发明的公开
本发明人为解决上述课题，将成分和制造方法作了各种变化后制
造成钢板，并进行了许多材质评价实验。结果发现：将在要求高加工
性领域中历来不大积极利用的N作为强化元素，通过有效地利用作为
该强化元素的N的作用所显示出的大的应变时效硬化现象，则可容易
地兼得成型性的提高和成型后的高强度化。为了有利地有效利用由N
所导致的应变时效硬化现象，有必要使由N所导致的应变时效硬化现
象与汽车的涂漆烘烤条件和成型后的热处理条件有利地结合起来。本
发明人发现：优化热轧条件并将钢板的微观组织和固溶N量控制在某
个范围是有效的。又，也发现：为了使由N所致的应变时效硬化现象
稳定地显示，在钢的组成方面，特别是按照N的含量来控制Al含量是
重要的。
也即，通过用N作为强化元素，将成为关键元素的Al含量控制
在适当范围，更将热轧条件优化调整并将微观组织和固溶N最优化，
即可得到与历来固溶强化型的C-Mn钢板、析出强化钢板(历来所用
钢板)相比具有更优异的并且具有成型性和应变时效硬化性的钢板(本
发明钢板)。
在评价烘烤硬化性时一般使用抗拉试验结果。历来的钢板在实际
冲压条件下使塑性变形时，在强度上发生大的波动，因此，即使是用
抗拉试验得出具有所期望的烘烤硬化性这样的评价，也不能应用于要
求可靠性的部件上。与此相反，本发明钢板中在实际冲压条件下使其
塑性变形时的强度的波动小。更且，用抗拉试验所致的烘烤硬化性的
评价值也比历来钢板为优异。从此可知，如使用本发明钢板，则可得
到稳定的部件强度特性。
对汽车车体用的热轧薄钢板要求其具有严格的形状和尺寸精度。
在制造本发明钢板的热轧工序中，由于应用最近已实用化的连续轧制
技术，可知，更加大幅度提高形状和尺寸精度。更且，还可知，由于
使被轧材料部分地加热或冷却而将宽度方向和纵方向上的温度分布均
匀化，从而大幅度地减低材质的参差。
本发明就是基于这些知识而完成的，其要旨如下：
(1)应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板，其特征在于：该
钢板具有如下组成：以mass％计，含有C：0.15％以下、Si：2.0％以
下、Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以
下、N：0.0050～0.0250％，而且N(mass％)/Al(mass％)为0.3％以上
和固溶状态的N为0.0010％以上，余量是Fe和不可避免的杂质。
(2)应变时效硬化特性优异的抗拉强度为440 MPa以上的高强
度热轧钢板，其特征在于：具有如下组成和组织，该组成为：以mass％
计含有C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.08％
以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％、N(mass％)
/Al(mass％)在0.3％以上、固溶状态的N在0.0010％以上，余量是Fe
和不可避免的杂质；该组织为：具有含平均结晶粒径在10μm以下的
铁素体相以面积率计为50％以上。
(3)按以上(2)所述的钢板，其特征在于：上述组成含有以mass％
计的下述a组～d组中的1组或2组以上：
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上共计为1.0％以下；
b组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上共计为0.1％以下；
c组：B为0.0030％以下；
d组：Ca、REM中的1种或2种共计为0.0010～0.010％。
(4)根据以上(2)或(3)中所记载的钢板，其特征在于：所述
高强度热轧钢板的厚度在4.0mm以下。
(5)高强度热轧镀覆钢板，其特征在于：由在(2)～(4)的任
一项所述的钢板上施加电镀或热浸镀制成。
(6)应变时效硬化性优异的抗拉强度440 MPa以上的高强度热
轧钢板的制造方法，其特征在于：将具有组成为：以mass％计，含C：
0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％
以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％；或还含有下述a组～d
组之1组或2组以上，且N(mass％)/Al(mass％)为0.3以上的扁钢锭
加热1000℃以上后，进行粗轧作成薄板坯，将该薄板坯在使精轧输出
侧温度设定为800℃以上进行精轧，然后在0.5秒内以20℃/s以上的冷
却速度冷却，在650℃以下的温度下卷绕，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上共计含有1.0％以下；
b组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上共计含有0.1％以下；
c组：含有B：0.0030％以下；
d组：Ca、REM中的1种或2种共计含有0.0010～0.010％。
(7)按照(6)项所述的方法，其特征在于：在卷绕后通过光整
冷轧、矫直加工中任一方或双方进行延伸率为1.5～10％的加工。
(8)按照(6)或(7)所述方法，其特征在于：在所述粗轧和精
轧之间，将前后相邻的薄板坯接合。
(9)按照(6)～(8)的任一项所述的方法，其特征在于：在上
述粗轧与上述精轧之间，使用将薄板坯横向端部加热的薄板坯边缘加
热器、将薄板坯纵向端部加热的薄板坯加热器中任一方或双方。
(10)BH：80 MPa以上、ΔTS：40 MPa以上的应变时效硬化特
性优异的、抗拉强度440 MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于：
它具有如下组成和组织，该组成为，以mass％计，含有C：0.15％以
下、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、
Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％、N(mass％)/Al(mass％)为0.3
以上、固溶状态的N为0.0010％以上，其余部分由Fe和不可避免的杂
质构成；该组织为，含有平均结晶粒径为10μm以下的铁素体相以面
积率计为70％以上，而且含有马氏体相以面积率计为5％以上。
(11)BH：80 MPa以上、ΔTS：40 MPa以上的应变时效硬化性
优异的、抗拉强度440 MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其特
征在于：将具有以mass％计，含有C：0.15％以下、Si：2.0％以下、
Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、
N：0.0050～0.0250％或还含有如下a组～d组中的1组或2组以上、
且N(mass％)/Al(mass％)为0.3以上构成的组成的扁钢坯加热到1000
℃以上之后进行粗轧制成薄板坯，再将该薄板坯在精轧输出侧温度设
定为800℃以上进行精轧后，在0.5秒以内以20℃/s以上的冷却速度进
行冷却，并在450℃以下卷绕。
a组：含Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上共计1.0％以下；
b组：含Nb、Ti、V中的1种或2种以上共计0.1％以下；
c组：含B在0.0030％以下；
d组：含Ca、REM中的1种或2种共计0.0010～0.010％。
(12)应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板，其特征在于：
它具有如下组成和组织，所述组成为：以mass％计，含有C：0.03～
0.1％、Si：2.0％以下、Mn：1.0～3.0％、P：0.08％以下、S：0.02％
以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％、并且还含有Nb：超过
