CN1732279A - 焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板及其制造方法，其特征在于：以质量％计，该高强度钢板含有C：0.01～0.1％、Si：0.01～2％、Mn：0.05～3％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al：0.005～1％、N：0.0005～0.005％、Ti：0.05～0.5％，而且在满足0％＜C－(12/48Ti－12/14N－12/32S)≤0.05％、进而满足Mo+Cr≥0.2％、且Cr≤0.5％、Mo≤0.5％诸条件的范围内含有C、S、N、Ti、Cr、Mo，以及余量由Fe和不可避免的杂质所构成，其显微组织由铁素体、或者铁素体和贝氏体构成。

Description

焊接热影响区的耐软化性优良且 扩孔弯边性好的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及焊接热影响区的耐软化性优良的、抗拉强度为540MPa或以上以及扩孔弯边性(burring workability)好的高强度钢板及其制造方法。特别涉及作为坯料适用于汽车零部件等加工的、焊接热影响区的耐软化性优良以及扩孔弯边性良好的高强度钢板及其制造方法，其中汽车零部件等在成形后采用点焊、电弧焊、等离子弧焊以及激光焊等进行焊接的情况下，或者在这些焊接后进行成形加工的情况下，要求兼备加工性和焊缝区的强度。
背景技术
近年来，由于汽车的燃料费用上涨等原因，以轻量化为目的，正在推进的工作是将Al合金等轻金属和高强度钢板应用于汽车零部件。
但是，Al合金等轻金属尽管具有比强度高的优点，但是与钢相比较，价格明显偏高，因此其适用只限于特殊的用途。为了在更广的范围内推进汽车的轻量化，迫切要求使用廉价的高强度钢板。
一般地说，越是高强度的材料，其成形性就越差。即使对钢铁材料也不例外，迄今为止已经进行了兼备高强度和高延性的尝试。另外，作为用于汽车零部件的材料所要求的特性，除了延性以外，还有扩孔弯边加工性。但是，扩孔弯边加工性也具有随着高强度化而降低的倾向，因此扩孔弯边加工性的提高也成了高强度钢板适用于汽车零部件的课题。另一方面，汽车零部件是将采用压力成形等加工的构件通过点焊、电弧焊、等离子弧焊、激光焊等焊接方法组装而成的。此外，最近有时也在通过上述焊接将钢板接合后进行压力成形。总之，在成形时或者作为零部件组装使用时，焊缝区强度从成形极限以及安全性方面来看都是非常重要的。因此，当高强度钢板适用于汽车零部件等时，焊缝区强度与其扩孔弯边加工性一起，也成了一个重要的研究课题。
关于扩孔弯边加工性优良的高强度钢板，已经提出了以下发明(特开平6-200351号公报)：即通过添加Ti、Nb降低第2相的比例，使其于作为主相的多边形铁素体中，产生TiC和NbC的析出强化而成为放边性优良的高强度热轧钢板。
另外，还提出了以下发明(特开平7-11382号公报)：即通过添加Ti、Nb降低第2相的比例，并使其显微组织成为针状铁素体，通过TiC和NbC的析出强化，使其成为放边性优良的高强度热轧钢板。
另一方面，作为改善焊缝区强度的技术，已经提出了以下发明(特开2000-87175号公报)：即通过Nb和Mo的复合添加而获得可抑制焊缝区软化的钢板。
另外，还提出了以下发明(特开2000-178654号公报)：有效利用NbN的析出而获得可抑制焊缝区软化的由铁素体以及马氏体构成的钢板。
然而，在悬架***定位臂和前纵梁等一部分零部件用钢板中，焊缝区的强度与以扩孔弯边加工性为首的成形性一起是非常重要的特性，上述现有技术都不能同时满足这两个特性。此外，即使能够满足这两个特性，提供能够廉价且稳定制造的制造方法也是重要的，上述现有技术不能不说是不充分的。
也就是说，特开平6-200351号公报所记载的发明，为了得到较高的放边性，面积率为85％或以上的多边形铁素体是其必须条件，但为了得到85％或以上的多边形铁素体，于热轧后为了促进铁素体晶粒的生长，必须保持较长的时间，这在作业成本上是不优选的。
另外，特开平7-11382号公报所记载的发明，由于位错密度高的显微组织和微细的TiC和/或NbC的析出，在80kgf/mm2的强度只有17％左右的延性，因而其成形性是不充分的。
再者，这些发明丝毫没有提及焊缝区的软化。另一方面，在特开2000-87175号公报所记载的发明中，关于扩孔弯边加工性的提高也没有任何记载。
而且特开2000-178654号公报记载的发明所涉及的是铁素体-马氏体的复合组织钢，与本发明的技术是截然不同的，因为本发明的技术是为了得到一种扩孔弯边加工性优良的钢板的显微组织。
发明内容
本发明为解决上述问题，意图获得作为坯料适用于汽车零部件等加工的、焊接热影响区的耐软化性优良以及扩孔弯边性良好的高强度钢板及其制造方法，其中汽车零部件等在成形后采用点焊、电弧焊、等离子弧焊以及激光焊等进行焊接的情况下，或者在这些焊接后进行成形加工的情况下，要求兼备加工性和焊缝区的强度。也就是说，本发明的目的在于：提供焊接热影响区的耐软化性优良的、抗拉强度为540MPa或以上以及扩孔弯边性良好的高强度钢板及其能够廉价且稳定制造的制造方法。
