本發(fā)明涉及具有高屈強(qiáng)比的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法，尤其涉及適合用作汽車等的構(gòu)造用部件的薄鋼板。此外，屈強(qiáng)比(YR)是表示屈服應(yīng)力(YS)相對(duì)于抗拉強(qiáng)度(TS)的值，以YR＝Y(jié)S/TS表示。

背景技術(shù)：

在汽車領(lǐng)域中由車身的輕量化實(shí)現(xiàn)的燃料效率提高逐漸成為重要課題的情況下，正在推行通過(guò)對(duì)汽車部件應(yīng)用高強(qiáng)度鋼板實(shí)現(xiàn)的薄壁化，TS為980MPa以上的鋼板的應(yīng)用正在得到推廣。

對(duì)汽車的構(gòu)造用構(gòu)件、加強(qiáng)用構(gòu)件所使用的高強(qiáng)度鋼板要求優(yōu)異的成形性和沖擊吸收能量特性。尤其是對(duì)于具有復(fù)雜形狀的部件的成形，不僅要求伸長(zhǎng)率(elongation)或拉伸翻邊性能(stretch flangeability，以下稱為擴(kuò)孔性)中的個(gè)別特性優(yōu)異，還要求雙方都優(yōu)異，這其中，尤其是對(duì)于需要彎曲加工等的部件形狀，伸長(zhǎng)率需要為20％以上。另外，為了提高沖擊吸收能量特性，提高屈強(qiáng)比是有效的，以低變形量就能高效率地吸收沖擊能量。

以往，作為兼具成形性和高強(qiáng)度的高強(qiáng)度薄鋼板，已知有鐵素體·馬氏體組織的雙相鋼板(DP鋼板)。但是，DP鋼板雖然相對(duì)于強(qiáng)度來(lái)說(shuō)其伸長(zhǎng)率優(yōu)秀，但在鐵素體和馬氏體的界面產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而容易產(chǎn)生裂紋(crack)，因此存在彎曲性、擴(kuò)孔性變差的缺點(diǎn)。因此，例如，專利文獻(xiàn)1中，公開了通過(guò)控制鐵素體的結(jié)晶粒徑、體積分率以及納米硬度來(lái)獲得優(yōu)秀的伸長(zhǎng)率和彎曲性的DP鋼板。另外，作為兼具高強(qiáng)度和優(yōu)秀的延性的鋼板，已知TRIP鋼板。該TRIP鋼板是含有殘余奧氏體的鋼板組織，若以馬氏體相變開始溫度以上的溫度進(jìn)行加工使其變形，則通過(guò)應(yīng)力而將殘余奧氏體誘發(fā)相變?yōu)轳R氏體從而得到大的伸長(zhǎng)率。但是，該TRIP鋼板在沖切加工時(shí)殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，因此具有在與鐵素體的界面產(chǎn)生裂紋而導(dǎo)致擴(kuò)孔性變差的缺點(diǎn)。因此，專利文獻(xiàn)2中公開了含有貝氏體鐵素體的TRIP鋼板。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本專利第4925611號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)2：日本專利第4716358號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

但是，一般情況下，DP鋼板在馬氏體相變時(shí)，會(huì)在鐵素體中導(dǎo)入可動(dòng)位錯(cuò)，從而成為低屈強(qiáng)比，沖擊吸收能量特性變低。另外，專利文獻(xiàn)1的鋼板相對(duì)于980MPa以上的抗拉強(qiáng)度(TS)來(lái)說(shuō)，伸長(zhǎng)率是不充分的，不能說(shuō)確保了充分的成形性。另外，對(duì)于利用了殘余奧氏體的專利文獻(xiàn)2的鋼板來(lái)說(shuō)，在具有980MPa以上的抗伸強(qiáng)度(TS)的情況下，屈強(qiáng)比(YR)低于75％，因此沖擊吸收能量特性低。在這種抗拉強(qiáng)度(TS)為980MPa以上的高強(qiáng)度鋼板中，難以在保持優(yōu)秀的沖擊吸收能量特性的同時(shí)確保可得到優(yōu)秀的沖壓成形性的伸長(zhǎng)率以及擴(kuò)孔性，實(shí)際情況是即使包括其他的鋼板在內(nèi)，也并沒有開發(fā)出兼具這些特性(屈強(qiáng)比、強(qiáng)度抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、擴(kuò)孔性)的鋼板。

因此本發(fā)明的目的在于，解決以上那樣的現(xiàn)有技術(shù)的課題，提供一種伸長(zhǎng)率和擴(kuò)孔性優(yōu)秀、具有高屈強(qiáng)比的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。

本發(fā)明的發(fā)明人為解決上述課題而反復(fù)進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過(guò)在特定的鋼組成下，將鋼板金屬組織的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體的體積分率控制在特定的比率，并且控制鐵素體、馬氏體、殘余奧氏體、貝氏體和回火馬氏體的平均結(jié)晶粒徑、殘余奧氏體的長(zhǎng)徑比(aspect ratio)、硬質(zhì)相中的回火馬氏體的比例，再有為了確保20％以上的伸長(zhǎng)率而控制殘余奧氏體中的C濃度，由此得到在保持高屈強(qiáng)比的同時(shí)兼具高延性以及優(yōu)秀的擴(kuò)孔性的高強(qiáng)度鋼板。

在擴(kuò)孔試驗(yàn)中，在鋼板組織中存在具有高硬度的馬氏體或是殘余奧氏體的情況下，在沖切加工時(shí)在其界面尤其是與軟質(zhì)的鐵素體的界面產(chǎn)生空隙(void)，在之后的擴(kuò)孔過(guò)程中空隙彼此連結(jié)、擴(kuò)展，由此產(chǎn)生裂紋。另一方面，通過(guò)在鋼板組織中含有軟質(zhì)的鐵素體、殘余奧氏體，從而伸長(zhǎng)率提高。另外，通過(guò)在鋼板組織內(nèi)含有位錯(cuò)密度高的貝氏體、回火馬氏體，雖然屈強(qiáng)比變高，但對(duì)于伸長(zhǎng)率的效果小。因此，以往難以使伸長(zhǎng)率和高屈強(qiáng)比的平衡提高。

