均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其含有C：0.01～0.4%、Si：0.001～2.5%、Mn：0.001～4.0%、P：0.001～0.15%、S：0.0005～0.03%、Al：0.001～2.0%、N：0.0005～0.01%和O：0.0005～0.01%，Si+Al被限制為低于1.0%，剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，板厚中央部處的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向組的極密度的平均值為5.0以下，且｛332｝＜113＞晶體取向的極密度為4.0以下，金屬組織以面積率計(jì)含有5～80%的鐵素體、5～80%的貝氏體和1%以下的馬氏體，且馬氏體、珠光體及殘留奧氏體的合計(jì)為5%以下，與軋制方向成直角的方向的r值(rC)為0.70以上，且與軋制方向成30°角的方向的r值(r30)為1.10以下。
【專利說(shuō)明】均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及以汽車零部件等為主要用途的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板和其制造方法。
[0002]本申請(qǐng)基于在2011年4月21日在日本申請(qǐng)的專利申請(qǐng)第2011-095254號(hào)主張優(yōu)先權(quán)，在此引用其內(nèi)容。
【背景技術(shù)】
[0003]為了抑制來(lái)自汽車的二氧化碳?xì)怏w的排放量，一直在推進(jìn)通過(guò)使用高強(qiáng)度鋼板來(lái)使汽車車身輕質(zhì)化。此外，為了確保搭乗者的安全性，在汽車車身中，除軟鋼板以外，一直大量使用高強(qiáng)度鋼板。為了今后進(jìn)ー步推進(jìn)汽車車身的輕質(zhì)化，必須將高強(qiáng)度鋼板的強(qiáng)度水平提高到以往的水平以上。
[0004]例如，為了在行走部件中使用高強(qiáng)度鋼板，特別是必須改善擴(kuò)孔彎邊加工性?？墒牵话銇?lái)說(shuō)，如果使鋼板高強(qiáng)度化，則成形性下降，對(duì)于拉深成形或脹形成形重要的均勻拉伸性下降。
[0005]非專利文獻(xiàn)I中公開(kāi)了在鋼板組織中使奧氏體殘留、從而確保均勻拉伸性的方法。此外，非專利文獻(xiàn)2中公開(kāi)了使鋼板的金屬組織復(fù)合化從而以同一強(qiáng)度確保均勻拉伸性的方法。
[0006]另ー方面，還公開(kāi)了對(duì)彎曲成形、擴(kuò)孔`加工、擴(kuò)孔彎邊加工所需要的局部延展性迸行改善的金屬組織加以控制。非專利文獻(xiàn)3中公開(kāi)了夾雜物控制及單ー組織化以及組織間的硬度差的減低對(duì)于提高彎曲性或擴(kuò)孔加工性是有效的。
[0007]這是通過(guò)組織控制形成単一組織、從而改善擴(kuò)孔性的方法，但為了形成単一組織，如非專利文獻(xiàn)4中所公開(kāi)的那樣，從奧氏體單相進(jìn)行的熱處理成為基本。
[0008]非專利文獻(xiàn)4中公開(kāi)了為謀求強(qiáng)度和延展性的兼顧，通過(guò)控制冷卻來(lái)控制相變組織，得到鐵素體和貝氏體的適當(dāng)分率?？墒?，上述所有情況都是依賴于組織控制的局部變形能力的改善，如何形成組織對(duì)所希望的特性有較大的影響。
[0009]另ー方面，作為改善熱軋鋼板材質(zhì)的方法，公開(kāi)了增大連續(xù)熱軋中的壓下量的技術(shù)。其是所謂的使晶粒微細(xì)化的技術(shù)，其中在奧氏體區(qū)的盡可能低的溫度下進(jìn)行大壓下，使未再結(jié)晶奧氏體向鐵素體相變，謀求制品的主相即鐵素體的晶粒的微細(xì)化。
[0010]非專利文獻(xiàn)5中公開(kāi)了通過(guò)上述細(xì)?；瘉?lái)謀求高強(qiáng)度化及強(qiáng)韌化?？墒?，非專利文獻(xiàn)5中沒(méi)有顧及到本發(fā)明所要解決的擴(kuò)孔性的改善，此外也沒(méi)有公開(kāi)適用于冷軋鋼板的手段。
[0011]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0012]非專利文獻(xiàn)
[0013]非專利文獻(xiàn)1:高橋，新日鐵技報(bào)(2003) N0.378，p.7
[0014]非專利文獻(xiàn)2:0.Matsumura et al, Trans.1SIJ (1987) vol.27, p.570
[0015]非專利文獻(xiàn)3:加藤等，制鐵研究(1984) vol.312，p.41[0016]非專利文獻(xiàn)4:K.Sugimoto et al, (2000) Vol.40，p.920
[0017]非專利文獻(xiàn)5:中山制鋼所NFG制品介紹

【發(fā)明內(nèi)容】
[0018]發(fā)明所要解決的問(wèn)題
[0019]如上所述，為了改善高強(qiáng)度鋼板的局部延展性能，進(jìn)行包括夾雜物在內(nèi)的組織控制是主要的方法?？墒牵?yàn)橐M(jìn)行組織控制，必須控制析出物的形態(tài)及鐵素體或貝氏體的分率，必須對(duì)成為基礎(chǔ)的金屬組織進(jìn)行限定。
[0020]因而，本發(fā)明的課題是通過(guò)對(duì)成為基礎(chǔ)的金屬組織的分率及形態(tài)進(jìn)行控制，同時(shí)控制織構(gòu)，從而改善高強(qiáng)度鋼板的均勻拉伸性和擴(kuò)孔彎邊加工性，并且改善鋼板內(nèi)的各向異性。本發(fā)明的目的在于提供ー種可解決上述課題的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板和其制造方法。
[0021]用于解決課題的手段
[0022]本
【發(fā)明者】們對(duì)解決上述課題的方法進(jìn)行了鋭意研究。其結(jié)果是，判明:通過(guò)將軋制條件和冷卻條件控制在所要求的范圍內(nèi)，只要形成規(guī)定的織構(gòu)和鋼板組織，就能夠制造各向同性加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板。
[0023]本發(fā)明是基于上述見(jiàn)識(shí)而完成的，其要g如下。
[0024][I] 一種均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.01 ~0.4%、Si:0.001 ~2.5%、Mn:0.001 ~4.0%、P:0.001 ~0.15%,S:0.0005 ~0.03%、Al:0.001 ~2.0%、N:0.0005 ~0.01% 和 0:0.0005 ~0.01%, Si+Al 被限制為低于 1.0%,剩
余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；
[0025]與鋼板的表面相距5/8~3/8的板厚范圍的板厚中央部處的由{ 100} < 011 >、{116}< 110 >、{114}< 110 >、{113}< 110 >、{112}< 110 >、{335}< 110 >及{223}
<110 >各晶體取向表示的{100} < 011 >~{223}< 110 >取向組的極密度的平均值為5.0以下，且{332} < 113 >晶體取向的極密度為4.0以下；
[0026]金屬組織以面積率計(jì)含有5~80%的鐵素體、5~80%的貝氏體和1%以下的馬氏體，且馬氏體、珠光體及殘留奧氏體的合計(jì)為5%以下；
[0027]與軋制方向成直角的方向的r值(rC)為0.70以上，且與軋制方向成30°角的方向的r值(r30)為1.10以下。
[0028][2]根據(jù)上述[I]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，軋制方向的r值(rL)為0.70以上，且與軋制方向成60°角的方向的r值(r60)為1.10以下。
[0029][3]根據(jù)上述[I]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，在所述金屬組織中，晶粒的體積平均直徑為7 y m以下，且晶粒中的軋制方向的長(zhǎng)度dL與板厚方向的長(zhǎng)度dt之比即dL/dt的平均值為3.0以下。
[0030][4]根據(jù)上述[I ]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一歩含有以下元素中的I種或2種以上:
[0031]T1:0.001 ~0.2%、
[0032]Nb:0.001 ~0.2%、
[0033]B:0.0001 ~0.005%、[0034]Mg:0.0001 ~0.01%、
[0035]Rem:0.0001 ~0.1%、
[0036]Ca:0.0001 ~0.01%、
[0037]Mo:0.001 ~1.0%、
[0038]Cr:0.001 ~2.0%、
[0039]V:0.001 ~1.0%、
[0040]N1:0.001 ~2.0%、
[0041]Cu:0.001 ~2.0%、
[0042]Zr:0.0001 ~0.2%、
[0043]W:0.001 ~1.0%、
[0044]As:0.0001 ~0.5%、
[0045]Co:0.0001 ~1.0%、
[0046]Sn:0.0001 ~0 .2%、
[0047]Pb:0.001 ~0.1%、
[0048]Y:0.001 ~0.10%、和
[0049]Hf:0.001 ~0.10%o
[0050][5]根據(jù)上述[I]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，對(duì)表面實(shí)施了熱浸鍍鋅。
[0051][6]根據(jù)上述[I]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，所述熱浸鍍鋅后在450~600°C下進(jìn)行了合金化處理。
[0052][7] 一種均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，對(duì)鋼坯在1000°C以上且1200°C以下的溫度范圍進(jìn)行第I熱軋，在該第I熱軋中進(jìn)行I次以上壓下率為40%以上的軋制，所述鋼坯以質(zhì)量%計(jì)含有C:0.01~0.4%、S1:0.001~2.5%、Mn:0.001 ~4.0%、P:0.001 ~0.15%,S:0.0005 ~0.03%、A1:0.001 ~2.0%、N:0.0005 ~0.01%和0:0.0005~0.01%, Si+Al被限制為低于1.0%，剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；
