专利名称：高强度冷轧钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及加工性优异的高强度冷轧钢板。本发明更详细地说，是涉及延伸率 (总延伸率)和延伸凸缘性得到提高的高强度钢板，或者机械的特性各向异性小，并且延伸 率(总延伸率)和延伸凸缘性得到提高的高强度钢板。
背景技术：
在例如汽车的车体部件等所使用的钢板中，以基于碰撞安全性和车体轻量化的燃 费降低等为目的而要求高强度，但是为了加工成形状复杂的车体部件，还要求有优异的成 形加工性。因此，作为抗拉强度780MPa级以上高强度钢板，渴望提供一种延伸率(总延伸率 El)和延伸凸缘性(扩孔率λ)均得到提高的高强度钢板。例如，对于抗拉强度780MPa级 的钢板，期望总延伸率为15%以上，扩孔率为100%以上，对于抗拉强度980MPa级的钢板， 期望总延伸率为10%以上，扩孔率为100%以上。此外，还期望延伸率的各向异性(轧制方向和与轧制方向垂直的方向的延伸率的 差)尽可能小(例如低于1%)。受到上述的需求，基于各种组织控制的考虑方法，大量提出有将延伸率和延伸凸 缘性的平衡进行了改善的高强度钢板。然而，现状是延伸率和延伸凸缘性满足上述期望级 而使之并立的钢板至今并没有完成。例如在专利文献1中，公开有一种高张力冷轧钢板，其含有Mn、Cr和Mo的至少一 种合计为1. 6 2. 5质量％，实质上由马氏体单相组织构成。但是，专利文献1所公开的高 张力冷轧钢板的扩孔率(延伸凸缘性)虽然能够得到100%以上，但延伸率达不到10% (参 照同文献的表6的本发明例)。另外，在专利文献2中公开有一种由二相组织构成的高张力钢板，其铁素体以面 积率计为65 85%，余量是回火马氏体。另外，在专利文献3中公开有一种由二相组织构成的高张力钢板，其铁素体和马 氏体的平均晶粒直径均为2μπι以下，马氏体的体积率为20%以上、低于60%。上述专利文献2和3所公开的高张力钢板虽然延伸率均确保在10%以上，但是扩 孔率(延伸凸缘性)达不到100% (参照专利2的表2的发明例，专利文献3的表2的实施 例)。另外，专利文献1至3均未提及延伸率的各向异性。专利文献1 日本公开专利公报2002-161336专利文献2 日本公开专利公报2004-256872专利文献3 日本公开专利公报2004_23202
发明内容
本发明的第一个目的在于，提供一种将延伸率和延伸凸缘性一并提高，成形性更优异的高强度冷轧钢板。另外本发明的第二个目的在于 ，提供一种将延伸率和延伸凸缘性一并提高，并且 还减小了延伸率的各向异性，成形性更优异的高强度冷轧钢板。本申请的第一发明的钢板，是具有如下成分组成的高强度冷轧钢板，其含有C :0· 03 0. 30 质量％、Si :0· 1 3. 0 质量％、Mn :0· 1 5. 0 质量％、Ρ:0·1 质量％ 以下、S :0· 005 质量％ 以下、^0.01质量％以下、Al 0. 01 1. 00质量％，余量由铁和不可避免的杂质构成，其中，具有如下组织硬度300 380Ην的回火马氏体以面积率计含有40%以上(含 100% )，余量由铁素体构成，所述回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态为，当量圆直径0. 02 μ m以上、低于 0. Ιμπι的渗碳体粒子，在所述回火马氏体每Iym2中有10个以上，当量圆直径0. 1 μ m以上的渗碳体粒子，在所述回火马氏体每1 μ m2中为3个以下。 第一发明的钢板根据这些构成，成为延伸率和延伸凸缘性优异的钢板。另外，本申请的第二发明的钢板，是具有如下成分组成的高强度冷轧钢板，其含有C :0· 03 0. 30 质量％、Si :0· 1 3. 0 质量％、Mn :0· 1 5. 0 质量％、Ρ:0·1 质量％ 以下、S :0· 005 质量％ 以下、^0.01质量％以下、Al 0. 01 1. 00质量％，余量由铁和不可避免的杂质构成，其中，具有如下组织硬度300 380Ην的回火马氏体以面积率计含有40%以上(含 100% )，余量由铁素体构成，作为所述回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态，当量圆直径0. Ιμπι以上的渗 碳体粒子，在所述回火马氏体每Iym2中为3个以下，并且，所述铁素体的(110)晶面的最大集聚度为1. 7以下。根据第二发明的钢板的构成， 可成为各向同性和延伸率以及延伸凸缘性优异的钢板。所述第一发明或第二发明的钢板，优选还含有Cr 0.01 1.0质量％和/或临 0. 01 1. 0质量％。前述的钢板，优选还含有Cu 0. 05 1. 0质量％和/或Ni 0. 05 1. 0质量％。前述的钢板，优选还含有Ca 0. 0005 0. 01质量％和/或Mg 0. 0005 0. 01质量％。本申请的第一发明的钢板，在由铁素体和回火马氏体构成的二相组织中，适当控 制回火马氏体的硬度及其面积率，和该回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态。由此，第一 发明的钢板既可确保延伸率，又可改善延伸凸缘性，能够提供成形性更优异的高强度钢板。
