局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法

2023-09-10 13:21:20

局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法
【專利摘要】本發明涉及一種局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其以質量%計含有C：0.02%～0.20%、Si：0.001%～2.5%、Mn：0.01%～4.0%、P：0.001%～0.15%、S：0.0005%～0.03%、Al：0.001%～2.0%、N：0.0005%～0.01%、O：0.0005%～0.01%，且將Si＋Al限制為小於1.0%，剩餘部分由鐵和不可避免的雜質構成；金屬組織中的貝氏體的面積率為95%以上，距離鋼板表面5/8～3/8板厚範圍的板厚中央部的用｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向組的極密度的平均值為4.0以下、且｛332｝＜113>晶體取向的極密度為5.0以下，所述金屬組織的晶粒的體積平均直徑為7μm以下。
【專利說明】局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及彎曲、拉伸凸緣、擴孔彎邊加工等局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，汽車部件等為主要用途。
[0002]本申請基於2011年4月13日在日本申請的日本特願2011-089250號主張優先權， 在此引用其內容。
【背景技術】
[0003]為了抑制由汽車排放的二氧化碳氣體的排放量，使用高強度鋼板推進汽車車體的輕量化。另外，為了確保搭乘者的安全性，在汽車車體中除了軟鋼板之外，還逐漸大量使用高強度鋼板。此外，為了今後進一步促進汽車車體的輕量化，必須超過以往地提高高強度鋼板的使用強度水平，例如在行走部分(車軸、輪胎、輪輞、車身底盤及彈簧等的總稱)的部件中使用高強度鋼板時，必須改善用於擴孔彎邊加工的局部變形能力。
[0004]但是，一般來說，當對鋼板進行高強度化時，成形性降低，如非專利文獻I那樣，對於拉深成形或鼓凸成形(bulging)來說重要的均勻伸長率降低。對此，如非專利文獻2那樣，公開了通過對鋼板的金屬組織進行複合化，即使是相同強度也確保了 均勻伸長率的方法。
[0005]另一方面，還公開了對彎曲成形、擴孔加工或擴孔彎邊加工所代表的局部延展性進行改善的鋼板的金屬組織控制法。非專利文獻3公開了控制夾雜物或進行單組織化、以及降低組織間的硬度差對彎曲性或擴孔加工有效。
[0006]其通過利用組織控制形成單組織來改善擴孔性，但為了形成單組織，如非專利文獻4那樣，從奧氏體單相開始的熱處理成為製造方法的根本。此外，非專利文獻4中還公開了從與延展性兼顧的角度出發，通過熱軋後的冷卻控制進行金屬組織控制來進行析出物的控制和控制相變組織，從而獲得鐵素體與貝氏體的適當分率的技術。
[0007]另一方面，專利文獻I中公開了通過控制熱軋的精加工溫度、精軋的壓下率及溫度範圍，促進奧氏體的重結晶，抑制軋制織構的發展、使晶體取向(結晶方位)隨機化，從而提高強度、延展性、擴孔性的手法。
[0008]現有技術文獻
[0009]專利文獻
[0010]專利文獻1:日本特開2009-263718號公報
[0011]非專利文獻
[0012]非專利文獻1:岸田、新日鉄技報(1999)N0.371, p.13
[0013]非專利文獻2:0.Matsumura et al> Trans.1SIJ(1987) vol.27, p.570
[0014]非專利文獻3:加藤6、製鉄研究(1984) vol.312，p.41
[0015]非專利文獻4:K.Sugimoto et al、ISIJ International (2000) Vol.40, p.920
【發明內容】
[0016]發明預解決的技術問題
[0017]如上所述，使局部變形能力劣化的主要因素為組織間硬度差、非金屬夾雜物、發展的軋制織構等各種「不均勻性」。其中，影響最大的是上述非專利文獻3所公開的組織間硬度差，作為其他有力的支配因子，可舉出專利文獻I中所示的發展的軋制織構。這些要素複合地交織在一起，決定了鋼板的局部變形能力。因此，為了使通過控制織構所帶來的局部變形能力的上升程度最大化，需要一併進行組織控制，盡力排除因組織間硬度差所導致的不均勻性。
[0018]因此，本發明提供通過與織構控制一起、形成貝氏體的面積率為95%以上的金屬組織，來改善高強度鋼板的局部延展性，並對鋼板內的各向異性也可進行改善的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法。
[0019]用於解決技術問題的方法
[0020]根據以往的見解，如上所述，擴孔性或彎曲性等的改善通過控制夾雜物、使析出物微細化、使組織均質/單相化和降低組織間硬度差等來進行。但是，僅這樣的話，在添加了 Nb或Ti等的高強度鋼板中有對各向異性產生影響的顧慮。這會犧牲其他的成形性因子`，產生對成形前的毛坯所取方向進行限定等的問題，用途也會受限。
[0021]因此，本
【發明者】們為了提高擴孔性、彎曲加工性，重新著眼於鋼板的織構的影響， 對其作用效果詳細地進行調查、研究。其結果發現，通過控制特定晶體取向群各取向的強度，在不大大降低伸長率或強度的情況下，局部變形能力飛躍性地提高。應該強調的是，已經清楚地知道:該織構控制所帶來的局部變形能力的提高程度大大依賴於鋼組織，通過形成貝氏體的面積率為95%以上的金屬組織，能夠在保證鋼的強度的基礎上，使局部變形能力的提高程度最大化。而且發現，在控制了特定晶體取向群各取向的強度的組織中，單位顆粒的尺寸會嚴重影響局部延展性。
[0022]一般來說，在混存有低溫生成相(貝氏體、馬氏體等)的組織中，晶粒的定義極為模糊，定量化困難。對此，本
【發明者】們發現，若如下對晶粒的「單位顆粒」進行定義，則可以解決晶粒的定量化的問題。
[0023]本發明中定義的晶粒的「單位`顆粒」在利用EBSP (Electron Back Scattering Pattern:電子背散射衍射圖像)進行鋼板取向的分析中如下定義。即，在利用EBSP進行鋼板取向的分析中，例如用1500倍的倍率、以0.5 以下的測定級距進行取向測定，將相鄰測定點的取向差(方位差)超過15°的位置作為晶粒的邊界。然後，將被該邊界包圍的區域定義為晶粒的「單位顆粒」。
[0024]計算如此定義的單位顆粒的晶粒的當量圓直徑d，通過4/3 d3計算各個單位顆粒的晶粒的體積。然後，算出體積的加權平均，計算體積平均直徑(Mean Volume Diameter)。
[0025]本發明基於上述見解而構成，其主旨如下所述。
[0026][I] 一種局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其以質量％計含有:
[0027]C:0.02% -0.20%、
[0028]S1:0.001% -2.5%、
[0029]Mn:0.01% -4.0%、
[0030]P:0.001% -0.15%、
[0031]S:0.0005% -0.03%、[0032]Al:0.001% -2.0%、
[0033]N:0.0005% -0.01%、
[0034]0:0.0005% -0.01%，
[0035]且將Si + Al限制為小於1.0%，剩餘部分由鐵和不可避免的雜質構成；
[0036]金屬組織中的貝氏體的面積率為95%以上，
[0037]距離鋼板表面5/8-3/8板厚範圍的板厚中央部的用{ 100} 、{116}
<110〉、{114} < 110〉、{113} < 110〉、{112} < 110〉、{335} < 110〉及{223} 各晶體取向表示的{100} < 011〉-{223} < 110〉取向組的極密度的平均值為4.0以下、且 {332} 晶體取向的極密度為5.0以下，
[0038]所述金屬組 織的晶粒的體積平均直徑為7 y m以下。
[0039][2]根據[I]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其中，所述貝氏體的晶粒中，軋制方向的長度dL與板厚方向的長度dt之比dL/dt為3.0以下的晶粒的比例為50% 以上。
[0040][3]根據[I]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其進一步以質量％計含有:
[0041]T1:0.001% -0.20%、
[0042]Nb:0.001% -0.20%、
[0043]V:0.001% -1.0%、
[0044]W:0.001%-1.0%中的I種或2種以上。
[0045][4]根據[I]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其進一步以質量％計含有
[0046]B:0.0001% -0.0050%、
[0047]Mo:0.001% -1.0%、
[0048]Cr:0.001% -2.0%、
[0049]Cu:0.001% -2.0%、
[0050]N1:0.001% -2.0%、
[0051]Co:0.0001% -1.0%、
[0052]Sn:0.0001% -0.2%、
[0053]Zr:0.0001% -0.2%、
[0054]As:0.0001%-0.50%中的I種或2種以上。
[0055][5]根據[I]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其進一步以質量％計含有
[0056]Mg:0.0001% -0.010%、
[0057]REM:0.0001% -0.1%、
[0058]Ca:0.0001% -0.010% 中的 I 種或 2 種以上。
[0059][6]根據[I]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其表面具備熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。
[0060][7] 一種局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其進行在1000°C- 1200°C的溫度範圍內對下述鋼板進行I次以上壓下率為40%以上的軋制的第I熱軋，所述鋼板以質量％計含有:
[0061]C:0.02% ~0.20%、
[0062]S1:0.001% ~2.5%、
[0063]Mn:0.01% ~4.0%、
[0064]P:0.001% ~0.15%、
[0065]S:0.0005% ~0.03%、
[0066]Al:0.001% ~2.0%、
[0067]N:0.0005% ~0.01%、
[0068]0:0.0005% ~0.01%，
[0069]且將Si + Al限制為小於1.0%、剩餘部分由鐵和不可避免的雜質構成；
[0070]在所述第I熱軋中，使奧氏體粒徑為200iim以下，
[0071]進行在由下述式(I)定義的溫度Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度範圍內，進行至少I次I道次的壓下率為30%以上的軋制的第2熱軋，
[0072]使所述第2熱軋中的總壓下率為50%以上，
[0073]在所述第2熱軋中，在進行壓下率為30%以上的最終壓下後，按照等待時間t秒滿足下述式(2)的方式開始I次冷卻，
[0074]使所述I次冷卻的平均冷卻速度為50°C /秒以上、且在溫度變化為40°C~140°C 的範圍內進行所述I次冷卻，
[0075]進行壓下率為30%~70%的冷軋，
[0076]在Ae3~950°C的溫度範圍內保持I~300秒，
[0077]在Ae3~500°C的溫度範圍內以10°C /秒~200°C /秒的平均冷卻速度進行2次冷卻，
[0078]在350°C~500°C的溫度範圍內，進行保持滿足下述式(4)的t2秒~400秒的過時效熱處理，
[0079]Tl(0C)= 850 + IOX (C + N)XMn + 350XNb + 250XTi + 40XB + IOXCr + IOOXMo + 100XV (I)
[0080]t≤ 2.5Xtl (2)
[0081 ] 這裡，11通過下述式(3 )求得，
[0082]tl = 0.0OlX ((Tf - Tl) XP1/100)2 - 0.109X ((Tf - Tl) XP1/100) + 3.1 (3)
[0083]這裡，上述式(3)中，Tf是壓下率為30%以上的最終壓下後的鋼坯溫度、Pl是30% 以上的最終壓下的壓下率，
[0084]log (t2) = 0.0002 (T2 - 425) 2 + 1.18 (4)
[0085]這裡，T2是過時效處理溫度、t2的最大值為400。
[0086][8]根據權利要求[7]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法， 其中，小於Tl + 30°C的溫度範圍下的總壓下率為30%以下。
[0087][9]根據[7]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，所述等待時間t秒進一步滿足下述式(2a)。
[0088]t < tl (2a)[0089][10]根據[7]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，所述等待時間t秒進一步滿足下述式(2b)。
[0090]tl ^ t ^ tlX2.5 (2b)
[0091][11]根據[7]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，在軋制機架之間開始所述一次冷卻。
[0092][12]根據[7]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，在所述冷軋後、在加熱至Ae3~950°C的溫度範圍時，使室溫~650°C的平均加熱速度為下述式(5)所示的HRl (°C /秒)，使超過650°C至Ae3~950°C的平均加熱速度為下述式(6)所示的HR2 (°C /秒)。
[0093]HRl ≥ 0.3 (5)
[0094]HR2 ≤0.5XHRl (6)
[0095][13]根據[7]所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其進一步在表面上形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。
[0096]發明效果
[0097]根據本發明，通過控制鋼板的織構和鋼組織，可獲得彎曲、拉伸凸緣、擴孔彎邊加工等局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0098]圖1表示{100} <011〉~{223} < 110〉取向組的極密度的平均值與板厚/最小
彎曲半徑的關係。
[0099]圖2表示{332} < 113〉取向的極密度與板厚/最小彎曲半徑的關係。
[0100]圖3表示粗軋中40%以上的軋制次數與粗軋的奧氏體粒徑的關係。
[0101]圖4 表示 Tl + 30 ~Tl + 200°C的壓下率與{100} ~{223} 取向組的極密度的平均值的關係。
[0102]圖5表示Tl + 30~Tl + 200°C的壓下率與{332}< 113〉晶體取向的極密度的關係。
[0103]圖6為連續熱軋線的說明圖。
[0104]圖7表示本發明鋼和比較鋼的強度與擴孔性的關係。
[0105]圖8表示本發明鋼和比較鋼的強度與彎曲性的關係。
【具體實施方式】
[0106]以下詳細地說明本發明的內容。
[0107](晶體取向)
[0108]首先，對距離鋼板表面5/8~3/8板厚範圍的板厚中央部的{ 100 }< 011〉~{223}
取向組的極密度的平均值及{332} 晶體取向的極密度進行說明。
[0109]本發明的冷軋鋼板中，距離鋼板表面5/8~3/8板厚範圍的板厚中央部的{100} <011〉~{223} < 110〉取向組的極密度的平均值及{332} < 113〉晶體取向的極密度是特別重要的特性值。
[0110]如圖1所示，在距離鋼板表面5/8~3/8板厚範圍的板厚中央部進行X射線衍射，由於計算各取向的極密度時的{100}-{223}取向組的極密度平均值小於
4.0，因此可以滿足最近所要求的骨架部件加工所需要的板厚/彎曲半徑> 1.5。而且，當鋼組織滿足貝氏體分率為95%以上時，滿足板厚/彎曲半徑>2.5。當需要擴孔性或小的臨界彎曲特性時，優選{100} < 011〉-{223} 取向組的極密度的平均值小於3.0。
[0111]該值為4.0以上時，鋼板的機械特性的各向異性變得極強，進而雖然僅改善了某個方向的局部變形能力，但與其方向不同的方向上的材質顯著劣化，變得無法滿足板厚/ 彎曲半徑≥1.5。另一方面，雖然通過目前通常的連續熱軋工序難以實現，但當小於0.5時， 有局部變形能力劣化的顧慮。