[0053]在所述第I熱軋中，將奧氏體粒徑設(shè)定為200 ii m以下；
[0054]在由下述式(I)確定的溫度T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)進(jìn)行第2熱車し在該第2熱軋中至少I次進(jìn)行I道次中壓下率為30%以上的軋制；
[0055]將所述第2熱軋中的合計(jì)的壓下率設(shè)定為50%以上；
[0056]在所述第2熱軋中，在進(jìn)行了壓下率為30%以上的最終壓下后，以等待時(shí)間t秒滿足下述式(2)的方式開(kāi)始冷軋前I次冷卻；
[0057]將所述I次冷卻中的平均冷卻速度設(shè)定為50°C /秒以上，且在溫度變化為40°C以上且140°C以下的范圍進(jìn)行所述I次冷卻；
[0058]進(jìn)行壓下率30%以上且70%以下的冷軋；
[0059]加熱到700~900°C的溫度區(qū)，并保持I秒以上且1000秒以下；
[0060]以12°C /秒以下的平均冷卻速度實(shí)施冷軋后I次冷卻到580~750°C的溫度區(qū)；
[0061]以4~300°C /秒的平均冷卻速度實(shí)施冷軋后2次冷卻到350~500°C的溫度區(qū)；
[0062]在350°C以上且500°C以下的溫度區(qū)，進(jìn)行滿足下述式(4)的保持t2秒以上且400秒以下的過(guò)時(shí)效熱處理。[0063]T1(°C ) = 850+10 X (C+N) XMn+350 XNb+250 X Ti+40 XB+10 X Cr+100 XMo+100 XV (I)
[0064]其中，C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo及V為各元素的含量(質(zhì)量％)。
[0065]t ≤ 2.5Xtl (2)
[0066]其中，tl通過(guò)下述式(3)求出。
[0067]tl = 0.0OlX ((Tf-Tl) XP1/100)2_0.109X ((Tf-Tl) XPl/100)+3.1 (3)
[0068]其中，在上述式(3)中，Tf為壓下率為30%以上的最終壓下后的鋼坯的溫度，Pl為30%以上的最終壓下的壓下率。
[0069]log(t2) = 0.0002(T2-425)2+l.18 (4)
[0070]其中，T2為過(guò)時(shí)效處理溫度，將t2的最大值設(shè)定為400。
[0071][8]根據(jù)上述[7]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在進(jìn)行了所述冷軋前I次冷卻后且進(jìn)行所述冷軋之前，以平均冷卻速度10~300°C /秒進(jìn)行冷軋前2次冷卻到600°C以下的冷卻停止溫度，在600°C以下進(jìn)行卷取而制成熱軋鋼板。
[0072][9]根據(jù)上述[7]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，低于T1+30°C的溫度范圍內(nèi)的合計(jì)的壓下率為30%以下。
[0073][10]根據(jù)上述[7]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時(shí)間t秒進(jìn)ー步滿足下述式(2a)。
[0074]t < tl(2a)
[0075][11]根據(jù)上述[7]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時(shí)間t秒進(jìn)ー步滿足下述式(2b)。
[0076]tl ^ t ^ tlX2.5 (2b)
[0077][12]根據(jù)上述[7]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在軋制機(jī)架間開(kāi)始所述熱軋后一次冷卻。
[0078][13]根據(jù)上述[7]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在所述冷軋后，在加熱到700~900°C的溫度區(qū)的時(shí)候，
[0079]將室溫以上且650°C以下的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(5)表示的HRirc /秒)，
[0080]將超過(guò)650°C且到700~900°C的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(6)表示的HR2 (°C / 秒)。
[0081]HRl ≥ 0.3 (5)
[0082]HR2 ^ 0.5 X HRl (6)
[0083][14]根據(jù)上述[7]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方
法，其中，進(jìn)ー步對(duì)表面實(shí)施熱浸鍍鋅。
[0084][15]根據(jù)上述[14]所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，在實(shí)施了熱浸鍍鋅后，進(jìn)ー步在450~600°C下實(shí)施合金化處理。
[0085]發(fā)明效果
[0086]根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種即使添加Nb或Ti等，各向異性也不大、且均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板?！緦＠綀D】

【附圖說(shuō)明】
[0087]圖1是連續(xù)熱軋線的說(shuō)明圖。
【具體實(shí)施方式】
[0088]以下，對(duì)本發(fā)明詳細(xì)進(jìn)行說(shuō)明。
[0089]首先，對(duì)本發(fā)明的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板(以下有時(shí)稱為“本發(fā)明鋼板”)進(jìn)行說(shuō)明。
[0090](晶體取向)
[0091]與鋼板的表面相距5/8~3/8的板厚范圍的板厚中央部處的{100} < 011 >~{223} < 110 >取向組的極密度的平均值對(duì)本發(fā)明鋼板來(lái)說(shuō)是特別重要的特性值。只要對(duì)與鋼板的表面相距5/8~3/8的板厚范圍的板厚中央部進(jìn)行X射線衍射而求得各取向的極密度時(shí)的{100} < 011 >~{223} < 110 >取向組的極密度的平均值為5.0以下，就能夠滿足最近所要求的對(duì)于行走部件的加工所需要的板厚/彎曲半徑> 1.5。
[0092]如果上述平均值超過(guò)5.0，則盡管鋼板的機(jī)械特性的各向異性變得非常強(qiáng)，進(jìn)而僅某方向的局部變形能力被改善，但與其不同的方向的材質(zhì)顯著劣化，不能滿足板厚/彎曲半徑> 1.5。
[0093]{100} < 011 >~{223} < 110 >取向組的極密度的平均值優(yōu)選為4.0以下。在需要更優(yōu)良的擴(kuò)孔性或小的極限彎曲特性的情況下，上述平均值優(yōu)選為3.0以下。
[0094]另ー方面，盡管在現(xiàn)行的一般連續(xù)熱軋エ序中難以實(shí)現(xiàn)，但如果上述平均值達(dá)到低于0.5，則擔(dān)心局部變形能力的劣`化，所以上述平均值優(yōu)選為0.5以上。
[0095]{100} < 011 >~{223} < 110 >取向組中所含的取向(方向)為{100} < 011>、{116} < 110 >、{114} < 110 >、{113} < 110 >、{112} < 110 >、{335} < 110 >及{223} < 110 >。
[0096]極密度與X射線隨機(jī)強(qiáng)度比的含義相同。極密度(X射線隨機(jī)強(qiáng)度比)是在相同條件下利用X射線衍射法等對(duì)不具有向特定取向的集聚的標(biāo)準(zhǔn)試樣和試驗(yàn)材料的衍射強(qiáng)度進(jìn)行測(cè)定，將得到的試驗(yàn)材料的衍射強(qiáng)度除以標(biāo)準(zhǔn)試樣的衍射強(qiáng)度而得到的數(shù)值。該極密度能夠采用X射線衍射或EBSD(電子背散射衍射；Electron Back ScatteringDiffraction)等裝置進(jìn)行測(cè)定。此外，可用EBSP (電子背散射圖形:Electron BackScattering Pattern)法或 ECP (電子溝道圖形；Electron Channeling Pattern)法中的任一方法進(jìn)行測(cè)定。只要從基于{110}極點(diǎn)圖用矢量法進(jìn)行計(jì)算而得到的三維織構(gòu)、或者從采用{110}、{100}、{211}、{310}的極點(diǎn)圖中的多個(gè)極點(diǎn)圖(優(yōu)選為3個(gè)以上)并用級(jí)數(shù)展開(kāi)法進(jìn)行計(jì)算而得到的三維織構(gòu)中求出即可。
[0097]例如，作為上述各晶體取向的極密度，只要直接使用三維織構(gòu)(ODF)的(62 = 45。斷面中的(001) [1-10]、(116) [1-10]、(114) [1-10]、(113) [1-10]、(112) [1-10],
(335) [1-10], (223) [1-10]的各強(qiáng)度即可。
[0098]所謂{100} < 011 >~{223}< 110 >取向組的極密度的平均值是指這些取向的極密度的算木平均。在不能得到這些取向的全部的強(qiáng)度的情況下，也可以用{100} < 011>>{116} < 110 >,{114} < 110 >,{112} < 110 >,{223} < 110 >的各取向的極密度的算木平均來(lái)代替。
[0099]另外，基于同樣的理由，與鋼板的表面相距5/8~3/8的板厚范圍的板厚中央部處的板面的{332} < 113 >晶體取向的極密度必須為4.0以下。只要為4.0以下，就能夠滿足最近所要求的對(duì)于行走部件的加工所需要的板厚/彎曲半徑> 1.5。優(yōu)選為3.0以下。
[0100]如果{332}< 113 >晶體取向的極密度超過(guò)4.0，則雖然鋼板的機(jī)械特性的各向異性變得非常強(qiáng)，進(jìn)而僅某方向的局部變形能力被改善，但與其不同的方向的材質(zhì)顯著劣化，不能確實(shí)滿足板厚/彎曲半徑> 1.5。另ー方面，盡管在現(xiàn)行的一般的連續(xù)熱軋エ序中難以實(shí)現(xiàn)，但如果達(dá)到低于0.5，則也擔(dān)心局部變形能力的劣化，所以{332}< 113 >晶體取向的極密度優(yōu)選為0.5以上。
[0101]以上所述的晶體取向的極密度對(duì)于彎曲加工時(shí)的形狀凍結(jié)性是重要的，其理由未必明確，但據(jù)推測(cè)與彎曲變形時(shí)的結(jié)晶的滑移行為有關(guān)系。
