CN1236095C - 形状定形性和成形后的耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

形状定形性和成形后的耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

根据本发明，使热轧钢板所含化学成分满足下述范围，C：0.02质量%以上、0.2质量%以下，Si：0.5质量%以上、2.0质量%以下，Mn：1.0质量%以上、3.0质量%以下，Mo：0.1质量%以上、0.6质量%以下，Al：0.01质量%以上、0.1质量%以下，N：0.002质量%以上、0.006质量%以下，P：0.03质量%以下，以及S：0.01质量%以下，并且固溶(C+N)：0.0010质量%以上，其余由Fe和不可避免的杂质组成，同时使热轧钢板形成这样的钢组织，即主相为铁氧体，第2相由体积比率为5～30%的马氏体相组成，两者合计的体积比率为95%以上，而且铁氧体的平均晶粒直径为8μm以下，这样，可以得到在热轧状态下具有优良的形状定形性、且成形后的耐疲劳特性优良、而且焊接性能和化学转换处理性也优良的、抗拉强度为590MPa水平以上的高张力热轧钢板。

Description

形状定形性和成形后的耐疲劳特性 优良的高张力热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及抗拉强度为590MPa水平以上、形状定形性和成形后的耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板适合供冲压加工后进行烤漆制造的汽车轮盘等用途。
技术背景
近年来，为了减轻汽车车身的重量，车身结构材料向高强度方向发展，特别是正在尝试采用在成本方面也有利的高张力热轧钢板。
但是，使钢板向高张力方向发展，一般延伸性降低，容易产生裂纹和皱纹等。并且，由于冲压成形后的弹性变形回复量增大，产生形状定形性变差、引起形状精度降低、产生尺寸误差等问题。因此，要求形状定形性良好的钢板。
特别是轮盘，冲压成形后进行烤漆，安装在汽车上，由于该部件是关系到汽车的行驶安全性的重要安全部件，故要求对于疲劳要具有严格的耐久性。因此，对于这样的部件，部件成形一烤漆后的耐疲劳特性也是非常重要的。
作为以往所知的热轧高张力钢板，最一般的有在低碳钢中添加了0.2质量％以下的Nb或Ti、V等的所谓低合金高张力钢板(HSLA钢)。
这种钢板具有可以比较容易且廉价地制造的优点，但由于屈服比高，故存在成形加工后的形状定形性差的问题。
另外，在特开昭60-181230号公报中提出了通过形成铁氧体和贝氏体的双相组织来提高张力的热轧钢板。通过成为这样的组织形态，可以提高延伸性。但是，第2相以贝氏体为主体的显微组织屈服比高，故与HSLA钢一样，存在着成形加工后的形状定形性差的问题。
特公昭56-54371号公报和特公昭61-11291号公报提出了主相为铁氧体、第2相为硬质马氏体相的、屈服点低且强度和延伸性的平衡良好的钢板。
但是，这种钢板虽然在母材状态下呈现合适的疲劳特性，但用于汽车轮盘的场合，存在着成形加工好部件后不能获得高的耐疲劳特性的问题。
本发明是有利地解决上述问题的技术，本发明的第一个目的是提出在热轧状态下具有优良的形状定形性、同时成形后的耐疲劳特性优良、而且焊接性能和化学转换处理性也优良的、抗拉强度为590MPa水平以上的高强度热轧钢板。
本发明的第二个目的是提出上述的高张力热轧钢板的有利的制造方法。
发明内容
发明者们为了达到上述目的，进行了锐意研究，结果，得到了以下所述的见解。
(a)在适当地调整钢成分的基础上，通过适当地控制热轧条件及其后的冷却条件，使微观组织最佳化，机械特性特别是屈服比也比以往的低。结果，可以在较低的应力下进行塑性变形，故形状定形性提高。
(b)与上述一样，通过采用合适的钢成分和热轧条件，使间隙固溶元素即C和N固溶一定浓度以上，便可以在成形的汽车部件后烤漆时使强度提高，使所谓烤漆硬化性提高。其结果，耐疲劳特性显著提高。
(c)上述那样的成形后的强度上升，还可以同时解决因屈服应力降低而引起的部件的刚性降低的问题，即由于在加工度低的部位不产生充分的加工硬化，从而使刚性降低的问题。
关于上述见解，现在稍详细地说明如下。
在钢中添加Mo，可使初期奥氏体晶粒细化，最终产品的晶粒变细小。另外，添加Mo以及Cr，还具有使淬透性提高、形成第2相以马氏体为主体的微观组织的效果，故使屈服比降低，形状定形性提高。并且，由于晶粒细化，可改善强度和延伸性的平衡特性。Mo还具有这样的效果，即，Mo固溶在铁氧体中，使抗拉强度提高，并且强化软质的铁氧体晶粒，使疲劳强度提高。
由于C向第2相马氏体中浓化和形成细小的碳化物，固溶C量减少，因此，为确保铁氧体中的间隙固溶元素(C+N)量，必须向钢中添加N。这样，在成形后通过烤漆工序中的热处理，可以提高强度。
