CN105452513B - 高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种伸长率和延伸凸缘性优良、具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法。一种高屈服比高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：0.6～2.5％、Mn：2.2～3.5％、P：0.08％以下、S：0.010％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.05％、B：0.0002～0.0050％、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，并且具有如下显微组织：含有以体积分数计为20％～55％的平均结晶粒径为7μm以下的铁素体、以体积分数计为5～15％的残余奥氏体、以体积分数计为0.5～7％的平均结晶粒径为4μm以下的马氏体，同时包含平均结晶粒径为6μm以下的贝氏体和/或回火马氏体组织，并且，铁素体与为贝氏体和/或回火马氏体组织的纳米硬度差为3.5GPa以下，贝氏体和/或回火马氏体组织与马氏体的纳米硬度差为2.5GPa以下。

Description

高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法，特别是涉及适合作为汽车等的结构件的构件的高强度冷轧钢板。
背景技术
近年来，由于关注环境问题的热潮，CO2排放限制变得严格，在汽车领域中，通过车身的轻量化来提高燃料效率成为大的课题。因此，正推进由对汽车用零件应用高强度钢板而带来的薄壁化。特别是正在推进将拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板应用于汽车用零件。
对于用于汽车的结构用零件、增强用零件等汽车用零件的高强度钢板而言，要求成形性优良。特别是对于用于具有复杂形状的零件的高强度钢板而言，不仅仅要求伸长率或延伸凸缘性(也称为扩孔性)这样的特性中某一特性优良，而是要求这两种特性都优良。此外，对于上述结构用零件、增强用零件等汽车用零件而言，要求优良的碰撞吸收能量特性。为了使碰撞吸收能量特性提高，提高所使用的钢板的屈服比是有效的。使用了屈服比高的钢板的汽车用零件即使以低变形量也能够高效地吸收碰撞能量。需要说明的是，此处的屈服比(YR)是表示屈服应力(YS)与拉伸强度(TS)之比的值，以YR＝YS/TS表示。
以往，作为兼具高强度和成形性的高强度薄钢板，已知有铁素体-马氏体组织的双相钢(DP钢)。另外，作为兼具高强度和优良的延展性的钢板，可以举出利用了残余奥氏体的相变诱发塑性(TRansformation Induced Plasticity)的TRIP钢板。该TRIP钢板具有含有残余奥氏体的钢板组织，在马氏体相变开始温度以上的温度下使其加工变形时，残余奥氏体因应力而诱发相变成马氏体从而可以得到大伸长率。但是，该TRIP钢板存在如下问题：在冲裁加工时残余奥氏体相变成马氏体，由此在与铁素体的界面处产生裂纹，扩孔性(延伸凸缘性)变差。
作为使TRIP钢板的延伸凸缘性提高的钢板，例如在专利文献1中公开了一种伸长率和延伸凸缘性优良的高强度冷轧钢板，其具有满足残余奥氏体：至少5％、贝氏体铁素体：至少60％、多边形铁素体：20％以下(包括0％)的钢组织。另外，在专利文献2中公开了一种伸长率和延伸凸缘性优良的高强度钢板，其含有相对于全部组织以占有率计为50％以上的回火马氏体作为母相组织，并且含有相对于全部组织以占有率计为3～20％的残余奥氏体作为第二相组织。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-240178号公报
专利文献2：日本特开2002-302734号公报
发明内容
发明所要解决的问题
然而，通常DP钢在马氏体相变时向铁素体中导入可动位错因此变为低屈服比，碰撞吸收能量特性低。另外，对于作为有效利用了残余奥氏体的TRIP钢板的专利文献1的钢板而言，伸长率相对于强度不充分，在TS为980MPa以上的高强度区域中难以确保充分的伸长率。另外，在专利文献2的技术中，对于实施例中具体公开的伸长率和延伸凸缘性优良的钢板而言，屈服比低，TS也为590～940MPa水平，并非是在980MPa以上的高强度区域中伸长率和延伸凸缘性优良、提高了屈服比的钢板。
由此，对于拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板而言，难以在确保高屈服比而保持优良的碰撞吸收能量特性的同时，确保伸长率和延伸凸缘性而具有优良的成形性，期望兼具这些特性的钢板。
本发明的目的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、具有高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
