在低溫下的沖擊能吸收特性和耐haz軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上、在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板及其制造方法。以質(zhì)量%計(jì)，含有C：0.04～0.09%、Si：0.4%以下、Mn：1.2～2.0%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：1.0%以下、Nb：0.02～0.09%、Ti：0.02～0.07%、N：0.005%以下，2.0≤Mn＋8［%Ti］＋12［%Nb］≤2.6，其余量包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)；包含：珠光體的面積分?jǐn)?shù)為5%以下，馬氏體和殘余奧氏體的合計(jì)面積分?jǐn)?shù)為0.5%以下，其余量為鐵素體和/或貝氏體的金相組織；鐵素體和貝氏體的平均晶體粒徑為10μm以下，含有Ti和Nb的失配析出的合金碳氮化物的平均粒徑為20nm以下；屈服比為0.85以上。
【專利說明】在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】[0001]本發(fā)明涉及在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ (Heat-Affected Zo ne:熱影響區(qū))軟化特性優(yōu)異的最大拉伸強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度)為600MPa以上的高屈服比熱軋鋼板及其制造方法。本鋼板適合作為建筑機(jī)械的起重臂(boom)、構(gòu)架(frame )的還料(原料),另外適合作為以彎曲成形為主體而成形的貨車和汽車的車架、構(gòu)件(member)等的坯料，而且適合作為管線管的坯料。
【背景技術(shù)】
[0002]建筑機(jī)械、貨車的車架類是主要通過彎曲加工將熱軋鋼板成形，并對(duì)該成形的部件進(jìn)行電弧焊接來裝配。因此，對(duì)于用于這些部件的坯料，要求優(yōu)異的彎曲加工性和電弧焊接性。進(jìn)而，由于有時(shí)建筑機(jī)械、貨車在低溫環(huán)境下被使用，所以要求特別是在貨車用的車架等上施加沖擊時(shí)即使在低溫下也不會(huì)發(fā)生脆性斷裂、能充分吸收沖擊能的特性。
[0003]作為沖擊能吸收特性優(yōu)異的鋼板，在非專利文獻(xiàn)I和專利文獻(xiàn)I~2中公開了其技術(shù)。但是，這些鋼板具有包含殘余奧氏體或者馬氏體的組織，進(jìn)而通過使鋼板的金相組織(金屬組織:metal structure)最佳化而達(dá)到了優(yōu)異的沖擊特性。然而,這種組織的鋼板存在屈服應(yīng)力低、而且彎曲成形性存在問題這樣的問題。
[0004]另外，在專利文獻(xiàn)3中公開了通過進(jìn)行冷軋而以高成品率穩(wěn)定地制造具有較高的沖擊能吸收能力的薄鋼板的方法。但是，該方法除了電弧焊接部的熱影響區(qū)(HAZ)的軟化大，不能得到足夠的焊接接頭強(qiáng)度之外，在制造成本方面也是不利的。
[0005]作為得到彎曲性優(yōu)異的高屈服比的熱軋鋼板的方法，例如公開了如專利文獻(xiàn)4~6所示那樣的使鋼中分散了 T1、Nb等的合金碳化物的方法。但是，這些有效利用了析出強(qiáng)化的鋼板具有下述問題:有電弧焊接熱影響區(qū)的軟化大，接頭強(qiáng)度下降的情況，進(jìn)而有低溫下發(fā)生脆性斷裂的情況、或沖擊能吸收量變小的情況。
[0006]另一方面，作為抑制焊接熱影響區(qū)軟化的技術(shù)，專利文獻(xiàn)7中公開了如下方法:通過復(fù)合添加Mo和Nb或Ti來抑制HAZ軟化的方法,另外專利文獻(xiàn)8中公開了通過使成分最佳化，即使是含有Ti的析出強(qiáng)化的鋼也可抑制HAZ軟化的方法。但是，這些方法存在下述問題:有在低溫下由于坯料而發(fā)生脆性斷裂的情況、或沖擊能吸收量變小的情況。
[0007]在專利文獻(xiàn)9中公開了如下方法:通過使從鋼片(鋼坯)的粗軋到精軋的軋制條件和其后的冷卻處理合適化，來制造低溫韌性和焊接性優(yōu)異的高強(qiáng)度電焊鋼管用熱軋鋼板。該方法通過控制鋼片的粗軋和精軋中的再結(jié)晶而形成為細(xì)粒的金相組織，得到了低溫韌性優(yōu)異的鋼板，但無意圖控制合金碳氮化物的尺寸和分布。作為結(jié)果，由于這些方面不能最佳化，所以存在沖擊能吸收特性下降的問題。
[0008]在專利文獻(xiàn)10中公開了如下方法:通過將鋼片的粗軋工序中的壓下率、保持時(shí)間以及精軋條件合適化，來制造韌性和抗氫致開裂性優(yōu)異的熱軋高強(qiáng)度鋼板。該方法中的粗軋工序的最佳化的目的是促進(jìn)鋼的再結(jié)晶，但無意圖控制合金析出物的尺寸和分布。作為結(jié)果，由于這些方面不能最佳化，所以存在沖擊能吸收特性下降的問題。對(duì)于精軋條件，在專利文獻(xiàn)10所記載的方法中也存在不能控制合金析出物的尺寸和分布，不能得到良好的沖擊吸收能的問題。
[0009]在專利文獻(xiàn)11中公開了通過使焊接熱影響區(qū)適當(dāng)?shù)胤稚⑽龀隽Ｗ觼淼玫骄哂袃?yōu)異的耐HAZ軟化特性的高強(qiáng)度熱軋鋼板的技術(shù)。但是，該技術(shù)是在電弧焊接中使鋼板的HAZ區(qū)中分散微細(xì)的析出物的技術(shù)，但沒有進(jìn)行鋼中的析出粒子尺寸的最佳化，因此作為結(jié)果，存在鋼板的沖擊能吸收特性不好的問題。
[0010]〈在先技術(shù)文獻(xiàn)〉
[0011]專利文獻(xiàn) [0012]專利文獻(xiàn)1:日本特開2007-284776號(hào)公報(bào)
[0013]專利文獻(xiàn)2:日本特開2005-290396號(hào)公報(bào)
