本發(fā)明涉及具有高屈強(qiáng)比的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法，尤其涉及適合作為汽車等的構(gòu)造部件的構(gòu)件的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板。
背景技術(shù)：
近年，出于環(huán)境問題的加重而CO2排出限制嚴(yán)格化，在汽車領(lǐng)域中面向燃料效率提高的車身輕量化成為課題。因此，正在推行通過對(duì)汽車部件應(yīng)用高強(qiáng)度鋼板實(shí)現(xiàn)的薄壁化，尤其是推行抗拉強(qiáng)度(TS)為1180MPa以上的高強(qiáng)度冷軋鋼板的應(yīng)用。
對(duì)汽車的構(gòu)造用構(gòu)件、加強(qiáng)用構(gòu)件所使用的高強(qiáng)度鋼板要求優(yōu)異的成形性。尤其是對(duì)于具有復(fù)雜形狀的部件所使用的高強(qiáng)度鋼板，不僅要求伸長(zhǎng)率(elongation)或拉伸翻邊性能(stretch flangeability，以下稱為擴(kuò)孔性)這樣的特性優(yōu)異，還要求雙方都優(yōu)異。再有，對(duì)構(gòu)造用構(gòu)件、加強(qiáng)用構(gòu)件等的汽車用部件要求優(yōu)異的沖擊吸收能量特性。為使汽車用部件的沖擊吸收能量特性提高，提高作為坯料的鋼板的屈強(qiáng)比是有效的。使用了屈強(qiáng)比高的鋼板的汽車用部件能夠以低變形量高效率地吸收沖擊能量。此外，在此，所謂屈強(qiáng)比(YR)是表示屈服應(yīng)力(YS)相對(duì)于抗拉強(qiáng)度(TS)之比的值，以YR＝Y(jié)S/TS表示。另外，TS為1180MPa以上的鋼板存在因從使用環(huán)境侵入的氫而產(chǎn)生延遲斷裂(氫脆性)的隱患。因此，為了應(yīng)用TS為1180MPa以上的高強(qiáng)度鋼板，需要高沖壓成形性和優(yōu)異的耐延遲斷裂特性。
以往，作為兼具成形性和高強(qiáng)度的高強(qiáng)度薄鋼板，已知有鐵素體·馬氏體組織的雙相鋼(DP鋼)。例如，在專利文獻(xiàn)1中公開了特征如下的伸長(zhǎng)率和拉伸翻邊性能的平衡優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其具有規(guī)定的成分組成，且具有如下組織，即以面積率計(jì)含有70％以上(包括100％)的硬度超過380Hv且為450Hv以下的回火馬氏體，剩余部分為鐵素體，所述回火馬氏體中的滲碳體粒子的分布狀態(tài)為，當(dāng)量圓直徑為0.02μm以上且小于0.1μm的滲碳體粒子在每1μm2的所述回火馬氏體中為20個(gè)以上，當(dāng)量圓直徑為0.1μm以上的滲碳體粒子在每1μm2的所述回火馬氏體中為1.5個(gè)以下。專利文獻(xiàn)1中記載了如下內(nèi)容，在由鐵素體和回火馬氏體形成的雙相組織中，通過適當(dāng)控制回火馬氏體的硬度及其面積率、以及該回火馬氏體中的滲碳體粒子的分布狀態(tài)，能夠在確保拉伸翻邊性能和伸長(zhǎng)率的平衡的同時(shí)，使抗拉強(qiáng)度提高。
另外，在專利文獻(xiàn)2中，作為加工性和耐延遲斷裂特性優(yōu)異的鋼板，公開了特征如下的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其具有含有V：0.001～1.00％的規(guī)定的成分組成，且具有如下組織，即以面積率計(jì)含有50％以上(包括100％)的回火馬氏體，剩余部分為鐵素體，所述回火馬氏體中的析出物的分布狀態(tài)為，當(dāng)量圓直徑為1～10nm的析出物在每1μm2的所述回火馬氏體中為20個(gè)以上，當(dāng)量圓直徑為20nm以上的含有V的析出物在每1μm2的所述回火馬氏體中為10個(gè)以下。專利文獻(xiàn)2記載了如下內(nèi)容，在回火馬氏體單相組織或由鐵素體和回火馬氏體形成的雙相組織中，通過適當(dāng)?shù)乜刂苹鼗瘃R氏體的面積率、以及該回火馬氏體中析出的含有V的析出物的分布狀態(tài)，能夠在確保耐氫脆特性的同時(shí)，改善拉伸翻邊性能。
另外，作為兼具高強(qiáng)度和優(yōu)異的延性的鋼板可以列舉利用殘余奧氏體的相變誘發(fā)塑性(Transformation Induced Plasticity)的TRIP鋼板。該TRIP鋼板是含有殘余奧氏體的鋼板組織，若以馬氏體相變開始溫度以上的溫度進(jìn)行加工使其變形，則通過應(yīng)力而將殘余奧氏體誘發(fā)相變?yōu)轳R氏體從而得到大的伸長(zhǎng)率。但是，該TRIP鋼板在沖切加工時(shí)殘余奧氏體向馬氏體相變，因此具有在與鐵素體的界面產(chǎn)生裂紋(crack)而導(dǎo)致擴(kuò)孔性變差的缺點(diǎn)。因此，開發(fā)了專利文獻(xiàn)3、專利文獻(xiàn)4所公開那樣的延性以及擴(kuò)孔性(拉伸翻邊性能)優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板。
專利文獻(xiàn)3中公開了一種伸長(zhǎng)率以及拉伸翻邊性能優(yōu)異且實(shí)現(xiàn)TS為980MPa以上的高強(qiáng)度的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板，該冷軋鋼板具有如下鋼組織，即以面積率計(jì)滿足殘余奧氏體：至少5％、貝氏體鐵素體：至少60％、多邊形鐵素體：20％以下(包括0％)。另外，專利文獻(xiàn)4中公開了一種擴(kuò)孔性以及延性優(yōu)異的高強(qiáng)度薄鋼板，該鋼板具有如下微觀組織，即作為主相，貝氏體、貝氏體鐵素體的一方或雙方以面積率計(jì)合計(jì)含有34～97％，作為第2相的奧氏體的面積率(Vγ)為3～30％，剩余部分為鐵素體及/或馬氏體。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)
專利文獻(xiàn)1：日本特開2011－052295號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)2：日本特開2010－018862號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)3：日本特開2005－240178號(hào)公報(bào)
專利文獻(xiàn)4：日本特開2004－332099號(hào)公報(bào)
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
