專利名稱：高強度冷軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及高強度冷軋鋼板及其制造方法。本申請基于2010年I月26日在日本申請的日本特愿2010-14363號、2010年4月7日在日本申請的日本特愿2010-88737號和2010年6月14日在日本申請的日本特愿2010-135351號主張優(yōu)先權，在此援引其內(nèi)容。
背景技術：
為了兼顧輕量化和安全性，對于用于汽車的車身結(jié)構(gòu)的薄鋼板，要求高沖壓成型性和強度。其中，在進行沖壓成型方面，伸長率是最被重視的特性。然而，通常如果提高薄鋼板的強度，則伸長率及擴孔性降低，從而高強度薄鋼板(高拉力鋼)的成型性劣化。
為了解決這樣的成型性的劣化，專利文獻I及2中公開了使殘余奧氏體殘存在鋼板中的鋼板(TRIP鋼板)。在該鋼板中，由于利用塑性誘導相變(TRIP效果)，因此不僅為高強度，而且可以得到非常高的伸長率。在專利文獻I及2所公開的鋼板中，一邊提高C量及Si量來提高鋼板的強度一邊使C在奧氏體中濃化。通過使該C在奧氏體中濃化，使殘余奧氏體穩(wěn)定化，從而使奧氏體(殘余奧氏體)在室溫下穩(wěn)定地殘余。另外，作為進一步有效地利用TRIP效果的技術，專利文獻3中公開了在最大應力點處的奧氏體的殘余率為60 90%的溫度區(qū)域進行液壓成型加工的液壓成型加工技術。在該技術中，與室溫相比，使擴管率提高150%。另外，專利文獻4中公開了為了在TRIP鋼中提高深拉伸成型性而對模具進行加熱的加工技術。然而，在專利文獻3所公開的技術中，加工對象限于管材。另外，在專利文獻4所公開的技術中，為了得到充分的效果，在模具的加熱上耗費成本，因此適用對象被限制。因此，為了不通過改善加工技術而通過改善鋼板來產(chǎn)生有效的TRIP效果，可以考慮在鋼板中進一步添加C。鋼板中所添加的C在奧氏體中濃化，但同時作為粗大的碳化物析出。這種情況下，鋼板中的殘余奧氏體量降低，從而伸長率劣化，或者以碳化物作為起點擴孔時發(fā)生破裂。另外，如果為了補充由于碳化物的析出而引起的殘余奧氏體量的減少量而進一步增加C量，則焊接性降低。在用于汽車的車身結(jié)構(gòu)的薄鋼板中，需要一邊提高強度一邊確保強度與成型性(伸長率及擴孔性)之間的平衡。然而，如上所述，如果在鋼中僅添加C，則難以確保充分的成型性。這里，殘余奧氏體鋼(TRIP鋼板)是如下的高強度鋼板對退火中的鐵素體相變及貝氏體相變進行控制，提高奧氏體中的C濃度，從而使奧氏體殘余在沖壓成型前的薄鋼板的鋼組織中。通過該殘余奧氏體的TRIP效果，使該殘余奧氏體鋼具有高伸長率。該TRIP效果有溫度依賴性，在現(xiàn)有的TRIP鋼的情況下，通過在超過250°C的高溫下對鋼板進行成型加工，能夠最大限度地利用TRIP效果。然而，在成型加工溫度超過250°C時，容易產(chǎn)生模具的加熱成本的問題。所以，期望能夠在室溫及100 250°C的溫時最大限度地利用TRIP效果?，F(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻I :日本國特開昭61-217529號公報專利文獻2 :日本國特開平5-59429號公報專利文獻3 :日本國特開2004-330230號公報專利文獻4 :日本國特開2007-111765號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題本發(fā)明的目的在于，提供能夠抑制擴孔時破裂、強度與成型性之間的平衡優(yōu)良的鋼板。 用于解決問題的手段本發(fā)明者們通過對鋼的成分及制造條件進行優(yōu)化來控制退火時的碳化物的尺寸及形狀，從而成功制造了強度、延展性(伸長率)、擴孔性優(yōu)良的鋼板。其主旨如下。(I)本發(fā)明的一個方面所涉及的高強度冷軋鋼板以質(zhì)量％計含有C :0. 10 0. 40%、Mn :0. 5 4. 0%、Si :0. 005 2. 5%、A1 :0. 005 2. 5%, Cr 0 I. 0%，殘余部分包含鐵及不可避免的雜質(zhì)，將P、S、N限制為P :0. 05%以下、S :0. 02%以下、N :0. 006%以下，作為鋼組織，以面積率計包含殘余奧氏體2 30%，將馬氏體限制為20%以下，滲碳體的平均粒徑為0. 01 m以上且I m以下，所述滲碳體中包含長寬比為I以上且3以下的滲碳體30%以上且100%以下。(2)上述(I)所述的高強度冷軋鋼板以質(zhì)量％計可以進一步含有Mo :0. 01 0. 3%、Ni :0. 01 5%、Cu :0. 01 5%、B :0. 0003 0. 003%、Nb :0. 01 0. 1%、Ti :0. 01 0. 2%、
V:0. 01 I. 0%,ff 0. 01 I. 0%, Ca :0. 0001 0. 05%、Mg :0. 0001 0. 05%、Zr :0. 0001 0. 05%、REM :0. 0001 0. 05% 中的 I 種以上。(3)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，Si與Al的總計量可以為0. 5%以上且2. 5%以下。(4)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，殘余奧氏體的平均粒徑可以為5 u m以下。(5)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，作為所述鋼組織，以面積率計可以包含鐵素體10 70%。(6)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，作為所述鋼組織，以面積率計可以包含鐵素體和貝氏體總計10 70%。(7)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，作為所述鋼組織，以面積率計可以包含貝氏體和回火馬氏體總計10 75%。(8)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，鐵素體的平均粒徑可以為IOiim以下。(9)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，每I U m2可以包含所述長寬比為I以上且3以下的滲碳體0. 003個以上且0. 12個以下。( 10)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，板厚的中心部中的所述殘余奧氏體的{100} < 001 >取向的隨機強度比X與所述殘余奧氏體的{110} < 111 > {110}
<001 >取向組的隨機強度比的平均值Y可以滿足下述(I)式。4 < 2X+Y < 10(I)(11)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，板厚的中心部中的所述殘余奧氏體的{110} < 111 >取向的隨機強度比相對于所述殘余奧氏體的{110} < 001 >取向的隨機強度比之比可以為3. 0以下。 (12)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，至少在單面上，可以進一步具有
鋅鍍覆層。(13)在上述(I)或(2)所述的高強度冷軋鋼板中，至少在單面上，可以進一步具有
