CN104736736A - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有优良的伸长率、延伸凸缘性、弯曲性的高强度冷轧钢板及其制造方法。一种高强度冷轧钢板，其具有如下的成分组成：以质量％计，含有：C：0.12～0.22％、Si：0.8～1.8％、Mn：1.8～2.8％、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％、B：0.0001～0.0020％及Ca：0.0001～0.0020％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且具有如下组织：铁素体相和贝氏体相的合计面积比率为50～70％，铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径为1～3μm，回火马氏体相的面积比率为25～45％，回火马氏体相的平均结晶粒径为1～3μm，残余奥氏体相的面积比率为2～10％。

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汽车的结构部件等复杂形状的冲压成形部件等的高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明特别涉及伸长率、延伸凸缘性、弯曲性优良的拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
以往，TS为1180MPa以上的冷轧钢板大多应用于通过辊成形等进行轻加工的汽车用部件。最近，为了兼顾汽车的进一步的碰撞安全性和基于车身轻量化的燃料效率的提高，正在扩大TS为1180MPa以上的冷轧钢板在汽车的骨架结构部件(structural member for automobile)等复杂形状的冲压成形部件中的应用。因此，对加工性、特别是伸长率、延伸凸缘性(stretch flangeability)及弯曲性(bendability)优良的TS为1180MPa以上的冷轧钢板的需求高。
通常，如果使钢板高强度化，则存在加工性降低的倾向。因此，在扩大高强度钢板的应用时，避免高强度化后的钢板在冲压成形时的裂纹成为课题。另外，在将钢板高强度化至TS为1180MPa以上的情况下，除了C、Mn以外，有时还从确保强度的观点出发而积极地添加Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等极其昂贵的稀有元素。
作为与加工性优良的高强度冷轧钢板相关的现有技术，例如有专利文献1～4。在专利文献1～4中公开了如下技术：通过钢成分、钢组织的限定、热轧条件、退火条件的优化，得到在钢组织中含有回火马氏体相或残余奥氏体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
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献1记载的技术中，不将昂贵的元素作为必需的添加元素，但纵横比为3以下的块状马氏体(blocky martensite)在钢组织中存在有15～45％。上述块状马氏体为硬质的马氏体相，这样的马氏体的存在有可能会给延伸凸缘性、弯曲性带来不利影响。
专利文献2记载的技术中，公开了活用残余奥氏体相而在TS为780～980MPa的水平下实现高伸长率(El)的见解。但是，如果参照专利文献2的实施例，在添加有作为奥氏体稳定化元素的昂贵的Cu、Ni的情况下，得到了期望的残余奥氏体相。另外，对于C量多的TS为1180MPa以上的钢板而言，没有实现充分的延伸凸缘性。另外，没有关于提高弯曲性的见解。
专利文献3记载的技术中，回火马氏体相的体积百分率多达50％以上，不能实现充分的TS与El的平衡(TS×El平衡)。另外，没有关于提高延伸凸缘性和弯曲性的见解。
专利文献4记载的技术中，昂贵的Mo、V的添加是必需的。专利文献4中并没有关于加工性的见解。另外，专利文献4记载的技术中，残余奥氏体相的体积百分率少，回火马氏体相的体积百分率也多，因此，在加工性方面有所担忧。
本发明的目的在于有利地解决上述现有技术的问题并提供具有优良的伸长率、延伸凸缘性、弯曲性的、加工性优良且拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法。即，本发明的目的在于通过在不积极添加Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等昂贵的合金元素的成分体系中调整金属组织来得到上述的加工性优良的高强度冷轧钢板。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题而进行了深入研究。结果发现，通过以下的i)、ii)，即使不积极添加上述那样的昂贵的合金元素，也能够得到加工性优良的拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度冷轧钢板。