[0014]專利文獻(xiàn)3:日本特開平10-58004號(hào)公報(bào)
[0015]專利文獻(xiàn)4:日本特開2009-185361號(hào)公報(bào)
[0016]專利文獻(xiàn)5:日本特開2007-9322號(hào)公報(bào)
[0017]專利文獻(xiàn)6:日本特開2005-264239號(hào)公報(bào)
[0018]專利文獻(xiàn)7:日本特開2003-231941號(hào)公報(bào)
[0019]專利文獻(xiàn)8:日本特開2001-89816號(hào)公報(bào)
[0020]專利文獻(xiàn)9:日本特開2001-207220號(hào)公報(bào)
[0021]專利文獻(xiàn)10:日本特開平10-298645號(hào)公報(bào)
[0022]專利文獻(xiàn)11:日本特開2008-280552號(hào)公報(bào)
[0023]非專利文獻(xiàn)
[0024]非專利文獻(xiàn)1:新日鐵技報(bào)378卷(2003) p.2
【發(fā)明內(nèi)容】

[0025]本發(fā)明是鑒于上述問題而完成的，其目的在于，提供一種低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性都優(yōu)異的最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上的高屈服比熱軋鋼板及其制造方法。
[0026]本發(fā)明人對(duì)于能穩(wěn)定地得到高屈服比的包含Ti等的合金碳氮化物的鋼板的HAZ軟化和在低溫下的沖擊能吸收特性的影響因子詳細(xì)地進(jìn)行了調(diào)查。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)通過使Ti量、Nb量以及Mn量合適，能夠抑制HAZ軟化量。
[0027]另外，本發(fā)明人接著專心研究使低溫下的沖擊能吸收特性提高的方法，初次發(fā)現(xiàn):作為鋼板的金相組織，減小珠光體的面積分?jǐn)?shù)，并且反倒極力排除以往被認(rèn)為是對(duì)沖擊能吸收能力的提高有利的殘余奧氏體、馬氏體，進(jìn)而將在鋼中分散的含有T1、Nb的合金碳氮化物的與母相Fe的晶格匹配性和尺寸最佳化，特別是控制合金碳氮化物的失配(非匹配、不匹配)析出的粒子的粒徑，由此改善在析出強(qiáng)化鋼中成為課題的低溫下的沖擊能吸收特性。
[0028]一般地，在含有Nb、Ti的析出強(qiáng)化鋼中，進(jìn)行析出物控制，使得在與母相Fe具有特定的晶體取向關(guān)系的晶格匹配性良好的狀態(tài)下存在，但此次調(diào)查了與低溫下的沖擊能吸收特性的關(guān)系的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，相對(duì)于母相Fe晶格匹配性良好的析出狀態(tài)的合金碳氮化物難以成為龜裂發(fā)生的起點(diǎn)和傳播的障礙，另一方面，即使與母相Fe處于失配狀態(tài)的合金碳氮化物的尺寸較小，也使低溫下的沖擊能吸收量下降。合金碳氮化物相對(duì)于母相的晶格匹配性影響到低溫下的沖擊能吸收量的機(jī)理是不確定的，但當(dāng)合金碳氮化物與母相Fe的晶格匹配性差時(shí)，有可能成為界面剝落或者孔隙產(chǎn)生的起點(diǎn)，促進(jìn)延展斷裂和脆性斷裂中的任何一個(gè)。
[0029]本發(fā)明人專心研究了用于實(shí)現(xiàn)上述組織形態(tài)的制造工藝、成分范圍，其結(jié)果是，完成了使耐HAZ軟化特性和低溫下的能量吸收特性并存，而且屈服比高且彎曲性也良好的最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上的熱軋鋼板和鍍覆鋼板。
[0030]即，本發(fā)明的主旨如下。
[0031](I) 一種在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，具有下述成分組成，即以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.04~0.09%、S1:0.4%以下、Mn:1.2 ~2.0%、P:0.1% 以下、S:0.02% 以下、Al:1.0% 以下、Nb:0.02 ~0.09%,T1:0.02 ~0.07%、N:0.005% 以下，
[0032]2.0 ≤ Mn+8 [%Ti] +12 [%Nb] ( 2.6，
[0033]其余量包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)，
[0034]包含珠光體的面積分?jǐn)?shù)為5%以下、馬氏體和殘余奧氏體的合計(jì)面積分?jǐn)?shù)為0.5%以下、其余量為鐵素體和貝氏體中的一種或兩種的金相組織，
[0035]鐵素體和貝氏體的平均晶體粒徑為10 ii m以下，
[0036]含有Ti和Nb的失配析出的合金碳氮化物的平均粒徑為20nm以下，
[0037]屈服比為0.85以上，
[0038]最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上。
[0039](2)根據(jù)上述(I)所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有0.01~0.12%的V。
[0040](3)根據(jù)上述(I)或(2)所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐H AZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有合計(jì)為0.02~2.0%的Cr、Cu、N1、Mo中的一種或兩種以上。
