高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明以如下的鋼板為對象，控制從表面至100μm深度為止的鋼板表層部和t/4～3t/4(t為板厚)的中心部的鋼材組織。所述鋼板具有特定的成分組成，并具有以面積率計含有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)成的組織。
【專利說明】高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本申請發(fā)明涉及用于汽車部件等的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。特別是涉及力 學(xué)特性偏差小的高強(qiáng)度冷軋鋼板，或彎曲性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板。

【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，為了兼顧汽車的燃油效率改善、碰撞安全性，作為結(jié)構(gòu)部件的材料，抗拉 強(qiáng)度590MPa以上，進(jìn)一步在780MPa以上，特別是980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板的需求高漲，其 適用范圍廣泛。但是，高強(qiáng)度鋼板與軟鋼相比，因?yàn)榍?qiáng)度和抗拉強(qiáng)度、加工硬化指數(shù)等 力學(xué)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，因此難以確 保沖壓成形品的尺寸精度；為了即使強(qiáng)度發(fā)生偏差仍確保沖壓成形品的必要強(qiáng)度，需要將 鋼板的平均強(qiáng)度設(shè)定得很高，因此沖模的壽命變短。
[0003] 為了解決這樣的課題，針對抑制高強(qiáng)度鋼板的力學(xué)特性的偏差，進(jìn)行了各種各樣 的努力。在高強(qiáng)度鋼板中，上述這樣的力學(xué)特性的偏差發(fā)生的原因，可以追溯到化學(xué)成分的 變動和制造條件的變動，作為減少力學(xué)特性的偏差方法，形成了如下方案。
[0004] [現(xiàn)有技術(shù)1]
[0005] 例如，專利文獻(xiàn)1中公開了這樣一種方法，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兩相組織鋼，在制造此鋼板時，再結(jié)晶退火、回火處 理是以Acl以上、Ac3以下的溫度保持IOs以上，以20°C /s以下的冷卻速度緩冷至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(jìn)行回火，從而 使鋼材的A3點(diǎn)上升，由此提高緩冷結(jié)束時刻的溫度、即急冷開始溫度變動時的上述兩相組 織的穩(wěn)定性，以減少力學(xué)特性的偏差。
[0006][現(xiàn)有技術(shù)2]
[0007] 另外，專利文獻(xiàn)2中公開了這樣一種方法，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(qiáng)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(qiáng)度計算淬火開始 溫度，以求得的淬火開始溫度進(jìn)行淬火，從而減少強(qiáng)度的偏差。
[0008] [現(xiàn)有技術(shù)3]
[0009] 另外，在專利文獻(xiàn)3中公開了這樣一種方法，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(jìn)行了冷軋之后的退火處理中，以大于800°C且低于Ac3 點(diǎn)進(jìn)行30秒?5分鐘均熱后，進(jìn)行一次冷卻到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(jìn)行二次冷卻后，再以450?400°C保持1分鐘 以上，從而改善板寬方向的伸長特性的偏差。
[0010] [現(xiàn)有技術(shù)4]
[0011] 另外，在專利文獻(xiàn)4中公開了這樣一種方法，通過成為如下組織，從而改善高強(qiáng)度 熔融鍍鋅鋼板的拉深成形性，該組織是含有平均晶粒直徑IOym以下的鐵素體相和體積分 率30?90%的馬氏體相，板厚表層硬度對于板厚中心硬度的比為0. 6?1，從鍍層與鋼板 的界面向鋼板側(cè)內(nèi)部進(jìn)展的龜裂和凹部的最大深度為O?20 μ m，龜裂與凹部以外的平滑 部面積率為60 %?100 %的組織。
[0012] 上述現(xiàn)有技術(shù)1的特征在于，通過增加 Al的添加量而提高Ac3點(diǎn)，由此擴(kuò)大Acl? Ac3的兩相溫度域，使該兩相溫度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)明的特征在于，使鋼板表層部與內(nèi)部的硬軟質(zhì)相的 分率和硬度一致，從而抑制因熱處理?xiàng)l件的變化造成的力學(xué)特性的變動。因此，上述現(xiàn)有技 術(shù)1未揭示本申請發(fā)明的技術(shù)性思想。此外，上述現(xiàn)有技術(shù)1中，由于需要增加 Al的添加 量，所以也有鋼板的制造成本上升的問題。
[0013] 另外，上述現(xiàn)有技術(shù)2因?yàn)楦鶕?jù)化學(xué)成分的變化而變更淬火溫度，所以即使強(qiáng)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。
[0014] 另外，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。
[0015] 另外，上述現(xiàn)有技術(shù)4以改善沖壓成形性為目的，使鐵素體相的平均晶粒直徑為 10 μ m以下，將鋼板表層與中心的硬度比規(guī)定為〇. 6?1。但是，因?yàn)樽鳛殍F素體相的晶粒直 徑只以平均值進(jìn)行規(guī)定，所以各個鐵素體晶粒的尺寸的大小有巨大的偏差時，無法預(yù)見沖 壓成形性的改善。另外，雖然規(guī)定了鋼板表層與中心的硬度比，但不能說硬度與硬軟質(zhì)相的 變形能一致。例如，變形能差的回火硬質(zhì)相的分率高時和變形能優(yōu)異的軟質(zhì)相的分率高時， 即使硬度相同，沖壓成形性也會有所不同，因此雖然對于沖壓成形性的改善有效，但可預(yù)想 到其改善的程度會產(chǎn)生偏差。
[0016] 另外，一般來說為了使用高強(qiáng)度鋼板制作汽車用結(jié)構(gòu)部件，會實(shí)施復(fù)雜的沖壓成 形和彎曲加工，但為了對于780MPa以上，特別是980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板也可實(shí)施同樣的 加工，不僅要求延展性、延伸凸緣性，而且還要求有良好的彎曲性。
[0017] 可是，在鋼板的彎曲加工時，分別在彎曲外周表層部沿圓周方向發(fā)生大的拉伸應(yīng) 力，在彎曲內(nèi)周表層部沿圓周方向發(fā)生大的壓縮應(yīng)力。因此，已知通過在鋼板的表層部設(shè)置 軟質(zhì)層來緩和這些應(yīng)力，彎曲性得到改善。作為在這樣的鋼板的表層部設(shè)有軟質(zhì)層的高強(qiáng) 度鋼板，提出了如下的方案。
[0018] [現(xiàn)有技術(shù)5]
[0019] 例如，在專利文獻(xiàn)5中，公開了一種超高強(qiáng)度冷軋鋼板，其含有C 03?0. 2%、 Si:0.05?2%#T、Mn:0.5?3.0%、P:0.1%#T、S :0.01%#T、SolAl:0.01?0.1%、 N :0. 005%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，在鋼板表層具有鐵素體體積率90%以 上，厚度為10?IOOym的軟質(zhì)層，中心部的組織的回火馬氏體體積率為30%以上，余量是 鐵素體相。
[0020] [現(xiàn)有技術(shù)6]
