专利名称：延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从汽车的轻量化、提高冲撞安全性的必要性考虑，迫切要求车体骨架构件 和补强构件、以及坐席骨架构件等的成形性优良的高强度钢板。这些部件形状从外观性和 车体设计上的要件考虑，有时也要求复杂的形状，具有优良的加工性能的高强度钢板是必需的。另一方面，由于钢板的高强度化，加工方法在多数情况下从现有技术的使用防皱 压板的深冲加工变为进行单纯的模锻加工和弯曲加工，特别在弯曲棱边为圆弧形等的曲线 的情况下，也有时变为钢板端面被延伸的延伸凸缘加工。而且，根据部件要求，扩展加工孔 部(预钻孔)而使其形成凸缘的翻边加工的部件也不少，其扩展量较大者有时扩展到预钻 孔的直径1.6倍以上。另一方面，部件加工后回弹等的弹性回复现象，越将钢板高强度化则越容易发生， 妨碍确保部件的精度。因此，这些加工对钢板要求延伸凸缘性和扩孔性、以及弯曲性等的局部成形性，但 采用现有技术的钢板，这些性能并不充分，存在裂纹等不良情况发生、不能稳定地进行产品 加工的问题。对此，从前特开平9-67645号公报提出了改善了延伸凸缘成形性的高强度钢板， 但是还是希望进一步改善加工性、特别提高扩孔性的要求显著增加，而且同时满足延伸率提尚。
发明内容
本发明的目的在于解决上述的现有技术中存在的问题、以工业规模实现延伸率和 扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法。具体地说，目的在于，以工业规模实现抗拉强度 为500MPa以上且发挥上述性能的高强度薄钢板及其制造方法。本发明人研究了延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，结果发现，为 了使钢板的延展性、扩孔性进一步提高，在钢板的抗拉强度为500MPa以上的高强度冷轧钢 板的场合，钢板的金属组织的形态和平衡以及灵活运用回火马氏体是重要的。并且通过利 用将抗拉强度与Si、A1设定为特定的关系而确保适宜的铁素体面积率、且避免化学转化成 膜处理性和镀覆附着性的劣化，而且利用Mg、REM、Ca的添加控制内部含有的析出物等的夹 杂物使局部成形性提高，发现了以前所没有的使冲压成形能力提高的钢板及其制造方法。
(1) 一种延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于以质量％计含有C 0. 03 0. 25%,Si :0. 013 0. 299%,Mn :0. 8 3. 1 %、P ≤ 0. 02%、S≤ 0. 02%,A1 :0. 2 2.0%,N≤ 0. 01%，以及剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；显微组织中铁素体以面 积率计为10 85%，残余奥氏体以体积率计为1 10%，回火马氏体以面积率计为10 60%，以及剩余部分为贝氏体。(2)根据(1)所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于作为 化学成分还含有 V 0. 005 1 %、Ti 0. 002 1 %、Nb 0. 002 1 %、Cr 0. 005 2 %、 Mo 0. 005 1 %、B 0. 0002 0. 1 %、Mg 0. 0005 0. 01 %、REM 0. 0005 0. 01 %、Ca 0. 0005 0.01%中的1种或2种以上。(3)根据(1)或(2)所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于还 满足下述式(A)，(0. 0012 X [TS 目标值]-0. 29)/3 < [Al]+0. 7[Si] < 1. 0 式(A)TS目标值为钢板的强度设计值，单位为MPa;[Al]表示A1的质量％;[Si]表示Si
