高强度冷轧钢板及其制造方法
高强度冷轧钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及高强度冷乳钢板及其制造方法，特别是涉及适合于汽车等的结构件的 构件的用途的高强度冷乳钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 近年来，由于关注环境问题的热潮，C02排放限制变得严格，在汽车领域中，通过车 身的轻量化来提高燃料效率成为大的课题。因此，正推进由对汽车用零件应用高强度钢板 而带来的薄壁化。特别是正在推进将拉伸强度(TS)为llSOMPa以上的高强度钢板应用于汽 车用零件。
[0003] 对于用于汽车的结构用零件、增强用零件等汽车用零件的高强度钢板而言，要求 成形性优良。特别是对于用于具有复杂形状的零件的高强度钢板而言，不仅仅要求伸长率 或延伸凸缘性(也称为扩孔性)这样的特性中某一特性优良，而是要求这两种特性都优良。 此外，对于上述结构用零件、增强用零件等汽车用零件而言，要求优良的碰撞吸收能量特 性。为了使碰撞吸收能量特性提高，提高所使用的钢板的屈服比是有效的。使用了屈服比高 的钢板的汽车用零件即使以低变形量也能够高效地吸收碰撞能量。需要说明的是，此处的 屈服比(YR)是表示屈服应力(YS)与拉伸强度(TS)之比的值，以YR=YS/TS求得。
[0004] 以往，作为兼具高强度和成形性的高强度薄钢板，已知有铁素体-马氏体组织的双 相钢(DP钢）。作为使主相为铁素体并分散有马氏体的复合组织钢的DP钢，在低屈服比下TS 也高、伸长率也优良。但是，具有如下缺点:变形时应力集中于铁素体与马氏体的界面，由此 容易产生裂纹，延伸凸缘性差。因此，作为延伸凸缘性也优良的DP钢，在专利文献1中公开了 如下技术:具有由回火马氏体和铁素体构成的双相组织，对回火马氏体的硬度和其面积率、 回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态进行规定，由此确保伸长率与延伸凸缘性的平衡， 同时实现TS为1180MPa以上的高强度化。
[0005] 另外，作为兼具高强度和优良的延展性的钢板，可以列举利用了残余奥氏体的相 变诱发塑性(TRansformation Induced Plasticity)的TRIP钢板。该TRIP钢板具有含有残 余奥氏体的钢板组织，在马氏体相变开始温度以上的温度下进行加工变形时，残余奥氏体 因应力而诱发相变成马氏体从而可以得到大伸长率。但是，该TRIP钢板存在如下问题:在冲 裁加工时残余奥氏体相变成马氏体，由此在与铁素体的界面处产生裂纹，扩孔性(延伸凸缘 性)变差。因此，作为延伸凸缘性也优良的TRIP钢板，在专利文献2中公开了一种低屈服比高 强度冷乳钢板，其具有满足残余奥氏体:至少5%、贝氏体铁素体:至少60%、多边形铁素体： 20%以下(包括0% )的钢组织，伸长率和延伸凸缘性优良且TS达到980MPa以上的高强度。另 外，在专利文献3中公开了一种TS为980MPa以上的具有优良的伸长率和延伸凸缘性的高强 度钢板，其对铁素体、贝氏体、残余奥氏体的面积率进行了限制，具有马氏体的面积率为 50%以上的组织，对马氏体的硬度分布进行了控制。
[0006] 现有技术文献
[0007] 专利文献
[0008] 专利文献1:日本特开2011-052295号公报 [0009] 专利文献2:日本特开2005-240178号公报 [0010] 专利文献3:日本特开2011-047034号公报
【发明内容】
[0011] 发明所要解决的问题
[0012] 然而，通常，对于像DP钢这样利用了马氏体相变的钢而言，马氏体相变时向铁素体 中导入可动位错，因此变为低屈服比，碰撞吸收能量特性降低。此外，对于专利文献1的钢板 而言，成形性、特别是伸长率不充分。另外，专利文献2的钢板虽然达到了 980MPa以上的高强 度，但在1180MPa以上这样的高强度区域中并没有提高伸长率和延伸凸缘性。另外，对于专 利文献3的钢板而言，伸长率和延伸凸缘性不充分。
[0013]如上所述，对于llSOMPa以上的高强度钢板而言，难以在确保高屈服比以便可以得 到优良的碰撞吸收能量特性的同时确保优良的伸长率和延伸凸缘性。因此，期望开发兼具 这些特性的钢板。
[0014] 本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供伸长率和延伸凸缘性优良、具 有高屈服比的高强度冷乳钢板及其制造方法。
[0015] 用于解决问题的方法
[0016] 本发明人们反复进行了深入研究，结果发现：以特定的比率控制铁素体、残余奥氏 体、马氏体的钢板组织的体积分数，并且，对铁素体的平均粒径、马氏体、残余奥氏体或它们 的混合相的大小和数量进行控制，由此可以在确保高屈服比的同时、在高伸长率的基础上 一并得到优良的延伸凸缘性。本发明立足于上述见解。
[0017] 首先，本发明人们对钢板的显微组织与如上所述的拉伸强度、屈服比、伸长率、延 伸凸缘性等特性的关系进行了研究，如下所述进行了考察。
[0018] a)在钢板组织中存在有马氏体或残余奥氏体的情况下，在扩孔试验中，冲裁加工 时在与铁素体的界面处产生空隙，在之后的扩孔过程中空隙彼此连结、发展，由此产生裂 缝。因此，难以确保良好的延伸凸缘性。
[0019] b)通过在钢板组织内含有位错密度高的贝氏体、回火马氏体，由此屈服强度升高， 因此能够得到高屈服比，另外，可以使延伸凸缘性变得良好。但是，这种情况下，伸长率降 低。
[0020] C)为了提高伸长率，含有软质的铁素体、残余奥氏体是有效的。但是，拉伸强度、延 伸凸缘性降低。
[0021] 因此，本发明人们反复进行了深入研究，得出如下见解:通过在钢中适量添加 Si使 铁素体固溶强化，进而使马氏体或残余奥氏体、或者它们的混合相的结晶粒径微细化从而 分散在钢中，由此能够抑制冲裁加工时产生的空隙的数量，能够在确保伸长率、屈服比的同 时提高扩孔性(延伸凸缘性）。
[0022] 基于上述见解，反复进行了研究，结果发现：将Si含量以质量％计设定为0.8~ 2.4%的范围，在规定的条件下实施两次退火，由此能够控制铁素体、残余奥氏体、马氏体的 体积分数，进而使结晶粒径为2μπι以下的马氏体、残余奥氏体或它们的混合相在钢中微细分 散，能够在确保高屈服比的同时提高伸长率和扩孔性。
[0023]本发明基于上述见解，本发明的主旨如下所述。
[0024] [ 1]一种高强度冷乳钢板，其具有以质量％计含有C:0.15~0.27%、Si :0.8~ 2.4%、]^:2.3~3.5%、？:0.08%以下、5:0.005%以下、厶1 :0.01~0.08%川:0.010%以下、 且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有如下显微组织:铁素体的平均结 晶粒径为5μηι以下，铁素体的体积分数为3~20%，残余奥氏体的体积分数为5~20%，马氏 体的体积分数为5~20 %，余量中包含贝氏体和/或回火马氏体，并且，与钢板的乳制方向平 行的板厚截面内每2000μπι2中的结晶粒径为2μπι以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相 的总个数为150个以上。
[0025] [2]如上述[1]所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选自V:0.10%以 下、Nb:0.10%以下、Ti :0.10%以下中的一种以上。
[0026] [3]如上述[1]或[2]所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有B:0.0050% 以下。
[0027] [4]如上述[1]~[3]中任一项所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选 自Cr :0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni :0.50%以下中的一种以上。
[0028] [5]如上述[1]~[4]中任一项所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选 自Ca:0.0050%以下、REM:0.0050%以下中的一种以上。
[0029] [6]-种高强度冷乳钢板的制造方法，准备具有上述[1]~[5]中任一项所述的成 分组成的钢坯，对上述钢坯实施热乳、酸洗、冷乳而制造冷乳钢板，实施如下第一退火:将上 述冷乳钢板在800°C以上的第一均热温度下保持30秒以上，以3°C/秒以上的第一平均冷却 速度从第一均热温度冷却至320~500°C，在320~500°C的第一保持温度范围内保持30秒以 上后冷却至室温，然后，实施如下第二退火：以3~30°C/秒的平均加热速度加热至750°C以 上的第二均热温度后保持30秒以上，以3°C/秒以上的第二平均冷却速度从第二均热温度冷 却至120~320°C，接着加热至320~500°C的第二保持温度范围后保持30秒以上，然后冷却 至室温。
[0030] 发明效果
[0031] 根据本发明，通过对钢板的成分组成和显微组织进行控制，可以稳定地得到高强 度、且具有高屈服比、伸长率和延伸凸缘性均优良的高强度冷乳钢板。
【具体实施方式】
[0032] 首先，对本发明的高强度冷乳钢板的成分组成的限定原因进行说明。需要说明的 是，在本说明书中，表示钢的成分组成的"％"是指质量％。
[0033] C:0.15 ~0.27%
[0034] C对于钢板的高强度化而言是有效的元素，参与到贝氏体、回火马氏体、残余奥氏 体和马氏体等第二相的形成中而有助于高强度化。C量低于0.15%时，难以确保贝氏体、回 火马氏体、残余奥氏体和马氏体。因此，C量需要设定为0.15%以上。优选为0.16%以上。另 一方面，C量大于0.27%时，铁素体、回火马氏体、马氏体的硬度差增大，因此，延伸凸缘性降 低。因此，C量需要设定为0.27%以下。优选为0.25%以下。
[0035] Si:0.8 ~2.4%
[0036] Si是铁素体生成元素，对于固溶强化而言也是有效的元素。在本发明中，为了确保 铁素体、得到高拉伸强度和优良的伸长率，Si量需要设定为0.8%以上。优选为1.2%以上。 另一方面，Si量大于2.4%时，化学转化处理性降低。因此，Si量需要设定为2.4%以下。优选 为2.1%以下。
[0037] Μη:2·3 ~3.5%