因此，本發(fā)明的發(fā)明人反復(fù)進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，調(diào)整作為空隙產(chǎn)生源的軟質(zhì)相和硬質(zhì)相的體積分率，并且使殘余奧氏體成為微小且長(zhǎng)徑比大的晶體形態(tài)，并提高殘余奧氏體中的C濃度而使得即使在沖切加工后也含有未發(fā)生馬氏體相變的穩(wěn)定的殘余奧氏體，由此能夠抑制沖切加工時(shí)的空隙生成以及擴(kuò)孔時(shí)的空隙的連結(jié)，能夠在確保強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度)、擴(kuò)孔性的同時(shí)，得到伸長(zhǎng)率的提高和高屈強(qiáng)比。另外，若含有過(guò)剩的淬火元素，則回火馬氏體以及馬氏體的硬度變高，擴(kuò)孔性劣化，因此通過(guò)含有B，能夠在不會(huì)使回火馬氏體以及馬氏體的硬度提高的情況下，確保淬火性。再有，通過(guò)B的添加，熱軋時(shí)的終軋后的冷卻中，也能夠抑制鐵素體、珠光體的生成。另外，明確了通過(guò)硬質(zhì)相中的回火馬氏體的比例，馬氏體的平均結(jié)晶粒徑變得微小、擴(kuò)孔性變得良好的范圍。

因此，發(fā)現(xiàn)：能夠適量含有C、Mn、B，使熱軋鋼板的鋼板組織為貝氏體均質(zhì)組織，并在之后的連續(xù)退火時(shí)通過(guò)控制冷卻停止溫度以及冷卻后的均熱保持條件來(lái)控制回火馬氏體的比例，在冷卻中或冷卻后的均熱保持中發(fā)生的貝氏體相變的過(guò)程中，能夠控制殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑、長(zhǎng)徑比、C濃度，能夠形成本發(fā)明的作為目標(biāo)的鋼板組織。

因此，通過(guò)含有C：0.15～0.25質(zhì)量％、Mn：1.8～3.0質(zhì)量％、B：0.0003～0.0050質(zhì)量％，并以合適的熱軋以及退火條件進(jìn)行熱處理，從而能夠在使鐵素體和馬氏體的結(jié)晶粒徑微小化的同時(shí)，控制對(duì)于確保伸長(zhǎng)率、擴(kuò)孔性而充分的殘余奧氏體的體積分率、平均結(jié)晶粒徑、長(zhǎng)徑比、C濃度，并且，通過(guò)將鐵素體、貝氏體、回火馬氏體、馬氏體的體積分率控制在不損害強(qiáng)度和延性的范圍內(nèi)，從而能夠在確保高屈強(qiáng)比的同時(shí)，使伸長(zhǎng)率和擴(kuò)孔性提高。

本發(fā)明是鑒于以上的發(fā)現(xiàn)而完成的，其主要內(nèi)容如下。

[1]一種高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板，具有如下鋼組成：以質(zhì)量％計(jì)，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.8～3.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.007％以下、Ti：0.005～0.050％、B：0.0003～0.0050％，剩余部分為Fe以及不可避免的雜質(zhì)，

具有如下復(fù)合組織：鐵素體的體積分率為20～50％，殘余奧氏體的體積分率為7～20％，馬氏體的體積分率為1～8％，剩余部分包含貝氏體和回火馬氏體，

在該復(fù)合組織中，鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為5μm以下，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為0.3～2.0μm且長(zhǎng)徑比為4以上，馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為2μm以下，組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結(jié)晶粒徑為7μm以下，鐵素體以外的金屬組織的體積分率即V1和回火馬氏體的體積分率即V2滿足下述(1)式，殘余奧氏體中的平均C濃度為0.65質(zhì)量％以上。

0.60≤V2/V1≤0.85…(1)

[2]在上述[1]的冷軋鋼板中，以質(zhì)量％計(jì)，還含有選自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1種以上。

[3]一種高屈強(qiáng)比高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，對(duì)于具有上述[1]或[2]的化學(xué)成分的鋼板坯，在熱軋開始溫度為1150～1300℃、終軋結(jié)束溫度為850～950℃的條件下進(jìn)行熱軋，在熱軋結(jié)束后1秒以內(nèi)開始冷卻，以80℃/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行1次冷卻并冷卻至650℃以下，接著以5℃/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行2次冷卻并冷卻至550℃以下，隨后進(jìn)行卷繞、酸洗，隨后進(jìn)行冷軋，接著，進(jìn)行連續(xù)退火，在該連續(xù)退火中，以3～30℃/s的平均加熱速度加熱至750～850℃的溫度范圍，在該750～850℃的溫度范圍保持30秒以上，隨后以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍，接著，加熱至350～500℃的溫度范圍，在該350～500℃的溫度范圍保持30秒以上，隨后冷卻至室溫。

在本發(fā)明中，所謂高強(qiáng)度冷軋鋼板，是指抗拉強(qiáng)度(TS)為980MPa以上的冷軋鋼板。另外，在本發(fā)明中，高屈強(qiáng)比是指屈強(qiáng)比(YR)為75％以上。

另外，在本發(fā)明中，平均冷卻速度是指冷卻開始溫度減去冷卻結(jié)束溫度后除以冷卻時(shí)間所得到的冷卻速度。另外，平均加熱速度是指加熱結(jié)束溫度減去加熱開始溫度后除以加熱時(shí)間所得到的加熱速度。

發(fā)明的效果

本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板的抗拉強(qiáng)度為980MPa以上，并具有屈強(qiáng)比為75％以上的高屈強(qiáng)比，并且具有伸長(zhǎng)率為20.0％以上、擴(kuò)孔率為35％以上的優(yōu)秀的伸長(zhǎng)率和擴(kuò)孔性。

