延展性和延伸翻口性出色的高强度热轧钢板及其制造方法

摘要

提供一种TS为780兆帕以上的或980兆帕以上的并且满足TS×EL≥20000兆帕％的且TS×λ≥82000兆帕％的高强度热轧钢板及其制造方法。具体解决手段如下：该高强度热轧钢板含有0.04质量％以上－0.25质量％以下的C、0.4质量％以上－2.0质量％以下的Si、3.0质量％以下的Mn、0.2质量％以下的Al、0.007质量％以下的S、0.08质量％以上－0.3质量％以下的Ti并且余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述热轧钢板含有所述C、Si和Ti的含量满足([％C]/12－[％Ti]/48)/([％Si]/28)≤0.4并且含有铁素体、贝氏体和残余奥氏体，所述铁素体的百分比相对整个组织为40％以上且所述铁素体的平均粒径为5微米以下，所述贝氏体的百分比相对整个组织为20％－48％，所述残余奥氏体的百分比相对整个组织为2％－7％。

说明书

技术领域

本发明涉及既具有出色的延展性也具有出色的延伸翻口性的高强度热轧钢板及其制造方法。

背景技术

在汽车用热轧钢板中，抗拉强度为780兆帕-980兆帕的高强度热轧钢板被用于车体构件、车轮部件(例如轮、轮缘、底盘等)和强度部件(例如保险杠、车门导杆等)，其中为了实现汽车低燃费化和撞车安全性提高，要求车体所用的热轧钢板能够满足高强度和高加工性。

在从此观点出发研制出的热轧钢板中知道的例如有其组织以铁素体和马氏体为主的复合组织钢(所谓的双相钢)以及具有由铁素体、贝氏体和残余奥氏体构成的组织的残余奥氏体钢。

近年来的趋势是，安装上出于安全性和环保考虑的装备并由此增加车体重量。因此，人们在尝试着积极利用抗拉强度为780兆帕以上的高强度热轧薄钢板来实现车体轻型化。

例如，在专利文献1中，揭示了具有这样的组织的热轧钢板的制造方法，即以碳、硅、锰为基本成分的钢按80％以上的压下率在780℃-900℃之间进行热轧，轧制结束后，以不到40℃/秒的冷却速度开始冷却，直到到达预定温度后结束冷却，接着，以40℃/秒以上的冷却速度进行冷却并在350℃-500℃之间进行卷取，通过这种方式，形成了多边形铁素体的占空率为61％以下、多边形铁素体的占空率与粒径之比为18以上的并具有由贝氏体和残余奥氏体构成的第二相的且第二相中的残余奥氏体为5％以上的组织。

根据这种技术，按抗拉强度TS(兆帕)和延伸率EL(％)计算出的TS×EL值可能达到20000兆帕％，从而得到延展性出色的热轧钢板。可是，没有考虑是汽车用高强度钢板所要求的重要特性的延伸翻口性。延伸翻口性是用一般在扩孔实验中得到的扩孔率表示的钢板加工性。延伸翻口性和延展性之间不相关。因此，即便采用专利文献1所示的技术，也很难制造出具有出色的延展性和出色的延伸翻口性的高强度热轧钢板。

此外，在专利文献2中，揭示了延伸翻口性出色的高强度钢板。该钢板的特点是，它以碳、硅、锰、硼为基本成分，其硫含量被限定为0.02％以下并具有由多边形铁素体、贝氏体以及马氏体这三相构成的组织。

根据该技术，在抗拉强度为66kgf/mm²(647MPa)的热轧钢板上，获得了扩孔率λ为150％(即TS×λ＝97050兆帕％)的扩孔率。不过，延展性不超过24％(即TS×EL＝15528兆帕％)，所以存在着有限地适用于对延展性要求高的车轮部件的问题。而且，在专利文献2中没有记载于抗拉强度在780兆帕以上的高强度热轧钢板(所谓的TS780兆帕级热轧钢板)有关的内容，它很难适用于抗拉强度在780兆帕级的高强度热轧钢板。