[0112]該取向組所包含的取向為{100}、{116} 、{114} 、{113}
<110〉、{112} < 110〉、{335} < 110〉及{223} < 110〉。
[0113]極密度與X射線隨機強度比同義。極密度(X射線隨機強度比)是指在相同條件下利用X射線衍射法等對在特定取向上沒有蓄積的標準試樣和供試材料的X射線強度進行測定，用所得供試材料的X射線強度除以標準試樣的X射線強度所獲得的數值。該極密度還可用X射線衍射、EBSP (電子背散射衍射圖像:Electron Back Scattering Pattern)法或 ECP (Electron Channeling Pattern,電子通道花樣)法中的任一種方法進行測定。
[0114]例如，{100} < 011〉-{223} < 110〉取向組的極密度如下求得:在通過這些方法測定的{110}、{100}、{211}、{310}極點圖中，使用多個(優選3個以上)極點圖，由利用級數展開法計算的三維織構(ODF)求得{100} < 011〉、{116} < 110〉、{114} < 110〉、{112}
、{223}< 110〉各取向的極密度，對這些極密度進行算術平均，從而求得上述取向組的極密度。其中，當無法獲得上述全部取向的強度時，還可用{100}、{116}< 110〉、 {114} 、{112}< 110〉及{223} 各取向的極密度的算術平均代替。
[0115]例如，上述各晶體取向的極密度還可直接使用三維織構的￠2 = 45。截面中的
(001)[1-101,(116) [1-101,(114) [1-10],(113) [1-10],(112) [1-10],(335) [1-10]及
(223)[1-10]的各強度。
[0116]此外，基於相同的理由，距離鋼板表面5/8-3/8板厚範圍的板厚中央部的板面 {332} 晶體取向的極密度必須如圖2所示為5.0以下。優選的是，為3.0以下時， 滿足最近所要求的骨架部件加工所需要的板厚/彎曲半徑> 1.5。而且，當鋼組織滿足貝氏體分率為95%以上時，滿足板厚/彎曲半徑≥2.5。另一方面，當{332} 晶體取向的極密度超過5.0時，鋼板的機械特性的各向異性變得極強，進而雖然僅改善了某個方向的局部變形能力，但與其方向不同的方向上的材質顯著劣化，變得無法確實地滿足板厚/ 彎曲半徑> 1.5。另外，雖然通過目前通常的連續熱軋工序難以實現，但當小於0.5時，有局部變形能力劣化的顧慮。
[0117]以上所述晶體取向的極密度對於彎曲加工時的形狀凍結性重要的理由雖不清楚， 但推測與彎曲變形時的晶體的滑移行為有關。
[0118]供至X射線衍射、EBSP法、ECP法的試樣通過機械研磨等將鋼板從表面減厚至規定的板厚。接著，利用化學研磨或電解研磨等將應變除去，在板厚的5/8-3/8範圍內按照適當的面成為測定面的方式製作試樣。例如，對在板寬W的1/4W或3/4W位置處以30臟小的大小切取的鋼坯充分進行精加工(中心線平均粗糙度Ra:0.4a-1.6a)的研削。接著，利用化學研磨或電解研磨將應變除去，製作供至X射線衍射的試樣。對於板寬方向，優選採取距離鋼板端部1/4或3/4的位置。
[0119]當然並非僅是距離鋼板表面5/8~3/8板厚範圍的板厚中央部，對於儘量多的厚度位置而言，通過滿足上述的極密度限定範圍，局部延展性能(局部伸長率)變得更為良好。 但是，通過測定距離鋼板表面5/8~3/8的範圍，可以大致代表鋼板整體的材質特性。因此， 將板厚的5/8~3/8規定為測定範圍。
[0120]另外，{hkl } 所示晶體取向是指鋼板面的法線方向與平行、軋制方向與平行。晶體的取向通常用[hkl]或{hkl}表示垂直於板面的取向、用(UVW)或
表示平行於軋制方向的取向。{hkl}、是等價的面的總稱，[hkl]、(uvw)是指各個晶體面。§卩,本發明中由於以體心立方結構為對象，因此例如(111)、(-111)、(1-11)、 (11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面是等價的、沒有區別。此時，將這些取向總稱為{111}。在ODF表示中，由於也可用於其他對稱性低的晶體結構的取向表示中，因此通常用[hkl] (uvw)表示各個取向，但本發明中[hkl] (uvw)與{hkl } 同義。利用 X射線晶體取向的測定例如根據新版力r 4 X線回折要論(1986年発行、松村源太郎訳、 株式會社了、出版)的274~296頁所記載的方法進行。
[0121](晶粒的體積平均直徑)
[0122]本
【發明者】們對熱軋鋼板的織構控制進行了深入研究。其結果發現，織構在如上控制的條件下，單位顆粒的晶粒對局部延展性造成的影響極大，通過使晶粒微細化，局部延展性可飛躍性地提高。其中，如上所述，關於晶粒的「單位顆粒」，在利用EBSP進行鋼板取向的分析中，將取向差超過15°的位置定義為晶粒的邊界。
[0123]這種局部延展性提高的理由並不清楚。但是認為，其原因在於，當鋼板的織構發生隨機化、晶粒發生微細化時，抑制了以微米級產生的局部應變的集中，變形的均質化提高， 應變以微米級均勻地分散。
[0124]即使個數少，但晶粒大者越多，局部延展性的劣化也越大。因此，晶粒的尺寸並非是通常的尺寸平均，用體積加權平均定義的體積平均直徑與局部延展性有強的相關性。為了獲得該效果，晶粒的體積平均直徑需要為7 u m以下。進而，為了高水平地確保擴孔性，優選為5 以下。其中，晶粒的測定方法如上所述。
[0125](晶粒的等軸性)
[0126]本
【發明者】們進一步追求局部延展性的結果還發現，通過滿足上述的織構和晶粒的尺寸，當晶粒的等軸性優異時，局部延展性提高。作為表示該等軸性的指標，在用單位顆粒表示的晶粒中，晶粒的冷軋方向的長度dL與板厚方向的長度dt之比、dL/dt為3.0以下的等軸性優異的晶粒的比例在全部貝氏體晶粒中需要至少為50%以上。小於50%時，局部延展性劣化。
[0127](成分組成)
[0128]接著，對成分的限定條件進行敘述。其中，含量的％為質量％。
[0129]C:0.02% ~0.20%
[0130]為了使鋼組織的95%以上為貝氏體、使C的下限為0.02%。另外，由於C是增加強度的元素，因此為了確保強度，優選為0.025%以上。另一方面，當C量超過0.20%時，有時會損害焊接性，或者由於硬質組織增加，加工性會極端地劣化，因此使上限為0.20%。另外， 當C量超過0.10%時，由於成形性劣化，因此優選使C量為0.10%以下。[0131]S1:0.001% -2.5%
[0132]Si是對於提高鋼板的機械強度有效的元素，但超過2.5%時，加工性劣化，或者產生表面瑕疵，因此以其為上限。另外，當Si量多時，由於化學被膜生成處理性降低，因此優選為1.20%以下。另一方面，在實用鋼中難以使Si小於0.001%，因此以其為下限。
[0133]Mn:0.01% -4.0%
[0134]Mn也是對於提高鋼板的機械強度有效的元素，但超過4.0%時，由於加工性劣化， 因此以其為上限。另一方面，在實用鋼中難以使Mn小於0.01%，因此以其為下限。另外，除了 Mn以外，當未充分添加用於抑制發生因S所導致的熱裂的Ti等元素時，優選添加以質量％計達到Mn/S ≥ 20的Mn量。此外，Mn是隨著其含量的增加，將奧氏體區溫度擴大至低溫側、提高淬透性，易於形成擴孔彎邊加工性優異的連續冷卻相變組織的元素。該效果由於 Mn含量小於1%時難以發揮，因此優選添加1%以上。
[0135]P:0.001% -0.15%[0136]S:0.0005% -0.03%
[0137]P和S的上限分別是P為0.15%以下、S為0.03%以下。這是為了防止加工性的劣化和/或熱軋或冷軋時的斷裂。關於P、S的下限，作為在目前通常的精煉(包含二次精煉) 中可能的值，為 P:0.001%、S:0.0005%。
[0138]Al:0.001% -2.0%
[0139]為了脫酸而添加0.001%以上的Al。當十分需要脫酸時，優選添加0.01%以上。另外，Al有時也是顯著提高Y — a相變點的元素。但是，當過多時，由於焊接性變差，因此使上限為2.0%。優選為1.0%以下。
[0140]N:0.0005% -0.01%
[0141]0:0.0005% -0.01%
[0142]N和0是雜質，為了不使加工性惡化，二者均為0.01%以下。兩元素的下限在目前通常的精煉(包含二次精煉)中可能的值均為0.0005%。但為了抑制極端的制鋼成本的上升， 優選為0.001%以上。
[0143]Si +Al:小於 1.0%
