強度和延展性的偏差小的高強度冷軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】一種高強度冷軋鋼板，其具有特定的成分組成，以面積率計，軟質(zhì)第一相(鐵素體)為20～50％，余量是硬質(zhì)第二相(回火馬氏體和/或回火貝氏體)，鐵素體的全部粒子中所占的平均粒徑10～25μm的粒子的合計面積率在80％以上，并且，在鐵素體每1μm2中，當(dāng)量圓直徑0.3μm以上的滲碳體粒子為超過0.15個且1.0個以下，抗拉強度為980MPa以上。
【專利說明】強度和延展性的偏差小的高強度冷軋鋼板及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本申請發(fā)明用于汽車零件等的加工性優(yōu)異的高強度鋼板及其制造方法。

【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，為了兼顧使汽車的燃油效率改善、碰撞安全性，作為結(jié)構(gòu)零件的材料，抗 拉強度590MPa以上的高強度鋼板的需求高漲，其適用范圍擴大。但是，高強度鋼板與軟 鋼相比，因為屈服強度和抗拉強度、加工硬化指數(shù)等的機械特性的偏差大，所以存在以下課 題：在沖壓成形之時，回彈的量發(fā)生變化，從而難以確保沖壓成形品的尺寸精度；為了即使 強度發(fā)生偏差仍確保沖壓成形品的必要強度，需要將鋼板的平均強度設(shè)定得很高，因此沖 壓模具的壽命變短。
[0003] 這了解決這樣的課題，針對抑制高強度鋼板的機械特性的偏差，進行了各種各樣 的努力。在高強度鋼板中，上述這樣的機械特性的偏差發(fā)生的原因，能夠追溯到化學(xué)成分的 變動和制造條件的變動，作為減少機械特性的偏差方法，提出有如下這樣的提案。
[0004] [現(xiàn)有技術(shù)1]
[0005] 例如，專利文獻1中公開有這樣一種方法，作為由A = Si+9XA1定義的A滿足 6. 0 < A < 20. 0的鐵素體和馬氏體的二相組織鋼，在制造此鋼板時，再結(jié)晶退火?回火處 理，是以Acl以上且Ac3以下的溫度保持IOs以上，以20°C /s以下的冷卻速度緩慢冷卻至 500?750°C，其后，以100°C /s以上的冷卻速度急冷至KKTC以下，以300?500°C進行回 火，從而使鋼材的A3點上升，由此提高緩慢冷卻結(jié)束時刻的溫度、即急冷開始溫度變動時 的上述二相組織的穩(wěn)定性，以減少機械特性的偏差。
[0006][現(xiàn)有技術(shù)2]
[0007] 另外，專利文獻2中公開有這樣一種方法，預(yù)先求得鋼板的板厚、碳含量、磷含量、 淬火開始溫度、淬火停止溫度和淬火后的回火溫度與抗拉強度的關(guān)系，考慮對象鋼板的板 厚、碳含量、磷含量、淬火停止溫度和淬火后的回火溫度，根據(jù)目標(biāo)抗拉強度計算淬火開始 溫度，以求得的淬火開始溫度進行淬火，從而減少強度的偏差。
[0008] [現(xiàn)有技術(shù)3]
[0009] 另外，在專利文獻3中公開有這樣一種方法，在制造具有包含3%以上的殘留奧氏 體的組織的鋼板時，在對熱軋鋼板進行了冷軋之后的退火處理中，以大于800°C且低于Ac3 點進行30秒?5分鐘的均熱后，進行一次冷卻直到450?550°C的溫度范圍，接著以比截止 到450?400°C的一次冷卻速度小的冷卻速度進行二次冷卻，然后再以450?400°C保持1 分鐘以上，從而改善板幅方向的伸長特性的偏差。
[0010] 上述現(xiàn)有技術(shù)1，其特征在于，通過增加 Al的添加量而提高Ac3點，由此擴大 Acl?Ac3的二相溫度區(qū)域，使該二相溫度區(qū)域中的溫度依存性降低，從而抑制因退火溫度 的變動造成的組織分率的變化。相對于此，本申請發(fā)明，其特征在于，在鐵素體晶粒內(nèi)使粗 大的滲碳體粒子主動地分散，從而使鐵素體的硬度上升，另一方面，減少硬質(zhì)第二相的C含 量而使其硬度降低，由此縮小各組織間的硬度的差異，抑制因組織分率的變化造成的機械 特性的變動。因此，上述現(xiàn)有技術(shù)1沒有揭示本申請發(fā)明的技術(shù)的思想。此外，上述現(xiàn)有技 術(shù)1需要增加 Al的添加量，因此也有鋼板的制造成本上升的問題。
[0011] 另外，關(guān)于上述現(xiàn)有技術(shù)2,因為根據(jù)化學(xué)成分的變化而變更淬火溫度，所以即使 強度的偏差能夠減少，組織分率在卷材間也會發(fā)生變動，因此不能減少延伸率和延伸凸緣 性的偏差。
