冷轧钢板.pdf

1、(10)申请公布号 CN 103781932 A (43)申请公布日 2014.05.07 CN 103781932 A (21)申请号 201280043477.7 (22)申请日 2012.06.27 2011-150239 2011.07.06 JP 2011-150245 2011.07.06 JP 2011-150240 2011.07.06 JP C22C 38/00(2006.01) C22C 38/06(2006.01) C22C 38/38(2006.01) C21D 9/46(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 芳贺纯 西

2、尾拓也 胁田昌幸 田中泰明 今井规雄 富田俊郎 (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 刘新宇 李茂家 (54) 发明名称 冷轧钢板 (57) 摘要 本发明涉及延性、 加工硬化性、 拉伸凸缘性 优异、 拉伸强度为 780MPa 以上的高张力冷轧钢 板， 其具有按质量 % 计含有 C ： 超过 0.020% 且低 于 0.30%、 Si ： 超过 0.10% 且 3.00% 以下、 Mn ： 超过 1.00% 且 3.50% 以下的化学组成以及主相为低温 相变生成相、 第二相中包含残留奥氏体的金相组 织。上述残留奥氏体相对于全部组织的体积分数

3、超过 4.0% 且低于 25.0%、 平均粒径小于 0.80m， 上述残留奥氏体中粒径为 1.2m 以上的残留奥 氏体晶粒的数密度为 3.010-2个 /m 2以下。 (30)优先权数据 (85)PCT国际申请进入国家阶段日 2014.03.06 (86)PCT国际申请的申请数据 PCT/JP2012/066380 2012.06.27 (87)PCT国际申请的公布数据 WO2013/005618 JA 2013.01.10 (51)Int.Cl. 权利要求书 1 页 说明书 19 页 附图 2 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1页 说明书19页 附图

4、2页 (10)申请公布号 CN 103781932 A CN 103781932 A 1/1 页 2 1. 一种冷轧钢板， 其特征在于， 其具有按质量 % 计 C ： 超过 0.020% 且低于 0.30%、 Si ： 超 过 0.10% 且 3.00% 以下、 Mn ： 超过 1.00% 且 3.50% 以下、 P ： 0.10% 以下、 S ： 0.010% 以下、 sol. Al ： 0% 以上且 2.00% 以下、 N ： 0.010% 以下、 Ti ： 0% 以上且低于 0.050%、 Nb ： 0% 以上且低于 0.050%、 V ： 0% 以上且 0.50% 以下、 Cr ： 0

5、% 以上且 1.0% 以下、 Mo ： 0% 以上且 0.50% 以下、 B ： 0% 以上且 0.010% 以下、 Ca ： 0% 以上且 0.010% 以下、 Mg ： 0% 以上且 0.010% 以下、 REM ： 0% 以上 且 0.050% 以下、 Bi ： 0% 以上且 0.050% 以下、 以及余量由 Fe 和杂质构成的化学组成， 该冷轧钢板具备主相为低温相变生成相、 第二相中包含残留奥氏体的金相组织， 所述 残留奥氏体相对于全部组织的体积分数超过4.0%且低于25.0%、 平均粒径小于0.80m， 所 述残留奥氏体中粒径为1.2m以上的残留奥氏体晶粒的数密度为3.010-2个/

6、m2以下。 2.根据权利要求1所述的冷轧钢板， 其中， 在所述金相组织中， 被取向差15以上的晶 界包围的具有 bcc 结构的晶粒和具有 bct 结构的晶粒的平均粒径为 7.0m 以下。 3. 根据权利要求 1 或 2 所述的冷轧钢板， 其中， 在所述金相组织中， 第二相包含残留 奥氏体和多边形铁素体， 所述多边形铁素体相对于全部组织的体积分数超过 2.0% 且低于 27.0%、 平均粒径小于 5.0m。 4.根据权利要求13的任一项所述的冷轧钢板， 其中， 所述化学组成按质量%计含有 选自由 Ti ： 0.005% 以上且低于 0.050%、 Nb ： 0.005% 以上且低于 0.050%

7、 和 V ： 0.010% 以上且 0.50% 以下组成的组中的一种或两种以上。 5. 根据权利要求 1 4 的任一项所述的冷轧钢板， 其中， 所述化学组成按质量 % 计含 有选自由 Cr ： 0.20% 以上且 1.0% 以下、 Mo ： 0.05% 以上且 0.50% 以下和 B ： 0.0010% 以上且 0.010% 以下组成的组中的一种或两种以上。 6. 根据权利要求 1 5 的任一项所述的冷轧钢板， 其中， 所述化学组成按质量 % 计含 有选自由 Ca ： 0.0005% 以上且 0.010% 以下、 Mg ： 0.0005% 以上且 0.010% 以下、 REM ： 0.0005

