冷軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】一種延性和拉伸凸緣性優(yōu)異的高強(qiáng)度冷軋鋼板，以質(zhì)量％計(jì)具有C：0.06～0.3％、Si：0.6～2.5％、Mn：0.6～3.5％、Ti：0～0.08％、Nb：0～0.04％、Ti+Nb：0～0.10％、sol.Al：0～2.0％、Cr：0～1％、Mo：0～0.3％、V：0～0.3％、B：0～0.005％、Ca：0～0.003％、REM：0～0.003％、余量Fe+雜質(zhì)的化學(xué)組成，具有主相為由合計(jì)40面積％以上的馬氏體和/或貝氏體形成的顯微組織，具有以取向組{100}<011>～{211}<011>的X射線強(qiáng)度的平均相對于不具備織構(gòu)的無規(guī)組織的X射線強(qiáng)度的平均的比計(jì)不足6的織構(gòu)。
【專利說明】冷軋鋼板及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及冷軋鋼板及其制造方法。更詳細(xì)而言，本發(fā)明涉及具有高強(qiáng)度并具有 優(yōu)異的加工性的冷軋鋼板及其穩(wěn)定性優(yōu)異的制造方法。

【背景技術(shù)】
[0002] 關(guān)于用于使冷軋鋼板的機(jī)械特性上升的技術(shù)，下述專利文獻(xiàn)1中示出以貝氏體鐵 素體為主相、以3%以上的比例含有的板條狀的奧氏體、以1%?（板條狀殘留奧氏體占空 系數(shù)（area occupancy ratio) X 1/2)的比例含有塊狀的奧氏體，制成伸長率和拉伸凸緣性 優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板。然而，該鋼板中的塊狀奧氏體的粒徑為2. 2μπι?20μπι左右、是粗大 的，因此認(rèn)為對鋼板的成形性產(chǎn)生不良影響。
[0003] 專利文獻(xiàn)2中示出了使用通過在熱軋后短時間內(nèi)開始冷卻從而制造的熱軋鋼板 進(jìn)行冷軋的方法。例如，公開了熱軋后以400°C /秒以上的冷卻速度在0. 4秒鐘以內(nèi)冷卻至 720°C以下，從而制造具有以平均晶體粒徑小的鐵素體為主相的微細(xì)組織的熱軋鋼板，對該 熱軋鋼板實(shí)施通常的冷軋和退火，制造冷軋鋼板。以下，也將上述熱軋鋼板的制造方法稱為 立即驟冷法。
[0004] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0005] 專利文獻(xiàn)
[0006] 專利文獻(xiàn)1 :日本特開2007-321236號公報
[0007] 專利文獻(xiàn)2 :國際公開第2007/015541號小冊子


【發(fā)明內(nèi)容】

[0008] 根據(jù)專利文獻(xiàn)2所公開的方法，即便不含有析出元素也可以實(shí)現(xiàn)組織的微細(xì)化， 可以制造具有優(yōu)異的延性的冷軋鋼板。對于所得到的冷軋鋼板，作為其原材料的熱軋鋼板 具有微細(xì)的組織，因此冷軋以及再結(jié)晶后也具有微細(xì)的組織。因此，由此產(chǎn)生的奧氏體也是 微細(xì)的，得到具有微細(xì)的組織的冷軋鋼板。然而，冷軋后的退火方法為通常的方法，因此退 火時的加熱工序中發(fā)生再結(jié)晶，在再結(jié)晶終止后，以再結(jié)晶后的組織的晶界為成核位點(diǎn)發(fā) 生奧氏體相變。即熱軋鋼板中存在的大角度晶界、微細(xì)的碳化物顆粒以及低溫相變相等奧 氏體相變的優(yōu)先成核位點(diǎn)的大部分在退火時的加熱中消失，然后發(fā)生奧氏體相變。因此，根 據(jù)專利文獻(xiàn)2中所公開的方法得到的冷軋鋼板雖然具有微細(xì)的組織，但退火過程中的奧氏 體粒的微細(xì)化在以再結(jié)晶后的組織為前提的方面受到制約，因此難以稱之為將熱軋鋼板具 有的微細(xì)的組織充分地活用于冷軋以及退火后的組織的微細(xì)化。尤其，在奧氏體單相域進(jìn) 行退火時，難以將熱軋鋼板的微細(xì)的組織活用于冷軋以及退火后的組織的微細(xì)化。
[0009] 本發(fā)明的目的在于，不依賴于大量添加已知對組織的微細(xì)化有效的Ti、Nb等析出 元素，也可以將冷軋以及退火后的組織有效地微細(xì)化，由此提供高強(qiáng)度并且延性以及拉伸 凸緣性也優(yōu)異的冷軋鋼板及其制造方法。
