CN1856589A - 加工用热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种加工用热轧钢板，其以质量％计，含有C＝0.01～0.2％、Si＝0.01～0.3％、Mn＝0.1～1.5％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al＝0.001～0.1％、N≤0.006％、余量为Fe和不可避免的杂质；其微观组织具有作为主相的多边形铁素体和硬质第二相；硬质第二相的体积分数为3～20％；硬度比(硬质第二相硬度/多边形铁素体硬度)为1.5～6；粒径比(多边形铁素体粒径/硬质第二相粒径)为1.5或以上。

Description

加工用热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及时效后的BH特性优良的加工用热轧钢板及其制造方法。
本申请对2003年9月24日申请的日本国专利申请第2003-332013号主张优先权，在此对其内容进行了引用。
背景技术
近年来，由于汽车的燃油费用上升等原因，故而以轻量化为目的，正在推行Al合金等轻金属和高强度钢板在汽车构件上的应用。但是，Al合金等轻金属尽管具有高比强度这一优势，但是与钢相比较，由于价格明显昂贵，所以其应用只限于特殊的用途。因此，为了更廉价且在更广的范围内推进汽车的轻量化，就需要钢板的高强度化。
由于材料的高强度化一般地会使成型性(加工性)等材料特性恶化，所以如何不使材料特性恶化而能谋求高强度化，就成为高强度钢板开发的关键。特别是作为内部板材构件、结构构件、行走部分构件用钢板所要求的特性，重要的是翻边加工性、延展性、耐疲劳性和耐蚀性等，而如何在高强度和这些特性之间取得高度的平衡也是很重要的。
例如，在特开2000-169935号公报、特开2000-169936号公报中，公开了一种TRIP(TRansformation Induced Plasticity)钢，即如上所述，为了兼顾高强度化和各项特性、特别是成型性，通过在钢的微观组织中含有残留奥氏体，使其表现出TRIP现象，从而使成型性(延展性和深拉深性)得以飞速提高。
该技术在590MPa左右的强度水平，因残留奥氏体的TRIP现象而表现出超过35％的断裂伸长率和优良的深拉深性(LDR：极限拉深比)。但是，为得到370～540MPa强度范围的钢板，必然地必须降低C、Si、Mn等元素，不过，如果将C、Si、Mn等元素降低到370～540MPa强度范围的水平，则为了产生TRIP现象，所存在的问题是：不能在室温下于微观组织中保持必要的残留奥氏体。因此，目前的现状是：在使用270～340MPa级左右的钢板的构件中，如果不以冲压机现场的操作和设备的改善为前提，则难以应用540MPa级或以上的高强度钢板，当前，使用370～490MPa级左右的钢板成为更现实的解决方案。另一方面，为实现汽车车体的轻量化，近年对于薄壁化(gauge down)的要求越来越高，在薄壁化的前提下，如何维持冲压产品的强度，就成了车体轻量化的课题。
作为解决这样的课题的手段，提出了如下的BH钢板，其在冲压成型时强度较低，但通过引入因冲压引起的变形和此后的烘烤涂装处理，使冲压产品的强度得以提高。
为提高BH特性，增加固溶C和N是有效的，但另一方面，这些固溶元素的增加会使常温下的时效退化加剧。为此，兼顾BH特性和耐常温时效退化就成为很重要的技术。
根据以上的必要性，例如在特开平09-278697号公报、特开平2000-028141号公报中，公开了如下的技术，即通过固溶N的增加使BH特性提高，利用晶粒细化引起的使晶界面积增加的效果来抑制常温下的固溶C、N的扩散，由此使BH特性和耐常温时效退化性能得以兼顾。
但是，晶粒的细化引起屈服点的上升，有可能使冲压成型性发生退化。另外，增加固溶N有利于BH量的增加，不过因时效产生的屈服点伸长的出现，有可能使时效后的BH量明显减少。
发明内容
本发明涉及加工用热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板在低屈服比下具有优良的冲压成型性，同时因时效引起的BH量的降低较少，因而可以稳定地获得60MPa或以上的BH量，具有370～490MPa级的强度范围，而且时效后的BH特性优良。也就是说，本发明的目的在于：提供加工用热轧钢板以及可以廉价且稳定地制造该钢板的方法，即使是拉伸强度为370～490MPa级的钢板，通过引入因冲压引起的变形和烘烤涂装处理，也可以稳定地得到与使用540～640MPa级钢板的情况同等的冲压产品强度，而且时效后的BH特性优良。
根据目前通常所采用的制造设备，同时考虑到按工业规模生产的370～490MPa级钢板的制造工艺，本发明者进行了潜心的研究，以获得时效后BH性(因时效引起的BH量的减少较少)优良且具有优异的冲压成型性的钢板。
其结果，本发明者有了新的发现：在含有C＝0.01～0.2％、Si＝0.01～0.3％、Mn＝0.1～1.5％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al＝0.001～0.1％、N≤0.006％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板中，其微观组织具有作为主相的多边形铁素体和硬质第二相；硬质第二相的体积分数为3～20％；硬度比(硬质第二相硬度/多边形铁素体硬度)为1.5～6；粒径比(多边形铁素体粒径/硬质第二相粒径)为1.5或以上；这些是非常有效的，从而完成了本发明。
