专利名称：延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域：
本发明主要涉及适合作为汽车的中立柱和车门防撞梁等超高强度车身结构构件的材料的強度和延展性平衡以及耐延迟断裂 特性优良的超高強度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从对CO2排出量的增加导致的全球变暖的忧虑出发，在欧州，正在推行对来自作为CO2的移动产生源的汽车的CO2排出量的限制，强烈要求改善汽车的燃料效率。为了改善燃料效率，车身的轻量化是有效的，但还需要确保乘员的安全性，因此，需要降低车身重量，并且确保撞击安全性在以往以上。为了应对确保车身轻量化和撞击安全性这ニ个要求，对通过应用高強度系数的材料使所使用的钢板薄型化进行了研究，近年来，正不断将拉伸強度980MPa 1180MPa级的高强度钢板应用于以中立柱和车门防撞梁为代表的汽车结构构件。但是，由于车身轻量化的要求进ー步提高，因而正在进行着眼于通过应用比1180MPa级钢板更高强度的钢板使车身更加轻量化的研究。汽车结构构件通常通过冲压成形来制造，因此，材料的延展性大大影响冲压成形性。另外，从车身的撞击安全性的观点出发，冲压成形后的残留延展性很重要。但是，钢板的延展性通常随着强度增高而降低，因此，強度越高，冲压成形性以及成形后的残留延展性越降低。另外，对于拉伸強度超过980MPa的高強度的材料，担心冲压成形后的残留应カ和从环境侵入的氢所引起的延迟断裂。因此，为了将高强度的冷轧钢板作为如上所述的汽车结构构件应用，需要高冲压成形性即高延展性和优良的耐延迟断裂特性。针对这样的要求，到目前为止提出了各种提案。例如，专利文献I中公开了ー种钢板，其中，虽然作为其发明例没有与金属组织的构成比率相关的记载，但推測通过淬火/回火法具有1350MPa的拉伸强度，并且具有回火马氏体単相组织。但是，该钢板的断裂伸长率低至7%，通过冲压加工制造汽车安全构件极其困难。另外，被推测通过快速冷却而得到马氏体単相组织的该钢板的形状显著变差。该情况下，在退火后需要形状矫正的エ序，因而在制造上不优选。另夕卜，专利文献2中，公开了利用了残留奥氏体由于加工中的应变而相变成马氏体的应变诱导相变的、具有高强度以及高延展性的TRIP型(相变诱发塑性，Transformation Induced Plasticity)钢板,为了确保用于显示出TRIP效果所必需的残留奥氏体量，以质量％计添加0.3 2%的Al。但是，大量添加Al的情况下，存在容易产生铸造缺陷的问题。另外，为了使残留奥氏体残留在显微组织中，需要在从退火温度开始的冷却过程中、在Ms相变点以上的温度下进行等温保持，制造エ序增加。另外，由于直到等温保持温度为止的冷却速度等在操作时发生变化时会导致材质大幅改变，因此，为了稳定地生产ー定品质的钢板，需要对操作条件的严密管理，因而在制造上不优选。关于非专利文献I、非专利文献2，通过实施例进行说明。现有技术文献
专利文献专利文献I :日本特开2005-163055号公报专利文献2 :日本特开2006-307325号公报非专利文献非专利文献I :日本金属学会編「鉄鋼材料」、丸善、1985年、p. 43非专利文献2 :金属熱処理技術便覧編集委員会「金属熱処理技術便覧第3版」、日刊工業新聞社、1966年、p. 13
发明内容
发明所要解决的问题本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在干，提供钢成分中不过量含有V和Mo等使合金成本显著增加的过渡金属元素以及有可能诱发铸造缺陷的Al的、耐延迟断裂特性优良、且具有1320MPa以上的拉伸强度的超高強度冷轧钢板及其制造方法。用于解决问题的方法以往，如果要得到拉伸强度1320MPa以上的超高强度钢板，需要通过淬火法使显微组织成为马氏体単相组织。但是，在使显微组织成为马氏体単相的情况下，无法得到充分的延展性。另外，即使希望通过淬火后的回火热处理使延展性提高，但仍存在下述倾向虽然强度由于马氏体相中的位错组织的恢复、以及马氏体相中析出的Fe-碳化物的粗大化而降低，但延展性却没怎么提高。另ー方面，为了显示出高延展性，关于利用了残留奥氏体相的应变诱导相变的TRIP钢，也进行了大量的发明。