TWI457448B - High strength cold rolled steel sheet with excellent local deformation ability and manufacturing method thereof - Google Patents

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Kunio Hayashi
Riki Okamoto
Nobuhiro Fujita
Kohichi Sano
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種彎曲、拉伸凸緣、去毛刺加工等的局部變形能力優良之高強度冷軋鋼板，且汽車零件等係主要用途。
本申請係基於2011年4月13日在日本提出申請之特願2011-089250號而主張優先權，且將其內容引用於此。
 發明背景
為了抑制來自汽車的二氧化碳氣體排出量，係使用高強度鋼板而進行汽車車體的輕量化。又，為了確保搭乘者的安全性，汽車車體係除了軟鋼板以外，亦逐漸地使用許多高強度鋼板。今後為了進一步地進行汽車車體的輕量化，必須將高強度鋼板使用強度水準提高至先前以上的水準，例如為了在車盤零件(undercarriage parts)使用高強度鋼板，必須改善用以去毛刺加工之局部變形能力。
但是，一般而言，將鋼板高強度化時，成形性會低落，如非專利文獻1，對壓伸成形和鼓脹成形係重要的均勻伸長會低落。對此，如非專利文獻2，係揭示一種藉由將鋼板的金屬組織複合化，雖然相同強度但是能夠確保均勻伸長之方法。
另一方面，亦有揭示關於改善以彎曲成形、擴孔加工和去毛刺加工為代表的局部延展性之鋼板的金屬組織控制 法。在非專利文獻3，揭示控制夾雜物和單一組織化，進而減低組織間的硬度差時，對彎曲性和擴孔加工係有效果的。
這是藉由使用組織控制而使其單一組織來改善擴孔性，為了使其單一組織，如非專利文獻4，從沃斯田鐵單相的熱處理係成為製法的基本。而且，由於與延展性並存，非專利文獻4係揭示一種技術，其係藉由熱軋後的冷卻控制來進行金屬組織控制，且藉由控制析出物及控制變態組織而得到適當的分率之肥粒鐵(ferrite)及變韌鐵。
另一方面，專利文獻1係揭示一種手法，其係藉由控制熱軋的精加工溫度、精加工輥軋的壓下率及溫度範圍，來促進沃斯田鐵(austenite)的再結晶且抑制輥軋集合組織的發達，而且使結晶方位隨機化，來提升強度、延展性、擴孔性。
先前技術文獻 專利文獻
[專利文獻1]特開2009-263718號公報
非專利文獻
[非專利文獻1]岸田、新日鐵技報(1999)第371期，第13頁
[非專利文獻2]O.Matsumura等人，Trans.ISIJ(1987)第27卷，第570頁
[非專利文獻3]加藤等、製鐵研究(1984)第312卷，第41頁
[非專利文獻4]K.Sugimoto等人，ISIJ International (2000)第40卷，第920頁
 發明概要
如上述，使局部變形能力變差之重要原因係組織間硬度差、非金屬夾雜物、發達的輥軋集合組織等各式各樣的“不均勻性”。其中係被認為影響最大係如上述非專利文獻3所表示之組織間硬度差，作為其他有力的支配因素，可舉出在專利文獻1所表示之發達的輥軋集合組織。該等要素係複合地互相糾纏而決定鋼板局部變形能力。因此，為了使藉由控制集合組織之局部變形能力的上升量為最大化，同時進行組織控制來盡力排除起因於組織間硬度差之不均勻性係必要的。
因此本申請發明係藉由在控制集合組織之同時，變韌鐵的面積率係設為95%以上，而提供改善高強度鋼板的局部延展性，同時亦能夠改善鋼板內的異方向性之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板及其製造方法。
依照先前的知識時，如前述，擴孔性和彎曲性等的改善係藉由夾雜物控制、析出物微細化、組織均質．單相化及減低組織間的硬度差等來進行。但是只有這樣時，添加有Nh、Ti等之高強度鋼板時，會擔心對異方向性的影響。這是因為會產生犧牲其他的成形性因素、或是限定成形前坯料之採取方向等的問題，且用途亦受到限定。
因此為了使擴孔性、彎曲加工性提升，本發明者等係重新著眼於鋼板的集合組織之影響而詳細地調査、研究其作用效果。其結果，清楚明白藉由控制特定的結晶方位群之各方位的強度，不會使伸長和強度大幅度地低落而能夠飛躍地提升局部變形能力。應該強調之處，係藉由控制其集合組織之局部變形能力的提升量，係非常地依存於鋼組織，藉由變韌鐵的面積率係設為95%以上的金屬組織，能夠擔保鋼的強度，並且將局部變形能力的提升量最大化。並且，發現在將特定的結晶方位群的各方位之強度控制之後的組織，粒單元的大小係對局部延展性造成重大的影響。
通常，在低溫生成相(變韌鐵、麻田散鐵(martensite)等)摻雜而成之組織，結晶粒的定義係非常含糊且難以定量化。對此，本發明者等係發現如以下進行而規定結晶粒的“粒單元”時，能夠解決結晶粒的定量化之問題。
在本發明所規定之結晶粒的“粒單元”係在使用EBSP(Electron Back Scattering Pattern：電子背散射繞射圖)之鋼板的方位解析，如以下進行而規定。亦即，在使用EBSP之鋼板的方位解析，例如，以1500倍的倍率且0.5μm以下的測定位移進行方位測定，且將相鄰測定點的方位差為大於15°的位置設作結晶粒的境界。而且，將被該境界包圍的區域規定為結晶粒的“粒單元”。
針對如此進行而規定之粒單元的結晶粒，求取圓相當直徑d，且以4/3 π d3 求取各個粒單元的結晶粒的體積。而且，算出體積的加權平均值而求取體積平均直徑(Mean Volume Diameter)。
本發明係基於前述的知識而構成，其宗旨係如以下。
[1]一種具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其係以質量%計，含有C：0.02%以上且0.20%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.01%以上且4.0%以下、P：0.001%以上且0.15%以下、S：0.0005%以上且0.03%以下、Al：0.001%以上且2.0%以下、N：0.0005%以上且0.01%以下、O：0.0005%以上且0.01%以下、，且限制為Si+Al：小於1.0%，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成，在金屬組織之變韌鐵(bainite)的面積率為95%以上，在從鋼板表面5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>的各結晶方位所表示之{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值為4.0以下，而且{332}<113>的結晶方位的極密度為5.0以下，且前述金屬組織的結晶粒的體積平均直徑為7μm以下。
[2]如[1]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其中前述變韌鐵的結晶粒之中，輥軋方向的長度dL與板厚 度方向的長度dt之比：dL/dt為3.0以下的結晶粒之比率為50%以上。。
[3]如[1]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其中以質量%計，進一步含有Ti：0.001%以上且0.20%以下、Nb：0.001%以上且0.20%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：0.001%以上且1.0%以下之1種或2種以上。
[4]如[1]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其中以質量%計，進一步含有B：0.0001%以上且0.0050%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、As：0.0001%以上且0.50%以下之1種或2種以上。
[5]如[1]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其中以質量%計，進一步含有Mg：0.0001%以上且0.010%以下、 REM：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.010%以下之1種或2種以上。
[6]如[1]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其中在表面係具備熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。