也就是说，本发明的要点如下。
本发明的热轧钢板以质量％计，含有C＝0.01～0.2％、Si＝0.01～0.3％、Mn＝0.1～1.5％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al＝0.001～0.1％、N≤0.006％、余量为Fe和不可避免的杂质；其微观组织具有作为主相的多边形铁素体和硬质第二相；硬质第二相的体积分数为3～20％；硬度比(硬质第二相硬度/多边形铁素体硬度)为1.5～6；粒径比(多边形铁素体粒径/硬质第二相粒径)为1.5或以上。
根据本发明的上述方案，可以实现时效后的BH特性优良的加工用热轧钢板。该热轧钢板在低屈服比下具有优良的冲压成型性，而且在钢板制成后，即使对于曝露在诸如进行自然时效之类的环境中的情况，也能稳定地获得60MPa或以上的BH量。为此，即使是拉伸强度为370～490MPa级的钢板，也能通过引入因冲压引起的变形和烘烤涂装处理，稳定地得到与使用540～640MPa级钢板的情况同等的冲压产品强度。这样，本发明可以说是工业价值很高的发明。
在上述方案中，以质量％计，也可以进一步含有选自B＝0.0002～0.002％、Cu＝0.2～1.2％、Ni＝0.1～0.6％、Mo＝0.05～1％、V＝0.02～0.2％、Cr＝0.01～1％之中的一种、二种或更多种。
在上述方案中，以质量％计，也可以进一步含有Ca＝0.0005～0.005％、REM＝0.0005～0.02％之中的一种或二种。
在上述方案中，也可以实施镀锌。
本发明的热轧钢板的制造方法包括：对于以质量％计含有C＝0.01～0.2％、Si＝0.01～0.3％、Mn＝0.1～1.5％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al＝0.001～0.1％、N≤0.006％、余量为Fe和不可避免的杂质的钢坯，通过粗轧而将其加工成粗棒的工序；在最终阶段和其前一阶段的压下率合计为25％或以上且最终阶段的压下率为1～15％、结束温度为从Ar3相变点温度至(Ar3相变点温度+100℃)的温度区域的条件下，对上述粗棒进行精轧而加工成轧材的工序；将轧材在低于Ar3相变点温度但不小于Ar1相变点温度的温度区域保持1～15秒，然后以100℃/sec或以上的冷却速度冷却到350℃而成为热轧钢板，继而在低于350℃的温度下进行卷取的工序。
在上述方案中，也可以将精轧的开始温度设定为(Ar3相变点温度+250℃)或以上。
在上述方案中，于直至精轧粗棒的工序开始的期间内、和/或于精轧粗棒的工序中，也可以加热粗棒或者轧材。
在上述方案中，在从粗轧钢坯的工序结束之时刻到精轧粗棒的工序开始之时刻的期间内，也可以对粗棒进行去氧化皮处理。
在上述方案中，也可以将得到的热轧钢板浸入镀锌槽中，从而对钢板表面进行镀锌处理。
在上述方案中，镀锌后也可以进行合金化处理。
附图说明
图1是将钢板试料的硬度比对第二相的体积分数作图所绘制的曲线。
具体实施方式
下面就完成本发明的基础性研究结果进行说明。
为调查时效后的BH特性和钢板的微观组织之间的关系，本发明者进行了如下的实验。熔炼钢成分如表1所示的铸坯而用各种制造工艺制造2mm厚的钢板，然后就准备好的钢板进行时效后的BH特性和微观组织的调查。
表1
(质量％)
  C   Si   Mn   P   S   Al   N
  0.068   0.061   1.22   0.009   0.001   0.034   0.0029
时效后的BH特性按照以下的步骤进行评价。从各自的钢板切出JISZ2201所述的5号试片，然后对这些试片施行100℃×60分的人工时效处理。其后，进一步对试片施加2％的拉伸预变形，接着施行与170℃×20分的涂装烘烤工序相当的热处理之后，再度实施拉伸试验。拉伸试验按照JIS Z2241的方法进行。
在此，所谓时效后的BH特性优良是指人工时效处理后的BH量较大。另外，所谓的BH量定义为：从再拉伸的上屈服点中扣除2％的拉伸预变形的流动应力所得到的值。
另一方面，微观组织的调查按如下的方法进行。将从钢板板宽(W)的1/4W或3/4W的位置切出的试料沿轧制方向断面进行研磨，并用硝酸乙醇试剂进行浸蚀。用光学显微镜以200～500倍的放大倍数进行观察，拍摄了表层下0.2mm、板厚(t)的1/4t、1/2t这些视野的照片。
所谓的微观组织的体积分数，在上述的金属组织照片上用面积分数来定义。其次，多边形铁素体以及第二相平均粒径的测量，则用JISG0552所述的比较法等来进行。首先，根据该比较法等得到的测量值求出粒度编号G，然后根据粒度编号G由m＝8×2G求出每1mm2断面面积的晶粒的数量m，继而根据该m由dm＝1/m得到平均粒径dm，该dm便被定义为多边形铁素体和第二相的平均粒径。
此外，作为平均粒径的测量方法，也可以将使用上述光学显微镜观察得到的图像输入到图像处理装置等中进行处理而将其作为当量圆直径求出。所谓作为主相的多边形铁素体和第二相的粒径比，被定义为多边形铁素体的平均粒径(dm)/第二相的平均粒径(ds)。