本发明者着力于可通过目前通常采用的制造设备进行工业规模生产的薄钢板的制造工艺，为提高扩孔弯边性良好的高强度钢板之焊接热影响区的耐软化性而进行了潜心的研究。其结果得到以下的见解：即对于含有C：0.01～0.1％、Si：0.01～2％、Mn：0.05～3％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al：0.005～1％、N：0.0005～0.005％、Ti：0.05～0.5％，而且在满足0＜C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)≤0.05％、进而在满足Mo+Cr≥0.2％、且Cr≤0.5％、Mo≤0.5％诸条件的范围内含有C、S、N、Ti，以及余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢，其显微组织由铁素体、或者铁素体和贝氏体构成的扩孔弯边性良好的高强度钢板，虽然其扩孔弯边性非常优良，但焊接热影响区却明显软化。并且已经查明：上述扩孔弯边性良好的高强度钢板的焊接热影响区软化的原因是由于焊接受热过程引起显微组织发生回火而造成的，最新发现为提高耐软化性，复合添加Cr和Mo是非常有效的，由此完成了本发明。即本发明的要旨如下：
(1)一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，其含有C：0.01～0.1％、Si：0.01～2％、Mn：0.05～3％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al：0.005～1％、N：0.0005～0.005％、Ti：0.05～0.5％，而且在满足0％＜C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)≤0.05％、进而满足Mo+Cr≥0.2％、且Cr≤0.5％、Mo≤0.5％诸条件的范围内含有C、S、N、Ti、Cr、Mo，以及余量由Fe和不可避免的杂质所构成，其显微组织由铁素体、或者铁素体和贝氏体构成。
(2)一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板，其特征在于：上述钢以质量％计，进一步含有Nb：0.01～0.5％，且在满足0＜C-(12/48Ti+12/93Nb-12/14N-12/32S)≤0.05％的范围内含有Nb，以及余量由Fe和不可避免的杂质所构成。
(3)一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板，其特征在于：(1)或(2)中所述的钢以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.002％、稀土类元素(REM)：0.0005～0.02％、Cu：0.2～1.2％、Ni：0.1～0.6％、B：0.0002～0.002％之中的1种或2种。
(4)一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板，其特征在于：对(1)～(3)的任一项所述的汽车用薄钢板进行镀锌。
(5)一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：为了得到(1)～(3)的任一项所述的汽车用薄钢板，在热轧具有该成分的钢坯时，于Ar3相变点温度+30℃或以上的温度区使精轧结束，然后在10秒之内开始冷却，从冷却开始直至冷却结束，以平均冷却速度为50℃/秒或以上的冷却速度冷却到700℃或以下的温度区，继而在350～650℃的卷取温度下进行卷取。
(6)一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：为了得到(1)～(3)的任一项所述的薄钢板，在将具有该成分的钢坯进行热轧、酸洗以及冷轧后，进行热处理，所述热处理是在800℃或以上的温度区保持5～150秒，然后以平均冷却速度为50℃/秒或以上的冷却速度冷却到700℃或以下的温度区。
(7)一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在(5)所述的制造方法中，于热轧工序结束后浸渍在镀锌浴中对钢板表面进行镀锌。
(8)一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在(6)所述的制造方法中，于热处理工序结束后浸渍在镀锌浴中对钢板表面进行镀锌。
(9)一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在(7)或(8)所述的制造方法中，当浸渍在镀锌浴中进行镀锌后，再进行合金化处理。
附图说明
图1表示C*量以及Cr+Mo量与焊接热影响区的软化程度ΔHv的关系。
图2是对于成分组成中的C*量以及Cr+Mo量发生变化的钢板，表示C*量以及Cr+Mo量与电弧焊的焊缝区硬度之间的关系。
具体实施方式
首先，就C*量(C*量＝C-(12/48Ti-12/14N-12/32S：以下表示为C*)以及Cr、Mo的含量对焊接热影响区的耐软化性的影响进行了调查。为此，试料按下述方法准备。即以0.05％C-1.0％Si-1.4％Mn-0.01％P-0.001％S为基础，使C*量(Ti、N含量)以及Cr+Mo量发生变化而进行成分调整，对用这样的成分熔炼的钢坯进行热轧并于常温卷取，继而实施在550℃恒温保持1小时后、再进行炉冷的热处理。对于这些钢板，电弧焊的焊缝区的硬度测定结果如图2所示。
