CN104350170A - 伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供伸长率和延伸凸缘性优良且具有低屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法。一种伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板，其特征在于，钢板的化学成分以质量％计含有C：0.05～0.13％、Si：0.6～1.2％、Mn：1.6～2.4％、P：0.10％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～0.10％、N：低于0.0050％，并且余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢板的显微组织具有以体积百分率计含有80％以上的铁素体、3～15％的马氏体、0.5～10％的珠光体的复合组织，屈服比为70％以下，且拉伸强度为590MPa以上。

Description

伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为进行冲压加工而使用的汽车的行走系统部件、结构部件等构件的伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比的高强度冷轧钢板。需要说明的是，屈服比(YR)是指表示屈服强度(YS)相对于拉伸强度(TS)的比的值，用YR(％)＝(YS/TS)×100表示。
背景技术
近年来，由于环境问题的增多，CO2排放限制变得严格，在汽车领域，车身的轻量化所带来的燃料效率提高成为重要课题。因此，通过将高强度钢板应用于汽车部件来推进薄壁化，对于到目前为止使用TS为270～440MPa级的钢板的部件而言，正在推进TS为590MPa以上的钢板的应用。
对于该TS为590MPa以上的钢板，从成形性的观点出发，要求优良的伸长率、延伸凸缘性(扩孔性)。此外，为了在冲压加工后利用电弧焊、点焊等进行组装而模块化，在组装时要求高的尺寸精度。基于上述背景，需要在加工后不易引起回弹等，在加工前需要为低屈服比。
作为兼具成形性和高强度的低屈服比的高强度薄钢板，已知铁素体-马氏体组织的双相钢(DP钢)。使主相为铁素体并分散有马氏体的复合组织钢为低屈服比，TS也高，伸长率优良。但是，由于应力集中在铁素体与马氏体的界面处而容易产生裂纹，因此，存在扩孔性差这样的缺点。因此，专利文献1中公开了一种汽车用高强度钢板，其通过控制铁素体和马氏体相对于全部组织的体积分数和平均结晶粒径而兼顾耐碰撞安全性和成形性。
专利文献2中公开了一种高强度钢板，其通过控制平均粒径为3μm以下的微细铁素体和平均粒径为6μm以下的马氏体相对于全部组织的体积分数而改善伸长率和延伸凸缘性。另外，专利文献3中公开了一种DP钢板，其通过在钢板成分中含有Ce或La而使微细夹杂物分散在钢板中从而改善延伸凸缘性。
还已知为了提高成形性而在钢板组织中含有贝氏体、残余奥氏体的技术。例如，专利文献4中公开了一种复合组织冷轧钢板，其通过在包含铁素体、残余奥氏体且余量由贝氏体和马氏体构成的复合组织中规定马氏体和残余奥氏体的长径比和平均粒径并且规定每单位面积的马氏体和残余奥氏体的个数而使伸长率和延伸凸缘性优良。
非专利文献1在实施例中进行说明。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利3936440号公报
专利文献2：日本特开2008-297609号公报
专利文献3：日本特开2009-299149号公报
专利文献4：日本专利4288364号公报
非专利文献
非专利文献1：“X射线衍射手册”，理学电机株式会社，2000年，第26、62-64页
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献1中，虽然规定了铁素体和马氏体的平均结晶粒径，但在冲压成形中无法确保充分的扩孔性。专利文献2中，马氏体的体积百分率显著大，因此伸长率不充分。专利文献3中，添加了Ce和La，因此制造成本高，而且，为了控制夹杂物的尺寸而材质偏差大，因而生产率低。
另外，专利文献4中，对于含有贝氏体、残余奥氏体的钢板而言，为了得到其组织而需要利用特殊设备的高冷却速度，因而制造成本高，材质偏差大。此外，就特性而言，具有残余奥氏体、贝氏体的钢板组织的高强度钢板的YR也比DP钢的YR高，因此，难以稳定地使YR为70％以下。
