现在作为车门缓冲横梁或汽车中柱等汽车结构部件，从轻而高耐 久性的角度考虑一般使用具有980MPa以上高强度的薄钢板。而且座 位倾斜调节器或车窗开闭调节器中所使用的传动部件等的汽车功能部 件，从耐磨损性的角度考虑也使用具有高强度的薄钢板。
但是这些部件具有严格的成形要求，现有的薄钢板容易产生裂纹 或形状不良的问题。而且这样的薄钢板，其材料成本也高。
根据这样的问题，最近出现了使用440MPa以上强度的薄钢板成 形为部件后，通过高频淬火等处理达到高强度的尝试。例如[まてりあ (材料)、第37卷、第6号(1998)]中描述了440MPa、390MPa的 钢板成形为汽车中柱增强部件或前端横梁，之后通过高频淬火等处理 达到高强度的实例。其中描述了为了减小淬火条件的变动，通过自动 装置将加热用线圈沿着部件形状精密移动并进行淬火处理的方法。
另外，在特开昭60-238424号公报或特开平7-126807号公报中， 公开了向成形后的部件照射激光等高能量密度射线束而进行淬火处 理，以达到高强度的技术。
但是[まてりあ、第37卷、第6号(1998)]中描述的技术，为了 减小淬火条件的变动需要特殊的自动装置，导致设备成本增加很大。
另外，特开昭60-238424号公报或特开平7-126807号公报中所述 技术，高能量密度射线束的照射部分狭窄，部件整体的高强度化需要 长时间，明显阻碍生产性的同时导致设备成本增加。而且经过这样处 理的钢板，淬火后的强度为710MPa左右，韧性也不够充分，所以不 能适用于需要980MPa以上强度的车门缓冲横梁、汽车中柱等结构部 件或座位倾斜调节器、车窗开闭调节器中使用的传动部件等功能部 件。

本发明的目的在于提供通过廉价淬火方法达到汽车的结构部件或 功能部件需要的高强度，而且淬火后的韧性优良的薄钢板及其制造方 法。
本发明通过如下薄钢板实现。本质上由C：0.10-0.37质量％、Si： 1质量％以下、Mn：2.5质量％以下、P：0.1质量％以下、S：0.03质量 ％以下、sol.Al(可溶性铝)：0.01-0.1质量％、N：0.0005-0.0050质量 ％、B：0.0003-0.0050质量％及余量的Fe组成，且14B/(10.8N)在0.5 以上、析出物BN的平均粒径在0.1μm以上、淬火后旧奥氏体粒径为 2-25μm。
另外，通过添加了Ti的如下薄钢板也可以达到本发明的目的。 本质上由C：0.10-0.37质量％、Si：1质量％以下、Mn：2.5质量％以 下、P：0.1质量％以下、S：0.03质量％以下、sol.Al：0.01-0.1质量％、 N：0.0005-0.0050质量％、Ti：0.005-0.05质量％、B：0.0003-0.0050质 量％及余量的Fe组成，且B-(10.8/14)N*≥0.0005％、析出物TiN的平 均粒径在0.06-0.30μm、淬火后旧奥氏体粒径为2-25μm。其中N*＝N- (14/48)Ti，N*为负时，认为N*＝0。
这些薄钢板可以通过将本质上由C：0.10-0.37质量％、Si：1质 量％以下、Mn：2.5质量％以下、P：0.1质量％以下、S：0.03质量％以 下、sol.Al：0.01-0.1质量％、N：0.0005-0.0050质量％、B：0.0003-0.0050 质量％及余量的Fe组成、且14B/(10.8N)在0.5以上的钢坯或本质上由 C：0.10-0.37质量％、Si：1质量％以下、Mn：2.5质量％以下、P：0.1 质量％以下、S：0.03质量％以下、sol.Al：0.01-0.1质量％、N：0.0005-0.0050 质量％、Ti：0.005-0.05质量％、B：0.0003-0.0050质量％及余量的Fe组成、且满足B-(10.8/14)N*≥0.0005％的钢坯在Ar3相变点以上的温度 下进行热轧的工序与热轧后在500-720℃的温度下进行卷绕的工序的薄 钢板制造方法制造。
附图说明
图1为表示高频淬火方法的图。
图2为表示摆锤式冲击试验中使用的试验片的形状的图。
图3为表示摆锤式冲击吸收能量与冷却开始时间、14B/(10.8N)之 间关系的图。
图4为表示摆锤式冲击吸收能量与冷却开始时间、B-(10.8/14)N* 之间关系的图。

本发明人对通过廉价淬火方法得到高强度、良好韧性的薄钢板进 行了研究，得到了如下结果。
i)淬火时加热温度在1000℃以下，特别是在950℃以下为了确 实达到汽车结构部件必要程度的高强度化，必须添加C、B。
ii)淬火后的韧性，对于析出物的粒径或微组织的影响很大。特 别是析出物BN与TiN的形态改变淬火加热时奥氏体粒的大小，所以 可以影响淬火后的韧性。即BN微细析出时因为在淬火加热中BN溶 解且奥氏体粒显著粗大化，而且TiN微细析出时因为淬火加热中奥氏 体粒显著微细化并在冷却时部分生成铁素体粒，所以韧性会下降。
iii)对于高频加热后的冷却之前的时间变化，14B/(10.8N)的影响 或添加Ti时B-(10.8/14)N*的影响较大，这样的值小时，与ii)一样， 冷却时生成铁素体粒而韧性下降，其中N*＝N-(14/48)Ti，N*为负时， 认为N*＝0。
本发明以上述结果为基础，下面进一步详细说明。
1)钢成分
本发明的薄钢板本质上由下述元素及剩余部分Fe组成。
C：C是得到淬火后强度的重要元素。得到980Mpa以上的强度 至少需要在0.10％以上。但是添加量超过0.37％时韧性会显著下降。 因此，C含量设定为0.10-0.37％。为了得到更高的强度与更优良的韧 性优选0.15-0.30％。
Si：Si是提高淬火性的同时通过固溶强化而提高强度的元素。但 是添加量超过1％时热轧钢板上形成作为偏析带的带状组织而韧性下 降。因此Si含量设定为1％以下。为了得到更优良的韧性优选0.5％以 下，为了得到极其优良的韧性优选0.15％以下。
Mn：Mn是提高淬火性的同时通过固溶强化而提高强度的元素。 但是添加量超过2.5％时明显形成偏析带而韧性下降。因此Mn含量设 定为2.5％以下。而且为了得到更优良的韧性优选1.5％以下。
P：P是提高淬火性的同时通过固溶强化而提高强度的元素。而 且P也是在晶粒边界偏析而使韧性下降的元素。通过添加B可以抑制 晶粒边界偏析，但是添加量超过0.1％时导致晶粒边界脆化而韧性下 降。因此P含量设定为0.1％以下。而且为了得到更优良的韧性优选 0.05％以下。
S：S是因形成硫化物而使韧性下降，所以需要减少的元素。特 别是超过0.03％时使韧性显著劣化。因此S含量设定为0.03％以下。 而且为了得到更优良的韧性优选0.02％以下。
