高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
【专利摘要】钢板的化学成分为，以质量％计，含有C：0.06～0.13％、Si：1.2～2.3％、Mn：0.6～1.6％、P：0.10％以下、S：0.010％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.010％以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。钢板的显微组织为，含有体积分数为90％以上的平均粒径小于20μm的铁素体和体积分数为1.0～10％的平均粒径小于5μm的珠光体。一种伸长率和延伸凸缘性优良的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，所述铁素体的平均维氏硬度为130以上，屈服比为65％以上，拉伸强度为590MPa以上。
【专利说明】高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及伸长率(elongation)和延伸凸缘性(stretch frangeability)优良的具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法(high strength cold rolled steel sheetwith high yield ratio and method for producing the same)，特别涉及适合用于汽车等的结构部件的构件的高强度冷轧钢板。需要说明的是，屈服比(YR)是表示屈服应力(YS)相对于拉伸强度(TS)之比的值，? YR(% ) = (YS/TS) X 100表示。
【背景技术】
[0002]近年来，由于环境问题的发展，CO2排放规定不断严格，并且在汽车领域中，通过车身的轻量化来提高燃料效率正成为一项大课题。为此，正在推进通过将高强度钢板用于汽车部件来实现薄壁化，并且相对于目前使用拉伸强度为270~440MPa级钢板的部件来说，正在推进590MPa以上的钢板的使用。
[0003]对于该590MPa以上的钢板，除了从成形性的观点考虑要求以优良的伸长率和延伸凸缘成形性(扩孔性)为代表的加工性优良以外，还要求碰撞吸收能量特性高的性能。为了提高碰撞吸收能量特性，有效的是提高屈服比，即使是低变形量，也能够有效地吸收碰撞
倉tfi。
[0004]作为用于得到590MPa以上的拉伸强度的钢板的强化机制，有作为母相的铁素体的硬化，或利用马氏体、未再结晶铁素体这种硬质相的方法。在铁素体的硬化中，可以考虑通过添加S1、Mn等来进行固溶强化的方法、通过添加Nb、Ti等碳化物生成元素来进行析出强化的方法。例如，如专利文献I~3所述，提出了添加Nb、Ti来进行析出强化的钢板。
[0005]另一方面，作为利用硬质相的方法，例如，在专利文献4中公开了一种延伸凸缘性和耐碰撞特性优良的高强度钢板，其主相为铁素体相，第二相由马氏体相构成，并且马氏体相的最大粒径为2 μ m以下，面积率为5%以上。专利文献5中公开了一种加工性和耐碰撞特性(ant1-crash property)优良的高强度冷轧钢板及其制造方法,其除了 Nb、Ti的析出强化以外，还含有未再结晶铁素体和珠光体。此外，还提出了一种实现了兼顾钢板的高强度化和延伸凸缘性提高的钢板，其具有由铁素体和珠光体(pearlite)构成的组织。(例如，专利文献6、7)
[0006]现有技术文献
[0007]专利文献
[0008]专利文献1:日本专利第2688384号公报
[0009]专利文献2:日本特开2008 - 174776号公报
[0010]专利文献3:日本特开2009 - 235441号公报
[0011]专利文献4:日本专利第3887235号公报
[0012]专利文献5:日本特开2009 - 185355号公报
[0013]专利文献6:日本专利第4662175号公报
[0014] 专利文献7:日本专利第4696870号公报
【发明内容】
[0015]发明所要解决的问题
