CN101155939A - 均匀延伸率优异的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强度冷轧钢板，钢中成分以质量％计含有C：0.10～0.28％、Si：1.0～2.0％、Mn：1.0～3.0％，组织以相对于全部组织的占空因数计，满足贝氏体·铁素体：30～65％、多边铁素体：30～50％、残留奥氏体：5～20％。

Description

均匀延伸率优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及均匀延伸率优异的高强度冷轧钢板及其制造方法，详细地说是涉及抗拉强度与延伸率(全延伸率)的平衡、和抗拉强度与均匀延伸率的平衡优异的高强度冷轧钢板，以及用于制造该金曲板的有效的方法。更具体地说，本发明的高强度冷轧钢板其抗拉强度[TS(MPa)]和延伸率[EL(％)]的积为23000以上，且抗拉强度(TS)[TS(MPa)]和均匀延伸率[u-EL(％)]的积满足14700以上。还有，虽然本发明上述钢板在机动车、电机、机械等各种产业领域被广泛有效地活用，但作为以下代表性的用途，是以其用于机动车的车体的情况为中心进行说明。
背景技术
出于高度兼顾机动车的碰撞安全性和轻量化的目的，就需要更高强度且更高延性的高张力钢(High Tensile)。尤其是机动车车体骨架零件的薄壁化以及强度提高带来的碰撞安全性的确保成为重要的课题。
特别在最近，作为COP3(1997年防止温室化国际会议)和尾气规定(欧洲’08年，日本国内’09年)的应对，高强度化基础上的轻量化被强力推进。另外，伴随着对车体侧面碰撞规定的严格化(例如’05年美国安全基准强化)的提高，就要求更高强度的高强度化(例如抗拉强度TS为780MPa以上的所谓超高强度)。但是，虽是高强度钢板，却仍加强了对成形性的要求，根据各种用途而要求兼备适当的成形性。
然而，在机动车车体用途上所使用的零件之中，例如左右碰撞安全性的构件类、柱类，因为其形状更为复杂，所以在现有的DP钢(Dual-phasesteel)的机械特性(例如抗拉强度TS：980MPa，延伸率EL：15％，TS×EL＝14700MPa·％)中，存在不能够确保适当的成形性这样的问题。
另一方面，作为显示出优异延性的高强度钢板，TRIP(TransformaionInduced Plasticity；相变诱导塑性)受到注目。TRIP钢板是这样一种钢板，其残留有奥氏体，若在马氏体相变开始温度(Ms点)以上的温度下使之加工变形，则在应力作用下，残留奥氏体(γR)诱导相变为马氏体，从而能够获得高延伸率，例如，已知有以多边铁素体为主相，并含有残留奥氏体的TRIP型复合组织钢(TPF钢)，和以贝氏体·铁素体为母相，并含有残留奥氏体的TRIP型贝氏体钢(TBF钢)等。
其中TBF早已获知(例如非专利文献1等)，通过硬质的贝氏体组织面很容易获得高强度。在该贝氏体组织中，由于在板条状的贝氏体·铁素体的边界容易生成微细的残留奥氏体，所以能够得到非常优异的延伸率(全延伸率)。另外，TBF钢还有通过1次热处理(连续退火工序或镀敷工序)就能够容易地进行制造这一制造上的优点。
可是在现有的TBF钢中，尽管能够得到全延伸率(EL)非常高的特性，但是从均匀延伸率的观点出发则还未达到，至今尚不能说得到了令人满意的特性。特别是作为上述这种构件类和柱类时，由于是伴有伸出成形的零件，因此为了提高伸出性，就要求重要的均匀延伸率(u-EL)优异，但在至今为止提出的TBF钢中都不能说取得了高的均匀延伸率，这就希望进一步的特性改善。
非专利文献1：NISSHIN STEEL TECHNICAL REPORT(日新制钢技报)，No.43，Dec.1980，p.1-10
发明内容
本发明鉴于这一状况而形成，其目的在于，提供一种抗拉强度与延伸率的平衡、和抗拉强度与均匀延伸率的平衡优异的，适合作为伴有伸出成形的机动车用构件类和柱类的原材的高强度冷轧钢板，以及用于制造这种高强度钢板的有用的方法。
本发明的成形性优异的高强度冷轧钢板具有如下要点：以质量％计(以下，关于化学成分均相同)，含有：
C：0.10～0.28％、
Si：1.0～2.0％、
Mn：1.0～3.0％；
组织以相对于全部组织的占空因数计，满足
贝氏体·铁素体：30～65％、
多边铁素体：30～50％、
残留奥氏体：5～20％。
在本发明的高强度冷轧钢板中，根据需要再含有如下等元素也有效：(a)从Nb：0.10％以下(不含0％)、Mo：1.0％以下(不含0％)、Ni：0.5％以下(不含0％)和Cu：0.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的至少一种元素；(b)Ca：0.003％以下(不含0％)和/或REM：0.003％以下(不含0％)；(c)Ti：0.1％以下(不含0％)和/或V：0.1％以下(不含0％)，根据所含有的元素的种类，冷轧钢板的特性得到进一步改善。另外在本发明中，除了上述冷轧钢板以外，还包括对该冷轧钢板实施了镀敷的镀敷多板。
另一方面，当制造本发明的冷轧钢板时，将结束了热轧和冷轧的钢板加热到A3相变点(A3)以上的温度并均热化后，以1～10℃/秒的平均冷却速度即刻冷却到下式(1)所示的温度Tq，之后再从该温度以11℃/秒以上的平均冷却速度使之急冷至贝氏体相变温度区域即可。
A3-250(℃)≤Tq≤A3-20(℃)…(1)
根据本发明，能够提供一种抗拉强度[TS(MPa)]和延伸率[EL(％)]的积为23000以上，且抗拉强度(TS)[TS(MPa)]和均匀延伸率[u-EL(％)]的积满足14700以上，抗拉强度与延伸率的平衡、和抗拉强度与均匀延伸率的平衡极其优异的高强度轧制钢板。这种钢板特别是在制造要求有高强度和均匀延伸率的机动车零件及其他产业机械零件等时极其有用，能够良好地进行伸出成形。
具体实施方式
本发明者们为了提供抗拉强度与延伸率的平衡、以及抗拉强度与均匀延伸率的平衡极其优异的高强度轧制钢板和镀敷钢板，特别着眼于TBF钢而反复研究。在本发明中着眼于TBF钢的理由基本上是因为其抗拉强度和延伸率的平衡优异，但另一方面，之所以在钢板之中特别着眼于冷轧钢板，是考虑到这样的实际情况：由于冷轧钢板比热轧钢板板厚要薄，表面品质的精度高等理由，特别是尽管在机动车车体等方面的需求非常高，但因为板厚薄，所以有延伸率和均匀延伸率差的倾向，至少为止还没有提供出一种兼备优异的加工特性的冷轧钢板。
在TBF钢中，以贝氏体·铁素体为母相组织，但是因为贝氏体·铁素体初期位错密度高，所以容易取得高强度，而其负面是在塑性变形方面不适合，从而难以确保高的均匀延伸率。另一方面，在以多边铁素体主相，并含有残留奥氏体的TRIP型复合组织钢(TPF钢)中，虽然含有塑性变形能高的多边铁素体，但因为位错密度低，所以不能获得高强度。
