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CN1183268C - 应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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CN1183268C CNB018010555A CN01801055A CN1183268C CN 1183268 C CN1183268 C CN 1183268C CN B018010555 A CNB018010555 A CN B018010555A CN 01801055 A CN01801055 A CN 01801055A CN 1183268 C CN1183268 C CN 1183268C
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Abstract

本发明提供具有高成型性和稳定质量特性的、成型为汽车部件后可得充分部件强度的、可减轻汽车车体重量的、应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板。具体的方法是：将扁钢锭在1000℃以上加热，该扁钢锭具有如下成分：含有以质量%计的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%；必要时再含有Nb：大于0.02～0.1%、V：大于0.02%～0.1%中的一种或二种共计0.1%以下、N质量%/Al质量%为0.3以上，加热后粗轧成薄板坯，将该薄板坯在使精轧输出侧温度为800℃以上精轧后，在0.5秒内以20℃～40℃/s以上的冷却速度冷却，在650℃～450℃以下卷绕。通过此方法，可得BH：80MPa以上、ΔTS40MPa以上的应变时效硬化性优异的、抗拉强度为440MPa以上的高强度热轧钢板。

Description

应变时效硬化特性优异的高强度 热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板。特别涉及TS(抗拉强度)440MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。此高强度热轧钢板主要作为汽车用高加工性热轧钢板使用。而且，用于代替具有板厚约为4.0mm以下的冷轧薄板，该冷轧薄板由于难以用热轧制造如此薄的厚度而历来被采用的。本发明钢板的用途的范围很广，从用于轻度弯曲和通过辊轧加工成型为管材那样的较轻加工直到用于以压机进行深冲成型那样的较重加工。
又，本发明不仅涉及热轧钢板，也涉及以此作为母板的电镀钢板、热浸镀钢板。
在本发明中，所谓“应变时效硬化特性优异”是指具有如下特性：
①拉伸应变5％的预变形后，在170℃的温度下保持20分钟的条件下时效处理时，该时效处理前后的变形应力的增加量(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)为80MPa以上；
②而且，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)为40MPa以上。
背景技术
对于汽车车体用材料而言，多采用薄钢板。在要求成型性优异的用途上，迄今一直使用着冷轧钢板。然而，由于钢组成(化学成分)的调整和热轧条件的最优化，已能制造高成型性(高加工性)热轧钢板了，该热轧钢板作为汽车车体用材料的用途正在扩大。
与来自当今地球环境问题的废气限制相关联，车体重量的减轻是极为重要的问题。为减轻车体重量，增加钢板的强度和减薄板厚是有效的。作为高强度而薄壁化对象的汽车部件按照其作用的不同而要求其具有各式各样的特性。作为被要求的特性有例如对弯曲、扭转变形的静强度、疲劳强度、耐冲击特性等。因此，所采用的高强度钢板在成型加工后，必须具有这样的性能。
另一方面，在制作汽车部件的过程中对钢板要进行冲压成型加工。如钢板的强度过高，则出现如下问题：形状可固定性降低和由于延性降低而产生成型时的裂纹和横向收缩(缩颈现象)等缺陷。这些问题阻碍高强度钢板向汽车车体的应用范围的扩展。
作为克服此困难的办法，已知有例如：在车身外板用的冷轧钢板中、以例如极低碳钢作为原材料，最后将以固溶状态残存的C量控制在适当范围的钢板制造技术。此技术是利用应变时效硬化现象，该现象是在冲压成型后所进行的170℃×20分钟左右的喷涂烘烤工序中引起的。这就是为在成型时保持软质而确保形状可固定性、延性；在成型后确保由于应变时效硬化所致的YS(屈服强度)上升所带来的耐烙痕性。然而，在此技术中有如下难点：为了防止导致表面缺陷的拉伸应变的发生，该YS的增加量不能增到足够大；而且，由于ΔTS小到至多数个MPa的程度，所以钢板的厚度不能足够薄。
另一方面，对于在外观上没大问题的用途方面也有这样的提案；有使用固溶N而将烘烤硬化量进一步增加的钢板(特公平7-30408号公报)以及通过将组织作成由铁素体和马氏体构成的复合组织，来更进一步提高烘烤硬化性的钢板(特公平8-23048号公报)。
然而，这些钢板尽管在喷涂烘烤后其YS(屈服应力)有某种程度的提高而可得到高烘烤硬化量，但是TS(抗拉强度)不能达到提高的目的，并且也不能期待成型后的耐疲劳特性、耐冲击特性有大的改善。为此，还遗留下这样的问题，即还不能应用于要求耐疲劳特性、耐冲击特性等部件。又，还有如下问题：由于屈服应力YS的增加量不稳定，所以还不能将钢板厚度降低到如此之薄，以致能对现在所期望的汽车部件轻质化有所贡献。
更且，在制造板厚2.0mm以下的薄钢板时也有这样的问题，即在热轧工序中钢板的形状不良，因此，将此钢板冲压成型也显著地困难。
本发明的目的是提供如下高强度热轧钢板及其制造方法，该钢板及其制造方法打破历来上述技术的界限，可得具有高成型性和稳定的质量特性、成型为汽车部件后可得充分的汽车部件强度、能对汽车车体的轻质化有充分贡献的、应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板以及能将这些钢板工业化地、廉价地而且形状整齐地制造出来的制造方法。
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：以质量％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质量％/Al质量％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440MPa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：以质量％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质量％/Al质量％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：上述组成含有以质量％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440MPa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：以质量％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质量％/Al质量％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：80MPa以上、ΔTS：40MPa以上的应变时效硬化特性优异的、抗拉强度440MPa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，以质量％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质量％/Al质量％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：80MPa以上、ΔTS：40MPa以上的应变时效硬化性优异的、抗拉强度440MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于：将具有以质量％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质量％/Al质量％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：以质量％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质量％/Al质量％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：以质量％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。
