高強度冷軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】一種高強度冷軋鋼板，具有下述成分組成，即以質(zhì)量％計，含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.050％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.001～1.500％、以及N：0.0001～0.0100％，表層顯微組織以體積分?jǐn)?shù)計含有3～10％的殘余奧氏體以及90％以下的鐵素體，將板厚記為t，從所述表面起算t/4深度位置的內(nèi)部顯微組織以體積分?jǐn)?shù)計含有3～20％的殘余奧氏體，鋼板表層的硬度Hvs和鋼板的t/4厚度處的硬度Hvb的比Hvs/Hvb大于0.75且為0.90以下，該鋼板的最大拉伸強度為700MPa以上。
【專利說明】高強度冷軋鋼板及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及彎曲性優(yōu)異的高強度冷軋鋼板及其制造方法。該高強度冷軋鋼板包括 在表面形成有皮膜和/或鍍鋅層等的冷軋鋼板。本申請基于2012年2月8日在日本申請 的專利申請2012-025268號要求優(yōu)先權(quán)，將其內(nèi)容援引到這里。

【背景技術(shù)】
[0002] 近年來對汽車等所使用的鍍敷鋼板的高強度化的要求提高了。為了適應(yīng)該要求， 使用了拉伸最大應(yīng)力700MPa以上的高強度鋼板。作為使用這樣的高強度鋼板形成汽車的 車輛和構(gòu)件的方法，可舉出壓制加工等的彎曲加工。通常，越提高鋼板的強度，則彎曲性越 差。因此，當(dāng)對高強度鋼板進(jìn)行彎曲加工時，存在在變形部的鋼板內(nèi)部發(fā)生龜裂（裂紋），或 在鋼板表面發(fā)生頸縮的問題。
[0003] 作為支配高強度鋼板的彎曲性的因子，已知：(a)頸縮的引起難易度、（b)在鋼板 內(nèi)部的裂紋（孔隙）的發(fā)生難易度很重要（例如，非專利文獻(xiàn)1)。例如，伸長率低的鋼板， 在彎曲加工中容易引起頸縮，變形局部化，從而彎曲加工性劣化。另外，由鐵素體以及馬氏 體構(gòu)成的鋼，以馬氏體的裂紋和界面處的孔隙形成為原因，彎曲性處于劣勢。其結(jié)果，高強 度化招致伸長率的劣化，因此彎曲性差。而且，高強度化有時伴有馬氏體體積分?jǐn)?shù)的增加， 因此高強度化容易引起彎曲性的劣化。
[0004] 作為提高鋼板的彎曲性的技術(shù)，專利文獻(xiàn)1提出了一種鋼板，其成分組成以質(zhì) 量％計，含有〇 :大于0.02%且為0.20%以下、5丨：0.01?2.0%、]?11:0.1?3.0%、？ ： 0· 003 ?0· 10%、S :0· 020% 以下、A1 :0· 001 ?1. 0%、N :0· 0004 ?0· 015%、Ti :0· 03 ? 0. 2%，余量為Fe以及雜質(zhì)。該鋼板的金屬組織，以面積率計含有30?95%的鐵素體，余量 的第2相由馬氏體、貝氏體、珠光體、滲碳體和殘余奧氏體之中的1種以上組成，且含有馬氏 體時的馬氏體的面積率為〇?50%。另外，該鋼板以平均粒子間距離30?300nm含有粒徑 2?30nm的Ti系碳氮化析出物，且以平均粒子間距離50?500 μ m含有粒徑3 μ m以上的 結(jié)晶系TiN。
[0005] 根據(jù)這樣的鋼板，能夠得到良好的彎曲性，但由于利用了析出強化，因此以高水平 確保強度和伸長率的平衡并不容易。
[0006] 另外，在專利文獻(xiàn)2中，作為彎曲性優(yōu)異的鋼板，記載了下述鋼板，該鋼板具有 下述成分組成，即以質(zhì)量％計，含有C :0. 03?0. 11 %、Si :0. 005?0. 5%、Mn :2. 0? 4. 0%、P :0· 1% 以下、S :0· 01% 以下、sol. A1 :0· 01 ?1. 0%、N :0· 01% 以下，而且以滿足 Ti+(Nb/2)彡0. 03的范圍含有Ti :0. 50%以下、和Nb :0. 50%以下中的1種或者2種，余量 為Fe以及雜質(zhì)；該鋼板的抗拉強度為540MPa以上。該鋼板，從表面起算t/20深度位置（t : 鋼板的板厚）的在軋制方向上形變了的Μη濃化部的板寬度方向的平均間隔為300μπι以 下，鐵素體的面積率為60%以上，鐵素體的平均粒徑為1. 0?6. 0 μ m，在鐵素體中含有100 個/ μ m2以上的粒徑1?10nm的析出物。根據(jù)這樣的鋼板，能夠得到良好的彎曲性，但由 于使主相為鐵素體，并將殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)限制為小于3%，因此應(yīng)用于700MPa以上的 高強度鋼板并不容易。
[0007] 另外，在專利文獻(xiàn)3中，作為兼?zhèn)溲诱剐院蛷澢缘匿摪?，記載了具有下述成分組 成的鋼板：以質(zhì)量％計，含有C :0· 08?(λ 25%、Si :0· 7%以下、Mn :L 0?2. 6%、A1 :L 5% 以下、P :0. 03%以下、S :0. 02%以下以及N :0. 01%以下，并且，Si和A1的關(guān)系滿足1.0% < Si+Al < 1. 8 %，余量包含F(xiàn)e以及雜質(zhì)。該鋼板具有滿足TS彡590 (TS:抗拉強度（MPa))、 TSXE1彡17500(E1 :總伸長率（％ ))、以及P彡1. 5Xt(P :臨界彎曲半徑（mm)、t :板厚 (mm))的機械特性。但是，以高水平兼?zhèn)溲诱剐院蛷澢圆⒉蝗菀祝硗?，?yīng)用于900MPa以 上的高強度鋼板也并不容易。
[0008] 在專利文獻(xiàn)4中，作為具備良好的延展性和彎曲性的鋼板，記載了具有下述成分 組成的鋼板：以質(zhì)量％計，含有C :0. 08?0. 20%、Si :1. 0%以下、Mn :1. 8?3. 0 %、P : 0· 1 % 以下、S :0.01 % 以下、sol. A1 :0.005 ?0.5%、N :0.01 % 以下以及 Ti :0.02 ?0.2%， 余量包含F(xiàn)e以及雜質(zhì)。該鋼板，具有下述組織：以體積％計，包含鐵素體：10%以上、貝氏 體：20?70%、殘余奧氏體：3?20%以及馬氏體：0?20%，并且，上述鐵素體的平均粒徑 為10 μ m以下，上述貝氏體的平均粒徑為10 μ m以下，上述殘余奧氏體的平均粒徑為3 μ m 以下以及上述馬氏體的平均粒徑為3μπι以下。另外，該鋼板具有抗拉強度（TS)為780MPa 以上、抗拉強度（TS)與總伸長率（El)的積（TSXE1值）為14000MPa· %以上、且彎曲試 驗中的最小彎曲半徑為1. 5t以下（t :板厚）的機械特性，板厚為2. 0mm以上。根據(jù)該文獻(xiàn) 4記載的技術(shù)，能夠確保良好的延展性和彎曲性，但以高水平謀求強度和彎曲性的兼?zhèn)洳⒉?容易。
[0009] 在專利文獻(xiàn)5中，作為彎曲性優(yōu)異的鋼板，記載了下述鋼板，該鋼板具有下述成 分組成，即以質(zhì)量％計，含有C :0· 03?0· 12 %、Si :0· 02?0· 50 %、Μη :2· 0?4. 0%、 Ρ :0. 1%以下、S :0. 01%以下、sol. Α1 :0. 01?1. 0%以及Ν :0. 01 %以下，而且，以滿足 Ti+(Nb/2)彡0. 03的范圍含有Ti :0. 50%以下、和Nb :0. 50%以下中的1種或者2種，余量 包含F(xiàn)e以及雜質(zhì)，并且，抗拉強度為540MPa以上。該鋼板具有鐵素體的面積率為60%以 上、鐵素體的平均粒徑為1. 〇?6. 0 μ m的組織。另外，合金化熱浸鍍鋅層，以質(zhì)量％計，含 有Fe :8?15%以及A1 :0. 08?0. 50%，余量包含Zn以及雜質(zhì)。但是，由于將C的添加量 限定為0. 12%以下這一低的范圍，因此雖然能夠應(yīng)用于780MPa以下的鋼板，但是應(yīng)用于更 高強度的鋼板并不容易。另外，由于使殘余奧氏體的面積率低于3%，因此也不容易得到優(yōu) 異的延展性。
[0010] 在專利文獻(xiàn)6中，作為可加工性優(yōu)異的鋼板，記載了下述鋼板：以質(zhì)量％計，含有 C :0· 03 ?0· 17%、Si :0· 01 ?0· 75%、Mn :1· 5 ?2· 5%、P :0· 080% 以下、S :0· 010% 以下、 sol. A1 :0.01?1.20%、Cr :0.3?1.3%，余量包含F(xiàn)e以及不可避免的雜質(zhì)。該鋼板具有 下述組織：以體積率計，由30?70%的鐵素體、低于3%的殘余奧氏體、以及余量的馬氏體 構(gòu)成，馬氏體之中的20%以上為回火馬氏體。但是，由于將殘余奧氏體的體積率限制為低于 3%，因此雖然彎曲性優(yōu)異，但是有均勻伸長率低這一課題。其結(jié)果，在彎曲加工中彎曲加工 厚的板的情況下，鋼板表面有可能產(chǎn)生起因于頸縮的裂紋。
