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1、(10)申请公布号 CN 104114729 A (43)申请公布日 2014.10.22 CN 104114729 A (21)申请号 201380008773.8 (22)申请日 2013.02.06 2012-028271 2012.02.13 JP C22C 38/00(2006.01) C21D 9/46(2006.01) C22C 38/14(2006.01) C22C 38/58(2006.01) C23C 2/02(2006.01) C23C 2/06(2006.01) C23C 2/28(2006.01) (71)申请人 新日铁住金株式会社 地址 日本东京都 (72)发明人 。
2、近藤雄介 林邦夫 小川登志男 松谷直树 后藤贡一 (74)专利代理机构 北京市中咨律师事务所 11247 代理人 刘航 段承恩 (54) 发明名称 冷轧钢板、 镀敷钢板和它们的制造方法 (57) 摘要 一 种 冷 轧 钢 板， 以 质 量 计， 含 有 ： C ： 0.020以上、 0.080以下、 Si ： 0.20以上、 1.00以下、 Mn ： 0.80以上、 2.30以下、 Al ： 0.010以上、 0.100以下， 而且含有 Nb 和 Ti 中的至少一方， 并使得满足 0.005 Nb+Ti 0.030的条件， 金属组织包含铁素体、 贝氏体 和其他相， 所述铁素体的面积率为 80以。
3、上且小 于 95， 未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的 面积率为 1以上且小于 10， 所述贝氏体的面 积率为 5 20， 所述其他相的分数的合计不 到 8， 含有 Nb 和 Ti 的一方或两方的碳氮化物的 当量圆直径为 1nm 10nm， 抗拉强度为 590MPa 以 上。 (30)优先权数据 (85)PCT国际申请进入国家阶段日 2014.08.08 (86)PCT国际申请的申请数据 PCT/JP2013/052762 2013.02.06 (87)PCT国际申请的公布数据 WO2013/121953 JA 2013.08.22 (51)Int.Cl. 权利要求书 2 页 说明书 15 页。
4、 附图 4 页 (19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请 权利要求书2页 说明书15页 附图4页 (10)申请公布号 CN 104114729 A CN 104114729 A 1/2 页 2 1. 一种冷轧钢板， 其特征在于， 以质量计， 含有 ： C ： 0.020以上、 0.080以下、 Si ： 0.20以上、 1.00以下、 Mn ： 0.80以上、 2.30以下、 P ： 0.0050以上、 0.1500以下、 S ： 0.0020以上、 0.0150以下、 Al ： 0.010以上、 0.100以下、 N ： 0.0010以上、 0.0100以下， 而且， 含有。
5、 Nb 和 Ti 中的至少一方， 并使得满足 0.005 Nb+Ti 0.030的条件， 余量包含铁和不可避免的杂质， 金属组织包含铁素体、 贝氏体和其他相， 所述其他相包含珠光体、 残余奥氏体和马氏体， 所述铁素体的面积率为 80以上且小于 95， 未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的面积率为 1以上且小于 10， 所述贝氏体的面积率为 5 20， 所述其他相的分数的合计不到 8， 含有 Nb 和 Ti 的一方或两方的碳氮化物的当量圆直径为 1nm 10nm， 抗拉强度为 590MPa 以上。 2. 根据权利要求 1 所述的冷轧钢板， 其特征在于， 以质量计， 还含有 Mo ： 0.005以上。
6、、 1.000以下、 W ： 0.005以上、 1.000以下、 V ： 0.005以上、 1.000以下、 B ： 0.0005以上、 0.0100以下、 Ni ： 0.05以上、 1.50以下、 Cu ： 0.05以上、 1.50以下、 Cr ： 0.05以上、 1.50以下 中的一种或两种以上。 3. 一种镀敷钢板， 其特征在于， 在权利要求 1 或 2 所述的冷轧钢板的表面设有镀层。 4. 一种冷轧钢板的制造方法， 其特征在于， 包括下述过程 ： 将具有权利要求 1 或 2 所记载的化学成分的钢片加热至 1150 1280， 在 Ar3 1050的温度完成终轧， 在450650的温度区。