的质量％。(4) 一种延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于制造板 坯，该板坯以质量 ％ 计含有 c 0. 03 0. 25%、Si 0. 013 0. 299%、Mn :0. 8 3. 1 %、 P彡0. 02%,S彡0. 02%,A1 0. 2 2.0. 01 %，进而根据需要还可含有V :0. 005 1%, Ti 0. 002 l%、Nb 0. 002 1%、Cr 0. 005 2%、Mo 0. 005 1%、B 0. 0002 0. 1 %、Mg 0. 0005 ~ 0. 01%、REM 0. 0005 0. 01 %、Ca :0. 0005 0. 01 % 中的 1 种或 2 种 以上，且剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；将上述板坯在1150 1250°C的范围进 行加热，然后在800 950°C的温度范围进行热轧，于700°C以下进行卷取，接着经通常的酸 洗后以30 80%的压下率进行冷轧，然后在连续退火工序于600°C Ac3点+50°C下进行 均热并实施再结晶退火，于600°C Ar3点下以30°C /s以下的平均冷却速度进行冷却，接着 以10 150°C /s的平均冷却速度冷却至400°C以下，随后在150 400°C下保持1 20分 钟后进行冷却，从而显微组织具有下述的金属组织铁素体以面积率计为10 85%，残余奥 氏体以体积率计为1 10%，回火马氏体以面积率计为10 60%，以及剩余部分为贝氏体。(5)根据(4)所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在 于在连续退火工序于600°C Ac3点+50°C下进行均热并实施再结晶退火，以10 150°C / s的平均冷却速度冷却至400°C以下，随后在150 400°C进行1 20分钟的第1加热保持 后，接着在比上述第1加热保持温度高30 300°C的温度且在500°C以下进行1 100秒 钟的第2加热保持，然后进行冷却。(6)根据(4)所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在 于在连续退火工序于600°C Ac3点+50°C下进行均热并实施再结晶退火，以10 150°C / s的平均冷却速度冷却至400°C以下，随后在150 400°C进行1 20分钟的第1加热保持 后、冷却到马氏体相变点以下，在其冷却终了温度至500°C下进行1 100秒钟的第2加热 保持，然后进行冷却。
具体实施例方式根据本发明的高强度薄钢板的组织的最大特征是，在退火急冷工序后通过实施必要的加热处理，得到良好平衡地含有铁素体、残余奥氏体、回火马氏体、以及贝氏体的金属 组织，从而可以得到延展性和扩孔性极其稳定的材质。其次，就本发明的化学成分的限定进行说明。C:是用于钢的强化以及使淬透性提高的重要的元素，是对于获得由铁素体和马氏 体以及贝氏体等构成的复合组织不可缺少的。为了得到TS彡500MPa、且对局部成形性有利 的贝氏体和回火马氏体，C的含量为0.03%以上是必要的。另一方面，在含量多时，容易引 起渗碳体等铁系碳化物的粗大化，不仅局部成形性劣化，而且焊接后的硬度上升显著，故上 限确定为0. 25%。Si 是不会使钢的加工性降低、对强度升高有利的元素。但是，在低于0.013%时， 容易形成对扩孔性有害的珠光体组织，而且铁素体的固溶强化能力降低，形成的组织之间 的硬度差增大，导致扩孔性劣化，因此下限确定为0.013%。在超过0. 299%时，铁素体的固 溶强化能力提高，冷轧性降低、且因钢板表面生成的Si氧化物而引起化学转化成膜处理性 降低。而且，因为镀覆附着性、焊接性也降低，因此上限确定为0. 299%。Mn 从确保强度的观点来说添加Mn是必要的，而且Mn是使碳化物的生成延迟的元 素，也是对铁素体的生成有效的元素。在低于0.8%时，强度不能满足，而且铁素体的形成不 充分、延展性劣化。在超过3. 时，马氏体量过多、导致强度升高以及加工性劣化，因此上 限确定为3. 1%。P:如果超过0.02%时，铸造时凝固偏析显著、导致内部裂纹和扩孔性的劣化，同 时引起焊缝区的脆化，因此上限确定为0. 02%。S 以MnS等硫化物系夹杂物形式残留，因此是有害元素。特别是母材强度越高，其 影响越显著，在抗拉强度为500MPa以上时必须控制在0. 02%以下。