冷軋鋼板的製作方法

2023-12-06 07:42:16

專利名稱：冷軋鋼板的製作方法
技術領域：
本發明涉及冷軋鋼板，詳細地說，是涉及加工性優異的高強度冷軋鋼板。
背景技術：
在汽車的車體部件等所使用的鋼板中，以基於碰撞安全性或車體輕量化帶來的燃 費降低等為目的，在要求高強度的同時，為了加工成形狀複雜的車體部件，還要求有優異的 成形加工性。因此，除了抗拉強度(TS)為980MPa級以上之外，還希望一種延伸凸緣性(擴孔 率λ)比現有鋼進一步提高的高強度鋼板，以及除了延伸凸緣性，延伸率(總延伸率El) 也得到提高的高強度鋼板。另外，即使延伸的性能與以往一樣，而期待發揮延伸凸緣性特別 優異的效果領域中，對於抗拉強度980MPa級的鋼板來說，期望擴孔率為125%以上。另外在 要求延伸率和延伸凸緣性兩方性能的領域中，對於抗拉強度980MPa級的鋼板來說，要求總 延伸率為13%以上，擴孔率為90%以上。此外，以往進行的是以抗拉強度(TS)為基準的材料設計，但考慮碰撞安全性時， 評價屈服強度(YP)很重要，因此所要求的高強度鋼板不但屈服強度優異，而且加工性也要 優異的。作為這樣的高強度鋼板的具體的機械特性，期望屈服強度(YP)為900MPa以上，並 且總延伸率(El)為10%以上，延伸凸緣性(擴孔率λ)為90%以上，優選為100%以上。受到上述的需求，基於考慮各種組織控制的方法，大量提出有將延伸凸緣性、或延 伸率和延伸凸緣性的平衡進行了改善的高強度鋼板。然而，現狀是滿足上述期望水平的鋼 板至今也沒有完成。例如在專利文獻1中，公開有一種含有Mn、Cr和Mo的至少一種合計為1. 6 2. 5 質量％，基本上由馬氏體的單相組織構成的高張力冷軋鋼板。該鋼板既確保了抗拉強度為 980MPa以上，擴孔率(延伸凸緣性)又能夠得到100%以上，但達不到125%，另外延伸率也 達不到10%。另外，在專利文獻2中公開有一種由鐵素體以面積率計為65 85%且剩餘部分是 回火馬氏體的二相組織構成的高張力鋼板。該鋼板雖然延伸率能夠獲得13%以上，但是因 為鐵素體面積率過高，所以擴孔率達不到90%。另外，在專利文獻3中公開有一種由鐵素體和馬氏體的平均晶粒直徑均為2 μ m以 下，馬氏體的體積率為20%以上、低於60%的二相組織構成的高張力鋼板，其中擴孔率低 於 90%。另外，除上述專利文獻1 3中規定的基體組織本身的構成以外，已知存在於基體 組織中的夾雜物(特別是硫化物)對於延伸凸緣性也會產生很大影響。例如在非專利文獻1中公開，在抗拉強度(TS)為440 590MPa級的鋼板中，通過 降低鋼板中的S含量，夾雜物的生成受到抑制，延伸凸緣性得到改善。然而，為了比現狀的水平進一步降低鋼板中的S含量，在煉鋼工序中需要進行特 別的脫硫處理，這成為生產率的降低或成本上升的要因。因此在工業上，非專利文獻1所公開的通過低S化而改善延伸凸緣性的技術很難得到應用。在專利文獻4中，公開有一種加工性優異的高屈強比高張力冷軋鋼板，其特徵在 於，將含有C 0. 02質量％以下、Ti 0. 15 0. 40質量％的鋼，在滲碳氣氛中，以600 720°C進行退火。在該鋼板中，雖然能夠得到900MPa以上的屈服強度，10 %以上的延伸率， 但是延伸凸緣性達不到90%。專利文獻1 日本公開專利公報2002-161336專利文獻2 日本公開專利公報2004-256872專利文獻3 日本公開專利公報2004_232022 專利文獻4 日本公開專利公報2007_9253非專利文獻1 木下正行等，"NKK技報」，日本鋼管，1994年，第145卷，p. 1

發明內容
因此本發明的目的在於，提供一種冷軋鋼板，其在確保抗拉強度的同時，與現有的 鋼相比進一步提高了延伸凸緣性，或者提供一種冷軋鋼板，其在確保抗拉強度的同時，與現 有的鋼相比進一步提高了延伸率和延伸凸緣性的平衡，或者提供一種屈服應力和延伸率和 延伸凸緣性均提高了的冷軋鋼板。解決上述的課題的本發明，是一種冷軋鋼板，其含有C 0. 03 0. 30質量％、Si : 3.0質量％以下(含0質量％ )、Mn :0. 1 5. 0質量％、P :0. 1質量％以下、S 低於0. 01質 量％力0.01質量％以下、Al :0. 01 1.00質量％，並具有如下組織以面積率計含有回火 馬氏體50%以上(包括100%)，並且剩餘部分由鐵素體構成，對所述回火馬氏體中的滲碳 體粒子、所述鐵素體粒子以及全部組織中的位錯密度之中至少1個組織因子進行控制。通過適當控制回火馬氏體中的滲碳體粒子、鐵素體粒子和全部組織中的位錯密度 之中至少一個組織因子，能夠解決本發明的目的。即，能夠提供確保抗拉強度並且比現有的 鋼進一步提高了延伸凸緣性的冷軋鋼板，或者確保抗拉強度並且比現有鋼進一步提高了延 伸率和延伸凸緣性的平衡的冷軋鋼板，或者使屈服應力、延伸率和延伸凸緣性均提高了的 冷軋鋼板。比現有的鋼進一步提高了延伸凸緣性的冷軋鋼板，含有Si 0. 5 3. 0質量％，所 述回火馬氏體的硬度為380Hv以下，存在於所述回火馬氏體中的當量圓直徑0. 1 μ m以上的 滲碳體粒子在每1 μ m2的所述回火馬氏體中為2. 3個以下，存在於全部組織中的長寬比2. 0 以上的夾雜物在每Imm2中為200個以下(本案第一發明)。另外，比現有的鋼進一步提高了延伸率和延伸凸緣性的平衡的冷軋鋼板，含有Mn 0. 5 5. 0質量％，所述回火馬氏體的硬度為330Hv以上、450Hv以下，並且其面積率為50% 以上、70%以下，所述鐵素體其最大粒徑為當量圓直徑12 μ m以下，C方向(與軋制方向成 直角的方向)和鐵素體晶粒長度方向的夾角的每10度的頻率分布的最大值為18%以下，最 小值為6%以上(本案第二發明)。另外，使屈服應力和延伸率和延伸凸緣性均提高的冷軋鋼板，Si:0. 1 3.0 質量％，所述回火馬氏體的硬度為380Hv以下，全部組織中的位錯密度為IXlO15 4Χ1015πΓ2，並且由式⑴定義的Si等量滿足式(2)(本案第三發明)。[Si 等量]=[%Si]+0. 36[% Mn] +7. 56[%P]+0. 15[% Mo] +0. 36 [ % Cr] +0. 43 [ %
[Si等量]彡4.0—5.3xl0_8V[位錯密度]…式⑵或者，使屈服應力和延伸率和延伸凸緣性均提高的冷軋鋼板，含有Si 0. 1 3. 0 質量％、Mn 1. 0 5. 0質量％，此外還含有Cr 超過0. 5質量％、3. 0質量％以下，所述回火 馬氏體以面積率計為70%以上(含100% )，所述回火馬氏體中的滲碳體面積率)和 該滲碳體的平均當量圓直徑D θ (ym)滿足式(3)，並且以差示掃描量熱儀(DSC)測定的、 400°C至600°C之間發生的熱量為lj/g以下(本案第四發明)。(0. 9Γ1/2-0· 8) XD θ 彡 6· 5X ICT1 …式(3)在此，f= C]/6. 69上述的冷軋鋼板，優選還含有Cr 0. 01 1. 0質量％。另外，上述的冷軋鋼板優 選含有如下任意一種以上l)Mo 0. 01 1. 0質量％ ；2)Cu 0. 05 1. 0質量％和/或Ni 0. 05 1. 0質量％;3)Ca 0. 0005 0. 01 質量％和/或Mg 0. 0005 0. 01%;4)B 0. 0002 0. 0030 質量％ ；5) REM 0. 0005 0. 01 質量％。本發明在回火馬氏體單相組織，或由鐵素體和回火馬氏體構成的二相組織中，適 當地控制從所述回火馬氏體中的滲碳體粒子或所述鐵素體粒子或全部組織中的位錯密度 之中選出的至少一個組織因子。由此，本發明能夠提供確保抗拉強度並且比現有的鋼進一 步提高了延伸凸緣性的冷軋鋼板，或者確保抗拉強度並且比現有鋼進一步提高的延伸率和 延伸凸緣性的平衡的冷軋鋼板，或者使屈服應力、延伸率和延伸凸緣性均提高了的冷軋鋼 板。