在此，从该结果得到以下新颖的见解：C*量以及Cr+Mo量对焊接热影响区的软化程度ΔHv(定义为ΔHv＝Hv(母材硬度平均值)-Hv(焊接热影响区最软化部的硬度)，参考图1)有很强的相关性，在C*量大于0但不超过0.05％且Cr+Mo量为0.2％或以上时，可以明显地抑制焊接热影响区的软化。
这一机理尽管未必清楚，但对于通过贝氏体的显微组织得到强度的材料，有时因电弧焊等的焊接热循环而使其热影响区发生软化。可以推测：Mo或者Cr即使经历焊接之类的短时间的热循环，也会与C等元素发生原子偏聚或析出而使强度上升，结果抑制了热影响区的软化。但是，Mo与Cr的总含量不足0.2％时将失去该效果。
另一方面，为了得到Mo或Cr的碳化物等，所含有的C必须不低于被TiC等在高温析出的碳化物所固定的碳当量。因此，在C*≤0时便失去效果。
此外，关于电弧焊的焊接热影响区的硬度测定，使用JIS Z 3101所述的1号试片、并按照JIS Z 2244所述的试验方法进行测定。其中，电弧焊所设定的条件为：使用保护气氛：CO2，焊丝：日铁焊接工业(株)产品，YM-60C，φ1.2mm；焊接速度：100cm/分钟；焊接电流：260±10A；焊接电压：26±1V。试料的板厚设定为2.6mm；硬度测定条件设定为：位置距表面0.25mm，测定间隔为0.5mm，试验力为98kN。
其次，就本发明的钢板的显微组织进行说明。
为了确保优良的扩孔弯边加工性，钢板显微组织优选为单相的铁素体。但根据需要，允许含有部分贝氏体，为了确保良好的扩孔弯边加工性，贝氏体的体积分数优选为10％或以下。此外，这里所说的铁素体也包括贝氏体铁素体以及针状铁素体组织。另外，所谓贝氏体是在采用透射电子显微镜观察薄膜的情况下，于铁素体板条之间含有渗碳体等碳化物或者在铁素体板条内含有渗碳体等碳化物的组织。另一方面，贝氏体铁素体以及针状铁素体组织定义为除了Ti和Nb的碳氮化物以外，在铁素体板条内以及铁素体板条之间不含有碳化物的组织。
另外，允许含有不可避免的马氏体、残余奥氏体以及珠光体，但为了确保良好的扩孔弯边性，残余奥氏体以及马氏体合计的体积分数优选为不足5％。再者，为了确保良好的疲劳特性，含有粗大碳化物的珠光体的体积分数优选为5％或以下。在此，从钢板板宽的1/4W或3/4W的位置切取试料，将该试料在轧制方向的断面进行研磨，采用硝酸乙醇试剂浸蚀后，借助于光学显微镜以200～500倍的倍率进行观察，板厚的1/4t的位置观察得到的显微组织的面积分数便被定义为铁素体、贝氏体、残余奥氏体、珠光体以及马氏体的体积分数。
其次，就本发明的化学成分的限定理由进行说明。
C是本发明最重要的元素之一。即C所具有的效果是：即使经历焊接之类的短时间的热循环，也会与Mo或者Cr发生原子偏聚或析出，从而可以抑制热影响区的软化。但是，当C含量超过0.1％时，加工性以及焊接性退化，因而设定为0.1％或以下；而在不足0.01％时强度下降，因而设定为0.01％或以上。
Si作为固溶强化元素对强度升高有效。为了得到所要求的强度，必须含有0.01％或以上。但当含量超过2％时，加工性退化。于是，Si的含量设定为0.01～2％。
Mn作为固溶强化元素对强度升高有效。为了得到所要求的强度，必须含有0.05％或以上。另外，除了Mn以外，由S引起的热裂纹的发生受到抑制的Ti等元素在没有充分添加的情况下，以质量％计，优选添加Mn量使得Mn/S≥20。另一方面，在超过3％时产生板坯裂纹，因而设定为3％或以下。
P是杂质，越低越好，当含量超过0.1％时，对加工性以及焊接性产生不利影响，同时也使疲劳特性降低，因而设定为0.1％或以下。S在过多时引起热轧裂纹，因此，必须极力降低S的含量，但0.3％或以下为可允许的范围。
Al用于钢水脱氧，必须添加0.005％或以上，但由于导致成本升高，因而其上限设定为1％。此外，在过量添加时，将使非金属夹杂物粗化而使伸长率变差，故而优选设定为0.5％或以下。
N在高温下比C更容易与Ti以及Nb形成析出物，从而N含量的增加使固定所希望C量的有效Ti以及Nb得以减少。因此，必须极力降低N的含量，但0.005％或以下为可允许的范围。
Ti是本发明中最重要的元素之一。也就是说，Ti通过析出强化有助于钢板强度的升高。但在不足0.05％时，该效果表现得不充分，即使含量超过0.5％，不仅其效果达到饱和，而且导致合金成本升高。因此，Ti的含量设定为0.05％～0.5％。再者，渗碳体等碳化物使扩孔弯边加工性退化，因而析出并固定成为渗碳体等碳化物成因的C，则有助于扩孔弯边加工性的提高，为此，需要满足C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)≤0.05％的条件。另一方面，从焊接热影响区的软化抑制方面来看，为了使Mo或Cr发生原子偏聚或析出，需要有充分的固溶C，因此设定为0＜C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)。
Mo和Cr是本发明的最重要的元素之一，即使是焊接那样的短时间的热循环，也会与C等元素发生原子偏聚或析出，从而抑制热影响区的软化。但是，当Mo与Cr的总含量不足0.2％时，则失去该效果。另外，即使其含量各自超过0.5％，其效果也达到饱和，因此各自设定为Mo≤0.5％和Cr≤0.5％。
Nb与Ti同样，通过析出强化有助于钢板强度的升高。但在不足0.01％时，该效果是不充分的，即使含量超过0.5％，不仅其效果达到饱和，而且导致合金成本升高。因此，Nb的含量设定为0.01％～0.5％。再者，渗碳体等碳化物使扩孔弯边加工性退化，为了析出并固定成为渗碳体等碳化物成因的C，需要满足C-(12/48Ti+12/93Nb-12/14N-12/32S)≤0.05％的条件。另一方面，从焊接热影响区的软化抑制方面来看，为了使Mo或Cr发生原子偏聚或析出，需要有充分的固溶C，因此设定为0＜C-(12/48Ti+12/93Nb-12/14N-12/32S)。