0.02％～0.1％、V：超过0.02％～0.1％中的1种或2种共计0.1％以下，
而且N(mass％)/Al(mass％)在0.3以上，固溶状态的N在0.0010％以
上，析出Nb和析出V共计是0.015％以上，其余部分由Fe和不可避
免的杂质组成；所述组织为：含有平均结晶粒径10μm以下的铁素体
相以面积率计在80％以上，由Nb碳氮化物或V碳氮化物组成的析出
物的平均粒径为0.05μm以下。
(13)应变时效硬化性优异的高强度热轧钢板的制造方法，其特
征在于：将具有：以mass％计，含C：0.03～0.1％、Si：2.0％以下、
Mn：1.0～3.0％、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、
N：0.0050～0.0250％，还含有Nb：超过0.02％～0.1％、V：超过0.02％～
0.1％中的1种或2种共计0.1％以下，其余部分由Fe和不可避免的杂
质构成的组成的钢扁坯加热到1100℃后进行粗轧，制成薄板坯，将该
薄板坯在使精轧输出侧温度设定为800℃以上进行精轧，然后在0.5秒
以内以40℃/s以上的冷却速度进行冷却，在550℃～650℃的温度范围
内卷绕。
为实施发明的最佳形态
首先，就本发明中钢的化学组成加以说明。再者，以下各成分含
量(％)全部指mass％。
C：0.15％以下
C是增加钢板强度的元素，从确保所期望的强度的观点看来，含
有0.005％以上者令人满意。又，为了抑制晶粒的粗大化也以含有0.005％
以上者令人满意。另一方面，如C超过0.15％时，则产生如下问题：
①钢中碳化物的百分率过高，钢板的延性显著地下降，因此，成型性
降级；②可点焊性、可电弧焊性等显著降低；③在幅宽而厚度薄的钢
板的热轧中，在奥氏体低温区域以下，其变形阻力显著增加，轧制负
荷急剧上升，因此难以轧制。故将C规定在0.15％以下。再者，从提
高成型性观点看来，以0.08％以下为宜，在良好的延性特别重要的用
途上，在0.05％以下更令人满意。
但是，在本发明中，当使Nb：超过0.02％～0.1％、V：大于0.02％～
0.1％中的1种或2种共计含有0.1％以下时，C在0.03～0.1％为宜。C
是提高钢板强度的元素，从确保由于Nb、V的碳氮化物(析出物)的
形成而得到所期望强度的观点看来，以含有0.03％以上为宜。又，为
抑制晶粒粗大化也以含有0.03％以上者为令人满意。另一方面，如下
所述那样，为使Nb、V的碳氮化物微细地析出，在热轧终了后，使该
碳氮化物在铁素体相中析出是必要的。此时，如果C超过0.1％，则在
热轧中形成粗大的碳氮化物，导致钢板强度下降，因此，C规定在0.1％
以下。
Si：2.0％以下
硅是不使钢的延性显著下降而能使钢板高强度化的元素。反之，
由于使Ar3相变点大为提高，因此有使在轧制时产生大量铁素体相的
倾向。也有使表面性状、表面光泽降级的不良作用，为了使上述高强
度化效果显著提高，Si在0.1％以上为令人满意。又，如Si在2.0％以
下，则可通过调整同时添加的Mn量来抑制相变点的显著上升，并且
也可确保良好的表面性状。因此，将Si规定在2.0％以下。再者，当
想要确保在TS 500MPa的超级强度下的高延性，从强度和延性的平衡
的观点看来，在0.3％以上为宜。
Mn：3.0％以下
Mn有降低Ar3相变点的作用，可与上述Si的提高相变点的作用
相对抗。它是防止由于S所致热脆裂的有效元素，从防止热脆裂的观
点看来，Mn应根据S量进行添加。由于Mn有细化晶粒的效果，所以
希望积极地添加而利于材质的改善。从稳定地固定S的观点看来，希
望添加0.2％程度以上的Mn，更为满足TS 500MPa级的强度要求，以
1.2％以上为宜，在1.5％以上更好。将Mn量提高到这样的水平时，可
减低因热轧条件的变动所致钢板的机械性能和应变时效硬化特性的参
差，因此，它在稳定质量上是有效的。
然而，如Mn超过3％，则产生如下问题：①尽管详细的机理尚
不清楚，但它有增加钢板的热变形阻力的倾向；②在可焊性和焊接区
的成型性上也显出使其恶化的倾向；③由于显著地抑制铁素体的生成
而使延性降低。为此，宜将Mn限制在3.0％以下。再者，在要求更良
好的耐腐蚀性和成型性的用途上，希望在2.5％以下。
又，在板厚特别薄的制品方面，由于质量和形状因相变点的变动
而敏感地变动，故使由于Mn所致降低相变点的作用与由Si所致提高
相变点的作用严格地互相平衡是重要的。从此观点看来，当汽车车体
用的板厚在4.0mm程度以下的范围时，宜将Mn/Si(Mn量与Si量之
比)规定在3以上。
但是，在本发明中，当使Nb：超过0.2％～0.1％、V：超过0.02％～
0.1％中的1种或2种共计含有0.1％以下时，Mn在1.0～3.0％为宜。
如果Mn量小于1.0％，则Ar3相变点上升，在高温的铁素体区域内的
碳氮化物显著地形成，则由于碳氮化物的粗大化，而难以确保所期望
的强度。为此，Mn的添加必须在1.0％以上。
P：0.08％以下
P，虽在作为钢的固溶强化元素方面是有用的，但如过度地含有时，
则使钢脆化，更使钢板的拉伸翻边加工性恶化。又，它在钢中偏析的
倾向强，因此，使焊接区也脆化，故规定在0.08％以下。再者，当拉
伸翻边加工性和焊接区的韧性被认为特别重要时，以0.04％以下为令
人满意。
S：0.02％以下
S作为夹杂物而存在，它是使钢板延性降低、更使耐蚀性降低的
元素，因此，将其限制在0.02％以下。特别在要求良好加工性的用途
上，希望为0.015％。当对于对S量特别敏感的拉伸翻边性要求的水平
高时，以0.008％以下为令人满意。又，尽管其详细机理尚不明了，但
是如将S减低到0.008％以下，则热轧钢板的应变时效硬化特性有高水
平稳定的倾向，因此，从此观点出发以0.008％以下为令人满意。
Al：0.02％以下
Al是作为钢的脱氧元素而添加的，它是提高钢的净化度的有效元
素，在钢的组织细化上也希望添加它。然而，如添加过剩的铝，则产
生如下问题：①钢板的表面性状变坏；②在本发明中使重要的固溶N
减少；③即使能确保固溶N，如Al超过0.02％，则由制造条件的变动
所致应变时效硬化性的参差变大。为此，Al被限制于0.02％以下。再
者，从材质稳定性的观点看来，0.001～0.016％更令人满意。
N：0.0050～0.0250％
N在本发明中是最重要的成分元素。也即，通过适量添加N来控
制制造条件，就能确保在母板(热轧状态)中有所需而且足够量的固
溶状态的N。因此，能充分发挥由于固溶强化和应变时效硬化所致的
强度(YS，TS)上升效果，使TS 440MPa以上、BH 80MPa以上、ΔTS
40MPa以上这样的本发明钢板的性质要件稳定地得到满足。又，N有
降低钢的Ar3相变点的作用。在热轧时能防止将温度易于下降的薄钢
板在比Ar3相变点低的温度下轧制，因此，在作业稳定上是有用的。
当N小于0.0050％时，不能稳定地得到上述强度上升的效果。另
一方面，如N超过0.0250％时，则钢板内部缺陷的发生率高，同时，
连续铸造时的扁锭裂纹经常发生。因此，将N规定在0.0050～0.0250％。
从考虑制造工序整体的材质稳定性和生产率的提高的观点看来，以
0.0070～0.0170％更令人满意。再有，如在本发明的N量范围内，则对
焊接性的不良影响完全不存在。
又，即使添加N，如是在本发明范围内，则钢板制造时的热轧变
形阻力几乎不增加。可知：在制造薄的高强度热轧钢板上利用由N所
致的强化是极为有利的。
固溶状态的N：0.0010％以上
为了在母板上确保充分的强度，更充分发挥由于N所致的应变时
效硬化，也即将BH规定在80MPa以上，而且将ΔTS规定在40MPa
以上，在钢中呈固溶状态的N(以下略记为固溶N)存在0.0010％以
上是必要的。这里，固溶N量是从钢中的总N量减去析出N量而求得
的。作为析出N的萃取法，也即作为溶解基铁的方法有酸分解法、卤
素法和电解法。就这些溶解基铁的方法来说，经本发明人比较研究的
结果，得知：电解法最为优异。电解法并不分解碳化物、氮化物等的
极为不稳定的析出物，而仅能将基铁稳定地溶解。因此，在本发明中
通过用电解法将基铁溶解来萃取析出N。作为电解液使用乙酰丙酮系，
用恒电位电解。将用以上电解法萃取出来的残渣化学分析，求得残渣