[0021] 另外，在專利文獻(xiàn)6中，公開了一種高強(qiáng)度汽車構(gòu)件，其特征在于，表層的厚度為 Inm?300 μ m，該表層是以鐵素體為主體的脫碳層，內(nèi)層鋼的化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有C : 0· 1?(λ 8%、Mn :0· 5?3%，抗拉強(qiáng)度為980N/mm2以上。
[0022] 在上述現(xiàn)有技術(shù)5中，在退火后首先通過緩冷進(jìn)行鋼板表層的冷卻，其次通過急 冷進(jìn)行鋼板整體的冷卻，通過進(jìn)行將其加以組合的二段冷卻，使組織在表層與中心部不同， 在鋼板表層形成大體上只由鐵素體構(gòu)成的軟質(zhì)層，由此改善彎曲性。但是在該技術(shù)中，退火 中晶粒容易生長，特別是表層與中心部的組織相比，容易形成尺寸不均勻的鐵素體晶粒。若 鐵素體晶粒的尺寸不均勻，則不僅彎曲性本身劣化，而且在強(qiáng)加工部表面會形成顯著的凹 凸，因此還發(fā)生表面性狀也劣化的問題。
[0023] 另外，在上述現(xiàn)有技術(shù)6中，通過成為表層的厚度為Inm?300 μ m且該表層以面 積率計為鐵素體50%以上的脫碳層，從而使熱壓后的脫氫速度飛躍性地增加，會降低對于 延遲斷裂的敏感性。在此，內(nèi)層在熱壓后進(jìn)行急冷而使之相變?yōu)橐择R氏體為主體的組織，熱 壓中即使伴有變形，在冷加工中，因?yàn)楸韺优c內(nèi)層的特性極其不同，所以彎曲加工仍困難。
[0024] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0025] 專利文獻(xiàn)
[0026] 專利文獻(xiàn)1 :日本國特開2007-138262號公報
[0027] 專利文獻(xiàn)2 :日本國特開2003-277832號公報
[0028] 專利文獻(xiàn)3 :日本國特開2000-212684號公報
[0029] 專利文獻(xiàn)4 :日本國特開2008-156734號公報
[0030] 專利文獻(xiàn)5 :日本國特開2005-273002號公報
[0031] 專利文獻(xiàn)6 :日本國特開2006-104546號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0032] 發(fā)明所要解決的課題
[0033] 本申請發(fā)明是為了解決上述問題點(diǎn)而完成的，其課題之一在于，提供一種力學(xué)特 性偏差小的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法（以下稱為課題1)。另外，本申請發(fā)明的另一個 課題在于，提供一種可確保780MPa以上，特別是980MPa以上的抗拉強(qiáng)度，且彎曲性優(yōu)異的 高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法（以下稱為課題2)。
[0034] 用于解決課題的手段
[0035] 第一發(fā)明是一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，具有如下成分組成：分別含有
[0036] C :0· 05 ?0· 30 質(zhì)量％、
[0037] Si :3. 0質(zhì)量％以下（不含0質(zhì)量％ )、
[0038] Mn :0· 1 ?5. 0 質(zhì)量％、
[0039] P :0· 1質(zhì)量％以下（不含0質(zhì)量％ )、
[0040] S :0· 02質(zhì)量％以下（不含0質(zhì)量％ )、
[0041] Al :0· 01 ?I. 0 質(zhì)量％、
[0042] N :0· 01質(zhì)量％以下（不含0質(zhì)量％ )，
[0043] 余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0044] 并具有如下組織：
[0045] 以面積率計含有20?50%的作為軟質(zhì)第一相的鐵素體，
[0046] 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，
[0047] 從鋼板表面至深度100 μ m的鋼板表層部的鐵素體的面積率V a s與t/4?3t/4 (t 為板厚）的中心部的鐵素體的面積率Vct c之差Δ Va = Va s-Va c低于10%，并且所述鋼 板表層部的硬度Hvs與所述中心部的硬度Hvc之比RHv = Hvs/Hvc為0. 75?1. 0。
[0048] 第二發(fā)明是一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，具有如下成分組成：
[0049] 分別含有
[0050] C :0· 05 ?0· 30 質(zhì)量％、
[0051] Si :3.0質(zhì)量％以下（不含0質(zhì)量％ )、
[0052] Mn :0· 1 ?5. 0 質(zhì)量％、
[0053] P :0· 1質(zhì)量％以下（不含0質(zhì)量％ )、
[0054] S :0· 02質(zhì)量％以下（不含0質(zhì)量％ )、
[0055] Al :0· 01 ?I. 0 質(zhì)量％、
[0056] N :0· 01質(zhì)量％以下（不含0質(zhì)量％ )，
[0057] 余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0058] 并具有如下組織：
[0059] 以面積率計含有20?50%的作為軟質(zhì)第一相的鐵素體，
[0060] 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，
[0061] 從鋼板表面至深度100 μ m的鋼板表層部的鐵素體的面積率Va S與t/4?3t/4(t 為板厚）的中心部的鐵素體的面積率Vct c之差A(yù)Va = Va s-Va c為10?50%，并且所 述鋼板表層部的鐵素體的平均粒徑為IOym以下。
[0062] 第三發(fā)明是在根據(jù)第一或第二發(fā)明所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板中，成分組成還含有下 述（a)?（c)組中的至少1組：
[0063] (a)Cr :0· 01 ?I. 0 質(zhì)量％ ;
[0064] (b)Mo :0· 01 ?I. 0 質(zhì)量％、Cu :0· 05 ?I. 0 質(zhì)量％、Ni :0· 05 ?I. 0 質(zhì)量％ 中的 一種以上；
[0065] (c)Ca :0· 0001 ?0· 01 質(zhì)量％、Mg :0· 0001 ?0· 01 質(zhì)量％、Li :0· 0001 ?0· 01 質(zhì) 量％、REM :0. 0001?0. 01質(zhì)量％中的一種以上。
[0066] 第四發(fā)明是第一發(fā)明所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，以下述 (Al)?（A4)所示的各條件，熱軋后進(jìn)行冷軋，其后退火，再進(jìn)行回火。
[0067] (Al)熱軋條件
[0068] 終軋結(jié)束溫度：Ar3點(diǎn)以上
[0069] 卷取溫度：大于600°C且750°C以下
[0070] (A2)冷軋條件
[0071] 冷軋率：大于50 %且80%以下
[0072] (A3)退火條件
[0073] 以Acl以上且低于（Acl+Ac3)/2的退火溫度保持3600s以下的退火保持時間后， 以1°C /s以上且低于50°C /s的第一冷卻速度從退火溫度緩冷至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(diǎn)以下的第二冷卻結(jié)束 溫度。
[0074] (A4)回火條件
[0075] 回火溫度：300?500°C
[0076] 回火保持時間：在300°C?回火溫度的溫度范圍內(nèi)保持60?1200s
[0077] 第五發(fā)明是第二發(fā)明所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，以下述 (BI)?（B4)所示的各條件，熱軋后進(jìn)行酸洗并冷軋，其后進(jìn)行退火，再進(jìn)行回火。
[0078] (BI)熱軋條件
[0079] 終軋結(jié)束溫度=Ar3點(diǎn)以上
[0080] 卷取溫度：600?750 ?