非金属夹杂物往往成为破坏的起点，或者使加工性发生退化，而Ca以及REM就是改变这种非金属夹杂物的形态而实现无害化的元素。但是，在添加量不足0.005％时，则没有上述效果；在Ca的添加量超过0.02％、而REM的添加量超过0.2％时，其效果达到饱和，因而优选添加Ca＝0.005～0.02％、REM＝0.005～0.2％。
Cu在固溶状态下具有改善疲劳特性的效果。但是，在不足0.2％时，其效果较小，当含量超过1.2％时，则在卷取过程中析出，由于析出强化而使钢板的静强度显著升高，因而加工性显著退化。另外，在这样的Cu的析出强化中，疲劳极限的提高不会像静强度的升高那样快，因而疲劳极限比得以降低。于是，将Cu含量设定为0.2～1.2％的范围。
Ni用于防止因含有Cu而引起的热脆性，可根据需要进行添加。但是，在不足0.1％时，其效果较小，在添加量超过1％时，其效果达到饱和，因而设定为0.1～1％。
P一般认为是固溶C量减少的原因，而B通过抑制由P引起的晶界脆化而具有使疲劳极限升高的效果，所以B可根据需要进行添加。再者，当母材强度为640MPa或以上时，焊接热影响区中经受发生α→γ→α相变这一热过程的部位，恐怕由于Ceq低，不能淬火而出现软化。在这种情况下，通过添加可提高淬透性的B，便使该部位的软化受到抑制，具有使接头断裂形态从焊缝区转移至母材部的效果，因此可根据需要进行添加。但是，在不足0.0002％时，为了得到这些效果，B的含量并不充分，而在添加量超过0.002％时，将引起板坯裂纹。故B的添加量设定为0.0002％～0.002％。
再者，为赋予材料以强度，也可以添加V、Zr之类的析出强化或者固溶强化元素的一种、二种或更多种。但是，分别添加不足0.02％和0.02％时不能得到其效果。此外，在添加量分别超过0.2％和0.2％时，其效果也达到饱和。
此外，在以这些元素作为主成分的钢中，即使含有合计为1％或以下的Sn、Co、Zn、W以及Mg也没有关系。但是，Sn在热轧时存在产生划伤的危险，因此优选为0.05％或以下。
下面就本发明的制造方法的限定理由进行详细叙述。
本发明的钢板可以通过如下方式获得，即在铸造、热轧后进行冷却；或者在热轧、热轧后冷却、酸洗和冷轧后进行热处理；或将冷轧钢板或热轧钢板在热镀锌生产线上实施热处理，进而在这些钢板上进行另外的表面处理。
在本发明中，对于热轧之前的制造方法并没有特别的限制。也就是说，紧接着采用高炉和电炉等进行的熔炼，采用各种二次精炼进行成分调整，使其达到目标的成分含量，接着采用通常的连铸、模铸法进行铸造，除此之外，还可以采用薄板坯铸造等方法进行铸造。原料使用废钢也没有关系。在用连铸得到的板坯的情况下，高温铸坯可以照原样直接送到热轧机，也可以在冷却到室温后，用加热炉进行再加热，然后进行热轧。
关于再加热温度并没有特别的限制，但在1400℃或以上时，氧化皮的剥落量增多，材料利用率降低，因此再加热温度优选为不足1400℃。此外，不足1000℃的加热将显著损害轧制规程上的操作效率，因此再加热温度优选为1000℃或以上。再者，不足1100℃的加热使含有Ti和/或Nb的析出物在板坯中不会再溶解而粗大化，不仅丧失了析出强化能力，而且也不会析出有利于扩孔弯边性的尺寸与分布的含有Ti和/或Nb的析出物，因此再加热温度优选为1100℃或以上。
热轧工序是在粗轧结束后进行精轧，也可以在粗轧后或者接着去氧化皮后，将薄板坯接合起来进行连续精轧。此时，也可以暂时将粗轧带坯卷成卷材状，根据需要罩上带有保温功能的外罩，再度开卷后将其接合起来。另外，为了防止在去氧化皮后再度生成氧化铁皮，随后的精轧优选在5秒以内进行。
精轧要求最终轧制道次温度(FT)在Ar3相变点+30℃或以上的温度区内结束。这是因为：在热轧后的冷却工序中，为了得到对扩孔弯边性是优选的贝氏体的铁素体、或铁素体和贝氏体，要求γ→α相变在低温发生，但在最终轧制道次温度(FT)处在不足Ar3相变点+30℃的温度区时，将生成由应变诱导引起的产生铁素体相变的晶核，这样恐怕生成多边形粗大的铁素体。为了得到本发明的效果，终轧温度的上限不要求特别的规定，但因为在操作上存在发生氧化铁划伤的危险，因而设定为1100℃或以下。在此，所谓Ar3相变点温度例如可以由下述计算式简单表示为与钢成分的关系。
Ar3＝910-310×％C+25×％Si-80×％Mn
在精轧结束后，冷却到预定的卷取温度(CT)，但是直到该冷却开始的时间设定在10秒以内。这是因为：直到冷却开始的时间超过10秒时，恐怕刚轧制后再结晶的奥氏体晶粒会***，γ→α相变后的铁素体晶粒也会***。其次，直到冷却结束的平均冷却速度要求为50℃/秒或以上。这是因为：直到冷却结束的平均冷却速度不足50℃/秒时，对扩孔弯边加工性有利的贝氏体的铁素体、或铁素体和贝氏体的体积分数恐怕会减小。此外，考虑到实际的工厂设备能力等，冷却速度的上限为500℃/秒或以下。冷却终了温度必须在700℃或以下的温度区内。这是因为：在冷却终了温度超过700℃时，除对扩孔弯边加工性有利的贝氏体的铁素体、或铁素体和贝氏体以外的显微组织就有生成的危险。为了得到本发明的效果，冷却终了温度的下限不需要进行特别的规定。但是，从本发明的工艺上说不可能在卷取温度以下。对于冷却结束到卷取的工序，没有特别的规定，但根据需要也可以冷却到卷取温度，此时，恐怕会因热变形引起板材翘曲，因而优选设定为300℃/秒。
