CN1644743A - 可加工性、疲劳特性和表面质量优越的高强度热轧钢板 - Google Patents

可加工性、疲劳特性和表面质量优越的高强度热轧钢板 Download PDF

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Abstract

公开了一种高强度热轧钢板，所述高强度热轧钢板在控制S不超过0.02质量％(包括0％)的同时分别包括如下：C为0.03～0.15质量％；Mn为0.5～2质量％；Al为0.01～0.1质量％；其中所述高强度热轧钢板的金属结构具有作为主要相的多角形铁素体以及含有作为第二相的马氏体，此外在控制Si不超过0.1质量％(包括0％)的同时，还分别含有0.030～0.08质量％的P和0.3～1.00质量％的Cr。从而以相对较低的成本提供一种可加工性和疲劳性能优越并且表面质量优异的高强度热轧钢板。

Description

可加工性、疲劳特性和表面质量优越的高强度热轧钢板
技术领域
本发明涉及用作压制成形制成的汽车轮和悬挂的组成材料的一种高强度热轧钢板，具体而言，涉及一种在可加工性、疲劳特性和表面质量上都优越的高强度热轧钢板。
背景技术
对于改善汽车的撞击安全性和燃料经济性的需求在最近日益变得更加严重，而作为适应这些要求的措施，减轻车体的重量就非常需要。因为尤其是在汽车部件中，轮子和悬挂部件的重量占据了车体总重量的很大的比例，因此如果通过增加在那些部件中所使用的组成材料的强度而减少那些部件的厚度，就可以减少重量。
现在，轮子和悬挂部件主要通过压制成形制成，因此轮子和悬挂部件的组成材料需要具有优越的加工性。此外，组成材料需要具有高的疲劳特性和优越耐久性，以便能将使用中的损伤减到最小。此外，甚至有时候需要使某些部件例如轮子的外部表面美观耐看。
因此，需要任一性能如可加工性、疲劳特性和表面质量都优越的高强度热轧钢板，以及作为生产该钢板的方法，已提出的有例如在JP-A-9-31534中所描述的技术。采用该所述技术，钢板的表面质量以及化学可加工性是通过降低Si含量而改善的，而铁素体(ferrite)相通过加入与Ti组合使用的Nb而增强，由此在改善可加工性的同时提高了强度。然而，采用该技术，因为Ti与Nb结合一起加入作为基本元素，所以成本增加。
发明内容
在该情形下开发了本发明，因此本发明的目的是在相对较低的成本下提供一种加工性和疲劳性能优越以及表面质量优异的高强度热轧钢板。
本发明的一个优选方面涉及一种能够解决上述问题的具有优越的可加工性、疲劳特性和表面质量的高强度热轧钢板，其特征在于，它含有：
C为0.03～0.15质量％；
Mn为0.5～2质量％；
Al为0.01～0.1质量％；
P为0.030～0.08质量％；和
Cr为0.3～1.00质量％；
同时控制S不超过0.02质量％(包括0％)，而Si不超过0.1质量％(包括0％)，其中它们的金属结构具有作为主要相的多角形铁素体，以及含有作为第二相的马氏体。
在该方面，以体积分数计多角形铁素体优选不少于75％。而以体积分数计马氏体优选为3～20％。
在该方面，钢板优选还包括作为其它元素的下列元素：
(a)Ni：0.1～1质量％，和/或Cu：0.1～1质量％；
(b)Co：0.01～1质量％；
(c)Ca：不超过0.005质量％(不包括0％)；和
(d)选自由0.01～0.3质量％的Nb、0.01～0.3质量％的Ti、0.01～0.5质量％的V、0.05～1质量％的Mo和0.0003～0.01质量％的B等组成的组中的至少一种元素。
采用本发明，通过恰当控制P、Cr和Si的各自含量，即使没有加入与Ti结合的Nb也可以以相对较低的成本提供一种加工性和疲劳性能优越以及表面质量优异的高强度热轧钢板。
本发明的其它和另外的目的、特征和优点从下面的描述中显得更加充分。
附图描述
图1是示出在Si含量和P含量对于钢板表面质量影响方面取得的评价结果的图；和
图2是示出在P含量和Cr含量各自对于钢板的可加工性和疲劳特性影响方面取得的评价结果的图；
具体实施方式
为了寻找所述问题的解决办法，发明人等从各个角度进行了研究，结果发现对于改善关于热轧钢板的可加工性、疲劳性质和表面质量这三种性质，如果热轧钢板转变成具有作为主要相的多角形铁素体并含有作为第二相的预定量马氏体的结构的双相热轧钢板，同时控制包含在热轧钢板中的P、Cr和Si元素之间的含量平衡，这些问题就可以成功解决，由此完成了发明。下面将详细描述本发明的热轧钢板的基本观点(基本原理)，同时交织描述发明如何产生。
为了获得热轧钢板可加工性的改善，发明人等仔细研究了具有作为主要相的多角形铁素体并在其中分散有作为第二相的马氏体结构的双相热轧钢板，而且在双相热轧钢板的化学组分与它的性质如可加工性、疲劳性质和表面质量之间的关系上连续地进行了各种研究。结果，发现在P与Cr结合加入时如果Si含量尽可能控制，则可以获得在可加工性、疲劳性质和表面质量方面都优越的双相热轧钢板。