[0016]然而，如专利文献I~3所述的通过添加Nb、Ti等碳化物生成元素而进行析出强化的方法，从成形性的观点考虑，伸长率不足。此外，利用Nb、Ti等碳化物进行析出强化的钢板，根据热轧条件、退火条件，析出物变得粗大化，因此在量产方面存在材质偏差较大的问题。
[0017]此外，关于利用马氏体的专利文献4，其延伸凸缘性不足，利用未再结晶铁素体和珠光体的专利文献5，其伸长率不足。
[0018]专利文献6、7的拉伸强度均为500MPa以下，难以进行590MPa以上的高强度化。
[0019]因此，本发明的课题在于解决上述现有技术的问题，提供一种加工性、即伸长率和延伸凸缘性优良，并且具有高屈服比的拉伸强度为590MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法。
[0020]用于解决问题的方法
[0021]本发明人发现，通过将添加了适量Si的成分的钢板，在适当的退火温度下均热，从而控制退火中奥氏体的体积分数，并且在之后以适当的冷却速度进行冷却，从而以适当的体积分数得到固溶强化的微细铁素体和微细珠光体作为退火后的显微组织，由此可以得到具有65%以上的高屈服比，并且伸长率和延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板。
[0022]以往认为，作为第二相，如果生成珠光体，则伸长率和延伸凸缘性变差。然而可知，在存在铁素体和珠光体的钢板组织中，通过适量添加Si作为钢板成分，使铁素体固溶强化，由此降低了与硬质相的硬度差，并且通过使铁素体和珠光体的体积分数和平均粒径微细化，抑制了自铁素体与珠光体界面的空隙的产生(裂纹)，局部伸长率提高，伸长率和延伸凸缘性提闻。
[0023]具体来说，作为钢板成分，添加1.2~2.3%的Si，以平均粒径小于20 μ m的铁素体的体积分数为90%以上和平均粒径小于5 μ m的珠光体的体积分数为1.0~10%范围的方式控制钢板组织，可以得到铁素体的平均维氏硬度为130以上，屈服比为65%以上，拉伸强度为590MPa以上的伸长率和延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板。
[0024]也就是说，本发明提供以下⑴~(6)。
[0025](I) 一种高屈服比高强度冷轧钢板，以质量％计，含有C:0.06~0.13%, Si:1.2 ~2.3%、Mn:0.6 ~L 6%、P:0.10% 以下、S:0.010% 以下、Al:0.01 ~0.10%、N:
0.010%以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
[0026]具有含有体积分数为90%以上的平均粒径小于20 μ m的铁素体和体积分数为
1.0~10%的平均粒径小于5 μ m的珠光体的显微组织，
[0027]并且所述铁素体的平均维氏硬度为130以上，屈服比为65%以上，拉伸强度为590MPa 以上。
[0028](2)如⑴所述的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，所述显微组织进一步含有体积分数小于5%的平均粒径为小于5μπι的马氏体。
[0029](3)如(I)或⑵所 述的高屈服比高强度冷轧钢板，以质量％计，进一步含有选自由 V:0.10% 以下、T1:0.10% 以下、Nb:0.10% 以下、Cr:0.50% 以下、Mo:0.50% 以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下和B:0.0030%以下所构成组中的至少一种。
[0030](4) 一种高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，
[0031]准备以质量％计含有C:0.06 ~0.13%、S1:1.2 ~2.3%、Mn:0.6 ~1.6%、P:0.10%以下、S:0.010%以下、Al:0.01~0.10%、N:0.010%以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯，
[0032]在热轧开始温度为1150~1300°C、精轧结束温度为850~950°C的条件下对所述钢还进行热轧，