中的N量，将其作为析出N量。
再者，为了达到高的BH、ΔTS，固溶N宜在0.0020％以上；为了
达到更高的BH、ΔTS，固溶N宜在0.0030％以上为优选。
N/Al(N量与Al量之比)：0.3以上
如上所述，为了不受制造条件的影响而稳定地使固溶N残留
0.0010％以上，必须将作为强力固定N的元素的Al量限制在0.02％以
下。在本发明的组成范围内，就广范围地改变N量和Al量组合的钢探
索了热轧后的固溶N为0.0010％以上的条件，结果得知：规定N/Al为
0.3以上是必要的。更得知：将精轧后的冷却条件和卷绕温度条件规定
为后述的范围是必要的。因此，将Al量限制到N/0.3以下。
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上共计含1.0％以下
a组的元素Cu、Ni、Cr、Mo都能对钢板强度提高有贡献，因此，
可适宜地单独添加或复合添加。然而，如量过多时，则带来热变形阻
力的增加；化学处理性和广义的表面处理特性的恶化；由于焊接区的
硬化所致的焊接区成型性下降等，因此，a组的总量以1.0％以下为宜。
b组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上，共计含0.1％以下
b组的元素Nb、Ti、V均对晶粒的微细化和均匀化有贡献，因此
可适宜地单独添加或复合添加。然而，如其量过多，则可带来热变形
阻力的增加；化学处理性和涂装性等广义的表面处理特性的恶化；由
于焊接区的硬化所致焊接区成型性的下降等，因此，b组的总量以0.1％
以下为宜。
c组：含B 0.0030％以下
c组的元素B具有使钢的淬透性提高的效果。可在将除铁素体以
外的组织相变为低温相变相，敌在使增加钢强度的目的下适当地添加。
然而，如量过多时，则作为BN而析出，不能确保固溶N，因此，在
添加时必须规定B在0.0030％以下。
d组：Ca、REM中的1种或2种共计含0.0010～0.010％
d组的元素Ca、REM分别在控制夹杂物形态上发挥作用。特别
是有拉伸翻边成型性要求时，宜单独添加或复合添加。在添加时如其
总量不足0.0010％，则缺乏控制效果；另一方面，如总量超过0.010％
时，表面缺陷的发生就明显起来。因此，d组的总量宜在0.0010～0.010％
的范围内添加。
在本发明中添加Nb、V时，希望Nb：超过0.02％～0.1％、V：
超过0.02％～0.1％中的1种或2种共计含0.1％以下。
Nb、V在本发明中是重要的成分元素。通过适量添加并将制造条
件控制在后述条件，则可形成恰当量的极细微的碳氮化物；可以确保
所期望的强度和显著提高屈服比。因此，显著提高耐疲劳特性和耐冲
击特性。更且，Nb、V的微细碳氮化物对于应变时效硬化特性的提高、
铁素体晶粒的微细化和均匀化也是有益的。Nb或V的添加量(＝添加
成分在钢中的浓度)为0.02％以下时，其效果小，因此，规定Nb或V
的添加量为超过0.02％。
另一方面，当Nb、V的添加量(如是复合添加则是它们的总量)
超过0.1％时，则造成：①热变形阻力的增加；②化学处理性和涂装性
等的表面处理性的恶化；③由于焊接区的硬化所致焊接区成型性下降
等，因此，Nb和V的添加量(如是复合则为其总量)规定为0.1％以
下。
析出Nb和析出V的总量在0.015％以上
由于Nb、V作为微细的碳氮化物而析出，所以对强度的提高和应
变时效硬化特性的提高有用。又，作为碳氮化物存在的Nb或V的量，
当复合添加时，它们的总量如少于0.015％，则上述的强度提高效果和
应变时效硬化特性的提高效果不能充分发挥。在本发明钢的组成中，
由于Nb、V的析出的总量大致是作为碳氮化物而析出的，因此，作为
Nb、V的碳氮化物存在的Nb量、V量是分别通过测定析出Nb量、析
出V量而求得的。为此，将析出Nb量和析出V量的总量限定于0.015％
以上。这里，析出Nb量和析出V量用上述的电解法萃取，求得残渣
中的Nb、V量，将其定为析出Nb、析出V。
其次，就钢板的组织和机械性能加以说明。
铁素体的面积率：
汽车用钢板要求良好的加工性。作为汽车用钢板，为保证其必要
的延性，铁素体相的面积率在50％以上为令人满意。
再者，当要求高强度时，规定铁素体相的面积率小于50％；规定
贝氏体相或马氏体相在35％以上或者它们的总量在35％以上。由于构
成这样的组织，容易得到作为钢板抗拉特性的抗拉强度为780 MPa以
上的钢板。此时，即使是汽车专用钢板也以用于强度比延性更受重视
的部位为宜。
当要求良好的延性时，铁素体相的面积率宜在70％以上；当要求
更为良好的延性时，铁素体相的面积率在80％以上更好。这里作为铁
素体的不仅是通常意义的铁素体(多边形铁素体)，而且也包括不含
碳化物的贝氏体型铁素体、针状铁素体。
再者，除铁素体相以外的相，并无特别限制，但从提高强度观点
看来，贝氏体、马氏体、残余奥氏体的各自单相或它们的混合相皆可。
铁素体相的平均结晶粒径：10μm以下
作为本发明中的结晶粒径是从以下两种方法采用其中大者：从截
面组织照片根据ASTM所规定的求积法算出的值；用ASTM所规定的
切断法所求的公称粒径(例如：梅本等：热处理24(1984)p.334)。
在本发明中确保在母板中的固溶N，但按照本发明人的实验和研
究的结果看来，即使将固溶N量保持一定，如铁素体的平均结晶粒径
超过10μm时，则也在应变时效硬化特性上发生大的参差。尽管详细
的机理尚不明了，但可推定其理由是与合金元素向晶界的偏析和析出，
更且与加工和热处理对它们的影响有关。不管其理由如何，为了谋求
应变时效硬化特性的稳定化，必须将铁素体相的平均结晶粒径规定在10
μm以下。再者，为了使BH和ΔTS更加改进和稳定，上述平均结晶粒
径在8μm以下为宜。
在本发明中，为使组织中含有马氏体相(M相)时，希望M相的
面积率在5％以上。在本发明中，在组织中使M相含有5％以上的面
积率是有效的。因此，钢板虽然强度高而且BH、ΔTS高，但仍具有良
好的延性。当M相面积率小于5％时，此效果不能充分得到。又，由
于存在以面积率计为5％以上的马氏体相，不但延性得到改进，而且，
屈服比＝YS/TS也降低，特别是在微小的应变区加工时，形状固定性
的改善效果显著。
从延性和低屈服比的观点出发，M相的面积率小于35％令人满意，
更好是7～20％。此时，在本发明钢板中，除铁素体和马氏体以外，如
果贝氏体、珠光体相等只要有几％左右的面积率，含于组织中也可以。
另一方面，从高强度化的观点看来，M相面积率以35％以上令人
满意；或者M相和贝氏体相总计在35％以上也令人满意。此时的组织
构成除铁素体、贝氏体、马氏体相之外，也可含有几％左右的珠光体
相、残余奥氏体相。
在本发明中，当添加Nb、V时，希望由Nb碳氮化物或V碳氮化
物所组成的析出物的平均粒径为0.05μm以下。由于Nb或V的碳氮
化物有益于强度提高和应变时效硬化特性的提高，所以碳氮化物微细
地析出是必要的。当碳氮化物的平均粒径比0.05μm粗大时，这些效
果显示不出来，所以将碳氮化物的平均粒径规定在0.05μm以下。
再者，当测定Nb、V的碳氮化物粒径时，通过用薄膜的透过电子
显微镜观察，在倍率为10万倍下至少观察20个视野。就所观察到的
析出物用能量-色散型X射线分析装置(EDX)鉴定Nb、V的碳氮化
物。将所鉴定的Nb、V的碳氮化物的短径、长径之和的1/2作为粒径，
就视野内所有的Nb、V的碳氮化物测定其粒径，取其总和的平均作为
平均粒径。
抗拉强度(TS)：440 MPa以上
用于汽车车体的结构部件的钢板必须具有440 MPa以上的TS。
更且，用于要求强度的结构部件的钢板必须具有540 MPa以上的TS。
应变时效硬化特性
在本发明中所谓“应变时效硬化特性优异”是指：如前所述，在
拉伸应变5％的预变形(给予预应变)后、在170℃的温度下保持20
分钟这样的条件下进行应变时效处理时，上述时效处理前后的变形应
力增加量(记作BH；BH＝时效处理后的屈服应力-时效处理前的预
变形应力)在80 MPa以上；而且上述应变时效处理(上述预变形+上
述时效处理)前后的抗拉强度增加量(记作ΔTS；ΔTS＝时效处理后的
抗拉强度-预变形前的抗拉强度)在40 MPa以上。
拉伸应变5％的预变形
在规定应变时效硬化特性时，预应变(预变形)量是重要的因子。