[0011] 在專利文獻(xiàn)7中，作為彎曲加工性優(yōu)異的鋼板，記載了下述鋼板：以wt%計，含有 C :0· 12 ?0· 30%、Si :1· 2% 以下、Μη :1 ?3%、P :0· 020% 以下、S :0· 010% 以下、sol. A1 : 0.01?0. 06%，余量包含F(xiàn)e以及不可避免的雜質(zhì)。該鋼板，在兩面的表層部，按單面3? 15vol%具有C為0. lwt%以下的軟質(zhì)層，其余部分由低于lOvol%的殘余奧氏體和低溫相 變相或者還有鐵素體的復(fù)合組織構(gòu)成。但是，為了形成鋼板表層的軟質(zhì)層，必須在熱軋后和 冷軋后進(jìn)行合計兩次的脫碳退火，存在制造性差的課題。
[0012] 在先技術(shù)文獻(xiàn)
[0013] 專利文獻(xiàn)
[0014] 專利文獻(xiàn)1:日本國特開2007-16319號公報
[0015] 專利文獻(xiàn)2:日本國特開2009-215616號公報
[0016] 專利文獻(xiàn)3:日本國特開2009-270126號公報
[0017] 專利文獻(xiàn)4:日本國特開2010-59452號公報
[0018] 專利文獻(xiàn)5:日本國特開2010-65269號公報
[0019] 專利文獻(xiàn)6:日本國特開2010-70843號公報
[0020] 專利文獻(xiàn)7:日本國特開平5-195149號公報
[0021] 非專利文獻(xiàn)
[0022] 非專利文獻(xiàn) 1:長谷川等：CAMP-ISIJ Vol. 20(2007)p437


【發(fā)明內(nèi)容】

[0023] 如以上那樣，在以往的技術(shù)中，特別是對高強度冷軋鋼板進(jìn)行彎曲加工的情況下， 得不到充分的彎曲性，因此要求更進(jìn)一步提高彎曲性。鑒于這樣的現(xiàn)狀，本發(fā)明提供具有優(yōu) 異的彎曲性的高強度冷軋鋼板及其制造方法。
[0024] 本發(fā)明的要旨如下。
[0025] (1)本發(fā)明的第一方式為一種高強度冷軋鋼板，其具有下述成分組成，即，以質(zhì) 量％計，含有 c :0· 075 ?0· 300%、Si :0· 30 ?2. 50 %、Μη :1· 30 ?3. 50 %、P :0· 001 ? 0.050%、S:0.0001 ?0.0100%、Al:0.001?L 500%、#&N:0.0001 ?0.0100%，TiK 制為0. 150%以下，Nb限制為0. 150%以下，V限制為0. 150%以下，Cr限制為2. 00%以下， Ni限制為2. 00%以下，Cu限制為2. 00%以下，Mo限制為1. 00%以下，W限制為1. 00%以 下，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM中的至少1種的合計限制為0. 5000%以下，余量包含鐵以及不 可避免的雜質(zhì)，鋼板表層中的表層顯微組織，以體積分?jǐn)?shù)計，含有3?10%的殘余奧氏體以 及90%以下的鐵素體，將板厚記為t，從上述表面起算t/4深度位置的內(nèi)部顯微組織，以體 積分?jǐn)?shù)計，含有3?30%的殘余奧氏體，上述鋼板表層的硬度Hvs和上述t/4深度位置的 硬度Hvb的比Hvs/Hvb大于0. 75且為0. 90以下，該鋼板的最大拉伸強度（抗拉強度）為 700MPa 以上。
[0026] (2)在上述（1)所述的高強度冷軋鋼板中，上述表層顯微組織，以體積分?jǐn)?shù)計，也 可以進(jìn)一步含有10?87%的鐵素體、10?50%的回火馬氏體、以及限制為15%以下的初 生馬氏體（fresh martensite)。
[0027] (3)在上述（1)或（2)所述的高強度冷軋鋼板中，上述內(nèi)部顯微組織，以體積分?jǐn)?shù) 計，也可以進(jìn)一步含有10?87%的鐵素體、10?50%的回火馬氏體、以及限制為15%以下 的初生馬氏體。
[0028] (4)在上述（1)?（3)的任一項所述的高強度冷軋鋼板中，也可以在至少一面形成 有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
[0029] (5)在上述（1)?（3)的任一項所述的高強度冷軋鋼板中，也可以在至少一面形成 有電鍍鋅層。
[0030] (6)在上述（5)所述的高強度冷軋鋼板中，也可以在上述電鍍鋅層之上形成有皮 膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
[0031] (7)在上述（1)?（3)的任一項所述的高強度冷軋鋼板中，也可以在至少一面形成 有熱浸鍍鋅層。
[0032] (8)在上述（7)所述的高強度冷軋鋼板中，也可以在上述熱浸鍍鋅層之上形成有 皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
[0033] (9)在上述（1)?（3)的任一項所述的高強度冷軋鋼板中，也可以在至少一面形成 有合金化熱浸鍍鋅層。
[0034] (10)在上述（9)所述的高強度冷軋鋼板中，也可以在上述合金化熱浸鍍鋅層之上 形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
[0035] (11)本發(fā)明的第二方式為一種冷軋鋼板制造方法，其具備：通過對處于1050°C 以上的狀態(tài)的板坯進(jìn)行將終軋溫度設(shè)定為Ar3相變點以上的熱軋，其后在750°C以下的 溫度區(qū)域卷取，得到熱軋鋼板的熱軋工序；通過對上述熱軋鋼板以30?80%的壓下率進(jìn) 行冷軋，得到冷軋鋼板的冷軋工序；和通過對上述冷軋鋼板在（Acl相變點+40) °C?（Ac3 相變點+50) °C的溫度區(qū)域、且在log(水分壓/氫分壓）為-3. 0?0. 0的氣氛中進(jìn)行20 秒?600秒的退火，接著，將700?500°C區(qū)間設(shè)為0. 5?500°C /秒的冷卻速度而冷卻到 100?330°C后，在350?500°C進(jìn)行10?1000秒鐘的保持，得到高強度冷軋鋼板的熱處理 工序，所述板坯具有下述成分組成，即，以質(zhì)量％計，含有C 075?0. 300%、Si 30? 2. 50 %、Mn :1. 30 ?3. 50 %、P :0. 001 ?0. 050 %、S :0. 0001 ?0. 0100 %、A1 :0. 001 ? 1.500%、以及Ν:0·0001?0.0100%，Ti限制為0· 150%以下，Nb限制為0· 150%以下，V限 制為0. 150%以下，Cr限制為2. 00%以下，Ni限制為2. 00%以下，Cu限制為2. 00%以下， Mo限制為1.00%以下，W限制為1.00%以下，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM中的至少1種的合 計限制為0. 5000%以下，余量包含鐵以及不可避免的雜質(zhì)。
[0036] (12)在上述（11)所述的冷軋鋼板制造方法中，也可以在上述高強度冷軋鋼板的 至少一面形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
[0037] (13)在上述（11)所述的冷軋鋼板制造方法中，也可以在上述高強度冷軋鋼板的 至少一面形成電鍍鋅層。
[0038] (14)在上述（13)所述的冷軋鋼板制造方法中，也可以在上述電鍍鋅層之上形成 皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
[0039] (15)在上述（11)所述的冷軋鋼板制造方法中，也可以在上述高強度冷軋鋼板的 至少一面形成熱浸鍍鋅層，上述熱浸鍍鋅層可以通過將上述高強度冷軋鋼板在加熱或冷卻 至（鍍鋅浴溫度_40)°C?（鍍鋅浴溫度+50)°C的溫度范圍的狀態(tài)下浸漬于鍍鋅浴中，并進(jìn) 行冷卻從而形成。
[0040] (16)在上述（15)所述的冷軋鋼板制造方法中，也可以在上述熱浸鍍鋅層之上形 成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
[0041] (17)在上述（11)所述的冷軋鋼板制造方法中，也可以在上述高強度冷軋鋼板的 至少一面形成合金化熱浸鍍鋅層，上述合金化熱浸鍍鋅層可以通過將上述高強度冷軋鋼板 在加熱或冷卻至（鍍鋅浴溫度-40)°C?（鍍鋅浴溫度+50)°C的溫度范圍的狀態(tài)下浸漬于 鍍鋅浴中，并在460°C以上的溫度實施合金化處理后，進(jìn)行冷卻從而形成。
[0042] (18)在上述（17)所述的冷軋鋼板制造方法中，也可以在上述合金化熱浸鍍鋅層 之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
[0043] 根據(jù)本發(fā)明，能夠提供具有優(yōu)異的彎曲性的最大拉伸強度700MPa以上的高強度 冷軋鋼板及其制造方法。

【具體實施方式】
[0044] 本發(fā)明人為了通過防止因進(jìn)行彎曲加工而在變形部中發(fā)生的鋼板內(nèi)部的龜裂、鋼 板表面的頸縮，得到可獲得優(yōu)異的彎曲性的最大拉伸強度700MPa以上的高強度冷軋鋼板 而反復(fù)進(jìn)行了銳意研究。
