高強度冷軋鋼板及其制造方法

高強度冷軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發明提供伸長率和延伸凸緣性優良且具有高屈服比的拉伸強度為1180MPa以上的高強度冷軋鋼板及其制造方法。一種高強度冷軋鋼板，其具有以質量％計含有C：0.15～0.30％、Si：0.8～2.4％、Mn：2.4～3.5％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.05％、B：0.0002～0.0050％且余量由Fe和不可避免的雜質構成的成分組成，具有鐵素體為平均結晶粒徑3μm以下且體積百分率5％以下(包含0％)、殘余奧氏體為體積百分率10～20％、馬氏體為平均結晶粒徑4μm以下且體積百分率20％以下(包含0％)并且余量包含貝氏體和/或回火馬氏體的顯微組織，與鋼板的軋制方向平行的板厚截面內每100μm2中的粒徑0.1μm以上的滲碳體粒子的平均粒子數為30個以上。
【專利說明】
高強度冷軋鋼板及其制造方法
技術領域
[0001] 本發明涉及具有高屈服比的高強度冷乳鋼板及其制造方法，特別是涉及適合作為 汽車等結構部件的構件的高強度冷乳鋼板。
【背景技術】
[0002] 近年來，由于環境問題的增多，C02排放限制變得嚴格，在汽車領域，用于提高燃料 效率的車身的輕量化成為課題。因此，通過將高強度鋼板應用于汽車部件來推進薄壁化，特 別是推進拉伸強度(TS)為llSOMPa以上的高強度冷乳鋼板的應用。
[0003] 汽車的結構用構件、增強用構件中使用的高強度鋼板要求成形性優良。特別是對 于具有復雜形狀的部件中使用的高強度鋼板，不是要求僅伸長率或延伸凸緣性(也稱為擴 孔性)這樣的特性優良，而是要求伸長率和延伸凸緣性這兩者都優良。此外，結構用構件、增 強用構件等的汽車用部件要求優良的碰撞吸收能特性。為了提高汽車用部件的碰撞吸收能 特性，提高作為原材的鋼板的屈服比是有效的。使用屈服比高的鋼板的汽車用部件即使在 低變形量下也能夠高效地吸收碰撞能。需要說明的是，在此，屈服比（YR)是表示屈服應力 (YS)相對于拉伸強度(TS)之比的值，由YR = YS/TS表示。
[0004] 以往，作為兼具高強度和成形性的高強度薄鋼板，已知鐵素體-馬氏體組織的雙相 鋼(DP鋼）（專利文獻1)。作為使主相為鐵素體并分散有馬氏體的復合組織鋼的DP鋼為低屈 月艮比，TS也高，伸長率也優良。
[0005] 另外，作為兼具高強度和優良的延展性的鋼板，可以列舉利用殘余奧氏體的相變 誘發塑性(TRansformation Induced Plasticity)的TRIP鋼板(專利文獻2)。該TRIP鋼板具 有含有殘余奧氏體的鋼板組織，在馬氏體相變開始溫度以上的溫度下加工變形時，利用應 力使殘余奧氏體誘發相變為馬氏體，從而得到大的伸長率。
[0006] 現有技術文獻
[0007] 專利文獻
[0008] 專利文獻1:日本特開2011-052295號公報 [0009] 專利文獻2:日本特開2005-240178號公報

【發明內容】

[0010] 發明所要解決的問題
[0011] 但是，一般而言，DP鋼在馬氏體相變時在鐵素體中導入可動位錯，因此變成低屈服 比，碰撞吸收能特性降低。另外，對于活用殘余奧氏體的鋼板而言，也不是在llSOMPa以上的 高強度范圍內提高了伸長率和延伸凸緣性的鋼板。
[0012] 如上所述，對于llSOMPa以上的高強度鋼板而言，難以在保持優良的碰撞吸收能特 性的同時確保沖壓成形性優良的伸長率和延伸凸緣性。而且。實際情況是還沒有開發出兼 具這些特性（屈服比、強度、伸長率、延伸凸緣性）的鋼板。
[0013] 本發明是鑒于這樣的情況而完成的。本發明的目的在于解決上述現有技術的問 題，提供伸長率和延伸凸緣性優良且具有高屈服比的高強度冷乳鋼板及其制造方法。
[0014] 用于解決問題的方法