[0144]當Si和Al過量地含有時，由於抑制了過時效處理中的滲碳體析出、殘留奧氏體分率變得過大，因此Si和Al的總添加量小於1%。
[0145]T1:0.001% -0.20%
[0146]Nb:0.001% -0.20%
[0147]V:0.001% -1.0%
[0148]W:0.001% -1.0%
[0149]此外，通過析出強化獲得強度時，可以生成微細的碳氮化物。為了獲得析出強化， T1、Nb、V、W的添加是有效的，含有其中的I種或2種以上均可。
[0150]為了通過T1、Nb、V、W的添加獲得該效果，需要Ti添加0.001%、Nb添加0.001%、V 添加0.001%以上、W添加0.001%以上。當特別需要析出強化時，優選Ti添加0.01%以上、 Nb添加0.005%以上、V添加0.01%以上、W添加0.01%以上。但是，即使過度添加，強度上升也會飽和，而且通過抑制熱軋後的重結晶，難以進行冷軋退火後晶體取向控制，因此需要使Ti為0.20%以下、Nb為0.20%以下、V為1.0%以下、W為1.0%以下。[0151]B:0.0001% ~0.0050%
[0152]Mo:0.001% ~1.0%
[0153]Cr:0.001% ~2.0%
[0154]Cu:0.001% ~2.0%
[0155]N1:0.001% ~2.0%
[0156]Co:0.0001% ~1.0%
[0157]Sn:0.0001% ~0.2%
[0158]Zr:0.0001% ~0.2%
[0159]As:0.0001% ~0.50%
[0160]當通過提高組織的淬透性、進行第二相控制來確保強度時，添加B、Mo、Cr、Cu、N1、 Co、Sn、Zr、As中的I種或2種以上是有效的。為了獲得該效果，需要B添加0.0001%以上， Mo、Cr、Cu、Ni添加0.001%以上，Co、Sn、Zr、As添加0.0001%以上。但是，由於過度的添加反而會使加工性劣化，因此使B的上限為0.0050%, Mo的上限為1.00%, Cr、Cu、Ni的上限為2.0%, Co的上限為1.0%, Sn、Zr的上限為0.2%, As的上限為0.50%。
[0161]Mg:0.0001% ~0.010%
[0162]REM:0.0001% ~0.1%
[0163]Ca:0.0001% ~0.010%
[0164]為了提高局部成形能力，Mg、REM、Ca由於對夾雜物進行無害化，因此是重要的添加元素。為了獲得該效果，使各下限為0.0001%。另一方面，由於過度添加與清潔度的惡化有關，因此Mg的上限為0.010%、REM的上限為0.1%、Ca的上限為0.010%。
[0165](金屬組織)
[0166]接著，對本發明的冷軋鋼板的金屬組織進行說明。
[0167]本發明的冷軋鋼板的金屬組織是貝氏體的面積率為95%以上、優選為貝氏體單相。其原因在於，通過使金屬組織為貝氏體，可以兼顧強度和擴孔性。此外，該組織由於通過較高溫下的相變而生成，因此在製造時不需要冷卻至低溫，從材質穩定性、生產率的觀點出發也是優選的組織。
[0168]作為剩餘部分，允許有5%以下的先共析鐵素體、珠光體、馬氏體、殘留奧氏體。先共析鐵素體只要是被充分地析出強化則沒有問題，但因成分不同，有變得軟質的情況，當面積率超過5%時，由於與貝氏體的硬度差，擴孔性有些許降低。另外，當珠光體的面積率超過 5%時，有損害強度、加工性的情況。當馬氏體或發生加工誘導相變而成為馬氏體的殘留奧氏體的面積率分別為1%以上、超過5%時，貝氏體與較貝氏體更為硬質的組織的界面變成斷裂發生的起點，擴孔性發生劣化。
[0169]因此，當使貝氏體的面積率為95%以上時，由於剩餘部分的先共析鐵素體、珠光體、馬氏體、殘留Y的面積率達到5%以下，因此強度與擴孔性的平衡性變得良好。但是，如上所述，馬氏體需要小於1%。
[0170]這裡，本發明中的貝氏體是指如日本鉄鋼協會基礎研究會~^ t ^卜調查研究部會/編；低炭素鋼^卜組織i変態挙動(二関+3最近O研究一^卜調查研究部會最終報告書一(1994年日本鉄鋼協會)所記載那樣，被定義為連續冷卻相變組織(Zw) 的微觀組織，所述連續冷卻相變組織處於包含通過擴散機制生成的多邊形鐵素體和/或珠光體的微觀組織與通過非擴散的剪切機制生成的馬氏體的中間階段。
[0171]即，連續冷卻相變組織(Zw)是指作為光學顯微鏡觀察組織，如上述參考文獻 125-127項所示，被定義為主要由貝氏體鐵素體(Bainitic ferrite) ( a B)、粒狀貝氏體鐵素體(Granular bainitic ferrite) ( a B)和準多邊形鐵素體(Quas1-polygonal ferrite) ( a q)構成，並且含有少量的殘留奧氏體(L)和馬氏體-奧氏體 (Martensite-austenite, MA)的微觀組織。
[0172]其中，a,與多邊形鐵素體(PF)同樣地在刻蝕下不會露出內部結構，但其形狀為針狀，與PF明確地不同。這裡，當將成為對象的晶粒的周圍長度記為lq、將其當量圓直徑記為 dq時，它們的比(lq/dq)滿足lq/dq≥3.5的晶粒為a q。
[0173]本發明中的連續冷卻相變組織(Zw)定義為含有其中的a ° B、aB、a q、YpMA中的任意一種或二種以上的微觀組織。其中，少量的Yr、MA的總量為3%以下。
[0174]該連續冷卻相變組織(Zw)有在利用使用了硝酸乙醇試劑的刻蝕的光學顯微鏡觀察時難以辨別的情況。此時，使用EBSP-0IM?進行辨別。
[0175]EBSP-OIM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy註冊商標)法由下述裝置和軟體構成:在掃描型電子顯微鏡SEM (Scaninng Electron Microscope)內對高度傾斜的試樣照射電子束,利用高感度相機拍攝進行背散射所形成的菊池(Kikuchi)圖案，通過計算機圖像處理，在短時間內測定照射點晶體取向的裝置。
[0176]在EBSP法中，可進行大塊試樣表面的微細結構以及晶體取向的定量分析，分析面積也取決於SEM的解析度，但在可利用SEM進行觀察的區域內，可分析達到最小20nm的解析度。利用EBSP-OIM法進行的分析為將欲分析的區域繪製(mapping)數萬個點使其成為等間隔的柵格狀而進行的。多晶體材料中，可以觀察到試樣內晶體取向分布和/或晶粒的大小。本發明中，還可方便地將可利用以各板條束的取向差為15°而繪製的圖像進行辨別者定義為連續冷卻相變組織(Zw)。
[0177]另外，先共析鐵素體的組織分率利用裝備於EBSP-OM的KAM (Kernel Average Misorientation,內核平均取向差)法求得。KAM法為各像素地進行以下計算的方法:對測定數據中的某個正六邊形像素的相鄰6個(第一近似值)或者進而其外側的12個(第二近似值)、進一步其外側的18個(第三近似值)的像素間的取向差求平均，以該值作為其中心像素的值進行計算。
[0178]通過按照不超過晶界的方式實施該計算，可以製作表現晶粒內的取向變化的圖。 即，該圖表示基於晶粒內的局部取向變化的應變的分布。另外，作為本發明的分析條件，將 EBSP-OIM中計算相鄰像素間的取向差的條件作為第三近似，示出了該取向差為5°以下的條件。
[0179]本發明中，先共析鐵素體定義為至其上述取向差第三近似算出為1°以下的像素的面積分率的微觀組織。這是由於，高溫下發生相變的多邊形的先共析鐵素體通過擴散相變產生，因此位錯密度小、晶粒內的應變少，因而晶體取向的晶粒內差別小，根據之前
【發明者】們一直實施的各種研究結果，通過光學顯微鏡觀察獲得的多邊形的鐵素體體積分率與通過KAM法測定的取向差第三近似1°所得的面積的面積分率基本良好地一致。
[0180](製造方法)[0181]接著，敘述本發明的冷軋鋼板的製造方法。為了實現優異的局部變形能力，重要的是形成具有規定極密度的織構以及製成滿足晶粒的微細化、晶粒的等軸性、均質化的條件的鋼板。以下記載用於同時滿足這些製造條件的詳細情況。
[0182]熱軋之前進行的製造方法並無特別限定。即，在利用高爐或電爐等進行的熔煉之後進行各種2次冶煉，接著，除了通常的連續鑄造、利用鑄錠法的鑄造之外，還可利用薄板坯連鑄等方法進行鑄造。在連續鑄造時，也可在暫時冷卻至低溫後、再次進行加熱然後進行熱軋，還可連續地對鑄坯進行熱軋。原料用碎鐵也沒有問題。
[0183]另外，在熱軋中還可在粗軋後將薄板坯接合，連續地進行精軋。此時，還可暫時將粗棒材捲成卷狀，根據需要存放在具有保溫功能的罩中，在再次開卷後進行接合。
[0184](第I熱軋)