另外，根據(jù)本發(fā)明的制造方法，能夠穩(wěn)定地制造具有這樣的優(yōu)秀的性能的高強(qiáng)度冷軋鋼板。

具體實(shí)施方式

首先，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板的鋼組成進(jìn)行說(shuō)明。以下說(shuō)明中，鋼成分的“％”表示意味著質(zhì)量％。

本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板具有如下鋼組成，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.8～3.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.007％以下、Ti：0.005～0.050％、B：0.0003～0.0050％，還根據(jù)需要含有選自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1種以上，剩余部分為Fe以及不可避免的雜質(zhì)。

·C：0.15～0.25％

C是對(duì)鋼板的高強(qiáng)度化有效的元素，也有助于本發(fā)明中的貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體以及馬氏體的第2相形成，尤其是對(duì)提高殘余奧氏體的C濃度是有效的。C的含量低于0.15％的情況下，難以確保所需的貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體以及馬氏體的體積分率、難以確保殘余奧氏體中的C濃度。因此，C的含量設(shè)為0.15％以上。優(yōu)選的是，C的含量設(shè)為0.17％以上。另一方面，若過(guò)剩地含有C，則鐵素體、回火馬氏體、馬氏體的硬度差變大，從而導(dǎo)致擴(kuò)孔性降低。因此C的含量設(shè)為0.25％以下。優(yōu)選的是，C的含量設(shè)為0.23％以下。

·Si：1.2～2.2％

Si通過(guò)在貝氏體相變時(shí)抑制碳化物生成而有助于殘余奧氏體的形成，并且是確保殘余奧氏體的長(zhǎng)徑比所需的元素。為了形成足夠的殘余奧氏體而需要含有1.2％以上的Si，優(yōu)選的是，Si的含量設(shè)為1.3％以上。但是，若過(guò)剩地含有Si則化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性降低，因此Si的含量設(shè)為2.2％以下。

·Mn：1.8～3.0％

Mn是通過(guò)進(jìn)行固溶強(qiáng)化并使第2相容易生成而有助于高強(qiáng)度化的元素。另外，Mn是使奧氏體穩(wěn)定化的元素，是第2相的分率控制所需的元素。再有，Mn是為了通過(guò)貝氏體相變使熱軋鋼板的組織均質(zhì)化而所需的元素。為了得到其效果而需要含有1.8％以上的Mn。另一方面，若過(guò)剩地含有Mn，則馬氏體的體積分率過(guò)剩，再有馬氏體以及回火馬氏體的硬度變高從而擴(kuò)孔性劣化，因此Mn的含量設(shè)為3.0％以下。Mn的含量?jī)?yōu)選設(shè)為2.8％以下，更優(yōu)選設(shè)為2.5％以下。

·P：0.08％以下

P通過(guò)固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化，但在過(guò)剩地含有的情況下，向晶界的偏析變得顯著而使晶界脆化、焊接性降低，因此P的含量設(shè)為0.08％以下。優(yōu)選的是，P的含量設(shè)為0.05％以下。

·S：0.005％以下

在S的含量多的情況下，MnS等硫化物大量生成，以拉伸翻邊性能為代表的局部伸長(zhǎng)率降低，因此S的含量的上限設(shè)為0.005％。優(yōu)選的是，S的含量設(shè)為0.0045％以下。下限沒有特別限定，但極低S化會(huì)導(dǎo)致制鋼成本上升，因此S的含量的下限優(yōu)選設(shè)為0.0005％左右。

·Al：0.01～0.08％

Al是脫氧所需的元素，為了得到該效果而需要含有0.01％以上，但即使含有超過(guò)0.08％的Al，其效果也會(huì)飽和，因此Al的含量設(shè)為0.08％以下。優(yōu)選的是，Al的含量設(shè)為0.05％以下。

·N：0.007％以下

N會(huì)形成粗大的氮化物，導(dǎo)致彎曲性、拉伸翻邊性能劣化，因此必須抑制其含量。若N的含量超過(guò)0.007％，則該趨勢(shì)變得顯著，因此N的含量設(shè)為0.007％以下。優(yōu)選的是，N的含量設(shè)為0.005％以下。

·Ti：0.005～0.050％

Ti是能夠通過(guò)形成微小的碳氮化物而有助于強(qiáng)度提高的元素。再有，為了不使本發(fā)明所必須的元素B與N反應(yīng)，Ti也是必要的。為了發(fā)揮這樣的效果，Ti的含量需要設(shè)為0.005％以上。優(yōu)選的是，Ti的含量設(shè)為0.008％以上。另一方面，若大量含有Ti則伸長(zhǎng)率顯著降低，因此Ti的含量設(shè)為0.050％以下。優(yōu)選的是，Ti的含量設(shè)為0.030％以下。

·B：0.0003～0.0050％

B是使淬火性提高、通過(guò)使第2相容易生成而有助于高強(qiáng)度化、并在確保淬火性的同時(shí)不使馬氏體以及回火馬氏體的硬度顯著提高的元素。再有，具有在熱軋時(shí)的終軋后進(jìn)行冷卻時(shí)，抑制鐵素體、珠光體的生成的效果。為了發(fā)揮該效果，需要使B的含量為0.0003％以上。另一方面，即使含有超過(guò)0.0050％的B，其效果也會(huì)飽和，因此B的含量設(shè)為0.0050％以下。優(yōu)選為，B的含量設(shè)為0.0040％以下。

本發(fā)明中，除上述的成分之外，還可以根據(jù)需要含有以下成分中的1種或2種以上。

·V：0.10％以下

V能夠通過(guò)形成微小的碳氮化物而有助于強(qiáng)度提高，因此能夠根據(jù)需要而含有。為了發(fā)揮這樣的效果，優(yōu)選V的含量為0.01％以上。另一方面，即使含有大量的V，超過(guò)0.10％的部分的強(qiáng)度提高效果也較小，且反而會(huì)導(dǎo)致合金成本的增加。因此，V的含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.10％以下。

