深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板及其製造方法

2023-09-16 05:21:25

深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板及其製造方法
【專利摘要】本發明提供一種深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板及其製造方法。該鋼板的成分組成以質量%計，含有C：0.010～0.060%、Si：大於0.5%且為1.5%以下、Mn：1.0～3.0%、P：0.005～0.100%、S：0.010%以下、sol.Al：0.005～0.500%、N：0.0100%以下、Nb：0.010～0.100%、Ti：0.015～0.150%，並且滿足（Nb/93）/（C/12）＜0.20、0.005≤C*≤0.025、（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）≥0.150（C*＝C－（12/93）Nb－（12/48）Ti*，Ti*＝Ti－（48/14）N－（48/32）S），餘量由鐵和不可避免的雜質構成。該鋼板的組織以面積率計，含有70%以上的鐵素體相和3%以上馬氏體相。此外，拉伸強度為440MPa以上，平均r值為1.20以上。
【專利說明】深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板及其製造方法
【技術領域】
本發明涉及適合用於汽車車身內外側板等的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板及其製造方法。
【背景技術】
近年來，從保護地球環境的觀點出發，為了限制CO2的排放量，要求改善汽車的燃料效率。另外，除此以外，為了在車輛碰撞時確保乘車者的安全，還要求提高以汽車車身的碰撞特性為中心的安全性。並且，為了應對這種要求，正在積極推進汽車車身的輕量化和汽車車身的強化。
為了同時滿足汽車車身的輕量化和強化，通過對原材料進行高強度化且在剛性不成為問題的範圍內進行薄壁化而實現輕量化可以說是有效的，最近正在積極地將高強度鋼板應用於汽車部件。
另一方面，以鋼板為原材料的汽車部件大部分通過衝壓加工來成形，因此，需要汽車用鋼板(作為原材料的鋼板)具有優良的衝壓成形性。但是，高強度鋼板與通常的軟鋼板相t匕，成形性、特別是深拉性大幅變差，因此，作為在推進汽車輕量化方面的課題，對拉伸強度TS ^ 440MPa且兼具良好的深拉成形性的鋼板的要求不斷提高。具體而言，要求以作為深拉性評價指標的蘭克福特值(以下稱為r值)計平均r值> 1.20的高強度鋼板。
另外，對於高強度鋼板來說，為了進行高強度化而添加了大量的各種合金元素，由於製造條件的改變，導致存在於鋼中的析出物種類和量產生多樣的變化，卷材內、特別是卷材長度方向的材質偏差容易變大。當材質偏差大時，在汽車的連續衝壓生產線上難以穩定地進行衝壓成形，操作性大大下降，因此強烈要`求卷材內材質均勻性。
為了解決上述問題，作為在具有高r值的同時進行高強度化的方法，例如，專利文獻I中公開了如下方法:在極低碳鋼板中，以添加了將固溶在鋼中的碳、氮固定的T1、Nb而IF(無間隙原子，Interstitial atom free)化的鋼作為基體,添加S1、Mn、P等固溶強化元素。
然而，以這種極低碳鋼作為原材料並添加固溶強化元素的技術中，如果要製造拉伸強度為440MPa以上的高強度鋼板，則合金元素的添加量增多，例如當Si的添加量增多時，在連續退火中富集在表面，與氣氛中存在的微量水蒸汽反應，在表面形成Si系氧化物，導致化學轉化處理性顯著變差。此外，當P的添加量增多時，P在晶界產生偏析，導致耐二次加工脆性變差。當Mn的添加量增多時，r值下降，存在越是實現高強度化則r值越下降的問題。
其次，作為對鋼板進行高強度化的方法，除了如上所述的固溶強化法以外，還有組織強化法。由軟質鐵素體和硬質馬氏體構成的複合組織鋼板一般延展性良好且具有優良的強度-延展性平衡，而且具有屈服強度低這樣的特徵。因此，衝壓成形性比較良好。但是，r值低，深拉性差。其原因認為是由於馬氏體形成所需的固溶C阻礙了對高r值化有效的{111}再結晶織構的形成。
作為改善這種複合組織鋼板的r值的技術，例如，專利文獻2中公開了如下方法:冷軋後，在再結晶溫度~Ac3相變點的溫度下進行裝箱退火，然後，為了形成複合組織而加熱到700~800°C後，進行淬火回火。另外，專利文獻3中公開了含有規定的C量、組織中具有以體積率計合計為3%以上的貝氏體、馬氏體、奧氏體中的一種以上、平均r值為1.3以上的高強度鋼板。然而，專利文獻2、3中記載的技術均需要分別進行通過形成Al與N的團簇或析出物而使織構發達以提高r值的退火和用於製作組織的熱處理，另外，退火工序中，以裝箱退火為基本，需要進行其保持時間為I小時以上的長時間保持。因此，需要進行裝箱退火，與連續退火相比，處理時間長，工序數增加，因此效率、生產率非常差，不僅從製造成本的觀點而言經濟性差，而且在製造工藝上存在多發鋼板間的粘附、產生回火色以及爐體內罩的壽命下降等諸多問題。
此外，專利文獻4中公開了通過實現C含量與V含量的優化來改善複合組織鋼板的r值的技術。該技術中，在再結晶退火前使鋼中的C以V系碳化物的形式析出而儘量降低固溶C，從而實現高r值，接著，在a - Y雙相區進行加熱，由此使V系碳化物溶解，使C富集在Y中，並在之後的冷卻過程中生成馬氏體。
然而，在雙相區退火中使V系碳化物溶解的方法中，擔心會因溶解速度的偏差而引起材質變化，因此，需要對退火溫度和退火時間進行高精度的控制，在真機製造中的穩定性方面存在問題。 另外，專利文獻5中公開了如下技術:在以質量％計C含量為0.010~0.050%的範圍內，控制Nb含量和C含量以使0.2 ( (Nb/93) / (C/12) ( 0.7，由此兼顧高r值化和複合組織化。該技術中，在熱軋板的階段中，在退火後殘留形成馬氏體所需的固溶C，並且通過添加Nb所產生的熱軋板組織的微細化效果和NbC的析出所產生的固溶C量降低效果而實現
高r值化。
