CN103080357B - 延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法，所述高强度冷轧钢板具有以质量%计含有C：0.050～0.090%、Si：0.05%以下、Mn：1.5～2.0%、P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Al：0.005～0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.005～0.050%、Nb：0.020～0.080%且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，具有以体积%计包含50～77%的铁素体相、20～50%的贝氏体相、2～10%的马氏体相和1～5%的残余奥氏体相的组织，具有拉伸强度TS：590MPa以上的高强度，并且满足强度-伸长率平衡TS×E1为16000MPa%以上、强度-扩孔率平衡TS×λ为40000MPa%以上。

Description

延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适于在冲压成形为复杂形状的汽车部件等中使用的高强度冷轧钢板，特别涉及延伸凸缘性的提高。在此所说的“高强度钢板”是指具有拉伸强度：590MPa以上的高强度的钢板。另外，在此所说的“钢板”包括钢板、钢带。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，要求提高汽车的燃料效率，并且正在进行汽车车身的轻量化。另外，从确保乘务人员的安全性的观点出发，要求提高汽车的碰撞安全性。鉴于这种要求，高强度钢板在汽车车身中的应用正在扩大。

但是，伴随所使用的钢板的高强度化，冲压成形性降低。特别是存在延伸凸缘性大幅降低的倾向。因此，需要冲压成形性、特别是延伸凸缘性优良的高强度钢板。

对于这种要求，例如，专利文献1中记载了“延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板的制造方法”。专利文献1所记载的技术涉及一种延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，将含有C：0.04%以上且低于0.20%、Si：1.50%以下、Mn：0.50～2.00%、P：0.10%以下、S：0.005%以下、Cr：2.00%以下或者进一步含有Ca、Ti、Nb、REM、Ni中的一种以上且余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢板冷轧后，在双相区域进行退火，以在650℃与珠光体相变停止的温度T之间的温度停留10秒以上的方式进行冷却，并以使从T至450℃的停留时间为5秒以下的方式进行冷却。专利文献1所记载的技术中，通过抑制异常组织的产生，能够制造具有优良的延伸凸缘性的钢板。

另外，专利文献2中记载了“伸长率和延伸凸缘性优良的复合组织钢板”。专利文献2所记载的钢板具有以质量%计含有C：0.02～0.12%、Si+Al：0.5～2.0%、Mn：1.0～2.0%的组成，并且具有如下的复合组织：以组织占有率计，多边形铁素体为80%以上，残余奥氏体为1～7%，余量由贝氏体和/或马氏体构成，作为马氏体和残余奥氏体的第二相组织中，长径比为1:3以下且平均粒径为0.5μm以上的块状第二相组织在750μm²中为15个以下。专利文献2所记载的技术中，通过第二相组织的形态控制来提高室温下的伸长率和延伸凸缘性。

但是，专利文献1所记载的技术中，必须大量含有对化学转化处理性造成不良影响的Cr，并且C含量也高，从而在化学转化处理性、点焊性方面残留有问题。另外，专利文献2所记载的技术中，大量含有使化学转化处理性、点焊性降低的Si、Al，从而存在化学转化处理性、点焊性低的问题。

另外，专利文献3中记载了“伸长率和延伸凸缘性优良的高强度钢板的制造方法”。专利文献3所记载的技术涉及一种拉伸强度为590MPa以上且伸长率和延伸凸缘性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，以具有含有C：0.05～0.3%、Si：0.01～3%、Mn：0.5～3.0%、Al：0.01～0.1%且含有合计为0.01～1%的选自Ti、Nb、V、Zr中的一种或两种以上的组成并且马氏体和/或贝氏体的总占有率为90%以上、原奥氏体粒径以圆等效直径计为20μm以下的钢板作为原材钢板，将所述钢板在(Ac₃点-100℃)～Ac₃点的温度范围内加热保持1～2400秒的时间后，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms点以下，接着在300～550℃的温度范围内再加热保持60～1200秒的时间。根据专利文献3所记载的技术，能够制造具有如下组织的钢板：含有5～30%的铁素体相和50～95%的马氏体相，铁素体相的平均粒径以圆等效直径计为3μm以下，马氏体相的平均粒径以圆等效直径计为6微米以下。通过适当控制铁素体相与马氏体相的占有率和平均粒径而使伸长率和延伸凸缘性提高。

但是，专利文献3所记载的技术中，大量含有Si，并且C含量也高，从而存在化学转化处理性、点焊性降低的问题。另外，专利文献3所记载的技术中，在冷却后需要升温再加热的工序，从而存在制造成本高涨的可能性。

可见，在钢板的高强度化中多伴随C、Si等合金元素的大量添加，这种情况下，冲压成形性降低并且化学转化处理性、点焊性也降低。因此，为了在提高延伸凸缘性等冲压成形性的同时确保汽车车身用途所要求的化学转化处理性、点焊性，还特别要求将C量和Si量调节到适当范围。

对于这种要求，例如专利文献4中记载了“化学转化处理性和延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板的制造方法”。专利文献4所记载的技术涉及一种高强度冷轧钢板的制造方法，其中，将表层部与其他内部为不同的组成的钢坯热轧，然后冷轧后在连续退火线中加热至800℃以上，然后以30℃/秒以上的冷却速度冷却至350～500℃，并在该温度范围内保持40秒以上。对于表层部的成分而言，含有C：0.20%以下、Si：0.04%以下、Mn：0.1～3.0%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.01～0.1%，或者进一步含有Ca、REM、Zr中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，对于其他内部的成分而言，含有C：0.04～0.20%、Si：0.5～2.0%、Mn：0.5～3.0%且C、Si、Mn满足特定的关系式，并且含有P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.01～0.1%，或者进一步含有Ca、REM、Zr中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