但是，为了显示出TRIP效果，需要添加大量的合金元素来提高奥氏体的稳定性，并且需要在从退火温度开始的冷却时、在Ms相变点以上的温度下严格地进行等温保持，因此，从制造稳定性以及制造成本的观点出发并不优选。另外，从耐延迟断裂特性的观点出发，优选尽可能降低诱发延迟断裂的氢陷阱，由于马氏体相在从奥氏体相发生的晶体结构相变时大量引入成为氢陷阱的位错，因此，优选尽可能降低。另外，已知有助于提高延展性的残留奥氏体也与位错同样地作为氢陷阱起作用，并且残留奥氏体在晶界上以膜状存在，因此，氢向残留奥氏体中的侵入诱发晶间断裂，有可能降低耐延迟断裂特性，因此，不优选在金属组织中包含残留奥氏体。本发明人为了解决上述问题反复进行了深入的研究，结果明确了通过使显微组织为具有回火马氏体相和铁素体相的组织，使回火马氏体相的体积率变化，能够控制拉伸强度与延展性的平衡，并且发现了通过添加C以及Si使回火马氏体相以及铁素体相的硬度上升，降低未回火马氏体相的体积率，从而实现钢板的超高強度化的方法，可知能够得到极高強度、同时具有高延展性的钢板。而且明确了通过在金属组织中析出几乎不包含位错的铁素体相，使金属组织中的位错密度与马氏体单相组织相比大幅減少，减少氢陷阱，由此能够大幅减少氢向钢中的侵入量，可知能够提高耐延迟断裂特性。另ー方面得到如下见解，在制造エ序上有效的是，在冷轧后的退火以及冷却吋，适当地控制退火温度和之后的冷却过程，然后，在100°C以上且300°C以下的温度范围内实施回火热处理。
本发明基于上述见解。S卩，本发明的主旨构成如下。[I] ー种延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高強度冷轧钢板，其特征在干，以质量比计，含有 C :0. 15 0. 25%、Si :1. 0 3. 0%、Mn :1. 5 2. 5%、P :0. 05% 以下、S :0. 02% 以下、Al :0. oro. 05%,N :小于0. 005%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织含有体积率为40 85%的回火马氏体相和体积率为15 60%的铁素体相，拉伸强度为1320MPa以上。[2]上述[I]的延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高強度冷轧钢板，其中，以质量比计，还含有Nb :0. 1%以下、Ti :0. 1%以下、B :5 30ppm的ー种以上。[3]上述[I]或[2]的延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高強度冷轧钢板，其特征在于，断裂伸长率为12%以上。[4] ー种延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高強度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述[I]或[2]所述的化学成分的钢坯加热至1200°C以上后，在终轧输出侧·温度800°C以上的条件下进行热轧，然后，进行酸洗以及冷轧，接着，在连续退火时，在Aa相变点相变点的温度范围内保持3(Tl200秒后，以100°C /秒以下的平均冷却速度冷却至600 800で，接着，以10(Tl000°C /秒的平均冷却速度冷却至100°C以下，接着，实施再加热并在10(T30(TC的温度范围内保持12(Tl800秒的回火处理。发明效果本发明的冷轧钢板具有极高的拉伸强度，并且具有高延展性和与之相伴的优良的加工性。另外，在成形加工为构件后，具有不易发生由从环境侵入的氢引起的延迟断裂的优良的耐延迟断裂特性。例如，具有拉伸强度1320MPa以上、断裂伸长率12%以上，能够容易地实现在25°C -pH3的盐酸环境下100小时不发生断裂的耐延迟断裂特性。另外，根据本发明的制造方法，能够稳定地制造具有如上所述的优良的性能的冷轧钢板。根据本发明，能够稳定地制造如下拉伸强度1320MPa以上的超高强度冷轧钢板，其在冲压成形为构件后仍具有不易发生由从环境侵入的氢引起的延迟断裂的优良的耐延迟断裂特性，并且在成形时显示优良的加工性，从而能够提供不易发生延迟断裂的超高强度构件、例如中立柱和防撞梁等汽车安全构件。