[0102]用于X射線衍射的試樣按以下步驟進(jìn)行制作:通過(guò)機(jī)械研磨等將鋼板減薄到規(guī)定的板厚，接著，通過(guò)化學(xué)研磨或電解研磨等除去應(yīng)變，在與鋼板的表面相距5/8~3/8的板厚范圍以適當(dāng)?shù)拿孀鳛闇y(cè)定面。當(dāng)然，不僅對(duì)于與鋼板的表面相距5/8~3/8的板厚范圍的板厚中央部，對(duì)于盡量多的板厚位置來(lái)說(shuō)，也能夠通過(guò)鋼板滿足上述的極密度的限定范圍，從而進(jìn)一歩使均勻拉伸性和擴(kuò)孔性變好?？墒?，通過(guò)對(duì)與鋼板的表面相距5/8~3/8的范圍進(jìn)行測(cè)定，大體上能夠代表鋼板整體的材質(zhì)特性。因此，將板厚的5/8~3/8規(guī)定為測(cè)定范圍。
[0103]再者，用{hkl} < uvw >表示的晶體取向意味著鋼板面的法線方向與< hkl >平行，軋制方向與< UVW >平行。晶體的取向通常用[hkl]或{hkl}表示與板面垂直的取向，用(uvw)或< UVW >表示與軋制方向平行的取向。{hkl }< UVW >是等價(jià)的面的總稱，[hkl]、(uvw)是指各個(gè)晶體面。也就是說(shuō)，在本發(fā)明中，因?yàn)橐泽w心立方結(jié)構(gòu)為對(duì)象，所以例如(111)、(-111)、(1-11)`、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(_トトI)各個(gè)面是等價(jià)的，無(wú)法區(qū)別。在此種情況下，將這些取向(方向)統(tǒng)稱為{111}。ODF表示也用于其它對(duì)稱性低的晶體結(jié)構(gòu)的取向表示，因此一般用[hkl] (uvw)表示各個(gè)取向，但在本發(fā)明中，[hkl](uvw)和{hkl} < uvw >的含義相同。利用X射線進(jìn)行的晶體取向的測(cè)定例如可按照新版Cullity X射線衍射要論(1986年發(fā)行，松村源太郎譯，株式會(huì)社AGNE出版)的274~296頁(yè)所述的方法進(jìn)行。
[0104](r 值)
[0105]與軋制方向成直角的方向的r值(rC)在本發(fā)明鋼板中是重要的。本
【發(fā)明者】們進(jìn)行了鋭意研究，結(jié)果判明:即使多種晶體取向的極密度在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，也不一定能夠得到良好的擴(kuò)孔性或彎曲性。為了得到良好的擴(kuò)孔性或彎曲性，需要在滿足上述的極密度的范圍的同時(shí)，使rC為0.70以上。rC的上限沒(méi)有特別的限定，但只要為1.10以下就能夠得到更優(yōu)良的擴(kuò)孔性。
[0106]與軋制方向成30°角的方向的r值(r30)對(duì)本發(fā)明鋼板來(lái)說(shuō)是重要的。本
【發(fā)明者】們進(jìn)行了鋭意研究，結(jié)果判明:即使多種晶體取向的極密度在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，也未必能得到良好的擴(kuò)孔性或彎曲性，為了得到良好的擴(kuò)孔性或彎曲性，需要在滿足上述的極密度的范圍的同時(shí)，使r30為1.10以下。r30的下限沒(méi)有特別的限定，但只要為0.70以上就能夠得到更優(yōu)良的擴(kuò)孔性。[0107]本
【發(fā)明者】們進(jìn)行了鋭意研究，結(jié)果判明:不僅多種晶體取向的極密度、rC及r30，只要軋制方向的r值(rL)和與軋制方向成60°角的方向的r值(r60)分別為rL≤0.70及r60 ^ 1.10，就可得到更良好的擴(kuò)孔性。
[0108]rL及r60的上限沒(méi)有特別的限定，但只要rL為1.00以下，r60為0.90以上，就能夠得到更優(yōu)良的擴(kuò)孔性。
[0109]上述的r值能夠通過(guò)采用JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片的拉伸試驗(yàn)來(lái)得到。賦予的拉伸變形在高強(qiáng)度鋼板的情況下通常為5~15%，只要在均勻拉伸性的范圍評(píng)價(jià)r值即可。再者，實(shí)施彎曲加工的方向因加工部件的不同而不同，所以沒(méi)有特別的限定，在本發(fā)明鋼板的情況下，無(wú)論向哪個(gè)方向彎曲，都可得到同樣的彎曲性。
[0110]一般來(lái)說(shuō)，織構(gòu)和！值具有相關(guān)關(guān)系，但在本發(fā)明鋼板中，有關(guān)晶體取向的極密度的限定和有關(guān)r值的限定相互含義不相同，如果不同時(shí)滿足兩者的限定，則不能得到良好的擴(kuò)孔性。
[0111](金屬組織)
[0112]接著，對(duì)有關(guān)本發(fā)明鋼板的金屬組織的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。
[0113]本發(fā)明鋼板的組織以面積率計(jì)含有5~80%的鐵素體。因變形能力優(yōu)良的鐵素體的存在而使均勻拉伸性提高，但如果面積率低于5%，則得不到良好的均勻拉伸性，所以將下限設(shè)定為5%。另ー方面，如果存在面積率超過(guò)80%的鐵素體，則擴(kuò)孔性大幅度劣化，所以將上限設(shè)定為80%。
[0114]此外，本發(fā)明鋼板以面積率計(jì)含有5~80%的貝氏體。如果面積率低于5%，則強(qiáng)度顯著下降，所以將下限設(shè)定為5%。另ー方面，如果存在超過(guò)80%的貝氏體，則擴(kuò)孔性大幅度劣化，所以將上限設(shè)定為80%。
[0115]本發(fā)明鋼板容許存在以面積率的合計(jì)計(jì)為5%以下的馬氏體、珠光體及殘留奧氏體作為剩余部分。
[0116]馬氏體與鐵素體或貝氏體的界面成為裂紋的起點(diǎn)，使擴(kuò)孔性劣化，所以將馬氏體設(shè)定為1%以下。
[0117]殘留奧氏體進(jìn)行加工誘發(fā)相變而成為馬氏體。馬氏體與鐵素體或貝氏體的界面成為裂紋的起點(diǎn)，使擴(kuò)孔性劣化。此外，如果較多地存在珠光體則有時(shí)損害強(qiáng)度或加工性。因此，將馬氏體、珠光體及殘留奧氏體按面積率的合計(jì)設(shè)定為5%以下。
[0118](晶粒的體積平均直徑)
[0119]在本發(fā)明鋼板中，需要使晶粒單位的晶粒的體積平均直徑為7 ii m以下。如果存在超過(guò)7 y m的晶粒，則均勻拉伸性低，而且擴(kuò)孔性也低，所以將晶粒的體積平均直徑設(shè)定為7 u m以下。
[0120]其中，以往晶粒的定義非常不明確，因而定量化是困難的。對(duì)此，本
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn):如果按以下的方式確定晶粒的“晶粒單位”，則能夠解決晶粒的定量化的問(wèn)題。
[0121]本發(fā)明中確定的晶粒的“晶粒單位”可在利用EBSP(電子背散射圖形；ElectronBack Scattering Pattern)進(jìn)行的鋼板取向的解析中，按以下方式確定。也就是說(shuō)，在利用EBSP進(jìn)行的鋼板取向的解析中，例如以 1500倍的倍率，以0.5 iim以下的測(cè)定步調(diào)進(jìn)行取向測(cè)定，將鄰接的測(cè)定點(diǎn)的取向差超過(guò)15°的位置作為晶粒的邊界。而且，將被該邊界圍住的區(qū)域定為晶粒的“晶粒單位”。[0122]針對(duì)如此確定的晶粒單位的晶粒，求出當(dāng)量圓直徑d，按4/3 Jid3求出各個(gè)晶粒單位的晶粒的體積。然后，通過(guò)算出體積的加權(quán)平均，求出體積平均直徑(Mean VolumeDiameter。
[0123]即使個(gè)數(shù)少，也是大晶粒的個(gè)數(shù)越多，局部延展性的劣化越増大。因此，得出晶粒的尺寸不是通常的尺寸平均，而按體積的加權(quán)平均定義的體積平均直徑與局部延展性密切相關(guān)。為了得到此效果，晶粒的體積平均直徑為以下是必要的。為了以更高的水平確保擴(kuò)孔性，優(yōu)選為5 以下。再者，關(guān)于晶粒的測(cè)定方法，規(guī)定為如前所述。
[0124](晶粒的等軸性)
[0125]此外，本
【發(fā)明者】們進(jìn)行了鋭意研究，結(jié)果判明:如果晶粒単位的晶粒的軋制方向的長(zhǎng)度dL與板厚方向的長(zhǎng)度dt之比即dL/dt為3.0以下，則擴(kuò)孔性較大地提高。雖然其物理上的意思不明確，但認(rèn)為通過(guò)晶粒單位的晶粒的形態(tài)與橢圓體相比接近球形，可緩和在晶界的應(yīng)カ集中，提聞擴(kuò)孔性。
[0126]另外，本
【發(fā)明者】們進(jìn)行了鋭意研究，結(jié)果判明:如果軋制方向的長(zhǎng)度dL與板厚方向的長(zhǎng)度dt之比即dL/dt的平均值為3.0以下，則可得到良好的擴(kuò)孔性。如果軋制方向的長(zhǎng)度dL與板厚方向的長(zhǎng)度dt之比即dL/dt的平均值超過(guò)3.0，則擴(kuò)孔性劣化。
[0127](成分組成)
[0128]接著，對(duì)本發(fā)明鋼板的成分組成的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。再者，有關(guān)成分組成的％，是
指質(zhì)量％。
[0129]C:0.01 ~0.4%
[0130]C是對(duì)提高機(jī)械強(qiáng)度有效的元素，所以添加0.01%以上。優(yōu)選為0.03%以上，更優(yōu)選為0.05%以上。另ー方面，如果超過(guò)0.4%，則加工性或焊接性變差，所以將上限設(shè)定為0.4%。優(yōu)選為0.3%以下，更優(yōu)選為0.25%以下。
[0131]S1:0.001 ~2.5%
[0132]Si是對(duì)提高機(jī)械強(qiáng)度有效的元素?？墒?，如果Si超過(guò)2.5%，則加工性劣化，并且發(fā)生表面缺陷，所以將2.5%作為上限。另ー方面，在實(shí)用鋼中，將Si減低到低于0.001%是困難的，所以將0.001%作為下限。
[0133]Mn:0.001 ~4.0%
[0134]Mn也是對(duì)提高機(jī)械強(qiáng)度有效的元素，但如果超過(guò)4.0%，則加工性劣化，所以將4.0%作為上限。優(yōu)選為3.0%以下。另ー方面，在實(shí)用鋼中，將Si減低到低于0.001%是困難的，所以將0.001%作為下限。在除Mn以外，不充分添加用于對(duì)因添加S導(dǎo)致的熱裂紋的發(fā)生進(jìn)行抑制的Ti等元素的情況下，優(yōu)選以質(zhì)量％計(jì)添加為Mn/S≥20的Mn。
