CN106164313B - 高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板及其制造方法。一种高屈强比高强度冷轧钢板，关于成分组成，以质量％计，含有C：0.13～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：2.0～3.2％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.008％以下、Ti：0.055～0.130％，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，关于微观组织，平均结晶粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计含有2～15％，平均结晶粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体以体积分率计含有5～20％，平均结晶粒径为2μm以下的马氏体以体积分率计含有10％以下(包括0％)，剩余部分具有贝氏体以及回火马氏体，贝氏体以及回火马氏体的平均结晶粒径为5μm以下。

Description

高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有高屈强比的高强度冷轧钢板及其制造方法，尤其涉及适合作为汽车等的构造部件的构件的高屈强比高强度冷轧钢板。
背景技术
近年，出于环境问题的加重而CO2排出限制严格化，在汽车领域中面向燃料效率提高的车身轻量化成为课题。因此，正在推行通过对汽车部件应用高强度钢板实现的薄壁化，尤其是推行抗拉强度(TS)为1180MPa以上的高强度冷轧钢板的应用。
对汽车的构造用构件、加强用构件所使用的高强度钢板要求优异的成形性。尤其是对于具有复杂形状的部件所使用的高强度钢板，不仅要求伸长率(elongation)或拉伸翻边性能(stretch flangeability，以下称为扩孔性)这样的特性优异，还要求双方都优异。再有，对构造用构件、加强用构件等的汽车用部件要求优异的冲击吸收能量特性。为使汽车用部件的冲击吸收能量特性提高，提高作为坯料的钢板的屈强比是有效的。使用了屈强比高的钢板的汽车用部件能够以低变形量高效率地吸收冲击能量。此外，在此，所谓屈强比(YR)是表示屈服应力(YS)相对于抗拉强度(TS)之比的值，以YR＝YS/TS表示。另外，TS为1180MPa以上的钢板存在因从使用环境侵入的氢而产生延迟断裂(氢脆性)的隐患。因此，为了应用TS为1180MPa以上的高强度钢板，需要高冲压成形性和优异的耐延迟断裂特性。
以往，作为兼具成形性和高强度的高强度薄钢板，已知有铁素体·马氏体组织的双相钢(DP钢)。例如，在专利文献1中公开了特征如下的伸长率和拉伸翻边性能的平衡优异的高强度冷轧钢板，其具有规定的成分组成，且具有如下组织，即以面积率计含有70％以上(包括100％)的硬度超过380Hv且为450Hv以下的回火马氏体，剩余部分为铁素体，所述回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态为，当量圆直径为0.02μm以上且小于0.1μm的渗碳体粒子在每1μm2的所述回火马氏体中为20个以上，当量圆直径为0.1μm以上的渗碳体粒子在每1μm2的所述回火马氏体中为1.5个以下。专利文献1中记载了如下内容，在由铁素体和回火马氏体形成的双相组织中，通过适当控制回火马氏体的硬度及其面积率、以及该回火马氏体中的渗碳体粒子的分布状态，能够在确保拉伸翻边性能和伸长率的平衡的同时，使抗拉强度提高。
另外，在专利文献2中，作为加工性和耐延迟断裂特性优异的钢板，公开了特征如下的高强度冷轧钢板，其具有含有V：0.001～1.00％的规定的成分组成，且具有如下组织，即以面积率计含有50％以上(包括100％)的回火马氏体，剩余部分为铁素体，所述回火马氏体中的析出物的分布状态为，当量圆直径为1～10nm的析出物在每1μm2的所述回火马氏体中为20个以上，当量圆直径为20nm以上的含有V的析出物在每1μm2的所述回火马氏体中为10个以下。专利文献2记载了如下内容，在回火马氏体单相组织或由铁素体和回火马氏体形成的双相组织中，通过适当地控制回火马氏体的面积率、以及该回火马氏体中析出的含有V的析出物的分布状态，能够在确保耐氢脆特性的同时，改善拉伸翻边性能。
另外，作为兼具高强度和优异的延性的钢板可以列举利用残余奥氏体的相变诱发塑性(Transformation Induced Plasticity)的TRIP钢板。该TRIP钢板是含有残余奥氏体的钢板组织，若以马氏体相变开始温度以上的温度进行加工使其变形，则通过应力而将残余奥氏体诱发相变为马氏体从而得到大的伸长率。但是，该TRIP钢板在冲切加工时残余奥氏体向马氏体相变，因此具有在与铁素体的界面产生裂纹(crack)而导致扩孔性变差的缺点。因此，开发了专利文献3、专利文献4所公开那样的延性以及扩孔性(拉伸翻边性能)优异的高强度钢板。
专利文献3中公开了一种伸长率以及拉伸翻边性能优异且实现TS为980MPa以上的高强度的低屈强比高强度冷轧钢板，该冷轧钢板具有如下钢组织，即以面积率计满足残余奥氏体：至少5％、贝氏体铁素体：至少60％、多边形铁素体：20％以下(包括0％)。另外，专利文献4中公开了一种扩孔性以及延性优异的高强度薄钢板，该钢板具有如下微观组织，即作为主相，贝氏体、贝氏体铁素体的一方或双方以面积率计合计含有34～97％，作为第2相的奥氏体的面积率(Vγ)为3～30％，剩余部分为铁素体及/或马氏体。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011－052295号公报