合金化熱浸鍍鋅層。(14)本發(fā)明的一個方面所涉及的高強度冷軋鋼板的制造方法包括對具有上述(I)或(2)所述的成分組成的鑄坯在820°C以上的精加工溫度下實施熱軋而制作熱軋鋼板的第I工序；該第I工序后對所述熱軋鋼板進行冷卻、并在350 600°C的卷取溫度CT°C下進行卷取的第2工序；對該第2工序后的所述熱軋鋼板以30 85%的壓下率實施冷軋而制作冷軋鋼板的第3工序；該第3工序后對所述冷軋鋼板進行加熱、并在750 900°C的平均加熱溫度下進行退火的第4工序；對該第4工序后的所述冷軋鋼板以3 200°C /秒的平均冷卻速度進行冷卻、并在300 500°C的溫度區(qū)域保持15 1200秒的第5工序；對該第5工序后的所述冷軋鋼板進行冷卻的第6工序；所述第2工序中，從750°C到650°C的第一平均冷卻速度CR1°C /秒為15 100°C /秒，從650°C到所述卷取溫度CT°C的第二平均冷卻速度CR2°C /秒為50°C /秒以下，從卷取后到150°C的第三平均冷卻速度CR3°C /秒為10C /秒以下，所述卷取溫度CT°C和所述第一平均冷卻速度CRl 0C /秒滿足下述(2)式，所述第4工序中，在將Si、Al及Cr的量以質(zhì)量％計分別表示為[Si]、[Al]及[Cr]時，所述第2工序后的所述熱軋鋼板中所含的珠光體的平均面積S u m2、所述平均加熱溫度TC與加熱時間t秒滿足下述(3)式的關系。1500 ( CRlX (650-CT) ( 15000(2)2200 > TX Ig(t) / (1+0. 3 [Si] +0. 5 [Al] + [Cr] +0. 5S) > 110 (3)(15)在上述(14)所述的高強度冷軋鋼板的制造方法中，所述第I工序中的后段兩階段的壓下率的總計可以為15%以上。(16)在上述(14)所述的高強度冷軋鋼板的制造方法中，對所述第5工序后且所述第6工序前的所述冷軋鋼板，可以實施鋅鍍覆。(17)在上述(14)所述的高強度冷軋鋼板的制造方法中，對所述第5工序后且所述第6工序前的所述冷軋鋼板，可以實施熱浸鍍鋅，在400 600°C下進行合金化處理。(18)在上述(14)所述的高強度冷軋鋼板的制造方法中，所述第4工序中的600°C以上且680°C以下的平均加熱速度可以為0. 1°C /秒以上且TC /秒以下。(19)在上述(14)所述的高強度冷軋鋼板的制造方法中，所述第I工序前，可以將所述鑄坯冷卻到1000°C以下，并再加熱到1000°C以上。發(fā)明的效果
通過本發(fā)明，對化學組成進行優(yōu)化，確保規(guī)定量的殘余奧氏體，適當?shù)乜刂茲B碳體的尺寸及形狀，從而能夠提供強度、成型性(室溫及溫時的伸長率及擴孔性)優(yōu)良的高強度鋼板。另外，通過本發(fā)明，適當?shù)乜刂茻彳埡?卷取前后)的鋼板的冷卻速度和冷軋后的退火條件，從而能夠制造強度和成型性優(yōu)良的高強度鋼板。除此之外，通過上述(4)所述的高強度冷軋鋼板，能夠進一步改善溫時的伸長率。并且，通過上述(10)所述的高強度冷軋鋼板，可以幾乎不產(chǎn)生面內(nèi)各向異性而在任一方向中均能確保高均勻伸長率。


圖I是表示退火參數(shù)P與滲碳體的平均粒徑之間的關系的曲線圖。圖2是表示滲碳體的平均粒徑與強度及成型性的平衡(抗拉強度TS、均勻伸長率uEL與擴孔性入之積)之間的關系的曲線圖。圖3是表示滲碳體的平均粒徑與強度及成型性的平衡(抗拉強度TS與擴孔性入之積)之間的關系的曲線圖。圖4是表示在小2為45°的截面的ODF中的奧氏體相的主要取向的圖。 圖5是表示參數(shù)2X+Y與均勻伸長率的各向異性指數(shù)AuEL之間的關系的圖。圖6是表示本發(fā)明的一個實施方式所涉及的高強度冷軋鋼板的制造方法的流程圖的圖。圖7是表示本實施方式所涉及的高強度冷軋鋼板的制造方法中的卷取溫度CT與第一平均冷卻速度CRl之間的關系的圖。圖8是表示實施例和比較例中的抗拉強度TS與150°C下的伸長率tEL15(l2間的關系的圖。
具體實施例方式本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，如果熱軋時產(chǎn)生的滲碳體在退火的加熱時溶解而使鋼板中的滲碳體的粒徑變小，則強度與成型性(延展性及擴孔性)之間的平衡優(yōu)良。以下，對其理由進行說明。在TRIP鋼中，在退火的過程中，使C在奧氏體中濃化，增加殘余奧氏體量。通過增加該奧氏體中的C量及增加奧氏體量，提高TRIP鋼的拉伸特性。但是，在熱軋時產(chǎn)生的滲碳體在退火(冷軋后的退火)后殘存的情況下，添加到鋼中的C的一部分作為碳化物存在。此時，奧氏體量及該奧氏體中的C量降低，有時強度與延展性之間的平衡惡化。另外，在擴孔試驗時，碳化物作為破裂的起點起作用，從而成型性劣化。其理由雖然不明，但如果滲碳體的粒徑減小到臨界直徑以下，則能夠防止由滲碳體引起的局部伸長率的劣化，并能夠使由于滲碳體的溶解而得到的溶解C在奧氏體中濃化。進而，此時，殘余奧氏體的面積率及殘余奧氏體中的C量增加，殘余奧氏體的穩(wěn)定性提高。其結(jié)果是，可以認為通過防止由滲碳體引起的局部伸長率的劣化與提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性的協(xié)同效果，TRIP效果提高。為了有效地產(chǎn)生該協(xié)同效果，退火后的滲碳體的平均粒徑需要為0. 01 y m以上且Ium以下。為了更確實地防止局部伸長率的劣化并進一步增加從滲碳體向殘余奧氏體的C的供給量，滲碳體的平均粒徑優(yōu)選為0. 9 y m以下，更優(yōu)選為0. 8 y m以下，最優(yōu)選為0. 7 y m以下。如果滲碳體的平均粒徑超過I U m，則C的濃化不充分，除了室溫及100 250°C的溫度區(qū)域中的TRIP效果不是最佳的以外，由于粗大的滲碳體引起局部伸長率劣化，因此由于這些協(xié)同作用伸長率劇烈地劣化。另一方面，滲碳體的平均粒徑期望盡可能小，但為了抑制鐵素體的晶粒成長，需要為0. 01 y m以上。另外，滲碳體的平均粒徑如下所述依賴于退火時的加熱溫度及加熱時間。因此，除了組織控制的觀點以外，從工業(yè)上的觀點出發(fā)，滲碳體的平均粒徑也優(yōu)選為0. 02iim以上，更優(yōu)選為0. 03iim以上，最優(yōu)選為0. 04 以上。需要說明的是，滲碳體的平均粒徑通過在將鋼板組織中的滲碳體用光學顯微鏡或電子顯微鏡等進行觀察時對各滲碳體粒子的圓當量直徑求平均而得到。本發(fā)明者們對減小該滲碳體的平均粒徑的方法進行了調(diào)查。本發(fā)明者們對熱軋鋼板的珠光體的平均面積與基于退火時的加熱溫度及加熱時間的滲碳體的溶解量之間的關系進行了研究。 其結(jié)果是，獲得了如下的知識如圖I所示，在熱軋后的鋼板組織中的珠光體的平均面積S (Pm2)、退火的平均加熱溫度T (°C)、退火的加熱時間t (秒)滿足下述(4)式時，退火后的滲碳體的平均粒徑變?yōu)?. 01 y m以上且I y m以下，促進C在殘余奧氏體相中濃化。需要說明的是，在圖I中，為了排除碳量的影響，使用約0.25%的C量的鋼，將滲碳體用光學顯微鏡進行觀察。2200 > TX Ig(t) / (1+0. 3 [Si] +0. 5 [Al] + [Cr] +0. 5S) > 110(4)其中，[Si]、[Al]及[Cr]分別是薄鋼板中的Si、Al及Cr的含量(質(zhì)量％)。另外，
(4)式中的Ig表示常用對數(shù)(底為10)。這里，為了簡化以下的記載內(nèi)容，導入下述(5)及(6)式所示的退火參數(shù)P及a。P=TX Ig(t)/a(5)a =(1+0. 3[Si]+0. 5[Al] +[Cr]+0. 5S)(6)為了降低滲碳體的平均粒徑，需要該退火參數(shù)P的下限。為了使該滲碳體的平均粒徑降低到Ium以下，需要在超過110的退火參數(shù)P的條件下進行退火。另外，為了降低退火所需的成本、確保牽制鐵素體的晶粒成長的滲碳體，需要退火參數(shù)P的上限。為了確保能夠用于該牽制的0. 01 y m以上的平均粒徑的滲碳體，需要在低于2200的退火參數(shù)P的條件下進行退火。由此，退火參數(shù)P需要超過110且低于2200。需要說明的是，為了如上述那樣進一步減小滲碳體的平均粒徑。退火參數(shù)P優(yōu)選超過130，更優(yōu)選超過140，最優(yōu)選超過150。另外，為了如上述那樣充分確保能夠用于牽制的滲碳體的平均粒徑，退火參數(shù)P優(yōu)選低于2100，更優(yōu)選低于2000，最優(yōu)選低于1900。在滿足上述(4)式時，在熱軋后卷取鋼板時生成的珠光體中的滲碳體在退火加熱中球狀化，在退火中間形成較大的球狀滲碳體。能夠使該球狀滲碳體在Aca點以上的退火溫度下溶解，如果滿足(4)式，則滲碳體的平均粒徑充分降低到0. 01 y m以上且I y m以下。這里，以下對退火參數(shù)P ((5)式)的各項的物理意義進行說明。