冷軋鋼板、鍍敷鋼板和它們的制造方法
【專利摘要】一種冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，含有：C：0.020％以上、0.080％以下、Si：0.20％以上、1.00％以下、Mn：0.80％以上、2.30％以下、Al：0.010％以上、0.100％以下，而且含有Nb和Ti中的至少一方，并使得滿足0.005％≤Nb+Ti＜0.030％的條件，金屬組織包含鐵素體、貝氏體和其他相，所述鐵素體的面積率為80％以上且小于95％，未再結晶鐵素體在所述鐵素體中所占的面積率為1％以上且小于10％，所述貝氏體的面積率為5％～20％，所述其他相的分數(shù)的合計不到8％，含有Nb和Ti的一方或兩方的碳氮化物的當量圓直徑為1nm～10nm，抗拉強度為590MPa以上。
【專利說明】冷軋鋼板、鍍敷鋼板和它們的制造方法 【技術領域】
[〇〇〇1] 本發(fā)明涉及適合于汽車用鋼板的用途，特別是適合于結構構件（例如，托架）的、 延展性和放邊性優(yōu)異的高強度冷軋鋼板、鍍敷鋼板以及它們的制造方法。
[0002] 本申請基于2012年2月13日在日本申請的專利申請2012-028271號要求優(yōu)先權， 將其內(nèi)容援引于此。 【背景技術】
[0003] 近年來，汽車制造商為了應對2012年歐洲的C02排放限制強化、2015年日本的油 耗限制強化、還有歐洲的碰撞限制強化等，以由車體輕量化帶來的燃油經(jīng)濟性提高和碰撞 安全性提高為目的，快速推進著使用鋼材的高強度化。這樣的高強度鋼板被稱為"高強鋼"， 主要是抗拉強度為440?590MPa，進而最近超過590MPa的薄鋼板的訂貨量呈逐年增加的趨 勢。其中，托架等的結構構件，從其加工方法的觀點出發(fā)要求優(yōu)異的延展性和放邊性。一般 認為，在抗拉強度和總伸長率的積為17000MPa · %以上的情況下延展性優(yōu)異，在抗拉強度 為590MPa級的情況下若擴孔率為80%以上則放邊性優(yōu)異。
[0004] 一般地，若抗拉強度增加則屈服強度也增加，因此延展性降低，進而放邊成形性受 到損害。以往，含有鐵素體和馬氏體這兩相的DP(雙相：Dual Phase)鋼的情況下，雖然延 展性優(yōu)異，但是容易引起由在軟質(zhì)相鐵素體和硬質(zhì)相馬氏體的界面附近的局部的應變集中 導致的微裂紋的產(chǎn)生和進展，所以認為是不利于擴孔性的顯微組織形態(tài)。因此，認為要提高 擴孔性則顯微組織間的硬度差越小越有利，鐵素體或貝氏體單相鋼之類的具有均勻的組織 的鋼板處于優(yōu)越地位。從上述觀點出發(fā)，要使得延展性和擴孔性兼?zhèn)?，則與希望得到的抗拉 強度相配的構成相分數(shù)的控制變得重要。
[0005] 迄今為止，作為兼?zhèn)溲诱剐院头胚呅缘母邚姸蠕摪?，曾提出了積極地活用了析出 強化的鋼板（例如，參照專利文獻1和2)。
[0006] 但是，在專利文獻1中提出的冷軋鋼板，由于大致在鐵素體單相區(qū)退火，因此基本 上無法活用由貝氏體帶來的組織強化，因此為了謀求高強度化，為了積極地活用析出強化， 必須添加大量的Ti和其他的析出元素。不僅花費合金成本，而且由于Ti、Nb這些析出元素 也是抑制再結晶元素，因此如果大量添加那些元素則退火中的再結晶顯著延遲，因此為了 使未再結晶鐵素體的面積率為25%以下，需使退火工序中的升溫速度極慢?；蛘?，設想到需 要使在最高加熱溫度下的滯留時間極長，生產(chǎn)率受損。另外，在專利文獻2中提出的冷軋鋼 板，因為與專利文獻1同樣地積極地活用了析出強化，所以必須添加大量的Ti和其他的析 出元素。不僅花費合金成本，而且如果大量添加那些元素則退火中的再結晶顯著延遲，因此 為了使未再結晶鐵素體的面積率為25%以下，需要使退火工序中的最高加熱溫度極高?；?者，在最高加熱溫度剛剛高于A Cl相變溫度的情況使升溫速度極慢?；蛘咴O想到需要使在 最高加熱溫度下的滯留時間極長，生產(chǎn)率受損。
[0007] 另外，曾提出了通過積極地活用未再結晶鐵素體，使鐵素體和硬質(zhì)相的硬度差減 少，從而使放邊性提高的鋼板（例如，參照專利文獻3?5)。
[0008] 但是，為了積極地活用未再結晶鐵素體，需要大量添加 Nb和Ti這些抑制再結晶元 素，因此不僅花費合金成本，而且需要加快退火工序中的升溫速度，需要設備投資。
[0009] 在先技術文獻
[0010] 專利文獻
[0011] 專利文獻1 :日本國特開2010-285656號公報
[0012] 專利文獻2 :日本國特開2010-285657號公報
[0013] 專利文獻3 :日本國特開2008-106352號公報
[0014] 專利文獻4 :日本國特開2008-190032號公報
[0015] 專利文獻5 :日本國特開2009-114523號公報
【發(fā)明內(nèi)容】

[〇〇16] 本發(fā)明的課題是穩(wěn)定且不損害生產(chǎn)率地提供延展性和放邊性優(yōu)異的高強度冷軋 鋼板、鍍敷鋼板。