圖1是表示通過差示掃描量熱儀(DSC)測定的結果的一例的圖。圖2是表示馬氏體組織中的當量圓直徑0. 1 μ m以上的滲碳體粒子數和延伸凸緣 性(擴孔率)的關係的曲線圖。圖3是表示全部組織中的長寬比2. 0以上的夾雜物數量和延伸凸緣性(擴孔率) 的關係的曲線圖。圖4是表示全部組織中的全部夾雜物數量和延伸凸緣性(擴孔率)的關係的曲線 圖。圖5是本發明的長寬比2. 0以上的夾雜物數量與當量圓直徑0. 1 μ m以上的滲碳 體粒子數的組合的適當範圍的曲線圖。圖6是表示馬氏體組織中的滲碳體粒子的分布狀態的圖。圖7是表示馬氏體組織中的夾雜物的存在形狀的圖。圖8是表示組織中的鐵素體相和馬氏體相的分布狀態的圖，(a)是發明例，(b)是 比較例。圖9是表示C方向與鐵素體晶粒長度方向的夾角的每10度的頻率分布的曲線圖。
具體實施例方式本發明者們著眼於具有回火馬氏體單相組織，或者具有由鐵素體和回火馬氏體 (以下僅稱為「馬氏體」)構成的二相組織的高強度鋼板，進行銳意研究。
其結果是本發明者們發現，通過適當控制如下冷軋鋼板的回火馬氏體中的滲碳體 粒子、鐵素體粒子和全部組織中的位錯密度之中一個組織因子，便能夠解決所述課題，基於 該發現完成了本發明，其中，所述冷軋鋼板含有C :0. 03 0. 30質量％、Si :3.0質量％以下 (含0質量％ )、Mn 0. 1 5· 0質量％、Ρ 0. 1質量％以下、S 低於0. 01質量％、N 0. 01質 量％以下、Al 0.01 1.00質量％，並具有如下組織以面積率計含有回火馬氏體50%以 上(包括100%)，並且剩餘部分由鐵素體構成。首先，對於構成本發明的鋼板的基本成分組成進行說明。C :0· 03 0. 30 質量％C影響馬氏體的面積率和在馬氏體中析出的滲碳體量，是影響強度和延伸凸緣性 的重要的元素。C含量低於0.03質量％時，不能確保強度，另一方面，C含量超過0.30質 量％時，馬氏體的硬度過高而不能確保延伸凸緣性。C含量的範圍優選為0. 05 0. 25質 量％，更優選為0. 07 0. 20質量％。Si :3.0質量％以下(含0質量％ )Si是通過固溶強化不會使延伸率和延伸凸緣性降低而提高抗拉強度的有用的元 素。Si含量超過3. 0質量％時，阻礙加熱時的奧氏體的形成，因此不能確保馬氏體的面積 率，不能確保延伸凸緣性。Mn :0· 1 5. 0 質量％Mn通過固溶強化提高鋼板的抗拉強度，並且使鋼板的淬火性提高，具有促進低溫 轉變相的生成的效果，是用於確保馬氏體面積率有用的元素。Mn含量低於0. 1質量％時，不 能使延伸率和延伸凸緣性並立，另一方面，Mn含量超過5. 0質量％時，淬火時(退火加熱後 的冷卻時)有奧氏體殘存，使延伸凸緣性降低。Ρ:0·1質量％以下P作為雜質不可避免地存在，雖然通過固溶強化而有助於強度的上升，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，P含量為0.1質量％以下。P含 量優選在0. 05質量％以下，更優選在0. 03質量％以下。S:低於 0.01 質量 ％S也作為雜質不可避免地存在，形成MnS夾雜物，在擴孔時成為龜裂的起點，使延 伸凸緣性降低，因此S含量低於0.01質量％。更優選S含量為0.005質量％以下。從上述 觀點出發，優選S含量的下限儘可能地降低，但如上述[背景技術]項中所述，由於工業上 的制約，難以使S含量達到0. 002%以下，因此可以超過0. 002%。N:0·01質量％以下N也作為雜質不可避免地存在，由於應變時效致使延伸率和延伸凸緣性降低，因此 N含量也優選低的方面，在0. 01質量％以下。Al :0· 01 1. 00 質量％Al與N結合形成Α1Ν，使有助於應變時效發生的固溶N降低，防止延伸凸緣性的劣 化，並且通過固溶強化有助於強度提高。Al含量低於0. 01質量％時，鋼中會殘存固溶N，因 此應變時效發生，不能確保延伸率和延伸凸緣性。另一方面，Al含量超過1.00質量％時，會 阻礙加熱時的奧氏體的形成，因此不能確保馬氏體的面積率，不能確保延伸凸緣性。因此， Al含量為0. 01 1. 00質量％。
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本發明的冷軋鋼板基本上含有上述成分，剩餘部分基本上是鐵和雜質，但另外在 不損害本發明的作用的範圍內，能夠添加後述的Mo、Cu等的成分。以下，分別分為比現有的鋼進一步提高了延伸凸緣性的冷軋鋼板(本案第一發 明)，比現有鋼進一步提高了延伸率和延伸凸緣性的平衡的冷軋鋼板(本案第二發明)，使 屈服應力、延伸率和延伸凸緣性均提高了的冷軋鋼板(本案第三發明和本案第四發明)，各 說明具體的發明的構成。[本案第一發明]首先，對於比現有的鋼進一步提高了延伸凸緣性的冷軋鋼板(以下稱為本案第一 發明的鋼板)進行說明。[本案第一發明的鋼板的組織]如上述，本案第一發明的鋼板，以回火馬氏體單相組織，或者與前述的專利文獻2、 3同樣的二相組織(鐵素體+回火馬氏體)為基礎。但是，本案第一發明的鋼板，特別是在 該回火馬氏體的硬度控制在380Hv以下，並且在該回火馬氏體中析出的粗大的滲碳體粒子 的存在數量和在全部組織中析出的細長形狀的夾雜物的存在數量受到控制的點上，與上述 專利文獻2、3的鋼板不同。〈硬度380Hv以下的回火馬氏體以面積率計為50%以上(包括100%)>限制回火馬氏體的硬度而提高該回火馬氏體的變形能，能夠抑制應力向鐵素體與 該回火馬氏體的界面集中，防止龜裂在該界面的發生，從而確保延伸凸緣性。此外，通過成 為回火馬氏體主體的組織，即使降低該回火馬氏體的硬度，也能夠確保高強度。為了有效地發揮上述作用，回火馬氏體的硬度為380Hv以下(優選為370Hv以下， 更優選為350Hv以下)，該回火馬氏體以面積率計為50%以上，優選為60%以上，更優選為 70%以上(包括100% )。還有，剩餘部分為鐵素體。通過減少在延伸凸緣變形時成為破壞起點的粗大的滲碳體粒子的數量，能夠改善 延伸凸緣性。即，通過控制回火時在馬氏體中析出的粗大的滲碳體粒子的存在數量，能夠使 延伸凸緣性提高。為了有效地發揮上述作用，每1 μ m2的回火馬氏體中所含的當量圓直徑0. 1 μ m以 上的粗大的滲碳體粒子限制在2. 3個以下，優選在1. 8個以下，更優選在1. 3個以下。本發明者們通過擴孔試驗，對於在基體組織(全部組織)中存在的夾雜物帶給延 伸凸緣性的影響進行了各個研究。其結果得出以下的結論。調查擴孔試驗後的試樣的斷裂部鄰域的龜裂的發生狀況時，可知龜裂主要是從長 寬比為2. 0以上的細長形狀的夾雜物開始發生，該長寬比為2. 0以上的細長形狀的夾雜物 支配延伸凸緣性。如此，長寬比為2.0以上的細長形狀的夾雜物支配延伸凸緣性的理由推定為如 下。S卩，在基體組織中存在夾雜物這樣的缺陷時，在該缺陷的前端鄰域發生的應力ο χ 由式(4)表示。σχ=Κ//" (2πχ)…式⑷
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在此，K=Mσ/~ (π a)…式(5)σ X 距缺陷的前端離χ距離的點的應力χ:距缺陷的前端的距離K 應力擴大係數M 比例常數σ 施加的應力a:缺陷長度即使是相同面積的夾雜物(缺陷)，隨著其長寬比變大，夾雜物的長徑(缺陷長 度)a變長，如式(5)所表明，應力擴大係數K變大。其結果如式(4)所表明的，在夾雜物 (缺陷)的前端鄰域發生的應力σχ也變大，應力在該夾雜物(缺陷)的前端鄰域集中。而 且認為，若夾雜物(缺陷)的長寬比達到2.0以上，則在夾雜物(缺陷)的前端鄰域發生的 應力σχ過大，應力集中超過極限而容易發生龜裂。因此，為了有效地防止該龜裂的發生，將基體組織(全部組織)中析出的長寬比為 2.0以上的夾雜物的存在數限制在每Imm2中為200個以下，優選為180個以下，更優選為 150個以下。以下，對於回火馬氏體的硬度及其面積率、滲碳體粒子的尺寸及其存在數量和夾 雜物的長寬比及其存在數量的測定方法進行說明。首先，對各供試鋼板進行鏡面研磨，用3%硝酸乙醇腐蝕液進行腐蝕而使金屬組 織顯現後，在大約4μ πιΧ3μ m的區域的5個視野中，觀察倍率20000倍的掃描電子顯微鏡 (SEM)像，根據圖像分析，不含滲碳體的區域為鐵素體。然後其餘的區域為馬氏體，由各區域 的面積比率計算馬氏體的面積率。接著，遵循JIS Z 2244的試驗方法，測定各供試鋼板表面的維氏硬度(98. 07N) Hv，採用式(6)進行換算而成為馬氏體的硬度ΗνΜ。HvM = (100 X Hv-VF X HvF)/VM…式(6)其中，HvF = 102+209[% P]+27[% Si]+10[% Mn]+4[% Mo]-10[% Cr]+12[% Cu] (F ·Β 力V 著，藤田利夫譯，「鋼鐵材料的設計和理論」丸善株式會社、昭和56年9月30