[0033]冷却所述热轧后的热轧钢板，在350~600°C下卷取，酸洗后，进行冷轧，制造冷轧钢板，
[0034]以3~30°C /秒的平均加热速度将所述冷轧钢板加热至Ac3 — 120°C — {([Si]/[Mn]) X 10} °C ~Ac3 — {([Si]/[Mn]) X 10} V 的温度范围，均热 30 ~600 秒，再以 1.0 ~12°C /秒的平均冷却速度将所述均热后的冷轧钢板从所述均热温度冷却至处于500~600°C的温度范围内的第I冷却温度，然后以5°C /秒以下的平均冷却速度从所述第I冷却
温度冷却至室温，
[0035]其中，[Si]为Si的含量(质量％ ), [Mn]为Mn的含量(质量％ )。
[0036](5)如(4)所述 高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板的冷却如下进行:在精轧结束后I秒以内开始冷却，以20°C /秒以上的平均冷却速度冷却至处于650°C~750°C的温度范围内的冷却停止温度，并且以5秒以上的冷却时间从所述冷却停止温度空冷至600°C。
[0037](6)如⑷或(5)所述的高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述钢坯以质量％计，进一步含有选自由V:0.10%以下、T1:0.10%以下、Nb:0.10%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、N1:0.50%以下和B:0.0030%以下所构成组中的至少一种。
[0038]发明效果
[0039]根据本发明，通过控制钢板的组成和显微组织，可以稳定地得到拉伸强度为590MPa以上、屈服比为65%以上、伸长率和延伸凸缘性优良的具有高屈服比的高强度冷轧钢板。
【具体实施方式】
[0040]以下，对本发明进行具体说明。
[0041]对于限定本发明高强度冷轧钢板的组成的理由进行说明。在下文中，成分的
表示质量％。
[0042]C:0.06 ~0.13%
[0043]C是对钢板的高强度化有效的元素，并且还参与了本发明中珠光体和马氏体的第二相的形成，有助于高强度化。为了获得该效果，必须添加0.06%以上。优选为0.08%以上。另一方面，如果过量添加，则点焊性下降，因此将上限设定为0.13%。优选为0.11%以下。
[0044]S1:1.2 ~2.3%
[0045]Si是通过固溶强化而有助于高强度化的元素，并且由于具有较高的加工硬化能力，因此相对于强度提升，伸长率的下降较小，还有助于强度-伸长率平衡、强度-扩孔性平衡的改善。通过适量添加Si，抑制了自铁素体与珠光体界面的空隙的产生，进而，为了对于马氏体、珠光体获得该效果，必须含有1.2%%以上。优选为1.4%以上。另一方面,如果添加超过2.3 %的Si，则铁素体的延展性下降，因此将其含量设定为2.3 %以下。优选为2.1 %以下。
[0046]Mn:0.6 ~1.6%
[0047]Mn是通过固溶强化和生成第二相而有助于高强度化的元素，为了获得该效果，必须含有0.6%以上。优选为0.9%以上。另一方面，如果过量含有，则阻碍了珠光体的生成，容易生成过量的马氏体，因此将其含量设定为1.6%以下。
[0048]P:0.10% 以下
[0049]P通过固溶强化而有助于高强度化，但在过量添加时，向晶界的偏析显著，导致晶界脆化、焊接性下降，因此将其含量设定为0.10%以下。优选为0.05%以下。
[0050]S:0.010% 以下
[0051]当S的含量较多时，生成大量的MnS等硫化物，以延伸凸缘性为代表的局部伸长率下降，因此将含量的上限设定为0.010%。优选为0.0050%以下。没有特别的下限，但由于使S极低化会导致炼钢成本上升，因此优选含有0.0005%以上。
[0052]Al:0.01 ~0.10%
[0053]Al是脱氧的必要元素，为了获得该效果，必须含有0.01%以上，然而即使含有超过0.10%，效果也已饱和，因此将其设定为0.10%以下。优选为0.05%以下。
[0054]N:0.010% 以下
[0055]N会形成粗大的氮化物，导致弯曲性、延伸凸缘性变差，因此必须抑制其含量。当N超过0.010%时，该倾向变得显著，因此将N的含量设定为0.010%以下。优选为0.0050%以下。