根据本申请的第二发明的钢板，在由铁素体和回火马氏体构成的二相组织中，适 当控制回火马氏体的硬度及其面积率、该回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态、和铁素 体的(110)晶面的集聚度。由此，第二发明的钢板，既可确保延伸率，又可改善延伸凸缘性， 并且可以减小延伸率的各向异性，能够提供成形性更优异的高强度钢板。
图1是表示本申请的第一发明的实施例的发明例(钢No. 2)和比较例(钢No. 19) 的马氏体组织中的渗碳体粒子的分布状态的图。图2是表示本申请的第一发明的实施例的发明例(钢No. 2)和比较例(钢No. 19) 的马氏体组织中的渗碳体粒子的粒径分布的曲线图。图3是表示本申请的第二发明的实施例的发明例(钢No. 29)和比较例(钢No. 53) 的铁素体的(110)晶面的正极点图。
具体实施例方式本发明者们着眼于具有由铁素体和回火马氏体(以下仅称为马氏体)构成的二相 组织的高强度钢板(参照上述专利文献2、3)。本发明者们认为，如果既能够确保延伸率，又 能够改善延伸凸缘性，则能够得到满足上述要求的高强度钢板，于是进行了调查对延伸凸 缘性造成影响的各种要因等锐意研究。其结果发现，除了减少铁素体的比例以外，通过使该 回火马氏体的硬度降低，以及使回火时在马氏体中析出的渗碳体粒子微细化，则能够提高 延伸凸缘性，基于该结论完成了本申请的第一发明的钢板。另外，除了上述结论以外，本发明者们还发现，将铁素体的(110)晶面的集聚度限 制在规定值以下，能够减小轧制方向和与轧制方向垂直的方向的延伸率的差，基于该结论 完成了本案第二发明。(1)第一发明以下，对于赋予本申请的第一发明的钢板以特征的组织进行说明。(第一发明的钢板的组织)如上述，虽然第一发明的钢板以与上述专利文献2、3相同的二相组织(铁素体+ 回火马氏体)为基础，但特别在该回火马氏体的硬度被控制为300 380Hv的点上，和该回 火马氏体中析出的渗碳体粒子的分布状态受到控制的点上，却与上述专利文献2、3的钢板 不同。(硬度300 380Hv的回火马氏体以面积率计为40%以上(含100%))限制回火马氏体的硬度，提高该回火马氏体的变形能，能够抑制应力向铁素体与 该回火马氏体的界面集中，防止龟裂在该界面的发生，确保延伸凸缘性。另外，使回火马氏 体的硬度在300Hv以上，且以面积率计确保其在40%以上，则即使降低该回火马氏体的硬 度，也能够确保高强度。为了有效地发挥上述作用，回火马氏体的硬度为380Hv以下(优选为370Hv以下， 更优选为350Hv以下)。另外，该回火马氏体以面积率计为40%以上，优选为50%以上，更 优选为60%以上，特别优选为70%以上(含100%)。还有，余量为铁素体。(当量圆直径0.02iim以上、低于0.liim的渗碳体粒子在每1 P m2的回火马氏体中有10个以上，当量圆直径0. 1 y m以上的渗碳体粒子在每1 P m2的回火马氏体中为3个 以下)通过控制回火时在马氏体中析出的渗碳体粒子的尺寸和存在数量，能够使延伸率 和延伸凸缘性一并提高。即，通过使马氏体中大量分散适度微细的渗碳体粒子，作为位错的 增殖源发挥作用，则能够增大加工硬化指数，有于延伸率的提高。而且，通过减少在延伸凸 缘变形时成为破坏起点的粗大的渗碳体粒子的数量，能够改善延伸凸缘性。为了有效地发挥上述作用，使当量圆直径0. 02 ii m以上、低于0. 1 ii m的适度微细 的渗碳体粒子在每1 P m2的回火马氏体中存在10个以上，优选为15个以上，更优选为20个 以上。当量圆直径0. 1 y m以上的粗大的渗碳体粒子，每1 P m2的回火马氏体中限制在3个 以下，优选在2. 5个以下，更优选在2个以下。还有，之所以使上述适度微细的渗碳体粒子的当量圆直径的下限为0.02 ym，是由 于考虑到比此微细的渗碳体粒子无法对马氏体的结晶构造施加充分的应变，作为位错的增 殖源没有什么帮助。以下，对于回火马氏体的硬度及其面积率，和渗碳体粒子的尺寸及其存在数量的 测定方法进行说明。首先，关于马氏体的面积率，是对各供试钢板进行镜面研磨，用3%硝酸乙醇腐蚀 液腐蚀而使金属组织显现后，在大约4iimX3iim的区域的5个视野中，观察倍率20000倍 的扫描型电子显微镜(SEM)像，通过图像分析，不含渗碳体的区域为铁素体，其余的区域为 马氏体，由各区域的面积率计算马氏体的面积率。接着，关于马氏体的硬度，遵循JIS Z 2244的试验方法，测定各供试钢板表面的维 氏硬度(98.07N)Hv，采用下式(1)进行换算，换算成马氏体的硬度HvM。HvM = (100XHv_VFXHvF)/VM S(l)其中，HvF = 102+209[% P]+27[% Si]+10[% Mn]+4[% Mo]-10[% Cr]+12[% Cu] (F .B 力V 著，藤田利夫译，“钢铁材料的设计和理论”丸善株式会社、昭和56年9月30