[0041](4)根據(jù)上述(I)~(3)的任一項(xiàng)所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有0.0003~0.005%的B。
[0042](5)根據(jù)上述(I)~(4)的任一項(xiàng)所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有合計(jì)為0.0003~0.01%的Ca、Mg、La、Ce中的一種或兩種以上。
[0043](6) 一種在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鍍覆鋼板，其特征在于，在上述(I)~(5)的任一項(xiàng)所述的高屈服比熱軋鋼板的表面施加有鍍層
或者合金化鍍層。
[0044](7) 一種在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將包含上述(I)~(5)的任一項(xiàng)中所記載的成分組成的鋼片加熱到1150°C以上，對(duì)被加熱了的鋼片進(jìn)行粗軋，在1000~1080°C之間結(jié)束粗軋，此時(shí)，在1150°C以下進(jìn)行的粗軋中的最大的軋制間隔為45秒以下，在粗軋結(jié)束后，采取滿足下述式
(I)的保持時(shí)間tl秒后，開始精軋，進(jìn)行滿足下述式(2)的最終軋制溫度Tf的精軋，在精軋后3秒以內(nèi)開始鋼片的水冷，接著以最低冷卻速度8°C /秒以上將鋼片冷卻到700°C以下，在530~650°C的范圍內(nèi)進(jìn)行卷取，
[0045]1000X ([%Ti] + [%Nb]) > tl…式(1)，
[0046]Tf > 830+400 ([%Ti] + [%Nb])…式(2)。
[0047](8)根據(jù)(7)所述的高屈服比熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，最終軋制溫度Tf滿足下述式(3)，
[0048]Tf > 830+800 ([%Ti] + [%Nb])…式(3)。
[0049](9) 一種在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，將采用上述(7)或(8)所述的制造方法得到的熱軋鋼板酸洗之后，在Ac3溫度以下進(jìn)行加熱，接著使其浸潰在鍍?cè)≈校瑢?duì)該鋼板表面進(jìn)行鍍覆。
[0050](10)根據(jù)(9)所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，在所述鍍覆后，還進(jìn)行鍍層合金化處理。
[0051]根據(jù)本發(fā)明的熱軋鋼板，能夠通過上述構(gòu)成得到最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上、耐HAZ軟化特性和低溫下的能量吸收特性優(yōu)異、進(jìn)而彎曲加工性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板。以往鋼板，具有低溫下的使用及移動(dòng)存在制約、或不能得到足夠的接頭強(qiáng)度的問題，但本發(fā)明的熱軋鋼板，能夠在寒冷地方使用，并且能夠通過高強(qiáng)度化來使部件的板厚較薄，可期待建筑機(jī)械、汽車或者貨車的輕量化效果。
[0052]另外，根據(jù)本發(fā)明的低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的熱軋鋼板的制造方法，能夠制造最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上、耐H AZ軟化特性和低溫下的沖擊能吸收特性優(yōu)異、進(jìn)而彎曲加工性`優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板。
[0053]再者，在本發(fā)明中，低溫下的沖擊能吸收優(yōu)異是指:在夏比沖擊試驗(yàn)中，在_40°C下的沖擊能吸收為70J/cm2以上。另外，耐HAZ軟化性優(yōu)異是指:選擇能得到良好的焊道形狀的焊接電流、電壓、焊接速度，且進(jìn)行焊接線能量為lOOOOJ/cm以下的電弧焊接時(shí)，焊接熱影響區(qū)(HAZ)的最軟化部的維氏硬度(HVhaz)與坯料的維氏硬度(HVbm)之差A(yù)HV (=HVbm-HVhaz)為40以下。另外，彎曲性優(yōu)異是指:在90° V彎曲試驗(yàn)中，在將試件的板厚設(shè)為t，將不產(chǎn)生開裂的臨界彎曲半徑設(shè)為rlim時(shí)，rliffl/t為1.0以下。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0054]圖1是表示Mn+8Ti+12Nb與vE_4(l以及AHV的關(guān)系的圖。
[0055]圖2是表示影響到最終粗軋~開始精軋的保持時(shí)間tl與vE_4(i的關(guān)系的Ti+Nb量的影響的圖。
[0056]圖3是表示表2所示的鋼種之中本發(fā)明例以及比較例兩種(A-7、B_6)的Ti+Nb的質(zhì)量％與了€ (0C)的關(guān)系的圖。
【具體實(shí)施方式】
[0057]以下，對(duì)本發(fā)明詳細(xì)地進(jìn)行說明。
[0058]首先，對(duì)限定了本發(fā)明的低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板的鋼成分的理由進(jìn)行說明。在此，關(guān)于成分的“％”意指質(zhì)量％。
[0059]“C:0.04 ~0.09%”[0060]當(dāng)C量小于0.04%時(shí)，難以確保最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上。而當(dāng)超過0.09%時(shí)，粗大且失配析出的含有Ti以及Nb的合金碳氮化物增加，低溫下的沖擊能吸收特性變低，因此，限制在0.04%~0.09%的范圍內(nèi)。