因此本发明者们为了实现高强度且均匀延伸率均优异的冷轧钢板，而将多边铁素体活用到TBF钢中，并发现如果其与残留奥氏体(残留γ)带来的相变诱导塑性的协同效果得以显现，则能够飞跃性地提高TBF钢的均匀延伸率，从而完成本发明。
在本发明的钢板中，通过使多边铁素体的含量在规定量的范围而成为贝氏体·铁素体和多边铁素体的混合组织，能够确保高的均匀延伸率，对于本发明的钢板中的组织特征进行说明。
(贝氏体·铁素体：30～65％)
本发明钢板，作为第二相组织含有后述的残留奥氏体，母相组织由贝氏体·铁素体和多边铁素体的混合组织构成。
本发明中的贝氏体·铁素体，在组织内没有碳化物这点上与贝氏体组织明显不同。另外，贝氏体·铁素体虽是板状的铁素体，但意思是位错密度高的下部组织(板条状组织有没有都可以)，其与具有无位错密度或位错密度极小的下部组织的多边铁素体组织，和具有细小的亚晶粒(subgrain)等的下部组织的准多边铁素体组织都不同(参照日本钢铁协会基础研究会发生“钢的贝氏体照片集-1”)。贝氏体·铁素体和多边铁素体通过SEM观察，能够像如下这样被明确地区别。
·多边铁素体：在SEM照片中呈黑色，为多角形的形状，在内部不含残留奥氏体和马氏体。
·贝氏体·铁素体：在SEM照片中显示出深灰色，贝氏体·铁素体与残留奥氏体和马氏体不能分离区别的情况也很多。
作为本发明钢板的主体组织的贝氏体·铁素体和多边铁素体的混合组织，在位错密度(初期位错密度)高达一定程度的贝氏体·铁素体的作用下，能够很容易地提高强度，并且在多边铁素体的作用下，也能够发挥出优异的均匀延伸率。
为了有效地发挥贝氏体·铁素体带来的上述作用，需要使之以相对于全部组织的占空因数计达到30％(面积％)以上。优选为35％以上，更优选为40％以上。然而，若贝氏体·铁素体的占空因数超过65％，则就有相应的多边铁素体变少，均匀延伸率将降低。
(多边铁素体：30～50％)
所前述在本发明的钢板中，使多边铁素体生成多达一定程度，就会使钢板的均匀延伸率提高，但是为了发挥这样的效果，需要多边铁素体的占空因数为30％(面积％)以上。该多边铁素体的占空因数优选为32％以上，更优选为34％以上。然而，若该占空因数变得过大，则相对贝氏体·铁素体的的占空因数就会变少，钢板强度将降低。还有，关于使多边铁素体的占空因数增加方法稍后阐述，但是，若采用SEM和光学显微镜(leveller腐蚀)对于根据该方法得到的多边铁素体进行观察，则其形态为在等轴方向上成长(现有的TRIP钢板中的形态是在轧制方向上延伸)。这一形态被认为可以使加工时的应力均一分配，可以最大限度活用残留γ带来的TRIP效果。另外，以这样的形态存在的理由被认为是由于，核生成从高温下生成的旧奥氏体的晶界发生。
(残留奥氏体(残留γ)：5～20％)
残留γ是用于发挥TRIP(相变诱导塑性)效果的本质的组织，在延伸率(全延伸率)的提高上有用。为了有效地发挥这样的作用，需要使残留γ以相对于全部组织的占空因率计为5％以上。为了确保更优异的延性(延伸率等)，优选为7％以上。另一方面，若其大量存在，则局部变形能劣化，因此将上限定为20％。更优选为17％以下。
此外，推荐上述残留γ中的C浓度(CγR)为0.8％以上。该CγR对TRIP的特性有很大影响，若控制在0.8％以上，则对延伸率等的提高特别有效。优选为1％以上。还有，上述CγR的含量优选多的程度，便在实际作业上，可以调整的上限被认为是大约1.6％。
接下来，对于构成本发明钢板的母相组织(贝氏体·铁素体、多边铁素体)和第二相组织(残留γ)的测定方法进行说明。
首先，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀钢板，在板厚1/4的位置对平行于轧制面的面进行SEM(扫瞄型电子显微镜)观察(倍率：4000倍)，通过图像处理，求得多边铁素体(PF)的面积率和该多边铁素体(PF)以外的组织(贝氏体·铁素体+残留γ，以下有称为“PF以外的组织”的情况)的面积率。
另一方面，残留γ的占空因数通过饱和磁化测定法测定[参照特开2003-90825号公报，R&D神户制钢技报/Vol.52，No.3(Dec.2002)]。该饱和磁化测定法基于如下测定原理。即，金属组织中的铁素体相和马氏体相等的组织在室温下显示出铁磁性度，相对于此，奥氏体相为顺磁性。因此，预先求得只有铁素体相和马氏体相这种显示出铁磁性的组织所构成的金属组织其每单位体积的饱和磁化量(Is)，再测定含有奥氏体相的试料的饱和磁化量(I)，由此能够根据下式(2)求得奥氏体(γ)相的比例(体积％)，并将其定义为占空因数(面积％)。
γ(体积％)＝[1-(I/IS)]×100％…(2)
其次，从前述求得的“PF以外的组织”的面积率减去残留γ的占空因数(面积率)，由此求得贝氏体·铁素体(BF)的占空因数(面积率)。
如前述，本发明通过使母相组织为贝氏体·铁素体和多边铁素体的混合组织，其中含有规定量的残留γ的TRIP钢板，从而能够提高高强度钢板的延伸率和均匀延伸率，但也可以含有下述其他的组织。
[其他：珠光体、贝氏体和马氏体(含0％)]
本发明的钢板，不完全排除在本发明的制造过程中得以残存的其他组织(珠光体、贝氏体、马氏体等)的混入，在不损害本发明的作用的范围内，含有这些其他组织的钢板也包含在本发明的范围内。但是，这些组织的占空因数越少越好，推荐将其合计量控制在10％以下(更优选为5％以下)。
接下来，就构成本发明钢板的基本成分进行说明。以下，化学成分的单位：％全部是质量％。
C：0.10～0.28％
C是确保高强度且确保残留γ所需要的元素。详细地说，使γ相中含有充分的C量，是为了在室温下也可以使希望的γ相残留的重要的元素。为了有独效地发挥这样的作用，需要使C含有0.10％以上，优选为0.12％以上，更优选为0.15％以上。但是，从确保焊接性的观点出发，可以将其抑制在0.28％以下，优选为0.25％以下，更优选为0.23％以下，进一步优选为0.20％以下。
Si：1.0～2.0％
Si是有效地抑制残留γ分解生成碳化物的元素，另外作为固溶强化元素也有用。为了有效地发挥这样的作用，需要使Si含有1.0％以上。优选为1.2％以上。但是若Si过剩，则上述效果饱和，反而引起热脆性而产生问题，因此其上限为2.0％。优选为1.8％以下。
Mn：1.0～3.0％
Mn使γ稳定化，是用于得到希望的残留γ所需要的元素。为了有效地发挥这样的作用，可以使之含有1.0％以上，优选为1.3％以上，更优选为1.6％以上。但是，若超过3.0％，则铸片裂纹产生等的不良影响出现。优选抑制在2.5％以下。