[0045] 其結(jié)果，本發(fā)明人搞清了：通過在具有規(guī)定的成分組成，并將顯微組織控制為規(guī)定 的組織的基礎(chǔ)上，實施脫碳處理，能夠?qū)摪灞韺榆浕词故亲畲罄鞆姸葹?00MPa以 上的高強度冷軋鋼板，也能夠得到猶如低強度的鋼板那樣的優(yōu)異的彎曲性。這種效果，通過 將鋼板表層的硬度和t/4深度位置的硬度的比「（表層的硬度V(t/4深度位置的硬度）」 設(shè)為大于0. 75且為0. 90以下而能夠得到。
[0046] 而且，通過鋼板的表層部的顯微組織以體積分?jǐn)?shù)計含有3?10%的殘余奧氏體以 及90%以下的鐵素體，并且，鋼板的t/4深度位置的內(nèi)部顯微組織以體積分?jǐn)?shù)計含有3? 30%的殘余奧氏體，也能夠抑制由頸縮引起的開裂，能夠得到進(jìn)一步的彎曲性的提高。特別 是彎曲加工，越往表層應(yīng)變越大，因此通過使表層和鋼板內(nèi)部的硬度處于表述范圍內(nèi)，能夠 得到大的彎曲性改善效果。
[0047] 另外，本發(fā)明的鋼板，通過含有殘余奧氏體，不僅能得到彎曲加工時的頸縮抑制效 果，而且也能得到拉伸試驗和壓制加工時的頸縮抑制效果，因此伸長率也良好。
[0048] 以下對本發(fā)明的一實施方式涉及的高強度冷軋鋼板進(jìn)行說明。
[0049] 在以下的說明中，所謂彎曲性優(yōu)異的鋼板，意指：在基于JIS Z2248 (2006年）的90 度V型彎曲試驗中，在彎曲半徑R為1. 〇mm以下的條件下不發(fā)生裂紋和頸縮的鋼板，或者， 在彎曲半徑R為0. 5mm以下的條件下不發(fā)生裂紋的鋼板。
[0050] (鋼的成分組成）
[0051] 首先，對構(gòu)成本實施方式涉及的冷軋鋼板或者鍍鋅鋼板的鋼的成分組成進(jìn)行說 明。以下的說明中的％表示質(zhì)量％。
[0052] 「C :0· 075 ?0· 300%」
[0053] C，為了提高母材鋼板的強度而含有。但是，C的含量超過0.300%時，延伸性以 及焊接性變得不充分，變得難以確保高的彎曲性。C的含量優(yōu)選為0. 280%以下，更優(yōu)選為 0. 260%以下。另一方面，C的含量低于0. 075%時，強度降低，不能確保700MPa以上的最大 拉伸強度。為了提高強度，C的含量優(yōu)選為0. 090%以上，更優(yōu)選為0. 100%以上。
[0054] 「Si :0· 30 ?2. 50%」
[0055] Si促進(jìn)脫碳反應(yīng)，招致鋼板表層的軟化，因此是最重要的元素。Si的含量超過 2. 50%時，母材鋼板脆化，延展性劣化，因此將上限設(shè)為2. 50%。從確保延展性的觀點出發(fā)， Si的含量優(yōu)選為2. 20%以下，更優(yōu)選為2. 00%以下。另一方面，當(dāng)Si的含量低于0.30% 時，會大量生成粗大的鐵系碳化物，不能夠使內(nèi)部顯微組織的殘余奧氏體組織分?jǐn)?shù)為3? 30%，伸長率降低。從該觀點出發(fā)，Si的下限值優(yōu)選為0. 50%以上，更優(yōu)選為0. 70%以上。 而且，Si是抑制母材鋼板中的鐵系碳化物的粗大化，提高強度和成形性所必需的元素。另 夕卜，其作為固溶強化元素，有助于鋼板的高強度化，因此需要添加。從該觀點出發(fā)，Si的下 限值優(yōu)選為1 %以上，更優(yōu)選為1.2%以上。
[0056] 「Μη :1· 30 ?3. 50%」
[0057] Μη，為了提高母材鋼板的強度而含有。但是，Μη的含量超過3. 50%時，在母材鋼 板的板厚中央部產(chǎn)生粗大的Μη濃化部，容易引起脆化，容易引起鑄造成的板坯開裂等的問 題。另外，Μη的含量超過3. 50%時，焊接性也劣化。因此，Μη的含量設(shè)為3. 50%以下。從 焊接性的觀點出發(fā)，Μη的含量優(yōu)選為3. 20%以下，更優(yōu)選為3. 00%以下。另一方面，Μη的 含量低于1. 30%時，在退火后的冷卻中會大量形成軟質(zhì)的組織，因此變得難以確保700MPa 以上的最大拉伸強度。從該方面考慮，將Μη的含量設(shè)為1.30%以上。Μη的含量，為了進(jìn)一 步提高強度而優(yōu)選為1.50%以上，更優(yōu)選為1.70%以上。
[0058] 「Ρ :0· 001 ?0· 050%」
[0059] Ρ有在母材鋼板的板厚中央部偏析的傾向，使焊接區(qū)脆化。Ρ的含量超過0. 050% 時，焊接區(qū)大幅度脆化，因此將Ρ的含量設(shè)為〇. 050%以下。Ρ的含量的下限不特別規(guī)定， 將Ρ的含量設(shè)為低于〇. 001 %時，雖能夠發(fā)揮本發(fā)明的效果，但伴有制造成本的大幅度的增 力口，因此將〇· 001 %作為下限值。
[0060] 「S :0· 0001 ?0· 0100%」
[0061] S對焊接性以及鑄造時和熱軋時的制造性造成惡劣影響。從該方面考慮，S的含量 的上限值設(shè)為0. 0100%以下。另外，S與Μη結(jié)合而形成粗大的MnS，使延展性和放邊性降 低，因此優(yōu)選為0.0050%以下，更優(yōu)選為0.0025%以下。S的含量的下限不特別規(guī)定，將S 的含量設(shè)為低于〇. 0001 %時，雖能夠發(fā)揮本發(fā)明的效果，但伴有制造成本的大幅度的增加， 因此將0. 0001 %作為下限值。
[0062] 「A1 :0· 001 ?1. 500%」
[0063] A1，促進(jìn)脫碳反應(yīng)，招致鋼板表層的軟化，因此是重要的元素。A1的含量超過 1. 500%時，焊接性惡化，因此將A1的含量的上限設(shè)為1. 500%。從該觀點出發(fā)，A1的含量 優(yōu)選為1.200%以下，更優(yōu)選為0.900%以下。另外，A1是作為脫氧材料也有效的元素，但 A1的含量低于0.001 %時，不能充分得到作為脫氧材料的效果，因此將A1的含量的下限設(shè) 為0. 001 %以上。要充分得到脫氧效果時，A1量優(yōu)選為0. 003%以上。
[0064] 「N :0· 0001 ?0· 0100%」
[0065] N，形成粗大的氮化物，使延展性以及放邊性劣化，因此需要抑制添加量。N的含量 超過0.0100%時，該傾向變得顯著，因此將N含量的上限值設(shè)為0.0100%以下。另外，N成 為焊接時的氣孔發(fā)生的原因，因此優(yōu)選設(shè)為〇. 0080%以下。N的含量的下限不特別規(guī)定，將 N的含量設(shè)為低于0. 0001%時，雖能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但招致制造成本的大幅度的增加， 因此將0. 0001 %作為下限值。
[0066] 本實施方式涉及的高強度冷軋鋼板的母材鋼板，以含有以上的元素、余量包含鐵 以及不可避免的雜質(zhì)的組成為基本，其他的成分不加入也無妨。但是，鋼板也可以根據(jù)需要 而以下述的含量范圍進(jìn)一步含有！1、恥、￥、0、附、(：11、]\1〇、1、0 &、〇6、]\%、21'、!^、1?]\1。再者， 這些元素的下限值為〇%，但為了得到所希望的效果，也可以分別設(shè)為下述所示的下限值。 再者，不可避免的雜質(zhì)的含量，如果是不使本發(fā)明的效果顯著劣化的程度就被容許，但優(yōu)選 盡可能地減少。
[0067] 「Ti :0· 005 ?0· 150%」
[0068] Ti，是通過析出物強化、由抑制鐵素體晶粒長大所帶來的細(xì)粒強化以及通過抑制 再結(jié)晶的位錯強化，有助于母材鋼板的強度上升的元素。但是，Ti的含量超過0. 150%時， 碳氮化物的析出變多，成形性劣化，因此Ti的含量優(yōu)選為0. 150%以下。從成形性的觀點出 發(fā)，Ti的含量更優(yōu)選為0. 120%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 100%以下。Ti的含量的下限不特別 規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分得到Ti所帶來的強度上升效果，Ti的含量優(yōu)選為 0.005%以上。為了母材鋼板的高強度化，Ti的含量更優(yōu)選為0.010%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為 0. 015% 以上。
[0069] 「Nb :0· 005 ?0· 150%」
[0070] Nb，是通過析出物強化、由抑制鐵素體晶粒長大所帶來的細(xì)粒強化以及通過抑制 再結(jié)晶的位錯強化，有助于母材鋼板的強度上升的元素。但是，Nb的含量超過0. 150%時， 碳氮化物的析出變多，成形性劣化，因此Nb的含量優(yōu)選為0. 150%以下。從成形性的觀點 出發(fā)，Nb的含量更優(yōu)選為0. 120%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0. 100%以下。Nb的含量的下限不 特別規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了得到Nb所帶來的強度上升效果，Nb的含量優(yōu)選為 0.005%以上。為了母材鋼板的高強度化，Nb的含量更優(yōu)選為0.010%以上，進(jìn)一步優(yōu)選為 0. 015% 以上。
[0071] 「V :0· 005 ?0· 150%」
[0072] V是通過析出物強化、由抑制鐵素體晶粒長大所帶來的細(xì)粒強化以及通過抑制再 結(jié)晶的位錯強化，有助于母材鋼板的強度上升的元素。但是，V的含量超過0. 150%時，碳 氮化物的析出變多，成形性劣化，因此V的含量優(yōu)選為0. 150%以下。V的含量的下限不特 別規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分得到V所帶來的強度上升效果，V的含量優(yōu)選為 0. 005% 以上。
[0073] 「Cr :0· 01 ?2. 00%」
[0074] Cr是抑制高溫下的相轉(zhuǎn)變，對高強度化有效的元素，可以代替C和/或Μη的一部 分來添加。Cr的含量超過2. 00%時，熱態(tài)下的可加工性受損，生產(chǎn)率降低，因此Cr的含量 優(yōu)選為2. 00%以下。Cr的含量的下限不特別規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分得到 Cr所帶來的高強度化的效果，Cr的含量優(yōu)選為0. 01%以上。
[0075] 「Ni :0· 01 ?2. 00%」
[0076] Ni是抑制高溫下的相轉(zhuǎn)變，對高強度化有效的元素，可以代替C和/或Μη的一部 分來添加。Ni的含量超過2. 00%時，焊接性受損，因此Ni的含量優(yōu)選為2. 00%以下。Ni 的含量的下限不特別規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分得到Ni所帶來的高強度化 的效果，Ni的含量優(yōu)選為0. 01 %以上。
[0077] 「Cu :0· 01 ?2. 00%」
[0078] Cu是通過作為微細(xì)的粒子存在于鋼中而提高強度的元素，能夠代替C和/或Μη的 一部分來添加。Cu的含量超過2. 00%時，焊接性受損，因此Cu的含量優(yōu)選為2. 00%以下。 Cu的含量的下限不特別規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分得到Cu所帶來的高強度 化的效果，Cu的含量優(yōu)選為0. 01 %以上。
[0079] 「Mo :0· 01 ?1. 00%」
[0080] Mo是抑制高溫下的相轉(zhuǎn)變、對高強度化有效的元素，可以代替C和/或Μη的一部 分來添加。Mo的含量超過1.00%時，熱態(tài)下的可加工性受損，生產(chǎn)率降低。從該方面考慮， Mo的含量優(yōu)選為1. 00%以下。Mo的含量的下限不特別規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了 充分得到Mo所帶來的高強度化的效果，Mo的含量優(yōu)選為0. 01 %以上。
[0081] 「W :0· 01 ?1. 00%」
[0082] W是抑制高溫下的相轉(zhuǎn)變、對高強度化有效的元素，可以代替C和/或Μη的一部分 來添加。W的含量超過1. 00 %時，熱態(tài)下的可加工性受損，生產(chǎn)率降低，因此W的含量優(yōu)選 為1.00%以下。W的含量的下限不特別規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分得到W所 帶來的高強度化的效果，W的含量優(yōu)選為0. 01%以上。
[0083] 「Ca、Ce、Mg、Zr、Hf 和 REM 中的至少 1 種：合計為 0· 0001 ?0· 5000%」
[0084] Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM是對成形性的改善有效的元素，能夠添加1種或2種以上。 但是，0&、&、1%、21*、!^、1?1中的至少1種的含量的合計超過0.5000%時，反倒有可能損害 延展性。因此，各元素的含量的合計優(yōu)選為0.5000%以下。〇 &、〇6、1%、21*、!^、1?1中的至 少1種的含量的下限不特別規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但為了充分得到改善母材鋼板的 成形性的效果，各元素的含量的合計優(yōu)選為〇. 0001 %以上。從成形性的觀點出發(fā)，Ca、Ce、 Mg、Zr、Hf、REM中的1種或者2種以上的含量的合計更優(yōu)選為0. 0005%以上，進(jìn)一步優(yōu)選 為0. 0010%以上。
[0085] 再者，所謂REM，是Rare Earth Metal的簡稱，是指屬于鑭系的元素。REM、Ce采用 鑭鈰合金來添加的情況很多，有除了 La和Ce之外還復(fù)合地含有其他鑭系元素的情況。即 使作為不可避免的雜質(zhì)來含有這些La和Ce以外的鑭系元素，也能發(fā)揮本發(fā)明的效果。另 夕卜，即使添加金屬La和/或Ce也能夠發(fā)揮本發(fā)明的效果。
[0086] (內(nèi)部顯微組織）
[0087] 下面對內(nèi)部顯微組織進(jìn)行說明。在此，所謂內(nèi)部顯微組織，意指：將母材鋼板的板 厚記為t時，t/4深度位置的顯微組織。再者，所謂后述的表層顯微組織，意指：在母材鋼板 的表面、嚴(yán)格地講與母材鋼板的板面平行且從表面起算20 μ m深度的面中的顯微組織。
[0088] 「內(nèi)部顯微組織的殘余奧氏體：3?30%」
[0089] 鋼板的內(nèi)部顯微組織，在以t/4深度位置為中心的t/8?3t/8深度的范圍中，以 體積分?jǐn)?shù)計含有3?30%的殘余奧氏體。殘余奧氏體通過使延展性大大提高從而在抑制 彎曲加工時發(fā)生的頸縮方面具有效果。另一方面，殘余奧氏體成為破壞的起點，使彎曲性劣 化。因此，優(yōu)選：以體積分?jǐn)?shù)計，將母材鋼板的顯微組織中所含的殘余奧氏體設(shè)為3?20%。 內(nèi)部顯微組織的殘余奧氏體的下限優(yōu)選為5%或8%以上。
[0090] 「表層顯微組織的殘余奧氏體：3?10%」
[0091] 「表層顯微組織的鐵素體：90%以下」
[0092] 為了具有更優(yōu)異的彎曲性，將鋼板表層部中的殘余奧氏體的組織分?jǐn)?shù)限制為3? 10%，且將鐵素體的組織分?jǐn)?shù)限制為90%以下。當(dāng)表層中的殘余奧氏體分?jǐn)?shù)低于3%時，例 如，在90度V型彎曲試驗中，在1. 0mm以下的彎曲半徑下，在表層部發(fā)生頸縮，使彎曲性劣 化。因此，需要使鋼板表層的殘余奧氏體分?jǐn)?shù)為3%以上。另一方面，殘余奧氏體在彎曲成 形中相變?yōu)轳R氏體，成為裂紋的起點，因此需要通過進(jìn)行脫碳處理，使鋼板表層的奧氏體分 數(shù)降低。即使使初生馬氏體的分?jǐn)?shù)降低至15%以下，以通過殘余奧氏體向馬氏體相變而產(chǎn) 生的馬氏體為起點的彎曲性劣化也難以避免。從該方面考慮，表層部的殘余奧氏體分?jǐn)?shù)設(shè) 為10%以下，優(yōu)選為8%以下，更優(yōu)選為5. 8%以下。
[0093] 通過使鋼板的內(nèi)部顯微組織和表層部顯微組織的殘余奧氏體分?jǐn)?shù)在上述范圍，能 夠使后述的鋼板表層部和鋼板內(nèi)部（t/4深度位置）的硬度比大于0. 75且為0. 90以下，能 夠具有優(yōu)異的彎曲性。
[0094] 再者，在使表層顯微組織的鐵素體的組織分?jǐn)?shù)大于90%的情況下，確保規(guī)定的殘 余奧氏體組織分?jǐn)?shù)變得困難，不能確保優(yōu)異的彎曲性，因此將90%作為上限。
[0095] 而且，本實施方式涉及的高強度冷軋鋼板的表層顯微組織以及內(nèi)部顯微組織，也 可以分別除了上述殘余奧氏體之外還含有回火馬氏體、鐵素體、珠光體、滲碳體中的1種以 上。如果為以下說明的范圍則能夠達(dá)到本發(fā)明的目的。
[0096] 本實施方式涉及的高強度冷軋鋼板，能夠采用下述顯微組織：除了上述的殘余奧 氏體之外，在以t/4深度位置為中心的t/8?3t/8深度的范圍內(nèi)，以體積分?jǐn)?shù)計，能夠還含 有10?87%的鐵素體、和1?50%、更優(yōu)選10?50%的回火馬氏體，而且將初生馬氏體限 制為15%以下。如果本發(fā)明的鋼板（鍍鋅鋼板的情況下，為母材鋼板）的顯微組織具有這 樣的顯微組織，則成為具有700MPa以上的強度和優(yōu)異的彎曲性的高強度冷軋鋼板。
[0097] 進(jìn)而，也可以含有貝氏鐵素體4二亍〗77 1 7 4卜）、貝氏體、珠光體中 的1種以上。如果為以下說明的范圍，則能夠達(dá)到本發(fā)明的目的。
[0098] 「回火馬氏體：10?50 %」
[0099] 回火馬氏體使抗拉強度大大提高。因此，可以在母材鋼板的組織中以體積分?jǐn)?shù)計 含有50%以下的回火馬氏體。所謂回火馬氏體，是通過將馬氏體在200?500°C保持，使 其析出了 θ、ε、η等的鐵基碳化物的馬氏體，與初生馬氏體相比，難以成為裂紋發(fā)生的原 因。從抗拉強度的觀點出發(fā)，回火馬氏體的體積分?jǐn)?shù)優(yōu)選為1%以上，更優(yōu)選為10%以上。 另一方面，當(dāng)母材鋼板的顯微組織中所含的回火馬氏體的體積分?jǐn)?shù)超過50%時，屈服應(yīng)力 過度提高，擔(dān)心形狀凍結(jié)性劣化，因此不優(yōu)選。
[0100] 「鐵素體：10?87%」
[0101] 鐵素體對延展性的提高有效。因此，可以在母材鋼板的組織中以體積分?jǐn)?shù)計含有 10%以上的鐵素體。另外，鐵素體為軟質(zhì)的組織，因此為了確保充分的強度，以體積分?jǐn)?shù)計， 可以將87%作為上限。
[0102] 「初生馬氏體：15%以下」
[0103] 初生馬氏體使抗拉強度大大提高，但另一方面，會成為破壞的起點，使彎曲性大大 劣化，因此優(yōu)選在母材鋼板的組織中以體積分?jǐn)?shù)計限制為15%以下。為了提高彎曲性，初生 馬氏體的體積分?jǐn)?shù)更優(yōu)選為10%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為5%以下。
[0104] 所謂初生馬氏體，是不含鐵基碳化物的馬氏體，非常硬而脆。這種結(jié)果，在進(jìn)行了 彎曲加工的情況下會成為裂紋的起點，使彎曲性大幅度劣化。從該方面考慮，優(yōu)選體積率盡 可能減小。
[0105] 「貝氏鐵素體以及貝氏體的合計：10?50%」
[0106] 貝氏鐵素體以及貝氏體，是強度與延展性的平衡性優(yōu)異的組織，還是具有軟質(zhì)的 鐵素體與硬質(zhì)的馬氏體、回火馬氏體以及殘余奧氏體的中間的強度的組織，也有助于強度 與彎曲性的平衡性提高。因此，以體積分?jǐn)?shù)計，可以含有合計量10?50%。
[0107] 「珠光體：5%以下」
[0108] 珠光體變多時，延展性劣化。從該方面考慮，母材鋼板的組織中所含的珠光體的體 積分?jǐn)?shù)優(yōu)選為5%以下，更優(yōu)選為3%以下。
[0109] 「其他」
[0110] 作為其他的組織，可以含有粗大的滲碳體等的上述以外的組織。但是，在母材鋼板 的組織中粗大的滲碳體變多時，彎曲性劣化。從該方面考慮，母材鋼板的組織中所含的粗大 的滲碳體的體積分?jǐn)?shù)優(yōu)選為10%以下，更優(yōu)選為5%以下。所謂粗大的滲碳體，意指公稱粒 徑為2 μ m以上的滲碳體。滲碳體比鐵脆，鐵與滲碳體的界面強度也小，因此在彎曲成形中 成為裂紋和孔隙形成的起點，使彎曲性劣化。從該方面考慮，需要減小粗大的滲碳體的體積 率。另一方面，貝氏體組織和回火馬氏體中所含的微細(xì)的鐵基碳化物，不會使彎曲性劣化， 因此可以含有。
[0111] 如以上那樣的各組織的體積分?jǐn)?shù)，能夠采用例如以下所示的方法測定。（內(nèi)部顯微 組織）
[0112] 殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，是將與母材鋼板的板面平行且t/4深度位置的面作為觀 察面，進(jìn)行X射線衍射，算出面積分?jǐn)?shù)，可將該面積分?jǐn)?shù)視為體積分?jǐn)?shù)。另外，鐵素體、珠光 體、貝氏體、滲碳體、回火馬氏體以及初生馬氏體的體積分?jǐn)?shù)，是將與母材鋼板的軋制方向 平行的板厚截面作為觀察面來制取試樣，研磨觀察面，用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕，將以t/4深 度位置為中心的t/8?3t/8深度的范圍采用電場發(fā)射型掃描電子顯微鏡（FE-SEM :Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察，測定面積分?jǐn)?shù)，可將該面積分?jǐn)?shù)視為體 積分?jǐn)?shù)。
[0113] 再者，將各組織的體積分?jǐn)?shù)的測定位置設(shè)為以從表面起算t/4深度位置為中心的 t/8?3t/8深度的范圍是因為，鋼板表層由于脫碳的原因鋼板組織與t/8?3t/8深度的范 圍的鋼板組織不同，板厚中心也由于Μη偏析的原因成為含有較多的馬氏體的組織，鋼板組 織與其他的位置大大不同的緣故。（表層顯微組織）
[0114] 另一方面，表層中的殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)，是將與母材鋼板的板面平行且從表 面起算20 μ m深度的面作為觀察面，進(jìn)行X線衍射，算出面積分?jǐn)?shù)，可將該面積分?jǐn)?shù)視為體 積分?jǐn)?shù)。另外，鐵素體、珠光體、貝氏體、滲碳體、回火馬氏體以及初生馬氏體的體積分?jǐn)?shù)， 是將與母材鋼板的軋制方向平行的板厚截面作為觀察面來制取試樣，研磨觀察面，用硝酸 乙醇腐蝕液腐蝕，采用電場發(fā)射型掃描電子顯微鏡（FE-SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察，測定面積分?jǐn)?shù)，可將該面積分?jǐn)?shù)視為體積分?jǐn)?shù)。
[0115] (鋼板的硬度比）
[0116] 下面對規(guī)定鋼板表層的硬度與上述母材鋼板的t/4深度位置的硬度的比的理由 進(jìn)行說明。
[0117] 本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，通過對具有上述那樣的成分組成和組織的鋼板實施脫碳處理將鋼 板表層軟化，能夠得到優(yōu)異的彎曲性。即，通過使鋼板的表層的硬度Hvs與母材鋼板的t/4 深度位置的硬度Hvb的比「Hvs/Hvb」大于0. 75且為0. 90以下，能得到優(yōu)異的彎曲性。將 該硬度比設(shè)為大于0. 75是因為，當(dāng)硬度比為0. 75以下時，鋼板過于軟化，變得難以確保 700MPa以上的最大拉伸強度。優(yōu)選為0.8以上。另一方面，當(dāng)大于0.90時，雖然由于大量 含有殘余奧氏體而能夠抑制彎曲變形時的頸縮，但是有產(chǎn)生微小的裂紋的情況，彎曲性差。
[0118] 再者，這里所采用的「硬度」，是在鋼板表層和與鋼板的軋制方向平行的板厚截面 中的t/4的位置，使用維氏硬度試驗機，以壓入載荷10g重分別測定各10個點的硬度，將其 平均值作為各自的硬度。
[0119] 本發(fā)明人在調(diào)查硬度和彎曲性的關(guān)系時，作為預(yù)試驗，調(diào)查了彎曲性和鋼板特性 的關(guān)系，結(jié)果發(fā)現(xiàn)：如果為t/8?3t/8深度位置的范圍，則平均硬度不依賴于位置；以及， 在板厚中心（t/2深度位置），由于Μη的中心偏析的原因，鋼板組織不同，平均硬度也與 t/8?3t/8深度位置不同。因此，將能夠代表鋼板母材的硬度的t/4深度位置的硬度作為 母材的硬度（Hvb)。
[0120] 另一方面，調(diào)查了脫碳條件和鋼板表層的硬度的關(guān)系，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，脫碳越進(jìn)行，鋼 板表層的硬度越降低，并且軟化了的區(qū)域越在板厚方向擴(kuò)展下去；通過測定從鋼板表面起 算某個深度位置的硬度，能夠代表軟化層的厚度和軟化程度。因此，測定距鋼板表面20 μ m 位置的硬度，如果為鍍敷鋼板則測定距鍍層/鋼基體界面20 μ m位置的硬度，作為鋼板表層 的硬度（Hvs)。
[0121] 在此將測定位置設(shè)為距表面20 μ m處是基于下面的理由。
[0122] 在軟化位置，鋼板硬度為HvlOO?400,壓痕尺寸變?yōu)??13 μ m左右，在測定位置 過于靠近鋼板表面的情況下，難以進(jìn)行準(zhǔn)確的硬度測定。另一方面，若測定位置過于遠(yuǎn)離鋼 板表面，則不含有軟化層，因此不能準(zhǔn)確求出彎曲性和鋼板表層的硬度之間的關(guān)系。因此， 將測定位置設(shè)為距表面20 μ m的位置。
[0123] 再者，在鋼板表層的硬度測定中，為了防止研磨時的鋼板表面的塌邊，可以對鋼板 進(jìn)行嵌板，填埋樹脂后進(jìn)行研磨、硬度測定。
[0124] (鋼板的形態(tài)）
[0125] 本發(fā)明的高強度冷軋鋼板，只要鋼板表層的硬度滿足上述范圍，就可以是冷軋鋼 板、熱浸鍍鋅鋼板、合金化熱浸鍍鋅鋼板以及電鍍鋅鋼板的任一種。
[0126] 作為鍍鋅層，不特別限定，例如，作為熱浸鍍鋅層，可使用含有低于7質(zhì)量％的Fe、 余量包含Zn、A1以及不可避免的雜質(zhì)的熱浸鍍鋅層等，作為合金化熱浸鍍鋅層，可使用含 有7?15質(zhì)量％的Fe、余量包含Ζη、Α1以及不可避免的雜質(zhì)的合金化熱浸鍍鋅層等。
[0127] 另外，鍍鋅層可以是含有或者混入 Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、 Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM中的至少1種的鍍鋅層。合金化鍍鋅層，即使是含有或者混入上 述元素中的至少1種的層，也有不損害本發(fā)明的效果，且根據(jù)其含量而能改善耐蝕性和加 工性等的優(yōu)選的情況。
[0128] 進(jìn)而，本發(fā)明的高強度冷軋鋼板，可以是在冷軋鋼板的表面或者鍍鋅鋼板的鍍層 的表面，具有包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種的皮膜的鋼板。
[0129] 包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種的皮膜，能夠在加工鋼板時作為 潤滑劑發(fā)揮作用，能夠保護(hù)鋼板的表面或合金化鍍鋅層。
[0130] (鋼板的制造方法）
[0131] 下面對制造上述的高強度冷軋鋼板的方法進(jìn)行詳細(xì)說明。
[0132] 在制造鋼板時，首先，鑄造具有上述的成分組成的板坯。用于熱軋的板坯，能夠使 用連鑄板坯和/或采用薄板坯連鑄機等制造的板坯。而且，也可以使用在鑄造后直接進(jìn)行 熱軋的連續(xù)鑄造-直接軋制（CC-DR)那樣的工藝。
[0133] 在板坯的熱軋中，為了確保Ar3相變點以上的終軋溫度，另外，由于板坯加熱溫度 的降低會招致過度的軋制載荷的增加，有軋制變得困難、或招致軋制后的母材鋼板的形狀 不良之虞，因此板坯加熱溫度需要設(shè)為1050°C以上。板坯加熱溫度的上限不作特別規(guī)定而 能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但在經(jīng)濟(jì)上并不優(yōu)選使加熱溫度為過度高溫，因此優(yōu)選板坯加熱溫 度的上限設(shè)為1350°C以下。
[0134] 熱軋需要在Ar3相變點溫度以上的終軋溫度完成。當(dāng)終軋溫度低于Ar3相變點 時，成為鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)軋制，熱軋板組織變?yōu)椴痪|(zhì)的混晶組織，即使經(jīng)過冷軋 工序以及連續(xù)退火工序，也不能消除不均質(zhì)的組織，成為延展性和彎曲性差的鋼板。
[0135] 另一方面，終軋溫度的上限不特別規(guī)定而能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但在使終軋溫度 為過度高溫的情況下，為了確保其溫度就必須使板坯加熱溫度為過度高溫。因此，終軋溫度 的上限溫度優(yōu)選為1KKTC以下。
[0136] 再者，Ar3相變點，通過使用各元素的含量（質(zhì)量％ )的下式計算。
[0137] Ar3 = 901-325 XC+33X Si-92 X (Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52 XA1
[0138] 熱軋的卷取溫度，為了防止在熱軋鋼板的表面形成的氧化物的厚度過度增大、酸 洗性劣化，設(shè)為750°C以下。為了更加提高酸洗性，卷取溫度優(yōu)選為720°C以下，進(jìn)一步優(yōu)選 為700°C以下。
[0139] 另一方面，卷取溫度低于400°C時，熱軋鋼板的強度過度提高，冷軋變得困難，因此 卷取溫度優(yōu)選為400°C以上。為了減輕冷軋的負(fù)荷，卷取溫度優(yōu)選為420°C以上。但是，即 使在低于400°C的溫度卷取了，通過其后在箱型爐中進(jìn)行退火，進(jìn)行熱軋板的軟化處理，也 能夠進(jìn)行冷軋，因此也可以在低于400°C的溫度卷取。
[0140] 其次，優(yōu)選對這樣制造的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗。酸洗是除去熱軋鋼板的表面的氧化 物的步驟，因此對提高母材鋼板的鍍敷性來說很重要。另外，酸洗可以進(jìn)行一次，也可以分 為多次來進(jìn)行。
[0141] 酸洗后的熱軋鋼板，以板厚的調(diào)整和形狀矯正為目的而被冷軋。關(guān)于冷軋，為了得 到板厚精度高、具有優(yōu)異的形狀的母材鋼板，優(yōu)選將壓下率設(shè)為30?80%的范圍。當(dāng)壓下 率低于30%時，難以將形狀確保為平坦，有最終制品的延展性變差之虞。冷軋中的壓下率優(yōu) 選為35%以上，更優(yōu)選為40%以上。另一方面，在壓下率超過80%的壓下率下，冷軋載荷過 于變大，冷軋變得困難。因此，壓下率優(yōu)選為80%以下。但是，即使冷軋率超過80%地進(jìn)行 冷軋，也能夠得到作為本發(fā)明的效果的優(yōu)異的彎曲性。
[0142] 再者，在冷軋工序中，對軋制道次的次數(shù)、各軋制道次的壓下率不作特別規(guī)定而能 發(fā)揮本發(fā)明的效果。
[0143] 接著，作為熱處理工序，使得到的冷軋鋼板通過退火生產(chǎn)線，在（Acl相變點 +40) °C?（Ac3相變點+50) °C的溫度區(qū)域進(jìn)行退火。為了得到彎曲性優(yōu)異的鋼板，需要在退 火中進(jìn)行表層的脫碳處理，使鋼板表層軟化。所謂脫碳處理，是通過使退火時的爐內(nèi)氣氛在 下述范圍，從而使鋼板表層所含的C向大氣中擴(kuò)散，使鋼板表層的C濃度降低，使硬質(zhì)組織 的分?jǐn)?shù)減少的處理。
[0144] 在本發(fā)明中，使退火時的爐內(nèi)氣氛處于log(水分壓/氫分壓）為-3. 0?0. 0的 范圍來進(jìn)行脫碳。通過使氣氛氣體的水分壓與氫分壓之比的對數(shù)為-3. 0?0. 0,能夠適度 促進(jìn)由進(jìn)行退火所致的從冷軋鋼板表層的脫碳。
[0145] 當(dāng)水分壓與氫分壓之比的對數(shù)小于-3. 0時，由進(jìn)行退火所致的從冷軋鋼板表層 的脫碳變得不充分。為了促進(jìn)脫碳，水分壓與氫分壓之比的對數(shù)優(yōu)選為-2. 5以上。另一方 面，當(dāng)水分壓與氫分壓之比的對數(shù)大于〇. 〇時，由進(jìn)行退火所致的從冷軋鋼板表層的脫碳 被過度促進(jìn)，有鋼板的強度變得不充分之虞。為了確保鋼板的強度，水分壓與氫分壓之比的 對數(shù)優(yōu)選為-0.3以下。另外，進(jìn)行退火時的氣氛，優(yōu)選是包含氮、水蒸氣和氫，并以氮為主 體的氣氛，除了氮、水蒸氣和氫之外，也可以含有氧。
[0146] 另外，將退火時的溫度區(qū)域設(shè)為（Acl相變點+40) °C?（Ac3相變點+50) °C是為了 通過在退火中形成奧氏體，并使該奧氏體變成為馬氏體、貝氏體或者殘余奧氏體來謀求鋼 板的高強度化。
[0147] 退火溫度低于（Acl相變點+40) °C時，退火時所形成的奧氏體的體積率小，難以確 保700MPa以上的強度。因此，將退火溫度的下限設(shè)為（Acl相變點+40) °C。
[0148] 另一方面，當(dāng)退火溫度過于變?yōu)檫^度高的溫度時，不僅在經(jīng)濟(jì)上不優(yōu)選，而且輥和 制造設(shè)備的劣化變得顯著，因此退火溫度優(yōu)選為（Ac3相變點+50) °C以下。但是，雖是經(jīng)濟(jì) 性除外的效果，但能夠得到優(yōu)異的彎曲性。
[0149] 再者，Acl以及Ac3相變點，通過使用各元素的含量（質(zhì)量％ )的下式計算。
[0150] Acl = 723-10. 7ΧΜη-16. 9ΧΝ?+29. lXSi
[0151] +16. 9XCr+6. 38XW
[0152] Ac3 = 910-203 X (〇0 5-15. 2ΧΝ?+44. 7XSi
[0153] +104XV+31. 5XM〇-30XMn-llXCr
[0154] -20 X Cu+700 X P+400 X Al+400 X Ti
[0155] 在本發(fā)明中，在上述的退火溫度以及氣氛下的滯留時間，設(shè)為20秒?600秒。上 述的滯留時間低于20秒時，硬質(zhì)組織分?jǐn)?shù)過于變少，難以確保700MPa以上的高強度。艮P， 雖然奧氏體通過碳化物溶解而形成，但是溶解需要某種程度的時間。當(dāng)為低于20秒的退火 時，碳化物溶解的時間不足，不能確保充分量的奧氏體。其結(jié)果，難以確保700MPa以上的強 度。因此，將退火溫度時間的下限設(shè)為20秒。另一方面，超過600秒的滯留，不僅其效果飽 和，而且招致生產(chǎn)率的劣化，因此不優(yōu)選。因此，退火溫度的上限設(shè)為600秒。
[0156] 退火后的冷卻，是將在700°C?500°C的溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速度設(shè)為0. 5°C / 秒以上500°C /秒以下來冷卻，并在100?330°C的溫度范圍停止冷卻。
[0157] 當(dāng)在上述溫度范圍內(nèi)的平均冷卻速度低于0. 5°C /秒時，在該溫度范圍內(nèi)的滯留 時間將變?yōu)殚L時間，會大量生成鐵素體、珠光體。因此，變得難以確保700MPa以上的強度。 另一方面，當(dāng)為大于500°C /秒的冷卻速度時，不僅需要過度的設(shè)備投資，而且有招致板內(nèi) 的溫度偏差增大等之虞。
[0158] 另外，將冷卻停止溫度設(shè)定為330°C以下，優(yōu)選設(shè)定為300°C以下，更優(yōu)選設(shè)定為 250°C以下。由此，在冷卻時使其形成馬氏體，確保700MPa以上的強度。冷卻停止溫度越低， 則馬氏體體積率越增加，在其后的保持中被回火，回火馬氏體增加，但過度地降低冷卻停止 溫度不僅在經(jīng)濟(jì)上不優(yōu)選，而且使冷卻停止溫度的偏差增加，進(jìn)而使材質(zhì)偏差增加。因此， 希望冷卻停止溫度的下限為l〇〇°C以上。優(yōu)選為130°C以上，更優(yōu)選為160°C以上。
[0159] 停止冷卻之后，進(jìn)行加熱，調(diào)整為350?500°C的溫度范圍，并在該溫度范圍進(jìn)行 10?1000秒鐘的保持。
[0160] 將保持的溫度范圍設(shè)為350?500°C是為了將在冷卻中形成的馬氏體回火、或者 促進(jìn)貝氏體相變，謀求高強度和彎曲性的兼?zhèn)?。所謂回火，是通過將馬氏體在350?500°C 的溫度區(qū)域進(jìn)行保持，使鐵系碳化物析出，或進(jìn)行位錯的回復(fù)的處理。通過進(jìn)行回火，能夠 大大提高馬氏體的特性，能夠大大提高彎曲性。
[0161] 但是，當(dāng)為在低于350°C的溫度區(qū)域中的保持時，碳化物的析出和位錯的回復(fù)需要 長時間，因此不能謀求彎曲性的改善。另一方面，超過500°C的保持會招致在晶界形成粗大 碳化物，并且粗大碳化物脆，因此促進(jìn)彎曲成形時的龜裂形成?；蛘?，貝氏體相變也難以進(jìn) 行，在冷卻過程中生成初生馬氏體，使彎曲性劣化。因此，需要在500°C以下的溫度進(jìn)行保 持。
[0162] 另外，將保持時間設(shè)為10?1000秒來保持是為了引起充分量的碳化物的析出和 位錯的回復(fù)。保持時間低于10秒時，不能得到作為本發(fā)明效果的回火效果。另一方面，設(shè) 為1000秒以下是因為，過度的保持會使生產(chǎn)率降低因此不優(yōu)選。另外，在保持中有引起貝 氏體相變的情況，有助于殘余奧氏體穩(wěn)定化的情況較多。
[0163] 再者，在本發(fā)明中所說的保持，意指鋼板在上述的溫度區(qū)域滯留上述時間的期間。 因此，不是只意味著在該溫度區(qū)域等溫保持的情況，包括在該溫度區(qū)域中的緩慢加熱和/ 或緩冷。
[0164] 為了謀求980MPa以上的高強度和優(yōu)異的彎曲性的兼?zhèn)洌枰獙嵤┩ㄟ^脫碳進(jìn)行 的表層軟化、和Ms點以下的冷卻以及保持這兩方。這是為了通過表層軟化來抑制龜裂形成 和通過母材的特性提高來促進(jìn)龜裂擴(kuò)展。在進(jìn)行了表層軟化的情況下，雖然能夠抑制彎曲 成形時的表面的龜裂形成，但是不能夠抑制表層（表面正下方）中的鋼板內(nèi)部的龜裂形成。 艮P，即使使在彎曲成形時達(dá)到最大應(yīng)變的表層軟化，表層附近也受到大的應(yīng)變，根據(jù)情況引 起從鋼板內(nèi)部開始的龜裂形成。特別是硬質(zhì)組織與軟質(zhì)組織的界面、或者，硬質(zhì)組織本身的 破壞成為龜裂形成的原因。因此，需要通過將鋼板暫且冷卻到Ms點以下并進(jìn)行保持，使硬 質(zhì)組織從初生馬氏體變?yōu)榛鼗瘃R氏體，來抑制從母材開始的龜裂形成。另一方面，即使使母 材組織成為包含鐵素體、回火馬氏體、殘余奧氏體、貝氏體的組織，為了兼?zhèn)涓邚姸群蛢?yōu)異 的彎曲性也存在課題，需要并用通過使表層軟化來延遲龜裂形成的方法。因此，需要實施通 過脫碳進(jìn)行的表層軟化、和Ms點以下的冷卻以及保持這兩方。
[0165] 在熱浸鍍鋅鋼板的制造中，進(jìn)行脫碳處理、和直到100?330°C為止的冷卻以及在 350?500°C的保持后，進(jìn)行加熱、或者冷卻至（鍍鋅浴溫度-40) °C?（鍍鋅浴溫度+50) °C， 向熱浸鍍鋅浴浸漬，進(jìn)行鍍敷。
[0166] 鍍浴浸漬板溫度，優(yōu)選設(shè)為：從比熱浸鍍鋅浴溫度低40°C的溫度到比熱浸鍍鋅浴 溫度高50°C的溫度的溫度范圍。浴浸漬板溫度低于（熱浸鍍鋅浴溫度-40) °C時，鍍浴浸漬 進(jìn)入時的排熱較大，熔融鋅的一部分凝固，有時使鍍層外觀劣化，因此將下限設(shè)為（熱浸鍍 鋅浴溫度-40) °C。
[0167] 但是，即使浸漬前的板溫度低于（熱浸鍍鋅浴溫度-40) °C，也可以在鍍浴浸漬前 進(jìn)行再加熱，使板溫度成為（熱浸鍍鋅浴溫度-40) °C以上而浸漬于鍍浴中。另外，當(dāng)鍍浴 浸漬溫度超過（熱浸鍍鋅浴溫度+50) °C時，誘發(fā)與鍍浴溫度上升相伴的操作上的問題。另 夕卜，鍍浴，除了純鋅和Fe、A1之外，還可以含有Mg、Μη、Si、Cr等。
[0168] 另外，在進(jìn)行鍍層的合金化的情況下，在460°C以上的溫度進(jìn)行。合金化處理溫度 低于460°C時，合金化的進(jìn)行較慢，生產(chǎn)率差。當(dāng)超過600°C時，在奧氏體中析出碳化物，奧 氏體分解，因此變得難以確保700MPa以上的強度和良好的彎曲性，因此600°C為上限。
[0169] 冷軋鋼板的表面的鍍鋅，不限于通過上述的熱浸鍍鋅來進(jìn)行，也可以通過電鍍來 進(jìn)行。該情況下，按照常規(guī)方法進(jìn)行即可。
[0170] 另外，也可以以表面的潤滑等為目的，對本發(fā)明的冷軋鋼板的表面、鍍鋅鋼板的鍍 層的表面賦予皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
[0171] 再者，也能夠在前述的退火后等進(jìn)行調(diào)質(zhì)軋制。該時的壓下率，優(yōu)選為0. 1? 1.5%的范圍。低于0.1%時，效果小，控制也困難，因此0.1%成為下限。超過1.5%時，生 產(chǎn)率顯著降低，因此將1.5%作為上限。調(diào)質(zhì)可以在線進(jìn)行，也可以離線進(jìn)行。另外，可以一 次地進(jìn)行目標(biāo)的壓下率的調(diào)質(zhì)，也可以分為數(shù)次來進(jìn)行。
[0172] 實施例
[0173] 使用實施例更詳細(xì)地說明本發(fā)明。
[0174] 作為實驗例1?85,將具有表1、表2所示的成分組成的板坯加熱至1230°C，基于 表3?6所示的制造條件進(jìn)行熱軋、冷軋、以及熱處理，制造了板厚1. 2_的冷軋鋼板。在 一些實驗例中，基于表5、表6所示的鍍敷條件實施了鍍敷處理。
[0175] 表1、2表不在實驗例1?85中使用的板述的鋼種A?Y、a?d的成分組成。表 3、4表示板坯特性、熱軋條件、冷軋條件。表5、6表示熱處理條件、以及鍍敷條件。
[0176] 再者，在表1?6中，對脫離了本發(fā)明的范圍的數(shù)值附加了下劃線。另外，在表5、 6中，合金化溫度的列中的短橫線意指沒有實施合金化處理。
[0177] 在熱浸鍍鋅鋼板（GI)以及合金化熱浸鍍鋅鋼板（GA)的制造中，將基于表5、6所 示的熱處理條件實施了冷卻、保持的鋼板浸漬于鍍鋅浴中，其后冷卻到室溫。鍍浴中的鍍浴 中的有效A1濃度設(shè)為0. 07?0. 17mass%的范圍。對于一部分鋼板，將其浸漬于鍍鋅浴中 后，在各條件下進(jìn)行合金化處理，冷卻到室溫。作為該時的鍍層單位面積重量，兩面都設(shè)為 約35g/m 2。最后，對得到的鋼板以0. 4%的壓下率進(jìn)行了調(diào)質(zhì)軋制。
[0178] 實驗例13、61、79涉及的冷軋鋼板，通過脫脂后實施電鍍鋅，制成為電鍍鋅鋼板 (EG)。鍍敷條件是，在50°C、8重量％的硫酸溶液中，將電流密度設(shè)為15A/dm 2,進(jìn)行約12 秒鐘的電解酸洗后，實驗例13在Zn鍍浴中、實驗例61在Zn-Ni鍍浴中、以及實驗例79在 Zn-Co鍍浴中實施了鍍敷，使得附著量變?yōu)?0g/m2以及60g/m2。鍍浴溫度：50±2°C、電流密 度：60A/dm 2、鍍液的流速：1m/秒。
[0179] 另外，在實驗例1的冷軋鋼板（CR)、實驗例54、71的熱浸鍍鋅鋼板（GI)、以及實驗 例15的合金化熱浸鍍鋅鋼板（GA)的表面，涂布以磷酸/H 202重量比=0. 1?10的范圍含 有磷酸以及過氧化氫的PH1?7的水溶液，不水洗即在400°C的溫度進(jìn)行烘烤干燥，以換算 成P量為10?500mg/m 2的附著量形成了磷氧化物系無機皮膜。
[0180] 彎曲性的評價，采用下述方法來實施：基于JIS Z2248 (2006年），對于所得到的鋼 板，在與乳制方向垂直的方向切取鋼板，機械磨削端面，制作35mmX100mm的試樣，使用頂 端的R為〇. 5?6mm的90°的模（die)和壓頭（punch)進(jìn)行90度V型彎曲試驗。用放大 鏡觀察彎曲試驗后的樣品表面，將沒有裂紋時的最小彎曲半徑定義為臨界彎曲半徑。將臨 界彎曲半徑為1mm以下、也沒有發(fā)生頸縮的鋼板、或臨界彎曲半徑為0. 5mm以下的鋼板定義 為彎曲性優(yōu)異的鋼板。
[0181] 另外，從得到的鋼板制成試樣，采用先前敘述的方法測定鋼板的表層（即，與母材 鋼板的板面平行且從表面起算20 μ m深度的面）以及t/4深度位置的鋼板組織。其結(jié)果示 于表7、8。在表7、8中，F(xiàn)意指鐵素體、YR意指殘余奧氏體、TM意指回火馬氏體、Μ意指初 生馬氏體、Β意指貝氏體、Ρ意指珠光體。再者，碳化物統(tǒng)計在鐵素體的面積率中。