[0056]本发明中，在上述成分的基础上，还可以添加I种以上的以下成分。
[0057]V:0.10% 以下
[0058]V可以通过形成微细的氮化物而有助于强度的提升。为了具有这种作用，优选含有
0.01%以上的V添加量。另一方面，即使添加超过0.10%的量的V，强度提升效果也小，而且还会导致合金成本增加。因此，V的含量优选为0.10%以下。
[0059]T1:0.10% 以下
[0060]Ti也和V同样，可以通过形成微细的碳氮化物而有助于强度的提升，因此可以根据需要而添加。为了发挥这种效果，优选将Ti的含量设定为0.005%以上。另一方面，如果添加大量的Ti，则伸长率显著下降，因此其含量优选为0.10%以下。
[0061]Nb:0.10% 以下
[0062]Nb也和V同样，可以通过形成微细的碳氮化物而有助于强度的提升，因此可以根据需要而添加。为了发挥这种效果，优选将Nb的含量设定为0.005%以上。另一方面，如果添加大量的Nb，则伸长率显著下降，因此其含量优选为0.10%以下。
[0063]Cr:0.50% 以下
[0064]Cr是通过生成第二相而有助于高强度化的元素，其可以根据需要而添加。为了发挥该效果，优选含有0.10%以上。另一方面，如果含量超过0.50%，则容易阻碍珠光体的生成，因此将其含量设定为0.50%以下。
[0065]Mo:0.50% 以下
[0066]Mo是通过生成第二相而有助于高强度化，并且生成部分碳化物而有助于高强度化的元素，其可以根据需要而添加。为了发挥该效果，优选含有0.05%以上。另一方面，即使含有超过0.50%，效果也已饱和，因此其含量优选为0.50%以下。
[0067]Cu:0.50% 以下
[0068]Cu是通过固溶强化而有助于高强度化，并且通过生成第二相而有助于高强度化的元素，其可以根据需要而添加。为了发挥该效果，优选含有0.05%以上。另一方面，即使含有超过0.50%，效果也已饱和，而且容易产生因为Cu所导致的表面缺陷，因此其含量优选为0.50%以下。
[0069]N1:0.50% 以下
[0070]Ni也和Cu同样，是 通过固溶强化而有助于高强度化，并且通过生成第二相而有助于高强度化的元素，其可以根据需要而添加。为了发挥该效果，优选含有0.05%以上。而且与Cu —起添加时，具有抑制Cu所导致的表面缺陷的效果，因此在添加Cu时是有效的。另一方面，即使含有超过0.50%，效果也已饱和，因此其含量优选为0.50%以下。
[0071]B:0.0030% 以下
[0072]B是通过提高淬透性以及生成第二相而有助于高强度化的元素，其可以根据需要而添加。为了发挥该效果，优选含有0.0005%以上。另一方面，即使含有超过0.0030%，效果也已饱和，因此其含量优选为0.0030%以下。
[0073]上述以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，可以列举Sb、Sn、Zn、Co等，作为它们的含量允许范围，Sb为0.01%以下，Sn为0.1%以下，Zn为
0.01%以下，Co为0.1%以下。另外，在本发明中，即使在通常的钢组成范围内含有Ta、Mg、Ca、Zr、REM,也不会损害其效果。
[0074]接着，对本发明的高强度冷轧钢板的显微组织进行详细说明。
[0075]铁素体的平均粒径小于20μπι，体积分数为90%以上，并且平均维氏硬度(HV)为130以上，珠光体的平均粒径小于5 μ m,体积分数为1.0~10%。此处所述的体积分数是相对于钢板整体的体积分数。
[0076]当铁素体的体积分数不到90%时，存在较多的硬质第二相，因此存在有很多与软质的铁素体的硬度差较大的位置，延伸凸缘性下降。因此，将铁素体的体积分数设定为90%以上。优选为92%以上。此外，当铁素体的平均粒径为20μπι以上时，在扩孔时的冲裁端面上容易生成空隙，无法获得良好的延伸凸缘性。因此，将铁素体的平均粒径设定为小于20 μ m。优选小于15 μ m。进一步，当铁素体的HV小于130时，抑制自铁素体与珠光体界面的空隙产生(裂纹)的效果小，因此延伸凸缘性下降。因此，将铁素体的HV设定为130以上。优选为150以上。
