屈服强度低、材质变化小的高强度冷轧钢板的制造方法

摘要

一种低YP且材质变化小的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢热轧和冷轧后，以小于3℃/秒的平均加热速度在680～740℃间进行加热，在高于740℃且低于820℃的退火温度下进行退火，以2～30℃/秒的平均冷却速度在退火温度～650℃间、以10℃/秒以上的平均冷却速度在650℃～下述T

说明书

技术领域

本发明涉及汽车、家电等用途中经由冲压成形工序而使用的冲压成形用高强度冷轧钢板的制造方法。

背景技术

一直以来，对于发动机罩、车门、行李箱盖、后门、挡泥板等要求抗凹性的汽车覆盖件而言，可以应用以极低碳钢为基础，添加了Nb、Ti等碳氮化物形成元素来抑制固溶C量的拉伸强度TS：340MPa级的BH钢板(烧结硬化型钢板，下面简称为340BH)、TS：270MPa级的IF钢板(Interstitial Free钢板，下面简称为270IF)。近年来，由于车体轻量化需求的进一步提高，因此正在推进进一步使上述覆盖件高强度化而使抗凹性提高，且使钢板薄壁化的研究。并且，也正在推进以与现状相同的板厚通过高强度化来谋求抗凹性提高的研究，以及谋求赋予BH的烧结涂装工序的低温、短时间化的研究。

但是，若期望以屈服强度YP：230MPa的340BH、YP：180MPa的270IF为基础，进一步添加Mn、P等固溶强化元素而进行高强度化，从而使钢板薄壁化，则产生表面变形的问题。这里，表面变形是指由YP的增加而产生的冲压成形面的微小折皱、波浪形的图案，若产生该表面变形，则车门、行李箱盖等的外观性、设计性显著受损。因此，在上述用途中，一方面期望使冲压成形及烧结涂装后的屈服应力YP增加至现有以上，一方面期望在冲压成形前具有极低的YP。

根据上述背景，例如，在专利文献1中公开了通过将含有C：0.005～0.15％、Mn：0.3～2.0％、Cr：0.023～0.8％的钢的退火后的冷却速度优化，形成主要由铁素体和马氏体构成的复合组织，从而得到兼具低的YP、高的加工硬化WH、高的BH的钢板的方法。专利文献2中公开了将含有C：0.01～0.04％、Mn：0.3～1.6％、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、且满足1.3≤Mn+1.29Cr+3.29Mo≤2.1％的钢退火后，以100℃/秒以上的冷却速度在至少550℃以下的温度范围内进行冷却，使钢中的固溶C增加，制造具有高的BH的高强度冷轧钢板的方法。专利文献3中公开了通过将含有C：0.0025％以上且小于0.04％、Mn：0.5～2.5％、Cr：0.05～2.0％的钢退火后，以15～200℃/秒的冷却速度在650～450℃的温度范围内进行冷却，然后以小于10℃/秒的冷却速度在200～300℃附近的温度范围内进行冷却，从而得到由铁素体和低温相变相构成的BH高且冲压成形后的表面品质优良的高强度冷轧钢板的制造方法。

专利文献1：日本特公昭62-40405号公报

专利文献2：日本特开2006-233294号公报

专利文献3：日本特开2006-52465号公报

发明内容

但是，通过上述专利文献1～3所记载的制造方法制造的高强度冷轧钢板存在如下问题。

i)低YP化不充分，若冲压成形为门板等，则与340BH相比表面变形量仍然较大。

ii)在上述复合组织型的高强度冷轧钢板中，由于为了强化而使硬质的马氏体等第2相分散，因此本质上容易发生材料特性的变化。例如，由于第2相的比例受到钢中的数十ppm的C量、20～50℃的退火温度的变化的显著影响，因此与现有的通过Mn、P来固溶强化的340BH、270IF相比材质变化较大。