[0017] 本發(fā)明是通過為了解決課題而進行的研究而創(chuàng)作的，所述課題是提高抗拉強度為 590MPa以上的高強度冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板和合金化熱浸鍍鋅鋼板的延展性和放邊性。 艮P，通過合金元素量最佳化，特別是主動地添加 Si、并將Nb和Ti的添加量最佳化，來使顯微 組織合適化，并且將退火工序中的最高加熱溫度控制在ACl[°C ]?（ACl+40) [°C ]的溫度范 圍，并規(guī)定退火后的一次冷卻的終點溫度和冷卻速度。由此，盡管活用了貝氏體，但是通過 微細地控制含有Nb和Ti的一方或兩方的碳氮化物的當量圓直徑，能夠得到適當控制未再 結晶鐵素體量的充分的抑制再結晶效果，能夠制造與以往相比具有優(yōu)異的延展性和放邊性 的鋼板，本發(fā)明是基于以上見解完成的，其要旨如下。
[0018] (1)本發(fā)明的第一方式涉及的冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，含有：
[0019] C :0· 020% 以上、0· 080% 以下、
[0020] Si :0· 20% 以上、1. 00% 以下、
[0021] Μη :0· 80% 以上、2. 30% 以下、
[0022] Ρ :0· 0050% 以上、0· 1500% 以下、
[0023] S :0· 0020% 以上、0· 0150% 以下、
[0024] Α1 :0· 010% 以上、0· 100% 以下、
[0025] Ν :0· 0010% 以上、0· 0100% 以下，
[0026] 而且，含有Nb和Ti中的至少一方，并使得滿足0.005 % <Nb+Ti < 0.030 %的條 件，
[0027] 余量包含鐵和不可避免的雜質(zhì)，
[0028] 金屬組織包含鐵素體、貝氏體和其他相，
[0029] 所述其他相包含珠光體、殘余奧氏體和馬氏體，
[0030] 所述鐵素體的面積率為80%以上且小于95%，
[0031] 未再結晶鐵素體在所述鐵素體中所占的面積率為1%以上且小于10%，
[0032] 所述貝氏體的面積率為5%?20%，
[0033] 所述其他相的分數(shù)的合計不到8%，
[0034] 含有Nb和Ti的一方或兩方的碳氮化物的當量圓直徑為lnm?10nm，
[0035] 抗拉強度為590MPa以上。
[0036] (2)上述⑴所述的冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，也可以還含有
[0037] Mo :0· 005% 以上、1. 000% 以下、
[0038] W :0· 005% 以上、1. 000% 以下、
[0039] V :0· 005% 以上、1. 000% 以下、
[0040] B :0· 0005% 以上、0· 0100% 以下、
[0041] Ni :0· 05% 以上、1. 50% 以下、
[0042] Cu :0· 05% 以上、1. 50% 以下、
[0043] Cr :0· 05% 以上、1. 50% 以下
[0044] 中的一種或兩種以上。
[0045] (3)本發(fā)明的第二方式涉及的鍍敷鋼板，可以在上述（1)或（2)所述的冷軋鋼板的 表面設有鍍層。
[0046] (4)本發(fā)明的第三方式涉及的冷軋鋼板的制造方法，可以包括下述過程：
[0047] 將具有上述（1)或（2)所記載的化學成分的鋼片加熱至1150°C?1280°C，
[0048] 在Ar3°C?1050°C的溫度完成終軋，
[0049] 在450°C?650°C的溫度區(qū)域卷取，將所卷取的熱軋鋼板酸洗后，以40%?70%的 壓下率冷軋，然后以2°C /秒?5°C /秒的速度升溫到ACl°C?（ACl+40) °C的溫度范圍內(nèi)，
[0050] 將所述冷軋鋼板的溫度為ACl°C?（ACl+40) °C的溫度范圍內(nèi)的滯留時間設為10 秒?200秒來進行退火，
[0051] 在所述退火后、直至常溫的過程中，在所述退火后緊接著以10°C /秒以下的冷卻 速度一次冷卻到600°C?720°C的鋼板溫度范圍內(nèi)，
[0052] 在此，Ar3°C和ACl°C是由以下的1式和2式求得的Ar 3相變溫度和ACl相變溫度，
[0053] Ar3 = 910-325 X [C] +33 X [Si] +287 X [P] +40 X [A1] -92 X
[0054] ([Mn] + [Mo] + [Cu])-46X ([Cr] + [Ni])... (1 式），
[0055] ACl = 723+212 X [C] -10. 7 X [Μη] +29. 1 X [Si]…（2 式），
[0056] 其中，帶有□的元素表示各元素的以質(zhì)量％計的含量。
[0057] (5)本發(fā)明的第四方式涉及的鍍敷鋼板的制造方法，可以將采用上述（4)所述的 方法制造的冷軋鋼板退火后冷卻，接著實施鍍敷。
[0058] (6)上述（5)所述的鍍敷鋼板的制造方法，也可以對所述鍍敷鋼板在450°C? 600°C的溫度范圍進行10秒以上的熱處理。
[0059] 根據(jù)本發(fā)明，能夠提供抗拉強度為590MPa以上，延展性和放邊性優(yōu)異的高強度冷 軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板和合金化熱浸鍍鋅鋼板，產(chǎn)業(yè)上的貢獻極為顯著。 【專利附圖】

