CN108699646A - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

通过制成规定的成分组成，并且使钢组织为以面积率计铁素体为30～75％、马氏体为15～40％和残留奥氏体为10～30％的组织，进一步将残留奥氏体的晶粒的圆形度分布用组范围：大于0.1×(n‑1)且为0.1×n以下、组值：0.1×n(这里，n为1～10的整数)的直方图表示时，使残留奥氏体的晶粒的圆形度的众数为0.6以下，从而制成兼备拉伸强度：900MPa以上的高强度和总伸长率：20％以上的高加工性，且具有60％以上的高屈服比的高强度冷轧钢板。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度冷轧钢板及其制造方法，特别是要得到高屈服比且加工性也优异的高强度冷轧钢板。
背景技术
近年来，作为兼备高强度和优异的加工性的钢板，开发了控制钢板的钢组织(微细组织)的各种钢板。
例如，专利文献1中公开了拉伸强度为1180MPa以上、伸长率和拉伸凸缘性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法。
另外，从汽车的碰撞安全性的观点考虑，对于汽车部件，除了要求强度以外，还要求不容易变形以便确保在碰撞时乘员的居住空间。因此，这样的汽车部件期望使用高屈服比的钢板。
作为这样的高屈服比的钢板，例如，专利文献2中公开了拉伸强度为980MPa以上、屈服比满足70～80％的钢板形状以及形状冻结性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015-014026号公报
专利文献2：日本特开2014-196557号公报
发明内容
但是，专利文献1中记载的钢板对屈服强度、屈服比没有任何考虑。此外，上述的钢板未必得到充分的延展性，在加工性方面也残留课题。
另外，专利文献2中记载的钢板也得不到充分的延展性，仍然在加工性方面残留课题。
本发明是鉴于上述现状而开发的，目的在于提供兼备拉伸强度：900MPa以上的高强度和总伸长率：20％以上的优异的加工性，且屈服比：60％以上，优选为65％以上的高屈服比的高强度冷轧钢板。
另外，本发明的目的在于提供上述的高强度冷轧钢板的制造方法。
于是，发明人等为了开发兼备拉伸强度：900MPa以上的高强度和总伸长率：20％以上的优异的加工性、且屈服比：60％以上的高屈服比的高强度冷轧钢板而进行了深入研究，得到以下见解。
(1)为了兼得拉伸强度：900MPa以上和总伸长率：20％以上，有效的是在适当调整成分组成的基础上使钢组织为铁素体、马氏体和残留奥氏体分别为适当的配合比率的复合组织，并且灵活运用利用残留奥氏体的TRIP效果。
(2)另外，钢板的机械特性，特别是屈服比并不是由成分组成、钢组织中的各相的面积率(以下，也称为组织分率)唯一确定的，即便成分组成、组织分率大致相同，有时也会大幅变化。
(3)因此，着眼于各相的组织形态，使用场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)进行钢组织的详细的观察·解析，结果残留奥氏体的形态，特别是残留奥氏体的晶粒的圆形度影响钢板的屈服比，通过适当地控制该残留奥氏体的晶粒的圆形度，能够得到期望的钢板的屈服比。
(4)另外，特别是通过调整热轧后的卷绕温度和冷却条件，使退火处理前的热轧板组织为贝氏体或马氏体组织，其后，在铁素体和奥氏体的双相区进行退火，以规定的条件进行过时效处理，由此能够适当地控制最终组织中的残留奥氏体的晶粒的圆形度。
本发明是基于上述见解进一步进行研究而完成的。
即，本发明的要旨构成如下。
1.一种高强度冷轧钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.15～0.35％、Si：1.0～2.0％、Mn：1.8～3.5％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.01～0.1％和N：0.01％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下钢组织：以面积率计，铁素体为30～75％，马氏体为15～40％，以及残留奥氏体为10～30％的范围，
另外，将上述残留奥氏体的晶粒的圆形度分布用组范围(階級範囲)：大于0.1×(n-1)且为0.1×n以下、组值(階級値)：0.1×n(这里，n为1～10的整数)的直方图表示时，上述残留奥氏体的晶粒的圆形度的众数为0.6以下，
这里，残留奥氏体的各晶粒的圆形度由下式求出。
圆形度＝4πS/L2
这里，S为残留奥氏体的晶粒的面积，L为残留奥氏体的晶粒的周长。
2.根据上述1所述的高强度冷轧钢板，其中，在表面具有镀锌层。