首先，下面描述了Si含量和P含量对于钢板表面质量的影响方面的研究结果。
图1是示出在含有0.10％的C、1.5％的Mn、0.005％的S和0.040％的Al的钢板表面质量的评价结果，这通过以不同方式改变Si含量和P含量而获得(至于表面质量的详细评价过程参考下面表述的具体实施方案)。在图1中，符号○表示没有观察到鳞状痕迹的样品，符号△表示局部观察到鳞状痕迹的样品，而符号×表示在整个表面上基本都观察到鳞状痕迹的样品。
此外，钢板在相同条件下生产。更具体而言，热轧在以下条件下进行：热轧温度：880℃；初级冷却速度(指从轧制温度一直到初级冷却停止温度的期间的冷却速度)：50℃/秒；中间空气冷却温度(初级冷却停止温度)：680℃；中间空气冷却时间：6秒；次级冷却速度(从中间空气冷却完成温度一直到卷绕温度期间的冷却速度)：35℃/秒；卷绕温度：100℃。所获得的钢板是具有作为主要相的多角形铁素体并含有作为第二相的3～20％体积分数的马氏体的双相结构。
从图1明显看出，如果Si含量控制在不超过0.1％，则钢板的表面质量很优异。即，即使含有微量的Si，也可以形成致使产生表面缺陷的鳞状体，这反过来引起表面质量变差。如果控制Si含量约为0.13％，则除鳞特性如下所述通过增加P含量而发生改变，因此表面质量获得了一定程度的提高，然而，鳞状痕迹仍然偶尔可局部观察到。然而，如果Si含量控制为不超过0.1％，则能够更可靠地获得优异表面质量。
接着，下面描述P含量和Cr含量对于钢板可加工性和疲劳性质的影响的研究结果。
图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的钢板的可加工性和疲劳性质的评价结果的图，这通过以不同方式改变P含量和Cr含量而获得(关于可加工性和疲劳性质的详细评价过程参考下面所述的具体实施方案)。在图2中，符号○表示在可加工性和疲劳性质两者都很优异的样品，而符号◇表示可加工性优异而疲劳性能较差的样品，符号△表示疲劳性能优异而可加工性较差的样品，符号×表示可加工性和疲劳性质两者都较差的样品。
此外，钢板在同样的条件下生产。更具体而言，热轧在如下条件下进行：热轧温度为880℃，初级冷却速度(指从轧制温度一直到初级冷却停止温度的期间的冷却速度)为50℃/秒，中间空气冷却温度(初级冷却停止温度)为680℃，中间空气冷却时间为6秒，次级冷却速度(从中间空气冷却完成温度一直到卷绕温度期间的冷却速度)为35℃/秒，卷绕温度为100℃。所获得的钢板每个厚3.2mm，其金属结构为具有作为主要相的多角形铁素体并含有作为第二相的3～20％体积分数的马氏体的双相结构。
从图2明显看出，如果P含量控制在0.030～0.08％，Cr含量控制在0.3～1.00％，则发现钢板的可加工性和疲劳性质两者都很优异。更具体而言，如果P含量不超过0.030％，以及如果Cr含量小于0.3％，则可加工性和疲劳性质都变差。然而，如果分别含有预定量的P和Cr，则即使没有有效包含硅，可加工性与疲劳性能也可以相互兼容。其原因还没有完全搞清楚，然而，发明人认为在钢中P和Cr之间的亲和力对可加工性和疲劳性质施加了影响。更具体而言，当P和Cr之间的亲和力非常好时，在钢中就形成了化合物(例如，CrPO4等)。此时，可以认为在这些元素的各自含量超出规定限度之前，这些元素都以固溶体状态存在于钢中，因此如果P含量和Cr含量之间的平衡适当调整，就不容易发生当P和Cr单独过量加入时发生的问题如离析、脆化、碳化物的形成、淬透性的过量改善等，此外，由于P和Cr加入的协作效应而进一步提高了疲劳性质。
基于上述认识，就本发明的热轧钢板而言，分别积极包含有0.030～0.08％的P和0.3～1.00％的Cr以及将Si含量控制在不超过0.1％(含0％)是很重要的。
下面开始描述以本发明热轧钢板为特征的结构。
本发明的热轧钢板优选具有作为主要相的多角形铁素体并含有作为第二相的马氏体的金属结构，所述马氏体的体积分数含量优选为3～20。
具有作为主要相的多角形铁素体的钢板有优异的延展性，而且钢板的可加工性能够改善。本发明中，多角形铁素体为位错密度较低的铁素体，然而除位错密度高的铁素体外还包括准多角形铁素体(但位错密度高的铁素体除外)如针状铁素体、贝氏体铁素体等。这是因为高位错密度的铁素体会引起钢板延展性变差。
主要相是指作为钢板结构的主体的相，更具体而言，是指超过50％体积分数的相。多角形铁素体与整个结构的比值优选不小于75％体积分数，更优选不小于80％体积分数。然而，如果多角形铁素体超过97％的体积分数，则生产出的马氏体的量太小，因此多角形铁素体不要超过97％体积分数，优选不超过93％体积分数。