sol.Al：sol.Al是用作脱氧剂而提高钢纯度的元素。但是不足0.01％ 时纯度会下降，夹杂物增多，韧性下降。另一方面，添加量超过0.1％ 时显著生成AlN，淬火加热时奥氏体粒发生微细化并在冷却时生成铁 素体粒而韧性下降。因此sol.Al的含量设定为0.01-0.1％。而且为了得 到更优良的韧性优选0.03-0.07％。
N：N是添加BN或Ti时形成TiN、抑制淬火加热时奥氏体粒的 生长而提高韧性的重要元素。需要至少添加0.0005％。另一方面，添 加量超过0.0050％时不仅BN或TiN，AlN的形成也变得显著，淬火 加热时奥氏体粒发生微细化并在冷却时生成铁素体粒而韧性下降。因 此N含量设定为0.0005-0.0050％。
B：B是提高淬火性的同时形成BN并抑制淬火加热时奥氏体粒 粗大化，添加Ti时抑制铁素体粒生成而提高韧性的重要元素。但是不 足0.0003％时得不到充分的效果。另一方面，添加量超过0.0050％时 热轧的负荷增高而作业性下降，同时钢板的加工性也下降。因此B含 量设定为0.0003-0.0050％。而且为了得到更优良的韧性优选0.0010- 0.0030％。
另外添加TiN时，加入上述元素并将Ti含量控制如下。
Ti：Ti是与N形成TiN，抑制淬火加热时的奥氏体粒粗大化而提 高韧性的重要元素。但是不足0.005％时得不到充分的效果。另一方面， 添加量超过0.05％时TiC的形成变得明显，明显抑制淬火加热时的奥 氏体粒的生长，加热后冷却时生成铁素体粒，韧性下降。因此Ti含量 设定为0.005-0.05％。
在上述元素基础上添加Cr时不影响加工性而可以提高淬火性。 其添加量不足0.05％时淬火性提高效果不明显，添加量超过0.30％会 导致成本增加，所以Cr含量设定为0.05-0.30％。
而且添加选自Ni、Mo中的至少1种元素可以得到优良的淬火性。 但是过多的添加导致成本增加，所以添加量设定为1％以下。
为了抑制淬火加热时奥氏体粒的粗大化添加0.1％以下的Nb或添 加0.1％以下的V，为了提高延展性添加0.01％以下的Ca，为了提高 耐腐蚀性可以添加不足1％的Cu。
2)14B/(10.8N)与B-(10.8/14)N*
在控制上述元素的基础上，相对淬火条件的变动为了能够确保稳 定而优良的韧性，如下所示，不添加Ti时需要控制14B/(10.8N)，添 加Ti时需要控制B-(10.8/14)N*。
2.1)14B/(10.8N)
熔炼具有C：0.16％、Si：0.01％、Mn：0.75％、P：0.015％、S： 0.012％、sol.Al：0.040％、N：0.0020-0.0028％、B：0.0003-0.0028％、 14B/(10.8N)：0.19-1.30成分的钢，在加热温度：1200℃、终轧温度： 880℃、中间温度(输出辊道的中央部温度)：710℃、卷绕温度：640 ℃条件下进行热轧，酸洗之后以延伸率50％进行冷轧，以退火温度700 ℃进行两分钟退火而制造厚度为1.2mm的冷轧钢板，测定了高频淬火 后的韧性。
高频淬火以图1所示方法进行。即在宽度35mm×长度300mm 的钢板上移动高频线圈的同时加热四秒钟达到900℃之后，冷轧开始 时间改变为通常施行的0.5秒、1.5秒、3秒3种，通过冷却喷管进行 冷却。而且使用图2所示的试验片，在-50℃进行摆锤式冲击试验，得 到了吸收能量。而且吸收能量为摆锤式冲击试验进行3次的的平均值。
图3表示了摆锤式冲击试验与冷却开始时间、14B/(10.8N)之间的 关系。
14B/(10.8N)在0.5以上时，冷却时间为3秒也可以得到稳定的高 摆锤式冲击吸收能量。另一方面，14B/(10.8N)不足0.5时，淬火加热 时不能充分确保固溶的B量，冷却开始时间推迟时生成铁素体粒而导 致韧性下降。因此为了得到稳定而高的韧性，14B/(10.8N)设定为0.5 以上。
2.2)B-(10.8/14)N*
添加Ti时有效固溶的B给淬火条件的变动带来较大影响。因此 熔炼具有C：0.15％、Si：0.02％、Mn：0.90％、P：0.020％、S：0.015％、 sol.Al：0.035％、Ti：0.01％、N：0.0018-0.0030％、B：0-0.0031％、 B-(10.8/14)N*：0-0.0017成分的钢，在加热温度：1200℃、终轧温度： 870℃、中间温度：700℃、卷绕温度：620℃条件下进行热轧，酸洗之 后以延伸率50％进行冷轧，以退火温度720℃进行两分钟退火而制造 厚度为1.2mm的冷轧钢板，利用与上述相同的方法测定了高频淬火后 的韧性。
B-(10.8/14)N*在0.0005％以上时，冷却时间为3秒也可以得到稳定 的高摆锤式冲击吸收能量。另一方面，B-(10.8/14)N*不足0.0005％时，淬 火加热时不能充分确保固溶的B量，冷却开始时间推迟时生成铁素体粒 而导致韧性下降。因此为了得到稳定而高的韧性，B-(10.8/14)N*设定为 0.0005％以上。
3)BN与TiN
为了控制淬火加热时的奥氏体粒的大小，没添加Ti的钢需要控 制BN的粒径，添加Ti的钢需要控制TiN的粒径。
3.1)BN
BN的平均粒径不足0.1μm时，在900℃以上加热时BN会溶解， 不能抑制奥氏体粒的生长，导致淬火加热时奥氏体粒的粗大化，韧性 下降。因此BN的平均粒径设定为0.1μm以上。而且从韧性方面考虑 优选为1μm以下。
3.2)TiN
TiN的平均粒径不足0.06μm时，淬火加热时奥氏体粒变得极其 微细，冷却时生成铁素体粒，韧性下降。另一方面，超过0.3μm时与 BN一样不能抑制淬火加热时奥氏体粒的生长，韧性下降。因此TiN的平均粒径设定为0.06-0.30μm。
4)淬火后的旧奥氏体粒径
不论添加Ti，还是没有添加Ti，淬火后的旧奥氏体粒径，即淬 火后测定的相变前的旧奥氏体粒径对韧性产生较大影响。旧奥氏体粒 径不足2μm时，加热后冷却时生成一部分铁素体粒，铁素体粒与奥氏 体粒的界面产生应力集中，韧性下降。另一方面，超过25μm时晶粒 边界脆化变得明显，与以往规格JSC980Y相比韧性下降。因此淬火后 的旧奥氏体粒径设定为2-25μm。
旧奥氏体粒径为将钢板的表面研磨、腐蚀后，用光学显微镜观察， 使用微量分析器测定的平均粒径。
5)钢板表面的粗糙度
从淬火性的观点来看，钢板表面的粗糙度优选Ra(算术平均粗 糙度)在0.40μm以上，Ry(最大高度)在12.0μm以下。其中Ra与 Ry为以JISB0601为基础测定轧制方向与轧制垂直方向并取平均的 值。
Ra设定为0.40μm以上时表面积会增大，利用高频短时间加热也 可以充分加热，淬火性会提高。但是超过1.6μm时会导致韧性劣化， 所以Ra优选1.6μm以下。