[0081] (B2)冷軋條件
[0082] 冷軋率：20?50%
[0083] (B3)退火條件
[0084] 以（Acl+Ac3)/2?Ac3的退火溫度保持3600s以下的退火保持時間后，以1°C /s 以上且低于50°C/s的第一冷卻速度從退火溫度緩冷至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(diǎn)以下的第二冷卻結(jié)束溫度。
[0085] (B4)回火條件
[0086] 回火溫度：300?500°C
[0087] 回火保持時間：在300°C?回火溫度的溫度范圍內(nèi)保持60?1200s
[0088] 發(fā)明效果
[0089] 根據(jù)本申請發(fā)明，在由作為軟質(zhì)第一相的鐵素體與作為硬質(zhì)第二相的回火馬氏體 和/或回火貝氏體所構(gòu)成的復(fù)相組織鋼中，通過將鋼板表層部與中心部的鐵素體面積率的 差和硬度比均控制在規(guī)定范圍內(nèi)，能夠提供力學(xué)特性偏差小的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。 另外，根據(jù)本發(fā)明，在由作為軟質(zhì)第一相的鐵素體與作為硬質(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，通過將鋼板表層部與中心部的鐵素體的面積率之差控制 在規(guī)定范圍內(nèi)，并且使鋼板表層部的鐵素體微細(xì)化，能夠提供既可確保980MPa以上的抗拉 強(qiáng)度，且彎曲性又確實(shí)優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0090] 圖1是實(shí)施例1的發(fā)明鋼板與比較鋼板的截面組織照片。
[0091] 圖2是實(shí)施例2的發(fā)明鋼板與比較鋼板的截面組織照片。

【具體實(shí)施方式】
[0092] 本申請發(fā)明人為了解決所述課題1及課題2,著眼于具有由作為軟質(zhì)第一相的鐵 素體與作為硬質(zhì)第二相的回火馬氏體和/或回火貝氏體（以下也有時統(tǒng)稱為"回火馬氏體 等"。）構(gòu)成的復(fù)相組織的高強(qiáng)度鋼板，對于減小其力學(xué)特性的偏差的方法進(jìn)行研究。
[0093] 以下，對于解決了課題1和課題2的本申請發(fā)明依次進(jìn)行說明。
[0094] 首先，對于解決了所述課題1(提供力學(xué)特性偏差小的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造 方法）的本申請發(fā)明進(jìn)行說明。
[0095] 還有，在以下的說明中，有時分別將"力學(xué)特性"稱為"特性"，將"力學(xué)特性的偏差" 稱為"特性偏差"。
[0096] 為了抑制特性偏差，若從微觀上看，則減少軟質(zhì)第一相（也僅稱為"軟質(zhì)相"。）和 硬質(zhì)第二相（也僅稱為"硬質(zhì)相"。）的硬度的差異是有效的。另一方面，若從宏觀上看，則 減小鋼板的厚度方向的特性的差異，即減小材質(zhì)的差異是有效的。
[0097] 但是，若僅從微觀的觀點(diǎn)，即僅減小硬軟質(zhì)相的硬度的差異，則如上述現(xiàn)有技術(shù)4 所說明的那樣，由于兩相的變形能的互不相同，在兩相的分率發(fā)生變化時會產(chǎn)生特性偏差。 [0098] 因此，本申請發(fā)明人認(rèn)為，從宏觀的觀點(diǎn)，即減少鋼板厚度方向的材質(zhì)的差異的方 法對于特性偏差的抑制更為有效，并對于減小鋼板厚度方向的材質(zhì)的差異的手段進(jìn)行研 究。
[0099] 作為具體的手段，使構(gòu)成表層部和內(nèi)部（中心部）的硬軟質(zhì)相的分率，以及表層部 與內(nèi)部（中心部）的硬度盡可能一致是有效的。
[0100] 通過成為這樣的組織，在特性的評價方法和實(shí)際的加工方法相同的情況下，將能 夠發(fā)揮始終相同的特性。
[0101] 但是，為了得到上述這樣的組織，難以利用現(xiàn)有的通常的制造方法來實(shí)現(xiàn)。
[0102] 為了制成上述這樣的組織形態(tài)，作為一例，考慮有如下的方法。即，將熱軋下的高 溫卷取、高冷軋率、兩相域低溫側(cè)的退火加以組合有效。首先，通過提高熱軋后的卷取溫度， 能夠使組織的尺寸整體上變大而均勻，對于形成只有鐵素體+珠光體（α+Ρ)的兩相的組織 也有效。其次，在冷軋時提高冷軋率而實(shí)施強(qiáng)力的加工，能夠使導(dǎo)入表層部與內(nèi)部的應(yīng)變量 大體相同。若冷軋率低，則與內(nèi)部相比，表層部的應(yīng)變?nèi)菀鬃兌?，在鋼板厚度方向容易附?應(yīng)變量的斜度。而提高冷軋率，雖然鋼板厚度方向也會附帶應(yīng)變量的斜度，但能夠?qū)⑵溆绊?抑制得極小。另外，在下道工序的退火中，高應(yīng)變量有效地起作用。即，在退火時，通過冷軋 預(yù)先對鋼板厚度方向整體賦予高應(yīng)變，在加熱時奧氏體的成核得到活化，能夠得到微細(xì)奧 氏體組織。并且在均熱時，從該微細(xì)奧氏體的晶界三相點(diǎn)有鐵素體析出。在此，通過使均熱 溫度為兩相域的低溫側(cè)，可形成尺寸一致的比較大的鐵素體和微細(xì)奧氏體所構(gòu)成的組織。 由此，通過冷卻，鐵素體生長而變得大一些，并且從微細(xì)奧氏體的晶界三相點(diǎn)有新的鐵素體 析出。按照這樣預(yù)先使退火前的組織細(xì)小，雖然在表層部、內(nèi)部溫度歷程均不同，但因?yàn)殍F 素體、奧氏體均成核并活化，所以會顯示出同樣的成核、生長行為。其結(jié)果是，表層部與內(nèi)部 的硬軟質(zhì)相的分率變得大體相同，另外，經(jīng)由組織的形成過程，表層部、內(nèi)部均變成同樣的 組織尺寸，因此硬度也大體相同。
[0103] 具有這樣的組織的鋼板的成形性，在表層部和內(nèi)部，在相同的應(yīng)變條件下大體相 同，顯示出優(yōu)異的特性穩(wěn)定性。
[0104] 于是基于上述思考實(shí)驗(yàn)，實(shí)施了后述[實(shí)施例]中說明的證實(shí)試驗(yàn)，其結(jié)果是能夠 取得確鑿的證據(jù)，因此進(jìn)一步加以研究，直至完成了本申請發(fā)明。
[0105] 以下，首先對發(fā)明鋼板賦予特征的組織進(jìn)行說明。
[0106] 〔發(fā)明鋼板的組織〕
[0107] 如上所述，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(diǎn)為特征，即，鋼板表面部與中心部的鐵素 體分率的差和硬度比受到控制。