日發行，由P. 10的圖2. 1，讀取各合金元素量對低C鐵素體鋼的屈服應力的變化的影響的程 度(直線的傾斜度)並進行公式化。還有，Al、N等其他元素對鐵素體的硬度沒有影響。)在此，HvF 鐵素體的硬度，VF 鐵素體的面積率(％ )，VM 馬氏體的面積率(％ )， [% X]成分元素X的含量(質量％ )。另外，對各供試鋼板進行鏡面研磨，用3%硝酸乙醇腐蝕液腐蝕而使金屬組織顯現 後，以能夠分析馬氏體內部的區域的方式，如此在100 μ m2區域的視野中觀察倍率10000倍 的掃描電子顯微鏡(SEM)像。然後，根據圖像的對比度，白的部分判別為滲碳體粒子並標 記，用圖像分析軟體，由所述標記的各滲碳體粒子的面積計算當量圓直徑，並且求得單位面 積中存在的既定尺寸的滲碳體粒子的個數。另外，對各供試鋼板進行鏡面研磨，在10000 μ m2區域的視野中觀察倍率400倍的 光學顯微鏡(SEM)像，根據圖像的對比度，黑的部分判別為夾雜物並標記。然後，通過圖像 分析軟體，求得標記的各夾雜物的最大直徑和最小直徑並將其比(最大直徑/最小直徑)作為長寬比，關且求得單位面積中存在的長寬比2.0以上的夾雜物的個數。本案第一發明的鋼板，具有前述的本發明的基本成分組成，但其中Si含量基於下 述的理由，優選為0. 5 3. 0質量％的範圍。BP, Si除了前述的效果以外，還具有抑制回火時的滲碳體粒子粗大化的效果，通過 防止粗大的滲碳體粒子的生成，可使延伸凸緣性提高。Si含量低於0. 5質量％時，在回火中 滲碳體粒子粗大化，當量圓直徑0. Iym以上的滲碳體粒子增加，不能發揮125%以上這樣 顯著優異的延伸凸緣性。另一方面，Si含量超過3. 0質量％時，如前述，因為阻礙加熱時的 奧氏體的形成，所以不能確保馬氏體的面積率，仍不能確保延伸凸緣性。還有，本案第一發明的鋼板中的優選Si含量的範圍是0. 7 2. 5質量％，更優選 為1.0 2.0質量％。Mn也在前述本發明的基本成分組成的範圍中含有，但Mn與Si—樣，具有抑制回火 時的滲碳體粗大化的效果。因此，Mn—邊防止粗大的滲碳體粒子的生成，一邊適度地使微 細的滲碳體粒子的數量增大，由此有助於延伸率和延伸凸緣性的並立，並且還具有確保淬 火性這樣的效果。本案第一發明的鋼板的優選的Mn含量的範圍為0. 60 3. 0質量％，更優選為 1. 30 2. 5質量％。接著，以下對於用於取得本案第一發明的鋼板的優選製造方法進行說明。[本案第一發明的鋼板的優選的製造方法]為了製造本案第一發明的冷軋鋼板，首先，熔煉具有上述成分組成的鋼，通過鑄錠 或連續鑄造成為板坯之後，進行熱軋。在熱軋中，將精軋的結束溫度設定為Ar3點以上，適 宜進行冷卻後，在450 700°C的範圍卷取。熱軋結束後進行酸洗，之後進行冷軋，冷軋率可 以為30%左右以上。然後，在上述冷軋後，繼續反覆進行兩次退火，再進行回火。(第一次退火條件)在第一次退火中，加熱至退火加熱溫度1100 1200°C，退火保持時間保持超過 10s,3600s以下後，冷卻至200°C以下。還有，對冷卻速度沒有特別制約，其冷卻方法任意。〈退火加熱溫度加熱至1100 1200°C，退火保持時間超過10s、3600s以下〉這是用於通過退火加熱，使由於冷軋而延伸的夾雜物(特別是MnS夾雜物)球狀 化的條件。退火加熱溫度低於1100°C時或者退火保持時間低於IOs以下時，夾雜物的形狀變 化不充分，不能充分降低長寬比2.0以下的夾雜物的存在數量。另一方面，若退火加熱溫度 超過1200°C，或者退火保持時間超過3600s，則在氧化性氣氛下進行加熱的工業爐內，鋼板 表面的氧化皮的發生或鋼板表面的脫碳顯著，因此不為優選。[第二次退火條件]在第二次退火中，加熱至退火加熱溫度[(Acl+Ac3)/2] 1000°C，退火保持時 間保持3600s以下後，以50°C /s以上的冷卻速度從退火加熱溫度直接急冷至Ms點以下 的溫度。或者以1°C /s以上的冷卻速度(第一冷卻速度)從退火加熱溫度徐冷至低於退火 加熱溫度、並在600°C以上的溫度(第一冷卻結束溫度)之後，再以50°C/s以下的冷卻速度(第二冷卻速度)急冷至Ms點以下的溫度(第二冷卻結束溫度)。這是用於退火加熱時充分相變為奧氏體，確保之後的冷卻時從奧氏體相變生成的 馬氏體的面積率在50%以上的條件。退火加熱溫度低於[(Acl+Ac3)/2]°C時，退火加熱時向奧氏體的相變量不足，因此 其後的冷卻時從奧氏體相變生成的馬氏體的量減少，不能確保馬氏體的面積率為50%以 上。另一方面，若退火加熱溫度超過1000°C，則奧氏體組織粗大化，鋼板的彎曲性或韌性劣 化，並且還會造成退火設備的劣化，因此不為優選。另外，若退火保持時間超過3600s，則生產率極端惡化，因此不為優選。〈以50°C/s以上的冷卻速度急冷至Ms點以下的溫度>這是為了抑制冷卻中由奧氏體形成鐵素體或貝氏體組織，得到馬氏體組織。以比Ms點高的溫度結束急冷，冷卻速度低於50°C /s時，會使貝氏體形成，不能確 保鋼板的強度。(以1°C/s以上的冷卻速度徐冷至低於加熱溫度、並在600°C以上的溫度)由此，通過形成以面積率計低於50%的鐵素體組織，可在確保延伸凸緣性的狀態 下實現延伸率的改善。在低於600°C的溫度或低於1°C /s的冷卻速度下，鐵素體的形成過剩，馬氏體的面 積率不足，不能確保強度和延伸凸緣性。[回火條件]作為回火條件，從上述退火冷卻後的溫度加熱至第一階段的回火加熱溫度 325 375°C，以5°C /s以上的平均加熱速度加熱100 325°C之間，第一階段的回火保 持時間保持50s以上後，再加熱至第二階段的回火加熱溫度T :400°C以上，以第二階段 的回火保持時間 t (s)為 Pt = (T+273) · [log⑴+17] > 13600，並且，Pg = exp[_9649/ (T+273)] Xt < 0.9X ΙΟ"3的條件保持後，冷卻即可。還有，第二階段的保持中使溫度T變 化時，使用式(7)即可。[數式1]
} ( 9649 .Pg = Jexp.論…(式7)
0 、{Tit)+ 2m))在作為滲碳體從馬氏體析出最快的溫度區域的350°C附近保持而使馬氏體組織中 均一地析出滲碳體粒子後，加熱到更高溫度區域並保持，由此能夠使滲碳體粒子生長到適 當的尺寸。如果第一階段的回火加熱溫度低於325°C或超過375°C，或者100 325°C之間的 平均加熱速度低於5°C /s，則滲碳體粒子在馬氏體中的析出會不均一地發生，因此在其後 第二階段的加熱保持中的生長會導致粗大的滲碳體粒子的比例增加，得不到延伸凸緣性。〈加熱至第二階段的回火加熱溫度T:400°C以上，以第二階段的回火保持時 間 t(s)為 Pt = (T+273) · [log ⑴+17] > 13600，並且，Pg = exp [-9649/(T+273) ] X t<0.9 X 10_3的條件保持〉在此，Pt = (T+273) · [log(t)+17]是金屬學會編鋼鐵材料講座 現代的金屬學 材料編4，p. 50所述的規定回火馬氏體的硬度的參數。另外，Pg = exp[-9649/(T+273)]Xt 是杉本孝一等著的「材料組織學」朝倉書店出版，pl06的公式(4. 18)中所述的對於析出物 的晶粒生長模型根本地進行變量的設定和簡略化，規定作為析出物的滲碳體粒子的尺寸的參數。若第二階段的回火加熱溫度T低於400°C，則用於使滲碳體粒子生長為充分的尺 寸所需要的保持時間t變得過長。Pt = (T+273) · [log(t)+17]彡13600時，馬氏體的硬度無法充分降低，得不到延