[7]一種具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板之製造方法，其係將由以質量%計，含有C：0.02%以上且0.20%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.01%以上且4.0%以下、P：0.001%以上且0.15%以下、S：0.0005%以上且0.03%以下、Al：0.001%以上且2.0%以下、N：0.0005%以上且0.01%以下、O：0.0005%以上且0.01%以下、，且限制為Si+Al：小於1.0%，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼片，在1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍進行第1熱軋，該第1熱軋係進行一次以上之壓下率40%以上的輥軋，藉由前述第1熱軋，使沃斯田鐵粒徑為200μm以下，在以下述式(1)決定之溫度T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域，進行第2熱軋，該第2熱軋係至少一次是以1道次進行壓下率30%以上的輥軋，使在前述第2熱軋的合計壓下率為50%以上， 在前述第2熱軋，進行壓下率為30%以上的最後壓下之後，係以等待時間t秒為滿足下述式(2)的方式開始一次冷卻，使在前述一次冷卻之平均冷卻速度為50℃/秒以上，且在使前述一次冷卻的溫度變化為40℃以上140℃以下的範圍進行，進行壓下率30%以上且70%以下的冷軋，在Ae3~950℃的溫度區域保持1~300秒，在Ae3~500℃的溫度區域，以平均冷卻速度10℃/s以上且200℃/s以下進行二次冷卻，在350℃以上且500℃以下的溫度區域，進行保持滿足下述式(4)之t2秒以上且400秒以下之過時效熱處理，T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………(1) t≦2.5×t1………(2)在此，t1係以下述式(3)求取，t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(3)在此，在上述式(3)，Tf係壓下率為30%以上的最後壓下後之鋼片的溫度、P1係30%以上的最後壓下之壓下率，log(t2)=0.0002(T2-425)2 +1.18………(4)在此，T2係過時效處理溫度，t2的最大值係設為400。
[8]如申請專利範圍[7]之具優異局部變形能力之高強 度冷軋鋼板的製造方法，其中在小於T1+30℃的溫度範圍之 合計壓下率為30%以下。
[9]如[7]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒係進一步滿足下述式(2a)，t<t1………(2a)。
[10]如[7]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒係進一步滿足下述式(2b)，t1≦t≦t1×2.5………(2b)。
[11]如[7]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中在輥軋機座之間開始前述一次冷卻。
[12]如[7]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中前述冷軋後，在行加熱至Ae3~950℃的溫度區域時，使室溫以上且650℃以下的平均加熱速度為以下述式(5)表示之HR1(℃/秒)，且使大於650℃至Ae3~950℃的平均加熱速度為以下述式(6)表示之HR2(℃/秒)，HR1≧0.3………(5) HR2≦0.5×HR1………(6)。
[13]如[7]之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中進一步在表面形成熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。
依照本發明，藉由控制鋼板的集合組織及鋼組織，能夠得到彎曲、拉伸凸緣、去毛刺加工等的局部變形能力優 良之高強度冷軋鋼板。
圖式簡單說明
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值與板厚度/最小彎曲半徑之關係。
第2圖係顯示{332}<113>方位的極密度與板厚度/最小彎曲半徑之關係。
第3圖係顯示在粗輥軋之40%以上的輥軋次數與粗輥軋的沃斯田鐵粒徑之關係。
第4圖係顯示T1+30~T1+200℃的壓下率與{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值之關係。
第5圖係顯示T1+30~T1+200℃的壓下率與{332}<113>的結晶方位的極密度之關係。
第6圖係連續熱軋線的說明圖。
第7圖係顯示本發明鋼及比較鋼之強度與擴孔性之關係。
第8圖係顯示本發明鋼及比較鋼之強度與彎曲性之關係。
 用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本發明的內容。
(結晶方位)
首先，針對在從鋼板表面5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值、及{332}<113>的結晶方位的極密度進行說明。
在本發明的冷軋鋼板，在從鋼板表面起5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值、及{332}<113>的結晶方位的極密度特別重要的特性值。
如第1圖所表示，在從鋼板表面5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部進行X射線繞射，來求取各方位的極密度時，藉由{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值為小於4.0，能夠滿足最近被要求之在骨架零件的加工所必要的板厚度/彎曲半徑≧1.5。並且，鋼組織為滿足變韌鐵分率95%以上時，可滿足板厚度/彎曲半徑≧2.5。將擴孔性和小的限界彎曲特性設作必要時，{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值係以小於3.0為佳。
該值為4.0以上時，雖然鋼板的機械特性之異方向性係變為非常強，進而可改善只有某方向的局部變形能力，但是在與其不同方向的材質係顯著地變差而無法滿足板厚度/彎曲半徑≧1.5。另一方面，雖然目前通常的連續熱軋步驟係難以實現，小於0.5時，會擔心局部變形能力變差。
在該方位群所含有的方位係{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>。
所謂極密度係與X射線隨機強度比同義。所謂極密度(X射線隨機強度比)，係將在特定方位不具有集積的標準試料與供試材料使用X射線繞射法等以同條件測定X射線強度，且將所得到之供試材料的X射線強度除以標準試料的X 射線強度而得到的數值。該極密度係亦能夠使用X射線繞射、EBSP(電子背散射繞射圖：Electron Back Scattering Pattern)法、或ECP(電子溝流圖：Electronic Channeling Pattern)法的任一者來測定。
例如，{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度係藉由從使用該等方法所測定之{110}、{100}、{211}、{310}極點圖之中，使用複數(較佳是3個以上)極點圖且使用級數展開法計算之三維集合組織(ODF)，求取{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位之極密度，且將該等極密度相加平均而求取上述方位群的極密度。而且，無法得到上述的全部方位之強度時，亦可以使用{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、及{223}<110>的各方位的極密度之相加平均來代替。
例如，上述各結晶方位的極密度將係在三維集合組織的Φ2=45°的剖面之(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、及(223)[1-10]的各強度直接使用即可。