3.一种高强度冷轧钢板的制造方法，将钢坯加热到1100℃～1200℃后，对上述钢坯在终轧输出侧温度：850℃～950℃实施热轧而制成热轧板，所述钢坯以质量％计含有C：0.15～0.35％、Si：1.0～2.0％、Mn：1.8～3.5％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.01～0.1％和N：0.01％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
使从上述终轧输出侧温度到700℃的温度区域的冷却速度为50℃/s以上对上述热轧板进行冷却，将上述热轧板在300℃以上且小于550℃进行卷绕，卷绕后实施水冷，冷却至100℃以下，
进行酸洗后，对上述热轧板实施冷轧而制成冷轧板，
将上述冷轧板在730℃～820℃进行退火后，冷却到300℃～500℃的温度区域，实施将上述冷轧板在该300℃～500℃的温度区域保持100s～1000s的过时效处理。
4.根据上述3所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在上述过时效处理后进行镀锌处理。
根据本发明，能够得到兼备拉伸强度：900MPa以上的高强度和总伸长率：20％以上的优异的加工性且屈服比：60％以上的高屈服比的高强度冷轧钢板。
另外，通过将这样的高强度冷轧钢板应用于规定的汽车部件，能够在碰撞时确保乘员的居住空间，并且实现由车体轻量化得到的油耗改善，因此，产业上利用价值极大。
附图说明
图1是表示残留奥氏体的晶粒的圆形度分布的直方图的一个例子的图。
图2中的(a)是表示利用FE-SEM观察钢组织时得到的二次电子图像的一个例子的图，(b)是表示利用EBSD观察钢组织，用规定的PC软件进行解析而得到的图像的一个例子的图。
图3是利用FE-SEM，加速电压为15kV，使用Everhart-Thronley(ET)检测器观察实施例的钢板No.4的钢组织时得到的二次电子图像。
图4是表示实施例的钢板No.2的钢组织的FE-SEM图像((a)以加速电压：15kV、倍率：2000倍观察的二次电子图像，(b)以加速电压：1kV、倍率：5000倍观察的二次电子图像)。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
首先，以下阐述本发明的高强度冷轧钢板的成分组成的限定理由。应予说明，成分组成的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，则仅用“％”表示。
C：0.15～0.35％
C是也有助于钢板的高强度化、并且对得到残留奥氏体重要的元素。在制造本发明的钢板时，在退火后的过时效处理时进行铁素体相变。这里，铁素体几乎不固溶C，因此，C在未相变奥氏体富集，奥氏体稳定。其结果，在最终组织中得到残留奥氏体，提高伸长率。另外，C的富集不充分的一部分的奥氏体发生马氏体相变，成为过饱和地固溶有C的硬质相(马氏体)而有助于强度的提高。这里，如果C量小于0.15％，则无法得到充分的强度。另一方面，C量超过0.35％时，焊接性的劣化显著。因此，C量为0.15～0.35％的范围。优选为0.15％以上。优选为0.28％以下。
Si：1.0～2.0％
Si是抑制过时效时的渗碳体生成，对得到充分的量的残留奥氏体重要的元素。但是，Si量小于1.0％时，无法得到上述的效果。另一方面，Si量超过2.0％时，热轧和退火时的表面氧化变得显著，对外观和镀覆性造成不良影响。因此，Si量为1.0～2.0％的范围。优选为1.2％以上。优选为1.8％以下。
Mn：1.8～3.5％
Mn具有使残留奥氏体稳定的效果。但是，Mn量小于1.8％时，上述的效果小。另一方面，Mn量超过3.5％时，抑制过时效处理时的铁素体相变以及残留奥氏体的生成，难以得到期望的伸长率。因此，Mn量为1.8～3.5％的范围。优选为1.9％以上。优选为2.5％以下。
P：0.020％以下
P降低焊接性，因此优选尽可能少。因此，P量为0.020％以下。优选为0.015％以下。
S：0.0040％以下
S形成夹杂物而使局部伸长率降低，因此优选尽可能少。因此，S量为0.0040％以下。优选为0.0020％以下。
Al：0.01～0.1％
Al作为脱氧剂添加。但是，Al量小于0.01％时，其效果小。另一方面，如果Al量超过0.1％，则形成夹杂物，局部伸长率降低。因此，Al量为0.01～0.1％的范围。优选为0.02％以上。优选为0.06％以下。
N：0.01％以下
N是影响应变时效的元素，优选尽可能少。因此，N量为0.01％以下。优选为0.006％以下。
应予说明，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。但是，只要是不损害本发明的效果的范围，则可以含有上述以外的成分。
