專利名稱：延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適于在沖壓成形為復(fù)雜形狀的汽車部件等中使用的高強(qiáng)度冷軋鋼板，特別涉及延伸凸緣性的提高。在此所說的“高強(qiáng)度鋼板”是指具有拉伸強(qiáng)度:590MPa以上的高強(qiáng)度的鋼板。另外，在此所說的“鋼板”包括鋼板、鋼帶。
背景技術(shù)：
近年來，從保護(hù)地球環(huán)境的觀點(diǎn)出發(fā)，要求提高汽車的燃料效率，并且正在進(jìn)行汽車車身的輕量化。另外，從確保乘務(wù)人員的安全性的觀點(diǎn)出發(fā)，要求提高汽車的碰撞安全性。鑒于這種要求，高強(qiáng)度鋼板在汽車車身中的應(yīng)用正在擴(kuò)大。但是，伴隨所使用的鋼板的高強(qiáng)度化，沖壓成形性降低。特別是存在延伸凸緣性大幅降低的傾向。因此，需要沖壓成形性、特別是延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板。

對(duì)于這種要求，例如，專利文獻(xiàn)I中記載了 “延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法”。專利文獻(xiàn)I所記載的技術(shù)涉及一種延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，將含有C:0.04%以上且低于0.20%,S1:1.50%以下、Mn:0.50 2.00%,P:0.10%以下、S:0.005%以下、Cr:2.00%以下或者進(jìn)一步含有Ca、T1、Nb、REM、Ni中的一種以上且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼板冷軋后，在雙相區(qū)域進(jìn)行退火，以在650°C與珠光體相變停止的溫度T之間的溫度停留10秒以上的方式進(jìn)行冷卻，并以使從T至450°C的停留時(shí)間為5秒以下的方式進(jìn)行冷卻。專利文獻(xiàn)I所記載的技術(shù)中，通過抑制異常組織的產(chǎn)生，能夠制造具有優(yōu)良的延伸凸緣性的鋼板。另外，專利文獻(xiàn)2中記載了 “伸長(zhǎng)率和延伸凸緣性優(yōu)良的復(fù)合組織鋼板”。專利文獻(xiàn)2所記載的鋼板具有以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.02 0.12%、Si+Al:0.5 2.0%、Mn:1.0
2.0%的組成，并且具有如下的復(fù)合組織:以組織占有率計(jì)，多邊形鐵素體為80%以上，殘余奧氏體為I 7%，余量由貝氏體和/或馬氏體構(gòu)成，作為馬氏體和殘余奧氏體的第二相組織中，長(zhǎng)徑比為1:3以下且平均粒徑為0.5μπι以上的塊狀第二相組織在750μπι2中為15個(gè)以下。專利文獻(xiàn)2所記載的技術(shù)中，通過第二相組織的形態(tài)控制來提高室溫下的伸長(zhǎng)率和延伸凸緣性。但是，專利文獻(xiàn)I所記載的技術(shù)中，必須大量含有對(duì)化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性造成不良影響的Cr，并且C含量也高，從而在化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、點(diǎn)焊性方面殘留有問題。另外，專利文獻(xiàn)2所記載的技術(shù)中，大量含有使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、點(diǎn)焊性降低的S1、Al，從而存在化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、點(diǎn)焊性低的問題。另外，專利文獻(xiàn)3中記載了“伸長(zhǎng)率和延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法”。專利文獻(xiàn)3所記載的技術(shù)涉及一種拉伸強(qiáng)度為590MPa以上且伸長(zhǎng)率和延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，以具有含有C:0.05 0.3%、S1:0.01 3%、Mn:0.5 3.0%、A1:0.01 0.1%且含有合計(jì)為0.01 1%的選自T1、Nb、V、Zr中的一種或兩種以上的組成并且馬氏體和/或貝氏體的總占有率為90%以上、原奧氏體粒徑以圓等效直徑計(jì)為20 μ m以下的鋼板作為原材鋼板，將所述鋼板在(Ac3A-1O(TC) Ac3點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)加熱保持I 2400秒的時(shí)間后，以10°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至Ms點(diǎn)以下，接著在300 550°C的溫度范圍內(nèi)再加熱保持60 1200秒的時(shí)間。根據(jù)專利文獻(xiàn)3所記載的技術(shù)，能夠制造具有如下組織的鋼板:含有5 30%的鐵素體相和50 95%的馬氏體相，鐵素體相的平均粒徑以圓等效直徑計(jì)為3μπι以下，馬氏體相的平均粒徑以圓等效直徑計(jì)為6微米以下。通過適當(dāng)控制鐵素體相與馬氏體相的占有率和平均粒徑而使伸長(zhǎng)率和延伸凸緣性提聞。但是，專利文獻(xiàn)3所記載的技術(shù)中，大量含有Si，并且C含量也高，從而存在化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、點(diǎn)焊性降低的問題。另外，專利文獻(xiàn)3所記載的技術(shù)中，在冷卻后需要升溫再加熱的工序，從而存在制造成本高漲的可能性。可見，在鋼板的高強(qiáng)度化中多伴隨C、Si等合金元素的大量添加，這種情況下，沖壓成形性降低并且化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、點(diǎn)焊性也降低。因此，為了在提高延伸凸緣性等沖壓成形性的同時(shí)確保汽車車身用途所要求的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、點(diǎn)焊性，還特別要求將C量和Si量調(diào)節(jié)到適當(dāng)范圍。對(duì)于這種要求，例如專利文獻(xiàn)4中記載了 “化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性和延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法”。專利文獻(xiàn)4所記載的技術(shù)涉及一種高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，將表層部與其他內(nèi)部為不同的組成的鋼坯熱軋，然后冷軋后在連續(xù)退火線中加熱至800°C以上，然后以30°C /秒以上的冷卻速度冷卻至350 500°C，并在該溫度范圍內(nèi)保持40秒以上。