專利名稱：超高強度冷軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及主要通過沖壓加工或輥軋成形等制造的汽車的中柱和車門防撞梁等車身結構用構件中使用的拉伸強度為980MPa以上的超高強度冷軋鋼板及其制造方法。
背景技術：
近年來，從對于由大氣中的CO2濃度的上升引起的地球溫暖化的考慮出發(fā)，為了削減來自作為CO2的移動產生源的汽車的CO2排出量，強烈要求改善汽車的燃料效率。為了改善汽車的燃料效率，車身的輕量化是有效的。但是，也需要確保乘客的安全性，因此，在降低車身重量的同時，需要確?，F有技術以上的撞擊安全性。因此，為了同時實現確保車身輕量化和撞擊安全性，正推進通過采用高比強度材料所帯來的薄型化，最近，拉伸強度為98(Tl 180MPa級的超高強度薄鋼板逐漸應用于以中柱和車門防撞梁為代表的車身結構用構件。 但是，針對車身輕量化的要求正進ー步加強，正在研究通過采用比1180MPa級更高強度的薄鋼板來使車身進一步輕量化。通常，作為提高薄鋼板的強度的方法，使金屬組織中包含馬氏體相是有效的，特別而言，為了以較少的合金成分的添加量實現高強度，使金屬組織為馬氏體単相是有效的。而且，該馬氏體単相組織鋼板盡管節(jié)省合金成分，但是，具有高屈服比(屈服應力/拉伸強度)，延伸凸緣性也優(yōu)良，因此，非常有希望作為車身結構用構件。但是，一般理解馬氏體単相組織鋼板通過如下步驟制造，即以不生成以鐵素體相和珠光體相為代表的第二相的上部臨界冷卻速度以上的冷卻速度，將在Ac3相變點以上的溫度下進行均熱處理而形成奧氏體相單相組織的鋼板冷卻至Ms點以下(以下，也將該冷卻稱為“淬火”)。但是，通過上述制造方法得到馬氏體単相組織鋼板的情況下，由于伴隨從Ac3相變點以上的高溫的高速冷卻的體積收縮、和伴隨連續(xù)冷卻至Ms點以下時引起的馬氏體相變的體積膨脹，在鋼板內瞬時產生不均勻的內部應力。而且，該內部應カ超過鋼板的屈服應カ吋，鋼板形狀變差，存在特別是在板寬度方向產生顯著翹曲的問題。伴隨上述淬火的鋼板形狀的變差，不僅引起損害連續(xù)退火エ序中的作業(yè)性和之后的エ序中的制造性的問題，而且在通過沖壓成形或輥軋成形等將該鋼板加工成車身結構用構件時，還引起成形生產線中的作業(yè)故障和對制品的尺寸精度帶來不良影響等問題。因此，為了將馬氏體単相組織鋼板穩(wěn)定地用作汽車車身的結構構件的原材料，除了為高強度之夕卜，鋼板的平坦度優(yōu)良也很重要，例如，期望如圖I所示的制品鋼板的寬度方向的翹曲高度為IOmm以下。針對這樣的鋼板形狀的變差的問題，提出了幾種改善技木。例如，專利文獻I中公開了如下技術基于考察拉伸強度為1470MPa 1960MPa的連續(xù)退火后的鋼板的翹曲高度、與金屬組織中的馬氏體體積率的關系的結果，通過使鋼板的金屬組織為以體積率計80、7%的馬氏體相和余量由鐵素體相構成的兩相組織，由此得到預定的機械特性和優(yōu)良的鋼板形狀。另外，專利文獻2中公開了如下技木在進行連續(xù)退火而得到拉伸強度為1049 1240MPa的馬氏體単相組織鋼板后，實施表面光軋以使鋼板表面的平均粗糙度Ra達到I. 4 μ m以上，由此得到良好的鋼板形狀?，F有技術文獻專利文獻專利文獻I :日本專利第2528387號公報專利文獻2 :日本特開2009-79255號公報

發(fā)明內容
