TW201331385A - 高降伏比高強度冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之鋼板之化學成分係以質量%計含有C：0.06~0.13%、Si：1.2~2.3%、Mn：0.6~1.6%、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.010%以下，其餘部分包含Fe及不可避免之雜質。鋼板之微組織係以體積分率計包含90%以上之平均粒徑未滿20 μm之肥粒鐵、及以體積分率計包含1.0~10%之平均粒徑未滿5 μm之波來鐵。上述肥粒鐵之平均維氏硬度為130以上、降伏比為65%以上且拉伸強度為590 MPa以上之伸長率及伸緣性優異之高降伏比高強度冷軋鋼板。

Description

高降伏比高強度冷軋鋼板及其製造方法
本發明係關於一種伸長率(elongation)及伸緣性(stretch frangeability)優異之具有高降伏比之高強度冷軋鋼板及其製造方法(high strength cold rolled steel sheet with high yield ratio and method for producing the same)，特別是關於一種適合作為汽車等之構造零件之構件之高強度冷軋鋼板。再者，所謂降伏比(YR，Yield Ratio)係表示降伏應力(YS，Yield Stress)相對於拉伸強度(TS，Tension Strength)之比之值，且表示為YR(%)=(YS/TS)×100。
近年來，因環境問題之提高，CO2排出規制嚴格化，從而於汽車領域中，因車體之輕量化引起之燃料費提高成為較大之課題。因此，對汽車零件應用高強度鋼板而引起之薄壁化不斷進展，相對於迄今為止使用有拉伸強度為270~440 MPa級之鋼板之零件，590 MPa以上之鋼板之應用正不斷進展。
於該590 MPa以上之鋼板中，就成形性之觀點而言，除要求以優異之伸長率或伸緣性(擴孔性)為代表之加工性優異外，亦要求碰撞吸收能量特性較大之特性。為了提高碰撞吸收能量特性，有效的是提高降伏比，即便為較低之變形量，亦可效率良好地吸收碰撞能量。
作為用以獲得590 MPa以上之拉伸強度之鋼板之強化機構，存在作為母相之肥粒鐵之硬化、或者利用如麻田散鐵或未再結晶肥粒鐵之硬質相之方法。於肥粒鐵之硬化中，考慮如下方法：藉由添加Si或Mn等而進行固溶強化；或藉由添加Nb或Ti等碳化物生成元素而進行析出強化。例如，如專利文獻1~3般提出有添加Nb或Ti而進行析出強化之鋼板。
另一方面，作為利用硬質相之方法，於專利文獻4中揭示有伸緣性與耐碰撞特性優異之高強度鋼板，該高強度鋼板係主相為肥粒鐵相，第2相由麻田散鐵相所構成，且麻田散鐵相之最大粒徑為2 μm以下，其面積率為5%以上。於專利文獻5中揭示有除Nb或Ti之析出強化外，含有未再結晶肥粒鐵與波來鐵之加工性及耐碰撞特性(anti-crash property)優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法。進而，提出有同時實現具有包含肥粒鐵與波來鐵(pearlite)之組織之鋼板之高強度化與伸緣性提高之鋼板(例如，專利文獻6、7)。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利第2688384號公報
專利文獻2：日本專利特開2008-174776號公報
專利文獻3：日本專利特開2009-235441號公報
專利文獻4：日本專利第3887235號公報
專利文獻5：日本專利特開2009-185355號公報
專利文獻6：日本專利第4662175號公報
專利文獻7：日本專利第4696870號公報
然而，於如專利文獻1~3之藉由添加Nb或Ti等碳化物生成元素而進行析出強化之方法中，就成形性之觀點而言，伸長率不充分。進而，活用Nb或Ti等碳化物而進行析出強化之鋼板係因熱軋條件或退火條件而析出物粗大化，故就量產之方面而言，存在材質之不均較大之問題。