[0182] 進(jìn)而，在表9、10中示出鋼板的表層硬度（Hvs)、t/4深度位置的硬度（Hvb)、硬度比 (Hvs/Hvb)、TS、EL、TSXEL、最小彎曲半徑、鍍層中Fe (短橫線表示沒有實施合金化處理）、 以及鋼板種類。
[0183] 再者，在表7?10中，對脫離了本發(fā)明范圍的數(shù)值附加了下劃線。TS是根據(jù)JIS Z2241 (2011年）進(jìn)行拉伸試驗來測定。
[0184] 在表9、10中，鋼板種類的欄示出鋼板的形態(tài)，分別表示如下：CR :冷軋鋼板、GI :熱 浸鍍鋅鋼板、GA :熱浸鍍鋅鋼板、EG :電鍍鋅鋼板。另外，對形成了磷氧化物系無機皮膜的鋼 板追記了 +P。
[0185] 滿足本發(fā)明的條件的鋼板，兼?zhèn)?00MPa以上的最大拉伸強度和良好的彎曲性。強 度（TS)和總伸長率（E1)的平衡性（TSXE1)也良好，為18000(MPa · % )以上。
[0186] 表 1
[0187]

【權(quán)利要求】
1. 一種高強度冷軋鋼板，其特征在于，具有下述成分組成，即，以質(zhì)量％計，含有 C :0. 075 ?0. 300%、 Si :0. 30 ?2. 50%、 Mn :1. 30 ?3. 50%、 P :0. 001 ?0. 050%、 S :0· 0001 ?0· 0100%、 A1 :0. 001 ?1. 500%、以及 N :0· 0001 ?0· 0100%， Ti限制為0. 150%以下， Nb限制為0. 150%以下， V限制為〇. 150%以下， Cr限制為2. 00%以下， Ni限制為2. 00%以下， Cu限制為2. 00%以下， Mo限制為1. 00%以下， W限制為1. 00%以下， Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM中的至少1種的合計限制為0. 5000%以下， 余量包含鐵以及不可避免的雜質(zhì)， 鋼板表層中的表層顯微組織，以體積分?jǐn)?shù)計，含有3?10%的殘余奧氏體以及90%以 下的鐵素體， 將板厚記為t，從所述表面起算t/4深度位置的內(nèi)部顯微組織，以體積分?jǐn)?shù)計，含有3? 30 %的殘余奧氏體， 所述鋼板表層的硬度Hvs和所述t/4深度位置的硬度Hvb的比Hvs/Hvb大于0. 75且 為0.90以下， 最大拉伸強度為700MPa以上。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，所述表層顯微組織，以體積分 數(shù)計，進(jìn)一步含有10?87 %的鐵素體、10?50 %的回火馬氏體、以及限制為15 %以下的初 生馬氏體。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，所述內(nèi)部顯微組織，以體積分 數(shù)計，進(jìn)一步含有10?87 %的鐵素體、10?50 %的回火馬氏體、以及限制為15 %以下的初 生馬氏體。
4. 根據(jù)權(quán)利要求1?3的任一項所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在至少一面形成 有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
5. 根據(jù)權(quán)利要求1?3的任一項所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在至少一面形成 有電鍍鋅層。
6. 根據(jù)權(quán)利要求5所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在所述電鍍鋅層之上形成有 皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
7. 根據(jù)權(quán)利要求1?3的任一項所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在至少一面形成 有熱浸鍍鋅層。
8. 根據(jù)權(quán)利要求7所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在所述熱浸鍍鋅層之上形成 有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
9. 根據(jù)權(quán)利要求1?3的任一項所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在至少一面形成 有合金化熱浸鍍鋅層。
10. 根據(jù)權(quán)利要求9所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在所述合金化熱浸鍍鋅層之 上形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少1種。
11. 一種冷軋鋼板制造方法，其特征在于，具備： 熱軋工序，該工序通過對處于1050°C以上的狀態(tài)的板坯進(jìn)行將終軋溫度設(shè)定為Ar3相 變點以上的熱軋，其后在750°C以下的溫度區(qū)域卷取，得到熱軋鋼板，所述板坯具有下述成 分組成，即，以質(zhì)量％計，含有 C :0.075 ?0· 300%、Si :0· 30 ?2. 50%、Mn :L 30 ?3. 50%、 P :0· 001 ?0· 050 %、S :0· 0001 ?0· 0100 %、A1 :0· 001 ?1. 500 %、以及 N :0· 0001 ? 0. 0100%，Ti限制為0. 150%以下，Nb限制為0. 150%以下，V限制為0. 150%以下，Cr限制 為2. 00%以下，Ni限制為2. 00%以下，Cu限制為2. 00%以下，Mo限制為1. 00%以下，W限 制為1.00%以下，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM中的至少1種的合計限制為0. 5000%以下，余 量包含鐵以及不可避免的雜質(zhì)； 冷軋工序，該工序通過對所述熱軋鋼板以30?80 %的壓下率進(jìn)行冷軋，得到冷軋鋼 板；和 熱處理工序，該工序通過對所述冷軋鋼板在Acl相變點+40°C?Ac3相變點+50°C的溫 度區(qū)域、且在l〇g(水分壓/氫分壓）為-3. 0?0. 0的氣氛中進(jìn)行20秒?600秒的退火， 接著，將700?500°C區(qū)間設(shè)為0. 5?500°C /秒的冷卻速度而冷卻到100?330°C后，在 350?500°C進(jìn)行10?1000秒鐘的保持，得到高強度冷軋鋼板。
12. 根據(jù)權(quán)利要求11所述的冷軋鋼板制造方法，其特征在于，還具備皮膜形成工序，該 工序在所述高強度冷軋鋼板的至少一面形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧 化物中的至少1種。
13. 根據(jù)權(quán)利要求11所述的冷軋鋼板制造方法，其特征在于，還具備電鍍鋅工序，該工 序在所述高強度冷軋鋼板的至少一面形成電鍍鋅層。
14. 根據(jù)權(quán)利要求13所述的冷軋鋼板制造方法，其特征在于，還具備皮膜形成工序，該 工序在所述電鍍鋅層之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至少 1種。
15. 根據(jù)權(quán)利要求11所述的冷軋鋼板制造方法，其特征在于， 還具備熱浸鍍鋅工序，該工序在所述高強度冷軋鋼板的至少一面形成熱浸鍍鋅層， 在所述熱浸鍍鋅工序中，將所述高強度冷軋鋼板在加熱或冷卻至鍍鋅浴溫度_40°C? 鍍鋅浴溫度+50°C的溫度范圍的狀態(tài)下浸漬于鍍鋅浴中，并進(jìn)行冷卻。
16. 根據(jù)權(quán)利要求15所述的冷軋鋼板制造方法，其特征在于，還具備皮膜形成工序，該 工序在所述熱浸鍍鋅層之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物中的至 少1種。
17. 根據(jù)權(quán)利要求11所述的冷軋鋼板制造方法，其特征在于， 還具備合金化熱浸鍍鋅工序，該工序在所述高強度冷軋鋼板的至少一面形成合金化熱 浸鍍鋅層， 在所述合金化熱浸鍍鋅工序中，將所述高強度冷軋鋼板在加熱或冷卻至鍍鋅浴溫 度-40°C?鍍鋅浴溫度+50°C的溫度范圍的狀態(tài)下浸漬于鍍鋅浴中，并在460°C以上的溫度 實施合金化處理后，進(jìn)行冷卻。
18.根據(jù)權(quán)利要求17所述的冷軋鋼板制造方法，其特征在于，還具備皮膜形成工序，該 工序在所述合金化熱浸鍍鋅層之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的復(fù)合氧化物 中的至少1種。
【文檔編號】C23C28/00GK104105807SQ201380008324
【公開日】2014年10月15日 申請日期:2013年2月4日 優(yōu)先權(quán)日:2012年2月8日
【發(fā)明者】東昌史, 野崎貴行, 若林千智, 佐藤浩一, 川田裕之, 藤田展弘 申請人:新日鐵住金株式會社