专利名称：钢板及钢板制造方法
技术领域：
本发明涉及钢板及钢板制造方法。该钢板是适合于主要是在冲压加工后使用的汽车等的构造材料、且伸长率及V弯曲性以及冲压成型稳定性优异的高强度钢板。本申请基于2010年I月29日在日本申请的特愿2010-019193号、及2010年2月17日在日本申请的特愿2010-032667号并主张其优先权，在此引用其内容。
背景技术：
对于用于汽车的车身结构的钢板，不仅需要高强度，而且还需要优异的伸长率及V弯曲性。根据含有残留奥氏体相的TRIP (Transformation Induced Plasticity)钢板,利用TRIP效应发挥高强度和高伸长率是已知的。 在专利文献I中，为了进一步提高残留奥氏体钢的伸长率，公开了确保较高的残留奥氏体相的分率而控制两种铁素体相(贝氏体铁素体相、多边形铁素体相)的技术。在专利文献2中，为了确保伸长率和形状固定性，公开了以长宽比规定奥氏体相的形状的技术。在专利文献3中，为了进一步提高伸长率，公开了使奥氏体相的分布最适合化的技术。另外，在专利文献4及专利文献5中，公开了通过组织的均匀化而提高局部延展性的技术。现有技术文献专利文献专利文献I :日本特开2006-274418号公报专利文献2 :日本特开2007-154283号公报专利文献3 :日本特开2008-56993号公报专利文献4 :日本特开2003-306746号公报专利文献5 :日本特开平4-88125号公报非专利文献I M. Takahashi IS3-2007, (2007)，47-50.
发明内容
发明要解决的课题残留奥氏体钢是通过退火中的铁素体相变及贝氏体相变的控制来提高奥氏体的C浓度，由此使钢组织中含有残留奥氏体相的钢，但残留奥氏体钢是混合组织，因此不能发挥出高V弯曲性(局部弯曲性)。因此，在上述的技术中，不能兼顾现在的高强度钢板所要求的更高的伸长率和V弯曲性。另外，TRIP效应具有温度依存性，但在实际的冲压成型时，冲压成型中模具的温度发生变化。因此，对TRIP钢板进行冲压成型的情况下，在例如约25°C的冲压成型初期及例如约150°C的冲压成形后期有时产生开裂等缺陷，在冲压成型稳定性上有问题。因此，实现高伸长率和V弯曲性以及不依存于冲压成型中的温度变化的优异的冲压成型稳定性成为实用上的课题。本发明的课题在于，提供ー种与以往相比伸长率及V弯曲性高、且冲压成型稳定性更优异的钢板及其制造方法。解决课题的手段本发明为了解决上述课题，采用下面的对策。(I)本申请发明的第一形态是ー种钢板，其化学成分以质量％计含有C :0. 05% 0. 35%、Si :0. 05% 2. 0%、Mn :0. 8% 3. 0%、Al :0. 01% 2. 0%，并限制 P 0. 1%以下、S :0. 05%以下、N :0. 01%以下，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，以面积率计合计含有50%以上的铁素体相、贝氏体相及回火马氏体相，以面积率计含有3%以上的 残留奥氏体相，以个数比计50%以上的所述残留奥氏体相的晶粒在将重心位置的碳浓度设定为Cgc、将晶界位置的碳浓度设定为Cgb时,满足式I。Cgb/Cgc 彡 I. 2(式 I)(2)在上述⑴记载的钢板中，所述化学成分以质量％计，可以还含有Mo:0. 01 % 0. 5 %、Nb :0. 005 % 0. I %、Ti :0. 005 % 0. 2 %、V :0. 005 % 0. 5 %、Cr :0. 05% 5. 0%, W 0. 05% 5. 0%, Ca 0. 0005% 0. 05%, Mg 0. 0005% 0. 05%, Zr 0. 0005% 0. 05%,REM 0. 0005% 0. 05%, Cu 0. 02% 2. 0%、Ni 0. 02% I. 0%,B 0. 0003 % 0. 007 %中的至少ー种。(3)在上述(I)记载的钢板中，所述晶粒的平均粒径可以为IOym以下，所述残留奥氏体相中的平均碳浓度可以是0.7% 1.5%。(4)在上述(I)记载的钢板中，以个数比计40%以上的所述晶粒可以是具有I Pm以上且低于2 y m的平均粒径的小径晶粒，以个数比计20%以上的所述晶粒可以是具有2um以上的平均粒径的大径晶粒。(5)在上述⑷记载的钢板中，以个数比计50%以上的所述小径晶粒在将重心位置的碳浓度设定为CgcS、将晶界位置的碳浓度设定为CgbS时，可以满足式2，以个数比计50%以上的所述大径晶粒在将重心位置的碳浓度设定为CgcL、将晶界位置的碳浓度设定为CgbL时，可以满足式3。CgbS/CgcS > I. 3 (式 2)I. 3 > CgbL/CgcL > I. I (式 3)(6)在上述⑴ (5)中任一项所述的钢板中，可以具有被赋予在该钢板的至少ー面的镀锌被膜。