7、域卷取， 将所卷取的热轧钢板酸洗后， 以4070的压下 率冷轧， 然后以 2 / 秒 5 / 秒的速度升温到 Ac1 (Ac1+40)的温度范围内， 将所述冷轧钢板的温度为 Ac1 (Ac1+40)的温度范围内的滞留时间设为 10 秒 200 秒来进行退火， 在所述退火后、 直至常温的过程中， 在所述退火后紧接着以 10 / 秒以下的冷却速度 一次冷却到 600 720的钢板温度范围内， 在此， Ar3和 Ac1是由以下的 1 式和 2 式求得的 Ar3相变温度和 Ac1相变温度， Ar3 910-325C+33Si+287P+40Al-92 权 利 要 求 书 CN 104114729 A 。
8、2 2/2 页 3 (Mn+Mo+Cu)-46(Cr+Ni)(1 式 )， Ac1 723+212C-10.7Mn+29.1Si(2 式 )， 其中， 带有 的元素表示各元素的以质量计的含量。 5. 一种镀敷钢板的制造方法， 其特征在于， 将采用权利要求 4 所述的方法制造的冷轧 钢板退火后冷却， 接着实施镀敷。 6. 根据权利要求 5 所述的镀敷钢板的制造方法， 其特征在于， 对所述镀敷钢板在 450 600的温度范围进行 10 秒以上的热处理。 权 利 要 求 书 CN 104114729 A 3 1/15 页 4 冷轧钢板、 镀敷钢板和它们的制造方法 技术领域 0001 本发明涉及适合于。
9、汽车用钢板的用途， 特别是适合于结构构件 ( 例如， 托架 ) 的、 延展性和放边性优异的高强度冷轧钢板、 镀敷钢板以及它们的制造方法。 0002 本申请基于2012年2月13日在日本申请的专利申请2012-028271号要求优先权， 将其内容援引于此。 背景技术 0003 近年来， 汽车制造商为了应对 2012 年欧洲的 CO2排放限制强化、 2015 年日本的油 耗限制强化、 还有欧洲的碰撞限制强化等， 以由车体轻量化带来的燃油经济性提高和碰撞 安全性提高为目的， 快速推进着使用钢材的高强度化。 这样的高强度钢板被称为 “高强钢” ， 主要是抗拉强度为440590MPa， 进而最近超过59。
10、0MPa的薄钢板的订货量呈逐年增加的趋 势。其中， 托架等的结构构件， 从其加工方法的观点出发要求优异的延展性和放边性。一般 认为， 在抗拉强度和总伸长率的积为 17000MPa以上的情况下延展性优异， 在抗拉强度 为 590MPa 级的情况下若扩孔率为 80以上则放边性优异。 0004 一般地， 若抗拉强度增加则屈服强度也增加， 因此延展性降低， 进而放边成形性受 到损害。以往， 含有铁素体和马氏体这两相的 DP( 双相 ： Dual Phase) 钢的情况下， 虽然延 展性优异， 但是容易引起由在软质相铁素体和硬质相马氏体的界面附近的局部的应变集中 导致的微裂纹的产生和进展， 所以认为是不。
11、利于扩孔性的显微组织形态。 因此， 认为要提高 扩孔性则显微组织间的硬度差越小越有利， 铁素体或贝氏体单相钢之类的具有均匀的组织 的钢板处于优越地位。 从上述观点出发， 要使得延展性和扩孔性兼备， 则与希望得到的抗拉 强度相配的构成相分数的控制变得重要。 0005 迄今为止， 作为兼备延展性和放边性的高强度钢板， 曾提出了积极地活用了析出 强化的钢板 ( 例如， 参照专利文献 1 和 2)。 0006 但是， 在专利文献 1 中提出的冷轧钢板， 由于大致在铁素体单相区退火， 因此基本 上无法活用由贝氏体带来的组织强化， 因此为了谋求高强度化， 为了积极地活用析出强化， 必须添加大量的 Ti 和。
12、其他的析出元素。不仅花费合金成本， 而且由于 Ti、 Nb 这些析出元素 也是抑制再结晶元素， 因此如果大量添加那些元素则退火中的再结晶显著延迟， 因此为了 使未再结晶铁素体的面积率为25以下， 需使退火工序中的升温速度极慢。 或者， 设想到需 要使在最高加热温度下的滞留时间极长， 生产率受损。另外， 在专利文献 2 中提出的冷轧钢 板， 因为与专利文献 1 同样地积极地活用了析出强化， 所以必须添加大量的 Ti 和其他的析 出元素。 不仅花费合金成本， 而且如果大量添加那些元素则退火中的再结晶显著延迟， 因此 为了使未再结晶铁素体的面积率为 25以下， 需要使退火工序中的最高加热温度极高。或。