[0038] Μη对于固溶强化而言是有 效的元素，另外，是参与到贝氏体、回火马氏体、残余奥 氏体和马氏体等第二相的形成中而有助于高强度化的元素。另外，是使奥氏体稳定化的元 素，在控制第二相的分数方面是必要元素。为了得到这些效果，Μη量需要设定为2.3%以上。 另一方面，Μη量大于3.5%时，马氏体的体积分数变得过大，延伸凸缘性降低。因此，Μη量需 要设定为3.5%以下。优选Μη量为3.3%以下。
[0039] Ρ:〇·〇8% 以下
[0040] Ρ通过固溶强化有助于高强度化。但是，在过量添加的情况下，向晶界的偏析变得 显著而使晶界脆化，另外，使焊接性降低。因此，Ρ的含量需要设定为0.08%以下。优选为 0.05%以下。
[0041 ] S:0.005% 以下
[0042]在本发明中，S量多达大于0.005 %时，生成大量MnS等硫化物，延伸凸缘性降低。因 此，S量需要设定为0.005%以下。优选为0.0045%以下。需要说明的是，S的含量没有特别规 定下限。需要说明的是，使S量尽可能降低会伴随有炼钢成本的升高，因此S含量优选设定为 0.0005% 以上。
[0043] Α1:0·01 ~0.08%
[0044] Α1对于脱氧而言是必要元素，为了得到该效果，需要含有0.01%以上。另一方面， 即使含有大于〇. 08 %，效果也达到饱和，因此设定为0.08 %以下。优选为0.05 %以下。
[0045] Ν:0·010% 以下
[0046] Ν具有形成粗大的氮化物而使弯曲性、延伸凸缘性变差的倾向。Ν量大于0.010% 时，该倾向变得显著，因此Ν量需要设定为0.010%以下。优选为0.0050%以下，优选降低Ν含 量。
[0047] 另外，在本发明中，出于下述原因，在上述成分的基础上还可以单独或同时添加选 自V:0.10%以下、Nb:0.10%以下、Ti :0.10%以下中的一种以上;选自Β:0.0050%以下、Cr: 0.50%以下、Mo :0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni :0.50%以下中的一种以上；选自Ca: 0.0050%以下、REM:0.0050%以下中的一种以上。
[0048] V:〇.l〇% 以下
[0049] V通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高。为了得到这样的作用，V的含量优 选设定为0.01%以上。另一方面，即使添加大于0.10%的大量V，强度升高效果也小，除此以 外还会招致合金成本的增加。因此，V的含量设定为0.10 %以下。
[0050] Nb:0.10% 以下
[0051] Nb也与V同样地通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高，因此可以根据需要 添加。为了发挥这样的效果，Nb的含量优选设定为0.005%以上。另一方面，添加大于0.10% 的大量Nb时，伸长率显著降低，因此Nb的含量设定为0.10%以下。
[0052] Ti:0.10% 以下
[0053] Ti也与V同样地通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高，因此可以根据需要 添加。为了发挥这样的效果，Ti的含量优选设定为0.005%以上。另一方面，添加大于0.10% 的大量Ti时，伸长率显著降低，因此Ti的含量设定为0.10%以下。
[0054] Β:0·0050% 以下
[0055] Β是提高淬透性的元素，是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。为了发挥这 样的效果，Β的含量优选设定为0.0003%以上。另一方面，即使Β含量大于0.0050%，效果也 饱和。因此，Β的含量设定为0.0050 %以下。优选为0.0040 %以下。
[0056] Cr:0.50% 以下
[0057] Cr是通过生成第二相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥上 述效果，Cr的含量优选设定为0.10 %以上。另一方面，Cr的含量大于0.50 %时，生成过量的 马氏体，因此Cr的含量设定为0.50%以下。
[0058] Μο:0·50% 以下
[0059] Mo与Cr同样是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，Mo还是进一步通 过生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，Mo 的含量优选设定为〇 . 05%以上。另一方面，即使Mo的含量大于0.50%，其效果也饱和，因此 Mo的含量设定为0.50%以下。
[0060] Cu:0.50% 以下
[0061] Cu也与Cr同样是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，Cu还是进一步 通过固溶强化而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，Cu的含量 优选设定为〇. 05 %以上。另一方面，即使Cu的含量大于0.50%，其效果也饱和，并且容易产 生因 Cu引起的表面缺陷，因此Cu的含量设定为0.50%以下。
[0062] Ni:0.50% 以下
[0063] Ni也与Cu同样是通过生成第二相而有助于高强度化、并且通过固溶强化而有助于 高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥上述效果，Ni优选含有0.05%以上。另外，与 Cu同时添加时，具有抑制因 Cu引起的表面缺陷的效果，因此在添加 Cu时特别有效。另一方 面，即使Ni的含量大于0.50 %，其效果也饱和，因此Ni的含量设定为0.50 %以下。
[0064] Ca:0.0050% 以下
[0065] Ca是使硫化物的形状球状化从而有助于改善硫化物对延伸凸缘性的不良影响的 元素，可以根据需要添加。为了发挥上述效果，优选将Ca的含量设定为0.0005%以上。另一 方面，即使Ca的含量大于0.0050 %，其效果也饱和，因此Ca的含量设定为0.0050 %以下。
[0066] REM:0.0050% 以下
[0067] REM也与Ca同样是使硫化物的形状球状化从而有助于改善硫化物对延伸凸缘性的 不良影响的元素，可以根据需要添加。为了发挥上述效果，优选将REM的含量设定为 0.0005 %以上。另一方面，即使REM的含量大于0.0050 %，其效果也饱和，因此REM的含量设 定为0.0050%以下。
[0068] 上述成分组成以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可 以列举513、511、211、(：〇等，作为这些不可避免的杂质的允许范围，为513 :0.01%以下、511:0.1% 以下、Ζη:0.01%以下、C〇:0.1%以下。另外，在本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含 有丁 &、1%、2^其效果也不会丧失。
[0069]接着，对本发明的高强度冷乳钢板的显微组织详细地进行说明。
[0070] 铁素体的平均结晶粒径:5μπι以下、铁素体体积分数:3~20 %
[0071] 铁素体的平均粒径大于5μπι时，如扩孔时在冲裁端面生成的空隙在扩孔中变得容 易连结那样，在冲裁端面生成的空隙在延伸凸缘加工时变得容易连结，无法得到良好的延 伸凸缘性。因此，铁素体的平均粒径设定为5μπι以下。另外，铁素体的体积分数小于3%时，软 质的铁素体少，因此不能确保良好的伸长率。因此，铁素体的体积分数设定为3%以上。优选 为5%以上。另一方面，铁素体的体积分数大于20%时，导致大量存在硬质的第二相，大量存 在与软质的铁素体的硬度差大的部位，延伸凸缘性降低。另外，也难以确保llSOMPa以上的 拉伸强度。因此，铁素体的体积分数设定为20%以下。优选为15%以下。
[0072]残余奥氏体的体积分数:5~20%
[0073] 为了确保充分的伸长率，残余奥氏体的体积分数需要设定为5%以上。优选为8% 以上。另一方面，残余奥氏体的体积分数大于20%时，延伸凸缘性降低。因此，残余奥氏体的 体积分数设定为20%以下。
[0074] 马氏体的体积分数:5~20%
[0075] 为了确保期望的拉伸强度，马氏体的体积分数需要设定为5%以上。另一方面，为 了确保良好的延伸凸缘性，作为硬质组织的马氏体的体积分数需要设定为20%以下。需要 说明的是，在此所谓的马氏体是指，第二次退火时在320~500°C的第二保持温度范围内保 持后也未相变的奥氏体在冷却至室温时生成的马氏体。
[0076] 结晶粒径为2μπι以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的总个数：150个以上
[0077] 为了在确保期望的拉伸强度的基础上确保良好的延伸凸缘性，上述残余奥氏体、 上述马氏体中，使结晶粒径为2μπι以下的微细的残余奥氏体、马氏体大量存在是有利的。需 要说明的是，对于这些残余奥氏体、马氏体，在钢板的板厚截面中的微细组织的组织观察 中，有时也以它们的混合相的形式观察到。为了确保期望的延伸凸缘性，需要将钢板截面 内、具体而言与钢板的乳制方向平行的板厚截面内的每2000μπι 2中的、结晶粒径为2μπι以下 的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的总个数设定为150个以上。结晶粒径大于2μπι时，在 扩孔等延伸凸缘加工时空隙容易连结，因此结晶粒径设定为2μπι以下。另外，与钢板的乳制 方向平行的板厚截面内每2000μπι 2的个数合计小于150个时，难以确保拉伸强度。优选为180 个以上。另一方面，大于450个时，在扩孔等延伸凸缘加工时空隙容易连结，因此优选为450 个以下。
[0078] 余量组织:包含贝氏体和/或回火马氏体的组织
[0079] 为了确保良好的延伸凸缘性、高屈服比，本发明的高强度冷乳钢板需要含有贝氏 体和/或回火马氏体。优选贝氏体的体积分数设定为20~50%、回火马氏体的体积分数设定 为15~50%。需要说明的是，此处所谓的贝氏体相的体积分数是指贝氏体铁素体(位错密度 高的铁素体)在观察面所占的体积比例，回火马氏体是指第二次退火时在冷却至冷却停止 温度中未相变的奥氏体一部分发生马氏体相变且在320~500°C的第二保持温度范围内保 持时回火的马氏体。
