冷轧钢板及其制造方法.pdf

1、(10)申请公布号 CN 103180468 A (43)申请公布日 2013.06.26 CN 103180468 A *CN103180468A* (21)申请号 201180051169.4 (22)申请日 2011.08.22 2010-186146 2010.08.23 JP C21D 9/46(2006.01) C22C 38/00(2006.01) C22C 38/60(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 畑显吾 富田俊郎 今井规雄 (74)专利代理机构 北京林达刘知识产权代理事 务所 ( 普通合伙 ) 11277 代理人 刘新

2、宇 李茂家 (54) 发明名称 冷轧钢板及其制造方法 (57) 摘要 本发明涉及具有抑制退火中的晶粒生长的微 细组织的冷轧钢板， 其具有 ： 化学组成 ： 以质量 % 计 含 有 C ： 0.01 0.3%、 Si ： 0.01 2.0%、 Mn ： 0.53.5%、 Nb ： 00.03%、 Ti ： 00.06%、 V ： 0 0.3%、 sol.Al ： 0 2.0%、 Cr ： 0 1.0%、 Mo ： 0 0.3%、 B ： 0 0.003%、 Ca ： 0 0.003% 及 REM ： 0 0.003% 以下 ； 显微组织 ： 含有 50 面积 % 以上的铁 素体作为主相， 含有

3、10 面积 % 以上的低温转变相 和 0 3 面积 % 的残留奥氏体作为第二相， 并且 满足下述式 (1) (3) ； 以及特定的集合组织。dm 2.7+10000/(5+300C+50Mn+4000Nb+200 0Ti+400V)2(1)， dm4.0(2)， ds1.5 (3)， dm： 由倾角 15以上的大角度晶界规定的铁 素体的平均粒径 ( 单位 ： m) ； ds： 第二相的平均 粒径 ( 单位 ： m)。 (30)优先权数据 (85)PCT申请进入国家阶段日 2013.04.23 (86)PCT申请的申请数据 PCT/JP2011/068854 2011.08.22 (87)PCT

4、申请的公布数据 WO2012/026419 JA 2012.03.01 (51)Int.Cl. 权利要求书 2 页 说明书 23 页 附图 3 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23页 附图3页 (10)申请公布号 CN 103180468 A CN 103180468 A *CN103180468A* 1/2 页 2 1. 一种冷轧钢板， 其特征在于， 其具有 ： 化学组成 ： 以质量 % 计含有 C ： 0.01 0.3%、 Si ： 0.01 2.0%、 Mn ： 0.5 3.5%、 P ： 0.1% 以下、 S ： 0.05% 以下、

5、 Nb ： 0 0.03%、 Ti ： 0 0.06%、 V ： 0 0.3%、 sol.Al ： 0 2.0%、 Cr ： 0 1.0%、 Mo ： 0 0.3%、 B ： 0 0.003%、 Ca ： 0 0.003% 及 REM ： 0 0.003% 以下， 余量由 Fe 及杂质组成 ； 显微组织 ： 含有 50 面积 % 以上的铁素体作为主相， 合计 10 面积 % 以上的包含马氏体、 贝氏体、 珠光体及渗碳体中的 1 种或者 2 种以上的低温转变相以及 0 3 面积 % 的残留奥 氏体作为第二相， 且满足下述式 (1) (3)， dm 2.7+10000/(5+300C+50Mn+4

6、000Nb+2000Ti+400V)2(1) dm 4.0(2) ds 1.5(3) 其中， C、 Mn、 Nb、 Ti 及 V 分别为该元素的含量， 单位为质量 %， dm为由倾角 15以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径， 单位为 m， 而 ds为第二相的平均粒径， 单位为 m ； 以及 集合组织 ： 在板厚的 1/2 深度位置处，111 145 、111 123 、554 225 的 X 射线强度的平均值为不具有集合组织的无规组织的 X 射线强度的平均值的 4.0 倍以 上。 2. 根据权利要求 1 所述的冷轧钢板， 其中， 所述化学组成以质量 % 计含有选自由 Nb ： 0.003%

7、 以上、 Ti ： 0.005% 以上及 V ： 0.01% 以上组成的组中的 1 种或者 2 种以上， 所述显微 组织满足下述式 (4)， dm 3.5(4) 其中， dm如权利要求 1 所述。 3. 根据权利要求 1 或 2 所述的冷轧钢板， 其中， 所述化学组成以质量 % 计含有 0.1 质 量 % 以上的 sol.Al。 4. 根据权利要求 1 3 中任一项所述的冷轧钢板， 其中， 所述化学组成以质量 % 计含 有选自由 Cr ： 0.03% 以上、 Mo ： 0.01% 以上及 B ： 0.0005% 以上组成的组中的 1 种或者 2 种以 上。 5.根据权利要求14中任一项所述的冷