13、 者， 在最高加热温度刚刚高于 Ac1相变温度的情况使升温速度极慢。或者设想到需要使在 最高加热温度下的滞留时间极长， 生产率受损。 0007 另外， 曾提出了通过积极地活用未再结晶铁素体， 使铁素体和硬质相的硬度差减 少， 从而使放边性提高的钢板 ( 例如， 参照专利文献 3 5)。 说 明 书 CN 104114729 A 4 2/15 页 5 0008 但是， 为了积极地活用未再结晶铁素体， 需要大量添加Nb和Ti这些抑制再结晶元 素， 因此不仅花费合金成本， 而且需要加快退火工序中的升温速度， 需要设备投资。 0009 在先技术文献 0010 专利文献 0011 专利文献 1 ： 日本。
14、国特开 2010-285656 号公报 0012 专利文献 2 ： 日本国特开 2010-285657 号公报 0013 专利文献 3 ： 日本国特开 2008-106352 号公报 0014 专利文献 4 ： 日本国特开 2008-190032 号公报 0015 专利文献 5 ： 日本国特开 2009-114523 号公报 发明内容 0016 本发明的课题是稳定且不损害生产率地提供延展性和放边性优异的高强度冷轧 钢板、 镀敷钢板。 0017 本发明是通过为了解决课题而进行的研究而创作的， 所述课题是提高抗拉强度为 590MPa 以上的高强度冷轧钢板、 热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板的延展性。
15、和放边性。 即， 通过合金元素量最佳化， 特别是主动地添加Si、 并将Nb和Ti的添加量最佳化， 来使显微 组织合适化， 并且将退火工序中的最高加热温度控制在Ac1(Ac1+40)的温度范 围， 并规定退火后的一次冷却的终点温度和冷却速度。由此， 尽管活用了贝氏体， 但是通过 微细地控制含有 Nb 和 Ti 的一方或两方的碳氮化物的当量圆直径， 能够得到适当控制未再 结晶铁素体量的充分的抑制再结晶效果， 能够制造与以往相比具有优异的延展性和放边性 的钢板， 本发明是基于以上见解完成的， 其要旨如下。 0018 (1) 本发明的第一方式涉及的冷轧钢板， 以质量计， 含有 ： 0019 C ： 0。
16、.020以上、 0.080以下、 0020 Si ： 0.20以上、 1.00以下、 0021 Mn ： 0.80以上、 2.30以下、 0022 P ： 0.0050以上、 0.1500以下、 0023 S ： 0.0020以上、 0.0150以下、 0024 Al ： 0.010以上、 0.100以下、 0025 N ： 0.0010以上、 0.0100以下， 0026 而且， 含有 Nb 和 Ti 中的至少一方， 并使得满足 0.005 Nb+Ti 0.030的条 件， 0027 余量包含铁和不可避免的杂质， 0028 金属组织包含铁素体、 贝氏体和其他相， 0029 所述其他相包含珠光。
17、体、 残余奥氏体和马氏体， 0030 所述铁素体的面积率为 80以上且小于 95， 0031 未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的面积率为 1以上且小于 10， 0032 所述贝氏体的面积率为 5 20， 0033 所述其他相的分数的合计不到 8， 0034 含有 Nb 和 Ti 的一方或两方的碳氮化物的当量圆直径为 1nm 10nm， 说 明 书 CN 104114729 A 5 3/15 页 6 0035 抗拉强度为 590MPa 以上。 0036 (2) 上述 (1) 所述的冷轧钢板， 以质量计， 也可以还含有 0037 Mo ： 0.005以上、 1.000以下、 0038 W ： 0.。