[0061]“S1:0.4% 以下”
[0062]當(dāng)Si量超過0.4%時(shí)，有時(shí)馬氏體或者殘余奧氏體殘存在鋼板組織內(nèi)，低溫下的韌性和沖擊能吸收特性下降。因此，將其合適范圍設(shè)為0.4%以下。從確保彎曲成形性的觀點(diǎn)來看，更優(yōu)選為0.2%以下。Si量的下限不特別進(jìn)行限定，但當(dāng)小于0.001%時(shí)，制造成本增大，因此0.001%是實(shí)質(zhì)上的下限。
[0063]“Mn:1.2 ~2.0%”
[0064]Mn是通過鋼的金相組織控制而用于確保母材的強(qiáng)度、進(jìn)而有助于抑制焊接部的HAZ軟化的元素。當(dāng)小于1.2%時(shí)，珠光體的面積分?jǐn)?shù)增加，低溫下的沖擊能吸收特性下降，進(jìn)而HAZ軟化量變大，因此焊接接頭強(qiáng)度相對(duì)于母材強(qiáng)度大大下降。當(dāng)超過2.0%而含有時(shí)，有時(shí)形成硬質(zhì)的馬氏體，低溫下的沖擊能吸收特性下降，因此其合適范圍設(shè)為2.0%以下。從確保彎曲成形性的觀點(diǎn)來看，更優(yōu)選為1.8%以下。
[0065]“P:0.1% 以下”
[0066]P用 于確保鋼的強(qiáng)度。但是，當(dāng)超過0.1%而含有時(shí)，低溫韌性下降，進(jìn)而不能得到低溫下的沖擊能吸收特性，因此，將其合適范圍設(shè)為0.1%以下。下限不特別進(jìn)行限定，但當(dāng)小于0.001%時(shí)，制造成本增大，因此0.001%是實(shí)質(zhì)上的下限。
[0067]“S:0.02% 以下”
[0068]S是影響到?jīng)_擊能吸收特性的元素。當(dāng)超過0.02%而含有時(shí)，即使控制金相組織的面積分?jǐn)?shù)和合金碳氮化物的平均粒徑，也不能得到低溫下的沖擊能吸收特性，因此將其合適范圍設(shè)為0.02%以下。下限不特別進(jìn)行限定，但當(dāng)小于0.0003%時(shí)，制造成本增大，因此0.0003%是實(shí)質(zhì)上的下限。
[0069]“Al:1.0% 以下”
[0070]Al用于脫氧和鋼板的金相組織控制。當(dāng)超過1.0%時(shí)，電弧焊接的熱影響區(qū)軟質(zhì)化，不能得到足夠的焊接接頭強(qiáng)度，因此將其合適范圍設(shè)為1.0%以下。下限不特別進(jìn)行限定，但當(dāng)小于0.001%時(shí)，制造成本增大，因此0.001%是實(shí)質(zhì)上的下限。
[0071]“Nb:0.02 ~0.09%”
[0072]Nb作為析出強(qiáng)化元素而用于鋼的強(qiáng)度調(diào)整，并且用于抑制焊接HAZ的軟化。當(dāng)小于0.02%時(shí)，看不到焊接HAZ的軟化抑制效果，而當(dāng)超過0.09%時(shí)，粗大且失配析出的含有Ti和Nb的合金碳氮化物增加，低溫下的沖擊能吸收特性變低，因此限制在0.02%~0.09%的范圍內(nèi)。
[0073]“T1:0.02 ~0.07%”
[0074]Ti作為析出強(qiáng)化元素而用于鋼的強(qiáng)度調(diào)整，并且用于抑制焊接HAZ的軟化。當(dāng)小于0.02%時(shí)，很難得到最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上。另外，當(dāng)超過0.07%時(shí)，粗大且失配析出的含有Ti和Nb的合金碳氮化物增加，低溫下的沖擊能吸收特性變低，因此限制在0.02%~0.07%的范圍內(nèi)。為了穩(wěn)定地得到屈服比0.85以上，優(yōu)選將0.03%設(shè)為下限。
[0075]“N:0.005% 以下”
[0076]N是通過氮化物的形成而有益于鋼板的金相組織的晶體粒徑。但是，當(dāng)超過0.005%時(shí)，粗大且失配析出的含有Ti和Nb的合金碳氮化物增加，低溫下的沖擊能吸收特性變低，因此限制在0.005%以下的范圍內(nèi)。
[0077]下限不特別進(jìn)行限定，但當(dāng)小于0.0003%時(shí)，制造成本增大，所以0.0003%是實(shí)質(zhì)上的下限。
[0078]“2.0 ≤ Mn+8 [%Ti] +12 [%Nb]≤ 2.6，，
[0079]“Mn+8 [%Ti]+12 [%Nb]”是與低溫下的沖擊能吸收特性和焊接HAZ軟化特性相關(guān)的各元素的貢獻(xiàn)比例的合計(jì)。如圖1所示，對(duì)于T1、Nb不同的11個(gè)鋼種，繪制作為沖擊能吸收特性的指標(biāo)的vE_4(i與作為HAZ軟化量的指標(biāo)的AHV的關(guān)系，當(dāng)本參數(shù)的值小于2.0時(shí)，不能得到足夠的耐HAZ軟化特性卿A HV > 40)，并且難以得到最大拉伸強(qiáng)度600MPa以上，當(dāng)超過2.6時(shí)，粗大且失配析出的含有Ti和Nb的合金碳氮化物增加，低溫下的沖擊能吸收特性變低(即vE_4(i < 70J/cm2)。因此將其合適范圍限制在2.0~2.6的范圍。
[0080]在本發(fā)明中，作為鋼成分，除了上述各必需元素之外，還可以進(jìn)一步選擇性地含有如以下所示的元素。
[0081]“V:0.01 ~0.12%，，
[0082]V也可以用于鋼的強(qiáng)度調(diào)整。但是，當(dāng)V的含有量小于0.01%時(shí)，沒有效果，另外，當(dāng)超過0.12%時(shí)，脆化增進(jìn)，低溫下的沖擊能吸收特性下降。因此，將其合適范圍限定為0.01 ~0.12%。
[0083]“Cr、Cu、N1、Mo中的一種或兩種:合計(jì)為0.02~2.0%”