8、轧钢板， 其中， 所述化学组成以质量%计含有 选自由 Ca ： 0.0005% 以上及 REM ： 0.0005% 以上组成的组中的 1 种或者 2 种。 6. 根据权利要求 1 5 中任一项所述的冷轧钢板， 其在钢板表面具有镀覆层。 7. 一种冷轧钢板的制造方法， 其特征在于， 其具有下述工序 (A) 及 (B) ： (A) 冷轧工序， 对具有权利要求 1 5 中任一项所述的化学组成并且具有满足下述式 (5) 及 (6) 的显微组织的热轧钢板实施冷轧， 从而制成冷轧钢板， d 2.5+6000/(5+350C+40Mn)2(5) d 3.5(6) 其中， C 及 Mn 分别为该元素的含量，

9、单位为质量 %， d 为由倾角 15以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径， 单位为 m ； 以及 (B) 退火工序， 在到达 (Ae1点 +10 ) 时的铁素体未再结晶率为 30 面积 % 以上的条件 下， 将工序 (A) 中得到的冷轧钢板升温至 (Ae1点 +10 ) 以上且 (0.95Ae3点 +0.05Ae1 权 利 要 求 书 CN 103180468 A 2 2/2 页 3 点 ) 以下的温度范围， 然后在该温度范围保持 30 秒钟以上， 由此实施退火。 8. 根据权利要求 7 所述的冷轧钢板的制造方法， 其中， 所述热轧钢板为通过下述热轧 工序而得到的热轧钢板 : 对具有所述化学

10、组成的板坯实施在 Ar3 点以上结束轧制的热轧， 在轧制结束后 0.4 秒钟以内以 400 / 秒以上的平均冷却速度冷却至 750以下的温度范 围。 9. 根据权利要求 7 或 8 所述的冷轧钢板的制造方法， 其还具有在所述工序 (B) 之后对 冷轧钢板实施镀覆处理的工序。 权 利 要 求 书 CN 103180468 A 3 1/23 页 4 冷轧钢板及其制造方法 技术领域 0001 本发明涉及冷轧钢板及其制造方法。更详细而言， 本发明涉及具有高强度且具有 优异的加工性的冷轧钢板、 以及材质稳定性优异的冷轧钢板的制造方法。 背景技术 0002 一直以来， 对于为了提高冷轧钢板的机械特性而将钢

11、板的组织微细化的方法进行 了大量研究。 0003 这些方法大致分为下述 (1) (3)。 0004 (1) 第一种方法为如下方法 : 通过大量添加 Ti、 Nb、 Mo 等抑制晶粒生长的元素， 从 而将在冷轧之后的退火时生成的奥氏体晶粒微细化， 通过之后的冷却将由奥氏体转变生成 的铁素体晶粒微细化。 0005 (2) 第二种方法为如下方法 : 通过快速加热和极短时间保持进行上述退火中的奥 氏体单相域的加热， 防止组织粗大化。 0006 (3) 第三种方法为对热轧之后立刻骤冷而得到的热轧钢板实施冷轧及退火的方 法。以下， 有时也将该热轧钢板的制造方法称为立刻骤冷法。 0007 关于上述第一种方法

12、， 例如专利文献1公开了具有以平均粒径3.5m以下的铁素 体为主体的钢组织的冷轧钢板。专利文献 2 公开了如下的冷轧钢板， 其具有包含铁素体以 及由马氏体、 贝氏体和残留 ( 残留奥氏体 ) 的 1 种或者 2 种以上形成的低温转变相的组 织， 该低温转变相的平均晶体粒径为 2m 以下且体积率为 10 50%。 0008 关于上述第二种方法， 例如专利文献 3 中公开了如下方法 ： 将在 500以上卷取 的热轧钢板冷轧之后， 进行退火时， 通过自室温以 30 / 秒以上快速加热至 750并限制 750 900范围的退火温度的保持时间， 从而由未再结晶铁素体相变为微细的奥氏体， 使 冷却时生成的