然而，專利文獻5記載的技術是通過添加Nb所產生的熱軋板組織的微細化效果和NbC的析出所產生的固溶C量降低效果而實現高r值化的技術，Nb不僅成本非常高，而且顯著延遲奧氏體的再結晶，因此存在熱軋時的負荷高這樣的問題。另外，由於在熱軋板中析出的NbC提高了冷軋時的變形阻力，因此，增大了對輥的負荷而使產生故障的風險增加，並且生產率的下降、能夠製造的產品範圍受限等也成為問題。此外，在上述C含量範圍(0.010~
0.050%)內，難以控制熱軋卷材內、特別是卷材前後端部的NbC的析出狀態，因此在以該成分體系作為原材料的冷軋鋼板中，卷材內材質在長度方向上變得不均勻，在卷材內材質均勻性方面存在問題。
對於這種提高冷軋鋼板的卷材內材質均勻性的技術，迄今已提出了多種方案。例如，專利文獻6中公開了如下技術:通過向C被降低至0.0070%以下的鋼中複合添加T1、Nb並進行卷取溫度為620°C以上的熱軋而使卷材內材質均勻化。該技術中，使成為材質偏差原因的N以TiN的形式而不是以AlN的形式在精軋之前析出，並且使C以(T1、Nb)C的複合碳化物的形式析出。然而，在實際操作中，有時卷取溫度為600°C以下或者卷材內局部為600°C以下，在這種情況下，存在因卷材內析出行為的變化而導致材質偏差變大的問題。特別是在Ti, Nb相對於C的原子比低時，C的析出固定不充分，在比較容易冷卻的卷材前後端部的材質劣化變大。
另外，專利文獻7中公開了如下技術:通過使C大於0.0050%且為0.010%以下並控制(Nb%X 12)/ (C%X93)= 1.6~2.4而減小強度、伸長率等機械特性的卷取溫度依賴性。然而，該技術中，作為對象的鋼板是以極低碳鋼的IF鋼(Interstitial free鋼，無間隙原子鋼)為基體的鐵素體單相鋼，而對於拉伸強度為440MPa以上的高強度鋼板完全沒有提及。現有技術文獻專利文獻
專利文獻1:日本特公昭57-57945號公報 專利文獻2:日本特公昭55-10650號公報 專利文獻3:日本特開2003-64444號公報 專利文獻4:日本特開2002-226941號公報 專利文獻5:日本特開2005-120467號公報 專利文獻6:日本特公昭61-032375號公報 專利文獻7:日本特開2000-303141號公報

【發明內容】

發明所要解決的問題
如上所述，在對深拉性優良的軟鋼板進行高強度化時，以往研究的利用固溶強化進行高強度化的方法中，需要添加大量的合金元素，這在成本、化學轉化處理性等方面存在問題，並且r值提高本身也存在問題。
另外，在利用組織強化的方法中，需要兩次退火法、高速冷卻設備，因此，在製造工藝上存在問題，雖然還公開了利用V和C的方法，但擔心會由於V和C的溶解速度偏差而引起材質變化，因此需要對退火溫度和退火時間進行高精度的控制，在真機製造中的穩定性方面存在問題。
此外，雖然公開了通過添加Nb所產生的熱軋板的微細化效果和NbC的析出所產生的固溶C量降低效果而實現複合·組織鋼板的高r值化的技術，但Nb不僅成本非常高，而且顯著延遲奧氏體的再結晶，因此，熱軋時的負荷高，而且在熱軋板中析出的NbC提高了冷軋時的變形阻力，因此難以進行穩定的真機製造。此外，對於卷材內材質均勻性而言，由於難以控制熱軋卷、特別是卷材前後端部的NbC等析出物的析出狀態，因此卷材內材質在長度方向上不均勻。
本發明是為了解決上述問題而進行的，其目的在於提供適合用於汽車車身內外側板等的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板及其製造方法。
用於解決問題的方法
為了解決上述問題，本發明人進行了詳細的研究。結果得到了以下見解。
本發明人對於影響鋼板的高強度化和深拉性以及在工業上大量生產鋼板時的生產率、卷材內材質均勻性的各種因素進行了深入研究。結果得到以下見解，通過以質量％計含有C:0.010 ~0.060%、N:0.0100% 以下、Nb:0.010 ~0.100%、Ti:0.015 ~0.150%、S:0.010%以下且將Nb與C的關係限定為(Nb/93) / (C/12)小於0.20，並且將未被Nb和Ti固定的C* (固溶C)量調節至規定範圍，而且在退火加熱時以平均升溫速度小於3°C /秒的低速在700~800°C的溫度範圍進行加熱，能夠形成鋼板組織含有以面積率計為70%以上的鐵素體相和以面積率計為3%以上的馬氏體相的組織，能夠製造拉伸強度(以下有時也稱為TS)為440MPa以上、平均r值為1.20以上的深拉性優良的高強度冷軋鋼板。並且發現，對於卷材內材質均勻性而言，通過限定為(Nb/93 + Ti*/48) / (C/12)≥0.150，並且控制熱軋精軋中的精軋後段兩道次的軋制率或進一步控制精軋後的冷卻條件、卷取溫度，能夠使熱軋卷材內的析出物的生成均勻化，結果，在退火後也能夠得到優良的卷材內材質均勻性。
本發明基於上述見解而完成，其要旨如下所述。
[0001]一種深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板，
其成分組成以質量％計含有c:0.010~0.060%、S1:大於0.5%且為1.5%以下、Mn:
1.0 ~3.0%、P:0.005 ~0.100%、S:0.010% 以下、sol.Al:0.005 ~0.500%、N:0.0100% 以下、Nb:0.010~0.100%、T1:0.015~0.150%，並且滿足下述式(I)、(2)和(3)的關係，餘量由鐵和不可避免的雜質構成，其組織以面積率計，含有70%以上的鐵素體相和3%以上馬氏體相，拉伸強度為440MPa以上，平均r值為1.20以上，
(Nb/93) / (C/12) < 0.20...(I)
0.005 ≤ O ≤ 0.025...(2)
(Nb/93 + Ti*/48) / (C/12)≥ 0.150...(3)
式(I)、(2)和(3)中的元素M表示元素M的含量(質量%)，O = C — (12/93) Nb 一(12/48)Ti*，Ti* = Ti — (48/14)N — (48/32)S，其中，當 Ti — (48/14)N — (48/32)S≤( O時，設 T1- (48/14) N - (48/32) S = O。
[0002]如上述[I]所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板，其特徵在於，以質量％計進一步含有合計為0.50%以下的選自Mo、Cr和V中的一種或兩種以上。