伸凸緣性。Pg = exp [-9649/ (T+273) ] X t 彡 0· 9 X 1(Γ3 時，滲碳體粒子粗大化，0. 1 μ m 以上的
滲碳體粒子的數量變得過多，因此仍不能確保延伸凸緣性。[本案第二發明]接著，對於比現有的鋼進一步提高了延伸率和延伸凸緣性的平衡的冷軋鋼板(以 下稱本案第二發明的鋼板)進行說明。(本案第二發明的鋼板的組織)如上述，本案第二發明的鋼板，以與上述專利文獻2、3同樣的二相組織(鐵素體+ 回火馬氏體)為基礎。但是，本案第二發明的鋼板，特別是在該回火馬氏體的硬度被控制在 330Hv以上、450Hv以下，並且鐵素體晶粒長度方向相對於C方向(與軋制方向成直角的方 向)的夾角的取向分布被各向同性地控制這一點上，與上述專利文獻2、3的鋼板有所不同。通過使回火馬氏體達到一定以上的硬度，一邊保持抗拉強度，一邊限制為一定以 下的硬度而提高該回火馬氏體的變形能，從而抑制應力向鐵素體和該回火馬氏體的界面集 中，防止龜裂在該界面的發生，確保延伸凸緣性。為了有效地發揮上述作用，回火馬氏體的硬度為330Hv以上450Hv以下(更優選 為430Hv以下)。<回火馬氏體以面積率計50%以上70%以下〉通過成為回火馬氏體主體的組織，即使降低回火馬氏體的硬度，也能夠確保高抗 拉強度。同時確保一定程度的鐵素體面積率，在鐵素體和馬氏體之間分配應變，從而確保延 伸率。為了有效地發揮上述作用，回火馬氏體以面積率計為50%以上70%以下(更優選 為60%以下)。還有，剩餘部分為鐵素體。<鐵素體最大粒徑為當量圓直徑12 μ m以下〉通過減小鐵素體粒徑，即使在基體組織中導入以面積率計為30 50%的鐵素體， 仍可抑制應力向鐵素體和該回火馬氏體的界面集中，防止龜裂在該界面的發生，確保延伸 凸緣性。為了有效地發揮上述作用，使鐵素體晶粒的最大直徑為當量圓直徑計12μπι以下 (更優選為1(^!11以下)。〈C方向和鐵素體晶粒長度方向的夾角的每10度的頻率分布的最大值為18%以
12下，最小值為6%以上〉在鐵素體+馬氏體的二相組織中，使鐵素體晶粒長度方向相對於C方向的取向分 布接近各向同性，從而提高作為二相組織的組織的均一性，確保延伸凸緣性。另外，對於抗拉強度和延伸率的作用效果如下。當鐵素體與馬氏體的界面與拉伸方向平行時，鐵素體相和馬氏體相的各相分別在 等應變下變形，由此，與組織分率相當的馬氏體相的抗拉強度被反映出來，該二相組織的抗 拉強度得到確保。但是，該組織的延伸率受馬氏體相制約。另一方面，當鐵素體與馬氏體的界面與拉伸方向垂直時，鐵素體相和馬氏體相的 各相分別在等應力下變形，由此，與組織分率相當的鐵素體相的延伸被反映出來，該二相組 織的延伸率提高。但是，該組織的抗拉強度受鐵素體相制約。在鐵素體+馬氏體的二相組織中，使鐵素體晶粒長度方向相對於C方向的取向分 布接近各向同性，意味著作為相對於上述拉伸方向的鐵素體與馬氏體的界面的方向，與之 平行的成分和與之垂直的成分被大致等量而平衡地導入。其結果是，既能夠確保抗拉強度 又能夠使延伸率提高。 為了有效地發揮上述作用，C方向和鐵素體晶粒長度方向的夾角的每10度的頻率 分布的最大值為18%以下，最小值為6%以上(更優選最大值為16%以下，最小值為7%以 上)。若脫離上述範圍，則在鐵素體與馬氏體之間的應變的分配就無法適當地進行，不 能實現980MPa以上的抗拉強度和13%以上的延伸率的並立，或者組織的均一性不充分，不 能確保90%以上的延伸凸緣性。以下，對於回火馬氏體的硬度及其面積率，以及鐵素體晶粒的最大直徑(當量圓 直徑)和鐵素體晶粒的取向性(C方向與鐵素體晶粒長度方向的夾角的分布)的測定方法 進行說明。首先，對於各供試鋼板進行調整，直至能夠觀察其軋制方向成為法線方向的面，之 後進行鏡面研磨，用硝酸乙醇腐蝕液進行腐蝕而使金屬組織顯現後，用掃描電子顯微鏡以 1000倍的倍率觀察3個視野。然後，將掃描電子顯微鏡中的包含白色的粒狀反差的區域作 為馬氏體，通過圖像分析，測定該區域在整體中所佔的比例，作為馬氏體面積率。接著，遵循JIS Z 2244的試驗方法，測定各供試鋼板表面的維氏硬度(98. 07N) Hv，採用式(6)進行換算而成為馬氏體的硬度ΗνΜ。HvM = (100 X Hv-VF X HvF)/VM…式(6)其中，HvF = 102+209[% P]+27[% Si]+10[% Mn]+4[% Mo]-10[% Cr]+12[% Cu] (F ·Β 力V 著，藤田利夫譯，「鋼鐵材料的設計和理論」丸善株式會社、昭和56年9月30
日發行，由P. 10的圖2. 1，讀取各合金元素量對低C鐵素體鋼的屈服應力的變化的影響的程 度(直線的傾斜度)並進行公式化。還有，Al、N等其他元素對鐵素體的硬度沒有影響。)在此，HvF 鐵素體的硬度，VF 鐵素體的面積率(％ )，VM 馬氏體的面積率(％ )， [% X]成分元素X的含量(質量％ )。關於鐵素體晶粒的最大直徑(當量圓直徑)，通過圖像分析，由圖像分析測定各粒 子的面積後，以式(8)換算成當量圓直徑，求得其最大值。
[當量圓直徑]=2Χ(Α/π)0.5…式(8)在此，A 各粒子的面積。關於鐵素體晶粒的取向性(C方向和鐵素體晶粒長度方向的夾角的分布)，根據由 圖像分析軟體(Media Cybernetics公司制ImageProPlus)進行的圖像分析，採用表示各鐵 素體晶粒的長度方向與C方向的夾角的「角度」這一參數，求得每10度的頻率分布，求得該 頻率分布的最大值、最小值。本案第二發明的鋼板，具有前述的本發明的基本成分組成，但Mn含量優選為 0. 5 5. 0質量％的範圍。Mn含量更優選為0. 7 4. 0質量％，進一步優選為1. 0 3. 0
質量％。Si也還在所述基本成分組成的範圍內在本案第二發明的鋼板中被含有。但是，本 案第二發明的鋼板中的優選的Si含量的範圍是0. 3 2. 5質量％，更優選為0. 5 2. 0質量％。[本案第二發明的鋼板的優選的製造方法]接著，以下說明用於獲得本案第二發明的鋼板的優選的製造方法。為了製造本案第二發明的冷軋鋼板，首先，熔煉具有上述成分組成的鋼，通過鑄錠 或連續鑄造成為板坯之後進行熱軋。作為熱軋條件，將精軋的結束溫度設定為Ar3點以上， 適宜進行冷卻後，在450 700°C的範圍卷取。熱軋結束後進行酸洗，之後進行冷軋，冷軋率 為30%左右以上即可。然後，在上述冷軋後，繼續反覆進行兩次退火，再進行回火。(第一次退火條件)作為第一次退火條件，加熱至退火加熱溫度=Ac3 1000°C，退火保持時間保持 3600s以下後，以50°C /s以上的冷卻速度從退火加熱溫度直接急冷至Ms點以下的溫度。由此，在第一次退火時充分地相變成奧氏體，從而能夠儘可能高地確保在其後的 冷卻時從奧氏體相變生成的馬氏體的面積率。退火加熱溫度低於Ac3°C時，在退火加熱中向奧氏體的相變量不足，因此在其後的 冷卻時從奧氏體相變生成的馬氏體的量減少，不能確保充分的面積率。另一方面，若退火 加熱溫度超過1000°c，則奧氏體組織粗大化，實施第二次退火、回火後的鐵素體粒徑變得粗 大，因此無法獲得延伸凸緣性，並且還造成退火設備的劣化，因此不為優選。另外，若退火保持時間超過3600s，則生產率極端惡化，因此不為優選。由此，能夠抑制在冷卻中由奧氏體形成鐵素體或貝氏體組織，能夠得到馬氏體組
么口