又，關於活用麻田散鐵之專利文獻4，伸緣性不充分，活用未再結晶肥粒鐵與波來鐵之專利文獻5中伸長率不充分。
專利文獻6、7係拉伸強度均為500 MPa以下，從而難以實現如590 MPa以上之高強度化。
因此，本發明之課題在於消除上述先前技術之問題，提供一種加工性即伸長率與伸緣性優異，且具有高降伏比之拉伸強度為590 MPa以上之高強度冷軋鋼板及其製造方法。
本發明者等人發現：藉由將適量添加有Si之成分之鋼板均熱至適當之退火溫度而控制退火中之沃斯田鐵之體積分率，且此後藉由以適當之冷卻速度進行冷卻，而以適當之體積分率獲得經固溶強化之微細之肥粒鐵與微細之波來鐵作 為退火後之微組織，藉此可獲得具有65%以上之高降伏比，且伸長率及伸緣性優異之高強度冷軋鋼板。
先前，若生成波來鐵作為第2相，則認為伸長率或伸緣性劣化。然而，已明白於存在肥粒鐵及波來鐵之鋼板組織中，藉由適量地添加Si作為鋼板成分，且將肥粒鐵固溶強化，而降低與硬質相之硬度差，且藉由使肥粒鐵與波來鐵之體積分率及平均粒徑變微細，而抑制來自肥粒鐵與波來鐵之界面之空隙產生(龜裂)，從而局部伸長率提高，伸長率與伸緣性提高。
具體而言，藉由以作為鋼板成分，添加1.2~2.3%之Si，且平均粒徑未滿20 μm之肥粒鐵以體積分率計為90%以上及平均粒徑未滿5 μm之波來鐵以體積分率計成為1.0~10%之範圍之方式控制鋼板組織，可獲得肥粒鐵之平均維氏硬度為130以上，降伏比為65%以上，且拉伸強度為590 MPa以上之伸長率及伸緣性優異之高強度冷軋鋼板。
即，本發明提供以下之(1)~(6)。
(1)一種高降伏比高強度冷軋鋼板，其以質量%計含有C：0.06~0.13%、Si：1.2~2.3%、Mn：0.6~1.6%、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.010%以下，其餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且具有以體積分率計包含90%以上之平均粒徑未滿20 μm之肥粒鐵、及以體積分率計包含1.0~10%之平均粒徑未滿5 μm之波來鐵之微組 織，上述肥粒鐵之平均維氏硬度為130以上，降伏比為65%以上，拉伸強度為590 MPa以上。
(2)如(1)之高降伏比高強度冷軋鋼板，其中，上述微組織更包含以體積分率計未滿5%之平均粒徑未滿5 μm之麻田散鐵。
(3)如(1)或(2)之高降伏比高強度冷軋鋼板，其更含有選自由以質量%計V：0.10%以下、Ti：0.10%以下、Nb：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、及B：0.0030%以下所組成之群中之至少一者。
(4)一種高降伏比高強度冷軋鋼板之製造方法，其係準備鋼坯，該鋼坯以質量%計包含C：0.06~0.13%、Si：1.2~2.3%、Mn：0.6~1.6%、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.010%以下，其餘部分包含Fe及不可避免之雜質；將上述鋼坯以熱軋開始溫度為1150~1300℃、精軋結束溫度為850~950℃之條件進行熱軋；將上述經熱軋之熱軋鋼板進行冷卻，以350~600℃捲取、酸洗後，進行冷軋，製造冷軋鋼板；將上述冷軋鋼板以3~30℃/s之平均加熱速度加熱至Ac3-120℃-{([Si]/[Mn])×10}℃~Ac3-{([Si]/[Mn])×10}℃之溫度區域並均熱30~600 s； 將上述經均熱之冷軋鋼板以1.0~12℃/s之平均冷卻速度自上述均熱溫度冷卻至處於500~600℃之溫度範圍內之第1冷卻溫度為止；此後，以5℃/s以下之平均冷卻速度自上述第1冷卻溫度冷卻至室溫為止；此處，[Si]為Si之含量(質量%)，[Mn]為Mn之含量(質量%)。