而在专利文献3中，描述了延伸翻口性出色的高强度热轧钢板，它的特点是，以碳、硅、锰、钛和镍为基本成分，平均粒径为25微米以下的铁素体的面积率为70％-95％，其余为马氏体或残余奥氏体。

在该技术中，由于在组织中含有马氏体，所以抗拉强度达到99kgf/mm²(970MPa)。但是，根据该技术，即便TS为80kgf/mm²(784MPa)，扩孔率λ为48％，延伸翻口性不够好。

而在专利文献4中，揭示了内缘翻边性能出色的高强度钢板。它的特点是以碳、硅、锰和钛为基本成分并具有由平均粒径为5微米以下的第1相(即铁素体)与平均粒径为3.5微米以下的第2相构成的组织。

该技术是制造TS-EL平衡和TS-λ平衡良好的且尤其是内缘翻边性能(即扩孔加工性)出色的高强度钢板的技术。不过，由于第2相含珠光体，所以所示的抗拉强度最高为740兆帕，达不到780兆帕。

在这里，专利文献1是日本专利特开平3-10049号，专利文献2是日本专利特开昭58-167750号，专利文献3是日本专利特开平9-125194号，专利文献4是日本专利特开2000-192191号。

为了实现车体轻型化，人们需要抗拉强度TS为780兆帕以上或980兆帕以上的并且具有达到TS×EL≥20000兆帕％的延展性以及达到TS×λ≥82000兆帕％的延伸翻口性的高强度热轧钢板。就是说，例如在TS为780兆帕的场合下，要求具有EL≥25.5％、λ≥105％特性的高强度热轧钢板。不过，如上所述，过去不存在能够实现这个目的的技术。

发明内容

本发明的目的是提供一种解决了上述问题的并且TS为780兆帕以上或980兆帕以上的、延展性良好的即满足TS×EL≥20000兆帕％并且延伸翻口性良好的即满足TS×λ≥82000兆帕％的高强度热轧钢板及其制造方法。

本发明人为实现上述目的而进行了刻苦研究，结果发现，Ti作为必需成分细化了在热轧后生成的铁素体，同时，通过将由未相变的奥氏体生成的贝氏体以及残余奥氏体的百分比调整在预定范围内，能够显著提高其抗拉强度为780780兆帕以上或980兆帕以上的热轧钢板的延展性和延伸翻口性。

此外，通过将碳和硅的添加量调节在预定范围，能够稳定地制造出这样的高强度热轧钢板。

本发明涉及一种高强度热轧钢板，其中，它含有0.04质量％以上-0.25质量％以下的C、0.4质量％以上-2.0质量％以下的Si、3.0质量％以下的Mn、0.2质量％以下的Al、0.007质量％以下的S、0.08质量％以上-0.3质量％以下的Ti，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述热轧钢板所含的C、Si和Ti的含量满足下式(1)的成分并且该钢板具有包括铁素体、贝氏体和残余奥氏体的组织，所述铁素体的百分比相对整个组织为40％以上并且所述铁素体的平均粒径为5微米以下，所述贝氏体的百分比相对整个组织为20％-48％，所述残余奥氏体的百分比相对整个组织为2％-7％，

([％C]/12-[％Ti]/48)/([％Si]/28)≤0.4...(1)