再者，硬质第二相和作为主相的多边形铁素体的硬度比，被定义为硬质第二相的维氏硬度(Hv(s))/主相的维氏硬度(Hv(m))。硬质第二相和主相的维氏硬度都是采用JIS Z2244所述的方法，分别测量10个或以上的点，其中去掉各自的最大值和最小值之后所求出的平均值。
按上述的方法测量时效后的BH量和第二相的体积分数以及硬度比，得到的结果如图1所示。在此，图中硬质第二相的体积分数为3～20％且硬度比为1.5～6的钢板，以圆形记号表示，除此以外的钢板，以四角形记号表示。另外，钢板时效后的BH量，在该钢板的记号内以数值表示。
另外，在记号附近，记载着钢板的微观组织。在图1中，PF表示多边形铁素体，BF表示贝氏体铁素体、M表示马氏体，B表示贝氏体，P表示珠光体。
如图1所示，本发明者新观察到：时效后的BH量和第二相的体积分数以及硬度比具有非常强烈的相关性，当第二相的体积分数为3～20％且硬度比为1.5～6时，时效后的BH量达到60MPa或以上。
虽然其机理尚不清楚，但在微观组织中，当以最佳的状态(体积分数、硬度比)含有硬质第二相时，由于在制造时硬质第二相在低温下发生相变，所以引入许多的可移动位错。可以推测其原因在于：如果某种程度地引入这些可移动位错，则即使在时效后，也能抑制屈服点伸长的发生和屈服点的上升，从而因加工产生的变形可有效地反映到BH量中。
下面就本发明的钢板的微观组织进一步进行详细的说明。
在本发明中，微观组织必然地是由多边形铁素体和硬质第二相构成，所谓硬质第二相就是马氏体或贝氏体。如果硬质第二相是马氏体，则与贝氏体相比，由于体积膨胀较大，可移动位错的引入量较多，所以能够进一步降低屈服点并使BH量得以增大，因此硬质第二相优选为马氏体。但是，允许存在不可避免地含有的直到3％左右的残留奥氏体。
如上所述，为了兼顾加工性和优良的时效后地BH性，必须使第二相的体积分数为3～20％，硬度比为1.5～6.0或以上。
为了获得时效后也较高的BH量，当硬质第二相低于3％时，不能得到时效后也不发生屈服点伸长、也不使BH量降低这种程度的可移动位错，当超过20％时，则作为主相的多边形铁素体的体积分数减少，从而加工性产生退化。因此，第二相的体积分数设定为3～20％。
硬质第二相相对于作为主相的多边形铁素体，当其硬度比低于1.5时，时效后也不发生屈服点伸长，也不能得到不使BH量降低这种程度的可移动位错，即使超过6，其效果也达到饱和。因此，硬度比设定为1.5～6。
另一方面，虽然为获得优良的加工性而将主相设定为多边形铁素体，但是为获得这种效果，必须使多边形铁素体和第二相的粒径比为1.5或以上。当多边形铁素体和第二相的粒径比低于1.5时，受硬质第二相的影响而使延展性降低。此外，当硬质第二相如同马氏体那样而成为使溶质元素得以浓缩、硬度得以上升的相时，必然地第二相的粒径具有减少的倾向，由于变得更加难以受到硬质第二相的影响而使延展性得到改善，所以优选粒径比为2.5或以上。
另外，如果多边形铁素体的平均粒径超过8μm，则屈服应力降低，由于成型性提高，所以优选大于8μm。虽然没有特别谈到多边形铁素体的平均粒径的上限，但从防止产生粗糙表面等角度考虑，优选为25μm或以下。
再者，钢板表面的最大高度Ry优选为15μm(15μmRy，1(基准长度：sampling length)2.Smm，ln(评价长度：travelling length)12.5mm)或以下。很明显，这是因为：例如像金属材料疲劳设计便览、日本材料学会编、84页上所记载的那样，热轧或酸洗后保持状态不变的钢板的疲劳强度与钢板表面的最大高度Ry相关。
本发明还表明：不只是上述评价的2％预变形的BH量比较优良，即使N≤0.006％，10％预变形的BH量也达40MPa或以上，10％预变形的拉伸强度的上升值(△TS)也可以达到40MPa或以上。
接着就本发明的化学成分的限定理由进行说明。
C低于0.01％时，虽然可以抑制时效退化，但有可能不仅不能得到充分的第二相的硬度以及体积分数，而且还会减少钢板中能够以固溶状态存在的C量，且导致BH量的降低，所以C设定为0.01％或以上。另外，当含量超过0.2％时，则第二相的体积分数增加，从而导致强度上升和加工性退化，所以C设定为0.2％或以下。再者，在需要某种程度的扩孔性的情况下，优选的C为0.1％或以下。
Si、Mn是本发明中的重要的元素。这些元素尽管使本发明的钢板处在490MPa或以下的低强度，但为了得到由作为本发明之要件的多边形铁素体和第二相构成的复合组织，必须含有特定的含量。特别是Mn，在轧制结束后的冷却中，将扩大铁素体、奥氏体二相状态的温度领域，所具有的效果是容易得到由作为本发明之要件的多边形铁素体和第二相构成的复合组织，故而添加0.1％或以上。但是，即使Mn的添加超过1.5％，其效果也已达到饱和，所以其上限设定为1.5％。
另一方面，因为Si在冷却中具有抑制铁碳化合物析出的效果，所以添加0.01％或以上，但当添加量超过0.3％时，其效果得以过度发挥而不能得到由多边形铁素体和第二相构成的复合组织。再者，当超过0.3％时，则有可能使化学转化处理性能退化，所以其上限设定为0.3％。另外，当没有充分地添加可以抑制因S引起的热裂发生的元素时，除Mn以外，还优选以质量％计，添加Mn/S≥20的Mn量。再者，当(Si+Mn)的添加量超过1.5％时，则强度提高过多，导致加工性退化，故而优选将其上限设定为1.5％。
P是杂质，越低越好，当含量超过0.1％时，就会对加工性和焊接性产生不良影响，所以设定为0.1％或以下。但是，如果考虑到焊接性，则优选为0.02％或以下。