[0077]当珠光体的体积分数小于1.0%时，对强度所产生的效果小，因此，为了获得强度和成形性的平衡，将珠光体的体积分数设定为1.0%以上。另一方面，如果珠光体的体积分数超过10%，则在铁素体和珠光体的界面显著地生成空隙，并且空隙容易连结，因此从加工性的观点考虑，将珠光体的体积分数设定为10%以下。优选为8%以下。此外，当珠光体的平均粒径为5 μ m以上时，空隙生成位置增加，因此局部伸长率下降，无法获得良好的伸长率和延伸凸缘性。因此，将珠光体的平均粒径设定为小于5 μ m。优选为3.5 μ m以下。
[0078]在钢板的显微组织中，如果生成体积分数小于5%的平均粒径小于5μπι的马氏体，则也可以含有马氏体。其不会导致延伸凸缘性下降，可以实现本发明的目的。如果马氏体的体积分数为5%以上，则屈服比下降至65%以下的倾向较高，因此将马氏体的体积分数设定为小于5%。此外，如果平均粒径为5 μ m以上，则在扩孔时的冲裁端面上容易生成空隙，无法获得良好的延伸凸缘性，因此将平均粒径设定为小于5 μ m。
[0079]此外，在本发明的铁素体、珠光体和马氏体之外，有时生成贝氏体、残余Y体、球状渗碳体等中的I种或2种以上，但只要满足上述铁素体和珠光体的体积分数等，则也可以实现本发明的目的。
[0080]接着，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。
[0081]本发明的高强度冷轧钢板通过下述方法制造:在热轧开始温度:1150~1300°C、精轧结束温度:850~950°C的条件下对具有上述成分组成的钢坯进行热轧，然后冷却，在350~600°C的温度范围中卷取，酸洗后，进行冷轧，然后以3~30°C /秒的平均加热速度加热至 Ac3- 120°C— {([Si]/[Mn]) X10} °C ~Ac3 — {([Si] / [Mn]) X 10} °C ([Si]、[Mn]为S1、Mn的含量(质量％ ))的温度范围，均热30~600秒后，以1.0~12°C /秒的平均冷却速度从所述均热温度冷却至处于500~600°C的温度范围内的第I冷却温度，然后以5°C /秒以下的平均冷却速度从所述第I冷却温度冷却至室温。
[0082]对于使用的钢坯，为了防止其成分的宏观偏析，优选通过连铸法制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法制造。在制造钢坯后，可以毫无问题地应用暂时冷却至室温，然后进行再加热的现有方法，也可以毫无问题地应用不进行冷却而直接将温片装入到加热炉中或者在进行保温后直接进行轧制，或者在铸造后直接进行轧制的直送轧制、直接轧制等节能步骤。
[0083][热轧工序]
[0084]热轧开始温度:1150~1300°C
[0085]在热轧工序中，在1150~1300°C下开始对钢坯进行热轧，或者再加热至1150~1300°C后开始热轧。如果热轧开始温度低于1150°C，则轧制负荷增大，生产率下降。此外，如果超过1300°C，则加热成本增大。因此，将热轧开始温度设定为1150~1300°C。
[0086]精轧结束温度:850~950°C
[0087]由于热轧是通过使钢板内的组织均匀化，并降低材质的各向异性，来提高退火后的伸长率和扩孔性的，因此必须在奥氏体单相区中结束，因此使精轧结束温度为850°C以上。另一方面，当精轧结束温度超过950°C时，热轧组织变得粗大，退火后的特性可能会下降。因此，将精轧结束温度设定为850~950°C。
[0088]精轧后进行冷却。对于精轧后的冷却条件，没有特别限定，优选在以下的冷却条件下进行冷却。
[0089]精轧后的冷却条件:
[0090]精轧后的冷却条件，优选为在热轧结束后I秒以内开始冷却，并以20°C /秒以上的平均冷却速度冷却至处于650°C~750°C的温度范围内的冷却停止温度，并且以5秒以上的冷却时间从冷却停止温度空冷至600°C。
[0091] 精轧结束后，通过急冷至铁素体区，可以促进铁素体相变，同时可以得到微细的铁素体粒径，因此可以使退火后的铁素体粒径微细化，提高了扩孔性。如果精轧结束后的热轧板滞留(保持)在高温状态，则铁素体粒径粗大化。为了得到微细的铁素体，优选在精轧结束后I秒以内开始冷却，并以20°C /秒以上的平均冷却速度急冷至处于650°C~750°C的温度范围内的冷却停止温度。此外，从促进铁素体相的相变而不使其粒径粗大化的观点考虑，优选在上述急冷后，以5秒以上的冷却时间从冷却停止温度空冷至600°C。
