專利名稱：焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良的、抗拉強度為540MPa或以上以及擴孔彎邊性(burring workability)好的高強度鋼板及其制造方法。特別涉及作為坯料適用于汽車零部件等加工的、焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良以及擴孔彎邊性良好的高強度鋼板及其制造方法，其中汽車零部件等在成形后采用點焊、電弧焊、等離子弧焊以及激光焊等進行焊接的情況下，或者在這些焊接后進行成形加工的情況下，要求兼?zhèn)浼庸ば院秃缚p區(qū)的強度。
背景技術：
近年來，由于汽車的燃料費用上漲等原因，以輕量化為目的，正在推進的工作是將Al合金等輕金屬和高強度鋼板應用于汽車零部件。
但是，Al合金等輕金屬盡管具有比強度高的優(yōu)點，但是與鋼相比較，價格明顯偏高，因此其適用只限于特殊的用途。為了在更廣的范圍內(nèi)推進汽車的輕量化，迫切要求使用廉價的高強度鋼板。
一般地說，越是高強度的材料，其成形性就越差。即使對鋼鐵材料也不例外，迄今為止已經(jīng)進行了兼?zhèn)涓邚姸群透哐有缘膰L試。另外，作為用于汽車零部件的材料所要求的特性，除了延性以外，還有擴孔彎邊加工性。但是，擴孔彎邊加工性也具有隨著高強度化而降低的傾向，因此擴孔彎邊加工性的提高也成了高強度鋼板適用于汽車零部件的課題。另一方面，汽車零部件是將采用壓力成形等加工的構件通過點焊、電弧焊、等離子弧焊、激光焊等焊接方法組裝而成的。此外，最近有時也在通過上述焊接將鋼板接合后進行壓力成形?？傊诔尚螘r或者作為零部件組裝使用時，焊縫區(qū)強度從成形極限以及安全性方面來看都是非常重要的。因此，當高強度鋼板適用于汽車零部件等時，焊縫區(qū)強度與其擴孔彎邊加工性一起，也成了一個重要的研究課題。
關于擴孔彎邊加工性優(yōu)良的高強度鋼板，已經(jīng)提出了以下發(fā)明(特開平6-200351號公報)即通過添加Ti、Nb降低第2相的比例，使其于作為主相的多邊形鐵素體中，產(chǎn)生TiC和NbC的析出強化而成為放邊性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板。
另外，還提出了以下發(fā)明(特開平7-11382號公報)即通過添加Ti、Nb降低第2相的比例，并使其顯微組織成為針狀鐵素體，通過TiC和NbC的析出強化，使其成為放邊性優(yōu)良的高強度熱軋鋼板。
另一方面，作為改善焊縫區(qū)強度的技術，已經(jīng)提出了以下發(fā)明(特開2000-87175號公報)即通過Nb和Mo的復合添加而獲得可抑制焊縫區(qū)軟化的鋼板。
另外，還提出了以下發(fā)明(特開2000-178654號公報)有效利用NbN的析出而獲得可抑制焊縫區(qū)軟化的由鐵素體以及馬氏體構成的鋼板。
然而，在懸架系統(tǒng)定位臂和前縱梁等一部分零部件用鋼板中，焊縫區(qū)的強度與以擴孔彎邊加工性為首的成形性一起是非常重要的特性，上述現(xiàn)有技術都不能同時滿足這兩個特性。此外，即使能夠滿足這兩個特性，提供能夠廉價且穩(wěn)定制造的制造方法也是重要的，上述現(xiàn)有技術不能不說是不充分的。
也就是說，特開平6-200351號公報所記載的發(fā)明，為了得到較高的放邊性，面積率為85％或以上的多邊形鐵素體是其必須條件，但為了得到85％或以上的多邊形鐵素體，于熱軋后為了促進鐵素體晶粒的生長，必須保持較長的時間，這在作業(yè)成本上是不優(yōu)選的。
另外，特開平7-11382號公報所記載的發(fā)明，由于位錯密度高的顯微組織和微細的TiC和/或NbC的析出，在80kgf/mm2的強度只有17％左右的延性，因而其成形性是不充分的。
再者，這些發(fā)明絲毫沒有提及焊縫區(qū)的軟化。另一方面，在特開2000-87175號公報所記載的發(fā)明中，關于擴孔彎邊加工性的提高也沒有任何記載。
