熱軋鋼板及其製造方法和熱軋鋼板成形體的製作方法

2023-10-31 02:52:32 2

專利名稱：熱軋鋼板及其製造方法和熱軋鋼板成形體的製作方法
技術領域：
本發明涉及熱軋鋼板(hot-rolled steeel sheet)及其製造方法。本發明的熱軋鋼板適合於要求彎曲加工性(bendability)、拉伸凸緣性(stretch-flangeability)等衝壓成形性(press workability)的汽車用熱軋鋼板。本發明的熱軋鋼板特別適合於要求優良的應變時效硬化特性(strain ageing property)或更優良的疲勞特性(疲勞強度fatiguestrength)的用途。
其中，在此所稱的應變時效硬化特性，是指因衝壓成形後的熱處理而使拉伸強度增加的特性。並且，在本發明中，「應變時效硬化特性優良」，是指具有ΔTS在100MPa以上的應變時效硬化特性的情況。在此，ΔTS是指定義為應變時效硬化處理的拉伸強度(tensile strength)的增加量{＝(施行應變時效處理的鋼板的拉伸強度)-(未進行應變時效處理的鋼板的拉伸強度)}的量。
作為應變時效硬化處理，可以是如下處理施行塑性應變量在2％以上(應變量控制精度高的情況下為1.5％以上)的預變形處理(pre-straining)後，進行在150～200℃範圍的溫度、保持時間為30s以上的熱處理(時效處理)。沒有特別表示條件時的ΔTS是預變形的應變量(預應變量pre-strain)為3％，時效處理為150℃-20分鐘和時效處理為200℃-20分鐘的平均值。

背景技術：
近年來，出於保護地球環境的觀點而進行排氣限制相關地，汽車的車體重量的減輕成為非常重要的課題。因此，正在研究使在汽車車體使用的鋼板高強度化而降低鋼板板厚，從而減低車體重量。
適用這種高強度鋼板(high-strength steel sheet)的汽車的車體結構部件(structual components)，主要使用衝壓成形和擴孔成形(holeexpanding)來進行製造。因此，作為原材的鋼板除了衝壓成形性以外，還要具有高擴孔性。
並且，除了環保問題以外，最近以來，為了在碰撞時保護乘員，汽車車體的安全性也受到重視。因此，要求碰撞時作為安全性目標的耐衝擊特性(impact resistance)提高。對耐衝擊特性的提高而言，至少完成車中的部件的強度越高越有利。
但是，一般來說，使鋼板高強度化時，拉伸性降低，因而衝壓成形性降低。並且，屈服強度(yield strength)也由於高強度化而增加，因而還存在衝壓後的準確成形性(shape fixability)變差的問題。此外，在以馬氏體組織為主體的高強度鋼板中，重視衝壓成形性而提高拉伸性(elongation)時，擴孔性降低，相反，提高擴孔性時，拉伸性降低。由此，只是通過使鋼板高強度化等對策難以同時達成鋼板的衝壓成形性和擴孔性。
作為同時達成衝壓成形性和耐衝擊性的嘗試，在特開2003-221623號公報中公開了一種冷軋鋼板，具有如下成分組成含有C0.02～0.15％(質量％，下同)、Mn2.0～4.0％、Nb0.01～0.1％等，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，並且該冷軋鋼板的組織為平均粒徑(avarage grain size)在5μm以下的複合組織(鐵素體和第二相)。但是在該技術中，為了形成目標組織，不僅進行熱軋，還必須適當控制地施行冷軋和退火工序。因此，除了製造成本增加以外，在製造較厚的板厚(4mm以上)時明顯增加設備負荷。並且，在這種技術中不能根本性地解決準確成形的問題。
並且，以連續退火、連續熱鍍鋅工序作為對象，因而最終經過400℃以上的熱處理。由此可以認為，析出穩定的碳化鐵(滲碳體)，固溶C量減少，不能得到充分的應變時效硬化(在後文中詳細說明)。
如上所述，汽車部件成形時最強烈地要求強度較低、衝壓成形性和擴孔性優良，並且在成為完成品時強度變高且耐衝擊特性優良的熱軋鋼板。
作為應對這種要求的現有技術，以得到高強度鋼板且具有優良的衝壓成形性的鋼板為目標進行開發，得到塗裝燒結硬化型鋼板(bake-hardenable steel sheet)。該鋼板具有在衝壓加工後施行塗裝燒結處理(baked finished(process))(包含100～200℃的恆溫保持)時屈服應力上升之類的特徵。
該鋼板為如下鋼板其組織將鐵素體作為主相(matrix)，將固溶狀態(solid solution state)下存在的C量(固溶C量(amount of solutecarbon))控制在適當範圍內。該鋼板在進行衝壓成形時為軟質，在成形時位錯(dislocation)被導入鐵素體中。並且，在衝壓成形後進行的塗裝燒結處理時，殘留的固溶C固定在上述位錯中而防止位錯的移動，其結果使屈服應力上升。以往專門將屈服應力的增加現象稱為應變時效硬化。
但是，在該塗裝燒結硬化型鋼板中，雖然能夠使屈服應力上升，但不能使拉伸強度上升，因而提高其耐衝擊性的效果不充分。
在特開昭62-74051號公報中公開了一種應變時效硬化性和耐時效性(室溫時效引起的對材質劣化的阻力aging resistance at RT)優良的高張力熱軋鋼板，其具有如下成分組成含有C0.08～0.2％、Mn1.5～3.5％，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，並且該熱軋鋼板的組織為5％以下的鐵素體和貝氏體或包含一部分馬氏體的複合組織。
特開昭62-74051號公報中記載的熱軋鋼板的應變時效硬化性雖然高，但依然提高拉伸強度，耐衝擊特性的提高效果不充分。
並且，在特開平4-74824號公報中公開了一種應變時效硬化性和耐時效性優良的高張力熱軋鋼板，其具有如下成分組成含有C0.02～0.13％、Si2％以下、Mn0.6～2.5％，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，該熱軋鋼板的組織為以鐵素體和馬氏體為主體的複合組織。
特開平4-74824號公報中記載的熱軋鋼板的應變時效性也依然不能使拉伸強度提高，耐衝擊特性的提高效果仍然不充分。並且，還有擴孔性變差的缺點。
並且，在特開平10-310824號公報中公開了一種合金化熱鍍鋅鋼板的製造方法將熱軋鋼板或冷軋鋼板作為鍍敷鋼板原板，通過成形後的熱處理能夠期待強度上升。該技術如下對於含有C0.01～0.08％、適量的Si、Mn、P、S、Al、N、並且含有總計0.05～3.0％的Cr、W、Mo的1種或2種以上的鋼進行熱軋後(或進而進行冷軋或在其基礎上進行調製壓制、退火後)，進行熱鍍鋅，然後，進行加熱合金化處理。所得到的鋼板的顯微組織為鐵素體單相、鐵素體+珠光體或鐵素體+貝氏體組織。
在特開平10-310824號公報中，對這樣得到的鋼板進行成形後，通過在200～450℃的溫度範圍進行加熱，由此得到拉伸強度的上升。但是，存在不能得到高延展性和低屈服強度，衝壓成形性降低的問題。
另一方面，由於對構成汽車車體的部件施加有重複應力，因而在這種部件的情況下，除了上述特性以外，還要求疲勞特性優良。特別是，因高強度化而使板厚降低的情況下，這種要求很大。