i)控制金属组织中的铁素体相和贝氏体相、回火马氏体相和残余奥氏体相的面积比率。
ii)严格地控制铁素体相和贝氏体相的结晶粒径、实施退火(回火处理)而软质化后的回火马氏体相的结晶粒径。
本发明基于上述见解，本发明的主旨如下所述。
[1]一种高强度冷轧钢板，
其具有如下的成分组成：以质量％计，含有：C：0.12～0.22％、Si：0.8～1.8％、Mn：1.8～2.8％、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％、B：0.0001～0.0020％及Ca：0.0001～0.0020％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：铁素体相和贝氏体相的合计面积比率为50～70％，铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径为1～3μm，回火马氏体相的面积比率为25～45％，回火马氏体相的平均结晶粒径为1～3μm，残余奥氏体相的面积比率为2～10％。
[2]根据上述[1]所述的高强度冷轧钢板，其中，进一步地，(铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径)/(回火马氏体相的平均结晶粒径)为0.5～3.0。
[3]一种高强度冷轧钢板的制造方法，准备由上述[1]所述的成分组成构成的钢坯，对该钢坯进行热轧而制成钢板，进行酸洗，在热处理温度为350～550℃的条件下对酸洗后的钢板实施第一热处理，接着进行冷轧，在热处理温度为800～900℃、冷却速度为10～80℃/秒、冷却停止温度为300～500℃、在300～500℃下的保持时间为100～1000秒的条件下对冷轧后的钢板实施第二热处理，接着在热处理温度为150～250℃的条件下实施第三热处理。
[4]根据上述[3]所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步地，作为上述热轧的条件，将钢坯的加热温度设定为1100～1300℃，将热轧的终轧温度设定为850～950℃。
[5]根据上述[3]或[4]所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步地，将上述第一热处理中的在350～550℃下的保持时间设定为5分钟～5小时。
[6]根据上述[3]～[5]中任一项所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步地，将上述第三热处理中的在150～250℃下的保持时间设定为5分钟～5小时。
发明效果
根据本发明，能够在不积极添加昂贵的元素的情况下得到伸长率、延伸凸缘性和弯曲性优良的拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度冷轧钢板。通过本发明得到的高强度冷轧钢板适合作为在冲压成形中难以确保形状的汽车部件用途使用。
具体实施方式
本发明人对于高强度冷轧钢板的加工性的提高进行了深入研究。结果发现，即使是不含有Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等昂贵的元素的成分，通过使钢板的金属组织为以下所示的金属组织，也能够确保期望的强度，而且能够显著提高加工性。即，本发明的钢板的金属组织设定为如下金属组织：铁素体相和贝氏体相的合计面积比率为50～70％且平均结晶粒径为1～3μm，回火马氏体相的面积比率为25～45％且平均结晶粒径为1～3μm，残余奥氏体相的面积比率为2～10％。
以下，对用于得到伸长率、延伸凸缘性和弯曲性优良的拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度冷轧钢板的钢的化学成分和组织的限定范围及限定理由进行详细说明。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。
首先，本发明中的钢的化学成分(组成)的限定范围及限定理由如下所述。
C：0.12～0.22％
C是对强度作出贡献的元素，通过固溶强化(solid-solutionhardening)和基于马氏体相的组织强化(transformation strengthening)而有助于确保强度。在C量低于0.12％时，难以得到所需的面积比率的回火马氏体相。因此，将C量设定为0.12％以上。优选C量为0.15％以上。另一方面，如果C量超过0.22％，则点焊性显著劣化。另外，如果C量超过0.22％，则回火马氏体相过度硬质化，钢板的成形性降低，特别是延伸凸缘性降低。因此，将C量设定为0.22％以下。优选C量为0.21％以下。因此，将C量设定为0.12～0.22％的范围。
Si：0.8～1.8％