[0010] 作為高強(qiáng)度并且用于得到優(yōu)異的延性以及拉伸凸緣性的組織，本發(fā)明人等關(guān)注于 制成以低溫相變相的馬氏體以及貝氏體中的1種或2種為主相的復(fù)合組織、并且抑制特定 的織構(gòu)的發(fā)展。
[0011] 此外，鐵素體那樣的軟質(zhì)相、殘留奧氏體混合存在的組織通常擔(dān)心拉伸凸緣性 (擴(kuò)孔性）的降低，因此基于通過鐵素體的微細(xì)化、殘留奧氏體的形態(tài)控制來極力抑制拉伸 凸緣性的降低的材質(zhì)設(shè)計(jì)思想而進(jìn)行研究。
[0012] 作為用于得到這樣的組織的手法，冷軋后的退火工序中，新意地嘗試在再結(jié)晶終 止前進(jìn)行奧氏體相變而不是在再結(jié)晶終止后進(jìn)行奧氏體相變的以往的退火方法，同時還為 了抑制特定的織構(gòu)的發(fā)展而在適度的高溫域?qū)嵤┩嘶稹?br> [0013] 其結(jié)果，得到以下的新的見解。
[0014] 1)在再結(jié)晶終止后進(jìn)行奧氏體相變的以往的退火方法中，以再結(jié)晶后的組織的晶 界為成核位點(diǎn)發(fā)生奧氏體相變，因此退火過程中的奧氏體粒（退火后的原奧氏體粒，以下 也稱為"原奧氏體粒"）的微細(xì)化在以源自再結(jié)晶后的組織的奧氏體相變?yōu)榍疤岬姆矫媸艿?制約。
[0015] 與之相對，若采用快速加熱至奧氏體生成的溫度域而在再結(jié)晶終止前進(jìn)行奧氏 體相變的退火方法，由熱軋鋼板中的作為奧氏體相變的優(yōu)先成核位點(diǎn)的大角度晶界、微細(xì) 的碳化物顆粒和低溫相變相發(fā)生奧氏體相變，因此退火過程中的奧氏體粒被飛躍性地微細(xì) 化。其結(jié)果，退火后的冷軋鋼板的組織被有效地微細(xì)化。
[0016] 2)另一方面，這種快速加熱至奧氏體生成的溫度域而在再結(jié)晶終止前進(jìn)行奧氏體 相變的退火方法中，加工鐵素體組織容易殘留，因此表現(xiàn)出特定的織構(gòu)發(fā)展、鋼板的加工性 降低的傾向。
[0017] 對此，若在適度的高溫域?qū)嵤┩嘶?，則可維持微細(xì)的組織并且促進(jìn)加工鐵素體組 織的再結(jié)晶、奧氏體化，因此組織的微細(xì)化使得特定的織構(gòu)的發(fā)展被抑制，可以確保優(yōu)異的 延性以及拉伸凸緣性。
[0018] 3)通過含有富于延性的鐵素體從而可以使冷軋鋼板的延性上升，但含有鐵素體那 樣的軟質(zhì)相的組織由于在加工鋼板時容易從軟質(zhì)相與硬質(zhì)相的界面產(chǎn)生裂紋，通常擔(dān)心拉 伸凸緣性的降低。
[0019] 然而，如上所述，通過將退火后的冷軋鋼板的組織有效地微細(xì)化，鐵素體也微細(xì) 化。由此，在加工鋼板時有效地抑制微細(xì)的裂紋的產(chǎn)生和發(fā)展，抑制拉伸凸緣性的降低。因 此，通過含有微細(xì)的鐵素體，可以實(shí)現(xiàn)延性的上升、并且確保優(yōu)異的拉伸凸緣性。
[0020] 4)通過含有基于加工誘發(fā)相變而體現(xiàn)延性上升作用的殘留奧氏體，可以進(jìn)一步提 高冷軋鋼板的延性。然而，加工誘發(fā)相變使得殘留奧氏體相變?yōu)橛操|(zhì)的馬氏體，這是加工鋼 板時的裂紋產(chǎn)生的原因，因此含有殘留奧氏體的組織通常擔(dān)心使拉伸凸緣性降低。
[0021] 關(guān)于這一點(diǎn)，由冷軋后的退火工序中在再結(jié)晶終止前進(jìn)行奧氏體相變的退火方 法得到的鋼板中，所有殘留奧氏體中長徑比不足5的塊狀的殘留奧氏體占據(jù)的比率增 力口。認(rèn)為這是由于通過原奧氏體粒的微細(xì)化，使在原奧氏體晶界上、在包邊界上（packet boundary)或塊邊界上存在的殘留奧氏體增加，在貝氏體、馬氏體的板條間生成的殘留奧氏 體減少。與在貝氏體、馬氏體的板條間生成的殘留奧氏體相比，這樣的塊狀的殘留奧氏體對 于加工應(yīng)變的穩(wěn)定性高、使在高應(yīng)變區(qū)域的加工硬化系數(shù)增加。因此，有效地提高鋼板的延 性。
[0022] 而且，如上所述，由于退火后的冷軋鋼板的組織被有效地微細(xì)化，使得殘留奧氏體 微細(xì)化且長徑比不足5的塊狀的殘留奧氏體的比率增加，從而抑制冷軋鋼板的拉伸凸緣性 的降低。因此，通過含有微細(xì)并且長徑比低的殘留奧氏體，可以實(shí)現(xiàn)冷軋鋼板延性的進(jìn)一步 上升并且確保優(yōu)異的拉伸凸緣性。