而且特開2000-178654號公報記載的發(fā)明所涉及的是鐵素體-馬氏體的復合組織鋼，與本發(fā)明的技術是截然不同的，因為本發(fā)明的技術是為了得到一種擴孔彎邊加工性優(yōu)良的鋼板的顯微組織。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明為解決上述問題，意圖獲得作為坯料適用于汽車零部件等加工的、焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良以及擴孔彎邊性良好的高強度鋼板及其制造方法，其中汽車零部件等在成形后采用點焊、電弧焊、等離子弧焊以及激光焊等進行焊接的情況下，或者在這些焊接后進行成形加工的情況下，要求兼?zhèn)浼庸ば院秃缚p區(qū)的強度。也就是說，本發(fā)明的目的在于提供焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良的、抗拉強度為540MPa或以上以及擴孔彎邊性良好的高強度鋼板及其能夠廉價且穩(wěn)定制造的制造方法。
本發(fā)明者著力于可通過目前通常采用的制造設備進行工業(yè)規(guī)模生產(chǎn)的薄鋼板的制造工藝，為提高擴孔彎邊性良好的高強度鋼板之焊接熱影響區(qū)的耐軟化性而進行了潛心的研究。其結果得到以下的見解即對于含有C0.01～0.1％、Si0.01～2％、Mn0.05～3％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al0.005～1％、N0.0005～0.005％、Ti0.05～0.5％，而且在滿足0＜C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)≤0.05％、進而在滿足Mo+Cr≥0.2％、且Cr≤0.5％、Mo≤0.5％諸條件的范圍內(nèi)含有C、S、N、Ti，以及余量由Fe和不可避免的雜質構成的鋼，其顯微組織由鐵素體、或者鐵素體和貝氏體構成的擴孔彎邊性良好的高強度鋼板，雖然其擴孔彎邊性非常優(yōu)良，但焊接熱影響區(qū)卻明顯軟化。并且已經(jīng)查明上述擴孔彎邊性良好的高強度鋼板的焊接熱影響區(qū)軟化的原因是由于焊接受熱過程引起顯微組織發(fā)生回火而造成的，最新發(fā)現(xiàn)為提高耐軟化性，復合添加Cr和Mo是非常有效的，由此完成了本發(fā)明。即本發(fā)明的要旨如下(1)一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板，其特征在于以質量％計，其含有C0.01～0.1％、Si0.01～2％、Mn0.05～3％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al0.005～1％、N0.0005～0.005％、Ti0.05～0.5％，而且在滿足0％＜C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)≤0.05％、進而滿足Mo+Cr≥0.2％、且Cr≤0.5％、Mo≤0.5％諸條件的范圍內(nèi)含有C、S、N、Ti、Cr、Mo，以及余量由Fe和不可避免的雜質所構成，其顯微組織由鐵素體、或者鐵素體和貝氏體構成。
(2)一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板，其特征在于上述鋼以質量％計，進一步含有Nb0.01～0.5％，且在滿足0＜C-(12/48Ti+12/93Nb-12/14N-12/32S)≤0.05％的范圍內(nèi)含有Nb，以及余量由Fe和不可避免的雜質所構成。
(3)一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板，其特征在于(1)或(2)中所述的鋼以質量％計，進一步含有Ca0.0005～0.002％、稀土類元素(REM)0.0005～0.02％、Cu0.2～1.2％、Ni0.1～0.6％、B0.0002～0.002％之中的1種或2種。
(4)一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板，其特征在于對(1)～(3)的任一項所述的汽車用薄鋼板進行鍍鋅。
(5)一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于為了得到(1)～(3)的任一項所述的汽車用薄鋼板，在熱軋具有該成分的鋼坯時，于Ar3相變點溫度+30℃或以上的溫度區(qū)使精軋結束，然后在10秒之內(nèi)開始冷卻，從冷卻開始直至冷卻結束，以平均冷卻速度為50℃/秒或以上的冷卻速度冷卻到700℃或以下的溫度區(qū)，繼而在350～650℃的卷取溫度下進行卷取。
(6)一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于為了得到(1)～(3)的任一項所述的薄鋼板，在將具有該成分的鋼坯進行熱軋、酸洗以及冷軋后，進行熱處理，所述熱處理是在800℃或以上的溫度區(qū)保持5～150秒，然后以平均冷卻速度為50℃/秒或以上的冷卻速度冷卻到700℃或以下的溫度區(qū)。