Si是对于促进C在奥氏体中的富集、使残余奥氏体稳定化而言重要的元素。为了得到上述作用，需要将Si的含量设定为0.8％以上，优选为1.0％以上。另一方面，如果添加超过1.8％的Si，则钢板变脆，产生裂纹，成形性也降低。因此，需要将Si量的上限设定为1.8％，优选为1.6％。因此，将Si量设定为0.8～1.8％的范围。
Mn：1.8～2.8％
Mn是使淬透性提高的元素，容易确保对强度作出贡献的回火马氏体相。为了得到上述作用，需要将Mn的含量设定为1.8％以上。优选将Mn量设定为2.0％以上。另一方面，如果添加超过2.8％的Mn，则钢板会过度硬质化，高温下的延展性不足，有时会产生坯裂纹。因此，将Mn量设定为2.8％以下。优选Mn量低于2.6％。因此，将Mn量设定为1.8～2.8％的范围。优选为2.0以上且低于2.6％的范围。
P：0.020％以下
P会给点焊性带来不利影响，因此优选尽量降低P量。但是，P量可以容许至0.020％。因此，将P量设定为0.020％以下。优选P量为0.010％以下。需要说明的是，如果过度降低P量，则炼钢工序中的生产效率降低，导致成本高。因此，优选将P量的下限设定为约0.001％。
S：0.0040％以下
S容易在晶界发生偏析(segregate)而引起热脆性(hotshortembrittlement)。另外，S形成MnS等硫化物系夹杂物(sulfide inclusion)。该硫化物系夹杂物因冷轧而伸展、成为使钢板变形时的裂纹的起点，使钢板的局部变形能力(local deformability)降低。因此，期望S量尽可能地低。但是，S量可以容许至0.0040％。因此，将S量设定为0.0040％以下。优选S量为0.0020％以下。另一方面，S量的过度的降低在工业上是困难的，会伴随炼钢工序中的脱硫成本的增加。因此，优选将S量的下限设定为约0.0001％。
Al：0.005～0.08％
Al主要出于脱氧的目的而添加。另外，Al是对于抑制碳化物的生成、使残余奥氏体相生成有效并且对于提高强度-伸长率平衡有效的元素。为了得到这样的效果，需要将Al的含量设定为0.005％以上。优选将Al量设定为0.02％以上。另一方面，如果添加超过0.08％的Al，则会产生因氧化铝等夹杂物增加而使钢板的加工性劣化的问题。因此，将Al量设定为0.08％以下。优选Al量为0.06％以下。因此，将Al量设定为0.005～0.08％的范围。优选Al量为0.02以上且0.06％以下的范围。
N：0.008％以下
N是使耐时效性劣化的元素，如果N量超过0.008％，则耐时效性的劣化变得显著。另外，N与B结合形成BN而消耗B。因此，N会降低由固溶B产生的淬透性，难以确保预定的面积比率的回火马氏体相。此外，N在铁素体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。但是，N量可以容许至0.008％。因此，将N量设定为0.008％以下。优选N量为0.006％以下。另一方面，N量的过度降低会伴随炼钢工序中的脱氮成本的增加。因此，优选将N量的下限设定为约0.0001％。
Ti：0.001～0.040％
Ti形成碳氮化物、硫化物，对提高强度有效。另外，Ti通过将N以TiN的形式析出而抑制BN的形成。因此，Ti对于表现由B产生的淬透性而言是有效的。为了表现这样的效果，需要将Ti量设定为0.001％以上。优选Ti量为0.010％以上。另一方面，如果Ti量超过0.040％，则在铁素体相中过度生成析出物，析出强化(precipitation hardening)过度发挥作用，钢板的伸长率降低。因此，需要将Ti量设定为0.040％以下。优选Ti量为0.030％以下。因此，将Ti量设定为0.001～0.040％的范围。更优选Ti量为0.010～0.030％的范围。
B：0.0001～0.0020％
B提高淬透性、有助于确保回火马氏体相和残余奥氏体相，是对于得到优良的强度-伸长率平衡所需要的。为了得到该效果，需要将B量设定为0.0001％以上。优选B量为0.0002％以上。另一方面，如果B量超过0.0020％，则上述的效果饱和。因此，需要将B量设定为0.0020％以下。优选B量为0.0010％以下。因此，将B量设定为0.0001～0.0020％的范围。
Ca：0.0001～0.0020％
Ca具有使成为变形时的裂纹的起点的硫化物的形状由板状而球形化、抑制局部变形能力的降低的效果。为了得到该效果，需要将Ca量设定为0.0001％以上。优选Ca量为0.0002％以上。另一方面，如果Ca超过0.0020％而大量含有，则在钢板表层中以夹杂物的形式存在。该夹杂物在将钢板弯曲成形时成为微小裂纹的起点，使钢板的弯曲性劣化。因此，将Ca量设定为0.0020％以下。优选Ca量为0.0010％以下。因此，将Ca量设定为0.0001～0.0020％的范围。
需要说明的是，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，则不排除含有上述以外的成分。