(5)如(4)之高降伏比高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，上述熱軋鋼板之冷卻係於精軋結束後1 s以內開始冷卻，以20℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至處於650~750℃之溫度範圍內之冷卻停止溫度為止，以5 s以上之冷卻時間自上述冷卻停止溫度空冷至600℃為止。
(6)如(4)或(5)之高降伏比高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，上述鋼坯更包含選自由以質量%計V：0.10%以下、Ti：0.10%以下、Nb：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下及B：0.0030%以下所組成之群中之至少一者。
根據本發明，藉由控制鋼板之組成及微組織，可穩定地獲得拉伸強度為590 MPa以上，降伏比為65%以上之伸長率與伸緣性優異之具有高降伏比之高強度冷軋鋼板。
以下，具體地對本發明進行說明。
對本發明之高強度冷軋鋼板之組成限定原因進行說明。以下，成分之「%」表示係指質量%。
C：0.06~0.13%
C係對鋼板之高強度化有效之元素，亦與本發明之波來鐵及麻田散鐵之第2相形成相關，且有助於高強度化。為了獲得該效果，必需0.06%以上之添加。較佳為0.08%以上。另一方面，若過量地添加，則點焊性下降，故將上限設為0..13%。較佳為0.11%以下。
Si：1.2~2.3%
Si係藉由固溶強化而有助於高強度化之元素，且係因具有較高之加工硬化能，故相對於強度上升而伸長率之下降相對較少，從而亦有助於強度-伸長率平衡、強度-擴孔性平衡之提高之元素。藉由適量地添加Si而抑制來自肥粒鐵與波來鐵之界面之空隙之產生，進而，為了獲得該效果，必需含有1.2%以上之麻田散鐵、波來鐵。較佳為1.4%以上。另一方面，若添加超過2.3%之Si，則肥粒鐵之延展性下降，故其含量設為2.3%以下。較佳為2.1%以下。
Mn：0.6~1.6%
Mn係藉由固溶強化及生成第2相而有助於高強度化之元素，為了獲得該效果，必需含有0.6%以上。較佳為0.9%以上。另一方面，於過量地含有之情形時，阻礙波來鐵之生成， 且易於過量地生成麻田散鐵，故其含量設為1.6%以下。
P：0.10%以下
P係藉由固溶強化而有助於高強度化，但於過量地添加之情形時，向晶界之偏析變明顯而使晶界脆化、或焊接性下降，故將其含量設為0.10%以下。較佳為設為0.05%以下。
S：0.010%以下
於S之含量較多之情形時，MnS等硫化物大量生成，以伸緣性為代表之局部伸長率下降，故將含量之上限設為0.010%。較佳為0.0050%以下。並無特定之下限，但極低S化會使製鋼成本上升，故較佳為含有0.0005%以上。
Al：0.01~0.10%
Al係脫酸所需之元素，為了獲得該效果，必需含有0.01%以上，但即便超過0.10%而含有，效果亦會飽和，故設為0.10%以下。較佳為0.05%以下。
N：0.010%以下
N會形成粗大之氮化物，使彎曲性或伸緣性劣化，故必需抑制其含量。於N超過0.010%時，該傾向變得明顯，故將N之含量設為0.010%以下。較佳為0.0050%以下。
本發明中除上述成分外，亦可添加1種以上之下述成分。
V：0.10%以下
V係可藉由形成微細之碳氮化物而有助於強度上升。為了具有此種作用，較佳為含有0.01%以上之V之添加量。另一 方面，即便添加超過0.10%之量之V，強度上升效果亦較小，而且亦會導致合金成本之增加。因此，V之含量較佳為0.10%以下。
Ti：0.10%以下
Ti與V同樣地亦可藉由形成微細之碳氮化物而有助於強度上升，故可視需要添加。為了發揮此種效果，較佳為將Ti之含量設為0.005%以上。另一方面，若大量地添加Ti，則伸長率明顯下降，故其含量較佳為0.10%以下。
