適合沖擊吸收構(gòu)件的鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及一種鋼板，其為適合汽車的沖擊吸收構(gòu)件的原材料，沖擊吸收能高且即使進(jìn)行擠壓也難以產(chǎn)生裂紋，具有以質(zhì)量％計(jì)的下述組成：含有C:0.08～0.30％、Mn:1.5～3.5％、Si+Al:0.50～3.0％、P:0.10％以下、S:0.010％以下以及N:0.010％以下，根據(jù)情況還含有選自由Cr:0.5％以下、Mo:0.5％以下、B:0.010％以下、Ti:低于0.04％、Nb:低于0.030％及V:低于0.5％、Ca:0.010％以下、Mg:0.010％以下、REM:0.050％以下、以及Bi:0.050％以下中的1種以上，具有以面積％計(jì)的下述顯微組織：含有貝氏體：超過50％、馬氏體：3～30％、及殘留奧氏體：3～15％，余量由平均粒徑低于5μm的鐵素體；且具有均勻伸長(zhǎng)率與擴(kuò)孔率之積為300％2以上、5％有效流變應(yīng)力為900MPa以上的機(jī)械特性。
【專利說明】適合沖擊吸收構(gòu)件的鋼板及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及鋼板及沖擊吸收構(gòu)件和該鋼板的制造方法。更具體而言，本發(fā)明涉及 適合作為有效流變應(yīng)力高，且負(fù)載沖擊載荷時(shí)裂紋的產(chǎn)生被抑制的沖擊吸收構(gòu)件的原材料 的鋼板及其制造方法，和由該鋼板構(gòu)成的沖擊吸收構(gòu)件。

【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，作為減少汽車的CO2排放量的一個(gè)方法，謀 求汽車車體的輕量化。因此，追求汽車用鋼板的高強(qiáng)度化。這是因?yàn)?，增大鋼板的?qiáng)度時(shí)， 則能夠?qū)崿F(xiàn)汽車用鋼板的薄壁化，從而能夠輕量化汽車車體。
[0003] 另一方面，對(duì)于提高汽車的沖撞安全性的社會(huì)要求也進(jìn)一步變高。因此，理想的是 開發(fā)不僅將鋼板高強(qiáng)度化、而且在行進(jìn)中發(fā)生沖撞時(shí)的耐沖擊性也優(yōu)異的鋼板。汽車用構(gòu) 件的各部位在沖撞時(shí)以數(shù)10?i〇3/s的高應(yīng)變速度受到變形，因此用于汽車時(shí)需要?jiǎng)討B(tài)強(qiáng) 度特性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板。
[0004] 作為動(dòng)態(tài)強(qiáng)度特性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板，已知有靜動(dòng)差（靜態(tài)強(qiáng)度與動(dòng)態(tài)強(qiáng)度之 差）高的低合金TRIP鋼板（加工誘發(fā)相變型高強(qiáng)度鋼板）、以馬氏體為主體且具有第2相 的多相組織鋼板之類的高強(qiáng)度多相組織鋼板。
[0005] 關(guān)于低合金TRIP鋼板，例如專利文獻(xiàn)1中公開了動(dòng)態(tài)變形特性優(yōu)異的、用于汽車 沖撞能吸收的加工誘發(fā)相變型高強(qiáng)度鋼板。
[0006] 作為關(guān)于以馬氏體為主體且具有第2相的高強(qiáng)度多相組織鋼板的現(xiàn)有技術(shù)，可列 舉出下述專利文獻(xiàn)。
[0007] 專利文獻(xiàn)2中公開了一種高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，所述高強(qiáng)度鋼板具有由鐵素 體相和在其中分散的硬質(zhì)第2相組成的多相組織，前述鐵素體相中的晶體粒徑為1. 2μm以 下的納米晶粒的平均粒徑ds與晶體粒徑超過1. 2μπι的微晶的平均晶體粒徑dL滿足dL/ ds多3的關(guān)系，強(qiáng)度與韌性平衡優(yōu)異，且靜動(dòng)差為170MPa以上。
[0008] 專利文獻(xiàn)3中公開了由平均粒徑為3μm以下的馬氏體與平均粒徑為5μm以下的 鐵素體的2相組織組成的、靜動(dòng)比高的熱軋鋼板及其制造方法。
[0009] 專利文獻(xiàn)4中公開了具有含有75%以上平均粒徑為3. 5μm以下的鐵素體相、且余 量由回火馬氏體組成的2相組織的、沖擊吸收特性優(yōu)異的冷軋鋼板及其制造方法。
[0010] 專利文獻(xiàn)5中公開了通過加入預(yù)應(yīng)變來形成由鐵素體與馬氏體構(gòu)成的2相組織、 5XIO2?5X10 3/s的應(yīng)變速度下的靜動(dòng)差為60MPa以上的冷軋鋼板及其制造方法。
[0011] 專利文獻(xiàn)6中公開了具有由85%以上的貝氏體與馬氏體等硬質(zhì)相組成的多相組 織的、耐沖擊特性優(yōu)異的高強(qiáng)度熱軋鋼板。
[0012] 現(xiàn)有摶術(shù)f獻(xiàn)
[0013] 專利f獻(xiàn)
[0014] 專利文獻(xiàn)1:特開平11-80879號(hào)公報(bào)
[0015] 專利文獻(xiàn)2:特開2006-161077號(hào)公報(bào)
[0016] 專利文獻(xiàn)3 :特開2004-84074號(hào)公報(bào)
[0017] 專利文獻(xiàn)4 :特開2004-277858號(hào)公報(bào)
[0018] 專利文獻(xiàn)5:特開2000-17385號(hào)公報(bào)
[0019] 專利文獻(xiàn)6:特開平11-269606號(hào)公報(bào)


【發(fā)明內(nèi)容】

[0020] 發(fā)明要解決的問題
[0021] 為了提高沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能，作為沖擊吸收構(gòu)件的原材料的鋼板的高強(qiáng) 度化是有效的。即，鋼板的高強(qiáng)度化不僅能夠?qū)崿F(xiàn)薄壁化（輕量化），而且能夠提高沖擊吸 收能。這是因?yàn)椋S著鋼板原材料的高強(qiáng)度化，塑性變形所需要的流變應(yīng)力增大。通常沖擊 吸收構(gòu)件通過沖撞產(chǎn)生的塑性變形來吸收沖撞的能量，因此通過高強(qiáng)度化從而使沖擊吸收 能有增加的傾向。
[0022] 但是，沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能大幅依賴于作為原材料的鋼板的板厚。這由如 下情況明確，例如"塑性與加工"第46卷、第534號(hào)641?645頁(yè)中，關(guān)于決定鋼板的沖擊 吸收能的平均載荷（FaJ，下述關(guān)系式成立。
[0023]Fave°c(〇γ .t2)/4
[0024](式中，σγ:有效流變應(yīng)力、t:板厚）
[0025] 有效流變應(yīng)力意味著某一應(yīng)變值下的流變應(yīng)力。
[0026]S卩，平均載荷（Fave)與板厚t的平方成正比。因此，若僅高強(qiáng)度化鋼板，則對(duì)于沖 擊吸收構(gòu)件兼顧薄壁化與高沖擊吸收性能具有極限。
[0027] 另一方面，沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能還大幅依賴于其形狀。這點(diǎn)在例如國(guó) 際公開第2005/010396號(hào)小冊(cè)子、國(guó)際公開第2005/010397號(hào)小冊(cè)子、以及國(guó)際公開第 2005/010398號(hào)小冊(cè)子中有所公開。
[0028] 因此，以使由于沖撞而受到?jīng)_擊時(shí)的塑性變形作功量增大的方式優(yōu)化沖擊吸收構(gòu) 件的形狀，從而存在將沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能飛躍性地提高至僅單純高強(qiáng)度化鋼板無 法實(shí)現(xiàn)的水平的可能性。
[0029] 但是，即使以使塑性變形作功量增大的方式優(yōu)化沖擊吸收構(gòu)件的形狀，若鋼板不 具有能夠承擔(dān)其塑性變形作功量的變形能，則汽車發(fā)生沖撞時(shí)，在結(jié)束設(shè)想的塑性變形之 前，沖擊吸收構(gòu)件提前產(chǎn)生裂紋。其結(jié)果，無法使沖擊吸收構(gòu)件的塑性變形作功量增大，也 不能飛躍性地提高其沖擊吸收能。另外，若沖擊吸收構(gòu)件提前產(chǎn)生裂紋，則可能導(dǎo)致?lián)p傷與 該沖擊吸收構(gòu)件相鄰配置的其他構(gòu)件等不可預(yù)期事態(tài)。
