CN110475888B - 冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板 - Google Patents

冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN110475888B
CN110475888B CN201780089257.0A CN201780089257A CN110475888B CN 110475888 B CN110475888 B CN 110475888B CN 201780089257 A CN201780089257 A CN 201780089257A CN 110475888 B CN110475888 B CN 110475888B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
less
cold
rolled steel
hot
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
CN201780089257.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110475888A (zh
Inventor
横山卓史
冈本力
山口裕司
盐川一生
中平优一
川田裕之
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.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal 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 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN110475888A publication Critical patent/CN110475888A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110475888B publication Critical patent/CN110475888B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0226—Hot 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
    • C21D8/0221—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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/005—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
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

一种冷轧钢板，其为拉伸强度为980MPa以上的冷轧钢板，所述冷轧钢板具有特定的化学组成，其显微组织以面积％计为铁素体：1～29％、残留奥氏体：5～20％、马氏体：小于10％、珠光体：小于5％、余量：贝氏体和/或回火马氏体，铁素体与当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度的总和在每1000μm2中为100μm以下。该冷轧钢板的加工性和低温韧性优异，尤其是导入塑性应变后的低温韧性优异。

Description

冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板
技术领域
本发明涉及冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板。
背景技术
近年来，从为应对全球气候变暖而限制温室效应气体排放量的观点出发，要求改善汽车的燃料消耗。为了车体的轻量化和确保碰撞安全性，高强度钢板的使用正在日益扩大。最近，拉伸强度980MPa以上的超高强度钢板的需求不断增加。对于车体之中也要求防锈性的部位，寻求一种表面实施了热浸镀锌的超高强度热浸镀锌钢板。
供于汽车用部件的钢板不仅要求强度，还要求压制成形性、焊接性等部件成形时所要求的各种施工性。具体而言，从压制成形性的观点出发，钢板大多要求优异的伸长率(拉伸试验中的总伸长率：El)和拉伸翻边性(扩孔率：λ)。
通常，随着钢板的高强度化，难以确保总伸长率：El和扩孔率：λ均为高水平，但已知一种利用残留奥氏体的相变诱发塑性而得以兼顾高强度化和加工性的TRIP钢板(Transformation Induced Plasticity)。
另一方面，在考虑将高强度钢板用于寒冷地区使用的汽车中时，要求高强度钢板在低温环境下不发生脆性断裂。特别是，在考虑用于汽车用部件时，要求通过压制加工导入塑性应变后的低温韧性。但是，一般已知TRIP钢板的低温韧性差。
专利文献1～3中公开了一种关于高强度TRIP钢板的技术，通过将组织构成比率控制在特定范围，从而改善伸长率和扩孔率。
专利文献4和专利文献5中公开了一种关于高强度TRIP钢板的技术，该钢板在将显微组织的构成比率控制在特定范围的基础上，将利用EBSD法求出的晶粒的IQ(ImageQualty，图像质量)值的分布控制在特定范围，从而改善低温韧性。
专利文献6中公开了一种关于高强度TRIP钢的技术，该钢板的显微组织是以包含MA和残留奥氏体的回火马氏体为主体的组织，通过增大MA和残留奥氏体与回火马氏体相接触或者存在于回火马氏体晶粒内的比例，从而改善扩孔性。
专利文献7中公开了一种提高DP(Dual Phase，双相)钢板的韧性的技术。专利文献8和专利文献9中公开了一种关于高强度钢板的技术，该钢板在将显微组织的构成比率控制在特定范围的基础上，将残留奥氏体的堆垛层错密度控制在特定范围，从而改善低温韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2013/151238号
专利文献2：日本特开2006-104532号公报
专利文献3：日本特开2007-262494号公报
专利文献4：日本特开2015-086468号公报
专利文献5：日本特开2015-200006号公报
专利文献6：日本特开2014-34716号公报
专利文献7：日本特开2011-132602号公报
专利文献8：日本特开2015-025208号公报
专利文献9：日本特开2014-133944号公报
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1～3的技术没有考虑低温韧性。专利文献4的技术中，由于铁素体的组织比率为50％以上，因而难以确保980MPa级以上的强度。专利文献5的技术没有考虑作为汽车用钢板所需要的加工后的低温韧性。专利文献6的技术没有考虑低温韧性。专利文献7的钢板几乎不含残留奥氏体，因此延性不充分。专利文献8和专利文献9的技术没有考虑对高强度钢板的加工性来说重要的扩孔性。
本发明的课题在于，鉴于现有技术的现状，在高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌冷轧钢板中提高加工性和低温韧性、尤其是提高导入塑性应变后的低温韧性，其目的在于，提供一种解决该课题的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌冷轧钢板(以下也将“冷轧钢板”称为“冷轧钢板”)。
用于解决问题的方案
本发明人等在研究解决上述课题的方法时，对能够确保高强度以及加工性和低温韧性的显微组织进行了深入研究。
结果发现，为了确保目标强度、伸长率、扩孔率以及低温韧性，显微组织需要同时满足以下的(i)～(v)。
(i)铁素体：1～29面积％
(ii)残留奥氏体：5～20面积％
(iii)马氏体：小于10面积％
(iv)珠光体：小于5面积％
(v)贝氏体和/或回火马氏体：余量
还查明，显微组织中最软质的铁素体组织与最硬质的马氏体或残留奥氏体组织的界面成为断裂的起点，并发现，若两组织相接触的界面的长度为特定值以下、具体而言满足以下的(vi)，则能够更进一步提高加工后的低温韧性。
(vi)铁素体与当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度的总和在每1000μm2中为100μm以下
图1示出了对具有各种σMA的钢板赋予5％的预应变后进行夏氏冲击试验并对vTrs进行测定的结果。需要说明的是，在本说明书中，将铁素体与当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度的总和称为σMA。
如图1所示，存在σMA越小则5％预应变后的vTrs越降低的倾向，特别是在100μm以下时vTrs大幅减少。在此，关于σMA对加工后的低温韧性造成影响的机理，可以考虑如下。对钢板实施加工时，应变集中于作为显微组织中最软质组织的铁素体与作为最硬质组织的马氏体或残留奥氏体的界面处，产生微小的界面剥离或龟裂。该界面剥离或龟裂成为脆性断裂的起点。因此，可认为该界面越少即σMA越小，则加工后的低温韧性越优异。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。
(1)一种冷轧钢板，其是拉伸强度为980MPa以上的冷轧钢板，
所述冷轧钢板的化学组成以质量％计为
C：0.10～0.30％、
Si：0.50～2.50％、
Mn：1.50～3.50％、
Al：0.001～1.00％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
N：0.01％以下、
O：0.01％以下、
Cr：0～1.00％、
Mo：0～1.00％、
Sn：0～1.00％、
Cu：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
B：0～0.005％、
Ti：0～0.30％、
V：0～0.50％、
Nb：0～0.10％、
W：0～0.50％、
Ca：0～0.010％、
Mg：0～0.010％、
Sb：0～0.200％、
Zr：0～0.010％、
Bi：0～0.010％、
REM：0～0.100％、
余量：Fe和杂质，
所述冷轧钢板的显微组织以面积％计为
铁素体：1～29％、
残留奥氏体：5～20％、
马氏体：小于10％、
珠光体：小于5％、
余量：贝氏体和/或回火马氏体，
铁素体与当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度的总和在每1000μm2中为100μm以下。
(2)根据上述(1)的冷轧钢板或热浸镀锌冷轧钢板，其中，前述钢板的板厚为0.5～3.2mm。
(3)一种热浸镀锌冷轧钢板，其在上述(1)或(2)的冷轧钢板的表面具备热浸镀锌层。
(4)一种热浸镀锌冷轧钢板，其在上述(1)或(2)的冷轧钢板的表面具备合金化热浸镀锌层。
本发明的效果
根据本发明，可以提供一种加工性和低温韧性优异、尤其是导入塑性应变后的低温韧性优异的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌冷轧钢板。
附图说明
图1是示出赋予5％的预应变后的vTrs与σMA的关系的图。
图2是示出对式(1)的左边值与σMA的关系进行调查而得到的结果的图。
图3是示出板坯加热模式的例子的图。
图4是示出三次冷却速度与残留γ中的C浓度(Cγ)的关系的图。
具体实施方式
以下，依次对本发明的钢板和本发明的镀覆钢板、以及它们的制造方法进行说明。
首先，对本发明的钢板的化学组成的限定理由进行说明。以下，化学组成的“％”表示“质量％”。
化学组成
C：0.10～0.30％
C是确保钢板强度所必须的元素。为了得到充分的高强度，C的含量设为0.10％以上。优选为0.13％以上、0.15％以上、0.17％以上或0.18％以上。另一方面，过量含有会使加工性、焊接性降低，因此C的含量设为0.30％以下。为了抑制压制成形性、焊接性的降低，优选为0.27％以下、0.25％以下、0.23％或0.21％以下。
Si：0.50～2.50％
Si是抑制铁碳化物的生成、有助于提高强度和成形性的元素。为了得到该效果，Si的含量设为0.50％以上。为了抑制铁系碳化物的析出，优选为0.65％以上、0.80％以上、0.90％以上、1.00％以上、1.10％以上或1.20％以上。另一方面，过量含有时铸造的板坯开裂、使钢板脆化，因此Si的含量设为2.50％以下。另外，在退火工序中，Si在钢板表面形成氧化物，有时会损害化学转化处理性、镀覆密合性，因此Si的含量优选为2.25％以下、2.00％以下、1.85％以下、1.70％以下或1.60％以下。更优选为1.50％以下。
Mn：1.50～3.50％
Mn是提高钢板的淬透性、有助于提高强度的元素。Mn的含量低于1.50％时，钢板的淬透性不足，在退火后的冷却中铁素体大量析出，难以确保所需的强度。因此，Mn的含量设为1.50％以上。优选为1.80％以上、2.00％以上、2.20％以上或2.30％以上。另一方面，过量含有会使Mn偏析明显化，并使加工性、韧性降低，因此Mn的含量设为3.50％以下。从确保焊接性的观点出发，Mn的含量优选为3.00％以下。更优选为2.80％以下、2.70％以下、2.60％以下或2.50％以下。
Al：0.001～1.00％
Al是脱氧元素。为了得到该效果，Al的含量设为0.001％以上。优选为0.005％以上、0.010％以上或0.015％以上。另一方面，即使过量含有，除了添加效果饱和、经济性降低以外，钢的相变温度上升，热轧时的负载增大，因此Al的含量设为1.00％以下。优选为0.50％以下、0.20％以下、0.10％以下、0.060％以下或0.040％以下。
P：0.05％以下
P是强化固溶、并有助于提高强度的元素。P的含量超过0.05％时，焊接性和韧性降低，因此P的含量设为0.05％以下。优选为0.02％以下或0.015％以下。无需特别限制P的含量的下限，其下限为0％。但是，将P的含量降低至不足0.001％时，制造成本会大幅上升，因此可以将0.001％作为下限。
S：0.01％以下
S是杂质元素，是形成MnS而损害加工性、焊接性的元素。因此，S的含量设为0.01％以下。优选为0.005％以下或0.003％以下、更优选为0.002％以下。无需特别限制S的含量的下限，其下限为0％。将S的含量降低至不足0.0005％时，制造成本会大幅上升，因此可以将0.0005％作为下限。
N：0.01％以下
N是杂质元素，是形成粗大的氮化物而损害加工性、韧性的元素。因此，N的含量设为0.01％以下。优选为0.007％以下、0.005％以下或0.004％以下。无需特别限制N的含量的下限，其下限为0％。将N的含量降低至不足0.0005％时，制造成本会大幅上升，因此可以将0.0005％作为下限。
O：0.01％以下
O是杂质元素，是形成粗大的氧化物而损害弯曲性、扩孔性的元素。因此，O的含量设为0.01％以下。优选为0.005％以下或0.003％以下。无需特别限制O的含量的下限，其下限为0％。将O的含量降低至不足0.0001％时，制造成本会大幅上升，因此可以将0.0001％作为下限。
在本发明的钢板中，根据需要，可以含有下述各元素。
Cr：0～1.00％
Mo：0～1.00％
Sn：0～1.00％
Cu：0～1.00％
Ni：0～1.00％
B：0～0.005％
Cr、Mo、Sn、Cu、Ni和B均是有助于提高钢板强度的元素，因此可以含有这些元素中的1种以上。但是，即使过量含有这些元素，添加效果也会饱和，经济性降低，因此Cr、Mo、Sn、Cu和Ni的含量的上限均设为1.00％、B的含量的上限设为0.0050％。对于更优选的上限，Cr、Mo、Ni、Sn、Cu和Ni均为0.60％、0.40％、0.20％、0.10％或0.050％，B为0.0020％或0.0030％。为了充分得到上述效果，可以将Cr、Mo、Sn、Cu和Ni的含量的下限设为0.001％、将B的含量的下限设为0.0001％。对于更优选的下限，Cr、Mo、Sn、Cu和Ni均为0.010％或0.020％，B为0.0005％或0.0010％。并不是必须得到上述效果。因此，无需特别限制Cr、Mo、Sn、Cu和Ni的含量的下限，它们的下限为0％。
Ti：0～0.30％
V：0～0.50％
Nb：0～0.10％
W：0～0.50％
Ti、V、Nb和W是形成碳化物、有助于提高钢板强度的元素，因此可以含有这些元素中的1种以上。但是，即使过量含有这些元素，添加效果也会饱和，经济性降低，因此Ti含量的上限设为0.30％、V含量的上限设为0.50％、Nb含量的上限设为0.10％、W含量的上限设为0.50％。Ti的更优选的上限为0.15％或0.05％。V的更优选的上限为0.30％或0.08％。Nb的更优选的上限为0.05％或0.02％。W的更优选的上限为0.25％或0.05％。为了充分得到上述效果，Ti、V、Nb和W的含量的下限均优选设为0.001％或0.005％。对于更优选的下限，任一元素均为0.010％。并不是必须得到上述效果。因此，无需特别限制Ti、V、Nb和W的含量的下限，它们的下限为0％。
Ca：0～0.010％、
Mg：0～0.010％、
Sb：0～0.200％、
Zr：0～0.010％、
Bi：0～0.010％、
REM：0～0.100％，
Ca、Mg、Sb、Zr和REM是使夹杂物微细分散化、有助于提高加工性的元素，Bi是减轻Mn、Si等置换型合金元素的微观偏析、有助于提高加工性的元素。因此，可以含有这些元素中的1种以上。但是，在这些元素的含量过量时，延性会降低，因此Ca和Mg的含量的上限设为0.010％、Sb的含量的上限设为0.200％、Zr和Bi的含量的上限设为0.010％、REM的含量的上限设为0.100％。对于更优选的上限，Ca和Mg为0.005％或0.003％、Sb为0.150％或0.05％、Zr和Bi为0.005％或0.002％、REM为0.050％或0.004％。为了充分得到上述效果，优选Ca和Mg的含量的下限设为0.0001％、Sb和Zr的含量的下限设为0.001％或0.005％、Bi和REM的含量的下限设为0.0001％或0.005％。对于更优选的下限，Ca和Mg为0.0010％、Sb和Zr为0.008％、Bi和REM为0.0008％。并不是必须得到上述效果。因此，无需特别限制Ca、Mg、Sb、Zr和REM的含量的下限，它们的下限为0％。需要说明的是，REM是Sc、Y和镧系元素这合计17种元素的总称，REM的含量表示上述元素的总量。
本发明的钢板的化学组成除了上述元素以外，余量为Fe和杂质，但可以在不损害本发明的钢板的特性的范围内含有从钢原料和/或在制钢过程中不可避免地混入的元素。
接下来，对本发明的钢板的显微组织的限定理由进行说明。以下，显微组织的“％”表示“面积％”。
显微组织
铁素体：1～29％
残留奥氏体：5～20％
马氏体：小于10％
珠光体：小于5％
余量：贝氏体和/或回火马氏体
在本发明的钢板中，形成上述显微组织，从而确保所需的机械特性。
铁素体是对于确保充分的伸长率来说有效的组织，因此铁素体量设为1％以上。优选的下限为3％、5％、7％或9％。更优选的下限为10％、11％、12％或13％。另一方面，铁素体量过量时难以确保充分的强度，因此铁素体量设为29％以下。优选的上限为27％、25％、22％或20％。更优选的上限为19％或18％。
残留奥氏体也是对于确保充分的伸长率来说有效的组织，因此残留奥氏体量设为5％以上。优选的下限为7％、8％或9％。更优选的下限为10％或11％。另一方面，残留奥氏体量过量时难以确保充分的强度，因此残留奥氏体量设为20％以下。优选的上限为17％、16％、15％或14％。
马氏体和珠光体各自的量过量时不能确保充分的扩孔性和低温韧性，因此马氏体量设为小于10％、珠光体量设为小于5％。马氏体量的优选上限为8％、6％、5％或4％、珠光体量的优选上限为3％、2％或1％。更优选的上限为不足1％。这些量的下限无需特别规定，为0％。但是，在本发明的钢板中，很多情况下存在一定程度的马氏体，根据需要，可以将马氏体量的下限设为1％、2％、3％或4％。珠光体量优选为0％，但可以将其下限设为0.5％或1％。
显微组织的余量为贝氏体和/或回火马氏体。余量组织的上限为94％，下限为大于36％。可以将其下限设为40％、50％、55％、60％、65％或70％，可以将上限设为90％、86％、82％、78％或74％。特别是，回火马氏体量优选为65％以下或60％以下，回火马氏体量优选为30％以上或40％以上。
在此，对本发明的钢板的显微组织的面积％的计算方法进行说明。切出钢板的轧制方向截面，用硝酸乙醇溶液进行腐蚀而使显微组织显现，用扫描型电子显微镜(倍率：5000倍，5个视野)对1/4厚度位置处的组织进行拍摄，由所得显微组织照片，利用点计数法算出面积率(面积％)。
将不显现下部组织且亮度低的区域作为铁素体，另外，将不显现下部组织且亮度高的区域作为马氏体或残留奥氏体，并算出面积率。将下部组织显现的区域作为回火马氏体或贝氏体，并算出面积率。
对于残留奥氏体的面积率，以钢板的1/4厚度的面作为观察面进行X射线衍射，将由bcc和fcc的峰面积比算出的值作为面积率。马氏体的面积率是从作为马氏体或残留奥氏体而算出的面积率中减去通过X射线衍射得到的残留奥氏体的面积率而求出的。
通过X射线衍射得到的组织比率原本是体积率(体积％)。但由于显微组织的面积率(面积％)大致等于体积率(体积％)，因此，直接将如上述利用X射线衍射测定出的残留奥氏体的比例作为残留奥氏体的面积率。
贝氏体与回火马氏体可以通过观察组织内部所含的渗碳体的位置和变体(variant)来区别。回火马氏体由马氏体板条和在板条内部生成的渗碳体构成。此时，马氏体板条和渗碳体的晶体取向关系有2种以上，因此构成回火马氏体的渗碳体具有多个变体。
贝氏体分为上贝氏体和下贝氏体。上贝氏体由板条状的贝氏体铁素体(bainiticferrite)和在板条界面处生成的渗碳体构成，因此能够容易地与回火马氏体区别开。下贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和在板条内部生成的渗碳体构成。此时，贝氏体铁素体和渗碳体的晶体取向关系与回火马氏体不同，为1种，构成下贝氏体的渗碳体具有相同的变体。因此，能够基于渗碳体的变体来区别下贝氏体和回火马氏体。
铁素体与当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度的总和：每1000μm2中为100μm以下
马氏体或残留奥氏体在其当量圆半径大时会损害加工性和韧性。特别是在当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体与作为软质组织的铁素体相接触的情况下，有时会使加工性和韧性劣化。因此，需要对铁素体与当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度的总和进行管理。
界面的长度的总和以如下方式求出。
首先，对于拍摄到的显微组织照片，区分为(1)铁素体、(2)马氏体或残留奥氏体、以及(3)其他组织这3个区域。对于该“(3)其他组织”，如前所述，其是在显微组织照片中下部组织显现的区域，属于贝氏体和/或回火马氏体。
接着，使用市售的图像分析用应用程序，分别求出马氏体或残留奥氏体的面积，换算为当量圆半径。对于当量圆半径为1μm以上的所有马氏体或残留奥氏体，跟踪其与铁素体的边界线，计算出长度。然后，求出其长度的总和，乘以1000(μm2)/测定视野面积(μm2)。
此时使用的图像分析用应用程序只要能进行上述操作即可，但并没有特别指定，例如有image-pro plus ver.6.1(Media Cybernetics公司)。
为了确保所需的加工性和韧性，将铁素体与当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度的总和设为在每1000μm2中为100μm以下。从进一步改善韧性的观点出发，上述界面的长度的总和优选为80μm以下、70μm以下或60μm以下。更优选为50μm以下或40μm以下。
接下来，对本发明的钢板的优选的机械特性进行说明。
拉伸强度：980MPa以上
总伸长率：10％以上
扩孔率：30％以上
5％预应变后的vTrs：-10℃以下
为了确保作为汽车用钢板的强度，本发明的钢板的拉伸强度优选为980MPa以上。无需特别规定拉伸强度的上限，但可以设为1250MPa、1200MPa或1150MPa。作为汽车用钢板，为了确保能够通过压制加工等成形为各种形状的加工性，优选总伸长率为10％以上、扩孔率为30％以上。另外，作为寒冷地区使用的汽车用钢板，为了确保低温韧性，优选5％预应变后的vTrs为-10℃以下。优选为-30℃以下。
本发明的钢板的厚度也存在不足0.5mm或超过3.2mm的情况，但总体为0.5～3.2mm。
本发明的镀覆钢板是在本发明的钢板的表面具有热浸镀锌层的冷轧钢板、或者具有合金化热浸镀锌层的冷轧钢板。钢板表面存在热浸镀锌层时，耐腐蚀性进一步提高。钢板表面存在通过合金化处理而将Fe引入到热浸镀锌层中的合金化热浸镀锌层时，能够确保优异的焊接性和涂装性。
本发明的镀覆钢板中，为了改善涂装性、焊接性，可以在热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层上进行上层镀覆。另外，本发明的钢板中，可以在热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层上进行各种处理，例如铬酸盐处理、磷酸盐处理、润滑性改进处理、焊接性改进处理等。
接下来，对适于本发明的钢板的制造方法进行说明。
在制造本发明的钢板时，对本发明的钢板的化学组成的铸坯进行处理的下述工序(A)～(C)是重要的。发明人等通过迄今为止的研究确认到，在满足以下条件的情况下，能够得到本发明的显微组织等。
(A)基于条件(A1)～(A4)的热轧工序
热轧工序按照以下条件进行。
(A1)满足式(1)的板坯加热
Figure BDA0002220623330000141
其中，
Figure BDA0002220623330000142
Figure BDA0002220623330000143
Figure BDA0002220623330000144
T:温度(℃)
R:气体常数；8.314J/mol
ts(T):温度T下的板坯的停留时间(秒)
SRT：板坯加热温度(℃)
WC:钢中的C量(质量％)
WMn:钢中的Mn量(质量％)
式(1)的左边是表示板坯加热时引起的Mn浓度的非均质化程度的式子。式(1)左边的分子是表示板坯加热时在α+γ双相区域停留过程中从α分配到γ的Mn量的项，该值越大，则板坯中的Mn浓度分布越非均质化。另一方面，式(1)左边的分母是板坯加热时在γ单相区域停留过程中，与在γ中扩散的Mn原子的距离相对应的项，该值越大，则板坯中的Mn浓度分布越均质化。即，板坯在α+γ双相区域(Ac1以上且Ac3以下)中的停留时间越长，则从α分配到γ的Mn量越大。另一方面，γ单相温度区域(Ac3以上)中的板坯停留时间越长，则Mn浓度分布越均质化。
式(1)的左边值越大，则越在钢中局部形成Mn浓度高的Mn富集区域。另外，Mn富集区域的周围会形成Mn稀少区域。它们会经过热轧、冷轧并一直延续至最终退火工序。Mn稀少区域的淬透性低，因此在最终退火工序中，容易优先相变为铁素体。另一方面，与Mn稀少区域邻接存在的Mn富集区域的淬透性高，因此在最终退火工序中难以发生铁素体相变和贝氏体相变，容易相变成马氏体。因此，Mn浓度非均质化时，铁素体和马氏体容易邻接地形成，因此，作为铁素体与马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度总和的σMA增大。
图2是示出对式(1)的左边值与σMA的关系进行调查而得到的结果的图。式(1)的左边值越大，则σMA越大，特别是式(1)的左边值超过1.0时，σMA急剧增大。由以上可知，为了使钢中的Mn浓度分布充分地均质化，需要对板坯加热条件进行选定以使式(1)的左边值为1.0以下。另外，Ac1和Ac3根据下述经验公式而算出。元素符号表示元素量(质量％)。
Ac1＝723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr
Ac3＝910-203·√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+400Ti
需要注意的是，上述式中的各元素符号表示各自的含量(质量％)。
此处，图3中示出板坯加热模式的例子。在图3中，(a)表示表2(后述)中No.1(发明例，式(1)的左边值为0.52＜1.0)的板坯加热模式，(b)表示表2(后述)中No.2(比较例，式(1)的左边值为1.25＞1.0)的板坯加热模式。可知板坯加热模式(a)与板坯加热模式(b)显著不同。需要注意的是，板坯加热温度优选为1200℃以上且1300℃以下。
(A2)在1050℃以上且1150℃以下的总压下率：60％以上
以1050℃以上且1150℃以下的温度、60％以上的总压下率进行粗轧。在1050℃以上且1150℃以下中的总压下率小于60％时，轧制中的再结晶不充分，热轧板组织有可能变为非均质，因此上述总压下率设为60％以上。
(A3)1050℃以下～精轧的最终道次(精加工最终道次)前的总压下率：70～95％
精加工最终道次的压下率：10～25％
精加工最终道次的温度：880～970℃
在1050℃以下～精加工最终道次前的总压下率低于70％时、精加工最终道次的压下率低于10％时、或者精加工最终道次的温度超过970℃时，热轧板组织粗大化，最终产品板的组织粗大化，导致加工性劣化。因此，1050℃以下～精加工最终道次前的总压下率设为70％以上、精加工最终道次的压下率设为10％以上、精加工最终道次的温度(进入侧温度)设为970℃以下。
另一方面，在1050℃以下～精加工最终道次前的总压下率超过95％时、精加工最终道次的压下率超过25％时、或者精加工最终道次的温度低于880℃时，热轧钢板的织构发达，导致最终产品板的各向异性变得明显。因此，1050℃以下～精加工最终道次前的总压下率设为95％以下、精加工最终道次的压下率设为25％以下、精加工最终道次的温度(进入侧温度)设为880℃以上。
(A4)卷取温度：430～650℃
卷取温度低于430℃时，热轧钢板的强度变得过大，冷轧性受损，因此卷取温度设为430℃以上。另一方面，卷取温度超过650℃时，Mn富集于热轧钢板中的渗碳体，Mn浓度分布变为非均质，并且酸洗性降低，因此卷取温度设为650℃以下。
需要说明的是，热轧钢板的酸洗按照常规方法进行即可。另外，为了进行热轧钢板的形状矫正和提高酸洗性，也可以进行表面光轧。
(B)压下率为30％以上且80％以下的冷轧工序
在最终的退火工序中需要将奥氏体粒径微细化，因此压下率设为30％以上。另一方面，压下率超过80％时，轧制负荷过大，轧制机的负载增大，因此压下率设为80％以下。
(C)经过工序(C1)～(C5)的连续退火工序
(C1)加热温度：Ac3-30℃以上且900℃以下
加热时间(保持时间)：30秒以上且450秒以下
加热温度低于Ac3-30℃时，奥氏体化不能充分地进行，因此加热温度设为Ac3-30℃以上。另一方面，加热温度超过900℃时，奥氏体粒径粗大化，韧性、化学转化处理性降低，且退火设备有可能会损坏，因此加热温度设为900℃以下。
加热时间不足30秒时，奥氏体化不能充分地进行，因此加热时间设为30秒以上。另一方面，加热时间超过500秒时，生产率降低，因此加热时间设为450秒以下。
(C2)一次冷却
冷却速度：5.0℃/秒以下，一次冷却结束温度：620～720℃
为了将铁素体比率和珠光体比率控制在所需的范围内，上述加热后进行一次冷却，接着进行二次冷却(后述)。在一次冷却中的冷却速度超过5.0℃/秒时、或者一次冷却结束温度超过720℃时，无法得到所需的铁素体比率，因此冷却速度设为5.0℃/秒以下、一次冷却结束温度设为720℃以下。另一方面，一次冷却结束温度低于620℃时，无法得到所需的铁素体比率，因此一次冷却结束温度设为620℃以上。
(C3)二次冷却
冷却速度：20℃/秒以上
二次冷却结束温度：280～350℃
一次冷却后的二次冷却条件设为如上所述。二次冷却速度低于20℃/秒时，无法得到所需的铁素体比率和珠光体比率。二次冷却结束温度低于280℃时，未相变的奥氏体比率明显减少，因此残留奥氏体比率会低于所需的值。二次冷却结束温度超过350℃时，在其后的三次冷却工序中，贝氏体相变不能充分地进行，因此二次冷却结束温度设为350℃以下。需要注意的是，二次冷却开始温度与一次冷却结束温度相同。
(C4)低温加热
(低温)加热温度：390～430℃
(低温)加热时间(保持时间)：10秒以下
二次冷却后立即进行低温加热。加热温度低于390℃或加热温度高于430℃时，在其后的三次冷却时贝氏体相变不能充分地进行，奥氏体的稳定性降低。加热速度无需特别限定，但从生产效率的观点出发，优选以1℃/秒以上进行加热。低温加热时间设为10秒以下。
(C5)三次冷却
三次冷却结束温度：280～350℃
冷却速度：0.15～1.5℃/秒
为了奥氏体的稳定化(奥氏体回火、austemper)，低温加热后立即实施三次冷却。通常，奥氏体回火处理保持在一定的温度，但不是通过等温保持而是通过缓冷，从而可进一步提高奥氏体的稳定性。三次冷却结束温度设为280～330℃。需要注意的是，三次冷却开始温度与低温加热温度时的加热温度相同。
与等温保持相比，缓冷下奥氏体的稳定性更高的详细机理尚不明确，但是在等温保持的情况下，在未相变奥氏体中的C浓度达到等温保持温度下的T0组成(奥氏体相(FCC结构)与铁素体相(BCC结构)的自由能相等，贝氏体相变的驱动力为0时的奥氏体中的C浓度)时，贝氏体相变停止。另一方面，在缓冷的情况下，T0组成随着缓冷产生的温度降低而时刻增大，因此未相变奥氏体的C浓度比等温保持时高。其结果，认为未相变奥氏体的稳定性进一步提高。
图4示出了三次冷却速度与残留γ中的C浓度(Cγ)的关系。如图4所示，可知三次冷却速度在0.15～1.5℃/s的范围内时，Cγ最大化。
在上述连续退火之后，为了平整钢板并调整表面粗糙度，可以进行平整轧制(temper rolling)。此时，为了避免延性劣化，伸长率优选为2％以下。
接下来，对本发明的镀覆钢板的制造方法进行说明。
本发明的镀覆钢板在上述工序(A)～(C)之后具备下述工序(D)或(E)。
(D)在经上述工序(A)～(C)而制造的本发明的钢板的表面形成热浸镀锌层的镀覆工序
(E)在经上述工序(A)～(C)而制造的本发明的钢板的表面形成热浸镀锌层后，实施合金化处理而形成合金化热浸镀锌层的合金化工序
以下，对各工序进行说明。
(D)镀覆工序
将本发明的钢板浸渍于热浸镀锌浴中，在钢板表面形成热浸镀锌层。热浸镀锌层的形成可以在上述连续退火后连续进行。热浸镀锌浴是以锌为主体的镀浴，但也可以是以锌合金为主体的镀浴。镀浴的温度优选为450～470℃。
(E)合金化工序
对在钢板表面形成的热浸镀锌层进行合金化处理，从而形成合金化热浸镀锌层。合金化处理的条件并不特别限定为特定条件，但优选加热至480～600℃，并在该温度下保持2～100秒。
实施例
下面，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性和效果而采用的一个条件例，本发明不限定于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨并可达成本发明的目的，本发明可采用各种条件。
(实施例)
铸造具有表1所示的化学组成的板坯，在表2和表3所示的条件下进行热轧，制成热轧钢板。对该热轧钢板实施酸洗，以表2和表3所示的压下率进行冷轧，制成冷轧钢板。在表2和表3所示的条件下对该冷轧钢板实施热处理。
[表1]
Figure BDA0002220623330000201
[表2]
表2
Figure BDA0002220623330000211
*表示在本发明限定的范围之外。
##表示在优选的制造条件之外。
其中，表中的各符号的含义如下。
SRT：板坯加热温度
R1：1050～1150℃下的总压下率
R2：1050℃以下～精加工最终道次前的总压下率
R3：精加工最终道次中的压下率
FT：精加工最终道次的进入侧温度
CT：卷取温度
[表3]
表3
Figure BDA0002220623330000221
#表示在优选的制造条件之外。
其中，表中的各符号的含义如下。
T1：加热温度
t1：加热时间
CR1：一次冷却速度
T2：一次冷却结束温度(二次冷却开始温度)
CR2：二次冷却速度
T3：二次冷却结束温度
HR：升温速度
T4：低温加热温度
t2：低温加热时间
CR3：三次冷却速度
T5：三次冷却结束温度
CR：冷轧钢板、
GI：热浸镀锌钢板、
GA：合金化热浸镀锌钢板
从热处理后的冷轧钢板上，自与轧制方向呈直角的方向采集JIS Z2241的5号拉伸试验片，进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)、总伸长率(EL)。另外，按照JISZ2256进行扩孔试验，测定扩孔率(λ)。
接着，通过伸长率5％的冷轧对热处理后的冷轧钢板赋予应变(预应变加工)，然后制作夏氏冲击试验片，求出脆性-延性转变温度(vTrs)，从而评价加工后的低温韧性。夏氏冲击试验片是将多张钢板重叠并用螺栓紧固，确认钢板间没有缝隙后制作带深度2mm的V切口的试验片。对所重叠的钢板的张数进行设定以使层叠后的试验片厚度最接近于10mm。例如，板厚为1.2mm时，层叠8张，使试验片厚度为9.6mm。层叠夏氏冲击试验片是以板宽方向为长度方向而采集的。需要说明的是，不层叠试验片而用一个试验片进行夏氏冲击试验是简便的，但在层叠时试验条件变得更为严格，因此对试验片进行了层叠。
试验温度设为-120℃～+20℃，并以20℃间隔进行测定，将脆性断口率达到50％时的温度作为转变温度(vTrs)。上述以外的条件根据JIS Z 2242。作为参考，还对赋予预应变前的低温韧性(vTrs)进行了评价。
将结果示于表4。
[表4]
表4
Figure BDA0002220623330000241
*表示在本发明限定的范围之外。
#表示在优选的制选条件之外。
$表示不满足优选的机械特性。
其中，表中的各符号的含义如下。
Vα：铁素体的面积率
VP：珠光体的面积率
VM：马氏体的面积率
Vγ：残留奥氏体的面积率
余量：贝氏体和/或回火马氏体的面积率
σMA：铁素体与当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度的总和(μm/1000μm2)
YS：屈服强度
TS：拉伸强度
El：总伸长率
λ：扩孔率
vTrs：转变温度
在化学组成和制造条件落入本发明范围内的例子中，由于组织比率在本发明的范围内，因此达到了980MPa以上的拉伸强度、10％以上的伸长率、30％以上的扩孔率、5％预应变后的vTrs达到了-10℃以下。另一方面，在化学组成和制造条件的任一者或两者为本发明范围外的例子中，拉伸强度、伸长率、扩孔率、5％预应变后的vTrs的任一项未达到所需的值。
产业上的可利用性
如前所述，根据本发明，可以提供加工性和低温韧性优异、尤其是导入塑性应变后的低温韧性优异的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌冷轧钢板。因此，本发明在钢板制造产业和钢板利用产业中的可利用性高。

Claims (4)

1.一种冷轧钢板，其是拉伸强度为980MPa以上的冷轧钢板，
所述冷轧钢板的化学组成以质量％计为
C：0.10～0.30％、
Si：0.50～2.50％、
Mn：1.50～3.50％、
Al：0.001～1.00％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
N：0.01％以下、
O：0.01％以下、
Cr：0～1.00％、
Mo：0～1.00％、
Sn：0～1.00％、
Cu：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
B：0～0.005％、
Ti：0～0.30％、
V：0～0.50％、
Nb：0～0.10％、
W：0～0.50％、
Ca：0～0.010％、
Mg：0～0.010％、
Sb：0～0.200％、
Zr：0～0.010％、
Bi：0～0.010％、
REM：0～0.100％、
余量：Fe和杂质，
所述冷轧钢板的显微组织以面积％计为
铁素体：1～29％、
残留奥氏体：9～20％、
马氏体：小于10％、
珠光体：小于5％、
余量：贝氏体和/或回火马氏体，
铁素体与当量圆半径为1μm以上的马氏体或残留奥氏体相接触的界面的长度的总和在每1000μm2中为100μm以下。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，
所述钢板的板厚为0.5～3.2mm。
3.一种热浸镀锌冷轧钢板，其在权利要求1或2所述的冷轧钢板的表面具备热浸镀锌层。
4.一种热浸镀锌冷轧钢板，其在权利要求1或2所述的冷轧钢板的表面具备合金化热浸镀锌层。
CN201780089257.0A 2017-03-31 2017-03-31 冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板 Active CN110475888B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2017/013736 WO2018179386A1 (ja) 2017-03-31 2017-03-31 冷間圧延鋼板および溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110475888A CN110475888A (zh) 2019-11-19
CN110475888B true CN110475888B (zh) 2021-10-15

Family

ID=60860095

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780089257.0A Active CN110475888B (zh) 2017-03-31 2017-03-31 冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11326234B2 (zh)
EP (1) EP3604582B1 (zh)
JP (1) JP6252715B1 (zh)
KR (1) KR102264783B1 (zh)
CN (1) CN110475888B (zh)
BR (1) BR112019019727A2 (zh)
MX (1) MX2019011673A (zh)
WO (1) WO2018179386A1 (zh)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110546290B (zh) * 2018-03-29 2020-09-15 日本制铁株式会社 奥氏体系耐磨钢板
US11753693B2 (en) 2018-09-28 2023-09-12 Posco Co., Ltd High-strength cold rolled steel sheet having high hole expansion ratio, highstrength hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing methods therefor
EP3922740B1 (en) * 2019-02-06 2023-09-13 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same
JP7191796B2 (ja) * 2019-09-17 2022-12-19 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2021070951A1 (ja) * 2019-10-10 2021-04-15 日本製鉄株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
CN110578100A (zh) * 2019-10-18 2019-12-17 山东钢铁集团日照有限公司 不同屈服强度级别冷轧cp980钢及其生产方法
KR20220099570A (ko) * 2019-12-23 2022-07-13 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
EP4119690A1 (en) * 2020-03-11 2023-01-18 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
KR102490312B1 (ko) * 2020-12-09 2023-01-19 주식회사 포스코 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판
KR20220086233A (ko) * 2020-12-16 2022-06-23 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
US20240167127A1 (en) * 2021-02-10 2024-05-23 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
CN113403529B (zh) * 2021-05-21 2022-07-19 鞍钢股份有限公司 冷冲压用1470MPa级合金化镀锌钢板及其制备方法
CN113528978B (zh) * 2021-06-21 2022-08-19 首钢集团有限公司 一种980MPa级镀锌复相钢及其制备方法
KR20240087898A (ko) * 2022-12-12 2024-06-20 주식회사 포스코 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103717773A (zh) * 2011-07-29 2014-04-09 新日铁住金株式会社 弯曲性优异的高强度镀锌钢板及其制造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4306202B2 (ja) 2002-08-02 2009-07-29 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP4445365B2 (ja) 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP4461112B2 (ja) 2006-03-28 2010-05-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板
JP5309528B2 (ja) * 2007-10-26 2013-10-09 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP5720208B2 (ja) 2009-11-30 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
ES2755414T3 (es) 2011-07-29 2020-04-22 Nippon Steel Corp Lámina de acero de alta resistencia excelente en resistencia al impacto y método de fabricación de la misma, y lámina de acero galvanizado de alta resistencia y método de fabricación de la misma
JP5252142B1 (ja) * 2011-07-29 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
BR112014007498B1 (pt) 2011-09-30 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço galvanizado a quente de alta resistência e método de produção da mesma
BR112014007496B1 (pt) * 2011-09-30 2019-02-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência e chapa de aço galvanizada por imersão a quente ligada de alta resistência e método para sua produção
KR101218413B1 (ko) 2012-04-05 2013-01-03 김대규 식기세척기
JP5857909B2 (ja) 2012-08-09 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
JP5632947B2 (ja) 2012-12-12 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5728108B2 (ja) 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP5728115B1 (ja) 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP5896086B1 (ja) * 2014-03-31 2016-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6108046B1 (ja) * 2015-06-30 2017-04-05 新日鐵住金株式会社 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103717773A (zh) * 2011-07-29 2014-04-09 新日铁住金株式会社 弯曲性优异的高强度镀锌钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN110475888A (zh) 2019-11-19
EP3604582B1 (en) 2022-01-26
MX2019011673A (es) 2019-11-01
US11326234B2 (en) 2022-05-10
WO2018179386A1 (ja) 2018-10-04
KR20190133739A (ko) 2019-12-03
EP3604582A1 (en) 2020-02-05
BR112019019727A2 (pt) 2020-04-14
KR102264783B1 (ko) 2021-06-14
JPWO2018179386A1 (ja) 2019-04-04
JP6252715B1 (ja) 2017-12-27
US20200024709A1 (en) 2020-01-23
EP3604582A4 (en) 2020-09-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110475888B (zh) 冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板
CN110832098B (zh) 热轧钢板及其制造方法
CN111936658B (zh) 高强度钢板及其制造方法
EP3279362B1 (en) HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT WORKABILITY AND COLLISION CHARACTERISTICS AND HAVING TENSILE STRENGTH OF 980 MPa OR MORE, AND METHOD FOR PRODUCING SAME
EP2816132B1 (en) Steel sheet, plated steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
CN111936656B (zh) 高强度钢板及其制造方法
US10961600B2 (en) Steel sheet and plated steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
WO2011004779A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP2816129B1 (en) Cold-rolled steel sheet, plated steel sheet, and method for manufacturing the same
CN111936657B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5391801B2 (ja) 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
JP6822488B2 (ja) 鋼板
KR20190073469A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP6265108B2 (ja) 冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
JP2013044022A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN114829649B (zh) 热轧钢板
CN113544299A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114585758B (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
TWI643961B (zh) Cold rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet
JP5987999B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN116917518A (zh) 钢板及焊接接头
CN114945690A (zh) 钢板及其制造方法

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