[％C]是C含量(质量百分比)，

[％Ti]是Ti含量(质量百分比)，

[％Si]是Si含量(质量百分比)。

本发明还涉及一种高强度热轧钢板的制造方法，其中，将含有0.04质量％以上-0.25质量％以下的C、0.4质量％以上-2.0质量％以下的Si、3.0质量％以下的Mn、0.2质量％以下的Al、0.007质量％以下的S、0.08质量％以上-0.3质量％以下的Ti并且余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯加热到1150℃以下，随后，在(Ar₃相变点+20℃)以上且(Ar₃相变点+100℃)以下的精轧温度下进行热轧，所获得的钢板以30℃/秒以上的冷却速度被冷却并且在600℃-750℃的范围内滞留2秒-20秒，随后，按照15℃/秒以上的冷却速度进行冷却并在380℃-520℃的范围内卷取所述热轧钢板，其中所述钢坯的C、Si和Ti的含量满足下式(1)，

([％C]/12-[％Ti]/48)/([％Si]/28)≤0.4...(1)

[％C]是C含量(质量百分比)，

[％Ti]是Ti含量(质量百分比)，

[％Si]是Si含量(质量百分比)。

具体实施形式

首先，说明本发明的高强度热轧钢板的组成。

C：0.04质量％以上-0.25质量％以下

C是提高热轧钢板的强度并与后述Ti结合而生成TiC并由此使热轧钢板组织细化的元素，同时，它还是在后述百分比范围内生成贝氏体和残余奥氏体所需的元素。为了获得780兆帕以上的抗拉强度，必须添加0.04质量％以上的C。另一方面，如果C超过0.25质量％，则热轧钢板的焊接性能显著恶化。因此，C必须满足0.04质量％以上-0.25质量％以下的范围。而且，为了进一步防止焊接性恶化，C量最好为0.20质量％以下。而更好的是，C量为0.05质量％以上-0.16质量％以下。

Si：0.4质量％以上-2.0质量％以下

Si是起到炼钢中的脱氧元素的作用的元素。热轧钢板所含的Si通过固溶强化作用不损害屈服比与强度拉伸平衡地提高了热轧钢板的强度，同时，所述Si是使从奥氏体到铁素体的相变活化而促进了碳浓缩到未相变的奥氏体中的元素。此外，Si是抑制Fe₃C等碳化物生成并形成由铁素体、贝氏体和残余奥氏体构成的组织所需的元素。为了获得这些效果，Si量必须为0.4质量％以上。另一方面，如果超过2.0质量％，则这些效果达到饱和并且在热轧钢板表面上生成难脱落的氧化皮，从而因出现氧化皮损伤而很难适用于要求外观美观的用途中。因此，Si必须满足0.4质量％以上-2.0质量％以下的范围。更好的是，Si为0.7质量％以上-1.5质量％以下。

Mn：3.0质量％以下

Mn是提高热轧钢板强度并改善淬火性的元素。此外，通过以MnS形式地析出后述的S，也产生了抑制由S引起的各种性能恶化。如果Mn的含量超过3.0质量％，则一直了热轧钢板卷取后的贝氏体相变，残余奥氏体明显减少。因此，Mn取3.0质量％以下。为了获得上述效果，Mn含量最好为0.5质量％以上。此外，Mn优选地为1.0质量％以上-2.5质量％以下。

Al：0.2质量％以下

Al在炼钢中起到脱氧剂的作用。如果Al含量超过0.2质量％，则脱氧效果饱和并且热轧钢板的韧性和延伸翻口性恶化。因此，Al取0.2质量％以下。为了获得上述效果，Al含量最好为0.01质量％以上。此外，Al含量最好为0.02质量％以上-0.05质量％以下。

S：0.007质量％以下

由于S是使热轧钢板的韧性和延伸翻口性恶化的元素，所以S含量尽可能地少。如果S含量超过0.007质量％，则热轧钢板的韧性和延伸翻口性明显恶化。因此，S含量取0.007质量％以下并且更好地是0.005质量％以下并且最佳地是0.0025质量％以下。根据现有的精炼技术，为了使S减少到不到0.001质量％，需要很长的精炼时间和各种添加剂，由此导致成本提高。因此，根据现有制造技术的S量的下限约为0.001质量％。