【附圖說明】
[0060] 圖1是表示退火中的最高加熱溫度、特別是在ACl相變點以上時與未再結晶鐵素 體的面積率的關系的說明圖。
[0061] 圖2是表示未再結晶鐵素體的面積率與擴孔率λ的關系的說明圖。
[0062] 圖3是表示退火中的最高加熱溫度、特別是在ACl相變點以上時與貝氏體的面積 率的關系的說明圖。
[0063] 圖4是表示貝氏體的面積率與擴孔率λ的關系的說明圖。
[0064] 圖5是表示退火中的最高加熱溫度、特別是在ACl相變點以上時與碳氮化物的當 量圓直徑的關系的說明圖。
[0065] 圖6是表示碳氮化物的當量圓直徑與未再結晶鐵素體的面積率的關系的說明圖。
[0066] 圖7是表示其他相的合計與擴孔率λ的關系的說明圖。 【具體實施方式】
[0067] 以下，對本發(fā)明詳細地說明。
[0068] 首先，對本發(fā)明中的鋼成分的限定理由進行說明。
[〇〇69] C是有助于抗拉強度和屈服強度提升的元素，根據(jù)作為目標的強度水平添加適當 的量。另外，對獲得貝氏體也很有效。C量如果不到0.020%，則要得到目標的抗拉強度和 屈服強度就變得困難，因此將下限設為〇. 020%。另一方面，如果C量超過0. 080%，則招致 延展性、擴孔性和焊接性的劣化，因此以0. 080%為上限。另外，為了穩(wěn)定確?？估瓘姸群?屈服強度，也可以將C的下限設為0.030 %或0.040 %，也可以將C的上限設為0.070 %或 0· 060%。
[0070] Si是本發(fā)明中非常重要的元素。具有通過利用固溶強化使鐵素體相硬化，減少與 硬質(zhì)相的硬度差，從而使放邊性提高的效果。為了獲得其效果，必須將Si量設為0. 20% 以上，因此將下限設為0.20%。另一方面，Si有時產(chǎn)生施加熱浸鍍鋅時的鍍敷潤濕性的 降低以及由合金化反應的延遲導致的生產(chǎn)率的降低的問題。因此，將Si量的上限設為 1.00%。另外，Si是鐵素體穩(wěn)定化元素，為了獲得適當?shù)牧康呢愂象w，也可以將Si的下限 設為〇. 30 %或0. 40 %，也可以將Si的上限設為0. 90 %或0. 80%。
[0071] Μη作為有助于固溶強化的元素不僅具有使強度增加的作用，對獲得貝氏體也很有 效。另外，為了擴孔性的提高，必須含有0.80%以上的Μη。另一方面，如果Μη量超過2. 30%， 則招致擴孔性和焊接性的劣化，因此以2. 30%為上限。另外，為了穩(wěn)定地獲得貝氏體，也可 以將Μη的下限設為1. 00%、1. 20%或1. 80%，也可以將Μη的上限設為2. 10%或2. 00%。
[0072] Ρ是雜質(zhì)，由于在晶界偏析，因此招致鋼板的韌性的降低、焊接性的劣化。而且， 在熱浸鍍鋅時合金化反應變得極慢，生產(chǎn)率降低。從這些觀點出發(fā)，將Ρ量的上限設為 0.1500%。由于Ρ是廉價地提高強度的元素，所以將Ρ量的下限設為0.0050%以上。另外， 為了韌性和焊接性的進一步提高，也可以將Ρ的下限設為0. 0060 %或0. 0070%，也可以將 Ρ的上限設為〇· 1000 %或0.0850%。
[0073] S是雜質(zhì)，如果其含量超過0. 0150%，則誘發(fā)熱裂紋，或使可加工性劣化，因此將S 量的上限設為0.0150%。在生產(chǎn)成本的制約方面，將S量的下限設為0.0020%。另外，為 了可加工性的提高，也可以將S的下限設為0. 0025%，也可以將S的上限設為0. 0100 %或 0· 0080%。
[0074] Α1與Si同樣是鐵素體穩(wěn)定化元素。另外，還是脫氧元素，下限從脫氧的觀點出發(fā) 設為0. 010%以上。另外，過量的A1的添加，會使焊接性劣化，因此將其上限設為0. 100%。 另外，也可以將A1的下限設為0. 015 %或0. 025%，也可以將A1的上限設為0. 080%、 0· 060%或 0· 040%。
[0075] N是雜質(zhì)，如果N量超過0. 0100%，則韌性、延展性的劣化、鋼片的裂紋的發(fā)生會 變得顯著。再者，N與C同樣對抗拉強度和屈服強度的提升很有效，因此將N量的上限設為 0.0100%來主動地添加。另外，對獲得貝氏體也很有效。在生產(chǎn)成本的制約方面，將N量的 下限設為0. 0010%。另外，也可以將N的下限設為0. 0020 %或0. 0030%，也可以將N的上 限設為 〇· 0080%、0· 0060%或 0· 0050%。
[0076] 而且，Nb和Ti在本發(fā)明中是極為重要的元素。這些元素具有使退火工序中的再 結晶的進行延遲，使未再結晶鐵素體殘留的效果。未再結晶鐵素體有助于鐵素體相的硬化， 因此通過適當?shù)乜刂莆丛俳Y晶鐵素體量從而具有減少與硬質(zhì)相的硬度差，使放邊性提高的 效果。Nb和Ti中的至少一方，滿足0.005%<Nb+Ti < 0.030%的條件地含有的情況下，將 Nb和Ti中的至少一方的上限設為不到0. 030%是因為：如果添加得更多，則未再結晶鐵素 體過量地殘留，延展性降低；將Nb和Ti中的至少一方的下限設為0.005%是因為：若低于 該值，則抑制再結晶效果小，難以使未再結晶鐵素體殘留。另外，為了使放邊性提高，也可以 將Nb和Ti中的至少一方的下限設為0. 010 %，也可以將Nb和Ti中的至少一方的上限設為 0. 025%。