Ry超过12.0μm时因为切口效应会产生韧性劣化，所以Ry优选 在12.0μm以下。Ry不足2.0μm时表面粗糙度变小导致淬火性下降， 所以Ry优选在2.0μm以上。
6)制造方法
上述薄钢板，例如可以通过包括将满足上述成分条件的钢坯在Ar3 相变点以上的温度下进行热轧的工序，及热轧后在500-720℃的温度 进行卷绕的工序的薄钢板制造方法制造。此时制造的薄钢板为热轧钢 板。为了得到均匀的组织，需要在Ar3相变点以上的温度下进行热轧。 卷绕温度如果超过720℃，珠光体的层间隔会增大，淬火性下降，同 时淬火时渗碳体溶解并残留，使韧性下降，所以优选720℃以下，更 加优选700℃以下。另一方面，不足500℃时形成极其微细的BN或 TiN，所以淬火加热时BN溶解而使奥氏体粒粗大化，通过微细的TiN奥氏体变得极其微细，冷却时生成铁素体，导致韧性劣化，所以卷绕 温度优选在500℃以上，更加优选在580℃以上。
而且热轧后的钢板在卷绕之前移动的输出辊道中央部的钢板温度 称为中间温度，该中间温度为了确实抑制铁素体的生成设定为750℃ 以下，而且为了确实抑制微细BN或TiN的形成优选设定为560℃以 上。
热轧后的钢板酸洗后，进行退火会使渗碳体变成球状，可以得到 具有更优良的加工性和淬火性的热轧钢板。退火温度不足640℃时渗 碳体的球状化不充分，超过Ac1相变点时部分奥氏体化，冷却过程中 生成粗大的珠光体，加工性与淬火性下降，同时淬火时渗碳体溶解并 残留，使韧性下降，所以退火温度优选在640℃以上、Ac1相变点以 下。
热轧后的钢板酸洗后，以30％以上的延伸率进行冷轧，在640℃ 以上、Ac1相变点以下的温度下进行退火，可以得到具有优良加工性 与淬火性的冷轧钢板。延伸率不足30％时，退火后残留未再结晶部分 的同时渗碳体的球状化变得不充分，所以延伸率设为30％以上。延伸 率的上限没有特别的规定，但优选设为80％以下，以不增大轧钢机的 负荷。
热轧后的钢板酸洗后，将在640℃以上、Ac1相变点以下的温度 进行退火的热轧钢板，以30％以上的延伸率进行冷轧后，在600℃以 上、Ac1相变点以下的温度下进行退火，也可以得到相同的冷轧钢板。
上述热轧钢板或冷轧钢板，以形状矫正及表面粗糙度调整为目 的，可以实施平整轧制。此时为了不导致材料劣化，拉伸率优选3.0％ 以下。而且上述钢板表面粗糙度的调整，可以通过平整轧制的滚筒表 面粗糙度或拉伸率进行。
以上述制造条件制造本发明的薄钢板时，作为材料的钢，例如通 过转炉、电炉等熔炼。而且板坯的制造可以适用铸锭-开坯法、连续铸 造法、薄板坯铸造法、带材铸造法中任意一种方法。
热轧可以通过板坯再加热后轧制的方法或连续铸造后进行短时间 再加热或省略再加热直接轧制的直接输送轧制法进行。而且热轧过程 中也可以通过杆式加热器(バ一ヒ一タ一)进行加热。而且为了得到 均匀的组织，热轧后1秒内可以200℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
作为本发明薄钢板的热轧钢板或冷轧钢板，可以进行适当的表面 处理(化学转化处理、热镀锌、合金化热镀锌)。
本发明的薄钢板，通过廉价的淬火方法达到980Mpa以上的高强 度，可以得到优良的韧性，所以成形后进行淬火处理的汽车部件，特 别是车门缓冲横梁、汽车中柱等结构部件或用作座位倾斜调节器、车 窗开闭调节器等传动部件的功能部件。
[实施例1]
熔炼具有表1所示钢No.1-12成分的钢，之后在表2所示的条件 下进行热轧或热轧后退火，制造厚度为2.4mm的热轧钢板。沿着与压 延方向垂直的方向采用JIS5号试验片进行拉伸试验。利用透射式电子 显微镜观察BN，得到了其平均粒径。利用与上述同样的方法进行高 频淬火，利用上述方法测定摆锤式冲击吸收能量与旧奥氏体粒径。而 且淬火后的拉伸试验也利用与上述同样的方法进行。摆锤式冲击吸收 能量，利用将热轧钢板的厚度磨削至1.2mm的试验片而求得，满足以 往规格JSC980Y的0.4kgm以上为合格。
结果如表3所示。
表1 钢 No.   C   Si   Mn     P     S     sol.Al     N     B     其他     14B/   (10.8N)   备注   1   0.16   0.02   0.80   0.015   0.012     0.045   0.0020   0.0026       -     1.70 本发明例   2   0.12   0.50   1.30   0.028   0.018     0.037   0.0023   0.0018   0.2Ni，0.1Mo     1.01 本发明例   3   0.29   0.01   0.50   0 009   0.004     0.066   0.0042   0.0030     0.2Cr     0.93 本发明例   4   0.35   0.02   0 20   0.008   0.002     0.021   0.0011   0.0005     0.2Cr     0.59 本发明例   5   0.18   0.01   0.70   0.070   0.024     0.090   0.0021   0.0024     0.02Nb     1.48 本发明例   6   0.05*   0.02   1.20   0.014   0.010     0.044   0.0022   0.0028       -     1.73   比较例   7   0.42*   0.21   0.65   0.031   0.024     0.032   0.0025   0.0032     0.1Cr     1.66   比较例   8   0.15   1.20*   0.43   0.110*   0.008     0.047   0.0018   0.0016       -     1.15   比较例   9   0.12   0.01   3.00*   0.021   0.042*     0.030   0.0015   0.0027     0.2Mo     2.33   比较例   10   0.13   0.02   0.76   0.023   0.012     0.140*   0.0064*   0.0045       -     0.91   比较例   11   0.16   0.12   0.46   0.018   0.015     0.037   0.0005   0.0002*       -     0.52   比较例   12   0.17   0.24   0.41   0.015   0.010     0.052   0.0031   0.0008       -     0.33*   比较例