本发明鉴于上述情况而完成，其目的在于，提供YP足够低、且材质变化小的高强度冷轧钢板的制造方法。

本发明人以复合组织型的高强度冷轧钢板为对象，对一面确保与现有同等以上的高的BH，一面更进一步地降低YP，同时使材质变化小的方法进行了专心研究，结果发现以下见解。

I)通过适当地控制Mn和Cr的组成范围，并在退火时在预定的温度范围内缓慢加热，使第2相粗大并且均匀地分散，从而可以在谋求低YP化的同时，将YP相对于退火温度的变化控制在较低水平。

II)并且，通过优化Mn和Cr的组成范围来抑制固溶C量的过度减少，能得到高的BH。

本发明基于上述见解而完成，提供一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢热轧和冷轧后，以小于3℃/秒的平均加热速度在680～740℃的温度范围内进行加热，在高于740℃且低于820℃的退火温度下进行退火，以2～30℃/秒的平均冷却速度在从所述退火温度到650℃的温度范围内进行冷却，以10℃/秒以上的平均冷却速度在从650℃到通过下述(1)式得到的T_C℃的温度范围内进行冷却，以0.2～10℃/秒的平均冷却速度在从所述T_C℃到200℃的温度范围内进行冷却，其中，所述钢的成分组成，以质量％计，含有C：大于0.01％且小于0.08％、Si：0.2％以下、Mn：0.8％以上且小于1.7％、P：0.03％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.3％以下、N：0.01％以下、Cr：大于0.4％且在2％以下，而且满足1.9＜[Mneq]＜3及0.34≤[％Cr]/[％Mn]，余量由铁及不可避免的杂质构成，

T_C＝410-40×[％Mn]-30×[％Cr]……(1)

其中，[Mneq]为Mn当量，表示[Mneq]＝[％Mn]+1.3×[％Cr]，[％Mn]、[％Cr]分别表示Mn、Cr的含量。

在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，优选在退火时，以小于2℃/秒的平均加热速度在680～740℃的温度范围内进行加热。

并且，优选使用满足0.55≤[％Cr]/[％Mn]的钢，或者进而优选以质量％计含有B：0.005％以下。另外，优选以质量％计含有Mo：0.15％以下及V：0.2％以下中的至少1种。并且，优选以质量％计含有Ti：小于0.014％、Nb：小于0.01％、Ni：0.3％以下及Cu：0.3％以下中的至少1种。

根据本发明，可以制造YP低、材质变化小的高强度冷轧钢板。并且，通过本发明的方法制造的高强度冷轧钢板，由于具备优良的耐表面变形性及抗凹性，因此适于汽车部件的高强度化、薄壁化。

附图说明

图1是表示退火时的平均加热速度与YP的关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明的详细内容进行说明。另外，表示成分的量的％，若无特殊说明则表示质量％。

1)成分组成

C：大于0.01％且小于0.08％

C是为了确保预定量的第2相而必须的元素。若C的添加量过少则不能确保足够量的第2相，不能得到低的YP。并且，若不能确保足够高的BH，则同时耐时效性也变差。为了确保足够量的第2相，需要添加大于0.01％的C。另一方面，若C量达到0.08％以上，则第2相的比例过度增大、YP增加。因此，使C量的上限小于0.08％。为了得到更低的YP，优选使C量小于0.06％，为了得到进一步低的YP，更优选使C量小于0.04％。

Si：0.2％以下

由于通过微量添加Si而具有使热轧时的锈皮生成延迟、改善表面品质的效果；钢板的显微组织更加均匀、粗大化的效果；改善对冲压成形时对模具的烧结(咬模)的效果等，因此从上述观点出发可以进行添加。但是，Si的固溶强化能大，使YP增加的效果大，因此使Si量为YP上升的影响小的范围、即0.2％以下。优选为0.1％以下。