本发明人们反复进行了深入研究，结果发现：形成将铁素体、马氏体的平均结晶粒径设定为规定范围、同时将铁素体、马氏体和残余奥氏体的体积分数设定为规定范围、进而余量主要为具有规定范围的平均结晶粒径的贝氏体和/或回火马氏体的显微组织，对铁素体与贝氏体和/或回火马氏体组织的硬度差、贝氏体和/或回火马氏体组织与马氏体的硬度差进行控制，由此可以在确保高屈服比的同时、在高延展性的基础上一并得到优良的延伸凸缘性。本发明立足于上述见解。
首先，本发明人们对钢板组织与如上所述的拉伸强度、屈服比、伸长率、延伸凸缘性等特性的关系进行了研究，如下所述进行了考察。
a)在钢板组织中存在有马氏体或残余奥氏体的情况下，在扩孔试验中，冲裁加工时在与铁素体的界面处产生空隙，在之后的扩孔过程中空隙彼此连结、发展，由此产生裂缝。因此，难以确保良好的延伸凸缘性。
b)通过在钢板组织内含有位错密度高的贝氏体、回火马氏体，由此屈服强度升高，因此能够得到高屈服比，另外，可以使延伸凸缘性变得良好。但是，这种情况下，伸长率降低。
c)为了提高伸长率，含有软质的铁素体、残余奥氏体是有效的。但是，拉伸强度、延伸凸缘性降低。
因此，本发明人们进一步进行了深入研究，得出如下见解。
i)通过在钢中添加适量Si，使铁素体固溶强化，添加适量B，从而提高淬透性。通过使用B而不是会使马氏体或回火马氏体的硬度提高的淬火元素，抑制了使马氏体的硬度提高。此外，对作为空隙产生源的硬质相的体积分数进行调节，使钢板组织中含有作为硬质中间相的回火马氏体、贝氏体，同时将铁素体和马氏体的平均结晶粒径微细化。由此，能够抑制在冲裁加工时产生的空隙的数量及扩孔时的空隙的连结，在确保伸长率、屈服比的同时，扩孔性(延伸凸缘性)提高。
ii)过量添加淬火元素时，马氏体相变开始点降低，为了得到所需的回火马氏体的体积分数必须要降低冷却停止温度，需要过度的冷却能力，成本增大。另一方面，B能够在不使马氏体相变开始点降低的情况下确保淬透性。因此，通过使用B作为淬火元素，能够降低冷却所需的成本。
iii)B在热轧时的精轧后的冷却中能够抑制铁素体、珠光体的生成。通过添加B，使热轧钢板的钢板组织为贝氏体均质组织，然后在退火时进行快速加热，由此能够对微细化和纳米硬度差进行控制。
基于上述见解，反复进行了研究，结果发现：添加以质量％计Si：0.6～2.5％和B：0.0002～0.0050％，进而在适当的条件下热轧、冷轧后，在退火中实施热处理，由此使铁素体与贝氏体和/或回火马氏体的纳米硬度差为3.5GPa以下、使贝氏体和/或回火马氏体与马氏体的纳米硬度差为2.5GPa以下，并且将铁素体、残余奥氏体、马氏体的体积分数控制在不损害强度和延展性的范围内，由此能够在确保高屈服比的同时、提高伸长率和延伸凸缘性。
本发明基于上述见解，本发明的主旨如下所述。
[1]一种高屈服比高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：0.6～2.5％、Mn：2.2～3.5％、P：0.08％以下、S：0.010％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.05％、B：0.0002～0.0050％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，并且具有如下显微组织：含有以体积分数计为20％～55％的平均结晶粒径为7μm以下的铁素体、以体积分数计为5～15％的残余奥氏体、以体积分数计为0.5～7％的平均结晶粒径为4μm以下的马氏体，同时包含平均结晶粒径为6μm以下的贝氏体和/或回火马氏体组织，并且，铁素体与贝氏体和/或回火马氏体组织的纳米硬度差为3.5GPa以下，贝氏体和/或回火马氏体组织与马氏体的纳米硬度差为2.5GPa以下。
[2]如上述[1]所述的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有V：0.10％以下、Nb：0.10％以下中的一种以上。
[3]如上述[1]或上述[2]所述的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上。
[4]如上述[1]～上述[3]中任一项所述的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的一种以上。
[5]一种高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，准备具有上述[1]～上述[4]中任一项所述的化学成分的钢坯，在热轧开始温度为1150～1300℃、精轧的结束温度为850～950℃的条件下对上述钢坯进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下作为一次冷却，然后以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下作为二次冷却，将卷取温度设定为550℃以下进行卷取，实施酸洗、冷轧后，以3～30℃/秒的平均加热速度加热至750℃以上的温度范围，在750℃以上的温度的第一均热温度下保持30秒以上，然后，以3℃/秒以上的第三平均冷却速度从第一均热温度冷却至150～350℃的温度范围的冷却停止温度，加热至350℃～500℃的温度范围的第二均热温度后保持20秒以上，然后冷却至室温。