8、% 以上且 0.050% 以下和 Bi ： 0.0010% 以上且 0.050% 以下组成的组中的一种或两种以上。 权 利 要 求 书 CN 103781932 A 2 1/19 页 3 冷轧钢板 技术领域 0001 本发明涉及冷轧钢板。更具体地涉及延性、 加工硬化性和拉伸凸缘性优异的高张 力冷轧钢板。 背景技术 0002 在产业技术领域高度细分的今天， 对在各技术领域中使用的材料要求有特殊且高 度的性能。例如， 对于压制成型后使用的冷轧钢板， 随着压制形状的多样化， 也需要更优异 的成型性。 另外， 要求有高强度， 研究了高张力冷轧钢板的应用。 尤其是对于汽车用钢板， 从 对地球环境的考虑出

9、发， 为了将车身轻量化而提高燃料消耗效率， 对薄壁高成型性的高张 力冷轧钢板的需求显著增高。在压制成型中， 所使用的钢板的厚度越薄， 越容易发生裂纹、 皱褶， 因此需要延性、 拉伸凸缘性更优异的钢板。然而， 这种压制成型性与钢板的高强度化 是背反的特性， 难以同时满足这些特性。 0003 迄今为止， 作为改善高张力冷轧钢板的压制成型性的方法， 提出了许多有关显微 组织的微细粒化的技术。例如专利文献 1 中公开了热轧工序中在 Ar3点附近的温度范围进 行总压下率 80% 以上的轧制的极微细粒高强度热轧钢板的制造方法。专利文献 2 中公开了 热轧工序中连续进行压下率 40% 以上的轧制的超细粒铁素

10、体钢的制造方法。 0004 通过这些技术， 热轧钢板中强度与延性的平衡得到提高， 但上述专利文献中对于 将冷轧钢板微细粒化而改善压制成型性的方法没有任何记载。根据本发明人等的研究， 以 通过大压下量轧制而获得的细粒热轧钢板作为母材， 进行冷轧和退火时， 晶粒容易粗大化， 难以获得压制成型性优异的冷轧钢板。尤其是需要在 Ac1点以上的高温范围进行退火的、 金相组织中包含低温相变生成相、 残留奥氏体的复合组织冷轧钢板的制造中， 退火时的晶 粒的粗大化是显著的， 不能享受到延性优异这一复合组织冷轧钢板的优点。 0005 专利文献3中公开了热轧工序中采用5台以上的轧压机进行动态再结晶区下的压 下的具有

11、超微细粒的热轧钢板的制造方法。 然而， 需要极力减少热轧时的温度降低， 采用普 通的热轧设备难以实施。 另外， 虽然示出了热轧后进行冷轧和退火的例子， 但拉伸强度与扩 孔性 （拉伸凸缘性） 的平衡差、 压制成型性不充分。 0006 关于具有微细组织的冷轧钢板， 专利文献4中公开了使平均晶体粒径5m以下的 残留奥氏体分散在平均晶体粒径 10m 以下的铁素体中的耐撞击安全性和成型性优异的 汽车用高强度冷轧钢板。 金相组织中包含残留奥氏体的钢板由于奥氏体在加工中发生马氏 体化所产生的相变诱发塑性 （TRIP） 而显现了很大的伸长率， 但硬质的马氏体的生成使扩孔 性受损。关于专利文献 4 中公开的冷轧

12、钢板， 通过将铁素体和残留奥氏体微细化， 使延性和 扩孔性提高， 但扩孔比至多1.5， 难以称得上具有充分的压制成型性。 另外， 为了提高加工硬 化指数、 改善耐撞击安全性， 需要使主相为软质的铁素体相， 难以获得高拉伸强度。 0007 专利文献5中公开了使由残留奥氏体和/或马氏体构成的第二相微细地分散在晶 粒内的、 伸长率和拉伸凸缘性优异的高强度钢板。 然而， 为了使第二相微细化至纳米级并分 散在晶粒内， 需要大量含有 Cu、 Ni 等昂贵元素且在高温下进行长时间的熔体化处理， 制造 说 明 书 CN 103781932 A 3 2/19 页 4 成本的上升、 生产率的下降显著。 0008

13、专利文献 6 中公开了使残留奥氏体和低温相变生成相分散在平均晶体粒径 10m 以下的铁素体和回火马氏体中的延性、 拉伸凸缘性和耐疲劳特性优异的高张力熔融镀锌钢 板。回火马氏体对于提高拉伸凸缘性和耐疲劳特性来说是有效的相， 将退火马氏体细粒化 时， 使这些特性进一步提高。然而， 为了获得包含回火马氏体和残留奥氏体的金相组织， 需 要用于生成马氏体的一次退火和用于将马氏体回火而进一步获得残留奥氏体的二次退火， 生产率大幅受损。 0009 专利文献 7 中公开了微细铁素体中分散有残留奥氏体的冷轧钢板的制造方法， 该 方法在热轧之后立即骤冷至 720以下， 在 600 720的温度范围保持 2 秒钟以