专利文献2：日本特开2010－018862号公报
专利文献3：日本特开2005－240178号公报
专利文献4：日本特开2004－332099号公报
发明内容
但是，一般情况下，DP钢板在马氏体相变时，会在铁素体中导入可动位错，从而成为低屈强比，冲击吸收能量特性变低。再有，对于专利文献1的技术而言，虽然通过以高温进行短时间的回火来提高钢板的拉伸翻边性能，但相对于钢板的强度来说伸长率不充分。专利文献2的技术也是相对于强度来说伸长率性不充分，不能说确保了充分的成形性。另外，在利用了残余奥氏体的钢板中，在专利文献3的技术中，得到的钢板的YR低从而冲击吸收能量特性低，并且，并非在1180MPa以上这样的高强度区域提高了伸长率和拉伸翻边性能的钢板。再有，在专利文献4的技术中，相对于得到的钢板的强度来说伸长率不充分，不能说确保了充分的成形性。
这样，在1180MPa以上的高强度钢板中，难以在保证优异的冲击吸收能量特性的同时确保冲压成形优异的伸长率以及扩孔性，再有难以实现优异的耐延迟断裂特性，即使包括其他钢板在内，也并未开发出兼具这些特性(屈强比、强度、伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性)的钢板。
本发明鉴于这样的情况而完成，其目的在于，解决上述现有技术的问题点，提供伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明的发明人反复进行了锐意研究，结果发现，通过将钢板的微观组织中的铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体、回火马氏体的体积分率控制在特定的比率，并且使它们的平均结晶粒径微小化，在钢板组织中生成微小碳化物，从而能够在确保高屈强比的同时，在高延性、高扩孔性的基础上还同时得到优异的耐延迟断裂特性。本发明立足于上述的见解。
首先，本发明的发明人对钢板的微观组织和上述那样的抗拉强度、屈强比、伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性等特性的关系进行了研究，进行了如下的考察。
在钢板组织中存在具有高硬度的马氏体或残余奥氏体的情况下，在扩孔试验中，在冲切加工时在其界面尤其是与软质的铁素体的界面产生空隙(void)，之后的扩孔过程中空隙彼此连结、扩展，由此产生裂纹。另一方面，通过在钢板组织中含有软质的铁素体、残余奥氏体，从而伸长率提高。另外，若钢板组织中存在原γ晶界(原奥氏体晶界)，则氢侵入到钢板内时，会被原γ晶界捕获(trapped)，使晶界强度显著降低，因此裂纹产生后的裂纹扩展速度增加，耐延迟断裂特性降低。另外，对于屈强比而言，通过在钢板组织内含有位错密度高的贝氏体、回火马氏体，虽然屈强比变高，但对于伸长率的效果小。
因此本发明的发明人反复进行了锐意研究，结果发现，通过调整作为空隙产生源的软质相和硬质相的体积分率，设为生成了作为硬质中间相的回火马氏体以及贝氏体进而使晶粒微小化的钢板组织，从而尽管含有一定程度的软质的铁素体，也能够确保强度、扩孔性。再有，得到如下见解：通过在钢板组织中含有微小碳化物而生成氢捕获部位(hydrogentrapping sites)，确保耐延迟断裂特性、强度，得到优异的伸长率、耐延迟断裂特性、扩孔性以及高屈强比。
另外，就耐延迟断裂特性而言，原γ晶界的存在会促进裂纹扩展速度，因此期望在能够含有铁素体的双相区的退火温度下进行退火。再有，明确了以下内容：通过生成微小碳化物而生成氢捕获部位，与脆化相关的氢得到抑制，由此，耐延迟断裂特性提高。另外，由于在钢板组织中含有铁素体从而存在强度、扩孔性降低的隐患。但是，明确了以下内容：通过析出微小碳化物，控制退火时的加热中的再结晶温度以及速度，使钢板组织微小化，从而能够抑制影响扩孔性的空隙的连结。
在此，作为使微小碳化物析出的元素而适量添加Ti，其能够使碳化物微小地分散及固溶在热轧钢板的组织中，除此之外，还能够使碳化物在之后的连续退火时也不会粗大化，在退火时使钢板组织(晶粒)微小化。再有，Ti的适量添加使单相区退火温度(Ac3点)的温度上升，因此能够稳定地进行双相区退火。得到如下见解：在之后的冷却过程中的贝氏体相变和冷却中生成的马氏体的回火的工序中，通过生成残余奥氏体和生成贝氏体、回火马氏体，从而形成本发明的钢板组织。
本发明的发明人发现，通过以0.055～0.130质量％的范围添加Ti，并以合适的热轧以及退火条件实施热处理，能够在使铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体、回火马氏体的结晶粒径微小化的同时，使残余奥氏体的体积分率成为对于确保伸长率而充分的体积分率，并且，通过将铁素体、马氏体的体积分率控制在不损害强度和延性的范围内，能够在确保高屈强比的同时，提高伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性。
本发明鉴于上述见解而完成，其主要内容如下。
[1]一种高屈强比高强度冷轧钢板，关于成分组成，以质量％计，含有C：0.13～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：2.0～3.2％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.008％以下、Ti：0.055～0.130％，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，关于微观组织，平均结晶粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计含有2～15％，平均结晶粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体以体积分率计含有5～20％，平均结晶粒径为2μm以下的马氏体以体积分率计含有10％以下(包括0％)，剩余部分具有贝氏体以及回火马氏体，贝氏体以及回火马氏体的平均结晶粒径为5μm以下。