附图的简单说明
附图1是将本发明例与比较例的BH(变形应力的增加量)对比所示的曲线。
附图2是本发明例和比较例的ΔTS(拉拉强度的增加量)对比所示的曲线。
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(％)全部指质量％。
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、ΔTS40MPa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，故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780MPa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10μm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)：440MPa以上
用于汽车车体的结构部件的钢板必须具有440MPa以上的TS。更且，用于要求强度的结构部件的钢板必须具有540MPa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80MPa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40MPa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氛气下加热之外，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：80MPa以上、ΔTS：40MPa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80MPa以上，同时将ΔTS限制在40MPa以上。更好是BH在100MPa以上；ΔTS在50MPa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4.0mm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 ScienceJapan.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 440MPa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：0.02B：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  Δts   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％   dμm   YSMPa   TSMPa   E1％     BHMPa   ΔTSMPa
  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   7.4   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     Δts     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％  dμm  YSMPa  TSMPa  E1％   BHMPa     ΔTSMPa
  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：0.02B：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   Δts   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     Δts   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％   dμm   VM％   YSMPa   TSMPa   YR    E1％    BHMPa    ΔTSMPa
  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     131 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％   dμm   VM％   YSMPa   TSMPa   YR  E1％     BHMPa     ΔTSMPa
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     Δts     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     11     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％  dμm  dpμm   YSMPa   TSMPa   E1％   BHMPa  ΔTSMPa
 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：殊光体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)

Claims (12)

1.一种应变时效硬化特性优异的抗拉强度为440MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于：其具有以下组成和组织，该组成为：以质量％计，含有C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：＞0.8～3.0％、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％、N质量％/Al质量％在0.3以上、固溶状态的N在0.0010％以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成；该组织为：含有平均结晶粒径10μm以下的铁素体相以面积率计为50％以上。
2.根据权利要求1所记载的钢板，其特征在于：上述组成含有以质量％计的下述的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种以上合计含1.0％以下；
b组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上合计含0.1％以下；
c组：含B为0.0030％以下；
d组：Ca、REM中的1种或2种合计含0.0010～0.010％。
3.根据权利要求1或2所记载的钢板，其特征在于：所述高强度热轧钢板的板厚在4.0mm以下。
4.一种高强度热轧镀覆钢板，其特征在于：由在权利要求1～3中任一项所记载的钢板上施加电镀或热浸镀制成。
5.一种应变时效硬化性优异的、抗拉强度440MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于：将具有以质量％计，含C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：＞0.8％～3.0％、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，或者还含有下述a组～d组中的1组或2组以上，且N质量％/Al质量％为0.3以上构成的组成的扁钢锭加热到1000℃以上后，粗轧成为薄板坯，将该薄板坯在使精轧输出侧温度设定为800℃以上精轧后，在0.5秒内以20℃/s以上的冷却速度冷却，在650℃以下的温度卷绕，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上合计含有1.0％以下；
b组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上合计含有0.1％以下；
c组：含有B：0.0030％以下；
d组：Ca、REM中的1种或2种合计含有0.0010～0.010％。
6.根据权利要求5所记载的方法，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。
7.根据权利要求5或6所记载的方法，其特征在于：在所述粗轧和所述精轧之间，将前后相邻的薄板坯接合。
8.根据权利要求5或6所记载的方法，其特征在于：在所述粗轧与所述精轧之间，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。