[0080] 另外，除了上述铁素体、贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和马氏体以外，虽然有时 会生成珠光体、球状渗碳体等中的一种或两种以上，但只要上述铁素体、残余奥氏体和马氏 体的体积分数、上述铁素体的平均粒 径、残余奥氏体或马氏体或它们的混合相在钢板的板 厚截面内观察到的微细结晶粒径和个数满足上述范围，具有余量中包含贝氏体和/或回火 马氏体的组织，就能够实现本发明的目的。需要说明的是，上述铁素体、贝氏体、回火马氏 体、残余奥氏体和马氏体以外的组织的体积分数优选合计为5%以下。
[0081] 接着，对本发明的高强度冷乳钢板的制造法(一个实施方式)进行说明。
[0082] 本发明的高强度冷乳钢板例如可以如下制造:对具有上述成分组成的钢坯实施热 车L、酸洗、冷乳后，实施如下第一退火:加热至800°C以上的温度范围，在800°C以上的第一均 热温度下保持30秒以上后，以3°C/秒以上的第一平均冷却速度从第一均热温度冷却至320 ~500°C的第一保持温度范围，在320~500°C的第一保持温度范围内保持30秒以上后，冷却 至室温，然后，实施如下第二退火：以3~30°C/秒的平均加热速度加热至750°C以上的温度 范围，在750°C以上的第二均热温度保持30秒以上后，以3°C/秒以上的第二平均冷却速度从 第二均热温度冷却至120~320°C的冷却停止温度，接着加热至320~500°C的第二保持温度 范围，在320~500°C的第二保持温度范围内保持30秒以上后，冷却至室温。
[0083] 本发明的制造方法在实施两次退火的退火工序中具有重要特征。退火工序是为了 使再结晶进行、同时为了高强度化而在钢板组织中形成贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体、 马氏体而实施。在此，在本发明中，为了使钢板组织中的马氏体、残余奥氏体的晶粒微细化， 进行两次退火。首先，在第一次退火中的冷却过程中使未相变的奥氏体进行贝氏体相变，使 马氏体、微细的残余奥氏体大量残留。但是，仅利用该一次退火工序则马氏体粒径较大，因 此难以确保良好的延伸凸缘性。因此，为了使马氏体粒径微细化，进行第二次退火。由此，在 第一次退火中生成的马氏体、残余奥氏体成为在第二次退火中生成的奥氏体的核，在退火 中也能够保持微细的相。即，在第一次退火中，能够形成使贝氏体、马氏体、残余奥氏体一定 程度均质化后的钢板组织，在第二次退火中能够形成马氏体、残余奥氏体进一步均匀微细 分散的组织。为了在第二次退火中生成回火马氏体，暂时过度冷却后进行再加热。通过如此 操作，能够使延伸凸缘性提高而不会使伸长率变差。以下对退火条件的限定原因进行说明。 [0084] 1)第一次退火
[0085] ?第一均热温度:800°C以上、保持时间：30秒以上
[0086]在第一次退火中，在作为铁素体与奥氏体的双相区或奥氏体单相区的温度范围内 进行均热。作为第一次退火的均热温度的第一均热温度低于800°C时，第一次退火后的贝氏 体少，因此在第二次退火后生成的马氏体、残余奥氏体或其混合相的粒径增大，延伸凸缘性 降低。因此，第一均热温度的下限设定为800°C。优选为850°C以上。需要说明的是，从抑制晶 粒粗大化的观点出发，第一均热温度的上限优选为920°C。另外，在上述第一均热温度下，为 了再结晶的进行以及使一部分或全部发生奥氏体相变，在第一均热温度下保持的时间（也 称为第一均热时间）需要设定为30秒以上。上限没有特别限定。需要说明的是，优选为600秒 以下。
[0087] ?以第一平均冷却速度:3°C/秒以上冷却至320~500°C(第一保持温度范围）
[0088]从上述第一均热温度至作为第一保持温度范围的320~500°C的温度范围的冷却 在确保贝氏体方面是重要的。从第一均热温度到320~500°C的温度范围的平均冷却速度小 于3°C/秒时，在钢板组织中生成大量铁素体、珠光体或球状渗碳体，难以形成具有贝氏体的 组织。因此，需要将自第一均热温度起的平均冷却速度设定为3°C/秒以上。第一平均冷却速 度的上限没有特别规定。需要说明的是，为了得到期望的钢板组织，优选设定为45°C/秒以 下。
[0089] 自第一均热温度起的冷却的冷却停止温度低于320°C时，冷却时生成过量块状马 氏体，因此难以通过第二次退火使马氏体微细均匀化，延伸凸缘性降低。另一方面，该冷却 停止温度高于500°C时，珠光体过量增加，即使通过第二次退火也难以使马氏体、残余奥氏 体等微细均匀化，延伸凸缘性降低。因此，从第一均热温度冷却到320~500°C的第一保持温 度范围。优选冷却停止的温度范围为350~450°C。
[0090] ?在320~500°C的第一保持温度范围内保持30秒以上
[0091] 停止以上述第一冷却速度的冷却后，在为320~500°C的温度范围的第一保持温度 范围内保持，使未相变的奥氏体发生贝氏体相变，生成贝氏体和残余奥氏体。冷却后的保持 温度高于500°C时，在第一次退火后的钢板组织中生成过量的珠光体，另外，低于320°C时， 生成过量的马氏体，因此在第二次退火后无法得到微细的马氏体、残余奥氏体等。另外，在 第一保持温度范围内的保持时间小于30秒时，未相变的奥氏体多，因此在第一次退火后的 钢板组织中生成大量块状马氏体，在第二次退火后无法将马氏体等微细均匀化。因此，在 320~500°C的第一保持温度范围内保持30秒以上。需要说明的是，保持时间的上限没有特 别限定，优选为2000秒以下。另外，在第一保持温度范围内保持后，冷却至室温。
[0092] 2)第二次退火
[0093] ?以3~30°C/秒的平均加热速度加热至750°C以上的第二均热温度
[0094] 在第二次退火中，通过使因再结晶而生成的铁素体、奥氏体的成核速度比生成的 晶粒的成长速度快，由此将退火后的晶粒微细化。第二次退火中的到均热温度为止的平均 加热速度增大至大于30°C/秒时，再结晶难以进行，因此平均加热速度的上限设定为30°C/ 秒。另外，平均加热速度小于3°C/秒时，铁素体晶粒粗大化而无法得到规定的平均粒径。因 此，平均加热速度需要设定为3°C/秒以上。需要说明的是，从使晶粒微细化的观点出发，平 均加热速度优选为7~20°C/秒。
[0095] ?均热温度(第二均热温度）：750°C以上、保持时间：30秒以上
[0096]作为第二次退火中的均热温度的第二均热温度低于750°C时，奥氏体的生成少，因 此不能充分地确保马氏体、残余奥氏体的体积分数。因此，第二均热温度设定为750°C以上。 需要说明的是，第二均热温度的上限没有特别规定，为了得到微细的马氏体、残余奥氏体 等，优选设定为900°C以下。另外，在第二均热温度保持的时间（也称为第二均热时间）小于 30秒时，Μη等元素没有在奥氏体中充分富集，因此冷却中未相变的奥氏体粗大化，延伸凸缘 性降低。因此，在第二均热温度下保持30秒以上。需要说明的是，保持时间的上限没有特别 限定，优选1500秒以下优选。
[0097] ?以3°C/秒以上的第二平均冷却速度冷却至120~320°C
[0098] 从上述第二均热温度暂时冷却至马氏体相变开始温度以下，从而形成马氏体。自 第二均热温度起的冷却的冷却停止温度低于120°C时，冷却时生成过量的马氏体而未相变 的奥氏体减少，在最终得到的钢板中，贝氏体、残余奥氏体减少，因此不能确保良好的伸长 率。另一方面，自第二均热温度起的冷却的冷却停止温度高于320°C时，在最终得到的钢板 中回火马氏体减少，不能确保良好的延伸凸缘性。因此，自第二均热温度起的冷却的冷却停 止温度设定为120~320°C。优选为150~300°C。另外，从第二均热温度到上述冷却停止温度 的冷却时的平均冷却速度小于3°C/秒时，在最终得到的钢板组织中生成过量的珠光体、球 状渗碳体。因此，从第二均热温度到冷却停止温度的平均冷却速度设定为3°C/秒以上。需要 说明的是，该冷却速度的上限没有特别规定，为了得到期望的钢板组织，优选设定为40°C/ 秒以下。
[0099] ?在320~500°C的第二保持温度范围内保持30秒以上
[0100] 为了将在上述直至120~320°C的冷却停止温度的冷却时生成的马氏体回火，同时 使未相变的奥氏体发生贝氏体相变从而在钢板组织中生成贝氏体和残余奥氏体，在自第二 均热温度起的冷却后，再次进行加热，在为320~500°C的温度范围的第二保持温度范围内 保持30秒以上。第二保持温度范围低于320°C时，马氏体的回火变得不充分，因此难以确保 良好的延伸凸缘性。另外，高于500°C时，生成过量的珠光体，因此伸长率降低。因此，第二保 持温度范围设定为320~500°C。另外，第二保持温度范围内的保持时间小于30秒时，贝氏体 相变没有充分进行，因此残留大量未相变的奥氏体，最终生成过量马氏体，延伸凸缘性降 低。因此，第二保持温度范围内的保持时间设定为30秒以上。需要说明的是，上限没有特别 限定，优选为2000秒以下。另外，第二保持温度范围内的保持后，冷却至室温。
[0101] 本发明的高强度冷乳钢板可以如下制造:对具有上述成分组成的钢坯在热乳工序 中实施粗乳和精乳从而制成热乳钢板，然后，在酸洗工序中除去热乳钢板表层的氧化皮后， 进行冷乳，接着如上所述进行实施两次退火的退火工序。
[0102] 为了防止成分的宏观偏析，在本发明中使用的钢坯优选通过连铸法制造。需要说 明的是，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法制造。
[0103] 在热乳工序中，对于铸造后的钢坯不进行再加热或者优选再加热至1100°C以上 后，实施包括粗乳、精乳的热乳从而制成热乳钢板，进行卷取。在本发明中，除了制造出钢坯 后暂时冷却至室温然后再次进行加热这样的现有方法以外，也能够毫无问题地应用不进行 冷却而在温片的状态下装入加热炉中、或者进行保温后立即进行热乳、或者铸造后直接进 行乳制的直送乳制/直接乳制等节能工艺。
[0104] 对钢坯进行加热时的加热温度低于1100°C时，乳制负荷增大，生产率降低。另一方 面，高于1300°C时，加热成本增大，因此优选为1100~1300°C。
[0105] 另外，热乳的精乳中的精乳结束温度低于奥氏体单相区的温度时，钢板内的组织 的不均匀性和材质的各向异性增大，退火后的伸长率和延伸凸缘性容易变差。因此，优选的 是将精乳结束温度设定为奥氏体单相区的温度，在奥氏体单相区中结束热乳，精乳结束温 度优选设定为 830°C以上。另一方面，精乳结束温度高于950°C时，热乳钢板的钢组织变得粗 大，退火后的特性降低，因此精乳结束温度优选设定为950°C以下。即，热乳中的精乳结束温 度优选设定为830~950°C。