另外，专利文献5中记载了“加工性优良的高强度钢板的制造方法”。专利文献5所记载的技术涉及一种高强度钢板的制造方法，其中，对具有含有C：0.03～0.13%、Si：0.02～0.8%、Mn：1.0～2.5%、Al：0.01～0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.004～0.1%和/或Nb：0.004～0.07%的组成的冷轧钢板实施如下的退火工序而得到高强度钢板：以5℃/秒以上的平均升温速度加热至Ac3相变点以上的温度范围，在该温度范围内保持10～300秒后，以2℃/秒以上的平均冷却速度从该温度范围冷却至400～600℃的温度范围，并在该温度范围内保持40～400秒的范围，然后进行冷却。根据专利文献5所记载的技术，能够得到以面积%计铁素体为50～86%、贝氏体为10～30%、马氏体为4～20%、贝氏体的面积率比马氏体的面积率大、并且作为母相的铁素体的平均粒径为2.0～5.0μm且具有贝氏体和马氏体作为第二相的组织、且TS-E1平衡、TS-λ平衡优良、加工性优良的590～780MPa级的高强度钢板。

另外，专利文献6中记载了“伸长率与延伸凸缘性的平衡优良的高强度冷轧钢板的制造方法”。专利文献6所记载的技术中，对含有C：0.05～0.30%、Si：3.0%以下、Mn：0.1～5.0%、Al：0.001～0.10%且以(Nb/96+Ti/51+V/48)×48满足0.01～0.20%的方式含有Nb：0.02～0.40%、Ti：0.01～0.20%、V：0.01～0.20%中的一种或两种以上的钢材实施使精轧结束温度为900℃以上、到550℃为止的冷却时间为(精轧结束温度-550℃)/20秒以下且卷取温度为500℃以下的热轧，然后，实施冷轧率为20～80%的冷轧，以使600℃～Ac1的温度范围满足特定关系的升温速度加热至(8×Ac1+2×Ac3)/10～1000℃范围内的温度，并在该温度下保持3600秒以下后，以50℃/秒以上的冷却速度急冷至Ms点以下的温度，或者在缓慢冷却至600℃以下的温度后，以50℃/秒以下的冷却速度冷却至Ms点以下的温度来实施退火，然后进行回火。由此，形成具有含有以面积率计为10～80%的铁素体作为软质相、并且含有以面积率计低于5%的残余奥氏体、马氏体和它们的混合组织且余量由包含回火马氏体和/或回火贝氏体的硬质相构成的组织、从而能够尽量减少铁素体中的应变量、能够提高硬质相的变形能力的组织，由此得到伸长率与延伸凸缘性的平衡优良且拉伸强度为780MPa以上的高强度冷轧钢板。

另外，专利文献7中记载了具有780MPa以上的高拉伸强度和2.0mm以上的厚的板厚并且具有良好的伸长率和弯曲性的“冷轧钢板的制造方法”。专利文献7所记载的技术涉及一种冷轧钢板的制造方法，其中，对含有C：0.08～0.20%、Si：1.0%以下、Mn：1.8～3.0%、sol.Al：0.005～0.5%、N：0.01%以下、Ti：0.02～0.2%的组成的热轧钢板实施压下率为30～60%的冷轧而制成冷轧钢板，使该冷轧钢板在Ac3～(Ac3+50℃)温度范围内停留240秒以内，以1～10℃/秒的平均冷却速度冷却至680～750℃的温度范围，进而以20～50℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下。由此得到如下的冷轧钢板：具有以体积率计包含10%以上的铁素体、20～70%的贝氏体、3～20%的残余奥氏体和0～20%的马氏体且铁素体的平均粒径为10μm以下、贝氏体的平均粒径为10μm以下、马氏体的平均粒径为3μm以下的组织，具有780MPa以上的高的拉伸强度TS和2.0mm以上的厚的板厚，并且，TS×E1为14000MPa·%以上，且具有最小弯曲半径为1.5t以下的优良的弯曲特性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平09-41040号公报

专利文献2：日本特开2006-176807号公报

专利文献3：日本特开2008-297609号公报

专利文献4：日本特开平05-78752号公报

专利文献5：日本特开2010-65316号公报

专利文献6：日本特开2010-255091号公报

专利文献7：日本特开2010-59452号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，专利文献4所记载的技术中，要求使用表层与除表层以外的内部的组成不同的钢坯，为了制成这种钢坯，需要运用特殊的包覆技术等，从而存在导致制造成本高涨的问题。

另外，专利文献5所记载的技术中，残留有贝氏体百分率低从而无法稳定地确保优良的弯曲特性的问题。另外，由于退火时的升温速度快，因此还存在缺乏组织稳定性的问题。

另外，专利文献6所记载的技术面向Si含量高的组成的钢板，而且C含量高，从而在化学转化处理性、焊接性方面残留有问题。另外，专利文献6所记载的技术中，需要进行升温再加热工序，制造工序复杂，从而存在制造成本高涨的可能性。

另外，专利文献7所记载的技术中，C、Mn、Ti含量高，从而存在焊接性降低的问题。另外，由于Mn含量高，因此，残留对延伸凸缘性造成不良影响的Mn带，并且夹杂物的球形化不充分，因此残留有延伸凸缘性降低的问题。

本发明的目的在于，有利地解决上述现有技术的问题，提供在不使用特殊包覆技术并且不大量含有C、Si等合金元素的情况下延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明的目的在于，以不含有对化学转化处理性造成不良影响的Si、Cr、不大量含有对点焊性造成不良影响的C、Si、Al并且不含有作为昂贵的合金元素的Ni、Cu、Mo等的成分体系在维持拉伸强度：590MPa以上的高强度的同时提高延伸凸缘性。