18、005以上、 1.000以下、 0039 V ： 0.005以上、 1.000以下、 0040 B ： 0.0005以上、 0.0100以下、 0041 Ni ： 0.05以上、 1.50以下、 0042 Cu ： 0.05以上、 1.50以下、 0043 Cr ： 0.05以上、 1.50以下 0044 中的一种或两种以上。 0045 (3)本发明的第二方式涉及的镀敷钢板， 可以在上述(1)或(2)所述的冷轧钢板的 表面设有镀层。 0046 (4) 本发明的第三方式涉及的冷轧钢板的制造方法， 可以包括下述过程 ： 0047 将具有上述 (1) 或 (2) 所记载的化学成分的钢片加热至 115。
19、0 1280， 0048 在 Ar3 1050的温度完成终轧， 0049 在450650的温度区域卷取， 将所卷取的热轧钢板酸洗后， 以4070的 压下率冷轧， 然后以 2 / 秒 5 / 秒的速度升温到 Ac1 (Ac1+40)的温度范围内， 0050 将所述冷轧钢板的温度为 Ac1 (Ac1+40)的温度范围内的滞留时间设为 10 秒 200 秒来进行退火， 0051 在所述退火后、 直至常温的过程中， 在所述退火后紧接着以 10 / 秒以下的冷却 速度一次冷却到 600 720的钢板温度范围内， 0052 在此， Ar3和 Ac1是由以下的 1 式和 2 式求得的 Ar3相变温度和 Ac。
20、1相变温度， 0053 Ar3 910-325C+33Si+287P+40Al-92 0054 (Mn+Mo+Cu)-46(Cr+Ni)(1 式 )， 0055 Ac1 723+212C-10.7Mn+29.1Si(2 式 )， 0056 其中， 带有 的元素表示各元素的以质量计的含量。 0057 (5) 本发明的第四方式涉及的镀敷钢板的制造方法， 可以将采用上述 (4) 所述的 方法制造的冷轧钢板退火后冷却， 接着实施镀敷。 0058 (6) 上述 (5) 所述的镀敷钢板的制造方法， 也可以对所述镀敷钢板在 450 600的温度范围进行 10 秒以上的热处理。 0059 根据本发明， 能够提。
21、供抗拉强度为 590MPa 以上， 延展性和放边性优异的高强度冷 轧钢板、 热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板， 产业上的贡献极为显著。 附图说明 0060 图 1 是表示退火中的最高加热温度、 特别是在 Ac1相变点以上时与未再结晶铁素 体的面积率的关系的说明图。 0061 图 2 是表示未再结晶铁素体的面积率与扩孔率 的关系的说明图。 0062 图 3 是表示退火中的最高加热温度、 特别是在 Ac1相变点以上时与贝氏体的面积 率的关系的说明图。 说 明 书 CN 104114729 A 6 4/15 页 7 0063 图 4 是表示贝氏体的面积率与扩孔率 的关系的说明图。 0064 图 5 。
22、是表示退火中的最高加热温度、 特别是在 Ac1相变点以上时与碳氮化物的当 量圆直径的关系的说明图。 0065 图 6 是表示碳氮化物的当量圆直径与未再结晶铁素体的面积率的关系的说明图。 0066 图 7 是表示其他相的合计与扩孔率 的关系的说明图。 具体实施方式 0067 以下， 对本发明详细地说明。 0068 首先， 对本发明中的钢成分的限定理由进行说明。 0069 C 是有助于抗拉强度和屈服强度提升的元素， 根据作为目标的强度水平添加适当 的量。另外， 对获得贝氏体也很有效。C 量如果不到 0.020， 则要得到目标的抗拉强度和 屈服强度就变得困难， 因此将下限设为 0.020。另一方面，。
23、 如果 C 量超过 0.080， 则招致 延展性、 扩孔性和焊接性的劣化， 因此以 0.080为上限。另外， 为了稳定确保抗拉强度和 屈服强度， 也可以将 C 的下限设为 0.030或 0.040， 也可以将 C 的上限设为 0.070或 0.060。 0070 Si 是本发明中非常重要的元素。具有通过利用固溶强化使铁素体相硬化， 减少与 硬质相的硬度差， 从而使放边性提高的效果。为了获得其效果， 必须将 Si 量设为 0.20 以上， 因此将下限设为 0.20。另一方面， Si 有时产生施加热浸镀锌时的镀敷润湿性的 降低以及由合金化反应的延迟导致的生产率的降低的问题。因此， 将 Si 量的上。
