CN104160055A - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的课题在于提供通过在不含有昂贵的合金元素的成分体系中调节金属组织而使伸长率、延伸凸缘性和弯曲性得到提高的、拉伸强度TS为1180MPa以上的高强度冷轧钢板。为了解决上述问题，本发明达到特定的成分组成，并且具有如下组织：以体积百分率计，含有铁素体相：40～60％、贝氏体相：10～30％、回火马氏体相：20～40％和残余奥氏体相：5～20％，所述回火马氏体相中，长轴长度≤5μm的回火马氏体相在总体积百分率中所占的比例满足80～100％。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合供于要求冲压成形为复杂形状的汽车用骨架结构部件等的成形性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法，特别是在不主动添加Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等昂贵的元素的情况下，有效利用残余奥氏体相、并对马氏体相进行回火软化并且控制回火马氏体相的尺寸而形成均匀且微细的组织作为金属组织，由此，在谋求伸长率(El)和延伸凸缘性(通常用扩孔率(λ)来评价)以及弯曲性的提高的同时，一并实现拉伸强度(TS)为1180MPa以上这样的高强度。
背景技术
近年来，为了利用汽车车身的轻量化来提高燃烧效率、提高碰撞安全性，正积极地进行拉伸强度(TS)为980MPa以上的钢板在汽车骨架结构部件中的应用，但最近，进一步对高强度的钢板的应用进行了研究。
以往，TS为1180MPa以上的高强度钢板大多应用于保险杆加固部件、车门防撞梁等轻加工部件，但最近，为了确保进一步的碰撞安全性并且利用车身轻量化来提高燃烧效率，正在研究TS为1180MPa以上的高强度钢板在利用冲压成形的大量复杂形状的汽车骨架结构部件中的应用，对成形性优良的钢板的需求高。
但是，钢板通常存在成形性随着高强度化而降低的倾向，在推进高强度钢板的应用方面，避免冲压成形时的裂纹成为重要课题。另外，特别是在高强度化至TS为1180MPa以上的情况下，从确保强度的观点出发，多数情况下，除了C、Mn以外还需要主动添加Nb、V、Cu、Ni、Cr和Mo等非常昂贵的稀有元素。
作为与成形性优良的高强度冷轧钢板有关的现有技术，例如在专利文献1～7中公开了如下技术：通过钢成分、组织的限定、热轧条件、退火条件的优化，得到以马氏体相或残余奥氏体相作为组织的构成相的高强度冷轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-308002号公报
专利文献2：日本特开2005-179703号公报
专利文献3：日本特开2006-283130号公报
专利文献4：日本特开2004-359974号公报
专利文献5：日本特开2010-285657号公报
专利文献6：日本特开2010-59452号公报
专利文献7：日本特开2004-68050号公报
发明内容
发明所要解决的问题
在专利文献1中，昂贵的元素不是必需的，但具体公开的成分体系是C含量多达C≥0.3％的成分体系，担心会影响点焊性。另外，公开了对于C量多的成分体系而言可得到高El的见解，但对于低至C＜0.3％的C量水平而言，还没有关于使El、以及延伸凸缘性和弯曲性平衡的见解。
专利文献2存在需要昂贵的Cu、Ni作为奥氏体稳定化元素的缺点。另外，公开了有效利用残余奥氏体相而在TS为780～980MPa的水平下实现高El的见解，但在例如TS为1180MPa以上的高强度的情况下，C量多，得不到充分的延伸凸缘性，而且没有关于提高弯曲性的见解。
在专利文献3中，回火马氏体相的体积百分率多，特别是在TS为1180MPa以上的高强度的情况下，难以达到优良的TS×El平衡，并且没有关于提高延伸凸缘性和弯曲性的见解。