需要说明的是，在此所说的“延伸凸缘性优良”是指，满足拉伸强度TS与伸长率E1之积即强度-伸长率平衡TS×E1为16000MPa%以上、拉伸强度TS与扩孔率λ之积即强度-扩孔率平衡TS×λ为40000MPa%以上的情况。

用于解决问题的方法

为了达到上述目的，本发明人对金属组织给延伸凸缘性带来的影响进行了深入的研究。结果发现，对冷轧板退火时的加热、冷却条件进行设计，严格地调节铁素体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体的组织百分率，由此，能够制造即使是C、Si等合金元素含量少的成分体系也会在维持拉伸强度：590MPa以上的高强度的同时具有优良的延伸凸缘性的冷轧钢板。还发现，为了确保具有期望的组织百分率的组织，重要的是，特别地在冷轧板的退火时使加热为两阶段加热、使冷却为两阶段冷却，特别地使后一半冷却与前一半冷却相比为缓慢冷却且使后一半冷却时间为总冷却时间的0.2～0.8。

本发明基于上述发现进一步进行研究而完成。即，本发明的主旨如下所述。

(1)一种延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，

具有以质量%计含有C：0.050～0.090%、Si：0.05%以下、Mn：1.5～2.0%、P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Al：0.005～0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.005～0.050%、Nb：0.020～0.080%且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，

并且具有以体积%计包含50～77%的铁素体相、20～50%的贝氏体相、2～10%的马氏体相和1～5%的残余奥氏体相的组织。

(2)如(1)所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有Ca：0.0001～0.0050%。

(3)一种延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序和退火工序而制成冷轧钢板时，将上述钢原材设定为具有以质量%计含有C：0.050～0.090%、Si：0.05%以下、Mn：1.5～2.0%、P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Al：0.005～0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.005～0.050%、Nb：0.020～0.080%且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成的钢原材，

将上述退火工序设定为最高到达温度为800～900℃且具有两阶段加热和两阶段冷却的工序，

上述两阶段加热由以0.5～5.0℃/秒的平均升温速度从50℃加热至(最高到达温度-50℃)～(最高到达温度-10℃)温度范围内的第一阶段加热到达温度的第一阶段加热和使从该温度范围至上述最高到达温度的升温时间为30～150秒的第二阶段加热构成，

上述两阶段冷却由以平均冷却速度为10～40℃/秒的第一阶段冷却速度从上述最高到达温度开始进行冷却的第一阶段冷却和接着以平均冷却速度为(0.2～0.8)×第一阶段冷却速度的冷却速度、用第一阶段冷却与第二阶段冷却的总冷却时间的0.2～0.8的冷却时间冷却至400～500℃温度范围内的冷却停止温度的第二阶段冷却构成，

在上述第二阶段冷却结束后，在400℃～500℃的温度范围内停留100～1000秒。

(4)如(3)所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，上述钢原材在上述组成的基础上以质量%计还含有Ca：0.0001～0.0050%。

发明效果

根据本发明，能够稳定且廉价地制造具有拉伸强度TS：590MPa以上的高强度和满足强度-伸长率平衡TS×E1为16000MPa%以上、强度-扩孔率平衡TS×λ为40000MPa%以上的优良的延伸凸缘性并且适合用作冲压成形为复杂形状的汽车部件的高强度冷轧钢板，在产业上发挥特别优秀的效果。

具体实施方式

首先，对本发明冷轧钢板的组成限定理由进行说明。以下，如果没有特别说明，则质量%仅记为%。

C：0.050～0.090%

C是固溶在钢中或者以碳化物形式析出从而增加钢的强度的元素，另外，通过淬透性的增加，容易形成作为低温相变相的贝氏体相、马氏体相，通过组织强化而有助于钢板的强度增加。为了通过利用这种作用来确保拉伸强度TS为590MPa以上，需要含有0.050%以上。另一方面，含量超过0.090%时，对点焊性造成不良影响的同时，马氏体相过度硬质化，因此，使延伸凸缘性降低。因此，C限定为0.050～0.090%的范围。另外，优选为0.060～0.080%。

Si：0.05%以下

Si在大量含有时，造成硬质化，从而使加工性降低。另外，大量含有Si时，带来特别是在退火时生成Si氧化物从而阻碍化学转化处理性等不良影响。因此，Si在本发明中作为杂质，期望尽可能减少，限定为0.05%以下。

Mn：1.5～2.0%

Mn是在通过固溶而增加钢的强度的同时通过提高淬透性而有助于钢的强度增加的元素。这种作用在其含量为1.5%以上时变得显著。另一方面，超过2.0%而过度含有时，淬透性提高从而使低温相变相的生成量过度增加，因此，钢板发生过度的硬质化，难以确保期望的铁素体相百分率，从而使冲压成形性降低。因此，Mn限定为1.5～2.0%的范围。另外，优选为1.6～1.9%。

P：0.030%以下

P在晶界处偏析，从而造成使延展性、韧性降低的不良影响。另外，P使点焊性降低。因此，期望尽可能减少P，但过度减少P时，用于脱磷的精炼时间变长，生产效率降低，从而导致制造成本高涨，因此，优选设定为0.001%以上。另外，含量超过0.030%时，会导致点焊性显著降低。因此，P限定为0.030%以下。另外，优选为0.001%以上且低于0.020%。

S：0.0050%以下

S在钢中基本以夹杂物形式存在，不仅基本无助于强度，而且形成粗大的MnS，从而使延展性降低，特别是在延伸凸缘成形时成为裂缝的起点从而使延伸凸缘性降低，因此优选尽可能减少。但是，过度减少S时，炼钢工序中的脱硫时间变长，生产效率降低，从而导致制造成本高涨，因此，优选设定为0.0001%以上。含量超过0.0050%时，延伸凸缘性显著降低，因此，S限定为0.0050%以下。另外，优选为0.0001～0.0030%。