發(fā)明所要解決的問題然而，對于專利文獻I的技術而言，并未考慮鋼板組織對延伸凸緣性等機械特性產生的影響。即，已知在上述強度水平的鋼板中形成主相為馬氏體相、包含微量的鐵素體相的金屬組織的情況下，在硬質的馬氏體相與軟質的鐵素體相之間產生較大的硬度差，因此，延伸凸緣性降低。另外，也有可能以馬氏體相與鐵素體相的界面作為基點，促進氫脆裂。另外，如專利文獻2的技術所示，通過表面光軋矯正鋼板形狀的方法并非抑制在淬火時發(fā)生的鋼板形狀變差本身的技術，因此，與連續(xù)退火エ序中的作業(yè)性的改善無關。另夕卜，由表面光軋進行的形狀矯正，例如對于拉伸強度為1320MPa以上的高強度鋼板而言，需要極高的軋制載荷，以現有的軋制設備無法得到充分的形狀矯正效果。另外，鋼板的表面粗糙度的増大在要求表面的美觀性的用途中并不適合，而且也存在擔心由表面粗糙度的増加引起的疲勞特性降低的問題。因此，本發(fā)明是鑒于上述問題而完成的，其目的在于，通過抑制連續(xù)退火中的淬火時鋼板形狀變差本身來提供具有高平坦度的超高強度冷軋鋼板及其有利的制造方法。用于解決問題的方法發(fā)明人為了解決現有技術所存在的上述問題，反復進行了深入的研究。結果發(fā)現，對于由于伴隨淬火時的高速冷卻的體積收縮和伴隨馬氏體相變的體積膨脹而發(fā)生的馬氏體単相組織鋼板的形狀變差而言，有效的是將連續(xù)退火中的淬火時的冷卻分為從均熱溫度冷卻至略高于Ms點附近的一次冷卻、和從略高于Ms點附近冷卻至100°C以下的二次冷卻，其間將鋼板在略高于Ms點附近溫度保持預定的時間，使鋼板溫度均勻化，從而完成了本發(fā)明。S卩，本發(fā)明為一種超高強度冷軋鋼板，具有如下成分組成，含有C :0. 05、. 40質量0/0、Si :2. O質量％以下，Mn :1. 0 3. O質量％、P :0. 05質量％以下，S :0. 02質量％以下，Al O. 01 0. 05質量％、N :小于O. 005質量％,余量由Fe及不可避免的雜質構成,金屬組織為馬氏體單相，拉伸強度為980MPa以上，鋼板的平坦度為IOmm以下。本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的特征在于，金屬組織為回火馬氏體単相。另外，本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的特征在于，拉伸強度為1320MPa以上。另外，本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的特征在于，在上述成分組成的基礎上，還含有選自Ti :0. I質量％以下，Nb :0. I質量％以下，B :0. 0005 O. 0030質量％以及Cu :0. 20質量％以下中的ー種或兩種以上。
另外，本發(fā)明提出了一種超高強度冷軋鋼板的制造方法，對冷軋后的鋼板進行連續(xù)退火，制造拉伸強度980MPa以上的超高強度冷軋鋼板，所述冷軋后的鋼板具有如下成分組成，含有C :0. 05 O. 40質量％、Si :2. O質量％以下，P :0. 05質量％以下，S :0. 02質量％以下，Al :0.01 O. 05質量％、N:小于O. 005質量％、Mn : I. 0 3. O質量％、余量由Fe及不可避免的雜質構成，所述制造方法的特征在于，上述連續(xù)退火中，以20°C /秒以上的平均冷卻速度從Ac3相變點以上的均熱溫度一次冷卻至由下述(I)式求出的Ms點Is點+ 200°C的溫度范圍，在上述溫度范圍保持O. Γ60秒后，以100°C /秒以上的平均冷卻速度二次冷卻至100°C以下。Ms ( 0C )=550-361XC-39XMn-35XV-20XCr-17XNi-10XCu-5X (Mo + W) +15XCo + 30XA1 · · · (I)其中，上述式中的元素符號表示各個元素的含量(質量％)。另外，本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的制造方法的特征在于，在二次冷卻后進行再 加熱，實施10(T250°C X 120^1800秒的回火處理。另外，本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的制造方法的特征在于，通過水冷卻進行一次冷卻和二次冷卻。另外，本發(fā)明的制造方法中的冷軋后的鋼板的特征在于，在上述成分組成的基礎上，還含有選自Ti :0. I質量％以下，Nb :0. I質量％以下，B :0. 