(7)在上述⑴ (5)中任一项所述的钢板中，可以具有被赋予在该钢板至少一面的镀锌合金被膜。(8)本申请发明的第二形态是ー种钢板制造方法，其具备热轧エ序，将具有上述(I)或(2)所述的化学成分的铸坯在850°C 970°C的精轧温度下实施热轧，制造热轧钢板；空冷エ序，对所述热轧钢板进行I秒 10秒的空冷；卷取エ序，将空冷的所述热轧钢板以平均计为10°C /秒 200°C /秒的冷却速度冷却至650°C以下的温度区域后，在650°C以下的温度范围内进行卷取；冷轧エ序，将卷取的所述热轧钢板在酸洗后以40%以上的压下率实施冷轧，制造冷轧钢板；退火エ序，对所述冷轧钢板以700°C 900°C的最高温度实施退火；保持エ序，将退火的所述冷轧钢板以0. I0C /秒 200°C /秒的平均冷却速度冷却到350°C 480°C的温度区域，在该温度区域保持I秒 1000秒；以及最終冷却エ序，对所述冷轧钢板，以5°C /秒 25°C /秒的平均冷却速度在从350°C至220°C的温度区域进行一次冷却，再以100°C /秒以上或5°C /秒以下的平均冷却速度在从120°C至常温附近的温度区域进行二次冷却。(9)在上述⑶所述的钢板制造方法中，在所述热轧エ序中，可以分别以20%以下的变形量在最終的两个道次进行轧制。(10)在上述⑶所述的钢板制造方法中，在所述热轧エ序中，可以使用在冷却至1100°C以下后再加热至1100°C以上而得到的铸坯。(11)在上述(8)所述的钢板制造方法中，在所述保持エ序之后，还可以具备将所述钢板浸溃于热浸镀锌浴中的浸溃エ序。
(12)在上述(11)所述的钢板制造方法中，在所述浸溃エ序之后，还可以具备在500V 580で的范围内进行合金化处理的合金化处理工序。发明的效果根据上述对策，残留奥氏体相中的C浓度梯度得到了适当的控制，因此，可以得到极稳定的残留奥氏体相。其结果是，利用残留奥氏体的TRIP效应，尽管是高强度，而且还能够发挥极高的伸长率和高的V弯曲性。另外，在小径晶粒及大径晶粒的量得到了适当的控制的情况下，能够分散残留奥氏体的TRIP功能稳定性，能够发挥不依存于冲压成型中的温度变化的优异的冲压成型稳定性。另外，在小径晶粒的C浓度梯度和大径晶粒的C浓度梯度得到了适当的控制的情况下，能够发挥更优异的冲压成形稳定性。
图I是表示实施例及比较例的钢板的抗拉强度与25°C伸长率的关系的图。图2是表示实施例及比较例的钢板的抗拉强度与V弯曲最小半径(V弯曲性)的关系的图；图3是表示实施例及比较例的钢板的抗拉强度与150°C伸长率的关系的图。
具体实施例方式本发明者们发现，为了使残留奥氏体的TRIP效应不仅对伸长率有效地发挥作用，还对V弯曲性有效地发挥作用，将残留奥氏体相的稳定性提高至以往以上是有效的；以及为了使TRIP效应在宽的冲压成型温度范围内起作用，使稳定性不同的残留奥氏体相均匀分散是有效的。但是，利用了现有的残留奥氏体钢的贝氏体相变的在残留奥氏体相中的C浓化的技法中，不能使C浓化至在非专利文献I中说明的Ttl点的浓度以上，因而不能提高残留奥氏体相的稳定性。因此，本发明者们进ー步反复研究的结果发现，通过适当地控制残留奥氏体相中的C浓度梯度，可以得到极稳定的残留奥氏体相，另外，通过适当地控制残留奥氏体相的奥氏体晶粒的粒径分布，能够使稳定性不同的奥氏体相均匀分散。
下面，对基于上述发现而完成的本发明的一个实施方式的钢板进行详细说明。首先，对于本实施方式中的钢板及作为其原材料的铸坯(铸造板坯)的钢的化学成分进行说明。另外，表示各元素的量的“ ％ ”是指质量％。(基本元素)钢的化学成分含有C、Si、Mn、Al作为基本元素。(C :0. 05 0. 35% )C是用于提高钢的強度、确保残留奥氏体相的极为重要的元素。C含量在小于0.05%时，不能确保足够的强度，而且不能得到充分的残留奥氏体相。另ー方面，C含量超过0. 35%时，使延展性及点焊性显著地劣化。考虑上述的特性，可以将C含量规定在更窄的范围内。 因此，关于C含量，下限值规定为0. 05 %，优选规定为0. 08 %，更优选规定为0. 15%，上限值规定为0. 35%，优选规定为0. 26%，更优选规定为0. 22%。(Si :0. 05 2. 0% )Si从确保強度的观点考虑是重要的元素。Si含量在为0. 05%以上的情况下，有助于残留奥氏体相的生成，可以得到确保延展性的效果。另ー方面，Si含量超过2.0%的情况下，这些效果饱和，另外，容易引起钢的脆化。在需要考虑热浸镀锌、化学转化处理的容易性的情况下，也可以将上限值规定为I. 8%。考虑上述的特性，可以将Si含量规定在更窄的范围内。因此，关于Si含量，下限值规定为0.05%，优选规定为0. I %，更优选规定为