[0106] 通过上述热乳得到的热乳钢板在冷却后进行卷取。热乳后的冷却方法没有特别限 定。另外，卷取温度也没有特别限定。需要说明的是，卷取温度高于700°C时，显著地形成粗 大的珠光体，因此对退火后的成形性带来影响，因此卷取温度的上限优选为700°C。进一步 优选为650°C以下。卷取温度的下限也没有特别限定。但是，变得过于低温时，生成过量的硬 质的贝氏体、马氏体，冷乳负荷增大，因此优选为400°C以上。
[0107] 上述热乳工序后，优选在酸洗工序中进行酸洗从而除去热乳钢板表层的氧化皮。 酸洗工序没有特别限定，通过常规方法实施即可。接着，进行冷乳工序，即对酸洗后的热乳 钢板进行冷乳从而制成规定板厚的冷乳板。冷乳的条件没有特别限定，通过常规方法实施 即可。另外，为了降低冷乳负荷，可以在冷乳工序前实施中间退火。中间退火的时间和温度 没有特别限定。例如在以卷材的状态进行间歇退火的情况下，优选在450~800°C退火10分 钟~50小时。
[0108] 冷乳工序后，如上所述实施进行两次退火的退火工序，制成高强度冷乳钢板。需要 说明的是，在退火工序后也可以实施表面光乳。实施表面光乳时的延伸率的优选范围为〇. 1 ~2.0%〇
[0109] 另外，只要在本发明的范围内，也可以在上述退火工序中或退火工序之后实施热 镀锌而制成热镀锌钢板，另外，也可以在热镀锌后实施合金化处理而制成合金化热镀锌钢 板。也可以进一步对本冷乳钢板进行电镀制成电镀钢板。
[0110] 实施例1
[0111] 以下，对本发明的实施例进行说明。但是，本发明当然不受下述实施例限制，可以 在能够适合于本发明的主旨的范围内适当地加以变更而实施，其均包含在本发明的技术范 围内。
[0112] 熔炼表1所示的化学成分（成分组成）的钢并进行铸造，制造钢坯，在钢坯加热温 度：1200°C、精乳结束温度:900°C的条件下进行热乳，制成板厚:3.2mm的热乳钢板后，以100 °C/秒的冷却速度冷却至550°C，然后，以20°C/秒的冷却速度进行冷却，在470°C的卷取温度 下实施相当于卷取的处理。接着，对所得到的热乳钢板进行酸洗后，实施冷乳，制造出冷乳 板(板厚：1.4mm)。然后，将所得到的冷乳板加热至表2所示的第一均热温度，在第一均热温 度下保持第一均热时间并进行退火后，以表2所示的第一平均冷却速度(冷速1)冷却至第一 保持温度，保持表2所示的第一保持时间后，冷却至室温。需要说明的是，表2所示的第一保 持时间为第一保持温度范围内的保持时间。然后，以表2所示的平均加热速度进行加热，加 热至第二均热温度，在第二均热温度下保持第二均热时间后，以表2所示的第二平均冷却速 度(冷速2)冷却至冷却停止温度，然后，加热至表2所示的第二保持温度，保持表2所示的时 间（第二保持时间）后，冷却至室温。需要说明的是，表2所示的第二保持时间为第二保持温 度范围内的保持时间。
[0113] 对于如此制造的钢板，如以下所述对各特性进行评价。将结果示于表3中。
[0114] [拉伸特性]
[0115] 以乳制直角方向为长度方向（拉伸方向）的方式从制造的钢板裁取JIS5号拉伸试 验片，通过拉伸试验(JIS Z224K1998))测定屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)， 同时求出屈服比（YR)。
[0116] [延伸凸缘性]
[0117] 对于从制造的钢板裁取的试验片，依据日本钢铁连盟标准(JFS T1001 (1996))，以 12.5%的间隙冲裁出ΙΟπιπιΦ的孔，以毛边位于模具侧的方式安放于试验机中后，利用60°的 圆锥冲头进行成形，由此测定扩孔率(λ)。将λ( % )具有40%以上的试样设定为具有良好的 延伸凸缘性的钢板。
[0118] [钢板组织]
[0119] 钢板的铁素体、马氏体的体积分数如下求出：对与钢板的乳制方向平行的板厚截 面进行研磨后，利用3%硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜）以2000倍、5000 倍的倍率进行观察，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro求出。具体而言，通过点计数 法（依据ASTM E562-83 (1988))测定面积率，将该面积率作为体积分数。铁素体的平均结晶 粒径如下求出：使用上述Image-Pro,导入从钢板组织照片中预先识别出各个铁素体晶粒的 照片，由此能够计算出铁素体的面积，计算出其等效圆直径，对这些值进行平均而求出。残 余奥氏体的体积分数通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面并通过该板厚1/4面的衍射X射线 强度求出。以Mo的Κα射线作为射线源，在50keV的加速电压下，通过X射线衍射法（装置： Rigaku公司制造的RINT2200)测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面、和奥氏体的 {200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，使用这些测定值，由"X線回折 K7V々（X射线衍射手册)"（2000年)理学电机株式会社、p.26、62-64中记载的计算式求出 残余奥氏体的体积分数。
[0120] 结晶粒径为2μπι以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的个数如下求出：使用 SEM (扫描电子显微镜）以5000倍的倍率进行观察，在2000μπι2的部分中计数出衬度较白的部 分且2μπι以下的相。
[0121] 另外，通过SEM(扫描电子显微镜）、ΤΕΜ(透射电子显微镜）、FE-SEM(场发射扫描电 子显微镜)观察钢板组织，确定铁素体、残余奥氏体、马氏体以外的钢组织的种类。
[0122] 根据表3所示的结果，本发明例均具有如下复合组织：铁素体的体积分数为3~ 20%、铁素体的平均粒径为5μπι以下、含有以体积分数计为5~20%的残余奥氏体、以体积分 数计为5~20%的马氏体、余量包含贝氏体和/或回火马氏体，并且，在与乳制方向平行的板 厚截面内观察到的结晶粒径为2μπι以下的残余奥氏体或马氏体或者它们的混合相每2000μ m 2为150个以上。本发明例均能够确保1180MPa以上的拉伸强度和75 %以上的屈服比，同时 可以得到17.5%以上的伸长率和40%以上的扩孔率。另一方面，比较例的钢成分、钢板组织 不满足本发明范围，其结果是拉伸强度、屈服比、伸长率、延伸凸缘性的至少一种特性差。
[0123:
[0124]
【主权项】
1.一种高强度冷乳钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有c: 0.15~0.27%、Si: 0.8 ~2·4%、Μη:2·3~3.5%、卩：0.08%以下、5:0.005%以下、厶1 :0.01~0.08%川:0.010%以 下，余量由Fe和不可避免的杂质构成， 并且具有如下显微组织:铁素体的平均结晶粒径为5μπι以下，铁素体的体积分数为3~ 20%，残余奥氏体的体积分数为5~20%，马氏体的体积分数为5~20%，余量中包含贝氏体 和/或回火马氏体，并且，与钢板的乳制方向平行的板厚截面内每2000μπι2中的结晶粒径为2 μπι以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的总个数为150个以上。2. 如权利要求1所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选自V:0.10%以下、 Nb:0.10%以下、Ti:0.10%以下中的一种以上。3. 如权利要求1或2所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有B:0.0050%以下。4. 如权利要求1~3中任一项所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选自Cr: 0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下中的一种以上。5. 如权利要求1~4中任一项所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选自Ca: 0.0050%以下、REM:0.0050%以下中的一种以上。6. -种高强度冷乳钢板的制造方法，准备具有权利要求1~5中任一项所述的成分组成 的钢坯，对所述钢坯实施热乳、酸洗、冷乳而制造冷乳钢板，实施如下第一退火:将所述冷乳 钢板在800°C以上的第一均热温度下保持30秒以上，以3°C/秒以上的第一平均冷却速度从 第一均热温度冷却至320~500°C，在320~500°C的第一保持温度范围保持30秒以上后冷却 至室温，然后，实施如下第二退火：以3~30°C/秒的平均加热速度加热至750°C以上的第二 均热温度后保持30秒以上，以3°C/秒以上的第二平均冷却速度从第二均热温度冷却至120 ~320°C，接着加热至320~500°C的第二保持温度范围后保持30秒以上，然后冷却至室温。
【专利摘要】本发明提供一种伸长率和延伸凸缘性优良、具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法。一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.15～0.27％、Si：0.8～2.4％、Mn：2.3～3.5％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有如下显微组织：铁素体的平均结晶粒径为5μm以下，铁素体的体积分数为3～20％，残余奥氏体的体积分数为5～20％，马氏体的体积分数为5～20％，余量中包含贝氏体和/或回火马氏体，并且，与钢板的轧制方向平行的板厚截面内每2000μm2中的结晶粒径为2μm以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的总个数为150个以上。
【IPC分类】C22C38/58, C22C38/06, C21D9/46, C22C38/00
【公开号】CN105492643
【申请号】CN201480045268
【发明人】高岛克利, 小野义彦, 长谷川浩平
【申请人】杰富意钢铁株式会社
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年7月18日
【公告号】EP3009527A1, EP3009527A4, US20160177414, WO2015019558A1