0005 O. 0030質量％以及Cu O. 20質量％以下中的ー種或兩種以上。發(fā)明效果根據本發(fā)明，能夠抑制在連續(xù)退火エ序中的鋼板淬火時發(fā)生的形狀變差本身，因此，不僅極為有助于在連續(xù)退火エ序等中的制造性的提高，而且也極為有助于削減利用表面光軋等的形狀矯正的成本。另外，本發(fā)明的技術也可以應用于認為難以通過表面光軋等進行形狀矯正的拉伸強度為1320MPa以上的超高強度鋼板，因此，也有助于擴大超高強度馬氏體単相組織鋼板的用途。另外，根據本發(fā)明，能夠穩(wěn)定地得到具有充分的平坦度的超高強度冷軋鋼板，因此，也能夠極為有助于通過沖壓成形或輥軋成形等制造汽車用結構構件時的制造性的提聞和尺寸精度等品質的提尚。


圖I是說明測定鋼板所產生的最大翹曲高度的方法的圖。
具體實施例方式首先，對本發(fā)明的基本的技術思想進行說明。在連續(xù)退火エ序中的淬火時馬氏體単相組織鋼板中發(fā)生的形狀變差，起因于由于伴隨高速冷卻的體積收縮和伴隨馬氏體相變的體積膨脹而在鋼板內部產生不均勻的應力。通常認為，伴隨高速冷卻的體積收縮以及由此產生的應力，與開始進行冷卻的溫度與冷卻結束溫度的溫度差成比例地増大。另ー方面，在最終冷卻后的金屬組織為馬氏體単相組織的情況下，伴隨馬氏體相變的體積膨脹均勻。因此，伴隨冷卻的體積收縮和與其相伴產生的應カ較小的情況下，可以認為由淬火對鋼板形狀產生的影響基本上僅是伴隨馬氏體相變的一致的體積膨脹，認為Ms點以下的溫度范圍內的冷卻速度對鋼板形狀帶來的影響較小。
因此，可以認為，為了降低伴隨淬火時的體積收縮而在鋼板內部產生的應力，減小冷卻開始溫度與冷卻結束溫度之差即可。因此，本發(fā)明中，使連續(xù)退火エ序中的鋼板的淬火如下進行在從Ac3相變點以上的均熱溫度冷卻至略高于Ms點附近溫度的一次冷卻后，使鋼板溫度在略高于Ms點附近溫度下保持規(guī)定時間，使鋼板內的溫度分布均勻化,然后從略高于Ms點附近溫度二次冷卻至100°C以下，從而引起馬氏體相變。這樣，通過將伴隨淬火時的體積收縮產生的應カ抑制為最小限度，能夠制造本發(fā)明的鋼板。下面，對本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的成分組成的限定理由進行說明。C :O. 05 O. 40 質量0/oC是使奧氏體相穩(wěn)定化的元素，并且是確保鋼板強度所必需的元素。C小于O. 05質量％時，難以得到期望的拉伸強度(980MPa以上)的馬氏體単相組織鋼板。另ー方面，C量超過O. 40質量％時，有可能連續(xù)退火エ序前的軋制變困難，或伴隨馬氏體相變的相變應 變以及相變應カ顯著増大，引起淬裂，因此，在制造上不優(yōu)選。由此，本發(fā)明中，將C設定為
0.05 0. 40質量％的范圍。優(yōu)選O. 15、、30質量％的范圍。51:2.0質量％ 以下Si是對鋼板的高強度化有效而并不會損害鋼板的加工性的置換型固溶強化元素。但是，Si也是使Ac3相變點向高溫側移動的元素，因此，過度的Si添加會導致退火溫度的上升、進而導致退火成本的上升，因此并不優(yōu)選。此外，過量添加Si時，熱軋中的氧化皮生成變顯著，最終制品的表面缺陷增加，品質上也不優(yōu)選。由此，使Si為2.0質量％以下。優(yōu)選
