伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的低屈服比高強度冷軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良且具有低屈服比的高強度冷軋鋼板及其制造方法。一種伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的低屈服比高強度冷軋鋼板，其特征在于，鋼板的化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有C：0.05～0.13％、Si：0.6～1.2％、Mn：1.6～2.4％、P：0.10％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～0.10％、N：低于0.0050％，并且余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，鋼板的顯微組織具有以體積百分率計含有80％以上的鐵素體、3～15％的馬氏體、0.5～10％的珠光體的復(fù)合組織，屈服比為70％以下，且拉伸強度為590MPa以上。
【專利說明】伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的低屈服比高強度冷軋鋼板及其 制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及適合作為進行沖壓加工而使用的汽車的行走系統(tǒng)部件、結(jié)構(gòu)部件等構(gòu) 件的伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的低屈服比的高強度冷軋鋼板。需要說明的是，屈服比（YR) 是指表示屈服強度（YS)相對于拉伸強度（TS)的比的值，用YR(%) = (YS/TS)X100表示。

【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，由于環(huán)境問題的增多，CO2排放限制變得嚴(yán)格，在汽車領(lǐng)域，車身的輕量化 所帶來的燃料效率提高成為重要課題。因此，通過將高強度鋼板應(yīng)用于汽車部件來推進薄 壁化，對于到目前為止使用TS為270?440MPa級的鋼板的部件而言，正在推進TS為590MPa 以上的鋼板的應(yīng)用。
[0003] 對于該TS為590MPa以上的鋼板，從成形性的觀點出發(fā)，要求優(yōu)良的伸長率、延伸 凸緣性（擴孔性）。此外，為了在沖壓加工后利用電弧焊、點焊等進行組裝而模塊化，在組裝 時要求高的尺寸精度。基于上述背景，需要在加工后不易引起回彈等，在加工前需要為低屈 服比。
[0004] 作為兼具成形性和高強度的低屈服比的高強度薄鋼板，已知鐵素體-馬氏體組織 的雙相鋼（DP鋼）。使主相為鐵素體并分散有馬氏體的復(fù)合組織鋼為低屈服比，TS也高，伸 長率優(yōu)良。但是，由于應(yīng)力集中在鐵素體與馬氏體的界面處而容易產(chǎn)生裂紋，因此，存在擴 孔性差這樣的缺點。因此，專利文獻1中公開了一種汽車用高強度鋼板，其通過控制鐵素體 和馬氏體相對于全部組織的體積分?jǐn)?shù)和平均結(jié)晶粒徑而兼顧耐碰撞安全性和成形性。
[0005] 專利文獻2中公開了一種高強度鋼板，其通過控制平均粒徑為3 μ m以下的微細鐵 素體和平均粒徑為6μπι以下的馬氏體相對于全部組織的體積分?jǐn)?shù)而改善伸長率和延伸凸 緣性。另外，專利文獻3中公開了一種DP鋼板，其通過在鋼板成分中含有Ce或La而使微 細夾雜物分散在鋼板中從而改善延伸凸緣性。
[0006] 還已知為了提高成形性而在鋼板組織中含有貝氏體、殘余奧氏體的技術(shù)。例如，專 利文獻4中公開了一種復(fù)合組織冷軋鋼板，其通過在包含鐵素體、殘余奧氏體且余量由貝 氏體和馬氏體構(gòu)成的復(fù)合組織中規(guī)定馬氏體和殘余奧氏體的長徑比和平均粒徑并且規(guī)定 每單位面積的馬氏體和殘余奧氏體的個數(shù)而使伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良。