Ti：0.08质量％以下-0.3质量％以下

Ti通过在热轧前的钢坯热处理而与C结合生成TiC。结果，热处理的奥氏体晶粒直径大约为50微米以下，由此防止了热轧钢板的铁素体晶粒粗大化。就是说，通过热轧具有晶粒直径约为50微米以下的奥氏体晶粒的钢坯，奥氏体晶粒发生再结晶，由此生成更细微的奥氏体晶粒。此外，在冷却热轧钢板时，促进了铁素体相变并且生成了细微的铁素体晶粒，同时，未相变的奥氏体也细化了。在随后的冷却过程中，在低温区内生成的贝氏体和奥氏体也细化，由此获得了具有均匀细微组织的热轧钢板。如此获得的热轧钢板具有出色的延展性和延伸翻口性。为获得这样的效果，Ti含量必须为0.08质量％以上。另一方面，如果超过0.3质量％，则奥氏体再结晶明显受阻，不仅热轧钢板组织变粗大了，而且延展性和延伸翻口性恶化。因此，Ti含量必须满足0.08质量％以下-0.3质量％以下的范围。更好的是，Ti含量为0.12质量％以下-0.25质量％以下。

此外，为了形成后述的包含铁素体、贝氏体和残余奥氏体的混合组织，C、Ti和Si的含量必须满足下式(1)。

([％C]/12-[％Ti]/48)/([％Si]/28)≤0.4...(1)

[％C]是C含量(质量百分比)，

[％Ti]是Ti含量(质量百分比)，

[％Si]是Si含量(质量百分比)。

贝氏体与残余奥氏体是在热轧后的冷却过程中由未相变的奥氏体形成的。当冷却热轧钢板时，在高温区内促进了碳的扩散，而在低温区内抑制了碳的扩散。铁素体随着这样的碳扩散的促进而增加，由此减少了贝氏体和残余奥氏体的百分比。就是说，碳扩散的举动对铁素体和贝氏体及残余奥氏体的生成有巨大影响。

此外，Si一直热轧钢板中的渗碳体的生成并且促进了碳从铁素体中扩散到未相变的残余奥氏体中。结果，铁素体、贝氏体、残余奥氏体的碳含量暂时达到饱和状态，这样一来，即便改变冷却条件(如冷却速度)，对铁素体、贝氏体和残余奥氏体生成的影响也得到抑制。即，Si对碳扩散有巨大影响。

此外，由于Ti以TiC的形式固定了C，所以对碳扩散有巨大影响。

因此，碳扩散根据C、Ti和Si的相互作用而变化。这些元素的相互作用能够用按各原子数算出的指标来评定。就是说，如果在满足(1)式的范围内，则促进碳扩散，从而稳定地获得了具有包含后述的铁素体、贝氏体、残余奥氏体的混合组织的热轧钢板。而且，不受由热轧后的冷却条件的变化带来的影响，得到了由铁素体、贝氏体、残余奥氏体构成的热轧钢板。

以下，说明本发明的高强度热轧钢板的组成。

本发明的高强度热轧钢板的铁素体百分比相对整个组织占40％以上。原因是，如果铁素体百分比在40％以上，则提高了延展性。而在抗拉强度为780兆帕级且延展性优良的场合下，优选以铁素体为主的(即铁素体百分比相对整个组织为50％)组织。

此外，铁素体晶粒的平均直径必须为5微米以下。如果平均直径超过5微米，则延伸翻口性显著恶化。通过生成平均直径为5微米以下的铁素体晶粒，能够减少合金元素的添加量，由此一来，不导致热轧钢板的延展性、延伸翻口性等机械性能的恶化地得到了780兆帕级或980兆帕级的抗拉强度。而且，平均直径最好为4微米以下。

铁素体以外的相是包含贝氏体和残余奥氏体的混合相。贝氏体与残余奥氏体和马氏体相比是软的，因此，与铁素体的硬度差小。一般，由延伸翻口加工引起的裂纹生成在硬度相差大的相的界面上(例如铁素体与马氏体的界面上)。因此，延伸翻口性随着软质贝氏体增多而提高。