13、铁素体微细化。专利文献 4 中涉及烧成固化性高强度冷轧钢板的制造方法， 记载了将通过常规热轧而得到的热轧钢板冷轧之后， 采用连续退火以 300 2000 / 秒加 热至 500以上的温度范围、 如 730 830， 并在该温度范围停留 2 秒钟以下进行退火。 0009 关于上述第三种方法， 专利文献 5 中公开了如下方法 ： 使用通过热轧之后短时间 内开始冷却的立刻骤冷法而制造的热轧钢板进行冷轧。例如， 热轧之后， 在 0.4 秒钟以内以 400 / 秒以上的冷却速度冷却至 720以下， 由此制造以平均晶体粒径小的铁素体作为主 相的具有微细组织的热轧钢板， 将其作为冷轧的母材进行通常的冷轧和退

14、火。 0010 专利文献 5 中定义了将由晶体取向差 (misorientation， 也称为倾角 ) 为 15以上的大角度晶界 (high angle grain boundary) 围成的区域视为 1 个晶 粒。因而， 专利文献 5 中公开的具有微细组织的热轧钢板的特征在于， 其具有大量的大角度 晶界。 0011 现有技术文献 0012 专利文献 0013 专利文献 1: 日本特开 2004-250774 号公报 说 明 书 CN 103180468 A 4 2/23 页 5 0014 专利文献 2: 日本特开 2008-231480 号公报 0015 专利文献 3: 日本特开 2007-

15、92131 号公报 0016 专利文献 4: 日本特开平 7-34136 号公报 0017 专利文献 5:WO2007/015541 号公报 发明内容 0018 如上述那样， 现有技术中对于以提高冷轧钢板的机械特性为目的而将钢板的组织 微细化的方法进行了大量研究。然而， 如下面叙述的那样， 现有的方法均不完美。 0019 专利文献 1 及专利文献 2 所公开的方法中必须添加 Ti、 Nb 等， 因而在节省资源性 的观点上仍存在问题。 0020 专利文献 3 所公开的方法如实施例中示出的那样， 为了得到由微细的晶粒、 例如 平均粒径小于 3.5m 的铁素体晶粒形成的组织， 必须将退火时的保持时间

16、设为 10 秒钟以 下程度的短时间。虽然将退火的保持时间设为 30 秒钟或者 200 秒钟的实施例也被示出， 但 退火后的平均粒径为 3.8m 或者 4.4m， 发生急剧的晶粒生长。在退火工序中， 为了提高 钢板的制造稳定性， 通常需要数十秒钟以上的保持时间， 因此专利文献 3 所公开的方法难 以兼具制造稳定性与小于 3.5m 的非常微细的组织。 0021 专利文献 4 所公开的方法同样也需要将退火时的保持时间规定为 2 秒钟以下、 在 极短时间内进行退火， 因此具有与专利文献 3 相同的问题。 0022 专利文献 5 所公开的利用立刻骤冷的方法作为将冷轧钢板的显微组织微细化的 方法是优异的。

17、然而， 冷轧钢板的铁素体粒径与其母材即热轧钢板的铁素体粒径大致相同 或比其大 1 3m， 因此冷轧钢板的显微组织的微细化存有限度。 0023 本发明以下述内容为课题 ： 消除涉及具有微细化的组织的冷轧钢板的现有技术的 上述问题点。更具体而言， 本发明的目的在于提供如下的冷轧钢板及其制造方法 ： 即使不 进行 Ti、 Nb 等的添加， 此外即使将退火时的保持时间延长至可得到稳定材质的程度， 也可 得到微细组织， 而且是冷轧钢板的铁素体粒径与热轧钢板的铁素体粒径同等或者为其以下 的、 具有微细组织的冷轧钢板。 0024 本发明人等为了解决上述问题进行了详细的研究。 0025 首先， 针对将冷轧钢板

18、的显微组织微细化的优异方法的专利文献 5 所公开的冷轧 钢板， 对于冷轧钢板的铁素体粒径与热轧钢板的铁素体粒径大致相同或比其大13m的 原因进行研究， 得出以下 (a) (c) 的见解。 0026 (a) 专利文献 5 中公开的方法基于下述技术思想 ： 对包含大量的大角度晶界并且 具有热稳定的微粒组织的、 通过立刻骤冷法而得到的热轧钢板实施冷轧及退火时， 在热轧 钢板的晶界上产生大量的再结晶核， 使冷轧退火之后的组织微细化。 0027 (b) 然而， 由退火时在热轧钢板的晶界上产生的再结晶核生长的再结晶晶粒的晶 粒生长速度随着热轧钢板的组织的微细化而显著地增加。 0028 (c) 由于该再结晶