[0003]如上述[1]或[2]所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板，其特徵在於，以質量％計進一步含有選自Cu:0.30%以下、N1:0.30%以下中的一種或兩種。
[0004]如上述[1]~[3]中任一項所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板，其特徵在於，以質量％計進一步含有選自Sn:0.20%以下、Sb:0.20%以下中的一種或兩種。
[0005]如上述[1]~[4]中任一項所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板，其特徵在於，以質量％計進一步含有Ta:0.01~0.10%,並且滿足代替上述式(2)的下述式(4)，
0.005 ≤ O ≤ 0.025...(4)
在此，C* = C- (12/93) Nb — (12/181) Ta — (12/48) Ti*，Ti* = Ti — (48/14) N —(48/32) S，其中，當 T1- (48/14) N - (48/32) S ≤ O 時，設 Ti — (48/14) N — (48/32) S=O。
[0006]一種深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板的製造方法，其特徵在於，在對具有上述[1]~[5]中任一項所述的成分組成的鋼原材進行熱軋、冷軋、退火來製造高強度冷軋鋼板時，在上述熱軋中，將精軋的最終道次的軋制率設定為10%以上，將上述最終道次的前一道次的軋制率設定為15%以上，在上述退火工序中，以小於3°C /秒的平均升溫速度在700~800°C的溫度範圍進行加熱，直至800~900°C的溫度範圍，接著，以5°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至500°C以下的冷卻停止溫度。
[0007]如上述[6]所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板的製造方法，其特徵在於，在上述熱軋的精軋結束後3秒以內開始冷卻，以40°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至720°C以下，在500~700°C的溫度下卷取後，以50%以上的軋制率進行冷軋。
另外，本說明書中，表示鋼成分的％均為質量％。
發明效果
根據本發明，能夠得到拉伸強度(TS)為440MPa以上的高強度且具有由高r值(平均r值> 1.20)帶來的優良的深拉性、而且卷材內材質變化小的材質均勻性良好的高強度冷軋鋼板。此外，根據本發明，通過將昂貴的Nb與C含量的關係限定為(Nb/93)/ (C/12)小於0.20並積極地利用Ti，能夠廉價且穩定地製造TS為440MPa以上且平均r值為1.20以上的深拉性優良的高強度冷軋鋼板。
因此，在將本發明的高強度鋼板應用於汽車內外側板部件時，能夠進行以往難以衝壓成形的部件的高強度化，因此能夠大大有助於汽車車身的碰撞安全性、輕量化,此外，由於卷材內材質均勻性良好，因此還可以期待衝壓成形時操作性的提高。
【具體實施方式】
以下，對本發明進行詳細說明
一般而言，為了實現深拉伸用冷軋鋼板的高r值化，即，為了使{111}再結晶織構發達，有效的方法是儘量降低冷軋前和再結晶退火前的固溶C量以及使熱軋板組織微細化。另一方面，上述現有技術的複合組織鋼板(DP鋼板)中，需要形成馬氏體所需的固溶C，因此無法使母相的{111}再結晶織構發達，具有r值低的缺點。
然而，本發明人進行了深入研究，結果新發現了存在即使生成馬氏體{111}再結晶織構也發達、即能夠兼顧馬氏體的生成和{111}再結晶織構的發達這兩者的固溶C量範圍。也就是說，通過在將C含量控制為低於以往以低碳鋼作為原材料的DP鋼板且高於以往的極低碳鋼的C:0.010~0.060%範·圍的基礎上，結合該C含量，添加適當量的Nb和Ti量，確保適當量的固溶C量，並且在退火加熱時以平均升溫速度小於3°C /秒的低速在700~800°C的溫度範圍進行加熱，能夠促進退火後{111}再結晶織構的發達而實現高r值化，並且能夠在退火後的冷卻時生成適當量的馬氏體而實現高強度化。
此外，如以往所知，Nb具有延遲再結晶的效果，因此對於使熱軋板微細化是有效的，此外，在鋼中Nb具有高碳化物形成能力，因此在熱軋後的卷取階段中以NbC的形式在鋼中析出，能夠降低冷軋前和再結晶退火前的固溶C量，有助於高r值化。但是，Nb是昂貴的元素，而且還是增大軋制負荷、導致製造性變差的元素。因此，本發明中將Nb的含量限制在熱軋板的微細化所需的最低限量，在降低固溶C方面利用與Nb同樣具有高碳化物形成能力的Ti。也就是說，在本發明中，將Nb與C含量的關係限定為(Nb/93) / (C/12)小於0.20，並且將未被Nb、Ti固定的固溶C量(O)控制在0.005~0.025的範圍。
以往，這種固溶C的存在被認為阻礙了 {111}再結晶織構的發達，但本發明中沒有將全部的C以NbC或TiC的形式固定而存在形成馬氏體所需的固溶C，由此實現了高r值化。雖然能夠獲得這種效果的原因目前尚未明確，但可以認為在使固溶C量為上述範圍時，與固溶C對形成{111}再結晶織構所產生的負面效果相比，除了熱軋板的微細化效果以外，在基體中析出微細的NbC、TiC，冷軋時在該析出物附近累積應變從而促進{111}再結晶粒子生成的效果，以及退火加熱時以平均升溫速度小於3°C /秒的低速在700~800°C的溫度範圍進行加熱從而促進{111}再結晶粒子生成的效果等正面效果更強。如上所述，在本發明中，通過將鋼的成分組成控制在適當範圍內從而將固溶C量(O)控制在0.005~0.025的範圍，並且積極利用Ti來代替Nb，能夠大幅削減導致熱軋、冷軋負荷增大的昂貴的Nb的含量，能夠在不造成原料成本上升和生產率下降的情況下在工業上穩定地製造具有高r值的高強度冷軋鋼板。
在本發明中，通過進一步將(Nb/93 + Ti*/48)/ (C/12)限定在0.150以上，並且將熱軋時精軋的最終道次的軋制率和最終道次前一道次的軋制率控制在適當範圍內，而且適當地控制精軋後的冷卻條件，能夠促進在比較容易冷卻的熱軋卷的前後端部的NbC、TiC的析出，能夠降低高強度冷軋鋼板的卷材長度方向的材質偏差、特別是TS和平均r值的偏差。
接著，對本發明中鋼成分組成的限定理由進行說明。