而且，基於同樣的理由，在從鋼板表面5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之板面的{332}<113>的結晶方位之極密度，係必須是如第2圖之5.0以下。較佳是3.0以下時，可滿足最近被要求之在骨架零件的加工所必要的板厚度/彎曲半徑≧1.5。並且，鋼組織為滿足變韌鐵分率95%以上時，可滿足板厚度/彎曲半徑≧2.5。另一方面，{332}<113> 的結晶方位之極密度為大於5.0時，雖然鋼板的機械特性之異方向性係變為非常強，進而可改善只有某方向的局部變形能力，但是在與其不同方向的材質係顯著地變差而無法滿足板厚度/彎曲半徑≧1.5。又，雖然目前通常的連續熱軋步驟係難以實現，小於0.5時，會擔心局部變形能力變差。
雖然以上所敘述之結晶方位的極密度係對於彎曲加工時的形狀凍結性為重要之理由，未必必清楚明白，但是可推測與彎曲變形時的結晶滑動舉動有關係。
在X射線繞射、EBSP法、ECP法所供給的試料，係藉由機械研磨等而將鋼板從表面減厚至預定的板厚度。隨後，藉由化學研磨、電解研磨等除去變形，而以在板厚度的5/8~3/8的範圍之適當的面成為測定面之方式製作試料。例如，在從板寬度W的1/4W或3/4W位置，以30mmΦ的大小切取之鋼片，進行三山精加工(中心線平均粗糙度Ra：0.4a~1.6a)的磨削。隨後，藉由化學研磨或電解研磨除去變形而製作供給X射線繞射之試料。關於板寬度方向，係以在從鋼板的端部1/4或3/4的位置採取為佳。
當然，不僅是在從鋼板表面5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部，藉由在盡可能許多的厚度位置滿足上述的極密度之限定範圍，局延展性能力(局部伸長)係能夠更進一步地變為良好。但是，藉由測定從鋼板表面5/8~3/8的範圍，能夠大致地代替鋼板全體的材質特性。因此，將板厚度的5/8~3/8規定為測定範圍。
而且，以{hkl}<uvw>表示之結晶方位，係意味著鋼板 面的法線方向係與<hkl>平行，且輥軋方向係與<uvw>平行。結晶的方位係通常將與板面垂直的方位以[hkl]或{hkl}表示且將與輥軋方向平行的方位以(uvw)或<uvw>表示。{hkl}、<uvw>係等價面的總稱，[hkl]、(uvw)係指各個結晶面。亦即，因為在本發明係將體心立方構造作為對象，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面係等價且無法區別。此種情況，將該等的方位總稱而稱為{111}。因為ODF表示係在其他對稱性較低的結晶構造的方位表示亦能夠使用，雖然通常係將各個的方位以[hkl](uvw)表示，但是在本發明，[hkl](uvw)與{hkl}<uvw>係同義。藉由X射線之結晶方位的測定，係例如能夠依照新版Cullity X射線繞射要論(1986年發行、松村源太郎譯、AGNE股份公司出版)的第274~296頁所記載之方法進行。
(結晶粒的體積平均直徑)
本發明者等係針對熱軋鋼板的集合組織控制進行專心研討。其結果，得知在被如上述控制之條件下，集合組織之粒單元的結晶粒係對局部延展性造成非常重大的影響，藉由將結晶粒微細化，局部延展性能夠飛躍地提升。而且，如上述，結晶粒的“粒單元”係規定：在藉由EBSP之鋼板的方位解析，將方位差為大於15°的位置設作結晶粒的境界。
如此，雖然局部延展性提升的理由係未清楚明白。但是，認為鋼板的集合組織係隨機化且結晶粒係微細化時，以微小等級(micro order)產生的局部性應變之集中係受到抑制，使得變形均質化提高，且應變係以微小等級而均勻 地被分散之緣故。
即便個數為少量，結晶粒大者越多時，局部延展性的變差係越大。因此，結晶粒的尺寸不是通常的尺寸平均，以體積的加權平均定義之體積平均直徑係能夠得到局部延展性及較強的相間。為了得到此效果，結晶粒的體積平均直徑係有必要為7μm以下。為了進一步以高水準確保擴孔性，係以5μm以下為佳。而且，關於結晶粒的測定方法，係如前述。
(結晶粒的等軸性)
本發明者等係進一步追求局部延展性之結果，亦發現滿足上述的集合組織及結晶粒的尺寸之後，結晶粒係等軸性優良時，局部延展性提升。作為表示該等軸性之指標，係在以粒單元表示之結晶粒，結晶粒的冷軋方向的長度dL與板厚度方向的長度dt之比，dL/dt為3.0以下之等軸性優良的粒子之比率係在全變韌鐵粒之中，至少50%以上係必要的。小於50%時，局部延展性係變差。
(成分組成)
接著，敘述成分的限定條件。又，含量的%係質量%。
C：0.02%以上且0.20%以下
為了使鋼組織的95%以上為變韌鐵，而將C的下限設為0.02%。又，因為C係使強度増加之元素，為了確保強度，係以設為0.025%以上為佳。另一方面，C量大於0.20%時，因為有損害焊接性的情形，或是由於硬質組織的増加而有加工性變為非常差的情形，所以將上限設為0.20%。又，因 為C量為大於0.10%時，成形性係變差，所以將C量設為0.10%以下為佳。
Si：0.001%以上且2.5%以下
Si係用以提高鋼板的機械強度之有效的元素，大於2.5%時，因為加工性變差，或是產生表面傷痕，所以將此設為上限。又，Si量為大量時，因為化學法處理性低落，所以設為1.20%以下為佳。另一方面，因為在實用鋼，使Si為小於0.001%係困難的，所以將此設為下限。
Mn：0.01%以上且4.0%以下。
Mn亦是用以提高鋼板的機械強度之有效的元素，因為大於4.0%時加工性變差，所以將此設為上限。另一方面，因為在實用鋼，使Mn為小於0.01%係困難的，所以將此設為下限。又，除了Mn以外、抑制S引起產生熱龜裂之Ti等的元素係未充分地添加時，以質量%計，添加Mn/S≧20的Mn量為佳。而且，Mn係伴隨著其含量的増加，會使沃斯田鐵域溫度往低溫側擴大而使淬火性提升，而且使形成去毛刺性優良之連續冷卻變態組織變為容易之元素。因為Mn含量為小於1%時，該效果係不容易發揮，所以添加1%以上為佳。
P：0.001%以上且0.15%以下
S：0.0005%以上且0.03%以下
P與S的上限係各自設作P為0.15%以下，S為0.03%以下。這是為了防止加工性變差和熱軋或冷軋時的龜裂。下限係P、S均是設為能夠使用目前通常的精煉(包含二次精煉) 之值，P為0.001%，S為0.0005%。
Al：0.001%以上且2.0%以下
為了去氧，Al係添加0.001%以上。去氧係充分必要的場合，以添加0.01%以上為佳。又，Al亦是使γ→α變態點顯著地上升之元素。但是，太多時焊接性變差，將上限設為2.0%。較佳是1.0%以下。
N：0.0005%以上且0.01%以下
O：0.0005%以上且0.01%以下
N及O係不純物，為了不使加工性變差，均設為0.01%以下。下限係兩元素均是設為能夠使用目前通常的精煉(包含二次精煉)之0.0005%。但是，為了抑制製鋼成本極端地上升，以設為0.001%以上為佳。
Si+Al：小於1.0%
過剩地含有Si及Al時，因為會抑制過時效處理中的雪明碳鐵(cementite)析出且殘留沃斯田鐵分率會變為太大，Si與Al的合計添加量係設為小於1%。
Ti：0.001%以上且0.20%以下
Nb：0.001%以上且0.20%以下
V：0.001%以上且1.0%以下
W：0.001%以上且1.0%以下
而且，為了利用析出強化而得到強度時，亦可以使微細的碳氮化物生成。為了得到析出強化，添加Ti、Nb、V、W係有效的，含有該等的1種或2種以上均無妨。
為了藉由添加Ti、Nb、V、W而得到該效果，添加Ti 為0.001%、Nb為0.001%、V為0.001%以上、W為0.001%以上係必要的。析出強化係特別必要時，以添加Ti為0.01%以上、Nb為0.005%以上、V為0.01%以上、W為0.01%以上為佳。但是，即便過度的添加，強度上升係已飽和，並且，藉由抑制熱軋後的再結晶，來控制冷軋退火後的結晶方位控制係變為困難，將Ti設為0.20%以下，Nb設為0.20%以下，V設為1.0%以下，W設為1.0%以下係必要的。
B：0.0001%以上且0.0050%以下
Mo：0.001%以上且1.0%以下
Cr：0.001%以上且2.0%以下
Cu：0.001%以上且2.0%以下
Ni：0.001%以上且2.0%以下
Co：0.0001%以上且1.0%以下
Sn：0.0001%以上且0.2%以下
Zr：0.0001%以上且0.2%以下
As：0.0001%以上且0.50%以下
藉由使組織的淬火性上升且進行控制第二相而確保強度時，添加B、Mo、Cr、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、As的1種或2種以上係有效的。為了得到該效果，添加B為0.0001%以上，Mo、Cr、Cu、Ni為0.001%以上，Co、Sn、Zr、As為0.0001%以上係必要的。但是因為過度的添加係反而會使加工性變差，係將B的上限設為0.0050%，Mo的上限設為1.00%，Cr、Cu、Ni的上限設為2.0%，Co的上限設為1.0%，Sn、Zr的上限設為0.2%，As的上限設為0.50%。