對(duì)于表層部的成分而言，含有C:0.20%以下、S1:0.04%以下、Mn:0.1 3.0%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.01 0.1%，或者進(jìn)一步含有Ca, REM, Zr中的一種以上，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，對(duì)于其他內(nèi)部的成分而言，含有C:0.04 0.20%、S1:0.5 2.0%、Mn:0.5 3.0%且C、S1、Mn滿足特定的關(guān)系式，并且含有P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.01 0.1%，或者進(jìn)一步含有Ca,REM,Zr中的一種以上，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。另外，專利文獻(xiàn)5中記載了“加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的制造方法”。專利文獻(xiàn)5所記載的技術(shù)涉及一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其中，對(duì)具有含有C:0.03 0.13%、Si:0.02 0.8%、Mn:1.0 2.5%、Al:0.01 0.1%、N:0.01% 以下、Ti:0.004 0.1% 和 / 或Nb:0.004 0.07%的組成的冷軋鋼板實(shí)施如下的退火工序而得到高強(qiáng)度鋼板:以5°C /秒以上的平均升溫速度加熱至Ac3相變點(diǎn)以上的溫度范圍，在該溫度范圍內(nèi)保持10 300秒后，以2°C /秒以上的平均冷卻速度從該溫度范圍冷卻至400 600°C的溫度范圍，并在該溫度范圍內(nèi)保持40 400秒的范圍，然后進(jìn)行冷卻。根據(jù)專利文獻(xiàn)5所記載的技術(shù)，能夠得到以面積％計(jì)鐵素體為50 86%、貝氏體為10 30%、馬氏體為4 20%、貝氏體的面積率比馬氏體的面積率大、并且作為母相的鐵素體的平均粒徑為2.0 5.0 μ m且具有貝氏體和馬氏體作為第二相的組織、且TS-El平衡、TS-λ平衡優(yōu)良、加工性優(yōu)良的590 780MPa級(jí)的高強(qiáng)度鋼板。另外，專利文獻(xiàn)6中記載了“伸長(zhǎng)率與延伸凸緣性的平衡優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法”。專利文獻(xiàn)6所記載的技術(shù)中，對(duì)含有C:0.05 0.30%、S1:3.0%以下、Mn:0.1 5.0%、A1:0.001 0.10%且 以(Nb/96+Ti/51+V/48) X 48 滿足 0.01 0.20% 的方式含有Nb:0.02 0.40%,T1:0.01 0.20%,V:0.01 0.20%中的一種或兩種以上的鋼材實(shí)施使精軋結(jié)束溫度為900°C以上、到550°C為止的冷卻時(shí)間為(精軋結(jié)束溫度_550°C )/20秒以下且卷取溫度為500°C以下的熱軋，然后，實(shí)施冷軋率為20 80%的冷軋，以使600°C Acl的溫度范圍滿足特定關(guān)系的升溫速度加熱至(8XAcl+2XAc3)/10 1000°C范圍內(nèi)的溫度，并在該溫度下保持3600秒以下后，以50°C /秒以上的冷卻速度急冷至Ms點(diǎn)以下的溫度，或者在緩慢冷卻至600°C以下的溫度后，以50°C /秒以下的冷卻速度冷卻至Ms點(diǎn)以下的溫度來實(shí)施退火，然后進(jìn)行回火。由此，形成具有含有以面積率計(jì)為10 80%的鐵素體作為軟質(zhì)相、并且含有以面積率計(jì)低于5%的殘余奧氏體、馬氏體和它們的混合組織且余量由包含回火馬氏體和/或回火貝氏體的硬質(zhì)相構(gòu)成的組織、從而能夠盡量減少鐵素體中的應(yīng)變量、能夠提高硬質(zhì)相的變形能力的組織，由此得到伸長(zhǎng)率與延伸凸緣性的平衡優(yōu)良且拉伸強(qiáng)度為780MPa以上的高強(qiáng)度冷軋鋼板。另外，專利文獻(xiàn)7中記載了具有780MPa以上的高拉伸強(qiáng)度和2.0mm以上的厚的板厚并且具有良好的伸長(zhǎng)率和彎曲性的“冷軋鋼板的制造方法”。專利文獻(xiàn)7所記載的技術(shù)涉及一種冷軋鋼板的制造方法，其中，對(duì)含有C:0.08 0.20%、S1:1.0%以下、Mn:1.8
3.0%、sol.Al:0.005 0.5%、N:0.01%以下、T1:0.02 0.2%的組成的熱軋鋼板實(shí)施壓下率為30 60%的冷軋而制成冷軋鋼板，使該冷軋鋼板在Ac3 (Ac3+50°C )溫度范圍內(nèi)停留240秒以內(nèi)，以I 10°C /秒的平均冷卻速度冷卻至680 750°C的溫度范圍，進(jìn)而以20 50°C /秒的平均冷卻速度冷卻至400°C以下。由此得到如下的冷軋鋼板:具有以體積率計(jì)包含10%以上的鐵素體、20 70%的貝氏體、3 20%的殘余奧氏體和O 20%的馬氏體且鐵素體的平均粒徑為10 μ m以下、貝氏體的平均粒徑為10 μ m以下、馬氏體的平均粒徑為3 μ m以下的組織，具有780MPa以上的高的拉伸強(qiáng)度TS和2.0mm以上的厚的板厚，并且，TSXEl為HOOOMPa.%以上，且具有最小彎曲半徑為1.5t以下的優(yōu)良的彎曲特性。現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn) 專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1:日本特開平09-41040號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2:日本特開2006-176807號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3:日本特開2008-297609號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4:日本特開平05-78752號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5:日本特開2010-65316號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6:日本特開2010-255091號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7:日本特開2010-59452號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題但是，專利文獻(xiàn)4所記載的技術(shù)中，要求使用表層與除表層以外的內(nèi)部的組成不同的鋼坯，為了制成這種鋼坯，需要運(yùn)用特殊的包覆技術(shù)等，從而存在導(dǎo)致制造成本高漲的問題。