[0135]P:0.001 ~0.15%
[0136]為了防止加工性的劣化及熱軋或冷軋時(shí)的裂紋，將P的上限設(shè)定為0.15%。優(yōu)選為0.04%以下。關(guān)于下限，設(shè)定為在現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉在內(nèi))中可行的0.001%。
[0137]S:0.0005 ~0.03%
[0138]為了防止加工性的劣化及熱軋或冷軋時(shí)的裂紋，將S的上限設(shè)定為0.03%。優(yōu)選為0.01%以下。關(guān)于下限，設(shè)定為在現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉在內(nèi))中可行的0.0005%。[0139]Al:0.001 ~2.0%
[0140]為了脫氧而添加0.001%以上的Al。此外，由于Al使Y — a相變點(diǎn)顯著上升，所以特別是在指向Ar3點(diǎn)以下的熱軋的情況下是有效的元素，但如果過(guò)多，則焊接性劣化，所以將上限設(shè)定為2.0%。
[0141]N、0:0.0005 ~0.01%
[0142]N和0是雜質(zhì)，為了不便加工性劣化，將兩元素都設(shè)定為0.01%以下。關(guān)于下限，在現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉在內(nèi))中設(shè)定為可能的0.0005%。
[0143]Si+Al:低于 1.0%
[0144]在本發(fā)明鋼板中如果過(guò)剩地含有Si及Al，則過(guò)時(shí)效處理中的滲碳體的析出會(huì)被抑制，殘留奧氏體分率過(guò)于増大，所以將Si和Al的合計(jì)添加量設(shè)定為低于1%。
[0145]另外，為了控制夾雜物而使析出物微細(xì)化，使擴(kuò)孔性提高，本發(fā)明鋼板也可以含有以往所用的元素、T1、Nb、B、Mg、Rem、Ca、Mo、Cr、V、W、Zr、Cu、N1、As、Co、Sn、Pb、Y 和 Hf 中的I種或2種以上。
[0146]T1、Nb及B是通過(guò)碳或氮的固定、析出強(qiáng)化、組織控制、細(xì)粒強(qiáng)化等機(jī)理來(lái)改善材質(zhì)的元素，所以根據(jù)需要添加T1:0.001%以上、Nb:0.001%以上、B:0.0001%以上。優(yōu)選為T1:0.01% 以上、Nb:0.005% 以上。
[0147]可是，即使過(guò)剩地添加也得不到格外的效果，反而使加工性或制造性劣化，所以將上限設(shè)定為 T1:0.2%、Nb:0.2%、B:0.005%。優(yōu)選為 B:0.003% 以下。
[0148]Mg、Rem及Ca是使夾雜物無(wú)害化的元素，各自的下限都設(shè)定為0.0001%。優(yōu)選為Mg:0.0005%以上、Rem:0.001%以上、Ca:0.0005%以上。另ー方面，如果過(guò)剩地添加，則鋼的潔凈度惡化，所以將上限設(shè)定為Mg:0.01%、Rem:0.1%、Ca:0.01%。優(yōu)選為Ca:0.01%以下。
[0149]Mo、Cr、N1、W、Zr及As是對(duì)于提高機(jī)械強(qiáng)度或者改善材質(zhì)有效的元素,所以根據(jù)需要添加 Mo:0.001% 以上、Cr:0.001% 以上、N1:0.001% 以上、W:0.001% 以上、Zr:0.0001% 以上及 As:0.0001% 以上。優(yōu)選為 Mo:0.01% 以上、Cr:0.01% 以上、N1:0.05% 以上、W:0.01%以上。
[0150]可是，過(guò)剩的添加反而使加工性劣化，所以將上限設(shè)定為Mo:1.0%、Cr:2.0%、Ni:
2.0%、W:1.0%、Zr:0.2%、As:0.5%。優(yōu)選 Zr 為 0.05% 以下。
[0151]V及Cu與Nb、Ti同樣是對(duì)析出強(qiáng)化有效的元素，而且是由添加導(dǎo)致的強(qiáng)化所引起的局部變形能力的劣化量比Nb、Ti更小的元素，所以在需要高強(qiáng)度、更好的擴(kuò)孔性的情況下，是比Nb、Ti更有效的元素。因此，V及Cu都將下限設(shè)定為0.001%。優(yōu)選都為0.01%以上。
[0152]可是，如果過(guò)剩地添加，則加工性劣化，所以將上限設(shè)定為V:1.0%、Cu:2.0%。優(yōu)選V為0.5%以下。
[0153]Co使Y — a相變點(diǎn)顯著上升，所以特別在指向Ar3點(diǎn)以下的熱軋的情況下是有效的元素。為了得到添加效果而要添加0.0001%以上。優(yōu)選為0.001%以上?？墒?，如果過(guò)剩地添加，則焊接性劣化，所以將上限設(shè)定為1.0%。優(yōu)選為0.1%以下。
[0154]Sn及Pb是對(duì)提高鍍覆的潤(rùn)濕性及密合性有效的元素，所以添加Sn:0.0001%以上、Pb:0.001%以上。優(yōu)選Sn為0.001%以上?？墒牵绻^(guò)剩地添加則在制造時(shí)容易發(fā)生表面缺陷，而且韌性下降，所以將上限設(shè)定為Sn:0.2%，Pb:0.1%。優(yōu)選Sn為0.1%以下。[0155]Y及Hf是對(duì)提高耐蝕性有效的元素。在這些元素都低于0.001%時(shí)沒(méi)有添加效果，所以將下限設(shè)定為0.001%。另ー方面，如果超過(guò)0.10%，則擴(kuò)孔性劣化，所以這些元素都將上限設(shè)定為0.10%。
[0156](制造方法)
[0157]接著，對(duì)本發(fā)明鋼板的制造方法(以下有時(shí)稱為“本發(fā)明制造方法”。)進(jìn)行說(shuō)明。為了實(shí)現(xiàn)優(yōu)良的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性，重要的是就極密度而言是隨機(jī)地形成織構(gòu)、控制鐵素體及貝氏體的組織分率、形態(tài)分散的條件。以下進(jìn)行進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。
[0158]在熱軋之前進(jìn)行的制造方法沒(méi)有特別的限定。也就是說(shuō)，通過(guò)利用高爐或電爐等進(jìn)行熔煉后，接著進(jìn)行各種二次精煉，用通常的連續(xù)鑄造法、利用鑄錠法的鋳造，此外也可以通過(guò)薄板坯鑄造等進(jìn)行鑄造。在采用連續(xù)鑄造的情況下，可以在將鋼暫時(shí)冷卻到低溫后，再次加熱并對(duì)該鋼進(jìn)行熱軋，也可以在鑄造后連續(xù)地進(jìn)行熱軋。再者，也可以使用廢料作為鋼的原料。
[0159](第I熱軋)
[0160]將由加熱爐取出的板坯供于第I熱軋即粗軋エ序，進(jìn)行粗軋，得到粗條鋼。本發(fā)明鋼板需要滿足以下的要件。首先，粗軋后的奧氏體粒徑即精軋前的奧氏體粒徑是重要的。優(yōu)選精軋前的奧氏體粒徑小，如果精軋前的奧氏體粒徑為200 以下，則非常有助于晶粒的微細(xì)化及均質(zhì)化，能夠使由后面的エ序造出的馬氏體微細(xì)且均勻地分散。
[0161]為了在精軋前得到200 iim以下的奧氏體粒徑，在1000~1200°C的溫度區(qū)的粗軋中，需要進(jìn)行I次以上壓下率為40%以上的軋制。
[0162]精軋前的奧氏體粒徑優(yōu)選為lOOym以下，但為了得到該粒徑，要進(jìn)行2次以上壓下率為40%以上的軋制。但是，超過(guò)70%的壓下或超過(guò)10次的粗軋有軋制溫度下降或氧化皮過(guò)剩生成的擔(dān)心。`
[0163]這樣，如果使精軋前的奧氏體粒徑為200 以下，則可通過(guò)精軋促進(jìn)奧氏體的再結(jié)晶，通過(guò)織構(gòu)的形成及晶粒單位的均勻化，改善最終制品的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性。
[0164]據(jù)推測(cè)其理由是，因?yàn)榇周埡?即精軋前)的奧氏體晶界作為精軋中的一個(gè)再結(jié)晶核起作用。為了確認(rèn)粗軋后的奧氏體粒徑，盡可能地對(duì)進(jìn)入精軋前的鋼板坯進(jìn)行急速冷卻(例如以10°C /秒以上進(jìn)行冷卻)，對(duì)鋼板坯的斷面進(jìn)行腐蝕而使奧氏體晶界露出來(lái)，用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察確認(rèn)。此時(shí)，以50倍以上的倍率對(duì)20個(gè)以上的視場(chǎng)用圖像解析或切斷法測(cè)定奧氏體的粒徑。
[0165](第2熱軋)
[0166]在粗軋エ序(第I熱軋)結(jié)束后，開(kāi)始第2熱軋即精軋エ序。從粗軋エ序結(jié)束到開(kāi)始精軋エ序的時(shí)間優(yōu)選設(shè)定為150秒以下。
[0167]在精軋エ序(第2熱軋)中，優(yōu)選將精軋開(kāi)始溫度設(shè)定為1000°C以上。如果精軋開(kāi)始溫度低于1000°c，則在各精軋道次中，對(duì)軋制對(duì)象的粗條鋼施加的軋制溫度低溫化，成為未再結(jié)晶溫度區(qū)的壓下來(lái)使織構(gòu)發(fā)達(dá)，各向同性劣化。
[0168]再者，精軋開(kāi)始溫度的上限沒(méi)有特別的限定?？墒?，如果為1150°C以上，則有下述的擔(dān)心:在精軋前及道次間，在鋼板基底與表面氧化皮之間，發(fā)生成為鱗狀的紡錘形氧化皮缺陷的的凸泡，所以優(yōu)選低于1150°C。
[0169]在精軋中，將由鋼板的成分組成決定的溫度設(shè)定為Tl，在T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)，至少I次進(jìn)行I道次中壓下率為30%以上的軋制。此外，在精軋中將合計(jì)的壓下率設(shè)定為50%以上。通過(guò)滿足此條件，與鋼板的表面相距5/8~3/8的板厚范圍的板厚中央部處的{100} < 011 >~{223} < 110 >取向組的極密度的平均值達(dá)到5.0以下，且{332} < 113 >晶體取向的極密度達(dá)到4.0以下。由此能夠確保最終制品的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性。
[0170]其中，Tl是通過(guò)下述式⑴算出的溫度。
[0171]T1(°C ) = 850+10 X (C+N) XMn+350 XNb+250 X Ti+40 XB+10 X Cr+100 XMo+100 XV (I)
[0172]C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo 及 V 為各元素的含量(質(zhì)量 ％)。