Mg：0.0001%以上且0.010%以下
REM：0.0001%以上且0.1%以下
Ca：0.0001%以上且0.010%以下
為了提升局部成形能力且使夾雜物無害化，Mg、REM、Ca係重要的添加元素。為了得到該效果而將各自的下限設為0.0001%。另一方面，因為過剩添加係與清潔度的變差有關聯，將Mg為0.010%、REM為0.1%、Ca為0.010%設作上限。
(金屬組織)
其次，說明本發明之冷軋鋼板的金屬組織。
本發明之冷軋鋼板的金屬組織係變韌鐵的面積率為95%以上，較佳是變韌鐵單相。這是因為藉由使金屬組織為變韌鐵，強度與擴孔性的並存係成為可能。而且，因為該組織係藉由在比較高溫產生變態而生成，製造時不必冷卻至低溫，從材質安定性、生產性的觀點亦是較佳的組織。
作為剩餘部分，5%以下的共析前肥粒鐵(pro-eutectoid ferrite)、波來鐵(pearlite)、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵係被容許。共析前肥粒鐵係只要被充分析出強化時，沒有問題，依照成分而有成為軟質的情況，且面積率為大於5%時，由於與變韌鐵的硬度差異，擴孔性會若干低落。又，波來鐵係面積率為大於5%時，有損害強度、加工性之情形。麻田散鐵、加工誘發變態而成為麻田散鐵之殘留沃斯田鐵的面積率為各自為1%以上且成為大於5%時，在變韌鐵與比變韌鐵硬質的組織之介面會成為產生龜裂的起點且擴孔性變 差。
因此，使變韌鐵的面積率為95%以上時，因為剩餘部分的共析前肥粒鐵、波來鐵、麻田散鐵、殘留γ的面積率係成為5%以下，強度與擴孔性的平衡係變為良好。但是如上述，麻田散鐵係有必要設為小於1%。
在此，在本發明之所謂變韌鐵，係指如在日本鐵鋼協會基礎研究會變韌鐵調査研究部會/編；關於低炭素鋼的變韌鐵組織與變態舉動之最近的研究-變韌鐵調査研究部會最後報告書-(1994年日本鋼鐵協會)所記載，包含藉由擴散機構生成之多邊形肥粒鐵和波來鐵之微組織；以及被定義為位於與麻田散鐵的中間段階之連續冷卻變態組織(Zw)之微組織，其中該麻田散鐵係無擴散而藉由剪切機構生成。
亦即，所謂連續冷卻變態組織(Zw)，以光學顯微鏡觀察組織的方式係如上述參考文獻125~127項，被定義為：主要由Bainitic ferrite(變韌肥粒鐵)(α°B )、Granular bainitic ferrite(粒狀變韌肥粒鐵)(αB )、Quasi-polygonal ferrite(準-多邊形肥粒鐵)(αq )所構成，進一步含有少量的殘留沃斯田鐵(γr )、Martensite-austenite(麻田散鐵-沃斯田鐵)(MA)之微組織。
而且，所謂αq ，係與多邊形肥粒鐵(PF)同樣地，不會因蝕刻而出現內部構造，但是形狀為針狀(acicular)且與PF係能夠明確地被區別。在此，作為對象之結晶粒的周圍長度為lq，將其圓相當直徑設作dq時，該等的比(lq/dq)為滿足lq/dq≧3.5的粒子係αq 。
在本發明之所謂連續冷卻變態組織(Zw)，係定義為其中含有α°B 、αB 、αq 、γr 、MA之中任一種或二種以上之微組織。而且，少量的γr、MA係將其合計量設為3%以下。
該連續冷卻變態組織(Zw)係藉由使用NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)試藥的蝕刻之光學顯微鏡觀察時，有不容易辨別的情況，此時係使用EBSP-OIMTM 來辨別。
EBSP-OIM(電子背散射繞射圖-方位影像顯微鏡；Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy註冊商標)法係由以短時間測定照射點的結晶方位之裝置及軟體所構成，其係藉由對在掃描型電子顯微鏡SEM(Scaninng Electron Microscope)內高傾斜的試料照射電子射線，且使用高敏感度相機拍攝在後方散射而形成之菊池圖(kikuchi pattern)並且進行電腦影像處理。
EBSP法係能夠定量解析主體試料表面的微細構造和結晶方位，分析區域係亦取決於SEM的分解能力，在使用SEM能夠觀察的區域內時，最小能夠分析至20nm的分解能力。使用EBSP-OIM法之解析，係以數小時將欲分析的區域等間隔格柵(grid)狀地進行測繪數萬點。多結晶材料時，係能夠觀察試料內的結晶方位分佈和結晶粒大小。在本發明，係可以從將其各包體(packet)的方位差設為15°而測繪之影像，將能夠辨別者方便地定義為連續冷卻變態組織(Zw)。
又，共析前肥粒鐵的組織分率係使用裝備有EBSP-OIM之KAM(核心平均極向錯誤；Kernel Average Misorientation) 法而求取。KAM法係對各像素進行以下的計算：將測定數據之中的某正六角形的像素的相隣6個(第一近似)或是其更外側12(第二近似)、其又更外側的18個(第三近似)之像素間的方位差平均，且將其值設作其中心像素之值。
藉由以不越過晶界的方式實施該計算，能夠製作表達粒內的方位變化之圖。亦即，該圖係表示基於粒內的局部方位變化的應變之分佈。又，在本發明，解析條件係在EBSP-OIM之計算鄰接像素之間的方位差之條件係設為第三近似，且使其表示該方位差為5°以下者。
在本發明，所謂共析前肥粒鐵，係定義為上述的方位差第三近似為1°以下所算出之像素的面性分率為止的微組織。這是因為在高溫變態之多邊形的共析前肥粒鐵係藉由擴散變態而生成，位元錯密度小且粒內的應變少之緣故，所以結晶方位的粒內差小，依照以往本發明者所實施之各式各樣的調査結果，使用光學顯微鏡觀察能夠得到之多邊形的肥粒鐵體積分率與使用KAM法所測定之方位差第三近似為1°所能夠得到之區域的面積分率係大約相當一致之緣故。
(製造方法)
其次，敘述本發明之冷軋鋼板的製造方法。為了實現優良的局部變形能力，使形成具有預定的極密度之集合組織，及作為滿足結晶粒的微細化、結晶粒的等軸性、均質化的條件之鋼板係重要的。以下，詳細地記載用以同時滿足該等之製造條件。
又，在熱軋步驟之前所進行之製造方法係沒有特別限定。亦即，使用使用高爐(blast furnace)、電爐等之熔製，接著進行各種二次精煉步驟，其次，使用通常的連續鑄造、鋼錠(ingot)法的鑄造、以及薄塊鑄造法等的方法進行鑄造即可。連續鑄造時，係可以一次冷卻至低溫之後，再次加熱之後進行熱軋，且亦可以將鑄造厚塊(slab)連續地熱軋。原料亦可以使用廢鋼。
又，在熱軋，亦可以在輥軋後將板片(sheet bar)接合，來進行連續地精加工輥軋。此時，亦可以將粗鋼條一次捲取成為捲鋼狀，且按照必要收藏在具有保溫功能的外殼(cover)，而且再次退捲之後進行接合。
(第1熱軋)
將從加熱爐抽出的厚塊，供給至第1熱軋之粗輥軋步驟而進行粗輥軋來得到粗鋼條。本發明之具優異局部變形能力之高強度鋼板係能夠滿足以下的必要條件之情況。首先，粗輥軋後亦即精加工輥軋前的粗鋼條之沃斯田鐵粒徑係重要的，且精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑係以較小為佳，清楚明白200μm以下時，係非常有助於粒單元的微細化及主相的均質化。
在精加工輥軋前，為了得到該200μm以下的沃斯田鐵粒徑，係如第3圖，在1000℃以上且1200℃以下的溫度區域之粗輥軋，以至少40%以上的壓下率輥軋一次以上。
壓下率及其壓下的次數越大時，越能夠得到細粒，為了更有效率地得到該效果，使其為100μm以下的沃斯田鐵 粒徑為佳，因此，40%以上的輥軋係以進行二次以上為佳。但是，大於70%之壓下和大於10次之粗輥軋，會擔心溫度的低落和過剩地產生鏽垢。
如此，使精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑減小，對於通過在後面的精加工輥軋而促進沃斯田鐵的再結晶、控制最後組織的粒單元之微細、等軸化來改善局部變形能力係有效的。這推測係藉由粗輥軋後的(亦即精加工輥軋前的)沃斯田鐵晶界，其功能係作為精加工輥軋中的再結晶核之一。
為了確認粗輥軋後的沃斯田鐵粒徑，以將進入精加工輥軋前的板片盡可能急速冷卻為佳，使用10℃/s以上的冷卻速度將板片冷卻且將板片剖面的組織蝕刻而使沃斯田鐵晶界浮起，而且使用光學顯微鏡進行測定。此時，使用50倍以上的倍率且使用影像解析和點計演算法進行測定20視野以上。
(第2熱軋)
粗輥軋步驟(第1的熱軋)結束之後，開始第2熱軋之精加工輥軋步驟。從粗輥軋步驟結束至精加工輥軋步驟開始之時間係設為150秒以下為佳。