如果积极地添加Nb、V，则在钢中析出，难以确保优良的El，给钢板的材质带来不利影响。另外，如果积极添加Cu、Ni、Cr、Mo，则过度生成马氏体相，难以确保优良的El，给材质带来不利影响。因此，不优选含有这些元素，即使含有，也优选设定为不可避免的杂质的水平以下。
接着，对作为对于本发明而言重要的要件之一的钢的组织的限定范围和限定理由进行详细说明。
铁素体相和贝氏体相的合计面积比率：50～70％
铁素体相比由奥氏体相相变而生成的硬质的马氏体相更软质，对延展性作出贡献。另外，贝氏体相在比马氏体相高温的区域由奥氏体相相变生成。贝氏体相由铁素体相和渗碳体相构成，与铁素体相同样，比硬质的马氏体相更软质，对延展性作出贡献。
因此，为了得到期望的伸长率，需要将铁素体相和贝氏体相的面积比率以合计设定为50％以上。即，需要将铁素体相和贝氏体相的合计面积比率设定为50％以上，优选设定为53％以上。在铁素体相和贝氏体相的合计面积比率少于50％的情况下，硬质的马氏体相的面积比率增加。因此，钢板过度地高强度化，钢板的伸长率和延伸凸缘性劣化。
另一方面，如果铁素体相和贝氏体相的合计面积比率超过70％，则难以确保拉伸强度(TS)为1180MPa以上。另外，难以确保预定量的对延展性作出贡献的残余奥氏体。因此，将铁素体相和贝氏体相的合计面积比率设定为70％以下，优选设定为68％以下。因此，将铁素体相和贝氏体相的合计面积比率设定为50％～70％的范围。
铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径：1～3μm
在铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径超过3μm、粗大的情况下，延伸凸缘成形时和弯曲变形时钢板难以均匀变形。即，钢板的延伸凸缘性和弯曲性降低。因此，需要将铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径设定为3μm以下，优选设定为2.5μm以下。另外，在铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径比1μm微细的情况下，晶界的体积大，这样大量的晶界会妨碍位错的移动。因此，钢板过度地高强度化，难以确保优良的伸长率。因此，需要将铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径设定为1μm以上，优选设定为1.4μm以上。因此，将铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径设定为1～3μm的范围。
回火马氏体相的面积比率：25～45％
回火马氏体相通过将硬质的马氏体相再加热升温而得到。回火马氏体相对强度作出贡献。为了确保TS为1180MPa以上的强度，需要将回火马氏体相的面积比率设定为25％以上，优选设定为28％以上。另一方面，回火马氏体相的面积比率过多时，钢板的伸长率会降低。因此，需要将回火马氏体相的面积比率设定为45％以下，优选设定为44％以下。通过形成以25％以上且45％以下的范围含有回火马氏体相的面积比率的组织，能够得到强度、伸长率、延伸凸缘性和弯曲性等材质的平衡良好的钢板。
回火马氏体相的平均结晶粒径：1～3μm
在回火马氏体相的平均结晶粒径超过3μm、粗大的情况下，延伸凸缘成形时和弯曲变形时钢板难以均匀变形。即，钢板的延伸凸缘性和弯曲性降低。另外，在回火马氏体相的平均结晶粒径比1μm微细的情况下，晶界的体积大，这样大量的晶界会妨碍位错的移动。因此，钢板过度地高强度化，难以确保优良的延展性。因此，将回火马氏体相的平均结晶粒径设定为1～3μm的范围。
铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径及回火马氏体相的平均结晶粒径分别控制为上述的平均结晶粒径。除了这样的控制以外，还将铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径与回火马氏体相的平均结晶粒径设定为相同水平时，在加工时能够进行更均匀的变形，因此优选。即，作为钢板整体形成均匀微细的组织时，在加工时能够进行更均匀的变形，因此优选。
此处，在(铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径)/(回火马氏体相的平均结晶粒径)小于0.5的情况或大于3.0的情况可以说是铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径和回火马氏体相的平均结晶粒径中的任意一者微小或粗大的情况。与这样的情况相比，通过将(铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径)/(回火马氏体相的平均结晶粒径)设定为0.5～3.0，能够使延伸凸缘成形时和弯曲变形时的钢板的变形更均匀。因此，优选将(铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径)/(回火马氏体相的平均结晶粒径)设定为0.5～3.0。更优选(铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径)/(回火马氏体相的平均结晶粒径)为0.8～2.0。