Nb：0.10%以下
Nb與V同樣地亦可藉由形成微細之碳氮化物而有助於強度上升，故可視需要添加。為了發揮此種效果，較佳為將Nb之含量設為0.005%以上。另一方面，若大量地添加Nb，則伸長率明顯下降，故其含量較佳為0.10%以下。
Cr：0.50%以下
Cr係藉由生成第2相而有助於高強度化之元素，可視需要添加。為了發揮該效果，較佳為含有0.10%以上。另一方面，若含量超過0.50%，則容易阻礙波來鐵之生成，故其含量設為0.50%以下。
Mo：0.50%以下
Mo係藉由生成第2相而有助於高強度化，進而生成一部分碳化物而有助於高強度化之元素，可視需要添加。為了發揮該效果，較佳為含有0.05%以上。另一方面，即便超過 0.50%而含有，效果亦會飽和，故其含量較佳為0.50%以下。
Cu：0.50%以下
Cu係藉由固溶強化而有助於高強度化，且藉由生成第2相而有助於高強度化之元素，可視需要添加。為了發揮該效果，較佳為含有0.05%以上。另一方面，即便超過0.50%而含有，效果亦會飽和，且容易產生因Cu引起之表面缺陷，故其含量較佳為0.50%以下。
Ni：0.50%以下
Ni與Cu同樣地亦係藉由固溶強化而有助於高強度化，且藉由生成第2相而有助於高強度化之元素，可視需要添加。為了發揮該效果，較佳為含有0.05%以上。又，若與Cu同時添加，則具有抑制因Cu引起之表面缺陷之效果，故於添加Cu時有效。另一方面，即便超過0.50%而含有，效果亦會飽和，故其含量較佳為0.50%以下。
B：0.0030%以下
B係提高淬火性，且藉由生成第2相而有助於高強度化之元素，可視需要添加。為了發揮該效果，較佳為含有0.0005%以上。另一方面，即便超過0.0030%而含有，效果亦會飽和，故其含量設為0.0030%以下。
上述以外之其餘部分設為Fe及不可避免之雜質。作為不可避免之雜質，例如可列舉Sb、Sn、Zn、Co等，作為其等之含量之容許範圍，Sb：0.01%以下、Sn：0.1%以下、Zn： 0.01%以下、Co：0.1%以下。又，於本發明中，即便於通常之鋼組成之範圍內含有Ta、Mg、Ca、Zr、REM，亦不會破壞其效果。
接著，詳細地說明本發明之高強度冷軋鋼板之微組織。
肥粒鐵係平均粒徑未滿20 μm，體積分率為90%以上，且平均維氏硬度(HV，Hardness Vickers)為130以上，波來鐵係平均粒徑未滿5 μm，且體積分率為1.0~10%。此處所述之體積分率係相對於鋼板之整體之體積分率。
若肥粒鐵之體積分率未滿90%，則存在大量硬質之第2相，故存在大量與軟質之肥粒鐵之硬度差較大之部位，從而伸緣性下降。因此，肥粒鐵之體積分率係設為90%以上。較佳為92%以上。又，若肥粒鐵之平均粒徑為20 μm以上，則容易於擴孔時之衝壓端面生成空隙，從而無法獲得良好之伸緣性。因此，肥粒鐵之平均粒徑設為未滿20 μm。較佳為未滿15 μm。進而，若肥粒鐵之HV未滿130，則抑制來自肥粒鐵與波來鐵之界面之空隙產生(龜裂)之效果較小，故伸緣性下降。因此，肥粒鐵之HV係設為130以上。較佳為150以上。
若波來鐵之體積分率未滿1.0%，則對強度影響之效果較少，故為了獲得強度與成形性之平衡，波來鐵之體積分率係設為1.0%以上。另一方面，若波來鐵之體積分率超過10%，則於肥粒鐵與波來鐵之界面明顯地生成空隙，且空隙容易連 結，故就加工性之觀點而言，波來鐵之體積分率係設為10%以下。較佳為8%以下。又，若波來鐵之平均粒徑為5 μm以上，則空隙生成部位增加，故局部伸長率下降，從而無法獲得良好之伸長率與伸緣性。因此，波來鐵之平均粒徑設為未滿5 μm。較佳為3.5 μm以下。
於鋼板之微組織中，只要生成以體積分率計未滿5%之平均粒徑未滿5 μm之麻田散鐵，則亦可包含麻田散鐵。可不使伸緣性下降而達成本發明之目的。若麻田散鐵之體積分率成為5%以上，則降伏比成為65%以下之傾向較高，故麻田散鐵之體積分率設為未滿5%。又，若平均粒徑成為5 μm以上，則容易於擴孔時之衝壓端面生成空隙，從而無法獲得良好之伸緣性，因此平均粒徑設為未滿5 μm。