在精加工輥軋步驟(第2熱軋)，以使精加工輥軋開始溫度為1000℃以上為佳。精加工輥軋開始溫度小於1000℃時，在各精加工輥軋道次對輥軋對象的粗鋼條所賦予的輥軋溫度係低溫化，而成為在未再結晶溫度區域的壓下，致使集合組織發達且等方向性變差。
而且，精加工輥軋開始溫度的上限係沒有特別限定。 但是1150℃以上時，因為在精加工輥軋前及道次之間，有在鋼板肥粒鐵(sheet steel ferrite)與表面鏽垢之間，產生成為鱗狀紡錘鏽垢缺陷的起點之起泡之可能性，以小於1150℃為佳。
精加工輥軋係將取決於鋼板的成分組成之溫度設為T1，而在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域，進行至少一次係1道次且30%以上的輥軋。又，精加工輥軋係將合計的壓下率設為50%以上。藉由滿足該條件，在從鋼板表面5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值係小於4.0，且{332}<113>的結晶方位的極密度為5.0以下。藉此，能夠確保最後製品的局部變形能力。
在此，T1係使用下述式(1)算出之溫度。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………(1)
C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及V係各元素的含量(質量%)。
在第4圖及5圖，係顯示在各溫度區域的壓下率與各方位的極密度之關係。如第4圖及第5圖所表示，T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域之大壓下時及隨後之T1以上且小於T1+30℃的輕壓下，係如後述的實施例之表2、3所觀察到，將在從鋼板表面5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值、{332}<113>的結晶方位的極密度控制而飛躍地改善最 後製品的局部變形能力。
該T1溫度本身係經驗上求得者。本發明者等係將T1溫度作為基準，而藉由實驗而經驗上知道能夠在各鋼的沃斯田鐵區域促進再結晶。為了得到更良好的局部變形能力，蓄積在大壓下之應變係重要的，作為合計壓下率，必須50%以上。而且，以得到70%以上的壓下為佳，另一方面，得到大於90%之壓下率，必須確保溫度和施加過大的附加輥軋。
在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域之合計壓下率為小於50%時，在熱軋中所被蓄積的輥軋應變係不充分，致使沃斯田鐵的再結晶未充分地進行。因此，集合組織發達而等方向性變差。合計壓下率為70%以上時，即便考慮起因於溫度變動等之偏差亦能夠得到充分的等方向性。另一方面，合計壓下率為大於90%時，由於加工發熱，使在T1+200℃以下的溫度區域係變為困難，又，有輥軋荷重増加而輥軋變為困難之可能性。
為了促進利用因所蓄積的應變釋放引起均勻的再結晶，精加工輥軋係在T1+30℃以上且T1+200℃以下，至少一次係以1道次進行30%以上的輥軋。
而且，為了促進均勻的再結晶，盡可能將在T1+30℃小於的溫度區域的加工量抑制為較少係必要。因此，在小於T1+30℃壓下率係以30%以下為佳。從板厚度精度和板形狀的觀點，以10%以下的壓下率為佳。為了得到進一步的等方向性時，在小於T1+30℃的溫度區域之壓下率係以0%為 佳。
精加工輥軋係以在T1+30℃以上結束為佳。在小於T1+30℃的熱軋時，一次再結晶後之整粒的沃斯田鐵粒係進行伸展而有等方向性低落的可能性。
亦即，本發明的製造方法係在精加工輥軋，藉由使沃斯田鐵均勻．微細地再結晶來控制製品的集合組織，而改善擴孔性、彎曲性等的局部變形能力。
輥軋率係能夠從輥軋荷重、板厚度測定等藉由實績或計算來求得。溫度係能夠使用機座間溫度計來實測，又，能夠從線速和壓下率等考慮加工發熱之計算模擬而得到。藉此，本發明所規定之輥軋是否被進行，係能夠容易地確認。
在Ar3 以下結束熱軋時，在沃斯田鐵與肥粒鐵會成為2相域輥軋，在{100}<011>~{223}<110>方位群的集積係變強。其結果，局部變形能力係顯著地變差。
為了將結晶粒微細化且抑制伸展粒，以將T1+30℃以上且T1+200℃以下之壓下時的最大加工發熱量、亦即，將壓下引起溫度上升量抑制為18℃以下為佳。為了將此達成，以應用機座之間冷卻等為佳。
(一次冷卻)
在精加工輥軋，進行壓下率為30%以上的最後壓下之後，以等待時間t秒為滿足下述式(2)的方式，開始一次冷卻。
t≦2.5×t1………(2)
在此，t1係使用下述式(3)求得。
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(3)
在此，在上述式(3)，Tf係壓下率為30%以上的最後壓下後之鋼片的溫度、P1係30%以上的最後壓下之壓下率。
而且，所謂“壓下率為30%以上的最後壓下”係指在精加工輥軋所進行之複數道次的輥軋之中、壓下率為30%以上的輥軋之中的最後所進行的輥軋。例如，在精加工輥軋所進行之複數道次的輥軋之中，在最後段所進行的輥軋之壓下率為30%以上時，在其最後段所進行的輥軋係“壓下率為30%以上的最後壓下”。又，在精加工輥軋所進行的複數道次的輥軋之中，在比最後段前所進行的輥軋之壓下率為30%以上，且比其最後段前所進行的輥軋(壓下率為30%以上的輥軋)進行之後，係未進行壓下率為30%以上的輥軋時，比其最後段前所進行的輥軋(壓下率為30%以上的輥軋)係“壓下率為30%以上的最後壓下”。
在精加工輥軋，進行壓下率為30%以上的最後壓下之後，至一次冷卻開始之等待時間t秒係對沃斯田鐵粒徑造成重大的影響。亦即，對鋼板等軸粒分率、粗粒面積率造成重大的影響。
等待時間t為大於t1×2.5時，再結晶係已大致完成，另一方面，由於結晶粒係顯著地成長而粗粒化進行，r值及伸長係低落。
藉由等待時間t秒係進一步滿足下述式(2a)，能夠優先地抑制結晶粒的成長。其結果，即便再結晶係未充分地進 行，亦能夠充分地提升鋼板的伸長，同時能夠使疲勞特性提升。
t<t1………(2a)
另一方面，藉由等待時間t秒係進一步滿足下述式(2b)，再結晶化係充分地進行且結晶方位係隨機化。因此，能夠使鋼板伸長充分地提升，同時能夠使等方向性大幅度地提升。
t1≦t≦t1×2.5………(2b)
在此，如第6圖所表示，連續熱軋線1係將在加熱爐被加熱至預定溫度之鋼片(厚塊)，依照順序使用粗輥軋機2、精加工輥軋機3進行輥軋且成為預定厚度的熱軋鋼板4而被送出至輸出台(runout table)5。本發明的製造方法係在使用粗輥軋機2進行之粗輥軋步驟(第1熱軋)，在1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍，對鋼片(厚塊)進行一次以上之壓下率40%以上的輥軋。
如此進行，被粗輥軋機2輥軋至預定厚度之粗鋼條，其次，被精加工輥軋機3的複數輥軋機座6精加工輥軋(第2熱軋)而成為熱軋鋼板4。然後，精加工輥軋機3係在溫度T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域，至少一次係以1道次進行30%以上的輥軋。又，精加工輥軋機3係合計的壓下率為50%以上。
而且，在精加工輥軋步驟，進行壓下率為30%以上的最後壓下之後，以等待時間t秒為滿足上述式(2)、或是上述式(2a)、(2b)的任一者之方式，開始一次冷卻。該一次冷卻 的開始係藉由在精加工輥軋機3的各輥軋機座6之間所配置之機座間冷卻噴嘴10，或是在輸出台5所配置之冷卻噴嘴11而進行。
例如，只有在精加工輥軋機3的前段(在第6圖之左側、輥軋的上游側)所配置之輥軋機座6，進行壓下率為30%以上的最後壓下，在精加工輥軋機3的後段(在第圖6之右側、輥軋的下游側)所配置之輥軋機座6，係不進行壓下率為30%以上的輥軋時，將一次冷卻的開始，藉由在輸出台5所配置之冷卻噴嘴11而進行時，等待時間t秒會有不滿足上述式(2)、或是、上述式(2a)、(2b)的情形。此種情形係藉由在精加工輥軋機3的各輥軋機座6之間所配置之機座間冷卻噴嘴10而開始一次冷卻。
又，例如，藉由在精加工輥軋機3的後段(在第6圖之右側、輥軋的下游側)所配置之輥軋機座6進行壓下率為30%以上的最後壓下時，即便將一次冷卻的開始，藉由在輸出台5所配置之冷卻噴嘴11而進行，亦有等待時間t秒能夠滿足上述式(2)、或是上述式(2a)、(2b)之情形。此種情形係藉由在輸出台5所配置之卻噴嘴11來開始一次冷卻亦無妨。當然，若是壓下率為30%以上的最後壓下進行後，亦可以藉由在精加工輥軋機3的各輥軋機座6之間所配置之機座間冷卻噴嘴10而開始一次冷卻。