1.5質量％以下。Mn :1· 0 3· O 質量0/oMn是使奧氏體相穩(wěn)定化、并且使馬氏體組織容易得到的元素。但是，Mn小于I. O質量％時，鋼的淬透性不充分，在自退火時的均熱溫度的冷卻中，鐵素體相、珠光體相或貝氏體相在早期開始生成，變得難以穩(wěn)定地得到作為本發(fā)明的目標的馬氏體単相組織。另ー方面，添加超過3. O質量％時，有可能偏析變顯著，或加工性降低。另外，耐延遲破壞特性也降低。由此，使Mn為I. (Γ3. O質量％的范圍。優(yōu)選I. 5 2.5質量％的范圍。P :0.05 質量 ％ 以下P也是在晶界偏析而促進晶界破壞的元素，因此，越低越優(yōu)選。由此，使P為O. 05質量％以下。優(yōu)選O. 02質量％以下，更優(yōu)選O. Ol質量％以下。需要說明的是，從提高焊接性的觀點出發(fā)，優(yōu)選為O. 008質量％以下。S :0.02 質量 ％ 以下S由于形成MnS等硫化物類夾雜物而導致耐沖擊特性和耐延遲破壞特性的降低，因此，優(yōu)選盡可能低。由此，使S的上限為O. 02質量％。優(yōu)選O. 002質量％以下。Al :0. Ol O. 05 質量0/oAl是在制鋼エ序中為了脫氧而添加的元素，為了得到充分的脫氧效果，需要添加
0.01質量％以上。另ー方面，過量添加吋，鋼板中的夾雜物増加，導致延展性的降低。由此，使Al為O. Ol O. 05質量％的范圍。N:小于 O. 005 質量0/oN是形成氮化物的元素。特別是含量達到O. 005質量％以上時，由氮化物的形成引起的高溫以及低溫下的延展性的降低増大。由此，將N限制為小于O. 005質量％。
本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板，在上述必須元素的基礎上，根據目的可以在下述的范圍內添加Nb、Ti、B以及Cu。Nb :0. I質量％以下，Ti :0. I質量％以下Nb以及Ti是使晶粒微小化、使鋼板的強度上升有效的元素。但是，Nb、Ti分別添加超過O. I質量％，其效果飽和，因此，在經濟方面不優(yōu)選。由此，添加Nb以及Ti的情況下，使它們分別為0.1質量％以下。B 0. 0005 O. 0030 質量 ％B是提高淬透性、使鋼板強度上升有效的元素。但是，B小于O. 0005質量％時，無法期待上述強度上升效果。另ー方面，B超過O. 0030質量％時，熱加工性降低，因此在制造上不優(yōu)選。由此，添加B的情況下，設為O. 0005、. 0030質量％的范圍。
Cu 0. 20 質量 ％ 以下Cu是使奧氏體相穩(wěn)定化、使馬氏體単相組織容易得到的元素，并且是具有如下效果的元素，在腐蝕環(huán)境下在鋼板表層形成稠化層，由此抑制氫向鋼中的侵入，從而提高耐延遲破壞特性。但是，添加量超過O. 20質量％時，這些效果飽和，因此，優(yōu)選添加作為上限的
O.20質量%的Cu。對于本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板而言，上述元素以外的余量為Fe及不可避免的雜質。其中，只要在不損害本發(fā)明的效果的范圍內，則也可以添加其他元素。下面，對本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的金屬組織進行說明。本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的金屬組織必須為馬氏體単相。但是，距鋼板表面沿板厚方向10 μ m的范圍，由于制造過程中的脫碳等的影響，有時沒有生成馬氏體相，因此，需要排除該范圍。需要說明的是，鋼板母相組織中，有時殘存奧氏體相，稱為殘留奧氏體相。該殘留奧氏體相以體積率計如果小于O. 5%，則可以視為馬氏體単相組織。另外，在鋼板組織中也不可避免地存在碳化物、氮化物、夾雜物，但它們并不包括在判定是否為馬氏體單相組織時的評價對象內。另外，對于本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板而言，淬火后的金屬組織為馬氏體単相，但在二次冷卻后實施后述的回火處理的情況下，形成回火馬氏體単相組織。但是，該情況下，殘留奧氏體相以體積率計也需要小于O. 5%。下面，對本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的制造方法進行說明。