本发明热轧钢板的结构需要含有作为第二相的马氏体，而且马氏体与整个结构的比值优选为3～20％体积分数。对于具有作为主要相的多角形铁素体和作为第二相的马氏体的热轧钢板，可以降低屈强比(屈服强度和拉伸强度的比值)，增加均匀伸长率和断裂伸长率，由此而改善强度和延展性之间的平衡。然而，如采用小于3％体积分数的马氏体，就不可能确保低屈强比、高延展性和高疲劳强度这三个性质，因此马氏体优选不少于3％体积分数。另一方面，如果马氏体的比值超过20％体积分数，尽管钢板的强度增加，但是延展性变差，因而使钢板不能应付苛刻的工作条件，因此马氏体优选不大于20％体积分数。
如前面所述，本发明热轧钢板由具有作为主要相的多角形铁素体并含有作为第二相的马氏体的结构的双相钢构成，然而，双相钢可以含有作为第三相的珠光体、贝氏体、残留奥氏体等，但前提是第三相含量要小。然而，如果第三相与整个结构的比值升高，则第二相(马氏体)比值就降低，因而不能获得所需的效果。因此，第三相优选控制为不超过5％，更优选不超过3％体积分数。
各个组分在钢结构中所占的体积分数可以通过对由电子显微镜拍下的照片进行图像分析而计算出来。更具体而言，假设钢板厚度为t，从钢板横截面选择任意三个点，每个点为0.01mm2的区域，所述横截面为沿辊轧方向并离钢板表面t/4的深度，通过扫描电镜以1000倍放大倍率拍摄各个区域的图像，从而通过对所拍摄图像进行图像分析而计算出各个组分的面积百分比。将面积百分比作为在金属结构中的体积分数。
接着描述本发明的热轧钢板的基本组分。下面所给出的化学组分都是以质量％为单位的。
本发明的钢板在控制S不超过0.02％(含0％)的同时，含有作为基本组分的C(为0.03～0.15％)，Mn(为0.5～2％)和Al(为0.01～0.1％)。下面描述确定上面那些范围的原因。
C：0.03～0.15％
C是用于增强钢板强度的重要元素，特别是用于形成马氏体的重要元素。为了使C有效表现出这些作用，需要含有不小于0.03％的C。然而，如果C过量，则成为主要相的多角形铁素体将难于形成，由此使延展性变差，并导致可焊性差。因此，C含量需要控制在不超过0.15％。
Mn：0.5～2％
Mn是用于改善淬透性和获得所需双相钢的重要元素，也作为固溶体硬化元素的重要元素。为了使Mn有效表现这些作用，因而需要含有至少0.5％的Mn。然而，如果Mn含量为过量，将难于形成多角形铁素体，由此导致不仅延展性变差，而且可加工性和可焊性也变差，这是由于Mn离析的缘故，因此Mn含量的上限设置为2％。
Al：0.01～0.1％
Al是去氧剂元素，因而需要含有不小于0.01％的Al。即，对于本发明的热轧钢板，为了尽可能减少Si含量，因而必需明确地加入Al以取代作为去氧剂元素的Si。然而，即使Al过量加入，上述作用将达到饱和，而Al将相反地作为用于形成氧化物基夹杂物的来源，由此导致延展性变差。因此，Al含量的上限设置为0.1％。
S：不超过0.02％(包括0％)
S在钢中形成硫化物基夹杂物，由此引起可成形性(特别是环形件锻造性质)变差，并导致可点焊性差，因此S优选尽可能减小，然而因为S作为不可避免的杂质仍将被混合在其中，高达0.02％的S含量是允许的。特别地，为了确保钢板的局部延展性，S含量优选控制为不超过0.005％
本发明热轧钢板在控制Si为不超过0.1％(含0％)的同时，除了上面描述的基本组分外，还分别含有0.030～0.08％的P和0.3～1.00％的Cr是重要的。
P：0.030～0.08％
P是用于实现多角形铁素体的固溶体硬化的元素，而且少量P的加入导致强度和延展性之间的很好平衡。然而，在过去加入超过0.030％的P就会引起强度和延展性之间的平衡变差，还导致韧性和可焊性变差。因此，P的积极加入从来都没有实施过。尽管有过去的实践，但对于本发明的热轧钢板，通过如前面所述的P和Cr结合加入可以改善可加工性和疲劳性质，这是因为P和Cr的结合使用不会引起由于P过量加入招致的不良效果。必需以超过0.030％的量加入P以使该有益作用能有效表现出来。然而，如果P过量加入，这将使P键接到Cr上以产生易脆的化合物，由此造成团簇形成的原因，因此由于P和Cr结合加入的有益作用反而被损害了。因此，P含量的上限需要为0.08％。P含量更优选为不超过0.080％。
Cr：0.3～1.00％
Cr是用于改善淬透性的元素，也是用于在热轧后的冷却期间稳定奥氏体以及使马氏体易于形成的元素。因此，如果Cr含量增加，就有更多的马氏体形成，但在另一方面，所形成的多角形铁素体的含量下降，因而导致延展性变差。然而，对于本发明热轧钢板，即使加入Cr以至它的含量稍微高一些，这也不会引起可加工性的变差，此外可以通过如前面所述的P和Cr结合加入的作用而改进疲劳性质。Cr含量必须不少于0.3％以使该作用能充分表现出来，因此Cr含量优选不小于0.30％。然而，Cr的过量加入会引起由于与P联合加入Cr带来的有益作用达到饱和，导致疲劳性质不再改善，反而成为由Cr和P的结合而产生的易脆的化合物和团簇的形成原因，以至延展性和转化处理性质变差。因此，Cr含量的上限需要为1.00％。
Si：不超过0.1％(含0％)