【技术领域】
[0001] 本发明涉及高强度冷乳钢板及其制造方法，特别是涉及适合于汽车等的结构件的 构件的用途的高强度冷乳钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 近年来，由于关注环境问题的热潮，C02排放限制变得严格，在汽车领域中，通过车 身的轻量化来提高燃料效率成为大的课题。因此，正推进由对汽车用零件应用高强度钢板 而带来的薄壁化。特别是正在推进将拉伸强度(TS)为llSOMPa以上的高强度钢板应用于汽 车用零件。
[0003] 对于用于汽车的结构用零件、增强用零件等汽车用零件的高强度钢板而言，要求 成形性优良。特别是对于用于具有复杂形状的零件的高强度钢板而言，不仅仅要求伸长率 或延伸凸缘性(也称为扩孔性)这样的特性中某一特性优良，而是要求这两种特性都优良。 此外，对于上述结构用零件、增强用零件等汽车用零件而言，要求优良的碰撞吸收能量特 性。为了使碰撞吸收能量特性提高，提高所使用的钢板的屈服比是有效的。使用了屈服比高 的钢板的汽车用零件即使以低变形量也能够高效地吸收碰撞能量。需要说明的是，此处的 屈服比(YR)是表示屈服应力(YS)与拉伸强度(TS)之比的值，以YR=YS/TS求得。
[0004] 以往，作为兼具高强度和成形性的高强度薄钢板，已知有铁素体-马氏体组织的双 相钢(DP钢）。作为使主相为铁素体并分散有马氏体的复合组织钢的DP钢，在低屈服比下TS 也高、伸长率也优良。但是，具有如下缺点:变形时应力集中于铁素体与马氏体的界面，由此 容易产生裂纹，延伸凸缘性差。因此，作为延伸凸缘性也优良的DP钢，在专利文献1中公开了 如下技术:具有由回火马氏体和铁素体构成的双相组织，对回火马氏体的硬度和其面积率、 回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态进行规定，由此确保伸长率与延伸凸缘性的平衡， 同时实现TS为1180MPa以上的高强度化。
[0005] 另外，作为兼具高强度和优良的延展性的钢板，可以列举利用了残余奥氏体的相 变诱发塑性(TRansformation Induced Plasticity)的TRIP钢板。该TRIP钢板具有含有残 余奥氏体的钢板组织，在马氏体相变开始温度以上的温度下进行加工变形时，残余奥氏体 因应力而诱发相变成马氏体从而可以得到大伸长率。但是，该TRIP钢板存在如下问题:在冲 裁加工时残余奥氏体相变成马氏体，由此在与铁素体的界面处产生裂纹，扩孔性(延伸凸缘 性)变差。因此，作为延伸凸缘性也优良的TRIP钢板，在专利文献2中公开了一种低屈服比高 强度冷乳钢板，其具有满足残余奥氏体:至少5%、贝氏体铁素体:至少60%、多边形铁素体： 20%以下(包括0% )的钢组织，伸长率和延伸凸缘性优良且TS达到980MPa以上的高强度。另 外，在专利文献3中公开了一种TS为980MPa以上的具有优良的伸长率和延伸凸缘性的高强 度钢板，其对铁素体、贝氏体、残余奥氏体的面积率进行了限制，具有马氏体的面积率为 50%以上的组织，对马氏体的硬度分布进行了控制。
[0006] 现有技术文献
[0007] 专利文献
[0008] 专利文献1:日本特开2011-052295号公报 [0009] 专利文献2:日本特开2005-240178号公报 [0010] 专利文献3:日本特开2011-047034号公报
【发明内容】
[0011] 发明所要解决的问题
[0012] 然而，通常，对于像DP钢这样利用了马氏体相变的钢而言，马氏体相变时向铁素体 中导入可动位错，因此变为低屈服比，碰撞吸收能量特性降低。此外，对于专利文献1的钢板 而言，成形性、特别是伸长率不充分。另外，专利文献2的钢板虽然达到了 980MPa以上的高强 度，但在1180MPa以上这样的高强度区域中并没有提高伸长率和延伸凸缘性。另外，对于专 利文献3的钢板而言，伸长率和延伸凸缘性不充分。
[0013]如上所述，对于llSOMPa以上的高强度钢板而言，难以在确保高屈服比以便可以得 到优良的碰撞吸收能量特性的同时确保优良的伸长率和延伸凸缘性。因此，期望开发兼具 这些特性的钢板。
[0014] 本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供伸长率和延伸凸缘性优良、具 有高屈服比的高强度冷乳钢板及其制造方法。
[0015] 用于解决问题的方法
[0016] 本发明人们反复进行了深入研究，结果发现：以特定的比率控制铁素体、残余奥氏 体、马氏体的钢板组织的体积分数，并且，对铁素体的平均粒径、马氏体、残余奥氏体或它们 的混合相的大小和数量进行控制，由此可以在确保高屈服比的同时、在高伸长率的基础上 一并得到优良的延伸凸缘性。本发明立足于上述见解。
[0017] 首先，本发明人们对钢板的显微组织与如上所述的拉伸强度、屈服比、伸长率、延 伸凸缘性等特性的关系进行了研究，如下所述进行了考察。
[0018] a)在钢板组织中存在有马氏体或残余奥氏体的情况下，在扩孔试验中，冲裁加工 时在与铁素体的界面处产生空隙，在之后的扩孔过程中空隙彼此连结、发展，由此产生裂 缝。因此，难以确保良好的延伸凸缘性。
[0019] b)通过在钢板组织内含有位错密度高的贝氏体、回火马氏体，由此屈服强度升高， 因此能够得到高屈服比，另外，可以使延伸凸缘性变得良好。但是，这种情况下，伸长率降 低。
[0020] C)为了提高伸长率，含有软质的铁素体、残余奥氏体是有效的。但是，拉伸强度、延 伸凸缘性降低。
[0021] 因此，本发明人们反复进行了深入研究，得出如下见解:通过在钢中适量添加 Si使 铁素体固溶强化，进而使马氏体或残余奥氏体、或者它们的混合相的结晶粒径微细化从而 分散在钢中，由此能够抑制冲裁加工时产生的空隙的数量，能够在确保伸长率、屈服比的同 时提高扩孔性(延伸凸缘性）。
[0022] 基于上述见解，反复进行了研究，结果发现：将Si含量以质量％计设定为0.8~ 2.4%的范围，在规定的条件下实施两次退火，由此能够控制铁素体、残余奥氏体、马氏体的 体积分数，进而使结晶粒径为2μπι以下的马氏体、残余奥氏体或它们的混合相在钢中微细分 散，能够在确保高屈服比的同时提高伸长率和扩孔性。
[0023]本发明基于上述见解，本发明的主旨如下所述。
[0024] [ 1]一种高强度冷乳钢板，其具有以质量％计含有C:0.15~0.27%、Si :0.8~ 2.4%、]^:2.3~3.5%、？:0.08%以下、5:0.005%以下、厶1 :0.01~0.08%川:0.010%以下、 且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有如下显微组织:铁素体的平均结 晶粒径为5μηι以下，铁素体的体积分数为3~20%，残余奥氏体的体积分数为5~20%，马氏 体的体积分数为5~20 %，余量中包含贝氏体和/或回火马氏体，并且，与钢板的乳制方向平 行的板厚截面内每2000μπι2中的结晶粒径为2μπι以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相 的总个数为150个以上。
[0025] [2]如上述[1]所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选自V:0.10%以 下、Nb:0.10%以下、Ti :0.10%以下中的一种以上。
[0026] [3]如上述[1]或[2]所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有B:0.0050% 以下。
[0027] [4]如上述[1]~[3]中任一项所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选 自Cr :0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni :0.50%以下中的一种以上。
[0028] [5]如上述[1]~[4]中任一项所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选 自Ca:0.0050%以下、REM:0.0050%以下中的一种以上。
[0029] [6]-种高强度冷乳钢板的制造方法，准备具有上述[1]~[5]中任一项所述的成 分组成的钢坯，对上述钢坯实施热乳、酸洗、冷乳而制造冷乳钢板，实施如下第一退火:将上 述冷乳钢板在800°C以上的第一均热温度下保持30秒以上，以3°C/秒以上的第一平均冷却 速度从第一均热温度冷却至320~500°C，在320~500°C的第一保持温度范围内保持30秒以 上后冷却至室温，然后，实施如下第二退火：以3~30°C/秒的平均加热速度加热至750°C以 上的第二均热温度后保持30秒以上，以3°C/秒以上的第二平均冷却速度从第二均热温度冷 却至120~320°C，接着加热至320~500°C的第二保持温度范围后保持30秒以上，然后冷却 至室温。
[0030] 发明效果
[0031] 根据本发明，通过对钢板的成分组成和显微组织进行控制，可以稳定地得到高强 度、且具有高屈服比、伸长率和延伸凸缘性均优良的高强度冷乳钢板。
【具体实施方式】
[0032] 首先，对本发明的高强度冷乳钢板的成分组成的限定原因进行说明。需要说明的 是，在本说明书中，表示钢的成分组成的"％"是指质量％。
[0033] C:0.15 ~0.27%
[0034] C对于钢板的高强度化而言是有效的元素，参与到贝氏体、回火马氏体、残余奥氏 体和马氏体等第二相的形成中而有助于高强度化。C量低于0.15%时，难以确保贝氏体、回 火马氏体、残余奥氏体和马氏体。因此，C量需要设定为0.15%以上。优选为0.16%以上。另 一方面，C量大于0.27%时，铁素体、回火马氏体、马氏体的硬度差增大，因此，延伸凸缘性降 低。因此，C量需要设定为0.27%以下。优选为0.25%以下。
[0035] Si:0.8 ~2.4%
[0036] Si是铁素体生成元素，对于固溶强化而言也是有效的元素。在本发明中，为了确保 铁素体、得到高拉伸强度和优良的伸长率，Si量需要设定为0.8%以上。优选为1.2%以上。 另一方面，Si量大于2.4%时，化学转化处理性降低。因此，Si量需要设定为2.4%以下。优选 为2.1%以下。
[0037] Μη:2·3 ~3.5%