发明效果
根据本发明，通过对钢板的组成和显微组织进行控制，可以稳定地得到具有高屈服比、伸长率和延伸凸缘性均优良的高强度冷轧钢板。
具体实施方式
首先，对本发明的高强度冷轧钢板的成分组成的限定原因进行说明。需要说明的是，在本说明书，表示钢的化学成分的“％”是指质量％。
C：0.05～0.15％
C对于钢板的高强度化而言是有效的元素。C在本发明中通过形成贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和马氏体等第二相而有助于高强度化。C量低于0.05％时，难以确保所需的第二相，因此C量设定为0.05％以上。优选为0.07％以上。另一方面，C量大于0.15％时，铁素体与贝氏体和/或回火马氏体的纳米硬度差、贝氏体和/或回火马氏体与马氏体的纳米硬度差增大，因此延伸凸缘性降低。因此，C量设定为0.15％以下。优选为0.14％以下。
Si：0.6～2.5％
Si是铁素体生成元素，并且对于固溶强化而言也是有效的元素。在本发明中，为了改善强度与延展性的平衡以及确保铁素体的硬度，需要将Si量设定为0.6％以上。优选为0.8％以上。但是，化学转化处理性因Si的过量添加而降低，因此Si含量设定为2.5％以下。优选为2.1％以下。
Mn：2.2～3.5％
Mn是通过对钢进行固溶强化以及生成第二相组织而有助于高强度化的元素。另外，Mn是使奥氏体稳定化的元素，对于控制第二相的分数而言是必要元素。此外，为了通过贝氏体相变使热轧钢板的组织均质化，Mn是必要元素。为了得到这些效果，Mn需要含有2.2％以上。另一方面，过量含有的情况下，马氏体的体积分数变得过量，因此Mn的含量设定为3.5％以下。优选为3.0％以下。
P：0.08％以下
P通过固溶强化有助于高强度化。但是，在过量添加的情况下，向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，另外，使焊接性降低。因此，P的含量设定为0.08％以下。优选为0.05％以下。
S：0.010％以下
在S的含量较多的情况下，生成大量MnS等硫化物，以延伸凸缘性为代表的局部伸长率降低。因此S的含量设定为0.010％以下。优选为0.0050％以下。S的含量没有特别规定下限。需要说明的是，使S量尽可能降低会伴随有炼钢成本的升高，因此S含量优选设定为0.0005％以上。
Al：0.01～0.08％
Al对于脱氧而言是必要元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上。另一方面，即使含有大于0.08％，效果也达到饱和，因此Al的含量设定为0.08％以下。优选为0.05％以下。
N：0.010％以下
N具有形成粗大的氮化物而使弯曲性、延伸凸缘性变差的倾向，因此优选降低N的含量。N的含量大于0.010％时，上述倾向变得显著，因此N的含量设定为0.010％以下。优选为0.0050％以下。
Ti：0.002～0.05％
Ti是通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高的元素。此外，Ti与B相比容易与N反应，为了不使在本发明中作为必要元素的B与N反应，Ti也是必须的。为了发挥这样的效果，Ti的含量需要设定为0.002％以上。优选为0.005％以上。另一方面，过量添加Ti时，伸长率显著降低，因此Ti的含量设定为0.05％以下。优选为0.035％以下。
B：0.0002～0.0050％
B是使淬透性提高、通过生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，B还是在确保淬透性的同时不使马氏体相变开始点降低的元素。此外，B具有在热轧时的精轧后进行冷却时抑制铁素体、珠光体的生成的效果。为了发挥这些效果，B的含量需要设定为0.0002％以上。优选为0.0003％以上。另一方面，即使B的含量大于0.0050％，上述效果也饱和。因此，B的含量设定为0.0050％以下。优选为0.0040％以下。
另外，在本发明中，出于下述原因，在上述成分的基础上还可以单独或同时添加V：0.10％以下、Nb：0.10％以下中的一种以上；Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上；Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的一种以上。
V：0.10％以下
V通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高。为了得到这样的作用，V的含量优选设定为0.01％以上。另一方面，即使添加大于0.10％的大量V，强度升高效果也小，除此以外还会招致合金成本的增加。因此，V的含量设定为0.10％以下。
Nb：0.10％以下
Nb也与V同样地通过形成微细的碳氮化物而有助于强度升高，因此可以根据需要添加。为了发挥这样的效果，Nb的含量优选设定为0.005％以上。另一方面，大量添加Nb时，伸长率显著降低，因此Nb的含量设定为0.10％以下。