[0007] 非專利文獻1在實施例中進行說明。
[0008] 現(xiàn)有技術(shù)文獻
[0009] 專利文獻
[0010] 專利文獻1 :日本專利3936440號公報
[0011] 專利文獻2 :日本特開2008-297609號公報
[0012] 專利文獻3 :日本特開2009-299149號公報
[0013] 專利文獻4 :日本專利4288364號公報
[0014] 非專利文獻
[0015] 非專利文獻I :"X射線衍射手冊"，理學(xué)電機株式會社，2000年，第26、62-64頁


【發(fā)明內(nèi)容】

[0016] 發(fā)明所要解決的問題
[0017] 但是，專利文獻1中，雖然規(guī)定了鐵素體和馬氏體的平均結(jié)晶粒徑，但在沖壓成形 中無法確保充分的擴孔性。專利文獻2中，馬氏體的體積百分率顯著大，因此伸長率不充 分。專利文獻3中，添加了 Ce和La,因此制造成本高，而且，為了控制夾雜物的尺寸而材質(zhì) 偏差大，因而生產(chǎn)率低。
[0018] 另外，專利文獻4中，對于含有貝氏體、殘余奧氏體的鋼板而言，為了得到其組織 而需要利用特殊設(shè)備的高冷卻速度，因而制造成本高，材質(zhì)偏差大。此外，就特性而言，具有 殘余奧氏體、貝氏體的鋼板組織的高強度鋼板的YR也比DP鋼的YR高，因此，難以穩(wěn)定地使 YR為70%以下。
[0019] 可見，對于低YR的高強度鋼板而言，難以確保伸長率和延伸凸緣性，到目前為止 還沒有開發(fā)出滿足這些特性（屈服比、強度、伸長率、延伸凸緣性）的冷軋鋼板。
[0020] 因此，本發(fā)明的課題在于解決上述現(xiàn)有技術(shù)的問題，提供伸長率和延伸凸緣性優(yōu) 良、具有低屈服比的高強度冷軋鋼板及其制造方法。
[0021] 用于解決問題的方法
[0022] 本發(fā)明人進行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過適量添加 Si并控制鐵素體、馬氏體和 珠光體的體積百分率，能夠得到Y(jié)R低且確保了高強度的伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的冷軋 鋼板。
[0023] 以往認(rèn)為珠光體會使延伸凸緣性變差。但是，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過在存在有鐵素 體、馬氏體和珠光體的鋼板組織中適量添加 Si作為鋼板成分而使鐵素體固溶強化來降低 與硬質(zhì)相的硬度差時，空隙（裂紋）優(yōu)先從鐵素體與馬氏體的界面產(chǎn)生，從而能夠抑制從與 珠光體的界面產(chǎn)生。另外，與以往的DP鋼相比，即使減少馬氏體的體積百分率，也能夠通過 有效利用Si所引起的鐵素體的固溶強化并且使珠光體存在來確保強度。另外可知，通過減 少馬氏體的體積百分率，局部伸長率提高，伸長率和延伸凸緣性提高。此外，通過調(diào)節(jié)馬氏 體和珠光體的體積百分率，能夠得到確保低YR并且具有590MPa以上的拉伸強度的低屈服 比高強度冷軋鋼板。
[0024] 具體而言，添加 0. 6?1. 2%的Si作為鋼板成分，將鋼板組織控制在以體積百分率 計使主相的鐵素體為80%以上、馬氏體為3?15%、珠光體為0. 5?10%的范圍，由此，能 夠得到屈服比為70%以下且拉伸強度為590MPa以上的伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的高強度 冷軋鋼板。
[0025] BP，本發(fā)明提供下述（1)、（2)。
[0026] (1) -種伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的低屈服比高強度冷軋鋼板，其特征在于，
[0027] 鋼板的化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有C :0.05?0· 13%、Si :0.6?L 2%、Mn: L 6? 2· 4%、P :0· 10% 以下、S :0· 0050% 以下、Al :0· 01 ?(λ 10%、N :低于 0· 0050%，并且余量由 Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，