[2]如[1]所记载的高屈强比高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有B：0.0003～0.0050％。
[3]如[1]或[2]所记载的高屈强比高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自V：0.05％以下、Nb：0.05％以下中的一种以上。
[4]如[1]～[3]中任一项所记载的高屈强比高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上。
[5]如[1]～[4]中任一项所记载的高屈强比高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计，还含有合计0.0050％以下的Ca及/或REM。
[6]一种高屈强比高强度冷轧钢板的制造方法，将具有上述[1]～[5]中任一项所记载的成分组成的钢板坯加热至加热温度：1150～1300℃，在终轧的结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却而以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下，作为2次冷却而以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至550℃以下，随后进行卷绕而制成热轧钢板，对该热轧钢板实施酸洗，随后进行冷轧，接着实施如下的连续退火，即以3～30℃/s的平均加热速度加热至820℃以上的温度范围，作为第1均热温度而在820℃以上的温度下保持30秒以上，随后从第1均热温度以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围，接着加热至350～500℃，作为第2均热温度而在350～500℃的温度范围内保持30秒以上，随后冷却至室温。。
发明的效果
根据本发明，具有极高的拉伸强度，并且具有高伸长率和高扩孔性这样的优异的加工性。另外，具有在成形加工为构件后也难以产生因从环境侵入的氢而引起的延迟断裂的优异的耐延迟断裂特性。例如，能够稳定地得到如下的高屈强比高强度冷轧钢板，其具有抗拉强度为1180MPa以上的高强度、屈强比为75％以上的高屈强比，具有17.0％以上的伸长率以及40％以上的扩孔率，在25℃的pH＝2的盐酸浸渍环境下100小时内不产生破坏，伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性优异。
具体实施方式
首先，说明本发明的高强度冷轧钢板的成分组成的限定理由。此外，以下，成分的「％」表示意味着质量％。
C：0.13～0.25％
C是对钢板的高强度化有效的元素，有助于本发明中的贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体以及马氏体这样的第2相形成，还提高马氏体以及回火马氏体的硬度。在C含量低于0.13％的情况下，难以确保所需的贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体以及马氏体的体积率。因此，C含量设为0.13％以上。C含量优选为0.15％以上，更优选为0.17％以上。另一方面，若C含量超过0.25％而过剩，则铁素体、回火马氏体、马氏体的硬度差变大，因此扩孔性降低。因此，C含量设为0.25％以下。优选的是，C含量为0.23％以下。
Si：1.2～2.2％
Si具有对铁素体进行固溶强化、降低与硬质相的硬度差、提高扩孔性的效果。为了得到该效果，Si含量需要设为1.2％以上。优选的是，Si含量为1.3％以上。另一方面，Si过剩的添加会使化学转化处理性降低，因此Si含量设为2.2％以下。优选的是，Si含量为2.0％以下。
Mn：2.0～3.2％
Mn是通过固溶强化以及生成第2相而有助于高强度化的元素。另外，Mn是使奥氏体稳定化的元素，是第2相的分率控制所需的元素。为了得到该效果，需要将Mn含量设为2.0％以上。优选的是，Mn含量为2.3％以上。另一方面，在过剩地含有Mn的情况下，马氏体的体积率过剩，进而导致马氏体以及回火马氏体的硬度增加，扩孔性降低。再有，在氢侵入到钢板内的情况下，晶界的滑移约束(restrain)增加，晶界处的裂纹变得容易扩展因此耐延迟断裂特性降低。因此，Mn含量设为3.2％以下。优选的是，Mn含量为2.9％以下。
P：0.08％以下
P通过固溶强化而有助于高强度化，但在过剩地添加了P的情况下，向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，另外焊接性降低。因此P的含量设为0.08％以下。优选的是，P含量为0.05％以下。
S：0.005％以下
在S的含量多的情况下，MnS等硫化物大量生成，以扩孔性为代表的局部伸长率降低，因此S含量设为0.005％以下。优选的是，S含量为0.0045％以下。下限没有特别限定，但极低S化会导致制钢成本上升，因此S含量优选设为0.0005％以上。
Al：0.01～0.08％
Al是脱氧所需的元素，为了得到该效果而需要将Al含量设为0.01％以上。另一方面，即使Al含量超过0.08％，效果也会饱和，因此Al含量设为0.08％以下。优选的是，Al含量为0.05％以下。
N：0.008％以下
N会形成粗大的氮化物，使弯曲性、拉伸翻边性能劣化，因此必须抑制其含量。若N含量超过0.008％，则该趋势变得显著，因此N含量设为0.008％以下。优选的是，N的含量为0.005％以下。