[0173]如后述的實(shí)施例中所見(jiàn)，T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)中的大壓下和其后的低于T1+30°C下的輕壓下對(duì)與鋼板的表面相距5/8~3/8的板厚范圍的板厚中央部處的{100} < 011 >~{223}< 110 >取向組的極密度的平均值和{332} < 113 >晶體取向的極密度進(jìn)行控制，從而使最終制品的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性飛躍般地改善。
[0174]該溫度Tl本身是憑經(jīng)驗(yàn)求出的。
【發(fā)明者】們通過(guò)實(shí)驗(yàn)憑經(jīng)驗(yàn)得知以溫度Tl為基準(zhǔn)可促進(jìn)各鋼的在奧氏體區(qū)的再結(jié)晶。為了得到更良好的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性，通過(guò)大壓下來(lái)蓄積應(yīng)變是重要的，在精軋中，作為合計(jì)的壓下率必須為50%以上。而且，優(yōu)選采用70%以上的壓下，另ー方面如果采用超過(guò)90%的壓下率，則需要増加溫度確保或過(guò)大的軋制載荷。
[0175]如果T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)中的合計(jì)壓下率低于50%，則熱軋中蓄積的軋制應(yīng)變不充分，奧氏體的再結(jié)晶不能充分進(jìn)行。因此，織構(gòu)發(fā)達(dá)而使各向同性劣化。如果合計(jì)壓下率為70%以上，則即使考慮到起因于溫度變動(dòng)等的偏差，也可得到良好的各向同性。另ー方面，如果合 計(jì)壓下率超過(guò)90%，則因加工發(fā)熱而難形成T1+200°C以下的溫度區(qū)，而且，還有軋制載荷増加，軋制困難的擔(dān)心。
[0176]為了促進(jìn)由蓄積的應(yīng)變的釋放形成的均勻的再結(jié)晶，在精軋中，在T 1+30°C以上且T1+200°C以下，至少I次進(jìn)行I道次中壓下率為30%以上的軋制。
[0177]再者，為了促進(jìn)均勻的再結(jié)晶，將低于T1+30°C的溫度區(qū)的加工量盡量抑制在低水平是必要的。因此，低于T1+30°C下的壓下率優(yōu)選為30%以下。從板厚精度或板形狀的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選10%以下的壓下率。在進(jìn)ー步要求各向同性的情況下，低于T1+30°C的溫度區(qū)的壓下率優(yōu)選為0%。
[0178]精軋優(yōu)選在T1+30°C以上結(jié)束。在低于T1+30°C的熱軋中，有下述擔(dān)心:因暫時(shí)再結(jié)晶而得到的成粒的奧氏體晶粒擴(kuò)展而使各向同性下降。
[0179]也就是說(shuō)，本發(fā)明的制造方法通過(guò)在精軋中均勻且微細(xì)地使奧氏體再結(jié)晶，控制制品的織構(gòu)，可改善均勻拉伸性和擴(kuò)孔性。
[0180]軋制率能夠從軋制載荷或板厚的測(cè)定等通過(guò)實(shí)際數(shù)據(jù)或計(jì)算來(lái)求出。關(guān)于溫度，能夠利用軋制機(jī)架間溫度計(jì)進(jìn)行實(shí)測(cè)，此外，也能夠從線速度或壓下率等通過(guò)考慮了加工發(fā)熱的計(jì)算模擬來(lái)得到。因而，能夠容易確認(rèn)是否進(jìn)行了本發(fā)明中規(guī)定的軋制。
[0181]如果在Ar3以下結(jié)束熱軋，則變成在奧氏體和鐵素體雙相區(qū)的軋制，向{100}
<Oil >~{223}< 110 >取向組的集聚增強(qiáng)。其結(jié)果是，均勻拉伸性和擴(kuò)孔性顯著劣化。
[0182]為了使晶粒微細(xì)化，抑制晶粒伸展，優(yōu)選將TI+30°C以上且TI+200°C以下的壓下時(shí)的最大加工發(fā)熱量即由壓下產(chǎn)生的溫度上升量抑制在18°C以下。為了實(shí)現(xiàn)該情況，優(yōu)選使用軋制機(jī)架間冷卻等。
[0183](冷軋前I次冷卻)
[0184]在精軋中，進(jìn)行了壓下率為30%以上的最終壓下后，以等待時(shí)間t秒滿足下述式
(2)的方式開(kāi)始冷軋前I次冷卻。
[0185]t ≤ 2.5Xtl (2)
[0186]其中，tl通過(guò)下述式(3)求出。
[0187]tl = 0.0OlX ((Tf-Tl) XPl/100)2-0.109X ((Tf-Tl) XPl/100)+3.1 (3)
[0188]其中，在上述式(3)中，Tf是壓下率為30%以上的最終壓下后的鋼坯的溫度，Pl為30%以上的最終壓下的壓下率。
[0189]再者，所謂“壓下率為30%以上的最終壓下”是指在精軋中進(jìn)行的多道次的軋制中的壓下率為30%以上的軋制中最后進(jìn)行的軋制。例如，在精軋中進(jìn)行的多道次的軋制中在最終階段進(jìn)行的軋制的壓下率為30%以上的情況下，在其最終階段進(jìn)行的軋制為“壓下率為30%以上的最終壓下”。此外，如果是在精軋中進(jìn)行的多道次的軋制中在最終階段前進(jìn)行的軋制的壓下率為30%以上，在進(jìn)行了在該最終階段前進(jìn)行的軋制(壓下率為30%以上的軋制)后，不進(jìn)行壓下率為30%以上的軋制的情況下，則在該最終階段之前進(jìn)行的軋制(壓下率為30%以上的軋制)為“壓下率為30%以上的最終壓下”。
[0190]在精軋中，在進(jìn)行了壓下率為30%以上的最終壓下后，到冷軋前I次冷卻開(kāi)始的等待時(shí)間t秒對(duì)奧氏體粒徑施加大的影響。也就是說(shuō)，對(duì)鋼板的等軸晶粒分率、粗晶粒面積率施加大的影響。
[0191]如果等待時(shí)間t超過(guò)tlX2.5，則再結(jié)晶大部分已經(jīng)完成，而且晶粒顯著生長(zhǎng)而進(jìn)行粗粒化，從而使r值及拉伸性降低。
[0192]通過(guò)等待時(shí)間t秒進(jìn)ー步滿足下述式(2a)，能夠優(yōu)先地抑制晶粒的生長(zhǎng)。其結(jié)果是，即使再結(jié)晶沒(méi)有充分進(jìn)行，也能夠充分提高鋼板的拉伸率，同時(shí)能夠提高疲勞特性。
[0193]t < tl (2a)
[0194]另ー方面，通過(guò)等待時(shí)間t秒進(jìn)ー步滿足下述式(2b)，再結(jié)晶化充分進(jìn)行，晶體取向隨機(jī)化。因此，能夠充分提高鋼板的拉伸率，同時(shí)能夠較大地提高各向同性。
[0195]tl t tlX2.5 (2b)
[0196]其中，如圖1所示，在連續(xù)熱軋生產(chǎn)線I中，被加熱爐加熱到規(guī)定溫度的鋼坯(板坯)通過(guò)粗軋機(jī)2、精軋機(jī)3依次進(jìn)行軋制，成為規(guī)定厚度的熱軋鋼板4并輸送給輸出輥道
5。在本發(fā)明的制造方法中，在通過(guò)粗軋機(jī)2進(jìn)行的粗軋エ序(第I熱軋)中，在1000°C以上且1200°C以下的溫度范圍，對(duì)鋼坯(板坯)進(jìn)行I次以上壓下率為20%以上的軋制。
[0197]接著，通過(guò)將如此被粗軋機(jī)2軋制到規(guī)定厚度的粗條鋼精軋機(jī)3的多個(gè)軋制機(jī)架6進(jìn)行精軋(第2熱軋)，制成熱軋鋼板4。然后，用精軋機(jī)3，在溫度T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)，至少I次進(jìn)行I道次中壓下率為30%以上的軋制。此外，在精軋機(jī)3中，合計(jì)的壓下率為50%以上。
[0198]另外，在精軋エ序中，在進(jìn)行了壓下率為30%以上的最終壓下后，以等待時(shí)間t秒滿足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)中的任一式的方式開(kāi)始冷軋前I次冷卻。該冷軋前I次冷卻的開(kāi)始是通過(guò)配置在精軋機(jī)3的各軋制機(jī)架6間的軋制機(jī)架間冷卻噴嘴10或者配置在輸出輥道5上的冷卻噴嘴11來(lái)進(jìn)行的。[0199]例如，在只在配置于精軋機(jī)3的前段(圖1中左側(cè)、軋制的上游側(cè))的軋制機(jī)架6中進(jìn)行壓下率為30%以上的最終壓下，在配置于精軋機(jī)3的后段(圖1中右側(cè)、軋制的下游側(cè))的軋制機(jī)架6中不進(jìn)行壓下率為30%以上的軋制的情況下，如果通過(guò)配置在輸出輥道5上的冷卻噴嘴11開(kāi)始冷軋前I次冷卻，則等待時(shí)間t秒有時(shí)沒(méi)有滿足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)。在此種情況下，通過(guò)配置于精軋機(jī)3的各軋制機(jī)架6間的軋制機(jī)架間冷卻噴嘴10開(kāi)始冷軋前I次冷卻。
[0200]此外，例如，在通過(guò)配置于精軋機(jī)3的后段(圖1中右側(cè)、軋制的下游側(cè))的軋制機(jī)架6進(jìn)行壓下率為30%以上的最終壓下的情況下，即使通過(guò)配置于輸出輥道5上的冷卻噴嘴11開(kāi)始冷軋前I次冷卻，等待時(shí)間t秒也有時(shí)可滿足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)。在此種情況下，也可以通過(guò)配置于輸出輥道5上的冷卻噴嘴11開(kāi)始冷軋前I次冷卻。當(dāng)然，只要是在進(jìn)行了壓下率為30%以上的最終壓下后，也可以通過(guò)配置于精軋機(jī)3的各軋制機(jī)架6間的軋制機(jī)架間冷卻噴嘴10開(kāi)始冷軋前I次冷卻。
[0201]而且，在該冷軋前I次冷卻中，以50°C /秒以上的平均冷卻速度進(jìn)行溫度變化(溫度下降)為40°C以上且140°C以下的冷卻。
[0202]如果溫度變化低于40°C，則再結(jié)晶的奧氏體晶粒生長(zhǎng)，使低溫韌性劣化。通過(guò)設(shè)定為40°C以上，能夠抑制奧氏體晶粒的粗大化。在低于40°C時(shí)，得不到上述效果。另一方面，如果超過(guò)140°C，則再結(jié)晶不充分，難得到目標(biāo)的隨機(jī)織構(gòu)。此外，也難以得到對(duì)拉伸有效的鐵素體相，而且鐵素體相的硬度增高，由此均勻拉伸性和擴(kuò)孔性也劣化。此外，在溫度變化超過(guò)140°C時(shí)，有超越到Ar3相變點(diǎn)溫度以下的擔(dān)心。在此種情況下，即使是源自再結(jié)晶奧氏體的相變，作為變量(variant)的選擇的尖鋭化的結(jié)果，也仍然是織構(gòu)得以形成，從而各向同性下降。
