TWI429761B - 伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法
本發明係關於一種適合用於壓製成形為複雜形狀之汽車零件等的高強度冷軋鋼板，尤其係關於伸展凸緣性之提昇。此處所謂「高強度鋼板」，係指具有拉伸強度為590MPa以上之高強度之鋼板。又，此處所謂「鋼板」包括鋼板、鋼帶。
近年來，就環境保護之觀點而言要求提昇汽車之油費，汽車車身之輕量化不斷進步。又，就確保乘客安全性之觀點而言要求提昇汽車之撞擊安全性。鑒於此種要求，高強度鋼板於汽車車身之應用正擴大。
但是，隨著所使用之鋼板之高強度化，壓製成形性降低。尤其是存在伸展凸緣性大幅度降低之傾向。因此，要求壓製成形性、尤其是伸展凸緣性優異之高強度鋼板。
針對此種要求，例如專利文獻1中揭示有「伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法」。專利文獻1所揭示之技術為伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法，其係將含有C：0.04%以上且未滿0.20%、Si：1.50%以下、Mn：0.50～2.00%、P：0.10%以下、S：0.005%以下、Cr：2.00%以下，或者進而含有Ca、Ti、Nb、REM、Ni中之1種以上，且含有其餘部分Fe及不可避免之雜質的鋼板進行冷軋後，於兩相區域進行退火，以於650℃與波來鐵變態停止之溫度T之間之溫度下滯留10秒以上之方式進行冷卻，且以將自T起至450℃為止之滯留時間設為5秒以下之方式進行冷卻。專利文獻1所揭示之技術可藉由抑制異常組織之產生，而製造具有優異之伸展凸緣性之鋼板。
又，專利文獻2中揭示有「伸展及伸展凸緣性優異之複合組織鋼板」。專利文獻2所揭示之鋼板具有：以質量%計含有C：0.02～0.12%、Si+Al：0.5～2.0%、Mn：1.0～2.0%之組成；與複合組織，該複合組織以組織占積率計包含80%以上之多邊形肥粒鐵、1～7%之殘留沃斯田鐵、其餘部分之變韌鐵及/或麻田散鐵，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之第二相組織其橫比為1：3以下、且平均粒徑為0.5μm以上之塊狀第二相組織於750μm2 中為15個以下。專利文獻2所揭示之技術藉由控制第二相組織之形態，使室溫下之伸展及伸展凸緣性提昇。
但是，對於專利文獻1所揭示之技術，必須大量含有會對化成皮膜(Conversion Coating)處理性產生不良影響之Cr，又，C含量亦較高，於化成皮膜處理性、點焊性方面尚存問題。又，專利文獻2所揭示之技術存在大量含有使化成皮膜處理性、點焊性降低之Si、Al，導致化成皮膜處理性、點焊性較低之問題。
又，專利文獻3中揭示有「伸展及伸展凸緣性優異之高強度鋼板之製造方法」。專利文獻3所揭示之技術係拉伸強度為590MPa以上且伸展及伸展凸緣性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：將含有C：0.05～0.3%、Si：0.01～3%、Mn：0.5～3.0%、Al：0.01～0.1%且含有合計0.01～1%之選自Ti、Nb、V、Zr中之1種或2種以上之組成，與麻田散鐵及/或變韌鐵之合計占積率為90%以上、且舊沃斯田鐵粒徑以投影面積直徑計為20μm以下之鋼板作為素材鋼板，於(Ac3 點-100℃)～Ac3 點之溫度範圍內加熱保持1～2400秒後，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至Ms點以下，繼而於300～550℃之溫度範圍內再加熱保持60～1200秒。根據專利文獻3所揭示之技術，可製造含有5～30%之肥粒鐵相與50～95%之麻田散鐵相，且肥粒鐵相之平均粒徑以投影面積直徑為3μm以下，麻田散鐵相之平均粒徑以投影面積直徑為6微米以下之組織之鋼板。藉由適當地控制肥粒鐵相與麻田散鐵相之占積率及平均粒徑，使伸展及伸展凸緣性提昇。
但是，專利文獻3所揭示之技術存在大量含有Si，又，C含量亦較高，導致化成皮膜處理性、點焊性降低之問題。又，專利文獻3所揭示之技術於冷卻後需要升溫再加熱之步驟，而有製造成本高昂之擔憂。
如此，對於鋼板之高強度化，常伴隨有C、Si等合金元素之大量添加，於此種情形時，於壓製成形性降低之同時，伴有化成皮膜處理性或點焊性之降低。因此，為了提高伸展凸緣性等壓製成形性並且確保作為汽車車身用途所要求之化成皮膜處理性、點焊性，尤其要求將C量及Si量調整為適當範圍。
針對此種要求，例如專利文獻4中揭示有「化成皮膜處理性與伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法」。專利文獻4所揭示之技術為高強度冷軋鋼板之製造方法，其係將表層部與其他內部不同之組成之鋼坯進行熱軋，其後進行冷軋，利用連續退火流水線加熱至800℃以上後，以30℃/秒以上之冷卻速度冷卻至350～500℃，並於該溫度區域保持40秒以上。表層部之成分含有C：0.20%以下、Si：0.04%以下、Mn：0.1～3.0%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.01～0.1%，或者進而含有Ca、REM、Zr中之1種以上，且包含其餘部分Fe及不可避免之雜質，其他內部之成分含有C：0.04～0.20%、Si：0.5～2.0%、Mn：0.5～3.0%，並且C、Si、Mn滿足特定關係式，含有P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.01～0.1%，或進而含有Ca、REM、Zr中之1種以上，且包含其餘部分Fe及不可避免之雜質。