[0108] 〈作為軟質(zhì)第一相的鐵素體：以面積率計為20?50% >
[0109] 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。
[0110] 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(qiáng)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）。
[0111] 〈從鋼板表面至100 μ m深度為止的鋼板表層部的鐵素體的面積率V a S與t/4? 3t/4(t為板厚）的中心部的鐵素體的面積率Va c之差A(yù)Va = Vas-Vac :低于10% >
[0112] 這是為了使鋼板表層部和內(nèi)部的鐵素體分率盡可能一致，與統(tǒng)一下述鋼板表層部 和內(nèi)部的硬度相互協(xié)同，宏觀上使鋼板板厚方向的材質(zhì)均質(zhì)，抑制特性偏差。為了得到上述 效果，需要鋼板表層部與中心部的鐵素體的面積率之差A(yù)Va低于10% (優(yōu)選為8%以下， 更優(yōu)選為6%以下）。
[0113] 在此，之所以將鋼板表層部限定為從鋼板表面至100 μ m深度為止的部分，是由于 在通常的制造方法中，這是組織形態(tài)特別容易變化的區(qū)域。
[0114] 〈所述鋼板表層部的硬度Hvs與所述中心部的硬度Hvc之比RHv = Hvs/Hvc : 0. 75 ?1. 0>
[0115] 這是為了使鋼板表層部與中心部的硬度盡可能一致，與統(tǒng)一上述鋼板表層部與內(nèi) 部的鐵素體分率相互協(xié)同，宏觀上使鋼板板厚方向的材質(zhì)均質(zhì)，抑制特性偏差。為了得到上 述效果，需要硬度比RHv為0.75以上（優(yōu)選為0.77以上，更優(yōu)選為0.79以上）。但是，若 硬度比RHv超過1. 0,則例如像實(shí)施滲碳處理時這樣表層部比內(nèi)部硬，特性偏差反而變大。
[0116] 以下，對于鋼板厚度全體中的各相的面積率、鋼板表層部和中心部的鐵素體的面 積率，以及鋼板表層部和中心部的硬度的各測定方法進(jìn)行說明。
[0117] 〔鋼板厚度全體中的各相的面積率的測定方法〕
[0118] 首先，關(guān)于鋼板厚度全體中的各相的面積率，是對于各供試鋼板進(jìn)行鏡面研磨，以 3%硝酸乙醇腐蝕液進(jìn)行腐蝕而使金屬組織顯出后，對于大致40 μ mX 30 μ m區(qū)域5個視野， 觀察倍率2000倍的掃描型電子顯微鏡（SEM)像，以點(diǎn)計數(shù)法對1個視野進(jìn)行100點(diǎn)的測定 而求得各鐵素體晶粒的面積，將其合計而求得鐵素體的面積。另外，通過圖像分析，含有滲 碳體的區(qū)域?yàn)榛鼗瘃R氏體和/或回火貝氏體（硬質(zhì)第二相），其余的區(qū)域?yàn)闅埩魥W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。
[0119] 〔鋼板表層部和中心部的鐵素體的面積率〕
[0120] 另外，關(guān)于中心部的鐵素體的面積率，在t/4?3t/4 (t為板厚）的范圍內(nèi)，與上述 〔鋼板厚度全體中的各相的面積率的測定方法〕同樣，求得鐵素體的面積率。
[0121] 另一方面，關(guān)于鋼板表層部的鐵素體的面積率，在從鋼板表面至深度30 μ m的范 圍內(nèi)，對于大致30 μ mX 40 μ m區(qū)域5個視野，與上述〔鋼板厚度全體中的各相的面積率的測 定方法〕同樣，求得鐵素體的面積率。
[0122] 〔鋼板表層部和中心部的硬度的測定方法〕
[0123] 另外，關(guān)于鋼板表層部和中心部的硬度，是使用維氏硬度試驗(yàn)機(jī)，以載荷IOOg的 條件在與軋制方向平行的板厚截面中，針對鋼板表層部即從鋼板表面至〇.〇5mm深度的位 置、中心部即t/4(t :板厚）的位置，分別在與板厚方向垂直的方向上測定5點(diǎn)的硬度，將這 5點(diǎn)的測定值進(jìn)行算術(shù)平均而求得。
[0124] 接下來，對于構(gòu)成本申請的發(fā)明鋼板的成分組成進(jìn)行說明。以下，化學(xué)成分的單位 均為質(zhì)量％。
[0125] 〔發(fā)明鋼板的成分組成〕
[0126] C :0.05 ?0.30%
[0127] C影響硬質(zhì)第二相的面積率，進(jìn)而影響鐵素體的面積率，是對強(qiáng)度、延伸率和延伸 凸緣性產(chǎn)生影響的重要的元素。低于0.05%時不能確保強(qiáng)度。另一方面，大于0.30%時焊 接性劣化。C含量的范圍優(yōu)選為0. 10?0. 25%，更優(yōu)選為0. 14?0. 20%。
[0128] Si :3· 0% 以下（不含 0% )，
[0129] 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。大于3. 0%時，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。Si含量的范圍優(yōu)選為0. 50?2. 5%，更優(yōu)選為I. 0?2. 2%。
[0130] Mn :0.1 ?5.0%
[0131] 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，因此有助于兼顧延伸率和延伸凸緣性。另外，也有提高淬火性，從而 擴(kuò)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， 因此不能兼顧延伸率和延伸凸緣性，另一方面，若超過5. 0%，則逆相變溫度過低，不能再 結(jié)晶，因此不能確保強(qiáng)度與延伸率的平衡。Mn含量的范圍優(yōu)選為0. 5?2. 5%，更優(yōu)選為 1. 2 ?2. 2%。
[0132] P :0· 1% 以下（不含 0% )
[0133] P作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，通過固溶強(qiáng)化而有助于強(qiáng)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。
[0134] S :0· 02% 以下（不含 0% )
[0135] S也作為雜質(zhì)元素不可避免地存在，形成MnS夾雜物，擴(kuò)孔時成為龜裂的起點(diǎn)而使 延伸凸緣性降低，因此為〇. 02%以下。優(yōu)選為0. 018%以下，更優(yōu)選為0. 016%以下。