为确保铁氧体中间隙固溶元素量，在铁氧体相变后进行快速冷却，在低温下进行卷取是必不可少的。这样，可抑制C从α相向γ相扩散，在铁氧体中残留较多的固溶C。另外，由于进行快速冷却和低温卷取，冷却后在C浓度比较低的γ相中也容易产生马氏体相变，容易得到第2相以马氏体为主体的微观组织。
本发明是立足于上述见解的技术。
即，本发明的主要构成如下。
1.一种形状定形性和成形后的耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，该热轧钢板的化学成分满足下述范围，即含有：
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，
Si：0.5质量％以上、2.0质量％以下，
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，
Mo：0.1质量％以上、0.6质量％以下，
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，
N：0.002质量％以上、0.006质量％以下，
P：0.03质量％以下，
S：0.01质量％以下，并且
固溶(C+N)：0.0010质量％以上，其余由Fe和不可避免的杂质组成，该热轧钢板具有这样的钢组织，即主相为铁氧体，第2相由体积比率为5～30％的马氏体相组成，两者合计的体积比率为95％以上，而且铁氧体的平均晶粒直径为8μm以下。
2.如上述所述的形状定形性和成形后的耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，钢板的化学成分中还含有从以下元素中选择的1种或2种以上的元素，即
Cr：0.2质量％以下，
Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下。
3.一种形状定形性和成形后的耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，将含有：
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，
Si：0.5质量％以上、2.0质量％以下，
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，
Mo：0.1质量％以上、0.6质量％以下，
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，
N：0.002质量％以上、0.006质量％以下，
P：0.03质量％以下，
S：0.01质量％以下，其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯，在精轧温度为Ar3点以上、(Ar3点+100℃)以下的条件下进行热轧，接着冷却至750℃以下、650℃以上，然后，在该温度范围停留2秒钟以上、20秒钟以下后，以20℃/S以上的冷却速度进行冷却，在350℃以下的温度下进行卷取。
4.如上述3所述的形状定形性和成形后的耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，钢板坯的化学成分中还含有从以下元素中选择的1种或2种以上的元素，即
Cr：0.2质量％以下，
Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下。
以下对本发明具体地进行说明。
首先，对在本发明中将钢的成分组成限定在上述范围内的原因加以说明。
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下
C是为了提高抗拉强度，并且为了获得低温相变形成组织即马氏体，进而在确保固溶(C+N)量方面是必须的元素。C量至少必须为0.02质量％，但若超过0.2质量％，则第2相显著增加，引起延伸性降低，并引起焊接性能急剧变差，故C量限定在0.02质量％以上、0.2质量％以下的范围内。
Si：0.5质量％以上、2.0质量％以下
Si的固溶强化能大，是在不破坏屈服比和强度及延伸率的平衡的情况下可使强度提高的有用元素。另外，Si激活从γ相相变为α相，促进γ相中的C浓化，有利于有效地形成铁氧体和马氏体混合组织。并且，Si作为炼钢时的脱氧元素，对钢的清洁化也是有用的元素。
另外，Si在钢中抑制Fe3C等碳化物的生成，在形成由铁氧体和马氏体组成的双相组织、使屈服比降低方面也是有用的元素。并且，Si还具有这样的效果，即，固溶在铁氧体中使抗拉强度上升，同时强化软质的铁氧体晶粒，使疲劳强度提高。
但是，若Si量不足0.5质量％，则不能获得其添加效果，另一方面，若Si量超过2.0质量％，则其效果达到饱和。另外，Si量超过2.0质量％时，在表面上产生难以剥离的氧化铁皮，使表面性质变差，并且化学转换处理性也变差。因此，Si量限定在0.5质量％以上、2.0质量％以下的范围内。