又，專利文獻5中揭示有「加工性優異之高強度鋼板之製造方法」。專利文獻5所揭示之技術為高強度鋼板之製造方法，其係對冷軋鋼板實施退火步驟而獲得高強度鋼板，該冷軋鋼板具有含有C：0.03～0.13%、Si：0.02～0.8%、Mn：1.0～2.5%、Al：0.01～0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.004～0.1%及/或Nb：0.004～0.07%之組成，該退火步驟係以平均升溫速度5℃/s以上加熱至Ac3變態點以上之溫度區域，並於該溫度區域保持10～300秒後，自該溫度區域起以2℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至400～600℃之溫度區域，並於該溫度區域且於40～400秒之範圍內進行保持後進行冷卻。根據專利文獻5所揭示之技術，可獲得：以面積%計肥粒鐵為50～86%、變韌鐵為10～30%、麻田散鐵為4～20%，變韌鐵面積率大於麻田散鐵面積率，進而母相之肥粒鐵之平均粒徑為2.0～5.0μm，具有含有變韌鐵與麻田散鐵作為第二相的組織，TS-El平衡性、TS-λ平衡性優異，且加工性優異之590～780MPa級之高強度鋼板。
又，專利文獻6中揭示有「伸展與伸展凸緣性之平衡性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法」。於專利文獻6所揭示之技術中，係針對含有C：0.05～0.30%、Si：3.0%以下、Mn：0.1～5.0%、Al：0.001～0.10%，且以滿足(Nb/96+Ti/51+V/48)×48為0.01～0.20%之方式含有Nb：0.02～0.40%、Ti：0.01～0.20%、V：0.01～0.20%中之1種或2種以上的鋼材，實施精軋結束溫度設為900℃以上、至550℃為止之冷卻時間設為(精軋結束溫度-550℃)/20s以下、捲取溫度設為500℃以下之熱軋後，實施冷軋率設為20～80%之冷軋，並實施退火，進而進行回火，該退火係以滿足特定關係之升溫速度，將600℃～Ac1之溫度區域加熱至(8×Ac1+2×Ac3)/10～1000℃之範圍之溫度，於該溫度下保持3600s以下後，以50℃/s以上之冷卻速度急速冷卻至Ms點以下之溫度，或緩慢冷卻至600℃之溫度後以50℃/s以下之冷卻速度冷卻至Ms點以下之溫度。藉此，藉由製成如下組織，可獲得伸展與伸展凸緣性之平衡性優異之拉伸強度為780MPa以上之高強度冷軋鋼板，該組織係含有以面積率計為10～80%之肥粒鐵作為軟質相，進而含有以面積率計未滿5%之殘留沃斯田鐵、麻田散鐵及該等之混合組織，其餘部分包含含有回火麻田散鐵及/或回火變韌鐵之硬質相，並且藉由儘可能減小肥粒鐵中之應變量可提高硬質相之變形能力的組織。
又，專利文獻7中揭示有具有780MPa以上之高拉伸強度與2.0mm以上之較厚板厚，並且具有良好之伸展及彎曲性之「冷軋鋼板之製造方法」。專利文獻7所揭示之技術係冷軋鋼板之製造方法，其係針對含有C：0.08～0.20%、Si：1.0%以下、Mn：1.8～3.0%、sol.Al：0.005～0.5%、N：0.01%以下、Ti：0.02～0.2%之組成之熱軋鋼板，實施軋縮率為30～60%之冷軋而製成冷軋鋼板，將該冷軋鋼板於Ac3～(Ac3+50℃)之溫度區域滯留240秒以內，以1～10℃/秒之平均冷卻速度冷卻至680～750℃之溫度區域，進而以20～50℃/秒之平均冷卻速度冷卻至400℃以下。藉此製成具有以體積率計包含肥粒鐵10%以上、變韌鐵20～70%、殘留沃斯田鐵3～20%及麻田散鐵0～20%，平均粒徑以肥粒鐵計為10μm以下、以變韌鐵計為10μm以下、以麻田散鐵計為3μm以下之組織，具有780MPa以上之高拉伸強度TS與2.0mm以上之較厚板厚，且具有TS×El為14000MPa‧%以上且最小彎曲半徑為1.5 t以下之優異彎曲特性之冷軋鋼板。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開平09-41040號公報
[專利文獻2]日本專利特開2006-176807號公報
[專利文獻3]日本專利特開2008-297609號公報
[專利文獻4]日本專利特開平05-78752號公報
[專利文獻5]日本專利特開2010-65316號公報
[專利文獻6]日本專利特開2010-255091號公報
[專利文獻7]日本專利特開2010-59452號公報
然而，專利文獻4所揭示之技術存在如下問題：要求使用表層與其以外之內部組成不同之鋼坯，而為了製成此種鋼坯，需要運用特殊之包覆技術等，導致製造成本高昂。
又，專利文獻5所揭示之技術尚存變韌鐵分率較低，無法穩定確保優異之彎曲特性的問題。又，亦存在由於退火時之升溫速度較快，故而缺乏組織之穩定性的問題。
又，專利文獻6所揭示之技術指向Si含量較高之組成之鋼板，且C含量較高，於化成皮膜處理性、焊接性方面尚存問題。進而，專利文獻6所揭示之技術有需要升溫再加熱步驟，製造步驟變得複雜，導致製造成本高昂之擔憂。
又，專利文獻7所揭示之技術存在C、Mn、Ti含量較高，導致焊接性降低之問題。又，尚存如下問題：由於Mn含量較高，故而殘存會對伸展凸緣性產生不良影響之Mn帶，進而由於夾雜物之球狀化不充分，故而伸展凸緣性降低。
本發明之目的在於提供一種有利地解決上述先前技術之問題，不使用特殊之包覆技術，又，不大量含有C、Si等合金元素，並且伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法。本發明之目的在於以不含有對化成皮膜處理性產生不良影響之Si、Cr，又，不大量含有對點焊性產生不良影響之C、Si、Al，又，不含有昂貴之合金元素Ni、Cu、Mo等的成分系維持拉伸強度為590MPa以上之高強度，並且提昇伸展凸緣性。