Al：0.005～0.1%

Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，为了充分得到其效果，需要含有0.005%以上。另一方面，含量超过0.1%时，使闪光对接焊等的焊接性降低，并且Al的添加效果饱和，大量添加会导致制造成本高涨。因此，Al限定为0.005～0.1%的范围。另外，优选为0.02～0.06%。

N：0.01%以下

N在本发明中为杂质，有时作为固溶N使耐时效性降低，优选尽可能减少，但过度减少N时，精炼时间变长，导致制造成本高涨，因此，从经济性的观点出发，优选设定为约0.0020%以上。另一方面，含量超过0.01%时，产生钢坯裂缝、钢坯内部缺陷等的倾向增强，从而存在产生表面缺陷的可能性。因此，N限定为0.01%以下。另外，优选为0.0050%以下。

Ti：0.005～0.050%

Ti是形成碳氮化物而具有抑制钢坯加热时等的奥氏体晶粒粗大化的作用的元素，并且有效地有助于热轧板组织、退火后的钢板组织的微细化、均匀化。为了得到这种效果，需要含有0.005%以上的Ti。另一方面，含量超过0.050%时，析出物在铁素体相中过度生成，从而使铁素体相的延展性降低。另外，Ti的进一步过度含有会使热轧板过度硬化，从而增大热轧时、冷轧时的轧制负荷。因此，Ti限定为0.005～0.050%的范围。另外，优选为0.010～0.0040%。

Nb：0.020～0.080%

Nb是固溶在钢中而通过固溶强化有助于钢板的强度增加、或者形成碳氮化物而通过析出强化有助于钢板的强度增加的元素，为了得到这种效果，需要含有0.020%以上。另一方面，超过0.080%而过度含有时，析出物在铁素体相中过度生成从而使铁素体相的延展性降低，并且使热轧板过度硬化从而使热轧时、冷轧时的轧制负荷增大。因此，Nb限定为0.020～0.08%的范围。另外，优选为0.030～0.050%。

可见，Ti通过抑制奥氏体晶粒的粗大化而有助于热轧板组织、退火后的钢板组织的微细化、均匀化，另一方面，Nb固溶在钢中而通过固溶强化有助于钢板的强度增加、或者形成碳氮化物而通过析出强化有助于钢板的强度增加。本发明中，复合含有具有这种作用的Ti和Nb。另外，复合含有Ti和Nb时，本发明中优选使Nb的含量多于Ti的含量。

复合含有Ti和Nb时，与单独含有Ti或者虽然复合含有Ti和Nb、但Nb含量少于Ti含量的情况相比，通过使Nb含量多于Ti含量，能够得到晶粒均匀、微细的组织。因此，弯曲特性提高。这种效果通过使(Nb含量)与(Ti含量)之比即Nb/Ti为1.5以上而变得显著。另外，Nb/Ti优选为1.8以上且5.0以下。

Nb、Ti在热轧的加热阶段一部分再溶解，但在之后的粗轧、精轧以及卷取阶段，以Ti系碳氮化物或者Nb系碳氮化物的形式析出。Ti系碳氮化物在高温下析出，另一方面，Nb系碳氮化物在比Ti系碳氮化物的析出温度低的温度下析出。因此，Ti系碳氮化物在高温下停留的时间长，存在进行晶粒生长而粗大化的倾向。另一方面，Nb系碳氮化物的析出温度低于Ti系碳氮化物的析出温度，因此，形成微细且较致密的分布。微细的碳氮化物具有晶粒的钉扎效果，在退火时使冷轧组织的恢复、再结晶、晶粒生长延迟，从而能够使最终得到的钢板组织成为均匀微细的组织。通过复合含有Ti和Nb，能够得到这种均匀微细的组织，从而使钢板的弯曲特性显著提高。

上述成分为基本成分，但本发明中可以根据需要在基本成分的基础上还含有Ca：0.0001～0.0050%。

Ca：0.0001～0.0050%

Ca是对夹杂物的形态控制有效的元素，在退火工序之前控制夹杂物的形态，例如将在冷轧工序中伸展而成为板状夹杂物的MnS控制为球状夹杂物CaS，从而使延展性、延伸凸缘性提高。这种效果在含有0.0001%以上的Ca时可以观察到，但含量即使超过0.0050%，效果也会饱和，无法期待与含量相称的效果。因此，含有时，Ca优选限定为0.0001～0.0050%的范围。另外，更优选为0.0005～0.0020%。

上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。

接着，对本发明冷轧钢板的组织限定理由进行说明。

本发明冷轧钢板具有以体积%计包含50～77%的铁素体相、20～50%的贝氏体相、2～10%的马氏体相和1～5%的残余奥氏体相的组织。

铁素体相：50～77%

铁素体相软质且有助于冷轧钢板的延展性(伸长率)。为了得到这种效果，需要使铁素体相的体积百分率为50%以上。另一方面，超过77%而大量含有时，变得无法确保期望的高强度(TS：590MPa以上)。因此，铁素体相的体积百分率限定为50～77%的范围。另外，优选为50～65%，更优选为50～60%。另外，铁素体相的结晶粒径过大时，局部存在低温相变相，导致不均匀变形，从而难以确保优良的成形性。另一方面，铁素体相的结晶粒径变得细小时，低温相变相与铁素体相邻，阻碍铁素体相的变形，从而难以确保优良的成形性。因此，铁素体相的平均结晶粒径优选设定为1～10μm的范围。