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的钢组织进行说明。
铁素体的面积率：30～75％
铁素体是软质相，有助于伸长率的提高。这里，铁素体的面积率小于30％时，马氏体增加而强度过度升高，伸长率降低。另一方面，如果铁素体的面积率超过75％，则马氏体的面积率降低，无法确保期望的强度。因此，铁素体的面积率为30～75％的范围。优选为40％以上。优选为70％以下。
马氏体的面积率：15～40％
马氏体是硬质相，有助于强度的提高。这里，马氏体的面积率小于15％时，无法确保期望的强度。另一方面，如果马氏体的面积率超过40％，则强度过度升高而伸长率降低。因此，马氏体的面积率为15～40％的范围。优选为20％以上。优选为35％以下。
残留奥氏体的面积率：10～30％
残留奥氏体通过TRIP效果而大幅有助于伸长率的提高。这里，残留奥氏体的面积率小于10％时，无法得到期望的伸长率。另一方面，随着残留奥氏体的面积率增加，残留奥氏体中的C浓度变低而残留奥氏体的稳定度降低。因此，难以进行控制以便工业上得到面积率超过30％的残留奥氏体，难以控制。因此，残留奥氏体的面积率为10～30％的范围。优选为12％以上。优选为28％以下。
应予说明，钢组织基本上由上述的铁素体、马氏体以及残留奥氏体构成，渗碳体等碳化物、TiN等夹杂物只要是微量就可以含有，它们的合计的面积率只要为1％以下就可以允许。
残留奥氏体的晶粒的圆形度的众数：0.6以下
如上所述，残留奥氏体的晶粒的圆形度影响钢板的屈服比，通过将该残留奥氏体的晶粒的圆形度的众数控制为0.6以下，能够得到期望的屈服比：60％以上，优选为65％以上的高屈服比。
这里，对残留奥氏体的晶粒的圆形度影响钢板的屈服比的机理尚不明确，发明人等认为是因为微观的应力分配根据组织形态而发生变化。
即，如果残留奥氏体的晶粒的圆形度(以下，也简称为圆形度)的众数变小，则残留奥氏体的晶粒多成为细长地延伸的形状。对钢板施加拉伸载荷时，应力的施加方式根据残留奥氏体的晶粒的形状相对于拉伸方向在哪个方向延伸而不同。在这样的情况下，成为细长地延伸的形状的残留奥氏体的晶粒即便施加应力也不发生TRIP现象，铁素体或马氏体会承受该应力。TRIP现象为不可逆的塑性变形，因此，如果发生TRIP现象，则屈服。但是，铁素体和马氏体在施加应力时发生弹性变形，因此，不会屈服，作用于提高屈服比的一侧。因此，如果残留奥氏体的晶粒的圆形度的众数变小，则钢板的屈服比上升。另一方面，认为如果残留奥氏体的晶粒的圆形度的众数变大，则钢中的大量残留奥氏体中发生TRIP现象，其结果，屈服比降低。
应予说明，这里所说的残留奥氏体的晶粒的圆形度的众数是如图1所示将残留奥氏体的晶粒的圆形度分布用组范围：大于0.1×(n-1)且为0.1×n以下、组值：0.1×n(这里，n为1～10的整数)的直方图表示时的圆形度的众数。应予说明，众数是指在上述的圆形度分布中，频数(晶粒的个数)达到最大的组值，在图1的情况下，众数为0.5。
另外，残留奥氏体的各晶粒的圆形度由下式求出。
圆形度＝4πS/L2
这里，S为残留奥氏体的晶粒的面积，L为残留奥氏体的晶粒的周长。
此外，钢板中的残留奥氏体的晶粒的形态是各种各样的，为了统计上判定圆形度，优选测定1000个以上的残留奥氏体的晶粒的圆形度。
此外，残留奥氏体的各晶粒的圆形度的测定优选通过场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)的观察图像的图像处理来进行。
即，通过对钢板的试样剖面进行镜面研磨后，实施适当的组织蚀刻处理，利用FE-SEM进行二次电子图像观察，如图2中的(a)所示，能够以高分辨率观察残留奥氏体的形态。这里，作为蚀刻处理，例如只要使用硝酸乙醇(Nital)和电解研磨蚀刻即可。另外，通过利用FE-SEM的内透镜型检测器或Everhart-Thomley检测器观察不是经蚀刻的区域的中心部而是周边部，能够以总是比铁素体、马氏体暗的对比度仅观察到残留奥氏体。应予说明，此时的FE-SEM的加速电压优选为2kV以下(应予说明，图2中的(a)中的白色部分为研磨剂的残留粒子)。
应予说明，作为钢组织的晶相的判定方法，广泛普及有在SEM安装EBSD(ElectronBackScattered Diffraction，电子背散射衍射)检测器，利用PC软件对观察到的图像进行解析的方法。但是，对于用EBSD观察到的图像，如图2中的(b)那样，50nm以下的大小的残留奥氏体的晶粒(相当于图2中的(b)中的白色部分)的边界不清晰，根据场所的不同，无法精度良好地求出残留奥氏体的晶粒的面积S和周长L。另一方面，对于上述的FE-SEM图像，也能够以高分辨率观察到50nm以下的残留奥氏体，由此，即便是50nm以下的大小的残留奥氏体的晶粒，也能够高精度地测定圆形度。