作為以提高疲勞特性為目的的技術，特開平11-199975號公報中公開了一種疲勞特性優良的加工用熱軋鋼板含有C0.03～0.20％、適量的Si、Mn、P、S、Al，並且含有Cu0.2～2.0％和B0.0002～0.002％，顯微組織是以鐵素體為主相，以馬氏體為第二相的複合組織，使鐵素體相中的Cu的存在狀態為2nm以下的固溶狀態和/或析出狀態。
但是，特開平11-199975號公報中記載的鋼板沒有示出兼具衝壓性、擴孔性和耐衝擊性的對策。並且，由於需要添加Cu，因而還存在報廢后難以再循環的問題。
如上所述，對汽車部件成形時TS較低、衝壓成形性和擴孔性優良，並且在成為完成品時TS變高且耐衝擊特性優良的熱軋鋼板以及除此以外疲勞耐性優良的熱軋鋼板具有強烈要求。但是，工業上不存在穩定地製造滿足所述特性的鋼板的技術。


發明內容
本發明是鑑於上述情況作出的，其目的在於提供一種應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板，具有適合作汽車用鋼板的、優良的衝壓成形性和擴孔性，並且衝壓成形後，可通過與現有的燒結塗裝溫度相同程度的熱處理極大地提高拉伸強度。本發明的另一目的在於提供除了應變時效硬化特性以外還大幅度提高疲勞特性的熱軋鋼板。本發明的又一目的在於提供能夠穩定地生產所述熱軋鋼板的製造方法。
本發明是根據如下新發現進而進行研究而完成的通過形成在馬氏體相中少量含有控制了粒徑的鐵素體相的組織，使固溶C殘留，由此可得到時效硬化引起的拉伸強度的顯著增大或疲勞強度的顯著改善。即，本發明的主要構成如下所述 (1)一種應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板，其特徵在於，以質量％計，含有C0.01～0.2％、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.1％以下、N0.02％以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，以馬氏體相作為主相，作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在20μm以下，並且，固溶C量在0.01質量％以上。
(2)一種應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板，其特徵在於，以質量％計，含有C0.01～0.2％、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.1％以下、N0.02％以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，以未進行回火的馬氏體相作為主相，作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在20μm以下。
(3)在上述(1)或(2)中的應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板中，其特徵在於，還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。
(4)在上述(1)至(3)中的應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板中，其特徵在於，Mn為2.0％以下，並且，上述鐵素體相的平均粒徑在5μm以下。
(5)一種疲勞特性和應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板，其特徵在於，以質量％計，含有C0.01～0.2％、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.1％以下、N0.02％以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，以馬氏體相作為主相，作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在15μm以下，並且，固溶C量在0.01質量％以上，在預應變為1.5％、時效處理為200℃-20分鐘的條件下施行應變時效處理後的馬氏體相的硬度Hv(MSA)和鐵素體相的硬度Hv(αSA)滿足下述式(1) Hv(αSA)/Hv(MSA)≥0.6……式(1)。
(6)一種疲勞特性和應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板，其特徵在於，以質量％計，含有C0.01～0.2％、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.1％以下、N0.02％以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，以未進行回火的馬氏體相作為主相，作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在15μm以下，在預應變為1.5％、時效處理為200℃-20分鐘的條件下施行應變時效處理後的馬氏體相的硬度Hv(MSA)和鐵素體相的硬度Hv(αSA)滿足下述式(1) Hv(αSA)/Hv(MSA)≥0.6……式(1)。
(7)在上述(5)或(6)中的疲勞特性和應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板，其特徵在於，還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。
(8)一種應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，對於以質量％計含有C0.01～0.2％、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.1％以下、N0.02％以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成的鋼板坯，施行終軋結束溫度在Ar3點以上的熱軋，在終軋結束後，以20℃/sec以上的冷卻速度冷卻至馬氏體相變溫度(Ms點)以下，在300℃以下的溫度下進行卷繞，然後不經由350℃以上的回火熱處理。
(9)在上述(8)中的應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，上述鋼板坯還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。
(10)在上述(8)或(9)的應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，Mn為2.0％以下。
(11)一種高強度且疲勞特性優良的熱軋鋼板成形體，其是對熱軋鋼板施行衝壓成形加工，施行應變時效硬化處理而得到的成形體，其特徵在於，以質量％計，含有C0.01～0.2％、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.1％以下、N0.02％以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成，以馬氏體相作為主相，作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，該鐵素體相的平均粒徑在15μm以下，馬氏體相的硬度Hv(M)和鐵素體相的硬度Hv(α)滿足下述式(1)』 Hv(α)/Hv(M)≥0.6……式(1)』。