[0028] 鋼板的顯微組織具有以體積百分率計含有80%以上的鐵素體、3?15%的馬氏 體、0. 5?10%的珠光體的復(fù)合組織，
[0029] 屈服比為70%以下，且拉伸強度為590MPa以上。
[0030] (2) -種伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的低屈服比高強度冷軋鋼板的制造方法，其特 征在于，在對具有（1)所述的化學(xué)成分的鋼坯實施熱軋、冷軋后，加熱至A Cl?Ac3A的溫度 范圍并保持，然后，從上述保持溫度起以1°C /秒?25°C /秒的平均冷卻速度冷卻至500? 550°C的溫度，然后以5°C /秒以下的平均冷卻速度進行冷卻。
[0031] 發(fā)明效果
[0032] 根據(jù)本發(fā)明，通過控制鋼板成分、退火溫度和退火后的冷卻條件，能夠得到具有以 體積百分率計含有80%以上的鐵素體、3?15%的馬氏體、0. 5?10%的珠光體的復(fù)合組織 并且具有590MPa以上的拉伸強度、70%以下的屈服比、29. 0%以上的伸長率和65%以上的 擴孔率的伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的低屈服比的高強度冷軋鋼板。

【具體實施方式】
[0033] 以下，對本發(fā)明具體地進行說明。
[0034] 對本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的化學(xué)成分的限定理由進行說明。以下，化學(xué)成分的 "％"表述是指質(zhì)量％。
[0035] C :0.05 ?0.13%
[0036] C是對于鋼板的高強度化而言有效的元素，通過形成珠光體和馬氏體的第二相而 有助于高強度化。為了得到這種效果，需要添加0.05%以上。優(yōu)選為0.08%以上。另一方 面，過量添加時，點焊性降低，因此，將上限設(shè)定為〇. 13%。
[0037] Si :0.6 ?1.2%
[0038] Si是有助于高強度化的元素，具有高加工硬化能力，因而伸長率的降低相對于強 度上升較少，是還有助于提高強度-伸長率的平衡的元素。此外，通過鐵素體相的固溶強化 而減小與硬質(zhì)的第二相的硬度差，因而也有助于提高延伸凸緣性。通過適量添加 Si,能夠抑 制從鐵素體相與珠光體相的界面產(chǎn)生空隙，但為了得到這種效果，需要含有0.6%以上。從 伸長率和延伸凸緣性的觀點出發(fā)，上限沒有特別規(guī)定，但添加量超過1. 2%時，化學(xué)轉(zhuǎn)化處 理性降低，因此，將其含量設(shè)定為1.2%以下。優(yōu)選為1.0%以下。
[0039] Mn: 1.6 ?2. 4%
[0040] Mn是通過固溶強化和生成馬氏體而有助于高強度化的元素，為了得到這種效果， 需要含有1.6%以上。另一方面，在過量含有時，成形性的降低變得顯著，因此，將其含量設(shè) 定為2. 4%以下。優(yōu)選為2. 2%以下。
[0041] P :0.10 % 以下
[0042] P通過固溶強化而有助于高強度化，但過量添加時，在晶界處的偏析變得顯著而使 得晶界脆化，焊接性降低，因此，將其含量設(shè)定為〇. 10%以下。優(yōu)選為0.05%以下。
[0043] S :0.0050% 以下
[0044] S的含量多時，會大量生成MnS等硫化物，使以延伸凸緣性為代表的局部伸長率降 低，因此，將含量的上限設(shè)定為0.0050%。優(yōu)選為0.0030%以下。下限沒有特別限定，但極 低S化會使煉鋼成本上升，因此，優(yōu)選含有0. 0005%以上。
[0045] Al :0· 01 ?0· 10%
[0046] Al是脫氧所需的元素，為了得到這種效果，需要含有0. 01 %以上，但即使含量超 過0. 10%，效果也飽和，因此，將其含量設(shè)定為0. 10 %以下。優(yōu)選為0.05 %以下。
[0047] N :低于 0.0050%
[0048] N會形成粗大的氮化物而使延伸凸緣性變差，因此需要抑制含量。N為0. 0050%以 上時，這種傾向變得顯著，因此，將N的含量設(shè)定為低于0. 0050%。