/Ν ο若在比Ms點高的溫度下結束急冷，或冷卻速度低於50°C /s，則貝氏體形成，最終 組織中鐵素體粒徑變得粗大，得不到延伸凸緣性。通過該第一次退火，組織的微細化被達成，並且能夠抑制軋制組織的繼承。在該第 一次退火中，因為晶粒繼承軋制組織而與C方向平行地延伸，所以在鐵素體與馬氏體之間 應變的分配得不到充分地進行，不能確保延伸率。或者，相對於C方向的鐵素體晶粒長度方
14向的取向性分布的各向同性不充分，不能確保延伸凸緣性。[第二次退火條件]作為第二次退火條件，以15°C /s以上的升溫速度加熱至退火溫度(ACi+AC3) /2以 上、低於Ac3,加熱保持時間保持600s以下後，以50°C /s以上的冷卻速度從退火加熱溫度 直接急冷至ms點以下的溫度。在工業上製造的鋼材中，含有在熔煉階段所形成的mn化合物的微觀偏析。該mn化 合物的微觀偏析(以下簡稱為「mn偏析」)經熱軋、冷軋而沿板厚方向壓縮，沿l方向(軋 制方向)和c方向(與軋制方向和板厚方向雙方成直角的方向)伸展。因此，從l方向對 鋼板截面進行組織觀察時，mn偏析以沿著c方向延伸這樣的形態存在。在工業的工序之中 微觀偏析未得到解除。因此，對冷軋材進行熱處理時，沿l方向和c方向延伸的mn偏析層 狀存在。因為mn是奧氏體穩定化元素，所以在mn濃的區域，加熱時從鐵素體向奧氏體的相 變被促進，而冷卻時從奧氏體向鐵素體的相變受到抑制。因此，在存在mn偏析的二相組織 鋼(dp鋼)中，若不充分控制相變舉動，則沿著mn偏析層，馬氏體以在c方向上伸展的形態 被形成，而在mn負偏析層中，鐵素體以在c方向上伸展形態被形成。在mn偏析存在的狀況下，為了不使鐵素體晶粒的長軸方向集中在c方向，而是隨 機的，就要通過15°c /s以上的急速加熱而使第一次退火時的熱處理中得到的均質的馬氏 體組織成為過熱馬氏體，使巨大的逆相變驅動力發生。由此，無論有無mn偏析，逆相變都會 均一地發生，因此其後冷卻而得到的組織變得均一，使鐵素體晶粒的長軸方向(長度方向) 朝向隨機的方向。升溫速度低於15°c /s時，mn偏析對於核生成及其核生長產生影響，因此在鐵素體 晶粒長度方向充分的各向同性的取向分布上不為優選。〈退火加熱溫度=(acaac3)/^以上、低於ac3,退火保持時間600s以下>由此，能夠在第二次退火加熱時相變成適量的奧氏體，使其後的冷卻時從奧氏體 相變生成的馬氏體的面積率在50 %以上、70 %以下。退火加熱溫度低於(acl+ac3)/2時，在第二次退火加熱時向奧氏體的相變量不 足，因此在其後的冷卻時從奧氏體相變生成的馬氏體的量減少，不能確保面積率為50%以 上。另一方面，若退火加熱溫度達到ac3以上，則向奧氏體的相變量過剩，作為剩餘部分 的鐵素體的面積率減少，因此不能確保充分的延伸率。更優選的退火加熱溫度的上限為 (0. 3α(^+0· 7ac3)。另外，若退火保持時間超過600s，則經急速加熱而成為各向同性的組織在mn偏析 的影響下沿c方向延伸，相對於c方向的鐵素體長度方向的各向同性降低，延伸率和延伸凸 緣性降低。由此，與上述[第一次退火條件]中闡述的一樣，能夠抑制冷卻中由奧氏體形成鐵 素體或貝氏體組織，得到馬氏體組織。以比ms點高的溫度結束急冷，冷卻速度低於50°c /s時，會使貝氏體形成，不能確 保鋼板的抗拉強度。[回火條件]
退火狀態的馬氏體非常硬質，延伸凸緣性降低。為了既確保抗拉強度又確保延 伸凸緣性，需要使回火馬氏體的硬度為330Hv以上、450Hv以下。為此，需要進行在300 550°C的溫度範圍保持60秒以上1200秒以下這樣的回火(再加熱處理)。該回火工序中的保持溫度低於300°C時，馬氏體的軟質化不充分，因此延伸凸緣性 降低。另一方面，若保持時間比550°C高，則回火馬氏體的硬度過於降低，得不到抗拉強度。另外，回火工序中的保持時間低於60秒時，馬氏體的軟質化不充分，因此鋼板的 延伸率和延伸凸緣性降低。另一方面，若保持時間比1200秒長，則馬氏體過於軟質化，難以 確保抗拉強度。該保持時間優選為90秒以上、900秒以下，更優選為120秒以上、600秒以 下。[本案第三發明和本案第四發明]接下來，對於使屈服應力和延伸率和延伸凸緣性均提高了的冷軋鋼板(以下稱為 本案第三發明的鋼板或本案第四發明的鋼板)進行說明。[本案第三發明的鋼板的組織]如上述，本案第三發明的鋼板，以回火馬氏體單相組織或與上述專利文獻2、3同 樣的二相組織(鐵素體+回火馬氏體)為基礎。但是，特別是在該回火馬氏體的硬度被控 制在380Hv以下，並且全部組織中的位錯密度受到控制這一點上，與上述專利文獻2、3的鋼 板有所不同。〈硬度380Hv以下的回火馬氏體以面積率計為50%以上(包括100%)>通過限制回火馬氏體的硬度而提高該回火馬氏體的變形能，能夠抑制應力向鐵素 體與該回火馬氏體的界面集中，防止龜裂在該界面的發生，從而確保延伸凸緣性。另外，通 過成為回火馬氏體主體的組織，即使降低該回火馬氏體的硬度，也能夠確保高屈服強度。為了有效地發揮上述作用，回火馬氏體的硬度為380Hv以下(優選為370Hv以下， 更優選為350Hv以下)。該回火馬氏體以面積率計為50%以上，優選為60%以上，更優選為 70%以上(包括100% )。還有，剩餘部分為鐵素體。本發明者們發現，在具有上述成分組成的C-Si-Mn系的低合金鋼中，回火溫度超 過400°C的馬氏體主體的組織的屈服強度，在4個強化機理(固溶強化、析出強化、微細化強 化、位錯強化)中，很強地依賴於位錯強化。於是可知，為了確保900MPa以上的屈服強度， 需要使全部組織中的位錯密度確保在lX1015m_2以上。另一方面，可知由於延伸率與變形初期的位錯密度有著很強的負相關，因此為了 確保10%以上的延伸率，需要將位錯密度限制在4X 1015m_2以下。因此，全部組織中的位錯密度為IX IO15 4X 1015m_2。
如上述，為了確保10%以上的延伸率，全部組織中能夠導入的位錯密度存在上限。 因此，本發明者們進一步進行研究的結果發現，為了確實地得到900MPa以上的屈服強度， 需要活用僅次於位錯強化而有助於屈服強度的固溶強化。首先，作為表示用於確實地得到上述900MPa以上的屈服強度所需要的固溶強化 量的指標，導入式(1)所示的Si等量。該Si等量以顯示出固溶強化作用的代表性的元素Si作為基準，將Si以外的各元素的固溶強化作用(F ·Β ^、y力'J、y 7著，藤田利夫譯，「鋼 鐵材料的設計和理論」丸善株式會社、昭和56年9月30日發行，參照p. 8)換算成Si濃度 並公式化。[Si 等量]=[% Si] +0. 36 [ % Mn] +7. 56 [ % P] +0. 15[%Mo]+0. 36[%Cr]+0. 43[% Cu]…式⑴接著，由位錯強化帶來的屈服強度的上升量Δ σ，根據Bailey-Hirsh的關係式， 作為位錯密度ρ的函數，由Δσ Vp表示(中鳥孝一等，「利用X射線衍射的位錯密度的 評價法」，材料和工藝，日本鋼鐵協會，2004年，第17卷，第3號，參照P. 396-399)。然後，實 驗性地驗證來自上述固溶強化的屈服強度的上升效果和來自上述位錯強化的屈服強度的 上升效果的定量的關係，其結果可知，通過Si等量滿足式(2)，能夠確實地得到900MPa以上
的屈服強度。>4.6-5.3xl(TV"[位錯密度]…(2)以下，對於回火馬氏體的硬度及其面積率，以及位錯密度的測定方法進行說明。為了求得回火馬氏體的面積率，首先，對各供試鋼板進行鏡面研磨，用3%硝酸乙 醇腐蝕液進行腐蝕而使金屬組織顯現後，在大約4 μ mX 3 μ m的區域的5個視野中，觀察倍 率20000倍的掃描電子顯微鏡(SEM)像，根據圖像分析，不含滲碳體的區域為鐵素體。然後 其餘的區域為回火馬氏體，由各區域的面積比率計算回火馬氏體的面積率。接著，關於回火馬氏體的硬度，遵循JIS Z 2244的試驗方法，測定各供試鋼板表面 的維氏硬度(98.07N)Hv，採用式(6)換算成回火馬氏體的硬度HvM。HvM = (100 X Hv-VF X HvF)/VM…式(6)其中，HvF = 102+209[% P]+27[% Si]+10[% Mn]+4[% Mo]-10[% Cr]+12[% Cu] (F ·Β 力V 著，藤田利夫譯，「鋼鐵材料的設計和理論」丸善株式會社、昭和56年9月30