在上述(11)中，優選的是，上述成形體還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。



圖1是表示使熱軋條件和C量變化的各熱軋鋼板的拉伸強度(TS)以及對於該熱軋鋼板在各種時效熱處理溫度下施行應變時效處理後的拉伸強度(TS』)之間的關係的圖。
圖2是表示對於對ΔTS產生影響的鐵素體百分比、鐵素體粒徑以及固溶C量的影響進行了詳細調查的結果的圖。
圖3是表示在應變時效處理後的鋼板中，對疲勞特性產生影響的鐵素體的硬度Hv(α)和馬氏體的硬度Hv(M)之間的硬度比Hv(α)/Hv(M)的關係的圖。

具體實施例方式 本發明人等為了達成上述課題，對於對應變時效硬化特性產生影響的鋼板組織和合金元素的影響進行了銳意研究。完成本發明的實驗及其結果如下所述。其中，以與如下文所述的實施例相同的順序進行各種測定、調查。
(實驗結果1) 在該研究中，為了測定應變時效硬化引起的拉伸強度，使用施行了應變時效處理的鋼板的拉伸強度(相當於熱處理後的拉伸強度)TS』和未施行應變時效處理時的拉伸強度(相當於預變形處理前的拉伸強度)TS之差ΔTS進行評價。
使熱軋條件和C量變化的各熱軋鋼板的拉伸強度(TS)和對所述鋼板在各種時效熱處理溫度下施行應變時效後的拉伸強度(TS』)之間的關係如圖1所示。此時的預應變量全部為3％，時效處理時間為20分鐘。
在圖1中，縱軸為TS和TS』(MPa)，橫軸為時效溫度(℃)，左端的點是沒有應變時效處理(as-hot)的情況。因此，ΔTS是as-hot材料和時效處理材料的TS之差。
並且，熱軋最終溫度(finishing temperature)FT＝900℃，C量為0.25質量％時(鋼板A正四方形記號)的組織形態是馬氏體單相組織。另一方面，FT＝900℃，C量為0.10質量％時(鋼板B圓形記號)和FT＝750℃，C量為0.15質量％時(鋼板C菱形記號)的組織形態均為由馬氏體和鐵素體構成的複合組織，其鐵素體量都是相同程度(面積率為約5％)。其中，FT＝750℃，C量為0.15質量％時(鋼板C)，進行析出處理(precipitation treatment)，使固溶C量降低。未施行應變時效處理的鋼板A、B和C的固溶C量以質量％計分別為0.07％、0.15％和0.03％。
從圖1可知，在馬氏體單相組織中應變時效後的強度降低。相對於此，在由馬氏體和鐵素體構成的複合組織鋼板(dual phase steel sheet)中，通過200℃的應變時效熱處理可得到200MPa以上的拉伸強度上升(ΔTS)。並且，不進行析出處理、固溶C量高的、FT＝900℃且C量為0.10質量％的情況下，即使鐵素體量大致相同，也不能得到更高的應變時效硬化。
如上所述，可以發現通過形成以馬氏體作為主相，以含有鐵素體的組織作為第二相，可得到高應變時效硬化。
(實驗結果2) 根據這種新發現進而進行研究的結果，發現為了得到這樣的高應變時效硬化，在上述馬氏體-鐵素體類組織中，需要使鋼板中的固溶C量在0.01質量％以上，同時需要規定鐵素體百分比和鐵素體粒徑。這種對於鐵素體百分比、鐵素體粒徑以及固溶C量對ΔTS的影響進行了詳細調查的結果如圖2所示。在圖2中，橫軸為鐵素體百分比(％)，縱軸為ΔTS(MPa)。其中，鐵素體百分比是指組織中的鐵素體相的面積比率，鐵素體粒徑是指鐵素體顆粒的平均粒徑。並且，應變時效的條件為預應變量為3％、時效溫度為150℃和200℃(對結果取平均)、時效時間為20分鐘。
首先，在鐵素體粒徑為20μm以下、固溶C量在0.01質量％以上的情況下(組A黑圓記號和組B白圓記號)，其鐵素體百分比在1～30％的範圍時，可得到100MPa以上的ΔTS。並且，在鐵素體粒徑為5μm以下、固溶C量在0.01質量％以上的情況下(組A)，與6～20μm的情況(組B)相比，相同鐵素體百分比時的ΔTS的值增大。特別是在組A中，鐵素體百分比在3～25％的範圍時，可得到150MPa以上的較大的ΔTS。
相對於此，即使固溶C量在0.01質量％以上，鐵素體粒徑超過20μm時(組C正四方形記號)不管鐵素體百分比為多少，只能得到50～70Mpa左右的ΔTS。並且，即使在鐵素體粒徑在20μm以下(例如，在圖2的例子中為5μm以下)、固溶C量在0.01質量％以上的鋼板中，進行350℃×20分鐘的熱處理，形成碳化鐵，並且固溶C量不足0.01質量％時(組D菱形記號)，ΔTS在50MPa以下，大大減少。
即，為了高應變時效硬化，需要以馬氏體相作為主相，適當調整作為第二相的鐵素體的面積率和粒徑，並且需要確保0.01質量％以上的固溶C量。
(應變時效硬化結構) 關於本發明的伴隨顯著的ΔTS的應變時效硬化的結構，並未完全明確。但是，本發明人等認為，與現有的燒結硬化型(BH)鋼板相同，是C原子和位錯的相互作用引起的。認為其機理如下所述。
即，本發明的鋼板的組織形態，由於以馬氏體作為主相，包圍軟質的鐵素體，因而在施加預應變的變形時，硬質的馬氏體不變形，變形集中在軟質的鐵素體中。其結果，大量應變被導入鐵素體，使其硬化。
並且，通過其後的時效熱處理，因馬氏體被回火，因而過飽和地存在於馬氏體中的碳(C)通過鐵素體中的位錯和應變而擴散，然後析出。其結果，鐵素體中的位錯因C的析出物而被牢固地粘附(adhere to)(所謂的pined dislocation)，由此進一步提升TS(拉伸強度)。對於對該強化有貢獻的C的析出狀態，雖然不知道其詳情，但由於在200℃以下的溫度範圍時效硬化，因而可推定為亞穩態的碳化鐵。另外，在沒有預應變的情況下，由於鐵素體中的位錯、應變少，因而認為C不能擴散，不能產生強度上升的效果。
(實驗結果3) 並且，本發明人等對於應變時效處理後的鋼板的組織和疲勞特性進行了研究。在該研究中，為了測定應變時效硬化引起的鋼板組織變化，對於應變時效處理後的鋼板進行了硬度(Hv)測定。並且，通過拉伸疲勞試驗對疲勞特性進行評價。使用施行了應變時效處理(預應變量為1.5％，時效條件為200℃-20分鐘)的鋼板進行拉伸疲勞試驗，通過疲勞耐久極限(脈動拉伸疲勞極限fatigue limit under pulsatingtension)(FL』)和應變時效處理前的鋼板的拉伸強度(TS)之比即疲勞限度比(fatigue strength ratio)(FL』/TS)進行評價。
圖3表示對疲勞特性(疲勞強度比縱軸)產生影響的鐵素體的硬度Hv(α)和馬氏體的硬度Hv(M)之間的硬度比Hv(α)/Hv(M)(橫軸)的影響。關於應變時效處理後的硬度比和處理前鋼板的組織之間的關係在後文進行描述，在該調查中主要使鐵素體百分比變化而使硬度比變化。
如該圖所示，在高鐵素體百分比的鋼中，應變時效處理後的鐵素體和馬氏體的硬度比Hv(α)/Hv(M)不足0.6，此時得到的疲勞限度比(FL』/TS)也是0.7左右，較低。另一方面，在低鐵素體百分比的鋼中，通過對該複合組織鋼在200℃下進行應變時效熱處理，得到了如下發現鐵素體和馬氏體的硬度比Hv(α)/Hv(M)表示出超過0.6的較高值，並且此時得到的疲勞限度比(FL』/TS)也是0.8以上，非常高。
本發明是根據以上發現，進一步進行研究後完成的。