本发明人假定适用于汽车用钢板的变形方式，就预应变量对应变时效
硬化特性的影响作了研究。结果发现：①除去极深的深冲加工的场合
以外，在上述变形方式中的变形应力大致可归结为相当于单轴应变(拉
伸应变)量；②在实际部件中，相当此单轴应变量大致超过5％；③部
件强度(实际部件的强度)与经预应变5％的应变时效处理后所得的强
度有良好的对应关系。基于此知识，在本发明中确定了应变时效处理
的预变形定为5％的拉伸应变。
时效处理条件：(加热温度)170℃×(保温时间)20分钟
历来的涂装烘烤处理条件将170℃×20分钟作为标准采用。为此，
规定了将170℃×20分钟作为时效处理条件。再者，当对含有大量固
溶N的本发明钢板施加5％以上的应变时，用更低温度的处理也能硬
化。换言之，可将时效条件规定得更宽些。又，一般，为了增加硬化
量，只要不致软化，通过更高温度长时间地保持是有利的。
具体言之，在本发明钢板中，预变形后硬化显著的加热温度的下
限大约在100℃。另一方面，如加热温度超过300℃，则硬化达到顶点；
反之，当加热温度在400℃以上时，除了出现稍软化倾向外，热应变和
回火色的发生变得显著起来。又，关于保温时间，当加热温度为200℃
左右时，如果规定在约30秒钟左右以上，即可达到充分的硬化。为了
得到更大而稳定的硬化，保温时间在60秒钟以上可令人满意。然而，
即使超过20分钟保温也不能更加硬化，反而，生产效率降低，故在实
用上无益。
从以上理由可知，在使用本发明钢时，在加工之后，将时效处理
条件的加热温度规定为100～300℃；将保温时间规定为30秒～20分
钟是令人满意的。在本发明中，还有如下的优点：即使在历来的涂装
烘烤型钢板上不能达到充分硬化的低温加热和短时间保温的时效处理
条件下，也能得到大的硬化。再者，加热的方法并无特别限制，除了
通过采用通常涂装烘烤炉所得的气氖气下加热之外，例如还可满意地
使用感应加热和用无氧化焰、激光束、等离子体等的加热方法中的任
一方法。
HB：80 MPa以上、ΔTS：40 MPa以上
汽车部件的强度必须能抗从外部来的复杂的应力负荷。为此，原
料钢板不仅在小的应变区域的强度特性，而且在大的应变区域的强度
特性也是重要的。本发明人鉴于此点，将要作为汽车部件原料钢板的、
本发明钢板的BH限制在80 MPa以上，同时将ΔTS限制在40 MPa以
上。更好是BH在100 MPa以上；ΔTS在50 MPa以上。再者，以上
的限制范围是在施加5％预应变后170℃×20分钟的时效处理这样的条
件下规定的BH、ΔTS。也可通过将时效处理的加热温度设于更高温度
一侧，和/或将保温时间设定于更长时间来增加BH和ΔTS。
又，本发明钢板在成型加工后，即使不进行通过加热所致的加速
时效(人工时效)，仅在室温下放置时，最低也可期待相当于完全时
效时的大约40％的强度增加。然而，另一方面，在未成型加工状态下，
即使在室温下长时间放置也可具有如下历来不曾有的优良特性：不引
起时效劣化(YS增加而E1(延伸率)下降的现象)。
但是，当制品板厚超过4.0mm时，则本发明的优点就丧失了，因
为即使是历来热变形阻力大的钢板也能容易地将其热轧；并且如板厚
超过4.0mm时很少用作汽车用钢板。因此，本发明钢板最好是板厚4.0
mm以下者。
又，施加电镀或热浸镀的本发明钢板具有与镀前相同程度的TS、
BH、ΔTS。作为镀覆的种类，电镀锌、热浸镀锌、合金化热浸镀锌(镀
锌层扩散退火处理)、电镀锡、电镀铬、电镀镍等中任一种皆好用。
其次，就本发明钢板的制造方法加以说明。
本发明钢板基本上是通过将由本发明范围内的组成构成的扁钢锭
加热后粗轧成薄板坯，将该薄板坯精轧后冷却并卷绕的热轧工序制造
的。希望用可防止成分的大的宏观偏析的连续铸造法制造扁锭，但也
可用浇铸成锭法、薄扁锭连铸法。又，除了将扁锭制造后一次冷到室
温并再度加热的常用工艺外，也可用将不冷却的热扁锭直接插入加热
炉的方法；或稍作保温后立即轧制的直送轧制法等的省能工艺。特别
是，为了有效地确保固溶状态的N，直送轧制法是有用的技术之一。
所规定的热轧条件如下：
扁锭加热温度：1000℃以上
为了确保初期的固溶N量并满足制品固溶N量的目标(0.0010％
以上)，将扁锭加热温度(记作SRT)规定在1000℃以上。再者，从
避免伴随着氧化重量的增加所致损失增大的观点看来，SRT在1280℃
以下为宜。将加热后的扁锭轧成薄板坯的粗轧可用通常的方法。
粗轧后，对薄板坯进行精轧，再有，在本发明中，在粗轧和精轧
之间，以将前后相邻的薄板坯彼此连接后连续地精轧为宜。作为连接
的手段宜用熔化压接对焊法、激光焊接法、电子束焊接法等。
因此，在精轧和其后冷却中易于发生形状变化的不确定部分(被
处理材料的前端部和后端部)的比例减少；稳定轧制长度(在同一轧
制条件下的可轧制的连续长度)以及稳定冷却长度(在张力下可冷却
的连续长度)延长；制品的形状和尺寸精度以及合格率提高。又，对
在历来的薄板坯的每一单次轧制中由于轧材穿过轧机的通板性以及轧
辊咬入轧件的咬入性问题而难以实施的薄而宽的薄板坯也可容易地实
施润滑轧制，轧制负荷和辊子表面压力减低，结果辊子的寿命延长。
又，在本发明中，在粗轧和精轧之间，宜使用将薄板坯横向端部
加热的薄板坯边缘加热器、将薄板坯纵向端部加热的薄板坯加热器中
任何一方或双方，使薄板坯的宽度方向和纵向上的温度分布均匀者为
优选。由此，可进一步减少钢板内的材质参差。宜使用感应加热方式
的薄板坯边缘加热器、薄板坯加热器。
使用顺序是先行用薄板坯边缘加热器补偿横向上的温度差。此时
的加热量也根据钢的组成等而定，但优选在精轧制输出侧的横向温度
范围设定在大致20℃以下。其次，用薄板坯加热器补偿纵向上的温度
差。此时的加热量最好设定成，使纵向端部温度比中央部温度约高20
℃。
精轧输出侧温度：800℃以上
在精轧中，为了均匀而微细地调整钢板的组织，将精轧输出侧温
度(记作FDT)设定在800℃以上。如果FDT小于800℃，则精轧温
度过低并且组织变得不均匀，有一部分加工组织残留下来，在冲压成
型时发生各种问题的危险性高。这种加工组织的残留可用高温卷绕来
避免，但如进行高温卷绕，则粗大晶粒产生，强度下降，而且，固溶
N也大大降低，因此，难以得到作为目标的TS 440MPa。再者，为改
善机械性能，希望FDT在820℃以上。
又，特别在精轧中，为减少热加工时的负荷而进行的润滑轧制对
形状和材质的均匀化有效。在此情况下，摩擦系数在0.25～0.10范围
为令人满意，而且，从热轧的作业稳定性的观点来看，希望与上述连
续轧制合并实施。
轧制后的冷却：轧制后0.5秒内开始的冷却速度为20℃/s以上的
水冷
在轧制终了后，立即(大致0.5秒以内)开始冷却，该冷却必须
规定为使平均冷却速度为20℃/s以上的急冷。如不能满足这个重要条
件，则晶粒过于长大，达不到晶粒的微细化；又，由于因轧制导入的
变形能所致AlN的析出过度，固溶N量缺乏。再者，从确保材质和形
状均匀性的观点出发，平均冷却速度宜在300℃/s以下。
在本发明中，关于在组织中含有M相的面积率为5％以上时的冷
却模式，它可是通常进行那样的连续地冷却，特别是为了控制冷却中
γ→α相转变，有利于达到组织的2相分离，在700～800℃的温度范围
内，以1～5秒左右进行10℃/s以下的缓冷(急冷的中断)是有效的。
但是，在该缓冷后再度以20℃/s以上进行急冷是必要的。
卷绕温度：650℃以下
随着卷绕温度(记作CT)的下降，钢板强度增加，在CT 650℃
以下可达到目标TS 440MPa以上，所以规定CT在650℃以下。如果
CT小于200℃，则钢板形状易于紊乱，产生在使用上不顺利的危险性
高，所以，希望CT在200℃以上。又，从材质均匀性方面看希望CT
在300℃以上，更好是希望超过450℃的温度。
就本发明中使在组织中含有以面积率计为5％的M相者来说，其
卷绕温度希望是450℃以下。随着卷绕温度的降低，钢板强度增加，当
CT在450℃以下，组织微细化和M相的面积率达到5％以上，就可得
到作为目标的TS 440MPa以上，因此，将CT规定在450℃以下。而
且，为稳定地得到M相，40℃/s以上的速度令人满意。再者，如果CT
下降到100℃，则钢板的形状易于紊乱，产生在实用上不顺利的危险性