图I是在180°弯曲加工后通过螺栓紧固赋予应カ的试验片的示意图。
具体实施例方式本发明的超高強度冷轧钢板具有如下所述的特定的化学成分和金属组织。首先，对冷轧钢板的化学成分进行说明。〈C :0. 15 0. 25 质量 ％>C是使奥氏体稳定化的元素，并且是对确保钢板的强度而言必要的元素。C量小于0. 15质量％时，在具有回火马氏体相和铁素体相的组织中，难以稳定地得到拉伸强度1320MPa以上。另ー方面，C量超过0.25质量％时，焊接部以及由焊接引起的热影响部的硬化显著发生，焊接性降低。因此，使C量为0. 15 0.25质量％的范围。更优选0.18、.22质
量％的范围。
〈Si :1. 0 3. 0 质量0/o>Si是对于使钢板硬质化有效的置換型固溶強化元素。为了显示该效果，需要含有
I.0质量％以上。Si量超过3. 0质量％时，热轧中的氧化皮形成变显著，最终制品时的缺陷率增加，在经济上不优选。因此，使Si量为l.(T3.0质量％。〈Mn :1. 5 2. 5 质量0/0>Mn是使奥氏体稳定化、并且对钢的强化有效的兀素。但是，Mn小于I. 5质量％时，钢的淬透性不充分，从退火温度开始的冷却中产生的铁素体相的生成、以及珠光体和贝氏体的生成在早期开始，强度显著降低，因此，难以稳定地制造具有目标强度的钢板。另一方面，超过2. 5质量％时，偏析变显著，有时加工性变差，并且耐延迟断裂特性降低。因此，使Mn量为I. 5^2. 5质量％、优选为I. 5^2. 0质量％。
〈P :0. 05 质量 ％ 以下〉P是促进由晶界偏析引起的晶间断裂的元素，因此优选低含量，使其上限为0. 05质量％、优选为0. 010质量％。进而，从提高焊接性的观点出发，更优选为0. 008质量％以下。〈S :0. 02 质量 ％ 以下〉S形成MnS等夹杂物，诱发耐撞击特性和耐延迟断裂特性的劣化，因此，优选尽可能低，使其上限为0. 02质量％、优选为0. 002质量％。〈Al :0. 01 0. 05 质量 ％>Al是对于脱氧有效的元素，为了得到有用的脱氧效果，需要为0. 01质量％以上，但超过0. 05质量％过量添加时，钢板中的夹杂物增加，使延展性降低。因此,使Al量为
0.01 0. 05 质量0/O。〈N:小于 0.005 质量0/0>N的含有量达到0. 005质量％以上吋，由氮化物的形成引起的高温以及低温下的延展性降低。因此，使N量小于0.005质量％。根据需要，在钢板中还可以含有Nb、Ti、B的ー种以上。以下，对这三种元素的添加效果和其优选的添加量进行说明。〈Nb、Ti :0. I 质量 ％ 以下 >Nb以及Ti具有使晶粒微小化的效果，是对使钢板的強度上升有效的元素，因此，优选分别添加0. 015质量％以上。但是，即使含有Nb、Ti分别超过0. I质量％，其效果饱和，因此在经济上不优选。因此，使Nb以及Ti的添加量分别为0. I质量％以下。〈B :5 30 质量 ppm>B是对钢板的強度上升有效的元素。B量小于5质量ppm时，无法期待由B引起的強度上升效果。另ー方面，B量超过30质量ppm时，热加工性降低，因此制造上不优选。因而，使B的添加量为5 30质量ppm。上述以外的余量为Fe及不可避免的杂质。接着，对冷轧钢板的金属组织进行说明。本发明人为了提高影响冲压成形性的延展性、并且得到在冲压成形后也显示优良的耐延迟断裂特性的钢板进行了研究，结果发现，为了发挥高延展性，重要的是适当地控制显微组织。具体而言，发现重要的是使连续退火后的显微组织为含有体积率为40%以上的回火马氏体相、余量具有铁素体相的组织。该组织通过在退火时从退火温度开始的快速冷却、和快速冷却后的回火处理得到，根据该方法，能够在不过量添加使成本上升的V和Mo等过渡金属元素和有可能诱发铸造缺陷的Al等合金元素的情况下，得到具有高延展性的超高強度冷轧钢板。向钢中侵入的氢量越少，耐延迟断裂特性越优良。回火马氏体相由于淬火时从奥氏体相向马氏体相的结晶结构相变，引入极大量的位错，但通过在金属组织中适量含有铁素体相，与回火马氏体単相组织相比，能够使诱发延迟断裂的作为氢陷阱的位错大幅降低，从而降低向钢中的氢侵入量。具有回火马氏体相和铁素体相的组织的钢的拉伸強度，随着回火马氏体相的体积率的增加而上升。