单位是质量％
*：本发明范围外
表2 钢板No.  钢No. 加热温度(℃) 终轧温度(℃) 中间温度(℃) 卷绕温度(℃)     退火条件     A     1     1200     880     700     640        -     B     2     1200     900     700     640        -     C     3     1250     870     680     620  720℃×40小时     D     3     1250     870     780     740*        -     E     4     1200     850     700     640  720℃×40小时     F     4     1200     850     570     480*  720℃×40小时     G     5     1200     900     700     640        -     H     6     1200     900     720     660        -     I     7     1200     830     680     600  720℃×40小时     J     8     1100     900     700     640        -     K     9     1200     900     700     640        -     L     10     1250     900     700     640        -     M     11     1200     880     700     640        -     N     12     1200     880     700     640        -
*：本发明范围外
表3 钢 板 No. 钢 No.     淬火前                        淬火后   备注   拉伸   强度   (MPa)   BN平均   粒径   (μm)   冷却开始时间：0.5秒     冷却开始时间：3秒 旧奥氏 体粒径   (μm) 拉伸强度   (MPa) 摆锤式冲击吸 收能量(kgm) 拉伸强度   (MPa) 摆锤式冲击吸 收能量(kgm) A  1     488     0.20     1470     0.58     1460     0.52     8.0 本发明例 B  2     463     0.24     1310     0.61     1260     0.62     12.1 本发明例 C  3     477     0.12     1590     0.51     1520     0.50     21.8 本发明例 D  3     438     0.29     1270     0.28     1130     0.20     8.4   比较例 E  4     442     0.21     1660     0.47     1590     0.46     8.5 本发明例 F  4     512     0.07*     1320     0.24     1200     0.21     29.2*   比较例 G  5     476     0.15     1080     0.43     1030     0 42     3.2 本发明例 H  6     359     0.24     840     0.74     760     0.66     6.2   比较例 I  7     564     0.23     1890     0.11     1810     0.13     9.6   比较例 J  8     483     0.28     1490     0.10     1370     0.07     10.2   比较例 K  9     508     0.18     1380     0.13     1270     0.08     4.4   比较例 L  10     475     0.33     1410     0.42     1030     0.10     0.8*   比较例 M  11     456     0.04*     1120     0.23     1060     0.15     37.2*   比较例 N  12     468     0.11     1370     0.46     1130     0.12     23.3   比较例
*：本发明范围外
成分、14B/(10.8N)、BN的平均粒径、旧奥氏体粒径在本发明范 围内的钢板No.A、B、C、E、G淬火后可以得到980MPa以上的拉伸 强度，而且不受冷却开始时间的影响而稳定，得到0.4kgm以上的摆 锤式冲击吸收能量，即可以得到优良的韧性。特别是C、Si、Mn、P、 S的含量低，sol.Al为0.03-0.07％，B为0.0010-0.0030％的钢板No.A、 B、C的摆锤式冲击吸收能量在0.5kgm以上，可以得到极其优良的韧 性。
另一方面，C的含量比本发明范围低的钢板No.H，拉伸强度低。 C的含量比本发明范围高的钢板No.I，Si与P的含量比本发明范围高 的钢板No.J，Mn与S的含量比本发明范围高的钢板No.K的摆锤式 冲击吸收能量低，得不到优良的韧性。另外，sol.Al与N的含量比本 发明范围高的钢板No.L，旧奥氏体粒径比本发明范围小，冷却开始时 间推迟时摆锤式冲击吸收能量会降低。B的含量比本发明范围低、且 BN的平均粒径在本发明范围外的钢板No.M，旧奥氏体粒径发生比本 发明范围大的粗大化，韧性下降。14B/(10.8N)比本发明范围小的钢板 No.N，推迟冷却时间时摆锤式冲击吸收能量会降低。卷绕温度比本发 明范围高的钢板No.D，淬火时渗碳体溶解并残留，摆锤式冲击吸收能 量降低。卷绕温度比本发明范围低的钢板No.F，BN的平均粒径比本 发明范围小，旧奥氏体粒径发生比本发明范围大的粗大化，摆锤式冲 击吸收能量降低。
