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TWI460288B - 具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板及其製造方法 Download PDF

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TWI460288B
TWI460288B TW100148049A TW100148049A TWI460288B TW I460288 B TWI460288 B TW I460288B TW 100148049 A TW100148049 A TW 100148049A TW 100148049 A TW100148049 A TW 100148049A TW I460288 B TWI460288 B TW I460288B
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Katsutoshi Takashima
Yuki Toji
Kohei Hasegawa
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Jfe Steel Corp
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Description

具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板及其製造方法
本發明為關於具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板及其製造方法，特別是關於在作為汽車等之構造零件之構件為適合的高強度薄鋼板。尚，所謂的降伏比(YR)，係示為相對於拉伸強度(TS)之降伏應力(YS)之比之值，以YR=YS/TS所示。
近年，由於環保問題之高漲，故CO2 排放限制變得嚴格化，在汽車領域，藉由車體之輕量化的油耗提升已成為大課題。因此，正進行著藉由將高強度鋼板予以適用於汽車零件之薄型化，至今為止，對於以往為使用TS為270~440MPa等級之鋼板的零件，已進展到適用590MPa以上之鋼板。
對於此590MPa以上之鋼板，就成形性之觀點，除了延性或拉伸凸緣(stretch flange)成形性(擴孔性)所代表性加工性為優異以外，亦要求所謂的衝擊吸收能量特性大之特性。為了使衝擊吸收能量特性提升，提高降伏比為有效，即便是低的變形量亦可效率良好地吸收衝擊能量。
在作為用來得到拉伸強度為590MPa以上的鋼板之強化機構，有母相之肥粒鐵相之硬化、或利用如麻田散鐵相般的硬質相之方法。在肥粒鐵相之硬化之中，添加Nb等碳化物生成元素之析出強化型高強度鋼板，由於為了確保 指定強度所需要的合金添加元素以少量即可，故可廉價地製造。
例如，在專利文獻1中揭示一種熔融鍍鋅鋼板之製造方法，其係藉由添加Nb而析出強化，為590MPa以上、且壓製成形後的耐二次加工脆性優異；專利文獻2中揭示一種拉伸凸緣成形性及衝擊吸收能量特性優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法，其係藉由添加Nb及Ti而析出強化，拉伸強度TS為490MPa以上720MPa未滿，降伏比為超過0.70但未滿0.92。又，專利文獻3中揭示一種具有高降伏比之高強度冷軋鋼板，其係藉由添加Nb及Ti中之任何一方或雙方而析出強化，鋼板組織為含有再結晶肥粒鐵、未再結晶肥粒鐵及波來鐵，最大拉伸強度為590MPa以上，降伏比為0.70以上。
另一方面，在作為利用如麻田散鐵相般的硬質相之方法，例如，在專利文獻4中揭示一種動態變形特性優異的雙相型高強度冷軋鋼板及其製造方法，其係藉由主相為肥粒鐵，及第二相為含有體積分率為3~50%之麻田散鐵的其他低溫生成相之複合組織。在專利文獻5中揭示一種拉伸凸緣性及耐衝擊特性優異的高強度鋼板，其係由主相的肥粒鐵相及第二相之麻田散鐵相所構成，且麻田散鐵相的最大粒徑為2μm以下，其面積率為5%以上。
〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕
〔專利文獻1〕日本國專利第3873638號公報
〔專利文獻2〕日本國特開2008-174776號公報
〔專利文獻3〕日本國特開2008-156680號公報
〔專利文獻4〕日本國專利第3793350號公報
〔專利文獻5〕日本國專利第3887235號公報
然而，專利文獻1為關於熔融鍍鋅鋼板之內容，惟，並未記載如後述般本發明之鋼板之顯微組織。又，專利文獻1之鋼板，就成形性之觀點而言，延性為不足。
又，關於專利文獻2，由於鋼板中的Al含有量未滿0.010%，故無法充分地進行鋼之脫氧及N之析出強化，難以量產健全的鋼，此外，由於含有O且氧化物為分散之故，材質、特別又以局部延性，具有所謂變動大之問題。
雖然在專利文獻3中為使未再結晶肥粒鐵均勻地分散，以抑制延性之降低，惟，如後述般，由於鋼板之顯微組織與本發明為相異，故無法得到能充分滿足成形性的延性及擴孔性。
又，活用麻田散鐵的專利文獻4，在加工性方面，為完全未考量擴孔性。又，專利文獻5，對於延性完全未有考量。
對於如此般具有高降伏比的高強度冷軋鋼板，欲使延性及擴孔性之雙方的加工性提升為困難。
本發明之目的，係以解決上述以往技術之問題點，並 提供一加工性，即，延性及擴孔性優異，且具有高降伏比的高強度冷軋鋼板，以及其製造方法。
本發明團隊經深入重複檢討之結果，發現除了使用Nb的析出強化以外，藉由控制鋼板的顯微組織中麻田散鐵相之體積分率，可得到具有70%以上之高降伏比，且加工性為優異的高強度冷軋鋼板。
具體為發現，在作為本發明之鋼板成分，係藉由添加在對於高降伏比及高強度為有效的析出強化且效果高的Nb 0.010~0.100%，並以體積分率，將鋼板的顯微組織控制在主相(第一相)的肥粒鐵相為90%以上、第二相的麻田散鐵相為0.5%以上5.0%未滿之範圍，可得到高強度且加工性優異的高降伏比之冷軋鋼板，遂而完成本發明。