(7)一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于在(5)所述的制造方法中，于熱軋工序結束后浸漬在鍍鋅浴中對鋼板表面進行鍍鋅。
(8)一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于在(6)所述的制造方法中，于熱處理工序結束后浸漬在鍍鋅浴中對鋼板表面進行鍍鋅。
(9)一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于在(7)或(8)所述的制造方法中，當浸漬在鍍鋅浴中進行鍍鋅后，再進行合金化處理。


圖1表示C*量以及Cr+Mo量與焊接熱影響區(qū)的軟化程度ΔHv的關系。
圖2是對于成分組成中的C*量以及Cr+Mo量發(fā)生變化的鋼板，表示C*量以及Cr+Mo量與電弧焊的焊縫區(qū)硬度之間的關系。
具體實施例方式
首先，就C*量(C*量＝C-(12/48Ti-12/14N-12/32S以下表示為C*)以及Cr、Mo的含量對焊接熱影響區(qū)的耐軟化性的影響進行了調查。為此，試料按下述方法準備。即以0.05％C-1.0％Si-1.4％Mn-0.01％P-0.001％S為基礎，使C*量(Ti、N含量)以及Cr+Mo量發(fā)生變化而進行成分調整，對用這樣的成分熔煉的鋼坯進行熱軋并于常溫卷取，繼而實施在550℃恒溫保持1小時后、再進行爐冷的熱處理。對于這些鋼板，電弧焊的焊縫區(qū)的硬度測定結果如圖2所示。
在此，從該結果得到以下新穎的見解C*量以及Cr+Mo量對焊接熱影響區(qū)的軟化程度ΔHv(定義為ΔHv＝Hv(母材硬度平均值)-Hv(焊接熱影響區(qū)最軟化部的硬度)，參考圖1)有很強的相關性，在C*量大于0但不超過0.05％且Cr+Mo量為0.2％或以上時，可以明顯地抑制焊接熱影響區(qū)的軟化。
這一機理盡管未必清楚，但對于通過貝氏體的顯微組織得到強度的材料，有時因電弧焊等的焊接熱循環(huán)而使其熱影響區(qū)發(fā)生軟化?？梢酝茰yMo或者Cr即使經(jīng)歷焊接之類的短時間的熱循環(huán)，也會與C等元素發(fā)生原子偏聚或析出而使強度上升，結果抑制了熱影響區(qū)的軟化。但是，Mo與Cr的總含量不足0.2％時將失去該效果。
另一方面，為了得到Mo或Cr的碳化物等，所含有的C必須不低于被TiC等在高溫析出的碳化物所固定的碳當量。因此，在C*≤0時便失去效果。
此外，關于電弧焊的焊接熱影響區(qū)的硬度測定，使用JIS Z 3101所述的1號試片、并按照JIS Z 2244所述的試驗方法進行測定。其中，電弧焊所設定的條件為使用保護氣氛CO2，焊絲日鐵焊接工業(yè)(株)產(chǎn)品，YM-60C，φ1.2mm；焊接速度100cm/分鐘；焊接電流260±10A；焊接電壓26±1V。試料的板厚設定為2.6mm；硬度測定條件設定為位置距表面0.25mm，測定間隔為0.5mm，試驗力為98kN。
其次，就本發(fā)明的鋼板的顯微組織進行說明。
為了確保優(yōu)良的擴孔彎邊加工性，鋼板顯微組織優(yōu)選為單相的鐵素體。但根據(jù)需要，允許含有部分貝氏體，為了確保良好的擴孔彎邊加工性，貝氏體的體積分數(shù)優(yōu)選為10％或以下。此外，這里所說的鐵素體也包括貝氏體鐵素體以及針狀鐵素體組織。另外，所謂貝氏體是在采用透射電子顯微鏡觀察薄膜的情況下，于鐵素體板條之間含有滲碳體等碳化物或者在鐵素體板條內(nèi)含有滲碳體等碳化物的組織。另一方面，貝氏體鐵素體以及針狀鐵素體組織定義為除了Ti和Nb的碳氮化物以外，在鐵素體板條內(nèi)以及鐵素體板條之間不含有碳化物的組織。
另外，允許含有不可避免的馬氏體、殘余奧氏體以及珠光體，但為了確保良好的擴孔彎邊性，殘余奧氏體以及馬氏體合計的體積分數(shù)優(yōu)選為不足5％。再者，為了確保良好的疲勞特性，含有粗大碳化物的珠光體的體積分數(shù)優(yōu)選為5％或以下。在此，從鋼板板寬的1/4W或3/4W的位置切取試料，將該試料在軋制方向的斷面進行研磨，采用硝酸乙醇試劑浸蝕后，借助于光學顯微鏡以200～500倍的倍率進行觀察，板厚的1/4t的位置觀察得到的顯微組織的面積分數(shù)便被定義為鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體、珠光體以及馬氏體的體積分數(shù)。