9.一种BH：80MPa以上、ΔTS：40MPa以上的应变时效硬化性优异的、抗拉强度440MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于：具有下述的组成和组织，该组成为：以质量％计，含有C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：＞0.8％～3.0％、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％、N质量％/Al质量％为0.3以上、固溶状态的N为0.0010％以上，余量由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。
10.一种BH：80MPa以上、ΔTS：40MPa以上的应变时效硬化性优异的、抗拉强度440MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于：将具有以质量％计，含C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：＞0.8％～3.0％、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组中的1组或2组以上、N质量％/Al质量％为0.3以上构成的组成的扁钢锭加热到1000℃以上后粗轧成薄板坯，将该薄板坯在使精轧输出侧温度设定为800℃以上进行精轧后，在0.5秒内以20℃/s以上的冷却速度冷却，在450℃以下卷绕，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上合计含1.0％以下；
b组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上合计含0.1％以下；
c组：含B在0.0030％以下；
d组：Ca、REM中的1种或2种合计含0.0010～0.010％。
11.一种应变时效硬化特性优异的、高强度热轧钢板，其特征在于：具有下述组成和组织，所述组成为：以质量％计，含有C：0.03～0.1％、Si：2.0％以下、Mn：＞0.8％～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种合计为0.1％以下，而且，N质量％/Al质量％在0.3以上，固溶状态的N在0.0010％以上，析出Nb和析出V合计为0.015％以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成；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碳氮化物和V碳氮化物构成的析出物的平均粒径为0.05μm以下。
12.一种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：将具有以质量％计，含有C：0.03～0.1％、Si：2.0％以下、Mn：＞0.8％～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种合计0.1％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成的扁钢锭加热1100℃以上后，粗轧成薄板坯，将该薄板坯在使精轧输出侧温度设定为800℃以上进行精轧后，在0.5秒内以40℃/s以上的冷却速度冷却，在550～650℃的温度范围内卷绕。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102405300A (zh) * 2009-02-20 2012-04-04 纽科尔公司 高强度薄铸钢带产品及其制备方法
CN107532263A (zh) * 2015-04-22 2018-01-02 新日铁住金株式会社 热轧钢板、钢材及热轧钢板的制造方法
RU2784908C1 (ru) * 2021-12-28 2022-11-30 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаной листовой конструкционной стали

Families Citing this family (60)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3958921B2 (ja) * 2000-08-04 2007-08-15 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
RU2237108C1 (ru) * 2003-08-05 2004-09-27 Общество с ограниченной ответственностью "НОРМА-ИМПОРТ ИНСО" Высокопрочная конструкционная сталь
KR20060096002A (ko) 2003-09-30 2006-09-05 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 박강판 및고항복비 고강도 용융 아연 도금 박강판 및 고항복비고강도 합금화 용융 아연 도금 박강판과 그 제조 방법
US20050199322A1 (en) * 2004-03-10 2005-09-15 Jfe Steel Corporation High carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
US8337643B2 (en) 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7959747B2 (en) * 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
WO2006107066A1 (ja) * 2005-03-31 2006-10-12 Jfe Steel Corporation 熱延鋼板、その製造方法および熱延鋼板成形体
US11155902B2 (en) 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
PL1918406T3 (pl) * 2006-10-30 2009-10-30 Thyssenkrupp Steel Ag Sposób wytwarzania płaskich produktów stalowych z wielofazowej stali mikrostopowej z borem
KR100782785B1 (ko) 2006-12-22 2007-12-05 주식회사 포스코 초세립 열연 이상조직강 및 그의 제조 방법
US20080156403A1 (en) * 2006-12-28 2008-07-03 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd) Steel for high-speed cold working and method for production thereof, and part formed by high-speed cold working and method for production thereof
JP5040475B2 (ja) * 2007-06-29 2012-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた厚肉熱延鋼板およびその製造方法
CA2701903C (en) * 2007-10-10 2017-02-28 Nucor Corporation Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same
KR100928787B1 (ko) * 2007-12-27 2009-11-25 주식회사 포스코 변형시효 충격인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
JP5234921B2 (ja) * 2008-03-19 2013-07-10 株式会社神戸製鋼所 歪時効特性に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法
US20090236068A1 (en) 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls
EP2105223A1 (en) * 2008-03-19 2009-09-30 Nucor Corporation Strip casting apparatus with casting roll positioning