其次，在卷取温度不足350℃时，不会产生含有充足Ti和/或Nb的析出物，恐怕强度将会降低；在超过650℃时，含有Ti和/或Nb的析出物的尺寸粗大化，不仅无助于由析出强化带来的强度上升，而且析出物尺寸过大时，在析出物与母相的界面处容易产生空隙，存在扩孔性下降的危险。因此，卷取温度设定为350～650℃。再者，卷取后的冷却速度没有特别的限制，但在添加1％或以上的Cu的场合，如果卷取温度(CT)超过450℃，则卷取后有Cu的析出，不仅加工性变差，而且恐怕会失去对疲劳特性的提高有效的处于固溶状态的Cu，因此在卷取温度(CT)超过450℃的场合，直至200℃之前，卷取后的冷却速度优选设定为30℃/s或以上。
热轧工序结束后根据需要进行酸洗，然后也可以采用在线或离线的方式，实施压下率为10％或以下的平整冷轧或者直到压下率约为40％的冷轧。
其次，对于以冷轧钢板作为最终产品的情况，热态的精轧条件并没有特别的限制。另外，精轧的最终轧制道次温度(FT)即使在Ar3相变点温度以下结束也无妨，但在这种情况下，于轧制前或轧制中残留有大量的加工组织，因此，优选由接着进行的卷取处理或加热处理进行回复和再结晶。接续酸洗后的冷轧工序不用进行特别的限定就可以得到本发明的效果。
这样冷轧出来的钢板的热处理以连续退火工序为前提。首先，在800℃或以上的温度区进行5～150秒的热处理。当该热处理温度不足800℃时，在随后的冷却中，恐怕不能得到对扩孔弯边性是优选的贝氏体的铁素体、或铁素体和贝氏体，因此将热处理温度设定为800℃或以上。另外，热处理温度的上限并没有特别的限定，从受连续退火设备的制约上说实质上为900℃或以下。
另一方面，对于在该温度区的保温时间，当不足5秒时，则在Ti以及Nb的碳氮化物完全再固溶方面是不够充分的，即使进行超过150秒的热处理，不仅其效果达到饱和，而且使生产效率降低，因此保持时间设定为5～150秒。
其次是直到冷却结束的平均冷却速度，它要求为50℃/秒或以上。这是因为：在直到冷却结束的平均冷却速度不足50℃/秒时，则对扩孔弯边加工性是优选的贝氏体的铁素体、或铁素体和贝氏体的体积分数存在降低的危险。另外，考虑到实际的工厂设备能力等，冷却速度的上限为200℃/秒或以下。
冷却终了温度必须在700℃或以下的温度区内，当使用连续退火设备时，冷却终了温度通常不会超过550℃，因此不需要特别地加以考虑。另外，为了得到本发明的效果，冷却终了温度的下限不要求进行特别的规定。
最后，根据要求也可以实施平整冷轧。
为了对酸洗后的热轧钢板或者上述热处理工序结束后的冷轧钢板进行镀锌，将其浸渍在镀锌浴中，也可以根据需要进行合金化处理。
实施例
以下，根据实施例进一步就本发明进行说明。
具有表1所示的化学成分的A～M钢，由转炉熔炼，连铸后以表2所示的加热温度进行再加热，粗轧后接着进行精轧，在精轧轧制成厚度为1.2～5.5mm的板材后进行卷取。其中，对于表中的化学组成以质量％表示。此外，正如表2所示的那样，对于一部分在热轧工序后进行了酸洗、冷轧以及热处理，板厚为0.7～2.3mm。另一方面，对上述钢板中的钢H以及钢C-7实施了镀锌处理。
制造条件的详细情况如表2所示。其中“SRT”为板坯加热温度，“FT”为最终道次精轧温度，“开始时间”表示轧制终了至开始冷却的时间，“冷却速度”为冷却开始至冷却停止的平均冷却速度，“CT”为卷取温度。但是，随后在冷轧工序进行轧制时，因为没有这样的限制，故而以“-”表示。
如图3(a)、图3(b)所示，这样得到的热轧板的拉伸试验是，首先将试料加工成JIS Z 2201所述的5号试片，然后根据JIS Z 2241所述的试验方法进行。在图3(a)(平面图)和图3(b)(侧视图)中，1和2表示钢板(试片)，3表示焊接金属，4表示接缝，5和6表示辅助板。表2示出了屈服强度(YP)、抗拉强度(TS)以及断裂伸长率(EL)。另一方面，对于扩孔弯边加工性(扩孔性)，根据日本铁钢联盟标准JFS T 1001-1996所述的扩孔试验方法进行评价，表2示出了扩孔率(λ)。在此，从钢板板宽的1/4W或3/4W的位置切取试料，将该试料在轧制方向的断面进行研磨，浸蚀后借助于光学显微镜以200～500倍的倍率进行观察，板厚的1/4t的位置观察得到的显微组织的面积分数便被定义为铁素体、贝氏体、残余奥氏体、珠光体以及马氏体的体积分数。再者，采用图3所示的焊接接头的拉伸试片，按照JIS Z 2241的方法进行拉伸试验，其断裂部位由肉眼外观观察分类为母材区/焊缝区。从接头强度的角度考虑，该焊接破断部位与在焊缝区的情况相比，在母材区是更为优选的。
另外，关于电弧焊的焊接热影响区的硬度测定，采用JIS Z 3101所述的1号试片、并根据JIS Z 2244所述的试验方法进行测定。其中，电弧焊所设定的条件为：保护气氛：CO2；焊丝：日铁焊接工业(株)产品，根据需要分别选用YM-28φ1.2mm、YM-60Cφ1.2mm、YM-80Cφ1.2mm；焊接速度：100cm/分钟；焊接电流：260±10A；焊接电压：26±1V；试料的板厚经研磨后为2.6mm。硬度测定条件设定为：位置距表面0.25mm，测定间隔为0.5mm，试验力为98N。