[0049] 本發(fā)明中，除了上述成分以外，還可以添加以下成分中的一種或兩種以上。
[0050] V :0.10 % 以下
[0051] V可以通過形成微細的碳氮化物而有助于強度上升。為了發(fā)揮這種效果，優(yōu)選使V 的添加量含有〇. 01 %以上。另一方面，即使添加量超過〇. 10%，強度上升效果也小，反而會 招致合金成本的增加，因此，其含量優(yōu)選為0. 10%以下。
[0052] Ti :0.10 % 以下
[0053] Ti也與V同樣地可以通過形成微細的碳氮化物而有助于強度上升，因此可以根據(jù) 需要添加。為了發(fā)揮這種效果，優(yōu)選將Ti的含量設(shè)定為0.005%以上。另一方面，大量添加 Ti時，YR顯著上升，因此，其含量優(yōu)選為0. 10%以下。
[0054] Nb :0.10 % 以下
[0055] Nb也與V同樣地可以通過形成微細的碳氮化物而有助于強度上升，因此可以根據(jù) 需要添加。為了發(fā)揮這種效果，優(yōu)選將Nb的含量設(shè)定為0.005%以上。另一方面，大量添加 Nb時，YR顯著上升，因此，其含量優(yōu)選為0. 10%以下。
[0056] Cr :0.50 % 以下
[0057] Cr是提高淬透性、通過生成第二相而有助于高強度化的元素，可以根據(jù)需要添加。 為了發(fā)揮這種效果，優(yōu)選含有〇. 10%以上。另一方面，即使含量超過〇. 50%，效果也飽和， 因此，其含量優(yōu)選為〇. 50%以下。
[0058] Mo :0.50 % 以下
[0059] Mo是提高淬透性、通過生成第二相而有助于高強度化、并且生成一部分碳化物而 有助于高強度化的元素，可以根據(jù)需要添加。為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選含有0.05%以上。即 使含量超過〇. 50%，效果也飽和，因此，其含量優(yōu)選為0. 50 %以下。
[0060] Cu :0.50 % 以下
[0061] Cu是通過固溶強化而有助于高強度化、并且提高淬透性、通過生成第二相而有助 于高強度化的元素，可以根據(jù)需要添加。為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選含有0.05%以上。另一方 面，即使含量超過〇. 50%，效果也飽和，并且容易產(chǎn)生因 Cu引起的表面缺陷，因此，其含量 優(yōu)選為0.50 %以下。
[0062] Ni :0.50 % 以下
[0063] Ni也與Cu同樣地是通過固溶強化而有助于高強度化、并且提高淬透性、通過生成 第二相而有助于高強度化的元素，可以根據(jù)需要添加。為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選含有0.05% 以上。另外，在與Cu同時添加時，具有抑制因 Cu引起的表面缺陷的效果，因此，在添加 Cu 時是有效的。另一方面，即使含量超過〇. 50 %，效果也飽和，因此，其含量優(yōu)選為0. 50 %以 下。
[0064] 上述以外的余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。作為不可避免的雜質(zhì)，可以列舉例如 Sb、Sn、Zn、Co等，它們的含量的允許范圍為Sb :0.01 %以下、Sn :0. 1 %以下、Zn :0.01 %以 下、Co :0. 1%以下。另外，本發(fā)明中，即使在通常的鋼組成的范圍內(nèi)含有Ta、Mg、Ca、Zr、REM， 也不會損害其效果。
[0065] 接著，對本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的顯微組織及其限定理由進行說明。
[0066] 高強度冷軋鋼板的顯微組織中，主相為鐵素體且體積百分率為80%以上，馬氏體 的體積百分率為3?15%，珠光體的體積百分率為0. 5?10%。在此，體積百分率是指相 對于鋼板的整體的體積百分率。
[0067] 鐵素體的體積百分率低于80%時，存在大量硬質(zhì)的第二相，因此，存在大量與軟質(zhì) 的鐵素體的硬度差大的部位，延伸凸緣性降低。因此，鐵素體相的體積百分率設(shè)定為80%以 上。優(yōu)選為83%以上。