[0185]將從加熱爐抽提的板坯供至作為第I熱軋的粗軋工序進行粗軋，獲得粗棒材。本發明的局部變形能力優異的高強度鋼板可在滿足以下要件時獲得。首先已清楚，粗軋後、 即精軋前的粗棒材的奧氏體粒徑是重要的，優選精軋前的奧氏體粒徑小，當為200iim以下時，對單位顆粒的微細化及主相的均質化具有很大作用。
[0186]在精軋前，為了獲得該200 iim以下的奧氏體粒徑，如圖3所示，利用1000°C- 1200°C的溫度範圍內的粗軋，以至少40%以上的壓下率進行I次以上的軋制。
[0187]壓下率及其壓下的次數越大，越可獲得細粒，為了更有效地獲得該效果，優選達到 100 i! m以下的奧氏體粒徑，為此優選40%以上的軋制進行2次以上。但是，超過70%的壓下或超過10次的粗軋有溫度降低或氧化皮過度生成的顧慮。
[0188]如此，減小精軋前的奧氏體粒徑對於促進之後精軋中的奧氏體的重結晶，通過控制最終組織的單位顆粒的微細、等軸化來改善局部變形能力是有效的。推測這是由於，作為精軋中的重結晶核之一，粗軋後的(即精軋前的)奧氏體晶界發揮功能。
[0189]為了確認粗軋後的奧氏體粒徑，優選儘量地對進入精軋之前的板片進行驟冷，以 10°C /秒以上的冷卻速度冷卻板片，對板片截面的組織進行刻蝕，使奧氏體晶界露出來，用光學顯微鏡進行測定。此時，用圖像分析或點計數法以50倍以上的倍率對20個視野以上進行測定。
[0190](第2熱軋) [0191]在粗軋工序(第I熱軋)結束後，開始作為第2熱軋的精軋工序。粗軋工序結束至精軋工序開始的時間優選為150秒以下。
[0192]在精軋工序(第2熱軋)中，優選使精軋開始溫度為1000°C以上。當精軋開始溫度低於1000°c時，在各精軋道次中，施加給軋制對象的粗棒材的軋制溫度發生低溫化，成為未重結晶溫度範圍下的壓下，織構發展，各向同性劣化。
[0193]其中，精軋開始溫度的上限並無特別限定。但是，當為1150°C以上時，在精軋前及道次之間，在鋼板基地金屬與表面氧化皮之間有產生成為鱗片狀紡錘氧化皮缺陷的起點的起泡的顧慮，因此優選小於1150°C。
[0194]在精軋中，將由鋼板的成分組成決定的溫度記為Tl，在Tl + 30°C-Tl + 200°C的溫度範圍內，進行至少I次I道次的30%以上的軋制。另外，在精軋中，使總壓下率為50%以上。通過滿足該條件，距離鋼板表面5/8-3/8板厚範圍的板厚中央部的{100}- {223} 取向組的極密度的平均值變得小於4.0、{332} 晶體取向的極密度變為5.0以下。由此，可以確保最終製品的局部變形能力。
[0195]這裡，TI是通過下述式(I)算出的溫度。
[0196]Tl(0C)= 850 + IOX (C + N)XMn + 350XNb + 250XTi + 40XB + IOXCr + IOOXMo + 100XV (I)
[0197]C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo 及 V 為各元素的含量(質量 ％)。
[0198]圖4及圖5表示各溫度範圍下的壓下率和各取向的極密度的關係。如圖4和圖5 所示，在Tl + 30°C-Tl + 200°C的溫度範圍內的重壓下和在之後的Tl以上且小於Tl + 30°C下的輕壓下，如後述實施例的表2、3所示那樣，控制距離鋼板表面5/8-3/8板厚範圍的板厚中央部的{ 100} -{223} < 110〉取向組的極密度的平均值、{332} < 113〉 晶體取向的極密度，從而飛躍性地改善最終製品的局部變形能力。
[0199]該Tl溫度本身是通過經驗求得的。以Tl溫度為基準，本
【發明者】們通過實驗經驗性地發現促進了各鋼的奧氏體區內的重結晶。為了獲得更為良好的局部變形能力，重要的是蓄積重壓下導致的應變，作為總的壓下率必須為50%以上。進而，優選採用70%以上的壓下，而採用超過90%的壓下率則會導致增加溫度確保或增加過大的軋制負荷。
[0200]當Tl + 30°C-Tl + 2000C的溫度範圍內的總壓下率小於50%時，在熱軋中蓄積的軋制應變不充分、奧氏體的重結晶無法充分地進行。因此，織構發展、各向同性劣化。當總壓下率為70%以上時，即使考慮到因溫度變動等而引起的不均，也可獲得充分的各向同性。 另一方面，當總壓下率超過90%時，由於加工發熱，因此難以達到Tl + 2000C以下的溫度範圍，另外有軋制載荷增加、軋制變難的顧慮。
[0201]精軋中，為了促進因蓄積的應變的釋放所帶來的均勻的重結晶，在Tl + 30°C- Tl + 200°C，進行至少I次I道次的30%以上的軋制。
[0202]其中，為了促進均勻的重結晶，需要儘量將小於Tl + 30°C的溫度範圍內的加工量抑制為較少。因此，優選小於Tl +30°C下的壓下率為30%以下。從板厚精度或板形狀的觀點出發，優選10%以下的壓下率。進一步計算各向同性時，優選小於Tl + 30°C的溫度範圍內的壓下率為0%。
[0203]精軋優選在Tl + 30°C以上結束。小於Tl + 30°C的熱軋時，有暫時重結晶的形成整粒的奧氏體晶粒伸展、各向同性降低的危險。
[0204]即，本發明的製造方法通過在精軋中使奧氏體均勻/微細地重結晶，控制製品的織構、改善擴孔性或彎曲性等的局部變形能力。
[0205]軋制率可以由軋制載荷、板厚測定等通過實際成績或計算求得。溫度可利用機架間溫度計進行實測，另外可由線速度(line speed)或壓下率等通過考慮到加工發熱的計算模擬而獲得。因此，可以容易地確認本發明中所規定的軋制是否進行。
[0206]如果在Ar3以下結束熱軋，則變成奧氏體和鐵素體的雙相區軋制，在{100} <011〉-{223} < 110〉取向組上的聚集增強。其結果，局部變形能力顯著劣化。
[0207]為了使晶粒微細化、抑制伸長的晶粒，優選將Tl + 30°C-Tl + 200°C的壓下時的最大加工發熱量、即因壓下所導致的溫度上升程度抑制為18°C以下。為了達成該目的，優選採用機架間冷卻等。
[0208](1次冷卻)
[0209]在精軋中，在進行壓下率為30%以上的最終壓下後，按照等待時間t秒滿足下述式(2)的方式開始I次冷卻。
[0210]t ≤ 2.5Xtl (2)
[0211]這裡，tl通過下述式(3)求得。
[0212]tl = 0.0OlX ((Tf - Tl) XP1/100)2 - 0.109X ((Tf - Tl) XP1/100) + 3.1
(3)
[0213]這裡，上述式(3)中，Tf為壓下率為30%以上的最終壓下後的鋼坯溫度、Pl為30% 以上的最終壓下的壓下率。
[0214]其中，「壓下率為30%以上的最終壓下」是指在精軋中進行的多道次的軋制中，壓下率達到30%以上的軋制中在最後進行的軋制。例如，在精軋中進行的多道次的軋制中，當最終階段進行的軋制的壓下率為30%以上時，在其最終階段進行的軋制是「壓下率為30%以上的最終壓下」。另外，在精軋中進行的多道次的軋制中，在最終階段之前進行的軋制的壓下率為30%以上，當在進行最終階段之前進行的軋制(壓下率為30%以上的軋制)之後、未進行壓下率達到30%以上的軋制時，在該最終階段之前進行的軋制(壓下率為30%以上的軋制) 是「壓下率為30%以上的最終壓下」。
[0215]在精軋中，在進行壓下率為30%以上的最終壓下之後、至I次冷卻開始的等待時間 t秒對奧氏體粒徑有很大影響。即，對鋼板的等軸晶粒分率、粗粒面積率有很大影響。
[0216]當等待時間t超過tlX2.5時，重結晶已經基本結束，而由於晶粒顯著生長、粗粒化發展，r值及伸長率降低。
[0217]通過使等待時間t秒進一步滿足下述式(2a)，可以優先地抑制晶粒的生長。其結果，即使重結晶未充分地進行，也可充分地提高鋼板的伸長率，同時可提高疲勞特性。
[0218]t < tl (2a)
[0219]另一方面，通過使等待時間t秒進一步滿足下述式(2b)，重結晶化充分地進行、晶體取向隨機化。因此，可以充分地提高鋼板的伸長率、同時可以大大提高各向同性。
[0220]tl ≤ t ≤ tlX2.5 (2b)
[0221]這裡，如圖6所示，在連續熱軋線I中，在加熱爐中被加熱至規定溫度的鋼坯(板坯)在粗軋機2、精軋機3中按順序被軋制，成為規定厚度的熱軋鋼板4，被送出至輸出輥道5。本發明的製造方法中，在利用粗軋機2進行的粗軋工序(第I熱軋)中，在1000°C~ 1200°C的溫度範圍內對鋼板(板坯)進行I次以上壓下率40%以上的軋制。
[0222]如此利用粗軋機2軋製成規定厚度的粗棒材接著用精軋機3的多個軋制機架6進行精軋(第2熱軋)，形成熱軋鋼板4。進而，在精軋機3中，在溫度Tl + 30°C~Tl + 200°C 的溫度範圍內，進行至少I次I道次的30%以上的軋制。另外，在精軋機3中，總壓下率為 50%以上。