[0077] Mo、W和V都是抑制再結晶元素，可以根據(jù)需要添加1種或2種以上。為了得到強 度提高的效果，優(yōu)選分別以Mo :0· 005%、W :0· 005%、V :0· 005%為下限進行添加。另一方 面，由于過量的添加會招致合金成本的增加，因此優(yōu)選將各自的上限設為Mo :1. 000%、W : 1. 000%、V :1· 000%。
[0078] B、Ni、Cu和Cr都是提高淬火性的元素，可以根據(jù)需要添加1種或2種以上。為了 得到強度提高的效果，優(yōu)選分別以B :0.0005%、Ni :0.05%、Cu :0.05%、Cr :0.05%為下限 進行添加。另一方面，由于過量的添加會招致合金成本的增加，因此優(yōu)選將各自的上限設為 B :0. 0100%、Ni :1. 50%、Cu :1. 50%、Cr :1. 50%。
[0079] 含有以上的化學成分的高強度冷軋鋼板，可以在以鐵為主成分的余量不損害本發(fā) 明的特性的范圍內(nèi)，含有在制造過程等中不可避免地混入的雜質(zhì)。
[0080] 以下，對制造方法的限定理由進行說明。
[0081] 將具有上述成分組成的鋼片加熱至1150°C以上的溫度。鋼片可以是剛剛由連鑄 設備制造后的板坯，可以是由電爐制造的板坯。規(guī)定為1150°C以上的理由，是為了使碳氮 化物形成元素和碳在鋼材中充分地分解溶解。為了使析出碳氮化物溶解，優(yōu)選為1200°C以 上。但是，在生產(chǎn)成本上并不優(yōu)選加熱溫度超過1280°C，所以以1280°C為上限。
[0082] 熱軋中的終軋溫度，如果不到八1*3相變溫度，則表層的碳氮化物的析出、粒徑的粗 大化會進展，退火后的抗拉強度和放邊性降低，所以以Ar 3相變溫度為下限。為了使碳氮化 物的析出物的當量圓直徑為l〇nm以下而穩(wěn)定地析出，優(yōu)選為900°C以上。終軋溫度的上限， 從板坯加熱溫度來看,實質(zhì)上1050°C成為上限。
[0083] 在此，Ar3°C是由以下的1式求出的Ar3相變溫度。
[0084] Ar3 = 910-325 X [C]+33X [Si]+287 X [P]+40X [Al]
[0085] -92 X ([Μη] + [Mo] + [Cu]) -46 X ([Cr] + [Ni])... (1 式）
[0086] 其中，帶有□的元素表示各元素的以質(zhì)量％計的含量。
[〇〇87] 終軋后的卷取溫度，是本發(fā)明中極為重要的制造條件。在本發(fā)明中，通過將卷取 溫度設為650°C以下來控制在熱軋鋼板的階段中的碳氮化物的析出是重要的，通過至此為 止的歷程，不會損害本發(fā)明的特性。如果卷取溫度超過650°C，則熱軋鋼板中的碳氮化物的 析出和粗大化會進行，無法充分地獲得退火中的抑制再結晶效果，所以以650°C為上限。另 夕卜，如果卷取溫度變得不到450°C，則熱軋鋼板強度變高，冷軋時的軋制負荷變高，所以以 450°C為下限。
[0088] 采用常規(guī)方法酸洗后的冷軋時的壓下率，設為40%?70%。如果壓下率不到 40%，則退火時的再結晶的驅(qū)動力變小，因此在退火后未再結晶鐵素體過量地殘留，招致延 展性的降低，所以將下限設為40%。另外，如果壓下率超過70%，則由于退火時的再結晶的 驅(qū)動力變大，因此退火后的未再結晶鐵素體量變少，招致抗拉強度和放邊性的降低，因此將 上限設為70%。
[〇〇89] 為了控制加熱溫度和加熱時間，退火優(yōu)選采用連續(xù)退火設備進行。退火中的最高 加熱溫度，是本發(fā)明中極為重要的制造條件。最高加熱溫度的下限設為ACl相變溫度，上限 設為ACl相變溫度+40°C。最高加熱溫度不到A Cl相變溫度的情況下，不能充分地獲得硬質(zhì) 相和未再結晶鐵素體，會招致抗拉強度的降低。另一方面，如果最高加熱溫度超過A Cl相變 溫度+40°C，則如圖1所示未再結晶鐵素體量減少，因此如圖2所示放邊性降低。由于如圖 3所示貝氏體增加，因此如圖4所示放邊性降低。由于如圖5所示招致碳氮化物的粗大化， 因此如圖6所示未再結晶鐵素體量減少，如圖2所示放邊性降低，所以以A Cl相變溫度+40°C 為上限。
[0090] 在此，Ac/C是由以下的2式求出的ACl相變溫度。
[0091] ACl = 723+212 X [C]-10. 7 X [Mn]+29. IX [Si]…（2 式）
[0092] 其中，帶有□的元素表示各元素的以質(zhì)量％計的含量。
[0093] 退火中的升溫速度設為2?5°C /秒。升溫速度不到2°C /秒的情況下，不僅損害 生產(chǎn)率，而且再結晶充分進行從而未再結晶鐵素體量減少，抗拉強度和放邊性降低，因此將 下限設為2°C /秒。另外，升溫速度超過5°C /秒的情況下，未再結晶鐵素體會過量地殘留， 延展性降低，因此將上限設為5°C /秒。