再者，此處所謂「伸展凸緣性優異」，係指滿足拉伸強度TS與伸展率El之乘積、強度-伸展率平衡性TS×El為16000 MPa%以上，拉伸強度TS與擴孔率λ之乘積、強度-擴孔率平衡性TS×λ為40000 MPa%以上之情形。
本發明者等人為了實現上述目的，針對金屬組織對伸展凸緣性之影響進行了努力研究。結果發現：藉由鑽研冷軋板於退火時之加熱、冷卻條件，並嚴密地調整肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵之組織分率，即使以C、Si等合金元素之含量較少之成分系亦可維持拉伸強度為590MPa以上之高強度，並且製造出具有優異之伸展凸緣性之冷軋鋼板。發現為了確保具有所需組織分率之組織，尤其重要的是於冷軋板之退火時，將加熱設為兩階段之加熱，並將冷卻設為兩階段之冷卻，尤其是將後半段之冷卻設為與前半段之冷卻相比緩慢之冷卻，並且將後半段之冷卻時間設為總冷卻時間之0.2～0.8。
本發明係基於該知識見解並進一步研究而成者。即，本發明之主旨如下所述。
(1)一種伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板，其特徵在於：具有以質量%計含有C：0.050～0.090%、Si：0.05%以下、Mn：1.5～2.0%、P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Al：0.005～0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.005～0.050%、Nb：0.020～0.080%，且包含其餘部分Fe及不可避免之雜質的組成，與以體積%計包含50～77%之肥粒鐵相、20～50%之變韌鐵相、2～10%之麻田散鐵相及1～5%之殘留沃斯田鐵相之組織。
(2)如(1)之高強度冷軋鋼板，其中，除上述組成以外，進而以質量%計含有Ca：0.0001～0.0050%。
(3)一種伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法，其特徵在於：於對鋼素材依序實施熱軋步驟、冷軋步驟及退火步驟而製成冷軋鋼板時，上述鋼素材採用以質量%計含有C：0.050～0.090%、Si：0.05%以下、Mn：1.5～2.0%、P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Al：0.005～0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.005～0.050%、Nb：0.020～0.080%，且包含其餘部分Fe及不可避免之雜質的組成之鋼素材，上述退火步驟係最高到達溫度設為800～900℃且具有兩階段之加熱與兩階段之冷卻的步驟，上述兩階段之加熱包括：第一階段加熱，以0.5～5.0℃/s之平均升溫速度自50℃加熱至(最高到達溫度-50℃)～(最高到達溫度-10℃)之溫度區域之第一階段加熱到達溫度，與第二階段加熱，自該溫度區域至上述最高到達溫度為止之升溫時間設為30～150s，上述兩階段之冷卻包括：第一階段冷卻，自上述最高到達溫度起以10～40℃/s之平均冷卻速度之第一階段冷卻速度進行冷卻，與第二階段冷卻，繼而以平均冷卻速度為(0.2～0.8)×第一階段冷卻速度之冷卻速度及第一階段冷卻與第二階段冷卻之總冷卻時間之0.2～0.8之冷卻時間，冷卻至400～500℃之溫度區域之冷卻停止溫度，於上述第二階段冷卻結束後，於400℃～500℃之溫度區域滯留100～1000 s。
(4)如(3)之高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除上述組成以外，上述鋼素材進而以質量%計含有Ca：0.0001～0.0050%。
根據本發明，可穩定且廉價地製造如下之高強度冷軋鋼板，而於產業上發揮顯著效果，該高強度冷軋鋼板係滿足拉伸強度TS為590MPa以上之高強度，及強度-伸展率平衡性TS×El為16000MPa%以上、強度-擴孔率平衡性TS×λ為40000MPa%以上之具有優異之伸展凸緣性，適合用於壓製成形為複雜形狀之汽車零件用途的高強度冷軋鋼板。
首先，對本發明冷軋鋼板之組成限定原因進行說明。以下，只要無特別規定，則質量%簡稱為%。
C：0.050～0.090%
C係固溶於鋼中或以碳化物之形式析出而使鋼強度增加的元素，又，經由淬火性之增強，易形成作為低溫變態相之變韌鐵相或麻田散鐵相，藉由組織強化而有助於增加鋼板強度。為了利用此種作用而確保拉伸強度TS為590MPa以上，需要含有0.050%以上。另一方面，含量超過0.090%會對點焊性產生不良影響並且使麻田散鐵相過度硬質化，因而使伸展凸緣性降低。因此，C限定為0.050～0.090%之範圍。再者，較佳為0.060～0.080%。
Si：0.05%以下
若大量含有Si，則會發生硬質化而導致加工性降低。又，若大量含有Si，則尤其於退火時會生成Si氧化物，而產生阻礙化成皮膜處理性等不良影響。基於此種情況，Si於本發明中視為雜質，宜儘可能減少含量，並限定為0.05%以下。
Mn：1.5～2.0%
Mn係固溶而使鋼之強度增加並且通過提昇淬火性而有助於增加鋼強度的元素。此種作用係於含量為1.5%以上時變得顯著。另一方面，含量超過2.0%時，淬火性提昇，導致低溫變態相之生成量過度增加，故而進行鋼板之過度硬質化，變得難以確保所需之肥粒鐵相分率，壓製成形性降低。因此，Mn限定為1.5～2.0%之範圍。再者，較佳為1.6～1.9%。