[0030] 如上述專利文獻(xiàn)所公開的那樣，目前，基于沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能依賴于鋼 板的動(dòng)態(tài)強(qiáng)度（靜動(dòng)差或靜動(dòng)比）的技術(shù)思想，追求的是提高鋼板的動(dòng)態(tài)強(qiáng)度。但是，單純 追求提高鋼板的動(dòng)態(tài)強(qiáng)度存在導(dǎo)致變形能顯著降低的情況。因此，即使以使塑性變形作功 量增大的方式優(yōu)化沖擊吸收構(gòu)件的形狀，也不一定能夠飛躍性地提高沖擊吸收構(gòu)件的沖擊 吸收能。
[0031] 進(jìn)而，目前，以基于上述技術(shù)思想所制造的鋼板的使用為前提來研宄沖擊吸收構(gòu) 件的形狀，因此從最初開始便以現(xiàn)有鋼板的變形能為前提來研宄沖擊吸收構(gòu)件的形狀的優(yōu) 化。因此，從以使塑性變形作功量增大的方式提高鋼板的變形能、并且優(yōu)化沖擊吸收構(gòu)件的 形狀的觀點(diǎn)出發(fā)的研宄未充分進(jìn)行。
[0032] 如上所述，為了提高沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能，在以使塑性變形作功量增大的 方式高強(qiáng)度化鋼板的基礎(chǔ)上優(yōu)化沖擊吸收構(gòu)件的形狀是重要的。
[0033] 對(duì)于鋼板，為了能夠?qū)崿F(xiàn)可以使塑性變形作功量增大的沖擊吸收構(gòu)件的形狀的優(yōu) 化，提高有效流變應(yīng)力是重要的。若提高鋼板的有效流變應(yīng)力，則變得能夠抑制負(fù)載沖擊載 荷時(shí)裂紋的產(chǎn)生，并且使鋼板的塑性變形作功量增大。
[0034] 本發(fā)明人等為了提高沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能，對(duì)于鋼板，關(guān)于能夠抑制負(fù)載 沖擊載荷時(shí)裂紋的產(chǎn)生，同時(shí)提高有效流變應(yīng)力的方法進(jìn)行了研宄，得到如下所述的新見 解。
[0035] (A)為了提高沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能，對(duì)于作為原材料的鋼板，提高賦予5% 的真實(shí)應(yīng)變時(shí)的有效流變應(yīng)力（以下，記為"5%流變應(yīng)力"。）是有效的。
[0036] (B)為了抑制負(fù)載沖擊載荷時(shí)沖擊吸收構(gòu)件的裂紋的產(chǎn)生，提高作為原材料的鋼 板的均勻伸長(zhǎng)率和局部韌性是有效的。
[0037] (C)為了提高鋼板的5%流變應(yīng)力，提高其屈服強(qiáng)度和低應(yīng)變區(qū)域的加工硬化系 數(shù)是有效的。
[0038] (D)為了提高鋼板的屈服強(qiáng)度和低應(yīng)變區(qū)域的加工硬化系數(shù)，需要使鋼板的鋼組 織形成為以貝氏體為主相、第2相中含有比貝氏體更硬質(zhì)的馬氏體及殘留奧氏體的多相組 織。
[0039] (E)前述多相組織的第2相中包含的馬氏體及殘留奧氏體有助于提高鋼板的低應(yīng) 變區(qū)域的加工硬化系數(shù)和均勻伸長(zhǎng)率。因此，需要限定馬氏體面積率及殘留奧氏體面積率 的下限。
[0040] (F)另一方面，馬氏體面積率、殘留奧氏體面積率過大時(shí)，會(huì)導(dǎo)致鋼板的局部韌性 下降。因此，需要限定馬氏體面積率及殘留奧氏體面積率的上限。
[0041] (G)作為余量組織的鐵素體粗大時(shí)，應(yīng)變變得容易向軟質(zhì)的鐵素體中集中，鋼板的 屈服強(qiáng)度下降，且會(huì)導(dǎo)致其局部韌性下降。因此，需要限定鐵素體的平均粒徑的上限。
[0042] (H)如上所述，為了提高沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能，提高鋼板的5%流變應(yīng)力是 有效的，為了抑制負(fù)載沖擊載荷時(shí)該構(gòu)件的裂紋的產(chǎn)生，提高鋼板的均勻伸長(zhǎng)率和局部韌 性是有效的。作為用于實(shí)現(xiàn)這些的指標(biāo)，為了滿足近年來嚴(yán)苛的需求，需要使鋼板的均勻伸 長(zhǎng)率與擴(kuò)孔率之積為300%2以上、且賦予5%的真實(shí)應(yīng)變時(shí)的有效流變應(yīng)力為900MPa以 上。
[0043] (I)適當(dāng)抑制作為主相的貝氏體與第2相中包含的馬氏體的硬度比時(shí)，抑制由塑 性變形導(dǎo)致的可動(dòng)位錯(cuò)的產(chǎn)生，確保更高的屈服強(qiáng)度變得容易。因此，優(yōu)選的是限定作為主 相的貝氏體與馬氏體的硬度比的上限。
[0044] (J)另一方面，適度增大作為主相的貝氏體與第2相中包含的馬氏體的硬度比時(shí)， 容易實(shí)現(xiàn)由含有馬氏體獲得的低應(yīng)變區(qū)域的加工硬化系數(shù)的上升和均勻伸長(zhǎng)率的上升。因 此，優(yōu)選的是限定作為主相的貝氏體與馬氏體的硬度比的下限。
[0045] (K)在將貝氏體作為主相的多相組織鋼板中，通過塑性變形，應(yīng)變向貝氏體集中從 而加工硬化的情況受到抑制，使沿貝氏體中的剪切帶、晶界產(chǎn)生裂紋得以抑制，提高局部韌 性變得容易。另一方面，通過塑性變形抑制第2相過度硬化時(shí)，可以避免主相與第2相的硬 度差變大，抑制從兩者界面產(chǎn)生裂紋，容易實(shí)現(xiàn)鋼板的局部韌性的提高。
[0046] 因此，以貝氏體為主相的多相組織鋼板中為了進(jìn)一步得到高局部韌性，優(yōu)選的是 在作為主相的貝氏體與第2相之間適當(dāng)分配應(yīng)變。即，優(yōu)選的是塑性變形時(shí)使作為主相的 貝氏體與第2相同等程度地加工硬化。作為用于其的指標(biāo)，適宜使用10%拉伸變形后的加 工硬化率的比率。即，在以貝氏體作為主相且第2相中含有馬氏體的多相組織鋼板中，優(yōu)選 的是對(duì)于10%拉伸變形后的貝氏體的加工硬化率與10%拉伸變形后的馬氏體的加工硬化 率之比限定上限及下限。
[0047] (L)如后面所詳細(xì)說明的那樣，通過組合特定的化學(xué)組成、熱軋條件、冷軋條件及 退火條件，能夠得到具有上述顯微組織的鋼板。
[0048] 基于上述新見解的本發(fā)明是一種鋼板，其特征在于，其具有如下的化學(xué)組成：以 質(zhì)量％計(jì)，C:0.08%以上且0.30%以下、Mn:1.5%以上且3.5%以下、Si+Al:0.50%以上 且3.0%以下、？：0.10%以下、3:0.010%以下、^0.010%以下、0 :0?0.5%以下、]?〇: 0?0· 5%以下、B:0?0· 01%以下、Ti:0?低于0· 04%、Nb:0?低于0· 030%、V:0? 低于 0· 5%、Ca:0 ?0· 010% 以下、Mg:0 ?0· 010% 以下、REM:0 ?0· 050% 以下以及Bi: 0?0. 050%以下、余量為Fe及雜質(zhì)；具有如下的顯微組織：以面積％計(jì)，含有貝氏體：超過 50%、馬氏體：3%以上且30%以下以及殘留奧氏體：3%以上且15%以下，余量為平均粒徑 低于5μπι的鐵素體；并且具有下述機(jī)械特性：均勻伸長(zhǎng)率與擴(kuò)孔率之積為300% 2以上，賦 予5%的真實(shí)應(yīng)變時(shí)的有效流變應(yīng)力為900MPa以上。
[0049] 此處，"賦予5%的真實(shí)應(yīng)變時(shí)的有效流變應(yīng)力"意味著賦予5%的真實(shí)應(yīng)變使塑性 變形開始時(shí)，為了繼續(xù)引起塑性變形所需要的流變應(yīng)力。該有效流變應(yīng)力可以根據(jù)單純拉 伸中得到的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線由真實(shí)應(yīng)變5%的真實(shí)應(yīng)力值來求出。
[0050] 前述顯微組織優(yōu)選滿足下述式（1)及（2):
[0051] 1. 2 彡HM〇/HB?彡I. 6 (1)
[0052] 0. 9 ^ {(Hm10/HM0)/(Hb10/HB0)} ^ 1. 3 (2)
[0053] 式中，
[0054] Hmci:前述馬氏體的初始平均納米硬度；
[0055] Hbci:前述貝氏體的初始平均納米硬度；
[0056] Hmtl: 10%拉伸變形后的前述馬氏體的平均納米硬度；
[0057] Hbici: 10%拉伸變形后的前述貝氏體的平均納米硬度。