[0023] 5)如上所述，對于冷軋后的退火工序中在再結(jié)晶終止前進(jìn)行奧氏體相變的退火方 法，由熱軋鋼板中的作為奧氏體相變的優(yōu)先成核位點(diǎn)的大角度晶界、微細(xì)的碳化物顆粒以 及低溫相變相生成奧氏體相變的核，實(shí)現(xiàn)原奧氏體粒有效的微細(xì)化。因此，作為熱軋鋼板的 制造方法，優(yōu)選為得到高密度地包含這些奧氏體相變的優(yōu)先成核位點(diǎn)的熱軋鋼板的、專利 文獻(xiàn)2中記載的制造方法。通過對采用專利文獻(xiàn)2中記載的制造方法而得到的熱軋鋼板應(yīng) 用上述退火方法，退火過程中奧氏體粒被進(jìn)一步微細(xì)化，退火后的冷軋鋼板的組織被進(jìn)一 步微細(xì)化。
[0024] 上述的組織的微細(xì)化的結(jié)果，發(fā)現(xiàn)可以使冷軋鋼板的延性飛躍性地上升、并且顯 著提高延性與拉伸凸緣性的平衡。
[0025] -方面，本發(fā)明涉及一種冷軋鋼板，其特征在于，具有以質(zhì)量％計(jì)為C :0.06? 0· 3%、Si :0· 6 ?2· 5%、Mn :0· 6 ?3· 5%、P :0· 1% 以下、S :0· 05% 以下、Ti :0 ?0· 08%、 Nb :0 ?0· 04%、Ti 以及 Nb 的合計(jì)含量：0 ?0· 10%、sol. A1 :0 ?2. 0%、Cr :0 ?1%、Μο : 0 ?0· 3%、V :0 ?0· 3%、B :0 ?0· 005%、Ca :0 ?0· 003%、REM :0 ?0· 003%、余量為 Fe 以及雜質(zhì)的化學(xué)組成；具有含有合計(jì)為40面積％的馬氏體以及貝氏體中的1種或2種作為 主相的顯微組織；在板厚的1/2深度位置，具有以取向組{100} < 011 >?{211} < 011 > 的X射線強(qiáng)度的平均相對于不具有織構(gòu)的無規(guī)組織的X射線強(qiáng)度的平均的比計(jì)不足6的織 構(gòu)。
[0026] 顯微組織中的主相意味著以面積分?jǐn)?shù)計(jì)最大的相，第2相意味著包含除此以外的 全部相。
[0027] 優(yōu)選方式中，本發(fā)明的冷軋鋼板還具有下述（1)?（8)中記載的1個或2個以上 的特征。
[0028] (1)前述顯微組織含有3%以上的鐵素體作為第2相，并且滿足下述式（1):
[0029] dF ^ 4. 0 · · · (1)
[0030] 上述式中，dF為以傾角15°以上的大角度晶界規(guī)定的鐵素體的平均粒徑（單位： μ m)。
[0031] ⑵顯微組織含有3面積％以上的殘留奧氏體作為第2相，并且滿足下述式⑵以 及⑶：
[0032] dAs Ο · · (2)
[0033] rAs 彡 50 · · · (3)
[0034] 上述式中，dAs為長徑比不足5的殘留奧氏體的平均粒徑（單位：μ m)，rAs為長徑 比不足5的殘留奧氏體相對于所有殘留奧氏體的面積分?jǐn)?shù)（％ )。
[0035] (3)前述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有選自由Ti :0.005?0.08 %以及Nb :0.003? 0. 04%組成的組中的1種或2種。
[0036] (4)前述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有sol. A1 :0· 1?2. 0%。
[0037] (5)前述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有選自由Cr :0. 03?1%、Μο :0. 01?0. 3%以及 V :0. 01?0. 3%組成的組中的1種或2種以上。
[0038] (6)前述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有B :0. 0003?0. 005%。
[0039] (7)前述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有選自由Ca :0.0005?0.003 %以及REM: 0. 0005?0. 003%組成的組中的1種或2種。
[0040] (8)在鋼板表面具有鍍層。
[0041] 從另一側(cè)面出發(fā)，本發(fā)明涉及一種冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，具有下述工 序㈧以及（B):