可见，对于低YR的高强度钢板而言，难以确保伸长率和延伸凸缘性，到目前为止还没有开发出满足这些特性(屈服比、强度、伸长率、延伸凸缘性)的冷轧钢板。
因此，本发明的课题在于解决上述现有技术的问题，提供伸长率和延伸凸缘性优良、具有低屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人进行了深入研究，结果发现，通过适量添加Si并控制铁素体、马氏体和珠光体的体积百分率，能够得到YR低且确保了高强度的伸长率和延伸凸缘性优良的冷轧钢板。
以往认为珠光体会使延伸凸缘性变差。但是，本发明人发现，通过在存在有铁素体、马氏体和珠光体的钢板组织中适量添加Si作为钢板成分而使铁素体固溶强化来降低与硬质相的硬度差时，空隙(裂纹)优先从铁素体与马氏体的界面产生，从而能够抑制从与珠光体的界面产生。另外，与以往的DP钢相比，即使减少马氏体的体积百分率，也能够通过有效利用Si所引起的铁素体的固溶强化并且使珠光体存在来确保强度。另外可知，通过减少马氏体的体积百分率，局部伸长率提高，伸长率和延伸凸缘性提高。此外，通过调节马氏体和珠光体的体积百分率，能够得到确保低YR并且具有590MPa以上的拉伸强度的低屈服比高强度冷轧钢板。
具体而言，添加0.6～1.2％的Si作为钢板成分，将钢板组织控制在以体积百分率计使主相的铁素体为80％以上、马氏体为3～15％、珠光体为0.5～10％的范围，由此，能够得到屈服比为70％以下且拉伸强度为590MPa以上的伸长率和延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板。
即，本发明提供下述(1)、(2)。
(1)一种伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板，其特征在于，
钢板的化学成分以质量％计含有C：0.05～0.13％、Si：0.6～1.2％、Mn：1.6～2.4％、P：0.10％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～0.10％、N：低于0.0050％，并且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板的显微组织具有以体积百分率计含有80％以上的铁素体、3～15％的马氏体、0.5～10％的珠光体的复合组织，
屈服比为70％以下，且拉伸强度为590MPa以上。
(2)一种伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对具有(1)所述的化学成分的钢坯实施热轧、冷轧后，加热至Ac1～Ac3点的温度范围并保持，然后，从上述保持温度起以1℃/秒～25℃/秒的平均冷却速度冷却至500～550℃的温度，然后以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却。
发明效果
根据本发明，通过控制钢板成分、退火温度和退火后的冷却条件，能够得到具有以体积百分率计含有80％以上的铁素体、3～15％的马氏体、0.5～10％的珠光体的复合组织并且具有590MPa以上的拉伸强度、70％以下的屈服比、29.0％以上的伸长率和65％以上的扩孔率的伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比的高强度冷轧钢板。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
对本发明的高强度冷轧钢板的化学成分的限定理由进行说明。以下，化学成分的“％”表述是指质量％。
C：0.05～0.13％
C是对于钢板的高强度化而言有效的元素，通过形成珠光体和马氏体的第二相而有助于高强度化。为了得到这种效果，需要添加0.05％以上。优选为0.08％以上。另一方面，过量添加时，点焊性降低，因此，将上限设定为0.13％。
Si：0.6～1.2％
Si是有助于高强度化的元素，具有高加工硬化能力，因而伸长率的降低相对于强度上升较少，是还有助于提高强度-伸长率的平衡的元素。此外，通过铁素体相的固溶强化而减小与硬质的第二相的硬度差，因而也有助于提高延伸凸缘性。通过适量添加Si，能够抑制从铁素体相与珠光体相的界面产生空隙，但为了得到这种效果，需要含有0.6％以上。从伸长率和延伸凸缘性的观点出发，上限没有特别规定，但添加量超过1.2％时，化学转化处理性降低，因此，将其含量设定为1.2％以下。优选为1.0％以下。