P：0.030%以下
P會造成晶界偏析，產生使延展性或韌性降低之不良影響。又，P會使點焊性降低。因此，宜儘可能減少P含量，但過度降低會使用以脫磷之精煉時間延長，生產效率降低，而導致製造成本高昂，因而較佳為設為0.001%以上。又，含量超過0.030%會導致點焊性顯著降低。因此，P限定為0.030%以下。再者，較佳為0.001%以上、未滿0.020%。
S：0.0050%以下
S於鋼中不僅大多以夾雜物之形式存在且對強度幾乎無助益，而且會形成粗大之MnS，使延展性降低，尤其於伸展凸緣成形時成為裂痕起點而使伸展凸緣性降低，因此較佳為儘可能減少。但是，過度減少會使製鋼步驟中之脫硫時間延長，生產效率降低，導致製造成本高昂，因而較佳為設為0.0001%以上。若含量超過0.0050%，則伸展凸緣性顯著降低，因而S限定為0.0050%以下。再者，較佳為0.0001～0.0030%。
Al：0.005～0.1%
Al係發揮去氧劑之作用之元素，為了充分獲得其效果，需要含有0.005%以上。另一方面，若含量超過0.1%，則會使閃光對點焊接等之焊接性降低，並且Al添加效果飽和，因大量添加而導致製造成本高昂。因此，Al限定為0.005～0.1%之範圍。再者，較佳為0.02～0.06%。
N：0.01%以下
N於本發明中為雜質，但有時會以固溶N之形式使耐時效性降低，較佳為儘可能減少，但過度減少會使精煉時間延長，導致製造成本高昂，因而就經濟性之觀點而言，較佳為設為0.0020%左右以上。另一方面，含量超過0.01%時，有發生坯裂、坯內部缺陷等之傾向增強，而產生表面瑕疵之虞。因此，N限定為0.01%以下。再者，較佳為0.0050%以下。
Ti：0.005～0.050%
Ti係形成碳氮化物而具有抑制於坯加熱時等之沃斯田鐵粒粗大化之作用的元素，有效地利於熱軋板組織、退火後之鋼板組織之微細化、均勻化。為了獲得此種效果，需要含有0.005%以上。另一方面，含量超過0.050%會使析出物於肥粒鐵相中過度生成，而降低肥粒鐵相之延展性。又，進一步過度含有Ti會使熱軋板過度硬化，使熱軋時或冷軋時之軋壓負荷增大。因此，Ti限定為0.005～0.050%之範圍。再者，較佳為0.010～0.0040%。
Nb：0.020～0.080%
Nb係藉由固溶於鋼中進行固溶強化，或藉由形成碳氮化物進行析出強化而有助於鋼板強度增加之元素，為了獲得此種效果，需要含有0.020%以上。另一方面，含量超過0.080%之過度含有會使析出物於肥粒鐵相中過度生成，使肥粒鐵相之延展性降低並且使熱軋板過度硬化，而使熱軋時或冷軋時之軋壓負荷增大。因此，Nb限定為0.020～0.08%之範圍。再者，較佳為0.030～0.050%。
如此，Ti係藉由抑制沃斯田鐵粒之粗大化，而有助於熱軋板組織、退火後之鋼板組織之微細化、均勻化，另一方面，Nb係藉由固溶於鋼中進行固溶強化，或藉由形成碳氮化物進行析出強化而有助於鋼板強度之增加。於本發明中，係複合並含有具有此種作用之Ti與Nb。再者，於複合含有時，於本發明中，較佳為將Nb之含量設為高於Ti之含量。
藉由於將Ti與Nb複合而含有時將Nb含量設為高於Ti含量，與單獨含有Ti或雖然複合含有Ti與Nb、但Nb含量小於Ti含量之情形相比，獲得晶粒均勻、微細之組織。因此，彎曲特性提昇。此種效果藉由將(Nb含量)與(Ti含量)之比Nb/Ti設為1.5以上而變得顯著。再者，Nb/Ti較佳為1.8以上、5.0以下。
Nb、Ti於熱軋之加熱階段進行部分再溶解，但於其後之粗軋、精軋、進而捲取之階段，以Ti系碳氮化物或Nb系碳氮化物之形式析出。Ti系碳氮化物於高溫下析出，另一方面，Nb系碳氮化物於低於Ti系碳氮化物之溫度下析出。因此，Ti系碳氮化物具有於高溫下之滯留時間較長，晶粒成長而粗大化之傾向。另一方面，由於Nb系碳氮化物之析出溫度低於Ti系碳氮化物，故而形成微細且相對細密之分佈。微細之碳氮化物具有晶粒之釘紮效果，於退火時，可延緩冷軋組織之恢復、再結晶、晶粒成長，而使最終獲得之鋼板之組織成為均勻微細之組織。藉由使Ti與Nb複合而含有，可形成此種均勻微細之組織，使鋼板之彎曲特性顯著提昇。
上述成分為基本成分，於本發明中除基本成分以外亦可視需要進而含有Ca：0.0001～0.0050%。
Ca：0.0001～0.0050%
Ca係有效地利於控制夾雜物之形態的元素，例如將於冷軋步驟伸展而形成板狀夾雜物之MnS轉化為作為球狀夾雜物之CaS，於退火步驟之前控制夾雜物之形態，而使延展性、伸展凸緣性提昇。此種效果於含量為0.0001%以上時可見，但即使含量超過0.0050%，效果亦飽和，無法期待與含量相符之效果。因此，於含有Ca之情形時，Ca較佳為限定為0.0001～0.0050%之範圍。再者，更佳為0.0005～0.0020%。
上述成分以外之其餘部分Fe及不可避免之雜質。
繼而，對本發明冷軋鋼板之組織限定原因進行說明。
本發明之冷軋鋼板具有以體積%計包含50～77%之肥粒鐵相、20～50%之變韌鐵相、2～10%之麻田散鐵相及1～5%之殘留沃斯田鐵相的組織。
肥粒鐵相：50～77%
肥粒鐵相為軟質，有助於冷軋鋼板之延展性(伸展性)。為了獲得此種效果，需要將肥粒鐵相之體積分率設為50%以上。另一方面，含量超過77%之大量含有會變得無法確保所需之高強度(TS：590MPa以上)。因此，肥粒鐵相之體積分率限定為50～77%之範圍。再者，較佳為50～65%，更佳為50～60%。又，若肥粒鐵相之結晶粒徑過大，則低溫變態相局部存在，而導致不均勻變形，難以確保優異之成形性。另一方面，若肥粒鐵相之結晶粒徑變細，則低溫變態相與肥粒鐵鄰接，阻礙肥粒鐵相之變形，變得難以確保優異之成形性。因此，肥粒鐵相之平均結晶粒徑較佳為設為1～10μm之範圍。