在专利文献4中，昂贵的Mo、V是必需的。
在专利文献5中，残余奥氏体量少，特别是想要达到TS为1180MPa以上的高强度的情况下，担心无法确保良好的伸长率。
专利文献6的目的在于在TS为780MPa以上的强度水平下得到具有良好的伸长率和弯曲特性的冷轧钢板，但马氏体相的体积百分率低，具体公开的TS水平低至小于1100MPa，并且所公开的伸长率的最大值为约18％，因此，在想要利用该技术达到TS为1180MPa以上的高强度的情况下，担心无法确保良好的TS-El平衡。
专利文献7也是想要在TS为780MPa以上的强度水平下得到良好的弯曲特性的技术，但具体公开的TS水平低至小于1100MPa，并且所公开的伸长率的最大值为约18％，因此，在想要利用该技术达到TS为1180MPa以上的高强度的情况下，担心无法确保良好的TS-El平衡。
本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的在于提供通过在不含有作为昂贵的合金元素的Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等的成分体系中调节金属组织而使伸长率和延伸凸缘性以及弯曲性得到提高的、拉伸强度TS为1180MPa以上的高强度冷轧钢板，并同时提供其有利的制造方法。
用于解决问题的方法
发明人为了解决上述问题而进行了深入研究，结果得到如下见解：从焊接性、成形性的观点出发，即使不含有C、昂贵的稀有金属，通过对金属组织中、特别是由奥氏体低温相变生成的贝氏体相的体积百分率和回火马氏体相的体积百分率以及残余奥氏体相的体积百分率进行严格控制，也能够提高伸长率和延伸凸缘性以及弯曲性，并且能够实现拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度化。
本发明基于上述见解。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.12～0.22％、Si：0.8～1.8％、Mn：2.2～3.2％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.005～0.08％、N：0.008％以下、Ti：0.001～0.040％和B：0.0001～0.0020％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：
以体积百分率计，含有铁素体相：40～60％、贝氏体相：10～30％、回火马氏体相：20～40％和残余奥氏体相：5～20％，
上述回火马氏体相中，长轴长度≤5μm的回火马氏体相在总体积百分率中所占的比例满足80～100％。
2.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对由上述第1项所述的成分组成构成的钢坯进行热轧、酸洗后，在350～650℃的温度范围内实施第一次退火，接着进行冷轧后，在820～900℃的温度范围内实施第二次退火，接着在720～800℃的温度范围内实施第三次退火，然后，以10～80℃/秒的冷却速度冷却至300～500℃的冷却停止温度，在该温度范围内保持100～1000秒后，再次在100～300℃的温度范围内实施第四次退火。
发明效果
根据本发明，能够得到在不含有昂贵的合金元素的情况下伸长率、延伸凸缘性和弯曲性优良、而且拉伸强度为1180MPa以上的高强度冷轧钢板。并且，由本发明得到的高强度冷轧钢板特别适合作为冲压成形为严格形状的汽车用骨架结构部件。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