又，存在除本發明之肥粒鐵、波來鐵及麻田散鐵外，亦生成變軔鐵、殘留γ、球狀雪明碳鐵等之1種或者2種以上之情形，只要滿足上述肥粒鐵及波來鐵之體積分率等，則可達成本發明之目的。
接著，對本發明之高強度冷軋鋼板之製造方法進行說明。
本發明之高強度冷軋鋼板係可藉由如下方式製造：將具有上述成分組成之鋼坯於熱軋開始溫度：1150~1300℃、精軋結束溫度：850~950℃之條件下進行熱軋後冷卻，以350~600℃之溫度範圍捲取、酸洗後實施冷軋，此後，以3~30℃/s之平均加熱速度加熱至Ac3-120℃-{([Si]/[Mn])×10}℃~ Ac3-{([Si]/[Mn])×10}℃([Si]、[Mn]為Si、Mn之含量(質量%))之溫度區域並均熱30~600 s之後，以1.0~12℃/s之平均冷卻速度自上述均熱溫度冷卻至處於500~600℃之溫度範圍內之第1冷卻溫度為止，此後以5℃/s以下之平均冷卻速度自上述第1冷卻溫度冷卻至室溫為止。
為了防止成分之巨觀偏析，使用之鋼坯較佳為藉由連續鑄造法製造，但亦可藉由造塊法、薄坯鑄造法製造。除了於製造鋼坯後，暫時冷卻至室溫為止，此後進行再加熱之先前法以外，亦可毫無問題地應用不進行冷卻而直接以溫片之狀態裝入至加熱爐內，或於進行保熱後立即進行軋壓，或者於鑄造後直接進行軋壓之直送軋壓‧直接軋壓等節能流程。
[熱軋步驟] 熱軋開始溫度：1150~1300℃
於熱軋步驟中，以1150~1300℃開始對鋼坯進行熱軋，或於再加熱至1150~1300℃後開始熱軋。若熱軋開始溫度變得低於1150℃，則軋壓負荷增大而生產性下降。又，若超過1300℃，則加熱成本增大。因此，將熱軋開始溫度設為1150~1300℃。
精軋結束溫度：850~950℃
為了藉由鋼板內之組織均勻化、材質之異向性降低而提高退火後之伸長率及擴孔性，熱軋必需於沃斯田鐵單相區域內結束，因此精軋結束溫度設為850℃以上。另一方面，若精 軋結束溫度超過950℃，則熱軋組織變得粗大，存在退火後之特性下降之擔憂。因此，將精軋結束溫度設為850~950℃。
於精軋後進行冷卻。對精軋後之冷卻條件，並無特別限定，但較佳為藉由以下之冷卻條件進行冷卻。
精軋後之冷卻條件：
精軋後之冷卻條件係較佳為於熱軋結束後1 s以內開始冷卻，以平均冷卻速度20℃/s以上冷卻至處於650~750℃之溫度範圍內之冷卻停止溫度為止，以5 s以上之冷卻時間自冷卻停止溫度空冷至600℃為止。
於精軋結束後，可藉由急冷至肥粒鐵區域而促進肥粒鐵變態，並且獲得微細之肥粒鐵粒徑，故可使退火後肥粒鐵粒徑變得微細，擴孔性提高。若直接以高溫之狀態滯留(保持)精軋結束後之熱軋板，則肥粒鐵粒徑粗大化。為了獲得微細之肥粒鐵粒徑，較佳為於精軋結束後，在1 s以內開始冷卻，以平均冷卻速度20℃/s以上急冷至處於650~750℃之溫度範圍內之冷卻停止溫度為止。又，就不使肥粒鐵粒徑粗大化而促進肥粒鐵相之變態之觀點而言，較佳為於上述急冷後，以5 s以上之冷卻時間自冷卻停止溫度空冷至600℃為止。
捲取溫度：350~600℃
若捲取溫度高於600℃，則肥粒鐵粒徑粗大化，故捲取溫度設為600℃以下。另一方面，若捲取溫度低於350℃，則 過量地生成硬質之麻田散鐵相，且冷軋負荷增大，阻礙生產性，故捲取溫度係設為350℃以上。
[酸洗步驟]
較佳為，於熱軋步驟後實施酸洗步驟，從而去除熱軋板表層之鏽皮。酸洗步驟並無特別限定，只要使用常法實施即可。
[冷軋步驟]
對酸洗後之熱軋板進行軋壓成既定板厚之冷軋板之冷軋步驟。冷軋步驟並無特別限定，只要根據常法實施即可。
[退火步驟]