[0084]Cr、Cu、N1、Mo也可以用于鋼的組織控制。但是，這些元素中的一種或兩種以上的合計(jì)含有量小于0.02%時(shí)，沒有與添加相伴的上述效果，另外，當(dāng)超過2.0%時(shí)，奧氏體殘留，低溫下的沖擊能吸收特性下降。因此，將這些元素的合計(jì)量的合適范圍限定為0.02~2.0%。
[0085]“B:0.0003 ~0.005%”
[0086]B也可以用于鋼板的組織控制。但是，當(dāng)B量小于0.0003%時(shí)，未體現(xiàn)其效果，另外，當(dāng)超過0.005%時(shí)，有時(shí)形成馬氏體，低溫下的沖擊能吸收特性下降。因此，將其合適范圍限制為0.0003~0.005%。
[0087]“Ca、Mg、La、Ce中的一種或兩種以上:合計(jì)為0.0003~0.01%”
[0088]Ca、Mg、La、Ce也可以用于鋼的脫氧。但是，當(dāng)這些元素中的一種或兩種以上的合計(jì)量小于0.0003%時(shí)，沒有其效果，另外，當(dāng)超過0.01%時(shí)，在低溫下發(fā)生脆性斷裂，沖擊能吸收特性下降。因此，將其合適范圍限制為0.0003~0.01%。
[0089]再者，上述成分之外的其余量(剩余部分)是Fe和不可避免的雜質(zhì)，但本實(shí)施方式中的鋼成分，對(duì)其他元素沒有特別的限定，為了強(qiáng)度調(diào)整也可以適當(dāng)含有各種元素。
[0090]接著，對(duì)本發(fā)明的熱軋鋼板的金相組織進(jìn)行說明。
[0091]本發(fā)明的熱軋鋼板，以鐵素體和貝氏體為主相，其余量(剩余部分)可以包含珠光體、馬氏體和殘余奧氏體中的任意一種或兩種以上。
[0092]“珠光體的面積分?jǐn)?shù)”
[0093]在含有Nb和Ti的析出強(qiáng)化鋼中，當(dāng)珠光體的面積分?jǐn)?shù)超過5%時(shí)，在低溫下容易發(fā)生脆性斷裂，進(jìn)而沖擊能吸收特性下降，因此將其上限限制為5%。從確保彎曲性的觀點(diǎn)來看，3%以下是優(yōu)選的范圍。再者，下限不特別進(jìn)行規(guī)定，但關(guān)于沖擊能吸收特性，更優(yōu)選珠光體的面積分?jǐn)?shù)接近于零。[0094]“馬氏體與殘余奧氏體的合計(jì)面積分?jǐn)?shù)”
[0095]在含有Nb和Ti的析出強(qiáng)化鋼中，當(dāng)馬氏體與殘余奧氏體的合計(jì)面積分?jǐn)?shù)超過
0.5%時(shí)，在低溫下容易發(fā)生脆性斷裂，進(jìn)而沖擊能吸收特性下降。因此，將合計(jì)面積分?jǐn)?shù)的上限限制為0.5%。再者，下限不特別進(jìn)行規(guī)定，關(guān)于沖擊能吸收特性，更優(yōu)選馬氏體與殘余奧氏體的合計(jì)面積分?jǐn)?shù)接近于零。
[0096]“其余量的金相組織是鐵素體和貝氏體中的一種或兩種”
[0097]各自的面積分?jǐn)?shù)不特別進(jìn)行限制，但從確保彎曲加工性的觀點(diǎn)來看，優(yōu)選包含10%以上的貝氏體面積分?jǐn)?shù)。
[0098]“鐵素體和貝氏體的平均晶體粒徑”
[0099]鐵素體和貝氏體的平均晶體粒徑，是與脆化有相關(guān)關(guān)系的因子。當(dāng)平均粒徑超過IOum時(shí)，有時(shí)即使控制含有Nb和Ti的合金碳氮化物的平均粒徑，也不能確保低溫下的沖擊能吸收特性，因此將其上限限制為10 y m。Sum以下是能更穩(wěn)定地確保沖擊能吸收特性的優(yōu)選的條件。下限不特別進(jìn)行限定，但小于2 y m時(shí)，制造成本大幅度增加，因此2 y m是實(shí)質(zhì)上的下限。
[0100]在本發(fā)明中，鋼板的金相組織的觀察，能夠依據(jù)JIS G0551通過光學(xué)顯微鏡來進(jìn)行。觀察面在鋼板研磨后用硝酸乙醇腐蝕液進(jìn)行腐蝕。
[0101]鐵素體、貝氏體、珠光體、馬氏體的面積分?jǐn)?shù)，是使用通過光學(xué)顯微鏡或掃描電子顯微鏡(SEM)所拍攝的組織照片，利用點(diǎn)計(jì)數(shù)法或圖像分析來測(cè)定。殘余奧氏體的面積分?jǐn)?shù)利用X線衍射法來測(cè)定。
[0102]在本發(fā)明中，貝氏 體包括上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體的全部。另外，珠光體包括珠光體和偽珠光體(疑似珠光體)。
[0103]晶體粒徑通過利用光學(xué)顯微鏡的觀察或利用EBSD法的晶體取向分析來進(jìn)行測(cè)定。在此，“晶體粒徑”是指JIS G0551中所記載的平均晶體粒徑d。
[0104]“含有Ti和Nb的失配析出的合金碳氮化物的平均粒徑”
[0105]含有Ti和Nb的合金碳氮化物的粒徑、與作為母相組織的鐵素體或貝氏體的晶格匹配性，是與低溫下的沖擊能吸收特性相關(guān)的重要的因子。一般地，已知在析出強(qiáng)化鋼中使與母相組織的晶格匹配性良好的微細(xì)合金碳氮化物作為微細(xì)粒子析出，但為了低溫韌性的改善和沖擊能吸收特性的改善，與母相組織的晶格匹配性差的合金碳氮化物粒子的控制很重要。當(dāng)惡化晶格匹配性的失配析出的合金碳氮化物的平均粒徑超過20nm時(shí)，低溫下的沖擊能吸收特性下降，因此將其合適范圍限定為20nm以下。從得到更優(yōu)異的沖擊能吸收特性的觀點(diǎn)來看，IOnm以下是更優(yōu)選的范圍。下限不特別進(jìn)行限定，但作為能夠進(jìn)行析出物的晶體取向的分析的尺寸，2nm是實(shí)質(zhì)上的下限。
[0106]在此，“失配析出的合金碳氮化物”是指:在作為母相組織的鐵素體或貝氏體中沒有匹配析出的狀態(tài)，而且在與相鄰的鐵素體或貝氏體之間不具有下述的晶體取向關(guān)系(Baker-Nutting 的取向關(guān)系)。
[0107](IOO)MX// (100) Fe
[0108](OlO)MX// (011) Fe
[0109](OOl)MX// (0-11) Fe