根据本发明的钢是钢A、B、C-1、C-7、F、H、K、L、M等9种钢，能够得到焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性良好的高强度钢板，其特性在于：含有预定量的钢成分，其显微组织由铁素体、或铁素体和贝氏体构成。因此，与根据本发明所述的方法评价的现有技术钢的热影响区之软化度ΔHv为50或以上相比，确认这种差别并非偶然。而且对于钢F，凭借B的添加效果，焊接热影响区中经受发生α→γ→α相变这一热过程的部位，其淬透性得以提高的结果是，断裂位置在母材区。
基于以下的理由，上述以外的钢在本发明的范围之外。即钢C-2的精轧终了温度(FT)在本发明的权利要求8的范围外，因此不能得到成为权利要求1所述特征的显微组织，并且不能得到充分的扩孔性(λ)。钢C-3从精轧结束到冷却开始的时间在本发明的权利要求8的范围外，因此不能得到成为权利要求1所述特征的显微组织，并且不能得到充分的扩孔性(λ)。钢C-4的平均冷却速度在本发明的权利要求8的范围外，因此不能得到成为权利要求1所述特征的显微组织，并且不能得到充分的扩孔性(λ)。钢C-5的冷却终了温度以及卷取温度在本发明的权利要求8的范围外，因此不能得到成为权利要求1所述特征的显微组织，并且不能得到充分的扩孔性(λ)。钢C-6的卷取温度在本发明的权利要求8的范围外，因此不能得到成为权利要求1所述特征的显微组织，并且不能得到充分的扩孔性(λ)。钢C-8的热处理温度在本发明的权利要求9的范围外，因此不能得到成为权利要求1所述特征的显微组织，并且不能得到充分的扩孔性(λ)。钢C-9的保持时间在本发明的权利要求9的范围外，因此不能得到成为权利要求1所述特征的显微组织，并且不能得到充分的扩孔性(λ)。钢D的C*在本发明的权利要求1或2的范围外，因此热影响区的软化度(ΔHv)大。钢E的C*在本发明的权利要求1或2的范围外，因此热影响区的软化度(ΔHv)大。钢E的C添加量和C*在本发明的权利要求1或2的范围外，因此热影响区的软化度(ΔHv)大。钢G的Mo+Cr量在本发明的权利要求1的范围外，因此热影响区的软化度(ΔHv)大。钢I的Mo+Cr量在本发明的权利要求1的范围外，因此热影响区的软化度(ΔHv)大。钢J的C*在本发明的权利要求1或2的范围外，因此热影响区的软化度(ΔHv)大。
                                                                                                  表1
                                                                                 化学组成(单位：质量％)
  钢   C   Si   Mn   P   S   Al   N   Ti   Nb   Mo   Cr   Mo+Cr   C*   其它   备注
  A   0.063   0.03   0.51   0.005   0.0008   0.031   0.0028   0.089   0.036   0.11   0.10   0.210   0.039   本发明
  B   0.082   1.60   2.10   0.084   0.0010   0.015   0.0033   0.131   0.041   0.10   0.12   0.220   0.047   Ca：0.0011   本发明
  C   0.055   0.91   1.33   0.005   0.0011   0.035   0.0026   0.122   0.032   0.30   0.300   0.023   本发明
  D   0.024   1.02   1.41   0.010   0.0010   0.022   0.0022   0.110   0.035   0.26   0.260   -0.006   比较钢
  E   0.120   1.02   1.36   0.008   0.0007   0.024   0.0045   0.060   0.21   0.210   0.109   比较钢
  F   0.052   0.88   1.35   0.018   0.0020   0.018   0.0028   0.116   0.22   0.220   0.026   B：0.0003   本发明
  G   0.061   0.87   1.29   0.007   0.0011   0.022   0.0042   0.114   0.031   0.000   0.033   比较钢
  H   0.053   0.86   1.41   0.007   0.0012   0.031   0.0031   0.112   0.025   0.25   0.250   0.025   Cu：0.8，Ni：0.3   本发明
  I   0.058   0.94   1.28   0.003   0.0070   0.022   0.0038   0.121   0.038   0.000   0.029   比较钢
  J   0.088   0.78   1.16   0.011   0.0009   0.031   0.0039   0.103   0.16   0.21   0.370   0.066   比较钢
  K   0.060   0.90   1.40   0.007   0.0010   0.036   0.0045   0.121   0.019   0.20   0.09   0.290   0.032   REM：0.0008   本发明