[0068] 馬氏體的體積百分率低于3%時，強度上升效果小，而且不能得到足夠的伸長率， 并且YR大于70%。因此，馬氏體的體積百分率設(shè)定為3%以上。另一方面，馬氏體的體積百 分率大于15%時，會使延伸凸緣性顯著降低，因此，馬氏體的體積百分率設(shè)定為15%以下。 優(yōu)選為12%以下。
[0069] 珠光體的體積百分率低于0.5%時，強度上升效果小，因此，為了使強度與成形性 的平衡良好，珠光體的體積百分率需要設(shè)定為〇. 5%以上。另一方面，珠光體的體積百分率 大于10%時，YR顯著升高，因此，珠光體的體積百分率設(shè)定為10%以下。優(yōu)選為8%以下。
[0070] 另外，鐵素體、馬氏體和珠光體以外的余量組織可以為含有貝氏體、殘余Y、球形 滲碳體等中的一種或兩種以上組織，但從延伸凸緣性的觀點出發(fā)，鐵素體、馬氏體和珠光體 以外的余量組織的體積百分率優(yōu)選為5%以下。
[0071] 馬氏體和珠光體的平均結(jié)晶粒徑?jīng)]有特別限定，但平均結(jié)晶粒徑為微細時，所產(chǎn) 生的空隙的連接受到抑制，因而延伸凸緣性提高。因此，馬氏體的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選為 10 μ m以下，珠光體的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選為5 μ m以下。
[0072] 接著，對本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法進行說明。
[0073] 對具有上述成分組成（化學(xué)成分）的鋼坯實施熱軋、酸洗后，實施冷軋，然后實施 退火。以下，具體地進行說明。
[0074] 為了防止成分的宏觀偏析，鋼坯優(yōu)選通過連鑄法來制造，但也可以通過鑄錠法、薄 板述鑄造法來制造。
[0075][熱軋工序]
[0076] 對鋼坯實施粗軋、精軋，制成熱軋板。優(yōu)選在軋制前對鋼坯進行加熱。鋼坯加熱溫 度低于IKKTC時，乳制負(fù)荷增大，生產(chǎn)率降低，超過1300°C時，加熱成本增大，因此，鋼坯加 熱溫度優(yōu)選設(shè)定為1100?1300°c?？梢岳眉訜釥t對暫時冷卻至室溫的鋼坯進行再加熱， 也可以在不將鋼坯冷卻至室溫的情況下以熱片的狀態(tài)直接裝入加熱爐中進行再加熱。另 夕卜，也可以應(yīng)用不進行鋼坯加熱而將鋼坯保溫后立即進行熱軋、或者鑄造后直接進行熱軋 的直送軋制/直接軋制等節(jié)能工藝。
[0077] 精軋結(jié)束溫度過低時，鋼板內(nèi)的組織不均勻性和材質(zhì)的各向異性增大，退火后的 伸長率和延伸凸緣性變差，因此，優(yōu)選在奧氏體單相區(qū)結(jié)束熱軋。因此，精軋結(jié)束溫度優(yōu)選 設(shè)定為830°C以上。另一方面，精軋結(jié)束溫度超過950°C時，熱軋組織變得粗大，退火后的特 性降低。因此，精軋結(jié)束溫度優(yōu)選設(shè)定為830?950°C。
[0078] 之后的冷卻方法沒有特別限定。卷取溫度也沒有限定，但卷取溫度超過700°C時， 顯著地形成粗大的珠光體，因而對退火后的鋼板的成形性帶來影響，因此，卷取溫度優(yōu)選為 700°C以下。進一步優(yōu)選為650°C以下。卷取溫度的下限也沒有特別限定，但卷取溫度過于 低溫時，過量地生成硬質(zhì)的貝氏體、馬氏體，冷軋負(fù)荷增大，因此優(yōu)選為400°C以上。
[0079][酸洗工序]
[0080] 優(yōu)選在熱軋工序后實施酸洗工序而除去熱軋板表層的氧化皮。酸洗工序沒有特別 限定，按照常規(guī)方法實施即可。
[0081] [冷軋工序]
[0082] 對于酸洗后的熱軋板，進行軋制成預(yù)定板厚的冷軋板的冷軋工序。冷軋工序沒有 特別限定，按照常規(guī)方法實施即可。
[0083] [退火工序]
[0084] 退火工序是為了使再結(jié)晶進行并且形成用于高強度化的馬氏體和珠光體的第二 相組織而實施的。為此，退火工序中，加熱至Ac1?Ac3點的溫度范圍（也稱為均熱溫度或 保持溫度）并保持，然后，從該均熱溫度起以1°C /秒?25°C /秒的平均冷卻速度冷卻至 500?550°C的溫度，然后以5°C /秒以下的平均冷卻速度進行冷卻。