下面，對本發明進行具體說明。
發明鋼板的鋼種 本發明以被稱作複合組織型高張力(high tensile-strength)熱軋鋼板的鋼板作為對象，特別是以拉伸強度TS在450MPa以上的熱軋鋼板作為對象。優選的拉伸強度在600MPa以上。另外，還可以估計到，通過本發明的組織，最大可達成1800MPa左右。
並且，本發明的鋼板為應變時效硬化性的鋼板，通過衝壓成形後的較低溫度下的熱處理，拉伸強度顯著上升，其強度變化ΔTS變為100MPa以上。在更優選的發明鋼板中可得到150MPa以上，再進一步優選的發明鋼板中可得到200MPa以上。另外，估計最大可達成400MPa左右。
並且作為優選的發明鋼板可得到疲勞限度比在0.8以上的、疲勞特性優良的鋼板。
(鋼板組織) 首先，對鋼板的組織進行說明。
本發明中的鋼板的組織具有如下複合組織形態所述複合組織形態包含作為主相的未進行回火(tempering)的馬氏體相，和作為第二相，面積率在1％以上、30％以下，且粒徑在20μm以下的鐵素體相。
使鐵素體粒徑在20μm以下的原因在於，能夠在預變形時在鐵素體中大量導入成為C的析出點的位錯。優選的範圍在15μm以下，進而優選的範圍在10μm以下。特別是使粒徑在5μm以下，可得到顯著的應變時效硬化。另外，下限在0.1μm左右時可得到效果，從製造性的觀點出發，優選的下限為0.5％。
並且，設鐵素體的面積率在1％以上、30％以下的原因如下。鐵素體的面積率不足1％時，如圖1的0.25質量％C、FT＝900℃材料所示，馬氏體的回火即使在低溫下也容易引起，容易軟化。另一方面，在超過30％的情況下，即使在對應變時效硬化有效的固溶C量在0.01質量％以上，也不能得到高強度上升效果(ΔTS)。優選的下限為3％，進而優選為12％。並且進而優選的上限為25％，更優選為20％。
本發明的鋼板組織除了作為主相的馬氏體，作為第二相的鐵素體以外，作為佔餘量的第三相，也能夠以不足第二相的百分比(面積率)含有殘餘奧氏體、貝氏體、珠光體。但是，由於所述第三相的存在一般使ΔTS降低，因而從得到更高的強度上升效果的觀點出發，第三相優選為第二相的1/2以下的百分比。最優選的是，使第三相實際上為零。
鐵素體相以外的主相和第三相的粒徑不特別限定，從機械特性的觀點出發，分別優選為可通過後文描述的製造方法達成的5～50μm、0.1～5μm左右。在此，對於馬氏體相，將舊γ粒徑設為粒徑。各相粒子的形狀也不特別限定，但鐵素體相多設為比較近似於等軸粒形狀的(即不能伸展)形狀。
為了得到作為本發明目的的高應變時效硬化，需要形成上述組織，進而要確保0.01質量％以上的固溶C量。作為用於使固溶C量在0.01質量％以上的有效方法，對熱軋及其之後的冷卻歷程進行控制，形成在馬氏體相中含有以面積率計為1％以上、30％以下的範圍的20μm以下的鐵素體的組織(或形成已經描述的更優選的組織)，並且不對馬氏體進行回火即可。
另外，進而優選的是，通過冷卻歷程等的控制，使固溶C在0.03質量％以上。
除了應變時效硬化特性以外，為了還提高疲勞特性，使作為第二相的鐵素體相的粒徑在15μm以下。
並且，為了使疲勞特性提高，進而應變時效處理後的馬氏體相的硬度Hv(MSA)和鐵素體相的硬度Hv(αSA)之差小是有效的(在此為了防止時效處理前後的混同，標註下標SA(strain-aged))。
具體來說，相對於應變時效處理後的馬氏體相的硬度Hv(MSA)的該鐵素體相的硬度Hv(αSA)之比需要滿足 Hv(αSA)/Hv(MSA)≥0.6……式(1)。即，在Hv(αSA)/Hv(MSA)＜0.6的情況下，由於馬氏體和鐵素體的硬度差(應變時效處理後)大，因而在重複疲勞試驗時，由馬氏體和鐵素體之間的界面產生疲勞裂紋(crack)，並且由於產生的裂紋在該硬度差大的馬氏體和鐵素體的界面傳播，因而疲勞特性變差。另一方面，在Hv(αSA)/Hv(MSA)≥0.6的情況下，由於抑制疲勞試驗時裂紋的產生，並且還抑制產生的裂紋傳播，因而提高疲勞特性。
為了增大Hv(αSA)相對Hv(MSA)的比例，已經描述的組織控制，即將鐵素體相和第三相的百分比抑制到較低，並將鐵素體顆粒製成細晶粒(fine grain)，進而確保固溶C是有效。即，對以馬氏體作為主相，以鐵素體作為第二相的組織形態的鋼板施加應變時，與馬氏體相比，軟質的鐵素體引起較大的加工硬化。並且通過施加低溫，例如200℃以下的熱處理，鐵素體進而硬質化。該硬質化特別是在鐵素體粒徑越小時越明顯，特別是通過使粒徑在15μm以下，容易達成Hv(αSA)/Hv(MSA)≥0.6，疲勞特性明顯提高。
但是，即使鐵素體粒徑在15μm以下，也不一定滿足上述式(1)。即使在本發明的範圍內，由於例如馬氏體相由於碳化物的析出而軟化，或鐵素體相具有過度的固溶C而硬化等原因，在鐵素體相中未集中預應變的情況下，有時鐵素體相的硬化對於上述式(1)的達成不充分。並且，即使在鐵素體相或第三相的百分比高的情況下，有時鐵素體相的硬化也對於上述式(1)的達成不充分。在這種情況下，向改善鐵素體相的硬化的方向對組織進行改善即可。
(鋼板組成) 接著對本發明的熱軋鋼板的成分組成的限定理由進行說明。在以下說明中，％指質量％。
C0.01～0.2％ C是使鋼板的強度增加，進而促進馬氏體和鐵素體的複合組織形成的元素。但是，不足0.01％時，難以形成所希望的馬氏體和鐵素體的複合組織。並且，為了得到作為本發明目的的高應變時效硬化性，需要0.01％以上的固溶C量。另一方面，C量超過0.2％時，由於馬氏體的百分比增加，鐵素體的百分比顯著降低，因而延展性降低，並且應變時效硬化性也降低。因此，使C含量在0.01～0.2％。另外，從使點焊性良好的觀點出發，優選在0.15％以下。
Si2.0％以下 Si是不使鋼板的延展性顯著降低就能夠使鋼板高強度化的有用的強化元素，具有促進鐵素體生成的效果。為了促進鐵素體生成，優選添加0.005％以上。但是，其含量超過2.0％時，鐵素體過度生成，引起衝壓成形性的劣化、強度上升效果的降低，並且表面性狀變差。因此，使Si含量在2.0％以下。如果重視表面性狀，則優選在0.5％以下。
Mn3.0％以下 Mn具有對鋼進行強化的作用，並且具有促進由馬氏體和鐵素體構成的複合組織形成的作用。並且，是對防止S引起的熱加工裂紋有效的元素，優選根據含有的S量而含有。由於所述效果在0.5％以上時變得明顯，因而Mn含量優選在0.5％以上。另一方面，超過3.0％時，衝壓成形性和焊接性變差，並且抑制鐵素體的生成。因此，使Mn含量在3.0％以下。從鐵素體生成的觀點出發，優選在2.0％以下。另一方面，從容易得到馬氏體相的觀點出發，優選添加2.0～2.5％左右。
P0.1％以下 P具有對鋼進行強化的作用，可根據所希望的強度含有必要量。在充分利用該強化的情況下，優選在0.005％以上，過度含有時，衝壓成形性變差。因此，使P含量在0.1％以下。如果重視衝壓成形性，則優選在0.04％以下。
S0.02％以下 S是在鋼板中作為夾雜物而存在，引起鋼板的延展性、成形性(特別是拉伸凸緣成形性)劣化的元素，優選儘量降低含量。但是由於在降低到0.02％以下時幾乎不會導致不良影響，因而在本發明中，使S含量在0.02％以下。在要求更優良的拉伸凸緣成形性的情況下，優選在0.01％以下。另外，從用於脫硫的制鋼成本的觀點出發，S優選在0.001％以上。