[0012] 另外，關(guān)于上述現(xiàn)有技術(shù)3,雖然提及到關(guān)于減少延伸率的偏差，但未揭示關(guān)于延 伸凸緣性的偏差的減少。
[0013] 因此，本
【發(fā)明者】們以提供一種不會因化學(xué)成分的調(diào)整帶來制造成本的上升，不受 退火條件的變動影響，機械特性（特別是強度和延展性）的偏差少的高強度冷軋鋼板及其 制造方法為目的而進行研究開發(fā)，開發(fā)出下述的高強度冷軋鋼板及其制造方法（以下，分 別稱為"現(xiàn)有發(fā)明鋼板"和"現(xiàn)有發(fā)明方法"。），已經(jīng)進行了專利申請（日本國專利申請 2011-274269)。
[0014] 現(xiàn)有發(fā)明鋼板其特征為，具有如下成分組成：以質(zhì)量％計，分別含有C :0. 05? 0· 30%、Si :3· 0% 以下（不含 0% )、Mn :0· 1 ?5· 0%、P :0· 1% 以下（不含 0% )、S :0· 02% 以下（不含〇% )、Al :0.01?1.0%、N :0.01%以下（不含0% )，余量由鐵和不可避免的 雜質(zhì)構(gòu)成，并具有如下組織：以面積率計含有作為軟質(zhì)第一相的鐵素體20?50%，余量由 作為硬質(zhì)第二相的回火馬氏體和/或回火貝氏體構(gòu)成，存在于所述鐵素體的粒子內(nèi)的、當(dāng) 量圓直徑0. 3 μ m以上的滲碳體粒子的分散狀態(tài)為，每1 μ m2所述鐵素體有0. 05?0. 15個。
[0015] 另外，現(xiàn)有發(fā)明方法其特征為，對具有上述成分組成的鋼材，以下述（1)?（4)所 示的各條件熱軋后，進行冷軋，之后退火，再進行回火。（1)熱軋條件
[0016] 終軋結(jié)束溫度：Ar3點以上
[0017] 卷取溫度：450°C以上且低于600°C
[0018] ⑵冷軋條件
[0019] 冷軋率：20?50%
[0020] (3)退火條件
[0021] 在室溫?600°C的溫度區(qū)域以0. 5?5. (TC /s的第一加熱速度進行升溫，在 600°C?退火溫度的溫度區(qū)域以第一加熱速度的1/2以下的第二加熱速度進行升溫，以 (Acl+Ac3)/2?Ac3的退火溫度，只保持3600s以下的退火保持時間后，從退火溫度，以 1°C /s以上且低于50°C /s的第一冷卻速度，緩冷至730°C以下、500°C以上的第一冷卻結(jié)束 溫度后，以50°C /s以上的第二冷卻速度，急冷至Ms點以下的第二冷卻結(jié)束溫度。
[0022] (4)回火條件
[0023] 回火溫度：300?500°C
[0024] 回火保持時間：在300°C?回火溫度的溫度范圍內(nèi)保持60?1200s
[0025] 上述現(xiàn)有發(fā)明鋼板和現(xiàn)有發(fā)明方法，通過縮小鐵素體與回火馬氏體的硬度的差 異，對于抑制伴隨著因退火條件的變動造成的組織分率的變化而來的機械特性的偏差是有 用的技術(shù)，但另一方面，殘留有化學(xué)成分發(fā)生變動時，機械特性容易發(fā)生變動這一技術(shù)課 題。
[0026] 化學(xué)成分變動時，機械特性之所以容易發(fā)生變動，是由于若化學(xué)成分變動，則特別 是二相域溫度范圍變化，鐵素體粒子的尺寸容易改變，并且，因為存在于鐵素體粒子內(nèi)的滲 碳體粒子的數(shù)量并不太多，所以不含滲碳體粒子的鐵素體粒子的數(shù)量也容易發(fā)生變化，其 結(jié)果是，無法保持組織的均勻性，機械特性容易變動。
[0027] 現(xiàn)有技術(shù)文獻
[0028] 專利文獻
[0029] 專利文獻1 :日本國特開2007-138262號公報
[0030] 專利文獻2 :日本國特開2003-277832號公報
[0031] 專利文獻3 :日本國特開2000-212684號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0032] 因此本申請發(fā)明的目的在于，提供一種不受化學(xué)成分的變動影響的，機械特性 (特別是強度和延展性）的偏差少的高強度冷軋鋼板及其制造方法。
[0033]【用于解決課題的手段】
[0034] 第一發(fā)明是一種強度和延展性的偏差小的高強度冷軋鋼板，其特征在于，具有如 下成分組成：以質(zhì)量％計（以下，涉及化學(xué)成分均同。），分別含有
[0035] C :0· 10 ?0· 25%、
[0036] Si :0.5 ?2.0%、
[0037] Mn: 1.0 ?3.0%、
[0038] P :0· 1% 以下（不含 0% )、
[0039] S :0· 01% 以下（不含 0% )、