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下
Mn不仅有利于提高强度，而且具有提高淬透性、使第2相容易变成马氏体相的效果。另外，Mn还具有这样的效果，即，使热加工时成为脆性裂纹的原因的固溶S以MnS的形式析出而无害化。这种效果在Mn量小于1.0质量％时不太能获得。另一方面，Mn量超过3.0质量％时，强度提高，延伸性显著降低，并且使焊接性能变差等，对本发明带来不良的影响。因此，Mn量限定为1.0质量％以上、3.0质量％以下的范围内。最好是在1.0质量％以上、2.5质量％以下的范围内。
Mo：0.1质量％以上、0.6质量％以下
Mo在本发明中是特别重要的元素。Mo有利于提高强度自不必说，而且对钢赋予淬透性，容易形成由铁氧体和马氏体组成的组织，使屈服比降低，故有利于有效地改善形状定形性。另外，Mo还具有细化晶粒、改善强度和延伸率的平衡。并且，Mo还具有这样的作用，即，固溶在铁氧体中，使抗拉强度提高，同时强化软质的铁氧体晶粒，使疲劳强度提高。为了发挥上述效果，至少必须添加0.1质量％的Mo。但是，若Mo量超过0.6质量％，不仅上述效果饱和，而且与铁氧体中的C、N结合，形成碳和氮的化合物，使固溶(C+N)量减少，会使烤漆硬化性降低。另外，产生成本上升和焊接性能变差等不良影响。因此，Mo量限定在0.1质量％以上、0.6质量％以下的范围内。
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下
Al作为脱氧剂是有效的，但若Al量不足0.01％，不能获得充分的添加效果。另一方面，若Al量超过0.1质量％，则不仅其添加效果饱和，而且成本提高，并使钢板脆化。因此，Al量限定在0.01质量％以上、0.1质量％以下的范围内。最好在0.03质量％以上、0.1质量％以下的范围内。
N：0.002质量％以上、0.006质量％以下
N与C一样，在固溶在铁氧体中、使铁氧体的硬度上升方面是有用的元素。但是，若N量不足0.002质量％，则不能获得充分的添加效果。另一方面，若N量超过0.006质量％，则使延伸性显著变差。因此，N量限定在0.002质量％以上、0.006质量％以下的范围内。最好为0.003质量％以上。
固溶(C+N)：0.0010质量％以上
通过确保适当量的固溶(C+N)，成形时引起的位错在其后的热处理中被钢中的固溶元素主要是固溶在铁氧体中的C、N补充，在铁氧体中固定，使铁氧体的硬度上升。因此，烤漆硬化性提高，且耐疲劳特性也提高。但是，若固溶(C+N)量合计不足0.0010质量％，则不能获得上述效果，因此，在本发明中，规定按0.0010质量％以上的范围使(C+N)固溶。更理想的是固溶(C+N)≥0.0020质量％。另外，虽然对该固溶(C+N)量的上限没有特别限定，但设为0.0050质量％左右是合适的。
P：0.03质量％以下
P在本发明中是有害的元素。大量含有P时，焊接性能变差，且引起晶粒界脆化，故希望尽量减少P量。特别是P量超过0.03质量％时，上述的不良影响显著，故规定P量限制在0.03质量％以下。对于P量的下限，在不使炼钢成本增加很大的情况下，从生产的观点出发，最好规定为0.005质量％左右。
S：0.01质量％以下
S是使热加工性和韧性、焊接性能显著变差的元素，特别是S量超过0.01质量％时，这些弊病增大。另外，多量添加S，也是使晶粒变粗大的主要原因。并且，若多量添加S，则粗大的夹杂物增加，使耐疲劳特性变差。因此，规定S量限制在0.01质量％以下。最好为0.005质量％以下。另外，采用现有的炼钢技术，为使S降低到0.001质量％以下的值，炼钢成本显著增大，因此，最好S量的下限规定为0.001质量％左右。
以上，对必须成分进行了说明，但本发明除了上述的必须成分以外，也可以适当含有以下的成分。
Cr：0.2质量％以下
Cr不仅有利于有效地提高淬透性，确保固溶元素，提高强度，而且在获得铁氧体和马氏体的混合组织方面也是有效的元素。另外，Cr在抑制珠光体相变、使热轧时的第2相即奥氏体相稳定化方面也是有用的元素。为了获得这些效果，最好Cr量规定为0.05质量％以上。但是，若Cr量超过0.2质量％，则会产生这样的缺点，即Cr与铁氧体中的C牢固地结合，生成Cr碳和氮化物，使固溶(C+N)量减少。另外，若Cr量超过0.2质量％，不仅使化学转换处理性显著降低，而且对焊接性能也带来不良影响，还增加添加成本。因此，规定含Cr为0.2质量％以下。
Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