[0223]此外，在精軋工序中，進行壓下率為30%以上的最終壓下後，按照等待時間t秒滿足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)中的任一個的方式開始I次冷卻。通過配置在精軋機3 的各軋制機架6之間的機架間冷卻噴嘴10、或者配置在輸出輥道5上的冷卻噴嘴11開始該 I次冷卻。
[0224]例如，當僅在配置於精軋機3前段(圖6中為左側、軋制的上遊側)的軋制機架6中進行壓下率為30%以上的最終壓下，而在配置於精軋機3後段(圖6中為右側、軋制的下遊偵D的軋制機架6中不進行壓下率為30%以上的軋制時，在通過配置於輸出輥道5的冷卻噴嘴11開始I次冷卻時，有等待時間t秒不滿足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)的情況。此時，通過配置於精軋機3的各軋制機架6之間的機架間冷卻噴嘴10開始I次冷卻。
[0225]另外，例如通過配置於精軋機3後段(圖6中為右側、軋制的下遊側)的軋制機架6 進行壓下率為30%以上的最終壓下時，即使通過配置於輸出輥道5的冷卻噴嘴11開始I次冷卻，也有等待時間t秒能夠滿足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)的情況。此時，也可通過配置於輸出輥道5的冷卻噴嘴11開始I次冷卻。當然，只要是在進行壓下率為30%以上的最終壓下之後，也可通過配置於精軋機3的各軋制機架6之間的機架間冷卻噴嘴10開始I 次冷卻。
[0226]此外，在該I次冷卻中，以50°C /秒以上的平均冷卻速度進行溫度變化(溫度降低) 為40V-140°C的冷卻。
[0227]當溫度變化小於40°C時，經重結晶的奧氏體晶粒發生晶粒生長，低溫韌性劣化。通過為40°C以上，可以抑制奧氏體晶粒變得粗大。小於40°C時，無法獲得該效果。另一方面， 當超過140°C時，重結晶變得不充分，難以獲得所期望的隨機織構。另外，還難以獲得對於伸長率有效的鐵素體相，或者鐵素體相的硬度增高，伸長率、局部變形能力也劣化。另外，當溫度變化超過140°C時，有超越至Ar3相變點溫度以下的危險。此時，即使為從重結晶奧氏體開始的相變，增強變量選擇的結果仍然是形成織構、各向同性降低。
[0228]當I次冷卻 時的平均冷卻速度小於50°C /秒時，經重結晶的奧氏體晶粒仍然進行晶粒生長、低溫韌性劣化。平均冷卻速度的上限並無特別限定，但從鋼板形狀的觀點出發， 認為200°C /秒以下是妥當的。
[0229]另外，為了抑制晶粒生長、獲得更優異的低溫韌性，優選使用道次間的冷卻裝置等，並使精軋的各機架間的加工發熱為18°C以下。
[0230]軋制率(壓下率)可以由軋制載荷、板厚測定等通過實際成績或計算求得。軋制中的鋼坯的溫度可通過在機架間配置溫度計進行實際測量、或者基於線速度或壓下率等並考慮加工發熱進行模擬或者這兩者而獲得。
[0231]另外，如之前所說明的那樣，為了促進均勻的重結晶，優選小於Tl + 30°C的溫度範圍內的加工量儘量少，優選小於Tl + 30°C的溫度範圍內的壓下率為30%以下。例如，在圖6所示的連續熱軋線I的精軋機3中，在從配置於前段側(圖6中為左側、軋制的上遊側) 的I個或2個以上的軋制機架6通過時，鋼板在Tl + 30°C-Tl + 200°C的溫度範圍內，且從配置於其後段側(圖6中為右側、軋制的下遊側)的I個或2個以上的軋制機架6通過時， 不進行壓下，或者即使進行壓下，優選小於Tl + 30°C的壓下率總計為30%以下。從板厚精度或板形狀的觀點出發，優選小於Tl + 30°C的壓下率總計為10%以下的壓下率。當進一步計算各向同性時，優選小於Tl + 30°C的溫度範圍下的壓下率為0%。
[0232]本發明製造方法中，軋制速度並無特別限定。但是，當精軋的最終機架側的軋制速度小於400mpm時，y晶粒生長、變得粗大，可析出用於獲得延展性的鐵素體的區域減少，有延展性劣化的危險。即使不特別限定軋制速度的上限，也可獲得本發明的效果，但基於設備限制，現實的是為1800mpm以下。因此，在精軋工序中，期待軋制速度為400mpm-1800mpm。
[0233]另外，在該I次冷卻後，以適當的溫度進行卷取，可獲得熱軋卷板。本發明中，冷軋鋼板的微觀組織主要通過之後的冷軋或冷軋後的熱處理製成。因此，至卷取的冷卻模式即使不那麼嚴格地控制，也沒有關係。[0234](冷軋)
[0235]根據需要對如上製造的熱軋卷板進行酸洗，進行壓下率為30%~70%的冷軋。壓下率為30%以下時，通過之後的加熱保持，難以引起重結晶，不僅等軸晶粒分率降低，而且加熱後的晶粒變得粗大。超過70%的軋制時，由於使加熱時的織構發展，因此各向異性增強。 因而為70%以下。
[0236](加熱保持)
[0237]由於經冷軋的鋼板之後形成奧氏體單相鋼或大致奧氏體單相鋼，因此加熱至 Ae3~950°C的溫度範圍，在Ae3~950°C的溫度範圍內保持I~300秒。通過該加熱保持，將加工固化除去。如此在將冷軋後的鋼板加熱至Ae3~950°C的溫度範圍時，使室溫~ 650°C的平均加熱速度為下述式(5)所示的HRl (°C /秒)，使超過650°C、至Ae3~950°C的平均加熱速度為下述式(6)所示的HR2 rC/秒)。
[0238]HRl ≥ 0.3 (5)
[0239]HR2≤ 0.5XHRl (6)
[0240]通過在上述條件下進行熱軋、進而進行I次冷卻，晶粒的微細化和晶體取向的隨機化得以兼顧。但是，通過之後進行的冷軋，強的織構發展、該織構變得易於殘留在鋼板中。 其結果，鋼板的r值及伸長率降低、各向同性降低。因此，優選通過在冷軋後適當實施加熱， 儘量消除由於冷軋而發展的織構。因此，需要使加熱的平均加熱速度分成上述式(5)、(6) 所示的2階段。
[0241]通過該兩階段的加熱，鋼板的織構和/或特性提高的詳細理由雖不清楚，但認為本效果與在冷軋時導入的位錯的恢復和重結晶有關。即，通過加熱在鋼板中產生的重結晶的驅動力是通過冷軋在鋼板中蓄積的應變。當室溫~650°C的溫度範圍內的平均加熱速度 HRl小時，通過冷軋導入的位錯得以恢復，不會發生重結晶。其結果，在冷軋時發展的織構以原狀殘留，各向同性等特性劣化。室溫~650°C的溫度範圍的平均加熱速度HRl小於0.3°C / 秒時，通過冷軋導入的位錯得以恢復、在冷軋時所形成的強的織構殘留。因此，室溫~650°C 的溫度範圍的平均加熱速度HRl需要為0.3 (°C /秒)以上。
[0242]另一方面，超過650°C、至Ae3~950°C的平均加熱速度HR2大時，存在於冷軋後的鋼板中的鐵素體不會重結晶，加工原狀的未重結晶鐵素體殘留。特別是，含有0.01%以上的 C的鋼在加熱至鐵素體及奧氏體的雙相區時，所形成的奧氏體阻礙了重結晶鐵素體的生長、 未重結晶鐵素體變得更容易殘留。該未重結晶鐵素體由於具有強的織構，因此在對r值或各向同性等特性造成不良影響，同時由於含有大量位錯，因此會大幅度地使延展性劣化。由此，在超過650°C、至Ae3~950°C的溫度範圍內，平均加熱速度HR2需要為0.5XHRl (°C / 秒)以下。
[0243]另外，如此以2個階段的平均加熱速度將鋼板加熱至Ae3~950°C的溫度範圍，在 Ae3~950°C的溫度範圍內保持I~300秒。在比該範圍低的溫度或短的時間內，在之後的 2次冷卻工序中，貝氏體組織的分率不會達到95%以上，因織構控制所帶來的局部延展性的上升程度降低。另一方面，當超過950°C或保持超過300秒繼續時，由於晶粒變得粗大，因此20 iim以下的晶粒的面積率增大。其中，Ae3[°C]由C、Mn、S1、Cu、N1、Cr、Mo的含量[質量％]用以下式(7)計算。其中，不含選擇元素時，選擇元素的含量[質量％]按0計算。
[0244]Ae3 = 911 — 239C — 36Mn + 40Si — 28Cu — 20Ni — 12Cr + 63Mo (7)[0245]其中，在該加熱保持中，保持並非意味著僅等溫保持，只要是在Ae3-950°C的溫度範圍內使鋼板滯留就可以。當在Ae3-950°C的溫度範圍內時，鋼板的溫度可以發生變化。
[0246](2次冷卻)
[0247]之後，為了使Ae3至500°C之間的溫度範圍的平均冷卻速度為10°C /秒-200°C / 秒，進行2次冷卻至500°C以下的溫度。2次冷卻速度在小於10°C /秒時，鐵素體會過量地生成、無法使貝氏體組織的分率達到95%以上，由織構控制所帶來的局部延展性的上升程度降低。另一方面，即使是超過200°C /秒的冷卻速度，由於冷卻終點溫度的控制性顯著劣化，因此為200°C /秒以下。優選的是，為了確實地抑制鐵素體相變和珠光體相變，HF(加熱保持溫度)-0.5HF + 250°C的平均冷卻速度不超過0.5HF + 250°C-500°C的平均冷卻速度。