[0092]卷取温度:350~600°C
[0093]如果卷取温度高于600°C，则铁素体粒径粗大化，因此将卷取温度设定为600°C以下。另一方面，如果卷取温度低于350°C，则生成过量的硬质马氏体相，冷轧负荷增大，阻碍了生产率，因此将卷取温度设定为350°C以上。
[0094][酸洗工序]
[0095]在热轧工序后，优选实施酸洗工序，除去热轧钢板表层的氧化皮。酸洗工序没有特别限定，按照常 规方法实施即可。
[0096][冷轧工序]
[0097]对于酸洗后的热轧板，实施轧制成规定板厚的冷轧板的冷轧工序。冷轧工序没有特别限定，按照常规方法实施即可。
[0098][退火工序]
[0099]退火工序是为了进行再结晶，并同时形成用于高强度化的珠光体、马氏体的第二相组织而实施的。因此，退火工序如下实施，即，以3~30°C /秒的平均加热速度加热至Ac3- 120。。一 {([Si]/[Mn]) X 10} O ~Ac3 — {([Si]/[Mn]) X10}°C ([Si]、[Mn]为 S1、Mn的含量(质量％ ))的温度范围，均热30~600秒后，以1.0~12°C /秒的平均冷却速度从所述均热温度冷却至处于500~600°C的温度范围内的第I冷却温度(一次冷却)，然后以5°C /秒以下的平均冷却速度从所述第I冷却温度冷却至室温(二次冷却)。
[0100]平均加热速度:3~30°C /秒
[0101]通过在加热至两相区之前在铁素体区中充分进行再结晶，可以使材质稳定化。如果急速加热，则再结晶难以进行，因此将平均加热速度的上限设定为30°C /秒。相反，如果加热速度过小，则铁素体晶粒变得粗大，无法获得规定的平均粒径，因此设定为3°C /秒以上的平均加热速度。
[0102]均热温度(保持温度)=Ac3- 120 0C- {([Si]/[Mn]) X 10}。。~Ac3- {([Si]/[Mn]) XlOj0C
[0103]均热温度除了为铁素体和奥氏体的两相区以外，还必须是考虑了 Si和Mn含量的适当的温度范围。通过达到该适当的均热温度，能够得到规定的铁素体和珠光体的体积分数和平均粒径。当均热温度低于Ac3 — 120°C — K [Si] / [Mn]) X 10} °C时，由于退火中的奥氏体的体积分数小，因此无法得到确保强度所必需的规定的珠光体的体积分数，而如果超过Ac3 — {([Si]/[Mn]) X 10} °C，则退火中的奥氏体的体积分数多，并且奥氏体的粒径也变得粗大，因此无法获得规定的珠光体的平均粒径。因此，将均热温度设定为Ac3— 120°C —{([Si]/[Mn]) X 10}。。~Ac3 — {([Si]/[Mn]) X 10}。。。优选为 Ac3 — 100 O — {([Si]/[Mn]) X 10} °C~Ac3 — {([Si]/[Mn]) X 10} °C。此外，Ac3 由下式表示。
[0104]Ac3(°C ) = 910 — 203 V [C] — 15.2X [Ni]+44.7X [Si]+104X [V] +31.5X [Mo]—30X [Mn] -1lX [Cr] — 20X [Cu]+700X [P]+400X [Ti]+400X [Al][0105]其中，[C]、[Ni]、[Si]、[V]、[Mo]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[P]、[Ti]、[Al]，分别表示C、N1、S1、V、Mo、Mn、Cr、Cu、P、T1、Al 的含量(质量％ )。
[0106]均热时间:30~600秒
[0107]为了在上述的均热温度中使再结晶进行以及部分奥氏体相变，必须使均热时间为30秒以上。另一方面，如果均热时间过长，则铁素体粗大化，无法获得规定的平均粒径，因此必须将均热时间设定为600秒以下。优选为500秒以下。
[0108]从均热温度到500~600°C的温度的平均冷却速度:1.0~12°C /秒