关于高强度冷轧钢板的成形性的提高，发明人进行了深入研究，结果发现，即使对于不含有Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等极其昂贵的稀有元素的成分体系而言，通过严格控制铁素体相、贝氏体相、回火马氏体相和残余奥氏体相的体积百分率并且使回火马氏体相为微细均匀的组织，也能够有利地达到所期望的目的，从而完成了本发明。
以下，对本发明的成分组成和组织的限定理由具体地进行说明。
首先，本发明中的钢的成分组成的适当范围及其限定理由如下所述。需要说明的是，钢板中的元素的含量的单位均为“质量％”，但下文中，只要没有特别说明，则仅以“％”表示。
C：0.12～0.22％
C有效地有助于通过固溶强化和由低温相变相产生的组织强化来确保强度。另外，在确保残余奥氏体相方面，C是必需元素。并且，C也是给马氏体相的体积百分率和马氏体相的硬度带来影响、对延伸凸缘性产生影响的元素。在此，C量低于0.12％时，难以得到所需的体积百分率的马氏体相，另一方面，超过0.22％时，不仅点焊性显著降低，而且随着马氏体相的过度硬质化和马氏体相的体积百分率的增加而过度高TS化，因此导致成形性的降低、特别是延伸凸缘性的降低。因此，C量设定为0.12～0.22％的范围。优选为0.16～0.20％的范围。
Si：0.8～1.8％
Si是对于促进C在奥氏体相中的富集、抑制碳化物的生成而使残余奥氏体相稳定化而言重要的元素。为了得到上述作用，需要含有0.8％以上，但添加量超过1.8％时，钢板变脆，容易产生裂纹，而且成形性也降低。因此，Si量设定为0.8～1.8％的范围。优选为1.0～1.6％的范围。
Mn：2.2～3.2％
Mn是使淬透性提高的元素，具有容易确保有助于强度的低温相变相的作用。为了得到上述作用，需要含有2.2％以上。另一方面，含量超过3.2％时，出现因偏析引起的带状组织，在延伸凸缘成形、弯曲成形中阻碍均匀的成形。因此，Mn量设定为2.2～3.2％的范围。优选为2.6～3.0％的范围。
P：0.020％以下
P不仅给点焊性带来不良影响，而且具有在晶界发生偏析而诱发晶界处的裂纹从而降低成形性的弊端，因此优选尽可能地降低，但可以容许至0.020％。但是，过度降低P会使炼钢工序中的生产效率降低，导致成本高，因此，P量的下限优选设定为约0.001％。
S：0.0040％以下
S形成MnS等硫化物类夹杂物，该MnS因冷轧而伸展、成为变形时的裂纹的起点而使局部变形能力降低。因此，S优选尽可能地降低，但可以容许至0.0040％。但是，过度的降低在工业上是困难的，会导致炼钢工序中的脱硫成本增加，因此，S量的下限优选设定为约0.0001％。优选范围为0.0001～0.0030％。
Al：0.005～0.08％
Al主要出于脱氧的目的而添加。另外，对于抑制碳化物的生成、使残余奥氏体相生成是有效的，并且在提高强度-伸长率平衡方面也是有用的元素。为了达到上述目的，需要添加0.005％以上，但含量超过0.08％时，会产生因氧化铝等夹杂物增加而使成形性劣化的问题。因此，Al量设定为0.005～0.08％的范围。优选为0.02～0.06％的范围。
N：0.008％以下
N是使耐时效性劣化的元素，N量超过0.008％时，耐时效性的劣化变得显著。另外，在含有B时，N与B结合形成BN而消耗B，降低由固溶B产生的淬透性，难以确保预定的体积百分率的马氏体相。进而，N在铁素体相中以杂质元素的形式存在，由于应变时效而使延展性降低。因此，N量越低越优选，但可以容许至0.008％。但是，N的过度降低会导致炼钢工序中的脱氮成本增加，因此，N量的下限优选设定为约0.0001％。优选范围为0.001～0.006％。
Ti：0.001～0.040％
Ti在钢中形成碳氮化物、硫化物，有效地有助于提高强度。另外，在添加B时，通过将N以TiN的形式固定而抑制BN的形成，在表现由B产生的淬透性方面也是有效的元素。为了表现这些效果，需要含有0.001％以上，但Ti量超过0.040％时，在铁素体相中过度地生成析出物，由于过度的析出强化而导致伸长率的降低。因此，Ti量设定为0.001～0.040％的范围。优选为0.010～0.030％的范围。