Si作为去氧剂元素，而且除此外还具有用于促进热轧后从γ-铁(奥氏体)转化成α-铁(铁素体)的作用，以及通过使在固溶体状态的溶解于α-铁的碳释放进入γ-铁而使马氏体易于形成的作用。然而，即使含有少量Si，它也将形成氧化物，由此引起表面质量变差，并成为了表面缺陷的原因。表面缺陷将成为疲劳性能变差的原因。因此，对于本发明，Si含量需要控制为不超过0.1％，优选为不超过0.05％。
本发明热轧钢板分别含有作为必要组分的C(为0.03～0.15％)，Mn(为0.5～2％)，Al(为0.01～0.1％)，P(为0.030～0.08％)，Cr(为0.3～0.08％)；同时分别控制S不超过0.02％(包括0％)，而硅不超过0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质(例如，Mg、Zr、As、Se等)，它还可以包含其它元素：
(e)Ni：0.1～1％和/或Cu：0.1～1％；
(f)Co：0.01～1％；
(c)Ca：不超过0.005％(不包括0％)；和
(d)选自由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等组成的组中的至少一种元素。这些范围由于下面原因设定：
(a)Ni：0.1～1％和/或Cu：0.1～1％；
Ni是能够改进淬透性和韧性而不损害可焊性的元素。为了使该作用有效表现出来，优选加入至少0.1％的Ni，更优选加入不小于0.3％的Ni。然而，Ni的过量加入会增加成本，因此Ni含量的上限优选为1％，更优选为不超过0.5％。
相反，Cu是有效用于固溶体硬化和沉淀硬化的元素，是有效用于加强钢板而不损害伸长折边(elongation flanging)性质的元素。此外，疲劳性质也通过加入普通的Cu而改善。为了使该作用有效表现出来，优选加入至少0.1％的Cu，更优选加入不少于0.3％的Cu。然而，即使Cu过量加入，该加入的作用将完全饱和，从而导致成本的增加。因此，Cu含量的上限优选为1％。
这些元素的每一种都可以单独加入，然而，当加入Cu时，优选与Ni结合加入以避免热脆性。如果结合加入Cu和Ni，Ni的加入量的优选范围为等于Cu加入量～约1/3的Cu加入量。
(b)Co：0.01～1％
Co是用于通常引起淬透性变差的元素，而且很少加入到双相钢(转变结构钢)中。然而，对于本发明的热轧钢板，因为P与Cr结合加入，因此由于多角形铁素体的清洁作用Co表现出改善延展性的作用。为了使该作用有效表现出来，因而Co优选加入不少于0.01％。然而，即使Co过量加入，该加入作用也将完全饱和，从而导致成本的增加。因此，Co含量的上限优选为1％，更优选不超过0.5％。
(e)Ca：不超过0.005％(不包括0％)
Ca是用于控制硫化物基夹杂物的形貌以及通过硫化物基夹杂物形貌的球状化处理而改善钢板延展性(特别是伸长翻边性质)的元素。该作用通过即使少量Ca的加入也可以有效改善，然而，如果Ca过量加入，不仅该加入作用饱和，而且钢板的清洁度变差，因此Ca含量优选控制为不超过0.005％。
此外，当硫化物基的夹杂物形貌可以通过加入代替Ca的REM而控制，REM可以加入到需要之处。在该情形下，REM含量优选为不超过0.01％，更优选为不超过0.005％。
(d)选自由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等组成的组中的至少一种元素。
Nb、Ti、V、Mo和B中的任一元素有助于改善淬透性，特别是V和Mo不仅有助于改善淬透性，而且通过沉淀硬化的作用改进强度。为了使该作用有效表现出来，优选加入不小于0.01％的V和不小于0.05％的Mo。然而，因为V和Mo比Cr更易于与P结合，如果这些元素过量加入，这反而将阻碍与P和Cr结合加入的作用，最后成为延展性显著变差的原因，这是由于过量沉积硬化的缘故。因此，优选V含量上限为0.5％，而Mo含量上限为0.1％。更优选V含量上限为不超过0.2％，而Mo含量上限为不超过0.5％。
同时，B是有效用作改善淬透性和获得双相钢的元素。为了使该作用有效表现出来，优选加入不少于0.0003％的B。然而，如果B过量加入，不仅该添加效果饱和，而且双相钢的延展性变差，因此B含量的上限优选为不超过0.01％，更优选为不超过0.002％。
另一方面，Nb和Ti是昂贵元素，从成本观点考虑，应该避免加入这两种元素。特别是对于本发明的热轧钢，因为加入恰当平衡的元素P、Cr和Si，即使没有加入Nb和Ti也可以获得所需的效果。然而，如果成本方面可以忽略，具有包含作为另外加添元素的Nb和Ti就根本不产生问题。