[0038] Μη对于固溶强化而言是有 效的元素，另外，是参与到贝氏体、回火马氏体、残余奥 氏体和马氏体等第二相的形成中而有助于高强度化的元素。另外，是使奥氏体稳定化的元 素，在控制第二相的分数方面是必要元素。为了得到这些效果，Μη量需要设定为2.3%以上。 另一方面，Μη量大于3.5%时，马氏体的体积分数变得过大，延伸凸缘性降低。因此，Μη量需 要设定为3.5%以下。优选Μη量为3.3%以下。
[0039] Ρ:〇·〇8% 以下
[0040] Ρ通过固溶强化有助于高强度化。但是，在过量添加的情况下，向晶界的偏析变得 显著而使晶界脆化，另外，使焊接性降低。因此，Ρ的含量需要设定为0.08%以下。优选为 0.05%以下。
[0041 ] S:0.005% 以下
[0042]在本发明中，S量多达大于0.005 %时，生成大量MnS等硫化物，延伸凸缘性降低。因 此，S量需要设定为0.005%以下。优选为0.0045%以下。需要说明的是，S的含量没有特别规 定下限。需要说明的是，使S量尽可能降低会伴随有炼钢成本的升高，因此S含量优选设定为 0.0005% 以上。
[0043] Α1:0·01 ~0.08%
[0044] Α1对于脱氧而言是必要元素，为了得到该效果，需要含有0.01%以上。另一方面， 即使含有大于〇. 08 %，效果也达到饱和，因此设定为0.08 %以下。优选为0.05 %以下。
[0045] Ν:0·010% 以下
[0046] Ν具有形成粗大的氮化物而使弯曲性、延伸凸缘性变差的倾向。Ν量大于0.010% 时，该倾向变得显著，因此Ν量需要设定为0.010%以下。优选为0.0050%以下，优选降低Ν含 量。
[0047] 另外，在本发明中，出于下述原因，在上述成分的基础上还可以单独或同时添加选 自V:0.10%以下、Nb:0.10%以下、Ti :0.10%以下中的一种以上;选自Β:0.0050%以下、Cr: 0.50%以下、Mo :0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni :0.50%以下中的一种以上；选自Ca: 0.0050%以下、REM:0.0050%以下中的一种以上。
[0048] V:〇.l〇% 以下
[0049] V通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高。为了得到这样的作用，V的含量优 选设定为0.01%以上。另一方面，即使添加大于0.10%的大量V，强度升高效果也小，除此以 外还会招致合金成本的增加。因此，V的含量设定为0.10 %以下。
[0050] Nb:0.10% 以下
[0051] Nb也与V同样地通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高，因此可以根据需要 添加。为了发挥这样的效果，Nb的含量优选设定为0.005%以上。另一方面，添加大于0.10% 的大量Nb时，伸长率显著降低，因此Nb的含量设定为0.10%以下。
[0052] Ti:0.10% 以下
[0053] Ti也与V同样地通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高，因此可以根据需要 添加。为了发挥这样的效果，Ti的含量优选设定为0.005%以上。另一方面，添加大于0.10% 的大量Ti时，伸长率显著降低，因此Ti的含量设定为0.10%以下。
[0054] Β:0·0050% 以下
[0055] Β是提高淬透性的元素，是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。为了发挥这 样的效果，Β的含量优选设定为0.0003%以上。另一方面，即使Β含量大于0.0050%，效果也 饱和。因此，Β的含量设定为0.0050 %以下。优选为0.0040 %以下。
[0056] Cr:0.50% 以下
[0057] Cr是通过生成第二相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥上 述效果，Cr的含量优选设定为0.10 %以上。另一方面，Cr的含量大于0.50 %时，生成过量的 马氏体，因此Cr的含量设定为0.50%以下。
[0058] Μο:0·50% 以下
[0059] Mo与Cr同样是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，Mo还是进一步通 过生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，Mo 的含量优选设定为〇 . 05%以上。另一方面，即使Mo的含量大于0.50%，其效果也饱和，因此 Mo的含量设定为0.50%以下。
[0060] Cu:0.50% 以下
[0061] Cu也与Cr同样是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，Cu还是进一步 通过固溶强化而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，Cu的含量 优选设定为〇. 05 %以上。另一方面，即使Cu的含量大于0.50%，其效果也饱和，并且容易产 生因 Cu引起的表面缺陷，因此Cu的含量设定为0.50%以下。
[0062] Ni:0.50% 以下
[0063] Ni也与Cu同样是通过生成第二相而有助于高强度化、并且通过固溶强化而有助于 高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥上述效果，Ni优选含有0.05%以上。另外，与 Cu同时添加时，具有抑制因 Cu引起的表面缺陷的效果，因此在添加 Cu时特别有效。另一方 面，即使Ni的含量大于0.50 %，其效果也饱和，因此Ni的含量设定为0.50 %以下。
[0064] Ca:0.0050% 以下
[0065] Ca是使硫化物的形状球状化从而有助于改善硫化物对延伸凸缘性的不良影响的 元素，可以根据需要添加。为了发挥上述效果，优选将Ca的含量设定为0.0005%以上。另一 方面，即使Ca的含量大于0.0050 %，其效果也饱和，因此Ca的含量设定为0.0050 %以下。
[0066] REM:0.0050% 以下
[0067] REM也与Ca同样是使硫化物的形状球状化从而有助于改善硫化物对延伸凸缘性的 不良影响的元素，可以根据需要添加。为了发挥上述效果，优选将REM的含量设定为 0.0005 %以上。另一方面，即使REM的含量大于0.0050 %，其效果也饱和，因此REM的含量设 定为0.0050%以下。
[0068] 上述成分组成以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可 以列举513、511、211、(：〇等，作为这些不可避免的杂质的允许范围，为513 :0.01%以下、511:0.1% 以下、Ζη:0.01%以下、C〇:0.1%以下。另外，在本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含 有丁 &、1%、2^其效果也不会丧失。
[0069]接着，对本发明的高强度冷乳钢板的显微组织详细地进行说明。
[0070] 铁素体的平均结晶粒径:5μπι以下、铁素体体积分数:3~20 %
[0071] 铁素体的平均粒径大于5μπι时，如扩孔时在冲裁端面生成的空隙在扩孔中变得容 易连结那样，在冲裁端面生成的空隙在延伸凸缘加工时变得容易连结，无法得到良好的延 伸凸缘性。因此，铁素体的平均粒径设定为5μπι以下。另外，铁素体的体积分数小于3%时，软 质的铁素体少，因此不能确保良好的伸长率。因此，铁素体的体积分数设定为3%以上。优选 为5%以上。另一方面，铁素体的体积分数大于20%时，导致大量存在硬质的第二相，大量存 在与软质的铁素体的硬度差大的部位，延伸凸缘性降低。另外，也难以确保llSOMPa以上的 拉伸强度。因此，铁素体的体积分数设定为20%以下。优选为15%以下。
[0072]残余奥氏体的体积分数:5~20%
[0073] 为了确保充分的伸长率，残余奥氏体的体积分数需要设定为5%以上。优选为8% 以上。另一方面，残余奥氏体的体积分数大于20%时，延伸凸缘性降低。因此，残余奥氏体的 体积分数设定为20%以下。
[0074] 马氏体的体积分数:5~20%
[0075] 为了确保期望的拉伸强度，马氏体的体积分数需要设定为5%以上。另一方面，为 了确保良好的延伸凸缘性，作为硬质组织的马氏体的体积分数需要设定为20%以下。需要 说明的是，在此所谓的马氏体是指，第二次退火时在320~500°C的第二保持温度范围内保 持后也未相变的奥氏体在冷却至室温时生成的马氏体。
[0076] 结晶粒径为2μπι以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的总个数：150个以上
[0077] 为了在确保期望的拉伸强度的基础上确保良好的延伸凸缘性，上述残余奥氏体、 上述马氏体中，使结晶粒径为2μπι以下的微细的残余奥氏体、马氏体大量存在是有利的。需 要说明的是，对于这些残余奥氏体、马氏体，在钢板的板厚截面中的微细组织的组织观察 中，有时也以它们的混合相的形式观察到。为了确保期望的延伸凸缘性，需要将钢板截面 内、具体而言与钢板的乳制方向平行的板厚截面内的每2000μπι 2中的、结晶粒径为2μπι以下 的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的总个数设定为150个以上。结晶粒径大于2μπι时，在 扩孔等延伸凸缘加工时空隙容易连结，因此结晶粒径设定为2μπι以下。另外，与钢板的乳制 方向平行的板厚截面内每2000μπι 2的个数合计小于150个时，难以确保拉伸强度。优选为180 个以上。另一方面，大于450个时，在扩孔等延伸凸缘加工时空隙容易连结，因此优选为450 个以下。
[0078] 余量组织:包含贝氏体和/或回火马氏体的组织
[0079] 为了确保良好的延伸凸缘性、高屈服比，本发明的高强度冷乳钢板需要含有贝氏 体和/或回火马氏体。优选贝氏体的体积分数设定为20~50%、回火马氏体的体积分数设定 为15~50%。需要说明的是，此处所谓的贝氏体相的体积分数是指贝氏体铁素体(位错密度 高的铁素体)在观察面所占的体积比例，回火马氏体是指第二次退火时在冷却至冷却停止 温度中未相变的奥氏体一部分发生马氏体相变且在320~500°C的第二保持温度范围内保 持时回火的马氏体。