[0058] 平均納米硬度可以根據(jù)實(shí)施例中記載的方法來求出。初始平均納米硬度意味著賦 予拉伸變形前的納米硬度。
[0059] 前述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)可以含有選自由下述組成的組中的1種或2種以上：Cr: 0· 1%以上且0· 5%以下、Mo:0· 1%以上且0· 5%以下、B:0· 0010%以上且0· 010%以下、Ti: 0. 01%以上且低于0. 04%、Nb:0. 005%以上且低于0. 030%、V:0. 010%以上且低于0. 5%、 Ca:0· 0008% 以上且 0· 010% 以下、Mg:0· 0008% 以上且 0· 010% 以下、REM:0· 0008% 以上且 0. 050%以下以及Bi:0. 0010%以上且0. 050%以下。
[0060] 在另一方面中，本發(fā)明涉及一種沖擊吸收構(gòu)件，其特征在于，所述沖擊吸收構(gòu)件具 有通過發(fā)生軸向擠壓而塑性變形成蛇腹?fàn)顏砦諞_擊能的沖擊吸收部，前述沖擊吸收部由 上述鋼板形成。
[0061] 進(jìn)而，在另一個(gè)方面中，本發(fā)明涉及一種鋼板的制造方法，其特征在于，具有下述 工序㈧?（C):
[0062] (A)熱軋工序：對(duì)具有上述的化學(xué)組成的板坯實(shí)施在Ar3A以上完成軋制的多道 次熱軋，將獲得的鋼板在軋制完成后〇. 4秒鐘內(nèi)開始冷卻，并且在平均冷卻速度為600°C/ 秒鐘以上、且從自最終軋制道次前數(shù)2個(gè)道次的軋制道次的軋制完成至冷卻到720°C所需 要的時(shí)間為4秒鐘以下的冷卻條件下冷卻到620°C以上且720°C以下的溫度范圍，并在所述 溫度范圍內(nèi)保持1秒鐘以上且10秒鐘以下后，以l〇°C/秒鐘以上且100°C/秒鐘以下的平 均冷卻速度冷卻至300°C以上且610°C以下的溫度范圍，并進(jìn)行卷取，從而得到熱軋鋼板；
[0063] (B)冷軋工序：對(duì)通過前述熱軋工序得到的熱軋鋼板實(shí)施40%以上且70%以下壓 下率的冷軋，從而得到冷軋鋼板；以及，
[0064] (C)退火工序：將通過所述冷軋工序得到的冷軋鋼板在（Ac#、_30°C)以上且（Ac3 點(diǎn)+100°C)以下的溫度范圍內(nèi)保持10秒鐘以上且300秒鐘以下，接著以15°C/秒鐘以上的 平均冷卻速度冷卻至500°C以上且650°C以下的溫度范圍，并且實(shí)施在300°C以上且500°C 以下的溫度范圍內(nèi)保持30秒鐘以上且3000秒鐘以下的熱處理。
[0065] 本發(fā)明的鋼板適宜作為具有通過發(fā)生軸向擠壓而塑性變形成蛇腹?fàn)顏砦諞_擊 能的沖擊吸收部的沖擊吸收構(gòu)件中的該沖擊吸收部的原材料，特別適宜作為汽車用沖擊吸 收構(gòu)件的原材料。具體而言，本鋼板優(yōu)選的是，用作例如具有有閉合截面的筒狀本體的汽車 碰撞吸能盒（在支撐保險(xiǎn)桿加強(qiáng)件的同時(shí)，安裝于例如側(cè)梁（sidemember)之類的車身殼 體（bodyshell)，由于負(fù)載來自保險(xiǎn)桿加強(qiáng)梁的沖擊載荷而發(fā)生軸向擠壓從而塑性變形成 蛇腹?fàn)睿┑脑牧稀１句摪暹€可以有效用作汽車的側(cè)梁、前框架（frontupperrail)、下邊 梁（sidesill)、橫梁（crossmember)的原材料。
[0066] 由本發(fā)明的鋼板制造沖擊吸收構(gòu)件時(shí)，能夠抑制或消除負(fù)載沖擊載荷時(shí)裂紋的產(chǎn) 生，并且能夠得到有效流變應(yīng)力高的沖擊吸收構(gòu)件，可以飛躍性地提高沖擊吸收構(gòu)件的沖 擊吸收能。通過將所述沖擊吸收構(gòu)件應(yīng)用于汽車等制品中，變得能夠進(jìn)一步提高該制品的 沖撞安全性，因此本發(fā)明在產(chǎn)業(yè)上是極其有益的。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0067] 圖1是表示沖擊吸收構(gòu)件的應(yīng)用部位的例子的說明圖。
[0068] 圖2是表示沖擊吸收部形狀的一個(gè)例子的二視圖。
[0069] 圖3是表示沖擊吸收部形狀的一個(gè)例子的二視圖。

【具體實(shí)施方式】
[0070] 以下，關(guān)于本發(fā)明更具體地進(jìn)行說明。需要說明的是，以下說明中，關(guān)于鋼的化學(xué) 組成的％全部為質(zhì)量％。以下說明以例示本發(fā)明為目的，但本發(fā)明不限制于此。
[0071] L化學(xué)組成
[0072] (I)C:0· 08% 以上且 0· 30% 以下
[0073] C具有促進(jìn)作為主相的貝氏體及第2相中包含的馬氏體及殘留奧氏體的生成的作 用。C還具有通過提高馬氏體的強(qiáng)度來提高鋼板的拉伸強(qiáng)度的作用。進(jìn)而，C具有通過固溶 強(qiáng)化來強(qiáng)化鋼、提高鋼板的屈服強(qiáng)度及拉伸強(qiáng)度的作用。
[0074]C含量低于0.08%時(shí)，存在難以得到由上述作用產(chǎn)生的效果的情況。因此，C含量 設(shè)為〇. 08%以上。優(yōu)選超過0. 12%，進(jìn)一步優(yōu)選超過0. 14%。另一方面，C含量超過0. 30% 時(shí)，存在過量生成馬氏體、奧氏體，導(dǎo)致鋼板的局部韌性顯著下降的情況。另外，熔接性的劣 化變得顯著。因此，C含量設(shè)為0.30%以下。優(yōu)選低于0.20%，進(jìn)一步優(yōu)選低于0.19%。
[0075] (2)Mn:1· 5%以上且3. 5%以下
[0076] Mn具有促進(jìn)作為主相的貝氏體及第2相中包含的馬氏體及殘留奧氏體的生成的 作用。Mn還具有通過固溶強(qiáng)化來強(qiáng)化鋼、提高鋼板的屈服強(qiáng)度及拉伸強(qiáng)度的作用。進(jìn)而， Mn通過固溶強(qiáng)化來提高貝氏體的強(qiáng)度，因此具有通過提高高應(yīng)變負(fù)載條件下的貝氏體的硬 度來提高鋼板的局部韌性的作用。
[0077] Mn含量低于1. 5%時(shí)，存在難以得到由上述作用產(chǎn)生的效果的情況。因此，Mn含 量設(shè)為1.5%以上。優(yōu)選超過1.8%，進(jìn)一步優(yōu)選超過2.0%，特別優(yōu)選超過2. 2%。另一方 面，Mn含量超過3. 5%時(shí)，使貝氏體相變過度延遲，其結(jié)果無法實(shí)現(xiàn)殘留奧氏體的穩(wěn)定化， 變得難以確保規(guī)定殘留奧氏體。因此，Mn含量設(shè)為3. 5%以下。優(yōu)選低于3.1%，進(jìn)一步優(yōu) 選低于2. 8%，特別優(yōu)選低于2. 5%。
[0078] (3)Si+Al:0· 50%以上且3. 0%以下
[0079]Si及Al具有通過抑制貝氏體中的碳化物的生成來促進(jìn)殘留奧氏體的生成，提高 鋼板的均勻韌性、局部韌性的作用。另外，具有通過固溶強(qiáng)化來強(qiáng)化鋼、提高鋼板的屈服強(qiáng) 度及拉伸強(qiáng)度的作用。進(jìn)而，通過固溶強(qiáng)化來提高貝氏體的強(qiáng)度，因此具有通過提高高應(yīng)變 負(fù)載條件下的貝氏體的硬度來提高鋼板的局部韌性的作用。
[0080] Si及Al的總計(jì)含量（以下，也稱為"（Si+Al)含量"。）低于0· 50%時(shí)，難以得到 由上述作用產(chǎn)生的效果。因此，（Si+Al)含量設(shè)為0.50%以上。優(yōu)選為1.0%以上，進(jìn)一步 優(yōu)選為1.3%以上。另一方面，（Si+Al)含量即便設(shè)為3.0%以上，由上述作用產(chǎn)生的效果 也會(huì)發(fā)生飽和而在成本方面變得不利。另外，導(dǎo)致相變點(diǎn)的高溫化而阻礙生產(chǎn)率。因此， (Si+Al)量設(shè)為3.0%以下。優(yōu)選為2. 5%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為低于2. 2%，特別優(yōu)選為低于 2. 0%〇
[0081] Si具有優(yōu)異的固溶強(qiáng)化能力，因此Si含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.50%以上，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為 1. 0%以上。另一方面，Si具有使鋼板的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、熔接性下降的作用，因此Si含量 優(yōu)選設(shè)為低于1. 9%，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為低于1. 7%，特別優(yōu)選設(shè)為低于1. 5%。