高，因此，希望CT在100℃以上。又，从材质均匀性来考虑，希望CT
在150℃以上。
在本发明中，就添加Nb、V者而言，希望卷绕温度为550℃～650
℃。此时，当卷绕温度高于650℃时，Nb、V的碳氮化物变粗大，难
以使其粒径成为0.05μm以下，而且，钢板的强度也下降。另一方面，
当CT低于550℃时，Nb、V的碳氮化物的析出受到抑制，不能确保
预定量的碳氮化物。因此，将CT规定在550℃～650℃。
而且，在本发明中，在卷绕后，最好用光整冷轧、矫直加工中的
任一方或双方进行延伸率1.5～10％的加工(热轧后加工)。再者，光
整冷轧的延伸率和光整冷轧的压下率相等。
光整冷轧和矫直加工通常是为了调整粗糙度和矫正形状而进行
的，但在本发明中，不仅为此，还有进一步增加BH、ΔTS并稳定化的
效果。此效果在延伸率1.5％以上时明显；但另一方面，在延伸率超过
10％时，延性下降。因此，热轧后加工希望在延伸率1.5～10％范围内
进行。再者，光整冷轧和矫直加工的加工模式不同(前者是轧制，后
者是反复弯曲伸展)，但两者的延伸率对本发明钢板的应变时效硬化
特性的影响则大致相等。在本发明中，在热轧后加工之前或之后也可
进行酸洗。
实施例1
将具有表1所示组成的钢在转炉中熔制，用连续铸造制成扁锭，
按照表2所示条件将该扁锭热轧，得到热轧钢板。再者，在精轧中不
将薄板坯连接而个别地进行串列式轧制。就所得热轧钢板研究了固溶
N、显微组织、抗拉特性、应变时效硬化特性以及由应变时效处理所致
的耐疲劳特性、耐冲击特性的提高。
固溶N量用上述方法测定。
显微组织是对除去C截面(与轧制方向成直交的截面)的板厚表
层10％的部分，将腐蚀现出的组织的放大像作图像解析后加以研究。
有关研究抗拉强度和应变时效硬化特性的抗拉试验是用JIS 5号
试片、按照JISZ 2241标准的方法进行。
应变时效处理条件定为，预应变量：5％；时效处理条件：170℃
×20分钟。
耐疲劳特性用根据JISZ 2273标准的拉伸疲劳试验的疲劳极限进
行评价。
耐冲击特性是根据《Journal of the Society of Materials Science
Japan.47，10(1998)1058》中记载的快速拉伸试验方法，对在应变速
度2000/s下测定的应力-应变曲线在应变0～30％范围内将应力积分
求得吸收能，以该吸收能进行评价。
结果如表3所示。在本发明例中，显示比比较例格外高的BH、ΔTS；
由应变时效处理所致的耐疲劳特性、耐冲击特性的提高余量也比比较
例大。
再者，在No.C、D的钢板上施加热浸镀锌所制造的镀锌钢板，其
特性与镀锌前大致相同。镀覆处理是在热浸镀锌浴中将钢板浸渍进行
的，将浸渍的钢板提出后用喷气擦拭来调整单位面积的锌重量。镀覆
处理的条件是：板温度：475℃、镀浴：0.13％Al-Zn、浴温：475℃、
浸渍时间：3秒、单位面积重量：45g/m2。
实施例2
将表4所示组成的钢用与实施例1同样的方法制成扁锭，将该扁
锭用表5所示的条件热轧，得到其平均冷却速度大为不同的热轧钢板
(板厚1.6mm)。此时，在精轧中，在其进辊侧将前后相邻的25mm
厚的薄板坯以熔融压接对焊方法接合。再连续地进行串列式轧制。又，
在粗轧和精轧之间，使用以感应加热方式的薄板坯边缘加热器和薄板
坯加热器将薄板坯的温度进行调整。对所得的热轧钢板进行与实施例1
同样的研究。
结果示于表6。可知：任一种钢的应变时效硬化特性都稳定在高
品位上。还在该实施例2中，通过连续轧制和调整薄板坯温度，使板
厚精度和形状比实施例1更提高。而且，由于将前后的薄板坯接合并
使精轧连续化，因此，使一长条薄板坯的轧制条件、冷却条件在整个
纵向全长上能均匀，结果可确认：在钢板全长上具有稳定的应变时效
硬化特性。
实施例3
就表3的No.A、N、J的钢板规定其预应变量5％，将时效处理
条件作各种变化后再研究其BH(变形应力增加量)、ΔTS(抗拉强度
增加量)。并将其结果示于图1、图2中。在本发明例(A、N)中，
用低温和短时间的时效处理，可使其有比比较例(J)格外大的硬化，
可知：本发明钢板具有优异的应变时效硬化特性。又可知：本发明例
A、N在100～300℃×30秒～20分钟这样宽广范围的应变时效处理条
件下具有优异的应变时效硬化特性。
实施例4
将表7、表8所示组成的钢用转炉熔制，通过连续铸造得到扁锭，
将该扁锭用表9、表10所示的条件热轧，得到热轧钢板。就所得热轧
钢板研究固溶N、显微组织、抗拉特性、应变时效硬化特性以及应变
时效处理所致耐疲劳特性、耐冲击特性的提高余量。
固溶N量用前述的方法测定。
显微组织：就C截面(与轧制方向直交的截面)的板厚中心，将
腐蚀显示组织的放大像作图像分析后研究。
有关抗拉特性和应变时效硬化特性研究的抗拉试验用JIS 5号试
片、根据JISZ 2241标准的方法进行。
应变时效处理条件规定，预应变量：5％；时效处理条件：170℃
×20分钟。
用前述实施例1所述方法评价耐疲劳特性和耐冲击特性。
结果如表11、表12所示。在本发明例中，比比较例显示格外高
的BH、ΔTS，又，由于应变时效处理所致的耐疲劳特性、耐冲击特性
的提高余量也比比较例大。
再者，对No.C、D的钢板施以热浸镀锌后所制的镀覆钢板的特性
在镀前和镀后大致同等程度。镀覆处理是将钢板浸渍于热浸镀锌浴中
进行，将浸渍过的钢板提上来后以喷气擦拭调整单位面积上的锌重量。
镀覆处理的条件是：板温度：475℃、镀浴：0.13％ Al-Zn、浴温：475
℃、浸渍时间：3秒、单位面积重量：45g/m2。
又，就表11、表12的No.A(本发明钢)和No.O(比较钢)来
说，规定预应变量5％，以表13中所示的时效处理条件测定BH和ΔTS。
将结果合并示于表13。
从表13可知，本发明钢No.A即使在100℃×30秒这样的低温和
短时间的时效处理条件下，也显示BH和ΔTS的值是大值。
实施例5
将表14中所示组成的钢在转炉中熔制，通过连续铸造制成扁锭，
将该扁锭用表15所示条件热轧，得到热轧钢板。再者，在精轧中，不
将薄板坯接合而个别地进行串列轧制。对所得热轧钢板研究固溶N、
显微组织、抗拉特性、应变时效硬化特性以及由应变时效处理所致的
耐疲劳特性、耐冲击特性的提高余量。
固溶N量和析出Nb量Nb*和析出V量V*用前述方法测定。
显微组织的调研是就除去C截面(与轧制方向直交的截面)的板
厚的表层10％的部分，将腐蚀显出的组织放大像进行图像解析。又，
用透射型电子显微镜和能量分散型X-射线分析装置求得Nb、V碳氮
化物的平均粒径。
涉及研究抗拉特性和应变时效硬化特性的抗拉试验使用JIS 5号
试片，根据JISZ 2241的方法进行的。
应变时效处理条件规定预应变量：5％；时效处理条件：170℃×20
分钟。
用前述实施例1中所记载的方法评价耐疲劳特性和耐冲击特性。
更为了评价与钢板(应变时效处理材料)的强度水平相对应的耐冲击
特性和耐疲劳特性的优劣，求得吸收能En(MJ/)对应变时效硬化处理
材料的抗拉强度TS(MPa)之比、En/TS(MJ/(MPa))以及疲劳极限
σw(MPa)对应变时效硬化处理材料的抗拉强度TS(MPa)之比σw/TS。
结果示于表16。本发明例中BH、ΔTS的值大，更兼备耐疲劳特
性、耐冲击特性。又，En/TS、σw/TS的值大，与强度水平相同的比较
钢相比时，可以说是具有优异的耐疲劳性、耐冲击性。
再者，在C1的钢板上施加热浸镀锌所制镀覆钢板的特性与镀覆
前大致程度相同。再者，将钢板在热浸镀锌浴中浸渍来进行镀覆处理，
将浸渍过的钢板提上来后通过喷气擦拭来调整单位面积的锌重量。镀
覆条件是：板温度：475℃、镀覆浴：0.13％ Al-Zn、浴温：475℃、
浸渍时间：3秒、单位面积重量：45g/m2。
产业上利用的可能性
本发明高强度热轧钢板由于适当地利用固溶N而具有TS 440 MPa
以上的母板强度特性，在经过应变时效处理后，具有将BH 80MPa以
上、ΔTS 40MPa以上性能稳定发挥的应变时效硬化特性，另外，在镀
覆后也具有同样的性能，而且能形状不紊乱地廉价地热轧制造，能将
汽车部件用钢板的板厚降到例如2.0mm左右到1.6mm左右，能够取
得对推进汽车车体轻质化有大贡献的优良效果。
【表1】
钢
No.