应予说明，作为FE-SEM的观察图像的图像处理，利用对比度的图像处理容易，例如可以使用免费软件的ImageJ软件对图像进行二值化，将由提取的残留奥氏体的晶粒的面积和周长求出的圆形度作为圆形度(circularity)输出。
另外，作为圆形度的测定对象的残留奥氏体的晶粒为晶体粒径(短径)：10nm以上的晶粒。此外，圆形度的组值为0.6以下的晶粒的个数优选超过整体的50％。
接下来，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将成为上述的成分组成的钢坯加热到1100℃～1200℃后，对上述钢坯在终轧输出侧温度：850℃～950℃实施热轧而制成热轧板，使从上述终轧输出侧温度到700℃的温度区域的冷却速度为50℃/s以上对上述热轧板进行冷却，将上述热轧板在300℃以上且小于550℃进行卷绕，在卷绕后实施水冷，冷却至100℃以下，进行酸洗后，对上述热轧板实施冷轧而制成冷轧板，将上述冷轧板在730℃～820℃进行退火后，冷却到300℃～500℃，接着，实施将上述冷轧板在该300℃～500℃的温度区域保持100s～1000s的过时效处理。
以下，对上述的制造条件的限定理由进行说明。
板坯加热温度：1100℃～1200℃
板坯加热温度小于1100℃时，产生压延负荷增大，热轧时的故障产生的危险增大等问题。另一方面，如果板坯加热温度超过1200℃，则用于加热的能量负荷大，另外，氧化皮损耗也变大。因此，板坯加热温度为1100℃～1200℃。
热轧的终轧输出侧温度：850℃～950℃
热轧的终轧输出侧温度小于850℃时，热轧时的变形阻力增大。另一方面，如果热轧的终轧输出侧温度超过950℃，则导致晶粒的粗大化，强度降低。因此，热轧的终轧输出侧温度为850℃～950℃。
从终轧输出侧温度到700℃的温度区域的冷却速度：50℃/s以上
热轧后，如果从终轧输出侧温度到700℃的温度区域的冷却速度小于50℃/s，则铁素体粒径变大，强度降低。因此，从终轧输出侧温度到700℃的温度区域的冷却速度为50℃/s以上。
卷绕温度：300℃以上且小于550℃
为了将钢板的最终组织中的残留奥氏体的晶粒的圆形度控制在规定的范围，热轧后的热轧板的卷绕温度特别重要。即，为了将残留奥氏体的晶粒的圆形度控制在规定的范围而得到期望的高屈服比，重要的是在使退火处理前的热轧板的钢组织为贝氏体或马氏体组织的基础上，在铁素体和奥氏体的双相区进行退火。这里，卷绕温度小于300℃时，热轧板极度硬质化，难以进行卷绕。另一方面，如果卷绕温度为550℃以上，则生成铁素体、珠光体组织，对于经由其后的退火·过时效处理而得到的残留奥氏体的晶粒，圆形度大的晶粒变多，屈服比降低。因此，卷绕温度为300℃以上且小于550℃。应予说明，特别是从得到屈服比：65％以上的高屈服比的观点考虑，卷绕温度优选为300℃以上，更优选为350℃以上。另外，优选为450℃以下，更优选为420℃以下。
卷绕后的冷却条件：实施水冷而冷却至100℃以下
另外，为了将钢板的最终组织中的残留奥氏体的生成量和晶粒的圆形度控制在规定的范围，卷绕后的冷却条件也与上述的卷绕温度一起是重要的。即，为了将钢板的最终组织中的残留奥氏体的生成量和晶粒的圆形度控制在规定的范围，需要使退火处理前的热轧板的钢组织为贝氏体或马氏体组织，并且适当地控制在退火处理时由贝氏体或马氏体相相变的奥氏体的成核场所。
在这一方面，通过使卷绕后的冷却为水冷并冷却至100℃以下，钢中的碳固溶于贝氏体、马氏体晶粒内。而且，固溶于该贝氏体、马氏体晶粒内的碳在退火处理时向贝氏体、马氏体的板条边界或块边界扩散，奥氏体变态从微小组织内部沿晶界产生，能够将钢板的最终组织中的残留奥氏体的生成量和晶粒的圆形度控制在规定的范围。
另一方面，不通过水冷进行冷却时、冷却停止温度超过100℃时，碳的一部分偏析于原始奥氏体晶界，在退火处理时奥氏体从晶界开始相变，形成粗大的奥氏体晶粒。粗大的奥氏体晶粒由于碳量少，因此，残留奥氏体变得不稳定，进而残留奥氏体的面积率变小，延展性降低。
因此，卷绕后的冷却条件设为实施水冷并冷却至100℃以下的条件。
将上述热轧板卷绕后，进行酸洗，对上述热轧板实施冷轧而制成冷轧板。应予说明，酸洗条件和冷轧条件没有特别限定，只要依照常规方法进行即可。
退火温度：730℃～820℃
接着，将如上得到的冷轧板进行退火。这里，重要的是由热轧后的卷绕时形成的热轧板的贝氏体或马氏体组织形成铁素体和奥氏体的双相组织并进行退火。即，通过退火，贝氏体和马氏体组织成为位错密度小的铁素体组织，有助于延展性提高。另外，在该退火的过程中，渗碳体沿贝氏体和马氏体的板条边界或块边界网络状地析出，奥氏体从这里成核，形成奥氏体沿晶界分散的组织。
这里，退火温度小于730℃时，则在退火的过程中生成的渗碳体不溶解，过时效处理中形成的马氏体中的C不足，强度降低。另外，过时效处理中得到的残留奥氏体变少，延展性降低。另一方面，如果退火温度超过820℃，则退火时的奥氏体分率过量，彼此连接。由此，形成无定形的奥氏体，过时效处理中得到的残留奥氏体变少，延展性降低。因此，退火温度为730℃～820℃。优选为740℃以上。优选为810℃以下。