但是，一般情況下，DP鋼板在馬氏體相變時(shí)，會(huì)在鐵素體中導(dǎo)入可動(dòng)位錯(cuò)，從而成為低屈強(qiáng)比，沖擊吸收能量特性變低。再有，對(duì)于專利文獻(xiàn)1的技術(shù)而言，雖然通過以高溫進(jìn)行短時(shí)間的回火來提高鋼板的拉伸翻邊性能，但相對(duì)于鋼板的強(qiáng)度來說伸長(zhǎng)率不充分。專利文獻(xiàn)2的技術(shù)也是相對(duì)于強(qiáng)度來說伸長(zhǎng)率性不充分，不能說確保了充分的成形性。另外，在利用了殘余奧氏體的鋼板中，在專利文獻(xiàn)3的技術(shù)中，得到的鋼板的YR低從而沖擊吸收能量特性低，并且，并非在1180MPa以上這樣的高強(qiáng)度區(qū)域提高了伸長(zhǎng)率和拉伸翻邊性能的鋼板。再有，在專利文獻(xiàn)4的技術(shù)中，相對(duì)于得到的鋼板的強(qiáng)度來說伸長(zhǎng)率不充分，不能說確保了充分的成形性。
這樣，在1180MPa以上的高強(qiáng)度鋼板中，難以在保證優(yōu)異的沖擊吸收能量特性的同時(shí)確保沖壓成形優(yōu)異的伸長(zhǎng)率以及擴(kuò)孔性，再有難以實(shí)現(xiàn)優(yōu)異的耐延遲斷裂特性，即使包括其他鋼板在內(nèi)，也并未開發(fā)出兼具這些特性(屈強(qiáng)比、強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、擴(kuò)孔性、耐延遲斷裂特性)的鋼板。
本發(fā)明鑒于這樣的情況而完成，其目的在于，解決上述現(xiàn)有技術(shù)的問題點(diǎn)，提供伸長(zhǎng)率、擴(kuò)孔性、耐延遲斷裂特性優(yōu)異且具有高屈強(qiáng)比的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。
本發(fā)明的發(fā)明人反復(fù)進(jìn)行了銳意研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過將鋼板的微觀組織中的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體的體積分率控制在特定的比率，并且使它們的平均結(jié)晶粒徑微小化，在鋼板組織中生成微小碳化物，從而能夠在確保高屈強(qiáng)比的同時(shí)，在高延性、高擴(kuò)孔性的基礎(chǔ)上還同時(shí)得到優(yōu)異的耐延遲斷裂特性。本發(fā)明立足于上述的見解。
首先，本發(fā)明的發(fā)明人對(duì)鋼板的微觀組織和上述那樣的抗拉強(qiáng)度、屈強(qiáng)比、伸長(zhǎng)率、擴(kuò)孔性、耐延遲斷裂特性等特性的關(guān)系進(jìn)行了研究，進(jìn)行了如下的考察。
在鋼板組織中存在具有高硬度的馬氏體或殘余奧氏體的情況下，在擴(kuò)孔試驗(yàn)中，在沖切加工時(shí)在其界面尤其是與軟質(zhì)的鐵素體的界面產(chǎn)生空隙(void)，之后的擴(kuò)孔過程中空隙彼此連結(jié)、擴(kuò)展，由此產(chǎn)生裂紋。另一方面，通過在鋼板組織中含有軟質(zhì)的鐵素體、殘余奧氏體，從而伸長(zhǎng)率提高。另外，若鋼板組織中存在原γ晶界(原奧氏體晶界)，則氫侵入到鋼板內(nèi)時(shí)，會(huì)被原γ晶界捕獲(trapped)，使晶界強(qiáng)度顯著降低，因此裂紋產(chǎn)生后的裂紋擴(kuò)展速度增加，耐延遲斷裂特性降低。另外，對(duì)于屈強(qiáng)比而言，通過在鋼板組織內(nèi)含有位錯(cuò)密度高的貝氏體、回火馬氏體，雖然屈強(qiáng)比變高，但對(duì)于伸長(zhǎng)率的效果小。
因此本發(fā)明的發(fā)明人反復(fù)進(jìn)行了銳意研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過調(diào)整作為空隙產(chǎn)生源的軟質(zhì)相和硬質(zhì)相的體積分率，設(shè)為生成了作為硬質(zhì)中間相的回火馬氏體以及貝氏體進(jìn)而使晶粒微小化的鋼板組織，從而盡管含有一定程度的軟質(zhì)的鐵素體，也能夠確保強(qiáng)度、擴(kuò)孔性。再有，得到如下見解：通過在鋼板組織中含有微小碳化物而生成氫捕獲部位(hydrogen trapping sites)，確保耐延遲斷裂特性、強(qiáng)度，得到優(yōu)異的伸長(zhǎng)率、耐延遲斷裂特性、擴(kuò)孔性以及高屈強(qiáng)比。
另外，就耐延遲斷裂特性而言，原γ晶界的存在會(huì)促進(jìn)裂紋擴(kuò)展速度，因此期望在能夠含有鐵素體的雙相區(qū)的退火溫度下進(jìn)行退火。再有，明確了以下內(nèi)容：通過生成微小碳化物而生成氫捕獲部位，與脆化相關(guān)的氫得到抑制，由此，耐延遲斷裂特性提高。另外，由于在鋼板組織中含有鐵素體從而存在強(qiáng)度、擴(kuò)孔性降低的隱患。但是，明確了以下內(nèi)容：通過析出微小碳化物，控制退火時(shí)的加熱中的再結(jié)晶溫度以及速度，使鋼板組織微小化，從而能夠抑制影響擴(kuò)孔性的空隙的連結(jié)。
在此，作為使微小碳化物析出的元素而適量添加Ti，其能夠使碳化物微小地分散及固溶在熱軋鋼板的組織中，除此之外，還能夠使碳化物在之后的連續(xù)退火時(shí)也不會(huì)粗大化，在退火時(shí)使鋼板組織(晶粒)微小化。再有，Ti的適量添加使單相區(qū)退火溫度(Ac3點(diǎn))的溫度上升，因此能夠穩(wěn)定地進(jìn)行雙相區(qū)退火。得到如下見解：在之后的冷卻過程中的貝氏體相變和冷卻中生成的馬氏體的回火的工序中，通過生成殘余奧氏體和生成貝氏體、回火馬氏體，從而形成本發(fā)明的鋼板組織。
本發(fā)明的發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過以0.055～0.130質(zhì)量％的范圍添加Ti，并以合適的熱軋以及退火條件實(shí)施熱處理，能夠在使鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體的結(jié)晶粒徑微小化的同時(shí)，使殘余奧氏體的體積分率成為對(duì)于確保伸長(zhǎng)率而充分的體積分率，并且，通過將鐵素體、馬氏體的體積分率控制在不損害強(qiáng)度和延性的范圍內(nèi)，能夠在確保高屈強(qiáng)比的同時(shí)，提高伸長(zhǎng)率、擴(kuò)孔性、耐延遲斷裂特性。
本發(fā)明鑒于上述見解而完成，其主要內(nèi)容如下。