C
％
Si
％
Mn
％
P
％
S
％
Al
％
N
％
N/Al
其它
％
1
0.07
0.25
1.80
0.015
0.003
0.012
0.0105
0.88
-
2
0.05
0.50
1.60
0.008
0.002
0.008
0.0150
1.88
-
3
0.08
0.15
2.00
0.010
0.002
0.011
0.0095
0.86
-
4
0.05
0.35
1.75
0.005
0.002
0.011
0.0120
1.09
Mo：0.15
5
0.05
0.45
1.65
0.045
0.001
0.007
0.0123
1.76
-
6
0.05
0.15
2.00
0.008
0.001
0.004
0.0140
3.50
Ti：0.015
7
0.03
0.15
2.00
0.008
0.001
0.011
0.0140
1.27
Nb：0.015，B：0.0008
8
0.05
0.15
1.55
0.004
0.003
0.011
0.0121
1.10
Ni：0.05
9
0.05
0.15
1.61
0.008
0.002
0.005
0.0118
2.36
Cu：0.10，Ni：0.05
10
0.07
0.25
1.80
0.015
0.003
0.004
0.0042
0.08
-
11
0.05
0.15
1.80
0.007
0.002
0.004
0.0140
3.50
Cu：0.15
12
0.05
0.15
1.80
0.007
0.002
0.004
0.0145
3.63
V：0.015
13
0.05
0.15
1.77
0.007
0.002
0.004
0.0142
3.55
Cr：0.15，Ti：0.015
14
0.06
0.15
1.78
0.005
0.002
0.004
0.0141
3.53
Nb：0.015，V：0.015
15
0.04
0.15
1.82
0.004
0.002
0.004
0.0139
3.48
Ni：0.05，Ti：0.015
16
0.05
0.15
1.81
0.005
0.002
0.004
0.0141
3.53
Cu：0.10，B：0.003
17
0.05
0.15
1.80
0.007
0.002
0.004
0.0140
3.50
Ca：0.0015
18
0.04
0.15
1.78
0.007
0.002
0.004
0.0141
3.53
Cu：0.10，Ca：0.002
19
0.05
0.15
1.77
0.005
0.002
0.004
0.0140
3.53
Nb：0.020
REM：0.002
20
0.05
0.15
1.81
0.006
0.002
0.004
0.0140
3.50
B：0.0003
21
0.05
0.15
1.80
0.007
0.002
0.004
0.0140
3.50
B：0.0002
REM：0.002
22
0.04
0.15
1.79
0.007
0.002
0.004
0.0141
3.53
Cr：0.10，Nb：0.02
B：0.0003，Ca：0.0015
23
0.08
0.15
2.00
0.010
0.002
0.016
0.0050
0.31
-
(余量是Fe和不可避免的杂质)
【表2】
钢板
No.
钢
No.
SRT
℃
FDT
℃
板厚
mm
Δt
s
V
℃/s
CT
℃
其它
A
1
1220
880
1.6
0.2
80
520
-
B
2
1200
890
1.8
0.2
65
540
-
C
3
1150
890
1.4
0.1
75
520
-
D
4
1220
850
1.6
0.1
75
570
-
E
5
1270
850
1.8
0.2
65
580
-
F
6
1200
890
1.8
0.3
65
520
-
G
7
1100
840
2.3
0.2
55
530
-
H
8
1100
845
2.0
0.3
60
540
-
I
9
1100
850
1.8
0.4
70
530
HCR
J
10
1100
880
1.8
0.3
70
530
-
K
1
1130
840
1.8
1.5
70
540
-
L
1
1220
850
1.8
0.3
70
680
-
M
1
1220
880
1.8
0.2
70
600
-
N
1
1220
890
1.8
0.2
70
250
LV
O
1
1230
880
1.4
0.2
73
420
SK
P
11
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
Q
12
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
R
13
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
S
14
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
T
15
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
U
16
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
V
17
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
W
18
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
X
19
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
Y
20
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
Z
21
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
AA
22
1200
890
1.8
0.3
65
530
-
AB
23
1150
890
1.4
0.5
40
645
-
SRT：扁锭加热温度
FDT：精轧输出侧温度
CT ：卷绕温度
Δt：冷却延迟时间
V ：平均冷却速度
HCR：将扁锭在温热状态(900℃以上)
插入加热炉
LV ：卷绕后，矫直加工(延伸率1.5％)
SK ：卷绕后，光整轧制(压缩率2.0％)
【表3】
钢
板
No.
钢板
固溶N
％
钢板组织
钢板抗拉特性
应变时效硬化特性
耐疲劳
特性
MPa
耐冲击
特性
备考
相构成
Vα
％
d
μm
YS
MPa
TS
MPa
E1
％
BH
MPa
ΔTS
MPa
A
0.0071
F，P，B
85
8.2
351
474
38
113
55
95
1.18
本发明例
B
0.0121
F，P，B
90
8.4
368
469
36
110
52
90
1.15
本发明例
C
0.0060
F，B
85
7.9
355
512
35
115
61
97
1.19
本发明例
D
0.0082
F，B
87
7.8
365
532
34
115
63
98
1.18
本发明例
E
0.0112
F，P，B
92
8.1
338
485
37
108
55
94
1.16
本发明例
F
0.0075
F，B
85
7.4
353
508
36
92
62
98
1.19
本发明例
G
0.0088
F，B
83
5.9
411
610
31
112
74
101
1.19
本发明例
H
0.0084
F，P
93
7.8
326
465
37
108
52
88
1.15
本发明例
I
0.0102
F，B
88
8.3
331
475
38
105
55
89
1.13
本发明例
J
0.0002
F，P，B
85
8.4
334
454
37
22
5
0
1.00
比较例
K
0.0008
F，P，B
90
10.8
332
434
38
32
15
20
1.01
比较例
L
0.0005
F，P
95
11.0
295
411
38
10
12
18
0.99
比较例
M
0.0065
F，P，B
86
8.3
348
468
38
110
50
93
1.13
本发明例
N
0.0100
F，M
83
7.9
363
605
34
155
105
125
1.25
本发明例
O
0.0105
F，M，B
86
7.6
355
481
37
118
63
112
1.20
本发明例
P
0.0095
F，B
85
7.7
361
485
38
120
69
105
1.21
本发明例
Q
0.0093
F，B
87
77.4
371
480
36
118
59
98
1.18
本发明例
R
0.0082
F，B，M
82
6.5
365
505
38
119
71
102
1.18
本发明例
S
0.0075
F，B
82
6.3
381
485
37
119
69
103
1.20
本发明例
T
0.0085
F，B
85
6.5
359
479
38
115
56
99
1.19
本发明例
U
0.0072
F，B
84
7.2
358
480
38
115
57
98
1.18
本发明例
V
0.0098
F，B
85
8.1
355
475
39
102
65
101
1.19
本发明例
W
0.0101
F，B
83
8.0
365
480
38
113
69
104
1.18
本发明例
X
0.0095
F，B
81
5.9
480
510
36
119
75
102
1.19
本发明例
Y
0.0120
F，B
85
7.1
355
475
39
115
59
99
1.19
本发明例
Z
0.0115
F，B
85
7.2
360
479
38
115
61
102
1.18
本发明例
AA
0.0115
F，B
82
5.8
369
525
37
118
65
109
1.19
本发明例
AB
0.0011
F，P，B
85
9.5
368
471
36
99
53
88
1.18
本发明例
F：铁素体
P：珠光体
B：贝氏体
M：马氏体
Vα：铁素体的面积率
d ：铁素体的平均结晶粒径
耐疲劳特性＝(应变时效材料的疲劳极限)-(热轧态材料的疲劳极限)
耐冲击特性＝(应变时效材料的吸收能)/(热轧态材料的吸收能)
【表4】
钢
No.
C
％
Si
％
Mn
％
P
％
S
％
Al
％
N
％
N/Al
其它
％
24
0.08
0.35
1.55
0.009
0.002
0.012
0.0135
1.11
-
(余量是Fe和不可避免的杂质)
【表5】
钢板
No.
钢
No.
SRT
℃
FDT
℃
板厚
mm
Δt
s
V
℃/s
CT
℃
其它
备考
AC
11
1280
920
1.6
0.2
95
480
连续轧制
本发明例
AD
11
1220
890
1.6
0.2
65
520
连续轧制
本发明例
AE
11
1180
925
1.6
0.1
100
520
连续轧制
本发明例
【表6】
钢
板
No.
钢板
固溶N
％
钢板组织
钢板抗拉特性
应变时效硬化特性
耐疲劳
特性
MPa
耐冲击
特性
备考
相构成
Vα
％
d
μm
YS
MPa
TS
MPa
E1
％
BH
MPa
ΔTS
MPa
AC
0.0095
F，P，B
88
8.1
351
474
38
115
58
95
1.19
本发明例
AD
0.0092
F，P，B
89
8.3
368
469
37
110
52
90
1.15
本发明例
AE
0.0088
F，P，B
85
7.6
364
495
37
115
65
100
1.18
本发明例
【表7】
钢
No.
C
％
Si
％
Mn
％
P
％
S
％
Al
％
N
％
N/Al
其它
％
1
0.07
0.25
1.80
0.015
0.003
0.012
0.0105
0.88
-
2
0.05
0.50
1.60
0.008
0.002
0.008
0.0150
1.88
-
3
0.08
0.15
2.00
0.010
0.002
0.011
0.0095
0.86
-
4
0.05
0.35
1.75
0.005
0.002
0.011
0.0120
1.09
Mo：0.15
5
0.05
0.45
1.65
0.045
0.001
0.007
0.0123
1.76
-
6
0.05
0.15
2.00
0.008
0.001
0.004
0.0140
3.50
Ti：0.015
7
0.03
0.15
2.00
0.008
0.001
0.011
0.0140
1.27
Nb：0.015，B：0.0008
8
0.05
0.15
1.55
0.004
0.003
0.011
0.0121
1.10
Ni：0.05
9
0.05
0.15
1.61
0.008
0.002
0.005
0.0118
2.36
Cu：0.10，Ni：0.05
10
0.07
0.25
1.80
0.015
0.003
0.055
0.0042
0.08
-
11
0.08
0.35
1.55
0.009
0.002
0.012
0.0135
1.12
Mo：0.50
12
0.05
0.15
1.80
0.007
0.002
0.004
0.0140
3.50
Cu：0.15
(余量是Fe和不可避免的杂质)
【表8】
钢
No.