S不但热轧时引起裂纹，而且含量过多时，将会生成使扩孔性退化的A系杂夹物，所以应该尽量降低其含量，但如果为0.03％或以下，则在可以允许的范围内。但是，在需要某种程度的扩孔性的情况下，优选0.001％或以下，进而在要求较高的扩孔性的情况下，优选为0.003％或以下。
Al用于钢水脱氧，需要添加0.001％或以上，但由于会招致成本的上升，所以其上限设定为0.1％。另外，当添加太多时，就会使非金属杂夹物增多，从而导致延伸率的退化，所以优选设定为0.06％或以下。再者，为增加BH量，优选为0.015％或以下。
N通常使BH量得以提高，因而是优选的元素，但添加的N量超过0.006％时，则时效退化加剧，所以设定为0.006％或以下。再者，对于以制造后在室温下放置二星期或更长时间、之后再供给加工为前提的情况，从时效性的角度考虑，优选为0.005％或以下。另外，考虑到出口时夏季将在高温下放置以及用船舶运输时要通过赤道，优选的是低于0.003％。
B由于具有提高淬硬性、容易得到由作为本发明之要件的多边形铁素体和第二相构成的复合组织的效果，所以根据需要进行添加。但是，在低于0.0002％时，在获得其效果方面是不充分的。而当添加量超过0.002％时，就会发生板坯裂纹。因此，B的添加量设定为0.0002％～0.002％。
再者，为增加强度，也可以含有选自Cu：0.2～1.2％、Ni：0.1～0.6％、Mo：0.05～1％、V：0.02～0.2％、Cr：0.01～0.1％之中的析出强化元素或固溶强化元素的一种、二种或更多种。关于其中的任何一种元素，含量低于上述范围时，不能得到其效果。而含量高于上述范围时，其效果达到饱和，即使含量再增加，其效果也不会再增加。
Ca和REM是改变非金属杂夹物的形态而使之无害化的元素，其中非金属杂夹物将成为破坏的起点，或者使加工性退化。不过，当添加量低于0.0005％时，不能获得这种效果，而当Ca的添加量超过0.005％、REM的添加量超过0.02％时，其效果也达到饱和。为此，优选添加Ca＝0.0005～0.005％、REM＝0.0005～0.02％。
此外，在以这些成分为主要成分的钢中，也可以含有合计量为1％或以下的Ti、Nb、Zr、Sn、Co、Zn、W、Mg。但是，Sn在热轧时恐怕会使钢产生缺陷，所以优选为0.05％或以下。
下面就本发明制造方法的限定理由进行详细的叙述。
本发明的热轧钢板的制造方法包括：热轧铸造后的钢坯，之后进行冷却的方法；将热轧后的轧材或热轧钢板进一步于熔融镀生产线中实施热处理的方法；进而对这些钢板实施其它的表面处理的方法。
本发明的热轧钢板的制造方法是通过热轧钢坯而加工成热轧钢板的方法，其包括：轧制钢坯而加工为粗棒(也称薄板坯)的粗轧工序，轧制粗棒而加工成轧材的精轧工序，以及冷却轧材而成为热轧钢板的冷却工序。
在本发明中，热轧之前进行的制造方法，即钢坯的制造方法并不进行特别的限定。例如，在通过高炉、转炉或者电炉等进行熔炼之后，继续采用各种2次精炼进行成分调整，使其成为所需要的成分含量，随后除采用通常的连铸、钢锭法进行的铸造外，还可以采用薄板铸造等方法进行铸造。原料可以使用废料。在通过连铸得到板坯的情况下，可以将高温铸坯直接运送到热轧机，也可以冷却到室温后在加热火炉中再加热之后进行热轧。
关于钢坯的再加热温度，并没有进行特别的限制，但如果为1400℃或以上，则氧化皮的脱落量增多，成品率降低，所以再加热温度优选为低于1400℃。另外，当在低于1000℃的温度下加热时，由于在去氧化皮处理方面明显地损害操作效率，所以钢坯的再加热温度优选为1000℃或以上。再者，当在低于1100℃的温度下加热时，由于氧化皮脱落量较少，而且有可能不能通过随后的去氧化皮处理将板坯表层的杂夹物与氧化皮一起去除，所以钢坯的再加热温度优选为1100℃或以上。
热轧工序包括粗轧工序和该粗轧结束后的精轧工序，但是为了抑制板厚方向的材质偏差，将精轧开始温度设定为(Ar3相变点温度+250℃)或以上。精轧开始温度的上限并没有特别的规定，但超过1250℃时，则精轧结束温度有可能超过(Ar3相变点温度+100℃)，所以精轧开始温度优选为1250℃或以下。为了将精轧开始温度设定为(Ar3相变点温度+250℃)或以上，可以根据需要在从粗轧结束到精轧开始的期间和/或精轧过程中，对粗棒或轧材进行加热。
特别是在本发明中，为了稳定地得到优良的断裂伸长率，有效的方法是抑制MnS等的微细析出。通常，MnS等析出物在1250℃左右的钢坯的再加热中将发生再固溶，在此后的热轧中产生微细析出。因此，如果能够将钢坯的再加热温度控制在1150℃左右，从而抑制MnS等的再固溶，便可以使延展性得以改善。但是，为了使轧制结束温度落在本发明的范围内，在从粗轧结束到精轧开始的期间和/或精轧过程中，对粗棒或轧材进行加热就成为有效的手段。此时的加热装置可以采用任何方式，但是如果是卧式，则在板厚方向可以均匀受热，所以优选的是卧式。
在粗轧结束和精轧开始的期间，当进行去氧化皮处理时，优选满足下述条件，即钢板表面的高压水的冲击压力P(MPa)×流量L(升/cm2)≥0.0025。
钢板表面的高压水的冲击压力P叙述如下(参照《铁和钢》1991vol.77 No.9 p1450)。
P(MPa)＝5.64×P0×V/H2
其中，
P0(MPa)：液体压力
V(升/min)：喷嘴液流量
H(cm)：钢板表面和喷嘴间的距离