这样的效果是在贝氏体百分比相对整个组织为20％以上时得到的。另一方面，如果贝氏体百分比超过48％，则铁素体百分比减少且延展性恶化。因而，未相变奥氏体中的碳含量明显降低，残余奥氏体也减少，由此造成延展性恶化。因此，贝氏体百分比相对整个组织必须为20％-48％。而且，在抗拉强度为780兆帕级且延展性优良的场合下，贝氏体的百分比最好为40％以下，更好地是为25％-35％。

残余奥氏体通过加工引发马氏体的生成而发挥出均匀的高延展性。这样的效果是在残余奥氏体的百分比相对整个组织占2％以上时得到的。另一方面，如果残余奥氏体的百分比超过7％，则通过接受延伸翻口性加工而使残余奥氏体硬化，它与铁素体的硬度差增大。结果，通过延伸翻口加工，在铁素体和残余奥氏体的界面上容易出现裂纹。因此，残余奥氏体的百分比相对整个组织必须为2％-7％，并且最好为4％-6％。

在热轧钢板制造过程中，除铁素体、贝氏体、残余奥氏体外，也可能生成马氏体。马氏体是热轧钢板组织中最坚硬的相。因此，通过延伸翻口加工，容易在铁素体和马氏体的界面上产生裂纹。因此，马氏体的百分比越小越好，其相对整个组织最好为5％以下。

这样一来，分别按照适当比例生成了提高延展性的铁素体和残余奥氏体以及提高延伸翻口性的贝氏体，由此获得了具有出色的延展性以及出色的延伸翻口性的高强度热轧钢板。

以下，说明本发明的高强度热轧钢板的制造方法。

熔炼具有上述组成的钢水并通过连铸法或铸锭法等过去已知的方法制造出钢坯。接着，把钢坯装入加热炉中并加热到1150℃以下。如果钢坯加热温度超过1150℃，则TiC溶解并因而无法实现奥氏体晶粒的细化。结果，铁素体变粗大并且延展性和延伸翻口性恶化。

为了确保后述的精轧温度，钢坯加热温度的下限最好为1050℃以上。而钢坯的加热温度的更佳范围为1050℃-1100℃。

对这样被加热的钢坯进行热轧。热轧的精轧温度超过Ar₃相变点并且为(Ar₃相变点+20℃)以上且(Ar₃相变点+100℃)以下。通过在该范围内的轧制温度下进行热轧，能够相对整个组织地将贝氏体百分比保持在20％-48％的范围内。如果精轧温度不到(Ar₃相变点+20℃)，则贝氏体百分比达不到20％，铁素体百分比和残余奥氏体百分比增大。另一方面，如果超过(Ar₃相变点+100℃)，则奥氏体晶粒长大并且组织变粗大，结果，延展性和延伸翻口性恶化。

以30℃/秒以上的冷却速度并在600℃-750℃的范围内对通过热轧得到的热轧钢板进行第一阶段的冷却。通过取冷却速度为30℃/秒以上，能够抑制组织变粗大。而且，如果第一阶段冷却的终止温度在600℃-750℃的范围外，则通过后述第二阶段的冷却延迟了铁素体相变。结果，铁素体、贝氏体和残余奥氏体的百分比无法保持在适当范围内。第一阶段冷却的终止温度最好为650℃-700℃。

这样，使在600℃-750℃停止第一阶段冷却而得到的热轧钢板在600℃-750℃的温度范围内滞留2秒-20秒。通过将热轧钢板保持在600℃-750℃，能够促进碳浓缩到贝氏体、残余奥氏体中。如果滞留时间不到2秒，则碳浓缩到残余奥氏体中不够充分，从而无法适当地保持铁素体、贝氏体和残余奥氏体的百分比。另一方面，如果超过20秒，则铁素体相变过度进行并生成珠光体，因而，延展性和延伸翻口性恶化。滞留时间最好为4秒-10秒。而且，为了在上述温度范围内滞留2秒-20秒，可以停止第一阶段冷却地进行空冷(堆冷)，或者可以使用加热装置来保温。