[0094] 退火中的最高加熱溫度下的滯留時間，是本發(fā)明中極為重要的制造條件。在Aci 相變溫度以上且（ACl相變溫度+40) °C以下的溫度范圍內(nèi)的鋼板的滯留時間設為10?200 秒。這是因為如果鋼板在最高加熱溫度下的滯留時間不到10秒，則未再結晶鐵素體會過量 地殘留，因此招致延展性的降低。另一方面，如果鋼板在最高加熱溫度下的滯留時間變長， 則不僅招致生產(chǎn)率的降低，而且未再結晶鐵素體量減少，招致抗拉強度和放邊性的降低，因 此以200秒為上限。
[0095] 另外，退火后以10°C /秒以下的冷卻速度一次冷卻到600°C?720°C的鋼板溫度 范圍后，通過采用水等、冷媒的噴射、送風、霧等的強制冷卻，來適當冷卻控制到常溫即可， 在途中根據(jù)需要施加過時效和/或回火。若不到600°C，則貝氏體的組織分數(shù)不足，抗拉強 度降低，如果超過720°C則貝氏體的組織分數(shù)變得過量，延展性降低。另外，冷卻速度超過 l〇°C /秒的情況下，鐵素體的析出變少，貝氏體的組織分數(shù)變得過量，因此延展性降低。冷 卻速度的下限，沒有特別的規(guī)定，但從生產(chǎn)率、冷卻控制性出發(fā)，優(yōu)選為1°C /秒以上。
[0096] 在退火后的冷卻后，實施熱浸鍍鋅或合金化熱浸鍍鋅的情況下，鍍鋅層的組成并 沒有特別限定，除了 Zn以外，也可以根據(jù)需要添加 Fe、Al、Mn、Cr、Mg、Pb、Sn、Ni等。再者， 鍍敷，可以按與退火分開的工序來進行，但是從生產(chǎn)率的角度出發(fā)，優(yōu)選采用連續(xù)地進行退 火、冷卻和鍍敷的連續(xù)退火-熱浸鍍鋅生產(chǎn)線進行。在不進行后述的合金化處理的情況下， 在鍍敷后將鋼板冷卻至常溫。
[0097] 在進行合金化處理的情況下，優(yōu)選：在上述的鍍覆后在450?600°C的溫度范圍進 行，其后將鋼板冷卻至常溫。這是因為，如果不到450°C則合金化不能充分地進行，另外，如 果超過600°C則合金化會過度地進行，鍍層脆化，有時引起由壓制等的加工導致鍍層剝離等 的問題。合金化處理的時間，如果不到10秒則有時合金化未充分進行，因此優(yōu)選為10秒以 上。另外，合金化處理的時間的上限，沒有特別的規(guī)定，但從生產(chǎn)效率的觀點出發(fā)優(yōu)選為100 秒以內(nèi)。
[0098] 另外，從生產(chǎn)率的觀點出發(fā)，優(yōu)選：在連續(xù)退火-熱浸鍍鋅生產(chǎn)線上連續(xù)設置合金 化處理爐，來連續(xù)進行退火、冷卻、鍍敷和合金化處理、冷卻。
[〇〇99] 鍍層，在實施例中例示性地示出了熱浸鍍鋅層、合金化熱浸鍍鋅層，但是也包括電 鍍鋅層。
[〇1〇〇] 調(diào)質(zhì)軋制（表皮光軋）是為了形狀矯正和表面性狀確保而進行的，優(yōu)選在伸長率 0. 2?2. 0%的范圍進行。將調(diào)質(zhì)軋制的伸長率的下限設為0. 2%的理由是因為如果不到 0. 2%則得不到充分的表面粗糙度的改善，所以以0. 2%為下限。另一方面，如果進行超過 2. 0%的調(diào)質(zhì)軋制，則鋼板過于加工硬化，壓制成形性劣化，因此以2. 0%為上限。
[〇1〇1] 接著，對金屬組織進行說明。
[0102] 采用本發(fā)明得到的鋼板的顯微組織，主要由鐵素體和貝氏體組成。如果鐵素體的 面積率不到80%，則貝氏體增加，得不到充分的延展性，因此將鐵素體的面積率的下限設為 80%。如果鐵素體的面積率為95%以上則存在無法確?？估瓘姸葹?90MPa以上的情況，因 此將鐵素體的面積率的上限設為不到95%。再者，優(yōu)選為90%以下。
[0103] 未再結晶鐵素體有助于鐵素體相的硬化，因此通過將未再結晶鐵素體的面積率適 當?shù)乜刂圃? %以上且不到10 %的范圍，從而具有減少與貝氏體的硬度差，使放邊性提高 的效果。如果未再結晶鐵素體在上述鐵素體中所占的比例不到1 %，則無助于鐵素體的硬質(zhì) 化，因此將未再結晶鐵素體的面積率的下限設為1 %以上。如果未再結晶鐵素體在上述鐵素 體中所占的比例變?yōu)?0%以上，則招致擴孔率等的降低，因此將上限設為不到10%。
[0104] 貝氏體雖然有助于高強度化，但如果過量地存在則招致延展性的降低，因此將下 限設為5%、上限設為20%。
[0105] 另外，如圖7所示，作為其他相，有珠光體、殘余奧氏體和馬氏體，如果它們的分數(shù) (面積率或體積率）的合計為8%以上，則與鐵素體的硬度差變大，因此招致擴孔率等的降 低，所以將珠光體、殘余奧氏體和馬氏體的分數(shù)的合計的上限設為不到8%。如果在本發(fā)明 的成分范圍能夠得到本發(fā)明的組織，就能夠達成590MPa以上的抗拉強度?？估瓘姸壬舷逈] 有特別的規(guī)定，但從本發(fā)明的鐵素體的面積率下限來看，有時780MPa左右成為上限。
[0106] 將含有Nb和Ti的一方或兩方的碳氮化物的當量圓直徑設為10nm以下。如圖6 所示，上述碳氮化物的平均粒子尺寸，對于適當?shù)乜刂莆丛俳Y晶鐵素體量是極為重要的，如 果當量圓直徑超過l〇nm則得不到充分的抑制再結晶效果，無法獲得適當?shù)奈丛俳Y晶鐵素 體量，因此將上限設為lOnm。另外，下限由于測定精度的關系，設為lnm以上。