本發(fā)明的超高強度冷軋鋼板的制造方法，在以下所述的連續(xù)退火エ序中具有特征，關于在其以前的エ序、即自制鋼エ序至冷軋エ序為止，能夠采用以往公知的制造方法。以下，對作為本發(fā)明的特征的連續(xù)退火エ序的限定理由進行說明。均熱エ序為了得到作為本發(fā)明的目標的馬氏體単相組織，需要使淬火前的鋼板組織為奧氏體単相，因此，需要使連續(xù)退火中的均熱溫度為Ac3相變點以上。其中，Ac3相變點可以使用《金屬熱処理技術便覧第3版》(金屬熱処理技術便覧編集委員會日刊工業(yè)新聞社、(1966)、p. 137)中記載的下述(2)式，由鋼板的化學成分計算出。Ac3 ( 0C )=910-203 X C172 + 44. 7 X Si_30 XMn-20 X Cu + 700 X P + 400 X Al +400 X Ti · · · (2)其中，上述式中的元素符號表示各元素的含量(質量％)。
需要說明的是，在Ac3相變點以上進行均熱的時間優(yōu)選為3(Γ1200秒，從抑制退火成本的觀點出發(fā)，更優(yōu)選為30(Γ900秒的范圍。一次冷卻エ序通常，淬火エ序中的冷卻停止溫度優(yōu)選盡可能低溫。但是，在使一次冷卻停止溫度低于Ms點的情況下，起因于由快速冷卻引起的體積收縮和由馬氏體相變引起的體積膨脹的不均的應カ在鋼板內部產生，引起形狀變差。因此，本發(fā)明為了降低起因于伴隨冷卻的體積收縮而產生的應力，將淬火エ序分成從均熱溫度冷卻至略高于Ms點附近溫度的一次冷卻エ序和從上述略高于Ms點附近冷卻至100°C以下的二次冷卻エ序進行控制。其中，一次冷卻中的冷卻停止溫度需要設定為略高于Ms點附近即Ms點Is點+200°C的溫度范圍。低于Ms點的溫度時，馬氏體相變進行，產生起因于由馬氏體相變引起的體積膨脹的應力，因此無法得到抑制形狀變差的效果。另ー方面，超過Ms點+ 200°C的溫度時，在之后的保持エ序中，有可能生成鐵素體相或珠光體相等第二相，并且之后的二次冷卻開始溫度升高時，伴隨二次冷卻的體積收縮變大，導致形狀的變差。 需要說明的是，Ms點(馬氏體相變開始點)，可以使用下述(I)式由鋼板的化學成分計算出，Ms ( 0C )=550-361XC-39XMn-35XV-20XCr-17XNi-10XCu-5X (Mo + W) +15XCo + 30XA1 · · · (I)其中，上述式中的元素符號表示各個元素的含量(質量％)。另外，上述一次冷卻中的平均冷卻速度需要為20°C /秒以上。這是由于，小于20°C /秒的平均冷卻速度時，直到達到一次冷卻停止溫度，生成鐵素體相或珠光體相等第二相，無法得到馬氏體単相組織。保持エ序為了使鋼板內的溫度均勻化，需要將上述的一次冷卻后的鋼板在一次冷卻停止溫度即Ms點Is點+ 200°C的溫度范圍保持O. Γ60秒。該保持エ序中的保持時間小于O. I秒的情況下，不能充分地消除在鋼板的板厚方向或寬度方向上的冷卻速度的不同引起的溫度不均，因此，對鋼板內的應カ降低得不到充分的效果。另ー方面，保持時間長于60秒吋，在保持中生成鐵素體相、珠光體相或貝氏體相，無法得到馬氏體単相組織。由此，使保持エ序中的保持時間為O. I 60秒的范圍。優(yōu)選2 30秒的范圍。二次冷卻エ序保持エ序結束后，為了得到馬氏體単相組織，需要以平均冷卻速度100°C /秒以上從一次冷卻停止溫度(Ms點Is點+ 2000C )進行二次冷卻至100°C以下。在平均冷卻速度小于100°C /秒的情況下，冷卻中生成鐵素體相、珠光體相或貝氏體相等第二相，無法得到馬氏體単相組織。需要說明的是，由伴隨該エ序中發(fā)生的冷卻的體積收縮和伴隨馬氏體相變的體積膨脹而產生的應力，可以通過以下措施抑制在最小限度通過上述一次冷卻降低與馬氏體相變點的溫度差，從而降低本エ序中產生的體積收縮量；以及使上述保持エ序中鋼板內的溫度均勻化，從而減少鋼板寬度方向的不均勻的應カ的產生。