C
％
Si
％
Mn
％
P
％
S
％
Al
％
N
％
N/Al
其它
％
|
13
0.05
0.15
1.80
0.007
0.002
0.004
0.0145
3.63
V：0.015
14
0.05
0.15
1.77
0.007
0.002
0.004
0.0142
3.55
Cr：0.15，Ti：0.015
15
0.06
0.15
1.78
0.005
0.002
0.004
0.0141
3.53
Nb：0.015，V：0.015
16
0.04
0.15
1.82
0.004
0.002
0.004
0.0139
3.48
Ni：0.05，Ti：0.015
17
0.05
0.15
1.81
0.005
0.002
0.004
0.0141
3.53
Cu：0.10，B：0.0030
18
0.05
0.15
1.80
0.007
0.002
0.004
0.0140
3.50
Ca：0.0015
19
0.04
0.15
1.78
0.007
0.002
0.004
0.0141
3.53
Cu：0.10，Ca：0.0020
20
0.05
0.15
1.77
0.005
0.002
0.004
0.0140
3.53
Nb：0.020，REM：0.0020
21
0.05
0.15
1.81
0.006
0.002
0.004
0.0140
3.50
B：0.0003
22
0.05
0.15
1.80
0.007
0.002
0.004
0.0140
3.50
B：0.0002，REM：0.0020
23
0.04
0.15
1.79
0.007
0.002
0.004
0.0141
3.53
Cr：0.10，Nb：0.02
B：0.0003，Ca：0.0015
24
0.08
0.15
2.00
0.010
0.002
0.016
0.0050
0.31
-
25
0.06
0.15
2.65
0.015
0.002
0.012
0.0142
1.18
Nb：0.008，Ti：0.005
26
0.08
0.15
2.95
0.015
0.002
0.005
0.0180
3.60
-
27
0.08
0.45
2.90
0.011
0.002
0.011
0.0175
1.59
Nb：0.038
(余量是Fe和不可避免的杂质)
【表9】
钢板
No.
钢
No.
SRT
℃
FDT
℃
板厚
Mm
Δt
s
V
℃/s
CT
℃
其它
A
1
1180
880
2.3
0.3
55
280
-
B
2
1180
880
2.3
0.3
55
400
-
C
3
1170
880
2.3
0.3
55
380
-
D
4
1200
890
1.6
0.3
60
380
-
E
5
1220
890
1.6
0.3
60
400
JCR
F
6
1200
890
1.6
0.3
60
325
-
G
7
1220
870
1.6
0.3
60
280
-
H
8
1270
870
1.6
0.3
60
250
-
I
9
1250
850
1.8
0.2
60
320
HCR
J
10
1250
850
1.8
0.2
60
350
-
K
1
1270
850
1.8
0.2
60
350
-
L
1
1250
850
1.4
0.2
70
290
LV
M
1
1250
850
1.4
0.2
70
320
-
N
1
1250
850
1.4
0.2
70
560
-
O
1
950
720
1.4
0.2
70
350
-
P
11
1180
880
2.0
0.2
50
350
SK
SRT：扁锭加热温度 HCR：将扁锭在温热状态下(900℃以上)
FDT：精轧输出侧温度 插入加热炉
CT ：卷绕温度 JCR：薄板坯接合和连续轧制
Δt：冷却延迟时间 LV ：卷绕后，矫直加工(延伸率2％)
V ：平均冷却速度 SK ：卷绕后，光整轧制(压缩率1.0％)
【表10】
钢板
No.
钢
No.
SRT
℃
FDT
℃
板厚
Mm
Δt
s
V
℃/s
CT
℃
其它
Q
11
1180
880
2.0
2.0
55
360
-
R
11
1180
880
2.0
0.2
10
350
-
S
12
1200
885
1.6
0.3
55
250
-
T
13
1220
890
1.6
0.3
60
350
-
U
14
1220
900
1.6
0.2
55
300
-
V
15
1220
885
1.6
0.3
55
300
-
W
16
1200
895
1.6
0.3
55
300
-
X
17
1200
890
1.6
0.3
55
280
-
Y
18
1220
900
1.6
0.3
60
250
-
Z
19
1200
905
1.6
0.3
55
280
-
AA
20
1220
910
1.6
0.3
50
250
-
AB
21
1180
910
1.6
0.2
55
250
-
AC
22
1180
910
1.6
0.3
60
280
-
AD
23
1200
900
1.6
0.2
65
250
-
AE
24
1210
890
1.6
0.4
40
320
-
AF
25
1170
870
1.6
0.4
45
380
-
AG
26
1200
890
1.6
0.4
85
400
-
AH
27
1250
910
1.6
0.3
65
420
-
SRT：扁锭加热温度 HCR：将扁锭在温热状态下(900℃以上)
FDT：精轧输出侧温度 插入加热炉
CT ：卷绕温度 JCR：薄板坯接合和连续轧制
Δt：冷却延迟时间 LV ：卷绕后，矫直加工(延伸率2％)
V ：平均冷却速度 SK ：卷绕后，光整轧制(压缩率1.0％)
【表11】
钢
板
No.
钢板
固溶N
％
钢板组织
钢板抗拉特性
应变时效硬化特性
耐疲劳
特性
MPa
耐冲击
特性
备考
相构成
Vα
％
d
μm
VM
％
YS
MPa
TS
MPa
YR
E1
％
BH
MPa
ΔTS
MPa
A
0.0080
F，M，B
81
6.9
17
403
620
0.65
32
151
85
125
1.29
本发明例
B
0.0120
F，M，B
87
6.9
12
385
598
0.64
33
150
95
119
1.28
本发明例
C
0.0072
F，M
79
5.7
21
415
645
0.64
30
165
90
118
1.28
本发明例
D
0.0097
F，M
82
6.8
18
402
625
0.64
31
150
101
121
1.31
本发明例
E
0.0105
F，M，B
86
6.8
12
395
605
0.65
31
150
92
115
1.28
本发明例
F
0.0110
F，M
79
6.1
21
420
650
0.65
29
161
90
122
1.27
本发明例
G
0.0085
F，M
89
6.7
11
367
565
0.65
34
150
102
119
1.29
本发明例
H
0.0095
F，M，B
86
6.8
12
370
570
0.65
33
151
88
125
1.28
本发明例
I
0.0085
F，M，B
85
6.6
14
391
605
0.65
32
155
105
115
1.31
本发明例
J
0.0008
F，M，B
81
6.9
13
385
595
0.65
28
75
42
45
1.10
比较例
K
0.0085
F，M，B
82
6.9
16
401
620
0.65
31
159
87
115
1.27
本发明例
L
0.0087
F，M
83
6.6
17
420
630
0.67
31
160
85
120
1.28
本发明例
M
0.0087
F，M
83
6.6
17
405
620
0.65
32
150
92
115
1.29
本发明例
N
0.0085
F，P，B
90
8.0
0
415
530
0.78
29
72
15
51
1.09
比较例
O
0.0045
F，B，M
97
10.9
3
395
505
0.78
34
40
10
57
1.08
比较例
P
0.0082
F，M
85
6.8
15
342
598
0.57
32
145
88
115
1.27
本发明例
F：铁素体、P：珠光体、B：贝氏体、M：马氏体
Vα：铁素体相的面积率、d：铁素体相的平均结晶粒径、VM：马氏体相的面积率
耐疲劳特性＝(应变时效材料的疲劳极限)-(热轧态材料的疲劳极限)
耐冲击特性＝(应变时效材料的吸收能)/(热轧态材料的吸收能)
【表12】
钢
板
No.