[0082] (4)P:0.10%以下
[0083] P-般作為雜質(zhì)含有，具有偏析至晶界使鋼脆化，促進(jìn)負(fù)載沖擊載荷時(shí)裂紋的產(chǎn)生 的作用。P含量超過〇. 10%時(shí)，上述作用導(dǎo)致的鋼脆化變得顯著，變得難以抑制負(fù)載沖擊載 荷時(shí)裂紋的產(chǎn)生。因此，P含量設(shè)為0.10%以下。優(yōu)選為低于0.020%，進(jìn)一步優(yōu)選為低于 0. 015%。
[0084] (5)S:0· 010% 以下
[0085]S-般作為雜質(zhì)含有，具有在鋼中形成硫化物系夾雜物而使成形性劣化的作用。S 含量超過0.010%時(shí)，上述作用產(chǎn)生的影響顯著化。因此，S含量設(shè)為0.010%以下。優(yōu)選 為0. 005 %以下，進(jìn)一步優(yōu)選為低于0. 003%，特別優(yōu)選為0. 001 %以下。
[0086] (6)N:0· 010% 以下
[0087]N-般作為雜質(zhì)含于鋼中，具有使鋼板的韌性劣化的作用。N含量超過0. 010%時(shí)， 該韌性降低變得顯著。因此，N含量設(shè)為0.010%以下。優(yōu)選為0.0060%以下，進(jìn)一步優(yōu)選 為0.0050%以下。
[0088] 以下所說明的元素為根據(jù)需要能夠含于鋼的任意元素。
[0089] (7)選自由Cr:0. 5%以下、Mo:0. 5%以下及B:0. 01%以下組成的組中的1種或2 種以上
[0090]Cr、Mo及B具有提高淬火性、促進(jìn)貝氏體生成的作用。另外，具有促進(jìn)馬氏體、殘 留奧氏體生成的作用。而且，還具有通過固溶強(qiáng)化來強(qiáng)化鋼、提高鋼板的屈服強(qiáng)度及拉伸強(qiáng) 度的作用。因此，也可以含有選自由Cr、Mo及B組成的組中的1種或2種。
[0091] 但是，Cr含量超過0. 5 %、或者M(jìn)o含量超過0. 5 %、或者B含量超過0. 01 %時(shí)，存 在導(dǎo)致鋼板的均勻伸長(zhǎng)率、局部韌性顯著降低的情況。因此，Cr含量設(shè)為0. 5%以下、Mo含 量設(shè)為0.5%以下、B含量設(shè)為0.01%以下。為了更確實(shí)地得到由上述作用產(chǎn)生的效果，優(yōu) 選的是滿足Cr:0. 1 %以上、Mo:0. 1 %以上及B:0.0010%以上的任一者。
[0092] (8)選自由Ti:低于0.04%、Nb:低于0.030%及V:低于0.5%組成的組中的1種 或2種以上
[0093] Ti、Nb及V具有在鋼中形成碳氮化物等，從而抑制退火中奧氏體的晶粒生長(zhǎng)、并使 裂紋敏感性下降的作用。另外，還具有在貝氏體中析出而通過析出強(qiáng)化的作用從而提高鋼 板的屈服強(qiáng)度的作用。因此，也可以含有Ti、Nb及V的1種或2種以上。
[0094] 但是，即便Ti含量設(shè)為0. 04%以上、Nb含量設(shè)為0. 030%以上、V含量設(shè)為0. 5% 以上，上述作用產(chǎn)生的效果也會(huì)飽和而在成本上變得不利。因此，Ti含量設(shè)為低于0.04%、 Nb含量設(shè)為低于0.030%、V含量設(shè)為低于0.5%。Ti含量?jī)?yōu)選設(shè)為低于0.020%。Nb含 量?jī)?yōu)選設(shè)為低于0.020%，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為0.015 %以下。V含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.30 %以下。為 了更確實(shí)地得到由上述作用產(chǎn)生的效果，優(yōu)選的是滿足Ti:0.01%以上、Nb:0.005%以上 及V:0. 010%以上的任一者。含有Nb時(shí)，Nb含量進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為0. 010%以上。
[0095] (9)選自由Ca:0· 010% 以下、Mg:0· 010% 以下、REM:0· 050% 以下及Bi:0· 050% 以下組成的組中的1種或2種以上
[0096] Ca、Mg及REM控制夾雜物的形狀，Bi使凝固組織細(xì)微化，從而均具有提高鋼板的局 部韌性的作用。因此，也可以含有這些元素的1種或2種以上。
[0097] 但是，對(duì)于Ca及Mg含有超過0. 010%時(shí)，或者對(duì)于REM含有超過0. 050%時(shí)，會(huì) 導(dǎo)致鋼中生成大量粗大的氧化物，損害鋼板的成形性。對(duì)于Bi含有超過0. 050%時(shí)，在晶 界中偏析、損害熔接性。因此，各元素的含量如上所述地規(guī)定。Ca、Mg及REM的含量分別優(yōu) 選設(shè)為0.0020%以下，Bi的含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.010%以下。為了更確實(shí)地得到由上述作用產(chǎn) 生的效果，優(yōu)選的是滿足Ca:0. 0008%以上、Mg:0. 0008%以上、REM:0. 0008%以上及Bi: 0.0010%的任一條件。
[0098] 此處，REM意味著Sc、Y及鑭系元素的總計(jì)17種元素，為鑭系元素時(shí)，在工業(yè)上以 混合稀土合金（mischmetal)的形式來添加。需要說明的是，本發(fā)明中REM的含量意味著 這些元素的總計(jì)含量。
[0099] 2.顯微組織 [0100] (1)多相組織
[0101] 為了得到高屈服強(qiáng)度與低應(yīng)變區(qū)域的高加工硬化系數(shù)從而提高有效流變應(yīng)力，本 發(fā)明的鋼板的鋼組織為以貝氏體為主相，并在第2相中含有馬氏體及殘留奧氏體的多相組 織。第2相的余量為鐵素體。
[0102] ⑵貝氏體的面積率：超過50%
[0103] 以貝氏體為主相的多相組織鋼板中，貝氏體面積率對(duì)鋼板的屈服強(qiáng)度產(chǎn)生影響。 即，通過提高貝氏體的面積率來提高屈服強(qiáng)度。貝氏體的面積率低于50%時(shí)，由于屈服強(qiáng)度 不足而變得難以得到具有良好沖擊吸收能的沖擊吸收構(gòu)件。因此，貝氏體的面積率設(shè)為超 過50%以上。
[0104] (3)馬氏體面積率：3%以上且30%以下
[0105] 以貝氏體為主相的多相組織鋼板中，馬氏體通過提高鋼板的屈服強(qiáng)度和低應(yīng)變區(qū) 域的加工硬化率，而具有提高鋼板的5%流變應(yīng)力的作用。另外，還具有提高鋼板的均勻伸 長(zhǎng)率的作用。馬氏體面積率低于3%時(shí)，由于5%流變應(yīng)力、均勻伸長(zhǎng)率不足，難以得到具 有良好沖擊吸收能的沖擊吸收構(gòu)件。因此，馬氏體面積率設(shè)為3%以上。優(yōu)選設(shè)為5%以 上。另一方面，馬氏體面積率超過30%超時(shí)，鋼板的局部韌性下降，容易產(chǎn)生由不穩(wěn)定壓曲 (buckling)導(dǎo)致的裂紋。因此，馬氏體的面積率設(shè)為30%以下。馬氏體的面積率優(yōu)選為 25%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為15%以下。
[0106] (4)殘留奧氏體面積率：3%以上且15%以下
[0107] 以貝氏體為主相的多相組織鋼板中，殘留奧氏體通過提高其屈服強(qiáng)度和低應(yīng)變區(qū) 域中的加工硬化率，從而具有提高鋼板的5%流變應(yīng)力的作用。另外，還具有提高鋼板的均 勻伸長(zhǎng)率的作用。殘留奧氏體面積率低于3%時(shí)，由于5%流變應(yīng)力、均勻伸長(zhǎng)率不足，變得 難以得到具有良好沖擊吸收能的沖擊吸收構(gòu)件。因此，殘留奧氏體面積率設(shè)為3%以上。另 一方面，殘留奧氏體面積率超過15%時(shí)，鋼板的局部韌性下降，容易產(chǎn)生由不穩(wěn)定壓曲導(dǎo)致 的裂紋。因此，殘留奧氏體的面積率設(shè)為15%以下。
[0108] (5)余量組織即鐵素體的平均粒徑：低于5μm
[0109] 作為余量組織的鐵素體的平均粒徑為5ym以上時(shí)，應(yīng)變?nèi)菀紫蜍涃|(zhì)的鐵素體集 中，屈服強(qiáng)度下降，變得難以提高鋼板的5%流變應(yīng)力。另外，鋼板的局部韌性下降，難以抑 制負(fù)載沖擊載荷時(shí)裂紋的產(chǎn)生。因此，鐵素體的平均粒徑設(shè)為5μm以下。優(yōu)選低于4. 0μm， 進(jìn)一步優(yōu)選低于3. 0μm。鐵素體的平均粒徑的下限沒有特別規(guī)定。