残余奥氏体相的面积比率：2～10％。
残余奥氏体相具有如下效果：通过应变诱发相变，使钢板的变形部发生硬质化，防止应变集中，由此提高伸长率。为了实现高伸长率，需要在钢板中含有2％以上的残余奥氏体相。优选残余奥氏体相的面积比率为3％以上。需要说明的是，残余奥氏体相的应变诱发相变是指在使材料变形时承受应变的部分相变成马氏体相。但是，残余奥氏体相的C浓度高且为硬质，因此，如果在钢板中超过10％而过度存在残余奥氏体相，则硬质的部分局部性地大量存在。这样过度存在的残余奥氏体相成为阻碍伸长率和延伸凸缘成形时的材料(钢板)的均匀变形的主要原因，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，将残余奥氏体相的面积比率设定为10％以下，优选设定为8％以下。因此，将残余奥氏体相的面积比率设定为2～10％。
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法的条件及其限定理由进行说明。
本发明中，准备具有上述成分组成的钢坯，对该钢坯进行热轧而制成钢板，进行酸洗，在热处理温度为350～550℃的条件下对酸洗后的钢板实施第一热处理，接着进行冷轧，在热处理温度为800～900℃、冷却速度为10～80℃/秒、冷却停止温度为300～500℃、在300～500℃下的保持时间为100～1000秒的条件下对冷轧后的钢板实施第二热处理，接着在热处理温度为150～250℃的条件下实施第三热处理。
在本发明中，对钢坯的制造并没有特别限制，根据常规方法进行即可。例如将调整为上述成分组成范围的钢进行熔炼、铸造，可以得到钢坯。在本发明中，钢坯可以使用连铸坯、铸锭-初轧坯、厚度为约50mm～约100mm的薄板坯等。特别是为了减轻偏析，优选使用由连铸法制造的板坯。
将以上述方式制造而准备的钢坯进行热轧而制成钢板。对于热轧并没有特别限制，根据常规方法进行即可。需要说明的是，将热轧时的钢坯的加热温度优选设定为1100℃以上。从减轻氧化皮的生成、降低燃料消耗率的观点出发，优选将热轧时的钢坯的加热温度的上限设定为约1300℃。另外，为了避免铁素体和珠光体的带状组织(bandstructure)的生成，优选将热轧的终轧温度(终轧出口侧温度)设定为850℃以上。从减轻氧化皮的生成、抑制结晶粒径粗大化而使组织微细均匀化的观点出发，优选将热轧的终轧温度的上限设定为约950℃。从冷轧性、表面性状的观点出发，优选将热轧结束后的卷取温度设定为400～600℃。
根据常规方法对卷取后的钢板实施酸洗。对于酸洗的条件也没有特别限制，根据利用盐酸的酸洗等以往公知的方法进行即可。
对酸洗后的钢板实施第一热处理(第一次热处理)，接着经过冷轧工序，实施第二热处理(第二次热处理)，接着实施第三热处理(第三次热处理)。
第一热处理的热处理温度：350～550℃
为了消除热轧后的钢板组织的影响，对热轧后的热轧钢板实施第一热处理。在热处理温度低于350℃的情况下，热轧后的回火不充分，因此，不能消除热轧后的组织对最终得到的高强度冷轧钢板的影响。即，在第一热处理的热处理温度低于350℃的情况下，如果热处理前的热轧钢板具有以下所示的不优选的组织，则由于这些组织而使第一热处理后的钢板形成不均匀的组织。因此，对第一热处理后的钢板实施冷轧、第二热处理、第三热处理而最终得到的钢板的组织中，得不到微细的晶粒，不能得到充分的延伸凸缘性。此处，上述的不优选的组织是指粗大的晶粒和微细的晶粒混合存在的不均匀的贝氏体单相组织、马氏体单相组织、或由铁素体、珠光体构成的层状(lamellar)的组织。另外，在第一热处理的热处理温度低于350℃的情况下，热轧钢板硬质化而使冷轧的负荷增大，成本增高。另一方面，如果进行超过550℃的热处理，则钢板组织成为C浓度不均匀的组织，在第二热处理中，奥氏体粗大且粗糙地不均匀分布，得不到均匀微细的组织。此处，C浓度不均匀的组织是指在C浓度低的铁素体相中粗糙地分布有C浓度高的粗大的渗碳体这样的组织。另外，如果进行超过550℃的热处理，则在晶界处P发生偏析，钢板脆化而使伸长率和延伸凸缘性显著降低。
通过在350～550℃的范围内进行热处理(第一热处理)而使回火进行。由于该回火的进行，渗碳体不会发生粗大化，而是均匀微细且致密地存在于钢板中。其结果是，在冷轧、第二热处理和第三热处理后最终得到的组织成为微细的晶粒，得到优良的延伸凸缘性和弯曲性。因此，为了在冷轧前形成极其均匀的组织，将在热轧后、冷轧前进行的第一热处理的温度设定为350～550℃的范围。优选设定为400～540℃的范围。