过时效处理条件：在300℃～500℃的温度区域保持100秒～1000秒
上述的退火后，冷却到300℃～500℃的温度区域，实施在该温度区域保持100秒～1000秒的过时效处理。
这里，过时效处理温度小于300℃时，奥氏体发生马氏体相变而得不到规定量的残留奥氏体，伸长率降低。另一方面，如果过时效处理温度超过500℃，则来自奥氏体的铁素体相变未充分进行，C向奥氏体的富集不充分。因此，得不到规定量的残留奥氏体，伸长率降低。因此，过时效处理温度为300℃～500℃。优选为350℃以上。优选为450℃以下。
另外，过时效处理中的保持时间小于100秒时，来自奥氏体的铁素体相变未充分进行，C向奥氏体的富集不充分，得不到规定量的残留奥氏体，伸长率降低。另一方面，如果过时效处理中的保持时间超过1000秒，则生产率降低。因此，过时效处理中的保持时间为100秒～1000秒。优选为120秒以上。优选为600秒以下。
另外，可以对上述的实施过时效处理而得到的钢板进一步实施镀锌处理，在其表面形成镀锌层。这里，作为镀锌处理，可举出热浸镀锌处理、合金化热浸镀锌处理和电镀锌处理等。对处理条件没有特别限定，只要依照常规方法进行即可。
将具有表1所示的成分组成、剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢熔炼而制成钢坯。接着，以表2所示的条件对钢坯进行加热，通过热轧而制成热轧板，将得到的热轧板冷却后，进行卷绕，其后，再以表2所示的冷却条件冷却至100℃以下。接着，实施盐酸酸洗，以压下率：40～60％进行冷轧而制成冷轧板(厚度：0.8～1.0mm)后，以表2所示的条件进行退火和过时效处理。
[表1]
[表2]
对于这样制造的钢板，如下进行组织观察和拉伸试验。将结果示于表3。
(1)组织观察
·铁素体的面积率
铁素体的面积率通过对由制造的钢板制作的试样的剖面进行镜面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀，使用Carl Zeiss NTS GmbH制的FE-SEM LEO-1530进行试样的板厚1/4位置(距表面在深度方向相当于板厚的1/4的位置)的组织观察而求出。
这里，加速电压为15kV，使用Everhart-Thronley(ET)检测器观察二次电子图像。另外，对于上述的二次电子图像，将比周围暗的对比度的晶粒作为铁素体，求出铁素体在整个视场中所占的面积率。
应予说明，观察以倍率：5000倍进行10个视场，将各视场下观察到的铁素体所占的面积率的平均值作为铁素体的面积率。
作为参考，图3中示出在钢板No.4中以倍率：5000倍观察钢组织而得到的二次电子图像的一个例子。另外，作为参考，图4中的(a)示出在钢板No.2中以倍率：2000倍观察钢组织而得到的二次电子图像的一个例子。
·残留奥氏体的面积率
残留奥氏体的面积率通过如下操作求出：对由制造的钢板制作的试样的剖面进行镜面研磨后，利用将甲醇、丁基溶纤剂和高氯酸以体积率为10∶6∶1的比例混合而成的电解液进行电解研磨，使用Carl Zeiss NTS GmbH制的FE-SEM LEO-1530进行试样的板厚1/4位置的组织观察。
这里，加速电压为1kV，使用Everhart-Thornley型检测器观察二次电子图像。另外，对于上述的二次电子图像，将比周围暗的对比度的晶粒作为残留奥氏体，求出残留奥氏体在整个视场中所占的面积率。
应予说明，观察以倍率：5000倍进行10个视场，将各视场中观察到的残留奥氏体所占的面积率的平均值作为残留奥氏体的面积率。
作为参考，图4中的(b)中示出在钢板No.2中以倍率：5000倍观察钢组织而得到的二次电子图像的一个例子。
·马氏体的面积率
马氏体的面积率通过从100％中减去上述求出的铁素体的面积率和残留奥氏体的面积率而求出。
·残留奥氏体的晶粒的圆形度的众数
使用求出残留奥氏体的面积率时使用的试样，利用Carl Zeiss NTS GmbH制的FE-SEM LEO-1530进行试样的板厚1/4位置的组织观察，通过使用ImageJ软件的图像解析求出观察到的残留奥氏体的晶粒的圆形度。
另外，残留奥氏体的晶粒的圆形度一边改变视场一边对1000个晶粒进行计算，将算出的残留奥氏体的晶粒的圆形度分布用组范围：大于0.1×(n-1)且为0.1×n以下、组值：0.1×n(这里，n为1～10的整数)的直方图表示，求出其众数。
(2)拉伸试验
使用以与钢板的压延方向呈90°的方向为长边方向(拉伸方向)的依照JISZ2201的JIS5号试验片，进行依照JISZ2241的拉伸试验，求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、屈服比(YR)以及总伸长率(EL)。