[1]一種高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板，關(guān)于成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，含有C：0.13～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：2.0～3.2％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.008％以下、Ti：0.055～0.130％，剩余部分為Fe以及不可避免的雜質(zhì)，關(guān)于微觀組織，平均結(jié)晶粒徑為2μm以下的鐵素體以體積分率計(jì)含有2～15％，平均結(jié)晶粒徑為0.3～2.0μm的殘余奧氏體以體積分率計(jì)含有5～20％，平均結(jié)晶粒徑為2μm以下的馬氏體以體積分率計(jì)含有10％以下(包括0％)，剩余部分具有貝氏體以及回火馬氏體，貝氏體以及回火馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為5μm以下。
[2]如[1]所記載的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有B：0.0003～0.0050％。
[3]如[1]或[2]所記載的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自V：0.05％以下、Nb：0.05％以下中的一種以上。
[4]如[1]～[3]中任一項(xiàng)所記載的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一種以上。
[5]如[1]～[4]中任一項(xiàng)所記載的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，作為成分組成，以質(zhì)量％計(jì)，還含有合計(jì)0.0050％以下的Ca及/或REM。
[6]一種高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，將具有上述[1]～[5]中任一項(xiàng)所記載的成分組成的鋼板坯加熱至加熱溫度：1150～1300℃，在終軋的結(jié)束溫度為850～950℃的條件下進(jìn)行熱軋，在熱軋結(jié)束后1秒以內(nèi)開始冷卻，作為1次冷卻而以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至650℃以下，作為2次冷卻而以5℃/s以上的第2平均冷卻速度冷卻至550℃以下，隨后進(jìn)行卷繞而制成熱軋鋼板，對(duì)該熱軋鋼板實(shí)施酸洗，隨后進(jìn)行冷軋，接著實(shí)施如下的連續(xù)退火，即以3～30℃/s的平均加熱速度加熱至820℃以上的溫度范圍，作為第1均熱溫度而在820℃以上的溫度下保持30秒以上，隨后從第1均熱溫度以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍，接著加熱至350～500℃，作為第2均熱溫度而在350～500℃的溫度范圍內(nèi)保持30秒以上，隨后冷卻至室溫。。
發(fā)明的效果
根據(jù)本發(fā)明，具有極高的拉伸強(qiáng)度，并且具有高伸長(zhǎng)率和高擴(kuò)孔性這樣的優(yōu)異的加工性。另外，具有在成形加工為構(gòu)件后也難以產(chǎn)生因從環(huán)境侵入的氫而引起的延遲斷裂的優(yōu)異的耐延遲斷裂特性。例如，能夠穩(wěn)定地得到如下的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板，其具有抗拉強(qiáng)度為1180MPa以上的高強(qiáng)度、屈強(qiáng)比為75％以上的高屈強(qiáng)比，具有17.0％以上的伸長(zhǎng)率以及40％以上的擴(kuò)孔率，在25℃的pH＝2的鹽酸浸漬環(huán)境下100小時(shí)內(nèi)不產(chǎn)生破壞，伸長(zhǎng)率、擴(kuò)孔性、耐延遲斷裂特性優(yōu)異。
具體實(shí)施方式
首先，說明本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板的成分組成的限定理由。此外，以下，成分的「％」表示意味著質(zhì)量％。
C：0.13～0.25％
C是對(duì)鋼板的高強(qiáng)度化有效的元素，有助于本發(fā)明中的貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體以及馬氏體這樣的第2相形成，還提高馬氏體以及回火馬氏體的硬度。在C含量低于0.13％的情況下，難以確保所需的貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體以及馬氏體的體積率。因此，C含量設(shè)為0.13％以上。C含量?jī)?yōu)選為0.15％以上，更優(yōu)選為0.17％以上。另一方面，若C含量超過0.25％而過剩，則鐵素體、回火馬氏體、馬氏體的硬度差變大，因此擴(kuò)孔性降低。因此，C含量設(shè)為0.25％以下。優(yōu)選的是，C含量為0.23％以下。
Si：1.2～2.2％
Si具有對(duì)鐵素體進(jìn)行固溶強(qiáng)化、降低與硬質(zhì)相的硬度差、提高擴(kuò)孔性的效果。為了得到該效果，Si含量需要設(shè)為1.2％以上。優(yōu)選的是，Si含量為1.3％以上。另一方面，Si過剩的添加會(huì)使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性降低，因此Si含量設(shè)為2.2％以下。優(yōu)選的是，Si含量為2.0％以下。
Mn：2.0～3.2％
Mn是通過固溶強(qiáng)化以及生成第2相而有助于高強(qiáng)度化的元素。另外，Mn是使奧氏體穩(wěn)定化的元素，是第2相的分率控制所需的元素。為了得到該效果，需要將Mn含量設(shè)為2.0％以上。優(yōu)選的是，Mn含量為2.3％以上。另一方面，在過剩地含有Mn的情況下，馬氏體的體積率過剩，進(jìn)而導(dǎo)致馬氏體以及回火馬氏體的硬度增加，擴(kuò)孔性降低。再有，在氫侵入到鋼板內(nèi)的情況下，晶界的滑移約束(restrain)增加，晶界處的裂紋變得容易擴(kuò)展因此耐延遲斷裂特性降低。因此，Mn含量設(shè)為3.2％以下。優(yōu)選的是，Mn含量為2.9％以下。
P：0.08％以下
P通過固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化，但在過剩地添加了P的情況下，向晶界的偏析變得顯著而使晶界脆化，另外焊接性降低。因此P的含量設(shè)為0.08％以下。優(yōu)選的是，P含量為0.05％以下。
S：0.005％以下