Mn：1.6～2.4％
Mn是通过固溶强化和生成马氏体而有助于高强度化的元素，为了得到这种效果，需要含有1.6％以上。另一方面，在过量含有时，成形性的降低变得显著，因此，将其含量设定为2.4％以下。优选为2.2％以下。
P：0.10％以下
P通过固溶强化而有助于高强度化，但过量添加时，在晶界处的偏析变得显著而使得晶界脆化，焊接性降低，因此，将其含量设定为0.10％以下。优选为0.05％以下。
S：0.0050％以下
S的含量多时，会大量生成MnS等硫化物，使以延伸凸缘性为代表的局部伸长率降低，因此，将含量的上限设定为0.0050％。优选为0.0030％以下。下限没有特别限定，但极低S化会使炼钢成本上升，因此，优选含有0.0005％以上。
Al：0.01～0.10％
Al是脱氧所需的元素，为了得到这种效果，需要含有0.01％以上，但即使含量超过0.10％，效果也饱和，因此，将其含量设定为0.10％以下。优选为0.05％以下。
N：低于0.0050％
N会形成粗大的氮化物而使延伸凸缘性变差，因此需要抑制含量。N为0.0050％以上时，这种倾向变得显著，因此，将N的含量设定为低于0.0050％。
本发明中，除了上述成分以外，还可以添加以下成分中的一种或两种以上。
V：0.10％以下
V可以通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升。为了发挥这种效果，优选使V的添加量含有0.01％以上。另一方面，即使添加量超过0.10％，强度上升效果也小，反而会招致合金成本的增加，因此，其含量优选为0.10％以下。
Ti：0.10％以下
Ti也与V同样地可以通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升，因此可以根据需要添加。为了发挥这种效果，优选将Ti的含量设定为0.005％以上。另一方面，大量添加Ti时，YR显著上升，因此，其含量优选为0.10％以下。
Nb：0.10％以下
Nb也与V同样地可以通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升，因此可以根据需要添加。为了发挥这种效果，优选将Nb的含量设定为0.005％以上。另一方面，大量添加Nb时，YR显著上升，因此，其含量优选为0.10％以下。
Cr：0.50％以下
Cr是提高淬透性、通过生成第二相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这种效果，优选含有0.10％以上。另一方面，即使含量超过0.50％，效果也饱和，因此，其含量优选为0.50％以下。
Mo：0.50％以下
Mo是提高淬透性、通过生成第二相而有助于高强度化、并且生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。即使含量超过0.50％，效果也饱和，因此，其含量优选为0.50％以下。
Cu：0.50％以下
Cu是通过固溶强化而有助于高强度化、并且提高淬透性、通过生成第二相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。另一方面，即使含量超过0.50％，效果也饱和，并且容易产生因Cu引起的表面缺陷，因此，其含量优选为0.50％以下。
Ni：0.50％以下
Ni也与Cu同样地是通过固溶强化而有助于高强度化、并且提高淬透性、通过生成第二相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。另外，在与Cu同时添加时，具有抑制因Cu引起的表面缺陷的效果，因此，在添加Cu时是有效的。另一方面，即使含量超过0.50％，效果也饱和，因此，其含量优选为0.50％以下。
上述以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以列举例如Sb、Sn、Zn、Co等，它们的含量的允许范围为Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。另外，本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Ca、Zr、REM，也不会损害其效果。
接着，对本发明的高强度冷轧钢板的显微组织及其限定理由进行说明。
高强度冷轧钢板的显微组织中，主相为铁素体且体积百分率为80％以上，马氏体的体积百分率为3～15％，珠光体的体积百分率为0.5～10％。在此，体积百分率是指相对于钢板的整体的体积百分率。