[0110] 鐵素體的面積率沒有特別規(guī)定，但下限優(yōu)選設(shè)為1%以上，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為5%以 上。另一方面，上限優(yōu)選設(shè)為20%以下，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為15%以下，特別優(yōu)選設(shè)為10%以 下。
[0111] (6)貝氏體與馬氏體的硬度比：1· 2彡ΗΜ(Ι/ΗΒ(Ι< 1. 6
[0112] 通過將第2相中含有的馬氏體的初始平均納米硬度（Hmci)相對(duì)于作為主相的貝氏 體的初始平均納米硬度（Hbci)的硬度比（HmcZH bci)設(shè)為1. 2以上，從而容易實(shí)現(xiàn)由于含有馬氏 體而達(dá)成的低應(yīng)變區(qū)域的加工硬化系數(shù)的提高及均勻伸長(zhǎng)率的提高，能夠高效抑制裂紋的 產(chǎn)生。因此，上述硬度比（HmcZH bci)優(yōu)選設(shè)為1. 2以上。
[0113] 另一方面，通過將上述硬度比（HmcZH bci)設(shè)為1.6以下，能夠適當(dāng)抑制貝氏體主相與 硬質(zhì)第2相間的硬度比，通過塑性變形抑制可動(dòng)位錯(cuò)的產(chǎn)生，因此容易實(shí)現(xiàn)鋼板的屈服強(qiáng) 度的提高。從而容易提高沖擊吸收能、得到具有良好的沖擊吸收能的沖擊吸收構(gòu)件。因此， 上述硬度比（HmcZH bci)優(yōu)選設(shè)為1. 6以下。
[0114] (7)馬氏體相對(duì)于貝氏體的加工硬化率比：0· 9彡{(HM1Q/HMQ)AHB1Q/HBQ)}彡I. 3
[0115] 以貝氏體作為主相的多相組織鋼板中，通過塑性變形抑制應(yīng)變向貝氏體集中、加 工硬化時(shí)，使沿貝氏體中的剪切帶、晶界的裂紋的產(chǎn)生得以抑制、提高鋼板的局部韌性變得 容易。另一方面，通過塑性變形抑制第2相過度硬化時(shí)，抑制主相與第2相之間的硬度差增 大、抑制從兩者界面產(chǎn)生的裂紋、提高鋼板的局部韌性變得容易。因此，為了在以貝氏體為 主相的多相組織鋼板中得到更高的局部韌性，優(yōu)選的是在作為主相的貝氏體與第2相之間 適當(dāng)分配應(yīng)變。即，塑性變形時(shí)，優(yōu)選的是使作為主相的貝氏體與第2相以同等程度加工硬 化。作為其指標(biāo)，適宜使用10%拉伸變形后的加工硬化率的比率，優(yōu)選的是以貝氏體作為主 相并在第2相中含有馬氏體的多相組織鋼板中，針對(duì)作為最硬質(zhì)的相的馬氏體的10%拉伸 變形后的加工硬化率相對(duì)于10%拉伸變形后的貝氏體的加工硬化率之比限定上限及下限。
[0116] 具體而言，作為馬氏體的加工硬化率（Hm1(i/Hmci)相對(duì)于貝氏體的加工硬化率（Hbici/ Hbci)之比的加工硬化率比{(HM1Q/HM(IV(HB1(I/HBCI)}優(yōu)選限定上限及下限，所述馬氏體的加工 硬化率（HmicZH mci)由馬氏體的初始平均納米硬度（Hmci)及10%拉伸變形后的馬氏體的平均納 米硬度（Hmtl)求出，所述貝氏體的加工硬化率（HbicZH bci)由貝氏體的初始平均納米硬度（Hbci) 及10%拉伸變形后的貝氏體的平均納米硬度（Hbici)求出。
[0117] 將上述加工硬化率比設(shè)為0. 9以上時(shí)，通過塑性變形抑制應(yīng)變向貝氏體集中、加 工硬化，沿貝氏體中的剪切帶、晶界產(chǎn)生裂紋得以抑制，提高鋼板的局部韌性。因此，上述加 工硬化率比優(yōu)選設(shè)為0. 9以上。另一方面，上述加工硬化率比設(shè)為1. 3以下時(shí)，抑制馬氏體 過度硬化，仍然提高鋼板的局部韌性。因此，上述加工硬化率比優(yōu)選設(shè)為1. 3以下。
[0118] 3.機(jī)械特性
[0119] 本發(fā)明的鋼板的機(jī)械特性為均勻伸長(zhǎng)率與擴(kuò)孔率之積為300% 2以上，且賦予5% 的真實(shí)應(yīng)變時(shí)的有效流變應(yīng)力（以下，稱為5%有效流變應(yīng)力）為900MPa以上。
[0120] 如上所述，為了提高沖擊吸收構(gòu)件的沖擊吸收能，提高作為原材料的鋼板的5%流 變應(yīng)力是有效的，為了抑制負(fù)載沖擊載荷時(shí)裂紋的產(chǎn)生，提高鋼板的均勻伸長(zhǎng)率和局部韌 性是有效的。作為用于實(shí)現(xiàn)這些的指標(biāo)，為了符合近年來嚴(yán)苛的需求，要求均勻伸長(zhǎng)率與擴(kuò) 孔率之積為300% 2以上且5%有效流變應(yīng)力為900MPa以上。因此，設(shè)為具有這樣機(jī)械特 性的鋼板。均勻伸長(zhǎng)率與擴(kuò)孔率之積優(yōu)選為400% 2以上，5%有效流變應(yīng)力優(yōu)選為930MPa 以上。
[0121] 作為本發(fā)明的鋼板的其它機(jī)械特性，理想的是YS為600MPa以上、TS為900MPa以 上。
[0122] 4.用途
[0123] 上述鋼板優(yōu)選用于具有通過發(fā)生軸向擠壓而塑性變形成蛇腹?fàn)顏砦諞_擊能的 沖擊吸收部的沖擊吸收構(gòu)件中的該沖擊吸收部。
[0124] 該沖擊吸收部應(yīng)用本發(fā)明的鋼板時(shí)，抑制或消除負(fù)載沖擊載荷時(shí)的沖擊吸收構(gòu)件 的裂紋的產(chǎn)生。同時(shí)，由于有效流變應(yīng)力高，因此能夠飛躍性地提高上述沖擊吸收構(gòu)件的沖 擊吸收能。這可以通過沖擊吸收構(gòu)件的擠壓試驗(yàn)（squeezingtest)中顯示適當(dāng)?shù)钠骄鶖D 壓載荷和高穩(wěn)定壓曲率（未發(fā)生裂紋的試驗(yàn)體的比例）來證實(shí)。
[0125]圖1是表示汽車中的沖擊吸收構(gòu)件的應(yīng)用部位的例子的說明圖。作為具有通過發(fā) 生軸向擠壓而塑性變形成蛇腹?fàn)顏砦諞_擊能的沖擊吸收部的沖擊吸收構(gòu)件，例如在汽車 構(gòu)件中可以例示出圖1用網(wǎng)狀線的部分表示的構(gòu)件（前碰撞吸能盒2及后碰撞吸能盒3、前 側(cè)梁4及后側(cè)梁5、前框架6、下邊梁7等）、橫梁8等構(gòu)件。進(jìn)而，也能夠應(yīng)用于保險(xiǎn)桿加強(qiáng) 梁11、中心立柱12。圖1中，F(xiàn)r.Impact意味著前方?jīng)_撞，Rr.Impact意味著后方?jīng)_撞。
[0126] 圖2、3均為表示沖擊吸收部的形狀的例子的二視圖。
[0127] 作為上述沖擊吸收部的形狀，適宜為閉合截面的筒狀體，例如可以例示出具有如 圖2所示的四邊形閉合截面、圖3所示的八邊形閉合截面的筒狀體。需要說明的是，圖2及 圖3中示出了軸方向的截面形狀固定的例子，但不限制于這些，也可以為連續(xù)變化的形狀。 另外，圖2及圖3中示出了截面形狀為四邊形、八邊形的例子，但截面形狀不限制于這些，可 以為任意多邊形。
[0128] -般來說，對(duì)于這種汽車的沖擊吸收構(gòu)件通過實(shí)施如下加工來制作：由鋼板通過 例如彎曲加工和熔接形成閉合截面的筒狀體，根據(jù)需要對(duì)得到的筒狀體進(jìn)一步實(shí)施二維或 三維的彎曲加工等。
[0129] 5.鍍層
[0130] 還可以在上述鋼板的表面以提高耐腐蝕性等為目的設(shè)置鍍層而形成表面處理鋼 板。鍍層可以為電鍍層，也可以為熔融鍍層。作為電鍍層，可例示出電鍍鋅層、電鍍Zn-Ni合 金層等。作為熔融鍍層，可例示出熔融鋅鍍層、合金化熔融鋅鍍層、熔融鋁鍍層、熔融Zn-Al 合金鍍層、熔融Zn-Al-Mg合金鍍層、熔融Zn-Al-Mg-Si合金鍍層等。鍍層附著量沒有特別 限制，與現(xiàn)有相同即可。另外，在鍍覆后實(shí)施適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)轉(zhuǎn)化處理（例如，硅酸鹽系無鉻化 學(xué)轉(zhuǎn)化處理液的涂布與干燥），能夠進(jìn)一步提高耐腐蝕性。
[0131] 6.制造方法
[0132] 具有上述化學(xué)組成、顯微組織及機(jī)械特性的鋼板可以根據(jù)具有下述工序（A)? (C)的方法來制造：