接着，以15℃/秒以上的冷却速度并在380℃-520℃的范围内对通过热轧钢板进行第二阶段冷却，随后，卷取热轧钢板。通过取冷却速度为15℃/秒以上，能够抑制组织变粗大。而且，通过在380℃-520℃范围内终止第二阶段冷却并卷取热轧钢板，能够抑制马氏体生成并生成贝氏体，同时，能够通过贝氏体相变而生成残余奥氏体。如果第二阶段冷却的终止温度(即卷取温度)不到380℃，则卷取温度低造成热轧轧钢板出现波浪。因此，过度生成马氏体并由此使延伸翻口性恶化。另一方面，如果超过520℃，则生成珠光体并且抑制了贝氏体和残余奥氏体的生成，延展性和延伸翻口性恶化。第二阶段冷却的终止温度(即卷取温度)最好为400℃-500℃。

实施例

制造具有表1所示成分的钢坯，从各钢坯上取样并测量Ar₃相变点(℃)。即，在1250℃下将样品加热30分钟后，以1℃/秒的冷却速度进行冷却，用示差热膨胀计测量Ar₃相变点。表1也示出了Ar₃相变点的测量值。

钢坯A-D是满足本发明成分范围的例子。另一方面，钢坯E是S含量在本发明范围外的例子，钢坯F是不满足(1)式的硅和钛的含量在本发明范围外的例子。钢坯G是碳与锰的含量在本发明范围外的例子。钢坯H是硅和铝的含量在本发明范围外的例子。钢坯I是不满足(1)式的碳含量在本发明范围外的例子，钢坯J是不满足(1)式的例子。

在各种条件下热轧这些钢坯，由此制造出2.9毫米厚的热轧钢板。热轧条件如表2、3所示。

从这样获得的热轧钢板上取样，测量铁素体晶粒直径与百分比。晶粒直径的测量是这样的，即用电子显微镜对轧制方向上的截面进行拍照，随后按照JIS G0552所规定的铁素体结晶粒度实验法中的切断法进行处理和测量。百分比是这样的百分比，即对用电子显微镜拍摄的照片进行图象分析并求出面积率，其结果如图2、3所示。

此外，利用从热轧钢板上取下的样品来调查铁素体以外相的组织类型、贝氏体的百分比、残余奥氏体的百分比、马氏体的百分比。而且，利用电子显微镜调查第二相的组织。通过对电子显微镜照片进行图象分析来调查贝氏体的百分比。残余奥氏体的百分比是在X射线折射装置中利用钴的Kα射线并通过奥氏体相的(200)，(220)的面与铁素体相的(200)，(211)的面的积分强度计算出的。通过对电子显微镜照片进行图象分析来调查马氏体的百分比，其结果如表2、3所示。

接着，从热轧钢板的轧制宽度方向(即垂直于扎制方向的方向)上截取JIS5号拉伸样品并进行拉伸实验。结果如图2、3所示。

此外，按照日本钢铁联盟规格JFS-T1001-1996进行处理并进行扩孔实验。就是说，在热轧钢板上按照12.5％间隙率冲出孔径d₀为10mm的初级孔，以初级孔的毛边为模具侧(即圆锥冲头的相反侧)地将圆锥冲头(顶角60度)插入初级孔内来扩孔，求出在龟裂贯穿热轧钢板时的孔径d。利用这些d₀、d值而从以下式(2)中算出扩孔率λ(％)。结果如表2、3所示。

λ＝100×(d-d₀)/d₀      ...(2)