19、晶粒的活跃的晶粒生长， 利用专利文献 5 所公开的方法的冷轧 钢板的组织的微细化效果减弱， 使得冷轧钢板的铁素体粒径与热轧钢板的铁素体粒径大致 相同或比其大 1 3m。 0029 因此， 本发明人等对于抑制上述再结晶晶粒的活跃的晶粒生长进行研究， 得到以 说 明 书 CN 103180468 A 5 3/23 页 6 下 (d) (i) 的新见解。 0030 (d) 在对具有微细组织的热轧钢板进行冷轧而后实施退火的过程中， 在通过冷轧 而成为加工组织的铁素体完成再结晶之前， 进行快速加热退火达到铁素体与奥氏体共存的 温度， 由此可以得到具有与热轧钢板的铁素体粒径同等或以下的铁素体粒径的微细组织

20、。 0031 (e) 这是因为 ： 通过快速加热退火， 在未再结晶铁素体残存的状态下从热轧钢板 的大角度晶界存在的位置 ( 旧晶界 ) 生成大量的微细的奥氏体， 由于该大量的微细的奥氏 体晶粒， 所以抑制再结晶铁素体晶粒超越热轧钢板的旧晶界地生长。 0032 (f) 通过使热轧钢板的组织微细化， 从而使冷轧之后退火时的微细化成为可能， 热 轧钢板的组织越微细化， 再结晶晶粒的晶粒生长速度越快， 因此为了在退火后得到微细的 组织， 需要升温速度进一步提高了的快速加热退火。 0033 (g) 使用这样的晶粒生长抑制机理时， 即使将退火时的保持时间延长至例如 30 秒钟以上数百秒钟也可抑制晶粒生长，

21、 微细组织得以维持。其结果， 可以抑制通板速度 （strip running sp eed） 等制造条件的变动引起的材质的变动， 可得到具有稳定的材质的 冷轧钢板。 0034 (h) 通过这样的制造方法而得到的冷轧钢板具有如下特征的集合组织 ： 在板厚的 1/2 深度位置处，111 145 、111 123 、554 225 的 X 射线强度的平均值 为不具有集合组织的无规组织的 X 射线强度的平均值的 4.0 倍以上。并且具有这样的集合 组织的冷轧钢板的延伸凸缘性 ( 扩孔性 ) 优异。 0035 (i) 供给冷轧的热轧钢板只要具有微细的组织即可， 优选热稳定性优异的热轧钢 板。 0036

22、基于这些新见解的本发明如下所述。 0037 (1) 一种冷轧钢板， 其特征在于， 其具有 ： 0038 化学组成 ： 以质量 % 计含有 C ： 0.01 0.3%、 Si ： 0.01 2.0%、 Mn ： 0.5 3.5%、 P ： 0.1% 以下、 S ： 0.05% 以下、 Nb ： 0 0.03%、 Ti ： 0 0.06%、 V ： 0 0.3%、 sol.Al ： 0 2.0%、 Cr ： 0 1.0%、 Mo ： 0 0.3%、 B ： 0 0.003%、 Ca ： 0 0.003% 及 REM ： 0 0.003% 以下， 余量 由 Fe 及杂质组成 ； 0039 显微组织

23、： 含有 50 面积 % 以上的铁素体作为主相， 合计 10 面积 % 以上的包含马氏 体、 贝氏体、 珠光体及渗碳体中的 1 种或者 2 种以上的低温转变相以及 0 3 面积 % 的残留 奥氏体作为第二相， 并且满足下述式 (1) (3) ； 以及 0040 集合组织 ： 在板厚的 1/2 深度位置处，111 145 、111 123 、554 225 的 X 射线强度的平均值为不具有集合组织的无规组织的 X 射线强度的平均值的 4.0 倍以上。 0041 dm 2.7+10000/(5+300C+50Mn+4000Nb+2000Ti+400V)2(1) 0042 dm 4.0(2) 004

24、3 ds 1.5(3) 0044 其中， C、 Mn、 Nb、 Ti 及 V 分别为该元素的含量 ( 单位 ： 质量 %) ； 0045 dm为由倾角 ( 晶体取向差 )15以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径 ( 单 位 ： m)， 0046 而 ds为第二相的平均粒径 ( 单位 ： m)。 说 明 书 CN 103180468 A 6 4/23 页 7 0047 (2) 根据上述 (1) 所述的冷轧钢板， 其中， 上述化学组成以质量 % 计含有选自由 Nb ： 0.003% 以上、 Ti ： 0.005% 以上及 V ： 0.01% 以上组成的组中的 1 种或者 2 种以上， 上述显 微