Cr：0.50％以下
Cr是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。为了发挥上述效果，Cr的含量优选设定为0.10％以上。另一方面，Cr的含量大于0.50％时，生成过量的马氏体，因此Cr的含量设定为0.50％以下。
Mo：0.50％以下
Mo与Cr同样是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，Mo还是进一步通过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，Mo的含量优选设定为0.05％以上。另一方面，即使Mo的含量大于0.50％，其效果也饱和，因此Mo的含量设定为0.50％以下。
Cu：0.50％以下
Cu也与Cr同样是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，Cu还是进一步通过固溶强化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，Cu的含量优选设定为0.05％以上。另一方面，即使Cu的含量大于0.50％，其效果也饱和，并且容易产生因Cu引起的表面缺陷，因此Cu的含量设定为0.50％以下。
Ni：0.50％以下
Ni也与Cu同样是通过生成第二相而有助于高强度化的元素，并且还是通过固溶强化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，Ni优选含有0.05％以上。另外，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时特别有效。另一方面，即使Ni的含量大于0.50％，其效果也饱和，因此Ni的含量设定为0.50％以下。
Ca：0.0050％以下
Ca是使硫化物的形状球状化从而有助于改善硫化物对延伸凸缘性的不良影响的元素，可以根据需要添加。为了发挥上述效果，优选将Ca的含量设定为0.0005％以上。另一方面，即使Ca的含量大于0.0050％，其效果也饱和，因此Ca的含量设定为0.0050％以下。
REM：0.0050％以下
REM也与Ca同样是使硫化物的形状球状化从而有助于改善硫化物对延伸凸缘性的不良影响的元素，可以根据需要添加。为了发挥上述效果，优选将REM的含量设定为0.0005％以上。另一方面，即使REM的含量大于0.0050％，其效果也饱和，因此REM的含量设定为0.0050％以下。
上述成分组成以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可以列举Sb、Sn、Zn、Co等，作为这些不可避免的杂质的允许范围，为Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。另外，在本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，其效果也不会丧失。
接着，对本发明的高强度冷轧钢板的显微组织详细地进行说明。
铁素体的平均结晶粒径：7μm以下、并且铁素体的体积分数：20～55％
铁素体的体积分数低于20％时，软质的铁素体少，因此伸长率降低。因此，铁素体的体积分数设定为20％以上。优选为25％以上。铁素体的体积分数大于55％时，由于硬质的第二相大量存在，因此与软质的铁素体的硬度差较大的部位变得大量存在，延伸凸缘性降低。另外，铁素体的体积分数大于55％时，也难以确保980MPa以上的强度。因此，铁素体的体积分数设定为55％以下。优选为50％以下。另外，铁素体的平均结晶粒径大于7μm时，如扩孔时在冲裁端面生成的空隙在扩孔中变得容易连结那样，在冲裁端面生成的空隙在延伸凸缘加工时变得容易连结，无法得到良好的延伸凸缘性。此外为了提高屈服比，使铁素体粒径微细化是有效的，因此铁素体的平均结晶粒径设定为7μm以下。需要说明的是，为了能够抑制偏析，考虑弯曲性时，铁素体的平均结晶粒径的下限优选为5μm。
残余奥氏体的体积分数：5～15％
为了确保期望的伸长率，需要将残余奥氏体的体积分数设定为5％以上。优选为6％以上。另一方面，残余奥氏体的体积分数大于15％时，延伸凸缘性变差。因此，残余奥氏体的体积分数设定为15％以下。优选为13％以下。
马氏体的平均结晶粒径：4μm以下、并且马氏体的体积分数：0.5～7％
为了确保期望的强度，马氏体的体积分数需要设定为0.5％以上。另一方面，为了确保良好的延伸凸缘性，马氏体的体积分数设定为7％以下。另外，马氏体的平均结晶粒径大于4μm时，在与铁素体的界面生成的空隙变得容易连结，延伸凸缘性变差。因此，马氏体的平均结晶粒径的上限设定为4μm。需要说明的是，在此所谓的马氏体是指退火时在第二均热温度350～500℃下保持后也未相变的奥氏体在冷却至室温时生成的马氏体。
贝氏体和/或回火马氏体组织的平均结晶粒径：6μm以下