其次，就本發(fā)明的化學成分的限定理由進行說明。
C是本發(fā)明最重要的元素之一。即C所具有的效果是即使經(jīng)歷焊接之類的短時間的熱循環(huán)，也會與Mo或者Cr發(fā)生原子偏聚或析出，從而可以抑制熱影響區(qū)的軟化。但是，當C含量超過0.1％時，加工性以及焊接性退化，因而設定為0.1％或以下；而在不足0.01％時強度下降，因而設定為0.01％或以上。
Si作為固溶強化元素對強度升高有效。為了得到所要求的強度，必須含有0.01％或以上。但當含量超過2％時，加工性退化。于是，Si的含量設定為0.01～2％。
Mn作為固溶強化元素對強度升高有效。為了得到所要求的強度，必須含有0.05％或以上。另外，除了Mn以外，由S引起的熱裂紋的發(fā)生受到抑制的Ti等元素在沒有充分添加的情況下，以質量％計，優(yōu)選添加Mn量使得Mn/S≥20。另一方面，在超過3％時產(chǎn)生板坯裂紋，因而設定為3％或以下。
P是雜質，越低越好，當含量超過0.1％時，對加工性以及焊接性產(chǎn)生不利影響，同時也使疲勞特性降低，因而設定為0.1％或以下。S在過多時引起熱軋裂紋，因此，必須極力降低S的含量，但0.3％或以下為可允許的范圍。
Al用于鋼水脫氧，必須添加0.005％或以上，但由于導致成本升高，因而其上限設定為1％。此外，在過量添加時，將使非金屬夾雜物粗化而使伸長率變差，故而優(yōu)選設定為0.5％或以下。
N在高溫下比C更容易與Ti以及Nb形成析出物，從而N含量的增加使固定所希望C量的有效Ti以及Nb得以減少。因此，必須極力降低N的含量，但0.005％或以下為可允許的范圍。
Ti是本發(fā)明中最重要的元素之一。也就是說，Ti通過析出強化有助于鋼板強度的升高。但在不足0.05％時，該效果表現(xiàn)得不充分，即使含量超過0.5％，不僅其效果達到飽和，而且導致合金成本升高。因此，Ti的含量設定為0.05％～0.5％。再者，滲碳體等碳化物使擴孔彎邊加工性退化，因而析出并固定成為滲碳體等碳化物成因的C，則有助于擴孔彎邊加工性的提高，為此，需要滿足C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)≤0.05％的條件。另一方面，從焊接熱影響區(qū)的軟化抑制方面來看，為了使Mo或Cr發(fā)生原子偏聚或析出，需要有充分的固溶C，因此設定為0＜C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)。
Mo和Cr是本發(fā)明的最重要的元素之一，即使是焊接那樣的短時間的熱循環(huán)，也會與C等元素發(fā)生原子偏聚或析出，從而抑制熱影響區(qū)的軟化。但是，當Mo與Cr的總含量不足0.2％時，則失去該效果。另外，即使其含量各自超過0.5％，其效果也達到飽和，因此各自設定為Mo≤0.5％和Cr≤0.5％。
Nb與Ti同樣，通過析出強化有助于鋼板強度的升高。但在不足0.01％時，該效果是不充分的，即使含量超過0.5％，不僅其效果達到飽和，而且導致合金成本升高。因此，Nb的含量設定為0.01％～0.5％。再者，滲碳體等碳化物使擴孔彎邊加工性退化，為了析出并固定成為滲碳體等碳化物成因的C，需要滿足C-(12/48Ti+12/93Nb-12/14N-12/32S)≤0.05％的條件。另一方面，從焊接熱影響區(qū)的軟化抑制方面來看，為了使Mo或Cr發(fā)生原子偏聚或析出，需要有充分的固溶C，因此設定為0＜C-(12/48Ti+12/93Nb-12/14N-12/32S)。
非金屬夾雜物往往成為破壞的起點，或者使加工性發(fā)生退化，而Ca以及REM就是改變這種非金屬夾雜物的形態(tài)而實現(xiàn)無害化的元素。但是，在添加量不足0.005％時，則沒有上述效果；在Ca的添加量超過0.02％、而REM的添加量超過0.2％時，其效果達到飽和，因而優(yōu)選添加Ca＝0.005～0.02％、REM＝0.005～0.2％。
Cu在固溶狀態(tài)下具有改善疲勞特性的效果。但是，在不足0.2％時，其效果較小，當含量超過1.2％時，則在卷取過程中析出，由于析出強化而使鋼板的靜強度顯著升高，因而加工性顯著退化。另外，在這樣的Cu的析出強化中，疲勞極限的提高不會像靜強度的升高那樣快，因而疲勞極限比得以降低。于是，將Cu含量設定為0.2～1.2％的范圍。