贝氏体相：20～50%

贝氏体相为低温相变相之一，为了确保期望的高强度，本发明中需要含有20%以上的贝氏体相。另一方面，超过50%而过度含有时，钢板过度硬质化从而使成形性降低。因此，贝氏体相的体积百分率限定为20～50%的范围。另外，优选为30～50%，更优选为超过30%且在50%以下，进一步优选为35～45%。另外，贝氏体相的平均结晶粒径增大而超过10μm时，组织成为不均匀组织，在成形时产生不均匀的变形，从而难以确保优良的成形性。另一方面，贝氏体相的平均结晶粒径变细小而小于1μm时，贝氏体相对加工时的变形能力的贡献变大，阻碍铁素体相的变形，从而难以确保优良的成形性。因此，贝氏体相的平均结晶粒径优选设定为1～10μm的范围。

需要说明的是，贝氏体相与马氏体相的比率也是重要的。贝氏体相比马氏体相软质，且与铁素体相的强度差(硬度差)比与马氏体相的强度差小，在成形时使钢板整体均匀变形，因此，特别是从提高延伸凸缘性的观点出发，贝氏体相比马氏体相有利。因此，本发明中，低温相变相以贝氏体相为主体，仅含有少量马氏体相。由此，能够在确保期望的高强度的同时确保延伸凸缘性等优良的成形性。另外，本发明中的低温相变相是指贝氏体相、马氏体相。

另外，贝氏体相也有效地有助于提高弯曲加工性。通过形成使铁素体相、以及预定量的贝氏体相分散存在的组织，能够在弯曲应变不局部集中的情况下进行均匀的变形。因此，优选使20%以上、更优选超过30%的贝氏体相分散。这是因为，在贝氏体相少至低于20%或者30%以下时，软质铁素体相和硬质马氏体相以及残余奥氏体相的组织百分率增多，在弯曲成形时，应变集中在软质相与硬质相的界面，从而有时产生裂缝。通过存在预定量的具有中间硬度的贝氏体相，在弯曲成形时应变不会局部集中，从而使应变分散，因此能够进行均匀的变形。

马氏体相：2～10%

马氏体相作为低温相变相是硬质的，显著有助于钢板的强度增加。但是，在冲裁剪切加工时，由于马氏体相与铁素体相的硬度差而在马氏体相与铁素体相的界面产生大量空隙，这些空隙在冲压成形过程中连结形成裂纹，该裂纹进一步伸展而成为裂缝。因此，大量马氏体相的存在会使延伸凸缘性降低。马氏体相的体积百分率增大而超过10%时，强度变得过高，延展性显著降低，并且马氏体相与铁素体相的界面增加，从而变得难以确保优良的延伸凸缘性。另一方面，马氏体相的体积百分率减少而低于2%时，在组织中的分散变得稀疏，因此对延伸凸缘性的影响变小，但变得无法稳定地确保期望的高强度。因此，马氏体相的体积百分率限定为2～10%的范围。另外，优选为4～8%。

另外，马氏体相的平均结晶粒径优选设定为0.5～5.0μm的范围。马氏体相的平均结晶粒径低于0.5μm时，形成在软质铁素体相中微细分散有硬质马氏体相的组织，因此，由于大的硬度差而使变形变得不均匀，从而变得难以确保优良的成形性。另外，马氏体相的平均结晶粒径变得粗大而超过5.0μm时，马氏体相局部存在(偏在)从而使组织变得不均匀，因此变形变得不均匀，从而变得难以确保优良的成形性。因此，马氏体相的平均结晶粒径优选限定为0.5～5.0μm的范围。

残余奥氏体相：1～5%

残余奥氏体相在成形加工时通过应变诱导相变而有助于提高延展性(均匀伸长率)。但是，残余奥氏体相中富集有C而成为硬质，与铁素体相的硬度差变大。因此，残余奥氏体相的存在是使延伸凸缘性降低的主要原因。残余奥氏体相增多而超过5%时，由于与铁素体相的硬度差，在冲裁剪切加工时在残余奥氏体相与铁素体相的界面产生大量空隙，这些空隙在冲压成形过程中连结而形成裂纹，该裂纹进一步伸展而成为裂缝。另一方面，残余奥氏体相的体积百分率变少而低于1%时，在组织中的分散变得稀疏，因此对延伸凸缘性的影响变小，但延展性的提高少。因此，残余奥氏体相的体积百分率限定为1～5%的范围。另外，优选为1～3%。

除上述相以外的余量为不可避免地生成的渗碳体相。不可避免地生成的渗碳体相以体积百分率计低于3%时，不影响本发明的效果。

另外，对于铁素体相、贝氏体相、马氏体相等的平均结晶粒径而言，可以利用光学显微镜(倍率：200～1000倍)在五个以上的视野内进行观察并对组织进行鉴定后，通过根据JIS法的切割法、图像分析进行计算。

接着，对本发明冷轧钢板的优选制造方法进行说明。

对上述组成的钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序和退火工序、或者进一步实施表面光轧工序，制成冷轧钢板。

钢原材的制造方法无需特别限定，优选将上述组成的钢水通过转炉法、电炉法等常用的熔炼方法进行熔炼，并通过连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材。钢原材的铸造方法期望为用于防止成分的微观偏析的连铸法，但利用铸锭法、薄板坯铸造法也没有任何问题。

接着，对所得到的钢原材实施热轧工序，用于热轧的加热可以应用先冷却至室温、然后进行再加热的方法，另外也可以没有问题地应用不冷却至室温而直接以温片的状态装入到加热炉内、或者稍微进行保温后立即进行轧制的直送轧制、直接轧制等节能工艺。

热轧工序优选为如下工序：在加热或者不加热的状态下，对上述组成的钢原材实施由粗轧、精轧构成的常用的热轧，从而制成预定尺寸形状的热轧板，然后进行卷取。本发明中，只要能够制成预定尺寸形状的热轧板即可，无需特别限定热轧的条件，但优选下述条件。