日发行，由P. 10的图2. 1，读取各合金元素量对低C铁素体钢的屈服应力的变化的影响的程 度(直线的倾斜度)进行公式化。还有，A1、N等其他元素对铁素体的硬度没有影响。)在此，HvF 铁素体的硬度，VF 铁素体的面积率(％ )，VM 马氏体的面积率(％ )， [% X]成分元素X的含量(质量％ )。关于渗碳体粒子的尺寸及其存在数量，是对各供试钢板进行镜面研磨，用3%硝酸 乙醇腐蚀液腐蚀而使金属组织显现后，以能够分析马氏体内部的区域的方式，在100 ym2的 区域的视野中观察倍率10000倍的扫描型电子显微镜(SEM)像。然后，根据图像的对比度， 白的部分判别为渗碳体粒子并划线，通过图像分析，由所述划线的各渗碳体粒子的面积计 算当量圆直径，并且求得单位面积中存在的规定尺寸的渗碳体粒子的个数。(2)第二发明接着，对于赋予本申请的第二发明的钢板以特征的组织进行说明。(第二发明的钢板的组织)第二发明的钢板与第一发明的钢板同样，该回火马氏体的硬度被控制为300 380Hv，并且该回火马氏体中析出的渗碳体粒子的分布状态受到控制。而与第一发明的钢板不同的是，铁素体的(110)晶面的最大集聚度受到控制。(硬度300 380Hv的回火马氏体以面积率计为40%以上(含100%))通过限制回火马氏体的硬度，提高该回火马氏体的变形能，能够抑制应力向铁素 体与该回火马氏体的界面集中，防止龟裂在该界面的发生，确保延伸凸缘性。另外，使回火 马氏体的硬度在300Hv以上，且以面积率计确保其在40%以上，则即使降低该回火马氏体 的硬度，也能够确保高强度。为了有效地发挥上述作用，回火马氏体的硬度为380Hv以下(优选为370Hv以下， 更优选为350Hv以下)。另外，该回火马氏体以面积率计为40%以上，优选为50%以上，更 优选为60%以上，特别优选为70%以上(含100%)。还有，余量为铁素体。(当量圆直径0.1 u m以上的渗碳体粒子在每1 P m2的回火马氏体中为3个以下)通过控制回火时在马氏体中析出的渗碳体粒子的尺寸和存在数量，能够提高延伸 凸缘性提高。即，通过减少在延伸凸缘变形时成为破坏起点的粗大的渗碳体粒子的数量，能 够改善延伸凸缘性。另外，随着如此防止渗碳体粒子的粗大化，马氏体中分散有适当的尺寸 (例如0. 02i!m以上、低于0. lym)的渗碳体粒子，因此其作为位错增殖源发挥作用，中工硬 化指数变大，也有助于延伸率的提高。为了有效地发挥上述作用，当量圆直径0. 1 u m以上的粗大的渗碳体粒子，每1 P m2 的回火马氏体中限制在3个以下，优选在2. 5个以下，更优选在2个以下。(铁素体的(110)晶面的最大集聚度为1.7以下)若铁素体的(110)晶面(以下表示为“1(110) a ”。)沿特定方向过度集聚，则在 该特定方向和(110)晶面不怎么集聚的方向，施加应力时起作用的滑动系发生变化，因此 在拉伸载荷的方向延伸率发生差异。因此，通过控制铁素体的(110)晶面的集聚度，能够减 小机械的特性，特别是延伸率(E1)的各向异性。为了有效地发挥上述各向异性抑制效果，铁素体的(110)晶面的最大集聚主工为 1.7以下，优选为1.6以下，更优选为1.5以下。关于回火马氏体的硬度及其面积率，渗碳体粒子的尺寸及其存在数量的测定方 法，与本案的第一发明的情况相同。关于铁素体的(110)晶面的集聚度，是根据日本钢铁协会编“钢便览I基础”第3 版，丸善株式会社，P. 465所述的FM法，制作铁素体的(110)晶面的正极点图，以其极点密 度的最大值作为集聚度。接下来，对于构成本案第一发明的钢板和本案第二发明的钢板的成分组成(两发 明通用)进行说明。以下，化学成分的单位全部是质量％。(本发明的钢板的成分)C:0.03 0.30%C影响马氏体的面积率和在马氏体中析出的渗碳体量，是影响强度和延伸凸缘性 的重要的元素。C含量低于0.03%时，不能确保强度，另一方面，C含量超过0.30%时，马 氏体的硬度过高而不能确保延伸凸缘性。C含量的范围优选为0. 05 0. 25%，更优选为 0. 