Ni用于防止因含有Cu而引起的熱脆性，可根據(jù)需要進行添加。但是，在不足0.1％時，其效果較小，在添加量超過1％時，其效果達到飽和，因而設定為0.1～1％。
P一般認為是固溶C量減少的原因，而B通過抑制由P引起的晶界脆化而具有使疲勞極限升高的效果，所以B可根據(jù)需要進行添加。再者，當母材強度為640MPa或以上時，焊接熱影響區(qū)中經(jīng)受發(fā)生α→γ→α相變這一熱過程的部位，恐怕由于Ceq低，不能淬火而出現(xiàn)軟化。在這種情況下，通過添加可提高淬透性的B，便使該部位的軟化受到抑制，具有使接頭斷裂形態(tài)從焊縫區(qū)轉移至母材部的效果，因此可根據(jù)需要進行添加。但是，在不足0.0002％時，為了得到這些效果，B的含量并不充分，而在添加量超過0.002％時，將引起板坯裂紋。故B的添加量設定為0.0002％～0.002％。
再者，為賦予材料以強度，也可以添加V、Zr之類的析出強化或者固溶強化元素的一種、二種或更多種。但是，分別添加不足0.02％和0.02％時不能得到其效果。此外，在添加量分別超過0.2％和0.2％時，其效果也達到飽和。
此外，在以這些元素作為主成分的鋼中，即使含有合計為1％或以下的Sn、Co、Zn、W以及Mg也沒有關系。但是，Sn在熱軋時存在產(chǎn)生劃傷的危險，因此優(yōu)選為0.05％或以下。
下面就本發(fā)明的制造方法的限定理由進行詳細敘述。
本發(fā)明的鋼板可以通過如下方式獲得，即在鑄造、熱軋后進行冷卻；或者在熱軋、熱軋后冷卻、酸洗和冷軋后進行熱處理；或將冷軋鋼板或熱軋鋼板在熱鍍鋅生產(chǎn)線上實施熱處理，進而在這些鋼板上進行另外的表面處理。
在本發(fā)明中，對于熱軋之前的制造方法并沒有特別的限制。也就是說，緊接著采用高爐和電爐等進行的熔煉，采用各種二次精煉進行成分調整，使其達到目標的成分含量，接著采用通常的連鑄、模鑄法進行鑄造，除此之外，還可以采用薄板坯鑄造等方法進行鑄造。原料使用廢鋼也沒有關系。在用連鑄得到的板坯的情況下，高溫鑄坯可以照原樣直接送到熱軋機，也可以在冷卻到室溫后，用加熱爐進行再加熱，然后進行熱軋。
關于再加熱溫度并沒有特別的限制，但在1400℃或以上時，氧化皮的剝落量增多，材料利用率降低，因此再加熱溫度優(yōu)選為不足1400℃。此外，不足1000℃的加熱將顯著損害軋制規(guī)程上的操作效率，因此再加熱溫度優(yōu)選為1000℃或以上。再者，不足1100℃的加熱使含有Ti和/或Nb的析出物在板坯中不會再溶解而粗大化，不僅喪失了析出強化能力，而且也不會析出有利于擴孔彎邊性的尺寸與分布的含有Ti和/或Nb的析出物，因此再加熱溫度優(yōu)選為1100℃或以上。
熱軋工序是在粗軋結束后進行精軋，也可以在粗軋后或者接著去氧化皮后，將薄板坯接合起來進行連續(xù)精軋。此時，也可以暫時將粗軋帶坯卷成卷材狀，根據(jù)需要罩上帶有保溫功能的外罩，再度開卷后將其接合起來。另外，為了防止在去氧化皮后再度生成氧化鐵皮，隨后的精軋優(yōu)選在5秒以內(nèi)進行。
精軋要求最終軋制道次溫度(FT)在Ar3相變點+30℃或以上的溫度區(qū)內(nèi)結束。這是因為在熱軋后的冷卻工序中，為了得到對擴孔彎邊性是優(yōu)選的貝氏體的鐵素體、或鐵素體和貝氏體，要求γ→α相變在低溫發(fā)生，但在最終軋制道次溫度(FT)處在不足Ar3相變點+30℃的溫度區(qū)時，將生成由應變誘導引起的產(chǎn)生鐵素體相變的晶核，這樣恐怕生成多邊形粗大的鐵素體。為了得到本發(fā)明的效果，終軋溫度的上限不要求特別的規(guī)定，但因為在操作上存在發(fā)生氧化鐵劃傷的危險，因而設定為1100℃或以下。在此，所謂Ar3相變點溫度例如可以由下述計算式簡單表示為與鋼成分的關系。
Ar3＝910-310×％C+25×％Si-80×％Mn在精軋結束后，冷卻到預定的卷取溫度(CT)，但是直到該冷卻開始的時間設定在10秒以內(nèi)。這是因為直到冷卻開始的時間超過10秒時，恐怕剛軋制后再結晶的奧氏體晶粒會變粗，γ→α相變后的鐵素體晶粒也會變粗。其次，直到冷卻結束的平均冷卻速度要求為50℃/秒或以上。這是因為直到冷卻結束的平均冷卻速度不足50℃/秒時，對擴孔彎邊加工性有利的貝氏體的鐵素體、或鐵素體和貝氏體的體積分數(shù)恐怕會減小。此外，考慮到實際的工廠設備能力等，冷卻速度的上限為500℃/秒或以下。冷卻終了溫度必須在700℃或以下的溫度區(qū)內(nèi)。這是因為在冷卻終了溫度超過700℃時，除對擴孔彎邊加工性有利的貝氏體的鐵素體、或鐵素體和貝氏體以外的顯微組織就有生成的危險。為了得到本發(fā)明的效果，冷卻終了溫度的下限不需要進行特別的規(guī)定。但是，從本發(fā)明的工藝上說不可能在卷取溫度以下。對于冷卻結束到卷取的工序，沒有特別的規(guī)定，但根據(jù)需要也可以冷卻到卷取溫度，此時，恐怕會因熱變形引起板材翹曲，因而優(yōu)選設定為300℃/秒。