Al0.1％以下 Al是作為鋼的脫氧(deoxidation)元素而添加，對使鋼的純度提高有用的元素。但是，超過0.1％而含有時，不能得到進一步的脫氧效果，相反地衝壓成形性變差。因此，使Al含量(total Al)在0.1％以下。另外，為了得到作為脫氧元素的效果，Al優選添加0.0 1％以上。
N0.02％以下 N是通過固溶強化、應變時效硬化與C同樣地使鋼板強度增加的元素。但是，含量超過0.02％時，在鋼板中氮化物增加，由此鋼板的延展性，進而衝壓成形性顯著變差。因此，使N含量在0.02％以下。另外，在進一步要求衝壓成形性提高的情況下，優選在0.01％以下。進而優選在0.005％以下。另外，N是容易從氣氛中混入的元素，從製造性的觀點出發，優選的是，允許含有0.002％以上的N。
Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上總計在0.2％以下 Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，由於通過碳化物的微細分散能夠有效地作用於高強度化，因而可根據需要選擇性地含有。並且，由於Mo是強化元素之一，並且具有提高淬火性的作用，因而可根據需要含有。將所述元素用於強化的情況下，為了得到充分的效果，優選的是總計含有0.005％以上。但是，所述元素總計含量超過0.2％時，產生衝壓成形性的劣化、化學轉化處理性的劣化等問題。並且，由於所述元素是碳化物形成元素，因而使固溶C量減少，妨礙ΔTS的提高。因此，在含有所述元素的情況下，使Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上總計在0.2％以下。進而優選總計在0.1％以下。
另外，在上述元素中，由於Nb還具有使鐵素體微細化的效果，因而對本發明的鋼板特性的影響良好。
除了上述元素以外，作為次要的含有元素，也可以含有Ca0.1％以下、REM0.1％以下中的1種或2種。所述元素都是通過夾雜物的形態控制，對拉伸凸緣性的提高做貢獻的元素。但是，所述元素分別超過0.1％時，使鋼的純度降低，反而使延展性降低。
並且，從馬氏體形成的觀點出發，也可以含有B0.1％以下、Zr0.1％以下中的1種或2種。
另外，除了以上的元素和餘量的Fe以外，在製造過程中各種雜質元素從原料或製造設備不可避免地混入，這種不可避免的雜質對本發明的效果不產生特別影響時可以允許。作為不可避免的雜質，可舉例說明Sb0.01％以下、Sn0.1％以下、Zn0.01％以下、Co0.1％以下。
另外，作為脫氧元素而記載了Al，但在本發明中並不排除Al以外的脫氧方法帶來的熔煉((steel)production)方法。例如可以進行Ti脫氧、Si脫氧，此時也可以在鋼水中添加Ca、REM。
(鋼板的特性) 如上所述的組織和組成的熱軋鋼板，具有優良的衝壓成形性，應變時效硬化特性優良。
在本發明中所稱的「應變時效硬化特性優良」是指，如上所述，塑性應變量在2％以上(也包含1.5％)，例如3％的預變形處理後，在150～200℃範圍的溫度下施行保持時間為30s以上的熱處理時，該熱處理前後的拉伸強度的增加量ΔTS{＝(熱處理後的拉伸強度)-(未進行預變形處理及熱處理的鋼板的拉伸強度)}在100MPa以上。在此將預變形處理和熱處理合稱為應變時效處理。
其中，優選的是，ΔTS在150MPa以上。進而優選在200MPa以上。
通過該應變時效處理，屈服應力也上升，應變時效處理前後的屈服應力增加量ΔYS{＝(應變時效處理後的屈服應力)-(應變時效處理前的屈服應力)}也在100MPa以上。
在現有的塗裝燒結硬化量試驗方法中，作為熱處理條件採用170℃、20分鐘。在本發明中，熱處理溫度只要在150℃以上、200℃以下即可，可通過現有的部件製造工序得到充分的效果。
其中，ΔTS(及ΔYS)將預應變量為3％，時效條件為150℃-20分鐘和200℃-20分鐘時的測定值的平均值作為代表值。但是一般來講，預應變量為1.5％～3％左右，時效條件為150℃～200℃-10～20分鐘的範圍是最有效的條件範圍，在該範圍內ΔTS的變動較小。
另外，在顯示應變時效硬化性的鋼板中，室溫時效性(時效硬化age hardening)成為問題。這是長期在室溫下保管鋼板而產生強度上升的現象，在部件成形時成為重大問題。在本發明的鋼板中，以調查該時效性為目的，進行沒有預變形(0％)的熱處理(200℃、20分鐘)後的拉伸試驗時，未確認強度(TS、YP)上升，可以確認還具有高耐時效性。
鐵素體相粒徑在15μm以下、且Hv(αSA)/Hv(αSA)≤0.6的鋼板的應變時效處理後的疲勞特性更優良。即，疲勞限度比在0.8以上。
另外，本發明的鋼板對於加工性(延展性)、擴孔性，也可與相同強度(應變時效處理前)的現有鋼匹敵，或維持更優良的特性。
(發明鋼板的製造方法) 接著對本發明的熱軋鋼板的製造方法進行說明。
具有上述組織的本發明的熱軋鋼板可以通過將具有上述範圍內的成分組成的鋼板坯作為原材，將該原材在規定條件下進行熱軋，並卷繞(coil)而得到。
為了防止成分的顯微偏析(macroscopiic segreation)而優選通過連鑄法(continuous casiting process)製造所使用的鋼板坯，但也可以通過鑄錠法(ingot casiting process)、薄鋼板坯鑄造法製造。
在通常方法中製造鋼板坯後，暫時冷卻至室溫，然後進行再加熱。但是也可以毫無問題地應用如下節能工藝暫時不冷卻，將熱鋼片直接裝入加熱爐，或進行稍微的保溫後直接進行軋制。
鋼板坯的加熱溫度無需特別限定，在不足900℃時，軋制載荷增大，熱軋時發生問題的危險增大。另外，由於伴隨氧化重量增加的燒損增大等，鋼板坯加熱溫度優選在1300℃以下。
然後，經由熱軋、冷卻、卷繞等工序，所述工序規定如下 熱軋的最終溫度Ar3相變點以上 通過使終軋結束溫度FT在Ar3相變點以上，可得到均勻的熱軋鋼板(hot-rolled steel sheet)組織，能夠容易得到作為本發明要件的馬氏體和鐵素體之間的複合組織。終軋結束溫度不足Ar3相變點時，熱軋時的軋制負荷變高，產生熱軋時的問題的危險性增大。並且，由於在軋制中產生鐵素體，其百分比超過本發明的範圍而變大，因而不能得到作為本發明目的的較大的強度上升效果。
冷卻條件終軋結束後，以20℃/sec以上的冷卻速度冷卻至馬氏體相變溫度(Ms點)以下 通過在終軋結束後冷卻至Ms點以下，未相變的奧氏體相變為馬氏體。在未冷卻至Ms點溫度以下的情況下，相變為珠光體或貝氏體，不能得到作為本發明要件的馬氏體。因此，設終軋後的冷卻停止溫度在Ms點以下。並且，由於馬氏體、鐵素體等的百分比和鐵素體粒徑根據冷卻速度而變化，以不足20℃/sec的冷卻速度，不能得到目標百分比或鐵素體粒徑，因而設冷卻速度在20℃/sec以上。在此，冷卻速度是平均冷卻速度{＝(冷卻開始時的鋼板溫度-冷卻結束時的鋼板溫度)/冷卻所需時間}。
出於確保固溶C量的觀點，進而優選的冷卻速度在50℃/sec以上，更優選在100℃/sec以上。在本發明的鋼組成中，通過以上述冷卻條件進行製造，可得到目標鐵素體百分比和粒徑的組織形態。