[实施例2]
使用具有表1所示的钢No.1-12成分的钢，在表4所示条件下进 行热轧或热轧后进行一次退火，以延伸率50％进行冷轧后在表4所示 条件下进行最终退火而制造厚度为1.2mm的冷轧钢板。而且最终退火 后进行平整轧制，达到了Ra为0.8±0.1μm、Ry为6.4±0.1μm。之后进 行了与实施例1相同的调查。
结果如表5所示。
表4 钢板No. 钢No. 加热温度     (℃) 终轧温度     (℃) 中间温度     (℃) 卷绕温度     (℃)   1次退火条件   最终退火条件     a     1     1200     880     700     640       -   720℃×2分钟     b     1     1200     880     550     450       -   720℃×2分钟     c     2     1200     900     700     620       -   720℃×2分钟     d     3     1250     870     680     620       -   680℃×20小时     e     4     1250     870     700     640  680℃×40小时   680℃×20小时     f     4     1200     850     780     740*       -   720℃×40小时     g     4     1200     850     560     470* 720℃×40小时   720℃×40小时     h     5     1200     900     700     640       -   720℃×2分钟     i     6     1200     900     720     660       -   720℃×2分钟     j     7     1200     830     660     600  720℃×40小时   720℃×40小时     k     8     1100     900     700     640       -   720℃×2分钟     l     9     1200     900     700     640       -   720℃×2分钟     m     10     1250     900     700     640       -   720℃×2分钟     n     11     1200     880     700     640       -   720℃×2分钟     o     12     1200     880     700     640       -   720℃×2分钟
*：本发明范围外
表5 钢 板 No. 钢 No.     淬火前                         淬火后   备注 拉伸 强度 (MPa) BN平均   粒径   (μm)   冷却开始时间：0.5秒   冷却开始时间：3秒 旧奥氏 体粒径   (μm) 拉伸强度   (MPa) 摆锤式冲击吸 收能量(kgm) 拉伸强度   (MPa) 摆锤式冲击吸 收能量(kgm)   a   1     446     0.22     1490     0.55     1470     0.51     8.3 本发明例   b   1     495     0.05*     1530     0.26     1530     0.22     32.0*   比较例   c   2     452     0.27     1310     0.65     1250     0.64     11.9 本发明例   d   3     432     0.14     1580     0.52     1530     0.50     19.7 本发明例   e   4     458     0.20     1680     0.45     1630     0.42     9.4 本发明例   f   4     521     0.23     1390     0.29     1270     0.22     2.8   比较例   g   4     515     0.07*     1420     0.27     1300     0.19     30.3*   比较例   h   5     461     0.16     1060     0.42     1020     0.42     2.8 本发明例   i   6     347     0.25     860     0.73     790     0.67     6.7   比较例   j   7     552     0.22     1880     0.13     1780     0.12     8.9   比较例   k   8     483     0.27     1520     0.08     1480     0.05     9.2   比较例   l   9     498     0.19     1390     0.11     1280     0.09     4.7   比较例   m   10     460     0.31     1440     0.43     1120     0 12     0.9*   比较例   n   11     442     0.03*     1110     0.21     1080     0.17     36.0*   比较例   o   12     456     0.12     1340     0.47     1150     0.13     23.3   比较例
*：本发明范围外
与实施例1的热轧钢板一样，成分、14B/(10.8N)、BN的平均粒 径、旧奥氏体粒径在本发明范围内的钢板No.a、c、d、e、h淬火后可 以得到980MPa以上的拉伸强度，而且不受冷却开始时间的影响而稳 定，得到0.4kgm以上的摆锤式冲击吸收能量，即可以得到优良的韧 性。特别是C、Si、Mn、P、S的含量低，sol.Al为0.03-0.07％，B为 0.0010-0.0030％的钢板No.a、c、d的摆锤式冲击吸收能量在0.5kgm 以上，可以得到极其优良的韧性。