本发明的钢板基本上含有上述成分，余量实质上是铁，但是作为因原料、物资、制造设备等的状况而进入的元素，也允许N(氮)和0.01％以下的O(氧)、0.5％以下的Al、0.15％以下的P、0.02％以下的S等的不可避免的杂质的混入。但是，若N过剩存在，则氮化物大量析出，有可能引起延性劣化，因此N量优选抑制在0.0060％以下，更优选在0.0050％以下，进一步优选在0.0040％以下。钢板中的N量越少越为优选，但若考虑到操作上的降低可能性，则N量的下限值为0.0010％左右。
此外，在对本发明的作用不造成不良影响的范围内，再积极地含有如下等元素也有效：(a)从Nb、Mo、Ni和Cu所构成的群中选择的至少一种元素；(b)Ca和/或REM；(c)Ti和/或V，根据所含有的元素的种类，冷轧钢板的特性得到进一步改善。含有这些元素时的范围限定理由如下。
从Nb：0.10％以下(不含0％)、Mo：1.0％以下(不含0％)、Ni：0.5％以下(不含0％)和Cu：0.5％以下(不含0％)所构成的群中选择的至少一种
这些元素作为钢的强化元素有用，并且是在残留γ的稳定化和规定量的确保上有效的元素。上述元素可以单独使用，也可以2种以上并用。为了有效地发挥这样的作用，推荐含有Nb：0.03％以上(更优选为0.04以上％)、Mo：0.05％以上(更优选为0.1％以上)、Ni：0.05％以上(更优选为0.1％以上)、Cu：0.05％以上(更优选为0.1％以上)。但是，即使过剩添加上述效果也是饱和，导致经济上的浪费，因此其上限分别定为Nb：0.10％、Mo：1.0％、Ni：0.5％、Cu：0.5％。更优选为Nb：0.08％以下、Mo：0.8％以下、Ni：0.4％以下、Cu：0.4％以下。
Ca：0.003％以下(不含0％)和/或REM：0.003％以下(不含0％)
Ca和REM(稀土类元素)控制钢中硫化物的形态，是在加工性提高上有效的元素，能够单独使用或并用。这里作为本发明所使用的稀土，可列举Sc、Y、镧系元素等。为了有效地发挥上述作用，可以分别含有0.0003％以上(更优选为0.0005％以上)。但是，即使添加超过0.003％，上述效果也是饱和，造成经济上的浪费。更优选为0.0025％以下。
Ti：0.1％以下(不含0％)和/或V：0.1％以下(不含0％)
这些元素具有析出强化作用，是有助于高强度化的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐分别添加Ti：0.01％以上(更优选为0.02％以上)、V：0.01％以上(更优选为0.02％以上)。但是，若添加任何一种元素超过0.1％都会使上述效果饱和，造成经济上的浪费。更优选为Ti：0.08％以下、V：0.08％以下。
接下来，就用于制造本发明的冷轧钢板的方法进行说明。本发明的制造方法是采用满足上述成分组成的钢材，并实施热轧工序、冷轧工序和退火工序(或镀敷工序)，不过制法上的重点在于，特别是适当控制退火或镀敷工序中的热处理模式，从而使多边铁素体的生成增加。以下对于各工序依次进行说明。
(热轧工序)
在本发明中，热轧时的加热开始温度(SRT)可以是通常程度，例如1100～1150℃左右。另外，关于热轧工序以外的其他条件均没有特别限定，适当选择通常所实施的条件进行实施即可。具体来说，能够采用如下等条件：使终轧温度(FDT)为Ar3点以上，以大约3～50℃/秒的平均冷却速度(优选约20℃/秒)进行冷却，在大约500～600℃的温度卷取等。
(冷轧工序)
继上述热轧工序后进行冷轧，但冷轧率未特别限定，以通常所实施的条件(约30～75％的冷轧率)进行冷轧即可。但是，如果从防止再结晶的不均一化这一观点出发，则特别推荐优选将冷轧率控制在40％以上、70％以下。
(退火工序或镀敷工序)
该工序在用于确保最终希望的组织(母相组织为贝氏体·铁素体和多边铁素体的混合组织，并含有残留γ的TBF钢)上很重要，特别是在本发明中，通过适当地控制均热温度(后述的T1)、均热后的冷却模式和奥氏体等温淬火(austemper)温度(后述的T2)，从而获得希望的组织。
具体来说，
(i)在A3点以上的温度(T1)进行10～200秒温度保持(均热)，
(ii)以1～10℃/秒以上的平均冷却速度(CR1)，先从温度T1即刻冷却到下(1)式所示的温度Tq从而使铁素体相变产生，
A3-250(℃)≤Tq≤A3-20(℃)…(1)
(iii)从温度Tq以11℃/秒以上的平均冷却速度(CR2)一边避免铁素体相变和珠光体相变，一边急冷至贝氏体相变温度区域(T2，约450～320℃)，以及
(iv)在该温度区域(T2)保持180～600秒(奥氏体等温淬火处理)
首先，A3点以上的温度(T1)的均热，使碳化物完全熔解而有效地形成希望的残留γ，另外，通过均热后的冷却工序，在得到希望量贝氏体·铁素体上也有效。此外，在上述温度(T1)下的保持时间可以为10～200秒。这是由于若过短则不能充分享受加热带来的上述效果，另一方面，若保持时间过长，则晶粒粗大化。优选为20～150秒。
其次，先从温度(T1)以1～10℃/秒以上的平均冷却速度(CR1)冷却至温度Tq，从而使铁素体相变发生，使多边铁素体在贝氏体·铁素体中成长。这时的平均冷却速度(CR1)低于1℃/秒时，则在冷却中多边铁素体将过度成长(超过50％)。另外，若平均冷却速度比11℃/秒快，则多边铁素体达不到充分的量(低于30％)。
上述冷却需要进行至温度Tq，但是若该温度Tq变得过高[超过A3-20(℃)]，则多边铁素体得不到充分的量。另外，若温度Tq变得过低，则多边铁素体将大量生成。
在本发明方法中，继续从温度Tq(急冷开始温度)以11℃/秒以上的平均冷却速度(CR2)一边避免铁素体相变和珠光体相变，一边急冷至贝氏体相变温度区域(T2，约450～320℃)，但是，当这时的平均冷却速度CR2低于11℃/秒时，则在冷却时生成珠光体，另外最终得到的残留γ变少。还有这时的平均冷却速度(CR2)优选为15℃/秒以上，更优选为19℃/秒以上。另外，作为这时的冷却方法，可进行空冷、喷雾冷却或对冷却时使用的辊进行水冷等，从而如上述这样对平均冷却速度加以控制，由此能够确保规定量的贝氏体·铁素体。
上述冷却速度(CR2)的控制进行至贝氏体相变温度区域(T2，约450～320℃)。这时由于如果在比该温度区域(T2)高的温度区域早期结束控制，而后以例如非常慢的速度进行冷却时，则难以生成残留γ，从而不能确保优异的延伸率。另一方面，以上述冷却速度即使冷却至更低温度区域时，仍很难生成残留γ，从而难以确保优异的延伸率，因此不为优选。