Ca具有细化硫化物的作用，有利于有效地改善延伸性和耐疲劳特性。但是，Ca量不足0.001质量％时，不能获得充分的添加效果。另一方面，若Ca量超过0.005质量％，其添加效果达到饱和，不仅是不经济的，而且使钢的清洁度降低。另外，Ca量超过0.005质量％时，晶粒变得粗大，引起耐疲劳特性变差。因此规定含Ca量在0.001质量％以上、0.005质量％以下的范围内。
REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下
REM(稀土类元素)也与Ca一样，具有控制硫化物的形态、提高延伸性和耐疲劳特性的效果。因此，由于与Ca一样的原因，规定含REM在0.001质量％以上、0.005质量％以下的范围内。
以上，对本发明的合适成分组成范围进行了说明，但本发明仅将成分组成限定在上述范围内是不够的，使钢组织成为规定的组织也是重要的。
即，必须以铁氧体为主相，作为第2相的马氏体与全部组织的体积比率控制在5～30％的范围内。
也就是说，通过将马氏体分率控制在适当的范围内，可以使屈服比降低，使形状定形性提高。另外，上述的控制还具有增加加工硬化量的效果，故在确保刚性方面也是有效的。并且，在590MPa以上的强度水平下，强度和延伸性的平衡也良好，可以有效地防止因钢板强度的提高而引起的汽车部件的成形性变差。
在马氏体分率为5％以上时有上述效果，但若分率超过30％，该效果饱和，并且产生铁氧体中的固溶(C+N)量减少的缺点。因此，作为第2相的马氏体量按体积比率限定在5～30％的范围内。更加理想的是为10～18％。
另外，关于其它的相，有时产生贝氏体相和珠光体相等。这些相的体积分率为5％以上时，钢板的屈服比提高，故必须限制在5％以下。即，铁氧体相和马氏体相的合计量的体积比率必须为95％以上。
铁氧体的平均晶粒直径规定为8μm以下也是重要的。
即，为兼顾成形性和疲劳强度，必须提高强度和延伸性的平衡度，为此使晶粒细化是有效的。通过使晶粒直径变得细小，在不降低延伸特性的情况下，可大大地提高强度。这样，减少成形时细小裂纹的产生。另外，若晶粒细小，可减少裂纹的加剧，提高耐疲劳特性。铁氧体晶粒直径为8μm以下时上述效果显著，超过8μm时，上述效果减小，故铁氧体的平均晶粒直径限定为8μm以下。更理想的是为6μm以下。
下面，对本发明的制造方法加以说明。
对钢板坯的制造方法没有特别限制，可以使用以前众所周知的连续铸造法和铸锭一开坯法。
接着，进行热轧时，将轧制结束温度控制在Ar3点以上、(Ar3点+100℃)以下的范围内是重要的。这是因为在上述温度范围内轧制结束，引起奥氏体(γ)晶粒的适当成长和在接着的冷却后的停留处理中引起向铁氧体相(α)的相变及铁氧体晶粒成长，可以有效地形成铁氧体和马氏体的双相组织的缘故。关于这一点，若精轧温度超过(Ar3点+100℃)，则奥氏体晶粒直径变得粗大，故不能实现铁氧体晶粒直径细化，引起强度和延伸性的平衡度降低。另一方面，若精轧温度为Ar3点以下，变形累积量增大，在接着的冷却后的缓冷过程中铁氧体相过度析出，故成为第2相的马氏体的分率降低。并且，精轧温度较低时，铁氧体相成为伸展晶粒，对成形性和疲劳强度两者带来不良影响。更加理想的精轧温度为Ar3点以上、(Ar3点+50℃)以下的范围内。
进行上述热轧后，冷却到750℃以下、650℃以上的温度区域，接着，在该温度区域停留2秒钟以上、20秒钟以下。如果停留温度偏离上述温度区域，则偏离铁氧体相的析出前缘，在停留处理即空冷等缓冷过程中的铁氧体相变延迟。另外，在该温度区域、按上述时间停留，促进α和γ2相分离，可以获得铁氧体和马氏体的双相组织，使屈服比降低，形状定形性提高。关于这一点，若停留温度超过750℃或低于650℃，不能促进α和γ2相分离。更理想的停留温度区域为720℃以下、680℃以下。另外，关于停留处理，除了上述的缓冷处理以外，也可以进行保持在一定温度下的保温处理。
另外，若停留时间小于2秒钟，则不进行从γ向α的2相分离，C向奥氏体中浓化不充分，在接着的卷取工序中难以引起第2相即马氏体相变，不能获得目标组织。另一方面，若停留时间超过20秒钟，则过度地进行铁氧体相变，促进从γ向α的2相分离，在接着的卷取工序中形成的马氏体的分离显著降低。另外，若停留时间超过20秒钟，则铁氧体中的固溶C、N向奥氏体中或晶粒界扩散而减少，故最终难以确保固溶(C+N)量。并且，产生铁氧体晶粒直径大于8μm的可能性。因此，在750℃以下、650℃以上的温度区域的停留时间限定在2秒钟以上、20秒钟以下的范围内。更理想的停留时间为4秒钟以上、8秒钟以下。另外，热轧后，冷却到750℃以上、650℃以下温度区域时的冷却速度没有特别限定。该冷却速度只要是通常进行的15～40℃/S左右就足够了。