[0109]为了将退火工序后最终得到的钢板的显微组织控制为平均粒径小于20μπι的铁素体的体积分数为90%以上、平均粒径小于5 μ m的珠光体的体积分数为1.0~10%,进行以1.0~12°C /秒的平均冷却速度从上述均热温度冷却至500~600°C (第I冷却温度)的一次冷却。当第I冷却温度超过600°C时，无法充分形成珠光体，当在低于500°C时，生成过量的贝氏体等第二相。通过将第I冷却温度规定为500~600°C的范围，可以调整珠光体的体积分数。当直至500~600°C的温度范围的平均冷却温度小于1.(TC /秒时，无法形成体积分数为1.0%以上的珠光体，而当平均冷却速度超过12°C /秒时，形成体积分数过大的马氏体。优选为10°C /秒以下。
[0110]从第I冷却温度至室温的平均冷却速度:5°C /秒以下
[0111]在冷却至第I冷却温度(500~600°C )后，进行以5°C /秒以下的平均冷却速度冷却至室温的2次冷却。如果平均冷却速度超过5°C /秒，则马氏体的体积分数过量增加，因此将从第I冷却温度起的平均冷却速度设定为5°C /秒以下。优选为3°C /秒以下。
[0112]此外，在退火后可以实施表面光轧。延伸率的优选范围为0.3~2.0%。
[0113]需要说明的是，只要在本发明的范围内，则在退火工序中，可以在I次冷却后实施热镀锌而制造热镀锌钢板，并且还可以在热镀锌后实施合金化处理制造合金化热镀锌钢板。
[0114]实施例
[0115]以下，说明本发明的实施例。
[0116]但是，本发明不受下述实施例的限制，并且在适应于本发明主旨的范围内能够适当地进行改变而实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
[0117]熔炼并铸造表1所示化学成分(余量部分:Fe和不可避免的杂质)的钢，制造230mm厚的钢坯。在热轧开始温度为1200°C，精轧结束温度(FDT)如表2所示的条件下进行热轧，在精轧结束后，在0.1秒后开始冷却，并以表2所示的平均冷却速度冷却至表2所示的冷却停止温度，再以6秒的冷却时间从冷却停止温度空冷至6000C，得到板厚:3.2mm的热轧钢板，然后在表2所示的卷取温度(CT)下进行卷取，酸洗，然后实施冷轧，得到板厚:
1.4mm的冷轧钢板，然后，在如下条件下实施退火后，实施表面光轧(延伸率:0.7% )，制造高强度冷轧钢板，所述实施退火的条件为:以表2所示的平均加热速度加热至表2所示的均热温度，在该均热温度下均热表2所示的均热时间后，以表2所示的I次冷却的平均冷却速度冷却至表2所示的第I冷却温度，然后，以表2所示的2次冷却的平均冷却速度从第I冷却温度冷却至室温。
[0118]从制造的钢板上，以轧制直角方向为长度方向(拉伸方向)的方式裁取JIS5号拉伸试验片，并通过拉伸试验(JIS Z2241 (1998))测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)、屈服比(YR)。如果EL为30%以上，则为具有良好伸长率的钢板，如果YR为65%以上，则为具有高屈服比的钢板。
[0119]对于扩孔性而言，根据日本钢铁联盟标准(JFS T1001 (1996))，以12.5%的冲裁间隙，冲裁直径为10_Φ的孔，并以毛刺位于冲模侧的方式将其安装到试验机中，然后通过60°的圆锥冲头进行成形，由此测定扩孔率λ。具有80%以上的λ (%)的钢板为具有良好延伸凸缘性的钢板。
[0120]对于钢板的显微组织而言，通过以下方法求出铁素体、珠光体和马氏体的体积分数、平均(结晶)粒径。
[0121]对于钢板的显微组织，使用3%硝酸乙醇腐蚀液(3%硝酸+乙醇)，腐蚀钢板的轧制方向截面(板厚1/4的深度位置)，并使用通过500~1000倍的光学显微镜以及1000~10000倍的电子显微镜(扫描型和透射型)观察、拍摄的组织照片，对铁素体的体积分数和平均结晶粒径，以及珠光体的体积分数和平均结晶粒径、马氏体的体积分数和平均结晶粒径进行定量。进行各12个视野的观察，通过点计数法(ASTM Ε562 一 83 (1988))，测定面积率，并将该面积率作为体积分数。铁素体是衬度稍黑的区域，珠光体是层状组织，并且是板状的铁素体和渗碳体交替排列的组织。马氏体是衬度较白的区域。此外，铁素体、珠光体和马氏体的平均结晶粒径的测定，使用Media Cybernetics公司的Image — Pro。通过加入预先识别了各个铁素体晶粒、珠光体晶粒、马氏体晶粒的照片，能够由上述的钢板组织照片算出各相的面积，算出其圆当量直径，并求出它们的平均值。
