CN110402298B - 高强度冷轧钢板和其制造方法 - Google Patents

高强度冷轧钢板和其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110402298B
CN110402298B CN201880017606.2A CN201880017606A CN110402298B CN 110402298 B CN110402298 B CN 110402298B CN 201880017606 A CN201880017606 A CN 201880017606A CN 110402298 B CN110402298 B CN 110402298B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
mass
steel sheet
tensile strength
martensite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201880017606.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110402298A (zh
Inventor
平岛拓弥
河村健二
小野义彦
本田佑马
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to CN202111061351.XA priority Critical patent/CN113862563B/zh
Publication of CN110402298A publication Critical patent/CN110402298A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110402298B publication Critical patent/CN110402298B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

对以质量％计含有C：0.07～0.12％、Si：0.7％以下、Mn：2.2～2.8％、合计为0.02～0.08％的Ti和Nb的钢坯进行热轧、冷轧、连续退火而制成以下的钢组织，从而得到具有以下的机械特性的高强度冷轧钢板，所述钢组织由相对于全部组织的面积率为40～80％的铁素体，以及第2相构成，所述第2相由回火马氏体、初生马氏体和贝氏体构成，贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率为50～80％，初生马氏体的长宽比为1.0～1.5的范围，所述机械特性为：拉伸强度为780MPa以上，屈服比为70％以下，屈服应力和拉伸强度的面内各向异性的绝对值分别为30MPa以下。

Description

高强度冷轧钢板和其制造方法
技术领域
本发明涉及主要在汽车车体的强度构件中使用的高强度冷轧钢板和其制造方法，具体而言，涉及拉伸强度TS为780MPa以上、屈服比YR小、拉伸特性的各向异性小的高强度冷轧钢板和其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点考虑，强烈要求面向减少汽车的CO2排放量的油耗改善。另外，从确保乘客的安全性的观点考虑，也强烈要求提高汽车车体的强度。为了满足这些要求，正在积极地进行对作为汽车车体的原材料的钢板进行高强度化以及薄壁化，实现汽车车体的轻量化和高强度化的行动。
但是，随着原材料钢板的高强度化，有屈服应力、拉伸强度等机械特性的偏差(面内各向异性)变大的趋势，该偏差使成型部件的尺寸精度变差。因此，对于高强度钢板而言，减少机械特性的偏差很重要。另外，一般随着高强度化，屈服比YR变高，因此，成型后的回弹也变大，所以减少屈服比也很重要。
因此，提出了几种用于满足高强度钢板的机械特性的偏差和屈服比的减少的技术。例如，在专利文献1中，公开了下述技术：使含有C：0.06～0.12质量％、Mn：1.2～2.6质量％的钢板的
Figure GDA0002198843710000011
Figure GDA0002198843710000012
的三维晶体取向分布函数为2.5以下，使钢板组织为铁素体主相，将相对于全部组织的马氏体相的体积分数控制在5～20％，从而减小屈服强度的面内各向异性。
另外，在专利文献2中，公开了下述技术：在含有C：0.06～0.15质量％、Si：0.5～1.5质量％、Mn：1.5～3.0质量％的钢板中添加0.5～1.5质量％的Al来扩大Ac1～Ac3的2相温度区域，从而减少由连续退火条件的变动引起的组织变化，抑制机械特性的偏差。
另外，在专利文献3中，公开了下述技术：在C：0.03～0.17质量％、Mn：1.5～2.5质量％的钢板中添加0.3～1.3质量％的Cr而提高均热退火后的冷却过程中的淬火性并且使生成的马氏体软质化，从而提高延伸凸缘性和弯曲性。
另外，在专利文献4中，公开了下述技术：通过含有C：0.06～0.12质量％、Mn：1.2～3.0质量％、Nb：0.005～0.07质量％和Ti：0.005～0.025质量％，金属组织由贝氏体和岛状马氏体这2相组织构成，该岛状马氏体的面积百分率为3～20％且等当量直径为3.0μm以下，从而得到低屈服比且耐应变时效特性和一样伸长率(均匀伸长率)优异的高强度钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013－181183号公报
专利文献2：日本特开2007－138262号公报
专利文献3：日本特开2010－070843号公报
专利文献4：日本特开2011－094230号公报
发明内容
然而，上述专利文献1的技术中，存在下述问题：即便为铁素体和马氏体的2相组织，由于马氏体相的百分率为20％以下，因此，无法确保拉伸强度780MPa以上的强度。
另外，上述专利文献2的技术中，需要添加大量的Al，另外，需要在均热退火后，以20℃/s以下的冷却速度冷却至750～500℃，其后，以100℃/s以上迅速冷却至100℃以下的特殊冷却设备，因此，实用化需要很大的设备投资。
另外，上述专利文献3的技术中，存在下述问题：由于为不含贝氏体的钢组织，因此，微观组织间的硬度差大，强度容易变动，而且没有考虑钢板的机械特性的偏差。
另外，上述专利文献4的技术中，发明的对象为厚板，难以应用于进行冷轧和连续退火而制造的汽车用高强度冷轧钢板。
因此，本发明是鉴于现有技术存在的上述问题点而作出的，其目的在于提供拉伸强度为780MPa以上、低屈服比且拉伸特性的各向异性小的高强度冷轧钢板，并且提出了其有利的制造方法。