[0080] 另外，除了上述铁素体、贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和马氏体以外，虽然有时 会生成珠光体、球状渗碳体等中的一种或两种以上，但只要上述铁素体、残余奥氏体和马氏 体的体积分数、上述铁素体的平均粒 径、残余奥氏体或马氏体或它们的混合相在钢板的板 厚截面内观察到的微细结晶粒径和个数满足上述范围，具有余量中包含贝氏体和/或回火 马氏体的组织，就能够实现本发明的目的。需要说明的是，上述铁素体、贝氏体、回火马氏 体、残余奥氏体和马氏体以外的组织的体积分数优选合计为5%以下。
[0081] 接着，对本发明的高强度冷乳钢板的制造法(一个实施方式)进行说明。
[0082] 本发明的高强度冷乳钢板例如可以如下制造:对具有上述成分组成的钢坯实施热 车L、酸洗、冷乳后，实施如下第一退火:加热至800°C以上的温度范围，在800°C以上的第一均 热温度下保持30秒以上后，以3°C/秒以上的第一平均冷却速度从第一均热温度冷却至320 ~500°C的第一保持温度范围，在320~500°C的第一保持温度范围内保持30秒以上后，冷却 至室温，然后，实施如下第二退火：以3~30°C/秒的平均加热速度加热至750°C以上的温度 范围，在750°C以上的第二均热温度保持30秒以上后，以3°C/秒以上的第二平均冷却速度从 第二均热温度冷却至120~320°C的冷却停止温度，接着加热至320~500°C的第二保持温度 范围，在320~500°C的第二保持温度范围内保持30秒以上后，冷却至室温。
[0083] 本发明的制造方法在实施两次退火的退火工序中具有重要特征。退火工序是为了 使再结晶进行、同时为了高强度化而在钢板组织中形成贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体、 马氏体而实施。在此，在本发明中，为了使钢板组织中的马氏体、残余奥氏体的晶粒微细化， 进行两次退火。首先，在第一次退火中的冷却过程中使未相变的奥氏体进行贝氏体相变，使 马氏体、微细的残余奥氏体大量残留。但是，仅利用该一次退火工序则马氏体粒径较大，因 此难以确保良好的延伸凸缘性。因此，为了使马氏体粒径微细化，进行第二次退火。由此，在 第一次退火中生成的马氏体、残余奥氏体成为在第二次退火中生成的奥氏体的核，在退火 中也能够保持微细的相。即，在第一次退火中，能够形成使贝氏体、马氏体、残余奥氏体一定 程度均质化后的钢板组织，在第二次退火中能够形成马氏体、残余奥氏体进一步均匀微细 分散的组织。为了在第二次退火中生成回火马氏体，暂时过度冷却后进行再加热。通过如此 操作，能够使延伸凸缘性提高而不会使伸长率变差。以下对退火条件的限定原因进行说明。 [0084] 1)第一次退火
[0085] ?第一均热温度:800°C以上、保持时间：30秒以上
[0086]在第一次退火中，在作为铁素体与奥氏体的双相区或奥氏体单相区的温度范围内 进行均热。作为第一次退火的均热温度的第一均热温度低于800°C时，第一次退火后的贝氏 体少，因此在第二次退火后生成的马氏体、残余奥氏体或其混合相的粒径增大，延伸凸缘性 降低。因此，第一均热温度的下限设定为800°C。优选为850°C以上。需要说明的是，从抑制晶 粒粗大化的观点出发，第一均热温度的上限优选为920°C。另外，在上述第一均热温度下，为 了再结晶的进行以及使一部分或全部发生奥氏体相变，在第一均热温度下保持的时间（也 称为第一均热时间）需要设定为30秒以上。上限没有特别限定。需要说明的是，优选为600秒 以下。
[0087] ?以第一平均冷却速度:3°C/秒以上冷却至320~500°C(第一保持温度范围）
[0088]从上述第一均热温度至作为第一保持温度范围的320~500°C的温度范围的冷却 在确保贝氏体方面是重要的。从第一均热温度到320~500°C的温度范围的平均冷却速度小 于3°C/秒时，在钢板组织中生成大量铁素体、珠光体或球状渗碳体，难以形成具有贝氏体的 组织。因此，需要将自第一均热温度起的平均冷却速度设定为3°C/秒以上。第一平均冷却速 度的上限没有特别规定。需要说明的是，为了得到期望的钢板组织，优选设定为45°C/秒以 下。
[0089] 自第一均热温度起的冷却的冷却停止温度低于320°C时，冷却时生成过量块状马 氏体，因此难以通过第二次退火使马氏体微细均匀化，延伸凸缘性降低。另一方面，该冷却 停止温度高于500°C时，珠光体过量增加，即使通过第二次退火也难以使马氏体、残余奥氏 体等微细均匀化，延伸凸缘性降低。因此，从第一均热温度冷却到320~500°C的第一保持温 度范围。优选冷却停止的温度范围为350~450°C。
[0090] ?在320~500°C的第一保持温度范围内保持30秒以上
[0091] 停止以上述第一冷却速度的冷却后，在为320~500°C的温度范围的第一保持温度 范围内保持，使未相变的奥氏体发生贝氏体相变，生成贝氏体和残余奥氏体。冷却后的保持 温度高于500°C时，在第一次退火后的钢板组织中生成过量的珠光体，另外，低于320°C时， 生成过量的马氏体，因此在第二次退火后无法得到微细的马氏体、残余奥氏体等。另外，在 第一保持温度范围内的保持时间小于30秒时，未相变的奥氏体多，因此在第一次退火后的 钢板组织中生成大量块状马氏体，在第二次退火后无法将马氏体等微细均匀化。因此，在 320~500°C的第一保持温度范围内保持30秒以上。需要说明的是，保持时间的上限没有特 别限定，优选为2000秒以下。另外，在第一保持温度范围内保持后，冷却至室温。
[0092] 2)第二次退火
[0093] ?以3~30°C/秒的平均加热速度加热至750°C以上的第二均热温度
[0094] 在第二次退火中，通过使因再结晶而生成的铁素体、奥氏体的成核速度比生成的 晶粒的成长速度快，由此将退火后的晶粒微细化。第二次退火中的到均热温度为止的平均 加热速度增大至大于30°C/秒时，再结晶难以进行，因此平均加热速度的上限设定为30°C/ 秒。另外，平均加热速度小于3°C/秒时，铁素体晶粒粗大化而无法得到规定的平均粒径。因 此，平均加热速度需要设定为3°C/秒以上。需要说明的是，从使晶粒微细化的观点出发，平 均加热速度优选为7~20°C/秒。
[0095] ?均热温度(第二均热温度）：750°C以上、保持时间：30秒以上
[0096]作为第二次退火中的均热温度的第二均热温度低于750°C时，奥氏体的生成少，因 此不能充分地确保马氏体、残余奥氏体的体积分数。因此，第二均热温度设定为750°C以上。 需要说明的是，第二均热温度的上限没有特别规定，为了得到微细的马氏体、残余奥氏体 等，优选设定为900°C以下。另外，在第二均热温度保持的时间（也称为第二均热时间）小于 30秒时，Μη等元素没有在奥氏体中充分富集，因此冷却中未相变的奥氏体粗大化，延伸凸缘 性降低。因此，在第二均热温度下保持30秒以上。需要说明的是，保持时间的上限没有特别 限定，优选1500秒以下优选。
[0097] ?以3°C/秒以上的第二平均冷却速度冷却至120~320°C
[0098] 从上述第二均热温度暂时冷却至马氏体相变开始温度以下，从而形成马氏体。自 第二均热温度起的冷却的冷却停止温度低于120°C时，冷却时生成过量的马氏体而未相变 的奥氏体减少，在最终得到的钢板中，贝氏体、残余奥氏体减少，因此不能确保良好的伸长 率。另一方面，自第二均热温度起的冷却的冷却停止温度高于320°C时，在最终得到的钢板 中回火马氏体减少，不能确保良好的延伸凸缘性。因此，自第二均热温度起的冷却的冷却停 止温度设定为120~320°C。优选为150~300°C。另外，从第二均热温度到上述冷却停止温度 的冷却时的平均冷却速度小于3°C/秒时，在最终得到的钢板组织中生成过量的珠光体、球 状渗碳体。因此，从第二均热温度到冷却停止温度的平均冷却速度设定为3°C/秒以上。需要 说明的是，该冷却速度的上限没有特别规定，为了得到期望的钢板组织，优选设定为40°C/ 秒以下。
[0099] ?在320~500°C的第二保持温度范围内保持30秒以上
[0100] 为了将在上述直至120~320°C的冷却停止温度的冷却时生成的马氏体回火，同时 使未相变的奥氏体发生贝氏体相变从而在钢板组织中生成贝氏体和残余奥氏体，在自第二 均热温度起的冷却后，再次进行加热，在为320~500°C的温度范围的第二保持温度范围内 保持30秒以上。第二保持温度范围低于320°C时，马氏体的回火变得不充分，因此难以确保 良好的延伸凸缘性。另外，高于500°C时，生成过量的珠光体，因此伸长率降低。因此，第二保 持温度范围设定为320~500°C。另外，第二保持温度范围内的保持时间小于30秒时，贝氏体 相变没有充分进行，因此残留大量未相变的奥氏体，最终生成过量马氏体，延伸凸缘性降 低。因此，第二保持温度范围内的保持时间设定为30秒以上。需要说明的是，上限没有特别 限定，优选为2000秒以下。另外，第二保持温度范围内的保持后，冷却至室温。
[0101] 本发明的高强度冷乳钢板可以如下制造:对具有上述成分组成的钢坯在热乳工序 中实施粗乳和精乳从而制成热乳钢板，然后，在酸洗工序中除去热乳钢板表层的氧化皮后， 进行冷乳，接着如上所述进行实施两次退火的退火工序。
[0102] 为了防止成分的宏观偏析，在本发明中使用的钢坯优选通过连铸法制造。需要说 明的是，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法制造。
[0103] 在热乳工序中，对于铸造后的钢坯不进行再加热或者优选再加热至1100°C以上 后，实施包括粗乳、精乳的热乳从而制成热乳钢板，进行卷取。在本发明中，除了制造出钢坯 后暂时冷却至室温然后再次进行加热这样的现有方法以外，也能够毫无问题地应用不进行 冷却而在温片的状态下装入加热炉中、或者进行保温后立即进行热乳、或者铸造后直接进 行乳制的直送乳制/直接乳制等节能工艺。
[0104] 对钢坯进行加热时的加热温度低于1100°C时，乳制负荷增大，生产率降低。另一方 面，高于1300°C时，加热成本增大，因此优选为1100~1300°C。
[0105] 另外，热乳的精乳中的精乳结束温度低于奥氏体单相区的温度时，钢板内的组织 的不均匀性和材质的各向异性增大，退火后的伸长率和延伸凸缘性容易变差。因此，优选的 是将精乳结束温度设定为奥氏体单相区的温度，在奥氏体单相区中结束热乳，精乳结束温 度优选设定为 830°C以上。另一方面，精乳结束温度高于950°C时，热乳钢板的钢组织变得粗 大，退火后的特性降低，因此精乳结束温度优选设定为950°C以下。即，热乳中的精乳结束温 度优选设定为830~950°C。