另外，專利文獻(xiàn)5所記載的技術(shù)中，殘留有貝氏體百分率低從而無(wú)法穩(wěn)定地確保優(yōu)良的彎曲特性的問題。另外，由于退火時(shí)的升溫速度快，因此還存在缺乏組織穩(wěn)定性的問題。另外，專利文獻(xiàn)6所記載的技術(shù)面向Si含量高的組成的鋼板，而且C含量高，從而在化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、焊接性方面殘留有問題。另外，專利文獻(xiàn)6所記載的技術(shù)中，需要進(jìn)行升溫再加熱工序，制造工序復(fù)雜，從而存在制造成本高漲的可能性。另外，專利文獻(xiàn)7所記載的技術(shù)中，C、Mn、Ti含量高，從而存在焊接性降低的問題。另外，由于Mn含量高，因此，殘留對(duì)延伸凸緣性造成不良影響的Mn帶，并且夾雜物的球形化不充分，因此殘留有延伸凸緣性降低的問題。本發(fā)明的目的在于，有利地解決上述現(xiàn)有技術(shù)的問題，提供在不使用特殊包覆技術(shù)并且不大量含有C、Si等合金元素的情況下延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。本發(fā)明的目的在于，以不含有對(duì)化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性造成不良影響的S1、Cr、不大量含有對(duì)點(diǎn)焊性造成不良影響的C、S1、Al并且不含有作為昂貴的合金元素的N1、Cu、Mo等的成分體系在維持拉伸強(qiáng)度:590MPa以上的高強(qiáng)度的同時(shí)提高延伸凸緣性。需要說明的是，在此所說的“延伸凸緣性優(yōu)良”是指，滿足拉伸強(qiáng)度TS與伸長(zhǎng)率El之積即強(qiáng)度-伸長(zhǎng)率平衡TSXEl為16000MPa%以上、拉伸強(qiáng)度TS與擴(kuò)孔率λ之積即強(qiáng)度-擴(kuò)孔率平衡TSX λ為40000MPa%以上的情況。用于解決問題的方法為了達(dá)到上述目的，本發(fā)明人對(duì)金屬組織給延伸凸緣性帶來的影響進(jìn)行了深入的研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，對(duì)冷軋板退火時(shí)的加熱、冷卻條件進(jìn)行設(shè)計(jì)，嚴(yán)格地調(diào)節(jié)鐵素體、貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體的組織百分率，由此，能夠制造即使是C、Si等合金元素含量少的成分體系也會(huì)在維持拉伸強(qiáng)度:590MPa以上的高強(qiáng)度的同時(shí)具有優(yōu)良的延伸凸緣性的冷軋鋼板。還發(fā)現(xiàn)，為了確保具有期望的組織百分率的組織，重要的是，特別地在冷軋板的退火時(shí)使加熱為兩階段加熱、使冷卻為兩階段冷卻，特別地使后一半冷卻與前一半冷卻相比為緩慢冷卻且使后一半冷卻時(shí)間為總冷卻時(shí)間的0.2 0.8。本發(fā)明基于上述發(fā)現(xiàn)進(jìn)一步進(jìn)行`研究而完成。即，本發(fā)明的主旨如下所述。(I) 一種延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，具有以質(zhì)量％ 計(jì)含有 C:0.050 0.090%、Si:0.05% 以下、Mn:1.5 2.0%、P:0.030% 以下、S:0.0050% 以下、Al:0.005 0.1%、N:0.01% 以下、Ti:0.005 0.050%、Nb:0.020 0.080%且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成，并且具有以體積％計(jì)包含50 77%的鐵素體相、20 50%的貝氏體相、2 10%的馬氏體相和I 5%的殘余奧氏體相的組織。(2)如(I)所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有 Ca:0.0001 0.0050%。(3) 一種延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，在對(duì)鋼原材依次實(shí)施熱軋工序、冷軋工序和退火工序而制成冷軋鋼板時(shí)，將上述鋼原材設(shè)定為具有以質(zhì)量 ％ 計(jì)含有 C:0.050 0.090%、Si:0.05% 以下、Mn:1.5 2.0%、P:0.030% 以下、S:0.0050% 以下、Al:0.005 0.1%、N:0.01% 以下、Ti:0.005 0.050%,Nb:0.020 0.080%且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的鋼原材，將上述退火工序設(shè)定為最高到達(dá)溫度為800 900°C且具有兩階段加熱和兩階段冷卻的工序，上述兩階段加熱由以0.5 5.(TC /秒的平均升溫速度從50°C加熱至(最高到達(dá)溫度-50°C ) (最高到達(dá)溫度-10°C )溫度范圍內(nèi)的第一階段加熱到達(dá)溫度的第一階段加熱和使從該溫度范圍至上述最高到達(dá)溫度的升溫時(shí)間為30 150秒的第二階段加熱構(gòu)成，上述兩階段冷卻由以平均冷卻速度為10 40°C /秒的第一階段冷卻速度從上述最高到達(dá)溫度開始進(jìn)行冷卻的第一階段冷卻和接著以平均冷卻速度為(0.2 0.8) X第一階段冷卻速度的冷卻速度、用第一階段冷卻與第二階段冷卻的總冷卻時(shí)間的0.2 0.8的冷卻時(shí)間冷卻至400 500°C溫度范圍內(nèi)的冷卻停止溫度的第二階段冷卻構(gòu)成，在上述第二階段冷卻結(jié)束后，在400°C 500°C的溫度范圍內(nèi)停留100 1000秒。(4)如(3)所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，上述鋼原材在上述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca:0.0001 0.0050%。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠穩(wěn) 定且廉價(jià)地制造具有拉伸強(qiáng)度TS:590MPa以上的高強(qiáng)度和滿足強(qiáng)度-伸長(zhǎng)率平衡TSXEl為16000MPa%以上、強(qiáng)度-擴(kuò)孔率平衡TSX λ為40000MPa%以上的優(yōu)良的延伸凸緣性并且適合用作沖壓成形為復(fù)雜形狀的汽車部件的高強(qiáng)度冷軋鋼板，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮特別優(yōu)秀的效果。