需要说明的是，在对热轧后的钢板实施第一热处理时，优选在350～550℃的范围内的热处理温度下实施约5分钟～约5小时的保持。在保持时间少于5分钟的情况下，热轧后的回火变得不充分，有时不能消除热轧后的组织的影响。如果保持时间太长，则会抑制生产率，因此，优选将保持时间的上限设定为约5小时。因此，在第一热处理中，优选将在350～550℃的范围的保持温度下的保持时间设定为约5分钟～约5小时。更优选在350～550℃的范围的保持温度下的保持时间为约10分钟～约4小时。
对实施第一热处理后的热轧钢板进行冷轧。冷轧的方法并不需要特别地规定，根据常规方法进行即可。需要说明的是，从在第二热处理后得到均匀的再结晶组织、稳定地确保钢板的材质的观点出发，优选将冷轧的轧制率设定为约30％～约70％。
为了使钢组织的面积比率、粒径为期望的范围，对冷轧后的钢板实施热处理温度为800～900℃、冷却速度为10～80℃/秒、冷却停止温度为300～500℃、在300～500℃下的保持时间为100～1000秒的第二热处理。
第二热处理的热处理温度：800～900℃
在第二热处理中的热处理温度低于800℃的情况下，在加热、热处理中铁素体相的体积百分率变多。因此，第三热处理之后最终得到的钢板的组织中的铁素体相的面积比率变多，难以确保TS为1180MPa以上。另外，在第二热处理中的热处理温度低于800℃的情况下，在热处理中会促进C向奥氏体相中的富集。因此，在利用第三热处理实施回火之前的马氏体相会过度硬质化，该马氏体相在第三热处理后也不能充分软质化，钢板的延伸凸缘性降低。另一方面，如果超过900℃而加热至奥氏体单相的高温区域，则奥氏体晶粒会过度粗大化。因此，由奥氏体相生成的铁素体相、低温相变相发生粗大化，钢板的延伸凸缘性劣化。因此，将第二热处理的热处理温度设定为800～900℃的范围。更优选将第二热处理的热处理温度设定为810～860℃的范围。
冷却速度：10～80℃/秒
在第二热处理中，在上述温度下的热处理后进行冷却。该冷却时的冷却速度对于得到期望的马氏体相的面积比率而言是重要的。在平均冷却速度小于10℃/秒的情况下，难以确保马氏体相，最终得到的钢板软质化而难以确保强度。另一方面，如果平均冷却速度超过80℃/秒，则过度生成马氏体相，最终得到的钢板的强度过高，伸长率和延伸凸缘性等加工性降低。因此，将冷却速度设定为10～80℃/秒的范围。更优选将平均冷却速度设定为15～60℃/秒。需要说明的是，该冷却优选通过气体冷却来进行。另外，该冷却可以组合使用炉冷、喷雾冷却、辊冷却、水冷等来进行。
冷却停止速度：300～500℃
在停止上述冷却的冷却停止速度低于300℃的情况下，马氏体相过度生成，因此最终得到的钢板的强度变得过高，难以确保伸长率。另一方面，在该冷却停止温度超过500℃的情况下，残余奥氏体的生成受到抑制，难以得到优良的伸长率。因此，为了将回火马氏体相和残余奥氏体相的存在比率控制在期望的范围内，将第二热处理中的冷却停止温度设定为300～500℃。即，为了确保TS为1180MPa级以上的强度并且平衡良好地得到伸长率和延伸凸缘性，将第二热处理中的冷却停止温度设定为300～500℃。优选将第二热处理中的冷却停止温度设定为350～450℃。
在300～500℃下的保持时间：100～1000秒
在上述温度下冷却停止后，进行保持。在保持时间少于100秒的情况下，C向奥氏体相中的富集进行的时间变得不充分，最终难以得到期望的残余奥氏体面积比率，而且马氏体相会过度生成。因此，最终得到的钢板高强度化，钢板的伸长率和延伸凸缘性降低。另一方面，即使滞留超过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。滞留超过1000秒仅会抑制生产率。因此，将在300～500℃下的保持时间设定为100～1000秒的范围。优选将在300～500℃下的保持时间设定为150～900秒的范围。
在上述第二热处理之后，为了将马氏体相回火，进行第三热处理。
第三热处理的热处理温度：150℃～250℃
在第三热处理中的热处理温度低于150℃的情况下，由马氏体相的回火产生的软质化是不充分的，马氏体相会过度硬质化，钢板的延伸凸缘性和弯曲性降低。另一方面，如果热处理温度超过250℃，则在第二热处理之后得到的残余奥氏体相分解。因此，最终得不到期望的面积比率的残余奥氏体相，难以得到伸长率优良的钢板。另外，马氏体相会分解为铁素体相和渗碳体，因此难以确保强度。因此，将热处理温度设定为150℃～250℃的范围。优选为175℃～235℃的范围。
需要说明的是，在进行第三热处理时，优选在150～250℃的范围的保持温度下进行约5分钟～约5小时的保持。在第三热处理的保持时间短于5分钟的情况下，马氏体相的软质化是不充分的，马氏体相会过度硬质化，有时不能得到充分的延伸凸缘性、弯曲性。另外，第三热处理会对残余奥氏体的分解、马氏体相的回火软化产生影响。因此，如果将保持时间设定为非常长的时间，则有可能发生伸长率的降低、强度的降低。但是，只要该保持时间为约5小时以下，则材质的变化就较少。另外，如果保持过度长的时间，则会抑制生产率。因此，优选将保持时间的上限设定为约5小时。因此，在第三热处理中，优选将在150～250℃的范围的保持温度下的保持时间设定为约5分钟～约5小时。更优选在150～250℃的范围的保持温度下的保持时间为约10分钟～约4小时。