在S的含量多的情況下，MnS等硫化物大量生成，以擴(kuò)孔性為代表的局部伸長(zhǎng)率降低，因此S含量設(shè)為0.005％以下。優(yōu)選的是，S含量為0.0045％以下。下限沒有特別限定，但極低S化會(huì)導(dǎo)致制鋼成本上升，因此S含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.0005％以上。
Al：0.01～0.08％
Al是脫氧所需的元素，為了得到該效果而需要將Al含量設(shè)為0.01％以上。另一方面，即使Al含量超過0.08％，效果也會(huì)飽和，因此Al含量設(shè)為0.08％以下。優(yōu)選的是，Al含量為0.05％以下。
N：0.008％以下
N會(huì)形成粗大的氮化物，使彎曲性、拉伸翻邊性能劣化，因此必須抑制其含量。若N含量超過0.008％，則該趨勢(shì)變得顯著，因此N含量設(shè)為0.008％以下。優(yōu)選的是，N的含量為0.005％以下。
Ti：0.055～0.130％
Ti是生成本發(fā)明所必須的微小碳化物，是有助于結(jié)晶粒微小化、氫捕獲部位生成的重要元素。為了發(fā)揮這樣的效果，需要將Ti含量設(shè)為0.055％以上。Ti含量?jī)?yōu)選為0.065％以上，更優(yōu)選為0.080％以上。另一方面，若超過0.130％地大量添加Ti，則伸長(zhǎng)率顯著降低。因此，Ti含量設(shè)為0.130％以下。優(yōu)選的是，Ti含量為0.110％以下。
另外，本發(fā)明中，除上述成分之外，根據(jù)下述的理由，還可以單獨(dú)或同時(shí)添加B：0.0003～0.0050％，選自V：0.05％以下、Nb：0.05％以下中的一種以上，選自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一種以上，合計(jì)0.0050％以下的Ca及/或REM。
B：0.0003～0.0050％
B是提高淬透性、通過生成第2相而有助于高強(qiáng)度化、并在確保淬透性的同時(shí)使馬氏體相變起始溫度降低的元素，有助于擴(kuò)孔性的提高。因此，B能夠根據(jù)需要添加。為了發(fā)揮該效果，B含量設(shè)為0.0003％以上。另一方面，若B含量超過0.0050％，則其效果飽和，因此B含量設(shè)為0.0050％以下。優(yōu)選的是，B含量為0.0040％以下。
V：0.05％以下
V通過形成微小的碳氮化物而能夠有助于強(qiáng)度提高。為了得到這樣的效果，V含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.01％以上。另一方面，即使超過0.05％地含有大量的V，其強(qiáng)度提高效果也較小，并且還導(dǎo)致合金成本的增加。因此，V含量設(shè)為0.05％以下。
Nb：0.05％以下
Nb也與V同樣地，能夠通過形成微小的碳氮化物而有助于強(qiáng)度提高，能夠按照需要而添加。為了發(fā)揮這樣的效果，Nb含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.005％以上。另一方面，若超過0.05％地大量含有Nb則伸長(zhǎng)率顯著降低。因此Nb含量設(shè)為0.05％以下。
Cr：0.50％以下
Cr是通過生成第2相而有助于高強(qiáng)度化的元素，能夠根據(jù)需要而添加。為了發(fā)揮這樣的效果，Cr含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.10％以上。另一方面，若Cr含量超過0.50％，則過剩地生成馬氏體。因此Cr含量設(shè)為0.50％以下。
Mo：0.50％以下
Mo與Cr同樣地，是通過生成第2相而有助于高強(qiáng)度化的元素。另外，還是生成一部分碳化物而有助于高強(qiáng)度化的元素，能夠根據(jù)需要而添加。為了發(fā)揮這些效果，Mo含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.05％以上。另一方面，即使含有超過0.50％的Mo，其效果也會(huì)飽和，因此Mo含量設(shè)為0.50％以下。
Cu：0.50％以下
Cu與Cr同樣地，是通過生成第2相而有助于高強(qiáng)度化的元素。另外，是通過固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化的元素，能夠根據(jù)需要而添加。為了發(fā)揮這些效果，Cu含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.05％以上。另一方面，即使含有超過0.50％的Cu，其效果也會(huì)飽和，另外容易產(chǎn)生因Cu而引起的表面缺陷，因此Cu含量設(shè)為0.50％以下。
Ni：0.50％以下
Ni也與Cr同樣地，是通過生成第2相而有助于高強(qiáng)度化的元素，另外，與Cu同樣地，是通過固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化的元素，能夠根據(jù)需要而添加。為了發(fā)揮這些效果，Ni含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.05％以上。另外，若Ni與Cu同時(shí)添加則具有抑制因Cu而引起的表面缺陷的效果，因此在添加Cu時(shí)是有效的。另一方面，即使含有超過0.50％的Ni，其效果也會(huì)飽和，因此Ni含量設(shè)為0.50％以下。
合計(jì)0.0050％以下的Ca及/或REM
Ca和REM是使硫化物的形狀成為球狀從而有助于改善硫化物對(duì)擴(kuò)孔性的不良影響的元素，能夠根據(jù)需要而添加。為了發(fā)揮該效果而優(yōu)選含有合計(jì)0.0005％以上的Ca及/或REM。另一方面，Ca及/或REM的合計(jì)含量若超過0.0050％則其效果飽和。因此，Ca、REM在單獨(dú)添加、復(fù)合添加中的任一種情況下，其合計(jì)含量均設(shè)為0.0050％以下。
上述以外的剩余部分為Fe以及不可避免的雜質(zhì)。作為不可避免的雜質(zhì)，例如可以列舉Sb、Sn、Zn、Co等，它們的含量的允許范圍為，Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。另外，本發(fā)明中，即使在通常的鋼組成的范圍內(nèi)含有Ta、Mg、Zr，也不會(huì)損害其效果。
接下來，對(duì)本發(fā)明的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板的微觀組織進(jìn)行詳細(xì)說明。