變韌鐵相：20～50%
變韌鐵相為低溫變態相之一，為了確保所需之高強度，於本發明中需要含有20%以上。另一方面，含量超過50%之過度含有會使鋼板過度硬質化，成形性降低。因此，變韌鐵相之體積分率限定為20～50%之範圍。再者，較佳為30～50%，更佳為超過30%且50%以下，進而較佳為35～45%。又，若變韌鐵相之平均結晶粒徑超過10μm而變大，則組織成為不均勻組織，於成形時產生不均勻之變形，難以確保優異之成形性。另一方面，若變韌鐵相之平均結晶粒徑未滿1μm而變小，則變韌鐵相對加工時之變形能力之助益變大，阻礙肥粒鐵相之變形，變得難以確保優異之成形性。因此，變韌鐵相之平均結晶粒徑較佳為設為1～10μm之範圍。
再者，變韌鐵相與麻田散鐵相之比率亦重要。由於變韌鐵相與麻田散鐵相相比為軟質，且與肥粒鐵相之強度差(硬度差)小於麻田散鐵相，於成形時鋼板整體均勻地變形，故而尤其就伸展凸緣性之提高之觀點而言比麻田散鐵相有利。因此，於本發明中，低溫變態相係以變韌鐵相為主體，且麻田散鐵相限於少量含有。藉此，可確保所需之高強度，並且確保伸展凸緣性等優異之成形性。再者，本發明之低溫變態相係指變韌鐵相、麻田散鐵相。
又，變韌鐵相亦有效地利於提昇彎曲加工性。藉由形成除肥粒鐵相以外，亦分散存在規定量之變韌鐵相分散的組織，可使彎曲應變不局部集中而均勻地變形。為此，較佳為分散20%以上、較佳為超過30%變韌鐵相為。其原因在於：於變韌鐵相未滿20%或為30%以下而較少之情形時，有時軟質之肥粒鐵相與硬質之麻田散鐵相及殘留沃斯田鐵相之組織分率變多，於彎曲成形時，有時應變集中於軟質相與硬質相之界面而產生裂痕。藉由存在規定量之具有中間硬度之變韌鐵相，於彎曲成形時應變不局部集中而分散應變，因而可實現均勻之變形。
麻田散鐵相：2～10%
麻田散鐵相作為低溫變態相為硬質，對鋼板強度之增加大有助益。但是，於衝壓剪切加工時，因麻田散鐵相與肥粒鐵相之硬度差而導致於麻田散鐵相與肥粒鐵相之界面產生許多空隙，於壓製成形過程中該等空隙連結，形成龜裂，進而該龜裂伸展而成為裂痕。因此，大量存在麻田散鐵相會使伸展凸緣性降低。若麻田散鐵相之體積分率超過10%而變大，則強度變得過高，延展性顯著降低，並且麻田散鐵相與肥粒鐵相之界面增加，變得難以確保優異之伸展凸緣性。另一方面，若麻田散鐵相之體積分率未滿2%而變少，則雖然因於組織中之分散變廣故而對伸展凸緣性之影響變少，但變得無法確保穩定所需之高強度。因此，麻田散鐵相之體積分率限定為2～10%之範圍。再者，較佳為4～8%。
再者，麻田散鐵相之平均結晶粒徑較佳為設為0.5～5.0μm之範圍。若麻田散鐵相之平均結晶粒徑未滿0.5μm，則形成硬質之麻田散鐵相微細分散至軟質之肥粒鐵相中之組織，因而會因較大之硬度差而導致變形不均勻，變得難以確保優異之成形性。又，若麻田散鐵相之平均結晶粒徑超過5.0μm而變得粗大，則由於麻田散鐵相分佈不均使組織變得不均勻，故而變形不均勻，變得難以確保優異之成形性。因此，麻田散鐵相之平均結晶粒徑較佳限定為0.5～5.0μm之範圍。
殘留沃斯田鐵相：1～5%
殘留沃斯田鐵相於成形加工時經由應變誘導變態而有助於延展性(均勻伸展)提高。但是，於殘留沃斯田鐵相中，C濃度增加而成為硬質，導致與肥粒鐵相之硬度差變大。因此，殘留沃斯田鐵相之存在成為使伸展凸緣性降低之重要原因。若殘留沃斯田鐵相超過5%而變多，則因與肥粒鐵相之硬度差而導致於衝壓剪切加工時，於殘留沃斯田鐵相與肥粒鐵相之界面產生許多空隙，於壓製成形過程中該等空隙連結，形成龜裂，進而該龜裂伸展而成為裂痕。另一方面，若殘留沃斯田鐵相之體積分率未滿1%而變少，則雖然因於組織中之分散變廣故而對伸展凸緣性之影響變少，但延展性之提昇較少。因此，殘留沃斯田鐵相之體積分率限定為1～5%之範圍。再者，較佳為1～3%。
上述相以外之其餘部分為不可避免地生成之雪明碳鐵相。只要不可避免地生成之雪明碳鐵相以體積分率計未滿3%，則對本發明之效果無影響。
再者，肥粒鐵相、變韌鐵相、麻田散鐵相等之平均結晶粒徑可利用光學顯微鏡(倍率：200～1000倍)進行5視野以上之觀察並鑑定組織後，藉由依據JIS法之切斷法或影像分析進行計算。
繼而，對本發明冷軋鋼板之較佳製造方法進行說明。
對上述組成之鋼素材依序實施熱軋步驟、冷軋步驟以及退火步驟，或進而進行調質軋壓步驟，製成冷軋鋼板。
鋼素材之製造方法無需特別限定，較佳為將上述組成之熔鋼利用轉爐法、電爐法等常用之熔化方法進行熔化，並利用連續鑄造法等常用之鑄造方法製成鋼坯等鋼素材。欲防止成分之宏觀偏析，鋼素材之鑄造方法較理想為連續鑄造法，但利用造塊法、薄鋼坯鑄造法亦無任何問題。
繼而對所獲得之鋼素材實施熱軋步驟，關於用以熱軋之加熱，除暫時冷卻至室溫，其後再加熱之方法以外，亦可無問題地應用不冷卻至室溫，而以被加熱之狀態送入至加熱爐中，或略微保溫後立即進行軋壓之直送軋壓、直接軋壓等節能製程。
熱軋步驟較佳為採用如下步驟：針對上述組成之鋼素材，於加熱或不加熱之情況下實施包括粗軋、精軋之常用熱軋，製成規定尺寸形狀之熱軋板，繼而進行捲取。於本發明中，只要可製成規定尺寸形狀之熱軋板即可，無需特別限定熱軋之條件，但較佳為設為下述條件。