24、限设为 1.00。另外， Si 是铁素体稳定化元素， 为了获得适当的量的贝氏体， 也可以将 Si 的下限 设为 0.30或 0.40， 也可以将 Si 的上限设为 0.90或 0.80。 0071 Mn 作为有助于固溶强化的元素不仅具有使强度增加的作用， 对获得贝氏体也很有 效。 另外， 为了扩孔性的提高， 必须含有0.80以上的Mn。 另一方面， 如果Mn量超过2.30， 则招致扩孔性和焊接性的劣化， 因此以 2.30为上限。另外， 为了稳定地获得贝氏体， 也可 以将 Mn 的下限设为 1.00、 1.20或 1.80， 也可以将 Mn 的上限设为 2.10或 2.00。 0072 P 是杂。
25、质， 由于在晶界偏析， 因此招致钢板的韧性的降低、 焊接性的劣化。而且， 在热浸镀锌时合金化反应变得极慢， 生产率降低。从这些观点出发， 将 P 量的上限设为 0.1500。由于 P 是廉价地提高强度的元素， 所以将 P 量的下限设为 0.0050以上。另外， 为了韧性和焊接性的进一步提高， 也可以将 P 的下限设为 0.0060或 0.0070， 也可以将 P 的上限设为 0.1000或 0.0850。 0073 S 是杂质， 如果其含量超过 0.0150， 则诱发热裂纹， 或使可加工性劣化， 因此将 S 量的上限设为 0.0150。在生产成本的制约方面， 将 S 量的下限设为 0.0020。
26、。另外， 为 了可加工性的提高， 也可以将 S 的下限设为 0.0025， 也可以将 S 的上限设为 0.0100或 0.0080。 0074 Al 与 Si 同样是铁素体稳定化元素。另外， 还是脱氧元素， 下限从脱氧的观点出发 设为 0.010以上。另外， 过量的 Al 的添加， 会使焊接性劣化， 因此将其上限设为 0.100。 另外， 也可以将 Al 的下限设为 0.015或 0.025， 也可以将 Al 的上限设为 0.080、 0.060或 0.040。 0075 N 是杂质， 如果 N 量超过 0.0100， 则韧性、 延展性的劣化、 钢片的裂纹的发生会 说 明 书 CN 10411。
27、4729 A 7 5/15 页 8 变得显著。再者， N 与 C 同样对抗拉强度和屈服强度的提升很有效， 因此将 N 量的上限设为 0.0100来主动地添加。另外， 对获得贝氏体也很有效。在生产成本的制约方面， 将 N 量的 下限设为 0.0010。另外， 也可以将 N 的下限设为 0.0020或 0.0030， 也可以将 N 的上 限设为 0.0080、 0.0060或 0.0050。 0076 而且， Nb 和 Ti 在本发明中是极为重要的元素。这些元素具有使退火工序中的再 结晶的进行延迟， 使未再结晶铁素体残留的效果。 未再结晶铁素体有助于铁素体相的硬化， 因此通过适当地控制未再结晶铁素。
28、体量从而具有减少与硬质相的硬度差， 使放边性提高的 效果。Nb 和 Ti 中的至少一方， 满足 0.005 Nb+Ti 0.030的条件地含有的情况下， 将 Nb 和 Ti 中的至少一方的上限设为不到 0.030是因为 ： 如果添加得更多， 则未再结晶铁素 体过量地残留， 延展性降低 ； 将 Nb 和 Ti 中的至少一方的下限设为 0.005是因为 ： 若低于 该值， 则抑制再结晶效果小， 难以使未再结晶铁素体残留。 另外， 为了使放边性提高， 也可以 将Nb和Ti中的至少一方的下限设为0.010， 也可以将Nb和Ti中的至少一方的上限设为 0.025。 0077 Mo、 W 和 V 都是抑制。
29、再结晶元素， 可以根据需要添加 1 种或 2 种以上。为了得到强 度提高的效果， 优选分别以 Mo ： 0.005、 W ： 0.005、 V ： 0.005为下限进行添加。另一方 面， 由于过量的添加会招致合金成本的增加， 因此优选将各自的上限设为 Mo ： 1.000、 W ： 1.000、 V ： 1.000。 0078 B、 Ni、 Cu 和 Cr 都是提高淬火性的元素， 可以根据需要添加 1 种或 2 种以上。为了 得到强度提高的效果， 优选分别以 B ： 0.0005、 Ni ： 0.05、 Cu ： 0.05、 Cr ： 0.05为下限 进行添加。 另一方面， 由于过量的添加会招。