然后，以20℃/S以上的冷却速度进行冷却，在350℃以下的温度下进行卷取。其原因是为了获得所希望的铁氧体-马氏体组织和为了确保足够量的固溶(C+N)。即，如果冷却速度为20℃/S以下，C浓化量少的第2相难以引起马氏本相变，马氏体分率减少，容易生成贝氏体。另外，冷却速度为20℃/S以下时，在冷却过程中C、N向晶粒界和第2相扩散，在铁氧体中的浓度降低，最终难以确保规定量的固溶(C+N)。另一方面，若卷取温度超过350℃，则容易引起珠光体和贝氏体的生成，并且卷取后C、N扩散，铁氧体中的固溶C、N量减少，难以确保必须量的固溶(C+N)。更理想的冷却速度为30℃/S以上，更理想的卷取温度为250℃以下。
附图说明
图1是表示形状定形性的评价方法之图。
图2是耐疲劳试验方法一弯曲力矩耐试验装置的模式图。
实施发明的最佳形式
对表1所示的成分组成的钢板坯在表2所示的各种条件下进行处理，成为板厚3.5mm的热轧钢板。
然后，对酸洗后所得到的热轧钢板的钢组织、铁氧体的平均晶粒直径及固溶(C+N)量进行调查，将调查的结果示于表3。
另外，对所得到的热轧钢板的机械特性、形状定形性、耐疲劳特性、化学转换处理性及焊接性能进行调查，将调查的结果示于表4。
铁氧体的平均晶粒直径，是用电子显微镜拍摄以后，根据JIS G0552所示的钢的铁氧体晶粒度试验方法之切断法求出的。
另外，铁氧体和马氏体的体积比率，是对电子显微镜照片进行图像处理，求出铁氧体和马氏体的分率(面积率)，将它作为体积比率。
固溶(C+N)浓度的测定是用内部摩擦法，在频率1Hz、试验温度为室温的条件下进行的。
对各种特性评价如下。
形状定形性
将轧制方向作为长度方向，从钢板上取宽为50mm、长为100mm的试片，在进行图1所示的帽形弯曲成形后，用脱离模具时的半径为5mm的冲头肩部，纵壁部上所产生的弯曲的角度θ对形状定形性进行了评价。考虑金属模具的形状和冲压成形后的形状精度，合适的弯曲角度在TS≤700MPa的场合为θ≤4°，在TS＞700MPa的场合为θ≤6°。
耐疲劳特性
耐疲劳特性的试验采用了图2所示的弯曲力矩耐久试验装置。采用这样的供试材车轮，即将轮圈部点焊在用金属模具成形的轮盘上而制作后，在170℃温度下进行烤漆。在负荷力矩：2000N·m、回转频率：20Hz的试验条件下进行试验。在轮盘部上产生微小的疲劳裂纹时停止试验，用这时的转速对耐疲劳特性进行了评价。微小的疲劳裂纹的检测是这样进行的，即在车轮盘表面上标上细小的标识，将激光照射在该标识上，用检测器连续地检测其反射光，根据其强度变化进行微小的疲劳裂纹的检测，根据这时的负荷臂的转速，评价了耐疲劳特性。为了适用于车轮，耐疲劳试验结果必须为20万次以上。
另外，用从板厚为3.5mm、与轧制方向垂直的方向即轧制宽度方向(C方向)上取的JIS 5号拉伸试片，进行拉伸试验，调查了机械特性。
化学转换处理性是这样进行评价的，即将质量为Wo的试验钢板洗净、脱脂后，在含有化学转换剂(磷酸锌溶液)的溶液中浸渍一定时间，再进行洗净后，测定质量(W)，用因附着有磷酸锌结晶而引起的单位面积的质量增加部分(W-Wo)，评价了化学转换处理性。目标值为2.0g/m2以上。
关于焊接性能是这样评价的，即进行电弧焊接，用拉伸试验机求焊接部的抗拉强度，将高于母材的抗拉强度的情况评价为合格(O)。
                                                                   表1
  钢记号                                         成分组成(质量％)   Ar3(℃) 备注
  C   Si   Mn   Mo   Al   N   P   S   其它
  A   0.04   1.1   1.4   0.30   0.031   0.006   0.012   0.005   -   880   发明钢
  B   0.17   1.5   2.2   0.40   0.032   0.005   0.010   0.007   -   840   ″
  C   0.05   1.0   1.2   0.20   0.030   0.005   0.013   0.007   Cr：0.1，Ca：0.002   870   ″
  D   0.08   1.2   1.0   0.30   0.032   0.003   0.012   0.006   REM：0.003   880   ″
  E   0.05   1.2   1.2   0.20   0.030   0.005   0.010   0.006   Cr：0.2   880   ″
  F   0.16   0.7   2.5   0.50   0.030   0.003   0.011   0.008   -   820   ″
  G   0.10   1.0   1.3   0.20   0.032   0.004   0.010   0.030   Cr：0.5   856   比较钢