Mn：0.8％以上且小于1.7％

Mn能提高淬透性，并且通过优化其含量，将固溶C量降低至预定范围，能实现低YP化和高BH化。若Mn量小于0.8％，则退火时的冷却过程中固溶C量过度增加，在小于400℃的温度范围内实施过时效处理时大量的固溶C在马氏体周围的变形处析出，而难以进行充分地低YP化。另外，若固溶C量过度增加则耐时效性也变差。另一方面，若Mn量达到1.7％以上，则固溶C量过度减少、BH降低。并且，在Mn的固溶强化增加的基础上，第2相微小化，从而导致YP的上升、YP相对于退火温度的变化。因此，使Mn量为0.8％以上且小于1.7％。

P：0.03％以下

P的固溶强化量大，从低YP化的观点出发优选尽量减少。但是，由于其具有使钢板的显微组织更粗大化的效果、改善冲压成形时对模具的烧结的效果等，因此可以在对YP上升的不良影响小的、0.03％以下的范围内进行添加。

S：0.02％以下

S虽然在钢中作为MnS析出，但若其含量多则使钢板的延展性降低，且使冲压成形性降低。并且，在热轧钢坯时使热延展性降低，易产生表面缺陷。因此，虽然使S量为0.02％以下，但优选尽量减少。

Sol.Al：0.3％以下

Al作为脱氧元素或将N固定为AlN而使耐时效性提高的元素使用，在热轧后的卷取时或退火时形成微小的AlN而抑制铁素体的晶粒生长，阻碍低YP化。从降低钢中的氧化物、或使耐时效性提高的观点出发，可以添加0.02％以上的Al。另一方面，从使晶粒生长性提高的观点出发，虽然通过使卷取温度为620℃以上，铁素体的晶粒生长性提高，但优选尽量减少微小的AlN。而且，虽然优选使sol.Al量为0.15％以上，从而使AlN在卷取时粗大地析出，但若大于0.3％则导致成本增加，因此使sol.Al量为0.3％以下。但是，若添加sol.Al大于0.1％，则使铸造性变差，成为表面品质变差的原因，因此在要求严格管理表面品质的覆盖件的用途中，优选使sol.Al量为0.1％以下。

N：0.01％以下

N在热轧后的卷取时或退火时析出而形成微小的AlN，阻碍晶粒生长性。因此，虽然使N量为0.01％以下，但优选尽量减少。并且，若N量增加则导致耐时效性的变差。从提高晶粒生长性及提高耐时效性的观点出发，优选N量小于0.008％，更优选小于0.005％。

Cr：大于0.4％且为2％以下

Cr在本发明中是最重要的元素，其固溶强化量小，并且使作为第2相的马氏体微小化，具有提高淬透性的效果，因此是在低YP化及减小材质变化方面有效的元素。为了发挥上述效果，需要控制下面所说明的Mn当量、与Mn的组成比，需要添加大于0.4％的Cr。另一方面，若Cr量超过2％则导致成本增加、镀层钢板的表面品质变差，因此使Cr量为2％以下。

1.9＜[Mneq]＜3

通过控制退火时的冷却速度，使本发明中定义的Mn当量、即上述的[Mneq]大于1.9，从而将固溶C量降低至适当的范围，同时抑制珠光体、贝氏体的生成，能得到低的YP、高的BH。而且从降低YP的观点出发，优选使[Mneq]大于2.1，更优选大于2.2。另一方面，若[Mneq]过度增加则导致BH的降低、成本增加，因此使[Mneq]小于3。

0.34≤[％Cr]/[％Mn]

即使[Mneq]相同，也可以通过使Cr量和Mn量的比、即[％Cr]/[％Mn]为0.34以上，使第2相粗大化，从而能降低Mn的固溶强化，因此能够降低YP，减小材质变化。而且对于低YP化、减小材质变化来说，优选0.55≤[％Cr]/[％Mn]。

虽然余量是铁及不可避免的杂质，但还可以含有预定量的以下元素。

B：0.005％以下

B也同样是提高淬透性的元素，并且具有将N固定为BN而使晶粒生长性提高的作用。但是，若过量添加B，则由于残留的固溶B的影响，第2相反而微小化，因此优选使B量为0.005％以下。在本发明的钢中，通过添加大于0.001％的B，提高铁素体的晶粒生长性的效果也得到充分发挥，能得到极低的YP。因此，优选含有大于0.001％的B。