30、致合金成本的增加， 因此优选将各自的上限设为 B ： 0.0100、 Ni ： 1.50、 Cu ： 1.50、 Cr ： 1.50。 0079 含有以上的化学成分的高强度冷轧钢板， 可以在以铁为主成分的余量不损害本发 明的特性的范围内， 含有在制造过程等中不可避免地混入的杂质。 0080 以下， 对制造方法的限定理由进行说明。 0081 将具有上述成分组成的钢片加热至 1150以上的温度。钢片可以是刚刚由连铸 设备制造后的板坯， 可以是由电炉制造的板坯。规定为 1150以上的理由， 是为了使碳氮 化物形成元素和碳在钢材中充分地分解溶解。为了使析出碳氮化物溶解， 优选为 1200以 上。但是，。
31、 在生产成本上并不优选加热温度超过 1280， 所以以 1280为上限。 0082 热轧中的终轧温度， 如果不到 Ar3相变温度， 则表层的碳氮化物的析出、 粒径的粗 大化会进展， 退火后的抗拉强度和放边性降低， 所以以 Ar3相变温度为下限。为了使碳氮化 物的析出物的当量圆直径为10nm以下而稳定地析出， 优选为900以上。 终轧温度的上限， 从板坯加热温度来看， 实质上 1050成为上限。 0083 在此， Ar3是由以下的 1 式求出的 Ar3相变温度。 0084 Ar3 910-325C+33Si+287P+40Al 0085 -92(Mn+Mo+Cu)-46(Cr+Ni)(1 式 )。
32、 0086 其中， 带有 的元素表示各元素的以质量计的含量。 0087 终轧后的卷取温度， 是本发明中极为重要的制造条件。在本发明中， 通过将卷取 温度设为 650以下来控制在热轧钢板的阶段中的碳氮化物的析出是重要的， 通过至此为 止的历程， 不会损害本发明的特性。如果卷取温度超过 650， 则热轧钢板中的碳氮化物的 说 明 书 CN 104114729 A 8 6/15 页 9 析出和粗大化会进行， 无法充分地获得退火中的抑制再结晶效果， 所以以 650为上限。另 外， 如果卷取温度变得不到 450， 则热轧钢板强度变高， 冷轧时的轧制负荷变高， 所以以 450为下限。 0088 采用常规方。
33、法酸洗后的冷轧时的压下率， 设为 40 70。如果压下率不到 40， 则退火时的再结晶的驱动力变小， 因此在退火后未再结晶铁素体过量地残留， 招致延 展性的降低， 所以将下限设为 40。另外， 如果压下率超过 70， 则由于退火时的再结晶的 驱动力变大， 因此退火后的未再结晶铁素体量变少， 招致抗拉强度和放边性的降低， 因此将 上限设为 70。 0089 为了控制加热温度和加热时间， 退火优选采用连续退火设备进行。退火中的最高 加热温度， 是本发明中极为重要的制造条件。最高加热温度的下限设为 Ac1相变温度， 上限 设为 Ac1相变温度 +40。最高加热温度不到 Ac1相变温度的情况下， 不能。
34、充分地获得硬质 相和未再结晶铁素体， 会招致抗拉强度的降低。另一方面， 如果最高加热温度超过 Ac1相变 温度 +40， 则如图 1 所示未再结晶铁素体量减少， 因此如图 2 所示放边性降低。由于如图 3 所示贝氏体增加， 因此如图 4 所示放边性降低。由于如图 5 所示招致碳氮化物的粗大化， 因此如图6所示未再结晶铁素体量减少， 如图2所示放边性降低， 所以以Ac1相变温度+40 为上限。 0090 在此， Ac1是由以下的 2 式求出的 Ac1相变温度。 0091 Ac1 723+212C-10.7Mn+29.1Si(2 式 ) 0092 其中， 带有 的元素表示各元素的以质量计的含量。 。
35、0093 退火中的升温速度设为 2 5 / 秒。升温速度不到 2 / 秒的情况下， 不仅损害 生产率， 而且再结晶充分进行从而未再结晶铁素体量减少， 抗拉强度和放边性降低， 因此将 下限设为 2 / 秒。另外， 升温速度超过 5 / 秒的情况下， 未再结晶铁素体会过量地残留， 延展性降低， 因此将上限设为 5 / 秒。 0094 退火中的最高加热温度下的滞留时间， 是本发明中极为重要的制造条件。在 Ac1 相变温度以上且 (Ac1相变温度 +40)以下的温度范围内的钢板的滞留时间设为 10 200 秒。这是因为如果钢板在最高加热温度下的滞留时间不到 10 秒， 则未再结晶铁素体会过量 地残留，。
36、 因此招致延展性的降低。另一方面， 如果钢板在最高加热温度下的滞留时间变长， 则不仅招致生产率的降低， 而且未再结晶铁素体量减少， 招致抗拉强度和放边性的降低， 因 此以 200 秒为上限。 0095 另外， 退火后以 10 / 秒以下的冷却速度一次冷却到 600 720的钢板温度 范围后， 通过采用水等、 冷媒的喷射、 送风、 雾等的强制冷却， 来适当冷却控制到常温即可， 在途中根据需要施加过时效和 / 或回火。若不到 600， 则贝氏体的组织分数不足， 抗拉强 度降低， 如果超过 720则贝氏体的组织分数变得过量， 延展性降低。另外， 冷却速度超过 10 / 秒的情况下， 铁素体的析出变少。