钢原材的加热温度优选设定为1150℃以上。加热温度低于1150℃时，热轧的轧制负荷增大。另外，无需特别限定加热温度的上限，但从晶粒粗大化、氧化造成的氧化皮损耗等观点出发，优选设定为1300℃以下。加热后的钢原材经过粗轧而制成预定尺寸形状的薄板坯，对于粗轧条件，只要能够制成预定尺寸形状的薄板坯即可，无需特别进行限定。然后，对薄板坯实施精轧而制成热轧板。精轧的精轧结束温度优选设定为880℃以上。精轧结束温度低于880℃时，晶粒伸展，冷轧钢板的加工性降低。因此，在本发明的钢组成范围内时，精轧的精轧结束温度优选设定为880℃以上。另一方面，精轧结束温度的上限无需特别限定，但变得过高时，存在晶粒粗大化从而使冷轧板的加工性降低的问题，因此，优选设定为约950℃以下。接着，将所得到的热轧板卷取为卷状。至卷取为止的冷却速度无需特别规定，只要是空气冷却以上的冷却速度即足够。另外，也可以根据需要进行强制冷却，例如50℃/秒以上的急冷。另外，卷取温度优选设定为450～650℃。卷取温度低于450℃时，热轧板硬质化，冷轧负荷增大，从而变得难以确保冷轧压下率。另一方面，超过650℃时，卷取后的冷却速度在卷材内的长度方向、宽度方向上产生偏差，使组织变得不均匀，容易产生冷轧后的形状不良。

接着，对热轧板实施酸洗处理，然后实施冷轧工序。冷轧工序中，优选对热轧板实施以预定的冷轧压下率实施冷轧而制成冷轧板的常用的冷轧。本发明中，冷轧工序的条件无需特别限定，但冷轧压下率优选根据热轧板和制品板的板厚来确定。通常，冷轧压下率为30%以上时，在加工性、板厚精度方面不特别存在问题。另一方面，冷轧压下率超过70%时，对冷轧机的负荷变得过大，从而使操作变得困难。

接着，对冷轧板实施退火工序。本发明的退火工序为具有两阶段加热和两阶段冷却的工序。加热中的最高到达温度为800～900℃，然后，进行两阶段冷却。

最高到达温度低于800℃时，加热时的α→γ相变量少，因此，到达最高到达温度时的组织成为铁素体多的铁素体+奥氏体的双相组织，因此，最终得到的钢板组织中铁素体相的组织百分率变得过多，从而变得无法确保期望的高强度。另一方面，最高到达温度超过900℃时，成为奥氏体(γ)单相，并且γ晶粒粗大化，因此，在之后的冷却时生成的铁素体相的组织百分率变少而使加工性降低，并且所生成的铁素体相、低温相变相的结晶粒径容易变得粗大而使延伸凸缘性降低。因此，最高到达温度限定为800～900℃范围内的温度。

两阶段加热由第一阶段加热和紧接其后的第二阶段加热构成。加热过程中重要的是对铁素体相、贝氏体相的组织百分率进行调节。第一阶段加热为以0.5～5.0℃/秒的平均升温速度将冷轧板至少从50℃加热至(最高到达温度-50℃)～(最高到达温度-10℃)温度范围内的第一阶段加热到达温度的处理。另外，到50℃为止的加热条件无需特别限定，根据常规方法适当进行即可。第一阶段加热中的升温速度低于0.5℃/秒时，升温速度过慢，奥氏体晶粒的粗大化发展，因此，在冷却时由于奥氏体晶粒的粗大化而使γ→α相变延迟，所生成的铁素体相的组织百分率减少，发生硬质化，从而使加工性降低。另一方面，第一阶段加热中的升温速度变快而超过5.0℃/秒时，所生成的奥氏体晶粒微细化，最终得到的铁素体相的组织百分率增高，从而难以确保期望的高强度。因此，第一阶段加热中的升温速度平均限定为0.5～5.0℃/秒的范围。另外，优选为1.5～3.5℃/秒。

另外，第一阶段加热到达温度低于(最高到达温度-50℃)时，至最高到达温度为止的第二阶段加热成为急速加热，从而难以稳定地确保期望的组织百分率。另一方面，第一阶段加热到达温度升高而超过(最高到达温度-10℃)时，至最高到达温度为止的第二阶段加热成为缓慢加热，在高温范围内的停留时间变长，晶粒过于粗大化，从而使加工性降低。因此，第一阶段加热到达温度限定为(最高到达温度-50℃)～(最高到达温度-10℃)温度范围内的温度。

第二阶段加热为以从第一阶段加热到达温度至最高到达温度的升温时间为30～150秒的方式进行加热的处理。从第一阶段加热到达温度至最高到达温度的升温时间少于30秒时，至最高到达温度为止的加热变得过于急速，α→γ相变变慢，最终到达最高到达温度时的铁素体相的组织百分率增高，从而变得无法确保期望的高强度。另外，C、Mn等合金元素的扩散变得不充分，结果，形成不均匀的组织，从而使加工性降低。另一方面，从第一阶段加热到达温度至最高到达温度的升温时间变长而超过150秒时，结晶粒径粗大化，从而使加工性容易降低。因此，将第二阶段加热的升温时间调节为30～150秒的范围。

第二阶段加热结束后，立即进行冷却。

加热后的冷却为两阶段冷却。冷却对于调节软质铁素体相和硬质贝氏体相的组织百分率、使其兼具拉伸强度TS：590MPa以上的高强度和优良的加工性是重要的。因此，冷却中，为了能够确保期望的金属组织，需要严格调节冷却模式即冷却速度、冷却时间。两阶段冷却由第一阶段冷却和紧接其后的与第一阶段冷却相比为缓慢冷却的第二阶段冷却构成。第一阶段冷却和第二阶段冷却对于调节铁素体相和贝氏体相的组织百分率是重要的。