退火步驟係為了進行再結晶並且為實現高強度化而形成波來鐵或麻田散鐵之第2相組織而實施。因此，退火步驟係於以3~30℃/s之平均加熱速度加熱至Ac3-120℃-{([Si]/[Mn])×10}℃~Ac3-{([Si]/[Mn])×10}℃([Si]、[Mn]為Si、Mn之含量(質量%))之溫度區域並均熱30~600 s之後，以1.0~12℃/s之平均冷卻速度自上述均熱溫度冷卻至處於500~600℃之溫度範圍內之第1冷卻溫度為止(一次冷卻)，此後以5℃/s以下之平均冷卻速度自第1冷卻溫度冷卻至室溫為止(二次冷卻)。
平均加熱速度：3~30℃/s
於加熱至2相區域前在肥粒鐵區域內充分地進行再結晶，藉此可將材質穩定化。若急速地進行加熱，則再結晶難以進行，故將平均加熱速度之上限設為30℃/s。相反地，若 加熱速度過小，則肥粒鐵粒徑變得粗大而無法獲得既定之平均粒徑，故設為3℃/s以上之平均加熱速度。
均熱溫度(保持溫度)：Ac3-120℃-{([Si]/[Mn])×10}℃~Ac3-{([Si]/[Mn])×10}℃
均熱溫度係除肥粒鐵與沃斯田鐵之2相區域外，亦必需設為考慮到Si及Mn之含量之適當之溫度範圍。藉由設為該適當之均熱溫度，可獲得既定之肥粒鐵與波來鐵之體積分率及平均粒徑。若均熱溫度未滿Ac3-120℃-{([Si]/[Mn])×10}℃，則退火中之沃斯田鐵之體積分率較少，故無法獲得強度確保所需之既定之波來鐵之體積分率，若超過Ac3-{([Si]/[Mn])×10}℃，則退火中之沃斯田鐵之體積分率較多，且沃斯田鐵之粒徑亦變粗大，故無法獲得既定之波來鐵之平均粒徑。因此，均熱溫度係設為Ac3-120℃-{([Si]/[Mn])×10}℃~Ac3-{([Si]/[Mn])×10}℃。較佳為Ac3-100℃-{([Si]/[Mn])×10}℃~Ac3-{([Si]/[Mn])×10}℃。又，Ac3係由下式表示。
Ac3(℃)=910-203√[C]-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]-30×[Mn]-11×[Cr]-20×[Cu]+700×[P]+400×[Ti]+400×[Al]
此處，[C]、[Ni]、[Si]、[V]、[Mo]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[P]、[Ti]、[Al]係分別表示C、Ni、Si、V、Mo、Mn、Cr、Cu、P、Ti、Al之含量(質量%)。
均熱時間：30~600 s
於上述均熱溫度中，為了進行再結晶及使一部分沃斯田鐵變態，均熱時間必需為30 s以上。另一方面，若均熱時間過長，則肥粒鐵粗大化而無法獲得既定之平均粒徑，故均熱時間必需設為600 s以下。較佳為500 s以下。
均熱溫度至500~600℃之溫度為止之平均冷卻速度：1.0~12℃/s
為了將於退火步驟後最終獲得之鋼板之微組織控制為平均粒徑未滿20 μm之肥粒鐵的體積分率為90%以上、平均粒徑未滿5 μm之波來鐵之體積分率為1.0~10%，而進行以1.0℃/s~12℃/s之平均冷卻速度自上述均熱溫度冷卻至500~600℃(第1冷卻溫度)為止之一次冷卻。若第1冷卻溫度超過600℃，則不會充分地形成波來鐵，若未滿500℃，則過量地生成變軔鐵等第2相。藉由將第1冷卻溫度規定於500~600℃之範圍內，可調整波來鐵之體積分率。若至500~600℃之溫度區域為止之平均冷卻速度未滿1.0℃/s，則波來鐵以體積分率計不會形成1.0%以上，若平均冷卻速度超過12℃/s，則形成過量之體積分率之麻田散鐵。較佳為10℃/s以下。
自第1冷卻溫度至室溫為止之平均冷卻速度：5℃/s以下
於冷卻至第1冷卻溫度(500~600℃)為止後，進行以5℃/s以下之平均冷卻速度冷卻至室溫為止之2次冷卻。若平均冷 卻速度超過5℃/s，則麻田散鐵之體積分率過量地增加，故自第1冷卻溫度起之平均冷卻速度設為5℃/s以下。較佳為3℃/s以下。
又，亦可於退火後實施調質軋壓。延伸率之較佳之範圍為0.3~2.0%。