B：0.0001～0.0020％
B有效地有助于提高淬透性、确保马氏体相和残余奥氏体相等低温相变相，是对于得到优良的强度-伸长率平衡有用的元素。为了得到上述效果，需要含有0.0001％以上的B，但B量超过0.0020％时，上述的效果饱和。因此，B量设定为0.0001～0.0020％的范围。
另外，在本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。但是，只要是在不损害本发明效果的范围内，则可以含有上述以外的成分。
接着，对作为本发明的重要条件之一的钢组织的适当范围及其限定理由进行说明。
铁素体相：以体积百分率计为40％以上且60％以下
铁素体相为软质，有助于提高延展性。为了得到所期望的伸长率，需要以体积百分率计设定为40％以上。铁素体相未达到40％时，硬质的回火马氏体相的体积百分率增加，过度地高强度化，伸长率和延伸凸缘性劣化。另一方面，铁素体相超过60％而存在时，难以确保强度为1180MPa以上。因此，铁素体相的体积百分率设定为40％以上且60％以下、优选40％以上且55％以下的范围。
贝氏体相：以体积百分率计为10％以上且30％以下
为了通过使贝氏体相变进行而促进C在奥氏体相中的富集从而确保预定量的最终有助于伸长率的残余奥氏体相，贝氏体相的体积百分率需要设定为10％以上。另一方面，贝氏体相超过30％而存在时，会过度地高强度化而超过TS：1180MPa，难以确保伸长率。因此，贝氏体相的体积百分率设定为10％以上且30％以下、优选15％以上且25％以下的范围。
回火马氏体相：以体积百分率计为20％以上且40％以下
将硬质的马氏体相再加热升温而得到的回火马氏体相有助于强度，为了确保TS为1180MPa以上的强度，需要使回火马氏体相的体积百分率为20％以上。但是，回火马氏体相的体积百分率过多时，会过度高强度化，伸长率降低，因此，回火马氏体相的体积百分率需要设定为40％以下。这样，通过形成以体积百分率计以20％以上且40％以下的范围含有回火马氏体相的组织，能够得到强度、伸长率、延伸凸缘性和弯曲性良好的材质平衡。优选设定为25％以上且35％以下的范围。
残余奥氏体相：以体积百分率计为5％以上且20％以下
残余奥氏体相具有如下效果：通过应变诱发相变、即通过使材料变形时产生应变的部分相变成马氏体相，使变形部发生硬质化，防止应变集中，由此提高延展性，为了实现高延展性化，需要含有5％以上的残余奥氏体相。但是，残余奥氏体相的C浓度高且为硬质，因此，在钢板中超过20％而过度存在时，会导致硬质的部分局部性地存在，成为阻碍伸长率和延伸凸缘成形时的材料的均匀变形的主要原因，因此，难以确保优良的伸长率和延伸凸缘性。特别是从延伸凸缘性的观点出发，残余奥氏体越少越优选。因此，残余奥氏体相的体积百分率设定为5％以上且20％以下。优选为7％以上且18％以下的范围。
长轴长度≤5μm的回火马氏体相在回火马氏体相的总体积百分率中所占的比例：80～100％
回火马氏体相与作为基体组织的铁素体相相比为硬质，在回火马氏体相的总体积百分率相同的情况下，长轴为5μm以下的回火马氏体相的比例少时，粗大的回火马氏体局部性地存在，阻碍均匀的变形，与进行更均匀的变形的微细均匀的组织相比，对延伸凸缘性不利。因此，粗大的回火马氏体相越少且微细的回火马氏体相的比例越多越优选，因此，长轴长度≤5μm的回火马氏体相在回火马氏体相的总体积百分率中所占的比例设定为80～100％、优选85～100％的范围。
需要说明的是，在此，长轴是指在轧制方向断面的组织观察中观察到的各回火马氏体相的最大直径。
接着，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。