07 0. 20%。Si:0.1 3.0%Si具有抑制回火时的渗碳体粒子的粗大化的效果，一边防止粗大的渗碳体粒子的生成，一边使适度微细的渗碳体粒子的数量增大，是有助于延伸率和延伸凸缘性并立的元 素。Si量低于0. 10%时，相对于回火时的适度微细的渗碳体粒子的增加比例，粗大的渗碳 体粒子的增加比例过大，因此不能使延伸率和延伸凸缘性并立。另一方面，若Si含量超过 3.0%时，阻碍加热时的奥氏体的形成，因此不能确保马氏体的面积率，不能确保延伸凸缘 性。Si含量的范围优选为0. 30 2. 5%，更优选为0. 50 2. 0%。Mn:0.1 5.0%Mn与上述Si同样，具有抑制回火时的渗碳体粒子的粗大化的效果，一边使适度微 细的渗碳体粒子的数量增大，有助于延伸率和延伸凸缘性并立，并且是对确保淬火性有用 的元素。Mn含量低于0. 时，相对于回火时的适度微细的渗碳体粒子的增加比例，粗大的 渗碳体粒子的增加比例过大，因此不能使延伸率和延伸凸缘性并立，另一方面，Mn含量超过 5.0%时，淬火时(退火加热后的冷却时)有奥氏体残存，使延伸凸缘性降低。Mn含量的范 围优选为0. 30 2. 5 %，更优选为0. 50 2. 0 %。P:0. 以下P作为杂质不可避免地存在，虽然通过固溶强化而有助于强度的上升，但其在旧奥 氏体晶界偏析，使晶界脆化，从而使延伸凸缘性劣化。因此，P含量为0.1%以下。优选在 0. 05%以下，更优选在0. 03%以下。S:0.005% 以下S也作为杂质不可避免地存在，形成MnS夹杂物，在扩孔时成为龟裂的起点，使延 伸凸缘性降低，因此s含量为0. 005%以下。更优选为0. 003%以下。N:0.01% 以下N也作为杂质不可避免地存在，由于应变时效致使延伸率和延伸凸缘性降低，因此 N含量也优选低的方面，在0. 01%以下。A1 :0. 01 1. 00%A1与N结合形成A1N，使有助于应变时效发生的固溶N降低，防止延伸凸缘性的劣 化，并且通过固溶强化有助于强度提高。A1含量低于0. 01%时，钢中会残存固溶N，因此应 变时效发生，不能确保延伸率和延伸凸缘性，另一方面，A1含量超过1. 00%时，会阻碍加热 时的奥氏体的形成，因此不能确保马氏体的面积率，不能确保延伸凸缘性。本发明的钢板基本上含有上述成分，余量实质上是铁和杂质，但另外在不损害本 发明的作用的范围内，能够添加以下的允许成分。Cr 0. 01 1. 0%和 / 或 Mo 0. 01 1. 0%这些元素作为微细的碳化物析出替代渗碳体，是既抑制延伸凸缘性的劣化，又对 提高析出强化量有用的元素。各元素的添加均低于0.01%时，无法有效地发挥上述这样的 作用，另一方面，在各元素添加均超过1.0%时，析出强化过剩，马氏体的硬度变得过高，延 伸凸缘性降低。Cu 0. 05 1. 0%和 / 或 Ni 0. 05 1. 0%这些元素抑制渗碳体的成长，能够容易获得适度微细的渗碳体，是对改善延伸率 和延伸凸缘性的平衡有用的元素。各元素的添加均低于0. 05%时，无法有效地发挥上述这 样的作用，另一方面，在各元素添加均超过1.0%时，淬火时有奥氏体残存，使延伸凸缘性降 低。
Ca 0. 0005 0. 01%和 / 或 Mg 0. 0005 0. 01%这些元素使夹杂物微细化，减少破坏的起点，是对提高延伸凸缘性有用的元素。各 元素的添加均低于0. 0005%时，无法有效地发挥上述这样的作用，另一方面，各元素添加均 超过0.01%时，夹杂物反而粗大化，延伸凸缘性降低。以下，说明用于得到本申请的第一发明的钢板优选的制造方法。(第一发明的钢板优选的制造方法)为了制造第一发明的冷轧钢板，首先，熔炼具有上述成分组成的钢，通过铸锭或连 续铸造成为板坯之后，进行热轧。作为热轧条件，是将终轧的结束温度设定为Ar3点以上， 进行适宜冷却后，在450 700°C的范围卷取。热轧结束后进行酸洗，之后进行冷轧，冷轧率 为30%左右以上。然后，在上述冷轧后，接着进行退火，再进行回火。(退火条件)作为退火条件，加热至退火加热温度[(Acl+Ac3)/2] 1000°C，退火保持时间 保持3600s以下，之后以50°C /s以上的冷却速度从退火加热温度直接急冷至Ms点以下的 温度，或者以1°C /s以上的冷却速度(第一冷却速度)从退火加热温度徐冷至低于退火加 热温度、600°C以上的温度(第一冷却速度温度)，之后以50°C /s以下的冷却速度(第二冷 却速度)急冷至Ms点以下的温度(第二冷却结束温度)。(退火加热温度(Acl+Ac3)/2] 1000°C，退火保持时间:3600s以下)这是为了退火加热时充分相变为奥氏体，确保之后的冷却时从奥氏体相变生成的 马氏体的面积率在50%以上。