但是，在添加有Ti的场 合，以Ti系硫化物的形式析出，因此多少得到缓和。A1 是钢的脱氧所必需的元素，在超过2.0%时氧化铝等夹杂物量增多、损害加工 性，因此上限确定为2. 0%。为了使延展性提高，优选添加0. 2%以上。N 超过0. 01%时母材的时效性以及加工性劣化，因此上限确定为0. 01%。为了制造高强度钢板，通常来说，必须添加大量的元素，可以抑制铁素体的生成。 因此，因为组织中的铁素体的分率减低，第2相的分率增大，所以特别在500MPa以上时延伸 率降低。为了对此加以改善，通常多采用添加Si、减低Mn，但前者对化学转化成膜处理性和 镀覆附着性不利，后者难以确保强度，所以对于本发明的目标的钢板不能利用。于是，本发 明人们经过潜心研究，结果发现了 A1和Si的效果，发现在具有满足式(A)的关系的Al、Si、 TS平衡时，能够确保充分的铁素体分率，并确保优良的延伸率。(0. 0012 X [TS 目标值]—0. 29)/3 < [Al]+0. 7[Si] < 1. 0 式(A)TS目标值为钢板的强度设计值，单位为MPa;[Al]表示A1的质量％;[Si]表示Si 的质量％。在A1和Si的添加量为(0. 0012 X [TS目标值]-0. 29)/3以下时，则对于使延展性 提高来说是不足的，而当为1.0以上时，化学转化成膜处理性和镀覆附着性恶化。其次，就本发明的选择元素进行描述。V 是为了强度提高的目的，可以在0. 005 的范围添加。Ti 是对于强度提高的目的、以及形成对局部成形性的影响较小的Ti系硫化物而
5对减低有害的MnS有效的元素。而且，也有抑制焊接金属组织的粗大化而不容易脆化的效 果，对于发挥这些效果来说，在低于0.002%时不充分，所以将0.002%确定为下限。但是， 过剩添加时粗大且方形的TiN增多，不仅局部成形性降低，而且形成稳定的碳化物，在制造 母材时奥氏体中的C浓度下降，不能得到所要求的淬火组织、很难确保抗拉强度，故上限确 定为1. 0%。Nb:是对于强度提高的目的、形成抑制焊接热影响区的软化的微细碳化物有效 的元素，在低于0. 002%时不能充分得到焊接热影响区的软化抑制效果，因此下限确定为 0.002%。另一方面，在过剩添加时，由于碳化物的增加，母材的加工性降低，因此上限确定 为 1. 0%。Cr 也可以添加作为强化元素，在低于0.005%时没有效果，在超过2%时延展性 以及化学转化成膜处理性劣化，因此确定为0. 005 2%的范围。Mo 是对强度确保和提高淬透性有效、且容易得到贝氏体组织的元素。据认为，也 有抑制焊缝热影响区的软化的效果，且通过与Nb等共存而使其效果提高，在低于0. 005% 时其效果不充分，下限确定为0. 005%。但是，即使过剩地添加，其效果也饱和，在经济上不 利，因此上限确定为1%。B 是使钢的淬透性提高、同时具有借助于与C的相互作用来抑制C在焊接热影响 区的扩散而抑制软化的效果的元素，为了发挥其效果，0. 0002%以上的添加是必要的。另一 方面，在过剩添加时，不仅母材的加工性降低，而且引起钢的脆化和热加工性的降低，因此 上限确定为0. 1%。Mg 通过添加Mg，与氧结合形成氧化物，但据认为，此时生成的MgO或含有MgO的 A1203、Si02、Ti203等复合氧化物是非常微细的析出物。在钢中微细且均勻分散的这些氧化 物，尽管尚不清楚，但据认为，对于裂纹的起点的冲裁面和剪切面，在冲裁加工或剪切加工 时形成微细的空隙，然后在翻边加工和延伸凸缘加工时通过抑制应力集中，具有防止龟裂 向粗大的裂纹扩展的效果。由此，可能使扩孔性和延伸凸缘成形性提高，在低于0. 0005%时 其效果不充分，因此0. 0005%确定为下限。另一方面，在添加超过0. 01 %时，不仅改善程度 随添加量而饱和，反而使钢的纯净度劣化，使扩孔性、延伸凸缘成形性劣化，因此上限确定 为 0. 01%。REM 被认为是与Mg具有同样效果的元素。尽管尚没有充分地确认，但据认为是借 助于通过微细的氧化物的形成而抑制裂纹的效果从而有望提高扩孔性和延伸凸缘成形性 的元素，在低于0. 0005%时其效果不充分，因此下限确定为0. 0005%。另一方面，在添加超 过0.01%时，不仅改善程度随添加量而饱和，反而使钢的纯净度劣化，使扩孔性、延伸凸缘 成形性劣化，因此上限确定为0. 01%。Ca 通过硫化物系夹杂物的形态控制(球状化)，具有使母材的局部成形性提高 的效果，在低于0. 0005%时其效果不充分，因此下限确定为0. 0005%。而且在过剩添加 时，不仅效果饱和，由于夹杂物的增加，引起相反效果(局部成形性劣化)，因此上限确定为 0. 01%。在本发明中，将钢板的组织作成铁素体、残余奥氏体、回火马氏体、以及贝氏体的 复合组织的理由是，除了为了得到强度以外，还得到延伸率和扩孔性优良的钢板。所谓铁素 体是指，多边形铁素体、贝氏体铁素体。