此外，用眼睛观察热轧钢板的表面，检查有没有氧化皮损伤和龟裂。随后，未观察到氧化皮损伤和龟裂的场合被评定为优良(○)，观察到氧化皮损伤和龟裂的场合被评定为不良(×)。结果如表2、3所示。

如表2、3所示，发明例的热轧钢板都满足抗拉强度为780兆帕以上并且满足TS×EL≥20000兆帕％的且TS×λ≥82000兆帕％。而且，外观评价也是良好。工业实用性

根据本发明，达到了抗拉强度为780兆帕以上或980兆帕以上的且满足TS×EL≥20000兆帕％的且TS×λ≥82000兆帕％的热轧钢板，即延展性和延伸翻口性出色的高强度热轧钢板。

表1

钢坯号             成分(质量％  ([％C]/12-[％Ti]/48)  /([％Si]/28)  Ar₃相  变点  (℃)  备注  C  Si  Mn  S  Ti  Al  A  0.16  1.5  1.6  0.005  0.25  0.031  0.15  860  发  明  例  B  0.10  1.0  2.0  0.003  0.18  0.032  0.13  840  C  0.08  0.7  2.6  0.002  0.20  0.050  0.10  820  D  0.12  0.6  1.8  0.003  0.08  0.032  0.39  830  E  0.10  1.0  1.3  0.010  0.20  0.032  0.12  856  比  较  例  F  0.18  0.2  2.0  0.007  0.35  0.035  1.08  810  G  0.02  0.4  3.5  0.005  0.08  0.035  0  792  H  0.12  2.3  0.7  0.007  0.10  0.300  0.10  910  I  0.35  1.6  0.5  0 006  0.08  0.030  0.48  850  J  0.18  0.7  2.0  0.006  0.12  0.033  0.50  810  K  0.21  1.0  1.8  0.003  0.18  0.033  0.39  820  发明例

表2

  样  品  号  钢  坯  号    轧制条件                          组织    延展性扩孔性外观备注SRT(℃)FDT(℃)CR1(℃/秒)T1(℃)t1(秒)T2(℃)CR2(℃/秒)CT(℃)铁素体平均粒径(μ m)铁素体百分比 (％    )    铁素    体以    外组    织    B    百    分    比    (％     )    R    百    分    比    (％    )    M百    分比    (％     )    屈服    强度    (MP     a)  抗拉  强度  TS  (MP  a)  眼神  率  EL  (％    )    TS×    EL    (Mpa    ％)  扩孔  率λ  (％    )    TS×λ  (Mpa％   )  1  A  1100  890  50  720  4  680  30  500  2.4  56  B+R  40  4  0  662  827  27  22329  103  85181 ○  发明例  2  A  1050  920  35  680  12  600  35  420  3.2  60  B+R  33  7  0  670  812  30  24360  105  85260 ○  3  A  1100  900  15  740  6  680  20  380  7.0  65  B+R+M  25  5  5  596  755  23  17365  80  60400 ○  比  较  例  4  A  1080  820  30  630  5  600  32  400  3.0  75  B+R+M  10  12  3  638  790  32  25280  50  39500 ○  5  A  1100  900  40  750  7  680  25  600  4.6  55  P+B  15  0  0  688  834  19  15846  58  48372 ○  6  A  1150  920  40  780  4  740  35  480  9.6  65  B  35  0  0  622  782  20  15640  76  89432 ○  7  B  1080  870  40  650  4  620  32  400  3.8  55  B+R+M  35  6  4  654  814  29  23606  102  83028 ○  发明例  8  B  1030  900  35  750  30  560  35  380  10.0  48  P+B  8  0  0  732  855  18  15390  45  38475 ○  比  较  例  9  B  1120  880  30  620  2  600  8  350  8.9  52  B+M  36  0  12  574  833  22  18326  68  56644 ○  10  B  1100  910  50  550  5  520  36  380  4.2  10  B  90  0  0  803  869  14  12166  100  86900 ○  11  B  1200  960  40  730  4  690  28  490  12.2  32  B  68  0  0  761  847  14  11858  98  83006 ○