·Nb：0.10％以下

Nb也與V同樣地，能夠通過(guò)形成微小的碳氮化物而有助于強(qiáng)度提高，能夠根據(jù)需要而含有。為了發(fā)揮這樣的效果，Nb的含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.005％以上。另一方面，若大量含有Nb則伸長(zhǎng)率顯著降低，因此Nb的含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.10％以下。

·Cr：0.50％以下

Cr是通過(guò)使第2相容易生成而有助于高強(qiáng)度化的元素，能夠根據(jù)需要而含有。為了發(fā)揮這樣的效果，Cr的含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.10％以上。另一方面，若含有超過(guò)0.50％的Cr，則過(guò)剩地生成馬氏體，因此Cr的含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.50％以下。

·Mo：0.50％以下

Mo是通過(guò)使第2相容易生成而有助于高強(qiáng)度化、并且生成一部分碳化物而有助于高強(qiáng)度化的元素，能夠根據(jù)需要而含有。為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選含有0.05％以上的Mo。另一方面，即使含有超過(guò)0.50％的Mo，其效果也會(huì)飽和，因此Mo的含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.50％以下。

·Cu：0.50％以下

Cu是通過(guò)固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化、另外通過(guò)使第2相容易生成而有助于高強(qiáng)度化的元素，能夠根據(jù)需要而含有。為了發(fā)揮這些效果而優(yōu)選含有0.05％以上的Cu。另一方面，即使含有超過(guò)0.50％的Cu，其效果也會(huì)飽和，另外容易產(chǎn)生因Cu而引起的表面缺陷，因此Cu的含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.50％以下。

·Ni：0.50％以下

Ni也與Cu同樣地，是通過(guò)固溶強(qiáng)化而有助于高強(qiáng)度化、另外通過(guò)使第2相容易生成而有助于高強(qiáng)度化的元素，能夠根據(jù)需要而含有。為了發(fā)揮這些效果而優(yōu)選含有0.05％以上。另外，若與Cu同時(shí)含有Ni，則具有抑制因Cu而引起的表面缺陷的效果，因此在含有Cu時(shí)是有效的。另一方面，即使含有超過(guò)0.50％的Ni，其效果也會(huì)飽和，因此Ni的含量?jī)?yōu)選設(shè)為0.50％以下。

·Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下

Ca和REM是具有使硫化物的形狀為球狀來(lái)降低硫化物對(duì)擴(kuò)孔性的不良影響的效果的元素，能夠根據(jù)需要而含有。為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選Ca、REM分別含有0.0005％以上。另一方面，即使含有超過(guò)0.0050％的Ca、REM，其效果也會(huì)飽和，因此它們的含量?jī)?yōu)選分別為0.0050％以下。

上述以外的剩余部分為Fe以及不可避免的雜質(zhì)。作為不可避免的雜質(zhì)，例如可以列舉Sb、Sn、Zn、Co等，作為它們的含量的允許范圍，Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。另外，本發(fā)明中，即使在通常的鋼組成的范圍內(nèi)含有Ta、Mg、Zr，也不損害其效果。

接下來(lái)，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板的金屬組織進(jìn)行說(shuō)明。

本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板的金屬組織是鐵素體的體積分率為20～50％、殘余奧氏體的體積分率為7～20％、馬氏體的體積分率為1～8％、剩余部分包含貝氏體和回火馬氏體的復(fù)合組織，在該復(fù)合組織中，鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為5μm以下，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為0.3～2.0μm且長(zhǎng)徑比為4以上，馬氏體的平均結(jié)晶粒徑為2μm以下，組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結(jié)晶粒徑為7μm以下，鐵素體以外的金屬組織(即貝氏體、殘余奧氏體、馬氏體、回火馬氏體、珠光體等硬質(zhì)相)的體積分率(V1)和回火馬氏體的體積分率(V2)滿足下述(1)式，殘余奧氏體中的平均C濃度為0.65質(zhì)量％以上。此外，各金屬相的體積分率是相對(duì)于鋼板整體的體積分率。

0.60≤V2/V1≤0.85…(1)

在鐵素體的體積分率低于20％的情況下，軟質(zhì)的鐵素體少?gòu)亩扉L(zhǎng)率降低，因此鐵素體的體積分率設(shè)為20％以上。優(yōu)選的是，鐵素體的體積分率為25％以上。另一方面，若鐵素體的體積分率超過(guò)50％，則由于硬質(zhì)的第2相變得過(guò)多，因此與軟質(zhì)的鐵素體的硬度差大的部位存在較多，擴(kuò)孔性降低。另外，也難以確保980MPa以上的強(qiáng)度(抗拉強(qiáng)度)。因此鐵素體的體積分率設(shè)為50％以下。優(yōu)選的是，鐵素體的體積分率設(shè)為45％以下。

另外，在鐵素體的平均結(jié)晶粒徑超過(guò)5μm的情況下，在擴(kuò)孔時(shí)的沖切端面生成的空隙容易在擴(kuò)孔中連結(jié)，因此得不到良好的擴(kuò)孔性。再有，為了提高屈強(qiáng)比，使鐵素體粒徑微小化是有效的。因此，鐵素體的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為5μm以下。

在殘余奧氏體的體積分率低于7％的情況下，伸長(zhǎng)率降低，因此為了確保良好的伸長(zhǎng)率，殘余奧氏體的體積分率設(shè)為7％以上。優(yōu)選的是，殘余奧氏體的體積分率設(shè)為9％以上。另一方面，若殘余奧氏體的體積分率超過(guò)20％，則擴(kuò)孔性劣化，因此殘余奧氏體的體積分率設(shè)為20％以下。另外，優(yōu)選的是，殘余奧氏體的體積分率設(shè)為15％以下。

另外，在殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑低于0.3μm的情況下，對(duì)伸長(zhǎng)率的貢獻(xiàn)小，因此難以確保20％以上的伸長(zhǎng)率。另一方面，在平均結(jié)晶粒徑超過(guò)2.0μm的范圍，擴(kuò)孔試驗(yàn)時(shí)的空隙生成后容易產(chǎn)生空隙的連結(jié)。因此，殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為0.3～2.0μm。