本發(fā)明的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板的微觀組織為，平均結(jié)晶粒徑為2μm以下的鐵素體以體積分率計(jì)含有2～15％，平均結(jié)晶粒徑為0.3～2.0μm的殘余奧氏體以體積分率計(jì)含有5～20％，平均結(jié)晶粒徑為2μm以下的馬氏體以體積分率計(jì)含有10％以下(包括0％)，剩余部分具有貝氏體以及回火馬氏體，貝氏體以及回火馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為5μm以下。此外，在以下說明中，體積分率是指相對(duì)于鋼板整體的體積分率。
平均結(jié)晶粒徑為2μm以下的鐵素體以體積分率計(jì)含有2～15％
在鐵素體的體積分率低于2％的情況下，難以確保伸長(zhǎng)率。因此，鐵素體的體積分率設(shè)為2％以上。優(yōu)選的是，鐵素體的體積分率超過5％。另一方面，若鐵素體的體積分率超過15％，則沖切時(shí)的空隙生成量增加，并且為了確保強(qiáng)度還需要提高馬氏體、回火馬氏體的硬度，難以兼顧強(qiáng)度和擴(kuò)孔性。因此，鐵素體的體積分率設(shè)為15％以下。鐵素體的體積分率優(yōu)選為12％以下，更優(yōu)選為低于10％。另外，若鐵素體的平均結(jié)晶粒徑超過2μm，則在擴(kuò)孔時(shí)的沖切端面生成的空隙在擴(kuò)孔中容易連結(jié)，因此得不到良好的擴(kuò)孔性。因此，鐵素體的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為2μm以下。
平均結(jié)晶粒徑為0.3～2.0μm的殘余奧氏體以體積分率計(jì)含有5～20％
殘余奧氏體具有使延性良好的效果。在殘余奧氏體的體積分率低于5％的情況下無法得到充分的伸長(zhǎng)率。因此，殘余奧氏體的體積分率設(shè)為5％以上。優(yōu)選的是，殘余奧氏體的體積分率為8％以上。另一方面，若殘余奧氏體的體積分率超過20％，則擴(kuò)孔性劣化。因此，殘余奧氏體的體積分率設(shè)為20％以下。優(yōu)選的是，殘余奧氏體的體積分率為18％以下。另外，在殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑低于0.3μm的情況下，對(duì)伸長(zhǎng)率的幫助小，難以確保充分的伸長(zhǎng)率。因此，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為0.3μm以上。另一方面，若殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑超過2.0μm，則擴(kuò)孔試驗(yàn)時(shí)的空隙生成后容易發(fā)生空隙的連結(jié)。因此，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為2.0μm以下。
平均結(jié)晶粒徑為2μm以下的馬氏體以體積分率計(jì)含有10％以下(包括0％)
為了在確保期望的強(qiáng)度的同時(shí)確保擴(kuò)孔性而將馬氏體的體積分率設(shè)為10％以下。優(yōu)選為8％以下，也可以為0％。另外，若馬氏體的平均粒徑超過2μm，則在與鐵素體的界面生成的空隙容易連結(jié)，擴(kuò)孔性劣化。因此，馬氏體的平均粒徑設(shè)為2μm以下。此外，這里所說的馬氏體是在連續(xù)退火時(shí)的第2均熱溫度范圍即350～500℃的溫度范圍進(jìn)行保持后也未發(fā)生相變的奧氏體在冷卻至室溫時(shí)生成的馬氏體。
剩余部分具有貝氏體以及回火馬氏體，貝氏體以及回火馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為5μm以下
為了確保良好的擴(kuò)孔性、高屈強(qiáng)比，在上述的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體以外的剩余部分中，需要含有貝氏體以及回火馬氏體。在此，貝氏體以及回火馬氏體的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為5μm以下。在該平均結(jié)晶粒徑超過5μm的情況下，在與鐵素體的界面生成的空隙容易連結(jié)，擴(kuò)孔性劣化。此外，在本發(fā)明中，關(guān)于微觀組織的平均結(jié)晶粒徑，如后所述，使用鋼板組織照片(其是通過使用了SEM(掃描電子顯微鏡)的組織觀察而得到的)而求得，但在該情況下，貝氏體和回火馬氏體難以識(shí)別(區(qū)分)。因此，本發(fā)明中，對(duì)于貝氏體或回火馬氏體的晶粒，求出粒徑，對(duì)粒徑的值求平均，求得貝氏體以及回火馬氏體的組織的平均結(jié)晶粒徑，并將其作為貝氏體以及回火馬氏體的平均結(jié)晶粒徑。如果這樣地求得的貝氏體以及回火馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為5μm以下的話，則如上所述地能夠確保良好的擴(kuò)孔性、高屈強(qiáng)比。
此外，通過利用FE－SEM(場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡)、EBSD(電子背散射衍射)、TEM(透射電子顯微鏡)進(jìn)行詳細(xì)的組織觀察，能夠識(shí)別貝氏體和回火馬氏體。在通過這種組織觀察識(shí)別出貝氏體和回火馬氏體的情況下，優(yōu)選的是，貝氏體的體積分率設(shè)為15％以上50％以下，回火馬氏體的體積分率設(shè)為30％以上70％以下。此外，這里所說的貝氏體的體積分率是指占觀察面的貝氏體鐵素體(位錯(cuò)密度高的鐵素體)的體積比例，所謂回火馬氏體是指，在退火時(shí)的冷卻至100～250℃的冷卻過程中未相變的奧氏體的一部分發(fā)生馬氏體相變、并在加熱至350～500℃的溫度范圍后進(jìn)行了保持時(shí)被回火的馬氏體。
此外，在本發(fā)明的微觀組織中，具有除上述的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體、貝氏體以及回火馬氏體以外還生成珠光體等的情況，但如果滿足上述的鐵素體、殘余奧氏體以及馬氏體的體積分率以及平均結(jié)晶粒徑，并在剩余部分中具有規(guī)定的平均結(jié)晶粒徑的貝氏體以及回火馬氏體，則能夠達(dá)成本發(fā)明的目的。不過，珠光體等除上述的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體、貝氏體以及回火馬氏體以外的組織的體積分率優(yōu)選合計(jì)為3％以下。
此外，優(yōu)選在鋼板組織中含有平均粒徑為0.10μm以下的Ti系析出物。通過使Ti系析出物的平均粒徑為0.10μm以下，Ti系析出物周圍的應(yīng)變能夠作為位錯(cuò)的移動(dòng)阻力而有效地發(fā)揮作用，有助于鋼的強(qiáng)化，還能夠在退火后有助于高屈強(qiáng)比化。