[0015] 本發明人反復進行了深入研究，結果發現，通過以特定的比率控制鋼板的顯微組 織中的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體的體積百分率并且控制鐵素體和馬氏體的平均結晶粒 徑、以及析出的滲碳體粒子的分布狀態，能夠在確保高屈服比的同時一并得到高伸長率特 性以及優良的延伸凸緣性。本發明立足于上述的見解。
[0016] 首先，本發明人對鋼板的顯微組織與如上所述的拉伸強度、屈服比、伸長率、延伸 凸緣性之類的特性的關系進行了研究，如下進行了考察。
[0017] a)在鋼板組織中存在有具有高硬度的馬氏體或殘余奧氏體的情況下，在擴孔試驗 中，在沖裁加工時在鐵素體與馬氏體或殘余奧氏體的界面、特別是與軟質的鐵素體的界面 產生空隙，在之后的擴孔過程中空隙彼此連接、發展，由此發生龜裂。因此，難以確保良好的 延伸凸緣性。另一方面，通過在鋼板組織中含有殘余奧氏體、軟質的鐵素體，伸長率提高。因 此，從確保llSOMPa以上的強度、并且使伸長率和延伸凸緣性良好的觀點考慮，優選形成含 有殘余奧氏體、使鐵素體的體積百分率減少的顯微組織，減少顯微組織中的各相的硬度差。
[0018] b)通過在鋼板組織內含有位錯密度高的貝氏體、回火馬氏體，屈服比增高，但對伸 長率的影響小。
[0019] 因此，本發明人反復進行了深入研究。結果得到了如下見解:對作為空隙產生源的 軟質相和硬質相的體積百分率進行調節，控制作為硬質中間相的回火馬氏體中或貝氏體中 析出的滲碳體粒子的分布狀態，使其與硬質相的硬度差降低，由此，能夠在確保強度和延伸 凸緣性的同時得到伸長率的提高和高屈服比。
[0020] 另外得到了如下見解:為此，適量添加 B并且使熱乳鋼板的顯微組織成為貝氏體均 質組織(在板厚方向1/4位置，貝氏體的體積百分率為100%)后，實施熱處理(第一熱處理）， 控制熱乳鋼板中的元素、碳化物的分布狀態，接著，對這樣的熱乳鋼板進行冷乳后，控制連 續退火(第二熱處理）中的冷卻條件、冷卻后的保持條件等條件，由此，能夠控制貝氏體相 變、殘余奧氏體生成、主要在貝氏體和回火馬氏體中析出的滲碳體的分布狀態，能夠制造形 成有期望的顯微組織的鋼板。
[0021] 在此，使用B作為淬火元素是重要的。即，過量添加例如Μη等作為淬火元素時，不僅 回火馬氏體和馬氏體的硬度增高，而且馬氏體相變開始點降低。因此，在作為用于得到回火 馬氏體的前段的使馬氏體相變時的冷卻中，必須降低冷卻停止溫度，需要過度的冷卻能力， 成本增大。Β能夠在不使馬氏體相變開始點降低的情況下確保淬透性，因此，能夠降低冷卻 所需的成本。此時，在熱乳時的精乳后的冷卻中，Β也能夠抑制鐵素體、珠光體的生成，在使 熱乳鋼板的鋼板組織成為貝氏體均質組織的方面是有效的。而且，在使熱乳鋼板的組織成 為貝氏體均質組織后，通過之后實施的第一熱處理使C、Mn的濃度分配變得均勻，進而在之 后實施的第二熱處理時，將加熱速度設定為預定范圍，由此，能夠控制鐵素體、馬氏體的晶 粒的微細化和滲碳體粒子的分布狀態，能夠形成期望的鋼板組織。
[0022] 本發明人發現，通過將Μη量設定為2.4~3.5%、以0.0002~0.0050%的范圍添加 B 并且控制熱乳、冷乳后的退火條件，能夠在使鐵素體和馬氏體的結晶粒徑微細化的同時使 殘余奧氏體的體積百分率為足以確保伸長率的體積百分率，并且能夠控制析出的滲碳體粒 子的分布狀態。并且，本發明人發現，通過將鐵素體、貝氏體、回火馬氏體、馬氏體的體積百 分率控制為預定的范圍，能夠在確保高屈服比的同時提高伸長率和延伸凸緣性。
[0023]本發明基于上述見解，其主旨如下所述。需要說明的是，本發明以拉伸強度為 1180MPa以上的高強度冷乳鋼板作為對象。
[0024] [ 1]一種高強度冷乳鋼板，其具有以質量％計含有C:0.15~0.30%、Si :0.8~ 2.4%、]^:2.4~3.5%、？:0.08%以下、5:0.005%以下、厶1 :0.01~0.08%川:0.010%以下、 Ti :0.002~0.05%、B:0.0002~0.0050%且余量由Fe和不可避免的雜質構成的成分組成， [0025]具有鐵素體為平均結晶粒徑3μπι以下且體積百分率5%以下（包含0%)、殘余奧氏 體為體積百分率10~20%、馬氏體為平均結晶粒徑4μπι以下且體積百分率20%以下（包含 〇%)并且余量包含貝氏體和/或回火馬氏體的顯微組織，