即，本發明之要旨構成如同以下。
(1)一種具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板，其特徵係，化學成分以質量%時，含有C：0.05~0.15%、Si：0.10~0.90%、Mn：1.0~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0050%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.0050%以下及Nb：0.010~0.100%，殘留部分由Fe及不可避免的雜質所構成，顯微組織以體積分率時，含有90%以上之肥粒鐵相、0.5%以上5.0%未滿之麻田散鐵相，殘留部分由低溫生成相所構成的複合組織，且降伏比為70%以上。
(2)如上述(1)之高強度冷軋鋼板，其中，含有平均粒徑0.10μm以下之Nb系析出物。
(3)如上述(1)或(2)之高強度冷軋鋼板，其中，以質量%時，進而以含有由選自V：0.10%以下及Ti：0.10%以下之一種以上來取代Fe成分之一部份。
(4)如上述(1)~(3)中任一項之高強度冷軋鋼板，其中，以質量%時，進而以含有由選自Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下及B：0.0030%以下之一種以上來取代Fe成分之一部份。
(5)如上述(1)~(4)中任一項之高強度冷軋鋼板，其中，拉伸強度為590MPa以上。
(6)一種具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板之製造方法，其特徵係，將具有化學成分以質量%時，含有C：0.05~0.15%、Si：0.10~0.90%、Mn：1.0~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0050%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.0050%以下及Nb：0.010~0.100%，殘留部分由Fe及不可避免的雜質所構成的組成之鋼胚，以熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋延完成溫度：830~950℃之條件進行熱軋，而製成熱軋鋼板，冷卻後以450~650℃之溫度範圍捲取、酸洗後，施以冷軋，而製成冷軋鋼板，之後，以3~30℃/秒鐘之第一平均加熱速度加熱至位於710℃~820℃之溫度範圍內之第一加熱溫度，並於該第一加熱溫度以僅進行30~300秒鐘之均熱時間之均熱後，以3~25℃/秒鐘之第一平均冷卻速度冷卻至位於600~400℃之溫度範圍內之第一 冷卻溫度，之後，以3℃/秒鐘以下之第二平均冷卻速度由第一冷卻溫度冷卻至室溫為止之條件進行退火後，以0.3~2.0%之伸長率施以調質軋延。
(7)如上述(6)之高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，在前述熱軋後、捲取前所進行的冷卻，在熱軋完成後1秒鐘以內之第一冷卻時間開始進行冷卻，以20℃/秒鐘以上之第三平均冷卻速度急冷至位於650~750℃之溫度範圍內之第二冷卻溫度，並伴隨著在由第二冷卻溫度至650℃為止之溫度範圍使用2秒鐘以上之第二冷卻時間來進行空冷。
(8)如上述(6)或(7)之高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，以質量%時，進而以含有由選自V：0.10%以下及Ti：0.10%以下之一種以上來取代Fe成分之一部份。
(9)如上述(6)~(8)項中任一項之高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，以質量%時，進而以含有由選自Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下及B：0.0030%以下之一種以上來取代Fe成分之一部份。
依據本發明，藉由控制鋼板之組成及顯微組織，可安定地得到拉伸強度為590MPa以上、降伏比為70%以上、總伸長為26.5%以上及擴孔率為60%以上的具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板。
〔實施發明的最佳型態〕
以下，對於本發明予以具體說明。
首先，將限定本發明之高強度冷軋鋼板之組成(化學成分)的理由予以說明。在以下中，各成分的「%」之表示，均意味著質量%。
C：0.05~0.15%
碳(C)對於鋼板之高強度化為有效之元素，特別是與如Nb般之碳化物形成元素形成微細的合金碳化物、或合金碳氮化物，而貢獻於鋼板之強化。又，係形成作為本發明之第二相之麻田散鐵相為必須之元素，貢獻於高強度化。為了得到此效果，0.05%以上之添加為必須的。另一方面，若C含有量為含有較0.15%為多時，由於點熔接性會降低，故將C含有量之上限值設定為0.15%。尚，就確保更良好的熔接性之觀點而言，較佳為將C含有量設定為0.12%以下。
Si：0.10~0.90%
矽(Si)為貢獻於高強度化之元素，由於具有高加工硬化能，故相較於強度之上昇，延性之降低相對為低，亦為貢獻於強度-延性平衡之元素。更，藉由肥粒鐵相之固溶強化，由於縮小了與硬質的第二相之硬度差，故亦貢獻於擴孔性之提升。為了得到此效果，必須將Si含有量設 定為0.10%以上。若為更重視強度-延性平衡之提升時，較佳為將Si含有量設定為0.20%以上。另一方面，若Si含有量較0.90%為多時，由於磷化處理性會降低，故將Si含有量設定為0.90%以下，更佳設定為0.80%以下。
Mn：1.0~2.0%