37、， 贝氏体的组织分数变得过量， 因此延展性降低。冷 却速度的下限， 没有特别的规定， 但从生产率、 冷却控制性出发， 优选为 1 / 秒以上。 0096 在退火后的冷却后， 实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌的情况下， 镀锌层的组成并 没有特别限定， 除了 Zn 以外， 也可以根据需要添加 Fe、 Al、 Mn、 Cr、 Mg、 Pb、 Sn、 Ni 等。再者， 镀敷， 可以按与退火分开的工序来进行， 但是从生产率的角度出发， 优选采用连续地进行退 火、 冷却和镀敷的连续退火 - 热浸镀锌生产线进行。在不进行后述的合金化处理的情况下， 说 明 书 CN 104114729 A 9 7/15 页 10。
38、 在镀敷后将钢板冷却至常温。 0097 在进行合金化处理的情况下， 优选 ： 在上述的镀覆后在 450 600的温度范围进 行， 其后将钢板冷却至常温。这是因为， 如果不到 450则合金化不能充分地进行， 另外， 如 果超过 600则合金化会过度地进行， 镀层脆化， 有时引起由压制等的加工导致镀层剥离等 的问题。合金化处理的时间， 如果不到 10 秒则有时合金化未充分进行， 因此优选为 10 秒以 上。 另外， 合金化处理的时间的上限， 没有特别的规定， 但从生产效率的观点出发优选为100 秒以内。 0098 另外， 从生产率的观点出发， 优选 ： 在连续退火 - 热浸镀锌生产线上连续设置合金。
39、 化处理炉， 来连续进行退火、 冷却、 镀敷和合金化处理、 冷却。 0099 镀层， 在实施例中例示性地示出了热浸镀锌层、 合金化热浸镀锌层， 但是也包括电 镀锌层。 0100 调质轧制 ( 表皮光轧 ) 是为了形状矫正和表面性状确保而进行的， 优选在伸长率 0.2 2.0的范围进行。将调质轧制的伸长率的下限设为 0.2的理由是因为如果不到 0.2则得不到充分的表面粗糙度的改善， 所以以 0.2为下限。另一方面， 如果进行超过 2.0的调质轧制， 则钢板过于加工硬化， 压制成形性劣化， 因此以 2.0为上限。 0101 接着， 对金属组织进行说明。 0102 采用本发明得到的钢板的显微组织， 。
40、主要由铁素体和贝氏体组成。如果铁素体的 面积率不到 80， 则贝氏体增加， 得不到充分的延展性， 因此将铁素体的面积率的下限设为 80。 如果铁素体的面积率为95以上则存在无法确保抗拉强度为590MPa以上的情况， 因 此将铁素体的面积率的上限设为不到 95。再者， 优选为 90以下。 0103 未再结晶铁素体有助于铁素体相的硬化， 因此通过将未再结晶铁素体的面积率适 当地控制在 1以上且不到 10的范围， 从而具有减少与贝氏体的硬度差， 使放边性提高 的效果。 如果未再结晶铁素体在上述铁素体中所占的比例不到1， 则无助于铁素体的硬质 化， 因此将未再结晶铁素体的面积率的下限设为1以上。 如果。
41、未再结晶铁素体在上述铁素 体中所占的比例变为 10以上， 则招致扩孔率等的降低， 因此将上限设为不到 10。 0104 贝氏体虽然有助于高强度化， 但如果过量地存在则招致延展性的降低， 因此将下 限设为 5、 上限设为 20。 0105 另外， 如图 7 所示， 作为其他相， 有珠光体、 残余奥氏体和马氏体， 如果它们的分数 ( 面积率或体积率 ) 的合计为 8以上， 则与铁素体的硬度差变大， 因此招致扩孔率等的降 低， 所以将珠光体、 残余奥氏体和马氏体的分数的合计的上限设为不到 8。如果在本发明 的成分范围能够得到本发明的组织， 就能够达成 590MPa 以上的抗拉强度。抗拉强度上限没 有。