本发明人等为了解决上述课题反复进行了深入研究。其结果发现，为了得到拉伸强度为780MPa以上且低屈服比、拉伸特性的各向异性小的高强度冷轧钢板，有效的是通过利用冷轧后的连续退火中的均热退火使铁素体的再结晶充分进行，且生成适当量的奥氏体后，适当地控制其后的冷却条件，从而制成以铁素体为主相，第2相由贝氏体、回火马氏体和初生马氏体构成，贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率为50～80％且初生马氏体的长宽比为1.0～1.5的范围的钢组织，以至开发了本发明。
基于上述见解的本发明是具有以下的成分组成、钢组织和机械特性的高强度冷轧钢板，所述成分组成为：含有C：0.07～0.12质量％、Si：0.7质量％以下、Mn：2.2～2.8质量％、P：0.1质量％以下、S：0.01质量％以下、Al：0.01～0.1质量％、N：0.015质量％以下且含有合计为0.02～0.08质量％的选自Ti和Nb中的1种或2种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，所述钢组织由相对于全部组织的面积率为40～80％的铁素体，以及第2相构成，所述第2相由回火马氏体、初生马氏体和贝氏体构成，贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率为50～80％，初生马氏体的长宽比为1.0～1.5的范围，所述机械特性为：拉伸强度为780MPa以上，屈服比为70％以下，由下述式(1)定义的屈服应力的面内各向异性ΔYS的绝对值为30MPa以下，以及由下述式(2)定义的拉伸强度的面内各向异性ΔTS的绝对值为30MPa以下。
|ΔYS|＝(YSL－2×YSD+YSC)/2···(1)
|ΔTS|＝(TSL－2×TSD+TSC)/2···(2)
在此，上述式(1)和式(2)中的YSL和TSL为轧制方向的屈服应力和拉伸强度，YSC和TSC为与轧制方向成直角的方向的屈服应力和拉伸强度，YSD和TSD为与轧制方向成45°的方向的屈服应力和拉伸强度。
本发明的上述高强度冷轧钢板的特征在于，贝氏体中的碳化物的平均粒径为0.3μm以下，初生马氏体的平均粒径为1.0μm以下。
另外，本发明的上述高强度冷轧钢板的特征在于，除上述成分组成以外还进一步含有选自Cr：0.05～1.0质量％、Mo：0.05～1.0质量％和V：0.01～0.1质量％中的1种或2种以上。
另外，本发明的上述高强度冷轧钢板的特征在于，除上述成分组成以外还进一步含有B：0.0003～0.005质量％。
另外，本发明提出一种高强度冷轧钢板的制造方法，在对具有上述任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、冷轧后，实施连续退火而制造高强度冷轧钢板时，在所述连续退火中，进行在Ac3－30℃～Ac3+50℃的温度区域滞留60秒以上的均热处理后，以平均冷却速度2～5℃/s从该均热温度进行1次冷却至650℃以下，在650～550℃的温度区域进行15～60秒1次滞留后，以平均冷却速度10～25℃/s从该滞留温度进行2次冷却至350℃以下的温度区域，在350～250℃的温度区域进行300～500秒2次滞留后，进行3次冷却，从而赋予以下的钢组织和机械特性，所述钢组织由相对于全部组织的面积率为40～80％的铁素体，以及第2相构成，所述第2相由回火马氏体、初生马氏体和贝氏体构成，贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率为50～80％，初生马氏体的长宽比为1.0～1.5的范围，所述机械特性为：拉伸强度为780MPa以上，屈服比为70％以下，由下述式(1)定义的屈服应力的面内各向异性ΔYS的绝对值为30MPa以下，以及由下述式(2)定义的拉伸强度的面内各向异性ΔTS的绝对值为30MPa以下。
|ΔYS|＝(YSL－2×YSD+YSC)/2···(1)
|ΔTS|＝(TSL－2×TSD+TSC)/2···(2)
在此，上述式(1)和式(2)中的YSL和TSL为轧制方向的屈服应力和拉伸强度，YSC和TSC为与轧制方向成直角的方向的屈服应力和拉伸强度，YSD和TSD为与轧制方向成45°的方向的屈服应力和拉伸强度。
本发明的高强度冷轧钢板具有780MPa以上的拉伸强度，屈服比低，拉伸特性的各向异性小，因此，通过应用于汽车车体的高强度构件，不仅有助于改善成型性，提高成型部件的尺寸精度，而且对由车体的轻量化带来的油耗改善和由高强度化带来的安全性提高也有很大帮助。
具体实施方式
首先，对作为本发明对象的高强度冷轧钢板(以下也简称为“本发明的钢板”)的机械特性进行说明。
本发明的钢板的特征在于，具有以下的机械特性：拉伸强度TS为780MPa以上，屈服应力YS与拉伸强度TS的比(YS/TS×100)即屈服比YR为70％以下，由下述式(1)定义的屈服应力YS的面内各向异性的绝对值|ΔYS|为30MPa以下，且由下述式(2)定义的拉伸强度TS的面内各向异性的绝对值|ΔTS|为30MPa以下。
|ΔYS|＝(YSL－2×YSD+YSC)/2···(1)
|ΔTS|＝(TSL－2×TSD+TSC)/2···(2)
在此，上述拉伸强度TS和屈服比YR为与轧制方向成直角的方向(C方向)的值，另外，上述式(1)和式(2)中的YSL和TSL为轧制方向的屈服应力和拉伸强度，YSC和TSC为与轧制方向成直角的方向的屈服应力和拉伸强度，YSD和TSD为与轧制方向成45°的方向的屈服应力和拉伸强度。
应予说明，对本发明的钢板的拉伸强度TS的上限值没有特别规定，但设为1200MPa左右。这是因为对于本发明的化学成分和钢组织构成，拉伸强度为1200MPa是界限。
另外，对于本发明的钢板而言，与轧制方向成直角的方向(C方向)的均匀伸长率为10％以上也是优异的特征之一。
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的钢组织进行说明。
本发明的钢板的钢组织为了具有上述的机械特性，需要：由相对于全部组织的面积率为40～80％的铁素体，以及第2相构成，所述第2相由贝氏体、回火马氏体和初生马氏体构成，贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率为50～80％，初生马氏体的长宽比为1.0～1.5的范围。如此，通过使主相的铁素体与由贝氏体、回火马氏体和初生马氏体构成的第2相并存，即便是拉伸强度为780MPa以上的高强度，也能够赋予低屈服比且拉伸特性的各向异性小的机械特性。以下，对上述钢组织的限定理由进行具体说明。
铁素体的面积率：40～80％
本发明的钢板的钢组织由在富有延展性的软质铁素体中存在作为第2相的低温相变相(贝氏体、回火马氏体、初生马氏体)的复合组织构成，为了确保充分的延展性以及强度与延展性的平衡，铁素体在该钢组织中所占的面积率需要为40％以上。另一方面，如果铁素体的面积率超过80％，则本发明难以确保目标拉伸强度(780MPa以上)。由此，铁素体的面积率为40～80％的范围。优选为45～75％的范围。