其次，在卷取溫度不足350℃時，不會產(chǎn)生含有充足Ti和/或Nb的析出物，恐怕強度將會降低；在超過650℃時，含有Ti和/或Nb的析出物的尺寸粗大化，不僅無助于由析出強化帶來的強度上升，而且析出物尺寸過大時，在析出物與母相的界面處容易產(chǎn)生空隙，存在擴孔性下降的危險。因此，卷取溫度設定為350～650℃。再者，卷取后的冷卻速度沒有特別的限制，但在添加1％或以上的Cu的場合，如果卷取溫度(CT)超過450℃，則卷取后有Cu的析出，不僅加工性變差，而且恐怕會失去對疲勞特性的提高有效的處于固溶狀態(tài)的Cu，因此在卷取溫度(CT)超過450℃的場合，直至200℃之前，卷取后的冷卻速度優(yōu)選設定為30℃/s或以上。
熱軋工序結束后根據(jù)需要進行酸洗，然后也可以采用在線或離線的方式，實施壓下率為10％或以下的平整冷軋或者直到壓下率約為40％的冷軋。
其次，對于以冷軋鋼板作為最終產(chǎn)品的情況，熱態(tài)的精軋條件并沒有特別的限制。另外，精軋的最終軋制道次溫度(FT)即使在Ar3相變點溫度以下結束也無妨，但在這種情況下，于軋制前或軋制中殘留有大量的加工組織，因此，優(yōu)選由接著進行的卷取處理或加熱處理進行回復和再結晶。接續(xù)酸洗后的冷軋工序不用進行特別的限定就可以得到本發(fā)明的效果。
這樣冷軋出來的鋼板的熱處理以連續(xù)退火工序為前提。首先，在800℃或以上的溫度區(qū)進行5～150秒的熱處理。當該熱處理溫度不足800℃時，在隨后的冷卻中，恐怕不能得到對擴孔彎邊性是優(yōu)選的貝氏體的鐵素體、或鐵素體和貝氏體，因此將熱處理溫度設定為800℃或以上。另外，熱處理溫度的上限并沒有特別的限定，從受連續(xù)退火設備的制約上說實質上為900℃或以下。
另一方面，對于在該溫度區(qū)的保溫時間，當不足5秒時，則在Ti以及Nb的碳氮化物完全再固溶方面是不夠充分的，即使進行超過150秒的熱處理，不僅其效果達到飽和，而且使生產(chǎn)效率降低，因此保持時間設定為5～150秒。
其次是直到冷卻結束的平均冷卻速度，它要求為50℃/秒或以上。這是因為在直到冷卻結束的平均冷卻速度不足50℃/秒時，則對擴孔彎邊加工性是優(yōu)選的貝氏體的鐵素體、或鐵素體和貝氏體的體積分數(shù)存在降低的危險。另外，考慮到實際的工廠設備能力等，冷卻速度的上限為200℃/秒或以下。
冷卻終了溫度必須在700℃或以下的溫度區(qū)內(nèi)，當使用連續(xù)退火設備時，冷卻終了溫度通常不會超過550℃，因此不需要特別地加以考慮。另外，為了得到本發(fā)明的效果，冷卻終了溫度的下限不要求進行特別的規(guī)定。
最后，根據(jù)要求也可以實施平整冷軋。
為了對酸洗后的熱軋鋼板或者上述熱處理工序結束后的冷軋鋼板進行鍍鋅，將其浸漬在鍍鋅浴中，也可以根據(jù)需要進行合金化處理。
實施例以下，根據(jù)實施例進一步就本發(fā)明進行說明。
具有表1所示的化學成分的A～M鋼，由轉爐熔煉，連鑄后以表2所示的加熱溫度進行再加熱，粗軋后接著進行精軋，在精軋軋制成厚度為1.2～5.5mm的板材后進行卷取。其中，對于表中的化學組成以質量％表示。此外，正如表2所示的那樣，對于一部分在熱軋工序后進行了酸洗、冷軋以及熱處理，板厚為0.7～2.3mm。另一方面，對上述鋼板中的鋼H以及鋼C-7實施了鍍鋅處理。
制造條件的詳細情況如表2所示。其中“SRT”為板坯加熱溫度，“FT”為最終道次精軋溫度，“開始時間”表示軋制終了至開始冷卻的時間，“冷卻速度”為冷卻開始至冷卻停止的平均冷卻速度，“CT”為卷取溫度。但是，隨后在冷軋工序進行軋制時，因為沒有這樣的限制，故而以“-”表示。