14、上， 对所 得热轧钢板实施冷轧和退火。 0010 现有技术文献 0011 专利文献 0012 专利文献 1 ： 日本特开昭 58-123823 号公报 0013 专利文献 2 ： 日本特开昭 59-229413 号公报 0014 专利文献 3 ： 日本特开平 11-152544 号公报 0015 专利文献 4 ： 日本特开平 11-61326 号公报 0016 专利文献 5 ： 日本特开 2005-179703 号公报 0017 专利文献 6 ： 日本特开 2001-192768 号公报 0018 专利文献 7 ： 国际公开第 2007/15541 号小册子 发明内容 0019 上述专利文献

15、7 中公开的技术在下述方面是优异的， 热轧结束后不释放奥氏体中 蓄积的加工应变， 以加工应变作为驱动力使发生铁素体相变， 从而形成微细粒组织， 获得加 工性和热稳定性提高的冷轧钢板。 0020 然而， 由于近年来的进一步高性能化的需求， 寻求同时具备高强度、 良好的延性、 良好的加工硬化性和良好的拉伸凸缘性的冷轧钢板。 0021 本发明是针对这种要求而做出的。具体而言， 本发明的课题是提供具有优异的延 性、 加工硬化性和拉伸凸缘性的拉伸强度为 780MPa 以上的高张力冷轧钢板。 0022 本发明人等针对化学组成和制造条件对高张力冷轧钢板的机械特性的影响进行 了详细调查。需要说明的是， 本说明

16、书中， 表示钢的化学组成中的各元素的含量的 “%” 全部 是指质量 %。 0023 一系列供试钢具有按质量 % 计含有 C ： 超过 0.020% 且低于 0.30%、 Si ： 超过 0.10% 且 3.00% 以下、 Mn ： 超过 1.00% 且 3.50% 以下、 P ： 0.10% 以下、 S ： 0.010% 以下、 sol.Al ： 2.00% 以下、 N ： 0.010% 以下的化学组成。 0024 将具有这种化学组成的板坯加热至 1200之后， 在 Ar3点以上的温度范围以各 种压下模式热轧至板厚 2.0mm， 热轧之后以各种冷却条件冷却到 720以下的温度范围， 空 冷 5

17、 10 秒钟之后， 以 90 /s 以下的冷却速度冷却到各种温度， 以该冷却温度作为卷取 温度， 装入到保持在相同温度的电热炉中， 保持 30 分钟后以 20 /h 的冷却速度进行炉中 冷却， 模拟卷取后的缓慢冷却。将这样获得的热轧钢板酸洗， 以 50% 的轧制率冷轧至板厚 说 明 书 CN 103781932 A 4 3/19 页 5 1.0mm。使用连续退火模拟实验机将所得冷轧钢板加热至各种温度， 保持 95 秒钟之后冷却， 获得退火钢板。 0025 从热轧钢板和退火钢板中采集组织观察用试验片， 使用光学显微镜和带有电子背 散射图案分析装置 （EBSP） 的扫描电子显微镜 （SEM） 在距

18、钢板表面的板厚 1/4 深度位置处观 察金相组织， 并且使用 X 射线衍射装置 （XRD） ， 测定距退火钢板的钢板表面的 1/4 深度位置 处的残留奥氏体的体积分数。另外， 沿着与轧制方向正交的方向从退火钢板中采集拉伸试 验片， 进行拉伸试验， 根据总伸长率来评价延性， 根据应变范围为 5 10% 的加工硬化指数 （n 值） 来评价加工硬化性。此外， 从退火钢板中采集 100mm 见方的扩孔试验片， 进行扩孔试 验， 评价拉伸凸缘性。扩孔试验中， 以孔隙率 （clearance） 12.5% 地开设直径 10mm 的冲孔， 用顶角 60的圆锥形冲头扩展冲孔， 测定产生贯通板厚的裂纹时的扩大率

19、 （扩孔率） 。 0026 这些预备试验的结果获得了如下 （A） （H） 所述的认识。 0027 （A） 对于历经热轧之后立即通过水冷进行骤冷的所谓立即骤冷工艺而制造的热轧 钢板、 具体而言对于在自热轧结束起 0.4 秒钟以内骤冷到 720以下的温度范围而制造的 热轧钢板进行冷轧、 退火时， 随着退火温度的上升， 退火钢板的延性和拉伸凸缘性提高， 但 退火温度过高时， 存在奥氏体晶粒粗大化、 退火钢板的延性和拉伸凸缘性急剧劣化的情况。 0028 （B） 使热轧的最终压下量加大时， 能够抑制冷轧后在高温下进行的退火中有可能 发生的奥氏体晶粒的粗大化。其原因是不明确的， 推断这是由于 ： (a)