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而且，在本发明中，在高强度薄钢板中的金属组织的最大特征是，钢中具有以面积 率计为10% 60%的回火马氏体。该回火马氏体是通过如下的步骤形成的在退火的冷却 过程中生成的马氏体经马氏体相变点以下的冷却后，进行于150 400°C保持1 20分钟 的加热处理，再于比上述保持温度高50 300°C的温度且在500°C以下实施保持1 100秒 钟而回火，由此成为回火马氏体组织。于是，在回火马氏体的面积率低于10%时，组织之间 的硬度差过大，看不到扩孔率的提高，而在回火马氏体的面积率超过60%时，钢板强度下降 过多。而且据认为，通过使铁素体以面积率计为10 85%、残余奥氏体以体积率计为1 10%在钢板中以良好的平衡存在，延伸率和扩孔率显著被改善。在铁素体的面积率低于 10%时，不能充分确保延伸率；在铁素体的面积率超过85%时，强度变得不足而不优选。并 且，在本发明的工艺中，残留有以上的残余奥氏体，而在残余奥氏体的体积率超过10% 时，残余奥氏体通过加工而相变为马氏体，此时在马氏体相与周边的相的界面发生空隙和 很多位错，在这样的部位聚集有氢，延迟破坏特性变差，故不优选。对于剩余部分组织的贝氏体来说，即使没被回火的马氏体的含量以相对于全部组 织的面积率计为10%以下时对材质也没有影响，所以没有关系。其次，说明制造方法。首先，制造由上述成分组成构成的板坯。将该板坯在高温状态下、或者冷却到室温 后装入加热炉中，以1150 1250°C的范围进行加热，然后在800 950°C的温度范围进行 热精轧，在700°C以下卷取，成为热轧钢板。在热轧终轧温度低于800°C时，晶粒成为粗细晶 粒混合状态，使母材的加工性降低。在超过950°C终轧时，奥氏体晶粒粗大化，不能得到所要 求的显微组织。卷取温度为较低温时，能够抑制珠光体组织的发生，如果考虑冷却负荷，优 选为400 600°C的范围。接着，酸洗后进行冷轧和退火，制作薄钢板。从轧制负荷和材质来看，冷轧压下率 为30 80%的范围是优选的。退火温度对于确保高强度钢板的规定强度以及加工性是重要的，优选是600°C Ac3+50°C。在低于600°C时，不能进行充分的再结晶，很难稳定地得到母材自身的加工性。而 且，在超过Ac3+50°C时，奥氏体的粒径粗大化，很难抑制铁素体的生成和得到所要求的显微 组织。并且，为了得到本发明规定的显微组织，优选进行连续退火的方法。其次，在600°C Ar3下，以30°C /s以下的平均冷却速度进行冷却，使铁素体生成。 在低于600°C时珠光体析出，材质劣化，故不优选；在超过Ar3时，不能得到规定的铁素体面 积率。而且，即使在平均冷却速度超过30°C /s时，也不能得到规定的铁素体的面积率，因此 将平均冷却速度确定为30°C /s以下，更优选为10°C /s以下。其次，对于确保对进一步提高扩孔性和延伸凸缘性有效的以面积率计为10% 60%的回火马氏体，进行说明。上述退火及继其后的冷却，以10 150°C /s的平均冷却速度冷却到400°C以下。 在低于10°c /s时，未相变的奥氏体的大部分通过发生贝氏体相变，其后的马氏体生成不充 分，从而变得强度不足。在超过150°C/s时，使钢板的形状显著恶化，故不优选。而且在超 过400°C时不能充分确保马氏体量，从而变得强度不足。为了通过板材形状、与连续退火线 连续设置而实施本发明的生产线而高效率地生产，优选100 400°C或者马氏体相变点温 度 400°C。另外，马氏体相变点 Ms 由式 Ms(°C ) = -471XC(% )-33Mn(% )-17XNi(%)-17XCr(% )-21XMo(% )求出。