C:0.010 ~0.060%
C是使鋼固溶強化、並且促進以鐵素體為主相且具有包含馬氏體的第二相的複合組織的形成從而實現高強度化所需的重要元素。當C含量低於0.010%時，難以確保充分量的馬氏體，無法得到本發明期望的440MPa以上的TS。另外，當C含量低於0.010%時，在熱軋卷取後比較容易冷卻的卷材前端部，NbC、TiC的析出容易變得不充分，卷材內的材質偏差有時會增大。另一方面，如果C含量大於0.060%，則生成的馬氏體量增加，無法得到期望的平均r值(1.20以上)。因此，在本發明中，將C設定為0.010~0.060%的範圍，優選為0.020~0.040%。另外，為了使TS達到500MPa以上，C含量優選為0.015%以上，為了使TS達到590MPa以上，C含量優選為0.020%以上。
S1:大於0.5%且為1.5%以下
Si是促進鐵素體相變、提高未相變奧氏體中的C含量從而容易形成由鐵素體和馬氏體構成的複合組織、此外固溶強·化能力也優良的元素。因此，在本發明中，為了確保440MPa以上的TS,將Si含量設定為大於0.5%O另一方面，如果Si含量大於1.5%,則在鋼板表面形成Si系氧化物，導致化學轉化處理性、塗裝粘附性、塗裝後耐腐蝕性下降。因此，在本發明中，將Si設定為大於0.5%且為1.5%以下。另外，為了使TS達到500MPa以上，Si含量優選大於0.8%，為了使TS達到590MPa以上，Si含量優選為1.0%以上。
Mn:1.0 ~3.0%
Mn是提高鋼的淬透性、促進馬氏體形成的元素，因此，在實現高強度化方面是有效的元素。當Mn含量小於1.0%時，難以形成期望量的馬氏體，有時無法確保440MPa以上的TS。另一方面，如果Mn含量大於3.0%，則導致原料成本的上升，並且r值和焊接性變差。因此，將Mn含量設定為1.0~3.0%的範圍。另外，為了使TS達到500MPa以上，Mn含量優選添加1.2%以上，為了使TS達到590MPa以上，優選添加1.5%以上。
P:0.005 ~0.100%
P是固溶強化能力高、對於鋼的高強度化有效的元素。然而，當P的含量小於0.005%時，其效果不足，反而會導致煉鋼工序中脫磷成本提高。另一方面，如果P含量大於0.100%,則P在晶界產生偏析，導致耐二次加工脆性、焊接性下降。因此，將P含量設定為0.005~0.100%的範圍，優選為0.010~0.080%的範圍，更優選為0.010~0.050%的範圍。
S:0.010% 以下
S是成為引起熱脆性的原因、此外還以硫化物類夾雜物的形式存在於鋼中而導致鋼板的加工性下降的有害元素。因此，優選儘量降低S，在本發明中，S含量的上限為0.010%。優選為0.008%以下。
Sol.Al:0.005 ~0.500%
Al是作為脫氧劑而添加的元素，但由於具有固溶強化能力，因此對高強度化具有有效作用。但是，當sol.Al形式的Al含量小於0.005%時，無法獲得上述效果。另一方面，如果sol.Al形式的Al含量大於0.500%，則會導致原料成本提高，並且還成為誘發鋼板表面缺陷的原因。因此，將sol.Al形式的Al含量設定為0.005~0.500%的範圍。優選為0.005~0.100%O
N:0.0100% 以下
N含量如果大於0.0100%，則會由於在鋼中生成過量的氮化物而導致延展性、韌性下降，此外還導致鋼板表面性狀變差。因此，將N含量設定為0.0100%以下。
Nb:0.010 ~0.100%
Nb在本發明中是極其重要的元素，其具有使熱軋板組織微細化、並且以NbC的形式在熱軋板中析出而將存在於鋼中的固溶C的一部分固定的作用，通過這些作用而有助於高r值化。為了得到該效果，需要添加0.010%以上的Nb。另一方面，如果大於0.100%而過量含有，則不僅會導致原料成本的上升，而且會提高熱軋、冷軋時的軋制負荷，因此難以穩定地進行製造。此外，如後所述，在本發明中，在退火後的冷卻過程中，需要用於形成馬氏體的規定量的固溶C，但過量添加Nb會使鋼中全部的C以NbC的形式固定，因此阻礙馬氏體的形成。因此,將Nb的含量設定為0.010~0.100%ο優選為0.010~0.075%，更優選為0.010~0.050%。
T1:0.015 ~0.150%
Ti與Nb同樣，是通過固定C並以TiC的形式在熱軋板中析出而有助於高r值化的本發明的重要元素。為了表現出該效果，需要含有0.015%以上的Ti。另一方面，如果大於
0.150%而過量含有，則會導致原料成本上升，並且會提高冷軋時的變形阻力，因此難以穩定地進行製造。另外，過量添加Ti與Nb同樣，會減少固溶C而阻礙退火後的冷卻過程中的馬氏體形成。因此，將Ti含量設定為0.015~0.150%的範圍。
本發明的高強度鋼板，在滿足上述成分組成的基礎上，還需要以滿足下述式(I)、式
(2)和式(3)的方式含有C、Nb、T1、N和S。
(Nb/93) / (C/12) < 0.20...(I)
0.005 ≤ O ≤ 0.025...(2)
(Nb/93 + Ti*/48) / (C/12)≥ 0.150...(3)
在此，C* = C — (12/93) Nb - (12/48) Ti*，Ti* = Ti — (48/14) N — (48/32) S。其中，當 Ti — (48/14) N - (48/32) S ≤ O 時，設 Ti — (48/14) N — (48/32) S = O (Ti* =O)。
另外,上述式中，元素M表示元素M的含量(質量％)。
Nb是比Ti昂貴的元素，此外還會增加熱軋的軋制負荷而成為損害製造穩定性的原因之一。另外，如後所述，在本發明中，為了在退火後的冷卻過程中形成馬氏體，需要確保規定量的未被Nb、Ti固定的固溶C量(C*)。因此，在本發明中，從原料成本、製造穩定性、鋼板組織和鋼板特性的觀點出發，需要將(Nb/93) / (C/12)和C*控制在適當範圍內。另外，當T1、Nb相對於C的原子比低時，在熱軋卷取後比較容易冷卻的卷材前端部，NbC、TiC等的析出不充分，有時卷材內材質偏差會增大，從確保卷材內材質均勻性的觀點出發，需要適當控制(Nb/93 + Ti*/48)/ (C/12)。
因此，規定(Nb/93) / (C/12)、C* 和(Nb/93 + Ti*/48)/ (C/12)的式(I )、式(2)和式
(3)是本發明中最重要的指標。