退火參數(shù)P中的TXlg(t)可以認為與碳及鐵的擴散速度(或擴散量)有關系。這是因為由于原子擴散而從滲碳體向奧氏體進行逆相變。在Si、Al及Cr的量多的情況下,或者在熱軋鋼板(hot-rolled steel sheet)卷取時析出的珠光體的平均面積S大的情況下，退火參數(shù)P中的a增加。在a大時，為了滿足(4)式，需要變更退火條件，以使TX lg(t)變大。Si、Al及Cr的量、以及卷取熱軋鋼板后的珠光體的面積率(5)引起式中的a ((6)式)變化的理由如下。Si及Al是抑制滲碳體析出的元素。因此，如果Si及Al的量增加，則熱軋后卷取鋼板時容易從奧氏體向鐵素體及碳化物量少的貝氏體進行相變，碳在奧氏體中濃化。其后，弓I起從碳濃化后的奧氏體向珠光體相變。在這樣的碳濃度高的珠光體中，滲碳體的比例多，在其后退火加熱時，珠光體中的滲碳體容易球狀化，從而難以溶解，因此容易產(chǎn)生粗大的滲碳體。由此，a中的包含[Si]及[Al]的項可以認為對應于由于生成粗大的滲碳體而導致的滲碳體的溶解速度的降低及溶解時間的增加。Cr是固溶于滲碳體中使?jié)B碳體難以溶解(穩(wěn)定化)的元素。因此，如果Cr量增加，貝U(5)式中的a的值增加。由此，a中的包含[Cr]的項可以認為對應于由于滲碳體的穩(wěn)定化而導致的滲碳體的溶解速度的降低。 可以認為如果卷取熱軋鋼板后的珠光體的平均面積S較大，則上述的逆相變所需的原子的擴散距離變長，因此退火后的滲碳體的平均粒徑容易變大。因此，如果珠光體的平均面積S增加，則(5)式中的a變大。由此，a中的包含珠光體的平均面積S的項可以認為對應于由于原子的擴散距離增加而導致的滲碳體的溶解時間的增加。例如該珠光體的平均面積S通過利用熱軋鋼板截面的光學顯微鏡照片的圖像解析來測定充分統(tǒng)計量的珠光體的面積并對這些的面積求平均而求得。由此，a是表示與退火相關的滲碳體的容易殘余程度的參數(shù)，需要根據(jù)a確定退火條件，以滿足上述(4)式。由此，如果在滿足式(4)的退火條件下進行退火，則滲碳體的平均粒徑變得充分小，抑制擴孔時滲碳體作為斷裂的起點，在奧氏體中濃化的C的總量增加。所以，鋼組織中的殘余奧氏體量增加，強度與延展性之間的平衡提高。例如，如圖2及圖3所示，在存在于鋼中的滲碳體的平均粒徑為Ium以下時，強度與成型性之間的平衡得到改善。需要說明的是，在圖2中，將圖I所示的薄鋼板的強度與成型性之間的平衡用抗拉強度TS、均勻伸長率uEL與擴孔性\之積進行評價。另外，在圖3中，將圖I所示的薄鋼板的強度與成型性之間的平衡用抗拉強度TS與擴孔性\之積進行評價。另外，本發(fā)明者們經(jīng)過認真的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)在需要使成型時的面內(nèi)各向異性減小時，控制奧氏體相的晶體取向(織構(gòu))是非常重要的。為了控制奧氏體相的織構(gòu)，控制在退火中形成的鐵素體的織構(gòu)是極為重要的。殘余在產(chǎn)品板中的殘余奧氏體相通過在退火中從鐵素體相的界面逆相變而生成，因此顯著受鐵素體相的晶體取向的影響。所以，為了減小面內(nèi)各向異性，控制相變前的鐵素體的織構(gòu)以使奧氏體在繼續(xù)進行逆相變時接著其晶體取向是重要的。即，為了優(yōu)化鐵素體的織構(gòu)，控制熱軋中的卷取溫度，避免熱軋板變?yōu)樨愂象w單相組織，將該熱軋板以適當?shù)膲合侣蔬M行冷軋。通過這樣的控制，能夠建立所期望的晶體取向。另外，為了使奧氏體相接著鐵素體相的織構(gòu)，退火時使該冷軋組織充分再結(jié)晶后升溫到兩相區(qū)以優(yōu)化兩相區(qū)中的奧氏體分率是重要的。所以，為了將殘余奧氏體的穩(wěn)定性提高到極限，在需要減少成型時的面內(nèi)各向異性時，期望對上述條件適當?shù)剡M行控制。
以下，對本發(fā)明的一個實施方式所涉及的高強度冷軋鋼板(例如抗拉強度為500 1800MPa)進行詳細說明。首先，對本實施方 式的鋼板的基本成分進行說明。需要說明的是，以下表示各元素的量的“％”為質(zhì)量％。C :0. 10 0. 40%C是為了提高鋼的強度、確保殘余奧氏體而極為重要的元素。為了得到充分的殘余奧氏體量，需要0.10%以上的C量。另一方面，如果鋼中過量包含C，則損害焊接性，因此C量的上限為0. 40%。另外，為了一邊確保更多的殘余奧氏體一邊提高殘余奧氏體的穩(wěn)定性，C量優(yōu)選為0. 12%以上，更優(yōu)選為0. 14%以上，最優(yōu)選為0. 16%以上。為了進一步確保焊接性，C量優(yōu)選為0. 36%以下，更優(yōu)選為0. 33%以下，最優(yōu)選為0. 32%以下。Mn :0. 5 4. 0%Mn是使奧氏體穩(wěn)定化、提高淬透性的元素。為了確保充分的淬透性，需要0. 5%以上的Mn量。另一方面，如果在鋼中過量添加Mn，則損害延展性，因此Mn量的上限為4. 0%。優(yōu)選的Mn量的上限為2. 0%。為了進一步提高奧氏體的穩(wěn)定性，Mn量優(yōu)選為I. 0%以上，更優(yōu)選為I. 3%以上，最優(yōu)選為I. 5%以上。另外，為了確保更高的加工性，Mn量優(yōu)選為3. 0%以下，更優(yōu)選為2. 6%以下，最優(yōu)選為2. 2%以下。Si :0. 005 2. 5%Al :0. 005 2. 5%Si及Al是脫氧劑，為了進行充分的脫氧，需要分別在鋼中包含0.005%以上。另夕卜，Si及Al在退火時使鐵素體穩(wěn)定化，并且通過抑制貝氏體相變時的滲碳體析出，有助于提高奧氏體中的C濃度、確保殘余奧氏體。Si及Al的添加量越多，就能夠確保越多的殘余奧氏體，因此Si量及Al量分別優(yōu)選為0. 30%以上，更優(yōu)選為0. 50%以上，最優(yōu)選為0. 80%以上。如果在鋼中過量添加Si或Al，則表面性狀(例如熱浸鍍鋅性和化成處理性)、涂裝性、焊接性劣化，因此將Si量及Al量的上限分別設為2. 5%。在使用鋼板作為部件時，在需要表面性狀、涂裝性及焊接性的情況下，Si量及Al量的上限分別優(yōu)選為2. 0%，更優(yōu)選為I. 8%，最優(yōu)選為I. 6%。需要說明的是，在鋼中過量添加Si及Al這兩者時，期望對Si量與Al量之和(Si+Al)進行評價。S卩，Si+Al優(yōu)選為0. 5%以上，更優(yōu)選為0. 8%以上，進一步優(yōu)選為0. 9%以上，最優(yōu)選為I. 0%以上。另外，Si+Al優(yōu)選為2. 5%以下，更優(yōu)選為2. 3%以下，進一步優(yōu)選為2. 1%以下，最優(yōu)選為2. 0%以下。Cr :0 I. 0%Cr是提高鋼板的強度的元素。因此，在添加Cr來提高鋼板的強度時，Cr量優(yōu)選為0. 01%以上。然而，如果在鋼中包含1%以上的Cr，則不能充分確保延展性，因此Cr量需要為1%以下。另外，Cr固溶于滲碳體中而使?jié)B碳體穩(wěn)定化，因此抑制(妨礙)退火時滲碳體溶解。因此，Cr量優(yōu)選為0. 6%以下，更優(yōu)選為0. 3%以下。接著，對不可避免的雜質(zhì)中特別需要減少的雜質(zhì)進行說明。需要說明的是，這些雜質(zhì)(P、S、N)的量的下限可以是0%。P :0. 05% 以下P是雜質(zhì)，如果在鋼中過量包含P，則損害延展性及焊接性。所以，P量的上限為0. 05%。在進一步需要成型性時，P量優(yōu)選為0. 03%以下，更優(yōu)選為0. 02%以下，最優(yōu)選為0. 01%以下。S :0. 020% 以下S是雜質(zhì)，如果在鋼中過量包含S，則由于進行熱軋而生成拉伸而成的MnS，從而延展性及擴孔性等成型性劣化。所以，S量的上限為0.02%。在進一步需要成型性時，S量優(yōu)選為0. 010%以下，更優(yōu)選為0. 008%以下，最優(yōu)選為0. 002%以下。N是雜質(zhì)，如果N量超過0. 006%,則延展性劣化。所以，N量的上限為0. 006%。在進一步需要成型性時，N量優(yōu)選為0. 004%以下，更優(yōu)選為0. 003%以下，最優(yōu)選為0. 