[表3]
由表3可知，本发明例均得到拉伸强度：900MPa以上的高强度和总伸长率：20％以上的优异加工性，并且得到屈服比：60％以上的高屈服比。
另一方面，比较例中，拉伸强度、总伸长率和屈服比中的至少一者为期望的范围外。

Claims (4)

1.一种高强度冷轧钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.15～0.35％、Si：1.0～2.0％、Mn：1.8～3.5％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.01～0.1％和N：0.01％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下钢组织：以面积率计，铁素体为30～75％，马氏体为15～40％，以及残留奥氏体为10～30％的范围，
另外，将所述残留奥氏体的晶粒的圆形度分布用组范围：大于0.1×(n-1)且为0.1×n以下、组值：0.1×n的直方图表示时，所述残留奥氏体的晶粒的圆形度的众数为0.6以下，这里，n为1～10的整数，
这里，残留奥氏体的各晶粒的圆形度由下式求出，
圆形度＝4πS/L2
这里，S为残留奥氏体的晶粒的面积，L为残留奥氏体的晶粒的周长。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，在表面具有镀锌层。
3.一种高强度冷轧钢板的制造方法，将钢坯加热到1100℃～1200℃后，对所述钢坯在终轧输出侧温度：850℃～950℃实施热轧而制成热轧板，所述钢坯以质量％计含有C：0.15～0.35％、Si：1.0～2.0％、Mn：1.8～3.5％、P：0.020％以下、S：0.0040％以下、Al：0.01～0.1％和N：0.01％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
使从所述终轧输出侧温度到700℃的温度区域的冷却速度为50℃/s以上对所述热轧板进行冷却，将所述热轧板在300℃以上且小于550℃进行卷绕，卷绕后实施水冷，冷却至100℃以下，
进行酸洗后，对所述热轧板实施冷轧而制成冷轧板，
将所述冷轧板在730℃～820℃进行退火后，冷却到300℃～500℃的温度区域，实施将所述冷轧板在该300℃～500℃的温度区域保持100s～1000s的过时效处理。
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，在所述过时效处理后进行镀锌处理。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110747391A (zh) * 2019-08-30 2020-02-04 武汉钢铁有限公司 一种具有优良延伸率的冷轧超高强钢及其制备方法
CN114438400A (zh) * 2020-10-30 2022-05-06 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高延伸率的980MPa级热镀锌钢板及其制造方法
CN115461482A (zh) * 2020-05-11 2022-12-09 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及其制造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004091924A (ja) * 2002-08-12 2004-03-25 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP2004292891A (ja) * 2003-03-27 2004-10-21 Jfe Steel Kk 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2005179732A (ja) * 2003-12-19 2005-07-07 Jfe Steel Kk 冷延鋼板の製造方法
JP2007154283A (ja) * 2005-12-07 2007-06-21 Jfe Steel Kk 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
CN101851732A (zh) * 2009-03-31 2010-10-06 株式会社神户制钢所 弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板
CN103210110A (zh) * 2010-11-18 2013-07-17 株式会社神户制钢所 成形性优异的高强度钢板、温加工方法和温加工的汽车零件