為了除應變時效硬化特性以外，使疲勞特性也提高，終軋結束後，以40℃/sec以上的冷卻速度冷卻至馬氏體相變溫度(Ms點)以下。為了使疲勞特性提高，減少應變時效處理後的馬氏體和鐵素體的硬度差是有效的，可通過使鐵素體的粒徑微細化，百分比降低而減少硬度差。根據冷卻速度，鐵素體的粒徑、百分比發生變化，在不足40℃/sec的冷卻速度下應變時效後的硬度差變大，疲勞特性變差。由此，為了達成疲勞特性優良的本發明範圍內的鐵素體的粒徑、百分比，設冷卻速度在40℃/sec以上。為了得到穩定而優良的疲勞特性，冷卻速度優選在50℃/sec以上，為了得到更高的疲勞特性，優選在100℃/sec以上。
在通過已知設備的能力可以設想的範圍內，無需特別限定冷卻速度的上限。
另外，為了減少貝氏體等的第三相，在CCT曲線圖上選擇在所述相的出現區域幾乎不覆蓋或完全不覆蓋的冷卻模式即可。第三相的粒徑與鐵素體相同樣，受到冷卻速度的影響。馬氏體相的粒徑可通過已知的方法，例如FT、終軋結束前的軋制率的管理進行控制。
為了防止鐵素體相中的固溶C不必要地增加，有特別是較大地取剛產生鐵素體後的Ar3相變點-100℃～Ar3相變點的溫度範圍的冷卻速度，例如設為70℃/s以上等方法。
另外，終軋結束後開始到冷卻開始為止的時間並不特別規定，但可根據目的任意設定。即，由於在到冷卻開始為止的放冷時間的期間，由於鋼板溫度降低和向鋼板組織的平衡狀態接近而出現鐵素體相，因而可通過該時間的管理，特別地對鐵素體百分比進行控制。
為了提高鐵素體百分比而形成軟質(低拉伸強度)，在終軋後不立即開始冷卻，在1sec以上的時間進行冷卻是有效的。但是，時間過於空閒時，由於因鋼板的溫度降低，成為鐵素體單相的溫度區域，不能得到馬氏體，因而優選在此前開始進行冷卻。並且，為了提高疲勞特性，從確保鐵素體粒徑微細化和鐵素體百分比降低的觀點出發，優選在終軋後3sec以內開始即冷卻。但是，到冷卻開始為止的時間過短時，鐵素體的百分比、粒徑超過本發明的範圍而實際上成為馬氏體單相組織。因此，優選在終軋後超過0.3sec後開始冷卻。
卷繞溫度300℃以下 卷繞溫度(coiling temperture)CT對於得到本發明的組織很重要。卷繞溫度高於300℃時，由於未相變的奧氏體相變為珠光體或貝氏體，而不能形成馬氏體，因而不能形成作為本發明要件的以馬氏體作為主相的組織。從抑制碳化物形成並確保固溶C量的觀點出發，卷繞溫度的進而優選的範圍在200℃以下。另一方面，從設備能力、操作性等觀點出發，在採用150～300℃，特別是約200℃以上的較高的CT的情況下，優選添加2.0～2.5％左右的Mn。
不經過350℃以上的回火 在馬氏體鋼等中，為了提高韌性，通常進行350℃以上的高溫回火熱處理。但是施行該回火熱處理時，形成碳化物，固溶C減少到不足0.01％。在本發明中，由於固溶C起重要的作用，因而不需要進行這種熱處理。
其中，在本發明中所稱的回火是指上述積極地進行高溫或長時間熱處理的情況，不包含製造上難以避免的冷卻中的自身回火。並且，由於低溫短時間(不足350℃，180分鐘以下，優選為300℃以下，進而優選為250℃以下，並且優選為60分鐘以下)的熱處理(通常稱作回火)不會對其應變硬化特性有任何損害，不包含在本發明的回火中，因而可根據目的積極進行。
即，上述要件也可以換言之為「不進行回火熱處理，或進行不足350℃的回火處理」。
另外，在本發明的熱軋鋼板中，也可以施行表面覆蓋等表面處理。作為表面處理，可以是電鍍等不伴隨高溫熱處理的處理。並且，在本發明的熱軋鋼板中，也可以在電鍍後施行特殊的處理，進行化學轉化處理性、焊接性、衝壓成形性和耐腐蝕性的改善。
(發明鋼板的用途和適用條件) 本發明的鋼板當然適用於施行了衝壓成形後的成形、加工後，通過熱處理顯現應變時效效果的用途。
成形或加工中的應變量，從ΔTS的觀點出發，在相當於優選預應變量的1.5％～3％左右最有利，從而優選該範圍內的利用。但是，應變量在0.5％以上且均勻拉伸性的區域內時就能夠利用。
從ΔTS的觀點出發，優選的時效溫度的優選範圍為150℃～200℃，但在100℃～300℃、優選為250℃以下的範圍內時就能夠利用。時效時間由於溫度不同，其優選範圍不同(例如在上述150℃～200℃的情況下，優選10～20分鐘)，該範圍超出到短時間側或長時間側時，ΔTS降低。但是一般可在30秒～6小時，優選為10～40分鐘的範圍內利用。
優選的成形方式為衝壓成形、彎曲成型等在較寬範圍內伴隨應變的成型方法。
在成形後進行了熱處理的(即施行應變時效處理)成形體中，鋼組織中的各相的比率、顆粒形狀幾乎不變化。但是其特徵在於，組織特別是鐵素體相硬化。並且，能夠得到在成形體中，強度(相當於TS)大約在550MPa以上，優選為大約700MPa以上。
並且，特別是在將鐵素體粒徑控制在15μm的本發明鋼板以適當條件進行成形和熱處理，對於所得到的成形體進行調整以滿足下述式(1)』 Hv(α)/Hv(M)≥0.6……(1)』 (Hv(α)鐵素體相的硬度、Hv(M)馬氏體相的硬度)的情況下，該成形體表現出優良的疲勞特性(疲勞限度比≥0.8)。
實施例 (第一實施例) 首先，說明對於應變時效硬化特性進行研究的第一實施例。
熔煉出表1所示的組成的鋼水(餘量為Fe和雜質)，並製成鋼板坯後，將所述鋼板坯加熱至1250℃，以表2所示的條件進行熱軋，從而製成板厚為3.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)。除了試樣記號J，急冷的最終溫度與CT相同。對於所得到的熱軋鋼帶(熱軋板)，通過下述要領求出微觀組織、固溶C量、拉伸特性、應變時效硬化特性。
(1)微觀組織 從所得到的鋼帶選取試驗片，對於與軋制方向平行的剖面(L剖面)，使用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡拍攝微觀組織。然後使用圖像分析裝置求出作為第二相的鐵素體組織的百分比。另外，第三相(貝氏體、珠光體、殘餘奧氏體等)實際上為零。根據由圖像分析得到的鐵素體相的面積和個數，通過圓近似作為平均粒徑求出鐵素體粒徑。
(2)固溶C量 從所得到的熱軋鋼板選取分析用試驗片後，通過溼式分析法求出鋼中C量(全部C量)和析出C量(以析出物的形態存在的C)，將鋼中C量和析出C量之差作為固溶C量。另外，也可以通過使用微觀組織用試樣，求出其碳化物的尺寸，根據密度求出析出C量。
(3)拉伸特性 從所得到的鋼帶，沿軋制方向選取在ASTEM規定為A370-03ASub size specimen的拉伸試驗片(test pice for tensile test)，依據JIS Z2241規定進行拉伸試驗，求出屈服應力YS、拉伸強度TS、拉伸性(總延伸性(total elongation)T.EL、局部拉伸性(local elongation)L.EL)。並且為了進行確認，還求出屈服拉伸性(yield clongation)YPEL。
(4)應變時效硬化特性 從所得到的鋼帶(熱軋鋼板)，沿軋制方向選取ASTEM A370-03A拉伸試驗片，進行預變形(拉伸預應變)，賦予3％的塑性變形。接著在150及200℃施行20分鐘的熱處理後，實施拉伸試驗，求出熱處理後的拉伸特性強度TS』(150℃熱處理材料和200℃熱處理材料的平均)，從而計算出ΔTS＝TS』-TS。其中，TS是鋼帶(熱軋鋼板)的拉伸強度。
所述結果如表2和表3所示。
表1 ※成分欄的″-″表示未添加 表2 *冷卻停止溫度27℃ **主相為貝氏體 表3 如表2和表3所示，能夠確認，作為本發明例的試樣記號A、D、E、H、K、L、N、O、S～U、Y都顯示出非常大的ΔTS，成為應變時效硬化特性優良的鋼板。另一方面，在脫離本發明的成分範圍的試樣記號G、I、P中，由於形成馬氏體單相組織，因而成為ΔTS較小的鋼板。並且Si過剩的試樣記號C的鐵素體百分比較高，ΔTS依然是較低的值。並且，Ti過剩的試樣記號M，由於固溶C量不足0.01質量％，因而ΔTS依然為較小的值。