0.5%，上限值规定为2.0%，优选规定为1.8%，更优选规定为1.6%。(Mn :0. 8 3. 0% )Mn从确保強度的观点考虑是重要的元素。Mn含量为0. 8%以上的情况下，有助于残留奥氏体相的生成，可以得到确保延展性的效果。另ー方面，Mn含量超过3.0%的情况下，淬火性提高，因此替代残留奥氏体相而生成马氏体相，容易导致过度的強度上升。其结果是，制品的偏差増大，进而延展性不足。考虑上述的特性，可以将Mn含量规定在更窄的范围。因此，关于Mn含量，下限值规定为0. 8%，优选规定为0. 9%，更优选规定为1.2%，上限值规定为3.0%，优选规定为2.8%，更优选规定为2.6%。(Al :0. 01 2. 0% )Al含量为0. 01%以上的情况下，与Si —祥，有助于残留奥氏体相的生成，可以得到确保延展性的效果。另ー方面，Al含量超过2.0%的情况下，效果饱和，反而使钢脆化。考虑上述的特性，也可将Al含量规定在更窄的范围内。因此，关于Al含量，下限值规定为0. 01 %，优选规定为0. 015%，更优选规定为超过0. 04%，上限值规定为2. 0%，优选规定为1.8%，更优选规定为低于1.4%。实施了热浸镀锌的情况下，Al使热浸镀锌性劣化，因此，优选其上限设定为
1.8%。另外，在将起到同样的效果的上述Si和Al大量添加于钢中的情况下，对于Si+Al含量也可以进行規定。该情况下，对于Si+Al含量，下限值规定为0. 8%，优选规定为0. 9%，更优选规定为I. O%，上限值规定为4. O%，优选规定为3.0%，更优选规定为2.0%。(限制元素)在上述的钢中，作为限制元素的P、S、N的含量如下所述进行限制。(P :0.1% 以下)P含量根据所需的钢板强度进行限制。P含量超过0. 1%时，因在晶界中的偏析，使局部延展性劣化，进而使焊接性劣化。因此，P含量被限制在0. 1%以下。P不可避免地包含于钢中，因此，下限值超过0%，为了将P含量限制得极低，则需要极大的成本，因此，也可以将下限值规定为0. 001%或0. 006%。考虑上述的特性，也可以将P含量规定在更窄的范围。 因此，关于P含量，被限制在0. I %以下，优选被限制在0. 05 %以下，更优选被限制 在0. 01%以下。另外，下限值也可以规定为超过0%、为0. 001 %、或者为0. 006%。(S :0. 05% 以下)S是通过生成MnS而使局部延展性、焊接性劣化的元素。因此，S含量被限制在0. 05%以下。S不可避免地包含于钢中，因此下限值为超过0 %，但为了将S含量限制得极低，需要极大的成本，因此，也可以将下限值规定为0. 0005%或超过0. 001%。另外，考虑上述的特性，也可以将S含量规定为更窄的范围。因此，关于S含量，被限制在0. 05 %以下，优选被限制在0. 01 %以下，更优选被限制在低于0. 004%。另外，关于下限值，也可以规定为超过0%、为0. 0005%、或者为超过0. 001%。(N :0. 01% 以下)N大量含有时，使时效性劣化，进而AlN析出量增多而使Al添加的效果减小。因此，N含量被限制在0. 01%以下。N不可避免地包含于钢中，因此，下限值规定为超过0%，但为了将N含量限制得极低，需要极大的成本，因此，也可以将下限值规定为0. 001 %或超过0. 002。另外，考虑上述的特性，也可以将N含量规定在更窄的范围。因此，关于N含量，被限制在0. 01 %以下，优选被限制在0. 008 %以下，更优选被限制在低于0.005%。另外，关于下限值，也可以规定为超过0%、为0.001%、或者超过
0.002%。(Fe及不可避免的杂质)上述的钢含有铁及不可避免的杂质作为剩余部分。作为不可避免的杂质，可以列举出从废铁中混入的Sn、As等。另外，在不损害本发明的特性的范围也可以含有其他的元素。(选择元素)上述的钢也可以含有Mo、Nb、Ti、V、Cr、W、Ca、Mg、Zr、REM、Cu、Ni、B 中的至少ー种作为选择元素。(Mo :0. 01 0. 5% )Mo含量为0. 01%以上的情况下，可以得到抑制钢中的珠光体相的生成的效果。因此，对于Mo，其在退火中的冷却速度慢的情况下或在镀覆的合金化处理等中被再加热的情况下是重要的元素。但是，Mo含量超过0. 5%的情况下，有时使延展性及化学转化处理性劣化。为了得到更高的強度和延展性的平衡，优选为0.3%以下。考虑上述的特性，也可以将Mo含量规定为更窄的范围。因此，在钢中含有Mo的情况下，可以将下限值规定为0. 01 %，优选规定为0. 02%，可以将上限值规定为0.5%，优选规定为0.3%，更优选规定为0.2%。(Nb :0. 005 0. 1% )(Ti :0. 005 0. 2% )(V :0. 005 0. 5% ) (Cr :0. 05 5. 0% )(W :0. 05 5. 0% )Nb、Ti、V、Cr、W是生成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，对确保强度是有效的。