002%以下。以下，對可選元素進行說明。進而，除了上述基本成分以外，在鋼中根據(jù)需要可以添加Mo、Ni、Cu及B中的I種 以上。Mo、Ni、Cu及B是提高鋼板的強度的元素。為了得到該效果，Mo量、Ni量及Cu量分別優(yōu)選為0. 01%以上，B量優(yōu)選為0. 0003%以上。另外，在需要進一步確保強度時，Mo量、Ni量及Cu量的下限分別更優(yōu)選為0. 03%,0. 05%及0. 05%。同樣地，B量優(yōu)選為0. 0004%以上，更優(yōu)選為0. 0005%以上，最優(yōu)選為0. 0006%以上。另一方面，如果在鋼中過量添加這些元素，則強度變得過高，有時損害延展性。特別是，如果在鋼中過量添加B來提高淬透性，則鐵素體相變及貝氏體相變的開始變晚，C在奧氏體相中的濃化速度降低。另外，在鋼中過量添加Mo時，織構(gòu)也有時劣化。因此，在需要確保延展性時，期望限制Mo量、Ni量、Cu量、B量。所以，Mo量的上限優(yōu)選為0. 3%，更優(yōu)選為0. 25%。另外，Ni量的上限優(yōu)選為5%，更優(yōu)選為2%，進一步優(yōu)選為1%，最優(yōu)選為0. 3%。Cu量的上限優(yōu)選為5%，更優(yōu)選為2%，進一步優(yōu)選為1%，最優(yōu)選為0. 3%。B量的上限優(yōu)選為0. 003%,更優(yōu)選為0. 002%,進一步優(yōu)選為0. 0015%,最優(yōu)選為0. 0010%。另外，除了上述基本成分以外，在鋼中根據(jù)需要可以添加Nb、Ti、V及W中的一種以上。Nb、Ti、V及W是生成微細的碳化物、氮化物或碳氮化物、提高鋼板的強度的元素。因此，為了進一步確保強度，Nb量、Ti量、V量及W量分別優(yōu)選為0. 01%以上，更優(yōu)選為0. 03%以上。另一方面，如果在鋼中過量添加這些元素，則強度過分提高，延展性降低。因此，Nb量、Ti量、V量及W量的上限分別優(yōu)選為0. 1%、0. 2%、I. 0%及I. 0%，更優(yōu)選為0. 08%,0. 17%、0. 17% 及 0. 17%。進而，除了上述基本成分以外，優(yōu)選在鋼中含有Ca、Mg、Zr及REM (稀土類元素)中的I種以上0. 0001 0. 05%。Ca、Mg、Zr及REM有控制硫化物及氧化物的形狀以提高局部延展性及擴孔性的效果。為了得到該效果，Ca量、Mg量、Zr量及REM量分別優(yōu)選為0. 0001%以上，更優(yōu)選為0. 0005%以上。另一方面，如果在鋼中過量添加這些元素，則加工性劣化。因此，Ca量、Mg量、Zr量及REM量分別優(yōu)選為0. 05%以下，更優(yōu)選為0. 04%以下。另外，在鋼中添加多種這些元素時，這些元素的總計量進一步優(yōu)選為0. 0005 0. 05%。接著，對本實施方式的高強度冷軋鋼板的鋼組織(顯微組織)進行說明。在本實施方式的高強度冷軋鋼板的鋼組織中，需要包含殘余奧氏體。另外，能夠?qū)堄嗟匿摻M織的大部分分類為鐵素體、貝氏體、馬氏體、回火馬氏體。以下，表示各相(組織)的量的“％”為面積率。需要說明的是，滲碳體等碳化物分散在各相中，因此不將滲碳體等碳化物的面積率作為該鋼組織的面積率進行評價。
殘余奧氏體通過相變誘導塑性提高延展性，特別是提高均勻伸長率。因此，在鋼組織中需要以面積率計包含殘余奧氏體2%以上。另外，殘余奧氏體通過加工相變?yōu)轳R氏體，因此也有助于提高強度。特別是，在為了確保殘余奧氏體而在鋼中添加較多C這樣的元素時，殘余奧氏體的面積率優(yōu)選為4%以上，更優(yōu)選為6%以上，最優(yōu)選為8%以上。另一方面，殘余奧氏體的面積率越高越好。然而，為了以面積率計確保超過30%的殘余奧氏體，需要增加C、Si量，從而損害焊接性和表面性狀。所以，殘余奧氏體的面積率的上限為30%。在需要進一步確保焊接性及表面性狀時，殘余奧氏體的面積率的上限優(yōu)選為20%，更優(yōu)選為17%，最優(yōu)選為15%。另外，殘余奧氏體的大小對殘余奧氏體的穩(wěn)定性的影響較強。本發(fā)明者們對100 250°C的溫度區(qū)域中的殘余奧氏體的穩(wěn)定性進行了各種研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)如果殘余奧氏體的平均粒徑為5 y m以下，則殘余奧氏體均勻地分散在鋼中，從而能夠更有效地發(fā)揮殘余奧氏體的TRIP效果。即，通過使殘余奧氏體的平均粒徑為5 u m以下，即使在室溫下的伸長率低時，也能夠顯著地改善100 250°C的溫度區(qū)域中的伸長率。因此，殘余奧氏體的平均粒徑優(yōu)選為5 ii m以下，更優(yōu)選為4 ii m以下，進一步優(yōu)選為3. 5 y m以下，最優(yōu)選為2. 5 y m以下。由此，殘余奧氏體的平均粒徑越小越好，但其依賴于退火時的加熱溫度及加熱時間，因此從工業(yè)上的觀點出發(fā)，優(yōu)選為I. Oym以上。馬氏體為硬質(zhì)，因此能夠確保強度。然而，如果馬氏體以面積率計超過20%,則延展性不充分，因此需要將馬氏體的面積率限制為20%以下。另外，為了進一步確保成型性，優(yōu)選將馬氏體的面積率限制為15%以下，更優(yōu)選限制為10%以下，最優(yōu)選限制為7%以下。另一方面，如果減少馬氏體，則強度降低，因此馬氏體的面積率優(yōu)選為3%以上，更優(yōu)選為4%以上，最優(yōu)選為5%以上。在上述的組織的殘余組織中，包含鐵素體、貝氏體、回火馬氏體中的至少I種。這些的面積率沒有特別的限制，但考慮伸長率與強度之間的平衡，期望是以下的面積率的范圍。鐵素體為延展性優(yōu)良組織，但如果過多，則會導致強度降低。所以，為了得到優(yōu)良的強度與延展性之間的平衡，鐵素體的面積率優(yōu)選為10 70%。該鐵素體的面積率根據(jù)目標的強度水平進行調(diào)節(jié)。在需要延展性時，鐵素體的面積率更優(yōu)選為15%以上，進一步優(yōu)選為20%以上，最優(yōu)選為30%以上。另外，在需要強度時，鐵素體的面積率更優(yōu)選為65%以下，進一步優(yōu)選為60%以下，最優(yōu)選為50%以下。鐵素體的平均晶粒徑優(yōu)選為10 ii m以下。由此，如果鐵素體的平均晶粒徑為10 ii m以下，則能夠不損害總伸長率及均勻伸長率而使薄鋼板高強度化。這可以認為是由于，如果 使鐵素體的晶體變得微細，則組織變得均勻，因此在成型加工中導入的應變均勻分散，減少應變集中，從而鋼板變得難以斷裂。另外，在需要一邊維持伸長率一邊進一步提高強度時，鐵素體的平均晶粒徑更優(yōu)選為8 y m以下，進一步優(yōu)選為6 y m以下，最優(yōu)選為5 y m以下。該鐵素體的平均粒徑的下限沒有特別限制。然而，如果考慮回火條件，則從工業(yè)上的觀點出發(fā)，鐵素體的平均晶粒徑優(yōu)選為I U m以上，更優(yōu)選為I. 5 y m以上，最優(yōu)選為2 y m以上。另外，為了使C在殘余奧氏體中濃化、通過TRIP效果提高延展性，需要鐵素體和貝氏體。為了得到優(yōu)良的延展性，鐵素體和貝氏體的面積率的總計優(yōu)選為10 70%。通過使鐵素體和貝氏體的面積率的總計在10 70%的范圍內(nèi)變化，能夠一邊維持室溫及溫時的良好的伸長率一邊確實地得到所期望的強度。為了通過殘余奧氏體使更多的C濃化，鐵素體和貝氏體的面積率的總計量更優(yōu)選為15%以上，進一步優(yōu)選為20%以上，最優(yōu)選為30%以上。另外，為了充分確保最后的鋼組織中的殘余奧氏體的量，鐵素體和貝氏體的面積率的總計量更優(yōu)選為65%以下，進一步優(yōu)選為60%以下，最優(yōu)選為50%以下。另外，貝氏體(或貝氏體鐵素體)及回火馬氏體可以是最后的鋼組織的殘余部分。因此，貝氏體和回火馬氏體的總計的面積率優(yōu)選為10 75%。所以，在需要強度時，貝氏體和回火馬氏體的總計的面積率更優(yōu)選為15%以上，進一步優(yōu)選為20%以上，最優(yōu)選為30%以下。