流量L叙述如下。
L(升/cm2)＝V/(W×v)
在此，
V(升/min)：喷嘴液流量
W(cm)：每个喷嘴的喷射液喷到钢板表面的平均宽度
V(cm/min)：穿引速度
为获得本发明的效果，冲击压力P×流量L的上限没有必要进行特别的规定，但如果增加喷嘴液流量，则会产生喷嘴的磨耗加剧等麻烦，所以优选设定为0.02或以下。
通过去氧化皮处理可以去除表面的氧化皮，从而使钢板表面的最大高度Ry变为15μm(15μmRy，l(基准长度：sampling length)2.5mm，ln(评价长度：travelling length)12.5mm)或以下。另外，此后的精轧为防止去氧化皮处理后再度生成氧化皮，优选在5秒以内进行。
另外，也可以在粗轧和精轧之间将薄板坯接合在一起，从而进行连续的精轧。此时，也可以暂时将粗棒卷绕成卷材状，根据需要保存在具有保温功能的盖子里，再度开卷之后将其接合在一起。
为得到该成分体系所优选的微观组织分数、主相和第二相的硬度比，精轧必须在轧制结束后，使其产生适度的铁素体相变，所以必须进行在最终阶段和其前一阶段的压下率合计为25％或以上的轧制。当最终阶段的压下率低于1％时，钢板的平面度降低，而超过15％时，则过度地进行铁素体相变而不能得到优选的多边形铁素体和第二相的粒径比为2.5或以上的微观组织，所以最终阶段的压下率设定为1～15％。关于最终阶段和其前一阶段的合计压下率，其上限并没有特别的设定，但从轧制的反作用力对设备形成制约的角度考虑，优选为50％或以下。
再者，精轧结束温度(FT)被设定为Ar3相变点温度～(Ar3相变点温度+100℃)。在此，所谓的Ar3相变点温度，例如通过以下的计算式简单地用与钢成分的关系来表示。
即，Ar3＝910-310×％C+25×％Si-80×％Mneq
其中，Mneq＝％Mn+％Cr+％Cu+％Mo+％Ni/2+10(％Nb-0.02)
或者在添加B的情况下，Mneq＝％Mn+％Cr+％Cu+％Mo+％Ni/2+10(％Nb-0.02)+1。
在此，式中的％C、％Si、％Mn、％Cr、％Cu、％Mo、％Ni、％Nb分别表示元素C、Si、Mn、Cr、Cu、Mo、Ni、Nb在钢坯中的含量(质量％)。
当精轧结束温度(FT)低于Ar3相变点温度时，则可能成为α十γ的二相区域轧制，可能在轧制后的铁素体晶粒中残留加工组织，从而导致延展性的退化，所以精轧结束温度设定为Ar3相变点温度或以上。另外，如果轧制结束温度(FT)超过(Ar3相变点温度+100℃)，则轧制结束后的铁素体相变所需要的轧制所产生的变形，因奥氏体的再结晶而得以缓和，以致不能获得最终所需要的微观组织，所以精轧结束温度(FT)设定为(Ar3相变点温度+100℃)或以下。
精轧结束后，在低于Ar3相变点温度但不小于Ar1相变点温度的α十γ的二相温度区域保持1～15秒，不过，当该保持时间低于1秒时，则铁素体—奥氏体的二相分离就不能充分地进行而不能得到最终所需要的微观组织。在此，所谓Ar1相变点温度，例如通过以下的计算式简单地用与钢成分的关系来表示。
即，Ar1＝830-270×％C-90×％Mneq
另一方面，当超过15秒时，则生成珠光体，不但有可能得不到所需要的微观组织，而且穿引速度降低，生产效率明显降低，所以在该温度区域的保持时间设定为1～15秒。直至该保持温度的冷却并没有特别的规定，但为了促进α十γ的分离，优选以20℃/s或以上的冷却速度在该温度区域进行冷却。其次，在保温结束后，以100℃/sec或以上的冷却速度冷却到350℃，当低于350℃时进行卷取，但当冷却速度低于100℃/sec时，则生成珠光体，不能得到充分的硬质第二相，从而不能获得所需要的微观组织，因而也不能充分地确保BH性。因此，冷却速度设定为100℃/sec或以上。冷却速度的上限不进行特别的规定便可以获得本发明的效果，但是恐怕会因热变形引起板的翘曲，所以优选设定为200℃/s或以下。
为获得时效后也不发生屈服点伸长、也不使BH量降低这种程度的可移动位错，需要硬度比达到1.5～6，而当卷取温度为350℃或以上时，由于不能实现1.5～6的硬度比，所以卷取温度限定为低于350℃。再者，从耐时效退化的角度考虑，卷取温度优选为150℃或以下。另外，卷取温度的下限值没有必要进行特别的限定，不过，当卷材长时间处于被水润湿的状态时，恐怕因生锈而使外观不良，所以优选为50℃或以上。
热轧工序结束后根据需要进行酸洗，之后也能够以在线或离线的方式施行压下率为10％或以下的平整或压下率直至40％左右的冷轧。
此外，为进行钢板形状的矫正以及通过引入可移动位错而提高延展性，优选施行0.1％～2％的平整冷轧。
为在酸洗后的热轧钢板上施行镀锌，也可以浸渍在镀锌槽中，根据需要进行合金化处理。
实施例
下面根据实施例就本发明进行进一步的说明。
具有表2所示的化学成分的A～K钢，用转炉进行熔炼，连续铸造后，直接输送或经再加热后进入粗轧工序，粗轧之后接着进行精轧，制成厚度为1.2～5.5mm的钢板，然后进行卷取。在此，有关表中的化学组成，用质量％来表示。
表2
  钢坯NO.  化学组成(单位：质量％)
 C Si  Mn  P  S  Al N Si+Mn   其它
  X1  0.071 0.06  1.21  0.011  0.001  0.031 0.0026 1.27
  X2  0.048 0.22  0.72  0.010  0.001  0.033 0.0038 0.94   Cu：0.29％，Ni：0.12％