鋼素材之加熱溫度較佳為設為1150℃以上。若加熱溫度未滿1150℃，則熱軋之軋壓負荷變大。再者，無需特別限定加熱溫度之上限，但就因晶粒粗大化、由氧化引起之氧化燒損等之觀點而言，較佳為設為1300℃以下。經加熱之鋼素材被粗軋而製成規定尺寸形狀之板片，對於粗軋之條件，只要可製成規定尺寸形狀之板片，則無需特別限定。繼而，對板片實施精軋而製成熱軋板。精軋時之精軋結束溫度較佳為設為880℃以上。若精軋結束溫度未滿880℃，則晶粒伸展，冷軋鋼板之加工性降低。因此，只要為本發明之鋼組成範圍，則精軋時之精軋結束溫度較佳為設為880℃以上。另一方面，無需特別限定精軋結束溫度之上限，但若變得過高，則由於存在晶粒粗大化，冷軋板之加工性降低之問題，故而較佳為設為約950℃左右以下。所獲得之熱軋板繼而捲取為線圈狀。至捲取為止之冷卻速度無需特別規定，只要為空氣冷卻以上之冷卻速度便足夠。再者，亦可視需要進行強制冷卻，例如進行50℃/s以上之急速冷卻。又，捲取溫度較佳為設為450～650℃。若捲取溫度未滿450℃，則熱軋板硬質化，冷軋負荷增大，難以確保冷軋軋縮率。另一方面，若超過650℃，則捲取後之冷卻速度於線圈內之長度方向、寬度方向產生偏差，組織變得不均勻，容易產生冷軋後之形狀不良。
繼而對熱軋板實施酸洗處理後，實施冷軋步驟。於冷軋步驟中，較佳為對熱軋板實施以規定冷軋軋縮率進行冷軋而製成冷軋板之常用冷軋。於本發明中，無需特別限定冷軋步驟之條件，但冷軋軋縮率較佳為根據熱軋板與製品板之板厚而決定。通常，只要冷軋軋縮率為30%以上，則於加工性、板厚精度之方面無特別問題。另一方面，若冷軋軋縮率超過70%，則對冷軋機之負荷變得過大，難以操作。
繼而對冷軋板實施退火步驟。本發明之退火步驟係具有兩階段之加熱與兩階段之冷卻之步驟。加熱中之最高到達溫度設為800～900℃，其後進行兩階段之冷卻。
若最高到達溫度未滿800℃，則加熱時之α→γ變態量較少，因此，到達最高到達溫度時之組織成為肥粒鐵較多之肥粒鐵+沃斯田鐵二相組織，因而最終獲得之鋼板組織之肥粒鐵相之組織分率變得過多，變得無法確保所需之高強度。另一方面，若最高到達溫度超過900℃，則沃斯田鐵(γ)成為單相、γ結晶粒粗大化，因而於其後之冷卻時，所生成之肥粒鐵相之組織分率變少，加工性降低並且所生成之肥粒鐵相或低溫變態相之結晶粒徑易變得粗大，導致伸展凸緣性降低。因此，最高到達溫度限定為800～900℃範圍之溫度。
兩階段之加熱包括第一階段加熱與隨後進行之第二階段加熱。加熱過程於調整肥粒鐵相或變韌鐵相之組織分率方面較為重要。第一階段加熱係將冷軋板以0.5～5.0℃/s之平均升溫速度至少自50℃加熱至(最高到達溫度-50℃)～(最高到達溫度-10℃)之溫度區域之第一階段加熱到達溫度的處理。再者，加熱至50℃為止之加熱條件無需特別限定，只要根據常用方法適當進行即可。若第一階段加熱時之升溫速度未滿0.5℃/s，則由於升溫速度過慢而進行沃斯田鐵粒之粗大化，故而於冷卻時因沃斯田鐵粒之粗大化而導致γ→α變態延遲，所生成之肥粒鐵相之組織分率減少，發生硬質化而使加工性降低。另一方面，若第一階段加熱時之升溫速度超過5.0℃/s而變快，則所生成之沃斯田鐵粒微細化，最終獲得之肥粒鐵相之組織分率變高，變得難以確保所需之高強度。因此，第一階段加熱時之升溫速度限定為平均0.5～5.0℃/s之範圍。再者，較佳為1.5～3.5℃/s。
又，若第一階段加熱到達溫度未滿(最高到達溫度-50℃)，則至最高到達溫度為止之第二階段加熱成為急速加熱，難以確保穩定所需之組織分率。另一方面，若第一階段加熱到達溫度超過(最高到達溫度-10℃)而變高，則至最高到達溫度為止之第二階段加熱成為緩慢加熱，於高溫區域之滯留時間延長，晶粒過度粗大化，導致加工性降低。因此，第一階段加熱到達溫度限定為(最高到達溫度-50℃)～(最高到達溫度-10℃)之溫度區域之溫度。
第二階段加熱係以自第一階段加熱到達溫度起至最高到達溫度為止之升溫時間成為30～150s之方式進行加熱之處理。若自第一階段加熱到達溫度起至最高到達溫度為止之升溫時間未滿30s，則至最高到達溫度為止之加熱變得過於迅速，α→γ變態緩慢，最終到達最高到達溫度時之肥粒鐵相之組織分率變高，變得無法確保所需之高強度。又，C、Mn等合金元素之擴散變得不充分，結果形成不均勻之組織，導致加工性降低。另一方面，若超過150s而變長，則結晶粒徑粗大化，加工性易降低。因此，第二階段加熱之升溫時間調整為30～150s之範圍。
於第二階段加熱結束後，立即進行冷卻。
加熱後之冷卻設為兩階段之冷卻。冷卻於調整軟質之肥粒鐵相與硬質之變韌鐵相之組織分率，而兼具拉伸強度TS為590MPa以上之高強度與優異之加工性方面較為重要。因此，為了可確保所需之金屬組織，冷卻時需要嚴密地調整冷卻模式，即冷卻速度、冷卻時間。兩階段之冷卻包括第一階段冷卻與隨後進行之與第一階段冷卻相比為緩慢冷卻之第二階段冷卻。第一階段冷卻與第二階段冷卻於調整肥粒鐵相與變韌鐵相之組織分率方面較為重要。
第一階段冷卻係自最高到達溫度起，以平均冷卻速度為10～40℃/s之冷卻速度(第一階段冷卻速度)進行冷卻之處理。若第一階段冷卻速度未滿10℃/s，則軟質之肥粒鐵相之組織分率變高，變得難以確保所需之高強度。另一方面，若第一階段冷卻速度為超過40℃/s之急速冷卻，則肥粒鐵相之生成量變少，鋼板硬質化而使加工性降低。
又，第二階段冷卻係繼第一階段冷卻後，根據第一階段冷卻速度，以(0.2～0.8)×(第一階段冷卻速度)之第二階段冷卻速度立即冷卻至400～500℃之第二階段冷卻停止溫度為止的處理。
若第二階段冷卻速度未滿0.2×(第一階段冷卻速度)，則冷卻過慢，促進軟質之肥粒鐵相之生成，變韌鐵相之組織分率變低，變得無法確保所需之高強度。另一方面，若超過0.8×(第一階段冷卻速度)，則冷卻過快，自變韌鐵變態開始至結束之滯留時間變短，變韌鐵相之組織分率變低，變得無法確保所需之高強度。因此，將第二階段冷卻速度限定為0.2～0.8×(第一階段冷卻速度)之範圍。於本發明中，為了確保所需之肥粒鐵相與變韌鐵相之分率，而分配第一階段冷卻與第二階段冷卻之冷卻時間。