本发明的钢板的钢组织中，除上述铁素体以外的剩余部分为由回火马氏体、初生马氏体和贝氏体构成的第2相(低温相变相)。因此，第2相的面积率为从100％减去上述的铁素体面积率而得的值。应予说明，除铁素体和上述的第2相以外的组织即残留奥氏体、珠光体、碳化物如果以合计面积率计为2％以下则可以含有。
在此，上述贝氏体为铁素体与初生马氏体的中间硬度的组织，具有减少拉伸特性的各向异性的效果，因此，以相对于全部钢板组织的面积率计优选存在10～30％。应予说明，上述贝氏体量可以通过在后述的热处理工序中，在650－550℃间进行1次滞留而生成规定量的铁素体量来实现。贝氏体量更优选小于30％，进一步优选为20％以下。
另外，回火马氏体在确保良好的弯曲性、延伸凸缘性方面是重要的组织，以相对于全部钢板组织的面积率计优选存在20～50％。
另外，如后所述，初生马氏体是在连续退火的冷却过程的最终阶段形成的淬火状态的马氏体组织，具有减少钢板的屈服比的效果。为了得到上述效果，以相对于全部钢板组织的面积率计优选存在5％以上。但是，如果大量存在，则在压制成型时在初生马氏体与铁素体的界面形成的空隙量变多，容易引起压制破裂，因此，优选为30％以下。更优选为10～20％的范围。
贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率：50～80％
接下来，从减少拉伸特性的各向异性的观点考虑，在本发明的钢板中重要的是贝氏体和回火马氏体在上述第2相的面积率中所占的合计面积率为50～80％的范围。贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率小于50％时，不仅拉伸特性的各向异性变大，而且钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。另一方面，如果超过80％，则难以确保780MPa以上的拉伸强度，此外屈服比大幅上升。优选为55～75％的范围。
应予说明，贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率是用上述的方法测定初生马氏体的面积率，用从第2相的面积率减去初生马氏体的面积率而得的面积率除以第2相的合计面积率而求出的。
在此，上述各相的面积率是如下的值：对钢板的轧制方向的板厚截面(L截面)进行研磨，用1vol％的硝酸乙醇溶液腐蚀后，对于自钢板表面起板厚的1/4的位置，使用SEM(Scanning Electron Microscope)以1000倍的倍率在40μm×28μm的范围拍摄3个视场，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop对上述组织图像测定各相的面积率，设为此时的3个视场的平均值。应予说明，回火马氏体是指该相中的碳化物的平均粒径小于0.1μm的物质。另外，贝氏体是指该相中的碳化物的平均粒径为0.1μm以上的物质。
初生马氏体的长宽比：1.0～1.5
另外，本发明的钢板中，初生马氏体的形态也很重要，如果第2相的形态在轧制方向伸长的比例变多，则在压制成型时容易产生空隙，此外龟裂也容易发展。因此，初生马氏体的长宽比需要处于1.0～1.5的范围。优选为1.0～1.3的范围。初生马氏体的长宽比由(长轴的长度/短轴的长度)定义。本发明的钢板中，“长轴的长度”为“钢板的轧制方向的初生马氏体的长度”，“短轴的长度”为“钢板的厚度方向的初生马氏体的长度”。
应予说明，对于上述初生马氏体的长宽比而言，通过将后述的制造方法中的连续退火的均热退火温度设为(α+γ)双相区的高温区到γ单相区而使未再结晶组织完全消失，并且生成适当量的奥氏体后，将到650℃以下的温度区域为止的1次冷却以及在650～550℃的温度区域的1次滞留条件控制在适当范围，使均热时生成的上述奥氏体分解·缩小，从而可以形成长宽比小的形态。
另外，本发明的高强度冷轧钢板优选第2相中的初生马氏体的平均粒径为1.0μm以下且在贝氏体中析出的碳化物的平均粒径为0.3μm以下。
初生马氏体的平均粒径：1.0μm以下
初生马氏体的平均粒径影响压制成型性，如果平均粒径超过1.0μm，则在压制成型时在初生马氏体与铁素体的界面生成空隙，均匀伸长率降低，容易引起压制破裂。另外，拉伸特性的各向异性也依赖于初生马氏体的平均粒径，如果平均粒径超过1.0μm，则拉伸特性的各向异性有变大的趋势。因此，初生马氏体的平均粒径优选为1.0μm以下。更优选为0.8μm以下。
应予说明，初生马氏体的平均粒径是将能够用SEM识别为粒子的区域设为一个粒子并通过切断法求出的。
贝氏体中的碳化物的平均粒径：0.3μm以下
贝氏体中的碳化物的平均粒径也影响压制成型性，如果平均粒径超过0.3μm，则在压制成型时在碳化物的界面容易生成空隙，均匀伸长率降低，产生压制破裂等问题，因此，优选为0.3μm以下。更优选为0.2μm以下。贝氏体中的碳化物的平均粒径的下限值为0.1μm。
应予说明，上述的初生马氏体的长宽比和平均粒径以及贝氏体中的碳化物的平均粒径大幅依赖于后述的本发明的制造工序中的1次滞留和紧随其后的2次冷却的条件，因此，为了将它们的值控制在上述的范围，将1次滞留和2次冷却的条件控制在适当范围很重要。
接下来，对限定本发明的高强度冷轧钢板的成分组成的理由进行说明。
本发明的钢板的基本成分组成为：含有C：0.07～0.12质量％、Si：0.7质量％以下、Mn：2.2～2.8质量％、P：0.1质量％以下、S：0.01质量％以下、Al：0.01～0.1质量％、N：0.015质量％以下且含有合计为0.02～0.08质量％的选自Ti和Nb中的1种或2种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
C：0.07～0.12质量％
C是提高淬火性、为了确保规定量的第2相(贝氏体、回火马氏体、初生马氏体)所需的元素。C含量小于0.07质量％时，得不到上述规定的微观组织，不仅屈服比无法成为70％以下，而且难以确保780MPa以上的拉伸强度。另一方面，如果C含量超过0.12质量％，则第2相的粒径变大，另外，贝氏体的生成量减少，拉伸特性的各向异性容易变大。因此，C含量为0.07～0.12质量％的范围。优选为0.08质量％以上，更优选为0.09质量％以上。另外，优选为0.11质量％以下，更优选为0.10质量％以下。
Si：0.7质量％以下