  L   0.035   1.10   1.51   0.006   0.0008   0.036   0.0018   0.091   0.32   0.320   0.014   本发明
  M   0.033   1.12   1.31   0.006   0.008   0.036   0.0034   0.096   0.26   0.260   0.012   Cu：0.3   本发明
                                                                                                                    表2
                                          制造条件          显微组织               机械性能          热影响区   接头拉伸断裂形态
热轧工序       冷轧、热处理工序
钢 类别 SRT(℃) FT(℃) Ar3+30(℃) 开始时间(s) 冷却速度(℃/s) 冷却终了温度(℃) 卷取温度(℃) 热处理温度(℃) 保持时间(s) 铁素体(％) 贝氏体(％) 其它(％) YP(MPa) TS(MPa) EI(％) λ(％) 焊丝 ΔHv(98kN) 断裂部位 备注
  A   热轧   1230   960   880   5   70   680   500   -   -   100   0   0  542   603   27   147   YM-28   -10   母材   本发明
  B   热轧   1230   910   787   5   70   680   500   -   -   90   10   0  906   1011   16   61   YM-80C   40   焊缝区   本发明
  C-1   热轧   1230   950   839   5   70   680   500   -   -   100   0   0  716   796   23   110   YM-60C   25   焊缝区   本发明
  C-2   热轧   1230   800   839   5   50   680   500   -   -   80   10   10  680   774   23   55   YM-60C   30   焊缝区   比较钢
  C-3   热轧   1230   950   839   12   70   680   500   -   -   80   15   5  677   763   24   46   YM-60C   20   焊缝区   比较钢
  C-4   热轧   1230   950   839   5   10   680   500   -   -   60   10   30  570   740   22   35   YM-60C   20   焊缝区   比较钢
  C-5   热轧   1230   950   839   5   70   740   700   -   -   70   10   20  523   748   24   40   YM-60C   25   焊缝区   比较钢
  C-6   热轧   1230   950   839   5   70   680   150   -   -   75   5   20  622   846   25   33   YM-60C   40   焊缝区   比较钢
  C-7   冷轧   -   -   -   -   -   -   -   850   120   100   0   0  700   801   20   87   YM-60C   20   焊缝区   本发明
  C-8   冷轧   -   -   -   -   -   -   -   750   120   70   30   0  542   733   21   26   YM-60C   40   焊缝区   比较钢
  C-9   冷轧   -   -   -   -   -   -   -   850   1   100   0   0  791   861   6   30   YM-60C   55   焊缝区   比较钢
  D   热轧   1180   900   845   7   60   700   600   -   -   100   0   0  697   774   22   120   TM-60C   90   焊缝区   比较钢
  E   热轧   1180   910   820   7   60   700   600   -   -   70   30   0  780   885   19   35   YM-60C   30   焊缝区   比较钢
  F   热轧   1180   920   838   7   60   700   600   -   -   100   0   0  710   789   22   105   YM-60C   15   母材   本发明
  G   热轧   1180   910   840   7   60   700   600   -   -   100   0   0  714   793   22   100   YM-60C   70   焊缝区   比较钢