其次，在加热保持工序中，在150 400°C下的温度区保持1 20分钟并冷却。在 低于150°C时马氏体不会被回火，组织之间的硬度差增大，而且贝氏体相变也不充分，不能 得到规定的延展性和扩孔性。在超过400°C时被过分回火，强度降低，故不优选。而且，在该加热保持工序中，为了确保回火马氏体，优选将上限确定为马氏体相变 点以下。并且，在该加热保持工序中，为了确保贝氏体，优选将下限确定为超过马氏体相变点。在保持时间低于1分钟时，回火和相变几乎没有进展，或者进展不完全，延展性和 扩孔率不会提高。在超过20分钟时，回火和相变已经基本结束，因此即使时间延长也没有 效果。另外，上述的加热保持工序是与连续退火线连续设置、或设置另外的线都没有关 系，但是与连续退火设备连续设置或者在连续退火线的过时效炉实施，从生产率来看是优 选的。为了在切实确保贝氏体之外，还确保回火马氏体，优选的是将上述的加热保持工 序作为第1加热保持工序，于150 400°C以下进行加热保持，待保持1 20分钟后，作为 第2加热保持工序，在比上述第1加热保持工序的保持温度高30 300°C的温度且在500°C 以下保持1 100秒钟后进行冷却。在第2加热保持工序的温度低于第1加热保持工序的保持温度+30°C时，马氏体不 会被回火，组织之间的硬度差增大，不能得到规定的延展性和扩孔性。在第2加热保持工序 的温度超过第1加热保持温度+300°C时，马氏体被过分回火，强度降低，故不优选。在保持时间低于1秒时，回火几乎没有进展或者进展不完全，延展性和扩孔率不 会提高。在超过100秒时，回火已经基本结束，因此即使时间延长也没有效果。为了除了切实确保贝氏体之外，还将未相变的奥氏体进行马氏体化，而且确保回 火马氏体，优选的是将上述的加热保持工序作为第1加热保持工序，于150 400°C以下进 行加热保持，待保持1 20分钟后，冷却到马氏体相变点以下，在其冷却终了温度至500°C 下实施保持1 100秒钟的第2加热保持，然后进行冷却。将第2加热保持工序的温度确 定为冷却到上述马氏体相变点以下时的冷却终了温度+50 300°C且为500°C以下时，能够 切实地确保回火马氏体，故是优选的。在第2加热保持工序的温度低于其冷却终了温度时，马氏体不会被回火，组织之 间的硬度差增大，不能得到规定的延展性和扩孔性。第2加热保持工序的温度的下限更优 选为冷却终了温度+50°C且在马氏体相变点以上，再优选为冷却终了温度+300°C。第2加 热保持工序的温度超过500°C时，被过分回火，强度降低，故不优选。在保持时间低于Is时，回火几乎没有进展或者进展不完全，延展性和扩孔率不会 提高。在超过100秒时，回火已经基本结束，因此即使时间延长也没有效果。此外，本钢板即使是冷轧钢板、镀覆钢板中的任何钢板也没有关系。而且镀覆即使 是通常的镀锌、镀铝等任何镀覆也没有关系。镀覆是热浸镀以及电镀的任何种类也都可以， 而且在镀覆后即使实施合金化处理也没有关系，且即使是多层镀覆也没有关系。在没有实 施镀覆的钢板或实施了镀覆的钢板上进行皮膜叠层处理而形成的钢板也不脱离本发明的范围。实施例用真空熔炼炉制造具有表1所示的成分组成的钢，冷却凝固后再次加热到1200 1240°C，于880 920°C进行精轧(板厚2. 3mm)，冷却后在600°C保持1小时，由此再现热轧 的卷取热处理。将得到的钢板通过磨削，去除氧化铁皮，实施冷轧(1.2mm)，然后采用连续退 火模拟器，进行750 880°C X75s的退火。然后，用表2的条件的[8](比较例)、[2]、[6](本发明例)，实施冷却和加热保持。此外，使用表1所述的钢种G，用表2的条件的[1]、[5](本发明例)、[3]、[4]、[7]
(比较例)，变更回火的加热保持条件并进行比较。