[0203]如果冷軋前I次冷卻中的平均冷卻速度為低于50°C /秒，則再結(jié)晶的奧氏體晶粒仍然會(huì)生長(zhǎng)而使低溫韌性劣化。平均冷卻速度的上限沒(méi)有特別的限定，但從鋼板形狀的觀點(diǎn)出發(fā)，認(rèn)為200°C /秒以下是妥當(dāng)?shù)腵。
[0204]此外，為了抑制晶粒生長(zhǎng)，得到更優(yōu)良的低溫韌性，優(yōu)選使用道次間的冷卻裝置等，將精軋的各軋制機(jī)架間的加工發(fā)熱設(shè)定為18°C以下。
[0205]軋制率(壓下率)能夠由軋制載荷或板厚測(cè)定等通過(guò)實(shí)際數(shù)據(jù)或計(jì)算來(lái)求出。軋制中的鋼坯的溫度能夠通過(guò)在軋制機(jī)架間配置溫度計(jì)來(lái)進(jìn)行實(shí)測(cè)，或由線速度(linespeed)或壓下率等通過(guò)考慮加工發(fā)熱來(lái)進(jìn)行模擬而得到，或通過(guò)進(jìn)行上述兩者來(lái)得到。
[0206]此外，如前面所說(shuō)明，為了促進(jìn)均勻的再結(jié)晶，優(yōu)選使低于T1+30°C的溫度區(qū)的加エ量盡量少，在低于T1+30°C下的壓下率優(yōu)選為30%以下。例如，在圖1所示的連續(xù)熱軋生產(chǎn)線I的精軋機(jī)3中，在從配置在前段側(cè)(圖1中左側(cè)、軋制的上游側(cè))的I個(gè)或2個(gè)以上的軋制機(jī)架6通過(guò)時(shí)，鋼板處于T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)，在從配置在其后段側(cè)(圖1中右側(cè)、軋制的下游側(cè))的I個(gè)或2個(gè)以上的軋制機(jī)架6通過(guò)時(shí)，在鋼板處于低于T1+30°C的溫度區(qū)的情況下，在從配置在其后段側(cè)(圖1中右側(cè)、軋制的下游側(cè))的I個(gè)或2個(gè)以上的軋制機(jī)架6通過(guò)時(shí)，不進(jìn)行壓下，或即使進(jìn)行壓下，也優(yōu)選低于T1+30°C下的壓下率合計(jì)為30%以下。從板厚精度或板形狀的觀點(diǎn)出發(fā)，低于T1+30°C下的壓下率優(yōu)選合計(jì)為10%以下的壓下率。在進(jìn)ー步要求各向同性的情況下，低于T1+30°C的溫度區(qū)的壓下率優(yōu)選為0%。[0207]在本發(fā)明制造方法中，軋制速度沒(méi)有特別的限定?？墒牵绻埖脑谧罱K軋制機(jī)架側(cè)的軋制速度低于400mpm，則、晶粒生長(zhǎng)并進(jìn)行粗大化，用于得到延展性的鐵素體的可析出的區(qū)域減少，從而有延展性劣化的擔(dān)心。即使不特別限定軋制速度的上限，也可得到本發(fā)明的效果，但從設(shè)備制約方面考慮，ISOOmpm以下是現(xiàn)實(shí)的。因此，在精軋エ序中軋制速度優(yōu)選400mpm以上且1800mpm以下。[0208](冷軋前2次冷卻)[0209]在本發(fā)明制造方法中，優(yōu)選在冷軋前一次冷卻后進(jìn)行冷軋前二次冷卻來(lái)控制組織。冷軋前2次冷卻模式也是重要的。
[0210]冷軋前2次冷卻優(yōu)選是在冷軋前I次冷卻后3秒以內(nèi)實(shí)施。如果從冷軋前I次冷卻后到開(kāi)始冷軋前2次冷卻的時(shí)間超過(guò)3秒，則奧氏體晶粒粗大化，強(qiáng)度和拉伸率降低。
[0211]冷軋前2次冷卻是以10~300°C /秒的平均冷卻速度冷卻到600°C以下的冷卻停止溫度。在該冷軋前2次冷卻的停止溫度超過(guò)600°C，冷軋前2次冷卻的平均冷卻速度低于10°C /秒的情況下，有表面氧化得以進(jìn)行、鋼板表面劣化的可能性。如果平均冷卻速度超過(guò)300 0C /秒，則馬氏體相變被促進(jìn)，強(qiáng)度大幅度上升，后面的冷軋變得困難。
[0212](卷取)
[0213]在如此得到熱軋鋼板后，能夠在600°C以下進(jìn)行卷取。如果卷取溫度超過(guò)600°C，則鐵素體組織的面積率增加，貝氏體的面積率達(dá)不到5%以上。為使貝氏體的面積率在5%以上，優(yōu)選使卷取溫度為600°C以下。
[0214](冷軋)
[0215]根據(jù)需要對(duì)按上述步驟制造的熱軋?jiān)暹M(jìn)行酸洗，進(jìn)行壓下率為30%以上且70%以下的冷軋。在壓下率為30%以下時(shí)，難以通過(guò)其后的加熱保持來(lái)引起再結(jié)晶，等軸粒分率下降，而且加熱后的晶粒粗大化。在超過(guò)70%的軋制時(shí)，因使加熱時(shí)的織構(gòu)發(fā)達(dá)而使各向異性增強(qiáng)。因此，設(shè)定為70%以下。
[0216](加熱保持)
[0217]然后，將被冷軋后的鋼板(冷軋鋼板)加熱到700~900°C的溫度區(qū)，在700~900°C的溫度區(qū)保持I秒以上且1000秒以下。通過(guò)該加熱保持，加工硬化被除去。在將冷軋后的鋼板如此加熱到700~900°C的溫度區(qū)的時(shí)候，將室溫以上且650°C以下的平均加熱速度設(shè)定為下述式(5)所示的HRl (V /秒)，將超過(guò)650°C到700~900°C的溫度區(qū)的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(6)表示的HR2 (V /秒)。
[0218]HRl ≤ 0.3 (5)
[0219]HR2 ≤0.5 X HRl (6)
[0220]通過(guò)按上述條件進(jìn)行熱軋，進(jìn)ー步進(jìn)行熱軋后I次冷卻，可使晶粒的微細(xì)化和晶體取向的隨機(jī)化得以兼顧。但是，通過(guò)其后進(jìn)行的冷軋，強(qiáng)的織構(gòu)發(fā)達(dá)，該織構(gòu)容易在鋼板中殘留。其結(jié)果是，鋼板的r值及拉伸性降低，各向同性下降。因此，優(yōu)選通過(guò)適當(dāng)?shù)剡M(jìn)行在冷軋后進(jìn)行的加熱，使通過(guò)冷軋而發(fā)達(dá)的織構(gòu)盡量消失。為此，需要將加熱的平均加熱速度分為上述式(5)、(6)所示的兩階段。
[0221]通過(guò)該兩階段的加熱提高鋼板的織構(gòu)或特性的詳細(xì)的理由雖不明確，但認(rèn)為本效果與冷軋時(shí)導(dǎo)入的位錯(cuò)的恢復(fù)和再結(jié)晶有關(guān)聯(lián)。也就是說(shuō)，通過(guò)加熱在鋼板中產(chǎn)生的再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)カ是通過(guò)冷軋而蓄積在鋼板中的應(yīng)變。在室溫以上且650°C以下的溫度范圍的平均加熱速度HRl小的情況下，通過(guò)冷軋導(dǎo)入的位錯(cuò)恢復(fù)，不產(chǎn)生再結(jié)晶。其結(jié)果是，冷軋時(shí)發(fā)達(dá)的織構(gòu)原狀殘留，各向同性等特性劣化。在室溫以上且650°C以下的溫度范圍的平均加熱速度HRl低于0.3°C /秒時(shí)，通過(guò)冷軋導(dǎo)入的位錯(cuò)恢復(fù)，冷軋時(shí)形成的強(qiáng)的織構(gòu)殘存。因此，需要將室溫以上且650°C以下的溫度范圍的平均加熱速度HRl設(shè)定為0.3 (°C /秒)以上。
[0222]另ー方面，如果超過(guò)650°C且到700~900°C的溫度區(qū)的平均加熱速度HR2高，則冷軋后的鋼板中存在的鐵素體不會(huì)再結(jié)晶，加工原狀的未再結(jié)晶鐵素體殘留。特別是，如果將含有0.01%以上C的鋼加熱至鐵素體及奧氏體的二相區(qū)，則形成的奧氏體阻礙再結(jié)晶鐵素體的生長(zhǎng)，未再結(jié)晶鐵素體更容易殘留。該未再結(jié)晶鐵素體由于具有強(qiáng)的織構(gòu)，所以對(duì)r值及各向同性之類的特性施加不良影響，同時(shí)因大量含有位錯(cuò)而使延展性大幅度劣化。因此，在超過(guò)650°C且到700~900°C的溫度區(qū)的溫度范圍，平均加熱速度HR2需要為0.5XHRl (°C / 秒)以下。
[0223]此外，在加熱溫度低于700°C、或者在700~900°C的溫度區(qū)中的保持時(shí)間低于I秒時(shí)，來(lái)自鐵素體的逆相變不能充分進(jìn)行，通過(guò)后面的冷卻不能得到貝氏體相，得不到充分的強(qiáng)度。另ー方面，在加熱溫度超過(guò)900°C、或者在700~900°C的溫度區(qū)中的保持時(shí)間超過(guò)1000秒?yún)?，晶粒粗大化，粒徑?00 u m以上的晶粒的面積率増大。
[0224](冷軋后I次冷卻)
[0225]在加熱保持后，以12°C /秒以下的平均冷卻速度，將冷軋后I次冷卻進(jìn)行到580~750°C的溫度區(qū)。如果冷軋后I次冷卻的結(jié)束溫度超過(guò)750°C，則鐵素體相變被促進(jìn)，不能得到按面積率計(jì)為5%以上的貝氏體。如果該冷軋后I次冷卻的平均冷卻速度超過(guò)12°C /秒，且冷軋后I次冷卻的結(jié)束溫度 低于580°C，則鐵素體的晶粒生長(zhǎng)不能充分進(jìn)行，不能得到按面積率計(jì)為5%以上的鐵素體。
[0226](冷軋后2次冷卻)
[0227]在冷軋后I次冷卻后，以4~300°C /秒的平均冷卻速度將冷軋后2次冷卻進(jìn)行到350~500°C的溫度區(qū)。如果冷軋后2次冷卻的平均冷卻速度低于4°C /秒、或者在超500°C的溫度下結(jié)束冷軋后2次冷卻，則珠光體相變過(guò)度地進(jìn)行，從而有最終不能得到按面積率計(jì)為5%以上的貝氏體的可能性。此外，如果冷軋后2次冷卻的平均冷卻速度超過(guò)300°C /秒、或者以低于350°C的溫度結(jié)束冷軋后2次冷卻，則有馬氏體相變得以進(jìn)行、馬氏體的面積率超過(guò)1%的擔(dān)心。
[0228](過(guò)時(shí)效熱處理)
[0229]在冷軋后2次冷卻之后接著在350°C以上且500°C以下的溫度范圍，進(jìn)行過(guò)時(shí)效熱處理。在該溫度范圍保持的時(shí)間根據(jù)過(guò)時(shí)效處理溫度T2設(shè)定為滿足下述式(4)的t2秒以上。但是，考慮到式(4)的可適用溫度范圍，將t2的最大值設(shè)定為400秒。
[0230]log(t2) = 0.0002(T2-425)2+l.18 (4)
[0231]再者，在該過(guò)時(shí)效熱處理中，所謂保持不只意味著等溫保持，只要在350°C以上且500°C以下的溫度范圍使鋼板滯留即可。例如，可以在將鋼板暫時(shí)冷卻至350°C后，加熱到500°C，或者也可以在將鋼板冷卻至500°C后再冷卻到350°C。