对于以上述方式得到的冷轧钢板，为了形状矫正、表面粗糙度调整，可以按照常规方法进行表面光轧(也称为表皮光轧)。此时，表面光轧的伸长率并没有特别规定。表面光轧的伸长率例如优选设定为约0.05％～约0.5％。
实施例1
将具有表1所示的成分组成的钢进行熔炼而准备钢坯，对该钢坯进行如下热轧：在加热温度为1200℃、终轧出口侧温度为910℃的条件下进行轧制，在轧制结束后，以40℃/秒冷却至卷取温度，在450℃的卷取温度下进行卷取。将通过该热轧得到的热轧钢板进行盐酸酸洗后，在表2所示的条件下进行第一热处理。接着，将第一热处理后的热轧钢板以30％～70％的轧制率进行冷轧，制成1.6mm的板厚后，在表2所示的条件下进行第二热处理(退火处理)。然后，在表2所示的条件下对第二热处理后的钢板进行第三热处理，得到冷轧钢板。
对于这样得到的冷轧钢板，如下所示，考察钢板的组织、拉伸特性、延伸凸缘性(扩孔率)、弯曲特性。将得到的结果示于表3。
(1)钢板的组织
铁素体相和贝氏体相在组织整体中所占的合计面积比率通过利用光学显微镜在轧制方向断面上观察板厚1/4面位置的面来求出。具体而言，使用倍率为1000倍的断面组织照片，通过图像分析求出在任意设定的100μm×100μm四方的正方形区域内存在的各组织的占有面积。需要说明的是，观察按照N＝5(观察视野为5处)来实施。
此处，蚀刻(etching)使用3体积％的苦醇(picral)与3体积％的焦亚硫酸钠(sodium metabisulfite)的混合液。以蚀刻后观察到的黑色区域为铁素体相(多边形铁素体)或贝氏体相，求出该黑色区域的面积比率作为铁素体相和贝氏体相的合计面积比率。
回火马氏体相在组织整体中所占的面积比率通过利用扫描电子显微镜(scanning electron microscope：SEM)在轧制方向断面上观察板厚1/4位置的面来求出。具体而言，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组织的占有面积。需要说明的是，观察按照N＝5(观察视野为5处)来实施。回火马氏体相的面积比率通过在回火前后进行SEM观察而以如下的方式求出。即，判断回火前具有比较平滑的表面且以块状的形状观察到的组织最终变成经回火热处理而在内部观察到微细碳化物的析出的回火马氏体相，求出面积比率。
关于残余奥氏体相的面积比率，另行通过X射线衍射(the X-raydiffraction method)测定残留奥氏体的量，将测定的残余奥氏体的量作为奥氏体相的面积比率。需要说明的是，残余奥氏体相的量使用Mo的Kα射线通过X射线衍射法来求出。即，使用以钢板的板厚1/4附近的面作为测定面的试验片，由奥氏体相的(211)面和(220)面与铁素体相的(200)面和(220)面的峰强度算出残余奥氏体相的体积率。将该算出的残余奥氏体相的体积率作为残余奥氏体相的量，得到残余奥氏体相的面积比率。
铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径通过如下的求积法(planimetric method)求出：计数测定区域中的晶粒的数目(上述黑色区域中的晶粒的数目)，使用测定面积中的各相的面积比率算出平均晶粒面积a，得到粒径d＝a1/2。回火马氏体相的平均结晶粒径通过如下的求积法求出：计数测定面积中的晶粒的数目，使用测定面积中的各相的面积比率算出平均晶粒面积a，得到粒径d＝a1/2。
(2)拉伸特性(强度、伸长率)
使用以与轧制方向成90°的方向(轧制直角方向)作为长度方向(拉伸方向)的JIS Z 2201记载的5号试验片，进行依照JIS Z 2241的拉伸试验来评价拉伸特性。在表3中示出了屈服强度(Y)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。需要说明的是，关于拉伸特性的评价基准，将TS≥1180MPa且TS×El≥21000MPa·％作为良好，认为强度和伸长率优良。
(3)扩孔率(延伸凸缘性)
为了评价延伸凸缘性，基于日本钢铁联盟标准JFST1001测定扩孔率。此处，扩孔率的测定如下所示。即，冲裁出初始直径d0＝10mm的孔，使60°的圆锥冲头上升而将孔扩大。此时，当裂纹贯通钢板的板厚时停止冲头的上升，测定裂纹贯通后的冲裁孔直径d。接着，算出扩孔率(％)＝((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，关于延伸凸缘性的评价基准，将TS×λ≥38000MPa·％(TS：拉伸强度(MPa)、λ：扩孔率(％))作为良好，认为延伸凸缘性良好。
(4)弯曲特性