这是由于，对于回火马氏体相和铁素体相而言，回火马氏体相的硬度更高，在拉伸变形时的变形阻力由作为硬质相的回火马氏体相承担，回火马氏体相的体积率越大，与回火马氏体単相组织的拉伸强度越接近。在本发明的钢成分范围中，回火马氏体体积率小于40%时，不能得到拉伸强度1320MPa以上。随着回火马氏体体积率增加，延展性降低，对于回火马氏体相的体积率超过85%的组织而言，不能确保为了提高断裂伸长率为12% 以上的高延展性以及耐延迟断裂特性而必要的铁素体相。另外，铁素体相的体积率小于15%时，断裂伸长率为12%以上的高延展性以及耐延迟断裂特性的提高不充分，另ー方面，超过60%时，无法确保为了得到预定的强度而必要的回火马氏体相的体积率。出于以上原因，使本发明的冷轧钢板的金属组织的回火马氏体相的体积率为40 85%、使铁素体相的体积率为15 60%。更优选为使回火马氏体相的体积率为60 85%、使铁素体相的体积率为15 40%的金属组织。本发明的冷轧钢板的金属组织可以为由具有期望的体积率的回火马氏体相和铁素体相构成的双相组织，作为所述双相以外的组织，也可以含有残留奥氏体相、贝氏体相、珠光体相等构成相。但是，在贝氏体相以及珠光体相大量存在的情况下，分别诱发延展性的降低以及强度的降低，因此不优选大量含有。另外，残留奥氏体相主要在晶界以膜状存在，并且由于成为氢陷阱，因此，有可能成为伴随氢脆的断裂起点，因而优选尽可能降低。因此，本发明中优选使回火马氏体相以及铁素体相以外的构成相(贝氏体相、珠光体相、残留奥氏体相等)，的体积率的合计为1%以下。关于本发明的目标拉伸強度以及延展性，拉伸强度为1320MPa以上，断裂伸长率(使用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验中的断裂伸长率)为12%以上，该断裂伸长率与能够对防撞梁等汽车安全构件进行冲压加工的最低限度的延展性相当，本发明中能够容易地实现这样的強度和延展性水平。另外，本发明的目标耐延迟断裂特性是在25°C、pH3的盐酸环境下100小时不发生断裂的性能，本发明也能够容易地实现这样的性能。本发明的冷轧钢板的用途，没有特别的限制，由于具有如上所述的性能，因此特别适合于以汽车的车门防撞梁和中立柱为代表的超高强度车身安全构件。需要说明的是，作为本发明的对象的钢板也包括钢带，本发明的冷轧钢板也可以对表面实施镀覆(电镀等)或化学转化处理等表面处理，作为表面处理钢板使用。接着，对本发明的超高強度冷轧钢板的制造方法进行说明。本发明中，熔炼上述成分组成的钢，通过连铸得到铸片(钢坯)，将该钢坯加热至1200°C以上后，在终轧输出侧温度800°C以上进行热轧。以下，对热轧的限定理由进行说明。<钢坯加热温度1200°C以上>钢坯加热温度低于1200°C吋，轧制载荷増大，热轧时发生故障的风险増大。因此，使钢坯加热温度为1200°C以上。加热温度太高时，导致伴随氧化重量増加的氧化皮损失的増大，因此，优选使钢坯加热温度为1300°C以下。<终轧输出侧温度800°C以上〉通过将终轧输出侧温度设为800°C以上，能够得到均匀的热轧母相组织。终轧输出侧温度低于800°C吋，钢板的组织变得不均匀，延展性降低，并且在成形时发生各种不良情况的风险増大。因此，使终轧输出侧温度为800°C以上。需要说明的是，终轧输出侧温度的上限没有特别限制，但在过高温度下进行轧制时成为产生氧化皮瑕疵等的原因，因此，优选为约1000°C以下。在热轧后进行卷取处理。卷取温度没有特别限定，但卷取温度过高时，生成粗大粒子，钢板组织变得不均匀，延展性降低。另外，卷取温度过低的情况下，由热轧产生的加工组织残留，作为下ー个エ序的冷轧的轧制载荷増大。因此，优选使卷取温度为60(T70(TC。特别优选的卷取温度为60(T650°C。 在实施热轧后，进行酸洗以及冷轧，接着，进行连续退火以及回火处理。酸洗、冷轧的条件没有特别限定。连续退火为，在Aa相变点Ici相变点的温度范围内保持3(Tl200秒后，以100°C /秒以下的平均冷却速度冷却至60(T80(TC，继而以10(Tl00(TC /秒的平均冷却速度冷却至100°C以下，接着，实施再加热并在10(T300°C的温度范围内保持12(Tl800秒的回火处理。