均冷卻速度為5°C /s以上進(jìn)行冷卻(冷軋退火工序)。由于要確保本發(fā)明中需要的冷卻速度，上述退火優(yōu)選是在連續(xù)退火生產(chǎn)線或連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線上進(jìn)行的連續(xù)退火，并需要在800 950°C的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行。在本發(fā)明中， 以退火時(shí)的最高作用溫度為退火溫度，將該退火溫度設(shè)為800°C以上，由此，能夠?qū)⑼嘶饻囟仍O(shè)定為能兩相區(qū)溫度、即冷卻后能得到含有鐵素體相和馬氏體相的組織的溫度以上，且設(shè)定在再結(jié)晶溫度以上。如果退火溫度不足800°C，冷卻后不能形成足夠的馬氏體相， 或者，不能完成再結(jié)晶，不能調(diào)整鐵素體相的集合組織，不能實(shí)現(xiàn)高r值化，因此，退火溫度設(shè)為800°C以上。另一方面，在超過(guò)950°C的高溫下，由于再結(jié)晶晶粒顯著粗大化，性質(zhì)明顯變差，因而退火溫度設(shè)為950°C以下。而且，關(guān)于上述退火時(shí)的升溫速度，特別是從300°C到700°C的升溫速度，對(duì)于本發(fā)明鋼板時(shí)，當(dāng)升溫速度不足l°c /S時(shí)，由于在再結(jié)晶之前形變能量通過(guò)回復(fù)得到釋放，再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力有減小的傾向，因此從300°C到700°C的升溫速度優(yōu)選平均為1°C /s以上。另外，對(duì)升溫速度的上限沒(méi)必要特別規(guī)定，現(xiàn)有的設(shè)備從300°C到700°C的平均升溫速度的上限大概為50°C /s。從形成再結(jié)晶集合組織的角度考慮，從700°C到退火溫度優(yōu)選以0. rc / s以上的速度升溫。另一方面，當(dāng)以20°C /s以上的速度從700°C升溫到退火均熱溫度(退火作用溫度)時(shí)，由于容易促使從未再結(jié)晶部分的相變或者未再結(jié)晶部本身的相變，從形成集合組織的觀點(diǎn)考慮這是不利的，因此優(yōu)選以20°C /s以下的升溫速度進(jìn)行加熱。從形成馬氏體相的角度考慮，關(guān)于上述退火后的冷卻速度，通過(guò)將從退火溫度到500°C的溫度區(qū)域內(nèi)的平均冷卻速度定為5°C /s以上進(jìn)行冷卻是必要的。當(dāng)該溫度區(qū)域內(nèi)的平均冷卻速度不足5°C /s時(shí)，難于形成馬氏體相，變成了鐵素體單相組織，組織強(qiáng)化變得不足。在本發(fā)明中，由于需要存在包含馬氏體相的第二相，因此直到500°C的平均冷卻速度需要在臨界冷卻速度以上，為此需要將其設(shè)定在5°C /s以上。雖然沒(méi)有特別限定不到 500°C的冷卻，接著，希望以5°C /s以上的平均冷卻速度冷卻到300°C，在實(shí)施時(shí)效處理時(shí)， 優(yōu)選一直到過(guò)時(shí)效處理溫度都將平均冷卻速度設(shè)定為5°C /s以上。另外，從形成馬氏體相的角度考慮，沒(méi)有必要對(duì)上述冷卻速度的上限作出特別規(guī)定，除了輥冷卻和噴氣冷卻以外，也可以用水淬火設(shè)備等進(jìn)行冷卻。而且，在上述冷軋板退火工序之后，也可以實(shí)施電鍍處理或熱鍍處理等表面處理， 在鋼板表面形成鍍層。例如，作為鍍覆處理，當(dāng)進(jìn)行多用于汽車(chē)用鋼板的熱鍍鋅處理時(shí)，可以在連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線上進(jìn)行上述退火，在退火后的冷卻之后，將鋼板浸沒(méi)在熱鍍鋅浴中，在表面形成熱鍍鋅鍍層即可，此時(shí)，從熱鍍鋅液中取出后，優(yōu)選以5°C /s以上的平均冷卻速度冷卻到 3000C。