並且，在即使組成在本發明的範圍內、但熱軋最終溫度較低而在產生鐵素體的溫度範圍的試樣記號F中，鐵素體百分比偏離，鐵素體成為主相。並且，在卷繞溫度脫離範圍的試樣記號J中，雖然鐵素體百分比滿足範圍，但固溶C量在範圍外，ΔTS為較小的值。並且，在冷卻速度較小的情況下，在試樣記號B中，鐵素體百分比較高，並且在試樣記號Q和R中，雖然鐵素體百分比滿足範圍，但粒徑偏離範圍，並且在試樣記號V中，由於百分比、粒徑都偏離範圍，ΔTS都變為較小的值。另外，在冷卻最終溫度比Ms點高的試樣記號X中，由於不進行馬氏體相變，因而主相為貝氏體，ΔTS為較小的值。
由此，在本發明範圍外的比較例中，都為ΔTS較小的鋼板。
並且，關於本發明的鋼的成形性，總拉伸性(T.EL)與馬氏體組織型鋼板為相同程度。並且，作為擴孔性的指標的局部拉伸性(L.EL)在本發明例中，都在10％以上。可以知道，該值與強度級別相等的現有材料相比，具有相等或更高的值，擴孔性與現有材料相等或更優良。
另外，從試樣記號W和Y的比較中可知，在含有2.0％以上的Mn的情況下，即使CT為250℃也容易實現馬氏體化引起的高強度化。
(第二實施例) 接著，對第二實施例進行說明。在此除了應變時效硬化特性以外，還關注疲勞特性。
熔煉出表4所示的組成的鋼水(餘量為Fe和雜質)，並製成鋼板坯後，將所述鋼板坯加熱至1200℃，以表5所示的條件進行熱軋，從而製成板厚為3.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)。對於所得到的熱軋鋼帶(熱軋板)，求出微觀組織、固溶C量、拉伸特性、應變時效硬化特性、應變時效後的主相鐵素體相硬度和疲勞特性。對於(1)微觀組織、(2)固溶C量、(3)拉伸特性、(4)應變時效硬化特性，與第一實施例相同地進行求解。如下所述地求出各硬度和疲勞特性。
(5)硬度 從所得到的鋼帶(熱軋退火板)，沿軋制方向選取JIS5號拉伸試驗片，進行預變形(拉伸預應變)，賦予1.5％的塑性變形，接著施行200℃×20分鐘的熱處理。然後，在L剖面中，特別指定馬氏體相和鐵素體相，分別通過載荷為500g的顯微維氏硬度(micro Vickers hardness)測定，求出馬氏體相的硬度Hv(M)和鐵素體相的硬度Hv(α)。由5點的平均值求出各相的硬度。
根據所得到的硬度，計算出硬度比Hv(α)/Hv(M)。
(6)疲勞特性 從所得到的鋼帶(熱軋退火板)，沿軋制方向選取JIS5號拉伸試驗片，進行預變形(拉伸預應變)，賦予1.5％的塑性變形，接著施行200℃×20分鐘的熱處理。然後，實施拉伸疲勞試驗，求出應變時效處理後的疲勞耐久極限FL』，從而計算出疲勞限度比FL』/TS(TS為鋼帶的拉伸強度)。其中，疲勞耐久極限為經過106次重複拉伸也不斷裂的極限的拉伸應力。
所述結果如表5和表6所示。
表4 ※成分欄的″-″表示未添加 表5 表6 如表5和表6所示，可以確認，作為本發明例的試樣記號a、c、d、f、g、i、j、m、n，都顯示出非常大的ΔTS，為應變時效硬化特性優良的鋼板。
另一方面，在Ti脫離本發明的成分範圍的試樣記號h中，由於形成馬氏體單相組織，因而為ΔTS較小的鋼板。並且，在Mn脫離本發明的成分範圍的試樣記號k中，雖然熱軋後的冷卻速度較小，但由於形成馬氏體單相組織，因而為ΔTS較小的鋼板。
並且，在即使組成在本發明的範圍內、但熱終軋後的冷卻速度較小的試樣記號b中，鐵素體百分比脫離範圍，成為鐵素體主相，在卷繞溫度脫離範圍的試樣記號e中，雖然鐵素體百分比滿足範圍，但固溶C量在範圍外，ΔTS都為較小的值。由此，在本發明範圍外的比較例中，都為ΔTS較小的鋼板。
並且，對於應變時效處理後的疲勞特性，如表5和表6所示，可以確認作為本發明例的試樣記號a、c、d、f、g、i、j、m、n、都顯示出0.8以上的較高的FL』/TS，為疲勞特性優良的鋼板。相對於此，可以知道在試樣記號b中，由於鐵素體百分比、粒徑都在本發明的範圍外，因而Hv(α)/Hv(M)≤0.5，疲勞限度比FL』/TS在0.8以下，與本發明例相比，疲勞特性較差。
並且在試樣e中，可以知道由於雖然鐵素體百分比、粒徑在本發明的範圍內，但固溶C量在本發明的範圍外，Hv(α)/Hv(M)≤0.5，因而可知疲勞限度比FL』/TS在0.8以下，與本發明例相比，疲勞特性較差。
另外，在形成馬氏體單相組織的試樣記號h和k中，雖然疲勞特性沒有問題，但成為如上所述應變時效硬化特性(ΔTS)較小的鋼板。
如上所述，可以確認，作為本發明例的試樣記號a、c、d、f、g、i、j、m、n，都顯示出非常大的ΔTS和FL』/TS，為應變時效硬化特性和疲勞特性優良的鋼板。
(第三實施例) 熔煉出組成為以質量％計含有C0.1％、Si0.01％、Mn2.2％、P0.012％、S0.005％、Al0.045％、N0.003％，餘量由Fe和雜質構成的鋼水，並製成鋼板坯後，將所述鋼板坯加熱至1250℃，以表7所示的條件進行熱軋，從而製成板厚為2.0mm的熱軋鋼帶(熱軋板)。該鋼的Ar3相變點為701℃。FT為800℃(即Ar3相變點+約100℃)，急冷停止溫度和CT為180℃(Ms點為429℃)。
另外，試樣記號3P進行卷材卷繞後，以表7的條件施行低溫回火處理。並且試樣記號3I故意地在貝氏體鼻部區域(約500℃)進行短時間緩冷而使少量貝氏體產生。
結果表示在表8中。
表7 表8 所有例子都相當於本發明，具有良好的應變時效硬化特性、衝壓成形性。進而由試樣記號3H可知，低溫短時間的回火不會使本發明的應變時效硬化特性、疲勞特性變差。
由試樣記號3A～3C可知，到急冷開始為止的時間越短，並且由3E～3H可知，急冷速度越大，鐵素體相的粒徑越變微細，ΔTS越增大。該趨勢在鐵素體相粒徑在10μm以下時特別顯著。另一方面，考慮工序的急冷負擔時，鐵素體相粒徑優選在0.5μm以上。
並且，例如從試樣記號3F和3G之間的比較可知，鐵素體百分比較小時(約3％以下)，主相稍微軟化。因此，在衝壓成形品中希望也確保應變較小部分的強度的情況下，鐵素體百分比優選在3％以上。另外，從試樣記號3C、3D、3I可知，由於鐵素體百分比高，鋼板強度有降低的趨勢，因而優選在約20％以下，特別優選在約15％以下。
(第四實施例) 關於在第三實施例製造出的試樣記號3D，衝壓成形成高度為50mm、縱×橫為100×300mm的半圓錐體(中央部的應變相當於約1.5％)，進而施行170℃-20分鐘的時效處理。
從該衝壓成形體的中央部選取試樣，選取JIS5號拉伸試驗片，測定ΔTS和疲勞強度比。並且同樣地從衝壓成形體的中央部選取試樣，測定Hv(α)/Hv(M)比。
其結果，ΔTS＝258MPa、Hv(α)/Hv(M)＝0.78、疲勞強度比＝0.89，可以確認衝壓成形體的優良的強度和疲勞強度。
產業上的利用可能性 根據本發明，能夠得到一種應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板，通過形成以馬氏體相作為主相，以含有規定的鐵素體的組織形態為第二相，具有優良的衝壓成形性，並且衝壓成形後，可通過與現有的燒結塗裝溫度相同程度的熱處理極大地提高拉伸強度。