[0136] Al :0.01 ?1.0%
[0137] Al作為脫氧元素被添加，具有使夾雜物微細(xì)化的效果。另外，其與N結(jié)合而形 成A1N，使有助于發(fā)生應(yīng)變時效的固溶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，因此引起應(yīng)變時效，不能確保延伸率和延伸凸緣性，另一方 面，大于1.0%時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。
[0138] N :0· 01% 以下（不含 0% )
[0139] 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，為0.01 %以下。
[0140] 本申請發(fā)明的鋼基本地含有上述成分，余量實(shí)質(zhì)上是鐵和雜質(zhì)，除此以外，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。
[0141] Cr :0.01 ?L 0%
[0142] Cr是通過抑制滲碳體的生長，而能夠改善延伸凸緣性的有用的元素。添加低于 0.01 %時，不能有效地發(fā)揮上述這樣的作用，另一方面，添加大于1.0%時，會形成粗大的 Cr7C3，延伸凸緣性劣化。
[0143] Mo :0· 01 ?I. 0%、Cu :0· 05 ?I. 0%、Ni :0· 05 ?L 0%中的一種或兩種以上
[0144] 這些元素是通過固溶強(qiáng)化不使成形性劣化而對于改善強(qiáng)度有用的元素。各元素 添加低于上述各下限值時，均不能有效地發(fā)揮上述這樣的作用，另一方面，各元素添加超過 I. O%時，均使成本變得過高。
[0145] 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
[0146] 這些元素是使夾雜物微細(xì)化，使斷裂的起點(diǎn)減少，對于提高延伸凸緣性是有用的 元素。各元素添加低于0. 0001 %時，均不能有效地發(fā)揮上述這樣的作用，另一方面，各元素 添加超過0. 01 %時，均使夾雜物粗大化，延伸凸緣性降低。
[0147] 還有，REM是指稀土元素，即元素周期表的3A族元素。
[0148] 接著，以下說明用于得到上述發(fā)明鋼板的制造方法。
[0149] 〔發(fā)明鋼板的制造方法〕
[0150] 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，成為鑄錠或通 過連續(xù)鑄造成為板坯之后進(jìn)行熱軋，酸洗后進(jìn)行冷軋。
[0151] [熱軋條件]
[0152] 作為熱軋條件，可以將終軋的結(jié)束溫度設(shè)定在Ar3點(diǎn)以上，適當(dāng)進(jìn)行冷卻后，在高 于600°C且750°C以下的范圍內(nèi)卷取。
[0153] 〈卷取溫度：高于600°C且750°C以下〉
[0154] 通過卷取溫度達(dá)到稍高的高于600°C (更優(yōu)選為620°C以上，特別優(yōu)選為640°C以 上），能夠使組織的尺寸整體上變大而均勻，并且能夠成為只有鐵素體+珠光體（α +P)的兩 相的組織。但是，若過度提高卷取溫度，則熱軋板的組織尺寸變得過大，因此為750°C以下 (更優(yōu)選為730°C以下，特別優(yōu)選為710°C以下）。
[0155] [冷軋條件]
[0156] 作為冷軋條件，可以使冷態(tài)軋制率（以下也稱為"冷軋率"。）為大于50%且80% 以下的范圍。
[0157] 〈冷軋率：大于50 %且80%以下〉
[0158] 通過使冷軋率大于50% (更優(yōu)選為55%以上），在冷軋時施加強(qiáng)力的加工，能夠使 導(dǎo)入到表層部與內(nèi)部的應(yīng)變量大體上相同。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，因此為80%以下（更優(yōu)選為75%以下）。
[0159] 然后，上述冷軋后接著進(jìn)行退火，再進(jìn)行回火。
[0160] [退火條件]
[0161] 作為退火條件，優(yōu)選以Acl以上且低于（Acl+Ac3)/2的退火溫度保持3600s以下 的退火保持時間后，以l°c /s以上且低于50°C /s的第一冷卻速度（緩冷速度），從退火溫度 緩冷至730°C以下且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(diǎn)以下的第二冷卻結(jié)束溫度（急冷結(jié)束溫度）。
[0162] 〈以Acl以上且低于（Acl+Ac3)/2的退火溫度保持3600s以下的退火保持時間〉
[0163] 這是為了通過在兩相域的低溫側(cè)進(jìn)行均熱，從而形成使尺寸統(tǒng)一的比較大的鐵素 體和微細(xì)奧氏體所構(gòu)成的組織。
[0164] 退火溫度低于Acl時，不會相變成奧氏體，得不到規(guī)定的兩相組織，另一方面，若 退火溫度達(dá)到（Acl+Ac3)/2以上，則表層部的鐵素體過度生長，表層部與內(nèi)部的鐵素體分 率和硬度的差異過大，特性的偏差增加。
[0165] 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 間的更優(yōu)選的下限是60s。使加熱時間長時間化，能夠進(jìn)一步除去鐵素體中的應(yīng)變。
[0166] 〈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〉
[0167] 這是為了通過使肩降式冷卻（肩落冷卻）時成核的鐵素體的尺寸與在上述兩相 域生成的鐵素體為大體相同的尺寸，并且將其合并在一起形成以面積率計為20?50%的 鐵素體組織，從而在確保延伸凸緣性的狀態(tài)下實(shí)現(xiàn)延伸率的改善。
[0168] 在低于500°C的溫度或低于1°C /s的冷卻速度時，過剩地形成鐵素體，不能確保強(qiáng) 度和延伸凸緣性。
[0169] 〈以50°C /s以上的第二冷卻速度急冷至Ms點(diǎn)以下的第二冷卻結(jié)束溫度〉
[0170] 這是為了抑制冷卻中由奧氏體形成鐵素體，得到硬質(zhì)第二相。
[0171] 若在比Ms點(diǎn)高的溫度下結(jié)束急冷或冷卻速度低于50°C /s，則過剩地形成貝氏體， 不能確保鋼板的強(qiáng)度。
[0172] [回火條件]
[0173] 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)停留回火保持時間：60?1200s后進(jìn)行冷卻即可。