而且，在熱鍍鋅液中浸漬后，也可以進(jìn)行合金化處理，制造合金化熱鍍鋅鋼板。此時(shí)， 在合金化處理后的冷卻過(guò)程中，優(yōu)選以5°C /s以上的平均冷卻速度冷卻到300°C。另外，從上述熱鍍鋅鍍?cè)≈腥〕龊螅蛘呒词乖诤辖鸹幚砗蟮睦鋮s過(guò)程中，從形成馬氏體相的角度考慮，不需要特別規(guī)定冷卻速度的上限，除了輥冷卻和噴氣冷卻以外，也可以用水淬火設(shè)備等進(jìn)行冷卻。而且，也可以用退火生產(chǎn)線一直處理至上述退火后的冷卻，冷卻到室溫后，可以在另外的熱鍍鋅生產(chǎn)線上進(jìn)行熱鍍鋅，或者可以進(jìn)一步進(jìn)行合金化處理。其中，鍍層不限于純鋅鍍層或鋅類(lèi)合金鍍層，鋁鍍層或鋁類(lèi)合金鍍層等已有的在鋼板表面實(shí)施的各種鍍層當(dāng)然都是可以的。而且，對(duì)于如上制造的冷軋鋼板(也稱(chēng)為冷軋退火板)或鍍層鋼板，也可以出于形狀矯正、調(diào)整表面粗糙度的目的，進(jìn)行表面光軋或整平加工。表面光軋或整平加工的延伸率優(yōu)選總計(jì)在預(yù)期目的。另一方面，當(dāng)超過(guò)15%時(shí)，由于帶來(lái)顯著的延展性低下的傾向，是不希望的。另外，表面光軋或整平加工雖然加工形式不同，但確認(rèn)其效果沒(méi)有大的差別。表面光軋或整平加工在鍍覆處理后進(jìn)行也是有效的。實(shí)施例下面，說(shuō)明本發(fā)明的實(shí)施例。用轉(zhuǎn)爐熔煉表1所示組成的鋼水，用連鑄法制成鋼板坯。將這些鋼板坯加熱至 1250°C，進(jìn)行粗軋形成薄板坯，然后，實(shí)施表2所示條件的精軋，通過(guò)上述熱軋工序制成熱軋板。酸洗這些熱軋板，之后，實(shí)施軋制率為65%的冷軋，通過(guò)上述冷軋工序制得板厚為 1. 2mm的冷軋板。接下來(lái)，用連續(xù)退火生產(chǎn)線在表2所示條件下對(duì)這些冷軋板進(jìn)行連續(xù)退火。然后，對(duì)得到的冷軋板實(shí)施延伸率為0.5%的表面光軋，評(píng)價(jià)各種性質(zhì)。另外，No.2 和No. 9鋼板用連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線進(jìn)行冷軋板退火工序，其后，接著在線實(shí)施熱鍍鋅(鍍?cè)囟?80°C )，形成熱鍍鋅鋼板，同樣地，實(shí)施表面光軋并評(píng)價(jià)各種性質(zhì)。另外，其中鋼板 No. 25為上述圖2 (a)，No. 26為上述圖2 (b)，No. 27為上述圖3 (a)，No. 28為上述圖3 (b)。研究得到的各冷軋退火板和熱鍍鋅鋼板的顯微組織、拉伸特性和r值，其結(jié)果示CN 102517493 A
說(shuō)明書(shū)
15/19 頁(yè) 于表2中。而且，對(duì)于熱軋工序后的熱軋板，研究以NbC形式析出固定的C量的比例和顯微組織(結(jié)晶粒徑)。研究方法如下所述。(i)熱軋板中以NbC形式析出固定的C量的比例通過(guò)上述提取分析確定析出Nb、析出Ti、析出N、析出S的量，利用下式求出。[C] fix = 100 X 12 X ([Nb*] /93) / [C] total其中，鋼中未含Ti時(shí)，[Nb*] = [Nb]-(93 [N]/14)，[Nb*] >0鋼中含有Ti時(shí)，[Nb*] = [Nb]-(93 [N*]/14)另外，式中[N*] = [N]-(14 [Ti*]/48)，[N*] > 0[Ti*] = [Ti]-(48 [S]/32), [Ti*] >0[C]fix是析出固定的C量的比例(%),[CJtotal是鋼中的總C含量(質(zhì)量％ )，[Nb]、[N]、[Ti]、[S]分別是析出Nb、析出N、析出Ti、析出S的量(質(zhì)量％ )。另外，提取分析方法使用10%馬來(lái)酸類(lèi)電解液，用堿熔化電解提取的殘?jiān)盟崛芙馊垠w，之后，用ICP發(fā)射光譜法進(jìn)行定量。