从确保強度的观点考虑，可以将Nb的下限值规定为0.005%，将Ti的下限值规定为0. 005%，将V的下限值规定为0. 005%，将Cr的下限值规定为0. 05%，将W的下限值规定为 0. 05%。另ー方面，在钢中过度地添加这些元素时，钢的强度过度上升，延展性降低。从确保延展性的观点考虑，可以将Nb的上限值规定为0. 1%，将Ti的上限值规定为0. 2%，将V的上限值规定为0. 5%，将Cr的上限值规定为5. 0%，将W的上限值规定为5. 0%。另外，考虑上述的特性，可以将各元素的含量规定为更窄的范围。因此，钢中含有Nb的情况下，可以将下限值规定为0.005%，优选规定为0.01%，可以将上限值规定为0.1%，优选规定为0.05%，更优选规定为0.03%。另外，钢中含有Ti的情况下，可以将下限值规定为0.005%，优选规定为0.01%，可以将上限值规定为0.2%，优选规定为0.1%，更优选规定为0.07%。另外，钢中含有V的情况下，可以将下限值规定为0. 005%，优选规定为0. 01 %，可以将上限值规定为0. 5%，优选规定为0. 3%，更优选规定为0. 1%。另外，钢中含有Cr的情况下，可以将下限值规定为0. 05%，优选规定为0. I %，可以将上限值规定为5.0%，优选规定为3.0%，更优选规定为1.0%。另外，钢中含有W的情况下，可以将下限值规定为0.05%，优选规定为0. 1%，可以将上限值规定为5.0%，优选规定为3.0%，更优选规定为1.0%。(Ca :0. 0005 0. 05% )(Mg :0. 0005 0. 05% )(Zr :0. 0005 0. 05% )(REM :0. 0005 0. 05% )Ca、Mg、Zr、REM (稀土类元素)控制硫化物及氧化物的形状，提高局部延展性及扩孔性。因此，可以将各元素的下限值规定为0. 0005%。另ー方面，钢过度地含有这些元素的情况下，加工性劣化。因此，可以将各元素的上限值规定为0.05%。另外，考虑上述的特性，也可以将各元素的含量规定在更窄的范围。因此，钢中含有Ca的情况下，可以将下限值规定为0.0005 %，优选规定为0. 001%，可以将上限值规定为0. 05%，优选规定为0. 01%，更优选规定为0. 005%。
另外，钢中含有Mg的情况下，可以将下限值规定为0.0005 %，优选规定为0. 001%，可以将上限值规定为0. 05%，优选规定为0. 01%，更优选规定为0. 005%。另外，钢中含有Zr的情况下，可以将下限值规定为0.0005 %，优选规定为0. 001%，可以将上限值规定为0. 05%，优选规定为0. 01%，更优选规定为0. 005%。另外，钢中含有REM的情况下，可以将下限值规定为0. 0005 %，更优选规定为0. 001%，可以将上限值规定为0. 05%，优选规定为0. 01%，更优选规定为0. 005%。(Cu :0. 02 2. 0% )(Ni :0. 02 I. 0% )(B :0. 0003 0. 007% )
Cu、Ni、B能够得到使相变延迟而提高钢的强度的效果。因此，可以将Cu的下限值规定为0. 02%，将Ni的下限值规定为0. 02%，将B的下限值规定为0. 0003%。另ー方面，过度地添加各元素吋，淬火性过强，铁素体相变、贝氏体相变减慢，因此使在残留奥氏体相中的C浓化延迟。因此，也可以将Cu的上限值规定为2.0%，将Ni的上限值规定为1.0%，将B的上限值规定为0. 007%。另外，考虑上述的特性，也可以将各元素的含量规定在更窄的范围。因此，钢中含有Cu的情况下，可以将下限值规定为0.02%，优选规定为0. 04%，可以将上限值规定为2.0%，优选规定为1.5%，更优选规定为1.0%。另外，钢中含有Ni的情况下，可以将下限值规定为0.02%，优选规定为0. 04%，可以将上限值规定为I. 0%，优选规定为0. 7%，更优选规定为0. 5%。另タ卜，钢中含有B的情况下，可以将下限值规定为0.0003 %，优选规定为0. 0005%，可以将上限值规定为0. 007%，优选规定为0. 005%，更优选规定为0. 003%。下面，对本实施方式的钢板的钢组织进行说明。另外，关于钢组织的“ ％ ”在没有特别说明时是指面积率。本实施方式的钢板的钢组织相对于整个组织以面积率计合计含有50%以上的铁素体相、贝氏体相及回火马氏体相，优选含有60 %，更优选含有70%以上。另外，该钢组织相对于整个组织含有3%以上的残留奥氏体相，优选含有超过5%，更优选含有超过10%。对于回火马氏体相，只要根据需要的钢板强度含有即可，也可以是0%。另外，珠光体相只要是5%以下，即使在钢组织中含有也不会使材质显著劣化，因此，也可以在5%以下的范围内含有。铁素体相、贝氏体相及回火马氏体相合计低于50%的情况下，不能提高残留奥氏体相中的C浓度，因此，即使残留奥氏体相具有浓度梯度，也难以确保相的稳定性，使V弯曲性劣化。