[0040] Al :0· 01 ?0· 05%、
[0041] N :0· 01% 以下（不含 0% )，
[0042] 余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0043] 并具有如下組織：
[0044] 以面積率計含有20?50%的作為軟質(zhì)第一相的鐵素體；
[0045] 余量由作為硬質(zhì)第二相的回火馬氏體和/或回火貝氏體構(gòu)成，
[0046] 所述鐵素體的全部粒子之中，平均粒徑為10?25 μ m的粒子的合計面積占所述鐵 素體的全部粒子的合計面積的80%以上，并且
[0047] 存在于所述鐵素體的全部粒子內(nèi)的、當(dāng)量圓直徑為0. 3 μ m以上的滲碳體粒子的 分散狀態(tài)是，每1 μ m2所述鐵素體中有超過0. 15個且在I. 0個以下，
[0048] 抗拉強度為980MPa以上。
[0049] 第二發(fā)明是根據(jù)第一發(fā)明所述的強度和延展性的偏差小的高強度冷軋鋼板，其 中，成分組成還含有下述（A)?（C)組的至少1組：
[0050] ⑷Cr :0· 01 ?1. 0% ;
[0051] (B)Mo :0· 01 ?I. 0%、Cu :0· 05 ?I. 0%、Ni :0· 05 ?1. 0%中的一種或兩種以上；
[0052] (C)Ca :0· 0001 ?0· 01 %、Mg :0· 0001 ?0· 01 %、Li :0· 0001 ?0· 01 %、REM : 0. 0001?0. 01 %中的一種或兩種以上。
[0053] 第三發(fā)明是一種強度和延展性的偏差小的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在 于，對具有第一或第二發(fā)明所示的成分組成的鋼材，以下述（1)?（4)所示的各條件熱軋 后，進行冷軋，其后退火，再進行回火。
[0054] (1)熱軋條件
[0055] 終軋結(jié)束溫度：Ar3點以上
[0056] 卷取溫度：600?750°C
[0057] (2)冷軋條件
[0058] 冷軋率：大于50 %且80%以下
[0059] (3)退火條件
[0060] 在室溫?600°C的溫度區(qū)域以0. 5?5. (TC /s的第一加熱速度升溫，在600°C? 退火溫度的溫度區(qū)域以第一加熱速度的1/2以下的第二加熱速度升溫，在（Acl+Ac3)/2? Ac3的退火溫度保持3600s以下的退火保持時間后，從退火溫度開始以1°C /s以上且低于 50°C /s的第一冷卻速度緩冷至730°C以下且500°C以上的第一冷卻結(jié)束溫度后，以50°C /s 以上的第二冷卻速度急冷至Ms點以下的第二冷卻結(jié)束溫度。
[0061] (4)回火條件
[0062] 回火溫度：300?500°C
[0063] 回火保持時間：在300°C?回火溫度的溫度范圍內(nèi)保持60?1200s
[0064] 發(fā)明的效果
[0065] 根據(jù)本申請發(fā)明，在由作為軟質(zhì)第一相的鐵素體，和作為硬質(zhì)第二相的回火馬氏 體和/或回火貝氏體構(gòu)成的復(fù)相組織鋼中，通過統(tǒng)一鐵素體粒子的尺寸，并且使存在于鐵 素體粒子內(nèi)的滲碳體粒子的數(shù)量增加，能夠得到使大部分的鐵素體粒子內(nèi)含有滲碳體粒子 的組織，即使化學(xué)成分變化，組織形態(tài)也幾乎不會變化，因此能夠提供因化學(xué)成分的變動造 成的機械特性的偏差少的高強度鋼板。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0066] 圖1是模式化地表示實施例的熱處理模式的圖。

【具體實施方式】
[0067] 本申請的
【發(fā)明者】們?yōu)榱私鉀Q上述課題，著眼于具有由作為軟質(zhì)第一相的鐵素體， 和作為硬質(zhì)第二相的回火馬氏體和/或回火貝氏體（以下也會統(tǒng)稱為"回火馬氏體等"。） 構(gòu)成的復(fù)相組織的高強度鋼板，對于減少因化學(xué)成分的變動帶來的機械特性（以下也會簡 稱為"特性"。）的偏差的對策進行研究。
[0068] 如上述，化學(xué)成分的變動帶來的特性的偏差，其起因是由于化學(xué)成分的變動導(dǎo)致 鐵素體粒子的尺寸和不含滲碳體粒子的鐵素體粒子的數(shù)量發(fā)生變動，其結(jié)果是不能保持組 織的均勻性。