SRT：钢坯加热温度；FDT：精轧温度；CR1-第一阶段冷却速度(从FDT到T1的平均冷却速度)；T1：第一阶段冷却终止温度；t1：滞留时间(从T1到T2的滞留(空棱)时间)；T2：第二阶段冷却开始温度；CR2：第二阶段冷却速度(从T2到CT的的平均冷却速度)；CT：卷取温度；B：贝氏体相；R：残余奥氏体相；P：珠光体相；M：马氏体相；

表3

样品号  钢  坯  号    轧制条件    组织    延展性扩孔性外观备注SRT(℃) FDT(℃)CR1(℃/秒) T1(℃)tl(秒)T2(℃)CR2(℃/秒)CT(℃)铁素体平均粒径(μ m)铁素体百分比(％  )    铁素    体以    外组    织    B    百    分    比    (％     )    R    百    分    比    (％     )    M百    分比    (％     )    屈服    强度    (MP     a)  抗拉  强度  TS  (MP  a)  眼神  率  EL  (％   )    TS×    EL   (Mpa   ％)  扩孔  率λ   (％    )  TS×λ  (Mpa％12 C 1080 880 40 700 6 650 35 450 2.8 60 B+R+M 2 8 7 5 637 809 28 22652 105 84945 ○发明例13 C 1250 920 35 680 8 620 30 390 7.5 57 B+R+M 36 4 3 609 760 25 19000 100 76000 ○比较例14 C 1050 850 40 720＜1 710 42 500 8.0 81 B+R 12 3 4 611 762 26 19812 44 33528 ○15 D 1150 890 40 630 3 610 20 380 3.5 67 B+R+M 22 6 5 644 826 27 22302 100 82600 ○发明例16 D 1050 860 10 750 5 700 10 520 9.8 50 B 50 0 0 793 882 15 13230 96 84672 ○比较例17 AD 1100 900 30 720 6 670 28 280 3.3 72 M 5 0 23 487 897 18 16146 36 32292 ○18 E 1100 930 35 730 4 690 32 480 3.0 57 B+.R+M 34 5 4 637 781 22 17182 25 19525 ○19 F 1080 870 40 680 5 640 28 400 6.6 50 P+B 20 0 0 752 849 19 16131 55 46695 ○20 G 1150 840 50 620 2 600 30 380 10.6 95 B 5 0 0 436 680 25 17000 88 59840 ○21 H 1100 930 30 740 15 620 33 500 4.2 60 B+R+M 35 2 3 689 800 28 22400 104 83200 ×22 I 1100 900 40 700 7 640 40 450 2.9 55 P+B 45 0 0 677 836 17 14212 85 71060 ○23 J 1050 850 35 660 3 630 28 380 3.2 77 B+R+M 15 3 5 655 803 26 20878 70 56210 ○24 K 1100 910 35 680 4 640 20 420 4.2 43 B+R+M 48 6 3 759 1006 23 23138 85 85510 ○发明例25 K 1100 880 40 520 2 510 15 380 10.5 20 B 70 0 10 964 1103 10 11030 90 99270 ○比较例26 K 1050 850 30 700 5 660 30 300 3.0 50 B+M 15 0 35 681 1022 17 17374 25 25550 ○

SRT：钢坯加热温度；FDT：精轧温度；CR1-第一阶段冷却速度(从FDT到T1的平均冷却速度)；T1：第一阶段冷却终止温度；t1：滞留时间(从T1到T2的滞留(空棱)时间)；T2：第二阶段冷却开始温度；CR2：第二阶段冷却速度(从T2到CT的的平均冷却速度)；CT：卷取温度；B：贝氏体相；R：残余奥氏体相；P：珠光体相；M：马氏体相；