(Nb/93)/ (C/12)是Nb與C的原子比，如果該值為0.20以上，則昂貴的Nb含量變多，在成本方面不利，而且熱軋時的負荷增大。因此，將(Nb/93) / (C/12)設定為小於0.20。
此外，C*表示未被Nb、Ti固定的固溶C量，當該值小於0.005時，無法確保規定的馬氏體量，難以使TS達到440MPa以上。另一方面，如果C*大於0.025，則會阻礙對高r值化有效的鐵素體相的{111}再結晶織構的形成，無法獲得良好的深拉性。因此，將C*設定為
.0.005~0.025的範圍。另外，為了使平均r值為1.30以上，優選將C*設定為0.020以下，另外，為了使平均r值為1.40以上，更優選將C*設定為小於0.017。
此外，(Nb/93 + Ti*/48)/ (C/12)是T1、Nb與C的原子比，如果該值小於0.150，則在熱軋卷取後比較容易冷卻的卷材前端部，NbC、TiC等的析出不充分，有時卷材內材質偏差會增大。因此，將(Nb/93 + Ti*/48) / (C/12)設定為0.150以上。
通過以上必須添加的元素，本發明鋼能夠獲得目標特性，除了上述必須添加的元素以外，還可以根據需要添加下述元素。
本發明的鋼板可以在上述基本組成的基礎上，根據要求的特性進一步含有選自Mo、Cr和V中的一種或兩種以上和/或選自Cu和Ni中的一種或兩種。
合計為0.50%以下的選自Mo、Cr和V中的一種或兩種以上
MoXr和V是昂貴的元素，與Mn同樣，是提高淬透性的元素，並且是對於穩定生成馬氏體有效的元素。當上述成分的合計含量為0.10%以上時能夠顯著表現出這種效果，因此優選添加0.10%以上。另一方面，如果Mo、Cr和V的合計含量大於0.50%,則不僅上述效果飽和，而且會導致原料成本的上升。因此，在添加這些元素時，將合計量設定為0.50%以下。
選自Cu:0.30%以下和N1:0.30%以下中的一種或兩種
Cu是在熱軋時引起裂紋而成為產生表面缺陷的原因的有害元素。但是，在本發明的冷車L鋼板中，Cu對鋼板特性的不利影響較小，因此如果為0.30%以下的含量，則可以允許。由此，能夠使用廢料等，能夠利用循環原料，因此能夠實現原料成本的下降。
Ni與Cu同樣，對鋼板特性所產生的影響較小，但具有防止因添加Cu而產生表面缺陷的效果。通過含有Cu含量的1/2以上能夠表現出上述效果。但是，如果Ni含量過量，則會由於不均勻地生成氧化皮而助長其他表面缺陷的產生，因此在添加時，將Ni含量的上限設定為 0.30%。
本發明的高強度冷軋鋼板可以在上述成分組成的基礎上，進一步添加選自Sn和Sb中的一種或兩種和/或Ta。
選自Sn:0.20%以下、Sb:0.20%以下中的一種或兩種
從抑制鋼板表面的氮化、氧化或因氧化產生的鋼板表面的數十微米區域的脫碳的觀點出發，優選含有Sn、Sb。通過抑制這種氮化、氧化，防止鋼板表面上馬氏體生成量的減少，改善疲勞特性、表面品質。從抑制氮化、氧化的觀點出發，在含有Sn或Sb時設定為0.01%以上。另一方面，如果大於0.20%,則會導致韌性變差，因此優選設定為0.20%以下。
Ta:0.01%以上且0.10%以下，並且0.005≤O≤0.025C* = C — (12/93)Nb - (12/181)Ta — (12/48)Ti*，Ti* = Ti — (48/14)N — (48/32)S0 其中，當 T1- (48/14) N- (48/32) S^O 時，設 Ti — (48/14) N — (48/32) S = O。
Ta與Nb、Ti同樣，是通過以TaC的形式在熱軋板中析出而具有固定C的作用並且通過這些作用而有助於高r值化的元素。從這樣的觀點出發，優選含有0.01%以上的Ta。另一方面，如果含有大於0.10%的過量Ta，則不僅導致成本增加，而且與Nb、Ti同樣，在退火後的冷卻過程中可能會妨礙馬氏體的形成，此外，在熱軋板中析出的TaC提高冷軋時的變形阻力，有時難以進行穩定的真機製造。因此，在含有Ta時，設定為0.10%以下。
在添加Ta時，以滿足下述式(4)來代替上述式(2)的方式含有Nb、Ta、T1、N和S。
0.005 ≤ O ≤ 0.025...(4)
在此，C* = C- (12/93) Nb — (12/181) Ta — (12/48) Ti*，Ti* = Ti — (48/14) N —(48/32) S。其中，當 Ti — (48/14) N — (48/32) S ≤ O 時，設 Ti — (48/14) N — (48/32) S=O (Ti* = O)。
當上述式(4)中的C*小於0.005時，無法確保規定的馬氏體量，難以得到440MPa以上的拉伸強度。另一方面，如果C*大於0.025，則會阻礙對高r值化有效的鐵素體相的{111}再結晶織構的形成，無法獲得良好的深拉性。因此，將C*設定為0.005~0.025的範圍。另外，為了使平均r值為1.30以上，優選將C*設定為0.020以下，另外，為了使平均r值為1.40以上，更優選將C*設定為小於0.017。
上述成分以外的餘量由Fe和不可避免的雜質構成。但是，只要是不損害本發明效果的範圍，則並不排斥含有其他成分。但是，由於氧(O)會形成非金屬夾雜物而對鋼板品質產生不利影響，因此優選將其含量降低至0.003%以下。
接著，對本發明的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板的組織進行說明。
本發明的高強度冷軋鋼板中，為了同時滿足鋼板強度和衝壓成形性(特別是深拉性)，需要含有相對於鋼板組織整體以面積率計為70%以上的鐵素體相和以面積率計為3%以上的馬氏體相。另外，本發明的高強度冷軋鋼板有時含有珠光體、貝氏體、殘餘奧氏體和碳化物等作為鐵素體相和馬氏體相以外的餘量組織，只要這些組織的合計面積率為5%以下，則可以允許。
鐵素體相:以面積率計為70%以上
鐵素體相是確保鋼板的衝壓成形性、特別是深拉性所需的軟質相，本發明中，通過使鐵素體相的{111}再結晶織構發達而實現高r值化。當鐵素體相的面積率小於70%時，難以使平均r值達到1.20以上，無法獲得良好的深拉性。因此，將鐵素體相的面積率設定為70%以上。另外，為了實現平均r值的進一步提高，鐵素體相的面積率優選為80%以上。另一方面，如果鐵素體相的面積率大於97%，則鋼板強度下降，難以確保440MPa以上的TS。另外，在本發明中，「鐵素體」除了包含多邊形鐵素體以外，還包含由奧氏體相變所得的位錯密度聞的貝氏體鐵素體。
馬氏體相:以面積率計為3%以上