25、组织满足下述式 (4)。 0048 dm 3.5(4) 0049 其中， dm如上所述。 0050 (3) 根据上述 (1) 或者 (2) 所述的冷轧钢板， 其中， 上述化学组成以质量 % 计含有 0.1 质量 % 以上的 sol.Al。 0051 (4) 根据上述 (1) 至 (3) 中任一项所述的冷轧钢板， 其中， 上述化学组成以质量 % 计含有选自由 Cr ： 0.03% 以上、 Mo ： 0.01% 以上及 B ： 0.0005% 以上组成的组中的 1 种或者 2 种以上。 0052 (5) 根据上述 (1) 至 (4) 中任一项所述的冷轧钢板， 其中， 上述化学组成以质量 % 计含有

26、选自由 Ca ： 0.0005% 以上及 REM ： 0.0005% 以上组成的组中的 1 种或者 2 种。 0053 (6) 根据上述 (1) 至 (5) 中任一项所述的冷轧钢板， 其在钢板表面具有镀覆层。 0054 (7) 一种冷轧钢板的制造方法， 其特征在于， 其具有下述工序 (A) 及 (B) ： 0055 (A)冷轧工序， 对具有上述(1)至(5)中任一项所述的化学组成并且具有满足下述 式 (5) 及 (6) 的显微组织的热轧钢板实施冷轧， 从而制成冷轧钢板 ； 以及 0056 (B)退火工序， 在到达(Ae1点+10)时的铁素体未再结晶率为30面积%以上的条 件下， 将工序(A)中

27、得到的冷轧钢板升温至(Ae1点+10)以上且(0.95Ae3点+0.05Ae1 点 ) 以下的温度范围， 然后在该温度范围保持 30 秒钟以上， 由此实施退火。 0057 d 2.5+6000/(5+350C+40Mn)2(5) 0058 d 3.5(6) 0059 其中， C 及 Mn 分别为该元素的含量 ( 单位 ： 质量 %) ； 0060 d 为由倾角 15以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径 ( 单位 ： m)。 0061 (8) 根据上述 (7) 所述的冷轧钢板的制造方法， 其中， 上述热轧钢板为通过下述热 轧工序而得到的热轧钢板 ： 对具有上述化学组成的板坯实施在Ar3点以上结

28、束轧制的热轧， 在轧制结束后 0.4 秒钟以内以 400 / 秒以上的平均冷却速度冷却至 750以下的温度范 围。 0062 (9)根据上述(7)或(8)所述的冷轧钢板的制造方法， 其还具有在所述工序(B)之 后对冷轧钢板实施镀覆处理的工序。 0063 在本说明书中， 主相是指体积率 ( 本发明中实际上用截面的面积率来评价体积 率 ) 为最大的相或组织， 第二相意指主相以外的相及组织。 0064 铁素体的涵义包括多边形铁素体及贝氏体铁素体 （bainiticferrite） 。低温转变 相包含马氏体、 贝氏体、 珠光体及渗碳体。 其中， 马氏体包括回火马氏体， 贝氏体包括回火贝 氏体。 006

29、5 本发明的冷轧钢板具有与作为母材的热轧钢板同等或以上地被微细化后的组织， 因此具有高强度且加工性也优异， 适合作为汽车用钢板。此外， 由于不需要大量添加 Nb、 Ti 等稀有金属， 因而在节省资源性方面优异。由于该冷轧钢板通过不将退火时间设为短时间 的本发明的方法来制造， 因而具有稳定的材质。 说 明 书 CN 103180468 A 7 5/23 页 8 附图说明 0066 图 1 为显示冷轧钢板的平均粒径与升温速度的关系的图， 所述冷轧钢板采用对实 施例中使用的钢种 A、 B、 C 以各种升温速度加热至 750且保持该温度 60 秒钟的方式实施 退火而得到。 0067 图 2 为显示冷轧

30、钢板的拉伸强度与升温速度的关系的图， 其中， 将以升温速度为 10 / 秒时为基准的拉伸强度的上升率作为纵坐标， 所述冷轧钢板采用对实施例中使用的 钢种 B、 C 以各种升温速度加热至 750且保持该温度 60 秒钟的方式实施退火而得到。 0068 图 3 为显示冷轧钢板的 TSEL( 拉伸强度 总伸长率 ) 值与退火时的保持时间 的关系的图， 所述冷轧钢板采用对实施例中使用的钢种 B 以 500 / 秒加热至 750之后进 行 15 秒钟 300 秒钟的均热保持、 然后以 50 / 秒冷却至室温的方式实施退火而得到。 具体实施方式 0069 以下， 对本发明的冷轧钢板及其制造方法进行叙述。