具體實(shí)施例方式首先，對(duì)本發(fā)明冷軋鋼板的組成限定理由進(jìn)行說明。以下，如果沒有特別說明，則質(zhì)量％僅記為％。C:0.050 0.090%C是固溶在鋼中或者以碳化物形式析出從而增加鋼的強(qiáng)度的元素，另外，通過淬透性的增加，容易形成作為低溫相變相的貝氏體相、馬氏體相，通過組織強(qiáng)化而有助于鋼板的強(qiáng)度增加。為了通過利用這種作用來確保拉伸強(qiáng)度TS為590MPa以上，需要含有0.050%以上。另一方面，含量超過0.090%時(shí)，對(duì)點(diǎn)焊性造成不良影響的同時(shí)，馬氏體相過度硬質(zhì)化，因此，使延伸凸緣性降低。因此，C限定為0.050 0.090%的范圍。另外，優(yōu)選為0.060 0.080%。Si:0.05% 以下Si在大量含有時(shí)，造成硬質(zhì)化，從而使加工性降低。另外，大量含有Si時(shí)，帶來特別是在退火時(shí)生成Si氧化物從而阻礙化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性等不良影響。因此，Si在本發(fā)明中作為雜質(zhì)，期望盡可能減少，限定為0.05%以下。Mn:1.5 2.0%Mn是在通過固溶而增加鋼的強(qiáng)度的同時(shí)通過提高淬透性而有助于鋼的強(qiáng)度增加的元素。這種作用在其含量為1.5%以上時(shí)變得顯著。另一方面，超過2.0%而過度含有時(shí)，淬透性提高從而使低溫相變相的生成量過度增加，因此，鋼板發(fā)生過度的硬質(zhì)化，難以確保期望的鐵素體相百分率，從而使沖壓成形性降低。因此，Mn限定為1.5 2.0%的范圍。另夕卜，優(yōu)選為1.6 1.9%。P:0.030% 以下P在晶界處偏析，從而造成使延展性、韌性降低的不良影響。另外，P使點(diǎn)焊性降低。因此，期望盡可能減少P，但過度減少P時(shí)，用于脫磷的精煉時(shí)間變長(zhǎng)，生產(chǎn)效率降低，從而導(dǎo)致制造成本高漲，因此，優(yōu)選設(shè)定為0.001%以上。另外，含量超過0.030%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致點(diǎn)焊性顯著降低。因此，P限定為0.030%以下。另外，優(yōu)選為0.001%以上且低于0.020%。S:0.0050% 以下S在鋼中基本以?shī)A雜物形式存在，不僅基本無(wú)助于強(qiáng)度，而且形成粗大的MnS，從而使延展性降低，特別是在延伸凸緣成形時(shí)成為裂縫的起點(diǎn)從而使延伸凸緣性降低，因此優(yōu)選盡可能減少。但是，過度減少S時(shí)，煉鋼工序中的脫硫時(shí)間變長(zhǎng)，生產(chǎn)效率降低，從而導(dǎo)致制造成本高漲，因此，優(yōu)選設(shè)定為0.0001%以上。含量超過0.0050%時(shí)，延伸凸緣性顯著降低，因此，S限定為0.0050%以下。另外，優(yōu)選為0.0001 0.0030%。Al:0.005 0.1%Al是作為脫氧劑發(fā)揮作用的元素，為了充分得到其效果，需要含有0.005%以上。另一方面，含量超過0.1%時(shí)，使閃光對(duì)接焊等的焊接性降低，并且Al的添加效果飽和，大量添加會(huì)導(dǎo)致制造成本高漲。因此，Al限定為0.005 0.1%的范圍。另外，優(yōu)選為0.02 0.06%ON:0.01% 以下N在本發(fā)明中為雜質(zhì)，有時(shí)作為固溶N使耐時(shí)效性降低，優(yōu)選盡可能減少，但過度減少N時(shí)，精煉時(shí)間變長(zhǎng)，導(dǎo)致制造成本高漲，因此，從經(jīng)濟(jì)性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選設(shè)定為約0.0020%以上。另一方面，含量超過0.01%時(shí)，產(chǎn)生鋼坯裂縫、鋼坯內(nèi)部缺陷等的傾向增強(qiáng)，從而存在產(chǎn)生表面缺陷的可能性。因此，N限定為0.01%以下。另外，優(yōu)選為0.0050%以下。Ti:0.005 0.050%Ti是形成碳氮化物而具有抑制鋼坯加熱時(shí)等的奧氏體晶粒粗大化的作用的元素，并且有效地有助于熱軋板組織、退火后的鋼板組織的微細(xì)化、均勻化。為了得到這種效果，需要含有0.005%以上的Ti。另一方面，含量超過0.050%時(shí)，析出物在鐵素體相中過度生成，從而使鐵素體相的延展性降低。另外，Ti的進(jìn)一步過度含有會(huì)使熱軋板過度硬化，從而增大熱軋時(shí)、冷軋時(shí)的軋制負(fù)荷。因此，Ti限定為0.005 0.050%的范圍。另外，優(yōu)選為0.010 0.0040%οNb:0.020 0.080%Nb是固溶在鋼中而通過固溶強(qiáng)化有助于鋼板的強(qiáng)度增加、或者形成碳氮化物而通過析出強(qiáng)化有助于鋼板的強(qiáng)度增加的元素，為了得到這種效果，需要含有0.020%以上。另一方面，超過0.080%而過度含有時(shí)，析出物在鐵素體相中過度生成從而使鐵素體相的延展性降低，并且使熱軋板過度硬化從而使熱軋時(shí)、冷軋時(shí)的軋制負(fù)荷增大。因此，Nb限定為0.020 0.08%的范圍。另外，優(yōu)選為0.030 0.050%?？梢?，Ti通過抑制奧氏體晶粒的粗大化而有助于熱軋板組織、退火后的鋼板組織的微細(xì)化、均勻化，另一方面，Nb固溶在鋼中而通過固溶強(qiáng)化有助于鋼板的強(qiáng)度增加、或者形成碳氮化物而通過析出強(qiáng)化有助于鋼板的強(qiáng)度增加。本發(fā)明中，復(fù)合含有具有這種作用的Ti和Nb。另外，復(fù)合含有Ti和Nb時(shí)，本發(fā)明中優(yōu)選使Nb的含量多于Ti的含量。復(fù)合含有Ti和Nb時(shí)，與單獨(dú)含有Ti或者雖然復(fù)合含有Ti和Nb、但Nb含量少于Ti含量的情況相比，通過使Nb含量多于Ti含量，能夠得到晶粒均勻、微細(xì)的組織。因此，彎曲特性提高。這種效果通過使(Nb含量)與(Ti含量)之比即Nb/Ti為1.5以上而變得顯著。另外，Nb/Ti優(yōu)選為1.8以上且5.0以下。