而且，該一次冷卻係以50℃/秒以上的平均冷卻速度，進行溫度變化(溫度降低)為40℃以上且140℃以下之冷卻。
溫度變化為小於40℃時，已再結晶的沃斯田鐵粒係進 行粒成長而低溫靭性變差。藉由40℃以上，能夠抑制沃斯田鐵粒的粗大化。小於40℃時，無法得到其效果。另一方面，大於140℃時，再結晶係變為不充分而難以得到目標的隨機組織。又，亦難以得到對伸長有效的肥粒鐵相，而且由於肥粒鐵相的硬度變高且伸長、局部變形能力亦變差。又，溫度變化大於140℃時，有超越至Ar3變態點溫度以下之可能性。此時，即便從再結晶沃斯田鐵變態，變量選擇銳利化之結果，係形成集合組織而等方向性低落。
在一次冷卻的平均冷卻速度係小於50℃/秒時，同樣地，再結晶後的沃斯田鐵粒係進行粒成長而低溫靭性變差。平均冷卻速度的上限係沒有特別規定，從鋼板形狀的觀點，認為200℃/秒以下為妥當。
又，為了抑制粒成長來得到更優良的低溫靭性，以使用道次間的冷卻裝置等且使精加工輥軋的各機座之間的加工發熱為18℃以下為佳。
輥軋率(壓下率)係能夠從輥軋荷重、板厚度測定等藉由實績或計算來求得。輥軋中的鋼片溫度係能夠藉由在機座之間配置溫度計而實測，或從線速和壓下率等考慮加工發熱而進行模擬、或藉由其兩方來得到。
又，如前面已說明，為了促進均勻的再結晶，在小於T1+30℃的溫度區域的加工量係以盡可能較少為佳，在小於T1+30℃的溫度區域之壓下率係以30%以下為佳。例如，第6圖所表示，在連續熱軋線1的精加工輥軋機3，通過在前段側(在第6圖之左側、輥軋的上游側)所配置之1或2以上的輥 軋機座6時，鋼板係在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域，通過其後段側(在第6圖之右側、輥軋的下游側)所配置之1或2以上的輥軋機座6時，鋼板係在小於T1+30℃溫度區域的情況，通過其後段側(在第6圖之右側、輥軋的下游側)所配置之1或2以上的輥軋機座6時，係不進行壓下、或是進行壓下，均是小於T1+30℃的壓下率係合計為30%以下為佳。從板厚度精度和板形狀的觀點，小於T1+30℃的壓下率係合計為10%以下的壓下率為佳。為了得到進一步的等方向性時，在小於T1+30℃的溫度區域之壓下率係以0%為佳。
在本發明製造方法，輥軋速度係沒有特別限定。但是，在精加工輥軋的最後機座側之輥軋速度為小於400mpm時，γ粒係成長而粗大化，用以得到延展性之肥粒鐵能夠析出的區域係減少而延展性有變差之可能性。即便不特別限定輥軋速度的上限亦能夠得到本發明的效果，但是在設備限制上，1800mpm以下係實際的。因此，在精加工輥軋步驟，輥軋速度係以400mpm以上且1800mpm以下為佳。
而且，該一次冷卻後，在適當的溫度進行捲取而能夠得到熱軋原板。在本發明，冷軋鋼板的微組織係主要藉由後面的冷軋、冷軋後的熱處理來製造。因此，至捲取的冷卻方式係即便不那麼嚴密地控制亦無妨。
(冷軋)
將如上述進行而製造之熱軋原板按照必要而進行酸洗，並且在冷間進行壓下率30%以上且70%以下的輥軋。壓 下率為30%以下時，在隨後的加熱保持產生再結晶係變為困難，而且等軸粒分率低落以外，加熱後的結晶粒亦粗大化。大於70%之輥軋時，因為會使加熱時的集合組織發達且異方向性變強。因此，設為70%以下。
(加熱保持)
經冷軋後的鋼板，隨後為了成為沃斯田鐵單相鋼或是大致沃斯田鐵單相鋼，係被加熱至Ae3~950℃的溫度區域且在Ae3~950℃的溫度區域被保持1~300秒。藉由該該加熱保持，加工硬化係被除去。在將冷軋後的鋼板如此地加熱至Ae3~950℃的溫度區域時，係將室溫以上且650℃以下的平均加熱速度設為以下述式(5)表示之HR1(℃/秒)，且將大於650℃至Ae3~950℃的平均加熱速度設為以下述式(6)表示之HR2(℃/秒)。
HR1≧0.3………(5)
HR2≦0.5×HR1………(6)
藉由使用上述的條件進行熱軋且進而進行一次冷卻，能夠使結晶粒的微細化與結晶方位的隨機化並存。但是，藉由隨後所進行的冷軋，強集合組織係發達且其集合組織係容易殘留在鋼板中。其結果，鋼板的r值及伸長係低落且等方向性低落。因此，藉由適當地進行在冷軋後所進行之加熱，盡可能使在冷軋發達後的集合組織消滅為佳。因此，將加熱的平均加熱速度分開成為以上述式(5)、(6)所表示之2段階係必要的。
雖然藉由該二段階的加熱而鋼板的集合組織和特性提 升之詳細的理由係不清楚，但是認為本效果係與在冷軋時被導入之位錯的恢復及再結晶有關聯。亦即，藉由加熱而在鋼板中產生再結晶之驅動力係因冷軋而被積蓄在鋼板中的應變。在室溫以上且650℃以下的溫度範圍之平均加熱速度HR1為較小時，因冷軋而被導入的位錯係恢復且不會產生再結晶。其結果，在冷軋時發達後的集合組織係直接殘留，且等方向性等的特性變差。室溫以上且650℃以下溫度範圍之平均加熱速度HR1為小於0.3℃/秒時，在冷軋被導入之位錯係恢復且冷軋時所形成的強集合組織係殘留。因此，室溫以上且650℃以下的溫度範圍的平均加熱速度HR係有必要設為0.3(℃/秒)以上。
另一方面，大於650℃至Ae3~950℃的平均加熱速度HR2為較大時，在冷軋後的鋼板中所存在之肥粒鐵係不會再結晶，而加工狀態的未再結晶肥粒鐵係殘留。特是含有0.01%以上的C之鋼，在肥粒鐵及沃斯田鐵的二相區域加熱時，所形成的沃斯田鐵會阻礙再結晶肥粒鐵的成長，且未再結晶肥粒鐵係變為更容易殘留。因為該未再結晶肥粒鐵具有強集合組織，所以對r值和等方向性之特性會造成不良影響，同時因為大量地含有位錯，會使延展性大幅度地變差。因此，在大於650℃至Ae3~950℃的溫度範圍，平均加熱速度HR2為0.5×HR1(℃/秒)以下係必要的。
又，如此地，以2段階的平均加熱速度將鋼板加熱至Ae3~950℃的溫度區域，且在Ae3~950℃的溫度區域保持1~300秒。比該範圍低低溫或短時間時，在隨後的二次冷卻 步驟，變韌鐵組織分率係不會成為95%以上，且藉由集合組織控制之局部延展性的上升量係低落。另一方面，大於950℃、或是繼續保持大於300秒時，因為結晶粒會粗大化且20μm以下的粒子之面積率増大。而且，Ae3[℃]係能夠依照C、Mn、Si、Cu、Ni、Cr、Mo的含量[質量%]，使用以下的式(7)計算。而且，不含有選擇元素時，選擇元素的含量[質量%]係設為0而計算。
Ae3=911-239C-36Mn+40Si-28Cu-20Ni-12Cr+63Mo………(7)
而且，在該加熱保持，所謂保持係不僅意味著等溫保持，只要在Ae3~950℃溫度範圍使鋼板滯留即可以。只要Ae3~950℃的溫度範圍，即便鋼板的溫度產生變化亦無妨。
(二次冷卻)
隨後，以在Ae3至500℃之間的溫度區域之平均冷卻速度為10℃/s以上且200℃/s以下的方式二次冷卻至500℃以下的溫度。二次冷卻速度係小於10℃/s時，肥粒鐵係過剩地產生而無法使變韌鐵組織的分率為95%以上，藉由集合組織控制之局部延展性的上升量係低落。另一方面，大於200℃/s的冷卻速度，亦因為冷卻終點溫度的控制性係顯著地變差而設為200℃/s以下。較佳是為了確實地抑制肥粒鐵變態及波來鐵變態，HF(加熱保持溫度)~0.5HF+250℃之平均冷卻速度係設為不大於0.5HF+250℃~500℃之平均冷卻速度。
(過時效熱處理)
為了促進變韌鐵變態，接著二次冷卻而在350℃以上且 500℃以下的溫度範圍進行過時效熱處理。在該溫度範圍保持之時間，係按照過時效處理溫度T2而設為滿足下述式(4)之t2秒以上。但是，考慮式(4)的能夠應用溫度範圍，t2的最大值係設為400秒。
log(t2)=0.0002(T2-425)2 +1.18………(4)
而且，在該過時效熱處理，所謂保持係不僅意味著等溫保持，只要在350℃以上且500℃以下的溫度範圍，使鋼板滯留即可以。例如，亦可以將鋼板一次冷卻至350℃之後，加熱至500℃，亦可以將鋼板冷卻至500℃後，冷卻至350℃。
又，即便在本發明的高強度冷軋鋼板進行表面處理，亦不會喪失其局部變形能力改善效果，例如，可以在鋼板的表面，形成熔融鋅鍍覆層、或合金化熔融鋅鍍覆層。此時，使用電鍍、熔融鍍覆、蒸鍍鍍覆、形成有機皮膜、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等的任一者，均能夠得到本發明的效果。又，本發明之鋼板亦能夠應用在以鼓脹成形、及彎曲、鼓脹、壓伸等彎曲加工作為主體之複合成形。
[實施例]
其次，說明本發明的實施例。又，為了確認本發明的實施可能性及效果，在實施例的條件係採用一條件例，本發明係不被該一條件例等限定。本發明係在不脫離本發明的宗旨，只要能夠達成本發明的目的，能夠採用各種條件。將在實施例所使用之各鋼的化學成分顯示在表1。將各製造 條件顯示在表2、表3。又，將使用表2的製造條件之各鋼種的組織構成及機械特性顯示在表4。將使用表3的製造條件之各鋼種的組織構成及機械特性顯示在表5。而且，各表之底線係表示本發明的範圍外或本發明之較佳範圍的範圍外。