再者，只要處於本發明之範圍內，則於退火步驟中，可於1次冷卻後實施熔融鍍鋅而製成熔融鍍鋅鋼板，又，亦可於熔融鍍鋅後實施合金化處理而製成合金化熔融鍍鋅鋼板。
[實施例]
以下，對本發明之實施例進行說明。
然而，本發明當然並不受下述實施例限制，亦可於能夠適於本發明之主旨之範圍內適當地施加變更而實施，且該等變更均包含於本發明之技術範圍內。
將表1所示之化學成分(其餘部分成分：Fe及不可避免之雜質)之鋼熔化鑄造而製造230 mm厚之鋼坯，以將熱軋開始溫度設為1200℃，且表2所示之精軋結束溫度(FDT，Finishing Delivery Temperature)之條件進行熱軋，於精軋結束後，在0.1 s後開始冷卻，以表2所示之平均冷卻速度冷卻至表2所示之冷卻停止溫度為止，以自冷卻停止溫度至600℃為止之冷卻時間：6 s進行空冷，於製成板厚：3.2 mm之熱軋鋼板後，以表2所示之捲取溫度(CT)捲取、酸洗後實施冷軋，製成板厚：1.4 mm之冷軋鋼板，此後以表2所示 之平均加熱速度加熱至表2所示之均熱溫度為止，以該均熱溫度均熱表2所示之均熱時間後，以表2所示之1次冷卻之平均冷卻速度冷卻至表2所示之第1冷卻溫度為止，此後藉由以表2所示之2次冷卻之平均冷卻速度自第1冷卻溫度冷卻至室溫為止之條件實施退火後，實施調質軋壓(延伸率：0.7%)，從而製造高強度冷軋鋼板。
自所製造之鋼板，以軋壓直角方向成為長度方向(拉伸方向)之方式獲取JIS(Japanese Industrial Standards，日本工業標準)5號拉伸試驗片，藉由拉伸試驗(JIS Z2241(1998))，測定降伏強度(YS)、拉伸強度(TS)、總伸長率(EL，Elongation)、降伏比(YR)。將EL為30%以上者設為具有良好之伸長率之鋼板，將YR為65%以上者設為具有高降伏比之鋼板。
關於擴孔性，依據日本鋼鐵聯盟規格(JFS T1001(1996))，以12.5%之間隙衝壓10 mm 之孔，於以毛邊成為模具側之方式組裝於試驗機後，藉由60°之圓錐打孔機成形，藉此測定擴孔率(λ)。將λ(%)具有80%以上者設為具有良好之伸緣性之鋼板。
鋼板之微組織係藉由以下之方法，求出肥粒鐵、波來鐵及麻田散鐵之體積分率、平均(結晶)粒徑。
鋼板之微組織係使用3%硝酸浸蝕液試劑(3%硝酸+乙醇)，腐蝕鋼板之軋壓方向剖面(板厚1/4之深度位置)，使用 藉由倍率為500~1000倍之光學顯微鏡及倍率為1000~10000倍之電子顯微鏡(掃描型及穿透型)觀察、拍攝之組織照片，將肥粒鐵之體積分率及平均結晶粒徑、波來鐵之體積分率及平均結晶粒徑、麻田散鐵之體積分率及平均結晶粒徑定量化。進行各12視野之觀察，藉由點計法(依據ASTM(American Society for Testing Materials，美國材料試驗協會)E562-83(1988))測定面積率，將該面積率設為體積分率。肥粒鐵係略黑之對比度之區域，波來鐵係層狀之組織且板狀之肥粒鐵與雪明碳鐵交替排列之組織。麻田散鐵係帶有較白之對比度之者。又，於肥粒鐵、波來鐵及麻田散鐵之平均結晶粒徑之測定中，使用Media Cybernetics公司之Image-Pro。藉由獲取自上述鋼板組織照片預先識別了各個肥粒鐵結晶粒、波來鐵結晶粒、麻田散鐵結晶粒之照片，可算出各相之面積，且算出其近似圓之直徑，將該等值平均而求出。
進而，肥粒鐵相之維氏硬度係依據JIS Z2244(2009)，使用微維氏硬度計，測定條件設為荷重10 gf、負荷時間15 s，進行10點之肥粒鐵之結晶粒內之硬度測定，藉由其平均值而求出。
將所測定之拉伸特性與伸緣性、及鋼板組織之測定結果示於表3。
根據表3所示之結果，本發明例均具有以體積分率計包含90%以上之平均粒徑未滿20 μm之肥粒鐵、及以體積分率計包含1.0~10%之平均粒徑未滿5 μm之波來鐵之複合組織，上述肥粒鐵之平均維氏硬度為130以上，其結果，確保590 MPa以上之拉伸強度與65%以上之降伏比，且獲得30%以上之伸長率與80%以上之擴孔率之良好之加工性。另一方面，比較例中鋼板組織不滿足本發明範圍，其結果，拉伸強度、降伏比、伸長率、擴孔率中之至少1個特性較差。