日發行，由P. 10的圖2. 1，讀取各合金元素量對低C鐵素體鋼的屈服應力的變化的影響的程 度(直線的傾斜度)並進行公式化。還有，Al、N等其他元素對鐵素體的硬度沒有影響。)在此，HvF 鐵素體的硬度，VF 鐵素體的面積率(％ )，VM 回火馬氏體的面積率 (%), [%x]成分元素X的含量(質量％ )。為了計算位錯密度，調整試料而能夠測定板厚的1/4深度位置後，作為標準試料， 將Si粉末塗布在試料表面，將其掛在X射線衍射裝置(理學電機制，RAD-RU300)，提取X 射線衍射分布。然後，以該X射線衍射分布為基礎，遵循中鳥等提出的分析法計算位錯密 度(中鳥孝一等，「利用X射線衍射的位錯密度的評價法」，材料和工藝，日本鋼鐵協會，2004 年，第17卷，第3號，參照p. 396-399)。本案第三發明的鋼板，具有前述基本成分組成，其中關於Si的含量，優選為0. 1 3. 0質量％的範圍。更優選的Si的含量為0. 30 2. 5質量％，進一步優選為0. 50 2. 0
質量％。另外，Mn也在前述基本成分組成的範圍中被含有，但本案第三發明的鋼板的優選 的Mn含量的範圍是0. 30 4. 0質量％，更優選為0. 50 3. 0質量％。[本案第三發明的鋼板的優選的製造方法]
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接著，以下說明用於得到本案第三發明的鋼板的優選的製造方法。為了製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 續鑄造成為板坯之後進行熱軋。作為熱軋條件，將精軋的結束溫度設定為Ar3點以上，適宜 進行冷卻後，在450 700°C的範圍卷取。熱軋結束後進行酸洗，之後進行冷軋，冷軋率為 30%左右以上即可。然後，在上述冷軋後，繼續進行退火，再進行回火。[退火條件]作為退火條件，加熱至退火加熱溫度[(Acl+Ac3)/2] 1000°C，退火保持時間 保持3600s以下後，以50°C /s以上的冷卻速度從退火加熱溫度直接急冷至Ms點以下的溫 度即可。或者以1°C /s以上的冷卻速度(第一冷卻速度)從退火加熱溫度徐冷至低於退火 加熱溫度、並在600°C以上的溫度(第一冷卻結束溫度)之後，再以50°C/s以下的冷卻速 度(第二冷卻速度)急冷至Ms點以下的溫度(第二冷卻結束溫度)。這是為了退火加熱時充分相變為奧氏體，確保之後的冷卻時從奧氏體相變生成的 馬氏體的面積率在50%以上。退火加熱溫度低於[(Acl+Ac3)/2]°C時，退火加熱時向奧氏體的相變量不足，因此 其後的冷卻時從奧氏體相變生成的馬氏體的量減少，不能確保面積率為50%以上。另一方 面，若退火加熱溫度超過iooo°c，則奧氏體組織粗大化，鋼板的彎曲性或韌性劣化，並且還 會造成退火設備的劣化，因此不為優選。另外，若退火保持時間超過3600s，則生產率極端惡化，因此不為優選。〈以50°C/s以上的冷卻速度急冷至Ms點以下的溫度>由此，能夠抑制冷卻中由奧氏體形成鐵素體或貝氏體組織，得到馬氏體組織。以比Ms點高的溫度結束急冷，或冷卻速度低於50°C /s時，會使貝氏體形成，不能 確保鋼板的強度。(以1°C/s以上的冷卻速度徐冷至低於加熱溫度、並在600°C以上的溫度)由此，通過形成以面積率計低於50%的鐵素體組織，可在確保延伸凸緣性的狀態 下實現延伸率的改善。在低於600°C的溫度或低於1°C /s的冷卻速度下，鐵素體的形成過剩，馬氏體的面 積率不足，不能確保屈服強度和延伸凸緣性。[回火條件]作為回火條件，從上述退火冷卻後的溫度加熱至回火加熱溫度550 650°C，在同 溫度範圍，以3 30s的回火保持時間保持後冷卻即可。回火時的加熱溫度越高，其保持時間越長，位錯密度越減少。另外，加熱溫度越高， 其保持時間越長，馬氏體的硬度越降低。但是，對於位錯密度減少速度和馬氏體硬度的降低速度來說，溫度依存性和時間 依存性大不相同。位錯密度的減少速度在時間依存性方面強，相對於此，馬氏體硬度的降低 速度在溫度依存性方面強。因此，為了比現有的鋼進一步提高位錯密度，保持時間應比對於現有鋼的回火保 持時間要短。於是，為了在這樣短的保持時間的回火下仍使馬氏體硬度降低到380Hv以下，有效的是以比對於現有的鋼的回火加熱溫度高的加熱溫度進行回火。由此，能夠使位錯密 度和馬氏體硬度這兩個參數的值都納入適當範圍內。但是，若以超過650°C的溫度進行回火，則即使短時間處理，位錯密度也會急速減 少而不足。另外，若長時間保持而超過30s，則位錯密度過度減少而不足，還是得不到屈服強 度。另一方面，若以低於550°C的溫度或低於3s的保持時間進行回火，則馬氏體硬度無法充 分降低，延伸凸緣性不足。[本案第四發明的鋼板的組織]如上述，本案第四發明的鋼板，以回火馬氏體單相組織或與上述專利文獻2、3同 樣的二相組織(鐵素體+回火馬氏體)為基礎。但是，特別是在該回火馬氏體中的滲碳體的 面積率及其尺寸，以及該回火馬氏體中的固溶碳量受到控制這一點上，與上述專利文獻2、3 的鋼板有所不同。通過成為回火馬氏體主體的組織，能夠抑制應變向作為軟質相的鐵素體集中，防 止在施加應力時軟質的鐵素體率先屈服，從而使屈服強度提高。另外，通過抑制應力向鐵素體與該回火馬氏體的界面集中，防止該界面的龜裂發 生，能夠確保延伸凸緣性。為了有效地發揮上述作用，回火馬氏體的面積率為70%以上，優選為80%以上， 更優選為90%以上(包括100% )。還有，剩餘部分為鐵素體。〈回火馬氏體中的滲碳體的面積率和當量圓直徑 (0. 9Γ1/2-0. 8) XD θ 彡 6. 5Χ10_1>回火馬氏體的屈服強度由固溶強化、位錯強化、來自塊界面的晶界強化以及來自 滲碳體的析出強化這4個強化機理決定。在這4個強化機理之中，由於來自滲碳體的析出 強化會強烈地制止位錯的移動，因此對屈服強度提高的幫助非常大。在此，已知析出強化量 與滲碳體的平均粒子間隔成反比。而且，平均粒子間距由滲碳體面積率f(%)和滲碳體的 平均當量圓直徑D9 (ym)決定，由(0. 9Γ1/2-0. 8) XD θ表示(高木節雄等著，「鋼鐵的析出 冶金學最前線」，日本鋼鐵協會編，2001年，參照p. 69)。另外，關於滲碳體面積率f，在本發明的鋼中，因為基本上沒有固溶碳殘存，所以不 用實測該面積率，能夠視為鋼中含有的碳([%C])全部作為滲碳體析出。因此，能夠推定f =[% C] /6. 69。然後，針對用於達成上述要求水平的屈服強度900MPa所需要的析出物(滲碳體) 的平均粒子間距進行研究時，可知需要在0.65 μ m以下。根據以上得到式(3)。(0. 9Γ1/2-0· 8) XD θ ≤ 6· 5X ICT1 ... (3)在此，f= C]/6. 69。析出物的平均粒子間距優選為5. 5 X ICT1以下，更優選為4. OX ICT1以下。<由差示掃描量熱儀(以下簡稱為「DSC」)測定的、400°C至600°C之間發生的熱 量lj/g以下〉馬氏體在淬火時大量含有固溶碳。通過對其進行回火，固溶碳作為微細的滲碳體 析出，在析出強化作用下而有助於屈服強度的上升。另一方向，固溶碳自身也通過固溶強化 而強有力地有助於屈服強度的上升。但是，對於來自碳的固溶強化和其他強化手段進行比較研究時發現，來自碳的固溶強化使位錯的移動能力大大降低，從而使延性(特別是延伸 率)劣化。因此可知，在要求成形性的成形用薄鋼板中，優選的方法是極力降低馬氏體中的 固溶碳，通過其他強化手段(特別是析出強化)來確保屈服強度。