Nb、Ti在熱軋的加熱階段一部分再溶解，但在之后的粗軋、精軋以及卷取階段，以Ti系碳氮化物或者Nb系碳氮化物的形式析出。Ti系碳氮化物在高溫下析出，另一方面，Nb系碳氮化物在比Ti系碳氮化物的析出溫度低的溫度下析出。因此，Ti系碳氮化物在高溫下停留的時(shí)間長(zhǎng)，存在進(jìn)行晶粒生長(zhǎng)而粗大化的傾向。另一方面，Nb系碳氮化物的析出溫度低于Ti系碳氮化物的析出溫度，因此，形成微細(xì)且較致密的分布。微細(xì)的碳氮化物具有晶粒的釘扎效果，在退火時(shí)使冷軋組織的恢復(fù)、再結(jié)晶、晶粒生長(zhǎng)延遲，從而能夠使最終得到的鋼板組織成為均勻微細(xì)的組織。通過復(fù)合含有Ti和Nb，能夠得到這種均勻微細(xì)的組織，從而使鋼板的彎曲特性顯著提高。上述成分為基本成分，但本發(fā)明中可以根據(jù)需要在基本成分的基礎(chǔ)上還含有Ca:0.0001 0.0050%。Ca:0.0001 0.0050%Ca是對(duì)夾雜物的形態(tài)控制有效的元素，在退火工序之前控制夾雜物的形態(tài)，例如將在冷軋工序中伸展而成為板狀?yuàn)A雜物的MnS控制為球狀?yuàn)A雜物CaS，從而使延展性、延伸凸緣性提高。這種效果在含有0.0001%以上的Ca時(shí)可以觀察到，但含量即使超過0.0050%,效果也會(huì)飽和，無(wú)法期待與含量相稱的效果。因此，含有時(shí)，Ca優(yōu)選限定為0.0001 0.0050%的范圍。另外，更優(yōu)選為0.0005 0.0020%。上述成分以外的余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。接著，對(duì)本發(fā)明冷軋鋼板的組織限定理由進(jìn)行說明。本發(fā)明冷軋鋼板具有以體積％計(jì)包含50 77%的鐵素體相、20 50%的貝氏體相、2 10%的馬氏體相和I 5%的殘余奧氏體相的組織。鐵素體相:50 77%鐵素體相軟質(zhì)且有助于冷軋鋼板的延展性(伸長(zhǎng)率)。為了得到這種效果，需要使鐵素體相的體積百分率為50%以上。另一方面，超過77%而大量含有時(shí)，變得無(wú)法確保期望的高強(qiáng)度(TS:590MPa以上)。因此，鐵素體相的體積百分率限定為50 77%的范圍。另外，優(yōu)選為50 65%，更優(yōu)選為50 60%。另外，鐵素體相的結(jié)晶粒徑過大時(shí)，局部存在低溫相變相，導(dǎo)致不均勻變形，從而難以確保優(yōu)良的成形性。另一方面，鐵素體相的結(jié)晶粒徑變得細(xì)小時(shí)，低溫相變相與鐵素體相鄰，阻礙鐵素體相的變形，從而難以確保優(yōu)良的成形性。因此，鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選設(shè)定為I ΙΟμπι的范圍。貝氏體相:20 50%貝氏體相為低溫相變相之一，為了確保期望的高強(qiáng)度，本發(fā)明中需要含有20%以上的貝氏體相。另一方面，超過50%而過度含有時(shí)，鋼板過度硬質(zhì)化從而使成形性降低。因此，貝氏體相的體積百分率限定為20 50%的范圍。另外，優(yōu)選為30 50%，更優(yōu)選為超過30%且在50%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為35 45%。另外，貝氏體相的平均結(jié)晶粒徑增大而超過10 μ m時(shí)，組織成為不均勻組織，在成形時(shí)產(chǎn)生不均勻的變形，從而難以確保優(yōu)良的成形性。另一方面，貝氏體相的平均結(jié)晶粒徑變細(xì)小而小于1 μ m時(shí)，貝氏體相對(duì)加工時(shí)的變形能力的貢獻(xiàn)變大，阻礙鐵素體相的變形，從而難以確保優(yōu)良的成形性。因此，貝氏體相的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選設(shè)定為1 10 μ m的范圍。 需要說明的是，貝氏體相與馬氏體相的比率也是重要的。貝氏體相比馬氏體相軟質(zhì)，且與鐵素體相的強(qiáng)度差(硬度差)比與馬氏體相的強(qiáng)度差小，在成形時(shí)使鋼板整體均勻變形，因此，特別是從提高延伸凸緣性的觀點(diǎn)出發(fā)，貝氏體相比馬氏體相有利。因此，本發(fā)明中，低溫相變相以貝氏體相為主體，僅含有少量馬氏體相。由此，能夠在確保期望的高強(qiáng)度的同時(shí)確保延伸凸緣性等優(yōu)良的成形性。另外，本發(fā)明中的低溫相變相是指貝氏體相、馬氏體相。另外，貝氏體相也有效地有助于提高彎曲加工性。通過形成使鐵素體相、以及預(yù)定量的貝氏體相分散存在的組織，能夠在彎曲應(yīng)變不局部集中的情況下進(jìn)行均勻的變形。因此，優(yōu)選使20%以上、更優(yōu)選超過30%的貝氏體相分散。這是因?yàn)椋谪愂象w相少至低于20%或者30%以下時(shí)，軟質(zhì)鐵素體相和硬質(zhì)馬氏體相以及殘余奧氏體相的組織百分率增多，在彎曲成形時(shí)，應(yīng)變集中在軟質(zhì)相與硬質(zhì)相的界面，從而有時(shí)產(chǎn)生裂縫。通過存在預(yù)定量的具有中間硬度的貝氏體相，在彎曲成形時(shí)應(yīng)變不會(huì)局部集中，從而使應(yīng)變分散，因此能夠進(jìn)行均勻的變形。馬氏體相:2 10%馬氏體相作為低溫相變相是硬質(zhì)的，顯著有助于鋼板的強(qiáng)度增加。但是，在沖裁剪切加工時(shí)，由于馬氏體相與鐵素體相的硬度差而在馬氏體相與鐵素體相的界面產(chǎn)生大量空隙，這些空隙在沖壓成形過程中連結(jié)形成裂紋，該裂紋進(jìn)一步伸展而成為裂縫。因此，大量馬氏體相的存在會(huì)使延伸凸緣性降低。馬氏體相的體積百分率增大而超過10%時(shí)，強(qiáng)度變得過高，延展性顯著降低，并且馬氏體相與鐵素體相的界面增加，從而變得難以確保優(yōu)良的延伸凸緣性。另一方面，馬氏體相的體積百分率減少而低于2%時(shí)，在組織中的分散變得稀疏，因此對(duì)延伸凸緣性的影響變小，但變得無(wú)法穩(wěn)定地確保期望的高強(qiáng)度。因此，馬氏體相的體積百分率限定為2 10%的范圍。另外，優(yōu)選為4 8%。另外，馬氏體相 的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選設(shè)定為0.5 5.0μπι的范圍。馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑低于0.5 μ m時(shí)，形成在軟質(zhì)鐵素體相中微細(xì)分散有硬質(zhì)馬氏體相的組織，因此，由于大的硬度差而使變形變得不均勻，從而變得難以確保優(yōu)良的成形性。另外，馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑變得粗大而超過5.0 μ m時(shí)，馬氏體相局部存在(偏在)從而使組織變得不均勻，因此變形變得不均勻，從而變得難以確保優(yōu)良的成形性。因此，馬氏體相的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選限定為0.5 5.0 μ m的范圍。殘余奧氏體相:1 5%殘余奧氏體相在成形加工時(shí)通過應(yīng)變誘導(dǎo)相變而有助于提高延展性(均勻伸長(zhǎng)率)。但是，殘余奧氏體相中富集有C而成為硬質(zhì)，與鐵素體相的硬度差變大。因此，殘余奧氏體相的存在是使延伸凸緣性降低的主要原因。殘余奧氏體相增多而超過5%時(shí)，由于與鐵素體相的硬度差，在沖裁剪切加工時(shí)在殘余奧氏體相與鐵素體相的界面產(chǎn)生大量空隙，這些空隙在沖壓成形過程中連結(jié)而形成裂紋，該裂紋進(jìn)一步伸展而成為裂縫。另一方面，殘余奧氏體相的體積百分率變少而低于1%時(shí)，在組織中的分散變得稀疏，因此對(duì)延伸凸緣性的影響變小，但延展性的提高少。因此，殘余奧氏體相的體積百分率限定為I 5%的范圍。另外，優(yōu)選為I 3%。除上述相以外的余量為不可避免地生成的滲碳體相。不可避免地生成的滲碳體相以體積百分率計(jì)低于3%時(shí)，不影響本發(fā)明的效果。另外，對(duì)于鐵素體相、貝氏體相、馬氏體相等的平均結(jié)晶粒徑而言，可以利用光學(xué)顯微鏡(倍率:200 1000倍)在五個(gè)以上的視野內(nèi)進(jìn)行觀察并對(duì)組織進(jìn)行鑒定后，通過根據(jù)JIS法的切割法、圖像分析進(jìn)行計(jì)算。