  X3  0.074 0.07  1.01  0.011  0.001  0.028 0.0027 1.08   B：0.0004％，Cr：0.08％
  X4  0.051 0.04  0.98  0.009  0.001  0.031 0.0029 1.02   Mo：0.11％
  X5  0.072 0.05  1.08  0.009  0.001  0.016 0.0030 1.13   V：0.08％
  X6  0.066 0.05  1.23  0.008  0.001  0.024 0.0028 1.28   REM：0.0009％
  X7  0.063 0.04  1.31  0.010  0.001  0.026 0.0024 1.35   Ca：0.0014％
  X8  0.052 0.03  1.02  0.010  0.001  0.034 0.0038 1.05   Cr：0.61％
  Y1  0.070 1.02  0.36  0.008  0.001  0.035 0.0041 1.38
  Y2  0.070 0.03  1.26  0.012  0.001  0.015 0.0084 1.29
  Y3  0.210 1.51  1.49  0.010  0.001  0.033 0.0036 3.00
  Y4  0.064 0.89  1.26  0.010  0.001  0.034 0.0038 2.15
制造条件的详细情况如表3所示。在此，“粗棒加热”表示在从粗轧结束到精轧开始的期间和/或在精轧中粗棒或轧材的加热，是否进行了这种加热用有无来表示。“FT”表示精轧温度，所谓“保持时间”是指在低于Ar3相变点温度但不小于Ar1相变点温度之温度区域的空冷时间，所谓“在保持温度区域～350℃的冷却速度”是表示冷却时通过保持温度区域～350℃的温度区域时的平均冷却速度，所谓“CT”是表示卷取温度。此外，所谓“MT”是使用输出辊道的中间温度计测量的温度，不过在本实施例中，该温度相当于“保持温度区域～350℃的冷却”的开始冷却温度。
如表3所示，在实施例3在粗轧后，在冲击压力为2.7MPa、流量为0.001升/cm2的条件下实施去氧化皮处理。另外，实施例8还施行了锌镀。
表3-1
制造条件
 钢坯NO. 粗棒加热   精轧入口侧温度(℃) Ar3+250(℃) (最终阶段的压下率)/最终阶段和其前一阶段的压下率合计)(％/％)   FT(℃)   Ar3(℃) Ar3+100(℃)   Ar1(℃)   MT#(℃)   保持时间(秒)   在保持温度区域～350℃的冷却速度(℃/sec)  CT(℃) 备注
  实施例1  X1 有   1100   1044     14/36   850   794   894   712   720   4.0     120  ＜150
  实施例2  X1 无   1100   1044     14/36   850   794   894   712   720   4.0     120  ＜150
  实施例3  X2 无   1100   1094     10/24   870   844   944   722   740   5.0     110  200 *1
  实施例4  X3 无   1100   1059     10/24   870   809   909   714   720   5.0     110  200
  实施例5  X4 无   1100   1068     10/24   870   818   918   714   730   5.0     110  200
  实施例6  X5 有   1100   1053     10/24   870   803   903   713   730   5.0     110  200
  实施例7  X6 有   1100   1043     14/36   850   793   893   711   720   5.0     110  200
  实施例8  X7 有   1100   1038     14/36   850   788   888   710   720   5.0     110  200 *2
  实施例9  X1 有   980   1044     14/36   850   794   894   702   710   4.0     120  ＜150
  实施例10  X1 有   1000   1044     14/36   850   794   894   702   710   4.0     120  ＜150
  实施例11  X7 有   1100   1038     14/36   850   788   888   710   740   1.5     100  250
  实施例12  X8 有   1100   1015     14/36   850   765   865   706   720   4.0     100  ＜150
  比较例1  X1 有   1100   1044     16/22   850   794   894   712   780   4.0     120  ＜150