CN104471093A (zh) * 2012-07-12 2015-03-25 株式会社神户制钢所 屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
WO2015174605A1 (ko) * 2014-05-13 2015-11-19 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5589893B2 (ja) * 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5321605B2 (ja) * 2011-01-27 2013-10-23 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
TWI447262B (zh) * 2011-09-30 2014-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鍍鋅鋼板及其製造方法
JP5454745B2 (ja) * 2011-10-04 2014-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5764549B2 (ja) * 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
JP6291289B2 (ja) 2013-03-06 2018-03-14 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5862591B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6221424B2 (ja) 2013-07-04 2017-11-01 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004091924A (ja) * 2002-08-12 2004-03-25 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP2004292891A (ja) * 2003-03-27 2004-10-21 Jfe Steel Kk 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2005179732A (ja) * 2003-12-19 2005-07-07 Jfe Steel Kk 冷延鋼板の製造方法
JP2007154283A (ja) * 2005-12-07 2007-06-21 Jfe Steel Kk 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
CN101851732A (zh) * 2009-03-31 2010-10-06 株式会社神户制钢所 弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板
CN103210110A (zh) * 2010-11-18 2013-07-17 株式会社神户制钢所 成形性优异的高强度钢板、温加工方法和温加工的汽车零件
CN104471093A (zh) * 2012-07-12 2015-03-25 株式会社神户制钢所 屈服强度和成形性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
WO2015174605A1 (ko) * 2014-05-13 2015-11-19 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110747391A (zh) * 2019-08-30 2020-02-04 武汉钢铁有限公司 一种具有优良延伸率的冷轧超高强钢及其制备方法
CN115461482A (zh) * 2020-05-11 2022-12-09 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及其制造方法
CN115461482B (zh) * 2020-05-11 2024-04-30 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及其制造方法
CN114438400A (zh) * 2020-10-30 2022-05-06 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高延伸率的980MPa级热镀锌钢板及其制造方法

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