在殘余奧氏體的晶體形態(tài)的長(zhǎng)徑比低于4的情況下，擴(kuò)孔試驗(yàn)時(shí)的空隙生成后容易產(chǎn)生空隙的連結(jié)。因此，殘余奧氏體的晶體形態(tài)的長(zhǎng)徑比設(shè)為4以上。另外，優(yōu)選設(shè)為5以上。

另外，在殘余奧氏體中的平均C濃度低于0.65質(zhì)量％的情況下，在擴(kuò)孔試驗(yàn)的沖切時(shí)容易發(fā)生馬氏體相變，空隙的生成增加，從而導(dǎo)致擴(kuò)孔性降低。因此，殘余奧氏體中的平均C濃度設(shè)為0.65質(zhì)量％以上。優(yōu)選為0.68質(zhì)量％以上，更優(yōu)選為0.70質(zhì)量％以上。

為了在確保期望的擴(kuò)孔性的同時(shí)得到980MPa以上的抗拉強(qiáng)度，馬氏體的體積分率需要為1％以上。另一方面，為了確保良好的擴(kuò)孔性，馬氏體的體積分率需要設(shè)為8％以下。因此，馬氏體的體積分率設(shè)為1～8％。

另外，若馬氏體的平均結(jié)晶粒徑超過(guò)2μm，則在與鐵素體的晶面生成的空隙容易連結(jié)，擴(kuò)孔性劣化。因此，馬氏體的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為2μm以下。此外，此處所說(shuō)的馬氏體為，在連續(xù)退火時(shí)的第2均熱處理中以均熱溫度350～500℃保持后也未發(fā)生相變的奧氏體在冷卻至室溫時(shí)生成的馬氏體。

為了以高強(qiáng)度得到高屈強(qiáng)比，在鋼板的金屬組織中存在貝氏體以及回火馬氏體是重要的。另外，為了確保良好的擴(kuò)孔性、高屈強(qiáng)比，需要在金屬組織中含有平均結(jié)晶粒徑為7μm以下的貝氏體以及回火馬氏體。若組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結(jié)晶粒徑超過(guò)7μm，則在擴(kuò)孔時(shí)的沖切時(shí)生成的軟質(zhì)的鐵素體與硬質(zhì)的殘余奧氏體、馬氏體的界面生成大量空隙，在其端面生成的空隙在擴(kuò)孔中容易連結(jié)，因此得不到良好的擴(kuò)孔性。因此，剩余部分的組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為7μm以下。優(yōu)選的是，組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結(jié)晶粒徑設(shè)為6μm以下。

此外，所謂回火馬氏體是指，在連續(xù)退火時(shí)的直到冷卻停止溫度(100～250℃)為止的冷卻中未發(fā)生相變的奧氏體的一部分發(fā)生馬氏體相變、之后在加熱至350～500℃的溫度范圍時(shí)被回火的馬氏體。

另外，鐵素體以外的金屬組織(即貝氏體、殘余奧氏體、馬氏體、回火馬氏體、珠光體等硬質(zhì)相)的體積分率(V1)與回火馬氏體的體積分率(V2)滿足下述(1)式。

0.60≤V2/V1≤0.85…(1)

冷卻時(shí)生成的馬氏體通過(guò)再加熱時(shí)以及之后的均熱保持而被回火從而成為回火馬氏體，通過(guò)該回火馬氏體的存在，促進(jìn)均熱保持中的貝氏體相變，能夠使最終冷卻至室溫時(shí)生成的馬氏體微小化且能夠調(diào)整至目標(biāo)的體積分率。在(1)式的V2/V1低于0.60的情況下，不能充分地得到基于回火馬氏體的效果，因此(1)式的V2/V1的下限設(shè)為0.60。另一方面，若(1)式的V2/V1超過(guò)0.85，則能夠發(fā)生貝氏體相變的未相變奧氏體少，從而得不到足夠的殘余奧氏體，伸長(zhǎng)率降低，因此(1)式的V2/V1的上限設(shè)為0.85。優(yōu)選的是，(1)式的V2/V1設(shè)為0.80以下。

另外，本發(fā)明的冷軋鋼板的金屬組織具有除鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體、貝氏體以及回火馬氏體以外，還含有珠光體的情況，但即使在該情況下也不會(huì)損害本發(fā)明的效果。其中，珠光體的體積分率優(yōu)選設(shè)為5％以下。

各金屬相的體積分率、平均結(jié)晶粒徑、殘余奧氏體的長(zhǎng)徑比和平均C濃度能夠由后述的實(shí)施例所記載的方法測(cè)定、計(jì)算。另外，各金屬相的體積分率、平均結(jié)晶粒徑、殘余奧氏體的長(zhǎng)徑比和平均C濃度能夠通過(guò)設(shè)為特定的成分組成、在熱軋時(shí)及/或連續(xù)退火時(shí)對(duì)鋼板組織進(jìn)行控制來(lái)進(jìn)行調(diào)整。

接下來(lái)，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。

在本發(fā)明的制造方法中，對(duì)于具有上述成分組成(化學(xué)成分)的鋼板坯，在熱軋開始溫度為1150～1300℃、終軋結(jié)束溫度為850～950℃的條件下進(jìn)行熱軋，在熱軋結(jié)束后1秒以內(nèi)開始冷卻，以80℃/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行1次冷卻并冷卻至650℃以下，接著，以5℃/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行2次冷卻并冷卻至550℃以下，隨后進(jìn)行卷繞、酸洗，隨后進(jìn)行冷軋，接著，進(jìn)行連續(xù)退火，在該連續(xù)退火中，以3～30℃/s的平均加熱速度加熱至750～850℃的溫度范圍，在該750～850℃的溫度范圍保持30秒以上(第1均熱處理)，隨后以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍，接著，加熱至350～500℃的溫度范圍，在該350～500℃的溫度范圍保持30秒以上(第2均熱處理)，隨后冷卻至室溫。此處，室溫是指－5～40℃。