(ii)熱軋板的結(jié)晶粒徑用光學(xué)顯微鏡拍攝用硝酸乙醇腐蝕的和軋制方向平行的板厚截面(L截面)，通過(guò)基于JIS G 0552的切斷法，如前所述求出平均晶粒的切片長(zhǎng)度1 (μ m)，令(ASTM)公稱(chēng)粒徑dn= 1.13X1而記錄。如前所述，晶界受到硝酸乙醇溶液腐蝕，以通常較深腐蝕的線和腐蝕較淺的線二者作為晶界進(jìn)行計(jì)數(shù)。而且，通過(guò)EBSP分析可以確認(rèn)，這樣測(cè)定的平均結(jié)晶粒徑的值就相當(dāng)于以?xún)A角5°以上的晶粒邊界當(dāng)作晶界所測(cè)定的值。其中，硝酸乙醇溶液使用3%硝酸乙醇溶液(3% HNO3 C2H5OH)，腐蝕10 15秒。(iii)冷軋退火板的顯微組織從各冷軋退火板制取試驗(yàn)片，用光學(xué)顯微鏡或掃描電子顯微鏡以400 10000倍對(duì)著和軋制方向平行的板厚截面(L截面)拍攝顯微組織，觀察相的種類(lèi)，同時(shí)，由1000 3000倍的圖像求出作為主相的鐵素體相的面積率和第二相的面積率。(iv)拉伸特性從制得的各冷軋退火板在相對(duì)于軋制方向成90°的方向(C方向)制取JIS 5號(hào)拉伸試驗(yàn)片，按照J(rèn)IS Z 2241的規(guī)定以十字頭速度lOmm/min進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，求出屈服應(yīng)力 (YS)、拉伸強(qiáng)度(TS)和拉伸率(El)。(ν)平均 r 值從制得的各冷軋退火板上，在軋制方向(L方向)、和軋制方向成45°的方向(D方向)、和軋制方向成90°的方向(C方向)分別制取JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片。在給這些試驗(yàn)片施加10%的單軸拉伸應(yīng)變時(shí)，測(cè)定各試驗(yàn)片的寬度變形和板厚變形，根據(jù)JIS Z 22M的規(guī)定，用這些測(cè)定值從下式計(jì)算出平均r值(平均塑性應(yīng)變比)，以此作為r值。平均！>值=(r0+2r45+r90)/4另外，I^r45和、是在相對(duì)于板面的軋制方向分別成0°、45°和90°方向上制
18取實(shí)驗(yàn)片并進(jìn)行測(cè)定的塑性應(yīng)變比。(vi)集合組織在制得的各冷軋退火板的鋼板1/4板厚位置進(jìn)行使用白色X射線的能量分散型X 射線珩射。測(cè)定面是α-Fe的主要珩射面，即對(duì)(110)面、(200)面、(211)面、(220)面、 (310)面、(222)面、(321)面、(400)面、(411)面和(420)面共計(jì)10個(gè)面進(jìn)行測(cè)定，利用和無(wú)方向性標(biāo)準(zhǔn)試樣的相對(duì)強(qiáng)度比求出各面的X射線珩射積分強(qiáng)度比，將求出的(22 面、
(200)面、(110)面和(310)面的X射線珩射積分強(qiáng)度比P (222)、P (200)、P (100)和 P (310) 代入下述
公式的右邊各項(xiàng)，計(jì)算出左邊項(xiàng)A。A = P (222)/ {P (200)+P (110)+P (310)1如表2所示的研究結(jié)果可知，在本發(fā)明例中，TS均為440MPa以上，且平均r值為 1.2以上，深沖性?xún)?yōu)良。與此相反，在本發(fā)明范圍以外的條件下制造的比較例中，或者強(qiáng)度不足，或者r值不足1. 2且深沖性差。產(chǎn)業(yè)上利用的可能性按照本發(fā)明，即使TS為440MPa以上，或者TS為強(qiáng)度更高的500MPa以上、TS為 590MI^以上，也能夠經(jīng)濟(jì)并穩(wěn)定地制造平均r值為1. 2以上且深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，可以獲得產(chǎn)業(yè)上的特別效果。例如，在本發(fā)明的高強(qiáng)度鋼板用于汽車(chē)部件時(shí)，使得至今難于沖壓成形的部位也能夠高強(qiáng)度化，具有十分有助于汽車(chē)車(chē)體的碰撞安全性及輕量化的效果。 而且，不限于汽車(chē)部件，也適用于家電部件或管材用原材料。