Si是固溶强化元素，并且也是提高均匀伸长率等加工性的元素。为了得到上述效果，优选含有0.1质量％以上。但是，如果超过0.7质量％，则发生由红色氧化皮的产生等引起的表面性状的劣化、化学转化处理性的劣化。另外，Si为铁素体稳定化元素，增加在550～650℃的温度区域的铁素体生成量，减少第2相的生成量，因此，难以确保780MPa以上的强度。因此，Si含量为0.7质量％以下。优选为0.60质量％以下，更优选为0.50质量％以下。进一步优选小于0.30质量％，更进一步优选为0.25质量％以下。
Mn：2.2～2.8质量％
Mn为奥氏体稳定化元素，在连续退火的均热退火后的冷却过程中抑制铁素体、珠光体的生成，促进从奥氏体向马氏体的相变，即，提高淬火性使第2相的生成容易，因此是确保钢板的强度所需的元素。为了得到上述效果，需要添加2.2质量％以上。特别是采用与水淬型相比冷却速度慢的喷气冷却型的冷却设备制造钢板时，优选添加更多的Mn。另一方面，如果Mn含量超过2.8质量％，则不仅损害点焊性，而且引起铸造性的降低(板坯裂纹)，或者板厚方向的Mn偏析变得显著，或者屈服比上升。另外，连续退火的均热退火后的冷却过程中的在550～650℃的温度区域的铁素体生成得到抑制，此外，其后的冷却过程中的贝氏体的生成也得到抑制，因此均匀伸长率降低，或者拉伸特性的各向异性变大。因此，Mn含量为2.2～2.8质量％的范围。应予说明，优选为2.3质量％以上，更优选为2.4质量％以上。另外，优选为2.7质量％以下，更优选为2.6质量％以下。
P：0.1质量％以下
P是固溶强化能力大的元素，可根据期望的强度适当添加。但是，如果P添加量超过0.1质量％，则不仅导致焊接性的降低，而且因晶界偏析而脆化，耐冲击性降低。因此，P含量为0.1质量％以下。优选为0.05质量％以下，更优选为0.03质量％以下。
S：0.01质量％以下
S是在钢的精炼过程中不可避免地混入的杂质元素，在晶界偏析而引起热脆性，并且形成硫化物系夹杂物而使钢板的局部变形能力降低，因此越低越好。因此，本发明中，S含量限制在0.01质量％以下。优选为0.005质量％以下。更优选为0.002质量％以下。
Al：0.01～0.1质量％
Al是在钢的精炼工序中作为脱酸剂添加的元素，并且是对抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有效的元素。为了得到上述的效果，需要添加0.01质量％以上。另一方面，如果Al含量超过0.1质量％，则粗大的AlN析出，延展性降低。因此，Al含量为0.01～0.1质量％的范围。应予说明，优选为0.03质量％以上。另外，优选为0.06质量％以下。
N：0.015质量％以下
N是最会使钢的耐时效性劣化的元素，特别是如果超过0.015质量％，则耐时效性的劣化变得明显，因此，限制在0.015质量％以下。应予说明，N越少越好，优选为0.0100质量％以下，更优选为0.0070质量％以下。进一步优选为0.0050质量％以下。
Ti和Nb：合计为0.02～0.08质量％
Nb和Ti均在钢中形成碳氮化物使晶粒微细化，因此，是对钢的高强度化有效的元素。特别是采用具有喷气冷却型的冷却装置的连续退火设备实施本发明时，为了稳定地确保780MPa以上的拉伸强度，需要积极地添加Nb和Ti。因此，本发明中，为了得到上述效果，添加合计为0.02质量％以上的Nb和Ti的1种或2种。另一方面，如果Nb和Ti的合计添加量超过0.08质量％，则未再结晶组织残留在产品板的组织中，拉伸特性的各向异性变大。因此，Nb和Ti的添加量合计为0.02～0.08质量％的范围。应予说明，Nb和Ti的合计添加量优选为0.03质量％以上。另外，优选为0.05质量％以下。
本发明的钢板除上述必需成分以外还可以进一步含有选自Cr：0.05～1.0质量％、Mo：0.05～1.0质量％、V：0.01～0.1质量％和B：0.0003～0.005质量％中的1种或2种以上。
Cr、Mo、V和B均具有在从退火温度的冷却时抑制珠光体的生成而提高淬火性的效果，因此可根据需要添加。为了得到上述效果，优选将Cr、Mo、V和B中的1种或2种以上分别添加Cr：0.05质量％以上、Mo：0.05质量％以上、V：0.01质量％以上、B：0.0003质量％以上。但是，如果Cr、Mo、V和B的添加量分别超过Cr：1.0质量％、Mo：1.0质量％、V：0.1质量％和B：0.005质量％，则硬质的马氏体的量增大，过度高强度化，无法得到钢板所需的加工性。因此，添加Cr、Mo、V和B时，优选分别以上述范围添加。应予说明，上述元素更优选分别为Cr：0.1质量％以上、Mo：0.1质量％以上、V：0.03质量％以上和B：0.0005质量％以上。另一方面，上述元素更优选分别为Cr：0.5质量％以下、Mo：0.3质量％以下、V：0.06质量％以下和B：0.002质量％以下。
本发明的高强度冷轧钢板中，除上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。应予说明，对于本发明的上述钢板而言，作为杂质元素，只要Cu、Ni、Sb、Sn、Co、Ca、W、Na和Mg合计为0.01质量％以下就可以含有，不会损害本发明的作用效果。
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的钢板是通过对具有上述成分组成的钢坯进行热轧而制成热轧板，对该热轧板进行冷轧而制成规定板厚的冷轧板后，对该冷轧板实施本发明规定的规定条件的连续退火而制造的。
作为本发明的钢板的原材料的钢坯(钢片)只要将已用转炉等吹炼的钢利用真空脱气处理装置等进行二次精炼而调整成上述规定的成分组成后，使用铸锭－开坯轧制法、连续铸造法等以往公知的方法制造，只要不产生显著的成分偏析、组织的不均匀，则制造方法没有特别限制。
接下来的热轧可以将铸造状态的高温板坯直接进行轧制(直送轧制)，也可以将冷却的板坯在装入炉中再加热后进行轧制。板坯再加热温度SRT如果变得过度高温，则由氧化引起的氧化皮损耗增大，因此优选为1300℃以下。另一方面，如果小于1200℃，则热轧的轧制负荷增大，容易引起轧制故障。因此，板坯加热温度优选为1200～1300℃的范围。
另外，为了得到优选用于减小产品板的拉伸特性的面内各向异性的集合组织，热轧中的精轧结束温度FT优选为800℃以上。精轧结束温度小于800℃时，不仅热轧的负荷变大，而且在一部分成分体系中，成为在Ar3相变点以下的铁素体区域的轧制，表层成为粗大粒。另一方面，如果精轧结束温度超过950℃，则促进热轧时的再结晶，无法将奥氏体以未再结晶状态进行轧制，因此铁素体组织粗大化，难以确保规定的强度。因此，精轧结束温度FT优选为800～950℃的范围。
另外，热轧中的卷绕温度CT优选为650～400℃的范围。如果卷绕温度超过650℃，则热轧板的铁素体粒径变大，难以对产品板赋予期望的强度，或者容易产生氧化皮性的表面缺陷。另一方面，卷绕温度小于400℃时，热轧板的强度上升，冷轧中的轧制负荷增大，因此导致生产率的降低。因此，卷绕温度优选为650～400℃的范围。