接著，對(duì)本發(fā)明冷軋鋼板的優(yōu)選制造方法進(jìn)行說明。對(duì)上述組成的鋼原材依次實(shí)施熱軋工序、冷軋工序和退火工序、或者進(jìn)一步實(shí)施表面光軋工序，制成冷軋鋼板。鋼原材的制造方法無(wú)需特別限定，優(yōu)選將上述組成的鋼水通過轉(zhuǎn)爐法、電爐法等常用的熔煉方法進(jìn)行熔煉，并通過連鑄法等常用的鑄造方法制成鋼坯等鋼原材。鋼原材的鑄造方法期望為用于防止成分的微觀偏析的連鑄法，但利用鑄錠法、薄板坯鑄造法也沒有任何問題。接著，對(duì)所得到的鋼原材實(shí)施熱軋工序，用于熱軋的加熱可以應(yīng)用先冷卻至室溫、然后進(jìn)行再加熱的方法，另外也可以沒有問題地應(yīng)用不冷卻至室溫而直接以溫片的狀態(tài)裝入到加熱爐內(nèi)、或者稍微進(jìn)行保溫后立即進(jìn)行軋制的直送軋制、直接軋制等節(jié)能工藝。熱軋工序優(yōu)選為如下工序:在加熱或者不加熱的狀態(tài)下，對(duì)上述組成的鋼原材實(shí)施由粗軋、精軋構(gòu)成的常用的熱軋，從而制成預(yù)定尺寸形狀的熱軋板，然后進(jìn)行卷取。本發(fā)明中，只要能夠制成預(yù)定尺寸形狀的熱軋板即可，無(wú)需特別限定熱軋的條件，但優(yōu)選下述條件。鋼原材的加熱溫度優(yōu)選設(shè)定為1150°C以上。加熱溫度低于1150°C時(shí)，熱軋的軋制負(fù)荷增大。另外，無(wú)需特別限定加熱溫度的上限，但從晶粒粗大化、氧化造成的氧化皮損耗等觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選設(shè)定為1300°C以下。加熱后的鋼原材經(jīng)過粗軋而制成預(yù)定尺寸形狀的薄板坯，對(duì)于粗軋條件，只要能夠制成預(yù)定尺寸形狀的薄板坯即可，無(wú)需特別進(jìn)行限定。然后，對(duì)薄板坯實(shí)施精軋而制成熱軋板。精軋的精軋結(jié)束溫度優(yōu)選設(shè)定為880°C以上。精軋結(jié)束溫度低于880°C時(shí)，晶粒伸展，冷軋鋼板的加工性降低。因此，在本發(fā)明的鋼組成范圍內(nèi)時(shí)，精軋的精軋結(jié)束溫度優(yōu)選設(shè)定為880°C以上。另一方面，精軋結(jié)束溫度的上限無(wú)需特別限定，但變得過高時(shí)，存在晶粒粗大化從而使冷軋板的加工性降低的問題，因此，優(yōu)選設(shè)定為約950°C以下。接著，將所得到的熱軋板卷取`為卷狀。至卷取為止的冷卻速度無(wú)需特別規(guī)定，只要是空氣冷卻以上的冷卻速度即足夠。另外，也可以根據(jù)需要進(jìn)行強(qiáng)制冷卻，例如50°C /秒以上的急冷。另外，卷取溫度優(yōu)選設(shè)定為450 650°C。卷取溫度低于450°C時(shí)，熱軋板硬質(zhì)化，冷軋負(fù)荷增大，從而變得難以確保冷軋壓下率。另一方面，超過650°C時(shí)，卷取后的冷卻速度在卷材內(nèi)的長(zhǎng)度方向、寬度方向上產(chǎn)生偏差，使組織變得不均勻，容易產(chǎn)生冷軋后的形狀不良。接著，對(duì)熱軋板實(shí)施酸洗處理，然后實(shí)施冷軋工序。冷軋工序中，優(yōu)選對(duì)熱軋板實(shí)施以預(yù)定的冷軋壓下率實(shí)施冷軋而制成冷軋板的常用的冷軋。本發(fā)明中，冷軋工序的條件無(wú)需特別限定，但冷軋壓下率優(yōu)選根據(jù)熱軋板和制品板的板厚來確定。通常，冷軋壓下率為30%以上時(shí)，在加工性、板厚精度方面不特別存在問題。另一方面，冷軋壓下率超過70%時(shí)，對(duì)冷軋機(jī)的負(fù)荷變得過大，從而使操作變得困難。接著，對(duì)冷軋板實(shí)施退火工序。本發(fā)明的退火工序?yàn)榫哂袃呻A段加熱和兩階段冷卻的工序。加熱中的最高到達(dá)溫度為800 900°C，然后，進(jìn)行兩階段冷卻。最高到達(dá)溫度低于800°C時(shí)，加熱時(shí)的α — Y相變量少，因此，到達(dá)最高到達(dá)溫度時(shí)的組織成為鐵素體多的鐵素體+奧氏體的雙相組織，因此，最終得到的鋼板組織中鐵素體相的組織百分率變得過多，從而變得無(wú)法確保期望的高強(qiáng)度。另一方面，最高到達(dá)溫度超過900°C時(shí)，成為奧氏體(Y)單相，并且Y晶粒粗大化，因此，在之后的冷卻時(shí)生成的鐵素體相的組織百分率變少而使加工性降低，并且所生成的鐵素體相、低溫相變相的結(jié)晶粒徑容易變得粗大而使延伸凸緣性降低。因此，最高到達(dá)溫度限定為800 900°C范圍內(nèi)的溫度。 兩階段加熱由第一階段加熱和緊接其后的第二階段加熱構(gòu)成。加熱過程中重要的是對(duì)鐵素體相、貝氏體相的組織百分率進(jìn)行調(diào)節(jié)。第一階段加熱為以0.5 5.(TC /秒的平均升溫速度將冷軋板至少?gòu)?0°C加熱至(最高到達(dá)溫度_50°C) (最高到達(dá)溫度-10°C)溫度范圍內(nèi)的第一階段加熱到達(dá)溫度的處理。另外，到50°C為止的加熱條件無(wú)需特別限定，根據(jù)常規(guī)方法適當(dāng)進(jìn)行即可。第一階段加熱中的升溫速度低于0.5°C /秒時(shí)，升溫速度過慢，奧氏體晶粒的粗大化發(fā)展，因此，在冷卻時(shí)由于奧氏體晶粒的粗大化而使Y — α相變延遲，所生成的鐵素體相的組織百分率減少，發(fā)生硬質(zhì)化，從而使加工性降低。另一方面，第一階段加熱中的升溫速度變快而超過5.(TC /秒時(shí)，所生成的奧氏體晶粒微細(xì)化，最終得到的鐵素體相的組織百分率增高，從而難以確保期望的高強(qiáng)度。因此，第一階段加熱中的升溫速度平均限定為0.5 5.(TC /秒的范圍。另外，優(yōu)選為1.5 3.5°C /秒。另外，第一階段加熱到達(dá)溫度低于(最高到達(dá)溫度-50°C )時(shí)，至最高到達(dá)溫度為止的第二階段加熱成為急速加熱，從而難以穩(wěn)定地確保期望的組織百分率。另一方面，第一階段加熱到達(dá)溫度升高而超過(最高到達(dá)溫度-10°C)時(shí)，至最高到達(dá)溫度為止的第二階段加熱成為緩慢加熱，在高溫范圍內(nèi)的停留時(shí)間變長(zhǎng)，晶粒過于粗大化，從而使加工性降低。