[熱軋工序]

供于熱軋的鋼板坯出于不容易產(chǎn)生成分的宏觀偏析的觀點(diǎn)而優(yōu)選以連續(xù)鑄造法而得到的鋼板坯，但也可以是由鑄錠法、薄板坯鑄造法得到的鋼板坯。另外，作為將鋼板坯供給至熱軋工序的工藝，除了在鑄造后對(duì)暫時(shí)冷卻至室溫的鋼板坯進(jìn)行再加熱并進(jìn)行軋制的方式之外，還能夠無(wú)問(wèn)題地應(yīng)用節(jié)能工藝，例如(i)對(duì)所鑄造的鋼板坯不進(jìn)行冷卻而保持熱板坯(hot slab)的狀態(tài)裝入加熱爐，進(jìn)行再加熱并進(jìn)行軋制的方式；(ii)對(duì)所鑄造的鋼板坯不進(jìn)行冷卻而是在進(jìn)行保溫后立即軋制的方式；(iii)將所鑄造的鋼板坯直接軋制的方式(直送軋制/直接軋制方式)等。

·熱軋開始溫度：1150～1300℃

在熱軋開始溫度低于1150℃的情況下，軋制負(fù)載增大而生產(chǎn)性降低，另一方面，若熱軋開始溫度超過(guò)1300℃則只不過(guò)是加熱成本增大，因此熱軋開始溫度設(shè)為1150～1300℃。為了以這樣的溫度開始熱軋，所鑄造的鋼坯以上述那樣的工藝供給至熱軋工序。

·終軋結(jié)束溫度：850～950℃

熱軋通過(guò)鋼板內(nèi)的組織均勻化、材質(zhì)的各向異性降低而使退火后的伸長(zhǎng)率以及擴(kuò)孔性提高，因此需要在奧氏體單相區(qū)結(jié)束，所以終軋結(jié)束溫度設(shè)為850℃以上。另一方面，若終軋結(jié)束溫度超過(guò)950℃則熱軋組織變得粗大，退火后的特性降低。因此，終軋結(jié)束溫度設(shè)為850～950℃。

·終軋后的冷卻條件：從熱軋結(jié)束后到冷卻開始為1秒以內(nèi)、1次冷卻的平均冷卻速度為80℃/s以上、冷卻溫度為650℃以下、2次冷卻的平均冷卻速度為5℃/s以上、冷卻溫度為550℃以下

熱軋結(jié)束后，不使其產(chǎn)生鐵素體相變，而是急速冷卻至貝氏體相變的溫度范圍，控制熱軋鋼板的鋼板組織。通過(guò)該均質(zhì)化后的熱軋組織的控制，能夠得到使最終的鋼板組織、主要使鐵素體、馬氏體微小化的效果。為此，終軋后，在軋制結(jié)束后1秒以內(nèi)開始冷卻，以80℃/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行1次冷卻并冷卻至650℃以下。在該1次冷卻中的平均冷卻速度低于80℃/s的情況下，開始鐵素體相變，因此熱軋鋼板的鋼板組織變得不均勻，退火后的擴(kuò)孔性降低。另外，若該1次冷卻中的冷卻溫度超過(guò)650℃則珠光體過(guò)剩地生成，在該情況下，熱軋鋼板的鋼板組織也變得不均勻，退火后的擴(kuò)孔性降低。另外，若從軋制結(jié)束起超過(guò)1秒而開始1次冷卻，則鐵素體或珠光體過(guò)剩地生成，導(dǎo)致退火后的擴(kuò)孔性降低。

1次冷卻后，接著，以5℃/s以上的平均冷卻速度進(jìn)行2次冷卻并冷卻至550℃以下。在該2次冷卻中，若平均冷卻速度低于5℃/s或冷卻溫度超過(guò)550℃，則熱軋鋼板的鋼板組織中過(guò)剩地生成鐵素體或珠光體，退火后的擴(kuò)孔性降低。

·卷繞溫度：550℃以下

如上所述地2次冷卻溫度為550℃以下，所以卷繞溫度也必然為550℃以下，通過(guò)將卷繞溫度設(shè)為550℃以下，能夠防止鐵素體以及珠光體過(guò)剩地生成。另外，優(yōu)選的卷繞溫度為500℃以下。卷繞溫度的下限沒有特別限制，但若卷繞溫度過(guò)于低溫，則硬質(zhì)的馬氏體過(guò)剩地生成，冷軋負(fù)載增大，因此卷繞溫度優(yōu)選設(shè)為300℃以上。

[酸洗工序]

對(duì)由熱軋得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗，除去鋼板表層的氧化層。該酸洗條件沒有特別的限制，按照常規(guī)方法實(shí)施即可。

[冷軋工序]

將酸洗后的熱軋鋼板冷軋至規(guī)定的板厚，得到冷軋鋼板。冷軋條件沒有特別的限制，按照常規(guī)方法實(shí)施即可。

[連續(xù)退火工序]

為了使再結(jié)晶進(jìn)行、并且為了在鋼板組織中形成貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體、馬氏體以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化，而對(duì)冷軋鋼板進(jìn)行連續(xù)退火。在該連續(xù)退火中，以3～30℃/s的平均加熱速度加熱至750～850℃的溫度范圍，在該750～850℃的溫度范圍保持30秒以上(第1均熱處理)，隨后以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍，接著，加熱至350～500℃的溫度范圍，在該350～500℃的溫度范圍保持30秒以上(第2均熱處理)，隨后冷卻至室溫。