WO2009123356A1 (ja) * 2008-04-03 2009-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度缶用鋼板およびその製造方法
JP5434212B2 (ja) * 2008-04-11 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度容器用鋼板およびその製造方法
US20090288798A1 (en) * 2008-05-23 2009-11-26 Nucor Corporation Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip
US20100215981A1 (en) * 2009-02-20 2010-08-26 Nucor Corporation Hot rolled thin cast strip product and method for making the same
JP5407552B2 (ja) * 2009-05-25 2014-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
CN101623714B (zh) * 2009-08-04 2011-05-18 武汉钢铁(集团)公司 屈服强度460MPa级镀层用热轧结构钢的生产方法
WO2011100798A1 (en) 2010-02-20 2011-08-25 Bluescope Steel Limited Nitriding of niobium steel and product made thereby
JP5759109B2 (ja) * 2010-03-09 2015-08-05 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材、およびその製造方法
WO2011135700A1 (ja) * 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法
JP5348071B2 (ja) 2010-05-31 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5765116B2 (ja) * 2010-09-29 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5695381B2 (ja) * 2010-09-30 2015-04-01 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法
JP5662903B2 (ja) * 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
DE102011001140A1 (de) * 2011-03-08 2012-09-13 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt, Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts und Verfahren zum Herstellen eines Bauteils
JP5636347B2 (ja) 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
KR101368547B1 (ko) * 2011-10-28 2014-02-28 현대제철 주식회사 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR20140117602A (ko) * 2012-04-06 2014-10-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 고가공성 강판 및 그 제조 방법
ES2608036T3 (es) * 2012-08-03 2017-04-05 Tata Steel Ijmuiden Bv Un proceso para producir tiras de acero laminado en caliente y una tira de acero producida con este
RU2505618C1 (ru) * 2012-12-04 2014-01-27 Закрытое акционерное общество "Омутнинский металлургический завод" Низколегированная конструкционная сталь с повышенной прочностью
KR101400494B1 (ko) * 2012-12-07 2014-05-28 현대제철 주식회사 고강도 석출경화형 열연도금강판 및 그 제조 방법
JP6058439B2 (ja) * 2013-01-10 2017-01-11 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板
JP5884781B2 (ja) * 2013-07-09 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
EP3020839B1 (en) * 2013-07-09 2019-09-11 JFE Steel Corporation High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same
JP6244701B2 (ja) * 2013-07-09 2017-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JP5812048B2 (ja) 2013-07-09 2015-11-11 Ｊｆｅスチール株式会社 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
KR101569357B1 (ko) * 2013-12-25 2015-11-16 주식회사 포스코 고상 접합성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
JP6284813B2 (ja) * 2014-04-18 2018-02-28 株式会社神戸製鋼所 強冷間加工性と加工後の硬さに優れる熱延鋼板
JP6778943B2 (ja) 2014-12-19 2020-11-04 ニューコア・コーポレーション 熱間圧延軽量マルテンサイト鋼板及びその製造方法
KR101672103B1 (ko) * 2014-12-22 2016-11-02 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법
RU2609155C1 (ru) * 2015-12-07 2017-01-30 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
KR101746995B1 (ko) 2015-12-24 2017-06-28 주식회사 포스코 가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 제조방법
US10174398B2 (en) * 2016-02-22 2019-01-08 Nucor Corporation Weathering steel
CN106756517B (zh) * 2017-02-17 2018-06-01 上海海事大学 一种用于极地船舶的钢板及其制造方法
KR102010081B1 (ko) 2017-12-26 2019-08-12 주식회사 포스코 고강도 고인성 열연강판 및 그 제조방법
KR101999030B1 (ko) * 2017-12-26 2019-10-01 주식회사 포스코 등방성이 우수한 초극박 열연강판 및 그 제조방법
CN109811681A (zh) * 2019-01-21 2019-05-28 北京中交畅观科技发展有限公司 一种公路护栏及其制造方法
KR102237622B1 (ko) * 2019-08-26 2021-04-07 현대제철 주식회사 고장력 열연 강판 및 그 제조방법
CN112517863A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种高强薄规格花纹钢板/带及其制造方法
CN113337772B (zh) * 2021-05-24 2022-09-09 河钢股份有限公司承德分公司 一种使用提钒半钢生产if钢的方法