[0069] 因此認為，如果盡可能統(tǒng)一鐵素體粒子的尺寸，并且使各鐵素體粒子內(nèi)含有滲碳 體粒子而使組織均勻化，則即使化學(xué)成分變動，也能夠抑制特性的偏差。另外考慮到，為了 盡可能統(tǒng)一鐵素體粒子的尺寸，并且使各鐵素體粒子內(nèi)含有滲碳體粒子，能夠通過精制出 如下組織來實現(xiàn)，即，使自前組織中殘存的鐵素體粒子，與退火加熱后的冷卻時生成的鐵素 體粒子的尺寸接近，并且，使?jié)B碳體粒子更多地殘存的組織。
[0070] 為了精制出上述這樣的組織，作為一例考慮有以下這種方法。即，首先，使熱軋時 的卷取溫度比以往高溫化，使鐵素體和珠光體的二相組織形成。但是，若使卷取溫度高溫 化，則組織粗大化，為此，使下道工序的冷軋時的冷軋率上升，向組織中導(dǎo)入大量的應(yīng)變。由 此，在下道工序的退火加熱時，奧氏體容易成核，因此通過在二相域的高溫側(cè)保持，更多的 奧氏體粒子生成，在這些奧氏體粒子之間，將有細小的鐵素體粒子殘存。另一方面，在退火 加熱后的冷卻時成核的鐵素體粒子，與在上述二相域生成的鐵素體粒子也會變成大體相同 的尺寸，因此最終的組織中的鐵素體粒子的尺寸整體上大致均勻。另外，對于在冷軋時導(dǎo)入 了應(yīng)變的珠光體進行退火加熱，珠光體容易被分斷，因此大小一致的滲碳體粒子將大量殘 存。
[0071] 因此，在上述現(xiàn)有發(fā)明鋼板中，是只在更大的鐵素體粒子內(nèi)分散有滲碳體粒子的 組織，相對于此，在本申請發(fā)明的鋼板中，成為在大部分的鐵素體粒子內(nèi)都分散有滲碳體粒 子的組織。
[0072] 其結(jié)果是，在本申請的發(fā)明鋼板中，在本申請發(fā)明規(guī)定的范圍內(nèi)即使化學(xué)成分發(fā) 生變動，組織形態(tài)也幾乎不會變化，因此特性偏差減少。
[0073] 于是，基于上述思考實驗，實施了后述[實施例]中說明的證實試驗，其結(jié)果是能 夠取得確鑿的證據(jù)，因此進一步加以研究，直至完成了本申請發(fā)明。
[0074] 以下，首先對于賦予本申請的發(fā)明鋼板以特征的組織進行說明。
[0075]〔發(fā)明鋼板的組織〕
[0076] 如上述，關(guān)于發(fā)明鋼板，以由作為軟質(zhì)第一相的鐵素體，和作為硬質(zhì)第二相的回火 馬氏體等構(gòu)成的復(fù)相組織為基礎(chǔ)，但特別以如下這一點為特征，即，控制特定的尺寸的鐵素 體粒子相對于全部鐵素體粒子的比例、和全部鐵素體粒子內(nèi)的特定的尺寸的滲碳體粒子的 存在密度。
[0077] 〈作為軟質(zhì)第一相的鐵素體：以面積率計20?50% >
[0078] 在鐵素體-回火馬氏體等的復(fù)相組織鋼中，變形主要依靠變形能高的鐵素體。因 此，鐵素體-回火馬氏體等的復(fù)相組織鋼的延伸率主要由鐵素體的面積率決定。
[0079] 為了確保作為目標(biāo)的延伸率，鐵素體的面積率需要為20%以上（優(yōu)選為25%以 上，更優(yōu)選為30%以上）。但是，若鐵素體過剩，則不能確保強度，因此鐵素體的面積率為 50 %以下（優(yōu)選為45 %以下，更優(yōu)選為40 %以下）。
[0080] 〈所述鐵素體的全部粒子之中，平均粒徑10?25 μ m的粒子的合計面積：所述鐵 素體的全部粒子的合計面積的80%以上〉
[0081] 為了不受化學(xué)成分的變動影響而使組織均勻化，需要將鐵素體粒子的尺寸盡可能 地統(tǒng)一到規(guī)定的大小的范圍內(nèi)。
[0082] 為了將本申請發(fā)明的規(guī)定范圍內(nèi)的化學(xué)成分的變動導(dǎo)致的機械特性的偏差抑制 在期望范圍內(nèi)，所述鐵素體的全部粒子之中，需要使平均粒徑10?25 μ m的粒子的合計面 積，處于所述鐵素體的全部粒子的合計面積的80%以上（優(yōu)選為85%以上）。
[0083] 〈存在于所述鐵素體的全部粒子內(nèi)的、當(dāng)量圓直徑0. 3 μ m以上的滲碳體粒子的分 散狀態(tài)：每1 μ m2該鐵素體中有超過0. 15個且在I. 0個以下〉
[0084] 為了使組織更均勻化，需要使大部分的鐵素體粒子內(nèi)分散規(guī)定尺寸的滲碳體粒 子。
[0085]為了將本申請發(fā)明的規(guī)定范圍內(nèi)的化學(xué)成分的變動導(dǎo)致的機械特性的偏差抑制 在期望范圍內(nèi)，需要當(dāng)量圓直徑〇. 3 μ m以上的滲碳體粒子的存在密度為，每1 μ Hl2鐵素體 中超過0. 15個（優(yōu)選為0. 2個以上）。但是，若這一尺寸的滲碳體粒子過多，則延展性劣 化，因此上述滲碳體粒子的存在密度為，鐵素體每1 μ m2中限制在I. 0個以下（優(yōu)選為0. 8 個以下）。