另一方面，卷绕温度低、BN的平均粒径比本发明范围小的钢板 No.b、g，旧奥氏体粒径比本发明范围大，推迟冷却开始时间时摆锤 式冲击吸收能量会降低，得不到优良的韧性。C的含量比本发明范围 低的钢板No.i，拉伸强度低。C的含量比本发明范围高的钢板No.j， Si与P的含量比本发明范围高的钢板No.k，Mn与S的含量比本发明 范围高的钢板No.1的摆锤式冲击吸收能量降低。另外，sol.Al和N的 含量比本发明范围高的钢板No.m，旧奥氏体粒径比本发明范围小， 推迟冷却开始时间时，摆锤式冲击吸收能量降低。B的含量比本发明 范围低、且BN的平均粒径在本发明范围外的钢板No.n，旧奥氏体粒 径发生比本发明范围大的粗大化，韧性下降。14B/(10.8N)比本发明范 围小的钢板No.o，推迟冷却时间时摆锤式冲击吸收能量会降低。卷绕 温度比本发明范围高的钢板No.f，淬火时渗碳体溶解并残留，摆锤式 冲击吸收能量降低。
[实施例3]
熔炼具有表6所示钢No.1-13成分的钢，之后在表7所示的条件 下进行热轧或热轧后退火，制造厚度为2.4mm的热轧钢板。之后进行 了与实施例1相同的调查。其中任何一个钢板都添加了Ti，所以可以 通过透射式电子显微镜观察的是TiN。
结果如表8所示。
表6 钢 No.     C     Si     Mn     P     S   so1.Al     N     Ti     B   其他   14B/ (10.8N)   备注   1     0.15   0.01   0.90   0.020   0.015   0.035   0.0026   0.016   0.0016     -   0.0016 本发明例   2     0.11   0.45   1.40   0.015   0.008   0.057   0.0034   0.011   0.0020   0.5Ni，   0.1Mo   0.0019 本发明例   3     0.29   0.02   0.55   0.008   0.003   0.028   0.0014   0.032   0.0005   0.1Cr   0.0005 本发明例   4     0.34   0.01   0.20   0.023   0.012   0.043   0.0038   0.010   0.0034   0.2Cr   0.0027 本发明例   5     0.17   0.02   0.55   0.068   0.022   0.088   0.0019   0.006   0.0013   0.02Nb   0.0012 本发明例   6     0.06**   0.01   1.00   0.012   0.007   0.035   0.0024   0.010   0.0022     -   0.0022   比较例   7     0.41**   0.18   0.72   0.016   0.006   0.038   0.0021   0.014   0.0020   0.15Cr   0.0020   比较例   8     0.16   1.30**   0.40   0.121**   0.009   0.027   0.0017   0.008   0.0012     -   0.0012   比较例   9     0.11   0.02   2.70**   0.018   0.040**   0.034   0.0032   0.013   0.0018   0.2Mo   0.0018   比较例   10     0.17   0.01   0.85   0.021   0.023   0.120**   0.0058**   0.012   0.0048     -   0.0030   比较例   11     0.14   0.14   0.55   0.012   0.009   0.022   0.0012   0.015   0.0002**     -   0.0002**   比较例   12     0.20   0.18   0.45   0.017   0.011   0.064   0.0033   0.002**   0.0007     -   0**   比较例   13     0.15   0.01   0.87   0.018   0.012   0.033   0.0031   0.067   0.0017     -   0.0017   比较例
单位是质量％
**：本发明范围外
表7  钢板No.  钢No. 加热温度(℃) 终轧温度(℃) 中间温度(℃) 卷绕温度(℃)     退火条件     A     1     1200     880     690     620       -     B     2     1200     900     690     620       -     C     3     1250     870     690     610  720℃×40小时     D     3     1250     870     780     740*  680℃×20小时     E     4     1200     850     690     620  720℃×40小时     F     4     1200     850     600     490*  720℃×40小时     G     5     1200     900     690     620       -     H     6     1200     900     720     660       -     I     7     1200     830     660     600  720℃×40小时     J     8     1250     900     690     620       -     K     9     1200     900     690     620       -     L     10     1250     900     690     620       -     M     11     1200     880     690     620       -     N     12     1200     880     690     620  680℃×20小时     O     13     1200     880     690     620       -