錳(Mn)為藉由固溶強化及生成第二相而貢獻於高強度化之元素，為了得到此效果，Mn含有量必須設定為1.0%以上。另一方面，若Mn含有量較2.0%為多時，由於成形性之降低會變得明顯，故將其含有量設定為2.0%以下。
P：0.005~0.05%
磷(P)為藉由固溶強化而貢獻於高強度化之元素，為了得到此效果，P含有量必須設定為0.005%以上。又，若P含有量較0.05%為多時，由於對於粒界之偏析變得顯著，而使粒界脆化，或變得容易產生中央偏析，故將P含有量之上限值設定為0.05%。
S：0.0050%以下
硫(S)之含有量若多時，容易生成大量的MnS等之硫化物，由於以拉伸凸緣性所代表性局部延性會降低，故將S含有量之上限設定為0.0050%，較佳為0.0030%以下。尚，關於S含有量之下限值雖未有特別限定之必要性， 惟，由於極低S化會提高製鋼成本，故較佳為將S含有量之下限值設定為0.0005%。
Al：0.01~0.10%
鋁(Al)為對於脫氧為必須之元素，為了得到此效果，含有0.01%以上為必要的。然而，即使是含有超過0.10%的Al，亦無法確認到效果之提升，故將Al含有量之上限設定為0.10%。
N：0.0050%以下
氮(N)與C相同地，與Nb形成化合物而成為合金氮化物或合金碳氮化物，並貢獻於高強度化。惟，由於氮化物容易生成於相對高溫，故容易變得粗大，相較於碳化物，對於強度之貢獻相對為小。即，為了高強度化，以減低N量來生成更多的合金碳化物者為有利的。就如此般之觀點而言，將N之含有量設定為0.0050%以下，較佳設定為0.0030%以下。
Nb：0.010~0.100%
鈮(Nb)與C或N形成化合物而成為碳化物或碳氮化物，並貢獻於高降伏比或高強度化。為了得到此效果，Nb含有量必須設定為0.010%以上。惟，若Nb含有量較0.100%為多時，由於成形性之降低顯著，故將Nb含有量之上限值設定為0.100%。
本發明中除了上述的基本成分以外，視所需可以指定的範圍添加以下所示的任意成分。
V：0.10%以下
釩(V)與Nb相同地，由於是藉由形成微細的碳氮化物，而可貢獻於強度之上昇，故為視所需而可含有之元素，惟，即使是含有較0.10%為多的V含有量，超過0.10%部分之強度上昇效果為小，此外，亦會導致合金成本之增加。因此，將V含有量設定為0.10%以下。尚，為發揮強度上昇之效果，若含有V時，較佳為含有0.01%以上。
Ti：0.10%以下
鈦(Ti)亦與Nb相同地，由於是藉由形成微細的碳氮化物，而可貢獻於強度之上昇，故為視所需而可含有之元素，若Ti含有量較0.10%為多時，由於成形性會顯著地降低，故Ti含有量設定為0.10%以下。尚，為發揮強度上昇之效果，若含有Ti時，較佳為含有0.005%以上。
Cr：0.50%以下
鉻(Cr)為使淬火性提升，並藉由生成第二相而可貢獻於高強度化，故為視所需而可添加之元素，惟，即使是含有較0.50%為多的Cr含有量，亦無法確認到效果之提升，故將Cr含有量設定為0.50%以下。尚，為發揮高強 度化，若含有Cr時，較佳為含有0.10%以上。
Mo：0.50%以下
鉬(Mo)為使淬火性提升，並藉由生成第二相而貢獻於高強度化，更由於以生成一部份的碳化物而貢獻於高強度化，故為視所需而可添加之元素，惟，即使是含有較0.50%為多的Mo含有量，亦無法確認到效果之提升，故將Mo含有量設定為0.50%以下。尚，為發揮高強度化，若含有Mo時，較佳為含有0.05%以上。
Cu：0.50%以下
銅(Cu)為藉由固溶強化而貢獻於高強度化，又，使淬火性提升，並藉由生成第二相而貢獻於高強度化，故為視所需而可添加之元素，惟，即使是含有較0.50%為多的Cu含有量，亦無法確認到效果之提升，更由於容易產生起因為Cu之表面缺陷，故將Cu含有量設定為0.50%以下。尚，為發揮上述效果，若含有Cu時，較佳為含有0.05%以上。
Ni：0.50%以下
鎳(Ni)亦與Cu相同地，為藉由固溶強化而貢獻於高強度化，又，使淬火性提升，並藉由生成第二相而貢獻於高強度化，更由於與Cu一起添加時，具有抑制起因為Cu之表面缺陷之效果，故為視所需而可添加之元素，惟 ，即使是含有較0.50%為多的Ni含有量，亦無法確認到效果之提升，故將Ni含有量設定為0.50%以下。尚，為發揮上述效果，若含有Ni時，較佳為含有0.05%以上。
B：0.0030%以下
硼(B)為使淬火性提升，並藉由生成第二相而貢獻於高強度化，故為視所需而可添加之元素，惟，即使是含有較0.0030%為多的B含有量，亦無法確認到效果之提升，故將B含有量設定為0.0030%以下。尚，為發揮上述效果，若含有B時，較佳為含有0.0005%以上。
除了上述化學成分，殘留部分由Fe及不可避免的雜質所構成。
接著，對於本發明之高強度冷軋鋼板的顯微組織進行詳細說明。
鋼板的顯微組織，以體積分率時，含有90%以上之主相(第一相)的肥粒鐵相、0.5%以上5.0%未滿之第二相的麻田散鐵相，殘留部分由低溫生成相所構成的複合組織。尚，在此所謂的「體積分率」，意味著相對於鋼板全體之體積分率，以下亦同。
本發明之冷軋鋼板的主要強化機構雖為藉由碳化物之析出的析出強化，但藉由外加硬質的第二相之麻田散鐵相，可提高強度。
肥粒鐵相之體積分率未滿90%時，由於麻田散鐵相或波來鐵相等之硬質的第二相會大量存在，故與軟質的肥粒 鐵相之硬度差為大的部位會多數存在著，而擴孔性會降低。因此，將肥粒鐵相之體積分率設定為90%以上、較佳設定為93%以上。在此所謂的「肥粒鐵相」，意味著包含再結晶肥粒鐵相或未再結晶肥粒鐵相之全肥粒鐵相。
麻田散鐵相之體積分率未滿0.5%時，影響強度之效果為少。因此，將麻田散鐵之體積分率設定為0.5%以上。另一方面，若麻田散鐵相之體積分率為5.0%以上時，由於硬質的麻田散鐵相會使周圍的肥粒鐵相產生移動差排，故降伏比降低之同時，擴孔性亦降低。因此，將麻田散鐵相之體積分率設定為未滿5.0%，較佳設定為3.5%以下。
肥粒鐵相及及麻田散鐵相以外之殘留部分組織，可作為組合由波來鐵相、變韌鐵相、殘留沃斯田鐵(γ)相等中所選出的一種或二種以上的低溫生成相之混合組織，就成形性之點而言，肥粒鐵相及麻田散鐵相以外之殘留部分組織之體積分率，以合計時，較佳設定為5.0%以下。