[0122]进一步，铁素体相的维氏硬度是根据JIS Z2244(2009)，使用微维氏硬度计，以负荷10gf、负荷时间15秒作为测定条件，进行10点铁素体晶粒内的硬度测定，并由其平均值而求出的。 [0123]测定的拉伸特性和延伸凸缘性以及钢板组织的测定结果示于表3。
【权利要求】
1.一种高屈服比高强度冷轧钢板，以质量％计，含有C:0.06~0.13%, S1:1.2~2.3%,Mn:0.6 ~1.6%,P:0.10% 以下、S:0.010% 以下、Al:0.01 ~0.10%,N:0.010% 以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成， 具有含有体积分数为90%以上的平均粒径小于20 μ m的铁素体和体积分数为1.0~10%的平均粒径小于5 μ m的珠光体的显微组织， 并且所述铁素体的平均维氏硬度为130以上，屈服比为65%以上，拉伸强度为590MPa以上。
2.如权利要求1所述的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，所述显微组织进一步含有体积分数小于5%的平均粒径小于5 μ m的马氏体。
3.如权利要求1或2所述的高屈服比高强度冷轧钢板，以质量％计，进一步含有选自由 V:0.10% 以下、T1:0.10% 以下、Nb:0.10% 以下、Cr:0.50% 以下、Mo:0.50% 以下、Cu:0.50%以下、N1:0.50%以下和B:0.0030%以下所构成组中的至少一种。
4.一种高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法， 准备以质量％计含有 C:0.06 ~0.13%,Si:1.2 ~2.3%,Mn:0.6 ~L 6%,P:0.10%以下、S:0.010%以下、Al:0.01~0.10%、N:0.010%以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯， 在热轧开始温度为1150~1300°C、精轧结束温度为850~950°C的条件下对所述钢坯进行热轧， 冷却所述热轧后的热轧钢板，在350~600°C下卷取，酸洗后，进行冷轧，制造冷轧钢板， 以3~30°C /秒的平均加热速度将所述冷轧钢板加热至Ac3 - 120 0C- {([Si]/[Mn]) X 10} °C ~Ac3 — {([Si]/[Mn]) X 10} V 的温度范围，均热 30 ~600 秒，再以 1.0 ~120C /秒的平均冷却速度将所述均热后的冷轧钢板从所述均热温度冷却至处于500~600°C的温度范围内的第I冷却温度，然后以5°C /秒以下的平均冷却速度从所述第I冷却温度冷却至室温， 其中，[Si]为Si的质量％含量，[Mn]为Mn的质量％含量。
5.如权利要求4所述的高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板的冷却如下进行:在精轧结束后I秒以内开始冷却，以20°C /秒以上的平均冷却速度冷却至处于650°C~750°C的温度范围内的冷却停止温度，并且以5秒以上的冷却时间从所述冷却停止温度空冷至600°C。
6.如权利要求4或5所述的高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述钢坯以质量％计进一步含有选自由V:0.10%以下、T1:0.10%以下、Nb:0.10%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、N1:0.50%以下和B:0.0030%以下所构成组中的至少一种。
【文档编号】C22C38/58GK103998639SQ201280061365
【公开日】2014年8月20日 申请日期:2012年12月3日 优先权日:2011年12月12日
【发明者】高岛克利, 田路勇树, 长谷川浩平 申请人:杰富意钢铁株式会社