上述實施淬火處理后的鋼板，兼具備預定的強度和充分的平坦度，因此能夠直接形成制品，但為了提高韌性和加工性，根據需要，可以在10(T25(TC的溫度下實施12(Γ1800秒的回火處理?；鼗饻囟鹊陀?00°C、或者回火時間短于120秒時，無法充分地得到回火的效果。另ー方面，回火溫度高于250 °C、或者回火時間長于1800秒時，馬氏體相的軟質化過度進行，強度顯著降低，此外還會導致制造成本的上升。更優(yōu)選的回火條件為13(T220°CX30(Tl200秒的范圍?；鼗鹛幚砗蟮睦鋮s沒有特別限制，可以為空冷、水冷中的任意ー種。需要說明的是，該回火處理優(yōu)選使用連續(xù)退火生產線的過時效帶進行。為了實現均勻的冷卻和高冷卻速度，連續(xù)退火中的冷卻方法優(yōu)選使用水冷卻，也可以使用軋輥冷卻、氣體冷卻和噴霧冷卻(水汽冷卻)等。另外，作為將鋼板溫度保持在Ms點Is點+ 200°C的溫度范圍內的方法，可以為兼作一次冷卻、浸潰到將溫度調節(jié)至一次冷卻停止溫度范圍內的鹽浴或金屬浴中的方法，或者也可以使用在一次冷卻停止后使用感應加熱裝置再加熱至一次冷卻停止溫度范圍的方法。另外，本發(fā)明中，無需對連續(xù)退火后的鋼板實施以形狀矯正為目的的表面光軋，但從鋼板的表面粗糙度調節(jié)和材質調節(jié)的觀點出發(fā)，可以適當實施表面光軋。實施例
熔煉具有表I中記載的成分組成的鋼種符號A S的鋼，制成鋼坯，將該鋼坯加熱至1250°C后，通過使終軋結束溫度為900°C的熱軋，得到板厚2. 8mm的熱軋鋼板，在卷取溫度650°C下進行卷取。之后，對上述熱軋鋼板進行酸洗，除去表面氧化皮后，進行冷軋，得到板厚I. OmmX板寬80(Tl400mm的冷軋鋼板。接著，將上述冷軋鋼板在表2中記載的條件下進行均熱后，實施經過一次冷卻、保持、二次冷卻而進行淬火的連續(xù)退火，或進ー步實施回火處理，得到各種超高強度冷軋鋼板。需要說明的是，表I中，同時記載了由各鋼種的化學成分通過上述(I)式以及(2)式求出的Ms點以及Ac3相變點。對于如上所述得到的各種冷軋鋼板，通過圖I中記載的方法測定寬度方向的最大翹曲高度。具體而言，將上述鋼板放置在平臺上，測定從鋼板的高度最高的位置的平臺到鋼板下表面的距離。另外，從該鋼板上選取試驗片，如下所述進行金屬組織、拉伸特性以及延伸凸緣特性的評價。(I)金屬組織的觀察從上述的各冷軋鋼板選取試驗片，對與軋制方向平行的斷面進行鏡面研磨，進行硝酸こ醇腐蝕液浸蝕，使金屬組織露出，使用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡，觀察微小的金屬組織，鑒定馬氏體相、回火馬氏體相、鐵素體相等構成相的種類，同時，使用圖像分析裝置將拍攝的組織照片ニ值化，由此，求出馬氏體相與第二相的體積率。需要說明的是，上述冷軋鋼板中也可能存在殘留奧氏體相，因此，對于發(fā)明例的鋼板，通過X射線(Μο-Κα射線)測定，嘗試進行殘留奧氏體相的體積率的測定，其存在量均小于O. 5%，可以視為馬氏體単相組織或回火馬氏體単相組織。(2)拉伸試驗從上述的各冷軋鋼板在與軋制方向成直角的方向上選取JIS5號拉伸試驗片，基于JIS 22241進行拉伸試驗，測定0.2%耐カ(PS)、拉伸強度(TS)、斷裂伸長率(El)。(3)延伸凸緣特性關于延伸凸緣特性，基于日本鋼鐵連盟標準JFST1001的規(guī)定進行擴孔試驗來進行評價。即，在從上述的各冷軋鋼板選取的試驗片上開Οηιιηφ的沖孔，使毛刺在外側，使用頂角60°的圓錐沖，進行擴孔加工直到發(fā)生貫穿板厚的破裂，使用下述式求出擴孔率入。
λ (%) = {(d-d0) /d0} X 100其中，d0 :初期孔內徑(m m)、d :破裂發(fā)生時的孔內徑(mm)表I
權利要求
1.ー種超高強度冷軋鋼板，具有如下成分組成，含有c :0. 05 O. 40質量％、Si :2. O質量％以下，Mn :1.0 3.0質量％、？ 0. 05質量％以下，S :0. 02質量％以下，Al :0. 01 O. 05質量％』小于O. 005質量％,余量由Fe及不可避免的雜質構成,金屬組織為馬氏體單相,拉伸強度為980MPa以上，鋼板的平坦度為IOmm以下。