因此，第一階段加熱到達(dá)溫度限定為(最高到達(dá)溫度-50°c ) (最高到達(dá)溫度-10°c )溫度范圍內(nèi)的溫度。第二階段加熱為以從第一階段加熱到達(dá)溫度至最高到達(dá)溫度的升溫時(shí)間為30 150秒的方式進(jìn)行加熱的處理。從第一階段加熱到達(dá)溫度至最高到達(dá)溫度的升溫時(shí)間少于30秒時(shí)，至最高到達(dá)溫度為止的加熱變得過于急速，α — Y相變變慢，最終到達(dá)最高到達(dá)溫度時(shí)的鐵素體相的組織百分率增高，從而變得無(wú)法確保期望的高強(qiáng)度。另外，C、Mn等合金元素的擴(kuò)散變得不充分，結(jié)果，形成不均勻的組織，從而使加工性降低。另一方面，從第一階段加熱到達(dá)溫度至最高到達(dá)溫度的升溫時(shí)間變長(zhǎng)而超過150秒時(shí)，結(jié)晶粒徑粗大化，從而使加工性容易降低。因此，將第二階段加熱的升溫時(shí)間調(diào)節(jié)為30 150秒的范圍。第二階段加熱結(jié)束后，立即進(jìn)行冷卻。加熱后的冷卻為兩階段冷卻。冷卻對(duì)于調(diào)節(jié)軟質(zhì)鐵素體相和硬質(zhì)貝氏體相的組織百分率、使其兼具拉伸強(qiáng)度TS:590MPa以上的高強(qiáng)度和優(yōu)良的加工性是重要的。因此，冷卻中，為了能夠確保期望的金屬組織，需要嚴(yán)格調(diào)節(jié)冷卻模式即冷卻速度、冷卻時(shí)間。兩階段冷卻由第一階段冷卻和緊接其后的與第一階段冷卻相比為緩慢冷卻的第二階段冷卻構(gòu)成。第一階段冷卻和第二階段冷卻對(duì)于調(diào)節(jié)鐵素體相和貝氏體相的組織百分率是重要的。第一階段冷卻為以平均冷卻速度為10 40°C /秒的冷卻速度(第一階段冷卻速度)從最高到達(dá)溫度開始進(jìn)行冷卻的處理。第一階段冷卻速度低于10°c/秒時(shí)，軟質(zhì)鐵素體相的組織百分率增高，從而變得難以確保期望的高強(qiáng)度。另一方面，第一階段冷卻速度超過40°C /秒而成為急速冷卻時(shí)，鐵素體相的生成量減少，鋼板硬質(zhì)化，從而使加工性降低。另外，第二階段冷卻為接在第一階段冷卻后立即以依賴于第一階段冷卻速度的(0.2 0.8) X (第一階段冷卻速度)的第二階段冷卻速度冷卻至400 500°C內(nèi)的第二階段冷卻停止溫度的處理。
第二階段冷卻速度低于0.2X (第一階段冷卻速度)時(shí)，冷卻變得過慢，促進(jìn)軟質(zhì)鐵素體相的生成，貝氏體相的組織百分率降低，從而變得無(wú)法確保期望的高強(qiáng)度。另一方面，第二階段冷卻速度超過0.8 X (第一階段冷卻速度)時(shí)，冷卻過快，從貝氏體相變開始到結(jié)束為止的停留時(shí)間縮短，貝氏體相的組織百分率降低，從而變得無(wú)法確保期望的高強(qiáng)度。因此，將第二階段冷卻速度限定為0.2 0.8X(第一階段冷卻速度)的范圍。本發(fā)明中，為了確保期望的鐵素體相和貝氏體相的百分率，對(duì)第一階段冷卻和第二階段冷卻的冷卻時(shí)間進(jìn)行分配。S卩，第二階段冷卻的冷卻時(shí)間設(shè)定為第一階段冷卻與第二階段冷卻的冷卻時(shí)間的合計(jì)即總冷卻時(shí)間的0.2 0.8的冷卻時(shí)間。即，第二階段冷卻時(shí)間設(shè)定為(0.2 0.8) X總冷卻時(shí)間。第二階段冷卻的冷卻時(shí)間少于總冷卻時(shí)間的0.2時(shí)，第一階段冷卻速度下的冷卻時(shí)間變長(zhǎng)，鐵素體相的生成量減少，貝氏體相的組織百分率變得過多，鋼板硬質(zhì)化，從而變得無(wú)法確保期望的延伸凸緣性。另一方面，第二階段冷卻的冷卻時(shí)間變長(zhǎng)而超過總冷卻時(shí)間的0.8時(shí)，第二階段冷卻的冷卻時(shí)間變得過長(zhǎng)，從鐵素體相變開始到結(jié)束的經(jīng)過時(shí)間變長(zhǎng)，鐵素體相的生成量變多，從而變得無(wú)法確保期望的高強(qiáng)度。因此，將第二階段冷卻的冷卻時(shí)間限定為總冷卻時(shí)間的0.2 0.8。另外，第二階段冷卻的冷卻停止溫度低于400°C時(shí)，成為以硬質(zhì)馬氏體相為主體的組織，鋼板過度硬質(zhì)化，從而使延伸凸緣性降低。另一方面，第二階段冷卻的冷卻停止溫度超過500°C時(shí)，成為以貝氏體相為主體的組織，鐵素體相的組織百分率降低，鋼板硬質(zhì)化，并且生成珠光體相，從而變得難以確保優(yōu)良的加工性。因此，第二階段冷卻的冷卻停止溫度限定為400 500°C的范圍。本發(fā)明中，在冷卻結(jié)束后、即第二階段冷卻停止后，在400 500°C范圍內(nèi)停留100 1000秒。冷卻停止后的停留時(shí)間的調(diào)節(jié)對(duì)于調(diào)節(jié)貝氏體相的組織百分率是重要的。停留時(shí)間少于100秒時(shí),從奧氏體向貝氏體的相變不充分，并且未相變奧氏體向馬氏體相發(fā)生相變，因此，馬氏體相的組織百分率增加，鋼板硬質(zhì)化，從而使加工性降低。另一方面，停留時(shí)間變長(zhǎng)而超過1000秒時(shí)，貝氏體相的組織百分率增加，從而變得難以確保期望的優(yōu)良的加工性。因此，冷卻停止后的停留時(shí)間限定為100 1000秒。在上述停留后接著進(jìn)行冷卻，冷卻條件無(wú)需特別限定，可以根據(jù)制造設(shè)備等適當(dāng)進(jìn)行。在退火工序后，為了對(duì)冷軋退火板進(jìn)行形狀矯正、表面粗糙度調(diào)節(jié)，可以進(jìn)一步實(shí)施表面光軋工序。過度的表面光軋會(huì)使晶粒伸展而得到軋制加工組織，因此延展性降低，力口工性降低，因此，表面光軋工序優(yōu)選設(shè)定為實(shí)施伸長(zhǎng)率為0.05 0.5%的表面光軋的工序。實(shí)施例以下，基于實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。利用轉(zhuǎn)爐對(duì)表I所示的組成的鋼水進(jìn)行熔煉，并通過連鑄法制成鋼坯(鋼原材)。以這些鋼原材(鋼坯)為起始材料，將其加熱至1200°C后，實(shí)施進(jìn)行精軋結(jié)束溫度為900°C、卷取溫度為600°C的熱軋而制成熱軋板的熱軋工序。接著，對(duì)該熱軋板實(shí)施鹽酸酸洗后，實(shí)施進(jìn)行冷軋而制成冷軋板的冷軋工序，接著實(shí)施進(jìn)行具有表2所示條件的兩階段加熱、兩階段冷卻的退火處理的退火工序，得到板厚為1.4mm的冷軋退火板。從所得到的冷軋鋼板 (冷軋退火板)上裁取試驗(yàn)片，并實(shí)施組織觀察試驗(yàn)、拉伸試驗(yàn)、擴(kuò)孔試驗(yàn)、彎曲試驗(yàn)。試驗(yàn)方法如下所述。