Mo：0.1％以下

Mo与Mn、Cr同样是提高淬透性的元素，可以以提高淬透性为目的进行添加。但是，若过量添加，则与Mn同样地使第2相微小化、硬质化而使YP增加，因此优选在对YP上升的影响小的、0.1％以下的范围内添加Mo。从进一步降低YP及ΔYP的观点出发，优选使Mo量小于0.02％(无添加)。

V：0.2％以下

V同样是提高淬透性的元素，但若添加大于0.2％则导致成本显著提高，因此优选在0.2％以下的范围内添加V。

Ti：小于0.014％

Ti具有固定N而使耐时效性提高的效果和使铸造性提高的效果。但是，由于在钢中形成TiN、TiC、Ti(C，N)等微小的析出物而阻碍晶粒生长性，因此从低YP化的观点出发，优选使Ti量小于0.014％。

Nb：小于0.01％

Nb通过使热轧下的再结晶延迟来控制织构，具有降低与轧制方向成45度方向的YP的效果。但是，由于在钢中形成微小的NbC、Nb(C，N)而使晶粒生长性显著变差，从而使YP增加，因此优选在YP上升的影响小的、小于0.01％的范围内含有Nb。

Cu：0.3％以下

Cu是在积极地利用废金属等时混入的元素，由于容许混入Cu因此可以将循环利用材料作为原材料来充分利用，能够缩减制造成本。虽然Cu给钢板的材质带来的影响小，但若过量混入则成为表面瑕疵的原因，因此优选使Cu量为0.3％以下。

Ni：0.3％以下

虽然Ni对钢板的材质的影响也小，但从添加Cu时降低表面瑕疵的观点出发是可以添加的。但是，若过量地添加Ni则促进锈皮的不均匀性引起的表面缺陷产生，因此优选使Ni量为0.3％以下。

2)制造条件

在本发明的制造方法中，如上所述，将具有上述的成分组成的钢坯热轧和冷轧后，以小于3℃/秒的平均加热速度在680～740℃的温度范围内进行加热，在高于740℃且低于820℃的退火温度下进行退火，以2～30℃/秒的平均冷却速度在从上述退火温度到650℃的温度范围内进行冷却，以10℃/秒以上的平均冷却速度在从650℃到通过上述(1)式得到的T_C℃的温度范围内进行冷却，以0.2～10℃/秒的平均冷却速度在从上述T_C℃到200℃的温度范围内进行冷却。

热轧

对于热轧钢坯来说，可以通过将钢坯加热后轧制的方法、将连铸后的钢坯不加热而直接轧制的方法、对连铸后的钢坯实施短时间加热处理后轧制的方法等进行。热轧可以根据常用方法来实施，例如，可以使钢坯加热温度为1100～1300℃、终轧温度在Ar₃相变点以上、终轧后的平均冷却速度为10～200℃/秒、卷取温度为400～720℃。为了得到覆盖件用的美丽的镀层表面品质，优选使钢坯加热温度为1200℃以下、终轧温度为850℃以下。并且，为了除去钢板表面上生成的1次、2次锈皮，优选充分进行除锈。从降低YP的观点出发，优选卷取温度高，优选使卷取温度为640℃以上。特别是，若卷取温度达到680℃以上，则可以在热轧板的状态下使Mn、Cr在第2相充分地富集，并使之后的退火工序中的γ的稳定性提高，从而赋予低YP化。并且，为了降低钢板的r值的面内各向异性、或将与轧制方向成45度方向的YP抑制在较低水平，优选使终轧后的冷却速度增大至40℃/秒以上。