[0232]再者，即使對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板進(jìn)行表面處理也不損失擴(kuò)孔性的改善效果，例如可以在鋼板表面形成熱浸鍍鋅層或合金化熱浸鍍鋅層。在此種情況下，通過(guò)電鍍、熱浸鍍、蒸鍍、有機(jī)皮膜形成、薄膜層壓、有機(jī)鹽類/無(wú)機(jī)鹽類處理、無(wú)鉻酸鹽處理等中的任ー種，都可得到本發(fā)明的效果。此外，本發(fā)明的鋼板也能適用于脹形成形和以彎曲、脹形、拉深等彎曲加工為主體的復(fù)合成形。
[0233]在對(duì)本發(fā)明鋼板實(shí)施熱浸鍍鋅的情況下，在鍍覆后，也可以實(shí)施合金化處理。合金化處理在450~600°C的溫度區(qū)進(jìn)行。如果合金化處理溫度為低于450°C，則合金化不能充分進(jìn)行，而如果超過(guò)600°C，則合金化過(guò)于進(jìn)行而使耐蝕性劣化。因此，合金化處理在450~600°C的溫度區(qū)進(jìn)行。
[0234]實(shí)施例
[0235]接著，對(duì)本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說(shuō)明。再者，實(shí)施例中的條件是為確認(rèn)本發(fā)明的可實(shí)施性及效果而采用的ー個(gè)條件例，本發(fā)明并不限定于該ー個(gè)條件例子。只要在不脫離本發(fā)明的要_，達(dá)成本發(fā)明的目的的范圍內(nèi)，本發(fā)明可采用各種條件。表1中示出了實(shí)施例中所用的各鋼的化學(xué)成分。表2、3中示出了各制造條件。此外，表4、5中示出了按表2、3的制造條件制造的各鋼種的組織構(gòu)成和機(jī)械特性。再者，各表中的下劃線表示在本發(fā)明的范圍外或在本發(fā)明的優(yōu)選的范圍外。此外，在表2~5中，從附加于鋼種的A到T的英文字和從a到i的英文字表示表1的各鋼A~T及a~i的成分。
[0236]對(duì)采用具有表1所示的成分組成的“A~T”的發(fā)明鋼及“a~h”的比較鋼進(jìn)行研究所得的結(jié)果進(jìn)行說(shuō)明。再者，表1中各成分組成的數(shù)值表示質(zhì)量％。
[0237]在將這些鋼鑄造后直接或在暫時(shí)冷卻到室溫后，加熱至1000~1300°C的溫度區(qū)，然后按表2、3所示的條件，實(shí)施熱軋、冷軋及冷卻。
[0238]在熱軋中，首先，在第I熱軋即粗軋中，在1000°C以上且1200°C以下的溫度區(qū)，以40%以上的壓下率進(jìn)行I次以上 軋制。但是，對(duì)于鋼種A3、E3、M2，在粗軋中，沒(méi)有進(jìn)行I道次中壓下率為40%以上的軋制。表2中示出了粗軋中的壓下率為40%以上的壓下次數(shù)、各壓下率(%)、粗軋后(精軋前)的奧氏體粒徑(Pm)。再者，表2中示出了各鋼種的溫度Tl (で)、溫度 AcK0C ) o
[0239]在粗軋結(jié)束后，進(jìn)行第2熱軋即精軋。在精軋中，在T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)，至少I次進(jìn)行I道次中壓下率為30%以上的軋制，在低于T1+30°C的溫度范圍，將合計(jì)的壓下率設(shè)定為30%以下。再者，在精軋中，在T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)的最終道次中，進(jìn)行I道次中壓下率為30%以上的軋制。
[0240]但是，對(duì)于鋼種A4、A5、A6、B3，在T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)，沒(méi)有進(jìn)行壓下率為30%以上的軋制。此外，鋼種P2、P3的在低于T1+30°C的溫度范圍的合計(jì)的壓下率為超過(guò)30%。
[0241]此外，在精軋中，將合計(jì)的壓下率設(shè)定為50%以上。但是，關(guān)于鋼種A4、A5、A6、B3、C3，TI+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)的合計(jì)的壓下率為低于50%。
[0242]表2中示出了精軋中的T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)的最終道次的壓下率(%)、最終道次的前I段的道次的壓下率(最終前道次的壓下率)(%)。此外，表2中示出了精軋中的T 1+30°C以上且T1+200で以下的溫度區(qū)的合計(jì)的壓下率(%)、T 1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)的最終道次中的壓下后的溫度(°C )、T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)的壓下時(shí)的最大加工發(fā)熱量(V )。
[0243]在精軋中在進(jìn)行了 T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)的最終壓下后，在等待時(shí)間t秒經(jīng)過(guò)2.5 X tl之前，開(kāi)始冷軋前I次冷卻。在冷軋前I次冷卻中，將平均冷卻速度設(shè)定為50°C /秒以上。此外，將冷軋前I次冷卻中的溫度變化(冷卻溫度量)設(shè)定為40°C以上且140°C以下的范圍。
[0244] 但是，關(guān)于鋼種J2，其是在從精軋中的T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)的最終壓下后，等待時(shí)間t秒經(jīng)過(guò)2.5Xtl后開(kāi)始冷軋前I次冷卻。鋼種T2的冷軋前I次冷卻中的溫度變化(冷卻溫度量)為低于40°C，鋼種J3的冷軋前I次冷卻中的溫度變化(冷卻溫度量)為超過(guò)140°C。鋼種T3的冷軋前I次冷卻中的平均冷卻速度為低于50°C/秒。
[0245]表2中示出了各鋼種的tl (秒)、從精軋中的T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)的最終壓下到開(kāi)始冷軋前I次冷卻的等待時(shí)間t (秒)、t/tl、冷軋前I次冷卻中的溫度變化(冷卻量)(V )、冷軋前I次冷卻中的平均冷卻速度(V /秒)。
[0246]在冷軋前一次冷卻后進(jìn)行冷軋前二次冷卻。在冷軋前I次冷卻后，在3秒以內(nèi)開(kāi)始冷軋前2次冷卻。此外，在冷軋前2次冷卻中，以10~300°C /秒的平均冷卻速度冷卻到6000C以下的冷卻停止溫度，在600°C以下進(jìn)行卷取，得到2~5mm厚的熱軋?jiān)濉?br> [0247] 但是，鋼種D3從冷軋前I次冷卻后到開(kāi)始冷軋前2次冷卻經(jīng)過(guò)了超過(guò)3秒。此外，鋼種D3的冷軋前2次冷卻的平均冷卻速度為超過(guò)300°C /秒。此外，鋼種E3的冷軋前2次冷卻的冷卻停止溫度(卷取溫度)為超過(guò)600°C。對(duì)于各鋼種，表2中示出了從冷軋前I次冷卻后到開(kāi)始冷軋前2次冷卻的時(shí)間(秒)、冷軋前2次冷卻的平均冷卻速度(V /秒)、冷軋前2次冷卻的冷卻停止溫度(卷取溫度)CC )。
[0248]接著，在將熱軋?jiān)逅嵯春?，以壓下?0%以上且70%以下進(jìn)行冷軋。但是，鋼種T4的冷軋的壓下率為低于30%。此外，鋼種T5的冷軋的壓下率為超過(guò)70%。表3中示出了冷軋中的各鋼種的壓下率(%)。
[0249]冷軋后，加熱到700~900°C的溫度區(qū)，并且保持I秒以上且1000秒以下。此外，在加熱到700~900°C的溫度區(qū)的時(shí)候，將室溫以上且650°C以下的平均加熱速度HRl (V /秒)設(shè)定為0.3以上(HRl≥0.3)，將超過(guò)650°C且到700~900°C的平均加熱速度HR2(°C/秒)設(shè)定為 0.5 XHRl 以下(HR2 く 0.5 XHRl)。
[0250]但是，鋼種Al的加熱溫度為超過(guò)900°C。鋼種Q2的加熱溫度為低于700°C。鋼種Q3的加熱保持時(shí)間為低于I秒。鋼種Q4的加熱保持時(shí)間為超過(guò)1000秒。此外，鋼種T6的平均加熱速度HRl為低于0.3 (V /秒)。鋼種T7的平均加熱速度HR2 (V /秒)為超過(guò)
0.5XHR1。表3中示出了各鋼種的加熱溫度(V )、平均加熱速度HR1、HR2(°C /秒)。
[0251]在加熱保持后，以12°C /秒以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后I次冷卻到580~750°C的溫度區(qū)。但是，鋼種A2的冷軋后I次冷卻的平均冷卻速度為超過(guò)12°C /秒。此外，鋼種A2的冷軋后I次冷卻的停止溫度為低于580°C，鋼種K I的冷軋后I次冷卻的停止溫度為超過(guò)740°C。表3中示出了冷軋后I次冷卻中的各鋼種的平均冷卻速度(V /秒)、冷卻停止溫度(V )。
[0252]在冷軋后I次冷卻之后接著以4~300°C /秒的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后2次冷卻到350~500°C的溫度區(qū)。但是，鋼種A5的冷軋后2次冷卻的平均冷卻速度為低于4°C /秒。鋼種P4的冷軋后2次冷卻的平均冷卻速度為超過(guò)300°C/秒。此外，鋼種A2的冷軋后2次冷卻的停止溫度為超過(guò)500°C，鋼種Gl的冷軋后2次冷卻的停止溫度為低于350°C。表3中示出了冷軋后2次冷卻中的各鋼種的平均冷卻速度(V /秒)。[0253]在冷軋后2次冷卻之后接著在冷軋后2次冷卻的停止溫度進(jìn)行了過(guò)時(shí)效熱處理(OA)。將該過(guò)時(shí)效熱處理(OA)的溫度范圍(冷軋后2次冷卻的停止溫度)設(shè)定為350°C以上且500°C以下。此外，將過(guò)時(shí)效熱處理(OA)的時(shí)間設(shè)定為t2秒以上且400秒以下。但是，鋼種A2的過(guò)時(shí)效的熱處理溫度為超過(guò)500°C，鋼種Gl的過(guò)時(shí)效的熱處理溫度為低于350°C。此外，鋼種Dl的過(guò)時(shí)效的處理時(shí)間為低于t2秒，鋼種C2、Gl的過(guò)時(shí)效的熱處理溫度為超過(guò)400秒。表3中示出了各鋼種的過(guò)時(shí)效的熱處理溫度(°C )、t2(秒)、處理時(shí)間(秒)。
[0254]過(guò)時(shí)效熱處理后，進(jìn)行壓下率為0.5%的表皮光軋，進(jìn)行材質(zhì)評(píng)價(jià)。再者，對(duì)于鋼種SI，實(shí)施了熱浸鍍鋅處理。對(duì)于鋼種Tl，在鍍覆后在450~600°C的溫度區(qū)實(shí)施了合金化處理。