如上得到的热轧板优选其后进行酸洗而脱去氧化皮，然后，进行压下率为40～80％的冷轧，制成板厚为0.5～3.0mm的冷轧钢板。应予说明，如果冷轧的压下率小，则其后进行的退火后的组织变得不均匀，拉伸特性的各向异性容易变大，因此更优选为50％以上。
接下来，为了赋予上述的钢组织和机械特性，对上述制成规定板厚的冷轧板实施本发明中最重要的工序即连续退火。以下，对热处理条件进行说明。
热处理
该热处理是进行在Ac3－30℃～Ac3+50℃的温度区域保持60秒以上的均热处理后，以平均冷却速度2～5℃/s冷却至650℃以下(1次冷却)，在550～650℃的温度区域滞留15～60秒(1次滞留)后，再以平均冷却速度10～25℃/s冷却至350℃以下(2次冷却)，在350℃～250℃的温度区域滞留300～500秒(2次滞留)后，进行3次冷却的热处理。
加热条件
从充分进行再结晶的观点考虑，到均热温度为止的加热条件在超过650℃的温度区域时优选为10℃/s以下。这是因为在超过10℃/s的加热速度时连续退火后的钢板组织变得不均匀，拉伸特性的各向异性变大。更优选为8℃/s以下。
均热处理条件
为了使通过冷轧而形成的铁素体轧制组织充分再结晶，并且相变成用于在铁素体中形成第2相所需的奥氏体，均热处理(均热退火)需要在Ac3－30℃～Ac3+50℃的温度区域滞留60秒以上。均热退火温度小于Ac3－30℃时，在轧制方向伸展的轧制组织容易残留，拉伸特性的各向异性变大。优选的均热温度的下限为Ac3－20℃。另一方面，如果均热退火温度超过Ac3+50℃，则生成的奥氏体变得粗大，通过3次冷却生成的初生马氏体的平均粒径超过1.0μm，得不到10％以上的均匀伸长率，成型性降低。优选的均热温度的上限为Ac3+40℃。另外，均热退火时间小于60秒时，铁素体向奥氏体的逆相变不会充分进行，无法确保规定量的奥氏体，得不到期望的强度，另外，未再结晶粒的残留多时，有可能压制成型性降低，或者拉伸强度的各向异性变大。因此，均热退火时间为60秒以上。优选为100秒以上。应予说明，如果均热退火时间超过500秒，则奥氏体的粒径变得粗大，在连续退火后的钢板组织中容易生成粗大的马氏体，不仅压制成型性劣化，而且导致能量成本的增大。因此，上限优选为500秒。
在此，上述Ac3点可以通过实验求出，也可以由下式算出。
Ac3点(℃)＝910－203×[C％]1/2+44.7×[Si％]－30×[Mn％]+700×[P％]+400×[Al％]－20×[Cu％]+31.5×[Mo％]+104×[V％]+400×[Ti％]
应予说明，上述式中的[X％]为钢板的成分元素X的含量(质量％)，不含有时为“0”。
1次冷却条件
为了确保规定量的铁素体量，接着上述均热处理的1次冷却需要以平均冷却速度2～5℃/s从上述均热退火温度冷却至650～550℃的1次冷却停止温度。平均冷却速度小于2℃/s时，在冷却中奥氏体的分解过度进行，在550～650℃的温度区域的1次滞留之前生成的铁素体量变得过多，在退火后得不到期望的强度。另一方面，如果平均冷却速度超过5℃/s，则冷却中的奥氏体的分解反而不足，无法确保规定的铁素体百分率，得不到70％以下的低屈服比。由此，1次冷却的平均冷却速度为2～5℃/s的范围。
另外，使1次冷却的冷却停止温度为650℃以下的理由在于如果超过650℃，则奥氏体的分解不进行，奥氏体增加，因此，作为结果由硬质的贝氏体、初生马氏体和回火马氏体构成的第2相变得过多，无法实现低屈服比。但是，如果1次冷却的终点温度小于550℃，则铁素体的生成量增大，因此，难以确保产品板的拉伸强度780MPa以上，因此1次冷却的停止温度优选为550℃以上。
1次滞留条件
对于经1次冷却的钢板，其后，为了生成规定量的铁素体，需要实施在1次冷却停止温度，即550～650℃的温度区域滞留15～60秒的1次滞留。
如果1次滞留的温度超过650℃，则铁素体量变少，得不到低屈服比，或者另一方面，小于550℃时，铁素体量变多，有可能无法确保退火后的强度。另外，在上述温度区域的滞留时间小于15秒时，奥氏体的分解不进行，第2相增加，因此，得不到低屈服比。另一方面，如果滞留时间超过60秒，则奥氏体的分解过度进行，铁素体的面积率变得过大而无法确保规定量的第2相，难以得到780MPa以上的拉伸强度。因此，在550～650℃的温度区域的滞留时间为15～60秒。优选为20秒以上。另外，优选为50秒以下。应予说明，上述1次滞留时间是指钢板在550～650℃的温度区域存在的全部时间，不论冷却中、温度保持中。
2次冷却条件
对于经1次冷却、1次滞留的冷轧板，其后，为了使1次滞留后残留的奥氏体的一部分相变成贝氏体和/或马氏体而确保规定量的贝氏体和回火马氏体，需要实施以平均冷却速度10～25℃/s从1次滞留温度的550～650℃冷却至350℃以下的温度的2次冷却。
应予说明，2次冷却的停止温度的下限优选为在2次冷却后进行的2次滞留温度的下限温度即250℃。
另外，使上述2次冷却的平均冷却速度为10～25℃/s的理由在于小于10℃/s时，冷却速度慢，冷却中过度进行奥氏体的分解，因此贝氏体和马氏体的面积率小于全部组织的30％，无法确保规定的拉伸强度。另一方面，如果超过25℃/s，则冷却中的奥氏体的分解反而不足，贝氏体和马氏体的面积率变得过大，因此拉伸强度大幅上升，拉伸特性的各向异性也变大。因此，2次冷却中的平均冷却速度为10～25℃/s的范围。优选为15℃/s以上。另外，优选为20℃/s以下。
2次滞留条件
对于2次冷却的钢板，其后，需要实施在350～250℃的温度区域保持300～500秒的2次滞留。
如果2次滞留温度超过350℃和/或2次滞留时间超过500秒，则贝氏体的生成量增加，或者2次冷却中生成的马氏体的回火过度进行而拉伸强度降低，因此，得不到低屈服比。另一方面，如果2次滞留温度低于250℃和/或2次滞留时间低于300秒，则马氏体的回火不会充分进行，另外，成为生成硬质的初生马氏体的温度区域，产品板的初生马氏体量过度增加，因此，拉伸特性的各向异性变大。因此，2次滞留为设为在350～250℃的温度区域滞留300～500秒的条件。优选的2次滞留时间为380秒以上。另外，优选的2次滞留时间为430秒以下。应予说明，上述2次滞留时间是指钢板在350～250℃的温度区域存在的全部时间，不论冷却中、温度保持中。
3次冷却条件
对于经2次冷却、2次滞留的冷轧板，其后，需要进行用于使在上述2次滞留后残留的奥氏体相变成马氏体的3次冷却。应予说明，将上述3次冷却中生成的淬火状态的马氏体称为初生马氏体，与上述2次滞留中进行了回火的回火马氏体相区别。