[0085] 均熱溫度（保持溫度）=Ac1?Ac3點
[0086] 均熱溫度低于Ac1點時，不會生成奧氏體，因而，之后無法得到馬氏體，超過Ac 3點 時，形成粗大的奧氏體，因而，之后無法得到預(yù)定的馬氏體和珠光體的體積百分率。因此，均 熱溫度設(shè)定為Ac 1?Ac3點的范圍。優(yōu)選為Ac3點-KKTC?Ac3點。到均熱溫度為止的加 熱速度過大時，再結(jié)晶難以進行，加熱速度過小時，鐵素體晶粒變得粗大，強度降低，因此， 到均熱溫度為止的平均加熱速度優(yōu)選設(shè)定為3?30°C /秒的范圍。另外，為了使再結(jié)晶的 進行和一部分奧氏體的相變充分，均熱時間優(yōu)選設(shè)定為30秒?300秒。
[0087] 從均熱溫度起以I°C /秒?25°C /秒的平均冷卻速度冷卻至500?550°C的溫度 (一次冷卻）
[0088] 為了將退火工序后最終得到的鋼板的顯微組織控制為鐵素體的體積百分率為 80%以上、馬氏體的體積百分率為3?15%、珠光體的體積百分率為0. 5?10%，進行從上 述均熱溫度起以1°C /秒?25°C /秒的平均冷卻速度冷卻至作為一次冷卻溫度的500? 550°C的溫度的一次冷卻。
[0089] -次冷卻溫度超過550°C時，馬氏體不能充分形成，低于500°C時，珠光體不會充 分形成。通過將一次冷卻溫度規(guī)定為500?550°C的范圍，可以形成馬氏體和珠光體兩者并 調(diào)節(jié)其體積百分率。到500?550°C的溫度范圍為止的平均冷卻速度小于1°C /秒時，不會 形成以體積百分率計為3%以上的馬氏體，平均冷卻速度大于25°C/秒時，不會形成以體積 百分率計為〇. 5%以上的珠光體。因此，從均熱溫度起到500?550°C的溫度范圍為止的平 均冷卻速度需要設(shè)定為1°C /秒?25°C /秒。優(yōu)選的平均冷卻速度為15°C /秒以下。
[0090] 從一次冷卻溫度起以5°C /秒以下的平均冷卻速度進行冷卻（二次冷卻）
[0091] 冷卻至一次冷卻溫度（500?550°C )后，進行以5°C /秒以下的平均冷卻速度進 行冷卻的二次冷卻。二次冷卻的平均冷卻速度大于5°C /秒時，馬氏體的體積百分率增加， 無法得到預(yù)定的馬氏體和珠光體的體積百分率，因此，從一次冷卻溫度起的平均冷卻速度 設(shè)定為5°C/秒以下。優(yōu)選為3°C/秒以下。
[0092] 另外，可以在退火后實施表面光軋。伸長率的優(yōu)選范圍為0. 3%?2. 0%。
[0093] 需要說明的是，只要在本發(fā)明的范圍內(nèi)，則可以在退火工序中在一次冷卻后實施 熱鍍鋅而制成熱鍍鋅鋼板，另外，還可以在熱鍍鋅后實施合金化處理而制成合金化熱鍍鋅 鋼板。
[0094][實施例]
[0095] 以下，對本發(fā)明的實施例進行說明。
[0096] 但是，本發(fā)明當(dāng)然不受下述實施例的限制，也可以在可符合本發(fā)明的主旨的范圍 內(nèi)進行適當(dāng)變更來實施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。
[0097] 將表1所示的化學(xué)成分（余量成分：Fe和不可避免的雜質(zhì)）的鋼熔煉來進行鑄造， 制造厚度為230_的鋼坯，進行熱軋、酸洗、冷軋，然后，在表2所示的制造條件下實施退火， 然后實施表皮光軋（表面光軋）。另外，熱軋時的加熱溫度設(shè)定為1200°C，精軋結(jié)束溫度設(shè) 定為890°C，卷取溫度設(shè)定為600°C，制造熱乳板（板厚為3. 2mm)。
[0098] 接著，進行酸洗、冷軋，制造冷軋板（板厚為1.4_)后，實施退火、表面光軋（伸長 率為0. 7% )。表2中的冷卻速度1表示從退火時的均熱溫度起到一次冷卻溫度為止的平 均冷卻速度,冷卻速度2表示從一次冷卻溫度起到室溫為止的平均冷卻速度。另外，到均熱 溫度為止的平均加熱速度設(shè)定為KTC /秒。