另ー方面，铁素体相、贝氏体相及回火马氏体相合计超过95%吋，难以确保3%以上的残留奥氏体相，引起延伸率降低，所以优选为95%以下。在本实施方式的钢板中，残留奥氏体相的晶粒的C浓度分布得到了控制。S卩，残留奥氏体相的晶粒的在与铁素体相、贝氏体相或回火马氏体相接触的相界面的C浓度(Cgb)被控制为与在晶粒的重心位置的C浓度(Cgc)相比更高。由此，能够提高在相界面的残留奥氏体相的稳定性，从而可以发挥优异的伸长率和V弯曲性。更具体而言，以个数比计为50%以上、优选为55%、更优选为60%以上的残留奥氏体相的晶粒在满足下面的式I的情况下，可以得到提高残留奥氏体相整体的稳定性的效果。Cgb/Cgc > I. 2 (式 I)对于Cgb、Cgc (及后述的CgbS、CgcS、CgbL、CgcL),只要是可以保证精度的测定方法，用什么样的测定方法进行测定都可以。例如，可以使用FE-SEM附属的EPMA、以0. 5iim以下的间距，通过测定C浓度而得到。在此，相界面的C浓度(Cgb)是指离晶界最近的晶粒侧的测定点的C浓度。但是，因測定条件的不同会受到晶粒的外侧的影响，因而有时Cgb被測定得较低。该情况下，将在晶界附近最闻的C浓度设定为Cgb。 測定界面的局部的C浓度在现有的技术中是不可能的。但是，本发明者们进行了反复研究的结果是，判断出在通常的測定中，只要满足式I的条件，就能得到充分的效果。残留奥氏体相的晶粒的平均粒径为IOiim以下、优选为4 iim、更优选为2 iim以下即可。这里所说的“粒径”是指平均圆当量直径，“平均粒径”是指其个数平均。平均粒径超过10 y m时，残留奥氏体相的分散变粗糙，不能充分地发挥TRIP效应，因此不能得到优异的伸长率。另外，残留奥氏体相的晶粒的平均粒径低于Ium的情况下，难以得到具有规定的C浓度梯度的相界面，不能得到优异的V弯曲性。残留奥氏体相中的平均碳浓度与C浓度梯度一祥，大大有助于残留奥氏体的稳定性。平均C浓度低于0. 7%时，残留奥氏体的稳定性变得极低，因此不能有效地得到TRIP效应，伸长率降低。另ー方面，即使平均C浓度超过I. 5%，伸长率的改善效果饱和，制造成本増加。因此，对于残留奥氏体相中的平均碳浓度，可以将上限规定为0.7%，优选规定为
0.8%,更优选规定为0.9 %，可以将下限规定为1.5%，优选规定为1.4%，更优选规定为
1.3%。 本实施方式的钢板中，使残留奥氏体相的晶粒的粒径适当地分布，也可以使稳定性不同的残留奥氏体相均匀分散。此时，稳定性高的残留奥氏体相有助于例如约25°C的冲压成型初期的冲压成形性，稳定性低的残留奥氏体相有助于例如约150°C的冲压成型后期的冲压成形性。因此，不仅能发挥高的伸长率和V弯曲性，而且还能够发挥优异的冲压成型稳定性。为了确保冲压成型稳定性，在连续冲压中即使模具温度变化，也始終需要使残留奥氏体相的晶粒分散以便能够发挥出TRIP效应。因此，在本实施方式的钢板中，通过使稳定性不同的残留奥氏体相的晶粒均匀分散，可实现不依存于模具温度的优异的冲压成型性。具体而言，对于钢板中的残留奥氏体相的晶粒，优选为以个数比计为40%以上的晶粒是具有I U m以上且低于2 u m的粒径的小径晶粒，以个数比计为20%以上的晶粒是具有2 以上的粒径的大径晶粒。此时，使稳定性不同的奥氏体晶粒均匀分散，因此，可实现优异的冲压成型稳定性。低于0.5pm的晶粒(极小径晶粒)极其难以提供C浓度梯度，成为极不稳定的残留奥氏体相的晶粒，因此，对冲压成形性的贡献较小。0. 5 以上且低于的晶粒(小径晶粒)因大量的碳从邻接的晶粒中流入，在成品中可维持大的浓度梯度，成为稳定性比较高的残留奥氏体相的晶粒。通过存在以个数比计为40%以上的该小径晶粒，可以发挥该效果。2pm以上的晶粒(大径晶粒)因来自邻接的晶粒的碳的流入量少，浓度梯度小，成为具有较低的稳定性的残留奥氏体相的晶粒。该残留奥氏体相在低冲压区域容易产生TRIP效应。通过存在以个数比计为20%以上的该大径晶粒，能够发挥该效果。另外，在本实施方式的钢板中，可以对残留奥氏体相的晶粒的每个尺寸赋予适当的C浓度梯度。更具体而言，优选为以个数比计为50%、优选为55%、更优选为60%以上的小径晶粒在将重心位置的碳浓度设定为CgcS、将晶界位置的碳浓度设定为CgbS时，满足式2，而且以个数比计为50%以上、优选为55%、更优选为60%以上的大径晶粒在将重心位置的碳浓度设定为CgcL、将晶界位置的碳浓度设定为CgbL吋，优选满足式3。CgbS/CgcS > I. 3 (式 2)I. 3 > CgbL/CgcL > I. I (式 3)这样，通过对残留奥氏体相的晶粒的每个尺寸赋予适当的C浓度梯度，在例如约25°C的较低的温度状态、及约150°C的较高的温度状态下，能够发挥稳定性和高的冲压成形 性。