在上述热处理条件下实施了连续退火的钢板成为具有以下的钢组织和机械特性的高强度冷轧钢板，所述钢组织由相对于全部组织的面积率为40～80％的铁素体，以及第2相构成，所述第2相由回火马氏体、初生马氏体和贝氏体构成，贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率为50～80％，初生马氏体的长宽比为1.0～1.5的范围，所述机械特性为：拉伸强度为780MPa以上，屈服比为70％以下，由上述的式(1)定义的屈服应力的面内各向异性ΔYS的绝对值为30MPa以下，以及由上述的式(2)定义的拉伸强度的面内各向异性ΔTS的绝对值为30MPa以下。
应予说明，上述连续退火后的钢板其后可以实施压下率为0.1～1.0％的调质轧制，另外，可以实施电镀锌等表面处理。
实施例
将具有表1所示的各种成分组成的符号A～M的钢进行熔炼，通过连续铸造法制成钢坯后，将该钢坯在表2所示的条件下进行热轧而制成板厚3.2mm的热轧板，酸洗后，进行冷轧而制成板厚1.4mm的冷轧板，其后，对该冷轧板实施表2所示的条件的连续退火。
[表1]
Figure GDA0002198843710000161
从这样得到的冷轧退火板采集试验片，按照以下的要点评价钢板组织和机械特性。
＜钢板组织＞
·对钢板的轧制方向的板厚截面(L截面)进行研磨后，用1vol％的硝酸乙醇溶液腐蚀，对于自钢板表面起板厚的1/4的位置，使用SEM(Scanning Electron Microscope)以1000倍的倍率在40μm×28μm的范围拍摄3个视场，根据上述组织图像，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop测定各相的面积率、初生马氏体的长宽比、初生马氏体的平均粒径、贝氏体中的析出的碳化物的平均粒径，求出3个视场的平均值。
＜机械特性＞
·屈服应力YS、拉伸强度TS、均匀伸长率和总伸长率：从与钢板的轧制方向成直角的方向(C方向)采集JIS5号试验片，基于JIS Z 2241进行拉伸试验，进行测定。另外，屈服比YR由如上所述测定而得的屈服应力YS和拉伸强度TS求出。
应予说明，对于拉伸特性，将拉伸强度TS为780MPa以上、屈服比YR为70％以下的钢板评价为适合本发明。
·拉伸特性的各向异性：从钢板的轧制方向(L方向)、与轧制方向成45°的方向(D方向)和与轧制方向成直角的方向(C方向)这3个方向采集JIS5号试验片，基于JIS Z 2241进行拉伸试验，测定各方向的屈服应力(YSL、YSD、YSC)和拉伸强度(TSL、TSD、TSC)，使用下述式(1)求出屈服应力YS的面内各向异性的绝对值，以及使用下述(2)求出拉伸强度TS的面内各向异性的绝对值。
|ΔYS|＝(YSL－2×YSD+YSC)/2···(1)
|ΔTS|＝(TSL－2×TSD+TSC)/2···(2)
应予说明，对于拉伸特性的面内各向异性，将满足|ΔYS|≤30MPa、|ΔTS|≤30MPa这两者的钢板评价为适合本发明。
将上述评价的结果示于表3。由该结果可知将具有适合本发明的成分组成的冷轧板在适合本发明的连续退火条件下进行退火而得的钢板均是拉伸强度TS为780MPa以上的高强度，屈服比YR低至70％以下，屈服应力YS和拉伸强度TS的面内各向异性的绝对值小至30MPa以下，能够实现本发明的目标。
[表2-1]
Figure GDA0002198843710000181
[表2-2]
Figure GDA0002198843710000191
[表3-1]
Figure GDA0002198843710000201
[表3-2]
Figure GDA0002198843710000211
产业上的可利用性
本发明的高强度冷轧钢板由于拉伸强度TS为780MPa以上的高强度，屈服比YR低至70％以下，拉伸特性的面内各向异性的绝对值小至30MPa以下，因此，并不限定于汽车车体的高强度构件的原材料，能够适用于要求上述特性的用途。

Claims (6)

1.一种高强度冷轧钢板，具有以下的成分组成、钢组织和机械特性，
所述成分组成为：含有C：0.07～0.12质量％、Si：0.7质量％以下、Mn：2.2～2.8质量％、P：0.1质量％以下、S：0.01质量％以下、Al：0.01～0.1质量％、N：0.015质量％以下且含有合计为0.02～0.08质量％的选自Ti和Nb中的1种或2种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述钢组织由相对于全部组织的面积率为40～80％的铁素体，以及第2相构成，所述第2相由回火马氏体、初生马氏体和贝氏体构成，贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率为50～80％，初生马氏体的长宽比为1.0～1.5的范围，
所述机械特性为：拉伸强度为780MPa以上，屈服比为70％以下，由下述式(1)定义的屈服应力的面内各向异性ΔYS的绝对值为30MPa以下，以及由下述式(2)定义的拉伸强度的面内各向异性ΔTS的绝对值为30MPa以下，
在对具有所述成分组成的钢坯进行热轧、冷轧后实施连续退火而制造高强度冷轧钢板时，
在所述连续退火中，进行在Ac3－30℃～Ac3+50℃的温度区域滞留60秒以上的均热处理后，以平均冷却速度2～5℃/s从该均热温度进行1次冷却至650℃～550℃，在650～550℃的温度区域进行15～60秒1次滞留后，以平均冷却速度15～25℃/s从该滞留温度进行2次冷却至350℃以下的温度区域，在350～250℃的温度区域进行300～500秒2次滞留后，进行3次冷却，
|ΔYS|＝(YSL－2×YSD+YSC)/2···(1)
|ΔTS|＝(TSL－2×TSD+TSC)/2···(2)
其中，YSL、TSL为轧制方向的屈服应力、拉伸强度，
YSC、TSC为与轧制方向成直角的方向的屈服应力、拉伸强度，
YSD、TSD为与轧制方向成45°的方向的屈服应力、拉伸强度。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，贝氏体中的碳化物的平均粒径为0.3μm以下，初生马氏体的平均粒径为1.0μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，除所述成分组成以外还进一步含有选自Cr：0.05～1.0质量％、Mo：0.05～1.0质量％和V：0.01～0.1质量％中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，除所述成分组成以外还进一步含有B：0.0003～0.005质量％。
5.根据权利要求3所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，除所述成分组成以外还进一步含有B：0.0003～0.005质量％。
6.一种高强度冷轧钢板的制造方法，在对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧、冷轧后实施连续退火而制造高强度冷轧钢板时，