鋼板中的固溶碳量能夠使用差示掃描量熱儀(DSC)定量性地評價。即，利用DSC 能夠測定伴隨升溫中的滲碳體等的析出而來的發熱量，該發熱量與加熱前在鋼板中以固溶 狀態存在的碳量成正比，因此能夠定量地評價鋼板中的固溶碳量。研究由DSC測定的發熱量與延伸率和延伸凸緣性的關係的結果可知，如果 400°C 600°C的範圍的發熱量為lj/g以下，則能夠得到上述要求水平的延伸率(10%以 上)和延伸凸緣性(90%以上)。上述發熱量的優選的範圍是0.7J/g以下，更優選的範圍 是0. 5J/g以下。以下，對於回火馬氏體的面積率、滲碳體的平均當量圓直徑以及利用DSC的 400°C 600°C之間的發熱量的各測定方法進行說明。首先，對各供試鋼板進行鏡面研磨，用3%硝酸乙醇腐蝕液進行腐蝕而使金屬組 織顯現後，在大約4μ πιΧ3μ m的區域的5個視野中，觀察倍率20000倍的掃描電子顯微鏡 (SEM)像，根據圖像分析，不含滲碳體的區域為鐵素體，其餘的區域為馬氏體，由各區域的面 積比率計算馬氏體的面積率。其次，對各供試鋼板進行鏡面研磨，用3%硝酸乙醇腐蝕液腐蝕而使金屬組織顯現 後，以能夠分析馬氏體內部的區域的方式，如此在100 μ m2區域的視野中觀察倍率10000倍 的掃描電子顯微鏡(SEM)像。其觀察結果是，根據圖像的對比度，白的部分判別為滲碳體粒 子並標記，用圖像分析軟體，求得所述標記的各滲碳體粒子的當量圓直徑，對其進行算術平 衡，由此計算滲碳體的平均當量圓直徑。圖1是表示利用DSC的發熱量的測定方法的一例。將使用線鋸從鋼板上提取的直 徑約3mm、高約1mm、質量約50mg的圓柱狀試驗片放入Al2O3制的試料座中，作為標準試料使 用Al2O3，在N2氣流中(流量50mL/min)，以10°C /min的升溫速度的條件，用DSC進行測定。 另外，每1. Os測定熱流速度差(mj/s)。由圖1可知，在150 250°C的範圍，熱流速度差隨著溫度上升而大體上單調增加， 但在250 500°C的範圍，發熱的峰值顯現。關於這一現象產生的原因，本發明者們進一步 進行研究的結果斷定，250 400°C的範圍的峰值是由於殘留奧氏體的分解造成的發熱引 起的，另一方面，400 600°C的範圍的峰值是由於鋼板中所含的過飽和固溶碳作為碳化物 析出時的發熱引起的。據此，表示400 600°C的範圍所見的發熱的曲線，和使150 250°C的範圍中的 熱流速度差變化近似直線而得到的基準線之間的面積(本發明鋼中在基準線上側，即圖1 的斜線部分的面積)，相當於過飽和固溶碳作為碳化物析出時的總發熱量。由該面積(即總 發熱量)除以試料的質量，計算單位質量的發熱量。本案第四發明的鋼板，具有前述的本發明的基本成分組成，但其中Si含量出於下 述理由而優選0. 1 3. 0質量％的範圍。Si作為固溶強化元素，不會使延伸率劣化並提高 屈服強度，並且還具有抑制回火時存在於馬氏體中的滲碳體粒子的粗大化的作用。Si含量 低於0.10質量％時不能有效地發揮上述這樣的作用。另一方面，如前述，Si含量超過3.0 質量％時，則阻礙加熱時的奧氏體的形成，因此不能確保馬氏體的面積率，不能確保屈服強
20度和延伸凸緣性。還有，本案第四發明的鋼板的優選Si含量的範圍是優選0.30 2.5質量％，更優 選為0. 50 2. 0質量％。另外，Mn也在前述的本發明的基本成分組成的範圍中被含有，但在本案第四發明 的鋼板中，出於下述的理由，Mn含量優選為1.0 5.0質量％。Mn與Si—樣，作為固溶強 化元素，不會使延伸率劣化並提高屈服強度，並且還具有抑制回火時的滲碳體的粗大化的 作用。Mn含量低於1. 0質量％時，不能有效地發揮固溶強化作用和滲碳體粗大化抑制作用， 在用於淬火的急速冷卻時形成貝氏體，馬氏體面積率不足，因此不能確保屈服強度和延伸 凸緣性。另一方面，如前述，若Mn含量超過5.0質量％，則淬火時(退火加熱後的冷卻時) 殘存奧氏體，使延伸凸緣性降低。Mn含量的範圍優選為1.2 4.0質量％，更優選為1.5 3.0質量％。此外，在本案第四發明的鋼板中，需要積極地含有Cr。這時，Cr含量為超過0.5質 量％，在3.0質量％以下。為了確保鋼板的延性，儘可能地使固溶碳不要殘存在鋼板中，需要在高溫下進行 回火。但是，若在高溫下進行回火，則從固溶碳析出的滲碳體粗大化，延伸凸緣性降低，並且 由於析出物的平均自由工程的擴大，也有屈服強度降低的問題。Si與Mn都是具有抑制滲碳體的粗大化的作用的元素，但只靠這些元素效果並不 充分，而適量添加粗大化抑制作用更強的Cr，便能夠開始獲得充分的效果。Cr含量在0. 5質 量％以下時，無法有效地發揮粗大化抑制作用，另一方面Cr含量超過3. 0質量％時，淬火時 形成殘留奧氏體，屈服強度和延伸凸緣性劣化。Cr含量的優選的範圍是0.6 2.5質量％， 更優選的範圍是0. 9 2. 0質量％。[本案第四發明的鋼板的優選製造方法]接著，以下說明用於獲得本案第四發明的鋼板的優選的製造方法。為了製造本案第四發明的鋼板，首先，熔煉具有上述成分組成的鋼，通過鑄錠或連 續鑄造成為板坯之後進行熱軋。作為熱軋條件，將精軋的結束溫度設定為Ar3點以上，適宜 進行冷卻後，在450 700°C的範圍卷取。熱軋結束後進行酸洗，之後進行冷軋，冷軋率為 30%左右以上即可。然後，在上述冷軋後，繼續進行退火，再進行回火。[退火條件]作為退火條件，加熱至退火加熱溫度
1000°C，退火保持 時間保持3600s以下後，以50°C /s以上的冷卻速度從退火加熱溫度直接急冷至Ms點以 下的溫度即可。或者以1°C /s以上的冷卻速度(第一冷卻速度)從所述退火加熱溫度徐冷 至低於退火加熱溫度、並在620°C以上的溫度(第一冷卻結束溫度)之後，再以50°C /s以 下的冷卻速度(第二冷卻速度)急冷至Ms點以下的溫度(第二冷卻結束溫度)。〈退火加熱溫度
1000°C，退火保持時間:3600s以下〉由此，在退火加熱時充分相變成奧氏體，確保其後的冷卻時從奧氏體相變生成的 馬氏體的面積率在70%以上。退火加熱溫度低於
時，在退火加熱時向奧氏體的相變量不 足，因此其後的冷卻時從奧氏體相變生成的馬氏體的量減少，不能確保面積率為70%以上。另一方面，若退火加熱溫度超過1000°C，則奧氏體組織粗大化，鋼板的彎曲性或韌性劣化， 並且還會造成退火設備的劣化，因此不為優選。另外，若退火保持時間超過3600s，則生產率極端惡化，因此不為優選。〈以50°C/s以上的冷卻速度急冷至Ms點以下的溫度>由此，抑制冷卻中由奧氏體形成鐵素體或貝氏體組織，得到馬氏體組織。以比Ms點高的溫度結束急冷，或冷卻速度低於50°C /s時，會使貝氏體形成，不能 確保鋼板的強度。〈以1°C/s以上的冷卻速度徐冷至低於加熱溫度、並在620°C以上的溫度>由此，通過形成以面積率計低於30%的鐵素體組織，可在確保延伸凸緣性的狀態 下實現延伸率的改善。在低於620°C的溫度或低於1°C /s的冷卻速度下，鐵素體的形成過剩，馬氏體的面 積率不足，不能確保屈服強度和延伸凸緣性。[回火條件]作為回火條件，從上述退火冷卻後的溫度加熱至加熱溫度T :520°C以上，在該溫 度 T 下，以保持時間 t (s)為 8X Kr4 < P = exp[-9649/(T+273)] Xt < 2. OXlO"3 的條件保 持後，冷卻即可。還有，在保持中使溫度T變化時，使用式(9)即可。[數式2]
(r ( 9649 J .P = I exp 一 …、內的、dt."(式 9)
jO I (r(0 + 273)J通過加熱到520°C以上的高溫域並保持，從而促進滲碳體的析出，加速固溶碳的消