冷轧

在冷轧中，优选使轧制率为50～85％。

退火

退火时的平均加热速度：小于3℃/秒

退火后，为了使粗大的第2相均匀分散而谋求低YP化并且减小材质变化，控制680℃～740℃的温度范围内的加热速度是有效的。这是因为，在[Mneq]大于1.9的成分体系中，退火后的第2相容易微小化，由于Mn高，因此A_C1相变点变得过低，在再结晶没有结束时，未再结晶状态的铁素体晶界表面上形成γ粒子，或者即使再结晶结束，仍在再结晶后的微小的铁素体晶粒上形成γ粒子，钢板的YP容易上升。

将含有C：0.028％、Si：0.01％、Mn：1.6％、P：0.01％、S：0.01％、sol.Al：0.04％、Cr：0.8％、N：0.003％的钢在实验室中熔炼，制造27mm厚的钢坯。将该钢坯加热至1250℃，在830℃的终轧温度下热轧至2.3mm，在620℃下实施1小时的卷取处理。以67％的轧制率将得到的热轧板冷轧至0.75mm。在将得到的冷轧板退火时，使680～740℃的温度范围的平均加热速度在0.3～20℃/秒内变化，实施780℃×40秒的均热处理，以7℃/秒的平均冷却速度在从退火温度到650℃的温度范围内进行冷却，以25℃/秒的速度在从650℃到300℃的温度范围内进行冷却，然后以0.5℃/秒的速度在从300℃到200℃的温度范围内进行冷却，空冷至室温。从得到的钢板上采集JIS 5号拉伸试验片，进行拉伸试验(根据JISZ2241，拉伸方向是与轧制方向成直角的方向)，利用SEM进行组织观察。

图1示出退火时的680～740℃的温度范围的平均加热速度与YP的关系。若平均加热速度小于3℃/秒，则能得到200MPa以下的YP，若加热速度小于2℃/秒，则能得到195MPa以下的YP。并且，此时通过SEM确认了第2相更加粗大，且均匀地分散。而且，对于在各种加热速度下进行了退火的钢板，调查了对材质变化的影响。即，对于各钢板，使退火温度在760～810℃内变化，调查使退火温度变化50℃时YP的变化量ΔYP，结果可知，退火时的680～740℃的加热速度为20℃/秒的样品，ΔYP为20MPa，与此相对，加热速度小于3℃/秒的钢板，ΔYP降低至小于15MPa。这样，通过控制预定的温度范围的加热速度，能得到YP低、ΔYP相对于退火温度小的钢板。

退火温度：高于740℃且低于820℃

退火温度为740℃以下时碳化物的固溶变得不充分，因此不能稳定地确保第2相。在820℃以上时退火中的γ的比例过大，Mn、C等元素向γ的富集变得不充分，不能得到足够低的YP。这认为是由于向γ的元素富集变得不充分，不能赋予马氏体周围充分的变形，并且在退火后的冷却过程中易产生珠光体、贝氏体相变。在通常的连续退火中实施的高于740℃的温度范围内，均热时间为20秒以上即可，更优选为40秒以上。

从退火温度到650℃的温度范围的平均冷却速度(1次冷却速度)：2～30℃/秒

为了使Mn、C在冷却中的γ粒子上富集、提高淬透性而谋求低YP化，需要使从退火温度到650℃的温度范围的平均冷却速度为2～30℃/秒。

从650℃到通过上述(1)式得到的T_C℃的温度范围的平均冷却速度(2次冷却速度)：10℃/秒以上

通过以10℃/秒以上的平均冷却速度在珠光体及贝氏体易生成的、从650℃到T_C℃所表示的Ms点附近的温度范围内进行冷却，能抑制珠光体及贝氏体的生成，得到足够低的YP。

从T_C℃到200℃的温度范围的平均冷却速度(3次冷却速度)：0.2～10℃/秒

通过以0.2～10℃/秒的平均冷却速度在从T_C℃到200℃的温度范围内进行冷却，能使过量残留的固溶C在铁素体中析出，从而能实现低YP化及高延展性。

通过本发明的制造方法制造的高强度冷轧钢板，在退火状态下的YPE1小于0.5％，YP也足够低，因此可以直接作为冲压成形用钢板而使用。但是，从使表面粗糙度的调整、板形状的平坦化等冲压成形性稳定化的观点出发，通常可以实施平整轧制。此时，从低YP、高E1、高WH化的观点出发，优选使伸长率为0.3～0.5％。