[0086] 在此，之所以使分散在鐵素體粒子內(nèi)的滲碳體粒子的尺寸為當(dāng)量圓直徑0. 3 μ m 以上，是出于如下理由：通過使?jié)B碳體粒子為〇. 3 μ m以上，能夠減小來自滲碳體粒子的析 出強化的貢獻度，能夠縮小因化學(xué)成分的變動帶來的特性偏差。
[0087] 以下，對于各相的面積率、鐵素體粒子的尺寸和特定尺寸的鐵素體粒子的面積比 例、以及滲碳體粒子的尺寸和特定尺寸的滲碳體粒子的存在密度的測量方法進行說明。
[0088] 〔各相的面積率的測量方法〕
[0089] 首先，關(guān)于各相的面積率，是對于各供試鋼板進行鏡面研磨，以3%硝酸乙醇腐蝕 液進行腐蝕而使金屬組織現(xiàn)出后，對于大概40 μ mX 30 μ m區(qū)域的5個視野，觀察倍率2000 倍的掃描型電子顯微鏡（SEM)像，以點計數(shù)法對1個視野進行100點的測量而求得鐵素體 的各粒子的面積，將其合計而求得鐵素體的面積。另外，通過圖像分析，將含有滲碳體的區(qū) 域作為回火馬氏體和/或回火貝氏體（硬質(zhì)第二相），其余的區(qū)域作為殘留奧氏體、馬氏體、 以及殘留奧氏體與馬氏體的混合組織。然后，由各區(qū)域的面積比率計算各相的面積率。
[0090] 〔鐵素體粒子的尺寸和特定尺寸的鐵素體粒子的面積比例的測量方法〕
[0091] 根據(jù)由上述方法求得的鐵素體的各粒子的面積Aa，計算當(dāng)量圓直徑Da (Da = 2 X (A a / π )1/2)，并且求得特定尺寸的鐵素體粒子的合計面積，通過用其除以上述鐵素體 的全部粒子的合計面積，能夠求得特定尺寸的鐵素體粒子的面積比例。
[0092] 〔滲碳體粒子的尺寸和特定尺寸的滲碳體粒子的存在密度的測量方法〕
[0093] 關(guān)于滲碳體粒子的尺寸和特定尺寸的滲碳體粒子的存在密度，是制成各供試鋼板 的提取復(fù)型樣，在2. 4μπιΧ1.6μπι的區(qū)域的3個視野中，觀察倍率50000倍的透射型電子 顯微鏡（TEM)像，根據(jù)圖像的對比度，將白色的部分判別為滲碳體粒子進行標(biāo)記，用圖像分 析軟件，根據(jù)所述標(biāo)記過的各滲碳體粒子的面積A Θ計算當(dāng)量圓直徑D Θ (D θ = 2Χ (Α Θ / ^ )1/2)，并且求得單位面積中存在的特定尺寸的滲碳體粒子的個數(shù)。還有，多個滲碳體粒子 相互重疊的部分從觀察對象中除外。
[0094] 接著，對于構(gòu)成本申請的發(fā)明鋼板的成分組成進行說明。以下，化學(xué)成分的單位全 部是質(zhì)量％。
[0095]〔發(fā)明鋼板的成分組成〕
[0096] C :0.10 ?0.25%
[0097] C影響硬質(zhì)第二相的面積率和鐵素體中存在的滲碳體量，是對強度、延伸率和延伸 凸緣性產(chǎn)生影響的重要的元素。低于0.10%時，不能確保強度。另一方面，大于0.25%時， 焊接性劣化。C含量的范圍優(yōu)選為0. 12?0.22 %，更優(yōu)選為0. 14?0.20 %。
[0098] Si :0.5 ?2.0%
[0099] Si具有抑制回火時的滲碳體粒子的粗大化的效果，是有助于兼顧延伸率和延伸凸 緣性的有用的元素。低于〇. 5%時，上述效果無法充分發(fā)揮，因此不能兼顧使延伸率和延伸 凸緣性，大于2. 0%時，阻礙加熱時的奧氏體的形成，因此不能確保硬質(zhì)第二相的面積率，不 能確保延伸凸緣性。Si含量的范圍優(yōu)選為0. 7?1. 8%，更優(yōu)選為I. 0?1. 5%。
[0100] Mn :1.0 ?3.0%
[0101] Mn與上述Si同樣，具有抑制回火時的滲碳體的粗大化的效果，除此之外，還提高 硬質(zhì)第二相的變形能力，有助于兼顧延伸率和延伸凸緣性的。另外，也有提高淬火性，從而 擴大獲得硬質(zhì)第二相的制造條件的范圍的效果。低于〇. 1%時，上述效果無法充分發(fā)揮，因 此不能兼顧使延伸率和延伸凸緣性，另一方面，若超過3. 0%，則逆相變溫度過低，不能再 結(jié)晶，因此不能確保強度與延伸率的平衡。Mn含量的范圍優(yōu)選為1. 2?2. 5%，更優(yōu)選為 1. 4 ?2. 2%。
[0102] P :0· 1% 以下（不含 0% )
[0103] P作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，通過固溶強化而有助于強度的上升，但其在舊奧 氏體晶界偏析，使晶界脆化，從而使延伸凸緣性劣化，因此為〇. 1 %以下。優(yōu)選為〇. 05%以 下，更優(yōu)選為0.03%以下。
[0104] S :0· 01% 以下（不含 0% )