在本发明的高强度冷轧钢板中，如上所述，贝氏体与回火马氏体能够使屈服强度升高而得到高屈服比，另外，可以使延伸凸缘性良好，对于屈服比、延伸凸缘性，分别显示出同样的效果。在本发明中，为了确保良好的延伸凸缘性和高屈服比，需要在钢板中含有平均结晶粒径为6μm以下的贝氏体和/或回火马氏体组织。贝氏体和/或回火马氏体组织的平均结晶粒径大于6μm时，在冲裁端面生成的空隙在扩孔加工等延伸凸缘加工中变得容易连结，因此无法得到良好的延伸凸缘性。因此，贝氏体和/或回火马氏体组织的平均结晶粒径设定为6μm以下。
需要说明的是，通过利用FE-SEM(场发射扫描电子显微镜)、EBSD(电子束背散射衍射)、TEM(透射电子显微镜)进行详细的组织观察，由此能够识别贝氏体和回火马氏体。通过这样的组织观察识别出贝氏体和回火马氏体的情况下，贝氏体的体积分数优选为10～25％、回火马氏体的体积分数优选为20～50％。需要说明的是，在此所谓的贝氏体的体积分数是指贝氏体·铁素体(位错密度高的铁素体)在观察面所占的体积比例，回火马氏体是指在退火时冷却至冷却停止温度中未相变的奥氏体一部分发生马氏体相变且在350～500℃下加热时回火的马氏体。
铁素体与贝氏体和/或回火马氏体组织的纳米硬度差：3.5GPa以下
为了确保良好的延伸凸缘性，需要将铁素体与贝氏体和/或回火马氏体组织的纳米硬度差设定为3.5GPa以下。该纳米硬度差大于3.5GPa时，冲裁加工时在与铁素体的界面处生成的空隙变得容易连结，延伸凸缘性变差。
贝氏体和/或回火马氏体组织与马氏体的纳米硬度差：2.5GPa以下
为了确保良好的延伸凸缘性，需要将贝氏体和/或回火马氏体组织与马氏体的纳米硬度差设定为2.5GPa以下。该纳米硬度差大于2.5GPa时，冲裁加工时在与马氏体的界面处生成的空隙变得容易连结，延伸凸缘性变差。
本发明的高强度冷轧钢板优选使上述铁素体、残余奥氏体、马氏体为上述体积分数的范围、使余量是贝氏体和/或回火马氏体组织。需要说明的是，在本发明中，除了上述铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体和回火马氏体以外，有时会生成珠光体、球状渗碳体等中的一种或两种以上。另外，只要上述铁素体、残余奥氏体和马氏体的体积分数、铁素体、马氏体的平均结晶粒径、贝氏体和/或回火马氏体的平均结晶粒径、铁素体与贝氏体和/或回火马氏体的纳米硬度差、贝氏体和/或回火马氏体与马氏体的纳米硬度差得以满足，就能够实现本发明的目的。但是，珠光体或球状渗碳体等除了上述铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体和回火马氏体以外的组织的体积分数优选合计为5％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。
本发明的高强度冷轧钢板的制造方法具有如下所述的热轧工序、酸洗工序、冷轧工序、退火工序。在热轧工序中，将具有上述成分组成(化学成分)的钢坯在热轧开始温度为1150～1300℃、精轧的结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下作为一次冷却，然后以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下作为二次冷却，以卷取温度：550℃以下来进行卷取。接着，将所得到的热轧钢板在酸洗工序中进行酸洗，在冷轧工序中进行冷轧。将冷轧后的钢板在退火工序中以3～30℃/秒的平均加热速度加热至750℃以上的温度范围的第一均热温度，在第一均热温度下保持30秒以上后，以3℃/秒以上的第三平均冷却速度从第一均热温度冷却至150～350℃的冷却停止温度，加热至350℃～500℃的温度范围的第二均热温度后保持20秒以上，然后冷却至室温。
下面，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法详细地进行说明。
[热轧工序]
在热轧工序中，将钢坯在铸造后不进行再加热地在1150～1300℃下开始热轧、或者再加热至1150～1300℃后开始热轧。为了防止成分的宏观偏析，所使用的钢坯优选通过连铸法进行制造。需要说明的是，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法制造。在本发明中，除了制造出钢坯后暂时冷却至室温、然后进行再加热的现有方法以外，也能够毫无问题地应用不进行冷却而在温片的状态下装入加热炉中、或者进行保温后立即进行轧制、或者铸造后直接进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。
热轧开始温度：1150～1300℃
热轧开始温度低于1150℃时，轧制负荷增大，生产率降低，因此需要设定为1150℃以上。另一方面，即使热轧开始温度高于1300℃，也仅是对钢坯进行加热的成本增大，因此热轧开始温度设定为1300℃以下。
精轧结束温度：850～950℃
为了通过钢板内的组织均匀化、降低材质的各向异性，使退火后的伸长率和延伸凸缘性提高，热轧需要在奥氏体单相区中结束。因此，热轧中的精轧结束温度设定为850℃以上。另一方面，精轧结束温度高于950℃时，热轧钢板的组织变得粗大，退火后的特性降低，因此精轧结束温度需要设定为950℃以下。因此，精轧结束温度设定为850℃以上且950℃以下。