另外，在需要延展性時，貝氏體和回火馬氏體的總計的面積率更優(yōu)選為65%以下，進一步優(yōu)選為60%以下，最優(yōu)選為50%以下。其中，貝氏體是用于使C在殘余奧氏體(Y )中濃化的所需的組織，因此優(yōu)選在鋼組織中包含貝氏體10%以上。但是，如果在鋼組織中大量包含貝氏體，則加工硬化特性高的鐵素體的量減少，均勻伸長率降低，因此貝氏體的面積率優(yōu)選為75%以下。特別是，在需要確保鐵素體量時，貝氏體的面積率更優(yōu)選為35%以下。另外，在對制造過程中生成的馬氏體進行回火以進一步確保延展性時，鋼組織中的回火馬氏體的面積率優(yōu)選為35%以下，更優(yōu)選為20%以下。需要說明的是，回火馬氏體的面積率的下限為0%。以上，對本實施方式的高強度冷軋鋼板的鋼組織進行了說明，但在對以下所說明的鋼組織中的滲碳體進行適當?shù)乜刂茣r，有時例如在鋼組織中殘余0%以上且5%以下的珠光體。進而，對本實施方式的鋼板的鋼組織中的滲碳體進行說明。為了提高TRIP效果、抑制鐵素體的晶粒成長，滲碳體的平均粒徑需要為0.01以上且I y m以下。如上所述，該滲碳體的平均粒徑的上限優(yōu)選為0. 9 m，更優(yōu)選為0. 8 m，最優(yōu)選為0. 7 ii m。另外,滲碳體的平均粒徑的下限優(yōu)選為0. 02 u m,更優(yōu)選為0. 03 u m,最優(yōu)選為 0. 04 u m。需要說明的是，為了使C在奧氏體中充分濃化、并且防止擴孔時上述的滲碳體作為破裂的起點起作用，需要使珠光體中的滲碳體充分地球狀化。所以，在滲碳體中，需要包含長寬比(滲碳體的長軸長相對于短軸長之比)為I以上且3以下的滲碳體30%以上且100%以下。在進一步需要擴孔性時，具有I以上且3以下的長寬比的滲碳體相對于全部的滲碳體的個數(shù)比(球狀化率)優(yōu)選為36%以上，更優(yōu)選為42%以上，最優(yōu)選為48%以上。在需要降低滲碳體的球狀化所需的退火成本時，或者在制造條件有限制時，該存在比優(yōu)選為90%以下，更優(yōu)選為83%以下，最優(yōu)選為80%以下。這樣的球狀化后的滲碳體(未溶解球狀滲碳體)在逆相變時溶解并殘余在奧氏體中，其一部分抑制鐵素體的晶粒成長，因此存在于殘余奧氏體的晶內(nèi)或鐵素體的晶界上。這里，例如不直接歸因于珠光體的滲碳體(生成在貝氏體鐵素體的晶界上的薄膜狀的滲碳體、貝氏體鐵素體中的滲碳體等)有時會引起晶界破裂。因此，期望盡量降低不直接歸因于珠光體的滲碳體。另外，鋼組織中的球狀化后的滲碳體的存在量根據(jù)鋼成分及制造條件而變化，因此沒有特別的限制。然而，為了提高上述這樣的抑制鐵素體的晶粒成長的牽制效果，優(yōu)選每I U m2包含長寬比為I以上且3以下的滲碳體0. 003個以上。在需要進一步提高該牽制效果時，每I U m2所含的球狀化后的滲碳體更優(yōu)選為0. 005個以上，進一步優(yōu)選為0. 007個以上，最優(yōu)選為0. 01個以上。另外，在需要進一步提高使C在奧氏體中濃化時，每I y m2所含的球狀化后的滲碳體優(yōu)選為0. 12個以下，更優(yōu)選為0. I個以下，進一步優(yōu)選為0. 08個以下，最優(yōu)選為0. 06個以下。進而，在需要不產(chǎn)生面內(nèi)各向異性而對板面內(nèi)任一方向均保持高均勻伸長率時，期望控制殘余奧氏體的晶體取向分布(織構(gòu))。此時，由于奧氏體相對于向晶體取向的< 100>方向的變形是穩(wěn)定的，因此使包含< 100 >的晶體取向均等地分散在板面內(nèi)。對于晶體的取向，通常將與板面垂直的取向用(hkl)或{hkl}表示，將與軋制方向平行的取向用[UVW]或< UVW >表示。{hkl}及< UVW >是等效面的總稱，[hkl]及(uvw)是指各個結(jié)晶面。需要說明的是，在晶體取向的說明中，使用前者即{hkl}及< uvw >的表示方法。在奧氏體相發(fā)達的晶體取向中，作為在板面內(nèi)包含< 100 >取向的取向，已知有 板面取向為{100}的{100} < 001 >取向和板面取向為{110}的{110} < 111 > {110}
<001 >取向組({110}取向組)。在{100} < 001 >取向的情況下，< 001 >取向相對于與軋制方向平行的方向和與板寬度方向平行的方向?qū)R。所以，如果該取向的殘余奧氏體增加，則相對于向軋制方向及板寬度方向的變形的奧氏體的穩(wěn)定性增加，該方向的均勻伸長率增加。但是，例如從軋制方向向板寬度方向旋轉(zhuǎn)45°的方向(45°方向)的均勻伸長率并未提高，因此如果僅上述取向特別發(fā)達，則產(chǎn)生均勻伸長率的各向異性。另一方面，在{110}取向組的情況下，相對于該取向組所含的各個取向，存在一個與板面平行的< 100 >取向。例如，在{110}< 111 >取向的情況下，< 100 >取向朝向從軋制方向向板寬度方向旋轉(zhuǎn)55°的方向(55°方向)。所以，如果這樣的取向的殘余奧氏體增加，則55°方向的均勻伸長率增加。由上所述，如果這些取向或取向組的強度比變高，則均勻伸長率提高。為了充分地提高均勻伸長率，下述(7)式所示的參數(shù)2X+Y優(yōu)選超過4。如果該參數(shù)2X+Y為4以下，則作為晶體取向組的存在頻度降低，難以得到通過控制晶體取向而充分地使奧氏體穩(wěn)定的效果。從該觀點出發(fā)，參數(shù)2X+Y更優(yōu)選為5以上。另一方面，如果奧氏體相的織構(gòu)發(fā)達而這些的強度比變得過高，則有{110} < 111 > {110} < 001 >取向組中的{110} < 111 > {110}< 112 >取向組的強度比變強的傾向。其結(jié)果是，僅45°方向的均勻伸長率提高，從而容易產(chǎn)生各向異性。從該觀點出發(fā)，下述(7)式的參數(shù)2X+Y優(yōu)選低于10，更優(yōu)選為9以下。4 < 2X+Y < 10(7)這里，X:板厚的1/2位置(中心部)中的奧氏體相(殘余奧氏體相)的{100} <001 >取向的隨機強度比的平均值Y :板厚的1/2位置(中心部)中的奧氏體相(殘余奧氏體相)的{110} < 111 > {110} < 001 >取向組的隨機強度比的平均值另外，從抑制各向異性產(chǎn)生的觀點出發(fā)，優(yōu)選進一步將{110}< 111 >取向的隨機強度比相對于{110} < 001 >取向的隨機強度比之比即{110} < 111 > / {110} < 001 >抑制到3.0以下，更優(yōu)選抑制為2.8以下。該{110} < 111 > / {110} < 001 >的下限沒有特別的限制，但可以是0.1。
上述的{100} < 001 >取向、{110} < 111 >取向、{110} < 001 >取向的隨機強度比及{110} < 111 > {110}<001 >取向組的隨機強度比的平均值只要由表示三維織構(gòu)的晶體取向分布函數(shù)(Orientation Distribution Function,以下稱為0DF)求出即可。該ODF是基于通過X射線衍射測定的奧氏體相的{200}、{311}、{220}極點圖用級數(shù)展開法算出的。需要說明的是，隨機強度比是通過如下的方法求得的數(shù)值在同條件下用X射線衍射法等測定沒有向特定取向聚集的標準試樣及測試材料的X射線強度，將所得的測試材料的X射線強度除以標準試樣的X射線強度。圖4中表示小2為45°的截面的0DF。在該圖4中，使用Bunge表示法，用晶體取向分布函數(shù)表示三維織構(gòu)。進而，將歐拉角小2設定為45°，將作為特定的晶體取向的(hkl)[uvw]用晶體取向分布函數(shù)的歐拉角O表示。例如，如圖4的0=90°的軸上的點所示，{110}< 111 > {110}< 001 >取向組用滿足(^=35 90。、①=90。、小2=45。的范圍表示。所以，通過在^為35 90°的范圍對隨機強度比求平均，可以求出{110}< 111> {110} < 001 >取向組的隨機強度比的平均值。需要說明的是，如上所述，對于晶體的取向，通常將與板面垂直的取向用(hkl)或{hkl}表示,將與軋制方向平行的取向用[uvw]*< uvw >表示。