  比较例2  X1 有   1100   1044     14/36   780   794   894   712   720   4.0     120  ＜150
  比较例3  X1 有   1100   1044     14/36   850   794   894   712   780   0.5     120  ＜150
  比较例4  X1 有   1100   1044     14/36   850   794   894   712   720   4.0     10   500
  比较例5  X1 有   1100   1044     18/36   850   794   894   702   710   4.0     120  ＜150
  比较例6  Y1 无   1100   1136     14/36   890   886   986   749   750   4.0     120  ＜150
  比较例7  Y2 无   1100   1038     14/36   850   788   888   710   720   4.0     120  ＜150
  比较例8  Y3 有   1100   1014     10/26   875   764   864   751   760   5.0     110   400
  *1：粗轧后，实施冲击压力为2.7MPa、流量为0.001升/cm2的去氧化皮处理*2：经过镀锌工序
表3-2
  微观组织     机械性质     BH性
  微观组织  第二相体积分数(％)  硬度比  结晶粒径比 YP(MPa) TS(MPa) E1(％) 2％BH(MPa) 人工时效后2％BH(MPa)
实施例1   PF+M     10     3.7     2.7     295     461     36     79     78
实施例2   PF+M     8     3.9     2.8     289     456     35     81     81
实施例3   PF+B     13     2.9     2.9     288     416     35     68     66
实施例4   PF+M     8     3.8     2.8     312     488     32     91     88
实施例5   PF+B     12     3.2     2.9     290     442     34     80     77
实施例6   PF+B     14     2.7     2.7     320     491     32     77     70
实施例7   PF+M     9     3.8     3.0     320     460     35     88     86
实施例8   PF+M     10     3.6     2.9     324     471     34     80     80
实施例9   PF+M     9     3.8     2.8     293     470     34     71     65
实施例10   PF+M     6     4.1     2.9     297     460     33     74     63
实施例11   PF+B     16     2.6     1.9     316     466     33     61     62
实施例12   PF+B     18     1.8     1.8     344     481     31     64     61
比较例1   BF     100     1.0     -     322     456     33     58     56
比较例2   加工F+M     5     1.2     2.6     389     470     28     61     58
比较例3   BF     100     1.0     -     318     460     31     60     55
比较例4   PF+P     12     1.4     2.7     311     439     32     21     8
比较例5   PF+B     5     4.0     1.4     320     460     31     55     45
比较例6   PF+M     2     2.7     2.2     410     570     24     12     10
比较例7   PF+M     11     3.6     2.6     303     465     34     76     36
比较例8   PF+B+13％γR     31     2.1     1.8     566     794     33     46     43
表中γR表示残留奥氏体。