在热轧结束后1秒以内开始冷却、以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下
热轧结束后，骤冷至发生贝氏体相变的温度范围而不使铁素体相变进行，对热轧钢板的钢板组织进行控制。通过将如此制造的热轧钢板在之后的退火过程中快速加热，退火后的钢板组织微细化，同时纳米硬度差降低，因此延伸凸缘性提高。在此，在热轧钢板的组织中过量生成铁素体、珠光体时，热轧钢板中的C、Mn等元素的分布变得不均匀。如上所述，本发明中，通过在退火时进行快速加热，使钢板组织微细化，由此提高延伸凸缘性。另一方面，热轧钢板中的C、Mn等元素的分布不均匀时，退火中C、Mn等无法充分扩散。因此，即使退火后的钢板组织微细化，贝氏体和/或回火马氏体组织与马氏体的硬度差也增大，延伸凸缘性降低。因此，在本发明中，精轧后的冷却和退火中的快速加热两者都重要。因此，精轧后，在热轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下作为一次冷却。
如果在结束热轧后超过1秒开始一次冷却或者作为一次冷却的速度的第一平均冷却速度低于80℃/秒，则铁素体相变开始而热轧钢板的钢板组织变得不均匀，退火后的延伸凸缘性降低。另外，一次冷却的结束温度高于650℃时，生成过量的珠光体，热轧钢板的钢板组织变得不均匀，退火后的延伸凸缘性降低。因此，需要在热轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下。需要说明的是，在此，第一平均冷却速度是指从精轧结束温度到第一冷却的结束温度的平均冷却速度。
以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下
上述一次冷却后继而实施二次冷却。二次冷却以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下。第二平均冷却速度小于5℃/秒或者二次冷却的结束温度高于550℃时，在热轧钢板的钢板组织中过量生成铁素体或珠光体，退火后的延伸凸缘性降低。需要说明的是，在此，第二平均冷却速度是指从第一冷却的结束温度到卷取温度的平均冷却速度。
卷取温度：550℃以下
上述二次冷却后，将热轧钢板卷取成卷材形状。卷取温度高于550℃时，过量生成铁素体和珠光体。因此，卷取温度的上限设定为550℃。优选为500℃以下。卷取温度的下限没有特别规定。但是，卷取温度为过于低温时，过量生成硬质马氏体，冷轧负荷增大，因此优选为300℃以上。
[酸洗工序]
上述热轧工序后，为了在酸洗工序中除去热轧工序中所得到的热轧钢板的表层的氧化皮，实施酸洗。酸洗工序中的条件没有特别限定，可以按照常规方法实施。
[冷轧工序]
对于酸洗后的热轧钢板，进行轧制成规定板厚而制成冷轧板的冷轧工序。冷轧工序中的条件没有特别限定，可以按照常规方法实施。另外，为了使冷轧负荷降低，可以在冷轧工序前实施中间退火。中间退火的时间及温度没有特别限定。例如以卷材的状态进行间歇退火的情况下，优选在450℃～800℃退火10分钟～50小时。
[退火工序]
在退火工序中，对冷轧工序中得到的冷轧板进行退火，使再结晶进行，同时为了高强度化在钢板组织中形成贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体、马氏体。因此，在退火工序中，以3～30℃/秒的平均加热速度加热至750℃以上的温度范围，在750℃以上的第一均热温度保持30秒以上后，以3℃/秒以上的第三平均冷却速度从第一均热温度冷却至150～350℃的冷却停止温度，加热至350℃～500℃的温度范围的第二均热温度后保持20秒以上，然后冷却至室温。
以平均加热速度：3～30℃/秒加热至750℃以上的温度范围
在本发明中，对加热至作为铁素体与奥氏体的双相区或奥氏体单相区的750℃以上的温度范围时的加热速度进行控制，使在退火工序中通过再结晶生成的铁素体、奥氏体的成核速度比这些组织的晶粒生长速度快，由此将退火后的晶粒微细化。特别是铁素体粒径的微细化具有增大屈服比的效果，因此控制加热速度从而将铁素体晶粒微细化很重要。加热至750℃以上的温度范围时的平均加热速度小于3℃/秒时，铁素体晶粒变得粗大，无法得到期望的铁素体粒径。因此，平均加热速度需要设定为3℃/秒以上。优选为5℃/秒以上。另一方面，加热速度过快时，再结晶难以进行，因此该平均加热速度的上限设定为30℃/秒。另外，该加热速度下的加热需要进行至750℃以上的温度范围。平均加热速度下的加热低于750℃时，铁素体的体积分数升高，不能得到期望的钢板组织，因此需要以上述平均加热速度加热至750℃以上的温度范围。需要说明的是，此处的平均加热速度为从室温到第一均热温度的平均加热速度。
第一均热温度：750℃以上
均热温度(第一均热温度)低于750℃时，在退火中形成的奥氏体的体积分数少，因此不能得到可确保高屈服比的贝氏体、回火马氏体。因此，第一均热温度的下限设定为750℃。上限没有特别规定。但是，第一均热温度过高时，有可能难以得到伸长率所需的铁素体的体积分数，因此优选为880℃以下。