然后，可以在该温度区域(T2)保持60～600秒。通过进行60秒以上的温度保持，C向残留γ中的浓缩在短时间内被高效率地促进，能够得到稳定、大量的残留γ，作为结果是能够确实地显现该残留γ带来的TRIP效果。更优选保持120秒以上，进一步优选180秒以上。另一方面，若温度保持时间超过600秒，则上述残留γ还来的TRIP效果无法被充分地发挥，因此不为优选。该保持时间更优选为480秒以下。
若考虑到实际作业，则上述退火处理使用连续退火设备进行较为简便。作为上述热处理的具体方法，可列举连续退火线(CAL，实机)、连续合金化熔融镀锌线(CGL，实机)、和使用了CAL模拟器、盐浴(salt bath)等的加热·冷却等。
关于在上述温度保持后冷却至常温的方法未特别限定，能够采用水冷、气体冷却和空冷等。另外，在不改变希望的金属组织等不损害本发明的作用的范围内，也可以对冷轧板进行镀敷，进一步进行合金化处理，这样的钢板也包含于本发明的范围内。还有，对冷轧板实施镀敷而成为熔融镀锌板时，镀敷条件以满足上述热处理条件的方式进行设定，在该镀敷工序中也可以进行上述热处理。
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受上述实施例限制，也可以在符合前后述的宗旨的范围内适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
实施例
[实施例1(钢中成分的研究)]
在本实施例中，熔炼由表1所示的各种成分组成构成的的钢种A～L(余量：Fe和不可避免的杂质)而得到钢坯后，对该钢坯实施热轧。在热轧时，将SRT控制在1150℃，FDT控制在850℃而进行轧制，在600℃卷取，得到板厚3.0mm的热轧钢板。此外，对得到的热轧钢板进行酸洗后，实施冷轧而成为板厚1.2mm的冷轧钢板。还有表1中的“A3相变点”是通过下式(3)求得的值。
A3相变点＝910-203(√[C])+44.7[Si]-30[Mn]-15.2[Ni]+31.5[Mo]…(3)
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Mo]分别表示C、Si、Mn、Ni、Mo的含量(质量％)。
然后，用CAL模拟器进行热处理。详细地说是在900℃的温度区域(T1)保持120秒后，以5℃/秒的冷却速度(CR1)徐冷至700℃(Tq)，从该温度(Tq)以50℃/秒的冷却速度(CR2)开始急冷并冷却至400℃(T2)在该温度区域(T2)保持约4分钟(约240秒)，其后冷却至室温并卷取成卷。
根据前述的方法计算出如此得到的各种钢板的金属组织。另外使用JIS5号试验片进行拉伸试验，测定抗拉强度(TS)、全延伸率(EL)和均匀延伸率(uniform-elongation：“u-EL”)。这些结果同抗拉强度与延伸率的平衡(TS×EL)、以及抗拉强度与均匀延伸率的平衡(TS×u-EL)一起显示在表2中。
[表1]
钢种                               化学成分组成(质量％) A3相变点(℃)
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   其他
  A   0.05   1.50   1.51   0.02   0.003   0.03   0.004   -   886
  B   0.11   1.51   1.50   0.02   0.003   0.03   0.004   -   865
  C   0.2   1.51   1.51   0.02   0.003   0.03   0.004   -   841
  D   0.2   0.51   1.51   0.02   0.003   0.03   0.004   -   797
  E   0.2   1.51   3.51   0.02   0.003   0.03   0.004   -   781
  F   0.2   1.51   1.51   0.02   0.003   0.03   0.004   Mo：0.2   848
  G   0.2   1.51   1.51   0.02   0.003   0.03   0.004   Nb：0.05   841
  H   0.2   1.51   1.51   0.02   0.003   0.03   0.004   Ni：0.2   838
  I   0.2   1.51   1.51   0.02   0.003   0.03   0.004   Cu：0.2   841
  J   0.2   1.51   1.51   0.02   0.003   0.03   0.004   Ti：0.05   841
  K   0.2   1.51   1.51   0.02   0.003   0.03   0.004   V：0.05   841
[表2]
No. 钢种                       组织                       特性
  PF(面积％)   PF以外(面积％)   残留γ量(面积％)   BF(体积％)   TS(MPa)   EL(％) TS×EL   u-EL(％) TS×u-EL
  1   A   98   2   1   1   581   33   19347   22   12576
  2   B   45   55   7   48   668   39   26052   25   16934
  3   C   43   57   13   44   777   30   23310   20   15152
  4   D   37   63   1   62   840   17   13860   11   9009
  5   E   -   -   -   -   -   -   -   -   -
  6   F   34   66   9   57   859   27   23021   17   14964
  7   G   45   55   14   41   787   31   24397   20   15858
  8   H   37   63   15   48   790   32   25280   21   16432
  9   I   38   62   16   46   809   31   25079   20   16301
  10   J   43   57   13   44   825   28   23100   18   15015
  11   K   43   57   13   43   807   29   23403   19   15212