另外，本发明中使用的各种试验方法如下所述。拉伸特性实施JIS5号拉伸试验片的轧制方向与垂直方向的拉伸试验，进行评 价。扩孔率采用日本钢铁联盟标准JFST1001-1996扩孔试验方法。对于小10mm的冲裁孔(冲头内径为10. 3mm、间隙为12. 5% )，用顶角60°的圆锥 冲头以20mm/min向以冲裁孔的毛边为外侧的方向挤压扩展成形。扩孔率A (% ) = {(D-Do) /Do} X 100D 裂纹贯穿板厚时的孔径Do 初期孔径(10mm)金属组织铁素体面积率用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后观察。铁素体面积率的定量化是用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，对试样进行抛光(氧化铝研 磨)，浸渍在腐蚀液(纯水、焦亚硫酸钠、乙醇、苦味酸的混合液)中10秒钟后，实施再次抛 光，水洗后用冷风使其干燥。干燥后的试样组织放大1000倍，用LUZEX( > - if 7々7 )装 置对lOOym X 100 ym的区域测定面积，并确定铁素体的面积％。在各表中，该铁素体的面 积率记为铁素体面积％。回火马氏体面积率用光学显微镜观察以及调平器(>《，_)腐蚀观察马氏体。回火马氏体面积率的定量是采用调平器腐蚀对试样进行抛光(氧化铝研磨)，浸 渍在腐蚀液(纯水、焦亚硫酸钠、乙醇、苦味酸的混合液)中10秒钟后，实施再次抛光，水洗 后用冷风使其干燥。将干燥后试样的组织放大1000倍，用LUZEX装置对100 i! mX 100 u m 的区域测定面积，并确定回火马氏体的面积％。在各表中，该回火马氏体的面积率记为回火 马氏体面积％。残余奥氏体的体积率在供试验材料板的表层至1/4厚度的化学抛光面，从由 MoKa线的铁素体引起的(200)、(210)面积分强度和奥氏体的(200)、(220)、以及(311) 的面积分强度将残余奥氏体定量，作为残余奥氏体的体积率。残余奥氏体的体积率为1 10%以上为良好。在各表中，该残余奥氏体的体积率记为残余Y体积％。
实施例1的表2所示的实验编号[8]的比较例的试验结果示于表3。并且，分别将 本发明的实验编号[2]的试验结果示于表4、实验编号[6]的结果示于表5、实验编号[9] 的结果示于表6。并且将实施例2的试验结果示于表7。(实施例1)当将作为比较例的与现有技术的操作条件相同的实验编号[8]，与本 发明的实验编号[2]、[6]、[9]相比较时，发现本发明例的扩孔率、延伸率显示更良好的数值。而且，具有相同水平的抗拉强度且成分也大致相同，但与没有满足式(A)的钢相 比较，在钢种B和C、E和F、K和L中，满足式(A)的C、F、L钢的铁素体面积率大、延伸率也 显示良好的成绩。(实施例2)当进一步变更和比较回火条件时，回火温度高的实验编号[4]、[7]，强 度下降较大，延伸率也降低。据认为，延伸率的降低是由于发生珠光体的缘故。本发明例的 实验编号[1]、[2]、[5]、[6]、[9]，均显示良好的结果。表 3(实施例1)实验编号[8](比较例)、带下划线目.耜笔字斜体为不合格
比较例表 5实验编号[6](本发明)带下划线目.耜笔字斜体为不合格 表 6实验编号[9](本发明)带下划线目.耜笔字斜体为不合格 表7(实施例2)用钢种G观察操作条件的影响 根据本发明，可能提供用于汽车部件等的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及 其制造方法，其工业价值极大。
权利要求
一种延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于以质量％计含有C0.03～0.25％、Si0.013～0.299％、Mn0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al0.2～2.0％、N≤0.01％，以及剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；显微组织中铁素体以面积率计为10～85％，残余奥氏体以体积率计为1～10％，回火马氏体以面积率计为10～60％，以及剩余部分为贝氏体。