在本发明中，对于进行热轧并进一步进行酸洗后的热轧钢板，在350～650℃的温度范围内进行退火(第一次退火)，接着进行冷轧后，在820～900℃的温度范围内实施退火(第二次退火)，进一步在720～800℃的温度范围内实施退火(第三次退火)，然后，以10～80℃/秒的冷却速度冷却至300～500℃的冷却停止温度，在该温度范围内保持100～1000秒后，再次在100～300℃的温度范围内实施退火(第四次退火)，由此得到作为本发明的目标的高强度冷轧钢板。另外，之后可以对钢板实施表皮光轧。
以下，对制造条件的限定范围和限定理由详细地进行说明。
退火温度(第一次)：350～650℃
在本发明中，在热轧-酸洗后实施第一次退火，但此时的退火温度未达到350℃时，热轧后的回火不充分，形成混合存在有铁素体、马氏体和贝氏体的不均匀的组织，受到该热轧板组织的影响，均匀微细化变得不充分，结果，第四次退火后的最终退火材料中粗大的马氏体的比例增加，形成不均匀的组织，最终退火材料的延伸凸缘性降低。另一方面，第一次退火温度超过650℃时，会形成铁素体与马氏体或珠光体的不均匀且硬质化的粗大的双相组织，在冷轧前形成不均匀的组织，最终退火材料的粗大的马氏体的比例增加，仍然会使最终退火材料的延伸凸缘性降低。为了最终得到极其均匀的组织，需要将该热轧后的第一次退火中的退火温度设定为350～650℃的范围。
退火温度(第二次)：820～900℃
冷轧后进行的第二次退火中的退火温度低于820℃时，在退火中会过度地促进C在奥氏体相中的富集，马氏体相过度地硬质化，即使在最终退火后也会形成硬质且不均匀的组织，延伸凸缘性降低。另一方面，在第二次退火时加热至超过900℃的奥氏体单相的高温范围时，虽然是均匀的，但奥氏体粒径过度地粗大化，因此，最终退火材料的粗大的马氏体相的比例增加，最终退火材料的延伸凸缘性降低。因此，将第二次退火中的退火温度设定为820～900℃的范围。
需要说明的是，对于退火温度以外无需特别规定，按照常规方法进行即可。基于下述理由，优选设定为至冷却停止温度为止的冷却速度：10～80℃/秒、冷却停止温度：300～500℃、在冷却停止温度范围内的保持时间：100～1000秒。即，退火后的平均冷却速度小于10℃/秒时，会过度地生成铁素体相，难以确保贝氏体相和马氏体相，在发生软质化的同时形成不均匀的组织，最终退火材料也形成不均匀的组织，伸长率和延伸凸缘性等成形性容易降低。另一方面，退火后的平均冷却速度大于80℃/秒时，反而会过度地生成马氏体相，过度地硬质化，因此，最终退火材料也过度地硬质化，仍然会使伸长率和延伸凸缘性等成形性容易降低。
另外，这种情况下的冷却优选气体冷却，但也可以组合使用炉冷、喷雾冷却、辊冷却、水冷等来进行。另外，退火冷却后的冷却停止温度低于300℃时，会抑制残余奥氏体相的生成，过度地生成马氏体相，因此，强度变得过高，难以确保最终退火材料的伸长率。另一方面，超过500℃时，会抑制残余奥氏体相的生成，对于最终退火材料而言难以得到优良的延展性。为了使最终退火材料中以铁素体相为主体、控制回火马氏体相和残余奥氏体相的存在比例、确保TS为1180MPa以上的强度并且平衡良好地得到伸长率和延伸凸缘性，优选将退火冷却后的冷却停止温度设定为300～500℃的范围。另外，保持时间未达到100秒时，C在奥氏体相中的富集进行的时间不足，对于最终退火材料而言，难以得到所期望的残余奥氏体相的体积百分率，伸长率降低。另一方面，即使停留超过1000秒，残余奥氏体量也不会增加，观察不到伸长率的显著提高，存在饱和的倾向。因此，优选将保持时间设定为100～1000秒的范围。
退火温度(第三次)：720～800℃