由表1、2能够进行如下考察。首先，表2的No.2、3、6～11均采用满足本发明规定的钢中成分的钢材(表1中钢种No.B、C、F～K)，是以本发明规定的条件进行了热处理的冷轧钢板，抗拉强度与延伸率的平衡、和抗拉强度与均匀延伸率的平衡极其优异。相对于此，欠缺本发明特定某一要件的下述例分别具有以下的问题。
其中，No.1是使用C量少的钢种A的例子，其不能充分确保规定量的残留γ，且贝氏体·铁素体少，成为多边铁素体为主体的组织，其结果是不能确保抗拉强度。
No.4是使用了Si量少的钢种D有例子，其不能充分确保规定量的残留γ，抗拉强度与延伸率的平衡、和抗拉强度与均匀延伸率的平衡均有所降低。No.5是使用了Mn的含量多的钢种E的例子，其在热轧时发生了热裂(不再进行后面的评价)。
[实施例2(热处理条件的研究)]
在本实施例中，使用表1的钢种C(满足本发明的范围的钢种)，在实施例1的制造方法中，退火条件的某项脱离本发明的要件之外，对于如此制成的冷轧钢板(No.12～19)带给组织和机械的特性的影响进行调查。本实施例中的退火条件如表3所示，除此以外的条件(热轧条件和冷轧条件)如实施例1所述。
得到的结果显示在表4中。在表3、4中为了参考，关于表2的No.3的结果和对其实施了镀敷的例子(No.20)也一并记录。
[表3]
No. 钢种                                              退火条件
  加热温度T1(℃)   平均冷却速度CR1(℃/秒)   急冷开始温度Tq(％)   平均冷却速度CR2(℃/秒)   奥氏体等温淬火温度(℃) 有无镀敷
  3   C   900   5   700   20   400   无
  12   C   800   1   700   20   400   无
  13   C   900   0.5   700   20   400   无
14 C 900 20 700 20 400 无
  15   C   900   5   830   20   400   无
  16   C   900   5   540   20   400   无
  17   C   900   5   700   5   400   无
  18   C   900   5   700   20   600   无
  19   C   900   5   700   20   300   无
  20   C   900   5   700   20   400   有
[表4]
No. 钢种                      组织                    特性
  PF(面积％)  PF以外(面积％) 残留γ量(面积％)   BF(面积％)   其他(面积％)   TS(MPa)   EL(％) TS×EL   u-EL(％) TS×u-EL
  3   C   43   57   13   44   0   777   30   23310   20   15152
  12   C   69   31   9   22   0   645   34   21930   26   16448
  13   C   65   35   11   24   0   675   33   22275   22   14924
  14   C   23   77   13   64   0   797   29   23113   17   13868
  15   C   8   92   14   78   0   799   24   19176   16   12464
  16   C   72   28   10   18   0   640   35   22400   23   15008
  17   C   50   35   1   34   P：15   727   20   14540   13   9451
  18   C   60   40   3   37   0   623   35   21805   25   15264
  19   C   44   56   2   54   0   787   26   20462   17   13300
  20   C   42   58   13   45   0   778   30   23340   20   15171
由表3、4能够进行如下的考察。首先，No.12降低了加热温度(T1：均热温度)(低于A3相变点)，比起热处理的最初，多边铁素体大量存在。另外，因为是从二相(α+γ)的平衡状态开始的冷却，所以铁素体相变急速地进行，多边铁素体的占空因数变多而得不到规定的强度。
还有，关于即使急冷开始温度Tq相同，但由于加热温度T1变低而导致组织仍就不同的理由能够做如下考虑。即，在贝氏体·铁素体的核生成中需要化学驱动力(过冷的情况下的温度差ΔT)，但No.12的情况因为最初的冷却开始温度(即加热温度T1)低，所以在冷却过程中得不到该驱动力，从而无法得充分量的贝氏体·铁素体。而且认为在该冷却中间，C原子的扩散进行(铁素体相变为扩散型相变)，将使多边铁素体成长。
No.13因为冷却速度(CR1)慢，冷却中多边铁素体过度生成，所以得不到规定的抗拉强度，使抗拉强度与延伸率的平衡降低。
No.14其冷却速度(CR1)快，多边铁素体无法以充分量获得，均匀延伸率降低，抗拉强度和均匀延伸率的平衡降低。
No.15因为急冷开始温度(Tq)高，为[A3-11(℃)]，所以无法以充分的量获得多边铁素体，延伸率和均匀延伸率降低，抗拉强度与延伸率的平衡、和抗拉强度与均匀延伸率的平衡将降低。
No.16因为急冷开始温度(Tq)低，为[A3-301(℃)]，所以多边铁素体大量产生，因此(贝氏体·铁素体的量变少)，抗拉强度降低，抗拉强度与延伸率的平衡降低。
No.17因为冷速度(CR2)慢，珠光体产生，另外最终得到的残留γ变少，因此得不到良好的延伸率、均匀延伸率，抗拉强度与延伸率的平衡、和抗拉强度与均匀延伸率的平衡降低。
No.18因奥氏体等温淬火温度变高(600℃)，多边铁素体大量产生，因此(贝氏体·铁素体的量变少)，抗拉强度降低，抗拉强度与延伸率的平衡降低。
No.19其奥氏体等温淬火温度变低(300℃)，残留γ变少，从而得不到良好的延伸率、均匀延伸率，抗拉强度与延伸率的平衡、和抗拉强度与均匀延伸率的平衡降低。

Claims (6)

1.一种均匀延伸率优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，钢中成分以质量％计含有：