42、特别的规定， 但从本发明的铁素体的面积率下限来看， 有时 780MPa 左右成为上限。 0106 将含有 Nb 和 Ti 的一方或两方的碳氮化物的当量圆直径设为 10nm 以下。如图 6 所示， 上述碳氮化物的平均粒子尺寸， 对于适当地控制未再结晶铁素体量是极为重要的， 如 果当量圆直径超过 10nm 则得不到充分的抑制再结晶效果， 无法获得适当的未再结晶铁素 体量， 因此将上限设为 10nm。另外， 下限由于测定精度的关系， 设为 1nm 以上。 0107 显微组织， 以平行于轧制方向的板厚截面为观察面制取样品， 研磨观察面， 用硝酸 酒精腐蚀溶液 (nital) 腐蚀， 根据需要采用 Le。
43、Pera 溶液 ( 偏重亚硫酸钠溶液与苦味酸溶液 的混合液 ) 腐蚀， 用光学显微镜观察即可。另外， 显微组织观察， 对于从钢板的任意位置制 说 明 书 CN 104114729 A 10 8/15 页 11 取的样品， 将板厚方向的 1/4 部以 1000 倍拍摄 300300m 的范围。可通过将采用光学显 微镜得到的显微组织照片二值化为白和黑来进行图像分析， 将珠光体、 贝氏体和马氏体之 中的任一种或两种以上的面积率的合计量作为铁素体以外的相的面积率求出。再者， 组织 分数， 对从钢板的任意位置制取的样品， 将板厚方向的 1/4 部以 1000 倍拍摄 300300m 的范围， 拍摄视场设。
44、为 3 处以上， 采用上述的方法进行了测定。残余奥氏体， 虽然在光学显 微镜下与马氏体的区分是困难的， 但可以采用 X 射线衍射法进行残余奥氏体的体积率的测 定。再者， 残余奥氏体的组织分数， 也使用上述的显微组织观察的样品来获得。另外， 未再 结晶铁素体和其以外的铁素体， 可以通过用 KAM 法 (Kernel Average Misorientation) 分 析EBSP(Electron Backscatter Diffraction Pattern)的晶体取向测定数据来进行判别。 在未再结晶铁素体的晶粒内， 虽然位错回复了， 但是由冷轧时的塑性变形而产生的晶体取 向的连续的变化仍存在。。
45、另一方面， 未再结晶铁素体以外的铁素体的晶粒内的晶体取向变 化极小。在 KAM 法中， 能够定量地显示与相邻的测定点的晶体取向差。因此， 在本发明中， 将与相邻的测定点的平均晶体取向差为 1以内， 且在将平均晶体取向差为 5以上的测 定点间定义为晶界时晶体粒径超过 0.5m 的晶粒定义为未再结晶铁素体以外的铁素体。 即， 从总铁素体面积率减去未再结晶铁素体以外的铁素体的面积率所得到的面积率为未再 结晶铁素体的面积率。再者， 由显微组织求出的面积率， 与体积率相同。 0108 含有 Nb 和 Ti 的一方或两方的碳氮化物的平均粒子尺寸的测定方法， 可通过从 钢板的任意部分的从表面起算板厚 1/4。
46、 位置， 作成萃取复型样品， 使用透射型电子显微镜 (TEM) 求出成为对象的碳氮化物的平均当量圆直径从而得到。再者， 倍率为 10000 倍， 以 1010m 的范围拍摄， 通过随机地计算 100 个合金碳化物从而求出了平均粒子尺寸。1nm 的尺寸难以计算， 虽然没有由小到大地排序， 但是随机地计算了 100 个更大的粒子。 0109 以下示出各机械特性的试验方法。 从制造后的钢板， 以宽度方向(称为TD方向。 ) 为长度方向， 制取 JIS Z2201 的 5 号拉伸试样， 依照 JIS Z2241 评价了 TD 方向的拉伸特 性。另外， 放边性依照日本钢铁联盟标准 JFST1001 进行。
47、了评价。将得到的各钢板切割成 100mm100mm 后， 使间隙为板厚的 12， 冲裁出直径 10mm 的孔后， 使用内径 75mm 的冲模， 以用 88.2kN 的压边力压紧的状态， 将 60圆锥的冲头压入孔中， 测定裂纹发生临界的孔直 径， 由下述 (3 式 ) 求出临界扩孔率 ， 由该临界扩孔率评价了放边性。 0110 临界扩孔率 (Df-D0)/D0100(3 式 ) 0111 在此， Df为裂纹发生时的孔直径 mm， D0为初始孔直径 mm。另外， 镀层密着性 的评价， 依照 JIS H0401， 目视评价了通过弯曲试验而弯曲了的部分的镀膜的表面状态。 0112 实施例 0113 炼制具有表1所示的组成的钢， 进行铸造得到钢片， 将该钢片以表2-1、 表2-2所示 的条件进行钢板的制造。再者， 表 1 中的 - 意指成分的分析值低于检测界限。另外， 在表 1 中， 也示出了 Ar3 和 Ac1 的计算值。 0114 从制造后的钢板， 以宽度方向 ( 称为 TD 方向。) 为长度方向制取 JIS Z22。