[0174] 這是因?yàn)?，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，作為上述退火時到鐵素體中的固溶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(xì)的滲碳體粒子粗大化而使硬質(zhì)第二相的硬度降低。
[0175] 回火溫度低于300°C或回火時間低于60s時，表面與內(nèi)部的加熱狀態(tài)不均勻，表面 與內(nèi)部的硬度差變大，特性偏差變大。另一方面，若回火溫度超過500°C，則硬質(zhì)第二相過 于軟質(zhì)化而不能確保強(qiáng)度，或滲碳體過于粗大化而延伸凸緣性劣化。另外，若回火時間超過 1200s，則生產(chǎn)率降低，因此不為優(yōu)選。
[0176] 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
[0177] 接下來，對于解決了所述課題2 (彎曲性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法）的 本申請發(fā)明進(jìn)行說明。
[0178] 彎曲加工時作為裂紋的起點(diǎn)的主要是軟質(zhì)相與硬質(zhì)相的界面。因此，作為使彎曲 性提高的手段之一，考慮有減少軟質(zhì)相與硬質(zhì)相的硬度之差的方法。
[0179] 但是，即使減小兩相的硬度之差，因?yàn)檐涃|(zhì)相與硬質(zhì)相源本的變形能不同，所以僅 僅只是減小兩相的硬度之差，仍得不到彎曲性的顯著的改善效果。
[0180] 本發(fā)明人認(rèn)為，支配彎曲性的是相的延展性與來自周圍的相的變形拘束的平衡。
[0181] 即，在現(xiàn)有的高強(qiáng)度鋼板中，承擔(dān)延展性的軟質(zhì)相的周圍的硬質(zhì)相拘束軟質(zhì)相的 變形，因此軟質(zhì)相不能充分地發(fā)揮延展性，其結(jié)果是，在軟質(zhì)相與硬質(zhì)相的界面發(fā)生剝離， 得不到充分的彎曲性。
[0182] 因此，為了緩和該硬質(zhì)相對軟質(zhì)相的拘束，考慮使軟質(zhì)相的比例增加，使硬質(zhì)相減 少。但是，為了確保強(qiáng)度，需要存在一定程度的硬質(zhì)相。為了兼顧這些，在鋼板表層部（以 下，也僅稱為"表層部"。）與內(nèi)部（中心部）對軟質(zhì)相的比例賦予斜度。
[0183] 在上述現(xiàn)有技術(shù)5、6中，在退火時脫碳而使表面附近的軟質(zhì)相增加，但在該方法 中，因?yàn)楸韺硬颗c內(nèi)部的組織極其不同，所以不能取得優(yōu)異的彎曲性。
[0184] 因此，通過以下的方法對表層部與內(nèi)部的軟質(zhì)相的比例賦予斜度。
[0185] 首先，提高￠00?750°C)熱軋最終溫度（卷取溫度），使熱軋板表層部發(fā)生晶界 氧化。其次，以酸洗除去該晶界氧化，由此在表面形成凹凸。隨后進(jìn)行冷軋，表面形成有凹 凸的部分在表面附近被導(dǎo)入更多的應(yīng)變，作為其結(jié)果，是能夠從表層部到內(nèi)部形成應(yīng)變分 布。但是，若冷軋率過高，則得不到上述凹凸帶來的效果，而是被均勻地導(dǎo)入應(yīng)變，因此需要 冷軋率處于適正范圍（20?50% )。
[0186] 對于應(yīng)變被大量導(dǎo)入的表層部而言，在退火加熱時奧氏體相變被促進(jìn)，大量的奧 氏體成核，在這些微細(xì)奧氏體之間殘存有細(xì)小的鐵素體。此外，在均熱、緩冷時，更多的鐵素 體從上述微細(xì)奧氏體成核。
[0187] 其結(jié)果是，在表層部，鐵素體變得微細(xì)，并且鐵素體分率比內(nèi)部能夠有所增加。
[0188] 若對于具有這樣的組織的鋼板進(jìn)行彎曲加工，則相比內(nèi)部，在表層部受到列嚴(yán)苛 的拉伸、壓縮變形，但由于軟質(zhì)相的微細(xì)化且其增加帶來的效果，從而顯示出優(yōu)異的彎曲 性。
[0189] 于是基于上述思考實(shí)驗(yàn)，實(shí)施了后述[實(shí)施例]中說明的證實(shí)試驗(yàn)，其結(jié)果是能夠 取得確鑿的證據(jù)，因此進(jìn)一步加以研究，直至完成了本申請發(fā)明。
[0190] 以下，首先對發(fā)明鋼板賦予特征的組織進(jìn)行說明。
[0191] 〔發(fā)明鋼板的組織〕
[0192] 如上所述，發(fā)明鋼板以作為軟質(zhì)第一相的鐵素體和作為硬質(zhì)第二相的回火馬氏體 等所構(gòu)成的復(fù)相組織為基礎(chǔ)，但特別以如下這點(diǎn)為特征，即，鋼板表面部與中心部的鐵素體 分率的差和鋼板表面部的鐵素體粒徑受到控制。
[0193] 〈作為軟質(zhì)第一相的鐵素體：以面積率計為20?50% >
[0194] 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。
[0195] 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(qiáng)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）。
[0196] 〈從鋼板表面至100 μ m深度為止的鋼板表層部的鐵素體的面積率V a s與t/4? 3t/4(t為板厚）的中心部的鐵素體的面積率Va c之差A(yù)Va = Va s-Va c : 10?50% >
[0197] 這是為了使鋼板表層部的鐵素體的面積率高于內(nèi)部，從而緩和彎曲加工時施加到 表層部的拉伸、壓縮應(yīng)力而改善彎曲性。鋼板表層部與中心部的鐵素體的面積率之差Λ Va 低于10%時，施加到表層部的拉伸、壓縮應(yīng)力的緩和作用無法充分發(fā)揮，得不到彎曲性的改 善效果。另一方面，若AVa超過50%，則鐵素體晶粒直徑容易變得不均勻，彎曲性劣化。 AVa的優(yōu)選的范圍是15?45%，更優(yōu)選的范圍是20?40%。
[0198] 在此，之所以將鋼板表層部限定為從鋼板表面至100 μ m深度為止的部分，是由于 若使鐵素體增加直至超過100 μ m的深度，則難以確保強(qiáng)度。
[0199] 〈所述鋼板表層部的鐵素體的平均粒徑：10 μ m以下〉
[0200] 這是為了使鋼板表層部的鐵素體微細(xì)化，從而使鐵素體晶粒的尺寸均勻而改善彎 曲性。若鋼板表層部的鐵素體的平均粒徑超過10 μ m，則彎曲性劣化。上述鐵素體的平均粒 徑的優(yōu)選的范圍是9μπι以下，更優(yōu)選的范圍是8μπι以下。