2.如權利要求I所述的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，金屬組織為回火馬氏體単相。
3.如權利要求I或2所述的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，拉伸強度為1320MPa以上。
4.如權利要求I 3中任一項所述的超高強度冷軋鋼板，其特征在于，在所述成分組成的基礎上，還含有選自Ti :0. I質量％以下，Nb :0. I質量％以下，B :0. 0005 O. 0030質量％以及Cu :0. 20質量％以下中的ー種或兩種以上。
5.一種超高強度冷軋鋼板的制造方法，對冷軋后的鋼板進行連續(xù)退火，制造拉伸強度980MPa以上的超高強度冷軋鋼板，所述冷軋后的鋼板具有如下成分組成，含有C :O. 05 O. 40質量％、Si :2. O質量％以下，P :0. 05質量％以下，S :0. 02質量％以下，Al O. 0Γ0. 05質量％、Ν :小于O. 005質量％、Mn :1. 0 3. O質量％、余量由Fe及不可避免的雜質構成，所述制造方法的特征在于，所述連續(xù)退火中，以20°C /秒以上的平均冷卻速度從Ac3相變點以上的均熱溫度一次冷卻至由下述⑴式求出的Ms點Is點+ 200°C的溫度范圍，在所述溫度范圍內保持O. Γ60秒后，以100°C /秒以上的平均冷卻速度二次冷卻至100°C以下，Ms(°C ) =550-361 XC-39XMn-35XV-20XCr-17XNi-IOXCu-5X (Mo + ff) + 15XCo +30XA1 · · · (I) 其中，所述式中的元素符號表示各個元素的含量(質量％)。
6.如權利要求5所述的超高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，在二次冷卻后進行再加熱，實施10(T250°C X 120^1800秒的回火處理。
7.如權利要求5或6所述的超高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，通過水冷卻進行一次冷卻和二次冷卻。
8.如權利要求5 7中任一項所述的超高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述冷軋后的鋼板，在所述成分組成的基礎上，還含有選自Ti :0. I質量％以下，Nb :0. I質量％以下，B :0. 0005 O. 0030質量％以及Cu :0. 20質量％以下中的ー種或兩種以上。
全文摘要
通過抑制連續(xù)退火中的淬火時的鋼板形狀的變差，得到具有高平坦度的馬氏體單相組織的超高強度冷軋鋼板。一種制造超高強度冷軋鋼板的方法，對冷軋后的鋼板進行連續(xù)退火，制造拉伸強度980MPa以上的超高強度冷軋鋼板，所述冷軋后的鋼板具有如下成分組成，以質量%計，含有C0.05~0.40%、Si2.0%以下，P0.05%以下，S0.02%以下，Al0.01~0.05%、N小于0.005%、Mn1.0~3.0%、余量由Fe及不可避免的雜質構成，所述連續(xù)退火中，以20℃/秒以上的平均冷卻速度從Ac3相變點以上的均熱溫度一次冷卻至Ms點~Ms點＋200℃的溫度范圍，在所述溫度范圍內保持0.1~60秒后，以100℃/秒以上的平均冷卻速度二次冷卻至100℃以下，由此，得到鋼板的平坦度為10mm以下的超高強度冷軋鋼板。
文檔編號C21D9/46GK102822375SQ20118001540
公開日2012年12月12日 申請日期2011年3月9日 優(yōu)先權日2010年3月24日
發(fā)明者吉野正崇, 長谷川浩平 申請人:杰富意鋼鐵株式會社