只要CgbS/CgcS的值超过I. 3的小径晶粒以相对于全部小径晶粒的个数比计为50%以上，则因小径晶粒具有高的稳定性，从而可以提高冲压成形初期的低温状态的伸长率。另ー方面，这种稳定的残留奥氏体在冲压成型后期的高温状态下的伸长率降低。为了对其进行补偿，只要CgbL/CgcL的值超过I. I且低于I. 3的大径晶粒以相对于全部大径晶粒的个数比计为50%以上，则因大径晶粒具有低稳定性，从而对冲压后期的高温状态的伸长率的改善有效。但是，在CgbL/CgcL的值低于I. I吋，由于会对更高的温度的伸长率发挥作用，所以150°C以下的伸长率劣化。在可以确保这些浓度比时，能够从低温至高温确保高的冲压成形性，但为了对全部组织担保该效果，在全部的小径晶粒中，满足式2的小径晶粒需要以个数比计为50%以上，优选为55%，更优选为60%，低于这些时，其TRIP效应低，因此，特别是低温下的冲压成形性劣化。另ー方面，在大径晶粒中，满足式3时，可在高温域得到高的冲压成形性。对于该大径晶粒，为了对全部组织担保该效果，全部的大径晶粒中，满足式3的大径晶粒需要以个数比计为50%以上，优选为55%，更优选为60%。本实施方式的钢板可以在至少一面具有镀锌被膜或镀锌合金被膜。下面，对本发明的一个实施方式的钢板制造方法进行说明。本发明的一个实施方式至少具备热轧エ序、空冷エ序、卷取エ序、冷轧エ序、退火エ序、保持エ序、最終冷却エ序。下面，对各エ序进行详细说明。(热轧エ序)在热轧エ序中，对连续鋳造之后的鋳造板坯(铸坯)或冷却至1100°C以下后再加热至1100°C以上而得到的鋳造板坯实施热轧，制造热轧钢板。使用再加热的铸造板坯的情况下，再加热温度低于1100°C时，均质处理不充分，产生强度和V弯曲性的降低。对于该热轧エ序的精轧温度，从奥氏体晶粒的再结晶、生长的观点考虑，优选较高，设定为850°c 970°C。热轧的精轧温度低于850°C时，成为(铁素体+奥氏体)2相区域轧制，导致延展性下降。另ー方面，热轧的精轧温度超过970°C时，奥氏体粒径变粗大，铁素体相分率减小，延展性降低。在使残留奥氏体相中的晶粒的C浓度梯度均匀分散的情况下，热轧的最終的两个道次(最終前段及最終段)的压下量优选较小，因此可以分别设定为20%以下。另外，最終一个道次(最終段)的压下率也可以设定为15%以下或10%以下。由此，可以使残留奥氏体相的晶粒的尺寸分散，从而可以提高钢板的冲压成型稳定性。各个压下量超过20%的情况下，促进奥氏体晶粒的再结晶，因此难以得到最終组织中的以上的粒径(圆当量直径)的晶粒。(空冷エ序)在空冷エ序中，对如上述得到的热轧钢板进行I秒 10秒的冷却(空冷)。空冷时间低于I秒时，奥氏体晶粒的再结晶、生长不充分，最終组织的残留奥氏体相的晶粒也变小。另ー方面，空冷时间超过10秒时，因奥氏体晶粒的粗大化，丧失均匀性，伸长率劣化。空冷时间优选设定为5秒以下，更优选设定为3秒以下。(卷取エ序)在卷取エ序中，将经空冷的热轧钢板以10°C /秒 200°C /秒的平均冷却速度冷 却至650°C以下的温度区域后，在650°C以下，优选600°C以下，更优选400°C以下的温度范围内进行卷取。平均冷却速度低于10°C /秒或卷取温度超过650°C时，生成使V弯曲性显著劣化的珠光体相。平均冷却速度超过200°C /秒时，珠光体抑制效果饱和，冷却终点温度的偏差増大，难以确保稳定的材质。因此，关于平均冷却速度，下限设定为10°C /秒，优选设定为30°C /秒，更优选设定为40°C /秒，上限设定为200°C /秒，优选设定为150°C /秒，更优选设定为120°C /秒。另外，关于卷取温度，下限设定为200°C，优选设定为400°C，更优选设定为650°C，上限设定为 600°C或 550°C。(冷轧エ序)在冷轧エ序中，将卷取的热轧钢板酸洗后，以40%以上的压下率实施冷轧，制造冷轧钢板。压下率低于40%时，退火中的再结晶及逆相变得以抑制，引起伸长率降低。此时的压下率的上限没有特别的规定，为90%或70%即可。(退火エ序)在退火エ序中，对冷轧钢板在700°C 900°C的最高温度下实施退火。最高温度低于700°C时，退火中的铁素体相的再结晶延迟，因此引起伸长率的降低。超过900°C时，马氏体相分率增加，引起伸长率降低。因此，关于退火最高温度，下限设定为700°C，优选设定为720°C，更优选设定为超过750°C，上限设定为900°C，优选设定为880°C，更优选设定为低于850°C。另外，在退火エ序后，从抑制屈服点伸长率的目的出发，也可以进行约1%表皮光轧(也称为调质轧制)。(保持エ序)为了进行过时效处理(以下称为0A)，在保持エ序，将经退火的冷轧钢板以0. I0C /秒 200°C /秒的平均冷却速度冷却到350°C 480°C的温度区域，在该温度区域保持I秒 1000秒。