[0201] 以下，對于鋼板厚度全體中的各相的面積率、鋼板表層部和中心部的鐵素體的面 積率，以及鋼板表層部的鐵素體的平均粒徑的各測定方法進(jìn)行說明。
[0202] 〔鋼板厚度全體中的各相的面積率的測定方法〕
[0203] 首先，關(guān)于鋼板厚度全體中的各相的面積率，是對于各供試鋼板進(jìn)行鏡面研磨，以 3%硝酸乙醇腐蝕液進(jìn)行腐蝕而使金屬組織顯出后，對于大致40 μ mX 30 μ m區(qū)域5個視野， 觀察倍率2000倍的掃描型電子顯微鏡（SEM)像，以點(diǎn)計數(shù)法對1個視野進(jìn)行100點(diǎn)的測定 而求得各鐵素體晶粒的面積，將其合計而求得鐵素體的面積。另外，通過圖像分析，含有滲 碳體的區(qū)域?yàn)榛鼗瘃R氏體和/或回火貝氏體（硬質(zhì)第二相），其余的區(qū)域?yàn)闅埩魥W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。
[0204] 〔鋼板表層部和中心部的鐵素體的面積率〕
[0205] 另外，關(guān)于中心部的鐵素體的面積率，在t/4?3t/4(t為板厚）的范圍內(nèi)，與上述 〔鋼板厚度全體中的各相的面積率的測定方法〕同樣，求得鐵素體的面積率。
[0206] 另一方面，關(guān)于鋼板表層部的鐵素體的面積率，在從鋼板表面至深度30 μ m的范 圍內(nèi)，對于大致30 μ mX 40 μ m區(qū)域5個視野，與上述〔鋼板厚度全體中的各相的面積率的測 定方法〕同樣，求得鐵素體的面積率。
[0207] 〔鋼板表層部的鐵素體的平均粒徑的測定方法〕
[0208] 根據(jù)上述鋼板表層部的鐵素體的面積率測定時所測定的各鐵素體晶粒的面積計 算當(dāng)量圓直徑而求得。
[0209] 接下來，以下說明用于得到上述發(fā)明鋼板的制造方法。
[0210] 〔發(fā)明鋼板的制造方法〕
[0211] 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，成為鑄錠或通 過連續(xù)鑄造成為板坯之后進(jìn)行熱軋，酸洗后進(jìn)行冷軋。
[0212] [熱軋條件]
[0213] 作為熱軋條件，可以將終軋的結(jié)束溫度設(shè)定在Ar3點(diǎn)以上，適當(dāng)進(jìn)行冷卻后，在 600?750°C的范圍卷取。
[0214] 〈卷取溫度：600 ?750 ? >
[0215] 使卷取溫度處于稍高的600°C以上（更優(yōu)選為610°C以上），是為了使熱軋板表層 部產(chǎn)生晶界氧化。通過后段的酸洗除去該晶界氧化而在表面形成凹凸后，進(jìn)行冷軋而向表 面附近導(dǎo)入更多的應(yīng)變，再進(jìn)行退火，從而能夠使表層部的鐵素體微細(xì)化且使之增加。但 是，若使卷取溫度過高，則熱軋板的組織尺寸變得過大，因此為750°C以下（更優(yōu)選為700°C 以下）。
[0216] [冷軋條件]
[0217] 作為冷軋條件，可以使冷態(tài)軋制率（以下也稱為"冷軋率"。）為20?50 %的范 圍。
[0218] 〈冷軋率：20 ?50 % >
[0219] 通過使冷軋率為20 %以上（更優(yōu)選為30 %以上），是為了利用通過酸洗除去了晶 界氧化而形成的鋼板表面的凹凸，向表面附近導(dǎo)入更多的應(yīng)變。但是，若過度提高冷軋率， 則應(yīng)變被均勻地導(dǎo)入，因此為50%以下（更優(yōu)選為45%以下）。
[0220] 然后，在上述冷軋后，接著進(jìn)行退火，再進(jìn)行回火。
[0221] [退火條件]
[0222] 作為退火條件，可以在（Acl+Ac3)/2?Ac3的退火溫度保持3600s以下的退火保 持時間后，以1°C /s以上且低于50°C /s的第一冷卻速度（緩冷速度），從退火溫度緩冷至 730°C以下且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(diǎn)以下的第二冷卻結(jié)束溫度（急冷結(jié)束溫度）。
[0223] 〈以（Acl+Ac3) /2?Ac3的退火溫度保持3600s以下的退火保持時間〉
[0224] 這是為了通過在兩相域的高溫側(cè)保持，使奧氏體容易成核，使細(xì)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充分量的硬質(zhì) 第二相。
[0225] 退火溫度低于（Acl+Ac3)/2時，奧氏體相變量不充分，鐵素體容易粗大化，因此延 展性劣化。另一方面，若退火溫度超過Ac3,則鐵素體粗大化，無法在表層與內(nèi)部賦予分率的 差，因此延展性劣化。
[0226] 另外，若退火保持時間超過3600s，則生產(chǎn)率極端惡化，因此不優(yōu)選。退火保持時間 的更優(yōu)選的下限為60s。通過使加熱時間長時間化，能夠進(jìn)一步除去鐵素體中的應(yīng)變。
[0227] 〈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〉
[0228] 這是為了使肩降式冷卻時成核的鐵素體的尺寸與上述兩相域生成的鐵素體成為 大體相同的尺寸，并且使其合在一起形成以面積率計為20?50 %的鐵素體組織，從而在確 保延伸凸緣性的狀態(tài)下實(shí)現(xiàn)延伸率的改善。
[0229] 在低于500°C的溫度或低于1°C /s的冷卻速度時，過剩地形成鐵素體，不能確保強(qiáng) 度和延伸凸緣性。
[0230] 〈以50°C /s以上的第二冷卻速度急冷至Ms點(diǎn)以下的第二冷卻結(jié)束溫度〉
[0231] 這是為了抑制在冷卻中從奧氏體形成鐵素體，得到硬質(zhì)第二相。
[0232] 若在比Ms點(diǎn)高的溫度下結(jié)束急冷或冷卻速度低于50°C /s，則過剩地形成貝氏體， 不能確保鋼板的強(qiáng)度。
[0233] [回火條件]
[0234] 為了確?？估瓘?qiáng)度980MPa以上，將回火溫度設(shè)為500°C以下。另外，若回火溫度 低則強(qiáng)度變高，但延伸率和擴(kuò)孔率（延伸凸緣性）降低，因此使回火溫度為300°C以上。另 夕卜，關(guān)于這時的回火保持時間為60?1200s，隨后冷卻即可。
[0235] 還有，關(guān)于構(gòu)成解決了所述課題2的本申請發(fā)明的鋼板的成分組成，與解決了所 述課題1的本申請發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板同樣。
[0236] 實(shí)施例