31、在以下的说明中， 化学组成涉 及的 “%” 为 “质量 %。 ” 0070 1. 冷轧钢板 0071 1.1- 化学组成 0072 C ： 0.01 0.3% 0073 C 具有提高钢的强度的作用。此外， 在热轧工序及退火工序中， 具有将显微组织微 细化的作用。即， C 具有使相变点降低的作用， 因而在热轧工序中， 能够在更低的温度范围 内结束热轧， 由此可将热轧钢板的显微组织微细化。此外， 在退火工序中， 辅以由 C 产生的 升温过程中的铁素体的再结晶抑制作用， 使得容易通过快速加热在保持铁素体的未再结晶 率高的状态下达到(Ae1点+10)以上的温度范围， 由此可将冷轧钢板的显微组织微细化。

32、 C 含量小于 0.01% 时， 难以得到由上述作用产生的效果。因此， C 含量设为 0.01% 以上。优 选为 0.03% 以上， 更优选为 0.05% 以上。另一方面， C 含量超过 0.3% 时， 加工性、 焊接性显 著降低。因此， C 含量设为 0.3% 以下。优选为 0.2% 以下， 更优选为 0.15% 以下。 0074 Si ： 0.01 2.0% 0075 Si 具有使钢的韧性及强度上升的作用。此外， 与 Mn 同时添加时， 具有促进马氏体 等硬质第二相(比作为主相的铁素体更硬的相)的生成从而使钢高强度化的作用。 Si含量 小于 0.01% 时， 难以得到由上述作用产生的效果。

33、因此， Si 含量设为 0.01% 以上。优选为 0.03% 以上， 更优选为 0.05% 以上。另一方面， Si 含量超过 2.0% 时， 存在热轧工序、 退火工 序等中在钢的表面生成氧化物而损坏表面性状的情况。因此， Si 含量设为 2.0% 以下。优 选为 1.5% 以下， 更优选为 0.5% 以下。 0076 Mn ： 0.5 3.5% 0077 Mn具有提高钢的强度的作用。 此外， 由于其具有使相变温度降低的作用， 因此在退 火工序中， 容易通过快速加热在保持铁素体的未再结晶率高的状态下达到 (Ae1点 +10 ) 以上的温度范围， 由此可微细化冷轧钢板的显微组织。Mn 含量小于 0

34、.5% 时， 难以得到由上 述作用产生的效果。因此， Mn 含量设为 0.5% 以上。优选为 0.7% 以上， 更优选为 1% 以上。 另一方面， Mn 含量超过 3.5% 时， 存在铁素体相变过度延迟从而不能确保作为目标的铁素体 面积率的情况。因此， Mn 含量设为 3.5% 以下。优选为 3.0% 以下， 更优选为 2.8% 以下。 说 明 书 CN 103180468 A 8 6/23 页 9 0078 P ： 0.1% 以下 0079 P 作为杂质而被含有， 具有在晶界处发生偏析而使材料脆化的作用。P 含量超过 0.1% 时， 由上述作用产生的脆化变得显著。因此， P 含量设为 0.1

35、% 以下。优选为 0.06% 以 下。P 含量越低越好， 因此不需要限定下限。从成本的观点出发优选设为 0.001% 以上。 0080 S ： 0.05% 以下 0081 S 作为杂质而被含有， 具有在钢中形成硫化物系夹杂物而使钢的韧性降低的作用。 S 含量超过 0.05% 时， 存在由上述作用产生的韧性的降低变得显著的情况。因此， S 含量设 为 0.05% 以下。优选为 0.008% 以下， 进一步优选为 0.003% 以下。S 含量越低越好， 因此不 需要限定下限。从成本的观点出发优选设为 0.001% 以上。 0082 Nb ： 0 0.03%、 Ti ： 0 0.06%、 V ： 0

36、 0.3% 0083 Nb、 Ti 及 V 具有如下作用 ： 以碳化物、 氮化物的形式在钢中析出， 通过抑制退火工 序的冷却中奥氏体向铁素体的相变来提高硬质第二相的面积率， 从而提高钢的强度。 因此， 钢的化学组成中还可含有这些元素中的 1 种或者 2 种以上。然而， 各元素的含量超过上述 上限值时， 存在韧性的降低变得显著的情况。因此， 各元素的含量如上述设置。其中， Ti 含 量优选设置为 0.03% 以下。此外， Nb 及 Ti 的总含量优选设置为 0.06% 以下， 更优选设置为 0.03% 以下。另外， Nb、 Ti 及 V 的含量优选满足下述式 (7)。需要说明的是， 为了更加可靠