铁素体的体积百分率低于80％时，存在大量硬质的第二相，因此，存在大量与软质的铁素体的硬度差大的部位，延伸凸缘性降低。因此，铁素体相的体积百分率设定为80％以上。优选为83％以上。
马氏体的体积百分率低于3％时，强度上升效果小，而且不能得到足够的伸长率，并且YR大于70％。因此，马氏体的体积百分率设定为3％以上。另一方面，马氏体的体积百分率大于15％时，会使延伸凸缘性显著降低，因此，马氏体的体积百分率设定为15％以下。优选为12％以下。
珠光体的体积百分率低于0.5％时，强度上升效果小，因此，为了使强度与成形性的平衡良好，珠光体的体积百分率需要设定为0.5％以上。另一方面，珠光体的体积百分率大于10％时，YR显著升高，因此，珠光体的体积百分率设定为10％以下。优选为8％以下。
另外，铁素体、马氏体和珠光体以外的余量组织可以为含有贝氏体、残余γ、球形渗碳体等中的一种或两种以上组织，但从延伸凸缘性的观点出发，铁素体、马氏体和珠光体以外的余量组织的体积百分率优选为5％以下。
马氏体和珠光体的平均结晶粒径没有特别限定，但平均结晶粒径为微细时，所产生的空隙的连接受到抑制，因而延伸凸缘性提高。因此，马氏体的平均结晶粒径优选为10μm以下，珠光体的平均结晶粒径优选为5μm以下。
接着，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。
对具有上述成分组成(化学成分)的钢坯实施热轧、酸洗后，实施冷轧，然后实施退火。以下，具体地进行说明。
为了防止成分的宏观偏析，钢坯优选通过连铸法来制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法来制造。
[热轧工序]
对钢坯实施粗轧、精轧，制成热轧板。优选在轧制前对钢坯进行加热。钢坯加热温度低于1100℃时，轧制负荷增大，生产率降低，超过1300℃时，加热成本增大，因此，钢坯加热温度优选设定为1100～1300℃。可以利用加热炉对暂时冷却至室温的钢坯进行再加热，也可以在不将钢坯冷却至室温的情况下以热片的状态直接装入加热炉中进行再加热。另外，也可以应用不进行钢坯加热而将钢坯保温后立即进行热轧、或者铸造后直接进行热轧的直送轧制/直接轧制等节能工艺。
精轧结束温度过低时，钢板内的组织不均匀性和材质的各向异性增大，退火后的伸长率和延伸凸缘性变差，因此，优选在奥氏体单相区结束热轧。因此，精轧结束温度优选设定为830℃以上。另一方面，精轧结束温度超过950℃时，热轧组织变得粗大，退火后的特性降低。因此，精轧结束温度优选设定为830～950℃。
之后的冷却方法没有特别限定。卷取温度也没有限定，但卷取温度超过700℃时，显著地形成粗大的珠光体，因而对退火后的钢板的成形性带来影响，因此，卷取温度优选为700℃以下。进一步优选为650℃以下。卷取温度的下限也没有特别限定，但卷取温度过于低温时，过量地生成硬质的贝氏体、马氏体，冷轧负荷增大，因此优选为400℃以上。
[酸洗工序]
优选在热轧工序后实施酸洗工序而除去热轧板表层的氧化皮。酸洗工序没有特别限定，按照常规方法实施即可。
[冷轧工序]
对于酸洗后的热轧板，进行轧制成预定板厚的冷轧板的冷轧工序。冷轧工序没有特别限定，按照常规方法实施即可。
[退火工序]
退火工序是为了使再结晶进行并且形成用于高强度化的马氏体和珠光体的第二相组织而实施的。为此，退火工序中，加热至Ac1～Ac3点的温度范围(也称为均热温度或保持温度)并保持，然后，从该均热温度起以1℃/秒～25℃/秒的平均冷却速度冷却至500～550℃的温度，然后以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却。
均热温度(保持温度)：Ac1～Ac3点
均热温度低于Ac1点时，不会生成奥氏体，因而，之后无法得到马氏体，超过Ac3点时，形成粗大的奥氏体，因而，之后无法得到预定的马氏体和珠光体的体积百分率。因此，均热温度设定为Ac1～Ac3点的范围。优选为Ac3点-100℃～Ac3点。到均热温度为止的加热速度过大时，再结晶难以进行，加热速度过小时，铁素体晶粒变得粗大，强度降低，因此，到均热温度为止的平均加热速度优选设定为3～30℃/秒的范围。另外，为了使再结晶的进行和一部分奥氏体的相变充分，均热时间优选设定为30秒～300秒。
从均热温度起以1℃/秒～25℃/秒的平均冷却速度冷却至500～550℃的温度(一次冷却)