[0110](注:-1作為在I的上面標(biāo)記的記號(hào)的替代來表示)[0111]在此，M表示T1、Nb，不管T1、Nb的占有分?jǐn)?shù)如何。另外，X表示C、N，不管C、N的占有分?jǐn)?shù)如何。在添加了 V和/或Mo的情況下，有時(shí)在M之中包含V和/或Mo。
[0112]再者，失配析出的合金碳氮化物的晶體取向分析和平均粒徑的測(cè)定，使用透射型電子顯微鏡(TEM)來進(jìn)行。起初，將鋼片試樣薄膜化至電子束透射的程度，用TEM進(jìn)行析出物以及其周圍的母相Fe間的晶體取向分析，接著，在被判定為失配析出物的析出物之中，從大粒徑的析出物開始依次測(cè)定20個(gè)的平均粒徑。在此，析出物的粒徑是作為假定為與粒子截面積等效的圓的、等效圓直徑來測(cè)定。
[0113]“屈服比為0.85以上”
[0114]當(dāng)屈服比小于0.85時(shí)，有時(shí)在低溫下的沖擊能吸收特性下降，而且彎曲加工性也下降。因此，將屈服比的下限限制為0.85。
[0115]再者，在本發(fā)明中，使用了 rliD1/t作為彎曲加工性的評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)。在此，t是試件的板厚，rlim是在90° V彎曲試驗(yàn)中不發(fā)生開裂的臨界彎曲半徑，將rlim/t為1.0以下判為彎曲加工性優(yōu)異。0.5以下是更優(yōu)選的范圍。上限不特別進(jìn)行限定，但當(dāng)超過1.1時(shí)，有可能彎曲加工性下降，因此1.1以下是更優(yōu)選的范圍。
[0116]“最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上”
[0117]當(dāng)最大拉伸強(qiáng)度小于600MPa時(shí)，無助于汽車、貨車、建設(shè)機(jī)械等的部件輕量化，所以在本發(fā)明中將最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上的鋼板作為前提。
`[0118]接著，對(duì)制造方法進(jìn)行詳細(xì)說明。
[0119]在熱軋之前，需要將本發(fā)明中規(guī)定的成分的鋼片加熱到1150°C以上，使存在于鋼片中的合金碳氮化物成為固溶狀態(tài)。在加熱溫度小于1150°C時(shí)，難以得到最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上的強(qiáng)度，而且粗大的合金碳氮化物不會(huì)充分地熔解，其結(jié)果殘留粗大的合金碳氮化物，因此低溫下的沖擊能吸收特性下降。因此，將鋼片的加熱溫度限定為1150°C以上。上限不特別進(jìn)行規(guī)定，但當(dāng)超過1300°C時(shí)，效果達(dá)到飽和，因此1300°C是實(shí)質(zhì)上的上限。
[0120]對(duì)上述被加熱了的鋼片進(jìn)行粗軋，而制成粗棒條。該粗軋需要在1000°C~1080°C之間完成。結(jié)束(終了)溫度小于1000°c時(shí)，在奧氏體中析出粗大的合金碳氮化物，低溫下的沖擊能吸收特性下降，而為1080°c以上時(shí)，奧氏體晶粒粗大化，在精軋、冷卻、卷取后的相變后組織中不能得到鐵素體和貝氏體的IOym以下的平均晶體粒徑，低溫韌性發(fā)生劣化，并且沖擊能吸收特性下降。另外，在1150°C以下進(jìn)行的粗軋中，各軋制道次間的保持時(shí)間是對(duì)失配的合金碳氮化物的平均粒徑造成影響的重要的參數(shù)。在本發(fā)明的方法中，粗軋是進(jìn)行通常3~10次左右的壓下、更優(yōu)選5~10次的壓下，但當(dāng)在1150°C以下進(jìn)行的各軋制間的最大保持時(shí)間t0為45秒以上時(shí)，合金碳氮化物粗大化至對(duì)沖擊能吸收特性造成影響的程度。因此，將各軋制道次間的保持時(shí)間限制為45秒以內(nèi)。更優(yōu)選為30秒以內(nèi)。
[0121]接著，對(duì)粗棒條進(jìn)行精軋而制成軋制材。
[0122]從粗軋結(jié)束后到精軋開始的時(shí)間(tl)是對(duì)合金碳氮化物的平均粒徑和相變后的鐵素體及貝氏體的晶體粒徑造成影響的重要的參數(shù)。如圖2所示，Ti和Nb的合計(jì)量越多，沖擊能吸收特性(vE_4Q)從良好(OK)向不良(NG)轉(zhuǎn)變的保持時(shí)間tl (圖中箭頭)越增加。從良好(OK)向不良(NG)轉(zhuǎn)變的保持時(shí)間tl (秒)大致對(duì)應(yīng)于1000X ([%Ti]+ [%Nb])。這樣，當(dāng)從粗軋結(jié)束后到精軋開始的保持時(shí)間tl (秒)為1000X ([%Ti]+ [%Nb])秒以上時(shí)，在奧氏體中析出粗大的合金碳氮化物，奧氏體晶粒粗大化，在精軋、冷卻、卷取后的相變后組織中不能夠得到鐵素體和貝氏體的IOym以下的平均晶體粒徑，低溫韌性發(fā)生劣化，并且沖擊能吸收特性下降。700X ([%Ti]+ [%Nb]) > tl秒是更優(yōu)選的范圍。因此，將保持時(shí)間tl (秒)規(guī)定為下述式(I)。
[0123]1000X ([%Ti] + [%Nb]) > tl …式(I)
[0124]另外，在熱精軋中，最終軋制溫度Tf由于對(duì)合金碳氮化物的平均粒徑和相變后的鐵素體及貝氏體的晶體粒徑造成影響，所以在本發(fā)明中是重要的條件，根據(jù)Ti和Nb含有量而變化。
[0125]可知當(dāng)最終軋制溫度Tf為830+400X ([%Ti]+ [%Nb])以下時(shí)，析出相對(duì)于母相沒有晶格匹配性的粗大的合金碳氮化物，在低溫下的沖擊能吸收特性下降。因此，設(shè)定最終軋制溫度Tf以使得滿足以下的式(2)。
[0126]Tf > 830+400 ([%Ti] + [%Nb])…式(2)