退火加热温度低于[(Acl+Ac3)/2]°C时，退火加热时向奥氏体的相变量不足，因此 其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的量减少，不能确保面积率为40%以上。另一方 面，若退火加热温度超过1000°C，则奥氏体组织粗大化，钢板的弯曲性和韧性劣化，并且还 会造成退火设备的劣化，因此不为优选。另外，若退火保持时间超过3600s，则生产率极端恶化，因此不为优选。(以50°C/s以上的冷却速度急冷至Ms点以下的温度)这是为了抑制冷却中由奥氏体形成铁素体和贝氏体组织，得到马氏体组织。以比Ms点高的温度结束急冷，冷却速度低于50°C /s时，会使贝氏体形成，不能确 保钢板的强度。(以1°C/s以上的冷却速度徐冷至低于加热温度、600°C以上的温度)这是为了形成以面积率计在60%以下的铁素体组织，在确保延伸凸缘性的状态下 实现延伸率的改善。在低于600°C或低于rc /s的冷却速度下，铁素体不会形成，不能确保强度和延伸 凸缘性。[回火条件]作为回火条件，从上述退火冷却后的温度加热至第一阶段的回火加热温度325 375°C，以5°C /s以上的平均加热速度加热100 325°C之间，保持第一阶段的回火保持时 间50s以上后，再加热至第二阶段的回火加热温度T :400°C以上，以第二阶段的回火保持时 间 t(s) 3. 2X1(T4 < P = exp[-9649/(T+273)] Xt < 1. 2X1(T3 的条件保持后，冷却即可。还有，第二阶段的保持中使温度T变化进，则用下式(2)即可 在作为渗碳体从马氏体析出最快的温度区域的350°C附近保持，使马氏体组织中 均一地析出渗碳体粒子后，加热到更高温度区域并保持，能够使渗碳体粒子成长为适当的 尺寸。(加热至第一阶段的回火加热温度325 375°C，以5°C/s以上的平均加热速度 加热100 325°C之间)如果第一阶段的回火加热温度低于325°C或超过375°C，或者100 325°C之间的 平均加热温度低于5°C /s，则马氏体中渗碳体粒子的析出发生不均一，因此在其后第二阶 段的加热保持中的成长会导致粗大的渗碳体粒子的比例增加，得不到延伸凸缘性。(加热至第二阶段的回火加热温度T:400°C以上，以第二阶段的回火保持时间 t (s) 3. 2 X 1(T4 < P = exp [-9649/ (T+273) ] X t < 1. 2 X 1(T3 的条件保持)在此，P = exp[-9649/(T+273)] Xt是规定作为析出物的渗碳体粒子的尺寸的参 数，而该参数原本是杉本孝一等著的“材料组织学”朝倉书店出版，P106的公式(4. 18)中所 述的对于析出物的粒成长模型进行变量的设定和简略化的。若第二阶段的回火加热温度T低于400°C，则用于使渗碳体粒子成长为充分的尺 寸所需要的保持时间t变得过长。P = exp[-9649/(T+273)]Xt ^ 3. 2X 10_4时，渗碳体粒子不能充分成长，不能确 保适度微细的渗碳体粒子的数量，因此不能确保延伸率。P = exp[-9649/(T+273)] Xt 彡 1. 2X10—3 时，渗碳体粒子粗大化，0. lym 以上的 渗碳体粒子的数量变得过多，因此不能确保延伸凸缘性。接着，以下说明用于得到本申请的第二发明的钢板优选的制造方法。(第二发明的钢板的优选的制造方法)为了制造第二发明的冷轧钢板，首先，熔炼具有上述成分组成的钢，通过铸锭或连 续铸造成为板坯之后，进行热轧。作为热轧条件，将终轧的结束温度设定为Ar3点以上，进 行适宜冷却后，在450 700°C的范围卷取。热轧结束后进行酸洗，之后进行冷轧，冷轧率为 30%左右以上。然后，在上述冷轧后，接着进行退火、再退，再进行回火。(退火条件)作为退火条件，加热至Ac3点以上(根据需要也可以反复两次以上加热至Ac3点 以上)，充分地进行奥氏体单相化后，冷却至200°C以下。其冷却方法任意。由此，铁素体的 (110)晶面向特定方向的集聚得到抑制。(再退火条件)作为再退火条件，加热至再退火加热温度[(Acl+Ac3)/2] 1000°C，再退火保持 时间保持3600s以下后，以50°C /s以上的冷却速度从再退火加热温度直接急冷至Ms点以 下的温度，或者以1°C /s以上的冷却速度(第一冷却速度)从退火加热温度徐冷至低于退 火加热温度、600°C以上的温度(第一冷却速度温度)，之后以50°C/s以下的冷却速度(第二冷却速度)急冷至Ms点以下的温度(第二冷却结束温度)即可。(再退火加热温度[(Acl+Ac3)/2] 1000°C，再退火保持时间3600s以下)这是为了退火加热时充分相变为奥氏体，确保之后的冷却时从奥氏体相变生成的 马氏体的面积率在40%以上。