*：本发明范围外
表8 钢 板 No. 钢 No.     淬火前                         淬火后   备注 拉伸 强度 (MPa) TiN平 均粒径   (μm)   冷却开始时间：0.5秒   冷却开始时间：3秒 旧奥氏  体粒径   (μm) 拉伸强度   (MPa) 摆锤式冲击吸 收能量(kgm) 拉伸强度   (MPa) 摆锤式冲击吸 收能量(kgm) A   1     475   0.15   1440     0.55     1420     0.53     6.8 本发明例 B   2     469   0.12   1250     0.65     1200     0.64     11.3 本发明例 C   3     447   0.25   1580     0.53     1510     0.52     18.3 本发明例 D   3     432   0.18   1060     0.34     870     0.26     4.4   比较例 E   4     434   0.15   1680     0.41     1650     0.40     8.4 本发明例 F   4     508   0.05*   1460     0.37     1320     0.18     1.4*   比较例 G   5     463   0.09   1340     0.47     1270     0.41     2.7 本发明例 H   6     371   0.15   860     0.74     780     0.67     6.1   比较例 I   7     558   0.22   1840     0.14     1810     0.13     8.2   比较例 J   8     462   0.08   1520     0.12     1480     0.05     3.2   比较例 K   9     493   0.22   1320     0.15     1240     0.07     5.6   比较例 L   10     465   0.21   1540     0.47     1060     0.16     1.0*   比较例 M   11     448   0.25   1490     0.55     1110     0.13     5.9   比较例 N   12     441   0.04*   1580     0.23     1530     0.15     34.1*   比较例 O   13     467   0.84*   1300     0.43     870     0.15     0.9*   比较例
*：本发明范围外
成分、B-(10.8/14)N*、TiN的平均粒径、旧奥氏体粒径在本发明 范围内的钢板No.A、B、C、E、G淬火后可以得到980MPa以上的拉 伸强度，而且不受冷却开始时间的影响而稳定，得到0.4kgm以上的 摆锤式冲击吸收能量，即可以得到优良的韧性。特别是C、Si、Mn、 P、S的含量低，sol.Al为0.03-0.07％，B为0.0005-0.0020％的钢板No.A、 B、C的摆锤式冲击吸收能量在0.5kgm以上，可以得到极其优良的韧 性。
另一方面，C的含量比本发明范围低的钢板No.H，拉伸强度低。 C的含量比本发明范围高的钢板No.I，Si与P的含量比本发明范围高 的钢板No.J，Mn与S的含量比本发明范围高的钢板No.K的摆锤式 冲击吸收能量低，得不到优良的韧性。另外，sol.Al与N的含量比本 发明范围高的钢板No.L，旧奥氏体粒径比本发明范围小，冷却开始时 间推迟时摆锤式冲击吸收能量会降低。B的含量比本发明范围低、且 B-(10.8/14)N*在本发明范围外的钢板No.M，推迟冷却开始时间时生 成铁素体粒，韧性劣化。Ti的含量比本发明范围低、TiN的平均粒径 比本发明范围小、且B-(10.8/14)N*在本发明范围外的钢板No.N，旧 奥氏体粒径发生粗大化，摆锤式冲击吸收能量降低。Ti的含量比本发 明范围高、TiN的平均粒径比本发明范围大的钢板No.O，旧奥氏体粒 径比本发明范围小，摆锤式冲击吸收能量降低。卷绕温度比本发明范 围高的钢板No.D，淬火时渗碳体溶解并残留，摆锤式冲击吸收能量降 低。卷绕温度比本发明范围低的钢板No.F，TiN的平均粒径比本发明 范围小，旧奥氏体粒径比本发明范围小，所以推迟冷却时间时摆锤式 冲击吸收能量降低。
[实施例4]
使用具有表6所示的钢No.1-13成分的钢，在表9所示条件下进 行热轧或热轧后进行一次退火，以延伸率50％进行冷轧后在表9所示 条件下进行最终退火而制造厚度为1.2mm的冷轧钢板。而且最终退火 后进行平整轧制，达到了Ra为0.8±0.1μm、Ry为6.4±0.1μm。之后进 行了与实施例3相同的调查。
结果如表10所示。
表9 钢板No. 钢No. 加热温度     (℃) 终轧温度     (℃) 中间温度     (℃) 卷绕温度     (℃)   1次退火条件   最终退火条件     a     1     1200     880     690     620       -   720℃×2分钟     b     1     1300     880     570     480       -   720℃×2分钟     c     2     1200     900     690     620       -   720℃×2分钟     d     3     1250     870     690     610       -   680℃×20小时     e     4     1200     850     690     620  680℃×40小时   680℃×40小时     f     4     1200     850     780     740*       -   720℃×40小时     g     4     1200     850     