在退火后的冷却中，冻结组织，有效地引起贝氏体相变，因此，平均冷却速度设定为0. rc /秒 2oo°c /秒。平均冷却速度低于0. rc /秒吋，不能控制相变。另一方面，平均冷却速度超过200°C /秒时，其效果饱和，另外，使在残留奥氏体生成时最重要的冷却終点温度的温度控制性显著劣化。因此，关于平均冷却速度，将下限设定在0.1°C/秒，优选设定在2V /秒，更优选设定在3°C /秒，上限设定在200°C /秒，优选设定在150°C /秒，更优选设定在120°C /秒。对于冷却終点温度及其后的保持，控制贝氏体生成、决定残留奥氏体的C浓度是重要的。冷却終点温度低于350°C时，马氏体大量生成，钢强度过高，另外，难以使奥氏体残留，因此，伸长率的降低变得极大。冷却終点温度超过480°C时，贝氏体相变延迟，另外，保持中引起渗碳体的生成，残留奥氏体中的C的浓化降低。因此，关于冷却終点温度及保持温度，下限设定在350°C，优选设定在380°C，更优选设定在390°C，上限设定在480°C，优选设定在470°C，更优选设定在460°C。保持时间设定为I秒 1000秒。保持时间低于I秒时，不能充分地产生贝氏体相变，在残留奥氏体中的C浓化不充分。超过1000秒时，在奥氏体相中生成渗碳体，容易产生C的浓度下降。因此，关于保持时间，下限设定为I秒，优选设定为10秒，更优选设定为40秒，上限设定为1000秒，优选设定为600秒，更优选设定为400秒。(最终冷却エ序) 在最終冷却エ序中，对保持后的冷轧钢板以5°C /秒 25°C /秒的平均冷却速度在从350°C至220°C的温度区域内进行一次冷却，再以100°C /秒以上或5°C /秒以下的平均冷却速度在从120°C至常温附近的温度区域内进行二次冷却。在OA后的冷却中产生的微小的相变在增加奥氏体中的晶界附近的C浓度方面发挥重要的作用。因此，在一次冷却中，将钢板以平均冷却速度5°C /秒 25°C /秒的平均冷却速度在从350°C至220°C的温度区域内进行冷却。从350°C至220°C的温度区域的冷却速度超过25°C /秒吋，这期间相变未进行，不会产生在奥氏体中的C的浓化。另ー方面，从350°C至220°C的温度区域的冷却速度低于5°C /秒时，在奥氏体中C的扩散进行，C的浓度梯度减小。因此，关于一次冷却的平均冷却速度，下限设定为5°C /秒，优选设定为6°C /秒，更优选设定为超过TC /秒，上限设定为20°C /秒，优选设定为19°C /秒，更优选设定为低于18°C /秒。另外，在120°C以下的低温域，C的扩散被进ー步限定，难以产生相变。因此，在ニ次冷却中，对钢板以100°C/秒以上的平均冷却速度在从120°C至常温附近的温度范围内进行冷却，在3500C至2200C内获得了奥氏体相中的C浓度梯度。或则会，在二次冷却中，将钢板以5°C /秒以下的平均冷却速度在从120°C至常温附近的温度范围内进行冷却，使奥氏体相中的C浓度梯度变得更著显。在二次冷却中，平均冷却速度为超过5°C /秒且低于100°C /秒时，不仅不产生相变，还会产生晶界的C浓度的降低。因此，对于二次冷却的平均冷却速度，设定为5°C /秒以下，优选设定为4°C /秒以下，更优选设定为3°C /秒以下；或者设定为100°C /秒以上，优选设定为120°C /秒以上，更优选设定为150°C/秒以上。根据以上说明的本实施方式的钢板制造方法，通过贝氏体相变而控制残留奥氏体相的C浓化后的冷却条件，从而可以将残留奥氏体相中的C浓度梯度控制为晶界部的C浓度增加。另外，通过与在退火后的冷却中的奥氏体相中的C浓化相配合，可提高残留奥氏体相的稳定性。另外，使残留奥氏体相的晶粒的尺寸分散而使残留奥氏体相的C浓度梯度均匀分散的情况下，可以提高钢板的冲压成型稳定性。
本技术也可适用于热浸镀锌钢板的制造。该情况下，在上述的保持エ序后最終冷却エ序前，使钢板浸溃于热浸镀锌浴中。进而在浸溃后，也可以实施合金化处理。合金化处理在500°C以上、580°C的范围内进行。低于500°C时，合金化不充分，超过580°C，成为过合金，耐腐蚀性显著劣化。另外，本发明不会因铸造条件而受影响。例如，也可以使用由铸造方法(连续铸造或铸锭铸造)、板坯厚度的不同所产生的影响少的薄板等特殊的鋳造、热轧方法。另外，也可以对钢板实施电镀。实施例基于实施例进ー步说明本发明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的条件例，本发明不限定于该条件例。本发明在不脱离本发明的宗_的情况下，只要实现本发明的目的，则可以采用各种条件。首先，制造具有表I所示的化学成分的铸造板坯A V (实施例的钢成分)和铸造 板坯a g(比较例的钢成分)。[表I]
权利要求