Ti：0.055～0.130％
Ti是生成本发明所必须的微小碳化物，是有助于结晶粒微小化、氢捕获部位生成的重要元素。为了发挥这样的效果，需要将Ti含量设为0.055％以上。Ti含量优选为0.065％以上，更优选为0.080％以上。另一方面，若超过0.130％地大量添加Ti，则伸长率显著降低。因此，Ti含量设为0.130％以下。优选的是，Ti含量为0.110％以下。
另外，本发明中，除上述成分之外，根据下述的理由，还可以单独或同时添加B：0.0003～0.0050％，选自V：0.05％以下、Nb：0.05％以下中的一种以上，选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上，合计0.0050％以下的Ca及/或REM。
B：0.0003～0.0050％
B是提高淬透性、通过生成第2相而有助于高强度化、并在确保淬透性的同时使马氏体相变起始温度降低的元素，有助于扩孔性的提高。因此，B能够根据需要添加。为了发挥该效果，B含量设为0.0003％以上。另一方面，若B含量超过0.0050％，则其效果饱和，因此B含量设为0.0050％以下。优选的是，B含量为0.0040％以下。
V：0.05％以下
V通过形成微小的碳氮化物而能够有助于强度提高。为了得到这样的效果，V含量优选设为0.01％以上。另一方面，即使超过0.05％地含有大量的V，其强度提高效果也较小，并且还导致合金成本的增加。因此，V含量设为0.05％以下。
Nb：0.05％以下
Nb也与V同样地，能够通过形成微小的碳氮化物而有助于强度提高，能够按照需要而添加。为了发挥这样的效果，Nb含量优选设为0.005％以上。另一方面，若超过0.05％地大量含有Nb则伸长率显著降低。因此Nb含量设为0.05％以下。
Cr：0.50％以下
Cr是通过生成第2相而有助于高强度化的元素，能够根据需要而添加。为了发挥这样的效果，Cr含量优选设为0.10％以上。另一方面，若Cr含量超过0.50％，则过剩地生成马氏体。因此Cr含量设为0.50％以下。
Mo：0.50％以下
Mo与Cr同样地，是通过生成第2相而有助于高强度化的元素。另外，还是生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素，能够根据需要而添加。为了发挥这些效果，Mo含量优选设为0.05％以上。另一方面，即使含有超过0.50％的Mo，其效果也会饱和，因此Mo含量设为0.50％以下。
Cu：0.50％以下
Cu与Cr同样地，是通过生成第2相而有助于高强度化的元素。另外，是通过固溶强化而有助于高强度化的元素，能够根据需要而添加。为了发挥这些效果，Cu含量优选设为0.05％以上。另一方面，即使含有超过0.50％的Cu，其效果也会饱和，另外容易产生因Cu而引起的表面缺陷，因此Cu含量设为0.50％以下。
Ni：0.50％以下
Ni也与Cr同样地，是通过生成第2相而有助于高强度化的元素，另外，与Cu同样地，是通过固溶强化而有助于高强度化的元素，能够根据需要而添加。为了发挥这些效果，Ni含量优选设为0.05％以上。另外，若Ni与Cu同时添加则具有抑制因Cu而引起的表面缺陷的效果，因此在添加Cu时是有效的。另一方面，即使含有超过0.50％的Ni，其效果也会饱和，因此Ni含量设为0.50％以下。
合计0.0050％以下的Ca及/或REM
Ca和REM是使硫化物的形状成为球状从而有助于改善硫化物对扩孔性的不良影响的元素，能够根据需要而添加。为了发挥该效果而优选含有合计0.0005％以上的Ca及/或REM。另一方面，Ca及/或REM的合计含量若超过0.0050％则其效果饱和。因此，Ca、REM在单独添加、复合添加中的任一种情况下，其合计含量均设为0.0050％以下。
上述以外的剩余部分为Fe以及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可以列举Sb、Sn、Zn、Co等，它们的含量的允许范围为，Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。另外，本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，也不会损害其效果。
接下来，对本发明的高屈强比高强度冷轧钢板的微观组织进行详细说明。
本发明的高屈强比高强度冷轧钢板的微观组织为，平均结晶粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计含有2～15％，平均结晶粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体以体积分率计含有5～20％，平均结晶粒径为2μm以下的马氏体以体积分率计含有10％以下(包括0％)，剩余部分具有贝氏体以及回火马氏体，贝氏体以及回火马氏体的平均结晶粒径为5μm以下。此外，在以下说明中，体积分率是指相对于钢板整体的体积分率。
平均结晶粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计含有2～15％
在铁素体的体积分率低于2％的情况下，难以确保伸长率。因此，铁素体的体积分率设为2％以上。优选的是，铁素体的体积分率超过5％。另一方面，若铁素体的体积分率超过15％，则冲切时的空隙生成量增加，并且为了确保强度还需要提高马氏体、回火马氏体的硬度，难以兼顾强度和扩孔性。因此，铁素体的体积分率设为15％以下。铁素体的体积分率优选为12％以下，更优选为低于10％。另外，若铁素体的平均结晶粒径超过2μm，则在扩孔时的冲切端面生成的空隙在扩孔中容易连结，因此得不到良好的扩孔性。因此，铁素体的平均结晶粒径设为2μm以下。