  H   0.08   0.01   2.0   1.20   0.035   0.003   0.012   0.007   Ca：0.002   850   ″
  I   0.01   2.3   1.8   0.40   0.035   0.001   0.011   0.005   -   907   ″
  J   0.12   1.4   0.7   0.50   0.034   0.003   0.050   0.007   REM：0.01   900   ″
K 0.25 0.6 0.5 0.30 0.030 0.003 0.011 0.006 - 850 ″
  L   0.18   1.7   3.5   0.50   0.200   0.010   0.011   0.006   Cr：0.1   810   ″
  M   0.08   1.2   1.5   -   0.033   0.005   0.011   0.020   Ca：0.01   860   ″
  N   0.15   0.2   3.0   -   0.033   0.005   0.011   0.008   Cr：0.4   770   ″
                                                表2
  No.   钢记号                                     处理条件*1   备注
  FDT(℃)   CR1(℃/s)    T1(℃)   T2(℃)   t1(S)   CR2(℃/s)   CT(℃)
1 A 880 25 680 650 4 30 220 发明例
  2   ″   910   30   720   680   5   35   200   ″
  3   ″   890   25   730   700   3   10   300   比较例
  4   ″   820   20   710   670   5   32   260   ″
  5   ″   900   20   720   670   7   28   450   ″
  6   ″   920   30   780   740   4   28   200   ″
  7   B   870   20   700   660   4   32   240   发明例
  8   ″   900   25   670   650   35   35   250   比较例
  9   ″   880   25   720   700   2   8   500   ″
  10   ″   840   30   600   580   10   36   300   ″
  11   ″   960   30   730   690   4   28   220   ″
  12   C   880   20   700   650   5   35   210   发明例
  13   ″   890   25   680   680   8   30   220   ″
  14   ″   880   20   720   720   ＜1   42   250   比较例
  15   D   900   30   720   680   6   28   220   发明例
  16   E   890   20   700   670   5   30   220   ″
  17   F   850   25   720   690   4   35   250   ″
  18   ″   800   30   660   660   ＜1   45   200   比较例
  19   G   880   25   730   700   4   32   200   ″
  20   H   870   25   650   650   5   28   250   ″
  21   I   930   30   740   650   15   30   200   ″
  22   J   900   25   720   690   3   33   300   ″
  23   K   900   25   720   700   2   40   260   ″
  24   L   850   20   680   660   7   28   220   ″
  25   M   880   25   700   670   3   28   200   ″
  26   N   820   25   710   660   6   35   200   ″
*1FDT：精轧结束温度
CR1：轧制后至停留开始的冷却速度[FDT(℃)与T1之间的平均冷却速度]，
T1：轧制后冷却温度，T2：停留结束温度，t1：T1～T2的停留时间，