(產業上之可利用性)
根據本發明，藉由控制鋼板之組成及微組織，可穩定地獲得拉伸強度為590 MPa以上、降伏比為65%以上、總伸長率為30%以上及擴孔率為80%以上之伸長率與伸緣性優異之具有高降伏比之高強度冷軋鋼板。

Claims (6)

  1. 一種高降伏比高強度冷軋鋼板，其以質量%計含有C：0.06~0.13%、Si：1.2~2.3%、Mn：0.6~1.6%、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.010%以下，其餘部分包含Fe及不可避免之雜質，該鋼板具有以體積分率計包含90%以上之平均粒徑未滿20 μm之肥粒鐵、及以體積分率計包含1.0~10%之平均粒徑未滿5 μm之波來鐵之微組織，上述肥粒鐵之平均維氏硬度為130以上，降伏比為65%以上，且拉伸強度為590 MPa以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之高降伏比高強度冷軋鋼板，其中，上述微組織更包含以體積分率計未滿5%之平均粒徑未滿5 μm之麻田散鐵。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之高降伏比高強度冷軋鋼板，其進一步含有選自由以質量%計V：0.10%以下、Ti：0.10%以下、Nb：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下及B：0.0030%以下所組成之群中之至少一者。
  4. 一種高降伏比高強度冷軋鋼板之製造方法，其係準備以質量%計含有C：0.06~0.13%、Si：1.2~2.3%、Mn：0.6~1.6%、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.010%以下，其餘部分包含Fe及不 可避免之雜質所構成的鋼坯；將上述鋼坯以熱軋開始溫度1150~1300℃、精軋結束溫度850~950℃之條件進行熱軋；將上述經熱軋之熱軋鋼板進行冷卻，並以350~600℃捲取、酸洗後，進行冷軋，製造冷軋鋼板；將上述冷軋鋼板以3~30℃/s之平均加熱速度加熱至Ac3-120℃-{([Si]/[Mn])×10}℃~Ac3-{([Si]/[Mn])×10}℃之溫度區域並均熱30~600 s，將上述經均熱之冷軋鋼板以1.0~12℃/s之平均冷卻速度自上述均熱溫度冷卻至處於500~600℃之溫度範圍內之第1冷卻溫度為止，之後，以5℃/s以下之平均冷卻速度自上述第1冷卻溫度冷卻至室溫為止；此處，[Si]為Si之含量(質量%)，[Mn]為Mn之含量(質量%)。
  5. 如申請專利範圍第4項之高降伏比高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，上述熱軋鋼板之冷卻係於精軋結束後1 s以內開始冷卻，以20℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至處於650~750℃之溫度範圍內之冷卻停止溫度為止，以5 s以上之冷卻時間自上述冷卻停止溫度空冷至600℃為止。
  6. 如申請專利範圍第4或5項之高降伏比高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，上述鋼坯進一步含有選自 由以質量%計V：0.10%以下、Ti：0.10%以下、Nb：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下及B：0.0030%以下所組成之群中之至少一者。
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