[0237] [實(shí)施例1]:解決所述課題1的本申請發(fā)明的實(shí)施例
[0238] 按照下述表1和表2所示的方式熔煉各種成分的鋼，制成厚度120mm的鋼錠。對 其進(jìn)行熱軋而達(dá)到厚度25_后，以下述表3?5所示的各種制造條件，通過再度熱軋而成 為厚度3. 2mm，對其進(jìn)行酸洗后，再冷乳至厚度I. 6mm，其后實(shí)施熱處理。
[0239] 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)。
[0240] 式 I :Acl CC )= 723+29. I [Si]-10. 7 [Μη]+16. 9 [Cr]-16. 9 [Ni]
[0241] 式 2: Ac3 (°C) =910-203, [C] +44.7 [Si] +31.5 [Mo」一15.2 [Ni]
[0242] 其中，□表示各元素的含量（質(zhì)量％ )。
[0243] [表 1]

【權(quán)利要求】
1. 一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，具有以下成分組成：分別含有 C :0? 05 ?0? 30 質(zhì)量％、 Si :3. 0質(zhì)量％以下且不含0質(zhì)量％、 Mn :0? 1 ?5. 0 質(zhì)量％、 P :0. 1質(zhì)量％以下且不含0質(zhì)量％、 S :0. 02質(zhì)量％以下且不含0質(zhì)量％、 A1 :0? 01 ?1. 0 質(zhì)量％、 N :0. 01質(zhì)量％以下且不含0質(zhì)量％， 余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 并具有以下組織： 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， 從鋼板表面至100 U m深度為止的鋼板表層部的鐵素體的面積率V a s與t/4?3t/4 的中心部的鐵素體的面積率Vac之差A(yù) Va =Vas-VaC低于10%，并且所述鋼板表層部 的硬度Hvs與所述中心部的硬度Hvc之比RHv = Hvs/Hvc為0. 75?1. 0,其中t為板厚。
2. -種高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，具有以下成分組成：分別含有 C :0? 05 ?0? 30 質(zhì)量％、 Si :3. 0質(zhì)量％以下且不含0質(zhì)量％、 Mn :0? 1 ?5. 0 質(zhì)量％、 P :0. 1質(zhì)量％以下且不含0質(zhì)量％、 S :0. 02質(zhì)量％以下且不含0質(zhì)量％、 A1 :0? 01 ?1. 0 質(zhì)量％、 N :0. 01質(zhì)量％以下且不含0質(zhì)量％， 余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 并具有以下組織： 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， 從鋼板表面至100 U m深度為止的鋼板表層部的鐵素體的面積率V a s與t/4?3t/4 的中心部的鐵素體的面積率Vac之差A(yù) Va =Vas-Vac為10?50%，并且所述鋼板表 層部的鐵素體的平均粒徑為10 um以下，其中t為板厚。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，成分組成還含有下述（a)?（c) 組中的至少1組， (a) Cr :0? 01 ?1. 0 質(zhì)量％ ; (b) Mo :0? 01 ?1. 0 質(zhì)量％、Cu :0? 05 ?1. 0 質(zhì)量％、Ni :0? 05 ?1. 0 質(zhì)量％中的一種 以上； (c) Ca :0? 0001 ?0? 01 質(zhì)量％、Mg :0? 0001 ?0? 01 質(zhì)量％、Li :0? 0001 ?0? 01 質(zhì)量％、 REM :0. 0001?0. 01質(zhì)量％中的一種以上。
4. 一種高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，是權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼 板的制造方法，以下述（A1)?（A4)所示的各條件，熱軋后進(jìn)行冷軋，其后退火，再進(jìn)行回 火， (A1)熱軋條件 終軋結(jié)束溫度：Ar3A以上； 卷取溫度：大于600°C且750°C以下； (A2)冷軋條件 冷軋率：大于50 %且80%以下； (A3)退火條件 以Acl以上且低于（Acl+Ac3)/2的退火溫度保持3600s以下的退火保持時間后，以 1°C /s以上且低于50°C /s的第一冷卻速度從退火溫度緩冷至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(diǎn)以下的第二冷卻結(jié)束溫 度； (A4)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。
5. -種高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，是權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)度冷軋鋼 板的制造方法，以下述（B1)?（B4)所示的各條件，熱軋后進(jìn)行酸洗并冷軋，其后進(jìn)行退火， 再進(jìn)行回火， (B1)熱軋條件 終軋結(jié)束溫度：Ar3A以上； 卷取溫度：600?750°C ; (B2)冷軋條件 冷軋率：20?50% ; (B3)退火條件 以（Acl+Ac3)/2?Ac3的退火溫度保持3600s以下的退火保持時間后，以1°C /s以上 且低于50°C/s的第一冷卻速度從退火溫度緩冷至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(diǎn)以下的第二冷卻結(jié)束溫度； (B4)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】C21D9/46GK104364403SQ201380027742
【公開日】2015年2月18日 申請日期:2013年5月29日 優(yōu)先權(quán)日:2012年5月31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