为了将退火工序后最终得到的钢板的显微组织控制为铁素体的体积百分率为80％以上、马氏体的体积百分率为3～15％、珠光体的体积百分率为0.5～10％，进行从上述均热温度起以1℃/秒～25℃/秒的平均冷却速度冷却至作为一次冷却温度的500～550℃的温度的一次冷却。
一次冷却温度超过550℃时，马氏体不能充分形成，低于500℃时，珠光体不会充分形成。通过将一次冷却温度规定为500～550℃的范围，可以形成马氏体和珠光体两者并调节其体积百分率。到500～550℃的温度范围为止的平均冷却速度小于1℃/秒时，不会形成以体积百分率计为3％以上的马氏体，平均冷却速度大于25℃/秒时，不会形成以体积百分率计为0.5％以上的珠光体。因此，从均热温度起到500～550℃的温度范围为止的平均冷却速度需要设定为1℃/秒～25℃/秒。优选的平均冷却速度为15℃/秒以下。
从一次冷却温度起以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却(二次冷却)
冷却至一次冷却温度(500～550℃)后，进行以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却的二次冷却。二次冷却的平均冷却速度大于5℃/秒时，马氏体的体积百分率增加，无法得到预定的马氏体和珠光体的体积百分率，因此，从一次冷却温度起的平均冷却速度设定为5℃/秒以下。优选为3℃/秒以下。
另外，可以在退火后实施表面光轧。伸长率的优选范围为0.3％～2.0％。
需要说明的是，只要在本发明的范围内，则可以在退火工序中在一次冷却后实施热镀锌而制成热镀锌钢板，另外，还可以在热镀锌后实施合金化处理而制成合金化热镀锌钢板。
[实施例]
以下，对本发明的实施例进行说明。
但是，本发明当然不受下述实施例的限制，也可以在可符合本发明的主旨的范围内进行适当变更来实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
将表1所示的化学成分(余量成分：Fe和不可避免的杂质)的钢熔炼来进行铸造，制造厚度为230mm的钢坯，进行热轧、酸洗、冷轧，然后，在表2所示的制造条件下实施退火，然后实施表皮光轧(表面光轧)。另外，热轧时的加热温度设定为1200℃，精轧结束温度设定为890℃，卷取温度设定为600℃，制造热轧板(板厚为3.2mm)。
接着，进行酸洗、冷轧，制造冷轧板(板厚为1.4mm)后，实施退火、表面光轧(伸长率为0.7％)。表2中的冷却速度1表示从退火时的均热温度起到一次冷却温度为止的平均冷却速度，冷却速度2表示从一次冷却温度起到室温为止的平均冷却速度。另外，到均热温度为止的平均加热速度设定为10℃/秒。
以使轧制直角方向为长度方向(拉伸方向)的方式从制造的钢板上裁取JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验(JIS Z2241(1998))，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)、屈服比(YR)。将EL为29.0％以上的钢板作为具有良好的伸长率的钢板，将YR为70％以下的钢板作为具有低屈服比的钢板。
关于延伸凸缘性，依照日本钢铁联盟标准(JFS T1001(1996))，以12.5％的间隙，冲裁出直径为10mmφ的孔，以使毛边为冲模侧的方式设置到试验机中后，利用60°的圆锥冲头进行扩孔试验，由此测定扩孔率(λ)。将λ(％)为65％以上的钢板作为具有良好的延伸凸缘性的钢板。
关于钢板的显微组织，通过以下方法求出铁素体、马氏体和珠光体的体积百分率。
对于钢板的显微组织，使用3％硝酸乙醇试剂(3％硝酸+乙醇)，对钢板的轧制方向截面(板厚1/4的深度位置)进行腐蚀，利用500倍～1000倍的光学显微镜观察和1000～100000倍的电子显微镜(扫描型和透射型)进行观察，使用所拍摄的组织照片，对铁素体的体积百分率、马氏体的体积百分率、珠光体的体积百分率进行定量。
进行各12个视野的观察，通过点计数法(依照ASTME562-83(1988))，测定面积率，将其面积率作为体积百分率。铁素体为稍稍黑色反差的区域，马氏体为带有白色反差的区域。珠光体为层状的组织，且为板状的铁素体和渗碳体交替排列的组织。
另外，对于铁素体、马氏体、珠光体以外的组织，在上述光学显微镜或电子显微镜(扫描型和透射型)的观察中，贝氏体为包含位错密度比多边形铁素体高的板状的贝氏体铁素体和渗碳体的组织，球形渗碳体为具有球形化的形状的渗碳体。