馬氏體相是確保本發明的鋼板的強度所需的硬質相。當馬氏體相的面積率小於3%時，鋼板強度下降，難以確保440MPa以上的TS，因此將馬氏體相的面積率設定為3%以上。另外，為了使TS達到500MPa以上或590MPa以上，優選將馬氏體相的面積率設定為5%以上。另一方面，如果馬氏體的面積率大於30%，則使r值提高的鐵素體相的面積率下降，難以確保良好的深拉性、烘烤硬化性。因此，將馬氏體相的面積率設定為30%以下，優選設定為20%以下。
另外，上述面積率可以如下求出:在對鋼板的L截面(與軋制方向平行的垂直截面)進行研磨後，用硝酸乙醇溶液腐蝕，使用SEM (掃描電子顯微鏡)以2000倍的倍率觀察5個視野，並對拍攝的組織照片進行圖像分析。在組織照片中，鐵素體為稍呈黑色襯度的區域，珠光體為層狀生成碳化物的區域，貝氏體為點列狀生成碳化物的區域，馬氏體和殘餘奧氏體(殘餘Y)為帶有白色襯度的粒子。
由上所得的本發明的高強度冷軋鋼板具有以下特性。
TS ≥ 440MPa
對於迄今為止的軟鋼~340MPa強度水平的內外側板等而言，為了兼顧輕量化和碰撞安全性，通過使原材料強度高強度化並且減小板厚而使其輕量化是有效的，為了獲得該輕量化效果，將本發明的高強度鋼板的TS限定為440MPa以上。
平均r值:1.20以上
TS為440MPa以上的高強度鋼板與軟鋼板相比，衝壓成形性、特別是深拉性大大降低，因此，為了應對內外側板、行走部件等拉伸成形主體的構件，將本發明鋼的平均r值限定為
1.20以上。
接著，對本發明的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板的製造方法(一種實施方式)進行說明。
本發明的高強度冷軋鋼板通過下述方法製造:對調節至上述化學成分範圍的鋼進行熔煉而形成板坯，接著將精軋的最終道次的軋制率設定為10%以上、將上述最終道次的前一道次的軋制率設定為15%以上而進行熱軋，並進行冷軋，接著以小於3°C /秒的平均升溫速度在700~800°C的溫度範圍進行加熱，直至800~900°C的溫度範圍，再以5°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至500°C以下的冷卻停止溫度而進行退火。
為了防止成分的宏觀偏析，本發明的製造方法中使用的鋼板坯優選通過連鑄法製造，但也可以採用鑄錠法、薄板坯連鑄法來製造。另外，在製造鋼板坯後，除了先冷卻至室溫、然後再次加熱的傳統方法以外，也可以沒有問題地應用不進行冷卻而在熱板狀態下直接裝入到加熱爐中並進行熱軋的直接熱軋、或者在稍進行保溫後立即進行熱軋的直接熱軋/直接軋制、在高溫狀態下直接裝入到加熱爐中從而省略一部分再加熱工序的方法(裝入熱板)等節能工藝。
為了使TiC等析出物粗大化而使{111}再結晶織構發達從而改善深拉性，板坯加熱溫度優選較低。但是，當加熱溫度低於1000°c時，軋制負荷增大，熱軋時發生故障的風險增大，因此優選將板坯加熱溫度設定為1000°C以上。另外，從氧化皮損耗隨著氧化量的增加而增大等觀點出發，板坯加熱溫度的上限優選設定為1300°c。
對由上述得到的鋼板坯實施進行粗軋和精軋的熱軋。首先，通過粗軋將鋼板坯製成薄板坯。另外，粗軋的條件不需要特別規定，可以按照常規方法進行。另外，從降低板坯加熱溫度、並且防止熱軋時的故障的觀點出發，利用對薄板坯進行加熱的所謂薄板坯加熱器是有效的方法。
接著，對薄板坯進行精軋，形成熱軋板。在本發明中，將精軋的最終道次和最終道次前一道次的軋制率控制在適當範圍內。也就是說，通過將精軋的最終道次的軋制率設定為10%以上，在原奧氏體晶粒內導入了很多剪切帶，增加了鐵素體相變的成核位點，從而實現了熱軋板的微細化，並且還促進了在比較容易冷卻的熱軋卷的前後端部的NbC、TiC的析出。該熱軋板的微細化使冷軋後的退火時{111}再結晶織構的優先成核位點增加，因此對於提高r值是有效的，並且，促進NbC、TiC的析出對於提高卷材內材質均勻性是有效的。另一方面，當最終道次的軋制率小於10%時，鐵素體晶粒的微細化效果、促進NbC、TiC析出的效果不充分，可能無法獲得上述的高r值效果、卷材內材質均勻性效果。因此，將最終道次的軋制率設定為10%以上。優選設定為13%以上。
此外，為了進一步提高高r值化、卷材內材質均勻化的效果，在控制上述最終道次的軋制率的基礎上，將最終道次的前一道次的軋制率設定為15%以上。通過控制該最終道次的前一道次的軋制率，進一步提高了應變累積效果，在原奧氏體晶粒內導入了很多剪切帶，鐵素體相變的成核位點進一步增加，熱軋板組織更加微細化。此外，對於促進NbC、TiC的析出也是有效的，進一步提高了高r值化、卷材內材質均勻化的效果。當最終道次的前一道次的軋制率小於15%時，鐵素體晶粒的微細化效果、促進NbC、TiC析出的效果不充分，可能無法獲得上述的高r值化效果、卷材內材質均勻性效果。因此，將最終道次的前一道次的軋制率設定為15%以上。優選設定為18%以上。
另外，從軋制負荷的觀點出發，上述最終道次和最終道次的前一道次這兩個道次的軋制率的上限分別優選設定為小於40%。
另外，對於最終道次和最終道次的前一道次的軋制溫度不需要特別限制，但最終道次的軋制溫度優選為800°C以上，更優選為830°C以上。另外，最終道次的前一道次的軋制溫度優選為980°C以下，更優選為950°C以下。
當最終道次的軋制溫度低於800°C時，由未再結晶奧氏體向鐵素體的相變增多，冷軋退火後的鋼板組織受到熱軋板組織·的影響而成為沿軋制方向伸長的不均勻的組織，有時加工性下降。
另外，如果最終道次的前一道次的軋制溫度超過980°C，則由於回復而導致應變累積效果不充分，因此熱軋板組織難以微細化，並且促進NbC、TiC析出的效果下降，因此可能無法獲得高r值化、卷材內材質均勻化的效果。
結束上述熱軋後的熱軋板，從通過晶粒微細化而實現r值提高以及通過促進NbC、TiC的析出而實現卷材內材質均勻化的觀點出發，優選在精軋結束後3秒以內開始冷卻，以400C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至720°C以下，並在500~700°C的溫度下進行卷取。
直到開始冷卻的時間超過3秒、平均冷卻速度小於40°C /秒、或者冷卻停止溫度高於720°C時，熱軋板組織變得粗大，有時無法獲得高r值化效果。