[0105] S也作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，形成MnS夾雜物，擴孔時成為龜裂的起點而使 延伸凸緣性降低，因此為〇. 01%以下。優(yōu)選為〇. 008%以下，更優(yōu)選為0. 006%以下。
[0106] Al :0· 01 ?0· 05%
[0107] Al作為脫氧元素添加，具有使夾雜物微細化的效果。另外，其與N結(jié)合而形成 A1N，使有助于應(yīng)變時效的發(fā)生的固溶N減少，從而防止延伸率和延伸凸緣性的劣化。低于 0. 01 %時，鋼中有固溶N殘存，因此應(yīng)變時效發(fā)生，不能確保延伸率和延伸凸緣性，另一方 面，大于0.05%時，則阻礙加熱時奧氏體的形成，因此不能確保硬質(zhì)第二相的面積率，不能 確保延伸凸緣性。
[0108] N :0· 01% 以下（不含 0% )
[0109] N也作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，由于應(yīng)變時效致使延伸率和延伸凸緣性降低， 因此優(yōu)選其低的方面，為0. 01 %以下。
[0110] 本申請發(fā)明的鋼基本上含有上述成分，余量實質(zhì)上是鐵和雜質(zhì)，但另外，在不損害 本申請發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，能夠添加以下的允許成分。
[0111] Cr :0.01 ?L 0%
[0112] Cr抑制滲碳體的生長，是能夠改善延伸凸緣性的有用的元素。低于0.01%的添加 時，不能有效地發(fā)揮上述這樣的作用，另一方面，大于1. 〇%的添加時，會形成粗大的Cr7C3 形成，延伸凸緣性劣化。
[0113] Mo :0· 01 ?I. 0%、Cu :0· 05 ?I. 0%、Ni :0· 05 ?L 0%中的一種或兩種以上
[0114] 這些元素，是通過固溶強化，不會使成形性劣化而對于改善強度有用的元素。各元 素均是在低于上述各下限值添加時，不能有效地發(fā)揮上述這樣的作用，另一方面，各元素均 超過1. 0 %添加時，成本變得過高。
[0115] Ca :0· 0001 ?0· 01%、
[0116] Mg :0· 0001 ?0· 01%、
[0117] Li :0· 0001 ?0· 01%、
[0118] REM :0. 0001?0. 01 %中的一種或兩種以上
[0119] 這些元素使夾雜物微細化，使斷裂的起點減少，對于提高延伸凸緣性是有用的元 素。各元素均是在低于0. 0001 %添加時，不能有效地發(fā)揮上述這樣的作用，另一方面，各元 素均超過0. 01 %添加時，相反夾雜物粗大化，延伸凸緣性降低。
[0120] 還有，REM是指稀土元素，S卩，元素周期表的3A屬元素。
[0121] 接著，以下說明用于得到本申請的發(fā)明鋼板的制造方法。
[0122] 〔發(fā)明鋼板的制造方法〕
[0123] 為了制造上述這樣的冷軋鋼板，首先，熔煉具有上述成分組成的鋼，通過鑄錠或連 續(xù)鑄造成為板坯之后進行熱軋，酸洗后進行冷軋。
[0124] [熱軋條件]
[0125] 作為熱軋條件，可以將終軋的結(jié)束溫度設(shè)定在Ar3點以上，適宜進行冷卻后，在 600?750°C的范圍卷取。
[0126] 〈卷取溫度：600 ?750 ? >
[0127] 使卷取溫度為比上述現(xiàn)有發(fā)明方法高溫的600°C以上（更優(yōu)選為610°C以上），是 為了能夠形成鐵素體和珠光體的二相組織。但是，若過度提高卷取溫度，則珠光體部分的 滲碳體球狀化，初生滲碳體（初期4卜）容易過剩地變大，因此優(yōu)選為750°C以下 (更優(yōu)選為700°C以下）。
[0128] [冷軋條件]
[0129] 作為冷軋條件，可以使冷態(tài)軋制率（以下，也稱為"冷軋率"。）大于50%并在80% 以下的范圍。
[0130] 〈冷軋率：大于50 %并在80%以下〉
[0131] 使冷軋率為比上述現(xiàn)有發(fā)明方法高的大于50% (更優(yōu)選為52 %以上），是為了向 組織中導(dǎo)入大量的應(yīng)變。但是，若過度提高冷軋率，則冷軋時的變形阻力過高，乳制速度降 低，導(dǎo)致生產(chǎn)率極端惡化，因此優(yōu)選為80%以下（更優(yōu)選為70%以下）。
[0132] 然后，在上述冷軋后，接著進行退火，再進行回火。
[0133] [退火條件]