第三次退火中的退火温度低于720℃时，铁素体相的体积百分率过度增多，难以确保TS为1180MPa以上的强度。另一方面，在超过800℃的双相区退火时，加热中的奥氏体相的体积百分率增加，奥氏体相中的C浓度降低，因此，最终得到的马氏体相的硬度降低，难以确保TS为1180MPa以上的强度。此外，使退火温度高温化、在奥氏体单相区进行退火时，虽然能够确保TS为1180MPa，但铁素体相的体积百分率减少，马氏体相的体积百分率增加，因此难以确保El。因此，将第三次退火中的退火温度设定为720～800℃的范围。
冷却速度：10～80℃/秒
第三次退火后的冷却速度在得到所期望的低温相变相的体积百分率的方面而言是重要的。该冷却过程中的平均冷却速度小于10℃/秒时，难以确保贝氏体相和马氏体相，大量生成铁素体相，发生软质化，因此难以确保强度。另一方面，大于80℃/秒时，反而会过度地生成马氏体相，过度地硬质化，因此，伸长率和延伸凸缘性等成形性降低。
另外，这种情况下的冷却优选气体冷却，但可以组合使用炉冷、喷雾冷却、辊冷却、水冷等来进行。
冷却停止温度：300～500℃
第三次退火后的冷却过程中的冷却停止温度低于300℃时，残余奥氏体的生成受到抑制，过度地生成马氏体相，因此，强度变得过高，难以确保伸长率。另一方面，超过500℃时，残余奥氏体相的生成受到抑制，因此，难以得到优良的延展性。为了以铁素体相为主体、控制马氏体相和残余奥氏体相的存在比例、确保TS为1180MPa以上的强度并且平衡良好地得到伸长率和延伸凸缘性，需要将该冷却停止温度设定为300～500℃的范围。
保持时间：100～1000秒
上述冷却停止温度下的保持时间未达到100秒时，C在奥氏体相中的富集进行的时间不足，最终难以得到所期望的残余奥氏体相的体积百分率，另外，过度地生成马氏体相而高强度化，因此，伸长率和延伸凸缘性降低。另一方面，即使停留超过1000秒，残余奥氏体相的体积百分率也不会增加，观察不到伸长率的显著提高，存在饱和的倾向。因此，将该保持时间设定为100～1000秒的范围。另外，保持后的冷却无需特别规定，可以通过任意方法冷却至所期望的温度。
退火温度(第四次)：100～300℃
第四次退火温度低于100℃时，马氏体相的回火软质化不充分而过度地硬质化，延伸凸缘性和弯曲性降低。另一方面，退火温度超过300℃时，马氏体相过度地软质化，难以确保TS为1180MPa以上，而且第三次CAL(连续退火)后所得到的残余奥氏体相发生分解，最终得不到所期望的体积百分率的残余奥氏体相，难以得到TS-El平衡优良的钢板。因此，将第四次退火中的退火温度设定为100～300℃的范围。
另外，第一次至第四次退火中，只要满足上述条件则其退火方法没有限制，可以是连续退火、装箱退火中的任意一种。
对于其他优选制造条件如下所述。
钢坯可以通过薄板坯铸造、铸锭来制造，但为了减轻偏析，优选通过连续铸造法来制造。
热轧时的加热温度优选设定为1100℃以上。从减轻氧化皮生成、降低燃料消耗率的观点出发，上限温度优选设定为1300℃。
为了避免铁素体和珠光体等低温相变相的层状组织，热轧优选设定为850℃以上的精轧。另外，从减轻氧化皮生成、抑制结晶粒径粗大化而使组织微细均匀化的观点出发，上限优选设定为950℃。
在热轧后适当冷却至卷取即可，冷却条件无需特别规定。
另外，从冷轧性、表面性状的观点出发，热轧结束后的卷取温度优选设定为450～600℃。卷取后的钢板在酸洗后实施上述退火(第一次)，然后，经过冷轧工序，在上述条件下进行退火(第二次至第四次)。热轧后的酸洗按照常规方法进行即可。另外，冷轧中，为了抑制退火工序中再结晶时的晶粒的粗大化、不均匀组织的产生，优选使轧制率为20％以上，另一方面，轧制率也可以提高，但由于会导致轧制负荷的增大，因此优选使轧制率为60％以下。
对于以上述方式得到的冷轧钢板，出于形状矫正、表面粗糙度调节的目的，可以进行表面光轧(表皮光轧)，但过度进行表皮光轧时，会在钢板中导入应变，因此，晶粒伸展而形成轧制加工组织，延展性可能会降低。因此，表皮光轧的轧制率优选设定为约0.05％以上且约0.5％以下。
实施例