平均结晶粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体以体积分率计含有5～20％
残余奥氏体具有使延性良好的效果。在残余奥氏体的体积分率低于5％的情况下无法得到充分的伸长率。因此，残余奥氏体的体积分率设为5％以上。优选的是，残余奥氏体的体积分率为8％以上。另一方面，若残余奥氏体的体积分率超过20％，则扩孔性劣化。因此，残余奥氏体的体积分率设为20％以下。优选的是，残余奥氏体的体积分率为18％以下。另外，在残余奥氏体的平均结晶粒径低于0.3μm的情况下，对伸长率的帮助小，难以确保充分的伸长率。因此，残余奥氏体的平均结晶粒径设为0.3μm以上。另一方面，若残余奥氏体的平均结晶粒径超过2.0μm，则扩孔试验时的空隙生成后容易发生空隙的连结。因此，残余奥氏体的平均结晶粒径设为2.0μm以下。
平均结晶粒径为2μm以下的马氏体以体积分率计含有10％以下(包括0％)
为了在确保期望的强度的同时确保扩孔性而将马氏体的体积分率设为10％以下。优选为8％以下，也可以为0％。另外，若马氏体的平均粒径超过2μm，则在与铁素体的界面生成的空隙容易连结，扩孔性劣化。因此，马氏体的平均粒径设为2μm以下。此外，这里所说的马氏体是在连续退火时的第2均热温度范围即350～500℃的温度范围进行保持后也未发生相变的奥氏体在冷却至室温时生成的马氏体。
剩余部分具有贝氏体以及回火马氏体，贝氏体以及回火马氏体的平均结晶粒径为5μm以下
为了确保良好的扩孔性、高屈强比，在上述的铁素体、残余奥氏体、马氏体以外的剩余部分中，需要含有贝氏体以及回火马氏体。在此，贝氏体以及回火马氏体的平均结晶粒径设为5μm以下。在该平均结晶粒径超过5μm的情况下，在与铁素体的界面生成的空隙容易连结，扩孔性劣化。此外，在本发明中，关于微观组织的平均结晶粒径，如后所述，使用钢板组织照片(其是通过使用了SEM(扫描电子显微镜)的组织观察而得到的)而求得，但在该情况下，贝氏体和回火马氏体难以识别(区分)。因此，本发明中，对于贝氏体或回火马氏体的晶粒，求出粒径，对粒径的值求平均，求得贝氏体以及回火马氏体的组织的平均结晶粒径，并将其作为贝氏体以及回火马氏体的平均结晶粒径。如果这样地求得的贝氏体以及回火马氏体的平均结晶粒径为5μm以下的话，则如上所述地能够确保良好的扩孔性、高屈强比。
此外，通过利用FE－SEM(场发射扫描电子显微镜)、EBSD(电子背散射衍射)、TEM(透射电子显微镜)进行详细的组织观察，能够识别贝氏体和回火马氏体。在通过这种组织观察识别出贝氏体和回火马氏体的情况下，优选的是，贝氏体的体积分率设为15％以上50％以下，回火马氏体的体积分率设为30％以上70％以下。此外，这里所说的贝氏体的体积分率是指占观察面的贝氏体铁素体(位错密度高的铁素体)的体积比例，所谓回火马氏体是指，在退火时的冷却至100～250℃的冷却过程中未相变的奥氏体的一部分发生马氏体相变、并在加热至350～500℃的温度范围后进行了保持时被回火的马氏体。
此外，在本发明的微观组织中，具有除上述的铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体以外还生成珠光体等的情况，但如果满足上述的铁素体、残余奥氏体以及马氏体的体积分率以及平均结晶粒径，并在剩余部分中具有规定的平均结晶粒径的贝氏体以及回火马氏体，则能够达成本发明的目的。不过，珠光体等除上述的铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体以外的组织的体积分率优选合计为3％以下。
此外，优选在钢板组织中含有平均粒径为0.10μm以下的Ti系析出物。通过使Ti系析出物的平均粒径为0.10μm以下，Ti系析出物周围的应变能够作为位错的移动阻力而有效地发挥作用，有助于钢的强化，还能够在退火后有助于高屈强比化。
接下来，对本发明的高屈强比高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的高屈强比高强度冷轧钢板能够通过如下方法进行制造：将具有上述的成分组成的钢板坯加热至加热温度：1150～1300℃，在终轧的结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却而以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下，作为2次冷却而以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至550℃以下，随后进行卷绕而制成热轧钢板，对该热轧钢板实施酸洗，随后进行冷轧，接着实施如下的连续退火，即以3～30℃/s的平均加热速度加热至820℃以上的温度范围，作为第1均热温度而在820℃以上的温度下保持30秒以上，随后从第1均热温度以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围，接着加热至350～500℃，作为第2均热温度而在350～500℃的温度范围内保持30秒以上，随后冷却至室温。
如上所述，本发明的高屈强比高强度冷轧钢板能够通过对钢板坯依次实施进行热轧、冷却、卷绕的热轧工序、实施酸洗的酸洗工序、进行冷轧的冷轧工序、进行连续退火的退火工序而制造。以下，对各制造条件进行详细说明。
此外，本发明所使用的钢板坯为了防止成分的宏观偏析而优选通过连续铸造法而制造，但也能够通过铸锭法、薄板坯铸造法而制造。本发明中，在制造钢板坯后，除了暂时冷却至室温之后进行再加热的以往方法之外，也能够应用节能工艺，例如不进行冷却而保持热板坯(hot slab)的状态装入加热炉，或者进行保温后立刻进行轧制，或者铸造后直接进行轧制的直送轧制/直接轧制等。
[热轧工序]
加热温度(合适条件)：1150～1300℃