[0134] 作為退火條件，可以在室溫?600°C的溫度區(qū)域，以0. 5?5. (TC /s的第一加熱 速度升溫，在600°C?退火溫度的溫度區(qū)域，以第一加熱速度的1/2以下的第二加熱速度升 溫，在（Acl+Ac3)/2?Ac3的退火溫度只保持3600s以下的退火保持時間后，從退火溫度開 始以1°C /s以上且低于50°C /s的第一冷卻速度（緩冷速度），緩冷至730°C以下500°C以 上的第一冷卻結(jié)束溫度（緩冷結(jié)束溫度）后，再以50°C /s以上的第二冷卻速度（急冷速 度），急冷至Ms點以下的第二冷卻結(jié)束溫度（急冷結(jié)束溫度）。
[0135] 〈在室溫?600°C的溫度區(qū)域以0. 5?5. (TC /s的第一加熱速度升溫〉
[0136] 在冷軋材的退火時，首先，通過比較緩慢地加熱，是為了在鐵素體再結(jié)晶的過程， 使前組織中已經(jīng)析出的滲碳體粒子粗大化，該滲碳體粒子被并入再結(jié)晶鐵素體，由此成為 在鐵素體粒內(nèi)存在大的滲碳體粒子的組織。另外，在此加熱時，也能夠充分降低鐵素體中的 位錯密度。
[0137] 為了有效地發(fā)揮上述作用，第一加熱速度優(yōu)選為5. (TC /s以下（更優(yōu)選為4. 8°C / s以下）。但是，若第一加熱速度過低，則滲碳體變得過于粗大，使延展性劣化，因此優(yōu)選為 0· 5°C /s以上（更優(yōu)選為I. (TC /s以上）。
[0138] 〈在600°C?退火溫度的溫度區(qū)域，以第一加熱速度的1/2以下的第二加熱速度升 溫〉
[0139] 接著，以Acl點?退火溫度（二相溫度區(qū)域）進行規(guī)定時間加熱保持而使上述粗 大化的滲碳體的一部分熔化，經(jīng)過其后直至室溫附近的急冷而使固溶C在鐵素體中稠化， 由此與上述現(xiàn)有發(fā)明鋼板同樣，是為了減小鐵素體與回火馬氏體的硬度的差異，抑制因退 火條件的變動帶來的機械特性的偏差。
[0140] 為了有效地發(fā)揮上述作用，優(yōu)選使第二加熱速度為第一加熱速度的1/2以下（更 優(yōu)選為1/3以下）。
[0141] 〈在（Acl+Ac3) /2?Ac3的退火溫度，只保持3600s以下的退火保持時間〉
[0142] 在二相域的高溫側(cè)保持，是為了使奧氏體容易成核，使細小的鐵素體殘存，并且使 面積率50%以上的區(qū)域相變?yōu)閵W氏體，由此在之后的冷卻時相變生成足夠量的硬質(zhì)第二 相。
[0143] 退火溫度低于（Acl+Ac3)/2時，滲碳體無法充分熔化，以粗大的狀態(tài)殘存，延展性 劣化。另一方面，若退火溫度超過Ac3,則滲碳體全部熔化，其結(jié)果是，回火馬氏體等的硬度 變高，延展性劣化。
[0144] 另外，若退火保持時間超過3600s，則生產(chǎn)率極端惡化，因此不為優(yōu)選。退火保持時 間更優(yōu)選的下限是60s。使加熱時間長時間化，能夠進一步除去鐵素體中的應(yīng)變。
[0145] 〈以1°C /s以上且低于50°C /s的第一冷卻速度，緩冷至730°C以下且500°C以上 的第一冷卻結(jié)束溫度〉
[0146] 這是為了使落肩式冷卻（原文：肩落冷卻）時成核的鐵素體的尺寸，與上述二相 域生成的鐵素體成為大體相同的尺寸，并且使其合在一起以面積率計形成20?50%的鐵 素體組織，由此在確保延伸凸緣性的狀態(tài)下實現(xiàn)延伸率的改善。
[0147] 低于500°C的溫度或低于1°C /s的冷卻速度時，鐵素體過剩地形成，不能確保強度 和延伸凸緣性。
[0148] 〈以50°C /s以上的第二冷卻速度，急冷至Ms點以下的第二冷卻結(jié)束溫度〉
[0149] 這是為了抑制在冷卻中由奧氏體形成鐵素體，得到硬質(zhì)第二相。
[0150] 若在比Ms點高的溫度下使急冷終止，或冷卻速度低于50°C /s，則貝氏體過剩地形 成，不能確保鋼板的強度。
[0151] [回火條件]
[0152] 作為回火條件，從上述退火冷卻后的溫度加熱至回火溫度：300?500°C，在 300°C?回火溫度的溫度范圍內(nèi)回火保持時間：停留60?1200s后，冷卻即可。
[0153] 這是因為，在上述退火時在鐵素體中稠化的固溶C，即使經(jīng)過回火，仍會在鐵素體 中原封不動地殘存而使鐵素體的硬度上升，另一方面，作為上述退火時固溶到鐵素體中的C 的稠化的反作用，從C含量降低的硬質(zhì)第二相，再經(jīng)過回火而使C作為滲碳體析出，或使微 細的滲碳體粒子粗大化而使硬質(zhì)第二相的硬度降低。