{hkl}&< uvw >是等效面的總稱，(hkl)及[uvw]是指各個結(jié)晶面。這里,面心立方結(jié)構(gòu)(face-centered cubicstructure,以下稱為 f. c. c.結(jié)構(gòu))為對象，因此例如(111)、(-111)、( 1-11)、( 11-1)、(-1-11)、(-11-1)、( 1-1-1)、(-1-1-1)面分別是等效的，從而不能區(qū)分這些面。在這樣的情況下，將這些取向總稱為{111}。但是，ODF還用于表示對稱性低的晶體結(jié)構(gòu)的取向，因此通常用^為0 360°、①為0 180°、小2為0 360°的范圍表示，各個取向用(hkl)[uvw]表示。但是，這里，對稱性高的f. c. c.結(jié)構(gòu)為對象，因此用O及小2為0 90°的范圍表示。另外，在進行計算時，根據(jù)是否考慮由于變形產(chǎn)生的對稱性，^的范圍會變化，但考慮對稱性用0 90°表不(J)115 [!卩，對將(J)1SO 360°時的同一取向的平均值表不在 90。的ODF上的方式進行選擇。此時，(hkl) [uvw]與{hkl }< uvw >表示相同的意義。所以，例如圖I所示的扒為45°的截面中的ODF的(110) [1-11]的X射線隨機強度比(隨機強度比)為{ 110 }< 111 >取向的X射線隨機強度比。X射線衍射用試樣如下制備。將鋼板通過機械研磨或化學研磨等研磨法在板厚方向研磨到規(guī)定的位置，通過拋光研磨將鋼板表面精加工為鏡面，然后通過電解研磨或化 學研磨等研磨法去除應變，并且同時以使1/2板厚部(板厚中心部)為測定面的方式進行調(diào)整。在冷軋板的情況下，板厚內(nèi)(板厚方向)的織構(gòu)的變化可以認為不是特別大。然而，越接近板厚表面，就越容易受到用輥進行的剪切和脫碳的影響，鋼板的組織變化的可能性變高，因此在1/2板厚部進行測定。需要說明的是，由于難以正確地測定作為1/2板厚部的板厚的中心的面，因此只要以使設為目標的位置作為中心而在相對于板厚3%的范圍內(nèi)包含測定面的方式制備試樣即可。在有中心偏析時，也可以將測定位置移動到能夠排除偏析的影響的部分。另外，在難以通過X射線衍射進行測定時,也可以通過EBSP (Electron BackScattering Pattern)法或 ECP (Electron Channeling Pattern)對充分統(tǒng)計量的試樣進行測定。例如，如圖5所示可知，通過控制薄鋼板的織構(gòu)(參數(shù)2X+Y)，均勻伸長率的各向異性指數(shù)AuEL降低。該均勻伸長率的各向異性指數(shù)A uEL是對板面內(nèi)的采集方向(拉伸試驗中的拉伸方向)不同的拉伸試驗片(JIS5號拉伸試驗片)進行拉伸試驗時的均勻伸長率的最大偏差(最大值與最小值之差)。接著，對本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法的一個實施方式進行說明。在圖6中，表示本實施方式中的高強度鋼板的制造方法的流程圖。該流程圖中的虛線的箭頭表示適合的選擇條件。在本實施方式中，將用常規(guī)方法熔煉而成的鋼(熔鋼)進行鑄造，將所得的鋼坯進行熱軋，并對所得的熱軋鋼板施加酸洗、冷軋、及退火。熱軋能夠用常規(guī)的連續(xù)熱軋流水線進行，冷軋后的退火能夠用連續(xù)退火流水線進行。另外，還可以對冷軋鋼板進行表皮光軋。對于熔鋼，除了用常規(guī)的高爐法熔煉而成的鋼以外，能夠使用如電爐鋼那樣的大量使用了廢鋼的鋼。板坯可以用常規(guī)的連續(xù)鑄造工藝制造，也可以用薄板坯鑄造來制造。需要說明的是，能夠?qū)㈣T造后的板坯直接進行熱軋。然而，也可以在熱軋前將鑄造后的板坯暫時冷卻到1000°c以下(優(yōu)選為950°C以下)，然后為了均質(zhì)化而再加熱到1000°C 以上。為了充分地進行均質(zhì)化、確實地防止強度降低，該再加熱溫度優(yōu)選為1100°C以上。另夕卜，為了防止熱軋前的奧氏體粒變得極端大，再加熱溫度優(yōu)選為1300°C以下。在將板坯進行熱軋時，如果熱軋的精加工溫度過高，則氧化皮的生成量增加，給產(chǎn)品的表面品位及耐腐蝕性帶來不良影響。另外，奧氏體的粒徑粗大化，鐵素體相分率降低，從而有時延展性降低。并且，奧氏體的粒徑粗大化，因此鐵素體及珠光體的粒徑也粗大化。所以，熱軋的精加工溫度優(yōu)選為1000°c以下，更優(yōu)選為970°C以下。另外，為了防止加工鐵素體生成、維持良好的鋼板形狀，需要能夠在維持奧氏體單相的顯微組織的溫度即820°C以上的精加工溫度下進行熱軋。進而，為了確實地避免在奧氏體中生成鐵素體的兩相區(qū)中進行軋制，因此優(yōu)選在850°C以上的精加工溫度下進行熱軋。該時，為了使最后所得到的鋼板的殘余奧氏體細?；?，在熱軋時對鋼板組織(奧氏體的粒徑)進行微細化是有效的。所以，熱軋的最后兩階段的壓下率的總計優(yōu)選為15%以上。由此，在后段兩階段的壓下率的總計為15%以上時，能夠使熱軋鋼板的組織(例如鐵素體和珠光體)充分地微細化，從而鋼板組織變得均勻，能夠進一步提高100 250°C的溫度區(qū)域中的伸長率。在需要進一步使殘余奧氏體微細化時，后段兩階段的壓下率的總計更優(yōu)選為20%以上。另外，為了維持良好的鋼板形狀、降低對軋制輥的負荷，后段兩階段的壓下率的總計可以為60%以下。在本實施方式中，通過控制卷取溫度和卷取前后的冷卻速度(熱軋后的冷卻速度)，在熱軋鋼板中確保微細的珠光體組織。即，如下述(8) (11)式所示，從750°C起到650°C為止的第一平均冷卻速度CRl ( V /秒)為15 100°C /秒，從650°C起到卷取溫度CT (0C)為止的第二平均冷卻速度CR2 (V /秒)為50°C /秒以下，從卷取后起到150°C為止的第三平均冷卻速度CR3 (V /秒)為I°C /秒以下，卷取溫度CT (0C)和第一平均冷卻速度CRl (°C /秒)滿足下述(11)式。15 彡 CRl(8)CR2 彡 50(9)CR3 彡 I(10)1500 ( CRlX (650-CT) ( 15000 (11)這里，在第一平均冷卻速度CRl低于15°C /秒時，粗大的珠光體組織增加，粗大的滲碳體殘存在冷軋鋼板中。在需要使珠光體組織更微細化、進一步促進退火時的滲碳體溶解時，第一平均冷卻速度CRl優(yōu)選為30°C /秒。然而，在第一平均冷卻速度CRl超過100°C /秒時，難以控制以后的冷卻速度。由此，在熱軋后的冷卻中，需要保持前段的冷卻帶的冷卻速度(第一平均冷卻速度CRl)為較高值。在前段的冷卻帶中，將熱軋鋼板冷卻到精加工溫度與卷取溫度之間的溫度，以使鋼板組織充分均勻。另外，在第二平均冷卻速度CR2超過50°C /秒時，相變難以進行，因此在熱軋鋼板中貝氏體及微細的珠光體難以生成。同樣地，在第三平均冷卻速度CR3超過1°C /秒時，相變也難以進行，因此在熱軋鋼板中貝氏體及微細的珠光體也難以生成。在這些情況下，難以確保冷軋鋼板中所需的奧氏體量。另外，第二平均冷卻速度CR2及第三平均冷卻速度CR3的下限沒有特別的限制，但從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)，優(yōu)選為0. OOl0C /秒以上，更優(yōu)選為0. 0020C /秒以上，進一步優(yōu)選為0. 0030C /秒以上，最優(yōu)選為0. 0040C /秒。另外，在上述(11)式中的CRl X (650-CT)低于1500時，熱軋鋼板中的珠光體的平均面積增加，粗大的滲碳體殘存在冷軋鋼板中。在CRlX ^50-CT)超過15000時，在熱軋鋼板中珠光體難以生成，因此難以確保冷軋鋼板中所需的奧氏體量。 由此，在熱軋后的冷卻中，需要確保前段的冷卻帶的冷卻速度(第一平均冷卻速度CRl)為較高值。在前段的冷卻帶中，將熱軋鋼板冷卻到精加工溫度與卷取溫度之間的溫度，使鋼板組織充分均勻。進而，中段的冷卻帶(第二平均冷卻速度CR2下的冷卻)上的冷卻后的卷取溫度CT是重要的。為了使冷軋鋼板的組織微細，需要一邊使其滿足上述(11)式一邊使卷取溫度CT為350 600°C的范圍。