·連續(xù)退火開始時(shí)的平均加熱速度：3～30℃/s

通過(guò)使由基于退火的再結(jié)晶生成的鐵素體、奧氏體的核的生成比所生成的晶粒的生長(zhǎng)即粗大化更快地發(fā)生，能夠使退火后的晶粒微小化。尤其是鐵素體粒徑的微小化具有提高屈強(qiáng)比的效果，因此控制連續(xù)退火開始時(shí)的加熱速度很重要。若急速地加熱則再結(jié)晶難以進(jìn)行，因此平均加熱速度的上限設(shè)為30℃/s。另外，若平均加熱速度過(guò)小則鐵素體晶粒粗大化而得不到規(guī)定的平均粒徑，因此需要3℃/s以上的平均加熱速度。優(yōu)選的是，平均加熱速度為5℃/s以上。

·第1均熱處理?xiàng)l件：均熱溫度為750～850℃、保持(均熱)時(shí)間為30秒以上

在第1均熱處理中，在鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)或奧氏體單相區(qū)的溫度范圍進(jìn)行均熱。在均熱溫度低于750℃的情況下，退火中的奧氏體的體積分率少，因此無(wú)法得到能夠確保高屈強(qiáng)比的貝氏體、回火馬氏體的體積分率，因此均熱溫度的下限設(shè)為750℃。另一方面，若均熱溫度超過(guò)850℃，則鐵素體以及奧氏體的晶粒粗大化而得不到規(guī)定的平均粒徑，因此均熱溫度的上限設(shè)為850℃。

為了在上述的均熱溫度下使再結(jié)晶進(jìn)行并使一部分或全部發(fā)生奧氏體相變，需要將保持(均熱)時(shí)間設(shè)為30秒以上。保持(均熱)時(shí)間的上限沒有特別限制，但即使保持超過(guò)600秒，也不會(huì)對(duì)之后的鋼板組織、機(jī)械性質(zhì)產(chǎn)生影響，因此出于節(jié)能的觀點(diǎn)，保持(均熱)時(shí)間優(yōu)選設(shè)為600秒以內(nèi)。

·第1均熱處理后的冷卻條件：平均冷卻速度為3℃/s以上、冷卻停止溫度為100℃～250℃

出于高屈強(qiáng)比、擴(kuò)孔性的觀點(diǎn)，為了生成回火馬氏體，通過(guò)從均熱溫度冷卻至馬氏體相變開始溫度以下而使在第1均熱處理中生成的奧氏體的一部分發(fā)生馬氏體相變，為此，以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍。在平均冷卻速度低于3℃/s的情況下，鋼板組織中過(guò)剩地生成珠光體、球狀滲碳體，因此平均冷卻速度的下限設(shè)為3℃/s。平均冷卻速度的上限雖沒有特別限制，但為了在一定程度上促進(jìn)貝氏體相變，平均冷卻速度優(yōu)選設(shè)為100℃/s以下。另外，在冷卻停止溫度低于100℃的情況下，冷卻時(shí)馬氏體過(guò)剩地生成，因此未相變的奧氏體減少，貝氏體相變、殘余奧氏體減少，從而伸長(zhǎng)率降低。另一方面，若冷卻停止溫度超過(guò)250℃，則回火馬氏體減少，擴(kuò)孔性降低。因此，冷卻停止溫度設(shè)為100～250℃。優(yōu)選的是，冷卻停止溫度為150℃以上。另外，優(yōu)選的是，上述冷卻停止溫度為220℃以下。

·第2均熱處理?xiàng)l件：均熱溫度為350～500℃、保持(均熱)時(shí)間為30秒以上

為了對(duì)在冷卻中途生成的馬氏體進(jìn)行回火使其成為回火馬氏體、并為了使未相變的奧氏體進(jìn)行貝氏體相變來(lái)在鋼板組織中生成貝氏體以及殘余奧氏體，而在從第1均熱處理進(jìn)行冷卻后再度加熱，作為第2均熱處理而在350～500℃的溫度范圍保持30秒以上。在該第2均熱處理中的均熱溫度低于350℃的情況下，馬氏體的回火不充分，與鐵素體以及馬氏體的硬度差變大，因此擴(kuò)孔性劣化。另一方面，若第2均熱處理中的均熱溫度超過(guò)500℃則珠光體過(guò)剩地生成，因此伸長(zhǎng)率降低。因此，均熱溫度設(shè)為350～500℃。另外，在保持(均熱)時(shí)間低于30秒的情況下貝氏體相變進(jìn)行得不充分，因此未相變的奧氏體大量殘留，最終馬氏體過(guò)剩地生成，擴(kuò)孔性降低。因此，保持(均熱)時(shí)間需要為30秒以上。保持(均熱)時(shí)間的上限雖沒有特別限制，但即使保持超過(guò)2000秒，也不會(huì)對(duì)之后的鋼板組織、機(jī)械性質(zhì)產(chǎn)生影響，所以從節(jié)能的觀點(diǎn)出發(fā)，保持(均熱)時(shí)間優(yōu)選設(shè)為2000秒以內(nèi)。

另外，在本發(fā)明的制造方法中，也可以在連續(xù)退火后實(shí)施平整軋制(temper rolling)。該平整軋制中的伸長(zhǎng)率的優(yōu)選范圍為0.1～2.0％。

此外，若在本發(fā)明的范圍內(nèi)，則在退火工序中，也可以實(shí)施熱鍍鋅而制成熱鍍鋅鋼板，另外，也可以在熱鍍鋅后實(shí)施合金化處理而制成合金化熱鍍鋅鋼板。再有，也可以對(duì)本發(fā)明的冷軋鋼板進(jìn)行電鍍，制成電鍍鋼板。

實(shí)施例

對(duì)表1所示的化學(xué)組成的鋼進(jìn)行熔煉而鑄造230mm厚的板坯，對(duì)于該鋼板坯，在熱軋開始溫度為1250℃且表2以及表3所示的條件下進(jìn)行熱軋，得到板厚3.2mm的熱軋鋼板。在該熱軋工序中，終軋結(jié)束后，在規(guī)定時(shí)間內(nèi)開始冷卻，以規(guī)定的平均冷卻速度進(jìn)行1次冷卻并冷卻至規(guī)定的冷卻溫度后，接著，以規(guī)定的平均冷卻速度進(jìn)行2次冷卻并冷卻至規(guī)定的冷卻溫度(與卷繞溫度相同的溫度)，進(jìn)行卷繞。