[0127]該關(guān)系式(2)由后面示出的表2的鋼種和最終軋制溫度Tf的關(guān)系來求出。圖3示出了表2所示的鋼種之中本發(fā)明例以及比較例兩種(A-7、B-6)的Ti+Nb的質(zhì)量％與Tf(°C)的關(guān)系。在此，在將“a ([%Ti]+ [%Nb])”部分的系數(shù)a設(shè)為400時(shí)，即可知式(2)是在_40°C下的沖擊吸收能vE_40達(dá)到70J/cm2以上的邊界。
[0128]在系數(shù) a為800時(shí)，SP:
[0129]Tf > 830+800 ([%Ti] + [%Nb])…式(3)
[0130]的情況下，與系數(shù)a為400的情況相比，稍微遠(yuǎn)離在_40°C下的沖擊吸收能沾_4。達(dá)到70J/cm2以上的邊界。但是，在系數(shù)a為400~800的區(qū)域中，直到精軋開始為止的等待時(shí)間變長(zhǎng)，開始析出合金碳氮化物的可能性變高，因此優(yōu)選基于系數(shù)a為800的式(3)來控制Tf0
[0131]對(duì)于最終軋制溫度Tf的上限，不特別進(jìn)行限定，但有鐵素體和貝氏體的晶體粒徑變得粗大的傾向，更優(yōu)選970°C以下。
[0132]在剛剛最終軋制之后進(jìn)行軋制材的水冷。從最終軋制結(jié)束到空冷開始的時(shí)間是通過Y的粒徑和合金碳氮化物的平均粒徑對(duì)低溫下的母材韌性和沖擊能吸收特性造成影響。當(dāng)剛剛最終軋制之后的空冷時(shí)間超過3秒時(shí)，有沖擊能吸收特性下降的傾向，因此規(guī)定在3秒以內(nèi)開始水冷。下限不特別規(guī)定，但對(duì)于一般的設(shè)備而言，實(shí)質(zhì)上為0.2秒以上。
[0133]與剛剛最終軋制之后的空冷接續(xù)，冷卻軋制材來制成熱軋鋼板。該冷卻是控制金相組織的重要的工序。以最低冷卻速度8°C /秒以上進(jìn)行冷卻直至700°C以下。
[0134]在冷卻的停止溫度超過700°C時(shí)，在晶界上合金碳氮化物容易粗大地析出，而且容易形成珠光體，進(jìn)而鐵素體的晶體粒徑變大，在低溫下的沖擊能吸收特性下降。而在直至700°C為止的最低冷卻速度小于8°C /秒時(shí)，在晶界上合金碳氮化物也容易粗大地析出，而且容易形成珠光體，進(jìn)而鐵素體的晶體粒徑變大，在低溫下的沖擊能吸收特性下降。
[0135]在此，最低冷卻速度8°C /秒以上意指:從空冷結(jié)束溫度到700°C的溫度間的冷卻速度總是不低于8°C/秒。因此，意味著例如在該溫度區(qū)間內(nèi)不進(jìn)行空冷。這樣，在本發(fā)明中，在如以往那樣利用水冷的冷卻過程的途中不進(jìn)行空冷。
[0136]冷卻停止溫度更優(yōu)選為680°C以下，另外，最低冷卻速度更優(yōu)選為15°C /秒以上。最低冷卻速度的上限不特別規(guī)定，但當(dāng)超過80°C/秒時(shí)，難以在熱軋卷內(nèi)均勻地冷卻，在卷材內(nèi)的強(qiáng)度變動(dòng)變大。因此，優(yōu)選為80°C /秒以下。[0137]接著，對(duì)被冷卻了的熱軋鋼板進(jìn)行卷取。卷取溫度設(shè)定為530~650°C。卷取溫度小于530°C時(shí)，有時(shí)形成馬氏體或者殘余奧氏體，在低溫下的韌性下降和沖擊能吸收特性下降變得顯著。另外，在超過650°C時(shí)，珠光體的面積分?jǐn)?shù)變多，在低溫下的韌性下降和沖擊能吸收特性下降變得顯著。
[0138]也可以對(duì)這樣能得到的熱軋鋼板進(jìn)行再加熱(退火)。在這種情況下，當(dāng)再加熱的溫度超過Ac3溫度時(shí)，析出粗大的合金碳氮化物，在低溫下的沖擊能吸收特性下降。因此，將再加熱溫度的合適范圍限制為Ac3溫度以下。加熱方法不特別指定，使用爐加熱、感應(yīng)加熱、通電加熱、高頻加熱等方法來進(jìn)行即可。
[0139]加熱時(shí)間不特別規(guī)定，但在550°C以上的加熱保持時(shí)間超過30分鐘時(shí)，為了得到590MPa以上的抗拉強(qiáng)度，優(yōu)選將最高加熱溫度設(shè)為700°C以下。
[0140]再者，再加熱(退火)也可以在卷取熱軋鋼板以后、溫度變成室溫之前進(jìn)行。
[0141]光整冷軋(調(diào)質(zhì)軋制)或者矯直軋制對(duì)形狀矯正、時(shí)效性、進(jìn)而對(duì)疲勞特性的改善奏效，因此也可以在 酸洗后或酸洗前進(jìn)行。在進(jìn)行光整冷軋時(shí)，優(yōu)選將壓下率的上限設(shè)為3%。其原因是，當(dāng)超過3%時(shí)，鋼板的成形性受損。另外，酸洗也可以根據(jù)目的來進(jìn)行。
[0142]接著，對(duì)本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板及其制造方法進(jìn)行說明。
[0143]本發(fā)明的熱浸鍍鋅鋼板是在前述的本發(fā)明的熱軋鋼板的表面設(shè)置有鍍層或合金化鍍層的鋼板。
[0144]在對(duì)通過前述的方法得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，使用連續(xù)鍍鋅設(shè)備或者連續(xù)退火鍍鋅設(shè)備來加熱鋼板并實(shí)施熱浸鍍，在熱軋鋼板的表面形成鍍層。
[0145]當(dāng)鋼板的加熱溫度超過Ac3溫度時(shí)，引起鋼板的抗拉強(qiáng)度下降和低溫下的沖擊能吸收特性下降，因此將加熱溫度的合適范圍限制為Ac3溫度以下。加熱溫度越接近Ac3，抗拉強(qiáng)度越急劇下降，材質(zhì)偏差越大，因此，Ac3-30°C以下是更優(yōu)選的加熱溫度范圍。
[0146]進(jìn)而，在實(shí)施熱浸鍍以后，也可以進(jìn)行鍍鋅層合金化處理，形成為合金化熱浸鍍鋅層。
[0147]再者，鍍層種類并不限于鍍鋅層，只要加熱溫度的上限是Ac3溫度，則也可以是其他的鍍層種類。