使用得到的板厚t＝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试验片。此处，将弯曲试验片的尺寸设定为40mm×100mm，使弯曲试验片的长度方向为轧制直角方向。对于裁取的弯曲试验片，使用前端弯曲半径R＝2.5mm的模具，进行在下止点(bottom dead center)处的按压载荷为29.4kN的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，在本发明例中，兼顾了TS×El≥21000MPa·％以上和TS×λ≥38000MPa·％，而且在R/t＝2.5/1.6＝1.6的情况下无裂纹而满足了90°V形弯曲。由表3可知，在本发明例中，得到了伸长率、延伸凸缘性和弯曲性优良的拉伸强度为1180MPa以上的高强度冷轧钢板。
另一方面，钢成分在本发明范围外的No.6，在伸长率、延伸凸缘性和弯曲性方面较差。热轧后的第一热处理的热处理温度低的No.7、第一热处理的热处理温度高的No.8，回火马氏体相的结晶粒径粗大，在伸长率、延伸凸缘性和弯曲性方面较差。第二热处理的热处理温度低的No.9、第二热处理中的冷却速度慢的No.11，铁素体相和贝氏体相的合计面积比率大，不满足TS≥1180MPa。第二热处理的热处理温度高的No.10，铁素体相和贝氏体相的合计面积比率小，结晶粒径粗大，强度过高，在伸长率、延伸凸缘性和弯曲性方面较差。第二热处理中的冷却速度快的No.12，铁素体相和贝氏体相的合计面积比率小，强度过高，在伸长率、延伸凸缘性和弯曲性方面较差。另外，第二热处理的冷却停止温度低的No.13、冷却停止温度高的No.14、保持时间短的No.15、第三热处理的热处理温度高的No.17，残余奥氏体相的面积比率小，伸长率低。第三热处理的热处理温度低的No.16，马氏体相的回火不充分，不能得到回火马氏体相，强度过高，在伸长率、延伸凸缘性和弯曲性方面较差。
产业上的可利用性
根据本发明，即使在钢板中不积极地含有Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo等昂贵的元素，也能够得到廉价且具有优良的伸长率和延伸凸缘性的拉伸强度(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除了适合于汽车部件以外，也适合于建筑和家电领域等需要严格的尺寸精度、加工性的用途。

Claims (6)

1.一种高强度冷轧钢板，
其具有如下的成分组成：以质量％计，含有：C：0.12～0.22％、Si：0.8～1.8％、Mn：1.8～2.8％、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％、B：0.0001～0.0020％及Ca：0.0001～0.0020％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：铁素体相和贝氏体相的合计面积比率为50～70％，铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径为1～3μm，回火马氏体相的面积比率为25～45％，回火马氏体相的平均结晶粒径为1～3μm，残余奥氏体相的面积比率为2～10％。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，进一步地，(铁素体相和贝氏体相的平均结晶粒径)/(回火马氏体相的平均结晶粒径)为0.5～3.0。
3.一种高强度冷轧钢板的制造方法，准备由权利要求1所述的成分组成构成的钢坯，对该钢坯进行热轧而制成钢板，进行酸洗，在热处理温度为350～550℃的条件下对酸洗后的钢板实施第一热处理，接着进行冷轧，在热处理温度为800～900℃、冷却速度为10～80℃/秒、冷却停止温度为300～500℃、在300～500℃下的保持时间为100～1000秒的条件下对冷轧后的钢板实施第二热处理，接着在热处理温度为150～250℃的条件下实施第三热处理。
4.根据权利要求3所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步地，作为所述热轧的条件，将钢坯的加热温度设定为1100～1300℃，将热轧的终轧温度设定为850～950℃。
5.根据权利要求3或4所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步地，将所述第一热处理中的在350～550℃下的保持时间设定为5分钟～5小时。
6.根据权利要求3～5中任一项所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步地，将所述第三热处理中的在150～250℃下的保持时间设定为5分钟～5小时。
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