又，本發明之高強度冷軋鋼板，較佳為含有平均粒徑為0.10μm以下之Nb系析出物。藉由將Nb系析出物之平均粒徑設定為0.10μm以下，Nb系析出物周圍的變形在作為抵抗差排之移動為有效的，因而可貢獻於鋼之強化。
接下來，對於本發明之高強度冷軋鋼板之製造方法進行說明。
以下為表示製造本發明之高強度冷軋鋼板之方法的一實施型態，惟，並不僅限定於以下所示之方法，只要是能 得到本發明之高強度冷軋鋼板，亦可使用其他的製造方法來進行製造。
本發明之高強度冷軋鋼板，係將具有與上述鋼板組成為相同成分組成之鋼胚，藉由以熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋延完成溫度：830~950℃之條件來進行熱軋，冷卻後以450~650℃之溫度範圍捲取、酸洗後，施以冷軋，之後，以3~30℃/秒鐘之第一平均加熱速度加熱至位於710℃~820℃之溫度範圍內之第一加熱溫度，並於該第一加熱溫度以僅進行30~300秒鐘之均熱時間之均熱後，以3~25℃/秒鐘之第一平均冷卻速度冷卻至位於600~400℃之溫度範圍內之第一冷卻溫度，之後，以3℃/秒鐘以下之第二平均冷卻速度由第一冷卻溫度冷卻至室溫為止之條件進行退火後，以0.3~2.0%之伸長率施來調質軋延而可製得。
又，在熱軋步驟時，於鑄造鋼胚後，較佳為以未進行再加熱而以1150~1270℃來開始熱軋，或以1150~1270℃進行再加熱後，才開始熱軋。所使用的鋼胚，為了防止成分之巨觀偏析，較佳為使用連續鑄造法來進行製造，但藉由錠塊鑄造法、薄板鑄造法亦可進行製造。熱軋步驟之較佳的條件，首先，以1150~1270℃之熱軋開始溫度將鋼胚熱軋。在本發明，於製造鋼胚後，暫時地冷卻至室溫，之後，除了以習知法進行再加熱以外，以未冷卻地，而以溫胚直接裝入於加熱爐中、或在進行保溫後直接進行軋延、或鑄造後直接進行軋延的直接軋延、或直接軋延等的省能 源製程，亦可無問題地適用。
〔熱軋步驟〕 熱軋開始溫度：1150~1270℃
熱軋開始溫度若變得較1150℃為低時，軋延負荷會增大，且由於生產性會降低，故不宜；又，即使是加熱至較1270℃為高，亦只會增加加熱成本，故較佳設定為1150~1270℃。
精軋延完成溫度：830~950℃
藉由鋼板內之組織均勻化、降低材質之異方性，為了提升退火後之伸長及擴孔性，熱軋必須在沃斯田鐵單相區內予以完成，故精軋延完成溫度為設定為830℃以上。另一方面，若精軋延完成溫度超過950℃時，熱延組織會變得粗大，而退火後特性有降低之疑慮。因此，將精軋延完成溫度設定為830~950℃。
雖然對於精軋延後之冷卻條件未有特別限定，但較佳為使用以下之冷卻條件來進行冷卻。
精軋延後之冷卻條件
精軋延後之冷卻條件，較佳為在熱軋完成後1秒鐘以內之第一冷卻時間開始進行冷卻，以20℃/秒鐘以上之第三平均冷卻速度急冷至位於650~750℃之溫度範圍內之第二冷卻溫度，並在由第二冷卻溫度至650℃為止之溫度範 圍使用2秒鐘以上之第二冷卻時間來進行空冷。
熱軋完成後，肥粒鐵區因急冷而促進了肥粒鐵變態，同時藉由析出微細且安定的合金碳化物等，而可達成高強度化。若將熱軋完成後之熱軋鋼板滯留(保持)於高溫狀態時，由於析出物會粗大化，故較佳為在熱軋完成後1秒鐘以內開始進行冷卻，以20℃/秒鐘以上之第三平均冷卻速度急冷至位於650~750℃之溫度範圍內之第二冷卻溫度。又，肥粒鐵區於高溫時析出物亦容易粗大化，低溫時由於可抑制析出，故就不促進肥粒鐵相之析出之粗大化的觀點而言，於急冷後，較佳在由第二冷卻溫度至650℃為止之溫度範圍使用2秒鐘以上之第二冷卻時間來進行空冷(惟，第二冷卻溫度為650℃時，保持於650℃)。
捲取溫度：450~650℃
捲取溫度若較650℃為高時，由於在熱軋後之冷卻過程中所生成的合金碳化物等之析出物會顯著地粗大化，故將捲取溫度之上限設定為650℃。另一方面，捲取溫度若較450℃為低時，硬質的變韌鐵相或麻田散鐵相會過剩地生成，並增大冷軋負荷，由於會妨礙到生產性，故將捲取溫度之下限設定為450℃。
〔酸洗步驟〕
於熱軋步驟後實施酸洗步驟，來將熱軋鋼板表層的銹皮(scale)除去。酸洗條件未特別限定，只要是依照常法 予以實施即可。
〔冷軋步驟〕
對於酸洗後之熱軋鋼板實施達到指定板厚的冷軋步驟。冷軋步驟未特別限定，只要是依照常法予以實施即可。
〔退火步驟〕
退火步驟為以3~30℃/秒鐘之第一平均加熱速度加熱至位於710℃~820℃之溫度範圍內之第一加熱溫度，並於該第一加熱溫度以僅進行30~300秒鐘之均熱時間之均熱後，以3~25℃/秒鐘之第一平均冷卻速度冷卻至位於600~400℃之溫度範圍內之第一冷卻溫度，之後，以3℃/秒鐘以下之第二平均冷卻速度由第一冷卻溫度冷卻至室溫為止之條件來進行退火。在退火步驟中，使肥粒鐵組織之再結晶進行之同時，抑制析出物之溶解或粗大化之內容，對於高強度化而言為重要的。為了形成如此般之組織，於昇溫中使再結晶充分地進行，並藉由在二相區進行均熱來使一部份變態成為沃斯田鐵相，再於冷卻中含有0.5%以上5.0%未滿的麻田散鐵相來作為第二相，且只要使生成少量的含有波來鐵相、變韌鐵相、殘留沃斯田鐵(γ)之低溫生成相即可，因而使用以下之條件來實施退火處理。
第一平均加熱速度：3~30℃/秒鐘
在加熱至二相區之前，藉由在肥粒鐵區使再結晶充分 地進行，可讓材質安定化。第一平均加熱速度若較30℃/秒鐘為急速加熱時，由於再結晶變得不易進行，故將第一平均加熱速度之上限設定為30℃/秒鐘。另一方面，第一平均加熱速度若較3℃/秒鐘為慢時，由於肥粒鐵粒會變得粗大而強度下降，故將第一平均加熱速度之下限設定為3℃/秒鐘。
第一加熱溫度：710~820℃
第一加熱溫度若較710℃為低時，即使是以上述的第一平均加熱速度亦會殘留大量的未再結晶組織，由於成形性會降低，故將第一加熱溫度之下限設定為710℃。另一方面，第一加熱溫度若較820℃為高溫時，因此析出物會粗大化而強度會下降，故將第一加熱溫度之上限設定為820℃，較佳為800℃以下。