[0148]另外，在本發(fā)明中熱軋之前的制造方法并不特別限定。即，繼利用高爐、轉(zhuǎn)爐、電爐等進(jìn)行的煉制之后，采用各種的二次精煉來進(jìn)行成分調(diào)整，使得成為目標(biāo)的成分含有量。接著，除了通常的連續(xù)鑄造、基于鑄錠法的鑄造之外，也可以采用薄板坯鑄造等方法來鑄造。在原料中也可以使用廢料(scrap)。在為通過連續(xù)鑄造而得到的板坯時(shí)，既可以以高溫鑄片的狀態(tài)原樣地直接送到熱軋機(jī)中，也可以冷卻到室溫之后，在加熱爐中再加熱后進(jìn)行熱軋。
[0149]實(shí)施例
[0150]以下，通過實(shí)施例進(jìn)一步說明本發(fā)明。
[0151]通過以下的方法來制造具有表1所示的化學(xué)成分的A~AC的鋼。首先，通過鑄造制作鋼片后，在表2-1和表2-2所示的熱軋條件及退火鍍覆條件下對(duì)鋼片進(jìn)行再加熱、粗軋而制成粗棒條。接著，對(duì)粗棒條進(jìn)行精軋而制成4mm板厚的軋制材后,進(jìn)行冷卻，作為熱軋鋼板進(jìn)行卷取。
【權(quán)利要求】
1.一種在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，具有下述成分組成，即以質(zhì)量％計(jì)，含有C:0.04~0.09%,S1:0.4%以下、Mn:1.2~2.0%、P:0.1% 以下、S:0.02% 以下、Al:1.0% 以下、Nb:0.02 ~0.09%,T1:0.02 ~0.07%,N:0.005% 以下，
2.0≤Mn+8 [%Ti] +12 [%Nb] ( 2.6， 其余量包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)， 包含珠光體的面積分?jǐn)?shù)為5%以下、馬氏體和殘余奧氏體的合計(jì)面積分?jǐn)?shù)為0.5%以下、其余量為鐵素體和貝氏體中的一種或兩種的金相組織， 鐵素體和貝氏體的平均晶體粒徑為10 y m以下， 含有Ti和Nb的失配析出的合金碳氮化物的平均粒徑為20nm以下， 屈服比為0.85以上， 最大拉伸強(qiáng)度為600MPa以上。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有0.01~0.12%的V。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有合計(jì)為0.02~2.0%的Cr、Cu、N1、Mo中的一種或兩種以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1~3的任一項(xiàng)所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有0.0003~0.005%的B。
5.根據(jù)權(quán)利要求1~4的任一項(xiàng)`所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，還含有合計(jì)為0.0003~0.01%的Ca、Mg、La、Ce中的一種或兩種以上。
6.一種在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鍍覆鋼板，其特征在于，在權(quán)利要求1~5的任一項(xiàng)所述的高屈服比熱軋鋼板的表面施加有鍍層或者合金化鍍層。
7.—種在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鋼板的制造方法，其特征在于， 將包含權(quán)利要求1~5的任一項(xiàng)中所記載的成分組成的鋼片加熱到1150°C以上，對(duì)被加熱了的鋼片進(jìn)行粗軋，在1000~1080°C之間結(jié)束粗軋，此時(shí)，在1150°C以下進(jìn)行的粗軋中的最大的軋制間隔為45秒以下， 粗軋結(jié)束后，采取滿足下述式(I)的保持時(shí)間tl秒后，開始精軋， 進(jìn)行滿足下述式(2)的最終軋制溫度Tf的精軋， 在精軋后3秒以內(nèi)開始鋼片的水冷，接著以最低冷卻速度8°C /秒以上將鋼片冷卻到700°C以下，在530~650°C的范圍內(nèi)進(jìn)行卷取， 1000X ([%Ti] + [%Nb]) > tl…式(1)，
Tf > 830+400 ([%Ti] + [%Nb])...式⑵。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的高屈服比熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，最終軋制溫度Tf 滿足下述式(3)， Tf > 830+800 ([%Ti] + [%Nb])…式(3)。
9.一種在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱軋鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，將采用權(quán)利要求7或8所述的制造方法得到的熱軋鋼板酸洗之后，在Ac3溫度以下進(jìn)行加熱，接著使其浸潰在鍍?cè)≈?，?duì)該鋼板表面進(jìn)行鍍覆。
10.根據(jù)權(quán)利要求9所述的在低溫下的沖擊能吸收特性和耐HAZ軟化特性優(yōu)異的高屈服比熱 軋鍍覆鋼板的制造方法，其特征在于，在所述鍍覆后，還進(jìn)行鍍層合金化處理。
【文檔編號(hào)】C22C38/00GK103732776SQ201280038678
【公開日】2014年4月16日 申請(qǐng)日期:2012年8月8日 優(yōu)先權(quán)日:2011年8月9日
【發(fā)明者】丸山直紀(jì), 吉永直樹, 東昌史, 佐久間康治, 伊丹淳 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社