Nb和Ti作为用于实现沉淀硬化或改善淬透性和有助于提高强度的元素。为了使这些作用有效表现出来，优选加入不少于0.01％的Nb和不少于0.01％的Ti。更优选加入不少于0.02％的Nb和不少于0.05％的Ti。然而，与采用先前描述的元素如V、Mo和B的情况时相同，Nb和Ti比Cr更易于与P结合，如果这些元素过量加入，这将很大程度上干涉P和Cr的结合加入作用，最终由于过量沉淀硬化而形成延展性变差很多的原因。因此，优选设置Nb含量的上限为0.3％，而Ti含量的上限为0.3％，更优选Nb含量的上限为不超过0.1％，而Ti含量的上限为不超过0.2％。
根据由下式所示的原子当量比，优选调节Nb、Ti、V、Mo和B的总计含量以使其在不超过Cr含量的范围：
(Nb/92.9+Ti/47.9+V/50.9+Mo/95.9+B/10.8)＜Cr/52
它只需要本发明热轧钢板满足上面的要求，而生产该热轧钢板的方法将在下面通过实例描述，但是生产本发明热轧钢板的方法并没有特别的限定。
为了生产具有作为主要相的多角形铁素体以及使马氏体作为第二相形成钢板以及为了调节马氏体与整个结构的比值为3～20％体积分数，在热轧后的冷却特别优选在两级之间插入中间空气冷却的两级中进行。即，需要恰当控制用于热轧的轧制温度、用于从轧制温度直到中间空气冷却温度期间的冷却速度(下面也指初级冷却速度)、中间空气冷却温度(即，初级冷却停止温度)、中间空气冷却温度(即，初级冷却停止温度)、中间空气冷却时间、从中间空气冷却完成温度直到卷绕温度期间的冷却速度(下面也指次级冷却速度)、卷绕温度等。更具体地，该方法在下面描述。
对于热轧条件没有特别的限制，和传统情况相同，热轧可以在约800～1100℃的温度范围进行，但是轧制温度在约800～950℃的范围。如果轧制温度低于800℃，则双相区域在轧制操作过程中形成，由此导致结构变成不均匀，而如果轧制温度超过950℃，则奥氏体颗粒变得粗糙，由此阻碍铁素体的沉淀，致使难于确保铁素体的充足含量。
热轧后的冷却优选在其间插入中间空气冷却的两级中进行。采用位于两级之间的中间空气冷却，金属结构可以具有由铁素体和马氏体组成的两相。从这一点考虑，初级冷却停止温度(即，中间空气冷却温度)优选在约650～700℃范围，中间空气冷却时间优选设置为约3～20秒。如果中间空气冷却温度低于约650℃，则铁素体的转化将不能充分进行，而另一方面，如果中间空气冷却温度高于约700℃，则在奥氏体中的碳的聚集(concentration)不会充分进行。此外，采用小于约3秒的中间空气冷却时间，铁素体的转化将不会充分进行，而相反，采用超过约20秒的中间空气冷却时间，将难于阻碍珠光体的转化。
从轧制温度直到中间空气冷却温度期间的冷却速度(初级冷却速度)优选在约20～100℃/秒。如果初级冷却速度小于20℃/秒，则产生粗糙铁素体，而如果初级冷却速度超过100℃/秒，将难于获得均匀冷却，因此导致不均匀结构。
从中间空气冷却完成温度直到卷绕温度期间的冷却速度(次级冷却速度)优选为不小于20℃/秒。采用小于20℃/秒的次级冷却速度，就不可能控制珠光剂的转化和贝氏体的转化。
卷绕温度优选为约350℃～室温之间。如果卷绕温度超过350℃，则第二相不可能转变成马氏体。
本发明的热轧钢板除高强度外，例如在可加工性、疲劳性质和表面质量的任一性质都比较优良，因此，例如本发明的热轧钢板适于用作汽车部件如汽车轮子、悬挂部件等的组成材料。
实施例
下面参考实施例进行更详细地描述本发明。然而，要指出的是本发明不是由实施例的性质限制的，各种改进可以在前面和后面所描述的教导范围内取得而不会背离发明的本质和范围。
具有表1示出的化学组成的锭钢被制成大板坯，随后在1200℃热轧。用于热轧的轧制温度在表2示出。热轧后，冷却在两级中进行，该两级之间插入中间空气冷却，在表2示出的卷绕温度下取出加工件，由此获得每个具有3.2mm厚度的热轧钢板。
表2示出了本实施例中所采用的从轧制温度直到初级冷却停止温度期间的冷却速度(初级冷却速度)、初级冷却停止温度、中间冷却时间以及从中间冷却完成温度直到卷绕温度期间的冷却速度(次级冷却速度)。
                                                          表1
钢种类                                             化学组分(质量％)
  C   Si     Mn   P   S   Al   Cr         其它
    1   0.037   0.06     1.0   0.051   0.005   0.04   0.33 -
    2   0.083   0.04     1.2   0.032   0.002   0.03   0.65 -
    3   0.118   0.06     1.4   0.043   0.002   0.04   0.85 -
    4   0.065   0.04     0.7   0.036   0.003   0.05   0.74 -