[0099] 以使軋制直角方向為長度方向（拉伸方向）的方式從制造的鋼板上裁取JIS5號 拉伸試驗片，通過拉伸試驗（JIS Z224U1998))，測定屈服強度（YS)、拉伸強度（TS)、總伸 長率（EL)、屈服比（YR)。將EL為29.0%以上的鋼板作為具有良好的伸長率的鋼板，將YR 為70%以下的鋼板作為具有低屈服比的鋼板。
[0100] 關(guān)于延伸凸緣性，依照日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)（JFS T1001 (1996))，以12. 5%的間隙， 沖裁出直徑為1〇_Φ的孔，以使毛邊為沖模側(cè)的方式設(shè)置到試驗機中后，利用60°的圓錐 沖頭進行擴孔試驗，由此測定擴孔率（λ)。將λ (%)為65%以上的鋼板作為具有良好的 延伸凸緣性的鋼板。
[0101] 關(guān)于鋼板的顯微組織，通過以下方法求出鐵素體、馬氏體和珠光體的體積百分率。
[0102] 對于鋼板的顯微組織，使用3%硝酸乙醇試劑（3%硝酸+乙醇），對鋼板的軋制 方向截面（板厚1/4的深度位置）進行腐蝕，利用500倍?1000倍的光學(xué)顯微鏡觀察和 1000?100000倍的電子顯微鏡（掃描型和透射型）進行觀察，使用所拍攝的組織照片，對 鐵素體的體積百分率、馬氏體的體積百分率、珠光體的體積百分率進行定量。
[0103] 進行各12個視野的觀察，通過點計數(shù)法（依照ASTM Ε562-83 (1988))，測定面積 率，將其面積率作為體積百分率。鐵素體為稍稍黑色反差的區(qū)域，馬氏體為帶有白色反差的 區(qū)域。珠光體為層狀的組織，且為板狀的鐵素體和滲碳體交替排列的組織。
[0104] 另外，對于鐵素體、馬氏體、珠光體以外的組織，在上述光學(xué)顯微鏡或電子顯微鏡 (掃描型和透射型）的觀察中，貝氏體為包含位錯密度比多邊形鐵素體高的板狀的貝氏體 鐵素體和滲碳體的組織，球形滲碳體為具有球形化的形狀的滲碳體。
[0105] 另外，對于有無殘余奧氏體，在從表層研磨至1/4厚度的面，以Mo的Ka射線作 為射線源以50keV的加速電壓通過X射線衍射法（裝置：Rigaku公司制造的RINT2200)測 定鐵的鐵素體的{200}面、{211}面、{220}面和奧氏體的{200}面、{220}面、{311}面的 X射線衍射線的積分強度，使用這些測定值，根據(jù)非專利文獻1記載的算式求出殘余奧氏體 的體積百分率，判斷有無殘余奧氏體。
[0106] 將拉伸特性和延伸凸緣性以及鋼板組織的測定結(jié)果示于表2中。
[0107] [表 1]
[0108] (質(zhì)量 ％)

【權(quán)利要求】
1. 一種伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的低屈服比高強度冷軋鋼板，其特征在于， 鋼板的化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有C :0. 05?0. 13%、Si :0. 6?1. 2 %、Mn :1. 6? 2. 4%、P :0? 10% 以下、S :0? 0050% 以下、A1 :0? 01 ?0? 10%、N :低于 0? 0050%，并且余量由 Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 鋼板的顯微組織具有以體積百分率計含有80%以上的鐵素體、3?15%的馬氏體、 0. 5?10%的珠光體的復(fù)合組織， 屈服比為70%以下，且拉伸強度為590MPa以上。
2. -種伸長率和延伸凸緣性優(yōu)良的低屈服比高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在 于，在對具有權(quán)利要求1所述的化學(xué)成分的鋼坯實施熱軋、冷軋后，加熱至ACl?Ac3點的 溫度范圍并保持，然后，從所述保持溫度起以1°C /秒?25°C /秒的平均冷卻速度冷卻至 500?550°C的溫度，然后以5°C /秒以下的平均冷卻速度進行冷卻。
【文檔編號】C21D9/46GK104350170SQ201280073571
【公開日】2015年2月11日 申請日期:2012年6月1日 優(yōu)先權(quán)日:2012年6月1日
【發(fā)明者】高島克利, 田路勇樹, 長谷川浩平 申請人:杰富意鋼鐵株式會社