以下，对连续退火以及回火处理的条件的限定原因进行说明。<退火温度在Aci相变点相变点内保持3(Tl200秒>退火温度低于Aa相变点时，在退火中不会生成对确保预定强度必要的奥氏体相(淬火后相变成马氏体相)，即使退火后实施淬火也无法得到预定强度。退火温度超过Ara相变点时，虽然通过控制在从退火温度开始的冷却中析出的铁素体相的体积率，能够得到体积率为40%以上的马氏体相，但在超过Ac3相变点进行退火的情况下，难以得到期望的金属组织。因此，将退火温度设定为Aa相变点、3相变点的范围。另外，从在该温度范围内稳定地确保奥氏体相的平衡体积率为40%以上的观点出发，优选为760°C以上，更优选为780°C以上。另外，退火温度下的保持时间(退火时间)过短时，显微组织没有充分地退火，成为存在由冷轧产生的加工组织的不均匀的组织，延展性降低。另ー方面，保持时间过长时，导致制造时间的増加，在制造成本上不优选。因此，使保持时间为3(T1200秒。特别优选的保持时间为250 600秒的范围。<以平均冷却速度100°C /秒以下冷却至60(T800°C (缓慢冷却)>接着，从上述退火温度开始以100°C /秒以下的平均冷却速度冷却至60(T800°C的温度(缓慢冷却停止温度)(以下的说明中，有时将该冷却称为“缓慢冷却”)。在从退火温度开始的缓慢冷却中使铁素体相析出，能够控制強度-延展性平衡，但使缓慢冷却停止温度低于600°C时，在显微组织中大量生成珠光体，強度急剧降低，因此无法得到1320MPa以上的拉伸强度。另外，在使缓慢冷却停止温度为高于800°C的高温时，在从退火温度开始的缓慢冷却中不能使充分量的铁素体相析出，无法充分地得到延展性。因此，使缓慢冷却停止温度为60(T800°C。从抑制伴随操作上的缓慢冷却停止温度变动的材质变动的观点出发，优选使缓慢冷却停止温度为70(T750°C。另外，缓慢冷却的平均冷却速度超过100°C /秒时，在缓慢冷却中不会发生充分量的铁素体相的析出，因此无法得到预定的延展性。本发明中意图的具有回火马氏体相和铁素体相的金属组织的延展性，也由通过硬质的回火马氏体相与软质的铁素体相混合存在而显示的高加工硬化能力引起，但平均冷却速度超过100°c /秒的情况下，在缓慢冷却中碳向奥氏体中的富集变得不充分，在快速冷却时无法得到硬质的马氏体相。其結果，最终组织的加工硬化能力降低，无法得到充分的延展性。由此，使缓慢冷却时的平均冷却速度为100°C /秒以下。为了使碳向奥氏体相中的富集充分地发生，优选设为5°c /秒以下的平均冷却速度。<以平均冷却速度10(Tl000°C /秒冷却至100°C以下(快速冷却)>上述缓慢冷却之后，以10(Tl00(TC /秒的平均冷却速度冷却至100°C以下的温度(冷却停止温度)(以下的说明中，有时将该冷却称为“快速冷却”)。缓慢冷却后的快速冷却是为了使奥氏体相相变成马氏体相而进行的，其平均冷却速度小于100°c /秒时，在冷却中奥氏体相相变成铁素体相、贝氏体相或珠光体相，因此无法得到预定的強度。另ー方面，平均冷却速度超过1000°c /秒时，有可能产生冷却引起的钢板的收缩裂纹。因此，使快速冷 却时的平均冷却速度为10(Tl000°C /秒。该冷却优选为利用水淬火的快速冷却。优选使冷却停止温度为100°C以下。冷却停止温度超过100°c时，诱发在快速冷却时奥氏体的淬火没有充分进行而引起的马氏体相的体积率的降低、以及由快速冷却生成的马氏体相的自回火引起的材料強度的降低，因此在制造上不优选。<回火处理在100 300で下保持120 1800秒>上述快速冷却之后，为了马氏体相的回火，进行再加热并在10(T30(TC的温度范围内保持1201800秒的回火处理。该回火使马氏体相软质化，加工性提高。在低于100°C下进行回火的情况下，马氏体的软质化不充分，不能期待加工性的提高效果。另外，在超过300°C下进行回火吋，不仅提高用于再加热的制造费用，而且导致显著的強度降低，从而无法得到有用的效果。另ー方面，使保持时间小于120秒的情况下，没有充分地发生保持温度下的马氏体的软质化，因此不能期待加工性的提高效果。另外，保持时间超过1800秒的情况下，马氏体的软质化过度进行，由此，除了强度显著降低之外，由于再加热时间的増加而提高制造费用，因此不优选。