优选将上述的成分组成的钢板坯在铸造后不进行再加热而是使用1150～1300℃的温度的钢板坯开始热轧，或将钢坯再加热至1150～1300℃后开始热轧。加热温度若比1150℃低则存在轧制负载增大而生产性降低的隐患。因此，加热温度优选设为1150℃以上。另一方面，在加热温度比1300℃高的情况下，也只不过是加热成本增大。因此，加热温度优选设为1300℃以下。
终轧的结束温度：850～950℃
热轧通过使钢板内的组织均匀化、材质的各向异性降低来提高退火后的伸长率以及扩孔性，因此需要在奥氏体单相区结束。因此，热轧中的终轧的结束温度设为850℃以上。另一方面，若终轧的结束温度超过950℃，则热轧钢板的微观组织变得粗大，退火后的特性降低。因此，终轧的结束温度设为950℃以下。
热轧后的冷却条件：在热轧结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却而以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下，作为2次冷却而以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至550℃以下
热轧结束后，在1秒以内开始冷却，不使其产生铁素体相变，而是急速冷却至贝氏体相变的温度范围从而使热轧钢板的微观组织成为贝氏体组织而均质化。这种热轧钢板的组织的控制具有在最终的钢板组织中主要使铁素体、马氏体微小化的效果。若热轧结束后到冷却开始为止的时间超过1秒，则开始发生铁素体相变，导致贝氏体相变的均质化变得困难。因此，热轧结束后，即热轧的终轧结束后，在1秒以内开始冷却(1次冷却)，以80℃/s以上的平均冷却速度(第1平均冷却速度)冷却至650℃以下。在1次冷却的平均冷却速度即第1平均冷却速度低于80℃/s的情况下，铁素体相变在冷却中开始，从而导致热轧钢板的钢板组织变得不均匀，退火后的钢板的扩孔性降低。另外，在1次冷却的冷却终点温度(1次冷却的冷却停止温度)超过650℃的情况下，珠光体过剩地生成，热轧钢板的钢板组织变得不均匀，退火后的钢板的扩孔性降低。因此，热轧结束后，在1秒以内开始冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度进行1次冷却并冷却至650℃以下。1次冷却的冷却停止温度优选为600℃以上。此外，在此，第1平均冷却速度是从热轧结束到1次冷却的冷却停止温度为止的平均冷却速度。在上述的1次冷却后，接着作为2次冷却而以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至550℃以下。在2次冷却的平均冷却速度即第2平均冷却速度低于5℃/s或者是冷却至超过550℃的2次冷却的情况下，热轧钢板的钢板组织中过剩地生成铁素体或珠光体，退火后的钢板的扩孔性降低。因此，作为2次冷却而以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至550℃以下。2次冷却的平均冷却速度优选为45℃/s以下。此外，在此，第2平均冷却速度是从1次冷却的冷却停止温度到卷绕温度为止的平均冷却速度。
卷绕温度：550℃以下
如上所述，在热轧后进行1次冷却接着进行2次冷却，在冷却至550℃以下后，以550℃以下的卷绕温度进行卷绕，得到热轧钢板。在卷绕温度超过550℃的情况下，铁素体以及珠光体过剩地生成。因此，卷绕温度设为550℃以下。优选的是，卷绕温度为500℃以下。卷绕温度的下限没有特别的规定，但若卷绕温度过低，则硬质的马氏体过剩地生成，冷轧负载增大，因此优选设为300℃以上。
[酸洗工序]
优选在热轧工序后实施酸性工序，除去在热轧工序中形成的热轧钢板表层的氧化层。酸洗工序没有特别的限定，以通常方法实施即可。
[冷轧工序]
对酸洗工序后的钢板进行冷轧工序，轧制至规定的板厚而得到冷轧板。冷轧工序的条件没有特别限定，以通常方法实施即可。
[退火工序]
在退火工序中，使再结晶进行，并且为了高强度化而在钢板组织中形成贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体、马氏体。为此，在退火工序中实施如下的连续退火，即以3～30℃/s的平均加热速度加热至820℃以上的温度范围，作为第1均热温度而在820℃以上的温度下保持30秒以上，随后从第1均热温度以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围，接着加热至350～500℃，作为第2均热温度而在350～500℃的温度范围内保持30秒以上，随后冷却至室温。
以下对各条件的限定理由进行说明。
平均加热速度：3～30℃/s
使通过退火的升温过程中的再结晶而生成的铁素体、奥氏体的形核速度比再结晶后的晶粒生长的速度快，由此能够使再结晶晶粒微小化。为了得到这样的效果，加热至820℃以上的温度范围时的平均加热速度设为3℃/s以上。在平均加热速度低于3℃/s的情况下，退火后的铁素体、马氏体晶粒变得粗大，得不到规定的平均结晶粒径。优选的是，平均加热速度为5℃/s以上。另一方面，若以超过30℃/s的平均加热速度急速进行加热，则再结晶难以进行。因此，平均加热速度设为30℃/s以下。
第1均热温度：820℃以上
在以上述那样的平均加热速度加热至820℃以上的温度范围后，将均热温度(第1均热温度)设为820℃以上的温度，在作为铁素体和奥氏体的双相区或奥氏体单相区的温度范围内进行均热。在第1均热温度低于820℃的情况下，铁素体分率变多，因此难以兼顾强度和扩孔性。因此，第1均热温度设为820℃以上。上限没有特别规定，但若均热温度过高，则成为奥氏体单相区中的退火，耐延迟断裂特性具有降低的趋势，因此第1均热温度优选设为900℃以下。更优选的是，第1均热温度为880℃以下。
第1均热温度下的保持时间：30秒以上
为了在上述第1均热温度下使再结晶进行并使一部分或全部发生奥氏体相变，需要将第1均热温度下的保持时间(以下称为第1保持时间)设为30秒以上。优选的是，第1保持时间为100秒以上。第1保持时间的上限没有特别限定，但优选为600秒以下。
从第1均热温度以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围
出于高屈强比、扩孔性的观点而生成回火马氏体，为此，通过从均热温度冷却至马氏体相变开始温度以下，来使在第1均热温度下的保持中生成的奥氏体的一部分发生马氏体相变。因此，将平均冷却速度设为3℃/s以上，冷却至100～250℃的冷却停止温度范围。若该平均冷却速度低于3℃/s则在钢板组织中过剩地生成珠光体、球状渗碳体。因此，该平均冷却速度设为3℃/s以上。另外，在冷却停止温度低于100℃的情况下，冷却时马氏体过剩地生成，未相变的奥氏体减少，贝氏体、残余奥氏体减少，伸长率降低。因此，冷却停止温度设为100℃以上。优选的是，冷却停止温度为150℃以上。另一方面，若冷却停止温度超过250℃，则回火马氏体减少，扩孔性降低。因此，冷却停止温度设为250℃以下。优选的是，冷却停止温度为220℃以下。
加热至350～500℃，作为第2均热温度而在350～500℃的温度范围内保持30秒以上，随后冷却至室温
为了对在冷却中途生成的马氏体进行回火使其成为回火马氏体、并为了使未相变的奥氏体进行贝氏体相变来在钢板组织中生成贝氏体以及残余奥氏体，而进行在第2均热温度下的保持。在第2均热温度低于350℃的情况下，马氏体的回火不充分，与铁素体以及马氏体的硬度差变大，因此扩孔性劣化。因此，第2均热温度设为350℃以上。另一方面，在第2均热温度超过500℃的情况下，珠光体过剩地生成，因此伸长率降低。因此，第2均热温度设为500℃以下。另外，在第2均热温度下的保持时间(以下称为第2保持时间)低于30秒的情况下，贝氏体相变不会充分地进行。因此，未相变的奥氏体大量残留，最终马氏体过剩地生成，扩孔性降低。因此，第2保持时间设为30秒以上。优选的是，第2保持时间为60秒以上。第2保持时间的上限没有特别限定，优选为2000秒以下。
此外，也可以在上述的连续退火后实施平整轧制。实施平整轧制时的伸长率的优选范围为0.1％～2.0％。
另外，若在本发明的范围内，则在上述的退火工序中，也可以实施热镀锌而制成热镀锌钢板，另外，也可以在热镀锌后实施合金化处理而制成合金化热镀锌钢板。再有还可以对本发明中得到的冷轧钢板进行电镀制成电镀钢板。
实施例1
以下，说明本发明的实施例。但是，本发明并不受到下述实施例限制，能够在符合本发明的主旨的范围内添加适当的变更来实施，这些变更也均包含在本发明的技术范围内。
熔炼并铸造表1所示的化学组成的钢(剩余部分成分：Fe以及不可避免的杂质)，制造板坯。接着，将热轧的加热温度设为1250℃、将终轧的结束温度(FDT)设为表2所示的条件而进行热轧，使板厚成为3.2mm，随后以表2所示的第1平均冷却速度(冷速1)冷却至第1冷却温度，随后以第2平均冷却速度(冷速2)进行冷却，以卷绕温度(CT)进行卷绕，得到热轧钢板。此外，在表2中，也示出了热轧结束后到开始冷却为止的时间。接着，在对得到的热轧钢板进行酸洗后，实施冷轧，制成冷轧板(板厚：1.4mm)。之后实施如下的连续退火而制成冷轧钢板，即对冷轧板以表2所示的平均加热速度进行加热，以表2所示的均热温度(第1均热温度)以及均热时间(第1保持时间)进行退火，随后以表2所示的平均冷却速度(冷速3)冷却至冷却停止温度，随后进行加热，在表2所示的第2均热温度下进行保持(第2保持时间)，冷却至室温。
对于这样地制造的冷轧钢板，如下地评价特性，并且调查微观组织。结果示于表3。
[拉伸特性]
从所制造的冷轧钢板以轧制直角方向(与轧制方向垂直的方向)成为长边方向(拉伸方向)的方式采集JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验(JIS Z2241(1998))，测定屈服应力(YS)、抗拉强度(TS)、总伸长率(EL)，并求得屈强比(YR)。
[拉伸翻边性能]
对于从所制造的冷轧钢板采集的试验片，遵照日本钢铁联盟标准(JFS T1001(1996))，以板厚的12.5％的间隙(clearance)冲切φ10mm的孔，并以毛边(burr)位于冲模(die)侧的方式放置于试验机后，利用60°的圆锥冲头进行成形，由此测定扩孔率(λ)。关于λ(％)，将具有40％以上扩孔率的钢板设为具有良好的拉伸翻边性能的钢板。
[耐延迟断裂特性]
使用以得到的冷轧钢板的轧制方向为长边而切断成30mm×100mm并对端面进行了研磨加工的试验片，并利用前端的曲率半径为10mm的冲头对试验片实施180°弯曲加工。通过螺栓将在实施了该弯曲加工后的试验片中产生的回弹以内侧间隔成为20mm的方式进行紧固，在对试验片施加应力后，浸渍于25℃、pH＝2的盐酸中，以直到最长100小时为止的方式测定了直到产生破坏的时间。将在100小时以内在试验片中未产生裂纹的情况设为耐延迟断裂特性良好(○)，将在试验片中产生了裂纹的情况设为耐延迟断裂特性差(×)。
[钢板的微观组织]
关于冷轧钢板的铁素体、马氏体的体积分率，对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，用3％硝酸酒精溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率进行观察，根据数点法(遵照ASTM E562－83(1988))测定面积率，并将该面积率作为体积分率。关于铁素体以及马氏体的平均结晶粒径，使用Media Cybernetics公司的Image－Pro，通过取入照片(该照片是从如上所述地使用SEM进行组织观察而得的钢板组织照片中，预先识别了各个铁素体以及马氏体结晶粒的照片)而能够计算铁素体、马氏体结晶粒的面积，计算当量圆直径，按各相将它们的值求平均，从而求得铁素体、马氏体晶粒的平均结晶粒径。
关于残余奥氏体的体积分率，将冷轧钢板研磨至板厚方向的1/4面，通过该板厚1/4面的衍射X射线强度而求得残余奥氏体的体积分率。以Mo的Kα射线为射线源，以加速电压50keV通过X射线衍射法(装置：Rigaku公司生产的RINT2200)测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面和奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，并使用这些测定值，根据《X射线衍射手册》(2000年)理学电机株式会社，p.26，62－64所记载的公式求得残余奥氏体的体积分率。对于残余奥氏体的平均结晶粒径，使用EBSD(电子背散射衍射法)以5000倍的倍率进行观察，使用上述的Image－Pro计算当量圆直径，并将它们的值求平均而求得。
另外，通过SEM(扫描电子显微镜)、TEM(透射电子显微镜)，FE－SEM(场发射扫描电子显微镜)观察钢板组织，确定除铁素体、残余奥氏体、马氏体以外的钢组织的种类。关于贝氏体以及回火马氏体、珠光体的平均结晶粒径，使用上述的Image－Pro，根据钢板组织照片，不对贝氏体和回火马氏体之间进行区分地，对贝氏体或回火马氏体的晶粒计算当量圆直径，并对它们的值求平均，作为贝氏体以及回火马氏体、珠光体的平均结晶粒径。
此外，对各发明例通过TEM测定了Ti系碳化物的平均结晶粒径，为0.10μm以下。
所测定的拉伸特性、扩孔率、耐延迟断裂特性、钢板组织的测定结果示于表3。
根据表3所示的结果确认到，本发明例均具有如下的复合组织，即平均粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计含有2～15％，平均结晶粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体的体积分率为5～20％，平均粒径为2μm以下的马氏体以体积分率计含有10％以下(包括0％)，剩余部分含有平均粒径为5μm以下的贝氏体以及回火马氏体，其结果是，确保1180MPa以上的抗拉强度和75％以上的屈强比，并且，得到17.0％以上的伸长率(总伸长率)和40％以上的扩孔率这样的良好的加工性，在延迟断裂特性评价试验中100小时内不产生破坏，具有优异的耐延迟断裂特性。另一方面，比较例的钢板组织不满足本发明范围，其结果是，抗拉强度、屈强比、伸长率、扩孔率、耐延迟断裂特性中的至少1个特性较差。
[表1]
[表2]
[表3]

Claims (6)

1.一种高屈强比高强度冷轧钢板，其特征在于，
关于成分组成，以质量％计，含有C：0.13～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：2.0～3.2％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.008％以下、Ti：0.055～0.130％，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，
关于微观组织，平均结晶粒径为2μm以下的铁素体以体积分率计含有2～15％，平均结晶粒径为0.3～2.0μm的残余奥氏体以体积分率计含有5～20％，平均结晶粒径为2μm以下的马氏体以体积分率计含有10％以下且包括0％，剩余部分具有贝氏体以及回火马氏体，贝氏体以及回火马氏体的平均结晶粒径为5μm以下。
2.根据权利要求1所述的高屈强比高强度冷轧钢板，其特征在于，
作为成分组成，以质量％计，还含有B：0.0003～0.0050％。
3.根据权利要求1或2所述的高屈强比高强度冷轧钢板，其特征在于，
作为成分组成，以质量％计，还含有选自V：0.05％以下、Nb：0.05％以下中的一种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高屈强比高强度冷轧钢板，其特征在于，
作为成分组成，以质量％计，还含有选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高屈强比高强度冷轧钢板，其特征在于，
作为成分组成，以质量％计，还含有合计0.0050％以下的Ca及/或REM。
6.一种高屈强比高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
将具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢板坯加热至加热温度：1150～1300℃，在终轧的结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却而以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下，作为2次冷却而以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至550℃以下，随后进行卷绕而制成热轧钢板，对该热轧钢板实施酸洗，随后进行冷轧，接着实施如下的连续退火，即以3～30℃/s的平均加热速度加热至820℃以上的温度范围，作为第1均热温度而在820℃以上的温度下保持30秒以上，随后从第1均热温度以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围，接着加热至350～500℃，作为第2均热温度而在350～500℃的温度范围内保持30秒以上，随后冷却至室温。
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