權(quán)利要求
1.一種深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，具有以下成分組成不含V，以質(zhì)量％ 計(jì)，含有C 0. 010 0. 050% Si 1. 0% 以下 Mn 1. 0 3. 0% P 0. 005 0. S 0. 01% 以下 Al 0. 005 0. 5%, N 0. 01% 以下 Nb 0. 01 0. 3%鋼中的Nb和C的含量滿足以下關(guān)系(Nb/93)/(C/12) = 0.2 0.5，式中Nb、C是各自元素的含量(質(zhì)量％ )， 且以NbC形式析出固定的C量為鋼中總C量的15%以上， 余量由!^e和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；并且具有包含面積率為50%以上的鐵素體相和面積率為以上的馬氏體相的鋼組織，且平均r值為1.2以上。
2.如權(quán)利要求1所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，平均結(jié)晶粒徑為8μπι 以下。
3.如權(quán)利要求1所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在所述鋼板中，在鋼板 1/4板厚位置處的和板面平行的(22 面、(200)面、(110)面和(310)面的各X射線珩射積分強(qiáng)度比滿足以下關(guān)系P (222)/ {P (200)+P (110)+P (310)1式中Pte^PepPmo)和Ρ(3κο分別是在鋼板1/4板厚位置處的和板面平行的(222)面、 (200)面、(110)面和(310)面的各X射線珩射積分強(qiáng)度比。
4.如權(quán)利要求1所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在所述組成之外，還含有總計(jì)為0. 5質(zhì)量％以下的Mo、Cr、Cu和Ni中的一種或兩種以上。
5.如權(quán)利要求1所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在所述組成之外，還含有0. 1質(zhì)量％以下的Ti，并且鋼中的Ti、S和N的含量滿足以下關(guān)系(Ti/48)/{(S/32) + (N/14)}彡 2. O式中Ti、S和N是各自元素的含量(質(zhì)量％)。
6.如權(quán)利要求1所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，在表面具有鍍層。
7.一種深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，具有熱軋工序、冷軋工序和冷軋板退火工序，在所述熱軋工序中，通過(guò)熱軋對(duì)鋼板坯實(shí)施精軋出口側(cè)溫度為800°C以上的精軋，以400 720V的卷取溫度進(jìn)行卷取，形成平均結(jié)晶粒徑為8 μ m以下的熱軋板；在冷軋工序中，對(duì)該熱軋板實(shí)施冷軋，形成冷軋板；在冷軋板退火工序中，以800 950°C的退火溫度對(duì)該冷軋板進(jìn)行退火，然后使從退火溫度到500°C的溫度區(qū)域的平均冷卻速度為 5 0C /s以上而進(jìn)行冷卻，所述鋼板坯的組成為不含V，以質(zhì)量％計(jì)，含有 C 0. OlO 0. 050%Si 1. 0% 以下 Mn 1. 0 3. 0% P 0. 005 0. S 0. 01% 以下 Al 0. 005 0. 5%、 N 0. 01% 以下 Nb 0. 01 0. 3%并且，鋼中的Nb和C的含量滿足以下關(guān)系(Nb/93)/(C/12) = 0.2 0.5，式中Nb、C是各自元素的含量(質(zhì)量％ )，且以NbC形式析出固定的C量為鋼中總C量的15%以上。