通过以上的制造エ序，能够制造本发明的超高強度冷轧钢板。另外，本发明的超高強度冷轧钢板的退火后的板形状性(平坦度)优良，因此，不一定需要轧制或矫平加工等用于矫正钢板的形状的エ序，但从调节材质和表面粗糙度的观点出发，可以对退火后的钢板以约百分之几的伸长率实施轧制。实施例对由表I中记载的成分组成构成的受试钢Al进行真空熔炼，制得钢坯后，在表2中记载的条件下进行热轧，得到板厚3. 4mm的热轧钢板。对该热轧钢板进行酸洗处理，除去表面氧化皮，之后冷轧至I. 4_厚。接着，在表2中记载的条件下实施连续退火以及回火处理。需要说明的是，各钢种的Aa相变点是通过非专利文献I中记载的关于相变点与合金成分依赖性的关系式求出的值，Ara相变点是通过非专利文献2中记载的关于相变点与合金成分依赖性的关系式(下述的2式)求出的值。Aci [°C ] =723-10. 7 X (质量 ％Mn)+29. IX (质量 ％Si)…(I)Ac3[°C ] =910-203X (质量 ％C) 1/2+29. IX (质量 ％Si)_30X (质量 ％Mn)+700X (质量 ％P) +400 X (质量 ％A1) +400 X (质量 ％Ti)…(2)表I
权利要求
1.ー种延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高強度冷轧钢板，其特征在干，以质量比计，含有 C :0. 15 0. 25%、Si :1. 0 3. 0%、Mn :1. 5 2. 5%、P :0. 05% 以下、S :0. 02% 以下、Al :0.oro. 05%、N :小于0. 005%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织含有体积率为40 85%的回火马氏体相和体积率为15 60%的铁素体相，拉伸强度为1320MPa以上。
2.如权利要求I所述的延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高強度冷轧钢板，其中，以质量比计，还含有Nb :0. 1%以下、Ti :0. 1%以下、B :5 30ppm中的ー种以上。
3.如权利要求I或2所述的延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高強度冷轧钢板，其特征在于，断裂伸长率为12%以上。
4.ー种延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高強度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求I或2所述的化学成分的钢坯加热至1200°C以上后，在终轧输出侧温度800°C以上的条件下进行热轧，然后，进行酸洗以及冷轧，接着，在连续退火时，在Aa相变 点相变点的温度范围内保持3(Tl200秒后，以100°C /秒以下的平均冷却速度冷却至600 800で，接着，以10(Tl00(TC /秒的平均冷却速度冷却至100°C以下，接着，实施再加热并在10(T30(TC的温度范围内保持12(Tl800秒的回火处理。
全文摘要
本发明提供钢成分不过量含有使V和Mo等合金成本显著上升的过渡金属元素以及有可能诱发铸造缺陷的Al、耐延迟断裂特性优良、具有1320MPa以上的拉伸强度的超高强度冷轧钢板及其制造方法。一种延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量比计，含有C0.15~0.25%、Si1.0~3.0%、Mn1.5~2.5%、P0.05%以下、S0.02%以下、Al0.01~0.05%、N小于0.005%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织含有体积率为40~85%的回火马氏体相和体积率为15~60%的铁素体相，拉伸强度为1320MPa以上。
文档编号B21B3/00GK102971442SQ201180032639
公开日2013年3月13日 申请日期2011年6月24日 优先权日2010年6月30日
发明者吉野正崇, 长谷川浩平 申请人:杰富意钢铁株式会社