  H   热轧   1180   930   832   7   60   700   600   -   -   100   0   0  706   797   20   82   YM-60C   20   焊缝区   本发明
  I   热轧   1180   900   843   7   60   700   600   -   -   100   0   0  693   796   21   85   YM-60C   85   焊缝区   比较钢
  J   热轧   1180   900   839   7   60   700   600   -   -   80   20   0  719   799   23   51   YM-60C   20   焊缝区   比较钢
  K   热轧   1180   930   832   7   60   700   600   -   -   100   0   0  729   810   20   96   YM-60C   10   焊缝区   本发明
  L   热轧   1180   920   836   7   60   700   600   -   -   100   0   0  725   805   20   97   YM-60C   10   焊缝区   本发明
  M   热轧   1180   920   853   7   60   700   600   -   -   100   0   0  730   816   19   90   YM-60C   20   焊缝区   本发明
正如以上所详述的那样，本发明涉及焊接热影响区的耐软化性优良的、抗拉强度为540MPa或以上以及扩孔弯边性良好的高强度钢板及其制造方法。通过使用这些薄钢板，在成形后采用点焊、电弧焊、等离子弧焊以及激光焊等进行焊接的情况下，或者在这些焊接后进行成形加工的情况下，可以期待大幅度改善焊接热影响区的耐软化性。

Claims (9)

1.一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，其含有C：0.01～0.1％、Si：0.01～2％、Mn：0.05～3％、P≤0.1％、S≤0.03％、Al：0.005～1％、N：0.0005～0.005％、Ti：0.05～0.5％，而且在满足0％＜C-(12/48Ti-12/14N-12/32S)≤0.05％、进而满足Mo+Cr≥0.2％、且Cr≤0.5％、Mo≤0.5％诸条件的范围内含有C、S、N、Ti、Cr、Mo，以及余量由Fe和不可避免的杂质所构成，其显微组织由铁素体、或者铁素体和贝氏体构成。
2.一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，所述钢进一步含有Nb：0.01～0.5％，且在满足0＜C-(12/48Ti-12/93Nb-12/14N-12/32S)≤0.05％的范围内含有Nb，以及余量由Fe和不可避免的杂质所构成。
3.一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板，其特征在于：以质量％计，权利要求1或2中所述的钢进一步含有Ca：0.0005～0.002％、REM：0.0005～0.02％、Cu：0.2～1.2％、Ni：0.1～0.6％、B：0.0002～0.002％之中的1种或2种。
4.一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板，其特征在于：对权利要求1～3的任一项所述的汽车用薄钢板进行镀锌。
5.一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：为了得到权利要求1～3的任一项所述的薄钢板，在热轧具有所述成分的钢坯时，于Ar3相变点温度+30℃或以上的温度区使精轧结束，然后在10秒之内开始冷却，从冷却开始直至冷却结束，以平均冷却速度为50℃/秒或以上的冷却速度冷却到700℃或以下的温度区，继而在350～650℃的卷取温度下进行卷取。
6.一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：为了得到权利要求1～3的任一项所述的薄钢板，在将具有所述成分的钢坯进行热轧、酸洗以及冷轧后，进行热处理，所述热处理是在800℃或以上的温度区保持5～150秒，然后以平均冷却速度为50℃/秒或以上的冷却速度冷却到700℃或以下的温度区。
7.一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在权利要求5所述的制造方法中，于热轧工序结束后浸渍在镀锌浴中对钢板表面进行镀锌。
8.一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在权利要求6所述的制造方法中，于热处理工序结束后浸渍在镀锌浴中对钢板表面进行镀锌。
9.一种焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板的制造方法，其特征在于：在权利要求7或8所述的制造方法中，当浸渍在镀锌浴中进行镀锌后，再进行合金化处理。
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