[0107] 顯微組織，以平行于軋制方向的板厚截面為觀察面制取樣品，研磨觀察面，用硝酸 酒精腐蝕溶液（nital)腐蝕，根據(jù)需要采用LePera溶液（偏重亞硫酸鈉溶液與苦味酸溶液 的混合液）腐蝕，用光學顯微鏡觀察即可。另外，顯微組織觀察，對于從鋼板的任意位置制 取的樣品，將板厚方向的1/4部以1000倍拍攝300X300 μ m的范圍。可通過將采用光學顯 微鏡得到的顯微組織照片二值化為白和黑來進行圖像分析，將珠光體、貝氏體和馬氏體之 中的任一種或兩種以上的面積率的合計量作為鐵素體以外的相的面積率求出。再者，組織 分數(shù)，對從鋼板的任意位置制取的樣品，將板厚方向的1/4部以1000倍拍攝300 X 300 μ m 的范圍，拍攝視場設為3處以上，采用上述的方法進行了測定。殘余奧氏體，雖然在光學顯 微鏡下與馬氏體的區(qū)分是困難的，但可以采用X射線衍射法進行殘余奧氏體的體積率的測 定。再者，殘余奧氏體的組織分數(shù)，也使用上述的顯微組織觀察的樣品來獲得。另外，未再 結晶鐵素體和其以外的鐵素體，可以通過用KAM法（Kernel Average Misorientation)分 析EBSP (Electron Backscatter Diffraction Pattern)的晶體取向測定數(shù)據(jù)來進行判別。 在未再結晶鐵素體的晶粒內(nèi)，雖然位錯回復了，但是由冷軋時的塑性變形而產(chǎn)生的晶體取 向的連續(xù)的變化仍存在。另一方面，未再結晶鐵素體以外的鐵素體的晶粒內(nèi)的晶體取向變 化極小。在KAM法中，能夠定量地顯示與相鄰的測定點的晶體取向差。因此，在本發(fā)明中， 將與相鄰的測定點的平均晶體取向差為Γ以內(nèi)，且在將平均晶體取向差為5°以上的測 定點間定義為晶界時晶體粒徑超過〇. 5 μ m的晶粒定義為未再結晶鐵素體以外的鐵素體。 艮P，從總鐵素體面積率減去未再結晶鐵素體以外的鐵素體的面積率所得到的面積率為未再 結晶鐵素體的面積率。再者，由顯微組織求出的面積率，與體積率相同。
[0108] 含有Nb和Ti的一方或兩方的碳氮化物的平均粒子尺寸的測定方法，可通過從 鋼板的任意部分的從表面起算板厚1/4位置，作成萃取復型樣品，使用透射型電子顯微鏡 (TEM)求出成為對象的碳氮化物的平均當量圓直徑從而得到。再者，倍率為10000倍，以 10 X 10 μ m的范圍拍攝，通過隨機地計算100個合金碳化物從而求出了平均粒子尺寸。lnm 的尺寸難以計算，雖然沒有由小到大地排序，但是隨機地計算了 100個更大的粒子。
[0109] 以下示出各機械特性的試驗方法。從制造后的鋼板，以寬度方向（稱為TD方向。） 為長度方向，制取Jis Z2201的5號拉伸試樣，依照JIS Z2241評價了 TD方向的拉伸特 性。另外，放邊性依照日本鋼鐵聯(lián)盟標準JFST1001進行了評價。將得到的各鋼板切割成 lOOmmX 100mm后，使間隙為板厚的12%，沖裁出直徑10mm的孔后，使用內(nèi)徑75mm的沖模， 以用88. 2kN的壓邊力壓緊的狀態(tài)，將60°圓錐的沖頭壓入孔中，測定裂紋發(fā)生臨界的孔直 徑，由下述（3式）求出臨界擴孔率[%]，由該臨界擴孔率評價了放邊性。
[〇11〇]臨界擴孔率 λ [% ] = {(Df-DQ)/DQ} X100··· (3 式）
[0111] 在此，Df為裂紋發(fā)生時的孔直徑[mm]，％為初始孔直徑[mm]。另外，鍍層密著性 的評價，依照JIS H0401，目視評價了通過彎曲試驗而彎曲了的部分的鍍膜的表面狀態(tài)。
[0112] 實施例
[0113] 煉制具有表1所示的組成的鋼，進行鑄造得到鋼片，將該鋼片以表2-1、表2-2所示 的條件進行鋼板的制造。再者，表1中的[-]意指成分的分析值低于檢測界限。另外，在表 1中，也示出了 ArfC ]和AcJ-C ]的計算值。
[0114] 從制造后的鋼板，以寬度方向（稱為TD方向。）為長度方向制取JIS Z2201的5 號拉伸試樣，依照JIS Z2241評價了 TD方向的拉伸特性。另外，放邊性依照日本鋼鐵聯(lián)盟標 準JFST1001進行了評價。將得到的各鋼板切割成lOOmmX 100mm后，使間隙為板厚的12%， 沖裁出直徑l〇mm的孔后，使用內(nèi)徑75mm的沖模，以用88. 2kN的壓邊力壓緊的狀態(tài)，將60° 圓錐的沖頭壓入孔中，測定裂紋發(fā)生臨界的孔直徑，由下述（3式）求出臨界擴孔率[% ]， 由該臨界擴孔率評價了放邊性。
[0115] 臨界擴孔率 λ [% ] = {(Df_D〇)/D〇} X100··· (3 式）
[0116] 在此，Df為裂紋產(chǎn)生時的孔直徑[mm]，D。為初始孔直徑[mm]。另外，鍍層密著性 的評價，依照JIS H0401，目視評價了通過彎曲試驗而彎曲了的部分的鍍膜的表面狀態(tài)。
[0117] 鋼板的板厚截面的顯微組織觀察，用上述的方法觀察，貝氏體的面積率，作為鐵素 體和其他相以外的相的合計求出。
[0118] 將結果示于表3-1、表3-2。再者，在本發(fā)明中，將作為延展性的指標的抗拉強度 TS[MPa]與總伸長率El[% ]的積、即TSXEl[MPa · % ]為17000[MPa · % ]以上的樣品評 價為良好。另外，將作為擴孔性的指標的擴孔率λ [%]為75%以上、優(yōu)選為80%以上的樣 品評價為良好。另外，熱浸鍍鋅鋼板、或合金化熱浸鍍鋅鋼板的情況下，鍍層密著性也作為 評價的對象。鍍層密著性依照JIS Η0401，目視評價了通過彎曲試驗而彎曲了的部分的鍍膜 的表面狀態(tài)。