8.一種深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，具有熱軋工序、冷軋工序和冷軋板退火工序，在所述熱軋工序中，對(duì)鋼板坯進(jìn)行熱軋，形成平均結(jié)晶粒徑為8 μ m以下的熱軋板；在冷軋工序中，對(duì)該熱軋板實(shí)施冷軋，形成冷軋板；在冷軋板退火工序中，以 800 950°C的退火溫度對(duì)該冷軋板進(jìn)行退火，然后使從退火溫度到500°C的溫度區(qū)域的平均冷卻速度為5°C /s以上而進(jìn)行冷卻，所述鋼板坯的組成為不含V，以質(zhì)量％計(jì)，含有C 0. 010 0. 050%Si 1. 0% 以下Mn 1. 0 3. 0%P 0. 005 0.S 0. 01% 以下Al 0. 005 0. 5%、N 0. 01% 以下Nb 0. 01 0. 3%并且，鋼中的Nb和C的含量滿足以下關(guān)系(Nb/93)/(C/12) = 0.2 0.5，式中Nb、C是各自元素的含量(質(zhì)量％ )，且以NbC形式析出固定的C量為鋼中總C量的15%以上。
9.如權(quán)利要求7或8所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成之外，鋼板坯還含有總計(jì)為0. 5質(zhì)量％以下的Mo、Cr、Cu和Ni中的一種或兩種以上。
10.如權(quán)利要求7所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成之外，鋼板坯還含有0. 1質(zhì)量％以下的Ti，并且鋼中的Ti、S和N的含量滿足以下關(guān)系(Ti/48)/{(S/32) + (N/14)}彡 2. 0 式中Ti、S和N是各自元素的含量(質(zhì)量％)。
11.如權(quán)利要求7所述的深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，還具有在所述冷軋板退火工序后的鋼板表面形成鍍層的鍍覆處理工序。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種深沖性?xún)?yōu)良的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，該鋼板具有對(duì)于汽車(chē)用鋼板等的使用有效的拉伸強(qiáng)度(TS)為440MPa以上的高強(qiáng)度和高r值(平均r值≥1.2)。其特征在于，具有以下成分組成以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.010～0.050％、Si1.0％以下、Mn1.0～3.0％、P0.005～0.1％、S0.01％以下、Al0.005～0.5％、N0.01％以下、Nb0.01～0.3％，并且，鋼中的Nb和C的含量滿足以下關(guān)系(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7，余量實(shí)質(zhì)上是Fe和不可避免的雜質(zhì)；還具有包含面積率為50％以上的鐵素體相和面積率為1％以上的馬氏體相的鋼組織，且平均r值為1.2以上。
文檔編號(hào)B21B3/00GK102517493SQ201210003599
公開(kāi)日2012年6月27日 申請(qǐng)日期2004年9月17日 優(yōu)先權(quán)日2003年9月26日
發(fā)明者占部俊明, 吉田裕美, 奧田金晴, 細(xì)谷佳弘 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社