第一阶段冷却为以平均冷却速度为10～40℃/秒的冷却速度(第一阶段冷却速度)从最高到达温度开始进行冷却的处理。第一阶段冷却速度低于10℃/秒时，软质铁素体相的组织百分率增高，从而变得难以确保期望的高强度。另一方面，第一阶段冷却速度超过40℃/秒而成为急速冷却时，铁素体相的生成量减少，钢板硬质化，从而使加工性降低。

另外，第二阶段冷却为接在第一阶段冷却后立即以依赖于第一阶段冷却速度的(0.2～0.8)×(第一阶段冷却速度)的第二阶段冷却速度冷却至400～500℃内的第二阶段冷却停止温度的处理。

第二阶段冷却速度低于0.2×(第一阶段冷却速度)时，冷却变得过慢，促进软质铁素体相的生成，贝氏体相的组织百分率降低，从而变得无法确保期望的高强度。另一方面，第二阶段冷却速度超过0.8×(第一阶段冷却速度)时，冷却过快，从贝氏体相变开始到结束为止的停留时间缩短，贝氏体相的组织百分率降低，从而变得无法确保期望的高强度。因此，将第二阶段冷却速度限定为0.2～0.8×(第一阶段冷却速度)的范围。本发明中，为了确保期望的铁素体相和贝氏体相的百分率，对第一阶段冷却和第二阶段冷却的冷却时间进行分配。

即，第二阶段冷却的冷却时间设定为第一阶段冷却与第二阶段冷却的冷却时间的合计即总冷却时间的0.2～0.8的冷却时间。即，第二阶段冷却时间设定为(0.2～0.8)×总冷却时间。第二阶段冷却的冷却时间少于总冷却时间的0.2时，第一阶段冷却速度下的冷却时间变长，铁素体相的生成量减少，贝氏体相的组织百分率变得过多，钢板硬质化，从而变得无法确保期望的延伸凸缘性。另一方面，第二阶段冷却的冷却时间变长而超过总冷却时间的0.8时，第二阶段冷却的冷却时间变得过长，从铁素体相变开始到结束的经过时间变长，铁素体相的生成量变多，从而变得无法确保期望的高强度。因此，将第二阶段冷却的冷却时间限定为总冷却时间的0.2～0.8。

另外，第二阶段冷却的冷却停止温度低于400℃时，成为以硬质马氏体相为主体的组织，钢板过度硬质化，从而使延伸凸缘性降低。另一方面，第二阶段冷却的冷却停止温度超过500℃时，成为以贝氏体相为主体的组织，铁素体相的组织百分率降低，钢板硬质化，并且生成珠光体相，从而变得难以确保优良的加工性。因此，第二阶段冷却的冷却停止温度限定为400～500℃的范围。

本发明中，在冷却结束后、即第二阶段冷却停止后，在400～500℃范围内停留100～1000秒。冷却停止后的停留时间的调节对于调节贝氏体相的组织百分率是重要的。停留时间少于100秒时，从奥氏体向贝氏体的相变不充分，并且未相变奥氏体向马氏体相发生相变，因此，马氏体相的组织百分率增加，钢板硬质化，从而使加工性降低。另一方面，停留时间变长而超过1000秒时，贝氏体相的组织百分率增加，从而变得难以确保期望的优良的加工性。因此，冷却停止后的停留时间限定为100～1000秒。在上述停留后接着进行冷却，冷却条件无需特别限定，可以根据制造设备等适当进行。

在退火工序后，为了对冷轧退火板进行形状矫正、表面粗糙度调节，可以进一步实施表面光轧工序。过度的表面光轧会使晶粒伸展而得到轧制加工组织，因此延展性降低，加工性降低，因此，表面光轧工序优选设定为实施伸长率为0.05～0.5%的表面光轧的工序。

实施例

以下，基于实施例对本发明进行详细说明。

利用转炉对表1所示的组成的钢水进行熔炼，并通过连铸法制成钢坯(钢原材)。以这些钢原材(钢坯)为起始材料，将其加热至1200℃后，实施进行精轧结束温度为900℃、卷取温度为600℃的热轧而制成热轧板的热轧工序。接着，对该热轧板实施盐酸酸洗后，实施进行冷轧而制成冷轧板的冷轧工序，接着实施进行具有表2所示条件的两阶段加热、两阶段冷却的退火处理的退火工序，得到板厚为1.4mm的冷轧退火板。

从所得到的冷轧钢板(冷轧退火板)上裁取试验片，并实施组织观察试验、拉伸试验、扩孔试验、弯曲试验。试验方法如下所述。

(1)组织观察试验

从所得到的冷轧钢板上裁取组织观察用试验片，对轧制方向的截面研磨、腐蚀(硝酸乙醇溶液)后，使用光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描电子显微镜(倍率：3000倍)在板厚的1/4的位置对视野数为5个以上的视野观察，并进行拍摄。由所得到的组织照片进行组织鉴定，并求出各相的粒径、组织百分率(体积%)。

根据JIS G0552中规定的方法，利用切割法求出铁素体相的平均结晶粒径。另外，对于贝氏体相、马氏体相也同样进行。

另外，使用倍率：1000倍的组织照片，利用图像分析装置求出在任意设定的组织照片上100×100mm的正方形区域内存在的各相的占有面积，并将其换算为各相的组织百分率(体积%)。将作为低温相变相的贝氏体相、马氏体相与奥氏体相区分时，使用倍率：3000倍的组织照片，在铁素体相以外的低温相变相中，将观察到碳化物的相作为贝氏体相，将观察不到碳化物且以平滑的相的形式观察到的相作为马氏体相或残余奥氏体相。另外，残余奥氏体量通过X射线衍射求出。并且，将铁素体相、贝氏体相、残余奥氏体相以外的剩余量作为马氏体相的组织百分率。