[0119] 其結果如表3-1、表3-2所示，通過將具有本發(fā)明的化學成分的鋼以適當?shù)臈l件熱 車U冷軋和退火，能夠得到延展性和放邊性優(yōu)異的高強度冷軋鋼板、熱浸鍍鋅鋼板和合金化 熱浸鍍鋅鋼板。
[0120] 另一方面，鋼No. Μ由于C量多，因此總伸長率降低，抗拉強度和總伸長率的積降 低，擴孔率也降低。
[0121] 另外，鋼No. Ν由于C量少，因此貝氏體的面積率減少，抗拉強度降低，抗拉強度和 總伸長率的積降低。
[0122] 另外，鋼No. 0由于Si量少，因此擴孔率降低。
[0123] 另外，鋼No. P由于Si量多，因此貝氏體的面積率減少，抗拉強度、總伸長率降低， 抗拉強度和總伸長率的積降低，鍍層密著性也降低。
[0124] 另外，鋼No. Q由于Μη量少，因此貝氏體的面積率減少，抗拉強度、總伸長率降低， 抗拉強度和總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0125] 另外，鋼No. R由于Μη量多，因此貝氏體的面積率增加，抗拉強度上升，總伸長率降 低，抗拉強度和總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0126] 另外，鋼No. S由于Α1量多，因此貝氏體的面積率減少，抗拉強度降低，抗拉強度和 總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0127] 另外，鋼No. T由于N量多，因此貝氏體的面積率增加，總伸長率降低，抗拉強度和 總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0128] 另外，鋼No. U由于Ti+Nb量少，因此未再結晶鐵素體的面積率減少，抗拉強度和擴 孔率降低。
[0129] 另外，鋼No. V由于Ti+Nb量多，因此未再結晶鐵素體的面積率增加，總伸長率降 低，抗拉強度和總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0130] 另外，鋼No. W由于Nb量少，因此未再結晶鐵素體的面積率減少，抗拉強度和擴孔 率降低。
[0131] 另外，鋼No. X由于Ti量多，因此未再結晶鐵素體的面積率增加，總伸長率降低，抗 拉強度和總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0132] 另外，鋼No. Y由于Nb量多，因此未再結晶鐵素體的面積率增加，總伸長率降低，抗 拉強度和總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0133] 另外，制造 No. 3由于熱軋時的加熱溫度低，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再結 晶效果變小，因此未再結晶鐵素體的面積率減少，抗拉強度和擴孔率降低。
[0134] 另外，制造 No. 6由于熱軋時的終軋溫度稍低，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再 結晶效果變小，因此未再結晶鐵素體的面積率減少，抗拉強度和擴孔率降低。
[0135] 另外，制造 No. 9由于熱軋時的終軋溫度稍低，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再 結晶效果變小，因此未再結晶鐵素體的面積率減少，抗拉強度和擴孔率降低。
[0136] 另外，制造 No. 12由于熱軋時的終軋溫度低，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再結 晶效果變小，因此未再結晶鐵素體的面積率減少，抗拉強度和擴孔率降低。
[0137] 另外，制造 No. 15由于卷取溫度高，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再結晶效果變 小，因此未再結晶鐵素體的面積率減少，抗拉強度和擴孔率降低。
[0138] 另外，制造 No. 18,冷軋率低，未再結晶鐵素體的面積率增加，總伸長率降低，抗拉 強度和總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0139] 另外，制造 No. 21由于退火時的最高加熱溫度高，碳氮化物粗大化，退火中的抑制 再結晶效果變小，因此未再結晶鐵素體的面積率減少，貝氏體的面積率增加，所以擴孔率降 低。
[0140] 另外，制造 No. 24由于退火時的最高加熱溫度低，貝氏體的面積率減少，因此抗拉 強度、總伸長率降低，抗拉強度和總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0141] 另外，制造 No. 25,退火一次冷卻終點溫度過高，鐵素體的面積率沒有達到規(guī)定的 值，相對地，貝氏體的面積率變多，擴孔率降低。