作為實施例，係具有在表1所表示的成分組成，針對使用從A至T之滿足本發明的請求項的成分之鋼、及a至i之比較鋼而研討之結果進行說明。而且，在表1，各成分組成的數值係表示質量%。
該等鋼係鑄造後，直接或一次冷卻至室溫後再加熱，且加熱至1000℃~1300℃的溫度範圍，隨後，以表2、表3的條件施行熱軋，且在Ar3變態溫度以上結束熱軋。而且，在表2、表3，在鋼種所附加之A至T的英文字及a至i的英文字係表示表1的各鋼A~T及a~i的成分。
熱軋係首先在第1熱軋之粗輥軋，在1000℃以上且1200℃以下的溫度區域，以40%以上的壓下率輥軋一次以上。但是，針對表2的鋼種B2、H3、J2、及、表3的鋼種B2’、H3’、J2’，在粗輥軋，係未以1道次進行壓下率為40%以上的輥軋。將粗輥軋之壓下次數、各壓下率(%)、粗輥軋後(精加工輥軋前)的沃斯田鐵粒徑(μm)顯示在表2、表3。
粗輥軋結束之後，進行第2熱軋之精加工輥軋。精加工輥軋時在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域，至少一次係以1道次進行壓下率30%以上的輥軋，且在小於T1+30℃的溫度範圍，使合計的壓下率為30%以下。而且， 精加工輥軋係在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域之最後道次，以1道次進行壓下率30%以上輥軋。
但是，針對表2的鋼種G2、H4、M3、及表3的鋼種G2’、H4’、M3’，係在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域，不進行壓下率30%以上的輥軋。又，表2的鋼種F3、H6、及表3的鋼種F3’、H6’，係在小於T1+30℃的溫度範圍之合計的壓下率為大於30%。
又，精加工輥軋係使合計的壓下率為50%以上。但是，表2的鋼種G2、H4、M3、及表3的鋼種G2’、H4’、M3’係合計的壓下率為小於50%。
將精加工輥軋之在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域之最後道次的壓下率(%)、比最後道次1段前的道次之壓下率(最後前道次之壓下率)(%)顯示在表2、表3。又，將精加工輥軋之在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域的合計之壓下率(%)、在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域之最後道次之壓下後的溫度Tf顯示在表2、表3。而且，因為精加工輥軋之在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域之最後道次的壓下率(%)係特別重要，設作P1而顯示在表2、表3。
在進行精加工輥軋之壓下率為30%以上的最後壓下之後，在等待時間t秒係經過2.5×t1前，開始一次冷卻。一次冷卻係將平均冷卻速度設為50℃/秒以上。又，一次冷卻的溫度變化(冷卻溫度量)係設為40℃以上且140℃以下的範圍。
如表2所表示之製造條件，係在精加工輥軋進行壓下率為30%以上的最後壓下之後，在等待時間t秒為經過t1前(t<t1)，開始一次冷卻。另一方面，表3所表示的製造條件係在精加工輥軋進行壓下率為30%以上的最後壓下之後，在等待時間t秒為經過t1以上且2.5×t1前(t1≦t≦t1×2.5)，開始一次冷卻。而且，為了區別等待時間t秒的範圍，針對依照表3所表示的製造條件之鋼種，係在符號附加「’」(dash；垂點)。
但是，如表3所表示之鋼種H13’係從精加工輥軋之壓下率為30%以上的最後壓下，經過等待時間t秒為2.5×t1之後，開始一次冷卻。表2的鋼種M2、及表3的鋼種M2’係在一次冷卻的溫度變化(冷卻溫度量)為小於40℃，表2的鋼種H12、及表3的鋼種H12’係一次冷卻的溫度變化(冷卻溫度量)為大於140℃。表2的鋼種H8、及表3的鋼種H8’係在一次冷卻的平均冷卻速度為小於50℃/秒。
將各鋼種的t1(秒)、2.5×t1(秒)顯示在表2、表3。又，將進行壓下率為30%以上的最後壓下之後，至開始一次冷卻的等待時間t(秒)、t/t1、在一次冷卻的平均冷卻速度(℃/秒)、溫度變化(冷卻溫度量)(℃)顯示在表2、表3。
一次冷卻後，進行捲取而得到2~5mm厚的熱軋原板。將各鋼種捲取溫度(℃)顯示在表2、表3。
其次，將熱軋原板酸洗之後，以壓下率30%以上且70%以下冷軋成為1.2~2.3mm厚。但是，表2的鋼種E2、L2、及表3的鋼種E2’、L2’係冷軋的壓下率為小於30%。又，表2 的鋼種H11、及表3的鋼種H11’係冷軋的壓下率為大於70%。將冷軋之各鋼種的壓下率(%)顯示在表2、表3。
冷軋後，加熱至Ae3~950℃的溫度區域，且在Ae3~950℃的溫度區域保持1~300秒。又，在加熱至Ae3~950℃的溫度區域時，將室溫以上且650℃以下的平均加熱速度HR1(℃/秒)設為0.3以上(HR1≧0.3)，且將大於650℃至Ae3~950℃的平均加熱速度HR2(℃/秒)設為0.5×HR1以下(HR2≦0.5×HR1)。
但是，表2的鋼種C2、G3、及表3的鋼種C2’、G3’係加熱溫度為小於Ae3。又，表2的鋼種H10、及表3的鋼種H10’係加熱溫度為大於950℃。表2的鋼種N2、及表3的鋼種N2’係在Ae3~950℃的溫度區域之保持時間為大於300秒。又，表2的鋼種E2、表3的鋼種E2’係平均加熱速度HR1為小於0.3(℃/秒)。表2的鋼種C2、H6、H8、及表3的鋼種C2’、H6’、H8’係平均加熱速度HR2(℃/秒)為大於0.5×HR1。將各鋼種的Ae3(℃)、加熱溫度(℃)、保持時間(秒)、平均加熱速度HR1、HR2(℃/秒)顯示在表2、表3。
加熱保持後、在Ae3~500℃的溫度區域，以平均冷卻速度10℃/s以上且200℃/s以下進行二次冷卻。但是，表2的鋼種H2、及表3的鋼種H2’係二次冷卻之平均冷卻速度為小於10℃/s。將二次冷卻之各鋼種的平均冷卻速度(℃/秒)顯示在表2、表3。
二次冷卻後、在350℃以上且500℃以下的溫度區域，進行過時效熱處理t2秒以上400秒以下。但是，表2的鋼種 H9、及表3的鋼種H9’係過時效的熱處理溫度為小於350℃、表2的鋼種A2、I2、及表3的鋼種A2’、I2’係大於500℃。又，表2的鋼種D2、及表3的鋼種D2’係過時效的處理時間為小於t2秒、表2的鋼種A2、H9、I2、及表3的鋼種A2’、H9’、I2’為大於400秒。將各鋼種的過時效的熱處理溫度、t2(秒)、處理時間(秒)顯示在表2、表3。
表2、表3的任一者之情況，均是在過時效熱處理後，進行0.5%的平整(skin pass)輥軋且進行材質評價。
將各鋼種的在金屬組織之、變韌鐵、波來鐵、共析前肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵的面積率(組織分率)(%)顯示在表4、表5。而且，將依照表2的製造條件之鋼種的組織構成及機械特性顯示在表4。又，將依照表3的製造條件之鋼種的組織構成及機械特性顯示在表5。而且，在表4、表5的組織分率，B係意味著變韌鐵，P係意味著波來鐵，F係意味著共析前肥粒鐵，M係意味著麻田散鐵、rA係意味著殘留沃斯田鐵。將各鋼種的{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值、{332}<113>的結晶方位的極密度、結晶粒的體積平均直徑(粒單元的大小)(μm)、dL/dt為3.0以下之結晶粒的比率(等軸粒率)(%)顯示在表4、表5。又，將各鋼種的引張強度TS(MPa)、伸長率El(%)、作為局部變形能力的指標之擴孔率λ(%)及藉由60°V字彎曲之限界彎曲半徑(板厚度/最小彎曲半徑)顯示在表4、表5。彎曲試驗係設為C方向彎曲(C彎曲)。而且，拉伸試驗及彎曲試驗係依據JIS Z 2241及Z 2248(V型塊90°彎曲試驗)。擴孔試驗係依 據日本鐵鋼聯盟規格JFS T1001。各結晶方位的極密度係使用前述的EBSP而將與輥軋方向平行的剖面的板厚度之3/8~5/的區域以0.5μm間距進行測定。
作為擴孔性及彎曲性的指標，將滿足TS≧440MPa、El≧15%、λ≧90%、板厚度/彎曲半徑≧2.5設作條件。得知只要滿足本發明的規定，係如第7圖、8圖所表示，能夠同時兼具優良的擴孔性及彎曲性。
1‧‧‧連續熱軋線
2‧‧‧粗輥軋機
3‧‧‧精加工輥軋機
4‧‧‧熱軋鋼板
5‧‧‧輸出台
6‧‧‧輥軋機座