C： 0.10～0.28％、
Si：1.0～2.0％、
Mn：1.0～3.0％，
该钢板的组织以相对于全部组织的占空因数计满足：
贝氏体·铁素体：30～65％、
多边铁素体：30～50％、
残留奥氏体：5～20％。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有从Nb：0.10％以下但不含0％、Mo：1.0％以下但不含0％、Ni：0.5％以下但不含0％、和Cu：0.5％以下但不含0％中选择的至少一种元素。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ca：0.003％以下但不含0％和/或REM：0.003％以下但不含0％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ti：0.1％以下但不含0％和/或V：0.1％以下但不含0％。
5.一种镀敷钢板，其特征在于，其是对权利要求1～4中任一项所述的冷轧钢板实施镀敷而成的。
6.一种均匀延伸率优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在制造权利要求1～4中任一项所述的冷轧钢板时，将结束了热轧和冷轧的钢板加热到A3相变点以上的温度并均热化后，先以1～10℃/秒的平均冷却速度冷却到下式(1)所示的温度Tq，之后再从该温度以11℃/秒以上的平均冷却速度急冷至贝氏体相变温度区域，
A3-250(℃)≤Tq≤A3-20(℃)...(1)。
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102741442A (zh) * 2010-03-24 2012-10-17 株式会社神户制钢所 温热加工性优异的高强度钢板
US8349471B2 (en) 2009-03-31 2013-01-08 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability and shape freezing property
CN103290317A (zh) * 2012-02-27 2013-09-11 株式会社神户制钢所 弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN111757946A (zh) * 2018-03-30 2020-10-09 日本制铁株式会社 钢板
CN112680660A (zh) * 2020-12-03 2021-04-20 山东钢铁集团日照有限公司 一种1.2GPa级TRIP钢及其微观组织的调控方法
CN114051538A (zh) * 2019-06-17 2022-02-15 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 高强度冷轧钢带材的热处理
CN114959422A (zh) * 2022-06-06 2022-08-30 山东冀凯装备制造有限公司 一种高强度低合金贝氏体铸钢的制备方法

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3764411B2 (ja) * 2002-08-20 2006-04-05 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板
JP4974341B2 (ja) * 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP5030200B2 (ja) * 2006-06-05 2012-09-19 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
BR112012018697B1 (pt) 2010-01-29 2018-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço e método de produção da chapa de aço
CN103154279B (zh) 2010-10-12 2015-09-23 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 热成形钢坯的方法和热成形的部件
JP5662902B2 (ja) 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5667472B2 (ja) 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
US9745639B2 (en) 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
IN2014DN00269A (zh) 2011-07-06 2015-06-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
PL2730672T3 (pl) 2011-07-06 2018-07-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na zimno
JP5636347B2 (ja) 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
JP5860308B2 (ja) * 2012-02-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5890710B2 (ja) * 2012-03-15 2016-03-22 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品およびその製造方法
KR101412259B1 (ko) * 2012-03-29 2014-07-02 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조 방법
WO2013144373A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