37、 地获得由上述作用产生的效果， 优选满足Nb ： 0.003%以上、 Ti ： 0.005%以上及V ： 0.01%以上 中的任一项。 0084 (Nb+0.5Ti+0.01V) 0.02(7) 0085 其中， Nb、 Ti 及 V 分别为该元素的含量 ( 单位 ： 质量 %)。 0086 sol.Al ： 0 2.0% 0087 Al 具有提高韧性的作用。因此， 可含有 Al。然而， 由于 Al 具有使相变点上升的作 用， 因而 sol.Al 含量超过 2.0% 时， 不得不在更高的温度范围内结束热轧。其结果， 难以将 热轧钢板的组织微细化， 因此也难以将冷轧钢板的组织微细化。 此外， 存

38、在连续铸造变得困 难的情况。因此， sol.Al 含量设为 2.0% 以下。需要说明的是， 为了更加可靠地获得由上述 作用产生的效果， 优选 sol.Al 含量设为 0.1% 以上。 0088 Cr ： 0 1.0%、 Mo ： 0 0.3%、 B ： 0 0.003% 0089 Cr、 Mo 及 B 具有通过提高钢的淬透性、 促进低温转变相的生成从而提高钢的强度 的作用。 因此， 可以含有这些元素中的1种或者2种以上。 然而， 各元素的含量超过上述上限 值时， 存在铁素体相变受到过度抑制从而不能确保作为目标的铁素体面积率的情况。 因此， 各元素的含量如上述设置。其中， Mo 含量优选设置为

39、0.2% 以下。需要说明的是， 为了更加 可靠地获得由上述作用产生的效果， 优选满足 Cr ： 0.03% 以上、 Mo ： 0.01% 以上及 B ： 0.0005% 以上中的任一项。 0090 Ca ： 0 0.003%、 REM ： 0 0.003% 0091 Ca 及 REM 具有将在钢水的凝固过程中析出的氧化物、 氮化物微细化从而提高铸坯 的健全性的作用。因此， 可以含有这些元素中的 1 种或者 2 种。然而， 由于任一元素均较昂 贵， 因此各元素的含量设为0.003%以下。 优选将这些元素的总含量设为0.005%以下。 为了 更加可靠地获得由上述作用产生的效果， 优选含有 0.00

40、05% 以上的任一元素。其中， REM 是 指 Sc、 Y 及镧系元素合计 17 种元素， 镧系元素的情况， 在工业上以铈镧合金 （mi sh metal） 说 明 书 CN 103180468 A 9 7/23 页 10 的形式添加。本发明中的 REM 的含量是指这些元素的总含量。 0092 1.2- 显微组织及集合组织 0093 主相 ： 为 50 面积 % 以上的铁素体， 并且满足上述式 (1) 及 (2)。 0094 通过将软质的铁素体作为主相， 从而可以提高冷轧钢板的韧性。 进而， 由于主相的 铁素体微细、 由倾角15以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径dm满足上述式(1)及 (2

41、)， 因此加工钢板时微细的裂纹的产生与发展受到抑制， 冷轧钢板的延伸凸缘性提高。此 外， 通过微粒强化从而提高钢的强度。需要说明的是， 上述式 (1) 为在考虑由 C、 Mn、 Nb、 Ti 及 V 产生的组织的微细化作用的基础上用来规定铁素体的微细化程度的指标。 0095 铁素体面积率小于 50% 时， 难以确保优异的韧性。因此， 铁素体面积率设为 50% 以 上。铁素体面积率优选为 60% 以上， 更优选为 70% 以上。 0096 此外， 上述铁素体的平均粒径 dm不满足上述式 (1) 及 (2) 中的至少一个时， 主相 不足够的微细， 因而难以确保优异的延伸凸缘性、 或者不能充分得到通

42、过微粒强化产生的 强度上升的作用。因此， 上述铁素体平均粒径 dm以满足上述式 (1) 及 (2) 的方式设定。 0097 将由倾角 15以上的大角度晶界围成的铁素体的平均粒径作为指标是因为 ： 倾 角小于 15的小角度晶界的相邻的晶粒间的取向差小， 堆积位错的效果小， 因而对强度增 加的贡献少。以下， 将由倾角 15以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径简称为铁素 体的平均粒径。 0098 在具有含有选自由 Nb ： 0.003% 以上、 Ti ： 0.005% 以上及 V ： 0.01% 以上组成的组中 的 1 种或者 2 种以上的化学组成的情况下， 铁素体的平均粒径 dm优选满足上述式