均热时间：30秒以上
在上述第一均热温度下，为了使再结晶进行，同时使钢板组织的一部分或全部发生奥氏体相变，第一均热温度下的均热时间需要设定为30秒以上。均热时间的上限没有特别限定。
以3℃/秒以上的冷却速度(第三平均冷却速度)从第一均热温度冷却至150～350℃的温度范围的冷却停止温度
将上述均热后的钢板从第一均热温度冷却至作为马氏体相变开始温度以下的150～350℃的温度范围，使在第一均热温度下的均热时生成的奥氏体的一部分发生马氏体相变。作为自第一均热温度起的平均冷却速度的第三平均冷却速度小于3℃/秒时，在钢板组织中过量生成珠光体、球状渗碳体。因此，第三平均冷却速度的下限设定为3℃/秒。需要说明的是，第三平均冷却速度的上限没有特别规定，但为了得到期望的钢板组织，优选设定为40℃/秒以下。另外，冷却停止温度低于150℃时，冷却时过量生成马氏体，未相变的奥氏体减少，从而贝氏体相变、残余奥氏体减少，因此伸长率降低。冷却停止温度高于350℃时，回火马氏体减少，延伸凸缘性降低。因此，冷却停止温度设定为150～350℃。优选为150～300℃。
第二均热温度：350～500℃
上述第三平均冷却速度下的冷却后继而加热至350～500℃的温度范围的第二均热温度。通过加热至第二均热温度，使在上述冷却过程中生成的马氏体回火而成为回火马氏体，同时使未相变的奥氏体发生贝氏体相变，在钢板组织中生成贝氏体和残余奥氏体。因此，自第一均热温度起的冷却后再次加热至350～500℃的温度范围的第二均热温度，在350～500℃的温度范围内保持20秒以上。第二均热温度低于350℃时，马氏体的回火不充分，与铁素体和回火马氏体的硬度差增大，因此延伸凸缘性变差。另外，第二均热温度高于500℃时，过量生成珠光体，因此伸长率降低。因此，第二均热温度设定为350℃以上且500℃以下。
第二均热温度下的保持时间：20秒以上
上述第二均热温度下的保持时间小于20秒时，贝氏体相变不会充分进行，因此未相变的奥氏体大量残留，最终马氏体过量生成，延伸凸缘性降低。因此，第二均热温度下的保持时间设定为20秒以上。需要说明的是，该保持时间的上限没有特别规定。为了使贝氏体相变进行，优选设定为3000秒以下。
另外，可以在退火后实施表面光轧。延伸率的优选范围为0.1％～2.0％。
需要说明的是，只要在本发明的范围内，也可以在退火工序中实施热镀锌而制成热镀锌钢板，另外，也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。也可以进一步对本冷轧钢板进行电镀制成电镀钢板。
实施例1
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限制，可以在能够适合于本发明的主旨的范围内适当地加以变更而实施，其均包含在本发明的技术范围内。
熔炼表1所示的化学组成的钢并进行铸造，制造钢坯，在使钢坯加热温度(热轧开始温度)为1250℃、使精轧结束温度(FDT)为表2所示的条件进行热轧，制成板厚为3.2mm的热轧钢板，结束热轧后，在表2所示的时间T(秒)以内开始冷却，以表2所示的第一平均冷却速度(冷速1)冷却至第一冷却温度，接着以第二平均冷却速度(冷速2)冷却至表2所示的卷取温度(CT)实施相当于卷取的处理。接着，对所得到的热轧钢板进行酸洗后，实施冷轧，制造出冷轧板(板厚：1.4mm)。然后，以表2所示的平均加热速度加热至表2所示的第一均热温度，保持均热时间(第一保持时间)进行退火后，以表2所示的冷却速度(冷速3)冷却至冷却停止温度，然后，进行加热，在表2所示的第二均热温度下保持(第二保持时间)，冷却至室温，从而制造出高强度冷轧钢板。
对于制造的钢板，如下所述对各特性进行评价。将结果示于表3中。
[拉伸特性]
以轧制直角方向为长度方向(拉伸方向)的方式从制造的钢板裁取JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验(JIS Z2241(1998))测定屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)，同时求出屈服比(YR)。
[延伸凸缘性]
对于从制造的钢板裁取的试验片，依据日本钢铁连盟标准(JFS T1001(1996))，以12.5％的间隙冲裁出10mmφ的孔，以毛边位于模具侧的方式安放于试验机中后，利用60°的圆锥冲头进行成形，由此测定扩孔率(λ)。将λ(％)具有50％以上的试样设定为具有良好的延伸凸缘性的钢板。
[钢板组织]
钢板的铁素体、马氏体的体积分数如下求出：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，利用3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率进行观察，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro求出。具体而言，通过点计数法(依据ASTM E562-83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积分数。铁素体和马氏体的平均结晶粒径如下求出：使用上述Image-Pro，导入从钢板组织照片中预先识别出各个铁素体和马氏体晶粒的照片，由此能够计算出各相的面积，计算出其等效圆直径，对这些值进行平均而求出。