2.根据权利要求1所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于作为 化学成分还含有 V 0. 005 1 %、Ti 0. 002 1 %、Nb 0. 002 1 %、Cr 0. 005 2 %、 Mo 0. 005 1 %、B 0. 0002 0. 1 %、Mg 0. 0005 0. 01 %、REM 0. 0005 0. 01 %、Ca 0. 0005 0.01%中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于还 满足下述式(A)， 0. 0012 X [TS 目标值]-0. 29)/3 < [Al]+0. 7[Si] < 1. 0 式(A)TS目标值为钢板的强度设计值，单位为MPa ;[A1]表示A1的质量％;[Si]表示Si的质 量％。
4 一种延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于制造板坯， 该板坯以质量 ％ 计含有 C :0. 03 0. 25 %、Si 0. 013 0. 299 %、Mn :0. 8 3. 1 %、 P彡0. 02%、S彡0. 02%、A1 :0. 2 2. 0%、N彡0. 01%，且剩余部分由Fe以及不可避免的 杂质组成；将上述板坯在1150 1250°C的范围进行加热，然后在800 950°C的温度范围 进行热轧，于700°C以下进行卷取，接着经通常的酸洗后以30 80%的压下率进行冷轧，然 后在连续退火工序于600°C Ac3点+50°C下进行均热并实施再结晶退火，于600°C Ar3点 下以30°C /s以下的平均冷却速度进行冷却，接着以10 150°C /s的平均冷却速度冷却至 400°C以下，随后进行第1加热保持工序即在150 400°C下保持1 20分钟，然后进行第 2加热保持工序即在比上述第1加热保持工序的保持温度高30 300°C的温度且在500°C 以下保持1 100秒钟，然后进行冷却，从而显微组织具有下述金属组织铁素体以面积率 计为10 85%，残余奥氏体以体积率计为1 10%，回火马氏体以面积率计为10 60%， 以及剩余部分为贝氏体。
5.根据权利要求4所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在 于在连续退火工序于600°C Ac3点+50°C下进行均热并实施再结晶退火，以10 150°C / s的平均冷却速度冷却至400°C以下，随后在150 400°C进行1 20分钟的第1加热保持 后，接着在比上述第1加热保持温度高30 300°C的温度且在500°C以下进行1 100秒 钟的第2加热保持，然后进行冷却。
6.根据权利要求4所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在 于在连续退火工序于600°C Ac3点+50°C下进行均热并实施再结晶退火，以10 150°C / s的平均冷却速度冷却至400°C以下，随后在150 400°C进行1 20分钟的第1加热保持 后，冷却到马氏体相变点以下，在其冷却终了温度至500°C下进行1 100秒钟的第2加热 保持，然后进行冷却。
全文摘要
本发明提供具有500MPa以上的抗拉强度的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板、以及能够以工业规模制造该钢板的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法。该延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的特征在于以质量％计含有C0.03～0.25％、Si0.013～0.299％、Mn0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al0.2～2.0％、N≤0.01％，以及剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；显微组织中铁素体以面积率计为10～85％，残余奥氏体以体积率计为1～10％，回火马氏体以面积率计为10～60％，以及剩余部分为贝氏体。
文档编号B21B3/02GK101851730SQ20101020927
公开日2010年10月6日 申请日期2005年10月5日 优先权日2004年10月6日
发明者后藤贡一, 谷口裕一, 野中俊树 申请人:新日本制铁株式会社