另外，如果卷取溫度超過700°C，則熱軋板組織粗大化，擔心冷軋退火後的強度會下降，並且可能會阻礙高r值化。另一方面，當卷取溫度低於500°C時，NbC、TiC的析出變得困難，固溶C增加，因此，有時不利於高r值化，並且也不利於卷材內材質的均勻化。
接著，適當進行酸洗，並實施冷軋，形成冷軋板。
酸洗不是必須的，可以適當進行。另外，在進行酸洗時，可以按照通常的條件進行。
冷軋條件只要能夠形成期望的尺寸形狀的冷軋板即可，沒有特別限定，但冷軋時的軋制率優選至少為50%以上。高冷軋軋制率對於高r值化是有效的，當軋制率小於50%時，鐵素體相的{111}再結晶織構不發達，有時難以獲得優良的深拉性。另一方面，雖然在本發明中軋制率越高則r值越提高，但如果大於90%，則不僅其效果飽和，而且軋制時對輥的負荷也增大，可能會產生通板故障，因此上限優選設定為90%。
接著，對本發明中作為重要條件的退火工序進行詳細說明。
然後，對上述冷軋後的鋼板進行退火，賦予期望的強度和深拉性。為此，需要以小於30C /秒的平均升溫速度在700~800°C的溫度範圍進行加熱，直至800~900°C的溫度範圍，接著，以5°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至500°C以下的冷卻停止溫度。
在本發明中，由於在熱軋板的階段中使NbC、TiC在鋼中析出，因此冷軋後的鋼板的再結晶溫度比較高。因此，在加熱冷軋板時，從促進再結晶、使對高r值化有效的{111}再結晶織構發達的觀點以及得到均勻的再結晶組織、抑制材質偏差的觀點出發，需要以平均升溫速度小於3°C /秒的低速在700~800°C的溫度範圍進行加熱。當平均升溫速度為3°C /秒以上時，{111}再結晶織構不夠發達，不僅難以高r值化，而且有時會因不均勻的組織而產生加工性的下降、材質的偏差。另外，從提高生產率的觀點出發，平均升溫速度優選設定為0.50C /秒以上。
為了使本發明的退火後的鋼板組織成為包含期望面積率的鐵素體相和馬氏體相的複合組織，退火溫度需要為鐵素體相和奧氏體相的雙相區溫度，而且還需要得到均勻的再結晶組織，從而抑制材質偏差。因此，將退火溫度設定為800~900°C的溫度範圍。當退火溫度低於800°C時，在退火後的冷卻後無法獲得期望的馬氏體量，而且在退火中未充分完成再結晶，因此，鐵素體相的{111}再結晶織構不發達，有時無法確保1.20以上的平均!值，而且有時還會因不均勻的組織而產生加工性的下降、材質的偏差。另一方面，如果退火溫度超過900°C，則會形成奧氏體單相域，因此根據之後的冷卻速度，第二相(馬氏體相、貝氏體相、珠光體相)增加至必要量以上，無法獲得期望面積率的鐵素體相，從而無法獲得良好的r值。另外，還存在導致生產率下降、能量成本增加的等問題。因此，將退火溫度設定為800~900°C的範圍。優選為820~880°C的範圍。
另外，關於退火時的均熱保持時間，從使C等元素向奧氏體中充分富集的觀點以及充分促進鐵素體相的{111}再結晶織構的發達的觀點出發，優選設定為15秒以上。另一方面，如果均熱保持時間超過300秒，則晶粒粗大化，可能會產生強度下降、鋼板表面性狀變差等對鋼板各種特性的不利影響。因此，退火時的均熱保持時間優選為15~300秒的範圍。更優選為15~200秒的範圍。
對於冷軋鋼板，在上述退火溫度下完成再結晶後的鋼板之後需要以5°C /秒以上的平均冷卻速度從退火溫度冷卻至500°C以下的冷卻停止溫度。當平均冷卻速度小於5°C /秒時，難以確保以相對於鋼板組織整體的面積率計為3%以上的馬氏體相，從而無法獲得期望的強度(TS為440MPa以上)。另外，如果冷卻停止溫度超過500°C，則還是可能無法確保以面積率計為3%以上的馬氏體相。另外，平均冷卻速度優選設定為8°C /秒以上，更優選設定為10°C/秒以上。另外，冷卻停止溫度優選設定為400~450°C的範圍。另外，如果平均冷卻速度超過100°C /秒，則需要水冷等特殊設備，可能會導致製造成本增加或者導致鋼板形狀變差，因此平均冷卻速度的上限優選設定為100°C /秒。
另外，在本發明中，對於冷卻停止溫度以後的冷卻條件沒有特別限定，但從適度地進行馬氏體相的回火、從而恢復延展性、韌性的觀點出發，優選以0.2~10°C /秒的平均冷卻速度在從冷卻停止溫度至200°C的溫度範圍進行冷卻。也就是說，如果上述溫度範圍的平均冷卻速度小於0.2V /秒，則馬氏體相的回火過度進行，可能無法獲得期望的強度。另一方面，如果上述溫度範圍的平均冷卻速度超過10°C /秒，則馬氏體相的回火未充分進行，不能太期待延展性、韌性的回覆效果。更優選的平均冷卻速度為0.5~6°C /秒的範圍。
對於由上製造的本發明的冷軋鋼板，出於形狀矯正、表面粗糙度調節等目的，之後可以實施表面光軋、整平加工等。另外，在進行表面光軋時，延伸率優選設定為約0.3~約1.5%。
如上所述，能夠得到本發明的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板。另外，本發明的鋼板可以實施電鍍等表面處理。作為鍍敷處理，除了純鋅鍍以外，還可以列舉:以鋅為主要成分並添加合金元素的鋅系合金鍍處理、或者Al鍍、以Al作為主要成分並添加合金元素的Al系合金鍍處理等。
實施例1 以下，通過實施例進一步說明本發明。
在轉爐中熔煉由表1所示成分組成構成的鋼水，並採用連鑄法形成板坯。將這些鋼板坯加熱至1220°C後，進行熱軋，並卷取成卷，形成板厚為4.0mm的熱軋板。另外，上述熱軋的精軋時的最終道次和最終道次的前一道次的軋制溫度和軋制率、精軋結束後從冷卻開始到720°C的平均冷卻速度、卷取溫度如表2所示。另外，從精軋結束到開始冷卻的時間為3秒以內。
接著，對由上所得的熱軋板進行酸洗，然後在表2所示的條件下進行冷軋，形成板厚為
1.2mm的冷軋鋼板。接著，在表2所述的條件下連續退火，實施延伸率為0.5%的表面光軋，形成冷軋鋼板(製品)。
對於由上所得的冷軋鋼板，從卷材長度方向的中央部(M部)採集樣品，並採用下述方法進行組織觀察、拉伸試驗，鑑定鋼板組織，測定鐵素體相和馬氏體相的面積率、TS、伸長率(以下也稱為E1)、平均r值。另外，從冷軋鋼板的卷材長度方向的前端部(T部:距離卷材前端2米的位置)和後端部(B部:距離卷材後端2米的位置)也採集樣品，求出卷材T部、M部、B部的TS最大值與最小值之差，將TS的變化量作為ATS。進而，將卷材T部、M部、B部的伸長率的最大值與最小值之差作為El的變化量ΛΕ1，將卷材T部、M部、B部的平均r值的最大值與最小值之差作為平均r值的變化量△平均!值，評價卷材內材質均勻性。