对达到表1所示的成分组成的钢进行熔炼而形成钢坯，加热至1220℃后，在880℃的精轧机出口侧温度下实施热轧，在轧制结束后立即以50℃/秒的速度进行冷却，在550℃下进行卷取，接着进行盐酸酸洗后，在表2所示的条件下实施第一次退火处理，然后，通过冷轧精加工为板厚为1.6mm的冷轧钢板。
接着，在表2所示的条件下实施第2～4次退火处理。另外，第二次退火后的冷却设定为上述优选的条件、即至冷却停止温度为止的冷却速度：10～80℃/秒、冷却停止温度：300～500℃、在冷却停止温度范围内的保持时间：100～1000秒的范围内。对于所得到的冷轧钢板，通过以下所示的材料试验考察材料特性。
将所得到的结果示于表3中。另外，表2和表3的单元格中的下划线部表示在本发明的范围外。
(1)钢板的组织
在轧制方向断面上，利用扫描电子显微镜(SEM)对板厚的1/4位置的面进行观察，由此考察钢板的组织。观察按照N＝5(观察视野为5处)来实施。关于未观察到碳化物等析出物的铁素体相(多边形铁素体相)的体积百分率，使用倍率为2000倍的断面组织照片，通过图像分析求出在任意设定的50μm×50μm四方的正方形区域内存在的占有面积，将其作为铁素体相的体积百分率。
残余奥氏体相的体积百分率通过使用Mo的Kα射线的X射线衍射法求出。即，使用以钢板的板厚1/4附近的面作为测定面的试验片，根据奥氏体相的(211)面和(220)面与铁素体相的(200)面和(220)面的峰强度计算出残余奥氏体相的体积率。
关于回火马氏体相的体积百分率，利用扫描电子显微镜(SEM)对第四次退火之前和之后的组织进行观察，在回火前具有比较平滑的表面且以块状形状观察到的组织最终被回火退火而在内部观察到微细碳化物的析出时判定为回火马氏体相，测定面积率，将其作为回火马氏体相的体积百分率。另外，观察使用倍率为2000倍的断面组织照片，求出在任意设定的50μm×50μm四方的正方形区域内存在的占有面积。另外，只有在第四次最终退火温度未达到100℃时，将第四次最终退火后未观察到点状碳化物的具有平滑表面且以块状形状观察到的组织作为残余奥氏体相和马氏体相的总和，将其与利用X射线衍射求出的残余奥氏体的差值作为未回火的马氏体相的体积百分率。
长轴直径为5μm以下的回火马氏体相的比例通过求出长轴直径超过5μm的回火马氏体相的比例来计算。即，对于长轴直径超过5μm的回火马氏体相，使用倍率为2000倍的轧制方向的断面组织照片，通过图像分析求出在任意设定的50μm×50μm四方的正方形区域内存在的长轴直径超过5μm的回火马氏体相的占有面积率，从整体中减去该面积率，从而得到长轴直径为5μm以下的回火马氏体相的体积百分率。此处，长轴是指各回火马氏体相的最大直径。
另外，首先区分出铁素体相和低温相变相，确定铁素体相的体积百分率，接着通过X射线衍射确定残余奥氏体相的体积百分率，接着通过如上所述的SEM观察求出回火马氏体相的体积百分率，将最终余量判断为贝氏体相，从而求出各相的体积百分率。
(2)拉伸特性
使用以与轧制方向成90°的方向作为长度方向(拉伸方向)的JIS Z2201记载的5号试验片，进行依照JIS Z 2241的拉伸试验来进行评价。需要说明的是，关于拉伸特性的评价基准，将TS×El≥20000MPa·％以上(TS：拉伸强度(MPa)、El：总伸长率(％))作为良好。
(3)扩孔率
基于日本钢铁联盟标准JFST1001实施。冲裁出初始直径d0＝10mm的孔，使顶角为60°的圆锥冲头上升而将孔扩大时，当裂纹贯通板厚时停止冲头的上升，测定裂纹贯通后的冲裁孔径d，按照下式计算出扩孔率。
扩孔率(％)＝((d-d0)/d0)×100
对于同一编号的钢板实施3次试验，求出扩孔率的平均值(λ)。需要说明的是，关于延伸凸缘性(TS×λ)的评价基准，将TS×λ≥35000MPa·％以上作为良好。
(4)弯曲特性