与为实施发明的最优方案所述的评价方法同样，用拉伸试验和人工时效后的BH试验就这样得到的薄钢板进行了评价。再者，同样地进行了微观组织的调查、多边形铁素体与第二相的平均粒径的测量、及硬质第二相与作为主相的多边形铁素体的硬度比的测量，其结果如表3所示。
实施例1～12含有预定量的钢成分，其微观组织包括作为主相的多边形铁素体和硬质第二相，且第二相的体积分数为3～20％，硬度比为1.5～6，粒径比为1.5或以上。该实施例1～12所得到的加工用热轧钢板，其人工时效后的BH量超过60Mpa，时效后具有优良的BH性。
上述以外的比较例1～8基于以下的理由，处在本发明的范围以外。
在比较例1中，最终阶段的压下率以及最终阶段和其前一阶段的合计压下率处在本发明权利要求5的范围之外，所以不能得到权利要求1所述的所需要的微观组织，不能得到充分的人工时效后的BH量。
在比较例2中，精轧结束温度(FT)处在本发明权利要求5的范围之外，所以不能得到权利要求1所述的所需要的微观组织，不能得到人工时效后的BH量。
在比较例3中，保持时间处在本发明权利要求5的范围之外，所以不能得到权利要求1所述的所需要的微观组织，不能得到充分的人工时效后的BH量。
在比较例4中，在保持温度～350℃的温度区域的冷却速度和卷取温度(CT)处在本发明权利要求5的范围之外。特别是在保持温度～350℃的温度区域的冷却速度低于100℃/sec，所以生成珠光体。这样一来，不能得到权利要求1所述的所需要的微观组织，不能得到充分的人工时效后的BH量。
在比较例5中，最终阶段的压下率处在本发明权利要求5的范围之外，所以不能得到权利要求1所述的所需要的微观组织，不能得到充分的人工时效后的BH量。
在比较例6中，使用的钢坯Y1的Si含量处在本发明权利要求1的范围之外，所以不能得到权利要求1所述的所需要的微观组织，不能得到充分的人工时效后的BH量。
在比较例7中，使用的钢坯Y2的N含量处在本发明权利要求1的范围之外，所以尽管可以得到权利要求1所述的所需要的微观组织，但时效退化很激烈，不能得到充分的人工时效后的BH量。
在比较例8中，使用的钢坯Y3的C含量和Si处在本发明权利要求1的范围之外，而且卷取的温度也处在本发明权利要求6的范围之外，所以不能得到权利要求1所述的所需要的微观组织。
该加工用热轧钢板由于因时效引起的BH量的降低较少，所以为稳定地能得到60MPa或以上的BH量，即使是拉伸强度为370～490MPa级的钢板，通过引入因挤压产生的变形和进行烘烤涂装处理，也可以得到与使用540～640MPa级钢板的情况同等的冲压产品强度。
为此，特别如汽车的车体用零配件等那样，本发明的钢板可以适于用作旨在实现轻量化的薄壁化要求很高的工业产品。

Claims (10)

1、一种加工用热轧钢板，其以质量％计，含有
C＝0.01～0.2％、
Si＝0.01～0.3％、
Mn＝0.1～1.5％、
P≤0.1％、
S≤0.03％、
A1＝0.001～0.1％、
N≤0.006％、
余量为Fe和不可避免的杂质；
其微观组织具有作为主相的多边形铁素体和硬质第二相；硬质第二相的体积分数为3～20％；硬质第二相硬度与多边形铁素体硬度之硬度比为1.5～6；多边形铁素体粒径与硬质第二相粒径之粒径比为1.5或以上。
2、根据权利要求1所述的加工用热轧钢板，其以质量％计，进一步含有选自
B＝0.0002～0.002％、
Cu＝0.2～1.2％、
Ni＝0.1～0.6％、
Mo＝0.05～1％、
V＝0.02～0.2％、以及
Cr＝0.01～1％之中的一种、二种或更多种。
3、根据权利要求1所述的加工用热轧钢板，其以质量％计，进一步含有
Ca＝0.0005～0.005％、以及
REM＝0.0005～0.02％之中的一种或二种。
4、根据权利要求1所述的加工用热轧钢板，其实施了镀锌处理。
5、一种加工用热轧钢板的制造方法，其包括：对于以质量％计含有C＝0.01～0.2％、Si＝0.01～0.3％、Mn＝0.1～1.5％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al＝0.001～0.1％、N≤0.006％、余量为Fe和不可避免的杂质的钢坯，通过粗轧而将其加工成粗棒的工序；
在最终阶段和其前一阶段的压下率合计为25％或以上且最终阶段的压下率为1～15％、结束温度为从Ar3相变点温度至(Ar3相变点温度+100℃)的温度区域的条件下，对所述粗棒进行精轧而加工成轧材的工序；
将轧材在低于Ar3相变点温度但不小于Ar1相变点温度的温度区域保持1～15秒，然后以100℃/sec或以上的冷却速度冷却到350℃而成为热轧钢板，继而在低于350℃的温度下进行卷取的工序。
6、根据权利要求5所述的加工用热轧钢板的制造方法，其中将精轧的开始温度设定为(Ar3相变点温度+250℃)或以上。
7、根据权利要求5所述的加工用热轧钢板的制造方法，其中在直至精轧粗棒的工序开始的期间内、和/或在精轧粗棒的工序中，对粗棒或者轧材进行加热。
8、根据权利要求5所述的加工用热轧钢板的制造方法，其中在从粗轧钢坯的工序结束之时刻到精轧粗棒的工序开始之时刻的期间内，对粗棒进行去氧化皮处理。
9、根据权利要求5所述的加工用热轧钢板的制造方法，其中将得到的热轧钢板浸入镀锌槽中而对钢板表面进行镀锌处理。
10、根据权利要求9所述的加工用热轧钢板的制造方法，其中在镀锌后进行合金化处理。
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