1.一种钢板，其特征在于，其化学成分以质量％计含有 C :0. 05% O. 35%, Si 0. 05% 2. 0%, Mn 0. 8% 3. 0%, Al 0. 01% 2. 0%, 并限制P :0. I %以下、S :0. 05%以下、N :0. 01%以下， 剩余部分包含铁及不可避免的杂质， 以面积率计合计含有50%以上的铁素体相、贝氏体相及回火马氏体相， 以面积率计含有3%以上的残留奥氏体相， 以个数比计50%以上的所述残留奥氏体相的晶粒在将重心位置的碳浓度设定为Cgc、将晶界位置的碳浓度设定为Cgb时，满足式1，Cgb/Cgc ^ I. 2 式 I。
2.如权利要求I所述的钢板，其特征在于，所述化学成分以质量％计还含有 Mo :0. 01% O. 5%, Nb :0. 005% O. 1%, Ti :0. 005% O. 2%, V 0. 005% O. 5%, Cr 0. 05% 5. 0%, W 0. 05% 5. 0%, Ca 0. 0005% O. 05%,Mg 0. 0005%— O. 05%,Zr :0. 0005% O. 05%、REM 0. 0005%— O. 05%, Cu 0. 02% 2. 0%, Ni :0. 02% I. 0%, B :0. 0003 % O. 007 %中的至少一种。
3.如权利要求I所述的钢板，其特征在于， 所述晶粒的平均粒径为10 μ m以下， 所述残留奥氏体相中的平均碳浓度为O. 7% I. 5%。
4.如权利要求I所述的钢板，其特征在于， 以个数比计40%以上的所述晶粒是具有I μ m以上且低于2 μ m的平均粒径的小径晶粒， 以个数比计20%以上的所述晶粒是具有2 μ m以上的平均粒径的大径晶粒。
5.如权利要求4所述的钢板，其特征在于， 以个数比计50%以上的所述小径晶粒在将重心位置的碳浓度设定为CgcS、将晶界位置的碳浓度设定为CgbS时，满足式2， 以个数比计50%以上的所述大径晶粒在将重心位置的碳浓度设定为CgcL、将晶界位置的碳浓度设定为CgbL时，满足式3， CgbS/CgcS > I. 3 式 2I.3 > CgbL/CgcL > I. I 式 3。
6.如权利要求I 5中任一项所述的钢板,其特征在于， 所述钢板具有被赋予在该钢板的至少一面的镀锌被膜。
7.如权利要求I 5中任一项所述的钢板，其特征在于， 所述钢板具有被赋予在该钢板的至少一面的镀锌合金被膜。
8.一种钢板制造方法，其特征在于，具备 热轧工序，将具有权利要求I或2所述的化学成分的铸坯在850°C 970°C的精轧温度下实施热轧，制造热轧钢板； 空冷工序，对所述热轧钢板进行I秒 10秒的空冷； 卷取工序，将空冷的所述热轧钢板以平均计为10°C /秒 200°C /秒的冷却速度冷却至650°C以下的温度区域后，在650°C以下的温度范围内进行卷取； 冷轧工序，将卷取的所述热轧钢板在酸洗后以40 %以上的压下率实施冷轧，制造冷轧钢板； 退火工序，对所述冷轧钢板以700°C 900°C的最高温度实施退火； 保持工序，将退火的所述冷轧钢板以O. TC /秒 200°C /秒的平均冷却速度冷却到350°C 480°C的温度区域，在该温度区域保持I秒 1000秒；以及 最终冷却工序，对所述冷轧钢板，以5°C /秒 25°C /秒的平均冷却速度在从350°C至220°C的温度区域进行一次冷却，再以100°C /秒以上或5°C /秒以下的平均冷却速度在从120°C至常温附近的温度区域进行二次冷却。
9.如权利要求8所述的钢板制造方法，其特征在于， 在所述热轧工序中，分别以20 %以下的变形量在最终的两个道次进行轧制。
10.如权利要求8所述的钢板制造方法，其特征在于， 在所述热轧工序中，使用在冷却至1100°C以下后再加热至1100°C以上而得到的铸坯。
11.如权利要求8所述的钢板制造方法，其特征在于， 在所述保持工序之后，还具备将所述钢板浸溃于热浸镀锌浴中的浸溃工序。
12.如权利要求11所述的钢板制造方法，其特征在于， 所述浸溃工序之后，还具备在500°C 580°C的范围内进行合金化处理的合金化处理工序。
全文摘要
本发明提供一种钢板，其化学成分以质量％计含有C0.05％～0.35％、Si0.05％～2.0％、Mn0.8％～3.0％、Al0.01％～2.0％，并限制P0.1％以下、S0.05％以下、N0.01％以下，剩余部分含有铁及不可避免的杂质，以面积率计合计含有50％以上的铁素体相、贝氏体相及回火马氏体相，以面积率计含有3％以上的残留奥氏体相，以个数比计50％以上的上述残留奥氏体相的晶粒在将重心位置的碳浓度设定为Cgc、将晶界位置的碳浓度设定为Cgb时，满足式1。
文档编号C23C2/06GK102770571SQ201180007358
公开日2012年11月7日 申请日期2011年1月31日 优先权日2010年1月29日
发明者佐野幸一, 冈本力, 吉永直树, 川崎薰, 杉浦夏子, 若林千智 申请人:新日本制铁株式会社