[0142] 另外，制造 No. 28由于退火時的最高加熱溫度下的滯留時間短，貝氏體減少，未再 結晶鐵素體的面積率增加，因此總伸長率降低，抗拉強度和總伸長率的積降低，擴孔率也降 低。
[0143] 另外，制造 No. 29,退火一次冷卻終點溫度過低，鐵素體的面積率過量，相對地，貝 氏體的面積率過于變少，雖然擴孔率滿足，但是不能達到規(guī)定的抗拉強度，而且抗拉強度和 總伸長率的平衡性差，它們的積也降低。
[0144] 另外，制造 No. 32由于退火時的最高加熱溫度下的滯留時間長，碳氮化物粗大化， 退火中的抑制再結晶效果變小，因此未再結晶鐵素體的面積率減少，貝氏體的面積率增加， 由此導致擴孔率降低。
[0145] 另外，制造 No. 33,退火一次冷卻速度過大，鐵素體的面積率沒有達到規(guī)定的值，相 對地，貝氏體的面積率變多，擴孔率降低，而且抗拉強度和總伸長率的平衡性差，它們的積 也降低。
[0146] 另外，制造 No. 34由于卷取溫度低，由碳氮化物帶來的退火中的抑制再結晶效果 大，因此未再結晶鐵素體的面積率增加，總伸長率降低，抗拉強度和總伸長率的積降低，擴 孔率也降低。
[0147] 另外，制造 No. 39由于退火時的升溫速度快，因此未再結晶鐵素體的面積率增加， 總伸長率降低，抗拉強度和總伸長率的積降低，擴孔率也降低。
[0148]
【權利要求】
1. 一種冷軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，含有： C :0. 020% 以上、0. 080% 以下、 Si :0· 20% 以上、1. 00% 以下、 Μη :0. 80% 以上、2. 30% 以下、 Ρ :0. 0050% 以上、0. 1500% 以下、 S :0. 0020% 以上、0. 0150% 以下、 Α1 :0. 010% 以上、0. 100% 以下、 Ν :0. 0010% 以上、0. 0100% 以下， 而且，含有Nb和Ti中的至少一方，并使得滿足0.005%彡Nb+Ti < 0.030%的條件， 余量包含鐵和不可避免的雜質(zhì)， 金屬組織包含鐵素體、貝氏體和其他相， 所述其他相包含珠光體、殘余奧氏體和馬氏體， 所述鐵素體的面積率為80 %以上且小于95%， 未再結晶鐵素體在所述鐵素體中所占的面積率為1%以上且小于10%， 所述貝氏體的面積率為5%?20%， 所述其他相的分數(shù)的合計不到8%， 含有Nb和Ti的一方或兩方的碳氮化物的當量圓直徑為lnm?10nm, 抗拉強度為590MPa以上。
2. 根據(jù)權利要求1所述的冷軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，還含有 Mo :0. 005% 以上、1. 000% 以下、 W :0. 005% 以上、1. 000% 以下、 V :0. 005% 以上、1. 000% 以下、 B :0. 0005% 以上、0. 0100% 以下、 Ni :0· 05% 以上、1. 50% 以下、 Cu :0. 05% 以上、1. 50% 以下、 Cr :0. 05% 以上、1. 50% 以下 中的一種或兩種以上。
3. -種鍍敷鋼板，其特征在于，在權利要求1或2所述的冷軋鋼板的表面設有鍍層。
4. 一種冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，包括下述過程： 將具有權利要求1或2所記載的化學成分的鋼片加熱至1150°C?1280°C， 在Ar3°C?1050°C的溫度完成終軋， 在450°C?650°C的溫度區(qū)域卷取，將所卷取的熱軋鋼板酸洗后，以40%?70%的壓下 率冷軋，然后以2°C /秒?5°C /秒的速度升溫到Ac/C?（ACl+40) °C的溫度范圍內(nèi)， 將所述冷軋鋼板的溫度為ACl°C?（ACl+40)°C的溫度范圍內(nèi)的滯留時間設為10秒? 200秒來進行退火， 在所述退火后、直至常溫的過程中，在所述退火后緊接著以l〇°C /秒以下的冷卻速度 一次冷卻到600°C?720°C的鋼板溫度范圍內(nèi)， 在此，Ar3°C和ACl°C是由以下的1式和2式求得的Ar3相變溫度和A Cl相變溫度， Ar3 = 910-325 X [C]+33X [Si]+287 X [P]+40X [A1J-92X ([Μη] + [Mo] + [Cu])-46 X ([Cr] + [Ni])…（1 式）， ACl = 723+212 X [C] -10. 7 X [Μη] +29. 1 X [Si]…（2 式）， 其中，帶有□的元素表示各元素的以質(zhì)量％計的含量。
5. -種鍍敷鋼板的制造方法，其特征在于，將采用權利要求4所述的方法制造的冷軋 鋼板退火后冷卻，接著實施鍍敷。
6. 根據(jù)權利要求5所述的鍍敷鋼板的制造方法，其特征在于，對所述鍍敷鋼板在 450°C?600°C的溫度范圍進行10秒以上的熱處理。
【文檔編號】C22C38/14GK104114729SQ201380008773
【公開日】2014年10月22日 申請日期:2013年2月6日 優(yōu)先權日:2012年2月13日
【發(fā)明者】近藤雄介, 林邦夫, 小川登志男, 松谷直樹, 后藤貢一 申請人:新日鐵住金株式會社