在所述连续退火中，进行在Ac3－30℃～Ac3+50℃的温度区域滞留60秒以上的均热处理后，以平均冷却速度2～5℃/s从该均热温度进行1次冷却至650℃～550℃，在650～550℃的温度区域进行15～60秒1次滞留后，以平均冷却速度15～25℃/s从该滞留温度进行2次冷却至350℃以下的温度区域，在350～250℃的温度区域进行300～500秒2次滞留后，进行3次冷却，从而赋予以下的钢组织和机械特性，
所述钢组织由相对于全部组织的面积率为40～80％的铁素体，以及第2相构成，所述第2相由回火马氏体、初生马氏体和贝氏体构成，贝氏体和回火马氏体在第2相中所占的合计面积率为50～80％，初生马氏体的长宽比处于1.0～1.5的范围，
所述机械特性为：拉伸强度为780MPa以上，屈服比为70％以下，由下述式(1)定义的屈服应力的面内各向异性ΔYS的绝对值为30MPa以下，以及由下述式(2)定义的拉伸强度的面内各向异性ΔTS的绝对值为30MPa以下，
|ΔYS|＝(YSL－2×YSD+YSC)/2···(1)
|ΔTS|＝(TSL－2×TSD+TSC)/2···(2)
其中，YSL、TSL为轧制方向的屈服应力、拉伸强度，
YSC、TSC为与轧制方向成直角的方向的屈服应力、拉伸强度，
YSD、TSD为与轧制方向成45°的方向的屈服应力、拉伸强度。
CN201880017606.2A 2017-03-13 2018-03-08 高强度冷轧钢板和其制造方法 Active CN110402298B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202111061351.XA CN113862563B (zh) 2017-03-13 2018-03-08 高强度冷轧钢板

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017047361 2017-03-13
JP2017-047361 2017-03-13
PCT/JP2018/008892 WO2018168618A1 (ja) 2017-03-13 2018-03-08 高強度冷延鋼板とその製造方法

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202111061351.XA Division CN113862563B (zh) 2017-03-13 2018-03-08 高强度冷轧钢板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110402298A CN110402298A (zh) 2019-11-01
CN110402298B true CN110402298B (zh) 2021-10-15

Family

ID=63522945

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880017606.2A Active CN110402298B (zh) 2017-03-13 2018-03-08 高强度冷轧钢板和其制造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US11186900B2 (zh)
KR (1) KR102286270B1 (zh)
CN (1) CN110402298B (zh)
MX (1) MX2019010816A (zh)
WO (1) WO2018168618A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102153197B1 (ko) 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
TWI703220B (zh) * 2020-01-06 2020-09-01 中國鋼鐵股份有限公司 汽車用鋼及其製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103305762A (zh) * 2013-06-21 2013-09-18 安徽工业大学 一种抗拉强度400MPa级冷轧双相钢板及其制备方法
CN103842543A (zh) * 2011-09-30 2014-06-04 新日铁住金株式会社 耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN105861943A (zh) * 2016-05-20 2016-08-17 首钢总公司 一种冷轧高强孪晶诱发塑性钢及其生产方法
WO2016157257A1 (ja) * 2015-03-27 2016-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN107614731A (zh) * 2015-05-29 2018-01-19 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及它们的制造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4640130B2 (ja) 2005-11-21 2011-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5504643B2 (ja) 2008-08-19 2014-05-28 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5240037B2 (ja) 2009-04-20 2013-07-17 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
KR101450977B1 (ko) 2009-09-30 2014-10-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저항복비, 고강도 및 고일정 연신을 가진 강판 및 그 제조 방법
TWI447236B (zh) 2011-03-28 2014-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板及其製造方法
JP2013181183A (ja) 2012-02-29 2013-09-12 Jfe Steel Corp 降伏強度の面内異方性の小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5870861B2 (ja) 2012-06-26 2016-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2015080242A1 (ja) 2013-11-29 2015-06-04 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板