JP5860354B2 (ja) * 2012-07-12 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5860373B2 (ja) * 2012-09-20 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3061837A1 (de) * 2015-02-27 2016-08-31 Swiss Steel AG Blankes bainitisches Langprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
WO2017125773A1 (en) 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
EP3436613B1 (en) * 2016-03-30 2020-05-27 Tata Steel Limited A hot rolled high strength steel (hrhss) product with tensile strength of 1000 -1200 mpa and total elongation of 16%-17%
WO2018115933A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
WO2019122963A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102467658B1 (ko) 2018-03-30 2022-11-18 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
KR102467656B1 (ko) 2018-03-30 2022-11-17 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
CN111902553B (zh) 2018-03-30 2022-04-01 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
KR102597736B1 (ko) 2019-03-29 2023-11-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
EP3754034B1 (en) * 2019-06-17 2022-03-02 Tata Steel IJmuiden B.V. Heat treatment of cold rolled steel strip
PT3754037T (pt) * 2019-06-17 2022-04-19 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio de alta resistência
PT3754035T (pt) * 2019-06-17 2022-04-21 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio
US20220177995A1 (en) 2019-07-10 2022-06-09 Nippon Steel Corporation High strength steel sheet
WO2022008949A1 (en) 2020-07-06 2022-01-13 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102504647B1 (ko) 2020-09-16 2023-03-03 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4426235A (en) * 1981-01-26 1984-01-17 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Cold-rolled high strength steel plate with composite steel structure of high r-value and method for producing same
EP0295500B2 (en) * 1987-06-03 2003-09-10 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet with a high strength and a distinguished formability
JPH03288424A (ja) 1990-04-04 1991-12-18 Fujikura Ltd 回路作製用レジスト層
JPH04333524A (ja) * 1991-05-09 1992-11-20 Nippon Steel Corp 優れた延性を有する高強度複合組織鋼板の製造方法
JP3317303B2 (ja) 1991-09-17 2002-08-26 住友金属工業株式会社 局部延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法
JP2658706B2 (ja) * 1992-01-09 1997-09-30 日本鋼管株式会社 耐時効性の優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法
JP3288424B2 (ja) * 1992-05-14 2002-06-04 川崎製鉄株式会社 伸び特性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
EP0748874A1 (de) * 1995-06-16 1996-12-18 Thyssen Stahl Aktiengesellschaft Mehrphasiger Stahl, Erzeugung von Walzprodukten und Verwendung des Stahls
CN1078623C (zh) * 1996-11-28 2002-01-30 新日本制铁株式会社 具有高冲击能量吸收性能的高强度钢及其生产方法
JP3619357B2 (ja) 1997-12-26 2005-02-09 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板とその製造方法
JP3172505B2 (ja) 1998-03-12 2001-06-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度熱延鋼板