接下來，對(duì)本發(fā)明的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法進(jìn)行說明。
本發(fā)明的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板能夠通過如下方法進(jìn)行制造：將具有上述的成分組成的鋼板坯加熱至加熱溫度：1150～1300℃，在終軋的結(jié)束溫度為850～950℃的條件下進(jìn)行熱軋，在熱軋結(jié)束后1秒以內(nèi)開始冷卻，作為1次冷卻而以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至650℃以下，作為2次冷卻而以5℃/s以上的第2平均冷卻速度冷卻至550℃以下，隨后進(jìn)行卷繞而制成熱軋鋼板，對(duì)該熱軋鋼板實(shí)施酸洗，隨后進(jìn)行冷軋，接著實(shí)施如下的連續(xù)退火，即以3～30℃/s的平均加熱速度加熱至820℃以上的溫度范圍，作為第1均熱溫度而在820℃以上的溫度下保持30秒以上，隨后從第1均熱溫度以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍，接著加熱至350～500℃，作為第2均熱溫度而在350～500℃的溫度范圍內(nèi)保持30秒以上，隨后冷卻至室溫。
如上所述，本發(fā)明的高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板能夠通過對(duì)鋼板坯依次實(shí)施進(jìn)行熱軋、冷卻、卷繞的熱軋工序、實(shí)施酸洗的酸洗工序、進(jìn)行冷軋的冷軋工序、進(jìn)行連續(xù)退火的退火工序而制造。以下，對(duì)各制造條件進(jìn)行詳細(xì)說明。
此外，本發(fā)明所使用的鋼板坯為了防止成分的宏觀偏析而優(yōu)選通過連續(xù)鑄造法而制造，但也能夠通過鑄錠法、薄板坯鑄造法而制造。本發(fā)明中，在制造鋼板坯后，除了暫時(shí)冷卻至室溫之后進(jìn)行再加熱的以往方法之外，也能夠應(yīng)用節(jié)能工藝，例如不進(jìn)行冷卻而保持熱板坯(hot slab)的狀態(tài)裝入加熱爐，或者進(jìn)行保溫后立刻進(jìn)行軋制，或者鑄造后直接進(jìn)行軋制的直送軋制/直接軋制等。
[熱軋工序]
加熱溫度(合適條件)：1150～1300℃
優(yōu)選將上述的成分組成的鋼板坯在鑄造后不進(jìn)行再加熱而是使用1150～1300℃的溫度的鋼板坯開始熱軋，或?qū)撆髟偌訜嶂?150～1300℃后開始熱軋。加熱溫度若比1150℃低則存在軋制負(fù)載增大而生產(chǎn)性降低的隱患。因此，加熱溫度優(yōu)選設(shè)為1150℃以上。另一方面，在加熱溫度比1300℃高的情況下，也只不過是加熱成本增大。因此，加熱溫度優(yōu)選設(shè)為1300℃以下。
終軋的結(jié)束溫度：850～950℃
熱軋通過使鋼板內(nèi)的組織均勻化、材質(zhì)的各向異性降低來提高退火后的伸長(zhǎng)率以及擴(kuò)孔性，因此需要在奧氏體單相區(qū)結(jié)束。因此，熱軋中的終軋的結(jié)束溫度設(shè)為850℃以上。另一方面，若終軋的結(jié)束溫度超過950℃，則熱軋鋼板的微觀組織變得粗大，退火后的特性降低。因此，終軋的結(jié)束溫度設(shè)為950℃以下。
熱軋后的冷卻條件：在熱軋結(jié)束后1秒以內(nèi)開始冷卻，作為1次冷卻而以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至650℃以下，作為2次冷卻而以5℃/s以上的第2平均冷卻速度冷卻至550℃以下
熱軋結(jié)束后，在1秒以內(nèi)開始冷卻，不使其產(chǎn)生鐵素體相變，而是急速冷卻至貝氏體相變的溫度范圍從而使熱軋鋼板的微觀組織成為貝氏體組織而均質(zhì)化。這種熱軋鋼板的組織的控制具有在最終的鋼板組織中主要使鐵素體、馬氏體微小化的效果。若熱軋結(jié)束后到冷卻開始為止的時(shí)間超過1秒，則開始發(fā)生鐵素體相變，導(dǎo)致貝氏體相變的均質(zhì)化變得困難。因此，熱軋結(jié)束后，即熱軋的終軋結(jié)束后，在1秒以內(nèi)開始冷卻(1次冷卻)，以80℃/s以上的平均冷卻速度(第1平均冷卻速度)冷卻至650℃以下。在1次冷卻的平均冷卻速度即第1平均冷卻速度低于80℃/s的情況下，鐵素體相變?cè)诶鋮s中開始，從而導(dǎo)致熱軋鋼板的鋼板組織變得不均勻，退火后的鋼板的擴(kuò)孔性降低。另外，在1次冷卻的冷卻終點(diǎn)溫度(1次冷卻的冷卻停止溫度)超過650℃的情況下，珠光體過剩地生成，熱軋鋼板的鋼板組織變得不均勻，退火后的鋼板的擴(kuò)孔性降低。因此，熱軋結(jié)束后，在1秒以內(nèi)開始冷卻，以80℃/s以上的第1平均冷卻速度進(jìn)行1次冷卻并冷卻至650℃以下。1次冷卻的冷卻停止溫度優(yōu)選為600℃以上。此外，在此，第1平均冷卻速度是從熱軋結(jié)束到1次冷卻的冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度。在上述的1次冷卻后，接著作為2次冷卻而以5℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至550℃以下。在2次冷卻的平均冷卻速度即第2平均冷卻速度低于5℃/s或者是冷卻至超過550℃的2次冷卻的情況下，熱軋鋼板的鋼板組織中過剩地生成鐵素體或珠光體，退火后的鋼板的擴(kuò)孔性降低。因此，作為2次冷卻而以5℃/s以上的第2平均冷卻速度冷卻至550℃以下。2次冷卻的平均冷卻速度優(yōu)選為45℃/s以下。此外，在此，第2平均冷卻速度是從1次冷卻的冷卻停止溫度到卷繞溫度為止的平均冷卻速度。
卷繞溫度：550℃以下
如上所述，在熱軋后進(jìn)行1次冷卻接著進(jìn)行2次冷卻，在冷卻至550℃以下后，以550℃以下的卷繞溫度進(jìn)行卷繞，得到熱軋鋼板。在卷繞溫度超過550℃的情況下，鐵素體以及珠光體過剩地生成。因此，卷繞溫度設(shè)為550℃以下。優(yōu)選的是，卷繞溫度為500℃以下。卷繞溫度的下限沒有特別的規(guī)定，但若卷繞溫度過低，則硬質(zhì)的馬氏體過剩地生成，冷軋負(fù)載增大，因此優(yōu)選設(shè)為300℃以上。
[酸洗工序]
優(yōu)選在熱軋工序后實(shí)施酸性工序，除去在熱軋工序中形成的熱軋鋼板表層的氧化層。酸洗工序沒有特別的限定，以通常方法實(shí)施即可。
[冷軋工序]
對(duì)酸洗工序后的鋼板進(jìn)行冷軋工序，軋制至規(guī)定的板厚而得到冷軋板。冷軋工序的條件沒有特別限定，以通常方法實(shí)施即可。