均熱時間：30~300秒鐘
在上述第一加熱溫度中，為了使再結晶進行、及使鋼組織之一部份予以沃斯田鐵變態，故必須將均熱時間設定為30秒鐘以上。另一方面，均熱時間若較300秒鐘為長時，由於肥粒鐵粒會粗大化而強度會下降，故必須將均熱時間設定為300秒鐘以下。
冷卻步驟
冷卻為以3~25℃/秒鐘之第一平均冷卻速度冷卻至位 於600~400℃之溫度範圍內之第一冷卻溫度，之後，以3℃/秒鐘以下之第二平均冷卻速度由第一冷卻溫度冷卻至室溫為止的條件來進行。
為了使肥粒鐵相之體積分率控制在90%以上、麻田散鐵相之體積分率控制在0.5%以上5.0%未滿，將由上述第一加熱溫度至第一冷卻溫度為止，以3~25℃/秒鐘之第一平均冷卻速度來進行冷卻。又，第一冷卻溫度若較600℃為高時，麻田散鐵相之體積分率會變得未滿0.5%；另一方面，第一冷卻溫度若較400℃為低時，麻田散鐵相之體積分率會增加至5.0%以上，更由於會生成變韌鐵相或殘留沃斯田鐵(γ)相而肥粒鐵相之體積分率會變得未滿90%，故將第一冷卻溫度設定為在600~400℃之溫度範圍內。又，前述第一平均冷卻速度若未滿3℃/秒鐘時，由於麻田散鐵相之體積分率會變得未滿0.5%，故設定為3℃/秒鐘以上。另一方面，前述第一平均冷卻速度若超過25℃/秒鐘時，由於會生成變韌鐵相或殘留沃(γ)相而肥粒鐵相之體積分率會變得未滿90%，故將前述第一平均冷卻速度設定為25℃/秒鐘以下。
又，由第一冷卻溫度至室溫為止之冷卻，為以3℃/秒鐘以下之第二平均冷卻速度來進行冷卻。若超過3℃/秒鐘時，由於麻田散鐵之體積分率會成為5.0%以上，故由第一冷卻溫度至室溫為止的平均冷卻速度為設定為3℃/秒鐘以下。
〔調質軋延步驟〕
若發生降伏點或降伏伸長時，由於強度，特別是降伏應力YS之變動有變大之疑慮，故較佳為實施調質軋延。
調質軋延之伸長(壓下)率：0.3~2.0%
為了不使顯現出降伏點或降伏伸長，較佳為施予伸長率為0.3%以上之調質軋延。惟，伸長率若大於2.0%時，除了無法顯著地確認到上述效果之提升外，由於延性亦有降低之可能，故伸長率之上限較佳設定為2.0%。
本發明之高強度冷軋鋼板，並不僅限定於以上述之製造方法所製造的高強度冷軋鋼板，於退火步驟後，例如，施以熔融鍍鋅所製造的熔融鍍鋅鋼板、或於熔融鍍鋅後施以合金化處理所製造的合金化熔融鍍鋅鋼板等般地，施予有表面處理之各種表面處理鋼板亦包含於本發明內。
尚，上述之內容僅僅為表示本發明之實施型態之一例，在本發明之申請專利範圍之內可加以各式各樣之變更。
 〔實施例〕
接著，以下對於本發明之實施例進行說明。
熔融製造如表1所示成分組成之鋼並進行鑄造，以製造230mm厚的鋼胚。將熱軋開始溫度設定為1200℃，並將精軋延之完成溫度(FDT)以如表2所示之條件，來將前述之胚熱軋，而得到板厚：3.2mm的熱軋鋼板。熱軋完 成後，將前述熱軋鋼板以第一冷卻時間：0.1秒鐘開始進行冷卻，以如表2所示的第三平均冷卻速度，急冷至如表2所示的第二冷卻溫度為止，在由第二冷卻溫度至650℃為止的溫度範圍內，僅以第二冷卻時間：2.5秒鐘來進行空冷，並以表2所示的捲取溫度(CT)來進行捲取。
將前述熱軋鋼板酸洗後，施以冷軋，而製成板厚：1.4mm的冷軋鋼板。將前述冷軋鋼板，之後，以如表2所示的第一平均加熱速度加熱至如表2所示的第一加熱溫度為止，並於該第一加熱溫度以僅進行如表2所示的均熱時間之均熱後，以如表2所示的第一平均冷卻速度冷卻至如表2所示的第一冷卻溫度，之後，以如表2所示的第二平均冷卻速度由第一冷卻溫度冷卻至室溫為止之條件進行退火後，以0.7%之伸長率(壓下率)施以表皮輥軋(調質軋延)，而製造高強度冷軋鋼板。
在已製造的鋼板之縱軸先端部、中央部、尾端部，由分別的寬度方向之中央位置及寬度兩端1/4位置，共計9處之位置，從垂直軋延方向採取JIS5號拉伸試片，藉由拉伸試驗(JIS Z 2241(1998))來測定降伏應力(YS)、拉伸強度(TS)、總伸長(EL)、降伏比(YR)。當EL為26.5%以上時，則設定為具有良好延性之鋼板，YR為70%以上時，則設定為具有高降伏比之鋼板。
關於擴孔性，為依據日本鋼鐵連盟規格(JFS T1001(1996))，以間隙(clearance)12.5%穿孔出直徑10mm之孔洞，並以毛邊為在模具側般地安置於試驗機後，藉由 使用60°的圓錐沖頭來測定擴孔率λ(%)。將λ(%)為具有60%以上者設定為具有良好擴孔性之鋼板。
鋼板的顯微組織為使用3%硝太蝕劑試劑(3%硝酸+乙醇)，來腐蝕鋼板之軋延方向斷面(板厚之1/4深度位置)，藉由500~1000倍的光學顯微鏡觀察及1000~100000倍的電子顯微鏡(掃瞄型及穿透型)觀察，使用攝影的組織照片將肥粒鐵相之體積分率及麻田散鐵相之體積分率(%)予以定量化。進行分別12視野之觀察，藉由點計數法(依據ASTM E562-83(1988))來測定面積率，並將該面積率設定為體積分率。肥粒鐵相為稍微黑之對比之領域，麻田散鐵相為附有白對比之領域。
又，關於殘留部分之低溫生成相，在上述光學顯微鏡乃至電子顯微鏡(掃瞄型及穿透型)之觀察中，為可判別波來鐵相及變韌鐵相。波來鐵相為層狀之組織，係板狀的肥粒鐵相與雪明碳鐵交互排列之組織；變韌鐵相，相較於多邊形肥粒鐵相為含有差排密度高的板狀韌肥粒鐵(Bainitic Ferrite)相與雪明碳鐵之組織。
又，關於殘留沃斯田鐵相之有無，為使用自表層為僅研磨板厚之1/4厚度之面，將Mo之Kα線作為線源，以加速電壓50keV，藉由X線繞射法(裝置：Rigaku公司製RINT2200)，來測定鐵的肥粒鐵相之{200}面、{211}面、{220}面，及沃斯田鐵相之{200}面、{220}面、{311}面的X線繞射線之積分強度，並使用此等測定值，由「X線繞射手冊」(2000年)理學電機股份有限公 司，p26、62~64所記載的計算式求得殘留沃斯田鐵相之體積分率，當體積分率為1%以上時，則判斷具有殘留沃斯田鐵相，當體積分率未滿1%時，則判斷不具有殘留沃斯田鐵相。