(2)拉伸试验

以与轧制方向垂直的方向为拉伸方向的方式，根据JIS Z2201的规定，从所得到的冷轧钢板上裁取JIS5号拉伸试验片，并根据JIS Z2241的规定进行拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、伸长率E1)。

(3)扩孔试验

从所得到的冷轧钢板上裁取试验片(大小：100×100mm)，并基于日本钢铁联盟标准JFST1001的规定实施扩孔试验。对试验片冲裁出初始直径d0为10mmφ的孔，在该孔中插入顶角为60°的圆锥冲头并使其上升，从而使该孔扩大，在裂纹贯穿板厚时停止圆锥冲头的上升，测定裂纹贯穿后的冲裁孔的直径d，并求出扩孔率λ(%)。扩孔率λ通过下式计算。

λ(%)={(d-d₀)/d₀}×100

另外，对同一钢板进行三次试验，将其平均值作为该钢板的扩孔率λ。

(4)弯曲试验

从所得到的冷轧钢板上裁取弯曲试验片(大小：40×50mm)，以前端弯曲半径R=1.0mm的方式实施90°V弯曲，肉眼观察弯曲顶点处有无裂缝，评价弯曲性。

将所得结果示于表3中。

对于本发明例而言，均形成具有拉伸强度TS：590MPa以上的高强度和满足强度-伸长率平衡TS×E1为16000MPa%以上、强度-扩孔率平衡TS×λ为40000MPa%以上的优良的延伸凸缘性并且具有能够耐受苛刻的弯曲的优良的弯曲性的高强度冷轧钢板。另一方面，对于偏离本发明范围的比较例而言，或者强度不足，或者伸长率E1低，或者TS×E1低于16000MPa%，从而使延伸凸缘性降低。另外，对于满足拉伸强度TS：590MPa以上的比较例而言，扩孔率低，TS×λ低于40000MPa%。

对于组成偏离本发明范围的比较例(钢板No.8、No.9)而言，铁素体相少，从而无法确保期望的组织，并且伸长率E1低，从而延伸凸缘性、弯曲加工性降低。

对于退火工序中的升温速度慢而偏离本发明范围的比较例(钢板No.10)、最高到达温度高而偏离本发明范围的比较例(钢板No.13)、第二阶段加热的升温时间长而偏离本发明范围的比较例(钢板No.15)、第一阶段冷却的冷却速度快而偏离本发明范围的比较例(钢板No.17)、第二阶段冷却的冷却速度快而偏离本发明范围的比较例(钢板No.19)、第二阶段冷却的冷却时间短而偏离本发明范围的比较例(钢板No.20)、第二阶段冷却停止温度高而偏离本发明范围的比较例(钢板No.23)、停留时间偏离本发明范围的比较例(钢板No.24、No.25)而言，铁素体相的组织百分率均少，从而延伸凸缘性降低。另外，对于停留时间长而偏离本发明范围的比较例(钢板No.25)而言，贝氏体相的组织百分率偏离本发明的范围，从而延伸凸缘性降低。

另外，对于退火工序中的升温速度快而偏离本发明范围的比较例(钢板No.11)、最高到达温度低而偏离本发明范围的比较例(钢板No.12)、第二阶段加热的升温时间短而偏离本发明范围的比较例(钢板No.14)、第一阶段冷却的冷却速度慢而偏离本发明范围的比较例(钢板No.16)、第二阶段冷却速度慢而偏离本发明范围的比较例(钢板No.18)、第二阶段冷却的冷却时间长而偏离本发明范围的比较例(钢板No.21)而言，铁素体相的组织百分率均过多，贝氏体相或马氏体相的组织百分率均少，从而无法确保期望的高强度。对于第二阶段冷却停止温度低而偏离本发明范围的比较例(钢板No.22)而言，马氏体相的组织百分率偏离本发明的范围，从而延伸凸缘性降低。

Claims (4)

1.一种延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，

具有以质量％计含有C：0.050～0.090％、Si：0.05％以下、Mn：1.5～2.0％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.005～0.050％、Nb：0.020～0.080％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，

并且具有以体积％计包含50～77％的铁素体相、20～50％的贝氏体相、2～10％的马氏体相和1～5％的残余奥氏体相的组织。

2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有Ca：0.0001～0.0050％。

3.一种延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序和退火工序而制成冷轧钢板时，将所述钢原材设定为具有以质量％计含有C：0.050～0.090％、Si：0.05％以下、Mn：1.5～2.0％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.005～0.050％、Nb：0.020～0.080％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成的钢原材，

将所述退火工序设定为最高到达温度为800～900℃且具有两阶段加热和两阶段冷却的工序，

所述两阶段加热由以0.5～5.0℃/秒的平均升温速度从50℃加热至(最高到达温度-50℃)～(最高到达温度-10℃)温度范围内的第一阶段加热到达温度的第一阶段加热和使从该温度范围至所述最高到达温度的升温时间为30～150秒的第二阶段加热构成，

所述两阶段冷却由以平均冷却速度为10～40℃/秒的第一阶段冷却速度从所述最高到达温度开始进行冷却的第一阶段冷却和接着以平均冷却速度为(0.2～0.8)×第一阶段冷却速度的冷却速度、用第一阶段冷却与第二阶段冷却的总冷却时间×(0.2～0.8)的冷却时间冷却至400～500℃温度范围内的冷却停止温度的第二阶段冷却构成，

在所述第二阶段冷却结束后，在400℃～500℃的温度范围内停留100～1000秒。

4.如权利要求3所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢原材在所述组成的基础上以质量％计还含有Ca：0.0001～0.0050％。