使用板厚为1.6mm的钢板，以使弯曲部的棱线与轧制方向平行的方式裁取样品。样品尺寸设定为40mm×100mm(样品的长度方向为轧制直角方向)。使用前端弯曲率R＝1.0mm的模具，以下止点的规定按压载荷为3吨的方式进行90°V形弯曲，目视判定在弯曲顶点处有无裂纹，将不产生裂纹的情况判定为弯曲性良好。
由表3可知下述结果。
No.1～5的发明例均得到了TS≥1180MPa、且TS×El≥20000MPa·％以上、TS×λ≥35000MPa·％并且以R/t＝1.0/1.6＝0.625无裂纹地满足90°V形弯曲的、伸长率、延伸凸缘性和弯曲性优良的高强度冷轧钢板。
与此相对，对于钢成分在本发明的适当范围外的No.6、第二次退火温度低的No.9、冷却速度快的No.14、冷却停止温度低的No.15和保持时间短的No.17，回火马氏体相的体积百分率均过多，强度均过高，伸长率和延伸凸缘性均差。
对于热轧后的第一次退火中的退火温度低的No.7、退火温度高的No.8、第二次退火中的退火温度高的No.10，粗大的回火马氏体相的比例均多，延伸凸缘性均差。
对于第三次退火中的退火温度低的No.11、冷却速度慢的No.13，各自的铁素体相的体积百分率多，不满足TS≥1180MPa。
对于第三次退火中的退火温度高的No.12，铁素体相的体积百分率少，强度过高，伸长率和延伸凸缘性差。
对于第三次退火后的冷却停止温度高的No.16、回火退火(第四次退火)中的温度高的No.19，残余奥氏体的体积百分率少，延展性差，另外，No.19的马氏体相过度地软质化，因此不满足TS≥1180MPa。
对于回火退火(第四次退火)中的温度低的No.18，回火马氏体相的体积百分率不足，强度过高，延伸凸缘性差。
产业上的可利用性
根据本发明，即使钢板中不主动地含有Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等昂贵的元素，通过适当地控制铁素体相、回火马氏体相、残余奥氏体相和贝氏体相、各相的体积百分率，也能够得到廉价且具有优良的成形性的拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度冷轧钢板。
另外，本发明的高强度冷轧钢板特别适合作为汽车用骨架结构部件，除此以外，在建筑和家电领域等需要严格的尺寸精度、成形性的用途中也是有用的。

Claims (2)

1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.12～0.22％、Si：0.8～1.8％、Mn：2.2～3.2％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.005～0.08％、N：0.008％以下、Ti：0.001～0.040％和B：0.0001～0.0020％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：
以体积百分率计，含有铁素体相：40～60％、贝氏体相：10～30％、回火马氏体相：20～40％和残余奥氏体相：5～20％，
所述回火马氏体相中，长轴长度≤5μm的回火马氏体相在总体积百分率中所占的比例满足80～100％。
2.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对由权利要求1所述的成分组成构成的钢坯进行热轧、酸洗后，在350～650℃的温度范围内实施第一次退火，接着进行冷轧后，在820～900℃的温度范围内实施第二次退火，接着在720～800℃的温度范围内实施第三次退火，然后，以10～80℃/秒的冷却速度冷却至300～500℃的冷却停止温度，在该温度范围内保持100～1000秒后，再次在100～300℃的温度范围内实施第四次退火。
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