即，卷取溫度CT能夠?qū)诘谝焕鋮s速度CRl在如圖7所示的范圍確定。需要說明的是，該卷取溫度為卷取中的鋼板的平均溫度。這里，如果卷取溫度CT低于350°C，則熱軋鋼板的組織為馬氏體主體，冷軋的負荷增大。另一方面，如果卷取溫度超過600°C，則粗大的珠光體增加，冷軋鋼板的鐵素體的平均粒徑增加，強度與擴孔性之間的平衡降低。為了進一步減低冷軋的負荷，卷取溫度CT優(yōu)選為360°C以上，更優(yōu)選為370°C以上，最優(yōu)選為380°C以上。另外，在需要使冷軋鋼板的組織更微細化時，卷取溫度CT優(yōu)選為580°C以下，更優(yōu)選為570°C以下，進一步優(yōu)選為560°C以下。如以上所述，在本實施方式中，將熱軋后的鋼板以第一平均冷卻速度CRl從750°C冷卻到650°C，以第二平均冷卻速度CR2從650°C冷卻到卷取溫度CT，在卷取溫度CT下進行卷取，以第三平均冷卻速度CR3從卷取后冷卻到150°C。在冷軋中，為了使退火后的顯微組織微細化，需要30%以上的壓下率。另一方面，如果冷軋的壓下率超過85%，則由于加工硬化而導致冷軋的負荷變高，損害生產(chǎn)率。所以，冷軋的壓下率為30 85%的范圍。需要說明的是，在進一步需要使顯微組織微細化時，壓下率優(yōu)選為35%以上，更優(yōu)選為40%以上，最優(yōu)選為45%以上。在需要進一步降低冷軋的負荷、或優(yōu)化織構(gòu)時，壓下率優(yōu)選為75%以下，更優(yōu)選為65%以下，最優(yōu)選為60%以下。在冷軋后，對鋼板實施退火。在本實施方式中，為了控制鋼板的顯微組織，退火時的鋼板的加熱溫度及退火后的鋼板的冷卻條件是極為重要的。通過在退火時對鋼板進行加熱，使通過冷軋而形成的加工組織再結(jié)晶，使C等奧氏體穩(wěn)定化元素在奧氏體中濃化。在本實施方式中，將退火時的加熱溫度設定為鐵素體與奧氏體共存的溫度(Aca點以上且Ae3點以下)。
如果退火時的加熱溫度低于750°C，則再結(jié)晶不充分，從而得不到充分的延展性。為了更確實地通過再結(jié)晶提高延展性，退火時的加熱溫度優(yōu)選為755°C以上，更優(yōu)選為7600C以上，最優(yōu)選為765°C以上。另一方面，如果退火時的加熱溫度超過900°C，則奧氏體增加，C等奧氏體穩(wěn)定化元素的濃化變得不充分。為了防止過量的逆相變、更有效地使奧氏體穩(wěn)定化元素濃化，退火時的加熱溫度優(yōu)選為890°C以下，更優(yōu)選為880°C以下，最優(yōu)選為870°C以下。其結(jié)果是，損害奧氏體的穩(wěn)定性，難以在冷卻后確保殘余奧氏體。所以，退火時的加熱溫度為750 900°C。為了使?jié)B碳體充分地固溶、確保奧氏體中的C量，將在750 900°C的退火溫度下進行加熱后的鋼板保持在750 900°C的溫度區(qū)域的時間(加熱時間)需要滿足上述(4)式。需要說明的是，在(4)式中，T (°C)為退火的平均加熱溫度，t (秒)為退火的加熱時間。這里，退火的平均加熱溫度T (°C)為鋼板加熱保持在750 900°C的溫度區(qū)域時的鋼板的平均溫度。另外，退火的加熱時間t (秒)為鋼板加熱保持在750 900°C的溫度區(qū)域的時間。S卩，在退火時，上述的退火參數(shù)P需要超過110且低于2200。如上所述，該退火參數(shù)P優(yōu)選超過130，更優(yōu)選超過140，最優(yōu)選超過150。另外，退火參數(shù)P優(yōu)選低于2100，更優(yōu)選低于2000，最優(yōu)選低于1900。需要說明的是，在需要不產(chǎn)生面內(nèi)各向異性而對板面內(nèi)任一方向均確保高均勻伸長率時，除了控制上述卷取溫度CT、冷軋的壓下率、退火條件以外，期望控制退火時的加熱。S卩，在退火時的加熱中，優(yōu)選以使600°C以上且680°C以下的范圍中的平均加熱速度為0. 1°C /秒以上且TC /秒以下的方式進行控制。通過降低該溫度范圍中的加熱速度來延長滯留時間，再結(jié)晶得到顯著促進。其結(jié)果是，殘余奧氏體的織構(gòu)增多。然而，將加熱速度控制為極端緩慢的值在常規(guī)的設備中是非常困難的，從而不能期待特別的效果。因此，從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)，該平均加熱速度更優(yōu)選為0. 3°C /秒以上。如果平均加熱速度大，則鐵素體的再結(jié)晶不能充分地終結(jié)，容易在殘余奧氏體的織構(gòu)中產(chǎn)生各向異性。因此，平均加熱速度更優(yōu)選為5°C /秒以下，進一步優(yōu)選為3°C /秒以下，最優(yōu)選為2. 5°C /秒以下。將在750 900°C的退火溫度下進行退火后的鋼板以3 200°C /秒的范圍的平 均冷卻速度冷卻到300 500°C的溫度區(qū)域。如果平均冷卻速度低于3°C /秒，則珠光體在冷軋鋼板中生成。另一方面，如果平均冷卻速度超過200°C /秒，則難以控制冷卻停止溫度。為了凍結(jié)顯微組織、有效地進行貝氏體相變，該平均冷卻速度優(yōu)選為4°C /秒以上，更優(yōu)選為5°C /秒以上，最優(yōu)選為7°C /秒以上。另外，為了更適當?shù)乜刂评鋮s停止溫度、更確實地防止?jié)B碳體析出，平均冷卻速度優(yōu)選為100°C /秒以下，更優(yōu)選為80°C /秒以下，最優(yōu)選為60°C /秒以下。停止鋼板的冷卻，將鋼板保持在300 500°C的溫度區(qū)域中15 1200秒，然后進一步將鋼板進行冷卻。通過將鋼板保持在300 500°C的溫度區(qū)域中，生成貝氏體，并防止?jié)B碳體析出，抑制殘余奧氏體中的固溶C量減少。如果這樣促進貝氏體相變，則能夠確保殘余奧氏體的面積率。如果保持溫度超過500°C,則珠光體生成。另一方面，如果保持溫度低于300°C,貝Ij有時產(chǎn)生馬氏體相變，貝氏體相變不充分。另外，如果保持時間低于15秒，則貝氏體相變不充分，難以確保殘余奧氏體。另一方面，如果保持時間超過1200秒，則不僅生產(chǎn)率降低，而且引起滲碳體析出，延展性降低。
為了產(chǎn)生更適當?shù)呢愂象w相變，保持溫度優(yōu)選為330°C以上，更優(yōu)選為350°C以上，最優(yōu)選為370°C以上。另外，為了更確實地防止珠光體生成，保持溫度優(yōu)選為480°C以下，更優(yōu)選為460°C以下，最優(yōu)選為440°C以下。同樣地，為了產(chǎn)生更適當?shù)呢愂象w相變，保持時間優(yōu)選為30秒以上，更優(yōu)選為40秒以上，最優(yōu)選為60秒以上。另外，為了盡量防止?jié)B碳體析出，保持時間優(yōu)選為1000秒以下，更優(yōu)選為900秒以下，最優(yōu)選為800秒以下。本實施方式的高強度冷軋鋼板的制造方法即使在鍍覆鋼板中也是可以使用的。例如在用于熱浸鍍鋅鋼板時，將在300 500°C下保持后的鋼板浸潰在熱浸鍍鋅槽中。該熱浸鍍鋅槽的溫度從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)，多為450 475°C。另外，例如在用于合金化熱浸鍍鋅鋼板時，也可以對浸潰在熱浸鍍鋅槽中后的鋼板實施合金化處理。然而，在合金化溫度不適當時，有時不充分的合金化或過合金會導致耐腐蝕性降低。所以，為了一邊維持母材的組織一邊進行適當?shù)暮辖鸹?，?yōu)選在400 600°C的范圍對鍍覆層進行合金化處理。為了使合 金化更充分地進行，合金化溫度更優(yōu)選為480°C以上，進一步優(yōu)選為500°C以上，最優(yōu)選為520°C以上。另外，為了一邊更確實地維持母材的組織一邊確保鍍覆密合性，合金化溫度更優(yōu)選為580°C以下，進一步優(yōu)選為570°C以下，最優(yōu)選為560°C以下。實施例基于實施例對本發(fā)明進一步進行說明，但實施例中的條件是為了確認本發(fā)明的可實施性及效果所采用的一個條件例，本發(fā)明不限于這一條件例。本發(fā)明只要不脫離本發(fā)明的主旨并能夠達成本發(fā)明的目的，就可以采用各種條件。將具有表I所示的成分組成的鋼A V (實施例的鋼成分)和鋼a g (比較例的鋼成分)進行熔煉，并將冷卻凝固后所得的鋼板再加熱到1200°C，在表2 5所示的條件(熱車U冷軋、退火等)下進行處理，制作薄鋼板Al VI、al gl。對于退火后的各薄鋼板，從抑制屈服點伸長率的目的出發(fā)，進行0. 5%的表皮光軋。