[0042] (A)冷軋工序，對具有上述化學(xué)組成的熱軋鋼板實(shí)施冷軋而制成冷軋鋼板；以及
[0043] ⑶以下述條件對工序㈧中得到的冷軋鋼板實(shí)施熱處理的退火工序：以15°C / 秒以上的平均加熱速度條件對前述冷軋鋼板進(jìn)行加熱使得在達(dá)到（AClA+10°C)時未發(fā)生 奧氏體相變的區(qū)域中占有的未再結(jié)晶率為30面積％以上，之后在（0. 3 XACl點(diǎn)+0. 7 XAc3 點(diǎn)）以上且（Ac3點(diǎn)+100°C )以下的溫度域保持30秒鐘以上，然后650°C以下且500°C以上 的溫度域以l〇°C /秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻。
[0044] 優(yōu)選方式中，本發(fā)明的冷軋鋼板的制造方法還具有下述（9)?（13)中的1個或2 個以上的特征。
[0045] (9)前述熱軋鋼板為通過在熱軋終止后在300°C以下卷取，然后在500?700°C的 溫度域?qū)嵤崽幚矶玫降摹?br> [0046] (10)前述熱軋鋼板為通過在Ar3點(diǎn)以上終止軋制的熱軋終止后自軋制終止溫度至 (軋制終止溫度_l〇〇°C )的溫度域以滿足下述式（4)的冷卻速度（Crate)進(jìn)行冷卻的熱軋 工序而得到的、以傾角15°以上的大角度晶界規(guī)定的BCC相的平均晶體粒徑為6 μ m以下的 熱軋鋼板。
[0047] IC(T) = 0· 1-3X 1(Γ3 · T+4X 1(Γ5 · Τ2-5Χ 1(Γ7 · Τ3+5Χ 1(Γ9 · Τ4-7Χ 1(Γη · T5
[0048]

【權(quán)利要求】
1. 一種冷軋鋼板，其特征在于，具有以質(zhì)量％計(jì)為c :0. 06?0. 3%、Si :0. 6?2. 5%、 Μη :0. 6 ?3. 5%、P :0. 1% 以下、S :0. 05% 以下、Ti :0 ?0. 08%、Nb :0 ?0. 04%、Ti 以及 Nb 的合計(jì)含量：〇 ?〇· 10%、sol. A1 :0 ?2. 0%、Cr :0 ?1%、Μο :0 ?0· 3%、V :0 ?0· 3%、 B :0?0· 005%、Ca :0?0· 003%、REM :0?0· 003%、余量為Fe以及雜質(zhì)的化學(xué)組成； 具有含有合計(jì)為40面積％以上的馬氏體以及貝氏體中的1種或2種作為主相的顯微 組織； 在板厚的1/2深度位置，具有以取向組{100} < 011 >?{211} < 011 >的乂射線強(qiáng) 度的平均相對于不具有織構(gòu)的無規(guī)組織的X射線強(qiáng)度的平均的比計(jì)不足6的織構(gòu)。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋鋼板，其中，所述顯微組織含有3面積％以上的鐵素體作 為第2相、并且滿足下述式（1): dF < 4. 0 · · · (1) 式（1)中，dF為以傾角15°以上的大角度晶界規(guī)定的鐵素體的平均粒徑（單位：μ m)。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的冷軋鋼板，其中，所述顯微組織含有3面積％以上的殘留 奧氏體作為第2相、并且滿足下述式（2)以及（3): dAs < 1. 5 · · · (2) rAs ^ 50 · · · (3) 式（2)、（3)中，dAs為長徑比不足5的殘留奧氏體的平均粒徑（單位：μ m)、rAs為長徑 比不足5的殘留奧氏體相對于所有殘留奧氏體的面積分?jǐn)?shù)（％ )。
4. 根據(jù)權(quán)利要求1?3中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其中，所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有 選自由Ti :0.005?0.08%以及Nb :0.003?0.04%組成的組中的1種或2種。
5. 根據(jù)權(quán)利要求1?4中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其中，所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有 sol. A1 :0· 1 ?2. 0%。