退火加热温度低于[(Acl+Ac3)/2]°C时，退火加热时向奥氏体的相变量不足，因此 其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的量减少，不能确保面积率为40%以上。另一方 面，若退火加热温度超过iooo°c，则奥氏体组织粗大化，钢板的弯曲性和韧性劣化，并且还 会造成退火设备的劣化，因此不为优选。另外，若退火保持时间超过3600s，则生产率极端恶化，因此不为优选。(以50°C/s以上的冷却速度急冷至Ms点以下的温度)这是为了抑制冷却中由奥氏体形成铁素体和贝氏体组织，得到马氏体组织。以比Ms点高的温度结束急冷，冷却速度低于50°C /s时，会使贝氏体形成，不能确 保钢板的强度。(以1°C/s以上的冷却速度徐冷至低于加热温度、600°C以上的温度)这是为了形成以面积率计在60%以下的铁素体组织，在确保延伸凸缘性的状态下 实现延伸率的改善。在低于600°C或低于rc /s的冷却速度下，铁素体不会形成，不能确保强度和延伸 凸缘性。[回火条件]作为回火条件，从上述退火冷却后的温度加热至第一阶段的回火加热温度 325 375°C，以5°C /s以上的平均加热速度加热100 325°C之间，保持第一阶段的回 火保持时间50s以上后，再加热至第二阶段的回火加热温度T :400°C以上，以第二阶段 的回火保持时间 t(s) :Pg = exp[-9649/(T+273)] Xt < 1. 2X1(T3，并且，Pt = (T+273) [log(t)+17]彡1.36X 104的条件保持后，冷却即可。还有，第二阶段的保持中使温度T变 化时，作为Pg采用前式⑵即可。在作为渗碳体从马氏体析出最快的温度区域的350°C附近保持，使马氏体组织中 均一地析出渗碳体粒子后，加热到更高温度区域并保持，能够使渗碳体粒子成长为适当的 尺寸。(加热至第一阶段的回火加热温度325 375°C，以5°C/s以上的平均加热速度 加热100 325°C之间)如果第一阶段的回火加热温度低于325°C或超过375°C，或者100 325°C之间的 平均加热温度低于5°C /s，则马氏体中渗碳体粒子的析出发生不均一，因此在其后第二阶 段的加热保持中的成长会导致粗大的渗碳体粒子的比例增加，得不到延伸凸缘性。(加热至第二阶段的回火加热温度T:400°C以上，以第二阶段的回火保 持时间 t(s) :Pg = exp[-9649/(T+273)] Xt < 1.2X1(T3，并且，Pt = (T+273) [log (t)+17]≥ 1.36X 104 的条件保持)在此，Pg = exp[-9649/(T+273)] Xt是规定作为析出物的渗碳体粒子的尺寸的参 数，而该参数原本是杉本孝一等著的“材料组织学”朝倉书店出版，P106的公式(4. 18)中所 述的对于析出物的粒成长模型进行变量的设定和简略化的。
另外，Pt = (T+273) [log(t)+17]是金属学会编“钢铁材料讲座、现代的金属学材 料编4”，p. 50所述的规定回火马氏体的硬度的参数。若第二阶段的回火加热温度T低于400°C，则用于使渗碳体粒子成长为充分的尺 寸所需要的保持时间t变得过长。Pg = exp[-9649/(T+273)] Xt 彡 1. 2 X 10_3 时，渗碳体粒子粗大化，0. Ιμπι 以上的 渗碳体粒子的数量变得过多，因此不能确保延伸凸缘性。另外，Pt = (T+273) [log(t)+17] < 1. 36X 10_4时，马氏体的硬度无法充分降低， 不能确保延伸凸缘性。实施例(第一发明的钢板的实施例)熔炼下述表1所述的成分的钢，制作厚120mm的铸锭。对其热轧达到厚25mm后， 再度热轧成为厚3. 2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚1. 6mm成为供试材，以表2所示的条件 实施热处理。[表 1](质量％)
(钢种C:缺号, 表示脱离本法明的范围) (*:表示推荐范围之外。)对于热处理后的各钢板，根据上述(用于实施发明的最佳的方式)的项目中说明 的测定方法，测定马氏体的面积率及其硬度，以及渗碳体粒子的尺寸及其存在数量。另外，对于上述各钢板测定抗拉强度TS、延伸率El和延伸凸缘性入。还有，抗拉 强度TS和延伸率El在与轧制方向成直角的方向取长轴。制作JIS Z 2201所述的5号试 验片，遵循JIS Z 2241进行测定。另外，延伸凸缘性λ依据铁联规格JFST100，实施扩孔试 验并进行扩孔率的测定，以其为延伸凸缘性。测定结果显示在表3中。[表 3] (钢No.3缺号，表示本发明范围之外。)如表3所示，作为发明例的钢No. 