[退火工序]
在退火工序中，使再結(jié)晶進(jìn)行，并且為了高強(qiáng)度化而在鋼板組織中形成貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體、馬氏體。為此，在退火工序中實(shí)施如下的連續(xù)退火，即以3～30℃/s的平均加熱速度加熱至820℃以上的溫度范圍，作為第1均熱溫度而在820℃以上的溫度下保持30秒以上，隨后從第1均熱溫度以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍，接著加熱至350～500℃，作為第2均熱溫度而在350～500℃的溫度范圍內(nèi)保持30秒以上，隨后冷卻至室溫。
以下對(duì)各條件的限定理由進(jìn)行說明。
平均加熱速度：3～30℃/s
使通過退火的升溫過程中的再結(jié)晶而生成的鐵素體、奧氏體的形核速度比再結(jié)晶后的晶粒生長(zhǎng)的速度快，由此能夠使再結(jié)晶晶粒微小化。為了得到這樣的效果，加熱至820℃以上的溫度范圍時(shí)的平均加熱速度設(shè)為3℃/s以上。在平均加熱速度低于3℃/s的情況下，退火后的鐵素體、馬氏體晶粒變得粗大，得不到規(guī)定的平均結(jié)晶粒徑。優(yōu)選的是，平均加熱速度為5℃/s以上。另一方面，若以超過30℃/s的平均加熱速度急速進(jìn)行加熱，則再結(jié)晶難以進(jìn)行。因此，平均加熱速度設(shè)為30℃/s以下。
第1均熱溫度：820℃以上
在以上述那樣的平均加熱速度加熱至820℃以上的溫度范圍后，將均熱溫度(第1均熱溫度)設(shè)為820℃以上的溫度，在作為鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)或奧氏體單相區(qū)的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行均熱。在第1均熱溫度低于820℃的情況下，鐵素體分率變多，因此難以兼顧強(qiáng)度和擴(kuò)孔性。因此，第1均熱溫度設(shè)為820℃以上。上限沒有特別規(guī)定，但若均熱溫度過高，則成為奧氏體單相區(qū)中的退火，耐延遲斷裂特性具有降低的趨勢(shì)，因此第1均熱溫度優(yōu)選設(shè)為900℃以下。更優(yōu)選的是，第1均熱溫度為880℃以下。
第1均熱溫度下的保持時(shí)間：30秒以上
為了在上述第1均熱溫度下使再結(jié)晶進(jìn)行并使一部分或全部發(fā)生奧氏體相變，需要將第1均熱溫度下的保持時(shí)間(以下稱為第1保持時(shí)間)設(shè)為30秒以上。優(yōu)選的是，第1保持時(shí)間為100秒以上。第1保持時(shí)間的上限沒有特別限定，但優(yōu)選為600秒以下。
從第1均熱溫度以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍
出于高屈強(qiáng)比、擴(kuò)孔性的觀點(diǎn)而生成回火馬氏體，為此，通過從均熱溫度冷卻至馬氏體相變開始溫度以下，來使在第1均熱溫度下的保持中生成的奧氏體的一部分發(fā)生馬氏體相變。因此，將平均冷卻速度設(shè)為3℃/s以上，冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍。若該平均冷卻速度低于3℃/s則在鋼板組織中過剩地生成珠光體、球狀滲碳體。因此，該平均冷卻速度設(shè)為3℃/s以上。另外，在冷卻停止溫度低于100℃的情況下，冷卻時(shí)馬氏體過剩地生成，未相變的奧氏體減少，貝氏體、殘余奧氏體減少，伸長(zhǎng)率降低。因此，冷卻停止溫度設(shè)為100℃以上。優(yōu)選的是，冷卻停止溫度為150℃以上。另一方面，若冷卻停止溫度超過250℃，則回火馬氏體減少，擴(kuò)孔性降低。因此，冷卻停止溫度設(shè)為250℃以下。優(yōu)選的是，冷卻停止溫度為220℃以下。
加熱至350～500℃，作為第2均熱溫度而在350～500℃的溫度范圍內(nèi)保持30秒以上，隨后冷卻至室溫
為了對(duì)在冷卻中途生成的馬氏體進(jìn)行回火使其成為回火馬氏體、并為了使未相變的奧氏體進(jìn)行貝氏體相變來在鋼板組織中生成貝氏體以及殘余奧氏體，而進(jìn)行在第2均熱溫度下的保持。在第2均熱溫度低于350℃的情況下，馬氏體的回火不充分，與鐵素體以及馬氏體的硬度差變大，因此擴(kuò)孔性劣化。因此，第2均熱溫度設(shè)為350℃以上。另一方面，在第2均熱溫度超過500℃的情況下，珠光體過剩地生成，因此伸長(zhǎng)率降低。因此，第2均熱溫度設(shè)為500℃以下。另外，在第2均熱溫度下的保持時(shí)間(以下稱為第2保持時(shí)間)低于30秒的情況下，貝氏體相變不會(huì)充分地進(jìn)行。因此，未相變的奧氏體大量殘留，最終馬氏體過剩地生成，擴(kuò)孔性降低。因此，第2保持時(shí)間設(shè)為30秒以上。優(yōu)選的是，第2保持時(shí)間為60秒以上。第2保持時(shí)間的上限沒有特別限定，優(yōu)選為2000秒以下。
此外，也可以在上述的連續(xù)退火后實(shí)施平整軋制。實(shí)施平整軋制時(shí)的伸長(zhǎng)率的優(yōu)選范圍為0.1％～2.0％。
另外，若在本發(fā)明的范圍內(nèi)，則在上述的退火工序中，也可以實(shí)施熱鍍鋅而制成熱鍍鋅鋼板，另外，也可以在熱鍍鋅后實(shí)施合金化處理而制成合金化熱鍍鋅鋼板。再有還可以對(duì)本發(fā)明中得到的冷軋鋼板進(jìn)行電鍍制成電鍍鋼板。
實(shí)施例1
以下，說明本發(fā)明的實(shí)施例。但是，本發(fā)明并不受到下述實(shí)施例限制，能夠在符合本發(fā)明的主旨的范圍內(nèi)添加適當(dāng)?shù)淖兏鼇韺?shí)施，這些變更也均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。
熔煉并鑄造表1所示的化學(xué)組成的鋼(剩余部分成分：Fe以及不可避免的雜質(zhì))，制造板坯。接著，將熱軋的加熱溫度設(shè)為1250℃、將終軋的結(jié)束溫度(FDT)設(shè)為表2所示的條件而進(jìn)行熱軋，使板厚成為3.2mm，隨后以表2所示的第1平均冷卻速度(冷速1)冷卻至第1冷卻溫度，隨后以第2平均冷卻速度(冷速2)進(jìn)行冷卻，以卷繞溫度(CT)進(jìn)行卷繞，得到熱軋鋼板。此外，在表2中，也示出了熱軋結(jié)束后到開始冷卻為止的時(shí)間。接著，在對(duì)得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗后，實(shí)施冷軋，制成冷軋板(板厚：1.4mm)。之后實(shí)施如下的連續(xù)退火而制成冷軋鋼板，即對(duì)冷軋板以表2所示的平均加熱速度進(jìn)行加熱，以表2所示的均熱溫度(第1均熱溫度)以及均熱時(shí)間(第1保持時(shí)間)進(jìn)行退火，隨后以表2所示的平均冷卻速度(冷速3)冷卻至冷卻停止溫度，隨后進(jìn)行加熱，在表2所示的第2均熱溫度下進(jìn)行保持(第2保持時(shí)間)，冷卻至室溫。