權利要求
1.一種高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有 C :0. 10 0. 40%、Mn :0. 5 4. 0%、Si :0. 005 2. 5%、Al :0. 005 2. 5%、Cr 0 I. 0%， 殘余部分包含鐵及不可避免的雜質(zhì)， 將P、S、N限制為 P :0. 05% 以下、S :0. 02% 以下、N :0. 006% 以下， 作為鋼組織，以面積率計包含殘余奧氏體2 30%，將馬氏體限制為20%以下，滲碳體的平均粒徑為0. Oliim以上且Iiim以下，所述滲碳體中包含長寬比為I以上且3以下的滲碳體30%以上且100%以下。
2.如權利要求I所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計進一步含有 Mo :0. 01 0. 3%、Ni :0. 01 5%、Cu :0. 01 5%、B :0. 0003 0. 003%、Nb :0. 01 0. 1%、Ti :0. 01 0. 2%、V :0. 01 I. 0%、W :0. 01 I. 0%、Ca :0. 0001 0. 05%、Mg :0. 0001 0. 05%、Zr :0. 0001 0. 05%、REM :0. 0001 0. 05% 中的I種以上。
3.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，Si與Al的總計量為0.5%以上且2. 5%以下。
4.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，殘余奧氏體的平均粒徑為5 u m以下。
5.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，作為所述鋼組織，以面積率計包含鐵素體10 70%。
6.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，作為所述鋼組織，以面積率計包含鐵素體和貝氏體總計10 70%。
7.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，作為所述鋼組織，以面積率計包含貝氏體和回火馬氏體總計10 75%。
8.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，鐵素體的平均粒徑為IOym以下。
9.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在干，每Iμ m2包含所述長寬比為I以上且3以下的滲碳體O. 003個以上且O. 12個以下。
10.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，板厚的中心部中的所述殘余奧氏體的{100} < 001 >取向的隨機強度比X與所述殘余奧氏體的{110} < 111 > {110X001 >取向組的隨機強度比的平均值Y滿足下述(14)式， 4 < 2Χ+Υ < 10(14)。
11.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，板厚的中心部中的所述殘余奧氏體的{110} < 111 >取向的隨機強度比相對于所述殘余奧氏體的{110} < 001 >取向的隨機強度比之比為3. O以下。
12.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在干，至少在單面上，進ー步具有鋅鍍覆層。
13.如權利要求I或2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在干，至少在單面上，進ー步具有合金化熱浸鍍鋅層。
14.一種高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，包括 對具有權利要求I或2所述的成分組成的鑄坯在820°C以上的精加工溫度下實施熱軋而制作熱軋鋼板的第Iエ序； 該第Iエ序后對所述熱軋鋼板進行冷卻、并在350 600°C的卷取溫度CT°C下進行卷取的第2エ序； 對該第2エ序后的所述熱軋鋼板以30 85%的壓下率實施冷軋而制作冷軋鋼板的第3ェ序； 該第3エ序后對所述冷軋鋼板進行加熱、并在750 900°C的平均加熱溫度下進行退火的第4エ序； 對該第4エ序后的所述冷軋鋼板以3 200°C /秒的平均冷卻速度進行冷卻、并在300 500°C的溫度區(qū)域保持15 1200秒的第5エ序； 對該第5エ序后的所述冷軋鋼板進行冷卻的第6エ序； 所述第2エ序中，從750°C到650°C的第一平均冷卻速度CRl°C /秒為15 100°C /秒，從650°C到所述卷取溫度CT°C的第二平均冷卻速度CR2°C /秒為50°C /秒以下，從卷取后到150°C的第三平均冷卻速度CR3°C /秒為I°C /秒以下，所述卷取溫度CT°C和所述第一平均冷卻速度CR1°C /秒滿足下述(15)式， 所述第4エ序中，在將Si、Al及Cr的量以質(zhì)量％計分別表示為[Si]、[Al]及[Cr]吋，所述第2エ序后的所述熱軋鋼板中所含的珠光體的平均面積S μ m2、所述平均加熱溫度TC與加熱時間t秒滿足下述(16)式的關系， 1500 く CRlX (650-CT) く 15000(15)2200 > TXIg(t)/(1+0. 3[Si]+0. 5[Al] + [Cr]+0. 5S) > 110 (16)。
15.如權利要求14所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述第Iエ序中的后段兩階段的壓下率的總計為15%以上。
16.如權利要求14所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在干，對所述第5エ序后且所述第6エ序前的所述冷軋鋼板，實施鋅鍍覆。
17.如權利要求14所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在干，對所述第5エ序后且所述第6エ序前的所述冷軋鋼板，實施熱浸鍍鋅，在400 600°C下進行合金化處理。
18.如權利要求14所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述第4エ序中的600°C以上且680°C以下的平均加熱速度為O. 1°C /秒以上且7°C /秒以下。
19.如權利要求14所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述第Iエ序前，將所述鑄坯冷卻到1000°C以下，并再加熱到1000°C以上。
全文摘要
本發(fā)明的高強度冷軋鋼板以質(zhì)量%計含有C0.10～0.40%、Mn0.5～4.0%、Si0.005～2.5%、Al0.005～2.5%、Cr0～1.0%，殘余部分包含鐵及不可避免的雜質(zhì)，將P、S、N限制為P0.05%以下、S0.02%以下、N0.006%以下，作為鋼組織，以面積率計包含殘余奧氏體2～30%，將馬氏體限制為20%以下，滲碳體的平均粒徑為0.01μm以上且1μm以下，所述滲碳體中包含長寬比為1以上且3以下的滲碳體30%以上且100%以下。
文檔編號C23C2/06GK102712980SQ201180006944
公開日2012年10月3日 申請日期2011年1月26日 優(yōu)先權日2010年1月26日
發(fā)明者佐野幸一, 岡本力, 吉永直樹, 川崎薰, 川田裕之, 杉浦夏子, 若林千智, 藤田展弘 申請人:新日本制鐵株式會社