[0255]表4中示出了各鋼種的金屬組織中的鐵素體、貝氏體、珠光體、馬氏體、殘留奧氏體的面積率(組織分率)(%)、各鋼種的晶粒的體積平均直徑dia(ii m)、晶粒的軋制方向的長(zhǎng)度dL、板厚方向的長(zhǎng)度dt、它們之比(平均值)即dL/dt。表5中示出了與各鋼種的鋼板表面相距5/8~3/8的板厚范圍的板厚中央部處的{100} < 011 >~{223}< 110 >取向組的極密度的平均值、{332}< 113 >晶體取向的極密度。再者，組織分率是通過(guò)表皮光軋前的組織分率來(lái)進(jìn)行評(píng)價(jià)。此外，作為各鋼種的機(jī)械特性，表5中示出了抗拉強(qiáng)度TS (MPa)、均勻拉伸性U-El (%)、拉伸率El (%)、作為局部變形能力的指標(biāo)的擴(kuò)孔率\ (%)。表5中示出了各 r 值即 rC、rL、r30、r60。
[0256]再者，拉伸試驗(yàn)按照J(rèn)IS Z2241進(jìn)行。擴(kuò)孔試驗(yàn)按照日本鐵鋼聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFS T1001進(jìn)行。關(guān)于各晶體取向的極密度，采用上述的EBSP，以0.5 y m的間距測(cè)定了與軋制方向平行的斷面的板厚的3/8~5/8的區(qū)域。此外，作為均勻拉伸性和擴(kuò)孔性的指標(biāo)，規(guī)定TSXEL為8000 (MPa ? %)以上，優(yōu)選為9000 (MPa ? %)以上，TSX入為30000 (MPa ? %)以上，優(yōu)選為40000 (MPa ? %)以上，最優(yōu)`選為 50000 (MPa ? %)以上。
[0257]
【權(quán)利要求】
1.一種均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.01~0.4%、S1:0.001 ~2.5%、Mn:0.001 ~4.0%、P:0.001 ~0.15%、S:0.0005 ~0.03%、Al:0.001 ~2.0%、N:0.0005 ~0.01% 和 O:0.0005 ~0.01%, Si+Al 被限制為低于 1.0%，剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成； 與鋼板的表面相距5/8~3/8的板厚范圍的板厚中央部處的由{100}< 011 >>{116}< 110 >、{114}< 110 >、{113}< 110 >、{112}< 110 >、{335}< 110 >及{223}< 110>各晶體取向表示的{100} < 011 >~{223}< 110 >取向組的極密度的平均值為5.0以下，且{332} < 113 >晶體取向的極密度為4.0以下； 金屬組織以面積率計(jì)含有5~80%的鐵素體、5~80%的貝氏體和1%以下的馬氏體，且馬氏體、珠光體及殘留奧氏體的合計(jì)為5%以下； 與軋制方向成直角的方向的r值即rC為0.70以上，且與軋制方向成30°角的方向的r值即r30為1.10以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，軋制方向的r值即rL為0.70以上，且與軋制方向成60°角的方向的r值即r60為1.10以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，在所述金屬組織中，晶粒的體積平均直徑為7 y m以下，且晶粒中的軋制方向的長(zhǎng)度dL與板厚方向的長(zhǎng)度dt之比即dL/dt的平均值為3.0以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)ー步含有以下元素中的I種或2種以上:
T1:0.001 ~0.2%、
Nb:0.001 ~0.2%、
B:0.0001 ~0.005%、
Mg:0.0001 ~0.01%、
Rem:0.0001 ~0.1%、
Ca:0.0001 ~0.01%、
Mo:0.001 ~1.0%、
Cr:0.001 ~2.0%、
V:0.001 ~1.0%、
N1:0.001 ~2.0%、
Cu:0.001 ~2.0%、
Zr:0.0001 ~0.2%、
W:0.001 ~1.0%、
As:0.0001 ~0.5%、
Co:0.0001 ~1.0%、
Sn:0.0001 ~0.2%、
Pb:0.001 ~0.1%、
Y:0.001 ~0.10%、和
Hf:0.001 ~0.10%。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，對(duì)表面實(shí)施了熱浸鍍鋅。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，在所述熱浸鍍鋅后在450~600°C下進(jìn)行了合金化處理。
7.—種均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，對(duì)鋼坯在10000C以上且1200°C以下的溫度范圍進(jìn)行第I熱軋，在該第I熱軋中進(jìn)行I次以上壓下率為40%以上的軋制，所述鋼坯以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.01~0.4%、S1:0.001~2.5%、Mn:0.001 ~4.0%、P:0.001 ~0.15%,S:0.0005 ~0.03%、A1:0.001 ~2.0%、N:0.0005 ~0.01%和O:0.0005~0.01%, Si+Al被限制為低于1.0%，剩余部分由鐵及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成； 在所述第I熱軋中，將奧氏體粒徑設(shè)定為200 以下； 在由下述式(I)確定的溫度T1+30°C以上且T1+200°C以下的溫度區(qū)進(jìn)行第2熱軋，在該第2熱軋中至少I次進(jìn)行I道次中壓下率為30%以上的軋制； 將所述第2熱軋中的合計(jì)的壓下率設(shè)定為50%以上； 在所述第2熱軋中，在進(jìn)行了壓下率為30%以上的最終壓下后，以等待時(shí)間t秒滿足下述式(2)的方式開(kāi)始冷軋前I次冷卻； 將所述I次冷卻中的平均冷卻速度設(shè)定為50°C /秒以上，且在溫度變化為40°C以上且140°C以下的范圍進(jìn)行所述I次冷卻； 進(jìn)行壓下率為30%以上且70%以下的冷軋； 加熱到700~900°C的溫度區(qū)，并保持I秒以上且1000秒以下； 以12°C /秒以下的平均冷卻速度實(shí)施冷軋后I次冷卻到580~750°C的溫度區(qū)； 以4~300°C /秒的平均冷卻速度實(shí)施冷軋后2次冷卻到350~500°C的溫度區(qū)； 在350°C以上且500°C以下的溫度區(qū)，進(jìn)行滿足下述式(4)的保持t2秒以上且400秒以下的過(guò)時(shí)效熱處理；
Tl( 0C ) = 850+10 X (C+N) XMn+350 XNb+250 X Ti+40 X B+10 X Cr+100 XMo+100 X V(I) 其中，C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo及V為各元素的含量，其單位為質(zhì)量％ ； t ^ 2.5Xtl (2) 其中，tl通過(guò)下述式(3)求出；
tl = 0.0OlX ((Tf-Tl) XPl/100)2-0.109X ((Tf-Tl) XPl/100)+3.1 (3) 其中，在所述式⑶中，Tf?為壓下率為30%以上的最終壓下后的鋼坯的溫度，Pl為30%以上的最終壓下的壓下率；
log(t2) = 0.0002(T2-425)2+l.18 (4) 其中，T2為過(guò)時(shí)效處理溫度，將t2的最大值設(shè)定為400。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在進(jìn)行了所述冷軋前I次冷卻后且進(jìn)行所述冷軋之前，以平均冷卻速度10~300°C /秒進(jìn)行冷軋前2次冷卻到600°C以下的冷卻停止溫度，在600°C以下進(jìn)行卷取而制成熱軋鋼板。
9.根據(jù)權(quán)利要求7所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，低于T1+30°C的溫度范圍內(nèi)的合計(jì)的壓下率為30%以下。
10.根據(jù)權(quán)利要求7所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時(shí)間t秒進(jìn)ー步滿足下述式(2a)， t < tl(2a)。
11.根據(jù)權(quán)利要求7所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時(shí)間t秒進(jìn)ー步滿足下述式(2b)， tl ^ t ^ tlX2.5 (2b)。
12.根據(jù)權(quán)利要求7所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在軋制機(jī)架間開(kāi)始所述熱軋后一次冷卻。
13.根據(jù)權(quán)利要求7所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在所述冷軋后加熱到700~900°C的溫度區(qū)的時(shí)候， 將室溫以上且650°C以下的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(5)表示的HR1，其単位為。C /秒， 將超過(guò)650°C且到700~900°C的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(6)表示的HR2，其單位為。C /秒， HRl ≤ 0.3 (5) HR2 ^ 0.5 X HRl (6)。
14.根據(jù)權(quán)利要求7所述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，進(jìn)ー步對(duì)表面實(shí)施熱浸鍍鋅。
15.根據(jù)權(quán)利要求14所 述的均勻拉伸性和擴(kuò)孔性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在實(shí)施了熱浸鍍鋅后，進(jìn)ー步在450~600 0C下實(shí)施合金化處理。
【文檔編號(hào)】C22C38/06GK103492599SQ201280018923
【公開(kāi)日】2014年1月1日 申請(qǐng)日期:2012年4月19日 優(yōu)先權(quán)日:2011年4月21日
【發(fā)明者】戶田由梨, 岡本力, 藤田展弘, 佐野幸一, 吉田博司, 小川登志男 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社