並且，能夠穩定地製造這種熱軋鋼板。
並且，除了上述特性以外，由於優選的本發明鋼板的應變時效處理後的疲勞限度比明顯提高，因而可得到疲勞特性和應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板。
因此，本發明的鋼板適合用作汽車用部件的原材，能夠充分地對汽車車體的輕量化作貢獻。
權利要求
1.一種熱軋鋼板，其中，以質量％計，含有
C0.01～0.2％、Si2.0％以下、
Mn3.0％以下、P0.1％以下、
S0.02％以下、Al0.1％以下、
N0.02％以下，
餘量由Fe和不可避免的雜質構成，
以馬氏體相作為主相，
作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在20μm以下，
並且，固溶C量在0.01質量％以上。
2.一種熱軋鋼板，其中，以質量％計，含有
C0.01～0.2％、Si2.0％以下、
Mn3.0％以下、P0.1％以下、
S0.02％以下、Al0.1％以下、
N0.02％以下，
餘量由Fe和不可避免的雜質構成，
以未進行回火的馬氏體相作為主相，
作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在20μm以下。
3.根據權利要求1或2所述的熱軋鋼板，其中，還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。
4.一種熱軋鋼板，其中，以質量％計，含有
C0.01～0.2％、Si2.0％以下、
Mn2.0％以下、P0.1％以下、
S0.02％以下、Al0.1％以下、
N0.02％以下，
餘量由Fe和不可避免的雜質構成，
以馬氏體相作為主相，
作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在5μm以下，
並且，固溶C量在0.01質量％以上。
5.一種熱軋鋼板，其中，以質量％計，含有
C0.01～0.2％、Si2.0％以下、
Mn2.0％以下、P0.1％以下、
S0.02％以下、Al0.1％以下、
N0.02％以下，
餘量由Fe和不可避免的雜質構成，
以未進行回火的馬氏體相作為主相，
作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在5μm以下。
6.根據權利要求4或5所述的熱軋鋼板，其中，還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。
7.一種熱軋鋼板，其特徵在於，以質量％計，含有
C0.01～0.2％、Si2.0％以下、
Mn3.0％以下、P0.1％以下、
S0.02％以下、Al0.1％以下、
N0.02％以下，
餘量由Fe和不可避免的雜質構成，
以馬氏體相作為主相，
作為第二相，含有面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在15μm以下，
並且，固溶C量在0.01質量％以上，
在預應變為1.5％、時效處理為200℃-20分鐘的條件下施行應變時效處理後的馬氏體相的硬度Hv(MSA)和鐵素體相的硬度Hv(αSA)滿足下述式(1)
Hv(αSA)/Hv(MSA)≥0.6 ……式(1)。
8.一種熱軋鋼板，其特徵在於，以質量％計，含有
C0.01～0.2％、Si2.0％以下、
Mn3.0％以下、P0.1％以下、
S0.02％以下、Al0.1％以下、
N0.02％以下，
餘量由Fe和不可避免的雜質構成，
以未進行回火的馬氏體相作為主相，
作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在15μm以下，
在預應變為1.5％、時效處理為200℃-20分鐘的條件下施行應變時效處理後的馬氏體相的硬度Hv(MSA)和鐵素體相的硬度Hv(αSA)滿足下述式(1)
Hv(αSA)/Hv(MSA)≥0.6……式(1)。
9.根據權利要求7或8所述的熱軋鋼板，其特徵在於， 還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。
10.一種熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，對於以質量％計含有
C0.01～0.2％、Si2.0％以下、
Mn3.0％以下、P0.1％以下、
S0.02％以下、Al0.1％以下、
N0.02％以下，餘量由Fe和不可避免的雜質構成的鋼板坯，
施行終軋結束溫度在Ar3點以上的熱軋，
在終軋結束後，以20℃/sec以上的冷卻速度冷卻至馬氏體相變溫度(Ms點)以下，在300℃以下的溫度下進行卷繞，
然後不經由350℃以上的回火熱處理。
11.根據權利要求10所述的熱軋鋼板的製造方法，其中，所述鋼板坯還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。
12.一種熱軋鋼板的製造方法，其中，對以質量％計含有
C0.01～0.2％、Si2.0％以下、
Mn2.0％以下、P0.1％以下、
S0.02％以下、Al0.1％以下、
N0.02％以下，
餘量由Fe和不可避免的雜質構成的鋼板坯，
施行終軋結束溫度在Ar3點以上的熱軋，在終軋結束後，以20℃/sec以上的冷卻速度冷卻至馬氏體相變溫度(Ms點)以下，在300℃以下的溫度下進行卷繞，然後不經由350℃以上的回火熱處理。
13.根據權利要求12所述的熱軋鋼板的製造方法，其中，所述鋼板坯還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。
14.一種熱軋鋼板成形體，其是對熱軋鋼板施行衝壓成形加工，施行應變時效硬化處理而得到的成形體，其中，以質量％計，含有
C0.01～0.2％、Si2.0％以下、
Mn3.0％以下、P0.1％以下、
S0.02％以下、Al0.1％以下、
N0.02％以下，
餘量由Fe和不可避免的雜質構成，
以馬氏體相作為主相，
作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的鐵素體相，且該鐵素體相的平均粒徑在15μm以下，
馬氏體相的硬度Hv(M)和鐵素體相的硬度Hv(α)滿足下述式(1)』
Hv(α)/Hv(M)≥0.6……式(1)』。
15.根據權利要求14所述的熱軋鋼板成形體，其中，所述鋼板坯還含有Nb、Ti、V、Mo中的1種或2種以上，以質量％計總計為0.2％以下。
全文摘要
通過形成以質量％計，含有C0.01～0.2％、Si2.0％以下、Mn3.0％以下，以馬氏體相作為主相，作為第二相，含有以面積率計在1％以上、30％以下的範圍的粒徑在20μm以下的鐵素體，固溶C量在0.01質量％以上的鋼板，得到具有適合用作汽車用鋼板的優良的衝壓成形性，並且衝壓成形後，可通過與現有的燒結塗裝溫度相同程度的熱處理極大地提高拉伸強度的、應變時效硬化特性優良的熱軋鋼板。並且通過鐵素體相的硬化，改善應變時效處理後的疲勞特性。
文檔編號C22C38/00GK101151391SQ200680010439
公開日2008年3月26日 申請日期2006年3月29日 優先權日2005年3月31日
發明者亨 星, 松岡才二 申請人:傑富意鋼鐵株式會社