^^ ο〈加熱至加熱溫度T:520°C以上，在該溫度T下，以保持時間t (s)為8X10_4<P =exp [-9649/ (T+273) ] Xt 在此，所謂P = exp [-9649/ (T+273) ] X t，在杉本孝一等，「材料組織學」朝倉書店， P106中作為式(4. 18)記述，是以析出物的晶粒生長模型為基礎，進行變量的設定和簡略 化，規定作為析出物的滲碳體粒子的尺寸的參數。若加熱溫度T低於520°C，則即使延長保持時間，滲碳體粒子的析出也不充分，固 溶碳大量殘存，因此不能確保延伸率。P = exp[-9649/(T+273)]Xt ^ 8X IO"4時，滲碳體的析出也不充分，固溶碳大量 殘存，因此仍然不能確保延伸率。P = exp[-9649/(T+273)] Xt彡2. OXlO"3時，滲碳體粒子粗大化，滲碳體粒子間 距變大，因此不能確保屈服強度。以下，對於前述的本發明的基本成分組成以外，可以追加添加的元素進行說明。在本案的第一 第三發明中，優選添加Cr 0. 01 1. 0質量％。Cr替代滲碳體而 作為微細的碳化物析出，是既抑制延伸凸緣性的劣化，又對提高析出強化量有用的元素。Cr 的添加量低於0.01質量％時，不能有效地發揮上述這樣的作用，另一方面，若Cr的添加量 超過1. 0質量％，則析出強化過剩，馬氏體的硬度變得過高，延伸凸緣性降低。在本案的第一 第四發明中，優選添加Mo :0. 01 1.0質量％。Mo與Cr 一樣，替
22代滲碳體而作為微細的碳化物析出，是既抑制延伸凸緣性的劣化，又對提高析出強化量有 用的元素。Mo的添加量低於0.01質量％時，不能有效地發揮上述這樣的作用，另一方面，若 Mo的添加量超過1.0質量％，則析出強化過剩，馬氏體的硬度變得過高，延伸凸緣性降低。在本案的第一 第四發明中，優選添加Cu :0.05 1.0質量％和/或附0. 05 1.0質量％。這些元素抑制滲碳體的生長，容易獲得適度微細的滲碳體，是對改善延伸率和延 伸凸緣性的平衡有用的元素。各元素的添加低於0. 05質量％時，不能有效地發揮上述這樣 的作用，另一方面，若各元素的添加量超過1.0質量％時，淬火時有奧氏體殘存，使延伸凸 緣性降低。在本案的第一 第四發明中，優選還添加Ca 0. 0005 0. 01質量％和/或Mg 0. 0005 0. 01 質量 ％。這些元素使夾雜物微細化，減少破壞的起點，是對提高延伸凸緣性有用的元素。各 元素的添加量低於0. 0005質量％時，不能有效地發揮上述這樣的作用。另一方面，若各元 素的添加量超過0. 01質量％，則夾雜物反而粗大化，延伸凸緣性降低。在本案的第一 第四發明中，優選還添加B 0. 0002 0. 0030質量％。B提高淬火性，有助於馬氏體面積率的確保，是對於提高屈服強度和延伸凸緣性有 用的元素。B的添加量低於0.0002質量％時，不能有效地發揮上述作用。另一方面，若B的 添加量超過0. 0030質量％，則淬火時有奧氏體殘存，使延伸凸緣性降低。在本案的第一 第四發明中，優選還添加REM 0. 0005 0. 01質量％。REM使夾雜物微細化，減少破壞的起點，是對提高延伸凸緣性有用的元素。REM的 添加量低於0. 0005質量％時，不能有效地發揮上述這樣的作用。另一方面，若REM的添加 量超過0. 01質量％，則夾雜物反而粗大化，延伸凸緣性降低。還有，所謂REM是指稀土元素，S卩，屬於周期表的IIIB族元素。實施例(本案第一發明的鋼板的實施例)熔煉表1所示的成分的鋼，製成厚120mm的鋼錠。通過對其熱軋而達到厚25mm之 後，再度進行熱軋而成為厚3. 2mm。對其進行酸洗後，冷軋至厚度1. 6mm而得到供試料，以表 2所示的條件對該供試料實施熱處理。(。陋樓Ss靶鋝H槭駕胳琳*·)
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鏘一項中說明的測定方法，測定 數量、以及夾雜物的長寬比及
權利要求
一種冷軋鋼板，其含有C0.03～0.30質量％；Si3.0質量％以下且含0質量％；Mn0.1～5.0質量％；P0.1質量％以下；S小於0.01質量％；N0.01質量％以下；Al0.01～1.00質量％，其特徵在於，具有以面積率計含有50％以上回火馬氏體且剩餘部分由鐵素體構成的組織，所述50％以上含100％，對所述回火馬氏體中的滲碳體粒子、所述鐵素體粒子以及全部組織中的位錯密度之中的至少1個組織因子進行控制。
2.根據權利要求1所述的冷軋鋼板，其中， 含有Si :0. 5 3. 0質量％，所述回火馬氏體的硬度為380Hv以下，存在於所述回火馬氏體中的、當量圓直徑0. 1 μ m以上的滲碳體粒子在每1 μ m2的該回 火馬氏體中為2. 3個以下，存在於全部組織中的、長寬比2. 0以上的夾雜物在每Imm2中為200個以下。
3.根據權利要求1所述的冷軋鋼板，其中， 含有Mn 0. 5 5. 0質量％，所述回火馬氏體的硬度為330Hv以上且450Hv以下，其面積率為50%以上且70%以下，所述鐵素體的最大粒徑為當量圓直徑12ym以下，在C方向即與軋制方向成直角的方 向和鐵素體晶粒長度方向的夾角的每10度的頻率分布的最大值為18%以下、最小值為6% 以上。
4.根據權利要求1所述的冷軋鋼板，其中， 含有Si 0. 1 3. 0質量％，所述回火馬氏體的硬度為380Hv以下， 全部組織中的位錯密度為1 X IO15 4X 1015m_2， 由式⑴定義的Si等量滿足式(2)，[Si 等量]=[% Si]+0. 36[% Mn]+7. 56[ % P]+0. 15[% Mo]+0. 36[% Cr]+0. 43[% Cu]…式(1)、[Si等量]彡4.0—5.3 X 10_87"[位錯密度]…式⑵。
5.根據權利要求1所述的冷軋鋼板，其中，含有Si 0. 1 3. 0 質量％ ； Mn 1. 0 5. 0 質量 ％ ； Cr 超過0. 5質量％且3. 0質量％以下，所述回火馬氏體以面積率計為70%以上且含100%，所述回火馬氏體中的滲碳體的面積率f(%)和該滲碳體的平均當量圓直徑D θ (ym) 滿足式⑶，並且，以差示掃描量熱儀(DSC)測定的、400°C至600°C之間發生的熱量為lj/g以下， (0. 9Γ1/2-0· 8) XD θ 彡 6· 5X IO"1 …式(3) 其中，f = [% C]/6. 69ο
6.根據權利要求1 4中任一項所述的冷軋鋼板，其中， 含有Cr 0. 01 1. 0質量％。
7.根據權利要求1 6中任一項所述的冷軋鋼板，其中， 含有Mo 0. 01 1. 0質量％。
8.根據權利要求1 7中任一項所述的冷軋鋼板，其中， 含有Cu 0. 05 1. 0質量％和/或Ni 0. 05 1. 0質量％。
9.根據權利要求1 8中任一項所述的冷軋鋼板，其中，含有 Ca 0. 0005 0. 01 質量％禾口 / 或 Mg 0. 0005 0. 01 質量％。
10.根據權利要求1 9中任一項所述的冷軋鋼板，其中， 含有 B 0. 0002 0. 0030 質量％。
11.根據權利要求1 10中任一項所述的冷軋鋼板，其中， 含有 REM 0. 0005 0. 01 質量％。
全文摘要
本發明的目的在於提供以下冷軋鋼板。1)與現有的鋼相比延伸凸緣性進一步提高的冷軋鋼板。2)與現有的鋼相比延伸率和延伸凸緣性的平衡進一步提高的冷軋鋼板。3)屈服應力和延伸率和延伸凸緣性的任意種進一步提高的冷軋鋼板。為了達成所述目的，本發明的冷軋鋼板的特徵在於，含有C0.03～0.30質量％、Si3.0質量％以下(含0質量％)、Mn0.1～5.0質量％、P0.1質量％以下、S低於0.01質量％、N0.01質量％以下、Al0.01～1.00質量％，並具有如下組織以面積率計含有回火馬氏體50％以上(包括100％)，並且剩餘部分由鐵素體構成，對所述回火馬氏體中的滲碳體粒子、所述鐵素體粒子以及全部組織中的位錯密度之中至少1個組織因子進行控制。
文檔編號C22C38/06GK101960038SQ20098010740
公開日2011年1月26日 申請日期2009年3月6日 優先權日2008年3月7日
發明者伊庭野朗, 村上俊夫 申請人:株式會社神戶制鋼所