[0133] (A)熱軋工序：對(duì)具有前述化學(xué)組成的板坯實(shí)施在Ar3點(diǎn)以上完成軋制的多道次 熱軋，將得到的鋼板在軋制結(jié)束后0. 4秒鐘以內(nèi)開始冷卻，并且在平均冷卻速度為600°C/ 秒鐘以上、且從自最終軋制道次前數(shù)2個(gè)道次的軋制道次的軋制完成至冷卻到720°C所需 要的時(shí)間為4秒鐘以下的冷卻條件下冷卻到620°C以上且720°C以下的溫度范圍，并在前述 溫度范圍內(nèi)保持1秒鐘以上且10秒鐘以下后，以l〇°C/秒鐘以上且100°C/秒鐘以下的平 均冷卻速度冷卻至300°C以上且610°C以下的溫度范圍，并進(jìn)行卷取，從而得到熱軋鋼板；
[0134] (B)冷軋工序：對(duì)通過前述熱軋工序得到的熱軋鋼板實(shí)施40%以上且70%以下壓 下率的冷軋，從而得到冷軋鋼板；以及，
[0135] (C)退火工序：將通過前述冷軋工序得到的冷軋鋼板在（Ac3A-30°C)以上且（Ac3 點(diǎn)+100°C)以下的溫度范圍內(nèi)保持10秒鐘以上且300秒鐘以下，接著以15°C/秒鐘以上的 平均冷卻速度冷卻至500°C以上且650°C以下的溫度范圍，并且實(shí)施在300°C以上且500°C 以下的溫度范圍內(nèi)保持30秒鐘以上且3000秒鐘以下的熱處理。
[0136] 上述顯微組織可以通過應(yīng)用上述制造條件而容易地得到。其原因尚不明確，可以 定性地認(rèn)為是如下所述的原因。
[0137]S卩，通過應(yīng)用上述熱軋條件，鐵素體與其它硬質(zhì)相形成細(xì)微且均勻分散的顯微組 織。通過對(duì)該顯微組織實(shí)施上述冷軋，進(jìn)一步均勻化組織，促進(jìn)后續(xù)的退火工序中重結(jié)晶。 其結(jié)果，高水平地達(dá)成退火后的組織的細(xì)微化與均勻化。特別是通過應(yīng)用上述退火條件， 飛躍性地抑制鐵素體的晶粒生長(zhǎng)。這是鐵素體從退火前開始細(xì)微且均勻地分散，以及細(xì)微 且均勻分散的其它硬質(zhì)相作為奧氏體相變的優(yōu)先核生成位點(diǎn)，抑制鐵素體的晶粒生長(zhǎng)的結(jié) 果。進(jìn)而，通過細(xì)微且均勻分散的其它硬質(zhì)相作為奧氏體相變的優(yōu)先核生成位點(diǎn)，相變后的 奧氏體也從最初開始細(xì)微且均勻地分散。并且，通過上述細(xì)微分散的鐵素體，可以飛躍性地 抑制相變后的奧氏體的晶粒生長(zhǎng)。可以認(rèn)為通過這些協(xié)同作用，得到細(xì)微且均勻的組織，從 而能夠?qū)崿F(xiàn)上述顯微組織。
[0138] ⑷熱軋工序
[0139]對(duì)具有上述化學(xué)組成的板坯，實(shí)施在Ar3A以上完成軋制的多道次熱軋，將得到的 鋼板在軋制結(jié)束后〇. 4秒鐘以內(nèi)開始冷卻，并且在平均冷卻速度為600°C/秒鐘以上、且從 自最終軋制道次前數(shù)2個(gè)道次的軋制道次的軋制完成至冷卻到720°C所需要的時(shí)間為4秒 鐘以下的冷卻條件下冷卻到620°C以上且720°C以下的溫度范圍，并在前述溫度范圍內(nèi)保 持1秒鐘以上且10秒鐘以下后，以l〇°C/秒鐘以上且100°C/秒鐘以下的平均冷卻速度冷 卻至300°C以上且610°C以下的溫度范圍，并進(jìn)行卷取，從而得到熱軋鋼板。
[0140]為了在實(shí)施后述的冷軋及退火后得到上述顯微組織，如上所述，重要的是控制作 為其母材的熱軋鋼板的顯微組織。
[0141]軋制為多道次的軋制。每1道次的壓下率優(yōu)選設(shè)為15%以上且60%以下。增大每 1道次的壓下率時(shí)，可以向奧氏體中導(dǎo)入更多的應(yīng)變，因此通過其后的相變生成的鐵素體的 晶粒被細(xì)微化，熱軋鋼板的組織被細(xì)微化。因此，特別是對(duì)于從自最終軋制道次前數(shù)2個(gè)道 次的軋制道次至最終軋制道次的這3個(gè)道次，每1道次的壓下率優(yōu)選設(shè)為20 %以上。該壓 下率進(jìn)一步優(yōu)選為22 %以上，特別優(yōu)選為30 %以上。另一方面，從確保軋制載荷及板形狀 的控制性的觀點(diǎn)出發(fā)，每1道次的壓下率優(yōu)選設(shè)為低于50%。特別是希望容易地控制板形 狀時(shí)，每1道次的壓下率優(yōu)選設(shè)為45%以下。
[0142]對(duì)于軋制完成溫度，為了使熱軋鋼板的顯微組織形成細(xì)微且均勻的組織，乳制完 成后需要使奧氏體相變?yōu)殍F素體。因此，乳制完成溫度設(shè)為Ar3點(diǎn)以上。從避免增大軋制載 荷的觀點(diǎn)出發(fā)，該溫度優(yōu)選設(shè)為780°C以上。從熱軋鋼板的組織細(xì)微化的觀點(diǎn)出發(fā)，乳制完 成溫度只要在Ar3A以上或780°C以上的溫度范圍，則優(yōu)選較低溫度。這是因?yàn)檐堉仆瓿蓽?度越低，越可以高效貯存通過軋制導(dǎo)入至奧氏體的加工應(yīng)變，促進(jìn)熱軋鋼板的顯微組織的 細(xì)微化。另一方面，從熱軋鋼板的組織均勻化的觀點(diǎn)出發(fā)，乳制完成溫度優(yōu)選設(shè)為850°C以 上。進(jìn)一步優(yōu)選為900°C以上。這是因?yàn)橥ㄟ^適當(dāng)提高軋制完成溫度，從而可以實(shí)現(xiàn)鐵素體 以及其它硬質(zhì)相的均勻分散化，從而進(jìn)一步提高冷軋及退火后的鋼板的成形性。需要說明 的是，從抑制通過軋制導(dǎo)入至奧氏體的加工應(yīng)變的釋放、高效地促進(jìn)熱軋鋼板的顯微組織 的細(xì)微化的觀點(diǎn)出發(fā)，乳制完成溫度優(yōu)選設(shè)為980°C以下。進(jìn)一步優(yōu)選為設(shè)為930°C以下。
[0143]以抑制通過軋制導(dǎo)入至奧氏體的加工應(yīng)變?cè)诶鋮s中的釋放、冷卻后以該加工應(yīng)變 作為驅(qū)動(dòng)力使奧氏體一次性相變?yōu)殍F素體、生成具有細(xì)微的鐵素體晶粒的組織的方式進(jìn) 行軋制完成后的冷卻。因此，在軋制完成后0.4秒鐘以內(nèi)開始冷卻，并且在平均冷卻速度 為600°C/秒鐘以上、且從自最終軋制道次前數(shù)2個(gè)道次的軋制道次的軋制完成至冷卻到 720°C所需要的時(shí)間為4秒鐘以下的冷卻條件下，冷卻到620°C以上且720°C以下的溫度范 圍。且從自最終軋制道次前數(shù)2個(gè)道次的軋制道次的軋制完成至冷卻到720°C所需要的時(shí) 間優(yōu)選為3. 5秒鐘以下。此時(shí)的平均冷卻速度優(yōu)選為900°C/秒鐘以上，進(jìn)一步優(yōu)選為超過 1000°C/秒鐘。該冷卻在實(shí)施例中稱為1次冷卻。
[0144] 對(duì)于這種熱軋后的立刻驟冷，可以通過緊鄰最終軋制軋機(jī)之后配置的、能夠?qū)⒋?流量的冷卻水向剛軋制后的鋼板以高壓噴射的水冷裝置來實(shí)現(xiàn)。
[0145] 620°C以上且720°C以下的溫度范圍是使鐵素體相變活躍化的溫度范圍。將以通過 應(yīng)用上述冷卻條件從而抑制導(dǎo)入至奧氏體的加工應(yīng)變的釋放的狀態(tài)進(jìn)行過冷卻的鋼板保 持在該溫度范圍，從而可以將奧氏體的加工應(yīng)變作為驅(qū)動(dòng)力一次性引起鐵素體相變。其結(jié) 果，不僅在奧氏體晶界，而且從晶粒內(nèi)也析出鐵素體，以高密度發(fā)生鐵素體相變的核生成， 因此能夠產(chǎn)生細(xì)微的鐵素體晶粒均勻分散而成的組織。為此，將在上述條件下冷卻至620°C 以上且720°C以下的溫度范圍的鋼板在該溫度范圍保持1秒鐘以上。另一方面，上述溫度范 圍的保持時(shí)間超過10秒鐘時(shí)，存在促進(jìn)鐵素體的晶粒生長(zhǎng)的情況，因此，上述溫度范圍的 保持時(shí)間設(shè)為10秒鐘以下。該溫度保持的保持時(shí)間短，因此也可以通過將冷卻設(shè)為空氣冷 卻來實(shí)現(xiàn)。即，盡可能在上述溫度范圍內(nèi)保持1秒鐘以上，鋼板溫度緩慢下降也不要緊。
[0146]持續(xù)保持上述溫度，將鋼板以KTC/秒鐘以上且100°C/秒鐘以下的平均冷卻速 度冷卻至300°C以上且610°C以下的溫度范圍，進(jìn)行卷取。該冷卻在實(shí)施例中稱為2次冷卻。 繼續(xù)上述軋制、冷卻及溫度保持，通過進(jìn)行這樣的冷卻及卷取，從而可以使熱軋鋼板的顯微 組織由細(xì)微的初析鐵素體、和貝氏體或貝氏體鐵素體構(gòu)成，同時(shí)能夠形成細(xì)微且均勻分散 的組織。其結(jié)果，在冷軋及退火中，能夠?qū)崿F(xiàn)上述顯微組織。