[0248](過時效熱處理)
[0249]為了促進貝氏體相變，在2次冷卻之後，在350°C-500°C的溫度範圍內進行過時效熱處理。使該溫度範圍內進行保持的時間根據過時效處理溫度T2，滿足下述式(4)的t2 秒以上。其中，考慮到式(4)的可應用的溫度範圍，t2的最大值為400秒。
[0250]log (t2) = 0.0002 (T2 - 425) 2 + 1.18 (4)
[0251]其中，在該過時效熱處理中，保持並非意味著僅等溫保持，只要是在350°C- 500°C的溫度範圍內使鋼板滯留就可以。例如可以將鋼板暫時冷卻至350°C之後加熱至 500°C，也可將鋼板冷卻至500°C之後冷卻至350°C。
[0252]其中，即使對本發明的高強度冷軋鋼板進行表面處理，也不會失去其局部變形能力改善效果，例如可以在鋼板的表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。此時，通過電鍍、熱浸鍍、蒸鍍鍍覆、有機覆膜形成、膜層壓、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等中的任一種方法均可獲得本發明的效果。另外，本發明的鋼板也可應用於鼓凸成形、和彎曲、鼓凸、拉深等以彎曲加工為主體的複合成形。
[0253]實施例
[0254]接著，對本發明的實施例進行說明。其中，實施例中的條件是為了確認本發明的可實施性及效果而採用的一個條件例，本發明並非限定於該一個條件例。本發明只要是不脫離本發明的主旨並能夠實現本發明的目的，則可採用各種條件。將實施例中使用的各鋼的化學成分示於表I。表2、表3中示出了各製造條件。另外，將由表2的製造條件決定的各鋼種的組織構成和機械特性示於表4。將由表3的製造條件決定的各鋼種的組織構成和機械特性示於表5。另外，各表中的下劃線表示在本發明的範圍外或在本發明優選範圍的範圍外。
[0255]使用作為實施例的具有表I所示成分組成的滿足A-T的本發明權利要求成分的鋼及a-i的比較鋼進行了研究，對其結果進行說明。其中，表I中，各成分組成的數值表
示質量％。
[0256]這些鋼在鑄造後直接或者暫時冷卻至室溫後進行再加熱，加熱至1000°C- 1300°C的溫度範圍，之後在表2、表3的條件下實施熱軋，在Ar3相變溫度以上結束熱軋。其中，表2、表3中，鋼種所帶的A-T的英文字母和a-i的英文字母表示表I的各鋼A-T 和a-i的成分。[0257]在熱軋中，首先在作為第I熱軋的粗軋中，在1000°C~1200°C的溫度範圍內以40% 以上的壓下率軋制I次以上。但是，對於表2的鋼種B2、H3、J2及表3的鋼種B2』、H3』、J2』， 在粗軋中未進行I道次的壓下率為40%以上的軋制。將粗軋中的壓下次數、各壓下率(％)、 粗軋後(精軋前)的奧氏體粒徑(U m)示於表2、表3。
[0258]在粗軋結束後，進行作為第2熱軋的精軋。在精軋中，在Tl + 30°C~Tl + 200°C 的溫度範圍內，進行至少I次I道次的壓下率為30%以上的軋制，小於Tl + 30°C的溫度範圍內，使總壓下率為30%以下。另外，在精軋中，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度範圍內的最終道次中，進行I道次的壓下率為30%以上的軋制。
[0259]但是，對於表2的鋼種62、財、10及表3的鋼種62』、114』、10』，在1'1 + 30。。~Tl + 200°C的溫度範圍內未進行壓下率為30%以上的軋制。另外，表2的鋼種F3、H6及表3的鋼種F3』、H6』小於Tl + 30°C的溫度範圍內的總壓下率超過30%。
[0260]另外，在精軋中，使總壓下率為50%以上。但是，表2的鋼種G2、H4、M3及表3的鋼種G2』、H4，、M3』的總壓下率小於50%。
[0261]將精軋中的Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度範圍內的最終道次的壓下率(％)、比最終道次早I段道次的壓下率(最終前道次的壓下率)(％)示於表2、表3。另外，將精軋中的 Tl + 30°C~Tl + 200°C溫度範圍內的總壓下率(％)、T1 + 30°C~Tl + 200°C溫度範圍內的最終道次的壓下後溫度Tf示於表2、表3。其中，由於精軋中的Tl + 30°C~Tl + 200°C 溫度範圍內的最終道次的壓下率(％)特別重要，因此作為Pl示於表2、表3。
[0262]精軋中，在進行壓下率為30%以上的最終壓下後、等待時間t秒經過2.5Xtl之前，開始I次冷卻。在I次冷卻中，使平均冷卻速度為50°C /秒以上。另外，I次冷卻中的溫度變化(冷卻溫度量)為40°C~140°C的範圍。
[0263]在表2所示的製造條件下，在精軋中進行壓下率為30%以上的最終壓下後、等待時間t秒經過tl之前(t < tl)，開始I次冷卻。另一方面，在表3所示的製造條件下，在精軋中在進行壓下率為30%以上的最終壓下之後、等待時間t秒經過tl以上、2.5Xtl之前 (tl≤t≤tlX2.5)，開始I次冷卻。其中，為了區別等待時間t秒的範圍，對於表3所示製造條件不同的鋼種，在符號中帶上「』」(撇)。
[0264]但是，表3所示的鋼種H13』從精軋的壓下率為30%以上的最終壓下起、等待時間 t秒經過2.5X tl之後，開始I次冷卻。表2的鋼種M2及表3的鋼種M2』的I次冷卻中的溫度變化(冷卻溫度量)小於40°C，表2的鋼種H12及表3的鋼種H12』的I次冷卻中的溫度變化(冷卻溫度量)超過140°C。表2的鋼種H8及表3的鋼種H8』的I次冷卻中的平均冷卻速度小於50°C/秒。
[0265]將各鋼種的tl (秒)、2.5Xtl (秒)示於表2、表3。另外，將在進行壓下率為30% 以上的最終壓下後、至開始I次冷卻的等待時間t (秒)、t/tl、l次冷卻中的平均冷卻速度 (0C /秒)、溫度變化(冷卻溫度量)(V )示於表2、表3中。
[0266]在I次冷卻後進行卷取，獲得2~5_厚的熱軋卷板。將各鋼種的卷取溫度(0C ) 不於表2、表3。
[0267]接著，將熱軋卷板酸洗後，以壓下率為30%~70%冷軋至1.2~2.3mm厚。但是， 表2的鋼種E2、L2及表3的鋼種E2』、L2』的冷軋的壓下率小於30%。另外，表2的鋼種Hll 及表3的鋼種HlT的冷軋的壓下率超過70%。將冷軋的各鋼種的壓下率(％)示於表2、表30
[0268]冷軋後，加熱至Ae3~950°C的溫度範圍，在Ae3~950°C的溫度範圍內保持I~ 300秒。另外，在加熱至Ae3~950°C的溫度範圍時，使室溫~650°C的平均加熱速度HRl (V /秒)為0.3以上(HRl≥0.3)，使超過650°C、至Ae3~950°C的平均加熱速度HR2( V / 秒)為 0.5XHRl 以下(HR2 ( 0.5XHR1)。
[0269]但是，表2的鋼種C2、G3及表3的鋼種C2』、G3』的加熱溫度小於Ae3。另外，表2 的鋼種HlO及表3的鋼種HlO』的加熱溫度超過950°C。表2的鋼種N2及表3的鋼種N2』在 Ae3~950°C的溫度範圍內的保持時間超過300秒。另外，表2的鋼種E2、表3的鋼種E2』 的平均加熱速度HRl小於0.3 (°C /秒)。表2的鋼種C2、H6、H8及表3的鋼種C2』、H6』、 H8』的平均加熱速度HR2 (°C /秒)超過0.5XHR1。將各鋼種的Ae3 (°C)、加熱溫度(°C)、 保持時間(秒)、平均加熱速度HR1、HR2 (°C /秒)示於表2、表3。
[0270]加熱保持後，在Ae3~500°C的溫度範圍內，以平均冷卻速度為10°C /秒~200°C / 秒進行2次冷卻。但是，表2的鋼種H2及表3的鋼種H2』在2次冷卻中的平均冷卻速度小於10°C /秒。將2次冷卻中的各鋼種的平均冷卻速度(V /秒)示於表2、表3。
[0271]在2次冷卻後，在350°C~500°C的溫度範圍內，進行t2秒~400秒的過時效熱處理。但是，表2的鋼種H9及表3的鋼種H9』的過時效的熱處理溫度小於350°C，表2的鋼種 A2、12及表3的鋼種A2』、12』超過500°C。另外，表2的鋼種D2及表3的鋼種D2』的過時效的處理時間小於t2秒，表2的鋼種A2、H9、12及表3的鋼種A2』、H9』、12』超過400秒。 將各鋼種的過時效的熱處理溫度、t2 (秒)、處理時間(秒)示於表2、表3。
[0272]表2、表3的任一種情況均為在過時效熱處理後進行0.5%的表皮光軋,進行材質評價。