43、(4)。 0099 第二相 ： 含有合计为10面积%以上的包含马氏体、 贝氏体、 珠光体及渗碳体的低温 转变相以及 0 3 面积 % 的残留奥氏体， 并且满足上述式 (3)。 0100 由于使第二相含有由低温转变生成的硬质相或组织， 该由低温转变生成的硬质相 或组织包含马氏体、 贝氏体、 珠光体及渗碳体， 因而能够提高钢的强度。 此外， 残留奥氏体具 有使钢板的延伸凸缘性降低的作用， 因而通过限制残留奥氏体面积率， 从而能够确保优异 的延伸凸缘性。进而， 由于第二相如满足上述式 (3) 那样地微细， 因而加工钢板时微细的裂 纹的产生与发展受到抑制， 钢板的延伸凸缘性提高。此外， 通过微粒强化从

44、而提高钢的强 度。 0101 包含马氏体、 贝氏体、 珠光体及渗碳体的低温转变相的合计面积率小于 10% 时， 难 以确保高强度。因此， 低温转变相的合计面积率设为 10% 以上。需要说明的是， 低温转变相 并不需要含有马氏体、 贝氏体、 珠光体及渗碳体的全部， 只要含有其中至少 1 种即可。 0102 此外， 残留奥氏体面积率超过 3% 时， 难以确保优异的延伸凸缘性。因此， 残留奥氏 体面积率设为 0 3%。优选为 2% 以下。 0103 此外， 第二相的平均粒径 ds不满足上述式 (3) 时， 第二相不足够的微细， 因此难以 确保优异的延伸凸缘性。此外， 不能充分得到通过微粒强化产生的钢

45、的强度上升作用。因 此， 设定第二相的平均粒径 ds满足上述式 (3)。 0104 主相的铁素体的平均粒径如下求出 ： 如在实施例中更详细地说明的， 使用 SEM-EBSD， 将由倾角 15以上的大角度晶界围成的铁素体作为对象求出其平均粒径。 SEM-EBSD 是指在扫描电子显微镜 (SEM) 中通过电子背散射衍射 (EBSD) 而进行微小区域的 取向测定的方法。由所得到的取向图 （orientation map） 可测定晶体粒径。 说 明 书 CN 103180468 A 10 8/23 页 11 0105 第二相的平均粒径可如下求出 ： 通过 SEM 截面观察而测定第二相的晶粒数 N， 进

46、而 使用第二相的面积率 A， 由 r=(A/N)1/2求出。 0106 主相及第二相的面积率可通过 SEM 截面观察而测定。此外， 残留奥氏体的面积率 为将通过 X 射线衍射法求出的体积分率直接作为面积率。通过从上述第二相的面积率中减 去如此求出的残留奥氏体的面积率， 从而可求出第二相中的低温转变相的合计面积率。 0107 本发明中， 以上所有的平均粒径及面积率均采用钢板的板厚 1/4 深度的测定值。 0108 集合组织 ： 在板厚的 1/2 深度位置处，111 145 、111 123 及 554 225 方位的 X 射线强度的平均值为不具有集合组织的无规组织的 X 射线强度的平均值 的 4

47、.0 倍以上 0109 通过使板厚的 1/2 深度位置处 111 145 、111 123 及 554 225 的聚集度如上述那样地增加， 从而提高延伸凸缘性。 在板厚的1/2深度位置处，111 145 、111 123 及 554 225 取向的 X 射线强度的平均值小于不具有集合组织的 无规组织的 X 射线强度的平均值的 4.0 倍时， 难以确保优异的延伸凸缘性。因此， 设定冷轧 钢板具有上述集合组织。 0110 该特定取向的 X 射线强度由如下方法而得到 ： 将钢板用氢氟酸化学抛光至板厚 1/2 深度之后， 在其板面测定铁素体相的 200 、 及 110 、211 面的正极图， 使用该测

48、定值 通过级数展开法分析取向分布函数 (ODF)。 0111 不具有集合组织的无规组织的 X 射线强度通过使用制成粉末状的钢， 进行与上述 同样的测定而求出。 0112 由于满足上述显微组织及集合组织， 当为拉伸强度(TS)小于800MPa的钢板时， 可 得到满足下述式 (8) 的高加工性。此外， 当为拉伸强度 (TS) 为 800MPa 以上的钢板时， 可得 到满足下述式 (9) 的高加工性。 0113 3TSEl+TS 105000(8) 0114 3TSEl+TS 85000(9) 0115 其中， TS 为拉伸强度 (MPa)、 El 为总伸长率 (= 断裂伸长率、 %)、 为日本钢铁联 盟