残余奥氏体的体积分数通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面并通过该板厚1/4面的衍射X射线强度求出。以Mo的Kα射线作为射线源，在50keV的加速电压下，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，由“X線回折ハンドブック(X射线衍射手册)”(2000年)理学电机株式会社、p.26、62-64中记载的计算式求出残余奥氏体的体积分数。
贝氏体和/或回火马氏体组织的平均结晶粒径通过使用上述Image-Pro由钢板组织照片计算出等效圆直径，对这些值进行平均而求出。
[纳米硬度]
铁素体、马氏体、贝氏体和/或回火马氏体组织的纳米硬度是使用AFM(原子力显微镜)纳米压痕仪，在距钢板表面为板厚的1/4的部分，使圧下载荷为1000μN，测定10个部位的纳米硬度，由其平均值计算出纳米硬度差。需要说明的是，各组织的鉴定是在纳米硬度测定后通过利用SEM(扫描电子显微镜)对进行了硬度测定的部分进行组织观察而进行的。
将测定的拉伸特性、延伸凸缘性、纳米硬度差和钢板组织的测定结果示于表3中。根据表3所示的结果，本发明例均具有包含以体积分数计为20％～55％的平均结晶粒径为7μm以下的铁素体、以体积分数计为5～15％的残余奥氏体、以体积分数计为0.5～7％的平均结晶粒径为4μm以下的马氏体并且余量中包含平均结晶粒径为6μm以下的贝氏体和/或回火马氏体的复合组织，并且铁素体与贝氏体和/或回火马氏体组织的纳米硬度差为3.5GPa以下，贝氏体和/或回火马氏体组织与马氏体的纳米硬度差为2.5GPa以下。其结果是，本发明例在确保了980MPa以上的拉伸强度和80％以上的屈服比的同时得到了17％以上的伸长率和扩孔率为50％以上这样良好的加工性。另一方面，比较例的钢成分、钢板组织不满足本发明范围，其结果是拉伸强度、屈服比、伸长率、扩孔率的至少一个特性差。

Claims (6)

1.一种高屈服比高强度冷轧钢板，具有如下组成：以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：0.6～2.5％、Mn：2.2～3.5％、P：0.08％以下、S：0.010％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.05％、B：0.0002～0.0050％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下显微组织：含有以体积分数计为20％～55％的平均结晶粒径为7μm以下的铁素体、以体积分数计大于5％且15％以下的残余奥氏体、以体积分数计为0.5～7％的平均结晶粒径为4μm以下的马氏体，同时包含平均结晶粒径为6μm以下的贝氏体和/或回火马氏体组织，并且，铁素体与贝氏体和/或回火马氏体组织的纳米硬度差为3.5GPa以下，贝氏体和/或回火马氏体组织与马氏体的纳米硬度差为2.5GPa以下。
2.如权利要求1所述的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有V：0.10％以下、Nb：0.10％以下中的一种以上。
3.如权利要求1或2所述的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上。
4.如权利要求1或2所述的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的一种以上。
5.如权利要求3所述的高屈服比高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的一种以上。
6.一种高屈服比高强度冷轧钢板的制造方法，准备具有权利要求1～5中任一项所述的化学成分的钢坯，在热轧开始温度为1150～1300℃、精轧的结束温度为850～950℃的条件下对所述钢坯进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下作为一次冷却，然后以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下作为二次冷却，将卷取温度设定为550℃以下进行卷取，实施酸洗、冷轧后，以3～30℃/秒的平均加热速度加热至750℃以上的温度范围，在750℃以上的温度的第一均热温度下保持30秒以上，然后，以3℃/秒以上的第三平均冷却速度从第一均热温度冷却至150～350℃的温度范围的冷却停止温度，加热至350℃～500℃的温度范围的第二均热温度后保持20秒以上，然后冷却至室温。
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