又，Nb系析出物(碳化物)之平均粒徑的測定方法，為由所得到的鋼板製作薄膜，使用穿透型電子顯微鏡(TEM)觀察10視野(照片放大倍率：500,000倍)，求得各別析出的碳化物之平均粒徑。平均粒徑為當碳化物為球狀形狀時，將該直徑設定為平均粒徑；又，當碳化物為橢圓形時，測定碳化物之長軸a、與長軸為垂直方向之短軸b，並將長軸a及短軸b之積a×b之平方根設定為平均粒徑。
所測定的拉伸特性及擴孔性如表2所示。由表2所示結果得知，發明例均展現出作為主相的肥粒鐵相之體積分率為90%以上，且作為第二相的麻田散鐵相之體積分率為0.5%以上5.0%未滿之鋼板組織，其結果方面，在確保590MPa以上之拉伸強度及70%以上之降伏比之同時，並且可得到26.5%以上之總伸長及60%以上之擴孔率的良好加工性。
〔產業利用性〕
依照本發明，藉由控制鋼板之組成及顯微組織，可安定地得到拉伸強度590MPa以上、降伏比70%以上、總伸長26.5%以上及擴孔率60%以上的具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板。

Claims (8)

  1. 一種具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板，其特徵係，化學成分以質量%時，含有C：0.05~0.15%、Si：0.10~0.90%、Mn：1.0~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0050%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.0050%以下及Nb：0.010~0.100%，殘留部分由Fe及不可避免的雜質所構成，顯微組織以體積分率時，含有90%以上之肥粒鐵相、0.5%以上5.0%未滿之麻田散鐵相，殘留部分由低溫生成相所構成的複合組織，且降伏比為70%以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之高強度冷軋鋼板，其中，含有平均粒徑0.10μm以下之Nb碳化物。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之高強度冷軋鋼板，其中，進而以含有由選自下述A群及B群中至少一群之元素來取代Fe成分之一部份，A群：以質量%時，選自V：0.10%以下及Ti：0.10%以下之一種以上，B群：以質量%時，選自Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下及B：0.0030%以下之一種以上。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之高強度冷軋鋼板，其中，拉伸強度為590MPa以上。
  5. 如申請專利範圍第3項之高強度冷軋鋼板，其中，拉伸強度為590MPa以上。
  6. 一種具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板之製造方法，其特徵係，將具有化學成分以質量%時，含有C：0.05~0.15%、Si：0.10~0.90%、Mn：1.0~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0050%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.0050%以下及Nb：0.010~0.100%，殘留部分由Fe及不可避免的雜質所構成的組成之鋼胚，以熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋延完成溫度：830~950℃之條件進行熱軋，而製成熱軋鋼板，冷卻後以450~650℃之溫度範圍捲取、酸洗後，施以冷軋，而製成冷軋鋼板，之後，以3~30℃/秒鐘之第一平均加熱速度加熱至位於710℃~820℃之溫度範圍內之第一加熱溫度，並於該第一加熱溫度以僅進行30~300秒鐘之均熱時間之均熱後，以3~25℃/秒鐘之第一平均冷卻速度冷卻至位於600~400℃之溫度範圍內之第一冷卻溫度，之後，以3℃/秒鐘以下之第二平均冷卻速度由第一冷卻溫度冷卻至室溫為止之條件進行退火後，以0.3~2.0%之伸長率施以調質軋延。
  7. 如申請專利範圍第6項之高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，在前述熱軋後、捲取前所進行的冷卻，在熱軋完成後1秒鐘以內之第一冷卻時間開始進行冷卻，以20℃/秒鐘以上之第三平均冷卻速度急冷至位於650~750℃之溫度範圍內之第二冷卻溫度，並伴隨著在由第二冷卻溫度至650℃為止之溫度範圍使用2秒鐘以上之第二冷卻時間來進行空冷。
  8. 如申請專利範圍第6或7項之高強度冷軋鋼板之 製造方法，其中，以質量%時，進而以含有由選自下述A群及B群中至少一群之元素來取代Fe成分之一部份，A群：以質量%時，選自V：0.10%以下及Ti：0.10%以下之一種以上，B群：以質量%時，選自Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下及B：0.0030%以下之一種以上。
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Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5884714B2 (ja) 2012-01-31 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101543836B1 (ko) 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101543837B1 (ko) 2013-07-11 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN103602890B (zh) * 2013-11-29 2016-08-24 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度540MPa级高扩孔钢板及其制造方法