另外，对于有无残余奥氏体，在从表层研磨至1/4厚度的面，以Mo的Kα射线作为射线源以50keV的加速电压通过X射线衍射法(装置：Rigaku公司制造的RINT2200)测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面和奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，使用这些测定值，根据非专利文献1记载的算式求出残余奥氏体的体积百分率，判断有无残余奥氏体。
将拉伸特性和延伸凸缘性以及钢板组织的测定结果示于表2中。
[表1]
                                      (质量％)
钢种 C Si Mn P S Al N Ac1(℃) Ac3(℃) 备注
A 0.05 1.00 2.2 0.01 0.003 0.05 0.004 729 870 本发明例
B 0.07 1.18 2.1 0.03 0.003 0.02 0.002 735 875 本发明例
C 0.13 1.10 1.6 0.04 0.002 0.05 0.003 738 886 本发明例
D 0.09 0.72 2.1 0.02 0.003 0.04 0.003 721 848 本发明例
E 0.09 0.81 2.0 0.02 0.003 0.03 0.003 725 851 本发明例
F 0.11 0.92 1.8 0.02 0.003 0.03 0.003 731 856 本发明例
G 0.06 0.80 2.4 0.04 0.003 0.05 0.003 721 872 本发明例
H 0.13 0.62 1.9 0.03 0.003 0.03 0.002 721 841 本发明例
I 0.10 0.50 2.2 0.02 0.003 0.03 0.003 714 828 比较例
J 0.03 0.33 2.9 0.02 0.003 0.03 0.003 702 829 比较例
K 0.13 1.15 1.4 0.02 0.003 0.03 0.004 741 872 比较例
L 0.05 0.65 2.8 0.01 0.003 0.03 0.003 712 829 比较例
下划线部分：本发明范围外
根据表2所示的结果，本发明例均具有铁素体的体积百分率为80％以上、马氏体的体积百分率为3～15％且珠光体的体积百分率为0.5～10％的钢板组织，结果，确保了590MPa以上的拉伸强度和70％以下的屈服比，并且得到了29.0％以上的伸长率和65％以上的扩孔率这样良好的成形性。另一方面，比较例的钢板组织不满足本发明范围，结果，拉伸强度、屈服比、伸长率、扩孔率中的至少一种特性差。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到具有以体积百分率计含有80％以上的铁素体、3～15％的马氏体、0.5～10％的珠光体的复合组织并且具有590MPa以上的拉伸强度、70％以下的屈服比、29.0％以上的伸长率和65％以上的扩孔率的伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比的高强度冷轧钢板。

Claims (2)

1.一种伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板，其特征在于，
钢板的化学成分以质量％计含有C：0.05～0.13％、Si：0.6～1.2％、Mn：1.6～2.4％、P：0.10％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01～0.10％、N：低于0.0050％，并且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板的显微组织具有以体积百分率计含有80％以上的铁素体、3～15％的马氏体、0.5～10％的珠光体的复合组织，
屈服比为70％以下，且拉伸强度为590MPa以上。
2.一种伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对具有权利要求1所述的化学成分的钢坯实施热轧、冷轧后，加热至Ac1～Ac3点的温度范围并保持，然后，从所述保持温度起以1℃/秒～25℃/秒的平均冷却速度冷却至500～550℃的温度，然后以5℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却。
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