CR2：停留后至卷取的冷却速度(从T2至CT的平均冷却速度)，
CT：带卷卷取温度
                                                         表3
  No. 钢记号                                     钢组织   固溶(C+N)量(质量％)   备注
  铁氧体平均晶粒直径(μm)   铁氧体体积比率(％)   第2层*2组织   马氏体体积比率(％)  铁氧体+马氏体体积比率(％)
  1   A   5.6   88   M   12   100   0.0024   发明例
  2   ″   6.5   90   M   10   100   0.0032   ″
  3   ″   8.0   85   M+B   5   90   0.0002   比较例
  4   ″   9.2   93   M+B   2   95   0.0006   ″
  5   ″   7.3   80   B   0   80   0.0002   ″
  6   ″   10.6   92   B   0   92   0.0015   ″
  7   B   5.2   78   M   20   98   0.0045   发明例
  8   ″   12.0   85   P+M+B   4   89   0.0006   比较例
  9   ″   8.9   80   P+M+B   0   80   0.0008   ″
  10   ″   8.0   83   M+B   5   88   0.0028   ″
  11   ″   18.0   68   M+B   10   78   0.0020   ″
  12   C   4.8   92   M   8   100   0.0026   发明例
  13   ″   5.8   88   M   12   100   0.0023   ″
  14   ″   8.0   88   M+B   2   90   0.0017   比较例
  15   D   7.0   85   M   15   100   0.0025   发明例
  16   E   5.6   86   M   14   100   0.0018   ″
  17   F   4.5   68   M   28   96   0.0050   ″
  18   ″   4.0   60  M+B   15   75   0.0020   比较例
  19   G   7.8   84   M   16   100   0.0002   ″
  20   H   5.2   86   B   0   86   0.0005   ″
  21   I   8.6   96   M+B   2   98   ＜0.0001   ″
  22   J   10.6   80   B   0   80   0.0022   ″
  23   K   9.3   65   M+B   5   70   0.0034   ″
  24   L   7.8   56   B+M   8   64   0.0050   ″
  25   M   11.7   90   M   10   100   0.0028   ″
  26   N   9.2   70   M   26   96   0.0004   ″
*2M：马氏体相、B：贝氏体相、P：珠光体相
                                                                表4
  No.   钢记号                                                材质   备注
  YS(MPa)   TS(MPa)   E1(％)   YR(％)   形状定形性θ(°)   弯曲力矩耐久试验结果(万次)   化学转换薄膜重量(g/m2)   焊接性能
  1   A   355   618   33   57   2   25   3.6   ○   发明例
  2   ″   347   598   34   58   2   24   3.2   ○   ″
  3   ″   473   610   31   78   7   13   3.2   ○   比较例
  4   ″   377   545   36   69   2   9   3.5   ○   ″
  5   ″   495   605   29   82   7   14   3.2   ○   ″
  6   ″   438   550   35   80   5   21   3.2   ○   ″