实施例

将表1所示的钢编号A～BB的钢熔炼后，连铸成230mm厚的钢坯。将该钢坯加热至1180～1250℃后，在830℃(钢编号A～D、I、R～V、X～BB)、880℃(钢编号E～H、J～Q、W)的终轧温度下实施热轧。然后，以20℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在540～640℃的卷取温度下实施卷取。得到的热轧板，酸洗后在67～78％的轧制率下进行冷轧，制成板厚0.75mm的冷轧板。得到的冷轧板，以表2、3所示的680～740℃的温度范围内的平均加热速度、退火温度、从退火温度到650℃的温度范围的1次平均冷却速度、从650℃到T_C℃的温度范围的2次平均冷却速度、从T_C℃到200℃的温度范围的3次平均冷却速度进行退火。从得到的退火状态的、即没有进行平整轧制的钢板上，在与轧制方向成直角的方向上采集JIS 5号试验片，进行拉伸试验(根据JISZ2241)，对YP、TS进行评价。并且，对各成分组成的钢板，求出使退火温度在760～810℃的范围内变化时YP的最大值与最小值的差，并将其作为YP的变化量ΔYP。而且，赋予与上述相同的试验片2％的预应变，求出在170℃下实施了20分钟的热处理后的YP的增加量BH。

将结果示于表2、3。

本发明例的钢板，与相同TS级的材料相比具有低的YP、即具有低的YR。而且，相对于退火温度的ΔYP也小，YP的稳定性优良。特别是，[Mneq]大于2.1、且[％Cr]/[％Mn]优化为0.55以上、而且将退火时的加热速度控制在小于3℃/秒的钢板，由于利用Mn、固溶C的固溶强化降低，并且第2相均匀地粗大化，因此YP低且ΔYP也小。例如，相对于钢编号A，钢编号B、C、D的钢，虽然[Mneq]增加，但由于[％Cr]/[％Mn]在0.34～0.41的范围内，因此随着[Mneq]的增加，珠光体、贝氏体的生成受到抑制，并且虽然固溶C降低，但第2相微小化，在加热速度1.5℃/秒、退火温度780℃的条件下，YP为191～197MPa、相对于退火温度的ΔYP在7～9MPa的范围内。与此相对，使[Mneq]增加至大于2.1且将[％Cr]/[％Mn]调整至0.55以上的钢编号E、F、G、H的钢等，在与钢编号A、B、C、D相同的制造条件下，YP为172～188MPa，相对于退火温度的ΔYP为4～6MPa，非常低。并且，使C增加时的YP的上升也非常小，使C增加至0.058％的钢编号K的钢，相对于490MPa的TS具有208MPa的非常低的YP。并且，使C增加至0.072％的钢编号L的钢，相对于541MPa的TS具有230MPa的非常低的YP。总而言之，对这些钢而言，即使使C变化也能稳定地得到ΔYP小、YR低的钢板。而且，由于优化了Mn和Cr的组成范围，因此虽然YP低，但仍具有高的BH。

与此相对，没有优化[Mneq]、退火时的加热速度及冷却速度的钢，与相同TS级的本发明钢相比，YR高。即使[Mneq]在预定范围内，对于没有优化[％Cr]/[％Mn]的钢编号S、V的钢来说，第2相微小、且Mn的固溶强化量也大，因此ΔYP和YP均高。并且，BH也低。添加了Mo的钢编号T的钢，具有第2相微小化的倾向，YP高且ΔYP大。C量不在预定范围内、结果第2相的比例不在预定范围内的钢编号U的钢，不能得到低的YR。添加了大量的P、Si的钢编号X、Y的钢，虽然第2相粗大化但固溶强化量过大，因此不能得到低的YP。如上所述，通过现有的钢不能得到兼具低YP、小ΔYP、高BH的钢板。