如圖3(a)、圖3(b)所示，這樣得到的熱軋板的拉伸試驗是，首先將試料加工成JIS Z 2201所述的5號試片，然后根據(jù)JIS Z 2241所述的試驗方法進行。在圖3(a)(平面圖)和圖3(b)(側視圖)中，1和2表示鋼板(試片)，3表示焊接金屬，4表示接縫，5和6表示輔助板。表2示出了屈服強度(YP)、抗拉強度(TS)以及斷裂伸長率(EL)。另一方面，對于擴孔彎邊加工性(擴孔性)，根據(jù)日本鐵鋼聯(lián)盟標準JFS T 1001-1996所述的擴孔試驗方法進行評價，表2示出了擴孔率(λ)。在此，從鋼板板寬的1/4W或3/4W的位置切取試料，將該試料在軋制方向的斷面進行研磨，浸蝕后借助于光學顯微鏡以200～500倍的倍率進行觀察，板厚的1/4t的位置觀察得到的顯微組織的面積分數(shù)便被定義為鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體、珠光體以及馬氏體的體積分數(shù)。再者，采用圖3所示的焊接接頭的拉伸試片，按照JIS Z 2241的方法進行拉伸試驗，其斷裂部位由肉眼外觀觀察分類為母材區(qū)/焊縫區(qū)。從接頭強度的角度考慮，該焊接破斷部位與在焊縫區(qū)的情況相比，在母材區(qū)是更為優(yōu)選的。
另外，關于電弧焊的焊接熱影響區(qū)的硬度測定，采用JIS Z 3101所述的1號試片、并根據(jù)JIS Z 2244所述的試驗方法進行測定。其中，電弧焊所設定的條件為保護氣氛CO2；焊絲日鐵焊接工業(yè)(株)產(chǎn)品，根據(jù)需要分別選用YM-28φ1.2mm、YM-60Cφ1.2mm、YM-80Cφ1.2mm；焊接速度100cm/分鐘；焊接電流260±10A；焊接電壓26±1V；試料的板厚經(jīng)研磨后為2.6mm。硬度測定條件設定為位置距表面0.25mm，測定間隔為0.5mm，試驗力為98N。
根據(jù)本發(fā)明的鋼是鋼A、B、C-1、C-7、F、H、K、L、M等9種鋼，能夠得到焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性良好的高強度鋼板，其特性在于含有預定量的鋼成分，其顯微組織由鐵素體、或鐵素體和貝氏體構成。因此，與根據(jù)本發(fā)明所述的方法評價的現(xiàn)有技術鋼的熱影響區(qū)之軟化度ΔHv為50或以上相比，確認這種差別并非偶然。而且對于鋼F，憑借B的添加效果，焊接熱影響區(qū)中經(jīng)受發(fā)生α→γ→α相變這一熱過程的部位，其淬透性得以提高的結果是，斷裂位置在母材區(qū)。
基于以下的理由，上述以外的鋼在本發(fā)明的范圍之外。即鋼C-2的精軋終了溫度(FT)在本發(fā)明的權利要求8的范圍外，因此不能得到成為權利要求1所述特征的顯微組織，并且不能得到充分的擴孔性(λ)。鋼C-3從精軋結束到冷卻開始的時間在本發(fā)明的權利要求8的范圍外，因此不能得到成為權利要求1所述特征的顯微組織，并且不能得到充分的擴孔性(λ)。鋼C-4的平均冷卻速度在本發(fā)明的權利要求8的范圍外，因此不能得到成為權利要求1所述特征的顯微組織，并且不能得到充分的擴孔性(λ)。鋼C-5的冷卻終了溫度以及卷取溫度在本發(fā)明的權利要求8的范圍外，因此不能得到成為權利要求1所述特征的顯微組織，并且不能得到充分的擴孔性(λ)。鋼C-6的卷取溫度在本發(fā)明的權利要求8的范圍外，因此不能得到成為權利要求1所述特征的顯微組織，并且不能得到充分的擴孔性(λ)。鋼C-8的熱處理溫度在本發(fā)明的權利要求9的范圍外，因此不能得到成為權利要求1所述特征的顯微組織，并且不能得到充分的擴孔性(λ)。鋼C-9的保持時間在本發(fā)明的權利要求9的范圍外，因此不能得到成為權利要求1所述特征的顯微組織，并且不能得到充分的擴孔性(λ)。鋼D的C*在本發(fā)明的權利要求1或2的范圍外，因此熱影響區(qū)的軟化度(ΔHv)大。鋼E的C*在本發(fā)明的權利要求1或2的范圍外，因此熱影響區(qū)的軟化度(ΔHv)大。鋼E的C添加量和C*在本發(fā)明的權利要求1或2的范圍外，因此熱影響區(qū)的軟化度(ΔHv)大。鋼G的Mo+Cr量在本發(fā)明的權利要求1的范圍外，因此熱影響區(qū)的軟化度(ΔHv)大。鋼I的Mo+Cr量在本發(fā)明的權利要求1的范圍外，因此熱影響區(qū)的軟化度(ΔHv)大。鋼J的C*在本發(fā)明的權利要求1或2的范圍外，因此熱影響區(qū)的軟化度(ΔHv)大。
表1

表2

正如以上所詳述的那樣，本發(fā)明涉及焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良的、抗拉強度為540MPa或以上以及擴孔彎邊性良好的高強度鋼板及其制造方法。通過使用這些薄鋼板，在成形后采用點焊、電弧焊、等離子弧焊以及激光焊等進行焊接的情況下，或者在這些焊接后進行成形加工的情況下，可以期待大幅度改善焊接熱影響區(qū)的耐軟化性。
權利要求