10‧‧‧機座間冷卻噴嘴
11‧‧‧冷卻噴嘴
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值與板厚度/最小彎曲半徑之關係。
第2圖係顯示{332}<113>方位的極密度與板厚度/最小彎曲半徑之關係。
第3圖係顯示在粗輥軋之40%以上的輥軋次數與粗輥軋的沃斯田鐵粒徑之關係。
第4圖係顯示T1+30~T1+200℃的壓下率與{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值之關係。
第5圖係顯示T1+30~T1+200℃的壓下率與{332}<113>的結晶方位的極密度之關係。
第6圖係連續熱軋線的說明圖。
第7圖係顯示本發明鋼及比較鋼之強度與擴孔性之關係。
第8圖係顯示本發明鋼及比較鋼之強度與彎曲性之關係。
1‧‧‧連續熱軋線
2‧‧‧粗輥軋機
3‧‧‧精加工輥軋機
4‧‧‧熱軋鋼板
5‧‧‧輸出台
6‧‧‧輥軋機座
10‧‧‧機座間冷卻噴嘴
11‧‧‧冷卻噴嘴

Claims (13)

  1. 一種具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其係以質量%計，含有C：0.02%以上且0.20%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.01%以上且4.0%以下、P：0.001%以上且0.15%以下、S：0.0005%以上且0.03%以下、Al：0.001%以上且2.0%以下、N：0.0005%以上且0.01%以下、O：0.0005%以上且0.01%以下、，且限制Si+Al：小於1.0%，剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成；其金屬組織中之變韌鐵(bainite)的面積率為95%以上，從鋼板表面起算，在5/8~3/8的板厚度範圍內之板厚度中央部中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>的各結晶方位表示之{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度平均值為4.0以下，{332}<113>的結晶方位極密度為5.0以下，並且前述金屬組織的結晶粒的體積平均直徑為7μm以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之具優異局部變形能力之高強度 冷軋鋼板，其中前述變韌鐵的結晶粒之中，軋延方向的長度dL與板厚度方向的長度dt之比：dL/dt為3.0以下的結晶粒之比率為50%以上。。
  3. 如申請專利範圍第1項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其以質量%計，進一步含有下述元素中之1種或2種以上：Ti：0.001%以上且0.20%以下、Nb：0.001%以上且0.20%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：0.001%以上且1.0%以下。
  4. 如申請專利範圍第1項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其以質量%計，進一步含有下述元素中之1種或2種以上：B：0.0001%以上且0.0050%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、As：0.0001%以上且0.50%以下。
  5. 如申請專利範圍第1項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其以質量%計，進一步含有下述元素中之1 種或2種以上：Mg：0.0001%以上且0.010%以下、REM：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.010%以下。
  6. 如申請專利範圍第1項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板，其在表面具有熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。
  7. 一種具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板之製造方法，係將以質量%計含有下述成分之鋼片在1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍內進行第1熱軋，該第1熱軋係進行壓下率40%以上的輥軋一次以上：C：0.02%以上且0.20%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.01%以上且4.0%以下、P：0.001%以上且0.15%以下、S：0.0005%以上且0.03%以下、Al：0.001%以上且2.0%以下、N：0.0005%以上且0.01%以下、O：0.0005%以上且0.01%以下、限制Si+Al：小於1.0%，剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成；藉由前述第1熱軋，使沃斯田鐵粒徑為200μm以下，在以下述式(1)決定之溫度T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域內進行第2熱軋，該第2熱軋係至少一 次是以1道次進行壓下率30%以上的輥軋，使前述第2熱軋的合計壓下率為50%以上，在前述第2熱軋中進行壓下率為30%以上的最後壓下之後，以等待時間t秒會滿足下述式(2)的方式開始一次冷卻，使前述一次冷卻之平均冷卻速度為50℃/秒以上，且在溫度變化為40℃以上140℃以下的範圍內進行前述一次冷卻，進行壓下率30%以上且70%以下的冷軋，在Ae3~950℃的溫度區域保持1~300秒，在Ae3~500℃的溫度區域中，以平均冷卻速度10℃/s以上且200℃/s以下進行二次冷卻，在350℃以上且500℃以下的溫度區域中保持滿足下述式(4)之t2秒以上且400秒以下，以進行過時效熱處理，T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………(1) t≦2.5×t1………(2)在此，t1係以下述式(3)求取：t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(3)在此，上述式(3)中，Tf係壓下率為30%以上的最後壓下後之鋼片的溫度，P1係30%以上的最後壓下之壓下率； log(t2)=0.0002(T2-425)2 +1.18………(4)在此，T2係過時效處理溫度，t2的最大值係設為400。
  8. 如申請專利範圍第7項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其在小於T1+30℃的溫度範圍內之合計壓下率為30%以下。
  9. 如申請專利範圍第7項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒係進一步滿足下述式(2a)：t<t1………(2a)。
  10. 如申請專利範圍第7項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒係進一步滿足下述式(2b)：t1≦t≦t1×2.5………(2b)。
  11. 如申請專利範圍第7項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中在輥軋機座之間開始前述一次冷卻。
  12. 如申請專利範圍第7項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其在前述冷軋後加熱至Ae3~950℃的溫度區域時，係令在室溫以上且在650℃以下的平均加熱速度為下式(5)所示之HR1(℃/秒)，且令大於650℃至Ae3~950℃的平均加熱速度為下式(6)所示之HR2(℃/秒)：HR1≧0.3………(5) HR2≦0.5×HR1………(6)。
  13. 如申請專利範圍第7項之具優異局部變形能力之高強度冷軋鋼板的製造方法，其進一步在表面形成熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。
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