組織觀察
從所得的冷軋鋼板上採集組織觀察用試驗片，對L截面(與軋制方向平行的垂直截面)進行機械研磨，用硝酸乙醇溶液腐蝕後，使用掃描電子顯微鏡(SEM)以2000倍的倍率進行拍攝，由拍攝的組織照片(SEM照片)鑑定鋼板組織並測定鐵素體相和馬氏體相的面積率。另外，對於由上述組織照片進行的鋼板組織的鑑定，鐵素體為稍呈黑色襯度的區域，珠光體為層狀生成碳化物的區域，貝氏體為點列狀生成碳化物的區域，馬氏體和殘餘奧氏體(殘餘Y )為帶有白色襯度的粒子。進而，對上述試驗片在250°C下實施4小時的回火處理後，同樣地得到組織照片，層狀生成碳化物的區域是熱處理前為珠光體的區域，點列狀生成碳化物的區域是熱處理前為貝氏體或馬氏體的區域，再次求出其面積率，將保持白色襯度原樣殘留的微粒作為殘餘Y進行測定，由其與回火處理前帶有白色襯度的粒子(馬氏體和殘餘Y)的面積率之差求出馬氏體相的面積率。另外，關於各相的面積率，在透明的OHP片上按各相分層使其著色，獲取圖像後進行二值化，並利用圖像分析軟體(微軟公司制，DigitalImage Pro Plus ver.4.0)求出面積率。
拉伸試驗
從所得的冷軋鋼板上採集以相對於軋制方向為90°的方向(C方向)作為拉伸方向的JIS5號拉伸試驗片(JIS Z2201)，按照JIS Z2241 (1998年)的規定進行拉伸試驗，測定TS、總伸長率E1。另外，求出卷材長度方向上的TS的最大值與最小值之差、El的最大值與最小值之差，並分別作為ATS、Λ El。
平均r值
從所得的冷軋鋼板上米集以相對於軋制方向為0°的方向(L方向)、相對於軋制方向為45°的方向(D方向)、相對於軋制方向為90°的方向(C方向)作為拉伸方向的JIS5號拉伸試驗片，測定對這些試驗片賦予10%的單軸拉伸應變時的各試驗片的寬度方向真應變和厚度方向真應變，並由這些測定值按照JIS Z2254 (2008年)的規定計算出平均r值(平均塑性應變比)。另外，求出卷材長度方向上的平均r值的最大值與最小值之差，作為Λ平均r值。所得的結果示於表3。
表1
【權利要求】
1.一種深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板， 其成分組成以質量％計含有c:0.010~0.060%、S1:大於0.5%且為1.5%以下、Mn:1.0 ~3.0%、P:0.005 ~0.100%、S:0.010% 以下、sol.Al:0.005 ~0.500%、N:0.0100% 以下、Nb:0.010~0.100%、T1:0.015~0.150%，並且滿足下述式(I)、(2)和(3)的關係，餘量由鐵和不可避免的雜質構成， 其組織以面積率計含有70%以上的鐵素體相和3%以上的馬氏體相， 拉伸強度為440MPa以上，平均r值為1.20以上，
(Nb/93) / (C/12) < 0.20...(I)
0.005 ≤ O ≤ 0.025...(2)
(Nb/93 + Ti*/48) / (C/12)≥ 0.150...(3) 式(1)、(2)和(3)中的元素M表示元素M的質量％含量，C* = C-(12/93)Nb 一(12/48)Ti*,Ti* = T1- (48/14)N - (48/32) S，其中，當 Ti — (48/14)N — (48/32) S ^ O 時，設T1- (48/14) N - (48/32) S = O。
2.如權利要求1所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板，其特徵在於，以質量％計進一步含有合計為0.50%以下的選自Mo、Cr和V中的一種或兩種以上。
3.如權利要求1或2所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板，其特徵在於，以質量％計進一步含有選自Cu:0.30%以下、N1:0.30%以下中的一種或兩種。
4.如權利要求1~3中任一項所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板，其特徵在於，以質量％計 進一步含有選自Sn:0.20%以下、Sb:0.20%以下中的一種或兩種。
5.如權利要求1~4中任一項所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板，其特徵在於，以質量％計進一步含有Ta:0.01~0.10%，並且滿足代替所述式(2)的下述式⑷，
0.005 ≤ O ≤ 0.025...(4)
在此，C* = C- (12/93) Nb — (12/181) Ta — (12/48) Ti*，Ti* = Ti — (48/14) N —(48/32) S，其中，當 T1- (48/14) N - (48/32) S < O 時，設 Ti — (48/14) N — (48/32) S=O。
6.一種深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板的製造方法，其特徵在於，在對具有權利要求1~5中任一項所述的成分組成的鋼原材進行熱軋、冷軋、退火來製造高強度冷軋鋼板時，在所述熱軋中，將精軋的最終道次的軋制率設定為10%以上，將所述最終道次的前一道次的軋制率設定為15%以上，在所述退火工序中，以小於3°C /秒的平均升溫速度在700~800°C的溫度範圍進行加熱，直至800~900°C的溫度範圍，接著，以5°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至500°C以下的冷卻停止溫度。
7.如權利要求6所述的深拉性和卷材內材質均勻性優良的高強度冷軋鋼板的製造方法，其特徵在於，在所述熱軋的精軋結束後3秒以內開始冷卻，以40°C /秒以上的平均冷卻速度冷卻至720°C以下，在500~700°C的溫度下卷取後，以50%以上的軋制率進行冷軋。
【文檔編號】C22C38/14GK103857817SQ201280050634
【公開日】2014年6月11日 申請日期:2012年8月23日 優先權日:2011年10月13日
【發明者】木村英之, 長瀧康伸, 奧田金晴, 河村健二 申請人:傑富意鋼鐵株式會社