1 2、5、7、10、11、13 17、25 27，抗拉强度TS 在780MPa以上时，延伸率El为15%以上，延伸凸缘性(扩孔率)λ满足100%以上，抗拉 强度为980MPa以上时，延伸率El为10%以上，延伸凸缘性(扩孔率)λ满足100%以上。 因此，能够得到兼具满足上述(背景技术)项中阐述的要求水平的延伸率和延伸凸缘性的 高强度冷轧钢板。相对于此，作为比较例的钢No. 4、6、8、9、12、19 24某一特性差。例如，因为钢No. 4马氏体硬度低于300Ην，所以虽然延伸率优异，但是抗拉强度和延伸凸缘性差。另外，钢No. 6其C含量过高，从而马氏体的面积率在50%以上，但除了其硬度过 高以外，粗大的渗碳体粒子也变得过多，因此虽然抗拉强度优异，但是延伸率和延伸凸缘性差。另外，钢No. 8马氏体的面积率为50 %以上，但是因为其硬度过高，所以抗拉强度 和延伸率虽然优异，但是延伸凸缘性差。另外，No. 9其Mn含量过低，导致渗碳体粒子粗大化，虽然抗拉强度和延伸率优异， 但是延伸凸缘性差。另外，钢No. 12由于Mn含量过高，导致淬火时(退火加热后的冷却时)有奥氏体 残留，因此虽然抗拉强度和延伸率优异，但是延伸凸缘性差。另外，钢No. 18 24由于退火条件或回火条件脱离推荐范围，从而不满足规定本 发明的组织的要件之中的至少一个，虽然抗拉强度优异，但是延伸率和延伸凸缘性的至少
一个差。因而，在图1和2中示例有发明例(钢No. 2)和比较例(钢No. 19)的马氏体组织 中的渗碳体粒子的分布状态。图1是SEM观察的结果，百的部分是渗碳体粒子。另外，图2 是用柱型图表示马氏体组织中的渗碳体粒子的粒径(当量圆直径)的分布。由这此图可 知，在发明例中，微细的渗碳体粒子均一地分散，相对于此，在比较例中，粗大的渗碳体粒子
大量存在。(第二发明的钢板的实施例)熔炼下述表4所述的成分的钢，制作厚120mm的铸锭。对其热轧达到厚25mm后， 再度热轧成为厚3. 2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚1. 6mm成为供试材，以表5所示的条件 实施热处理。[表 4](成分质量％) (钢种C’缺号，表示本发明范围之外。)[表 5] (*:表示推荐范围之外。)对于热处理后的各钢板，根据上述(用于实施发明的最佳的方式)的项目中说明 的测定方法，测定马氏体的面积率及其硬度，以及渗碳体粒子的尺寸及其存在数量。另外，对于上述各钢板测定抗拉强度TS、L方向(轧制方向)的延伸率EL和C方 向(与轧制方向成直角的方向)的延伸率E1。，以及延伸凸缘性λ。还有，抗拉强度TS和C 方向的延伸率Elc在与轧制方向成直角的方向取长轴，L方向的延伸率EL沿轧制方向取长 轴，分别制作JIS Z 2201所述的5号试验片，遵循JIS Z 2241进行测定。然后，计算L方 向与C方向的延伸率的差AEl=ElfElc, ΔΕ1低于的延伸率的各向异性小，为合格。 另外，延伸凸缘性λ依据铁联规格JFST100，实施扩孔试验并进行扩孔率的测定，以其为延 伸凸缘性。测定结果显示在表6中。[表 6] (钢No.30缺号，表示本发明范围之外。)如表6所示，作为发明例的钢No. 28、29、32、34、37、38、40 44、52，抗拉强度TS在 780MPa以上时，延伸率El为15 %以上，延伸凸缘性(扩孔率)λ满足100 %以上，抗拉强 度为980MPa以上时，延伸率El为10%以上，延伸凸缘性(扩孔率)λ满足100%以上。此 夕卜，上述发明例管伸率各向异性小，能够得到兼具满足上述(背景技术)项中阐述的要求水 平的各向同性和延伸率以及延伸凸缘性的高强度冷轧钢板。相对于此，作为比较例的钢No. 31、33、35、36、39、45 51某一特性差。例如，因为钢No. 31马氏体硬度低于300Ην，所以虽然延伸率优异，但是抗拉强度 和延伸凸缘性差，并且(110) α的最大集聚度超过1.7，因此延伸率的各向异性大。另外，钢No. 33其C含量过高，从而马氏体的面积率在50%以上，但除了其硬度过 高以外，粗大的渗碳体粒子也变得过多，因此虽然抗拉强度优异并且延伸率的各向异性小， 但是延伸率的绝对值和延伸凸缘性都差。另外，钢No. 35由于Si含量过高，导致马我体的面积率低于50%，其硬度过髙，因 此虽然抗拉强度和延伸率优异，并且延伸率的各向异性小，但是延伸凸缘性差。另外，No. 36其Mn含量过低，导致渗碳体粒子粗大化，虽然抗拉强度和延伸率优 异，并且延伸率的各向异性小，但是延伸凸缘性差。另外，钢No. 39由于Mn含量过高，导致淬火时(退火加热后的冷却时)有奥氏体 残留，因此虽然抗拉强度和延伸率优异，并且延伸率的各向异性小，但是延伸凸缘性差。