[0106] 通过上述热乳得到的热乳钢板在冷却后进行卷取。热乳后的冷却方法没有特别限 定。另外，卷取温度也没有特别限定。需要说明的是，卷取温度高于700°C时，显著地形成粗 大的珠光体，因此对退火后的成形性带来影响，因此卷取温度的上限优选为700°C。进一步 优选为650°C以下。卷取温度的下限也没有特别限定。但是，变得过于低温时，生成过量的硬 质的贝氏体、马氏体，冷乳负荷增大，因此优选为400°C以上。
[0107] 上述热乳工序后，优选在酸洗工序中进行酸洗从而除去热乳钢板表层的氧化皮。 酸洗工序没有特别限定，通过常规方法实施即可。接着，进行冷乳工序，即对酸洗后的热乳 钢板进行冷乳从而制成规定板厚的冷乳板。冷乳的条件没有特别限定，通过常规方法实施 即可。另外，为了降低冷乳负荷，可以在冷乳工序前实施中间退火。中间退火的时间和温度 没有特别限定。例如在以卷材的状态进行间歇退火的情况下，优选在450~800°C退火10分 钟~50小时。
[0108] 冷乳工序后，如上所述实施进行两次退火的退火工序，制成高强度冷乳钢板。需要 说明的是，在退火工序后也可以实施表面光乳。实施表面光乳时的延伸率的优选范围为〇. 1 ~2.0%〇
[0109] 另外，只要在本发明的范围内，也可以在上述退火工序中或退火工序之后实施热 镀锌而制成热镀锌钢板，另外，也可以在热镀锌后实施合金化处理而制成合金化热镀锌钢 板。也可以进一步对本冷乳钢板进行电镀制成电镀钢板。
[0110] 实施例1
[0111] 以下，对本发明的实施例进行说明。但是，本发明当然不受下述实施例限制，可以 在能够适合于本发明的主旨的范围内适当地加以变更而实施，其均包含在本发明的技术范 围内。
[0112] 熔炼表1所示的化学成分（成分组成）的钢并进行铸造，制造钢坯，在钢坯加热温 度：1200°C、精乳结束温度:900°C的条件下进行热乳，制成板厚:3.2mm的热乳钢板后，以100 °C/秒的冷却速度冷却至550°C，然后，以20°C/秒的冷却速度进行冷却，在470°C的卷取温度 下实施相当于卷取的处理。接着，对所得到的热乳钢板进行酸洗后，实施冷乳，制造出冷乳 板(板厚：1.4mm)。然后，将所得到的冷乳板加热至表2所示的第一均热温度，在第一均热温 度下保持第一均热时间并进行退火后，以表2所示的第一平均冷却速度(冷速1)冷却至第一 保持温度，保持表2所示的第一保持时间后，冷却至室温。需要说明的是，表2所示的第一保 持时间为第一保持温度范围内的保持时间。然后，以表2所示的平均加热速度进行加热，加 热至第二均热温度，在第二均热温度下保持第二均热时间后，以表2所示的第二平均冷却速 度(冷速2)冷却至冷却停止温度，然后，加热至表2所示的第二保持温度，保持表2所示的时 间（第二保持时间）后，冷却至室温。需要说明的是，表2所示的第二保持时间为第二保持温 度范围内的保持时间。
[0113] 对于如此制造的钢板，如以下所述对各特性进行评价。将结果示于表3中。
[0114] [拉伸特性]
[0115] 以乳制直角方向为长度方向（拉伸方向）的方式从制造的钢板裁取JIS5号拉伸试 验片，通过拉伸试验(JIS Z224K1998))测定屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)， 同时求出屈服比（YR)。
[0116] [延伸凸缘性]
[0117] 对于从制造的钢板裁取的试验片，依据日本钢铁连盟标准(JFS T1001 (1996))，以 12.5%的间隙冲裁出ΙΟπιπιΦ的孔，以毛边位于模具侧的方式安放于试验机中后，利用60°的 圆锥冲头进行成形，由此测定扩孔率(λ)。将λ( % )具有40%以上的试样设定为具有良好的 延伸凸缘性的钢板。
[0118] [钢板组织]
[0119] 钢板的铁素体、马氏体的体积分数如下求出：对与钢板的乳制方向平行的板厚截 面进行研磨后，利用3%硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜）以2000倍、5000 倍的倍率进行观察，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro求出。具体而言，通过点计数 法（依据ASTM E562-83 (1988))测定面积率，将该面积率作为体积分数。铁素体的平均结晶 粒径如下求出：使用上述Image-Pro,导入从钢板组织照片中预先识别出各个铁素体晶粒的 照片，由此能够计算出铁素体的面积，计算出其等效圆直径，对这些值进行平均而求出。残 余奥氏体的体积分数通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面并通过该板厚1/4面的衍射X射线 强度求出。以Mo的Κα射线作为射线源，在50keV的加速电压下，通过X射线衍射法（装置： Rigaku公司制造的RINT2200)测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面、和奥氏体的 {200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，使用这些测定值，由"X線回折 K7V々（X射线衍射手册)"（2000年)理学电机株式会社、p.26、62-64中记载的计算式求出 残余奥氏体的体积分数。
[0120] 结晶粒径为2μπι以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的个数如下求出：使用 SEM (扫描电子显微镜）以5000倍的倍率进行观察，在2000μπι2的部分中计数出衬度较白的部 分且2μπι以下的相。
[0121] 另外，通过SEM(扫描电子显微镜）、ΤΕΜ(透射电子显微镜）、FE-SEM(场发射扫描电 子显微镜)观察钢板组织，确定铁素体、残余奥氏体、马氏体以外的钢组织的种类。
[0122] 根据表3所示的结果，本发明例均具有如下复合组织：铁素体的体积分数为3~ 20%、铁素体的平均粒径为5μπι以下、含有以体积分数计为5~20%的残余奥氏体、以体积分 数计为5~20%的马氏体、余量包含贝氏体和/或回火马氏体，并且，在与乳制方向平行的板 厚截面内观察到的结晶粒径为2μπι以下的残余奥氏体或马氏体或者它们的混合相每2000μ m 2为150个以上。本发明例均能够确保1180MPa以上的拉伸强度和75 %以上的屈服比，同时 可以得到17.5%以上的伸长率和40%以上的扩孔率。另一方面，比较例的钢成分、钢板组织 不满足本发明范围，其结果是拉伸强度、屈服比、伸长率、延伸凸缘性的至少一种特性差。
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【主权项】
1.一种高强度冷乳钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有c: 0.15~0.27%、Si: 0.8 ~2·4%、Μη:2·3~3.5%、卩：0.08%以下、5:0.005%以下、厶1 :0.01~0.08%川:0.010%以 下，余量由Fe和不可避免的杂质构成， 并且具有如下显微组织:铁素体的平均结晶粒径为5μπι以下，铁素体的体积分数为3~ 20%，残余奥氏体的体积分数为5~20%，马氏体的体积分数为5~20%，余量中包含贝氏体 和/或回火马氏体，并且，与钢板的乳制方向平行的板厚截面内每2000μπι2中的结晶粒径为2 μπι以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的总个数为150个以上。2. 如权利要求1所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选自V:0.10%以下、 Nb:0.10%以下、Ti:0.10%以下中的一种以上。3. 如权利要求1或2所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有B:0.0050%以下。4. 如权利要求1~3中任一项所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选自Cr: 0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下中的一种以上。5. 如权利要求1~4中任一项所述的高强度冷乳钢板，其中，以质量％计还含有选自Ca: 0.0050%以下、REM:0.0050%以下中的一种以上。6. -种高强度冷乳钢板的制造方法，准备具有权利要求1~5中任一项所述的成分组成 的钢坯，对所述钢坯实施热乳、酸洗、冷乳而制造冷乳钢板，实施如下第一退火:将所述冷乳 钢板在800°C以上的第一均热温度下保持30秒以上，以3°C/秒以上的第一平均冷却速度从 第一均热温度冷却至320~500°C，在320~500°C的第一保持温度范围保持30秒以上后冷却 至室温，然后，实施如下第二退火：以3~30°C/秒的平均加热速度加热至750°C以上的第二 均热温度后保持30秒以上，以3°C/秒以上的第二平均冷却速度从第二均热温度冷却至120 ~320°C，接着加热至320~500°C的第二保持温度范围后保持30秒以上，然后冷却至室温。
【专利摘要】本发明提供一种伸长率和延伸凸缘性优良、具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法。一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.15～0.27％、Si：0.8～2.4％、Mn：2.3～3.5％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有如下显微组织：铁素体的平均结晶粒径为5μm以下，铁素体的体积分数为3～20％，残余奥氏体的体积分数为5～20％，马氏体的体积分数为5～20％，余量中包含贝氏体和/或回火马氏体，并且，与钢板的轧制方向平行的板厚截面内每2000μm2中的结晶粒径为2μm以下的残余奥氏体、马氏体或它们的混合相的总个数为150个以上。
【IPC分类】C22C38/58, C22C38/06, C21D9/46, C22C38/00
【公开号】CN105492643
【申请号】CN201480045268
【发明人】高岛克利, 小野义彦, 长谷川浩平
【申请人】杰富意钢铁株式会社
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2014年7月18日
【公告号】EP3009527A1, EP3009527A4, US20160177414, WO2015019558A1
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