CN104726770B (zh) * 2013-12-20 2017-04-12 Posco公司 扩孔性优异的析出强化型钢板及其制造方法
CN105274432B (zh) * 2014-06-11 2017-04-26 鞍钢股份有限公司 600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板及其制造方法
KR101657845B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-20 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN107406947B (zh) * 2015-03-25 2020-02-14 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
KR101778385B1 (ko) * 2015-11-20 2017-09-14 주식회사 포스코 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2017111303A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
KR101899674B1 (ko) * 2016-12-19 2018-09-17 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102064962B1 (ko) 2017-12-24 2020-02-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 내식성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102166598B1 (ko) * 2018-11-26 2020-10-16 현대제철 주식회사 냉연강판 및 그 제조방법
CN109735697B (zh) * 2018-12-18 2020-07-24 钢铁研究总院 一种合金钢及制备方法与成形方法
CN109943778B (zh) * 2019-04-30 2020-08-11 马鞍山钢铁股份有限公司 一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN112522582B (zh) * 2019-09-19 2022-11-18 宝山钢铁股份有限公司 一种含硼高强高扩孔钢及其制造方法
KR102756599B1 (ko) * 2020-02-21 2025-01-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 강판의 제조 방법
EP3925771A1 (en) * 2020-06-16 2021-12-22 SSAB Technology AB High strength steel product and method of manufacturing the same
KR20230091218A (ko) * 2021-12-15 2023-06-23 주식회사 포스코 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법
CN116814926B (zh) * 2023-07-27 2026-02-03 昆明理工大学 一种形变诱导析出的快速相变的贝氏体高强钢的制备方法
TWI901534B (zh) * 2025-03-20 2025-10-11 中國鋼鐵股份有限公司 雙相鋼材及其製造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007197748A (ja) * 2006-01-25 2007-08-09 Jfe Steel Kk 深絞り用高強度複合組織型冷延鋼板の製造方法
TW200944598A (en) * 2008-04-29 2009-11-01 China Steel Corp High-intensity hot rolling steel and producing method thereof
TW201038749A (en) * 2009-03-10 2010-11-01 Jfe Steel Corp High strength molten galvanized steel sheet having excellent formability and method for producing the same

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0747797B2 (ja) * 1989-03-10 1995-05-24 川崎製鉄株式会社 耐つまとび性、耐泡・黒点欠陥性及びプレス成形性に優れたほうろう用鋼板並びにその製造方法
JP3793350B2 (ja) 1998-06-29 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法
US6702904B2 (en) * 2000-02-29 2004-03-09 Jfe Steel Corporation High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties
JP4010132B2 (ja) * 2000-11-28 2007-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2002044434A1 (en) * 2000-11-28 2002-06-06 Kawasaki Steel Corporation Composite structure type high tensile strength steel plate, plated plate of composite structure type high tensile strength steel and method for their production
JP3873638B2 (ja) 2001-03-09 2007-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3887235B2 (ja) 2002-01-11 2007-02-28 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
KR20060096002A (ko) * 2003-09-30 2006-09-05 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 박강판 및고항복비 고강도 용융 아연 도금 박강판 및 고항복비고강도 합금화 용융 아연 도금 박강판과 그 제조 방법
JP4501699B2 (ja) * 2004-02-18 2010-07-14 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4815974B2 (ja) * 2005-09-29 2011-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 剛性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5088023B2 (ja) * 2006-09-29 2012-12-05 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2008156680A (ja) 2006-12-21 2008-07-10 Nippon Steel Corp 高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP4790639B2 (ja) 2007-01-17 2011-10-12 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2008093815A1 (ja) * 2007-01-29 2008-08-07 Jfe Steel Corporation 高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP5162924B2 (ja) * 2007-02-28 2013-03-13 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
CA2701903C (en) * 2007-10-10 2017-02-28 Nucor Corporation Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same
JP4954909B2 (ja) * 2008-01-25 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 焼き付け硬化特性と常温遅時効性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板とその製造方法
MX2010010989A (es) * 2008-04-10 2010-12-21 Nippon Steel Corp Chapas de acero de alta resistencia que son excelentes en el equilibrio entre facilidad de trabajo en la desbastacion de metales y ductilidad, y excelentes en resistencia a la fatiga, chapas de acero recubiertas de zinc y procesos para la produccion
KR101079383B1 (ko) * 2008-12-15 2011-11-02 주식회사 포스코 항복강도 및 연신특성이 우수한 석출경화형 냉연강판 및 그제조방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007197748A (ja) * 2006-01-25 2007-08-09 Jfe Steel Kk 深絞り用高強度複合組織型冷延鋼板の製造方法
TW200944598A (en) * 2008-04-29 2009-11-01 China Steel Corp High-intensity hot rolling steel and producing method thereof
TW201038749A (en) * 2009-03-10 2010-11-01 Jfe Steel Corp High strength molten galvanized steel sheet having excellent formability and method for producing the same

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