580     490* 680℃×40小时   720℃×40小时     h     5     1200     900     690     620       -   720℃×2分钟     i     6     1200     900     720     660       -   720℃×2分钟     j     7     1200     830     660     600  720℃×40小时   720℃×40小时     k     8     1250     900     690     620       -   720℃×2分钟     l     9     1200     900     690     620       -   720℃×2分钟     m     10     1250     900     690     620       -   720℃×2分钟     n     11     1200     880     690     620       -   720℃×2分钟     o     12     1200     880     690     620  680℃×20小时   680℃×40小时     p     13     1200     880     690     620       -   720℃×2分钟
*：本发明范围外
表10 钢 板 No. 钢 No.     淬火前                         淬火后   备注   拉伸   强度   (MPa)   TiN平   均粒径   (μm)   冷却开始时间：0.5秒   冷却开始时间：3秒 旧奥氏 体粒径   (μm) 拉伸强度   (MPa) 摆锤式冲击吸 收能量(kgm) 拉伸强度   (MPa) 摆锤式冲击吸 收能量(kgm)   a   1     437     0.16     1470     0.57     1430     0.54     6.9 本发明例   b   1     458     0.05*     1520     0.52     1480     0.25     1.2*   比较例   c   2     457     0.14     1250     0.68     1210     0.65     11.8 本发明例   d   3     434     0.23     1590     0.52     1530     0.50     21.5 本发明例   e   4     447     0.17     1700     0.41     1680     0.40     9.1 本发明例   f   4     516     0.15     1420     0.30     1300     0.21     3.2   比较例   g   4     510     0.04*     1440     0.38     1320     0.20     1.3*   比较例   h   5     442     0.08     1360     0.46     1250     0.40     3.0 本发明例   i   6     348     0.14     840     0.77     770     0.69     6.4   比较例   j   7     531     0.24     1910     0.11     1880     0.08     12.7   比较例   k   8     443     0.09     1510     0.13     1470     0.06     4.4   比较例   l   9     479     0.20     1340     0.14     1230     0.07     6.5   比较例   m   10     452     0.22     1530     0.49     1070     0.15     1.2*   比较例   n   11     433     0.24     1470     0.56     1090     0.14     6.1   比较例   o   12     432     0.05*     1560     0.24     1540     0.17     35.2*   比较例   p   13     452     0.78*     1290     0.41     860     0.16     0.7*   比较例
*：本发明范围外
与实施例3的热轧钢板一样，成分、B-(10.8/14)N*、TiN的平均 粒径、旧奥氏体粒径在本发明范围内的钢板No.a、c、d、e、h淬火后 可以得到980MPa以上的拉伸强度，而且不受冷却开始时间的影响而 稳定，得到0.4kgm以上的摆锤式冲击吸收能量，即可以得到优良的 韧性。特别是C、Si、Mn、P、S的含量低，sol.Al为0.03-0.07％，B为0.0005-0.0020％的钢板No.a、c、d的摆锤式冲击吸收能量在0.5kgm 以上，可以得到极其优良的韧性。
另一方面，卷绕温度低、TiN的平均粒径比本发明范围小的钢板 No.b、g，旧奥氏体粒径比本发明范围小，推迟冷却开始时间时摆锤 式冲击吸收能量会降低，得不到优良的韧性。C的含量比本发明范围 低的钢板No.i，拉伸强度低。C的含量比本发明范围高的钢板Noj， Si与P的含量比本发明范围高的钢板No.k，Mn与S的含量比本发明 范围高的钢板No.1的摆锤式冲击吸收能量降低。另外，sol.Al与N的 含量比本发明范围高的钢板No.m，旧奥氏体粒径比本发明范围小， 冷却开始时间推迟时摆锤式冲击吸收能量会降低。B的含量比本发明 范围低、且B-(10.8/14)N*在本发明范围外的钢板No.n，推迟冷却开始 时间时生成铁素体粒，韧性下降。Ti的含量比本发明范围低、TiN的 平均粒径比本发明范围小、且B-(10.8/14)N*在本发明范围外的钢板 No.o，旧奥氏体粒径发生粗大化，摆锤式冲击吸收能量降低。Ti的含 量比本发明范围高、TiN的平均粒径比本发明范围大的钢板No.p，旧 奥氏体粒径比本发明范围小，摆锤式冲击吸收能量降低。卷绕温度比 本发明范围高的钢板No.f，淬火时渗碳体溶解并残留，摆锤式冲击吸 收能量降低。