JP3750789B2 (ja) 1999-11-19 2006-03-01 株式会社神戸製鋼所 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US7090731B2 (en) 2001-01-31 2006-08-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof
FR2830260B1 (fr) 2001-10-03 2007-02-23 Kobe Steel Ltd Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci
JP3854506B2 (ja) * 2001-12-27 2006-12-06 新日本製鐵株式会社 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3840436B2 (ja) 2002-07-12 2006-11-01 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板
JP3828466B2 (ja) 2002-07-29 2006-10-04 株式会社神戸製鋼所 曲げ特性に優れた鋼板
JP3764411B2 (ja) 2002-08-20 2006-04-05 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板
US7314532B2 (en) 2003-03-26 2008-01-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same
JP4320198B2 (ja) * 2003-03-28 2009-08-26 日新製鋼株式会社 衝撃特性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP4091894B2 (ja) * 2003-04-14 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US20050150580A1 (en) 2004-01-09 2005-07-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
US7591977B2 (en) 2004-01-28 2009-09-22 Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
JP2005213640A (ja) 2004-02-02 2005-08-11 Kobe Steel Ltd 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板とその製法
ATE426686T1 (de) 2004-04-22 2009-04-15 Kobe Steel Ltd Hochfestes und kaltgewaltzes stahlblech mit hervorragender verformbarkeit und plattiertes stahlblech
JP4288364B2 (ja) 2004-12-21 2009-07-01 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織冷延鋼板
EP1676932B1 (en) 2004-12-28 2015-10-21 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property
CA2531616A1 (en) 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property and high workability
JP5072058B2 (ja) 2005-01-28 2012-11-14 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度ボルト
KR100764253B1 (ko) 2005-01-28 2007-10-05 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 내수소취화 특성이 우수한 고강도 스프링용 강

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8349471B2 (en) 2009-03-31 2013-01-08 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability and shape freezing property
CN101851727B (zh) * 2009-03-31 2013-01-23 株式会社神户制钢所 加工性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板
CN102741442A (zh) * 2010-03-24 2012-10-17 株式会社神户制钢所 温热加工性优异的高强度钢板
US8932414B2 (en) 2010-03-24 2015-01-13 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet with excellent warm workability
CN103290317A (zh) * 2012-02-27 2013-09-11 株式会社神户制钢所 弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN111757946A (zh) * 2018-03-30 2020-10-09 日本制铁株式会社 钢板
CN114051538A (zh) * 2019-06-17 2022-02-15 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 高强度冷轧钢带材的热处理
CN112680660A (zh) * 2020-12-03 2021-04-20 山东钢铁集团日照有限公司 一种1.2GPa级TRIP钢及其微观组织的调控方法
CN114959422A (zh) * 2022-06-06 2022-08-30 山东冀凯装备制造有限公司 一种高强度低合金贝氏体铸钢的制备方法

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