對(duì)得到的熱軋鋼板酸洗后，實(shí)施冷軋，得到板厚1.4mm的冷軋鋼板。此后，以表2以及表3所示的條件進(jìn)行連續(xù)退火。在該連續(xù)退火中，以規(guī)定的平均加熱速度進(jìn)行加熱，以規(guī)定的均熱溫度以及保持(均熱)時(shí)間進(jìn)行第1均熱處理，隨后以規(guī)定的平均冷卻速度冷卻至規(guī)定的冷卻停止溫度，接著進(jìn)行加熱，以規(guī)定的均熱溫度以及保持(均熱)時(shí)間進(jìn)行第2均熱處理，隨后冷卻至室溫(25℃)。

從所制造的冷軋鋼板以使軋制直角方向(即與軋制垂直的方向)成為長(zhǎng)邊方向(拉伸方向)的方式采集JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片，通過(guò)拉伸試驗(yàn)(JIS Z2241(1998))，測(cè)定屈服強(qiáng)度(YS)、抗拉強(qiáng)度(TS)、總伸長(zhǎng)率(EL)、屈強(qiáng)比(YR)。分別將抗拉強(qiáng)度(TS)為980MPa以上、總伸長(zhǎng)率(EL)為20.0％以上、屈強(qiáng)比(YR)為75％以上稱為“良好”。

關(guān)于擴(kuò)孔性，遵照日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)(JFS T1001(1996))，以12.5％的間隙(clearance)沖切φ10mm的孔，并以毛邊(burr)位于沖模(die)側(cè)的方式放置在試驗(yàn)機(jī)后，利用60°的圓錐沖頭進(jìn)行成形，由此測(cè)定擴(kuò)孔率λ(％)。擴(kuò)孔率λ(％)為35％以上則被稱為擴(kuò)孔性“良好”。

關(guān)于鋼板的鐵素體、馬氏體的體積分率，對(duì)與鋼板的軋制方向平行的板厚截面進(jìn)行研磨后，用3％硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，使用SEM(掃描電子顯微鏡)以2000倍、5000倍的倍率進(jìn)行觀察，根據(jù)數(shù)點(diǎn)法(遵照ASTM E562-83(1988))測(cè)定面積率，并將該面積率作為體積分率。對(duì)于鐵素體以及馬氏體的平均結(jié)晶粒徑，能夠使用Media Cybernetics公司生產(chǎn)的“Image-Pro”，通過(guò)獲取預(yù)先從鋼板組織照片分別識(shí)別了鐵素體以及馬氏體晶粒的照片來(lái)計(jì)算各相的面積，計(jì)算當(dāng)量圓直徑，并對(duì)它們的值求平均而求得鐵素體以及馬氏體的平均結(jié)晶粒徑。

就殘余奧氏體的體積分率而言，將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，并通過(guò)該板厚1/4面的衍射X射線強(qiáng)度而求得殘余奧氏體的體積分率。具體來(lái)說(shuō)，以Mo的Kα射線為射線源，以加速電壓50keV利用X射線衍射法(裝置：Rigaku公司生產(chǎn)“RINT2200”)，測(cè)定鐵的鐵素體的{200}面、{211}面、{220}面和奧氏體的{200}面、{220}面、{311}面的X射線衍射線的積分強(qiáng)度，并使用這些測(cè)定值，根據(jù)《X射線衍射手冊(cè)》(2000年，理學(xué)電機(jī)株式會(huì)社)p.26，62-64所記載的公式求得殘余奧氏體的體積分率。對(duì)于殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑，使用EBSD(電子背散射衍射法)以5000倍的倍率進(jìn)行觀察，使用上述的“Image-Pro”來(lái)計(jì)算當(dāng)量圓直徑，并對(duì)它們的值求平均而求得。關(guān)于殘余奧氏體的長(zhǎng)徑比，使用SEM(掃描電子顯微鏡)以及TEM(透射電子顯微鏡)以5000倍、10000倍、20000倍的倍率進(jìn)行觀察，求得10處的平均長(zhǎng)徑比。表4以及表5中，殘余奧氏體的長(zhǎng)徑比為4以上的為“○”，低于4的為“×”。殘余奧氏體中的平均C濃度([Cγ％])能夠?qū)⑹褂肅oKα射線從fcc鐵的衍射面(220)求得的晶格常數(shù)a和[Mn％]、[Al％]代入下述(2)式來(lái)計(jì)算而求得。

a＝3.578+0.033[Cγ％]+0.00095[Mn％]+0.0056[Al％]

…(2)

在此，[Cγ％]為殘余奧氏體中的平均C濃度(質(zhì)量％)，[Mn％]、[Al％]分別為Mn、Al的含量(質(zhì)量％)。

另外，通過(guò)SEM(掃描電子顯微鏡)、TEM(透射電子顯微鏡)、FE－SEM(場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡)觀察鋼板組織，決定鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體以外的鋼組織的種類。關(guān)于組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結(jié)晶粒徑，使用上述的“Image-Pro”，根據(jù)鋼板組織照片計(jì)算當(dāng)量圓直徑，對(duì)它們的值求平均而求得。

各鋼板的金屬組織示于表4以及表5，另外，拉伸特性和擴(kuò)孔率的測(cè)定結(jié)果示于表6。

根據(jù)表6，本發(fā)明例的鋼板均能在確保980MPa以上的抗拉強(qiáng)度和75％以上的屈強(qiáng)比的同時(shí)，得到20.0％以上的伸長(zhǎng)率和35％以上的擴(kuò)孔率這樣良好的加工性。與此相對(duì)，比較例的抗拉強(qiáng)度、屈強(qiáng)比、伸長(zhǎng)率、擴(kuò)孔率中的至少一個(gè)特性較差。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

※下劃線部：不在目標(biāo)范圍內(nèi)。