[0154] 回火溫度低于300°C，或回火時間低于60s時，硬質(zhì)第二相的軟質(zhì)化不充分。另一 方面，若回火溫度超過50(TC，則硬質(zhì)第二相過于軟質(zhì)化而不能確保強度，或滲碳體過于粗 大化，延伸凸緣性劣化。另外，若回火時間超過1200s，則生產(chǎn)率降低，因此不為優(yōu)選。
[0155] 回火溫度的更優(yōu)選的范圍是320?480°C，回火保持時間的更優(yōu)選的范圍是120? 600s〇
[0156] 【實施例】
[0157] 熔煉下述表1所示這樣各種成分的鋼，制成厚度120_的鋼錠。對其進行熱軋而 達到厚度25mm后，以下述表2?4所示的各種制造條件，再度進行熱乳而成為厚度3. 2mm， 對其酸洗后，再冷軋至厚度I. 6mm，其后實施熱處理（參照圖1所示的熱處理模式）。
[0158] 還有，表1中的Acl和Ac3使用下述式1和式2求得（參照幸田成康監(jiān)譯，"萊斯 利鐵鋼材料學(xué)"，丸善株式會社，1985年，p. 273)。
[0159] 式 I :Acl CC )= 723+29. I [Si]-10. 7 [Μη]+16. 9 [Cr]-16. 9 [Ni]
[0160] 式 2 :Ac3CC ) = 910-203 V [C]+44. 7[Si]+31. 5[Μο]-15· 2[Ni]
[0161] 其中，□表示各元素的含量（質(zhì)量％ )。
[0162] [表 1]

【權(quán)利要求】
1. 一種強度和延展性的偏差小的高強度冷軋鋼板，其特征在于，具有如下成分組成： 以質(zhì)量％計分別含有 C :0? 10 ?0? 25%、 Si :0? 5 ?2. 0%、 Mn :1. 0 ?3. 0%、 P :0. 1%以下但不含0%、 S :0.01%以下但不含0%、 A1 :0. 01 ?0. 05%、 N:0.01%以下但不含0%， 余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 并具有如下組織： 以面積率計，含有20?50%的作為軟質(zhì)第一相的鐵素體； 余量由作為硬質(zhì)第二相的回火馬氏體和/或回火貝氏體構(gòu)成， 所述鐵素體的全部粒子之中，平均粒徑為10?25 y m的粒子的合計面積占所述鐵素體 的全部粒子的合計面積的80%以上，并且， 存在于所述鐵素體的全部粒子內(nèi)的、當(dāng)量圓直徑為0. 3 以上的滲碳體粒子的分散 狀態(tài)是，每1 U m2所述鐵素體中有超過0. 15個且在1. 0個以下， 抗拉強度為980MPa以上。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的強度和延展性的偏差小的高強度冷軋鋼板，其中，成分組成 以質(zhì)量％計還含有下述（A)?（C)組中的至少1組： (A) Cr :0? 01 ?1. 0% ; (B) Mo :0? 01 ?1. 0%、Cu :0? 05 ?1. 0%、Ni :0? 05 ?1. 0%中的一種或兩種以上； (C) Ca :0? 0001 ?0? 01%、Mg :0? 0001 ?0? 01%、Li :0? 0001 ?0? 01%、REM :0? 0001 ? 0. 01 %中的一種或兩種以上。
3. -種強度和延展性的偏差小的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，對具有權(quán) 利要求1或2所示的成分組成的鋼材，以下述⑴?⑷所示的各條件，熱軋后進行冷軋， 之后進行退火，再進行回火， (1) 熱軋條件 終軋結(jié)束溫度：Ar3點以上， 卷取溫度：600?750°C， (2) 冷軋條件 冷軋率：大于50%且80%以下， (3) 退火條件 在室溫?600°C的溫度區(qū)域，以0.5?5. 0°C /s的第一加熱速度進行升溫，在 600°C?退火溫度的溫度區(qū)域，以第一加熱速度的1/2以下的第二加熱速度進行升溫，以 (Acl+Ac3)/2?Ac3的退火溫度保持3600s以下的退火保持時間后，從退火溫度開始以 1°C /s以上且低于50°C /s的第一冷卻速度緩冷至730°C以下且500°C以上的第一冷卻結(jié)束 溫度后，以50°C /s以上的第二冷卻速度急冷至Ms點以下的第二冷卻結(jié)束溫度， (4) 回火條件 回火溫度：300?500°C 回火保持時間：在300°C?回火溫度的溫度范圍內(nèi)保持60?1200s。
【文檔編號】C21D9/46GK104364407SQ201380027477
【公開日】2015年2月18日 申請日期:2013年5月24日 優(yōu)先權(quán)日:2012年5月29日
【發(fā)明者】增田智一, 梶原桂, 村上俊夫, 三浦正明, 池田宗朗 申請人:株式會社神戶制鋼所