MX2017005507A (es) 2014-11-05 2017-06-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero galvanizad por inmersion en caliente.
KR101561007B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
CN107923018B (zh) 2015-09-04 2020-01-10 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103842543A (zh) * 2011-09-30 2014-06-04 新日铁住金株式会社 耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN103305762A (zh) * 2013-06-21 2013-09-18 安徽工业大学 一种抗拉强度400MPa级冷轧双相钢板及其制备方法
WO2016157257A1 (ja) * 2015-03-27 2016-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN107614731A (zh) * 2015-05-29 2018-01-19 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及它们的制造方法
CN105861943A (zh) * 2016-05-20 2016-08-17 首钢总公司 一种冷轧高强孪晶诱发塑性钢及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20190119085A (ko) 2019-10-21
KR102286270B1 (ko) 2021-08-04
MX2019010816A (es) 2019-10-30
CN110402298A (zh) 2019-11-01
US20200071802A1 (en) 2020-03-05
US11186900B2 (en) 2021-11-30
WO2018168618A1 (ja) 2018-09-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101912512B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
US10435762B2 (en) High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
KR102000854B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법
JP6210175B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6179461B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法
JP5402191B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5609945B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2615191B1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flange properties, and process for production thereof
JP5321605B2 (ja) 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20120074798A (ko) 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판
KR20130121940A (ko) 가공성이 우수한 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
CN111218620B (zh) 一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法
CN111406124B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2012060294A1 (ja) 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
JPWO2019151017A1 (ja) 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法
EP3561121B1 (en) Cold-rolled steel sheet having excellent bendability and hole expandability and method for manufacturing same
KR101299896B1 (ko) 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법
JP2009001909A (ja) 高強度冷延鋼板の製造方法
CN107208207B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN110402298B (zh) 高强度冷轧钢板和其制造方法
JP2006193805A (ja) 温間成形に適した冷延鋼板およびその製造方法
CN113862563B (zh) 高强度冷轧钢板
KR20190049294A (ko) 냉간압연성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
CN111315907B (zh) 钢板
EP3708691B1 (en) Manufacturing method for ultrahigh-strength and high-ductility steel sheet having excellent cold formability

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant