專利名稱：高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及經(jīng)沖壓成形工序而用于汽車、家電等中的沖壓成形用高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
以往，對于發(fā)動機(jī)罩、車門、后行李箱蓋、后門、擋泥板等要求優(yōu)良的抗凹性的汽車外板而言，一直應(yīng)用TS :340MPa級BH鋼板(燒結(jié)硬化型鋼板，以下稱為340BH)。340BH是一種在C低于0. 01質(zhì)量％的極低碳鋼中通過添加Nb、Ti等碳氮化物形成元素來控制固溶C量、并且利用Mn、P進(jìn)行固溶強(qiáng)化的鐵素體單相鋼。近年來，車身輕量化的需求進(jìn)一步提高，正推進(jìn)研究通過使這些應(yīng)用340BH的外板進(jìn)一步高強(qiáng)度化來使鋼板薄壁化；在相同的板厚下減少R/F(加強(qiáng)件內(nèi)側(cè)的加強(qiáng)部件)；以及使燒結(jié)涂裝工序的溫度降低、時間縮短等。然而，如果通過在現(xiàn)有的340BH中進(jìn)一步大量添加Mn、P來謀求高強(qiáng)度化，則由于 YP增加，沖壓成形品的抗面變形性顯著變差。此處，面變形是指在門把手部的外周等處容易產(chǎn)生的沖壓成形面的微小褶皺、波紋狀的圖案。面變形會嚴(yán)重?fù)p害汽車的外觀質(zhì)量，因此，對于應(yīng)用于外板的鋼板，要求在提高沖壓品強(qiáng)度的同時，沖壓成形前的屈服應(yīng)力具有與現(xiàn)有的340BH接近的較低的YP。此外，對于比340BH更高強(qiáng)度化的鋼而言，YP、TS、E1等的材質(zhì)變化容易產(chǎn)生，且面變形和沖壓裂縫容易產(chǎn)生。對于YP高的鋼板而言，材質(zhì)變化小的情況下，通過調(diào)整沖壓模具形狀來降低設(shè)計面的面變形是可能的，但是，YP和TS在卷材內(nèi)的長度方向或?qū)挾确较蛏献兓?、進(jìn)而在每個卷材間變化時，極難減少面變形。這是由于，切割沖壓模具對每個卷材調(diào)整面形狀在量產(chǎn)時是不可能的，而且即使調(diào)整成形壓力等沖壓條件，面變形的抑制效果也較小。因此，對于這種高強(qiáng)度鋼板而言，期望在降低YP的同時，也同時減小卷材內(nèi)和每個卷材間的材質(zhì)變化。而且，用于汽車的鋼板還要求具有優(yōu)良的耐腐蝕性。例如，對于車門、發(fā)動機(jī)罩、后行李箱蓋等部件的卷邊加工部或點(diǎn)焊周邊部的鋼板相互密接，電鍍涂裝時的化學(xué)轉(zhuǎn)化被膜難以附著，因此容易生銹。特別是，在水容易滯留、長時間曝露于濕潤氣氛中的發(fā)動機(jī)罩前方的拐角部和車門下部的拐角部，經(jīng)常產(chǎn)生由鐵銹引起的穿孔。因此，近年來，車身制造商一直在推進(jìn)提高車身的防銹性能而將耐穿孔壽命從現(xiàn)有的10年延長到12年的研究，鋼板具有充分的耐腐蝕性是必不可少的。從提高構(gòu)件的耐腐蝕性的觀點(diǎn)出發(fā)，在提高鋼板自身的耐腐蝕性的基礎(chǔ)上，還必須提高鋼板自身的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性?；谶@樣的背景，例如，在專利文獻(xiàn)1中，公開了一種制備延展性高的冷軋鋼板的技術(shù)，通過對以重量％計含有C 0. 10 0. 45%,Si 00. 5 1. 8%,Mn :0. 5 3. 0%,sol. Al :0. 01 0. 07%的鋼進(jìn)行退火，然后，在350 500°C的溫度范圍內(nèi)保持1 30分鐘，使 5 10%以上的殘余γ生成。
此外，在專利文獻(xiàn)2中，公開了一種制備高強(qiáng)度鋼板的方法，通過對以重量比計含有C 0. 005 0. 15%、Mn :0. 3 2. 0%、Cr :0. 023 0. 8%的鋼退火后的冷卻速度進(jìn)行優(yōu)化，使主要由鐵素體和馬氏體組成的復(fù)合組織形成，從而得到兼具低屈服應(yīng)力(YP)、高延展性(El)和高燒結(jié)硬化性(BH)的高強(qiáng)度鋼板。進(jìn)而，在專利文獻(xiàn)3中，公開了一種制備高強(qiáng)度鋼板的方法，通過向以質(zhì)量％計含有C 大于0. 01%且小于0. 03%, Mn :0. 5 2. 5%、B :0. 0025%以下的鋼中添加0. 02 1. 5%的 Mo，而且對 sol. Al、N、B、Mn 量以 sol. Al 彡 9. 7XN、B 彡 1. 5X104X (Mn2+1)的方式進(jìn)行控制，形成由鐵素體和低溫相變生成相構(gòu)成的組織，從而得到燒結(jié)硬化性和耐常溫時效性均優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板。在專利文獻(xiàn)4中，公開了一種制備鋼板的方法，通過在以質(zhì)量％計含有C :0. 2%以下、Mn 3. 0% 以下、N 0. 0030 0. 0180%,Cr :0. 5 0. 9%,Al :0. 020% 以下的鋼中，使 Cr 與N的比為25以上并使鐵素體的面積率為80%以上，從而得到常溫下的耐時效性優(yōu)良、燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋼板。在專利文獻(xiàn)5中，公開了一種制造高強(qiáng)度冷軋鋼板的方法，通過使以質(zhì)量％計含有C 大于0. 01%且小于0. 08%,Mn :0. 8%以上且小于1. 7%,Cr 大于0. 4%且在2%以下的鋼的Cr與Mn的組成比為Cr/Mn彡0. 34，并使退火時的加熱速度為小于3°C /s,從而制造屈服應(yīng)力低、材質(zhì)相對于退火溫度的變化小的高強(qiáng)度冷軋鋼板。在專利文獻(xiàn)6中，公開了一種制備鋼板的方法，通過對含有C 0. 01 %以上且小于 0. 040%,Mn :0. 3 1. 6%,Cr :0. 5%以下、Mo :0. 5%以下的鋼進(jìn)行退火，然后，以3 20°C / s的冷卻速度冷卻至550 750°C的溫度，再以100°C /s以上的冷卻速度冷卻至200°C以下的溫度，從而得到燒結(jié)硬化性優(yōu)良的鋼板?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1 日本特公平6-35619號公報專利文獻(xiàn)2 日本特公昭62-40405號公報專利文獻(xiàn)3 日本專利第3969350號公報專利文獻(xiàn)4 日本專利第4113036號公報專利文獻(xiàn)5 日本特開2009-35816號公報專利文獻(xiàn)6 日本特開2006-233^4號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題然而，對于專利文獻(xiàn)1中記載的鋼板而言，為了使殘余Y生成，需要大量添加Si， 從而表面質(zhì)量變差，因此，難以作為外板來使用。此外，為了使殘余Y生成，需要長時間保持在350 500°C的溫度范圍內(nèi)，由于貝氏體的大量生成，YP顯著上升而抗面變形性變差， 因此，不能作為外板來使用。另一方面，上述專利文獻(xiàn)2 5中記載的鋼板均為控制了 Mn、Cr、Mo等的成分組成，并使顯微組織形成以鐵素體和馬氏體為主體的復(fù)合組織鋼，從而實現(xiàn)了低YP化、高延展性化、高BH化的鋼。
但是，得到了如下結(jié)果上述專利文獻(xiàn)1 5中記載的鋼板中，大量添加Cr的鋼顯示出低屈服應(yīng)力，而且材質(zhì)變化也較小，但Cr添加量比較少的鋼顯示出YP較高，而且材質(zhì)變化較大。S卩，使馬氏體等硬質(zhì)的第二相作為強(qiáng)化組織分散的復(fù)合組織鋼與現(xiàn)有的以Mn和P 進(jìn)行強(qiáng)化的固溶強(qiáng)化鋼相比，在本質(zhì)上，材料特性的變化容易產(chǎn)生。例如，第二相的體積率會由于鋼中數(shù)十PPm的C量的變化和20 50°C的退火溫度的變化而顯著地變化，因此，受其第二相百分率的變化的影響，材質(zhì)變化容易產(chǎn)生。因此，對于復(fù)合組織鋼板而言，充分降低面變形是不容易的。此外，大量添加了 Cr、Mo及Si的鋼在化學(xué)轉(zhuǎn)化處理后，化學(xué)轉(zhuǎn)化結(jié)晶難以均勻微細(xì)地生成，而且經(jīng)常有化學(xué)轉(zhuǎn)化結(jié)晶未附著的未覆蓋區(qū)(7 (化學(xué)轉(zhuǎn)化處理之后結(jié)晶未附著的區(qū)域)，可知化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性不充分。進(jìn)而，本發(fā)明人對大量地添加了 Cr的鋼板在實際部件中的耐腐蝕性進(jìn)行了詳細(xì)調(diào)查，結(jié)果新發(fā)現(xiàn)，對于這些鋼而言，發(fā)動機(jī)罩和車門的卷邊加工部或點(diǎn)焊部的耐腐蝕性不充分，對于添加了 0. 40%的Cr的鋼而言，穿孔壽命降低約1年，對于添加了 0. 60%的Cr的鋼而言，穿孔壽命降低2. 5年。S卩，以往認(rèn)為，對于平板而言，在大氣曝露環(huán)境中，Cr具有使耐腐蝕性稍稍提高的作用，但是，像鋼板接合部這樣，長時間曝露于濕潤氣氛中、腐蝕生成物易蓄積的環(huán)境中，反而使耐腐蝕性顯著變差，對于用于這種用途的鋼板而言，必須大幅度降低Cr。而且，專利文獻(xiàn)6中記載的方法需要在退火之后進(jìn)行100°C /s以上的急速冷卻，因此，如果沒有水冷設(shè)備和氣水冷卻設(shè)備，則難以應(yīng)用，此外，對于進(jìn)行了水冷和氣水冷卻的板而言，平整度顯著降低，因此不能作為外板來使用。這樣，對于復(fù)合組織鋼而言，到目前為止無法得到維持現(xiàn)有的低YP，而且材質(zhì)穩(wěn)定性、耐腐蝕性及化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性優(yōu)良的復(fù)合組織鋼，汽車制造商一直強(qiáng)烈期望同時具備這些特性的復(fù)合組織鋼。因此，本發(fā)明的目的在于提供可解決上述問題的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。用于解決問題的方法本發(fā)明人以現(xiàn)有的屈服強(qiáng)度低的復(fù)合組織鋼板為對象，為了在改善化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、耐腐蝕性的同時，進(jìn)一步降低卷材內(nèi)和卷材間的材質(zhì)變化，進(jìn)行了深入研究，從而得到了以下的關(guān)于顯微組織、成分組成的見解。(1)作為汽車用外板應(yīng)用所需的充分的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性可通過將Si、Cr、Mo的加權(quán)當(dāng)量式的總量控制為預(yù)定量來獲得，充分的耐腐蝕性可通過將Cr含量降低至小于0. 30 質(zhì)量％并積極地有效利用P來確保。(2)為了使YP或YR降低的同時，降低卷材內(nèi)和卷材間的YP的變化，下述方法是有效的抑制珠光體及貝氏體的生成，同時形成具有鐵素體和主要由馬氏體及殘余Y構(gòu)成的第二相的復(fù)合組織，而且使第二相均勻粗大地分散，以使第二相的平均粒徑為0. 9 5 μ m， 進(jìn)而控制殘余Y占第二相的比率為30 80%。(3)上述鋼組織可通過提高包含Mn、Cr、Mo、V、B、P的鋼的淬透性指標(biāo)(Mn當(dāng)量)， 同時有效利用由P帶來的下述效果并減少M(fèi)ruMo的含量，及優(yōu)化退火后的冷卻速度而得到。A)即使微量添加也具有的較大的淬透性的提高效果
B)使第二相均勻且粗大地分散于鐵素體晶界的三相點(diǎn)的效果和使殘余Y殘留的效果C)使耐腐蝕性提高的效果本發(fā)明以上述見解為基礎(chǔ)，進(jìn)而進(jìn)行研究而完成，S卩，本發(fā)明涉及1) 一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，作為鋼組成，以質(zhì)量％計含有C:大于 0.015%且小于 0. 100%, Si 小于 0. 40%,Mn :1.0% 以上且 1.9% 以下、P 大于 0.015%且在 0. 05% 以下、S 0. 03% 以下、sol. Al :0. 01 % 以上且 0. 3% 以下、N :0. 005% 以下、Cr 小 TO. 30%,B :0. 0050% 以下、Mo 小于 0. 15%、V :0. 4% 以下、Ti :0. 02% 以下，而且滿足下述(1)式，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；作為顯微組織，為以體積率％計具有鐵素體和 3 12%的第二相的復(fù)合組織，作為第二相，包含1. 0 10%的馬氏體和1. 0 5. 0%的殘余Y，而且第二相中馬氏體及殘余Y的總量為70%以上，第二相中殘余γ的比率為30 80%，第二相的平均粒徑為0. 9 5μπι，0. 6[% Si] + [% Cr]+2[% Mo] < 0. 35(1)其中，Α]表示合金元素A的含量(質(zhì)量％ )。2)如上述1)所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，進(jìn)一步滿足下述(2)、(3)式，2. 0 ^ [Mneq] ^ 2. 8(2)[% Mn]+3. 3[% Mo]彡 1. 9(3)其中，[%A]為合金元素A的含量(質(zhì)量％)，[Mneq] = [% Mn]+1. 3[% Cr]+8[% P] +150B*+2[% V]+3. 3[% Mo]，B* = [% B] + [% Ti]/48X 10. 8X0. 9+[% sol. Al]/27X 10. 8X0. 025，當(dāng)B] = 0 時，B* = 0，當(dāng) B* 彡 0. 0022 時，B* = 0. 0022。3)如上述1)或2)所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，進(jìn)一步滿足下述(4)式，0. 42 ^ 12[% P] +150B* 彡 0. 93(4)其中，B*= [% B] + [% Ti]/48X10. 8X0. 9+[% sol. Al]/27X 10. 8X0. 025,當(dāng)B] = 0 時，B* = 0，當(dāng) B* 彡 0. 0022 時，B* = 0. 0022，而且，[%A]表示合金元素A的含量(質(zhì)量％ )。4)如上述1) 3)中任一項所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，進(jìn)一步滿足下述 (5)式，0. 49 ^ 12[% P] +150B* 彡 0. 93(5)其中，B*= [% B] + [% Ti]/48X10. 8X0. 9+[% sol. Al]/27X 10. 8X0. 025,當(dāng)B] = 0 時，B* = 0，當(dāng) B* 彡 0. 0022 時，B* = 0. 0022，而且，[%A]表示合金元素A的含量(質(zhì)量％ )。5)如上述1) 4)中任一項所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計， 進(jìn)一步含有 Nb 小于 0. 02%, W 0. 15% 以下、Zr :0. 以下、Cu :0. 5% 以下、Ni :0. 5% 以下、Sn 0. 2% 以下、Sb 0. 2% 以下、Ca :0. 01% 以下、Ce :0. 01% 以下、La :0. 01% 以下及 Mg 0.01%以下中的一種或兩種以上。6) 一種高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，對上述1) 幻中任一項所述成分組成的鋼坯進(jìn)行熱軋及冷軋，然后，在750°C以上且830°C以下的退火溫度下進(jìn)行退火， 在從所述退火溫度開始至480°C為止的溫度范圍內(nèi)以3 40°C /秒的平均冷卻速度進(jìn)行一次冷卻，在從480°C開始至由下述(6)式得到的Tc(°C)為止的溫度范圍內(nèi)以8 80°C/秒的平均冷卻速度進(jìn)行二次冷卻，進(jìn)而，在從所述Tc(°C )開始至200°C為止的溫度范圍內(nèi)以 0. 3 30°C /秒的平均冷卻速度進(jìn)行三次冷卻，Tc = 435-40X [% Mn]-30X [% Cr]-30X [% V] (6)其中，Α]表示合金元素A的含量(質(zhì)量％ )。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠得到適合于汽車部件的高強(qiáng)度化和薄壁化、化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性和耐腐蝕性優(yōu)良、YP低、并且材質(zhì)變化小的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法，在產(chǎn)業(yè)上極為有用。


圖1是表示YP與12P+150B*的關(guān)系的圖。圖2是表示YP相對于退火溫度的變化量(ΔΥΡ)與12P+150B*的關(guān)系的圖。圖3是表示各種鋼板的YP與YP的變化量(ΔΥΡ)的關(guān)系的圖。
具體實施例方式
本發(fā)明中，對成分組成和顯微組織進(jìn)行規(guī)定。1)成分組成(說明中％為質(zhì)量％ )C 大于 0. 015%且小于 0. 100%C是用于確保所期望的量的第二相和馬氏體的體積率所必需的元素。C量少則馬氏體不能形成，YP顯著增加，同時發(fā)生屈服點(diǎn)拉伸，從而面向外板的應(yīng)用變得困難。此外，退火溫度發(fā)生變化時YP的變化也增大。進(jìn)而，對于復(fù)合組織鋼而言，也不能得到作為優(yōu)點(diǎn)的高BH和優(yōu)良的耐時效性等諸特性。為了確保預(yù)定量的馬氏體的體積率而得到充分低的YP，使C量大于0. 015%，從使耐時效性提高、進(jìn)一步降低YP和YR的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其為0. 020%以上。另一方面，C量為0. 100%以上時，第二相和馬氏體的體積率會過多而使YP增加， 且退火溫度和鋼組成發(fā)生變化時的材質(zhì)變化增大。而且，焊接性也會變差。因此，使C量小于0. 100 %，為了在獲得更低YP的同時降低材質(zhì)變化，優(yōu)選使C量小于0. 060 %，更加優(yōu)選使其小于0. 040%。Si:小于 0.40%Si具有通過微量添加延遲熱軋時的氧化皮生成而改善表面外觀質(zhì)量的效果、通過使鋼板的顯微組織均勻、粗大化而降低退火溫度和鋼組成發(fā)生變化時的材質(zhì)變化的效果等，從上述觀點(diǎn)出發(fā)而進(jìn)行添加。但是，添加0. 40%以上時，由于氧化皮圖案的產(chǎn)生，表面外觀質(zhì)量變差而面向外板的應(yīng)用變困難，同時導(dǎo)致YP升高，因此，使其為小于0. 40%。從提高表面質(zhì)量、降低YP的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其為小于0.30%，特別是從獲得美觀的表面質(zhì)量的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選使其為小于0. 20%。進(jìn)而，如下所述，Si使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性變差，因此，必須在控制Cr和Mo的同時控制其添加量。Mn :1· 0% 以上且 1. 9% 以下
Mn是為了提高淬透性、并且使第二相中馬氏體的比率增加而添加的。但是，其含量大于1.9%時，退火過程中的α — γ相變溫度變低，在剛再結(jié)晶后的微細(xì)的鐵素體晶界或再結(jié)晶過程中回復(fù)晶粒的界面處生成Y粒，因此，鐵素體晶粒伸展而變得不均勻，同時，第二相微細(xì)化而使YP升高。此外，第二相微細(xì)化而使第二相的每1 %體積率的YP、TS的變化量變大，退火溫度和C等鋼組成發(fā)生變化而使第二相的百分率發(fā)生變化時的YP、TS的變化變大，從而卷材內(nèi)和每個卷材間的材質(zhì)變化變大。另一方面，Mn量過少時，即使大量添加其他元素也很難確保充分的淬透性，而且， MnS大多呈微細(xì)分散，耐腐蝕性也變差。為了確保充分的淬透性及耐腐蝕性，需要添加至少 1. 0%以上。進(jìn)而，從使耐腐蝕性提高的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其為1.2%以上，進(jìn)一步從低YP化而降低材質(zhì)變化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其為1.8%以下。P 大于 0.015%且在 0.05% 以下在本發(fā)明中，P是確保優(yōu)良的耐腐蝕性和化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性、使第二相均勻粗大化、 并使殘余Y生成而降低卷材內(nèi)和每個卷材間的材質(zhì)變化的重要元素。新發(fā)現(xiàn)了如下見解 通過使P以預(yù)定量含有并在退火后進(jìn)行適度的緩慢冷卻，進(jìn)而在480°c以下的溫度范圍快速地冷卻，粗大的殘余Y生成，從而對低YR化、材質(zhì)變化的降低做出貢獻(xiàn)。為了得到由添加P帶來的低YR化、材質(zhì)變化的降低、耐腐蝕性及化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性的改善效果，需要添加至少大于0.015%。另一方面，添加大于0. 05%時，淬透性提高效果和組織的均勻化、粗大化效果達(dá)到飽和，同時固溶強(qiáng)化量變得過大而無法得到低YP。此外，鑄造時的偏析變得顯著而在沖壓之后產(chǎn)生褶皺狀缺陷，面向外板的應(yīng)用變得困難。而且，焊接性也變差，因此，使其為0.05%以下。S :0.03% 以下S具有通過適量含有來提高鋼板的一次氧化皮的剝離性、提高表面外觀質(zhì)量的作用，因此可以含有。但是，其含量多時，鋼中析出的MnS會過多，從而使鋼板的拉伸性和延伸凸緣成形性降低。此外，在對鋼坯進(jìn)行熱軋時使熱軋性降低，容易產(chǎn)生表面缺陷，進(jìn)而使耐腐蝕性稍稍降低，因此使其為0. 03%以下。從使延伸凸緣成形性和耐腐蝕性提高的觀點(diǎn)出發(fā)，在制造成本允許的范圍內(nèi)優(yōu)選使其降低。sol. Al :0.01% 以上且 0.3% 以下Al是以減少夾雜物來確保作為外板質(zhì)量水平的表面質(zhì)量、固定N來促進(jìn)B的淬透性提高效果為目的而添加的。為了通過減少夾雜物引起的缺陷來確保作為外板質(zhì)量水平的表面質(zhì)量，需要含有0. 01 %以上的sol. Al，優(yōu)選含有0. 015%以上。從固定N以使B的淬透性提高的觀點(diǎn)出發(fā)，更優(yōu)選使其為0. 04%以上。另一方面，含有大于0. 3%時，由于鑄造時的粗大AlN的析出，使鑄造性變差而使表面質(zhì)量變差，因此，作為外板的使用變得困難。因此，優(yōu)選使sol. Al為0.3%以下。從進(jìn)一步確保美觀的表面質(zhì)量的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其為0. 2%以下。N :0.005% 以下
N是在鋼中形成CrN、BN、AlN、TiN等氮化物的元素，并通過CrN和AlN的形成而使鐵素體晶粒和第二相微細(xì)化，使YP升高。此外，對于B添加鋼而言，形成BN而使由添加B 帶來的低YP化的效果消失。N含量大于0.005%時，YP升高，且添加B的效果也消失，因此使其為0.005%以下。從降低YP的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其為0. 004%以下。Cr:小于 0.30%Cr是本發(fā)明中重要的元素，具有降低材質(zhì)變化的作用，相反也具有使卷邊加工部的耐腐蝕性和化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性變差的作用。為了使耐腐蝕性和化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性不變差，使 Cr小于0. 30%，從使耐腐蝕性提高的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其小于0. 25%。從優(yōu)化以下所示的 [Mneq]、并使馬氏體生成的觀點(diǎn)出發(fā)，Cr是可以任意添加的元素，其下限不受限定(包括 Cr 0% )，但從低YP化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加0. 02%以上的Cr，更優(yōu)選添加0. 05%以上。Mo 小于 0. 15% (包括 0)、V :0.4% 以下(包括 0)、Ti :0.02% 以下(包括 0)、B 0. 0050%以下(包括0)Mo是從使淬透性提高來抑制珠光體的生成、低YR化、高BH化的觀點(diǎn)出發(fā)而添加的。但是，使第二相及鐵素體晶粒微細(xì)化的作用較強(qiáng)，過量添加時，會使YP顯著增加，并使材質(zhì)變化增加。此外，Mo是極為昂貴的元素，并且還使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性顯著變差。因此，從YP及材質(zhì)變化的降低、低成本化、化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性改善的觀點(diǎn)出發(fā)，限定為小于0. 15% (包括 0% )0從進(jìn)一步低YP化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其為0.05%以下，更優(yōu)選不添加Mo (0.02%以下)。V是使淬透性提高的元素，對YP和材質(zhì)變化的影響小，且使表面質(zhì)量、耐腐蝕性和化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性變差的作用也小，因此，可有效利用V來代替Mn、Mo和Cr。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加0. 002%以上的V，更優(yōu)選添加0. 01 %以上。但是，V極為昂貴，添加超過0. 4% 時，會變成顯著的高成本，因此，優(yōu)選使其為0. 4%以下(包括0% )。Ti具有固定N而使B的淬透性提高的效果、使耐時效性提高的效果和使鑄造性提高的效果，為了輔助獲得上述效果而添加。但是，其含量多時，具有在鋼中形成TiC或Ti (C、N)等微細(xì)的析出物而使YP顯著升高、同時在退火后的冷卻中生成TiC而使BH減少的作用，因此，添加時使其為0. 02%以下。Ti的含量可以是0%，但為了通過TiN的析出來固定N，從而使B的提高淬透性的效果發(fā)揮，優(yōu)選使其為0. 002%以上，并且為了抑制TiC的析出而得到低YP，優(yōu)選使其為0.010% 以下。B具有使鐵素體晶粒和馬氏體均勻、粗大化的作用、使淬透性提高而抑制珠光體的作用。因此，通過確保下述預(yù)定量的[Mneq]的同時將Mn用B代替，可以與P同樣地在進(jìn)行低YP化的同時降低材質(zhì)變化，但添加大于0. 005%時，鑄造性和軋制性顯著降低，因此，使其為0.0050%以下(包括0%)。為了使其發(fā)揮低YP化和降低材質(zhì)變化的效果，可以添加 0. 0002%以上，進(jìn)而可以添加大于0. 0010%。0.6[%Si] + [%Cr]+2[%Mo]小于0. 35，其中，Α]表示合金元素A的含量(質(zhì)
量％ )本參數(shù)式是化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性的指標(biāo)，因此，為了提高化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性，并可應(yīng)用于汽車外板，將其限定為小于0.35。在0.35以上時，在鋼板表面上形成化學(xué)轉(zhuǎn)化結(jié)晶難以附著的氧化物等，且化學(xué)轉(zhuǎn)化結(jié)晶的核不能均勻微細(xì)地生成，觀察到大量化學(xué)轉(zhuǎn)化結(jié)晶未附著的未覆蓋區(qū)，對于這種鋼板而言，在化學(xué)轉(zhuǎn)化處理之后，即使實施到達(dá)鋼板的橫切而對耐腐蝕性進(jìn)行評價，也得不到充分的耐腐蝕性，但對于已控制為小于0. 35的鋼，化學(xué)轉(zhuǎn)化結(jié)晶均勻微細(xì)地生成，且實施橫切后的鋼板的耐腐蝕性也良好。[Mneq] :2. 0 以上且 2. 8 以下[Mneq] (Mn當(dāng)量式)是在退火后實施緩慢冷卻的CAL熱滯后中，Mn、Cr、Mo、V、B、 P等各種元素的淬透性提高效果的指標(biāo)，為了穩(wěn)定地降低微細(xì)的珠光體或貝氏體，優(yōu)選使其在2.0以上且2. 8以下。通過使[Mneq]為2. 0以上，即使在退火后實施緩慢冷卻的CGL熱滯后中也能充分抑制珠光體及貝氏體，即使退火溫度變化也能抑制材質(zhì)變化較小。進(jìn)而，從降低YP并降低材質(zhì)變化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使其為2. 2以上，更優(yōu)選使其為2. 4以上。另一方面，在大于2. 8的情況下，冷卻中的Y — α相變得到抑制而使C向、的富集變得不充分，難以確保預(yù)定量的殘余Y的體積率，同時，Mn、M0、Cr、P的添加量過多，難以同時確保充分低的YP和優(yōu)良的耐腐蝕性。此外，本發(fā)明中，[Mneq]、B*由下述式表示[Mneq] = [ % Μη]+1·3[ % Cr] +8 [ % Ρ]+150Β*+2[ % V]+3. 3[% Mo]、B* = [ % B] + [% Ti]/48 X 10. 8 X 0. 9+[% sol. A1]/27X10. 8X0. 025。其中，當(dāng)[% B] = 0 時設(shè) B* = 0，B* 彡 0.0022 時，設(shè) B* = 0.0022。B*是表示通過添加B、Ti、Al使固溶B殘留而提高淬透性的效果的指標(biāo)，在未添加 B的鋼中無法得到添加B帶來的效果，因此B* = 0。而且，B*為0. 0022以上時，由B帶來的提高淬透性的效果達(dá)到飽和，因此設(shè)B*為0. 0022。[% Mn], [% Cr], [% P], [% B], [% V], [% Mo], [% Ti], [% sol. Al]分別表示 Mn、Cr、P、B、V、Mo、Ti、sol. Al 的含量。[% Mn]+3. 3[% Mo] ^ 1. 9本參數(shù)式是為了在低YP化的同時降低材質(zhì)變化而對Mn量、Mo量進(jìn)行規(guī)定的加權(quán)當(dāng)量式。本參數(shù)式大于1. 9時，YP上升且材質(zhì)變化增加，因此，優(yōu)選使其在1. 9以下。0. 42 ^ 12[% P] +150B* ( 0. 93本參數(shù)式是為了使第二相均勻粗大地分散來確保預(yù)定量的殘余Y量、且減小材質(zhì)變化量而對P量、B量進(jìn)行規(guī)定的加權(quán)當(dāng)量式。殘余γ的生成量隨著本參數(shù)式的增加而增加。本參數(shù)式小于0. 42時，YP高且材質(zhì)變化量大，因此，優(yōu)選使其在0. 42以上。另一方面，大于0. 93時，需要添加大于0. 05%的P，因此材質(zhì)變化降低，但P的固溶強(qiáng)化變得過大而無法得到充分低的YP，因此，優(yōu)選使其在0. 93以下。更優(yōu)選使其為0. 49以上且0. 93 以下。圖1、2示出了本參數(shù)式給材質(zhì)變化帶來的效果。圖1是表示退火之后實施表面光軋的鋼板(對于P添加鋼而言， 為B :0. 0002 0. 0005%， 為B 0. 0009 0. 0014% ) 的YP與本參數(shù)式的關(guān)系的圖，圖2是表示為了評價圖1所使用的鋼板的材質(zhì)變化的大小， 使用各鋼板的冷軋板使退火溫度在770 820°C內(nèi)變化時退火溫度變化了 50°C時YP的變化量ΔΥΡ與本參數(shù)式的關(guān)系的圖。
由圖1、2可知，12[%P]+150B*為0. 42以上時，YP變低的同時，YP相對于退火溫度的變化ΔΥΡ顯著地降低。而且，12[%P]+150B*達(dá)到0.49以上時，在維持低YP的同時
材質(zhì)變化更進(jìn)一步降低。YP表示與Mn主體的鋼(X)和添加有Mo的鋼(·)相同或更低、且與添加有Cr 的鋼(〇)接近的值。材質(zhì)變化Δ YP表示比Mn主體的鋼和添加有Mo的鋼更小、且與Cr 添加鋼相同或更小的值。需要說明的是，上述鋼均具有TS 446 461MPa范圍的強(qiáng)度。此外，圖3是表示這些鋼的YP與Δ YP的關(guān)系的圖。需要說明的是，圖3中，將本發(fā)明鋼以 表示，將除Mn主體的鋼(X)、添加有Mo的鋼(眷)、添加有Cr的鋼(O)以外的比較鋼以 表示。由圖3可知，本發(fā)明鋼的YP與ΔΥΡ兩個特性均被抑制在較小水平。除添加有Cr的鋼以外的鋼的YP或Δ YP中的任意一者或兩者高。圖示的結(jié)果為根據(jù)以下要點(diǎn)的試驗結(jié)果。樣品鋼是使C 0. 025%, Si :0. 01%, Mn :1. 5 2. 2%、P :0. 002 0. 065%, S 0. 003%,sol. Al :0. 06%,Cr :0. 10%,N :0. 003%,B :0. 0002 0. 0014%，并且以使[Mneq] 為2. 4且大致恒定的方式使Mn的添加量與P、B的添加量平衡的鋼，通過真空熔煉來進(jìn)行熔太東。作為比較鋼，將C 0. 015 或 0. 022%、P :0. 008%, B 未添加、Cr 未添加、Mn 2. 34%的Mn主體的成分鋼，P :0. 008%,B 未添加、Mn :1. 8%、Cr :0. 40%的添加有Cr的成分鋼，P 0. 008%, B 0. 0008%, Mn :1. 6%、Cr 未添加、Mo :0. 17%的添加有 Mo 的成分鋼一
并熔煉。從得到的鋼錠上切下27mm厚的鋼坯，加熱至1200°C之后，在終軋溫度870°C下熱軋至2. 8mm,軋制之后立即進(jìn)行水噴霧冷卻，直至620°C，然后，使用送風(fēng)機(jī)以4°C /秒進(jìn)行強(qiáng)制空氣冷卻至570°C，進(jìn)一步在570°C下實施持續(xù)1小時的卷取處理。對得到的熱軋板以軋制率73%進(jìn)行冷軋，直至0. 75mm。對得到的冷軋板進(jìn)行退火時，以680°C 740°C的溫度范圍的平均加熱速度為1. 8°C /秒的方式進(jìn)行加熱，然后，實施 775 785°C X40秒的均熱處理，從退火溫度開始至480°C為止以平均冷卻速度10°C /秒進(jìn)行一次冷卻。然后，通過從480°C開始至300°C為止進(jìn)行急速冷卻，以從480°C開始至由(6) 式表示的Tc為止的平均冷卻速度為20°C /秒的方式進(jìn)行冷卻。進(jìn)而，從Tc開始至200°C 為止以平均冷卻速度0. 5 1°C /秒的范圍的方式進(jìn)行三次冷卻。然后，以20°C /秒冷卻至室溫。對得到的退火板以0. 的伸長率實施表面光軋。從所得到的鋼板上裁取JIS5號拉伸試驗片，實施拉伸試驗(依據(jù)Jis Z2241)。以上為本發(fā)明的基本成分組成，余量為鐵及不可避免的雜質(zhì)。使期望的特性進(jìn)一步提高的情況下，可使其含有以下的Nb、W、Zr、Cu、Ni、Sn、Sb、Ca、Ce、La、Mg中的至少一種。Nb:小于 0.02%Nb具有使組織細(xì)?；耐瑫r使NbC、Nb (C, N)析出而強(qiáng)化鋼板的作用，因此，從高強(qiáng)度化的觀點(diǎn)出發(fā)，可以進(jìn)行添加。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加的Nb為0.002%以上， 更優(yōu)選添加0.005%以上。但是，添加0.02%以上時，YP會顯著升高，因此，優(yōu)選使其小于 0. 02%。W :0. 15% 以下
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W可作為淬透性元素、析出強(qiáng)化元素加以有效利用。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加的 W為0. 002%以上，更優(yōu)選添加0. 005%以上。但是，其添加量過多會導(dǎo)致YP升高，因此，優(yōu)選使其為0. 15%以下。Zr :0. 以下^ 也同樣可以作為淬透性元素、析出強(qiáng)化元素加以有效利用。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加的ττ為0. 002%以上，更優(yōu)選添加0. 005%以上。但是，其添加量過多會導(dǎo)致YP升高，因此，優(yōu)選使其為0. 以下。Cu :0.5% 以下Cu使耐腐蝕性提高，因此，從提高耐腐蝕性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選進(jìn)行添加。而且，Cu 是將廢金屬作為原料有效利用時摻入的元素，通過容許摻入Cu，可以將回收材料作為原材料有效利用，削減制造成本。從提高耐腐蝕性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加0.01%以上，更優(yōu)選添加0.03%以上。但是，其含量過多會成為表面缺陷的原因，因此，優(yōu)選使其為0.5%以下。Ni :0. 5% 以下Ni也是具有提高耐腐蝕性的作用的元素。而且，Ni具有減輕在含有Cu時易產(chǎn)生的表面缺陷的作用。因此，從提高耐腐蝕性的同時改善表面質(zhì)量的觀點(diǎn)出發(fā)，添加M的情況下，優(yōu)選添加0. 02%以上。但是，Ni的添加量如果過多，加熱爐內(nèi)的氧化皮生成將不均勻而成為表面缺陷的原因，同時成本將顯著增加。因此，進(jìn)行添加的情況下使其為0.5%以下。Sn :0. 2% 以下從抑制鋼板表面的氮化、氧化、或由氧化產(chǎn)生的鋼板表層數(shù)十微米區(qū)域的脫碳和脫B的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加Sn。由此，疲勞特性、耐時效性、表面質(zhì)量等可得到改善。從抑制氮化和氧化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加0. 005%以上，但是，大于0. 2%時會導(dǎo)致YP的升高和韌性的變差，因此，優(yōu)選使其含有0. 2%以下。Sb :0. 2% 以下與Sn相同，從抑制鋼板表面的氮化、氧化，或由氧化產(chǎn)生的鋼板表層數(shù)十微米區(qū)域的脫碳、脫B的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加Sb。通過抑制這種氮化和氧化，可防止在鋼板表層馬氏體生成量的減少、防止由B減少所導(dǎo)致的淬透性降低，改善疲勞特性和耐時效性。從抑制氮化和氧化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加0. 005%以上，但是，大于0. 2%時會導(dǎo)致YP的升高和韌性的變差，因此，優(yōu)選使其含有0. 2%以下。Ca :0. 01% 以下Ca具有以CaS的形式固定鋼中的S、進(jìn)而使腐蝕生成物中的pH增加來提高卷邊加工部和點(diǎn)焊部周邊的耐腐蝕性的作用。而且，由于CaS的生成，抑制了使延伸凸緣成形性降低的MnS的生成，具有提高延伸凸緣成形性的作用。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加0. 0005%以上。但是，在鋼水中，Ca容易以氧化物的形式漂浮分離，難以使其在鋼中大量殘余，因此，進(jìn)行添加的情況下使其為0. 01%以下。Ce :0. 01% 以下Ce也是以固定鋼中的S而使延伸凸緣成形性及耐腐蝕性提高為目的而添加的。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加的Ce為0. 0005%以上。但是，由于Ce是昂貴的元素，大量添加會導(dǎo)致成本增加。因此，優(yōu)選添加0.01%以下。
La :0. 01% 以下La也是以固定鋼中的S而使延伸凸緣成形性及耐腐蝕性提高為目的而添加的。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加的La為0. 0005%以上。但是，由于La是昂貴的元素，大量添加會導(dǎo)致成本增加。因此，優(yōu)選添加0.01%以下。Mg :0. 01% 以下從使氧化物微細(xì)分散、而使組織均勻化的觀點(diǎn)出發(fā)，可以添加Mg。從上述觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選添加的Mg為0.0005%以上。但是，其含量多會使表面質(zhì)量變差，因此，優(yōu)選添加的 Mg為0. 01%以下。2)顯微組織顯微組織是具有鐵素體和體積率為3 12%的第二相的復(fù)合組織，所述第二相包含體積率為1. 0 10%的馬氏體和體積率為1. 0 5. 0%的殘余γ。第二相的體積率即使發(fā)生變化也能將材質(zhì)變化抑制在較小，從而將卷材內(nèi)和卷材間的材質(zhì)變化抑制在較小，使鐵素體晶粒及第二相均勻、粗大。此外，使第二相的大部分分散在鐵素體晶粒的晶界相互交叉的晶界三相點(diǎn)。但是，對于珠光體或貝氏體生成的復(fù)合組織鋼板而言，YP變高，因此，珠光體或貝氏體使顯微組織減少。復(fù)合組織鋼中的珠光體和貝氏體為約Iym 約2μπι，微細(xì)，并與馬氏體鄰接生成，因此，在光學(xué)顯微鏡下很難與馬氏體辨別開，可以通過使用SEM以3000倍以上的倍率進(jìn)行觀察來辨別。例如，在對現(xiàn)有的0. 03% C-1. 5% Mn-O. 5% Cr鋼的組織進(jìn)行詳細(xì)調(diào)查時，通過光學(xué)顯微鏡下的觀察和以1000倍左右的倍率進(jìn)行的利用SEM的觀察，僅可以辨別出粗大的珠光體，測定得出珠光體或貝氏體占第二相的體積率為10 %左右，但是，通過4000倍的SEM觀察進(jìn)行詳細(xì)調(diào)查時，珠光體或貝氏體在第二相的體積率中所占有的比例為30 40%。通過抑制這種珠光體或貝氏體，可以同時獲得低ΥΡ。進(jìn)一步規(guī)定上述第二相中馬氏體及殘余Y的總量的體積率的比率為70%以上， 且上述第二相中殘余Y的體積率的比率為30 80%。第二相的體積率3 12%為了在得到低YP的同時得到高BH和優(yōu)良的耐時效性，需要使第二相的體積率在 3%以上。但是，第二相的體積率超過12%時，YP升高的同時，相對于退火溫度的材質(zhì)變化變大。因此，使第二相的體積率在3 12%的范圍內(nèi)。進(jìn)而，為了得到低YP的同時降低材質(zhì)變化，優(yōu)選使第二相的體積率為10%以下，更優(yōu)選使其為8%以下，進(jìn)一步優(yōu)選使其為 6%以下。馬氏體的體積率1. 0 10%為了在得到低YP的同時得到高BH和優(yōu)良的耐時效性，需要使馬氏體的體積率為 1.0%以上。但是，馬氏體的體積率超過10%時，YP升高的同時，相對于退火溫度的材質(zhì)變化變大。因此，使馬氏體的體積率在1.0 10%的范圍內(nèi)。進(jìn)而，為了得到低YP的同時降低材質(zhì)變化，進(jìn)而，為了得到低YP和優(yōu)良的延伸凸緣成形性，優(yōu)選使馬氏體的體積率為8% 以下，更優(yōu)選使其為6%以下。
殘余γ的體積率1. 0 5. 0%本發(fā)明中殘余γ是重要的組織。S卩，對于本發(fā)明而言，鋼的成分組成及CAL中的冷卻速度得以優(yōu)化，因此，殘余Y比較粗大地生成。而且，與馬氏體和貝氏體相比，殘余Y 更加軟質(zhì)，也沒有形成于馬氏體周圍的淬火應(yīng)變。其結(jié)果可知，本發(fā)明中所得到的殘余Y與馬氏體和貝氏體等相比，使YP升高的效果極小，其體積率即使發(fā)生數(shù)個％的變化，YP也幾乎不發(fā)生變化。另一方面，殘余Y在增加塑性變形時，馬氏體發(fā)生相變而引起強(qiáng)度升高。因此可知，第二相中的殘余Y的生成比率高的鋼與同一 TS水平的鋼相比，YR較低，且即使鋼組成和退火溫度變化而第二相百分率發(fā)生變化，對于殘余Y的生成比率高的鋼而言，YP的變化也能抑制在較小水平。為了得到這種殘余Y的效果，需要?dú)堄郰的體積率至少為1.0%以上。另一方面，殘余Y的體積率大于5.0%時，無法充分確保第二相中的馬氏體量，從而YP升高。因此，使殘余Y的體積率為1.0 5.0%。從降低材質(zhì)變化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使殘余Y的體積率為2%以上。馬氏體及殘余、的總量占第二相的體積率的比率70%以上珠光體和貝氏體生成時YP升高。對于有效利用現(xiàn)有的殘余、的鋼而言，貝氏體大量生成而YP非常地高，但是，通過降低貝氏體的同時使殘余γ生成，可抑制YR在較低水平。為了充分抑制珠光體及貝氏體而確保ΥΡ，需要使馬氏體及殘余Y占第二相的體積率的比率為70%以上。殘余γ占第二相的體積率的比率30 80%如上所述，對于第二相中的殘余Y的生成比率高的鋼而言，隨著其體積率增加， 具有使YP升高的作用的馬氏體和珠光體的含有比率變小，因此，鋼組成和退火溫度變化而第二相百分率發(fā)生變化時的YP的變化可抑制在較低水平。這種效果可通過將殘余Y占第二相的體積率的比率控制在30%以上來得到。另一方面，第二相中的殘余γ的體積率的比率過大時，低YP化所需的馬氏體的體積率變得過少，從而YP的升高和鋼組成和退火溫度發(fā)生變化時的YP的變化反而變大。因此，使殘余Y占第二相的體積率的比率為30 80%。從進(jìn)一步降低材質(zhì)變化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使殘余Y的體積率的比率在40%以上且70%以下。第二相的平均粒徑0. 9 5 μ m為了在降低YP的同時，降低C和Mn等的鋼組成和退火溫度發(fā)生變化時的YP的變化，使第二相的平均粒徑為0. 9 5μπι。由此，第二相每百分率的YP的升高量得到抑制，從而材質(zhì)變化得到抑制。另一方面，第二相的平均粒徑大于5 μ m時，相對于鐵素體晶粒個數(shù)的第二相的個數(shù)變得過少，而無法降低YP。因此，使第二相的平均粒徑為0. 9 5 μ m。上述組織形態(tài)可以通過優(yōu)化Mn、Mo、Cr、P、B等的組成范圍、并且優(yōu)化退火時的加熱速度等而得到。另外，上述組織形態(tài)的測定方法如下所述。將鋼板的L截面(與軋制方向平行的垂直截面)研磨后，用硝酸乙醇腐蝕，利用 SEM在4000倍的倍率下觀察10個視野，將拍攝的組織照片進(jìn)行圖像分析，測定第二相的面積率，據(jù)此求出第二相的體積率。S卩，本發(fā)明的鋼板在軋制方向、軋制直角方向上的組織形態(tài)的差別較小，在任意方向上測定的第二相的面積率均為大致相同的值，因此，此處將在L截面上測定的第二相的面積率作為第二相的體積率。在組織照片中，鐵素體為稍黑色反差的區(qū)域，將碳化物呈層狀或點(diǎn)陣狀生成的區(qū)域作為珠光體或貝氏體，帶有白色反差的粒子作為馬氏體或殘余Y。對于馬氏體和殘余Y的體積率而言，可以通過測定該白色反差區(qū)域的面積率來求出。需要說明的是，對于在SEM照片上觀察到的直徑0.4μπι以下的微細(xì)的點(diǎn)狀粒子而言，通過TEM觀察主要是碳化物，而且，它們的面積率非常少，因此認(rèn)為其對材質(zhì)幾乎沒有影響，因此，從體積率的評價中排除粒徑為0.4μπι以下的粒子，以含有主要是馬氏體并含有微量殘余Y的白色反差的粒子、及作為珠光體和貝氏體的層狀或點(diǎn)陣狀的碳化物的組織為對象，求出體積率。第二相的體積率表示這些組織的總量。需要說明的是，在連續(xù)退火后的冷卻過程中，在大約350°C以下馬氏體生成之后， 在所述溫度范圍的冷卻速度慢的情況下，有生成的馬氏體稍稍被回火的情形。所述稍稍被回火的馬氏體在此作為馬氏體來對待。另外，回火的馬氏體和貝氏體的辨別通過以下進(jìn)行。 艮口，回火馬氏體內(nèi)的碳化物與分散在貝氏體內(nèi)的碳化物相比是非常微細(xì)的，因此，可通過測定分散在每個馬氏體晶粒、貝氏體晶粒的內(nèi)部的碳化物的平均粒徑來辨別它們。在此，晶粒內(nèi)的碳化物的平均粒徑為0. 15 μ m以下的情況作為回火馬氏體，大于0. 15 μ m的情況作為貝氏體。通過在將鋼板于板厚方向上削減1/4厚度的面上，使用CoK α射線作為X射線源， 掃描速度設(shè)為0.1° /分鐘進(jìn)行X射線衍射，測定α的{200}、{211}、{220}面、γ的{200}、 {220}、{311}面的積分強(qiáng)度，對于由得到的各面的積分強(qiáng)度的分別組合，算出殘余Y的體積率，作為其平均值。通過從利用上述SEM觀察求出的馬氏體及殘余Y的體積率中，減去利用X射線衍射求出的殘余Y的體積率，由此求出馬氏體的體積率。平均粒徑在球狀粒子的情況下采用其直徑。SEM圖像上為橢圓形的情況下，測定其長軸a及與長軸成直角的方向的單軸b，將(aXb)°_5作為其等效粒徑。對于呈矩形形狀的粒子，在此也與橢圓形狀的粒子同樣地處理，根據(jù)上述式來測定長軸和單軸并求出粒徑。需要說明的是，第二相之間鄰接存在的情況下，兩者的接觸部分如果與晶界具有相同寬度則分別計數(shù)，比晶界的寬度寬的情況，即以某種寬度接觸的情況下，作為一個粒子計數(shù)。但是，即使第二相鄰接生成但第二相的種類不同的情況下，即馬氏體與珠光體鄰接的情況和馬氏體與貝氏體鄰接的情況下，作為各自的粒子分別求出平均粒徑。下面對具有上述顯微組織的鋼板的優(yōu)選制造條件進(jìn)行說明。3)制造條件將具有上述成分組成的鋼坯根據(jù)常規(guī)方法進(jìn)行熱軋及冷軋后，在連續(xù)退火線 (CAL)中進(jìn)行退火，然后進(jìn)行1 3次冷卻。熱軋熱軋可以根據(jù)常規(guī)方法實施，例如，可以使鋼坯加熱溫度為1100 1300°C、使終軋溫度為Ar3相變點(diǎn) Ar3相變點(diǎn)+150°C、使卷取溫度為400 720°C。從降低r值的面內(nèi)各向異性的觀點(diǎn)、提高BH的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使熱軋后的冷卻速度為20°C/秒以上，優(yōu)選使卷取溫度為600°C以下。
為了得到用于外板的美觀的鍍層表面質(zhì)量，優(yōu)選使鋼坯加熱溫度為1250°C以下，為了除去在鋼板表面生成的一次、二次氧化皮，優(yōu)選充分進(jìn)行除氧化皮，使終軋溫度為 900°C以下。冷軋在冷軋中，可以使軋制率為50 85%。從提高r值來提高深拉深性的觀點(diǎn)出發(fā)， 優(yōu)選使軋制率為65 73%，從降低r值及YP的面內(nèi)各向異性的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使軋制率為 70 85%。退火對冷軋后的鋼板，在CAL中實施退火。從低YP和降低由退火溫度和鋼組成的變化引起的材質(zhì)變化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使退火時的680 750°C的平均加熱速度為7V /秒以下。當(dāng)所述加熱速度大于。C /秒時，第二相變成不均勻地微細(xì)分散，從而第二相百分率發(fā)生變化時的YP和TS的變化量變大。使退火溫度為750°C以上且830°C以下。小于750°C時，碳化物的固溶變得不充分， 而無法穩(wěn)定地確保第二相的體積率。大于830°C時，易生成珠光體和貝氏體，殘余Y的生成量會過多，因而將不能得到充分低的YP。對于均熱時間而言，在通常的連續(xù)退火中實施的750°C以上的溫度范圍內(nèi)優(yōu)選為 20秒以上且200秒以下，更優(yōu)選為40秒以上且200秒以下。從所述退火溫度開始至480°C為止的溫度范圍的平均冷卻速度(一次冷卻速度) 3 40°C /秒為了在冷卻中抑制珠光體生成的同時，在Y晶粒使Mn和C富集而確保預(yù)定量的殘余Y的體積率，從而謀求低YP化和YP變化的降低，需要使從所述退火溫度開始至480°c 為止的溫度范圍的平均冷卻速度為3 40°C /秒。從480°C開始至Tc(°C )為止的范圍的平均冷卻速度(二次冷卻速度)，其中，Tc =435-40X [% Mn]-30X [% Cr]-30X [% V] ([% Α]表示合金元素 A 的含量(質(zhì)量％)) 8 80°C /秒在480°C Tc的溫度范圍內(nèi)，易生成微細(xì)且硬質(zhì)的貝氏體，而且對于未大量含有 Si和Al的本鋼而言，通過由殘留的、生成伴隨碳化物生成的貝氏體，殘余、的體積率減少。因此，YP和YP的變化增加。因此，在480°C以下的溫度下，將急冷停止溫度作為Tc以下的溫度，在480°C Tc 的溫度范圍內(nèi)需要以8 80°C /秒的平均冷卻速度快速地進(jìn)行冷卻。另一方面，二次冷卻中的平均冷卻速度大于80°C /秒時，冷卻后的板形狀的平整度惡化，因此，使二次冷卻速度為8 80°C /秒。從進(jìn)一步降低貝氏體的生成量而使殘余Y的生成量增加的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使 480°C Tc的溫度范圍內(nèi)為10°C /秒以上的冷卻速度。從Tc(°C )開始至200°C為止的溫度范圍的平均冷卻速度(三次冷卻速度)0. 3 30 "C / 秒通過在從Tc (°C)開始至200°C為止的溫度范圍內(nèi)以平均冷卻速度0.3 30°C/ 秒進(jìn)行冷卻，可使鐵素體及馬氏體中過量殘留的固溶C析出，而謀求低YP化和高延展性化。對于上述制造方法中制造的高強(qiáng)度冷軋鋼板而言，在退火的狀態(tài)下YPEl為小于0. 5%，且YP也充分低，因此，可直接作為沖壓成形用鋼板來使用。但是，從表面粗糙度的調(diào)整、板形狀的平坦化等使沖壓成形性穩(wěn)定的觀點(diǎn)出發(fā)，可以實施表皮光軋。通過實施表皮光軋，伸長率每增加0. 1 %，YP增加約5 7MPa，因此，從低YP化、高El化、高WH化的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選使表皮光軋的伸長率為0. 1 0. 6%。[實施例]將表1、2中所示組成的鋼熔煉后，連鑄成230mm厚的鋼坯，加熱至1180 1250°C 后，在820 900°C的范圍的終軋溫度下進(jìn)行熱軋。然后，以20 40°C /秒的平均冷卻速度冷卻至640°C以下，在卷取溫度CT 400 630°C下進(jìn)行卷取。對得到的熱軋板以68 78%的軋制率進(jìn)行冷軋，制成板厚為0. 8mm的冷軋板。在CAL中，將得到的冷軋板以加熱溫度680 750°C的平均加熱速度為0. 9 15°C /秒的方式進(jìn)行加熱，在退火溫度AT下進(jìn)行退火40秒，進(jìn)行從表3、4所示的退火溫度 AT開始直至480°C為止的一次冷卻，然后，從480°C開始至由上述(6)式表示的Tc為止進(jìn)行二次冷卻，進(jìn)而，在從所述Tc開始至200°C為止的三次冷卻之后，以10 30°C /秒的冷卻速度冷卻至室溫。1 3次冷卻以平均冷卻速度進(jìn)行規(guī)定。使此時的480°C以下的溫度范圍內(nèi)的急冷停止溫度為258 425°C的范圍。對得到的冷軋鋼板實施0. 的伸長率的表面光軋，并裁取樣品，以上述方法對第二相的體積率、馬氏體的體積率、殘余Y的體積率、馬氏體及殘余Y的體積率相對于第二相體積率的比率(第二相中馬氏體及殘余Y的比率)、殘余Y的體積率相對于第二相體積率的比率(第二相中殘余Y的比率)、第二相的平均粒徑進(jìn)行調(diào)查。此外，利用SEM觀察分離鋼組織的類別。而且，延軋制方向和直角方向裁取JIS5 號試驗片，進(jìn)行拉伸試驗(依據(jù)Jis Z2241)，來評價YP、TS。進(jìn)而，對各鋼在770 820°C下使退火溫度發(fā)生變化時的YP的變化量Δ YP進(jìn)行調(diào)查。而且，利用模擬卷邊加工部和點(diǎn)焊部周邊的結(jié)構(gòu)體，評價各鋼板的耐腐蝕性。艮口， 重疊2片所得到的鋼板進(jìn)行點(diǎn)焊，使鋼板之間呈密接的狀態(tài)，進(jìn)而實施利用磷酸鋅的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理、電鍍涂裝，然后，在SAE J2334循環(huán)腐蝕條件下進(jìn)行腐蝕試驗。使電鍍涂裝膜厚為25 μ m。對于經(jīng)過30個循環(huán)后的腐蝕樣品，除去腐蝕生成物，求出從預(yù)先測定的原始板厚中板厚的減少量，將其作為腐蝕減量。此外，對板厚X75mmX 150mm的試驗片實施利用磷酸鋅的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理、電鍍涂裝，使電鍍涂裝膜厚為25 μ m,使用美工刀在試驗片上劃出2道到達(dá)鋼板的深度長度IOOmm 的劃痕，在50°C的5% NaCl溶液中浸漬240小時，然后，在劃痕上貼上粘著帶，對剝離后的涂膜的剝離寬度進(jìn)行測定。將在此時的橫切線的兩側(cè)產(chǎn)生的涂膜剝離的單側(cè)的剝離寬度的最大值為2. 5mm 以下的鋼板判定為化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性良好(標(biāo)記為〇)、大于2. 5mm的鋼板判定為化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性不好(標(biāo)記為X)。表3、4中示出了制造條件及試驗結(jié)果。本發(fā)明鋼板(鋼板No. 2、3、5、6、7、11、12、 14、15、16、18、19、20、21、24 35,58 65)與現(xiàn)有的未對Si、Mo、Cr的含量和退火條件進(jìn)行優(yōu)化的比較例的鋼板(鋼板No. 1、4、8、9、10、13、17、22、23、36 57)相比，鋼板接合部的腐蝕減量顯著降低而耐腐蝕性提高，并且化學(xué)轉(zhuǎn)化處理后的耐腐蝕性也良好。
進(jìn)而，本發(fā)明鋼板(鋼板No. 2、3、5、6、7、11、12、14、15、16、18、19、20、21、24 35、
58 6 盡管減少添加元素的含量，但P、B和退火條件得到優(yōu)化，且鋼組織也得到優(yōu)化。本發(fā)明鋼板與現(xiàn)有的鋼組成和鋼組織未得到優(yōu)化的鋼相比，對于相同TS水平的鋼而言，具有同等或更低的YP，即具有低YR的同時材質(zhì)變化得到顯著降低。S卩，即，現(xiàn)有的大量添加了 Cr的鋼V、W、X，其腐蝕減量明顯較大，為0. 44 0.80mm。特別是Cr :0. 60%的鋼W，穿孔貫穿于板生成，耐腐蝕性極差。與此相對，本發(fā)明鋼的腐蝕減量為0. 20 0. 38mm，耐腐蝕性大幅度提高。需要說明的是，雖然未記錄在表中，但也對現(xiàn)有的340BH(以下、現(xiàn)有鋼)一并進(jìn)行了耐腐蝕性的評價，結(jié)果，其腐蝕減量為0. 33 0. 36mm。需要說明的是，所述現(xiàn)有鋼的化學(xué)成分為 C 0. 002%, Si 0. 01%, Mn 0. 4%, P 0. 05%, S 0. 008%, Cr 0. 04%, sol. Al 0. 06%, Nb 0. 01%, N 0. 0018%, B :0. 0008%。本發(fā)明鋼具有與現(xiàn)有鋼大致相等的耐腐蝕性，特別是，對于使Cr量小于0. 25%的同時積極地添加P的鋼C、F、I、J和在減少Cr、大量添加P的基礎(chǔ)上進(jìn)一步復(fù)合添加了 Ce、 Ca、La的鋼M、R、S，它們的耐腐蝕性也良好，對于復(fù)合添加Cu、Ni的鋼N而言，其耐腐蝕性特別良好。進(jìn)而，對于0.6 Si] + [% Cr]+2[% Mo](表中以A表示)為0. 35以上的鋼V、W、 Y、AD而言，涂膜的剝離量多而化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性不充分，但對于本式小于0. 35的鋼而言，其化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性良好。從耐腐蝕性和化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性的觀點(diǎn)出發(fā)，即使對于降低Cr和Mo的鋼，對于優(yōu)化 Mn當(dāng)量(表中，[Mneq]), Mn, Mo的添加量、12 P]+150B* (表中以C表示)、退火時的冷卻條件的鋼而言，珠光體和貝氏體的生成得到抑制的同時，第二相中的殘余Y的生成比率增力口，能在維持低YP的同時，將退火溫度和鋼組成發(fā)生變化時的材質(zhì)變化抑制在極低水平。例如，鋼A、B、C是將12[%P]+150B*(表中以C表示)控制在0. 42以上的鋼，其中，對于退火溫度和一次、二次、三次冷卻速度得到優(yōu)化的鋼而言，第二相中馬氏體及殘余 Y的比率為70%以上且珠光體和貝氏體得到抑制，同時通過第二相的平均粒徑為0. 9 μ m 以上，第二相中殘余Y的比率達(dá)到30%以上，具有225MPa以下的低YP和20MPa以上的 ΔΥΡ。此外，對于12[% ]+15( *(表中以(表示)在0.49以上的鋼8、(而言，A YP得到進(jìn)一步降低。其中，第二相中殘余Y的比率較高，為40%以上。此外，由鋼D、E可知，[Mneq]彡2. 0時，第二相中的馬氏體及殘余Y的比率增加而得到較低的YP和較小的ΔΥΡ，通過比較鋼B、D、E，可將12[% P]+150B*(表中以C表示) 控制在本發(fā)明范圍內(nèi)，同時通過增加[Mneq]，YP進(jìn)一步得到降低而Δ YP降低。此夕卜，依次增加C量的鋼G、H、I、J與Μη、Μο量禾口 12[% P]+150Β*(表中以C表示) 未得到控制的現(xiàn)有鋼相比，在相同強(qiáng)度水平時，維持同等或更低的YP的同時，退火溫度變化時的YP的變化量Δ YP可抑制在較低水平。對于本發(fā)明鋼，如果其退火溫度、一次、二次、三次冷卻速度控制在預(yù)定范圍內(nèi)，可得到預(yù)定的組織形態(tài)并可得到良好的材質(zhì)。其中，對于充分降低急冷停止溫度而將二次冷卻速度控制在10°c /秒以上的鋼板而言，貝氏體的生成得到抑制、且第二相粒子均勻粗大地分散的同時，馬氏體和殘余γ的體積率增加而得到更低的YP。
與此相反，未對[Mneq]進(jìn)行優(yōu)化的鋼T、X、Y的YP高且Δ YP也大。即使對[Mneq] 進(jìn)行優(yōu)化但未對12[% ]+15( *(表中以(表示)進(jìn)行優(yōu)化的鋼U的YP高且ΔΥΡ大。過量添加P的鋼AC的材質(zhì)變化小但YP高。大量添加Mo的鋼AD的YP高。未對Ti、C、N進(jìn)行優(yōu)化的鋼AE、AF、AG的YP均高。對于對鋼組成進(jìn)行優(yōu)化但未對退火溫度和冷卻條件進(jìn)行優(yōu)化的鋼而言，無法得到所需的組織而YP和Δ YP高。例如，480°C以下的急速冷卻中的急冷停止溫度高，結(jié)果，對于二次冷卻速度小的鋼板No. 1、10、17、22、23而言，第二相中馬氏體的比率低或馬氏體和殘余Y的生成量少而YP和Δ YP高。這樣，通過積極地有效利用P和B的同時對退火條件進(jìn)行優(yōu)化來控制組織形態(tài)和組織類別，對于確保耐腐蝕性和化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性的同時降低YP和材質(zhì)變化是極為有效的。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，作為鋼組成，以質(zhì)量％計含有C 大于0. 015%且小于 0. 100%, Si 小于 0. 40%, Mn :1.0% 以上且 1. 9% 以下、P 大于 0. 015%且在 0. 05% 以下、S 0. 03% 以下、sol. Al :0. 01% 以上且 0. 3% 以下、N :0. 005% 以下、Cr 小于 0. 30%, B 0. 0050%以下、Mo 小于0. 15%、V:0. 4%以下、Ti :0. 02%以下，而且滿足下述(1)式，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；作為顯微組織，為以體積率％計具有鐵素體和3 12%的第二相的復(fù)合組織，作為第二相，包含1.0 10%的馬氏體和1.0 5.0%的殘余Y，而且第二相中馬氏體及殘余Y的總量為70%以上，第二相中殘余γ的比率為30 80%，第二相的平均粒徑為0. 9 5 μ m，0. 6[% Si] + [% Cr]+2[% Mo] < 0. 35(1)其中，Α]表示合金元素A的含量(質(zhì)量％ )。
2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，進(jìn)一步滿足下述O)、(3)式，2.0 ^ [Mneq] ^ 2. 8(2) [% Mn]+3. 3[% Mo] ^ 1. 9 (3) 其中，[%A]為合金元素A的含量(質(zhì)量％)，[Mneq] = [% Mn]+1. 3[% Cr]+8[% P] +150B*+2[% V]+3. 3[% Mo]， B* = [% B] + [% Ti]/48X10. 8X0. 9+[% sol. Al]/27X 10. 8X0. 025, 當(dāng)B] = 0 時，B* = 0，當(dāng) B* 彡 0. 0022 時，B* = 0. 0022。
3.如權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，進(jìn)一步滿足下述(4)式， 0. 42 ^ 12[% P] +150B* 彡 0. 93(4)其中，B* = [% B] + [% Ti]/48X10. 8X0. 9+[% sol. Al]/27X 10. 8X0. 025， 當(dāng)[% B] = 0 時，B* = 0，當(dāng) B* 彡 0. 0022 時，B* = 0. 0022， 而且，[% A]表示合金元素A的含量(質(zhì)量％)。
4.如權(quán)利要求1 3中任一項所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，進(jìn)一步滿足下述 (5)式，0. 49 ^ 12[% P]+150B* ^ 0. 93 (5)其中，B* = [% B] + [% Ti]/48X10. 8X0. 9+[% sol. Al]/27X 10. 8X0. 025， 當(dāng)[% B] = 0 時，B* = 0，當(dāng) B* 彡 0. 0022 時，B* = 0. 0022，而且，[% A]表示合金元素A的含量(質(zhì)量％)。
5.如權(quán)利要求1 4中任一項所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計，進(jìn)一步含有 Nb 小于 0. 02%,W 0. 15% 以下、Zr :0. 以下、Cu :0. 5% 以下、Ni :0. 5% 以下、Sn 0. 2% 以下、Sb 0. 2% 以下、Ca :0. 01% 以下、Ce :0. 01% 以下、La :0. 01% 以下及 Mg :0. 01% 以下中的一種或兩種以上。
6.一種高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，對具有權(quán)利要求1 5中任一項所述成分組成的鋼坯進(jìn)行熱軋及冷軋，然后，在750°C以上且830°C以下的退火溫度下進(jìn)行退火，在從所述退火溫度開始至480°C為止的溫度范圍內(nèi)以3 40°C /秒的平均冷卻速度進(jìn)行一次冷卻，在從480°C開始至由下述(6)式得到的Tc(°C)為止的溫度范圍內(nèi)以8 80°C /秒的平均冷卻速度進(jìn)行二次冷卻，進(jìn)而，在從所述Tc(°C )開始至200°C為止的溫度范圍內(nèi)以0. 3 30°C /秒的平均冷卻速度進(jìn)行三次冷卻，Tc = 435-40X [% Mn]-30X [% Cr]-30X [% V] (6)其中，[%A]表示合金元素A的含量(質(zhì)量％)。
全文摘要
提供一種用于汽車等中的沖壓成形用高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。本發(fā)明的冷軋鋼板，作為鋼組成，以質(zhì)量％計含有C大于0.015％且小于0.10％、Si小于0.40％、Mn1.0％以上且1.9％以下、P大于0.015％且在0.05％以下、S0.03％以下、sol.Al0.01％以上且0.3％以下、N0.005％以下、Cr小于0.30％、B0.005％以下、Mo小于0.15％、V0.4％以下、Ti0.02％以下，余量由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，而且滿足0.6[％Si]+[％Cr]+2[％Mo]＜0.35；作為顯微組織，為以體積率％計具有鐵素體和3～12％的第二相的復(fù)合組織，作為第二相，包含1.0～10％的馬氏體和1.0～5.0％的殘余γ，而且第二相中馬氏體及殘余γ的總量為70％以上，第二相中殘余γ的比率為30～80％，第二相的平均粒徑為0.9～5μm。
文檔編號C22C38/06GK102471852SQ20108003389
公開日2012年5月23日 申請日期2010年7月27日 優(yōu)先權(quán)日2009年7月28日
發(fā)明者伏脅祐介, 奧田金晴, 小野義彥, 平章一郎, 櫻井理孝, 高橋健二 申請人:杰富意鋼鐵株式會社