即，第二階段冷卻之冷卻時間設為第一階段冷卻與第二階段冷卻的冷卻時間之合計即總冷卻時間之0.2～0.8。即，第二階段冷卻時間為(0.2～0.8)×總冷卻時間。若第二階段冷卻之冷卻時間未滿總冷卻時間之0.2，則以第一階段冷卻速度之冷卻時間變長，肥粒鐵相之生成量減少，變韌鐵相之組織分率變得過多，鋼板硬質化而變得無法確保所需之伸展凸緣性。另一方面，若超過總冷卻時間之0.8而變長，則第二階段冷卻之冷卻時間變得過長，自肥粒鐵變態開始至結束之經過時間變長，肥粒鐵相之生成量變多，變得無法確保所需之高強度。因此，將第二階段冷卻之冷卻時間限定為總冷卻時間之0.2～0.8。
又，若於第二階段冷卻時之冷卻停止溫度未滿400℃，則形成硬質之麻田散鐵相主體之組織，鋼板過度硬質化，導致伸展凸緣性降低。另一方面，若第二階段冷卻之冷卻停止溫度超過500℃，則形成變韌鐵相主體之組織，肥粒鐵相之組織分率降低，鋼板硬質化，又，生成波來鐵相，難以確保優異之加工性。因此，第二階段冷卻之冷卻停止溫度限定為400～500℃之範圍。
於冷卻結束後、即停止第二階段冷卻後，於本發明中係於400～500℃之區域滯留100～1000s。冷卻停止後之滯留時間之調整於調整變韌鐵相之組織分率方面較為重要。若滯留時間未滿100s，則由於自沃斯田鐵轉變為變韌鐵之變態不充分，未變態沃斯田鐵變態為麻田散鐵相，故而麻田散鐵相之組織分率增加，鋼板硬質化，導致加工性降低。另一方面，若滯留時間超過1000s而成為較長時間，則變韌鐵相之組織分率增加，而變得難以確保所需之優異加工性。因此，冷卻停止後之滯留時間限定為100～1000s。於上述滯留後，繼而進行冷卻，其條件無需特別限定，只要根據製造設備等而適當進行即可。
於退火步驟後，亦可進而對冷軋退火板實施用以進行形狀矯正或表面粗度調整之調質軋壓步驟。由於過度之調質軋壓會使晶粒伸展，而形成軋壓加工組織，故而延展性降低，加工性降低，因此調質軋壓步驟較佳為採用實施伸展率為0.05～0.5%之調質軋壓之步驟。
[實施例]
以下，基於實施例進而詳細地說明本發明。
將表1所示之組成之熔鋼於轉爐中熔化，藉由連續鑄造法製成鋼坯(鋼素材)。將該等鋼素材(鋼坯)作為起始素材，加熱至1200℃後，實施熱軋步驟，該熱軋步驟係以進行精軋結束溫度為900℃、捲取溫度為600℃之熱軋而製成熱軋板。繼而，對該熱軋板實施鹽酸酸洗後，實施進行冷軋而製成冷軋板之冷軋步驟及隨後進行之退火步驟，獲得板厚為1.4mm之冷軋退火板，該退火步驟係實施具有表2所示條件之兩階段之加熱、兩階段之冷卻之退火處理。
自所獲得之冷軋鋼板(冷軋退火板)採集試驗片，實施組織觀察試驗、拉伸試驗、擴孔試驗、彎曲試驗。試驗方法如下所述。
(1)組織觀察試驗
自所獲得之冷軋鋼板採集組織觀察用試驗片，研磨軋壓方向剖面，進行腐蝕(硝酸浸蝕液)，對板厚之1/4之位置，利用光學顯微鏡(倍率：1000倍)或掃描式電子顯微鏡(倍率：3000倍)進行視野數為5視野以上之觀察並攝像。由所獲得之組織照片進行組織之鑑定並且求出各相之粒徑、組織分率(體積%)。
肥粒鐵相之平均結晶粒徑係依據JIS G 0552所規定之方法並藉由切斷法而求出。又，對變韌鐵相、麻田散鐵相亦同樣地進行。
又，使用倍率為1000倍之組織照片，利用影像分析裝置求出任意設定之組織照片上之100×100mm之正方形區域內所存在之各相之佔有面積，並換算為各相之組織分率(體積%)。自沃斯田鐵相區別作為低溫變態相之變韌鐵相、麻田散鐵相係使用倍率為3000倍之組織照片，於肥粒鐵相以外之低溫變態相中，將觀察到碳化物之相設為變韌鐵相，將未觀察到碳化物而觀察為平滑之相者設為麻田散鐵相或殘留沃斯田鐵相。再者，殘留沃斯田鐵量係藉由X射線繞射而求出。而且，將肥粒鐵相、變韌鐵相、殘留沃斯田鐵相以外之其餘部分設為麻田散鐵相之組織分率。
(2)拉伸試驗
自所獲得之冷軋鋼板，以軋壓方向與直角方向成為拉伸方向之方式，依據JIS Z 2201之規定，採集JIS 5號拉伸試驗片，依據JIS Z 2241之規定進行拉伸試驗，求出拉伸特性(降伏強度YS、拉伸強度TS、伸展率El)。
(3)擴孔試驗
自所獲得之冷軋鋼板採集試驗片(大小：100×100mm)，基於日本鋼鐵聯合會規格JFST1001之規定，實施擴孔試驗。於試驗片上衝壓初始直徑d0 為10mmΦ 之孔，於該孔中插入頂角為60°之圓錐打孔機並使其上升，而將該孔擴張，於龜裂貫穿板厚時，停止圓錐打孔機之上升，測定龜裂貫穿後之衝壓孔之直徑d，求出擴孔率λ(%)。擴孔率λ係根據下式算出。
λ(%)={(d-d0 )/d0 }×100
再者，針對同一鋼板進行3次試驗，將其平均值設為該鋼板之擴孔率λ。
(4)彎曲試驗
自所獲得之冷軋鋼板採集彎曲試驗片(大小：40×50mm)，以前端彎曲半徑R=1.0mm實施90°V形彎曲，目視觀察有無彎曲頂點之裂痕，評價彎曲性。
將所獲得之結果示於表3。
本發明例之任意者均具有滿足拉伸強度TS為590MPa以上之高強度，及強度-伸展率平衡性TS×El為16000MPa%以上、強度-擴孔率平衡性TS×λ為40000MPa%以上之優異伸展凸緣性，並且具有可耐受強烈彎曲之優異彎曲性的高強度冷軋鋼板。另一方面，脫離本發明範圍之比較例之強度不足或伸展率El較低，或TS×El未滿16000MPa%而伸展凸緣性降低。又，滿足拉伸強度TS為590MPa以上之比較例的擴孔率較低，TS×λ未滿40000MPa%。
組成脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.8、No.9)之肥粒鐵相較少而無法確保所需之組織，伸展率El較低，伸展凸緣性、彎曲加工性降低。