CN114888115A (zh) * 2022-04-28 2022-08-12 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种热轧冷镦钢盘条的生产方法
KR20250090684A (ko) * 2023-12-13 2025-06-20 주식회사 포스코 진공 열차 튜브용 열연 강판

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US145920A (en) * 1873-12-23 Improvement in extinguishing fires in high buildings
US188811A (en) * 1877-03-27 Improvement in seed-planters
JPS5544551A (en) * 1978-09-25 1980-03-28 Nippon Steel Corp Production of low yield ratio high tension hot rolled steel plate of superior ductility
JPS60145355A (ja) * 1984-01-06 1985-07-31 Kawasaki Steel Corp 延性が良好で時効劣化のない低降伏比高張力熱延鋼板とその製造方法
DE3440752A1 (de) * 1984-11-08 1986-05-22 Thyssen Stahl AG, 4100 Duisburg Verfahren zur herstellung von warmband mit zweiphasen-gefuege
JPS6396248A (ja) * 1986-10-14 1988-04-27 Nippon Steel Corp 焼付け硬化性熱延鋼板
JPH0730408B2 (ja) * 1987-04-02 1995-04-05 川崎製鉄株式会社 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法
US5074926A (en) * 1989-11-16 1991-12-24 Kawasaki Steel Corp. High tensile cold rolled steel sheet and high tensile hot dip galvanized steel sheet having improved stretch flanging property and process for producing same
JPH0823048B2 (ja) * 1990-07-18 1996-03-06 住友金属工業株式会社 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法
JP3219820B2 (ja) * 1991-12-27 2001-10-15 川崎製鉄株式会社 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3550729B2 (ja) * 1994-05-20 2004-08-04 住友金属工業株式会社 成形加工性，耐食性，焼付硬化能に優れた熱延鋼板の製造方法
US5545270A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability
JP4045602B2 (ja) * 1995-10-05 2008-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 絞り成形性に優れる缶用鋼板の製造方法
JP3713804B2 (ja) * 1996-05-02 2005-11-09 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる薄物熱延鋼板
JP3900619B2 (ja) * 1996-10-31 2007-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板およびめっき鋼板ならびに熱延鋼板の製造方法
JPH10146601A (ja) * 1996-11-15 1998-06-02 Nippon Steel Corp 熱延連続化プロセスを用いた薄スケール熱延鋼板の製造方法
WO1998041664A1 (en) * 1997-03-17 1998-09-24 Nippon Steel Corporation Dual-phase high-strength steel sheet having excellent dynamic deformation properties and process for preparing the same
WO1998049362A1 (fr) * 1997-04-30 1998-11-05 Kawasaki Steel Corporation Acier presentant une ductilite et une resistance elevees et procede de production de ce materiau
JP3400351B2 (ja) * 1997-05-29 2003-04-28 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法
WO1999011835A1 (fr) * 1997-09-04 1999-03-11 Kawasaki Steel Corporation Plaques d'acier pour futs, procede de fabrication et fut
EP0922777A1 (fr) * 1997-11-19 1999-06-16 RECHERCHE ET DEVELOPPEMENT DU GROUPE COCKERILL SAMBRE, en abrégé: RD-CS Produit plat, tel que tÔle, d'un acier à haute limite d'élasticité montrant une bonne ductilité et procédé de fabrication de ce produit
JPH11279693A (ja) * 1998-03-27 1999-10-12 Nippon Steel Corp 焼付硬化性に優れた良加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP2000054071A (ja) * 1998-07-30 2000-02-22 Kawasaki Steel Corp 薄物熱延鋼板およびその製造方法
CA2297291C (en) * 1999-02-09 2008-08-05 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same
US6702904B2 (en) * 2000-02-29 2004-03-09 Jfe Steel Corporation High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102405300A (zh) * 2009-02-20 2012-04-04 纽科尔公司 高强度薄铸钢带产品及其制备方法
CN104532120A (zh) * 2009-02-20 2015-04-22 纽科尔公司 高强度薄铸钢带产品及其制备方法
CN107532263A (zh) * 2015-04-22 2018-01-02 新日铁住金株式会社 热轧钢板、钢材及热轧钢板的制造方法
CN107532263B (zh) * 2015-04-22 2019-11-22 日本制铁株式会社 热轧钢板、钢材及热轧钢板的制造方法
US10718040B2 (en) 2015-04-22 2020-07-21 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet, steel material, and method for producing hot-rolled steel sheet
RU2784908C1 (ru) * 2021-12-28 2022-11-30 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаной листовой конструкционной стали

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