1.一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板，其特征在于以質量％計，其含有C0.01～0.1％、Si0.01～2％、Mn0.05～3％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al0.005～1％、N0.0005～0.005％、Ti0.05～0.5％，而且在滿足0％＜C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)≤0.05％、進而滿足Mo+Cr≥0.2％、且Cr≤0.5％、Mo≤0.5％諸條件的范圍內(nèi)含有C、S、N、Ti、Cr、Mo，以及余量由Fe和不可避免的雜質所構成，其顯微組織由鐵素體、或者鐵素體和貝氏體構成。
2.一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板，其特征在于以質量％計，所述鋼進一步含有Nb0.01～0.5％，且在滿足0＜C-(12/48Ti-12/93Nb-12/14N-12/32S)≤0.05％的范圍內(nèi)含有Nb，以及余量由Fe和不可避免的雜質所構成。
3.一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板，其特征在于以質量％計，權利要求1或2中所述的鋼進一步含有Ca0.0005～0.002％、REM0.0005～0.02％、Cu0.2～1.2％、Ni0.1～0.6％、B0.0002～0.002％之中的1種或2種。
4.一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板，其特征在于對權利要求1～3的任一項所述的汽車用薄鋼板進行鍍鋅。
5.一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于為了得到權利要求1～3的任一項所述的薄鋼板，在熱軋具有所述成分的鋼坯時，于Ar3相變點溫度+30℃或以上的溫度區(qū)使精軋結束，然后在10秒之內(nèi)開始冷卻，從冷卻開始直至冷卻結束，以平均冷卻速度為50℃/秒或以上的冷卻速度冷卻到700℃或以下的溫度區(qū)，繼而在350～650℃的卷取溫度下進行卷取。
6.一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于為了得到權利要求1～3的任一項所述的薄鋼板，在將具有所述成分的鋼坯進行熱軋、酸洗以及冷軋后，進行熱處理，所述熱處理是在800℃或以上的溫度區(qū)保持5～150秒，然后以平均冷卻速度為50℃/秒或以上的冷卻速度冷卻到700℃或以下的溫度區(qū)。
7.一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于在權利要求5所述的制造方法中，于熱軋工序結束后浸漬在鍍鋅浴中對鋼板表面進行鍍鋅。
8.一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于在權利要求6所述的制造方法中，于熱處理工序結束后浸漬在鍍鋅浴中對鋼板表面進行鍍鋅。
9.一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板的制造方法，其特征在于在權利要求7或8所述的制造方法中，當浸漬在鍍鋅浴中進行鍍鋅后，再進行合金化處理。
全文摘要
本發(fā)明提供一種焊接熱影響區(qū)的耐軟化性優(yōu)良且擴孔彎邊性好的高強度鋼板及其制造方法，其特征在于以質量％計，該高強度鋼板含有C0.01～0.1％、Si0.01～2％、Mn0.05～3％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al0.005～1％、N0.0005～0.005％、Ti0.05～0.5％，而且在滿足0％＜C－(12/48Ti－12/14N－12/32S)≤0.05％、進而滿足Mo+Cr≥0.2％、且Cr≤0.5％、Mo≤0.5％諸條件的范圍內(nèi)含有C、S、N、Ti、Cr、Mo，以及余量由Fe和不可避免的雜質所構成，其顯微組織由鐵素體、或者鐵素體和貝氏體構成。
文檔編號C22C38/38GK1732279SQ20038010747
公開日2006年2月8日 申請日期2003年11月28日 優(yōu)先權日2002年12月24日
發(fā)明者橫井龍雄, 林田輝樹, 小原昌弘, 土橋浩一 申請人:新日本制鐵株式會社