退火步驟中之升溫速度緩慢且脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.10)、最高到達溫度較高而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.13)、第二階段加熱之升溫時間較長而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.15)、第一階段冷卻之冷卻速度較快而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.17)、第二階段冷卻之冷卻速度較快而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.19)、第二階段冷卻之冷卻時間較短而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.20)、第二階段冷卻停止溫度較高而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.23)、滯留時間脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.24、No.25)之任意者均肥粒鐵相之組織分率較少而伸展凸緣性降低。又，滯留時間較長而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.25)，其變韌鐵相之組織分率脫離本發明之範圍，伸展凸緣性降低。
又，退火步驟中之升溫速度較快而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.11)、最高到達溫度較低而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.12)、第二階段加熱之升溫時間較短而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.14)、第一階段冷卻之冷卻速度緩慢而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.16)、第二階段冷卻速度緩慢而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.18)、第二階段冷卻之冷卻時間較長而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.21)之任意者均肥粒鐵相之組織分率過多，變韌鐵相或麻田散鐵相之組織分率較少，無法確保所需之高強度。第二階段冷卻停止溫度較低而脫離本發明範圍之比較例(鋼板No.22)的麻田散鐵相之組織分率脫離本發明之範圍，伸展凸緣性降低。

Claims (4)

  1. 一種伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板，其特徵在於：具有以質量%計含有C：0.050～0.090%、Si：0.05%以下、Mn：1.5～2.0%、P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Al：0.005～0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.005～0.050%、Nb：0.020～0.080%，且包含其餘部分Fe及不可避免之雜質的組成，與以體積%計包含50～77%之肥粒鐵相、20～50%之變韌鐵相、2～10%之麻田散鐵相及1～5%之殘留沃斯田鐵相之組織。
  2. 如申請專利範圍第1項之高強度冷軋鋼板，其中，除上述組成以外，進而以質量%計含有Ca：0.0001～0.0050%。
  3. 一種伸展凸緣性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法，其特徵在於：於對鋼素材依序實施熱軋步驟、冷軋步驟及退火步驟而製成冷軋鋼板時，上述鋼素材設為以質量%計含有C：0.050～0.090%、Si：0.05%以下、Mn：1.5～2.0%、P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Al：0.005～0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.005～0.050%、Nb：0.020～0.080%，且包含其餘部分Fe及不可避免之雜質的組成之鋼素材，上述退火步驟係最高到達溫度設為800～900℃且具有兩階段之加熱與兩階段之冷卻之步驟，上述兩階段之加熱包括：第一階段加熱，以0.5～5.0℃/s之平均升溫速度自50℃加熱至(最高到達溫度-50℃)～(最高到達溫度-10℃)之溫度區域之第一階段加熱到達溫度，與第二階段加熱，自該溫度區域起至上述最高到達溫度為止之升溫時間設為30～150s；上述兩階段之冷卻包括：第一階段冷卻，自上述最高到達溫度起以平均冷卻速度為10～40℃/s之第一階段冷卻速度進行冷卻，與第二階段冷卻，繼而以平均冷卻速度為(0.2～0.8)×第一階段冷卻速度之冷卻速度及第一階段冷卻與第二階段冷卻之總冷卻時間之0.2～0.8之冷卻時間，冷卻至400～500℃之溫度區域之冷卻停止溫度，於上述第二階段冷卻結束後，於400℃～500℃之溫度區域滯留100～1000 s。
  4. 如申請專利範圍第3項之高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除上述組成以外，上述鋼素材進而以質量%計含有Ca：0.0001～0.0050%。
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