[0273]將各鋼種的金屬組織中的貝氏體、珠光體、先共析鐵素體、馬氏體、殘留奧氏體的面積率(組織分率)(％)示於表4、表5。其中，將由表2製造條件決定的鋼種的組織構成和機械特性示於表4。另外，將由表3製造條件決定的鋼種的組織構成和機械特性示於表5。其中，在表4、表5的組織分率中,B表不貝氏體、P表不珠光體、F表不先共析鐵素體、M表不馬氏體、rA表示殘留奧氏體。將各鋼種的{100} < 011〉~{223} < 110〉取向組的極密度的平均值、{332} < 113〉晶體取向的極密度、晶粒的體積平均直徑(單位顆粒的尺寸)(U m)、 dL/dt為3.0以下的晶粒的比例(等軸晶粒率)(％)不於表4、表5。另外，將各鋼種的抗拉強度TS (MPa)、伸長率El (%)、作為局部變形能力指標的擴孔率入(％)及通過60° V形彎曲測定的臨界彎曲半徑(板厚/最小彎曲半徑)示於表4、表5。彎曲試驗為C方向彎曲(C 彎曲)。其中，拉伸試驗及彎曲試驗基於JIS Z2241及Z2248(V形塊90°彎曲試驗)。擴孔試驗基於日本鐵鋼聯盟標準JFS TlOOl0各晶體取向的極密度如下測定:使用前述的EBSP， 以0.5 y m的間隔測定與軋制方向平行的截面的板厚的3/8~5/8的區域。
[0274]作為擴孔性和彎曲性的指標，以滿足TS≥440MPa、El≥15%、λ≥90%、板厚/彎曲半徑> 2.5為條件。僅滿足本發明的規定的鋼種可以兼具圖7、8所示的優異擴孔性和彎曲性。
【權利要求】
1.一種局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其以質量％計含有:C:0.02% -0.20%、S1:0.001% -2.5%、Mn:0.01% -4.0%、P:0.001% -0.15%、S:0.0005% -0.03%、Al:0.001% -2.0%、N:0.0005% -0.01%、O:0.0005% -0.01%,且將Si + Al限制為小於1.0%，剩餘部分由鐵和不可避免的雜質構成；金屬組織中的貝氏體的面積率為95%以上，距離鋼板表面5/8-3/8板厚範圍的板厚中央部的用{100} < 011〉、{116} < 110〉、 {114}、{113}、{112}、{335}< 110〉及{223}< 110〉各晶體取向表示的{ 100}< 011〉-{223}< 110〉取向組的極密度的平均值為4.0以下、且{332}< 113〉 晶體取向的極密度為5.0以下，所述金屬組織的晶粒的體積平均直徑為7 y m以下。
2.根據權利要求1所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其中，所述貝氏體的晶粒中，軋制方向的長度dL與板厚方向的長度dt之比dL/dt為3.0以下的晶粒的比例為 50%以上。
3.根據權利要求1所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其進一步以質量％計含有:T1:0.001% -0.20%、Nb:0.001% -0.20%、V:0.001% -1.0%、W:0.001%-1.0%中的I種或2種以上。
4.根據權利要求1所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其進一步以質量％計含有:B:0.0001% -0.0050%、Mo:0.001% -1.0%、Cr:0.001% -2.0%、Cu:0.001% -2.0%、N1:0.001% -2.0%、Co:0.0001% -1.0%、Sn:0.0001% -0.2%、Zr:0.0001% -0.2%、As:0.0001%-0.50%中的I種或2種以上。
5.根據權利要求1所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其進一步以質量％計含有:Mg:0.0001% -0.010%、REM:0.0001%-0.1%、Ca:0.0001%-0.010%中的I種或2種以上。
6.根據權利要求1所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板，其表面具備熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。
7.一種局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其進行在1000攝氏度-1200攝氏度 的溫度範圍內對下述鋼板進行I次以上壓下率為40%以上的軋制的第I熱軋，所述鋼板以質量％計含有:C:0.02%-0.20%、S1:0.001% -2.5%、Mn:0.01% -4.0%、P:0.001%-0.15%、S:0.0005% -0.03%、Al:0.001% -2.0%、N:0.0005%-0.01%、O:0.0005% -0.01%,且將Si + Al限制為小於1.0%、剩餘部分由鐵和不可避免的雜質構成；在所述第I熱軋中，使奧氏體粒徑為200 以下，進行在由下述式(I)定義的溫度T1+ 30攝氏度-T1 + 200攝氏度的溫度範圍內進行至少1次 1道次的壓下率為30%以上的軋制的第2熱軋，使所述第2熱軋中的總壓下率為50%以上，在所述第2熱軋中，在進行壓下率為30%以上的最終壓下後，按照等待時間t秒滿足下述式(2)的方式開始I次冷卻，使所述I次冷卻的平均冷卻速度為50攝氏度 /秒以上、且在溫度變化為40攝氏度-140攝氏度的範圍內進行所述1次冷卻，進行壓下率為30%-70%的冷軋，在Ae3-950攝氏度的溫度範圍內保持1-300秒，在Ae3-500攝氏度的溫度範圍內以10攝氏度 /秒-200攝氏度/秒的平均冷卻速度進行2次冷卻， 在350攝氏度-500攝氏度的溫度範圍內進行保持滿足下述式(4)的t2秒-400秒的過時效熱處理，T1 ( 0C) = 850 + 10X (C + N) XMn + 350XNb + 250XTi + 40XB + 10XCr + 100XMo + 100XV (I) t- 2.5Xtl (2)這裡，t1通過下述式(3)求得，t1= 0.001X ((Tf-TDXP1/100)2 -0.109X ((Tf-T1)XP1/100)+ 3.1 (3) 這裡，上述式(3)中，Tf是壓下率為30%以上的最終壓下後的鋼坯溫度、Pl是30%以上的最終壓下的壓下率，log (t2) = 0.0002 (T2 - 425) 2 + 1.18 (4)這裡，T2是過時效處理溫度、t2的最大值為400。
8.根據權利要求7所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，小於T1 + 30攝氏度的溫度範圍內的總壓下率為30%以下。
9.根據權利要求7所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，所述等待時間t秒進一步滿足下述式(2a)，t < tl (2a)。
10.根據權利要求7所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，所述等待時間t秒進一步滿足下述式(2b)，tl ≤t ≤ tlX2.5 (2b)。
11.根據權利要求7所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，在軋制機架之間開始所述一次冷卻。
12.根據權利要求7所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，在所述冷軋後、加熱至Ae3-950°C的溫度範圍時，使室溫-650°C的平均加熱速度為下述式(5)所示的HRl，使超過650°C、至Ae3-950°C的平均加熱速度為下述式(6)所示的HR2， HR1、HR2的單位為。C /秒，HRl ≥ 0.3 (5)HR2 ≤ 0.5XHRl (6)。
13.根據權利要求 7所述的局部變形能力優異的高強度冷軋鋼板的製造方法，其進一步在表面上形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。
【文檔編號】C22C38/58GK103459646SQ201280017774
【公開日】2013年12月18日 申請日期:2012年4月12日 優先權日:2011年4月13日
【發明者】諏訪嘉宏, 中野和昭, 林邦夫, 岡本力, 藤田展弘, 佐野幸一 申請人:新日鐵住金株式會社