(I)組織觀察試驗(yàn)從所得到的冷軋鋼板上裁取組織觀察用試驗(yàn)片，對(duì)軋制方向的截面研磨、腐蝕(硝酸乙醇溶液)后，使用光學(xué)顯微鏡(倍率:1000倍)或掃描電子顯微鏡(倍率:3000倍)在板厚的1/4的位置對(duì)視野數(shù)為5個(gè)以上的視野觀察，并進(jìn)行拍攝。由所得到的組織照片進(jìn)行組織鑒定，并求出各相的粒徑、組織百分率(體積％)。根據(jù)JIS G0552中規(guī)定的方法，利用切割法求出鐵素體相的平均結(jié)晶粒徑。另外，對(duì)于貝氏體相、馬氏體相也同樣進(jìn)行。另外，使用倍率:1000倍的組織照片，利用圖像分析裝置求出在任意設(shè)定的組織照片上IOOXlOOmm的正方形區(qū)域內(nèi)存在的各相的占有面積，并將其換算為各相的組織百分率(體積％)。將作為低溫相變相的貝氏體相、馬氏體相與奧氏體相區(qū)分時(shí)，使用倍率:3000倍的組織照片，在鐵素體相以外的低溫相變相中，將觀察到碳化物的相作為貝氏體相，將觀察不到碳化物且以平滑的相的形式觀察到的相作為馬氏體相或殘余奧氏體相。另外，殘余奧氏體量通過X射線衍射求出。并且,將鐵素體相、貝氏體相、殘余奧氏體相以外的剩余量作為馬氏體相的組織百分率。(2)拉伸試驗(yàn)

以與軋制方向垂直的方向?yàn)槔旆较虻姆绞?，根?jù)JIS Z2201的規(guī)定，從所得到的冷軋鋼板上裁取JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片，并根據(jù)JIS Z2241的規(guī)定進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，求出拉伸特性(屈服強(qiáng)度YS、拉伸強(qiáng)度TS、伸長(zhǎng)率El)。(3)擴(kuò)孔試驗(yàn)從所得到的冷軋鋼板上裁取試驗(yàn)片(大小:100X 100mm)，并基于日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST1001的規(guī)定實(shí)施擴(kuò)孔試驗(yàn)。對(duì)試驗(yàn)片沖裁出初始直徑d0為ΙΟπιπιΦ的孔，在該孔中插入頂角為60°的圓錐沖頭并使其上升，從而使該孔擴(kuò)大，在裂紋貫穿板厚時(shí)停止圓錐沖頭的上升，測(cè)定裂紋貫穿后的沖裁孔的直徑d，并求出擴(kuò)孔率λ (%)。擴(kuò)孔率λ通過下式計(jì)笪
ολ (%) = {(d_d0) /d0} X 100另外，對(duì)同一鋼板進(jìn)行三次試驗(yàn)，將其平均值作為該鋼板的擴(kuò)孔率λ。(4)彎曲試驗(yàn)從所得到的冷軋鋼板上裁取彎曲試驗(yàn)片(大小:40 X 50mm)，以前端彎曲半徑R=L Omm的方式實(shí)施90° V彎曲，肉眼觀察彎曲頂點(diǎn)處有無(wú)裂縫，評(píng)價(jià)彎曲性。將所得結(jié)果示于表3中。
權(quán)利要求
1.一種延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，具有以質(zhì)量 ％ 計(jì)含有 C:0.050 0.090%、Si:0.05% 以下、Mn:1.5 2.0%、P:0.030%以下、S:0.0050% 以下、Al:0.005 0.1%、N:0.01% 以下、T1:0.005 0.050%,Nb:0.020 0.080%且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成， 并且具有以體積％計(jì)包含50 77%的鐵素體相、20 50%的貝氏體相、2 10%的馬氏體相和I 5%的殘余奧氏體相的組織。
2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計(jì)還含有 Ca:0.0001 0.0050%。
3.—種延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，在對(duì)鋼原材依次實(shí)施熱軋工序、冷軋工序和退火工序而制成冷軋鋼板時(shí)，將所述鋼原材設(shè)定為具有以質(zhì)量％計(jì)含有 C:0.050 0.090%、Si:0.05% 以下、Mn:1.5 2.0%、P:0.030% 以下、S:0.0050% 以下、Al:0.005 0.1%、N:0.01% 以下、Ti:0.005 0.050%、Nb:0.020 0.080% 且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成的鋼原材， 將所述退火工序設(shè)定為最高到達(dá)溫度為800 900°C且具有兩階段加熱和兩階段冷卻的工序， 所述兩階段加熱由以0.5 5.(TC /秒的平均升溫速度從50°C加熱至(最高到達(dá)溫度-50°C ) (最高到達(dá)溫度-10°C )溫度范圍內(nèi)的第一階段加熱到達(dá)溫度的第一階段加熱和使從該溫度范圍至所述最高到達(dá)溫度的升溫時(shí)間為30 150秒的第二階段加熱構(gòu)成， 所述兩階段冷卻由以平均冷卻速度為10 40°C /秒的第一階段冷卻速度從所述最高到達(dá)溫度開始進(jìn)行冷卻的第 一階段冷卻和接著以平均冷卻速度為(0.2 0.8) X第一階段冷卻速度的冷卻速度、用第一階段冷卻與第二階段冷卻的總冷卻時(shí)間的0.2 0.8的冷卻時(shí)間冷卻至400 500°C溫度范圍內(nèi)的冷卻停止溫度的第二階段冷卻構(gòu)成， 在所述第二階段冷卻結(jié)束后，在400°C 500°C的溫度范圍內(nèi)停留100 1000秒。
4.如權(quán)利要求3所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼原材在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計(jì)還含有Ca:0.0001 0.0050%。
全文摘要
本發(fā)明提供延伸凸緣性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法，所述高強(qiáng)度冷軋鋼板具有以質(zhì)量%計(jì)含有C0.050～0.090%、Si0.05%以下、Mn1.5～2.0%、P0.030%以下、S0.0050%以下、Al0.005～0.1%、N0.01%以下、Ti0.005～0.050%、Nb0.020～0.080%且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成，具有以體積%計(jì)包含50～77%的鐵素體相、20～50%的貝氏體相、2～10%的馬氏體相和1～5%的殘余奧氏體相的組織，具有拉伸強(qiáng)度TS590MPa以上的高強(qiáng)度，并且滿足強(qiáng)度-伸長(zhǎng)率平衡TS×E1為16000MPa%以上、強(qiáng)度-擴(kuò)孔率平衡TS×λ為40000MPa%以上。
文檔編號(hào)C21D9/46GK103080357SQ20118004294
公開日2013年5月1日 申請(qǐng)日期2011年9月5日 優(yōu)先權(quán)日2010年9月6日
發(fā)明者川邊英尚, 西澤將憲, 瀨戶一洋 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社