20、最终压下量越大， 热 轧钢板的金相组织中铁素体分数越是增加， 并且铁素体越细粒化 ； (b) 最终压下量越大， 热 轧钢板的金相组织中粗大的低温相变生成相越少 ； (c) 铁素体晶界作为退火中由铁素体转 化为奥氏体过程的成核位点发挥作用， 因此微细的铁素体越多， 成核频率越是升高， 奥氏体 越细粒化 ； (d) 粗大的低温相变生成相在退火中形成粗大的奥氏体晶粒。 0029 （C） 立即骤冷后的卷取工序中， 使卷取温度升高时， 能够抑制冷轧后在高温下进行 的退火中有可能发生的奥氏体晶粒的粗大化。其原因是不明确的， 推断这是因为 ： (a) 通过 立即骤冷使热轧钢板细粒化， 随着卷取温度的上升，

21、热轧钢板中的铁碳化物的析出量显著 增加 ； (b) 铁碳化物作为退火中由铁素体转化为奥氏体的成核位点发挥作用， 因此铁碳化 物的析出量越多， 成核频率越是上升， 奥氏体越细粒化 ； (c) 未固溶的铁碳化物抑制奥氏体 的晶粒生长， 因此奥氏体细粒化。 0030 （D） 钢中的 Si 含量越多， 防止奥氏体晶粒粗大化的效果越强。其原因是不明确的， 但推断这是因为 ： (a) 随着 Si 含量的增加， 铁碳化物微细化， 其数密度增加 ； (b) 由此， 由铁 素体转化为奥氏体过程的成核频率进一步增大 ； (c) 未固溶的铁碳化物增加， 所以奥氏体 的晶粒生长被进一步抑制， 奥氏体进一步细粒化。 0

22、031 （E） 边抑制奥氏体晶粒的粗大化边在高温下均热后冷却时， 获得了以微细的低温 相变生成相为主相、 第二相包含微细的残留奥氏体和视情况而定的微细的多边形铁素体的 金相组织。 0032 图 1 是显示退火钢板中残留奥氏体的粒径分布的调查结果图， 该退火钢板如下获 得 ： 按板厚减少率计使最终压下量为 42%、 轧制结束温度为 900、 骤冷停止温度为 660、 从轧制结束到骤冷停止的时间为 0.16 秒， 进行热轧， 将卷取温度设定为 520， 对热轧钢板 进行冷轧， 在均热温度850下退火而获得。 图2所示为退火钢板中残留奥氏体的粒径分布 的调查结果图， 所述退火钢板是采用常法对具有相同

23、化学组成的板坯进行热轧、 冷轧和退 说 明 书 CN 103781932 A 5 4/19 页 6 火但并未进行立即骤冷而获得的。从图 1、 2 的比较可知， 经过适当的立即骤冷工艺所制造 的退火钢板 （图 1） 中， 粒径 1.2m 以上的粗大的残留奥氏体晶粒的生成被抑制， 残留奥氏 体微细地分散。 0033 （F） 通过抑制粒径 1.2m 以上的粗大的残留奥氏体晶粒的生成， 以低温相变生成 相为主相的钢板的拉伸凸缘性得到提高。 0034 图 3 所示为 TS1.7 与粒径 1.2m 以上的粗大的残留奥氏体晶粒的数密度 （NR） 的关系图。TS 是拉伸强度， 是扩孔率， TS1.7 是用于根

24、据强度与扩孔率的平衡来评价 扩孔性的指标。如该图中所示， 可知 TS1.7 与 NR具有相关关系， NR越低， 扩孔性越高。其 原因是不明确的， 但推断这是因为 ： (a) 残留奥氏体通过加工变化为硬质的马氏体， 残留奥 氏体晶粒粗大时， 马氏体晶粒也变得粗大， 应力集中加强， 与母相的界面处容易产生空隙， 成为裂纹的起点 ； (b) 粗大的残留奥氏体晶粒由于在加工的初期阶段发生马氏体化， 因此 相比于微细的残留奥氏体晶粒， 更容易成为裂纹的起点。 0035 （G） 随着退火温度的上升， 显现出低温相变生成相的分数增加、 加工硬化性劣化的 倾向， 通过抑制粒径 1.2m 以上的粗大的残留奥氏体

25、晶粒的生成， 对于以低温相变生成相 为主相的钢板， 可以防止加工硬化性的劣化。 0036 图 4 所示为 TSn 值与 NR的关系图。TSn 值是用于根据强度与加工硬化指数的 平衡来评价加工硬化性的指标。如该图中所示， 可知 TSn 值与 NR具有相关关系， NR越低， 加工硬化性越高。其原因是不明确的， 但推断这是因为 ： (a) 粗大的残留奥氏体晶粒由于在 应变低于 5% 的加工初期阶段发生马氏体化， 因此对于应变范围为 5 10% 的 n 值的上升基 本没有贡献 ； (b) 抑制粗大的残留奥氏体晶粒的生成时， 5% 以上的高应变范围下发生马氏 体化的微细的残留奥氏体晶粒增加。 0037

26、（H） 被取向差 15以上的晶界包围的具有 bcc（体心立方） 结构的晶粒和具有 bct （体心正方） 结构的晶粒 （以下将这两种晶粒统称为 “bcc 晶粒” ） 的平均粒径越小， 具有以低 温相变生成相为主相、 第二相中包含残留奥氏体的金相组织的钢板的延性、 加工硬化性和 拉伸凸缘性越高。其原因是不明的， 但推断这是因为 ： (a)bcc 晶粒的微细化使残留奥氏体 的配置优化 ； (b)bcc 晶粒的细粒化使龟裂的伸展得到抑制。 0038 从以上结果可以判明， 对于含有一定量以上 Si 的钢进行提高最终压下量地热轧， 然后立即骤冷， 高温下卷取为卷状， 进行冷轧， 在高温下进行退火后冷却，

27、由此制造具有下 述金相组织的延性、 加工硬化特性和拉伸凸缘性优异的冷轧钢板， 所述金相组织以低温相 变生成相为主相、 第二相中包含残留奥氏体和优选进一步包含多边形铁素体， 粒径 1.2m 以上的粗大的残留奥氏体晶粒少、 优选的是 bcc 晶粒为细粒。 0039 本发明是一种冷轧钢板， 其特征在于， 其具有按质量 % 计 C ： 超过 0.020% 且低于 0.30%、 Si ： 超过0.10%且3.00%以下、 Mn ： 超过1.00%且3.50%以下、 P ： 0.10%以下、 S ： 0.010% 以下、 sol.Al ： 0% 以上且 2.00% 以下、 N ： 0.010% 以下、 T

28、i ： 0% 以上且低于 0.050%、 Nb ： 0% 以 上且低于 0.050%、 V ： 0% 以上且 0.50% 以下、 Cr ： 0% 以上且 1.0% 以下、 Mo ： 0% 以上且 0.50% 以下、 B ： 0% 以上且 0.010% 以下、 Ca ： 0% 以上且 0.010% 以下、 Mg ： 0% 以上且 0.010% 以下、 REM ： 0% 以上且 0.050% 以下、 Bi ： 0% 以上且 0.050% 以下、 以及余量由 Fe 和杂质构成的化学 组成 ； 该冷轧钢板具备主相为低温相变生成相、 第二相中包含残留奥氏体的金相组织， 所述 残留奥氏体相对于全部组织的体

29、积分数超过4.0%且低于25.0%、 平均粒径小于0.80m， 所 说 明 书 CN 103781932 A 6 5/19 页 7 述残留奥氏体中粒径为1.2m以上的残留奥氏体晶粒的数密度为3.010-2个/m2以下。 0040 本发明的冷轧钢板的金相组织优选满足下述任一者或两者 ： 0041 被取向差 15以上的晶界包围的具有 bcc 结构的晶粒和具有 bct 结构的晶粒的 平均粒径为 7.0m 以下 ； 0042 所述第二相包含残留奥氏体和多边形铁素体， 所述多边形铁素体相对于全部组 织的体积分数超过 2.0% 且低于 27.0%、 平均粒径小于 5.0m。 0043 优选实施方式中， 上

30、述化学组成进一步含有下述元素 （% 均为质量 %） 中的至少一 种 ： 0044 选自由 Ti ： 0.005% 以上且低于 0.050%、 Nb ： 0.005% 以上且低于 0.050% 和 V ： 0.010% 以上且 0.50% 以下组成的组中的一种或两种以上 ； 和 / 或 0045 选自由 Cr ： 0.20% 以上且 1.0% 以下、 Mo ： 0.05% 以上且 0.50% 以下和 B ： 0.0010% 以 上且 0.010% 以下组成的组中的一种或两种以上 ； 和 / 或 0046 选自由 Ca ： 0.0005% 以上且 0.010% 以下、 Mg ： 0.0005% 以

31、上且 0.010% 以下、 REM ： 0.0005% 以上且 0.050% 以下和 Bi ： 0.0010% 以上且 0.050% 以下组成的组中的一种或两种 以上。 0047 根据本发明， 获得具有能够适应压制成型等加工的充分的延性、 加工硬化性和拉 伸凸缘性的高张力冷轧钢板。因此， 本发明通过使汽车车身轻量化而能够有助于解决地球 环境问题等， 对产业发展的贡献很大。 附图说明 0048 图 1 所示为经由立即骤冷工艺制造的退火钢板中残留奥氏体的粒径分布图。 0049 图 2 所示为不经由立即骤冷工艺制造的退火钢板中残留奥氏体的粒径分布图。 0050 图 3 所示为 TS1.7 与粒径 1

32、.2m 以上的残留奥氏体的数密度 （NR） 的关系图。 0051 图 4 所示为 TSn 值与粒径 1.2m 以上的残留奥氏体的数密度 （NR） 的关系图。 具体实施方式 0052 以下详细描述本发明的高张力冷轧钢板的金相组织、 化学组成以及能够有效、 稳 定且经济地制造该钢板的制造方法中的轧制、 退火条件等。 0053 1. 金相组织 0054 本发明的冷轧钢板具有如下的金相组织 ： 主相为低温相变生成相， 第二相中包含 残留奥氏体和优选的多边形铁素体， 该残留奥氏体相对于全部组织的体积分数超过 4.0% 且低于25.0%、 平均粒径小于0.80m， 该残留奥氏体中粒径1.2m以上的残留奥氏

33、体晶粒 的数密度为3.010-2个/m2以下， 优选的是被取向差15以上的晶界包围的具有bcc结 构的晶粒和具有 bct 结构的晶粒的平均粒径为 7.0m 以下， 和 / 或多边形铁素体相对于全 部组织的体积分数超过 2.0% 且低于 27.0%、 其平均粒径小于 5.0m。 0055 主相是指体积分数最大的相或组织， 第二相是指主相以外的相和组织。 0056 低温相变生成相是指马氏体、 贝氏体等通过低温相变而生成的相和组织。作为这 些以外的低温相变生成相， 可例示出贝氏体铁素体和回火马氏体。贝氏体铁素体在呈现板 条状或板状的形态的方面以及位错密度高的方面与多边形铁素体相区别， 在内部和界面处

34、 说 明 书 CN 103781932 A 7 6/19 页 8 不存在铁碳化物的方面与贝氏体相区别。 0057 该低温相变生成相也可以包含两种以上的相和组织， 例如包含马氏体和贝氏体铁 素体。低温相变生成相包含两种以上的相和组织时， 将这些相和组织的总体积分数作为低 温相变生成相的体积分数。 0058 bcc 相是具有体心立方晶格 （bcc 晶格， body-centered cubic lattice） 型晶体结 构的相， 可例示出多边形铁素体、 贝氏体铁素体、 贝氏体、 回火马氏体。 另一方面， bct相是具 有体心正方晶格 （bct， body-centered tetragonal

35、lattice） 型晶体结构的相， 可例示出马 氏体。具有 bcc 结构的晶粒是指 bcc 相内被取向差 15以上的边界包围的区域。同样， 具 有 bct 结构的晶粒是指 bct 相内被取向差 15以上的边界包围的区域。在下文中， 将 bcc 相和 bct 相统称为 bcc 相。这是因为， 在利用 EBSP 的金相组织评价中， 由于不考虑晶格常 数， 因此 bcc 相和 bct 相未被严加区分地检测到。 0059 之所以设定为主相为低温相变生成相、 第二相中包含残留奥氏体的组织， 是因为 适合在保持拉伸强度的同时提高延性、 加工硬化性和拉伸凸缘性。主相为并非低温相变生 成相的多边形铁素体时，

36、难以确保拉伸强度和拉伸凸缘性。 0060 残留奥氏体相对于全部组织的体积分数超过 4.0% 且低于 25.0%。残留奥氏体相 对于全部组织的体积分数为 4.0% 以下时， 延性变得不充分。因此， 残留奥氏体相对于全部 组织的体积分数设定为超过 4.0%。优选超过 6.0%， 进一步优选超过 9.0%， 特别优选超过 12.0%。另一方面， 残留奥氏体相对于全部组织的体积分数为 25.0% 以上时， 拉伸凸缘性的 劣化变得显著。 因此， 残留奥氏体相对于全部组织的体积分数设定为低于25.0%。 优选低于 18.0%， 进一步优选低于 16.0%， 特别优选低于 14.0%。 0061 残留奥氏体

37、的平均粒径设定为小于0.80m。 在具有以低温相变生成相作为主相、 第二相中包含残留奥氏体的金相组织的冷轧钢板中， 残留奥氏体的平均粒径为 0.80m 以 上时， 延性、 加工硬化性和拉伸凸缘性显著劣化。 残留奥氏体的平均粒径优选小于0.70m， 更优选小于 0.60m。对残留奥氏体的平均粒径的下限没有特别限制， 但为了微细化至 0.15m以下， 需要显著提高热轧的最终压下量， 制造负担显著增高。 因此， 残留奥氏体的平 均粒径的下限优选设定为超过 0.15m。 0062 在具有以低温相变生成相作为主相、 第二相中包含残留奥氏体的金相组织的冷轧 钢板中， 即使残留奥氏体的平均粒径小于 0.80

38、m， 但粒径 1.2m 以上的粗大的残留奥氏 体晶粒大量存在时， 加工硬化性和拉伸凸缘性也会受损。因此， 粒径 1.2m 以上的残留奥 氏体晶粒的数密度设定为 3.010-2个 /m2以下。粒径 1.2m 以上的残留奥氏体晶粒 的数密度优选为 2.010-2个 /m2以下， 进一步优选为 1.510-2个 /m2以下， 最优选为 1.010-2个 /m2以下。 0063 为了进一步提高延性和加工硬化性， 优选的是第二相中除了残留奥氏体以外还包 含多边形铁素体。 多边形铁素体相对于全部组织的体积分数优选超过2.0%。 进一步优选超 过 8.0%， 特别优选超过 13.0%。另一方面， 多边形铁素

39、体的体积分数过剩时， 拉伸凸缘性劣 化。因此， 多边形铁素体的体积分数优选设定为低于 27.0%。进一步优选低于 24.0%， 特别 优选低于 18.0%。 0064 另外， 多边形铁素体粒度越细， 延性和加工硬化性的提高效果越强， 因此多边形铁 素体的平均粒径优选设定为小于 5.0m。进一步优选小于 4.0m， 特别优选小于 3.0m。 说 明 书 CN 103781932 A 8 7/19 页 9 0065 为了进一步提高拉伸凸缘性， 低温相变生成相中包含的回火马氏体的体积分数相 对于全部组织优选设定为低于 50.0%。进一步优选低于 35.0%， 特别优选低于 10.0%。 0066 为

40、了提高拉伸强度， 优选的是低温相变生成相包含马氏体。 该情况下， 马氏体相对 于全部组织的体积分数优选设定为超过4.0%。 进一步优选超过6.0%， 特别优选超过10.0%。 另一方面， 马氏体的体积分数过剩时， 拉伸凸缘性劣化。因此， 马氏体在全部组织中所占的 体积分数优选设定为低于 15.0%。 0067 为了进一步提高延性、 加工硬化性和拉伸凸缘性， bcc 晶粒 （如上所述， bcc 晶粒是 指被取向差 15以上的晶界包围的具有 bcc 结构的晶粒和具有 bct 结构的晶粒的统称） 的 平均粒径优选设定为7.0m以下。 bcc晶粒的平均粒径进一步优选为6.0m以下， 特别优 选为 5.

41、0m 以下。 0068 本发明的冷轧钢板的金相组织如下测定。即， 关于低温相变生成相和多边形铁素 体的体积分数， 从钢板中采集试验片， 对于与轧制方向平行的纵截面进行研磨， 用硝酸乙醇 腐蚀液进行腐蚀处理之后， 在距钢板表面的板厚1/4深度位置处使用SEM观察金相组织， 通 过图像处理， 测定低温相变生成相和多边形铁素体的面积分数， 以面积分数与体积分数相 等的方式求出各自的体积分数。关于多边形铁素体的平均粒径， 将视场中所有多边形铁素 体所占的面积除以多边形铁素体的晶粒数， 求出圆当量直径， 作为平均粒径。 0069 关于残留奥氏体的体积分数， 从钢板中采集试验片， 将轧制面化学研磨至距钢板

42、 表面的板厚 1/4 深度位置处， 使用 XRD 测定 X 射线衍射强度而求出。 0070 残留奥氏体晶粒的粒径和残留奥氏体的平均粒径如下测定。即， 从钢板中采集试 验片， 对与轧制方向平行的纵截面进行电解研磨， 在距钢板表面的板厚 1/4 深度位置处使 用具有 EBSP 的 SEM 观察金相组织。观察由面心立方晶型晶体结构构成的相 （fcc 相） ， 将被 母相包围的区域视作一个残留奥氏体晶粒， 通过图像处理， 测定残留奥氏体晶粒的数密度 （每单位面积的晶粒数） 和各个残留奥氏体晶粒的面积分数。由视场中各个残留奥氏体晶粒 所占的面积求出各个奥氏体晶粒的圆当量直径， 将它们的平均值作为残留奥氏

43、体的平均粒 径。 0071 利用 EBSP 的组织观察中， 在板厚方向 50m 以上、 轧制方向 100m 以上的区 域中， 间隔 0.1m 地照射电子束， 进行相的判定。另外， 将所得测定数据内可靠性指数 （Confidence Index） 为 0.1 以上的数据作为有效数据， 用于粒径测定。为了防止由于测定 噪声而使残留奥氏体的粒径被过小评价， 仅以圆当量直径 0.15m 以上的残留奥氏体晶粒 作为有效晶粒来进行平均粒径的计算。 0072 bcc 晶粒的平均粒径如下测定。即， 从钢板中采集试验片， 对与轧制方向平行的纵 截面进行电解研磨， 在距钢板表面的板厚 1/4 深度位置处使用具有

44、EBSP 的 SEM 观察金相组 织。 观察bcc相， 将被取向差15以上的边界包围的区域视作一个bcc晶粒， 将按照下述式 （1） 的定义算出的值作为 bcc 晶粒的平均粒径。其中， N 表示平均粒径评价区域中包含的晶 粒的数目， Ai表示第 i 个 （i=1、 2、 N） 晶粒的面积， di表示第 i 个晶粒的圆当量直径。 0073 说 明 书 CN 103781932 A 9 8/19 页 10 0074 在本发明中， 将具有bcc结构的晶粒和具有bct结构的晶粒作为整体处理。 这是因 为， 在利用 EBSP 的金相组织评价中， 由于不考虑晶格常数， 难以将具有 bcc 结构的晶粒 （例

45、 如多边形铁素体、 贝氏体铁素体、 贝氏体、 回火马氏体） 和具有 bct 结构的晶粒 （例如马氏体） 严加区别。 0075 此时的利用 EBSP 的组织观察也与上述同样地在大小为板厚方向 50m、 轧制方向 100m的区域中， 间隔0.1m地照射电子束， 进行相的判定。 另外， 将所得测定数据内可靠 性指数 0.1 以上的数据作为有效数据来用于粒径测定。此外， 为了防止由于测定噪声导致 粒径的过小评价， 在 bcc 相的评价中， 与上述残留奥氏体的情况不同， 仅将粒径 0.47m 以 上的 bcc 晶粒作为有效晶粒来进行上述粒径计算。组织为微细晶粒和粗大晶粒混杂的混合 晶粒组织时， 若采用一

46、般用于金相组织的晶体粒径的评价的切断法进行评价， 则存在粗大 晶粒的影响被过小地评价的情况。在本发明中， 作为考虑了粗大晶粒的影响的晶体粒径的 计算法， 使用权量了每个晶粒的面积的上述式 （1） 。 0076 在本发明中， 冷轧钢板的情况下， 在距钢板表面的板厚 1/4 深度位置处规定上述 金相组织 ； 镀敷钢板的情况下， 在距基材钢板与镀层的边界的基材钢板的板厚 1/4 深度位 置处规定上述金相组织。 0077 作为基于以上的金相组织方面的特征所能实现的机械特性， 本发明的冷轧钢板为 了确保冲击吸收性， 优选在与轧制方向正交的方向上具有 780MPa 以上的拉伸强度 （TS） ， 进 一步优

47、选为 950MPa 以上。另一方面， 为了确保延性， TS 优选低于 1180MPa。 0078 从压制成型性的观点考虑， 关于根据下述式 （1） 将与轧制方向正交的方向的总 伸长率 （El0） 换算为相当于板厚 1.2mm 的总伸长率而获得的值 El、 根据日本工业标准 JIS Z2253使应变范围为510%并使用5%和10%这两点的公称应变及与它们对应的试验力算 出的加工硬化指数 n 值、 以及按照日本钢铁联盟标准 JFST1001 测定的扩孔率 ， 优选满足 以下条件 ： 0079 TSEl 的值为 19000MPa% 以上， 尤其是 20000MPa 以上 ； 0080 TSn 值的值

48、为 160MPa 以上， 尤其是 165MPa 以上 ； 以及 0081 TS1.7 的值为 5500000MPa1.7% 以上， 尤其是 6000000MPa1.7% 以上。 0082 El=El0(1.2/t0)0.2 （2） 0083 其中， 式中的 El0表示使用 JIS5 号拉伸试验片测定的总伸长率的实测值， t0表示 供于测定的 JIS5 号拉伸试验片的板厚， El 是相当于板厚为 1.2mm 时的总伸长率的换算值。 0084 因为将汽车部件压制成型时发生的应变为 5 10% 左右， 因此加工硬化指数用拉 伸试验中对应于应变范围 5 10% 的 n 值表示。钢板的总伸长率高而 n 值低的情况下， 在 汽车部件的压制成型中， 应变传播性不充分， 容易发生局部板厚减小等成型不良。另外， 从 形状保持性的观点出发， 屈服比优选低于 80%， 进一步优选低于 75%， 特别优选低于 70%。 0085 2. 钢的化学组成 0086 C ： 超过 0.020% 且低于 0.30% 0087 C含量为0.020%以下时， 难以获得上述金相组织。 因此， C含量设定为超过0.020%。 优选超过 0.070%， 进一步优选超过 0.10%， 特别优选超过 0.14%。另一方面， C 含量为 0.30% 以上时， 不仅钢板的拉伸凸缘性受损， 而且焊接性劣化。因此， C 含量