[0147] 上述平均冷卻速度低于KTC/秒鐘時(shí)，存在沿著偏析粗大的珠光體析出并產(chǎn)生帶 狀組織，或者導(dǎo)致鐵碳化物的粗大化的情況。產(chǎn)生帶狀組織時(shí)，在冷軋后的退火工序中出現(xiàn) 鐵素體的粗大化容易進(jìn)展的區(qū)域，退火后變得無法實(shí)現(xiàn)鐵素體的細(xì)微化、組織的均勻化。鐵 氧化物粗大化時(shí)，在冷軋后的退火過程中變得難以抑制鐵素體的晶粒生長(zhǎng)，變得無法達(dá)成 鐵素體的細(xì)微化。因此，上述平均冷卻速度設(shè)為10°c/秒鐘以上。優(yōu)選為15°C/秒鐘以上， 進(jìn)一步優(yōu)選為20°C/秒鐘以上。另一方面，上述平均冷卻速度超過KKTC/秒鐘時(shí)，存存損 害鋼板的平坦度的情況。因此，上述平均冷卻速度設(shè)為l〇〇°C/秒鐘以下。優(yōu)選為80°C/ 秒鐘以下。
[0148] 卷取溫度低于300°C時(shí)，熱軋鋼板的硬化變得顯著，阻礙冷軋性。因此，卷取溫度設(shè) 為300°C以上。優(yōu)選為350°C以上。另一方面，卷取溫度超過610°C時(shí)，會(huì)產(chǎn)生與平均冷卻速 度低于KTC/秒鐘時(shí)相同的問題。因此，卷取溫度設(shè)為610°C以下。優(yōu)選為500°C以下。
[0149] 對(duì)于供于熱軋的板坯，將具有上述化學(xué)組成的鋼熔煉后通過連續(xù)鑄造或鑄造及初 軋形成板坯。從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使用連續(xù)鑄造。另外，使用連續(xù)鑄造時(shí)，為了通過 夾雜物控制提高耐裂紋性，優(yōu)選在鑄模內(nèi)進(jìn)行基于外部磁場(chǎng)或機(jī)械攪拌的鋼水流動(dòng)。如此 獲得的板坯可以供于直接熱軋，也可以在進(jìn)行保溫或再加熱后供于熱軋。
[0150] 供于熱軋的板坯的溫度為了防止奧氏體的粗大化優(yōu)選設(shè)為低于1280°C，進(jìn)一步優(yōu) 選設(shè)為1250°C以下，特別優(yōu)選設(shè)為1200°C以下。供于熱軋的板坯的溫度的下限沒有特別限 定，如前所述，只要能夠在Ar3點(diǎn)溫度以上完成軋制即可。
[0151]熱軋包含粗熱軋和精熱軋，通常上述板坯通過粗熱軋形成粗棒，將得到的粗棒通 過精熱軋形成熱軋鋼板。此時(shí)，對(duì)通過粗熱軋得到的粗棒，優(yōu)選的是在供于精熱軋前進(jìn)行再 加熱至l〇〇〇°C以上。進(jìn)一步優(yōu)選再加熱至1050°C以上。
[0152] 對(duì)于粗棒的加熱，例如可以在精熱軋軋機(jī)組前側(cè)設(shè)置加熱裝置，通過感應(yīng)加熱、通 電加熱或以氣體、紅外線加熱器為熱源的加熱來實(shí)施。進(jìn)行這種粗棒的加熱時(shí)，接著利用高 壓水實(shí)施除氧化皮，從而能夠高效地去除2次氧化皮，能夠抑制源于氧化皮的冷卻變動(dòng)、表 面瑕疵的產(chǎn)生。優(yōu)選將上述板坯的再加熱溫度設(shè)為1050°C以上。
[0153] (B)冷軋工序
[0154] 對(duì)上述熱軋工序中得到的熱軋鋼板實(shí)施40%以上且70%以下的壓下率的冷軋， 從而形成冷軋鋼板。
[0155] 對(duì)于熱軋鋼板，按照通常方法通過酸洗等進(jìn)行脫氧化皮后，實(shí)施冷軋。通過冷軋， 促進(jìn)后續(xù)的退火工序中的重結(jié)晶，并且使退火后的顯微組織細(xì)微且均勻化，因此冷軋的壓 下率設(shè)為40%以上。另一方面，壓下率過高時(shí)，乳制載荷增大、乳制變難，因此冷軋的壓下率 設(shè)為70%以下。優(yōu)選低于60%。對(duì)于冷軋后的鋼板，根據(jù)需要實(shí)施脫脂處理后供于退火。
[0156] (C)退火工序
[0157] 對(duì)上述冷軋工序中得到的冷軋鋼板進(jìn)行如下工序：在（Ac3A-30°C)以上且（Ac3 點(diǎn)+KKTC)以下的溫度范圍內(nèi)保持10秒鐘以上且300秒鐘以下，接著以15°C/秒鐘以上 的平均冷卻速度冷卻至500°C以上且650°C以下的溫度范圍，實(shí)施在300°C以上且500°C以 下的溫度范圍內(nèi)保持30秒鐘以上且3000秒鐘以下的熱處理，進(jìn)行退火。
[0158] 通過對(duì)上述冷軋鋼板按照上述條件實(shí)施退火，從而能夠得到作為目標(biāo)的顯微組 織。
[0159] 對(duì)于退火，首先在（Ac3A_30°C)以上且（Ac3點(diǎn)+100°C)以下的溫度范圍內(nèi)保持 10秒鐘以上且300秒鐘以下。實(shí)施例中，將保持該溫度稱為均熱。該保持溫度（實(shí)施例中 的均熱溫度）低于（Ac3A-30°C)時(shí)，奧氏體化變得不充分，存在退火后無法達(dá)成作為目標(biāo) 的顯微組織的情況。因此，保持溫度設(shè)為（Ac3A-30°C)以上。優(yōu)選超過（Ac3A-20°C)， 進(jìn)一步優(yōu)選超過（Ac3A-10°C)，特別優(yōu)選超過（Ac3點(diǎn)+20°C)。
[0160] 從組織控制的穩(wěn)定性的觀點(diǎn)出發(fā)，至（Ac3A_30°C)以上且（Ac3A+KKTC)以下 的溫度范圍為止的加熱優(yōu)選以低于20°C/秒鐘的加熱速度加熱至500°C以上的溫度范圍來 進(jìn)行。
[0161] 上述溫度范圍下的保持時(shí)間（實(shí)施例中的均熱時(shí)間）低于10秒鐘時(shí)，均勻的組織 控制變難，存在無法達(dá)成作為目標(biāo)的顯微組織的情況。因此，保持時(shí)間設(shè)為10秒鐘以上。優(yōu) 選設(shè)為60秒鐘以上。
[0162] 另一方面，上述保持溫度超過（Ac3A+100°C)或者上述保持時(shí)間超過300秒鐘 時(shí)，即使應(yīng)用上述熱軋工序及冷軋工序，也難以抑制奧氏體的晶粒生長(zhǎng)，存在退火后無法得 到作為目標(biāo)的組織的情況。因此，上述保持溫度設(shè)為（Ac3A+KKTC)以下，上述保持時(shí)間設(shè) 為300秒鐘以下。上述保持溫度優(yōu)選為（Ac3A+50°C)以下，進(jìn)一步優(yōu)選為（Ac3A+30°C) 以下。另外，優(yōu)選設(shè)為950°C以下。上述保持時(shí)間優(yōu)選低于200秒鐘。
[0163] 追求通過提高鐵素體的體積率來提高韌性的情況下，在（Ac3A-30°C)以上且 (Ac3A+100°C)以下的溫度范圍內(nèi)保持10秒鐘以上且300秒鐘以下后，優(yōu)選以低于KTC/ 秒鐘的冷卻速度冷卻至50°C以上。該冷卻在實(shí)施例中稱為緩慢冷卻。此時(shí)的冷卻速度優(yōu)選 設(shè)為低于5.(TC/秒鐘，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為低于3.(TC/秒鐘，特別優(yōu)選設(shè)為低于2.(TC/秒 鐘。為了進(jìn)一步提高鐵素體體積率，優(yōu)選將此時(shí)的冷卻量設(shè)為80°C以上，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為 KKTC以上。另一方面，為了得到作為目標(biāo)的組織，優(yōu)選對(duì)鐵素體體積率進(jìn)行某種程度抑制， 因此冷卻量?jī)?yōu)選設(shè)為200°C以下。進(jìn)一步為160°C以下。
[0164] 接著，以15°C/秒鐘以上的平均冷卻速度冷卻至500°C以上且650°C以下的溫度范 圍，在300°C以上且500°C以下的溫度范圍內(nèi)保持30秒鐘以上且3000秒鐘以下，從而制造 作為目標(biāo)的顯微組織。上述平均冷卻速度低于15°C/秒鐘時(shí)，過量生成鐵素體，存在退火 后無法得到作為目標(biāo)的組織的情況。因此，上述平均冷卻速度設(shè)為15°C/秒鐘以上。優(yōu)選 為30°C/秒鐘以上，進(jìn)一步優(yōu)選為40°C/秒鐘以上。從組織控制的觀點(diǎn)出發(fā)，不需要對(duì)上 述平均冷卻速度的上限進(jìn)行特別規(guī)定。但是，上述平均冷卻速度極高時(shí)，存在產(chǎn)生冷卻不均 而損害板形狀的情況。因此，上述平均冷卻速度優(yōu)選設(shè)為150°C/秒鐘以下。進(jìn)一步優(yōu)選為 低于130°C/秒鐘。
[0165] 實(shí)施例中，將該冷卻稱為驟冷。只要在500°C以上且650°C以下的溫度范圍內(nèi)為該 驟冷即可。因此，驟冷的開始溫度為650°C以上即可，驟冷的停止溫度為500°C以下且300°C 以上即可。