    5   0.072   0.05     1.6   0.074   0.001   0.03   0.92 -
6 0.068 0.03 0.9 0.038 0.003 0.03 0.62 -
    7   0.083   0.01     1.0   0.075   0.005   0.06   0.77 -
    8   0.065   0.02     1.4   0.038   0.005   0.03   0.47 -
    9   0.094   0.03     1.6   0.069   0.005   0.06   0.69 -
    10   0.039   0.01     1.6   0.043   0.002   0.05   0.54 Ni：0.21，Cu：0.3
    11   0.061   0.07     0.8   0.057   0.004   0.04   0.45 Ni：0.38，Cu：0.64
    12   0.051   0.03     1.4   0.067   0.003   0.07   0.87 Co：0.05
    13   0.069   0.04     0.9   0.052   0.004   0.04   0.57 Co：0.23
    14   0.076   0.07     0.6   0.078   0.002   0.07   0.38 Ca：0.0023
    15   0.053   0.03     1.3   0.055   0.005   0.05   0.88 Nb：0.04
    16   0.067   0.03     0.7   0.059   0.003   0.03   0.68 Ti：0.07
    17   0.082   0.07     0.9   0.068   0.002   0.03   0.46 V：0.16
    18   0.074   0.06     0.7   0.038   0.001   0.06   0.89 Mo：0.31
    19   0.097   0.02     1.1   0.036   0.004   0.05   0.36 B：0.0014
    20   0.078   0.24     0.9   0.047   0.003   0.06   0.71 -
    21   0.076   0.09     0.7   0.024   0.001   0.06   0.64 -
    22   0.065   0.07     1.2   0.091   0.002   0.05   0.52 -
    23   0.074   0.08     1.6   0.044   0.003   0.05   0.17 -
    24   0.093   0.04     1.4   0.049   0.004   0.06   1.13 -
    25   0.072   0.07     1.2   0.082   0.003   0.03   1.03 -
                                    表2
编号 钢种类                                   热轧条件
  热轧温度(℃)   初级冷却速度(℃/秒)   初级冷却停止温度(℃) 空气冷却时间(秒)   次级冷却速度(℃/秒)     卷绕温度(℃)
    1     1     850     35     690     8     50     60
    2     2     890     60     690     8     30     50
    3     3     850     55     670     11     45     100
    4     4     850     50     660     12     35     70
    5     5     880     40     670     7     30     90
    6     6     890     50     680     6     35     110
    7     7     880     45     660     13     25     140
    8     8     860     46     660     6     40     130
    9     9     890     55     680     10     45     80
10 10 870 50 690 12 45 100
    11     11     840     40     690     10     20     80