對(duì)于這樣地制造的冷軋鋼板，如下地評(píng)價(jià)特性，并且調(diào)查微觀組織。結(jié)果示于表3。
[拉伸特性]
從所制造的冷軋鋼板以軋制直角方向(與軋制方向垂直的方向)成為長(zhǎng)邊方向(拉伸方向)的方式采集JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片，通過拉伸試驗(yàn)(JIS Z2241(1998))，測(cè)定屈服應(yīng)力(YS)、抗拉強(qiáng)度(TS)、總伸長(zhǎng)率(EL)，并求得屈強(qiáng)比(YR)。
[拉伸翻邊性能]
對(duì)于從所制造的冷軋鋼板采集的試驗(yàn)片，遵照日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)(JFS T1001(1996))，以板厚的12.5％的間隙(clearance)沖切φ10mm的孔，并以毛邊(burr)位于沖模(die)側(cè)的方式放置于試驗(yàn)機(jī)后，利用60°的圓錐沖頭進(jìn)行成形，由此測(cè)定擴(kuò)孔率(λ)。關(guān)于λ(％)，將具有40％以上擴(kuò)孔率的鋼板設(shè)為具有良好的拉伸翻邊性能的鋼板。
[耐延遲斷裂特性]
使用以得到的冷軋鋼板的軋制方向?yàn)殚L(zhǎng)邊而切斷成30mm×100mm并對(duì)端面進(jìn)行了研磨加工的試驗(yàn)片，并利用前端的曲率半徑為10mm的沖頭對(duì)試驗(yàn)片實(shí)施180°彎曲加工。通過螺栓將在實(shí)施了該彎曲加工后的試驗(yàn)片中產(chǎn)生的回彈以內(nèi)側(cè)間隔成為20mm的方式進(jìn)行緊固，在對(duì)試驗(yàn)片施加應(yīng)力后，浸漬于25℃、pH＝2的鹽酸中，以直到最長(zhǎng)100小時(shí)為止的方式測(cè)定了直到產(chǎn)生破壞的時(shí)間。將在100小時(shí)以內(nèi)在試驗(yàn)片中未產(chǎn)生裂紋的情況設(shè)為耐延遲斷裂特性良好(○)，將在試驗(yàn)片中產(chǎn)生了裂紋的情況設(shè)為耐延遲斷裂特性差(×)。
[鋼板的微觀組織]
關(guān)于冷軋鋼板的鐵素體、馬氏體的體積分率，對(duì)與鋼板的軋制方向平行的板厚截面進(jìn)行研磨后，用3％硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，使用SEM(掃描電子顯微鏡)以2000倍、5000倍的倍率進(jìn)行觀察，根據(jù)數(shù)點(diǎn)法(遵照ASTM E562－83(1988))測(cè)定面積率，并將該面積率作為體積分率。關(guān)于鐵素體以及馬氏體的平均結(jié)晶粒徑，使用Media Cybernetics公司的Image－Pro，通過取入照片(該照片是從如上所述地使用SEM進(jìn)行組織觀察而得的鋼板組織照片中，預(yù)先識(shí)別了各個(gè)鐵素體以及馬氏體結(jié)晶粒的照片)而能夠計(jì)算鐵素體、馬氏體結(jié)晶粒的面積，計(jì)算當(dāng)量圓直徑，按各相將它們的值求平均，從而求得鐵素體、馬氏體晶粒的平均結(jié)晶粒徑。
關(guān)于殘余奧氏體的體積分率，將冷軋鋼板研磨至板厚方向的1/4面，通過該板厚1/4面的衍射X射線強(qiáng)度而求得殘余奧氏體的體積分率。以Mo的Kα射線為射線源，以加速電壓50keV通過X射線衍射法(裝置：Rigaku公司生產(chǎn)的RINT2200)測(cè)定鐵的鐵素體的{200}面、{211}面、{220}面和奧氏體的{200}面、{220}面、{311}面的X射線衍射線的積分強(qiáng)度，并使用這些測(cè)定值，根據(jù)《X射線衍射手冊(cè)》(2000年)理學(xué)電機(jī)株式會(huì)社，p.26，62－64所記載的公式求得殘余奧氏體的體積分率。對(duì)于殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑，使用EBSD(電子背散射衍射法)以5000倍的倍率進(jìn)行觀察，使用上述的Image－Pro計(jì)算當(dāng)量圓直徑，并將它們的值求平均而求得。
另外，通過SEM(掃描電子顯微鏡)、TEM(透射電子顯微鏡)，F(xiàn)E－SEM(場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡)觀察鋼板組織，確定除鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體以外的鋼組織的種類。關(guān)于貝氏體以及回火馬氏體、珠光體的平均結(jié)晶粒徑，使用上述的Image－Pro，根據(jù)鋼板組織照片，不對(duì)貝氏體和回火馬氏體之間進(jìn)行區(qū)分地，對(duì)貝氏體或回火馬氏體的晶粒計(jì)算當(dāng)量圓直徑，并對(duì)它們的值求平均，作為貝氏體以及回火馬氏體、珠光體的平均結(jié)晶粒徑。
此外，對(duì)各發(fā)明例通過TEM測(cè)定了Ti系碳化物的平均結(jié)晶粒徑，為0.10μm以下。
所測(cè)定的拉伸特性、擴(kuò)孔率、耐延遲斷裂特性、鋼板組織的測(cè)定結(jié)果示于表3。
根據(jù)表3所示的結(jié)果確認(rèn)到，本發(fā)明例均具有如下的復(fù)合組織，即平均粒徑為2μm以下的鐵素體以體積分率計(jì)含有2～15％，平均結(jié)晶粒徑為0.3～2.0μm的殘余奧氏體的體積分率為5～20％，平均粒徑為2μm以下的馬氏體以體積分率計(jì)含有10％以下(包括0％)，剩余部分含有平均粒徑為5μm以下的貝氏體以及回火馬氏體，其結(jié)果是，確保1180MPa以上的抗拉強(qiáng)度和75％以上的屈強(qiáng)比，并且，得到17.0％以上的伸長(zhǎng)率(總伸長(zhǎng)率)和40％以上的擴(kuò)孔率這樣的良好的加工性，在延遲斷裂特性評(píng)價(jià)試驗(yàn)中100小時(shí)內(nèi)不產(chǎn)生破壞，具有優(yōu)異的耐延遲斷裂特性。另一方面，比較例的鋼板組織不滿足本發(fā)明范圍，其結(jié)果是，抗拉強(qiáng)度、屈強(qiáng)比、伸長(zhǎng)率、擴(kuò)孔率、耐延遲斷裂特性中的至少1個(gè)特性較差。
[表1]
[表2]
[表3]