另外，钢No. 45 51由于退火条件或回火条件脱离推荐范围，从而不满足规定本 发明的组织的要件之中的至少一个，虽然抗拉强度优异，并且延伸率的各向异性小，至少延 伸凸缘性差。还有，钢Νο·53、54是参考例。这些钢虽然抗拉强度、延伸率的绝对值和延伸凸缘 性优异，满足上述(背景技术)的项目中阐述的希望水平，但是由于退火条件脱离推荐范围，从而不满足规定(110) α的集聚度的要件，是仅有延伸率的各向异性大的例子。附带提一下，发明例(钢No. 29)和参考例(钢No. 53)基于FM法的(110) α的正 极点图例示在图3中。发明例与参考例相比，可知各向异性明显要小。 如上，参照特定的实施方式详细地说明了本发明，但能够不脱离本发明的精神和 范围而施加各种变更和修正，从业者应该清楚。本申请基于2007年11月22日申请的 日本专利申请(特愿2007-303510)和2007年11月22日申请的日本专利申请(特愿 2007-303511)，其内容与之参照并援弓|。
权利要求
一种高强度冷轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成含有C0.03～0.30质量％、Si0.1～3.0质量％、Mn0.1～5.0质量％、P0.1质量％以下、S0.005质量％以下、N0.01质量％以下、Al0.01～1.00质量％，余量是铁和不可避免的杂质，具有如下组织以面积率计含有40％以上且包括100％的硬度为300～380Hv的回火马氏体，余量是铁素体，其中，所述回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态为在每1μm2的所述回火马氏体中，当量圆直径为0.02μm以上但低于0.1μm的渗碳体粒子为10个以上，在每1μm2的所述回火马氏体中，当量圆直径为0.1μm以上的渗碳体粒子为3个以下。
2.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成含有C:0. 03 0. 30质量％、Si 0. 1 3. 0质量％、Mn :0. 1 5. 0 质量％、P 0. 1质量％以下、S 0. 005质量％以下、N:0. 01质量％以下、A1 0. 01 1. 00质 量％，余量是铁和不可避免的杂质，具有如下组织以面积率计含有40%以上且包括100%的硬度为300 380Hv的回火 马氏体，余量是铁素体，作为所述回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态，在每1 P m2的所述回火马氏体中，当 量圆直径为0. 1 y m以上的渗碳体粒子为3个以下，并且，所述铁素体的(110)晶面的最大集聚度为1.7以下。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，还含有Cr:0. 01 1. 0质 量％和/或Mo 0. 01 1. 0质量％。
4.根据权利要求1 3中任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，还含有Cu 0. 05 1. 0质量％和/或Ni 0. 05 1. 0质量％。
5.根据权利要求1 4中任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，还含有Ca 0. 0005 0. 01 质量％和 / 或 Mg 0. 0005 0. 01 质量％。
全文摘要
提供一种将延伸率和延伸凸缘性一并提高，成形性更优异的高强度冷轧钢板。本发明的高强度冷轧钢板，具有如下成分组成，含有C0.03～0.30质量％、Si0.1～3.0质量％、Mn0.1～5.0质量％、P0.1质量％以下、S0.005质量％以下、N0.01质量％以下、Al0.01～1.00质量％，余量由铁和不可避免的杂质构成。本发明的高强度冷轧钢板具有如下组织硬度300～380Hv的回火马氏体以面积率计含有40％以上(含100％)，余量由铁素体构成。所述回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态为，当量圆直径0.02μm以上、低于0.1μm的渗碳体粒子，所述回火马氏体每1μm2中有10个以上，当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子，所述回火马氏体每1μm2中为3个以下。
文档编号C22C38/06GK101861406SQ20088011629
公开日2010年10月13日 申请日期2008年11月20日 优先权日2007年11月22日
发明者伊庭野朗, 村上俊夫, 畠英雄, 齐藤贤司 申请人:株式会社神户制钢所