    12     12     890     30     680     7     45     110
    13     13     860     50     660     8     50     110
    14     14     850     30     690     13     35     120
    15     15     890     50     650     10     40     140
16 16 890 35 680 7 25 130
    17     17     850     45     650     6     35     120
    18     18     870     30     660     11     25     90
    19     19     840     60     660     12     25     70
    20     20     870     60     650     7     40     80
    21     21     860     60     660     10     30     70
    22     22     870     30     660     11     45     70
    23     23     880     55     680     13     25     130
24 24 850 45 670 12 25 70
    25     25     860     50     660     10     35     120
所获得的热轧钢板进行酸洗后，从该钢板中切割出多种测试片，随后分别进行张力测试、疲劳测试和结构观察。
使用根据JIS规定的张力测试片5(编号)作为张力测试的测试片，对于各个测试片进行屈服强度(YS)、张力强度(TS)和总伸长率(EI)测定。测试结果在表3示出。基于张力测试的结果，可计算出张力强度(TS)×总伸长率(EI)的各个值，在这些值的基础上评价每个热轧钢板的可加工性。具有超过18000的TS×EI值的各个测试片被评价为好(O.K.)。TS×EI的值在表3示出。
使用根据JIS规定的张力测试片5作为疲劳测试的测试片，测定通过由5×106次的交替重复弯曲疲劳测试激励而未破裂的最大应力(σw)。测试结果在表3示出。疲劳性质在所测定的最大应力(σw)与由张力测试测定的张力(TS)的比值(σw/TS)的基础上评价。具有超过0.50比值的各个测试片评价为好(O.K.)。比值在表3示出。
通过使用扫描电子显微镜观察钢板的结构，马氏体占整个结构的体积分数通过预先描述过程计算。所计算出的马氏体的体积分数在表3示出。此外，作为第三相的少量贝氏体等可以观察到，然而发现第三相的体积分数小于3％，而余量为多角形铁素体。
至于表面质量，所得热轧钢板进行肉眼观察，在是否存在表面缺陷(鳞状痕迹)的基础上评价。评价标准如下，评价结果在表3示出。
评价标准
符号○：没有观察到鳞状痕迹
符号△：局部可观察到鳞状痕迹
符号×：基本上整个表面都可观察到鳞状痕迹
                                           表3
编号 张力测试   疲劳测试 组分 性质
     YS(MPa)      TS(MPa)     EI(％)     σw(MPa)   Marte(volum TS×EI σw/TS   鳞状痕迹
  1     293     542     36     286     8     19512   0.53     ○
  2     356     655     30     342     12     19650   0.52     ○
  3     462     712     27     380     19     19224   0.53     ○
  4     369     631     31     330     13     19661   0.52     ○
  5     422     705     27     368     14     19035   0.52     ○
  6     393     624     31     329     11     19344   0.53     ○
  7     394     680     28     357     13     19040   0.53     ○
  8     346     587     33     309     12     19371   0.53     ○
  9     423     714     27     373     17     19278   0.52     ○