  7   B   479   814   28   59   4   45   3.0   ○   发明例
  8   ″   614   760   21   81   9   15   2.8   ○   比较例
  9   ″   649   796   23   82   9   12   2.9   ○   ″
  10   ″   658   809   24   81   10   30   2.7   ○   ″
  11   ″   571   712   30   80   8   28   2.8   ○   ″
  12   C   338   615   35   55   2   29   3.1   ○   发明例
  13   ″   327   620   34   53   2   36   3.0   ○   ″
  14   ″   472   630   31   75   5   26   3.1   ○   比较例
  15   D   356   634   31   56   2   31   3.2   ○   发明例
  16   E   335   630   34   53   2   35   3.0   ○   ″
  17   F   644   1002   18   64   5   33   2.4   ○   ″
  18   ″   897   1089   10   82   12   8   2.4   ○   比较例
  19   G   343   607   33   57   2   8   0.8   ×   ″
  20   H   507   630   31   80   7   10   3.2   ○   ″
  21   I   351   452   41   78   5   5   2.2   ○   ″
  22   J   562   666   28   84   7   21   2.9   ×   ″
  23   K   533   658   22   81   7   28   3.4   ×   ″
  24   L   655   803   25   82   9   35   2.5   ×   ″
  25   M   415   625   27   66   2   8   3.1   ×   ″
  26   N   636   1026   9   62   5   11   1.0   ×   ″
如表4所示，按照本发明所得到的热轧钢板，各项机械特性都优良就不用说了，而且具有优良的形状定形性、耐疲劳特性，另外，化学转换处理性和焊接性能也优良。
产业上利用的可能性
根据本发明，可以稳定地得到抗拉强度在590MPa水平以上，具有高强度且高延伸性、冲压成形性和成形后的形状定形性优良、烤漆后的耐疲劳特性也优良、并且化学转换处理性和焊接性能也优良的高张力热轧钢板。
因此，本发明的高张力热轧钢板尤其适用于冲压成形后进行烤漆而成为产品的车轮盘等供给汽车用部件中。

Claims (2)

1.一种形状定形性和成形后的耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，
将含有：
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，
Si：0.5质量％以上、2.0质量％以下，
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，
Mo：0.1质量％以上、0.6质量％以下，
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，
N：0.002质量％以上、0.006质量％以下，
P：0.03质量％以下，
S：0.01质量％以下，
其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯，在精轧温度为Ar3点以上、(Ar3点+100℃)以下的条件下进行热轧，接着冷却至750℃以下、650℃以上，然后，在该温度范围停留2秒钟以上、20秒钟以下后，以20℃/S以上的冷却速度进行冷却，在350℃以下的温度下进行卷取。
2.如权利要求1所述的形状定形性和成形后的耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，
钢板坯的化学成分中还含有从以下元素中选择的1种或2种以上的元素，
Cr：0.2质量％以下，
Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下。
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