6. 根據(jù)權(quán)利要求1?5中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其中，所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有 選自由〇:0.03?1%、]?〇:0.01?0.3%以及￥ :0.01?0.3%組成的組中的1種或2種 以上。
7. 根據(jù)權(quán)利要求1?6中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其中，所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有 B :0· 0003 ?（λ 005%。
8. 根據(jù)權(quán)利要求1?7中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其中，所述化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)含有 選自由Ca :0. 0005?0. 003%以及REM :0. 0005?0. 003%組成的組中的1種或2種。
9. 根據(jù)權(quán)利要求1?8中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板，其中，在鋼板表面具有鍍層。
10. -種冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，具有下述工序（A)以及（B): (A) 冷軋工序，對具有權(quán)利要求1和4?8中任一項(xiàng)所述的化學(xué)組成的熱軋鋼板實(shí)施冷 軋而制成冷軋鋼板；以及 (B) 以下述條件對工序㈧中得到的冷軋鋼板實(shí)施熱處理的退火工序：以15°C /秒以 上的平均加熱速度條件加熱所述冷軋鋼板使得在達(dá)到（AClA+10°C)時未發(fā)生奧氏體相變 的區(qū)域中占有的未再結(jié)晶率為30面積％以上，之后在（0. 3XAClA+0. 7XAc3A)以上且 (Ac3點(diǎn)+KKTC )以下的溫度域保持30秒鐘以上，然后將650°C以下且500°C以上的溫度域 的平均冷卻速度設(shè)為10°C /秒以上，冷卻該鋼板。
11. 根據(jù)權(quán)利要求10所述的冷軋鋼板的制造方法，其中，所述熱軋鋼板為通過在熱軋 終止后在300°C以下卷取，然后在500?700°C的溫度域?qū)嵤崽幚矶玫降摹?br> 12. 根據(jù)權(quán)利要求10或11所述的冷軋鋼板的制造方法，其中，所述熱軋鋼板為通過在 Ar3點(diǎn)以上終止軋制的熱軋終止后自軋制終止溫度至（軋制終止溫度-KKTC)的溫度域以 滿足下述式（4)的冷卻速度（Crate)進(jìn)行冷卻的熱軋工序而得到的、以傾角15°以上的大 角度晶界規(guī)定的BCC相的平均粒徑為6 μ m以下的鋼板， IC(T) = 0· 1-3X 1(Γ3 · T+4X 1(Γ5 · Τ2-5Χ 1(Γ7 · Τ3+5Χ 1(Γ9 · Τ4-7Χ 1(Γη · T5 iris Γ ---<4 (4) I CmtiOT-ICCT) w 上述式（4)中， Crate (T)為冷卻速度（°C /s)(正值）， T為將軋制終止溫度設(shè)為零的相對溫度（°C、負(fù)值）， 存在Crate為零的溫度時，將該溫度下的停留時間（At)除以IC(T)得到的值以該區(qū) 間的積分的方式相加。
13. 根據(jù)權(quán)利要求12所述的冷軋鋼板的制造方法，其中，在所述溫度域的冷卻包括以 400°C /秒以上的冷卻速度開始冷卻，以該冷卻速度冷卻30°C以上的溫度區(qū)間。
14. 根據(jù)權(quán)利要求12所述的冷軋鋼板的制造方法，其中，在所述溫度域的冷卻包括利 用水冷以400°C /秒以上的冷卻速度開始冷卻，以該冷卻速度冷卻30°C以上且80°C以下的 溫度區(qū)間之后，設(shè)置〇. 2?1. 5秒的水冷停止期間，其間進(jìn)行板形狀的測量，然后以50°C / 秒以上的速度冷卻。
15. 根據(jù)權(quán)利要求10?14中任一項(xiàng)所述的冷軋鋼板的制造方法，其在所述工序（B)之 后還具有對冷軋鋼板實(shí)施鍍覆處理的工序。
【文檔編號】C22C38/00GK104254630SQ201380021327
【公開日】2014年12月31日 申請日期:2013年2月13日 優(yōu)先權(quán)日:2012年2月22日
【發(fā)明者】畑顯吾, 富田俊郎, 今井規(guī)雄, 芳賀純, 西尾拓也 申請人:新日鐵住金株式會社