[0166] 在300°C以上且500°C以下的溫度范圍內(nèi)保持30秒鐘以上是為了產(chǎn)生規(guī)定量的殘 留奧氏體，此時(shí)的保持溫度超過500°C時(shí)，變得難以得到作為目標(biāo)的組織。上述溫度范圍優(yōu) 選設(shè)為330°C以上且450°C以下的溫度范圍，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為350°C以上且430°C以下的溫 度范圍。另外，上述溫度范圍中的保持時(shí)間優(yōu)選設(shè)為200秒鐘以上。從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)， 上述溫度范圍中的保持時(shí)間的上限設(shè)為3000秒鐘以下。
[0167] 對(duì)于在300°C以上且500°C以下的溫度范圍內(nèi)保持30秒鐘以上且3000秒鐘以下 之后的到常溫為止的冷卻，為了提高高沖擊吸收特性與耐裂紋性的平衡，優(yōu)選以2°C/秒鐘 以上且低于30°C/秒鐘的冷卻速度冷卻至170°C以上且300°C以下的溫度范圍。該冷卻速 度優(yōu)選為5°C/秒鐘以上且20°C/秒鐘以下。
[0168] 制造鍍覆鋼板時(shí)，對(duì)按照上述方法制造的冷軋鋼板根據(jù)通常方法進(jìn)行電鍍、熔融 鍍覆即可，對(duì)于鍍覆方法、鍍覆覆膜的化學(xué)組成、鍍覆后是否有合金化處理沒有限定。為熔 融鍍覆時(shí)，在基于上述熱處理的退火工序中，在300°C以上且500°C以下的溫度范圍內(nèi)保持 30秒鐘以上且3000秒鐘以下后，接著在鋼板的制造線內(nèi)實(shí)施熔融鍍覆即可。對(duì)于鍍覆種類 的例子，如上所述。
[0169] 對(duì)于如此得到的冷軋鋼板及鍍層鋼板，按照通常方法進(jìn)行調(diào)質(zhì)軋制即可。從確保 良好的韌性的觀點(diǎn)出發(fā)，調(diào)質(zhì)軋制的延伸率優(yōu)選設(shè)為1. 〇%以下。進(jìn)一步優(yōu)選為〇. 5%以 下。
[0170] 實(shí)施例
[0171] 使用具有表1所示化學(xué)組成的板坯（厚：30mm、寬：160?250mm、長(zhǎng)：70?90mm)進(jìn) 行實(shí)驗(yàn)。任意板坯均為通過進(jìn)行如下操作得到的鋼板：在將180kg的鋼水進(jìn)行真空熔煉、鑄 造后，將得到的鑄坯在爐內(nèi)溫度1250°C下進(jìn)行加熱，并在950°C以上的溫度下進(jìn)行熱鍛造。
[0172] 對(duì)各板坯，在1200°C下實(shí)施1小時(shí)以內(nèi)的再加熱后，使用熱軋?jiān)囼?yàn)機(jī)進(jìn)行4道次的 粗熱軋，進(jìn)而實(shí)施3道次的精熱軋，從而得到板厚：3mm的熱軋鋼板。熱軋條件如表2所示。 表2中，1次冷卻意味著熱乳剛完成后的冷卻，空氣冷卻意味著1次冷卻完成后實(shí)施的緩慢 冷卻，2次冷卻意味著空氣冷卻后到卷取溫度為止的冷卻。1次冷卻與2次冷卻均為水冷。
[0173] 對(duì)得到的熱軋鋼板實(shí)施冷軋至板厚：1. 6mm(壓下率：47%)為止，然后使用連續(xù)退 火模擬裝置，在表3所示條件下實(shí)施用于退火的熱處理。表3中，均熱溫度意味著用于退火 的加熱溫度，均熱時(shí)間意味著該加熱溫度下的保持時(shí)間，緩慢冷卻速度意味著在均熱后實(shí) 施緩慢冷卻時(shí)的冷卻速度，驟冷意味著緩慢冷卻后的冷卻，保持時(shí)間意味著驟冷停止溫度 下的保持時(shí)間。緩慢冷卻利用空氣冷卻來實(shí)施，驟冷利用水冷來實(shí)施。驟冷停止后的保持 利用裝置附帶的紅外線加熱器來實(shí)施。
[0174] 以下各表中，帶有下劃線的數(shù)值或記號(hào)表示處于本發(fā)明規(guī)定的范圍外。
[0175] 表 1
[0176]

【權(quán)利要求】
1. 一種鋼板，其特征在于，其具有如下的化學(xué)組成：以質(zhì)量％計(jì)，c :0. 08 %以上且 0? 30%以下、Mn :1. 5%以上且3. 5%以下、Si+Al :0? 50%以上且3. 0%以下、P :0? 10%以下、 S :0? 010% 以下、N :0? 010% 以下、Cr :0 ?0? 5% 以下、Mo :0 ?0? 5% 以下、B:0 ?0? 01% 以 下、Ti :0 ?低于 0? 04%、Nb :0 ?低于 0? 030%、V :0 ?低于 0? 5%、Ca :0 ?0? 010% 以下、 Mg :0?0. 010%以下、REM:0?0. 050%以下以及Bi :0?0. 050%以下、余量為Fe及雜質(zhì)； 具有如下的顯微組織：以面積％計(jì)，含有貝氏體：超過50%、馬氏體：3%以上且30%以 下以及殘留奧氏體：3%以上且15%以下，余量為平均粒徑低于5 ym的鐵素體；并且， 具有下述機(jī)械特性：均勻伸長(zhǎng)率與擴(kuò)孔率之積為300% 2以上，賦予5%的真實(shí)應(yīng)變時(shí) 的有效流變應(yīng)力為900MPa以上。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的鋼板，其中，所述顯微組織滿足下述式⑴及（2)， 1. 2 彡 HM0/HB0 彡 1. 6 (1) 0. 9 ^ {(Hm10/HM0)/(Hb10/HB0)} ^ 1. 3 (2) 式中， HM(I:所述馬氏體的初始平均納米硬度； HB(I:所述貝氏體的初始平均納米硬度； 拉伸變形后的所述馬氏體的平均納米硬度； 拉伸變形后的所述貝氏體的平均納米硬度。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1或權(quán)利要求2所述的鋼板，其中，所述化學(xué)組成含有選自由Cr : 0. 1%以上且0.5%以下、Mo :0. 1%以上且0.5%以下以及B :0.0010%以上且0.010%以下 組成的組中的1種或2種以上。
4. 根據(jù)權(quán)利要求1?權(quán)利要求3中任一項(xiàng)所述的鋼板，其中，所述化學(xué)組成含有選自 由Ti :0. 01%以上且低于0. 04%、Nb :0. 005%以上且低于0. 030%以及V :0. 010%以上且 低于0. 5%組成的組中的1種或2種以上。
5. 根據(jù)權(quán)利要求1?權(quán)利要求4中任一項(xiàng)所述的鋼板，其中，所述化學(xué)組成含有選自由 Ca :0. 0008% 以上且 0. 010% 以下、Mg :0. 0008% 以上且 0. 010% 以下、REM:0. 0008% 以上且 0. 050%以下以及Bi :0. 0010%以上且0. 050%以下組成的組中的1種或2種以上。
6. -種沖擊吸收構(gòu)件，其特征在于，所述沖擊吸收構(gòu)件具有沖擊吸收部，所述沖擊吸收 部通過發(fā)生軸向擠壓而塑性變形成蛇腹?fàn)顏砦諞_擊能，所述沖擊吸收部由權(quán)利要求1? 權(quán)利要求5中任一項(xiàng)所述的鋼板形成。
7. -種鋼板的制造方法，其特征在于，具有下述工序（A)?（C): (A) 熱軋工序：對(duì)具有權(quán)利要求1以及權(quán)利要求3?權(quán)利要求5中任一項(xiàng)所述的化學(xué) 組成的板坯實(shí)施在Ar3A以上完成軋制的多道次熱軋，將獲得的鋼板在軋制完成后0. 4秒 鐘內(nèi)開始冷卻，并且在平均冷卻速度為600°C /秒鐘以上、且從自最終軋制道次前數(shù)2個(gè)道 次的軋制道次的軋制完成至冷卻到720°C所需要的時(shí)間為4秒鐘以下的冷卻條件下冷卻到 620°C以上且720°C以下的溫度范圍，并在所述溫度范圍內(nèi)保持1秒鐘以上且10秒鐘以下 后，以10°C /秒鐘以上且100°C /秒鐘以下的平均冷卻速度冷卻至300°C以上且610°C以下 的溫度范圍，并進(jìn)行卷取，從而得到熱軋鋼板； (B) 冷軋工序：對(duì)通過所述熱軋工序得到的熱軋鋼板實(shí)施40%以上且70%以下壓下率 的冷乳，從而得到冷軋鋼板；以及， (C)退火工序：將通過所述冷軋工序得到的冷軋鋼板在（Ac# -30°c )以上且（Ac 3點(diǎn) +100°C)以下的溫度范圍內(nèi)保持10秒鐘以上且300秒鐘以下，接著以15°C/秒鐘以上的平 均冷卻速度冷卻至500°C以上且650°C以下的溫度范圍，并且實(shí)施在300°C以上且500°C以 下的溫度范圍內(nèi)保持30秒鐘以上且3000秒鐘以下的熱處理。
【文檔編號(hào)】C22C38/38GK104428435SQ201380030489
【公開日】2015年3月18日 申請(qǐng)日期:2013年4月8日 優(yōu)先權(quán)日:2012年4月10日
【發(fā)明者】田中泰明, 河野佳織, 田坂誠(chéng)均, 中澤嘉明, 西尾拓也, 脅田昌幸, 芳賀純, 富田俊郎 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社