  10     350     606     32     322     11     19392   0.53     ○
  11     340     591     33     318     10     19503   0.53     ○
  12     431     699     28     375     13     19572   0.54     ○
  13     368     623     32     329     11     19936   0.53     ○
  14     338     578     34     306     11     19852   0.53     ○
  15     417     677     28     364     14     18956   0.54     ○
  16     428     651     29     347     14     18879   0.53     ○
  17     392     634     29     337     13     18386   0.53     ○
  18     393     683     27     358     15     18441   0.52     ○
  19     325     584     33     314     14     19272   0.54     ○
  20     407     666     28     355     12     18648   0.53     ×
  21     413     657     26     331     13     17082   0.50     ○
  22     387     647     28     302     12     18116   0.47     ○
  23     301     554     31     257     11     17174   0.46     ○
  24     498     742     23     373     22     17066   0.50     ○
  25     456     692     25     329     19     17300   0.48     ○
以表3为基础，可获得下列结论。测试片1～19都是适应本发明规定需要的实例，每一个都表示可加工性、疲劳性质优越并且表面质量也很优异的高强度热轧钢。另一方面，测试片20～25都是不能满足本发明规定需要的例子，每个都表示在如加工性、疲劳性质和表面质量中的任一性质方面较差的高强度热轧钢板。

Claims (7)

1.一种在可加工性、疲劳特性和表面质量方面优越的高强度热轧钢板，所述高强度热轧钢板含含量如下的组分：
C为0.03～0.15质量％；
Mn为0.5～2质量％；
Al为0.01～0.1质量％；
P为0.030～0.08质量％；和
Cr为0.3～1.00质量％；
同时控制S不超过0.02质量％(包括0％)，而Si不超过0.1质量％(包括0％)，其中金属结构具有作为主要相的多角形铁素体并含有作为第二相的马氏体。
2.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中按照体积分数计，所述多角形铁素体含量不低于75％。
3.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中按照体积分数计，所述马氏体含量为3～20％。
4.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，还至少包括0.1～1质量％的Ni或0.1～1质量％的Cu作为其它元素。
5.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，还包括作为其它元素的0.01～1质量％的Co。
6.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，还包括作为其它元素的不超过0.005质量％(不包括0％)的Ca。
7.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，还包括作为其它元素的选自由0.01～0.3质量％的Nb、0.01～0.3质量％的Ti、0.01～0.5质量％的V、0.05～1质量％的Mo和0.0003～0.01质量％的B组成的组中的至少一种元素。
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