钢板
固溶N
％
钢板组织
钢板抗拉特性
应变时效硬化特性
耐疲劳
特性
MPa
耐冲击
特性
备考
相构成
Vα
％
d
μm
VM
％
YS
MPa
TS
MPa
YR
E1
％
BH
MPa
ΔTS
MPa
Q
0.0042
F，P，B，M
95
10.5
3
392
520
0.78
33
70
15
53
1.08
比较例
R
0.0032
F，P，B，M
97
10.5
2
406
520
0.78
33
65
18
55
1.09
比较例
S
0.0115
F，M
82
6.7
18
404
628
0.64
31
152
102
122
1.30
本发明例
T
0.0125
F，M，B
83
6.8
16
400
630
0.63
31
138
105
118
1.29
本发明例
U
0.0110
F，M
82
6.6
18
415
640
0.67
31
152
105
120
1.31
本发明例
V
0.0120
F，M
84
5.9
16
410
645
0.63
30
155
105
125
1.30
本发明例
W
0.0105
F，M
84
6.4
16
395
625
0.63
31
145
102
120
1.28
本发明例
X
0.0105
F，M
83
6.4
17
390
615
0.63
32
140
95
105
1.25
本发明例
Y
0.0120
F，M
84
6.2
16
370
615
0.60
31
150
98
110
1.28
本发明例
Z
0.0115
F，M
85
6.1
16
365
619
0.58
31
155
102
115
1.25
本发明例
AA
0.0120
F，M
85
5.2
15
445
649
0.68
31
168
95
125
1.32
本发明例
AB
0.0120
F，M
82
6.7
18
385
620
0.62
32
151
105
115
1.28
本发明例
AC
0.0110
F，M
83
6.8
17
380
620
0.61
32
145
105
110
1.25
本发明例
AD
0.0105
F，M
80
6.4
20
405
669
0.60
30
140
108
105
1.24
本发明例
AE
0.0010
F，M，B
87
6.9
10
365
595
0.61
33
105
72
95
1.18
本发明例
AF
0.0086
F，M
49
7.0
51
540
795
0.68
19
95
71
95
1.15
本发明例
AG
0.0135
F，M，B
45
5.1
42
600
997
0.60
14
153
102
98
1.05
本发明例
AH
0.0131
F，B，M
45
5.3
12
650
1080
0.60
13
145
98
94
1.06
本发明例
F：铁素体、P：珠光体、B：贝氏体、M：马氏体
Vα：铁素体相的面积率、d：铁素体相的平均结晶粒径、VM：马氏体相的面积率
耐疲劳特性＝(应变时效材料的疲劳极限)-(热轧态材料的疲劳极限)
耐冲击特性＝(应变时效材料的吸收能)/(热轧态材料的吸收能)
【表13】
时效处理条件
A(本发明钢)
O(比较钢)
热处理温度
热处理时间
BH
(MPa)
ΔTS
(MPa)
BH
(MPa)
ΔTS
(MPa)
100℃
30秒
120
60
20
3
100℃
10分
130
70
24
3
100℃
20分
135
75
25
4
300℃
30秒
140
65
30
5
300℃
10分
155
70
35
5
300℃
20分
160
70
40
10
170℃
20分
151
85
40
10
【表14】
钢
No.
C
％
Si
％
Mn
％
P
％
S
％
Al
％
N
％
Nb
％
V
％
N/Al
A
0.06
0.02
1.2
0.012
0.0030
0.015
0.015
0.2
-
1.0
B
0.08
0.02
1.0
0.010
0.0050
0.015
0.015
0.040
-
1.0
C
0.05
0.02
1.4
0.010
0.0040
0.012
0.015
0.070
-
1.25
D
0.08
0.4
1.7
0.015
0.0040
0.015
0.015
0.050
-
1.0
E
0.05
0.2
1.2
0.010
0.0050
0.011
0.015
0.010
-
1.36
F
0.04
0.1
1.3
0.012
0.0030
0.015
0.017
-
0.15
1.13
G
0.08
0.02
1.4
0.015
0.0040
0.015
0.015
-
0.05
1.0
H
0.06
0.7
0.9
0.010
0.0030
0.017
0.020
-
0.08
1.18
I
0.08
0.8
1.8
0.007
0.0020
0.004
0.014
-
0.010
3.50
J
0.05
0.1
1.2
0.010
0.0040
0.010
0.018
0.03
0.03
1.8
K
0.03
0.2
1.8
0.010
0.0030
0.012
0.0010
0.04
-
0.08
L
0.06
0.01
1.5
0.015
0.0050
0.010
0.004
-
0.05
0.4
(余量是Fe和不可避免的杂质)
【表15】
钢
No.
钢板
No.
SRT
℃
FDT
℃
板厚
mm
Δt
s
V
℃/s
CT
℃
A
A1
1220
820
1.6
0.2
50
600
B
B1
1250
850
1.8
0.1
50
550
B2
1250
850
1.8
0.1
50
700
B3
1250
850
1.8
0.1
50
450
B4
1050
850
1.8
0.1
50
600
C
C1
1250
880
1.4
0.1
80
550
D
D1
1220
880
2.9
0.3
50
600
E
E1
1220
850
1.8
0.2
50
600
F
F1
1250
850
1.6
0.2
60
640
G
G1
1220
850
1.4
0.1
100
550
G2
1220
850
1.4
0.1
100
720
G3
1220
850
1.4
0.1
100
450
G4
1220
850
1.4
1.0
100
600
H
H1
1250
880
2.3
0.2
50
600
I
I1
1250
850
1.6
0.2
50
540
J
J1
1230
880
2.0
0.2
50
560
J2
1250
880
2.0
0.2
10
640
K
K1
1250
880
1.8
0.1
60
580
L
L1
1250
850
1.6
0.3
50
600
SRT：扁锭加热温度
FDT：精轧输出侧温度
CT ：卷绕温度
Δt：冷却延迟时间
V ：平均冷却速度
【表16】
钢
板
No
钢板
固溶N
％
钢板
Nb*
+V*
％
钢板组织
钢板抗拉特性
应变时效
硬化特性
耐疲劳
特性
MPa
耐冲
击
特性
En/TS
σw/TS
备考
相构成
Vα
％
d
μm
dp
μm
YS
MPa
TS
MPa
E1
％
BH
MPa
ΔTS
MPa
A1
0.0020
0.080
F+B
92
10.2
0.5
405
581
26
82
35
35
1.02
0.29
0.82
比较例
B1
0.0120
0.032
F+B
90
6.8
0.03
515
624
28
88
46
103
1.19
0.33
1.05
本发明例
B2
0.0009
0.038
F+B
97
12.4
0.19
402
583
29
32
8
18
1.04
0.28
0.80
比较例
B3
0.0140
0.008
F+B
78
6.2
0.02
467
649
24
91
42
106
1.22
0.30
0.96
比较例
B4
0.0015
0.031
F+B
95
9.8
0.8
410
592
25
81
40
88
1.13
0.29
0.98
比较例
C1
0.0142
0.057
F+B
92
6.8
0.03
515
617
27
84
44
105
1.18
0.34
1.03
本发明例
D1
0.0090
0.041
F+P+B
82
5.9
0.02
652
804
19
87
42
95
1.15
0.33
1.07
本发明例
E1
0.0092
0.008
F+B
94
6.5
0.03
390
566
30
88
42
99
1.16
0.31
0.90
比较例
F1
0.0030
0.071
F+B
92
11.8
0.3
451
610
24
81
20
38
1.03
0.30
0.84
比较例
G1
0.0125
0.041
F+B
95
6.9
0.02
521
622
27
84
44
102
1.18
0.34
1.07
本发明例
G2
0.0008
0.045
F+B
98
11.6
0.28
392
571
29
25
4
21
1.02
0.29
0.79
比较例
G3
0.0139
0.009
F+B
82
5.5
0.02
450
655
22
87
42
104
1.19
0.30
0.94
比较例
G4
0.0009
0.030
F+B
94
10.3
0.04
396
577
29
31
5
19
1.04
0.29
0.81
比较例
H1
0.0182
0.060
F+B
90
5.9
0.02
655
811
18
88
40
98
1.15
0.33
1.04
本发明例
I1
0.0125
0.009
F+P+B
85
6.2
0.02
559
804
17
81
42
100
1.18
0.31
0.96
比较例
J1
0.0155
0.048
F+B
92
6.8
0.02
529
621
28
84
45
102
1.21
0.34
1.06
本发明例
J2
0.0008
0.021
F+B
97
10.9
0.07
381
560
29
27
7
24
1.02
0.30
0.83
比较例
K1
0.0002
0.017
F+B
90
6.2
0.03
467
599
28
11
2
19
1.00
0.29
0.80
比较例
L1
0.0009
0.026
F+B
93
6.9
0.04
472
602
29
20
5
21
1.04
0.29
0.81
比较例
F：铁素体
P：珠光体
B：贝氏体
Vα：铁素体相的面积率
d：铁素体相的平均结晶粒径
耐疲劳特性＝(应变时效材料的疲劳极限)-(热轧态材料的疲劳极限)
耐冲击特性＝(应变时效材料的吸收能)/(热轧态材料的吸收能)
En：应变时效材料的吸收能
σw：应变时效材料的疲劳极限
Nb*：作为Nb碳氮化物而析出的Nb量
V*：作为V碳氮化物而析出的V量
dp：Nb碳氮化物或V碳氮化物的平均粒径(当Nb、V复合添加时为二者平均粒径)