[0026] 與鋼板的乳制方向平行的板厚截面內每100μL?2中的粒徑Ο.?μπι以上的滲碳體粒子 的平均粒子數為30個以上。
[0027] [2]如上述[1]所述的高強度冷乳鋼板，其中，作為成分組成，以質量％計還含有選 自V:0.10%以下、Nb:0.10%以下中的一種以上。
[0028] [3]如上述[1]或[2]所述的高強度冷乳鋼板，其中，作為成分組成，以質量％計還 含有選自Cr :0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni :0.50%以下中的一種以上。
[0029] [4]如上述[1]~[3]中任一項所述的高強度冷乳鋼板，其中，作為成分組成，以質 量％計還含有合計為0.0050 %以下的Ca和/或REM。
[0030] [5]-種高強度冷乳鋼板的制造方法，其中，
[0031]對具有上述[1]~[4]中任一項所述的成分組成的鋼坯在熱乳開始溫度為1150~ 1300°C、精乳結束溫度為850~950°C的條件下進行熱乳，
[0032]在熱乳結束后1秒以內開始冷卻，將以80 °C/秒以上的第一平均冷卻速度冷卻至 650°C以下作為一次冷卻，接著，將以5°C/秒以上的第二平均冷卻速度冷卻至550°C以下作 為二次冷卻，
[0033]然后，在550°C以下的卷取溫度下卷取，
[0034]然后，進行在400~750°C的溫度范圍內保持30秒以上的第一熱處理，
[0035]接著進行冷乳，
[0036]接著，實施如下的連續退火作為第二熱處理：以3~30°C/秒的平均加熱速度加熱 至830°C以上的溫度范圍，在作為第一均熱溫度的830°C以上的溫度下保持30秒以上，然后， 以3 °C /秒以上的平均冷卻速度從第一均熱溫度冷卻至滿足下述式（1)的Ta °C的冷卻停止溫 度范圍，接著加熱至滿足下述式(2)的Tb°C的溫度范圍，在作為第二均熱溫度的滿足下述式 (2)的Tb°C的溫度范圍內保持20秒以上，然后，冷卻至室溫，
[0037] 式（1):
[0038] 0.35彡l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Ta)}彡0.95
[0039] 式（2):
[0040] -3.0彡l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Tb)}<0.35
[0041] 在此，式中的[M]表示元素 M的含量(質量％)。
[0042] 發明效果
[0043] 根據本發明，通過控制鋼板的組成和顯微組織，能夠穩定地得到拉伸強度為 1180MPa以上、屈服比為75%以上、伸長率為17%以上和擴孔率為30%以上的、伸長率和延 伸凸緣性均優良的高強度冷乳鋼板。
【具體實施方式】
[0044] 首先，對本發明的高強度冷乳鋼板的成分組成的限定理由進行說明。需要說明的 是，以下中，鋼的成分組成的"％"表示是指質量％。
[0045] C:0.15 ~0.30%
[0046] C是對鋼板的高強度化有效的元素，其參與本發明中的貝氏體、回火馬氏體、殘余 奧氏體和馬氏體這樣的第二相形成而有助于高強度化。此外，C提高馬氏體和回火馬氏體的 硬度。C量低于0.15%時，難以確保所必需的貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體和馬氏體的體 積率。因此，C量設定為0.15 %以上。優選為0.16 %以上。另一方面，C量超過0.30 %時，鐵素 體、回火馬氏體、馬氏體的硬度差增大，因此，延伸凸緣性降低。因此，C量設定為0.30%以 下。優選為0.26%以下。
[0047] Si:0.8 ~2.4%
[0048] Si在貝氏體相變時抑制碳化物生成而有助于殘余奧氏體的形成。為了形成充分的 殘余奧氏體，需要將Si量設定為0.8%以上。優選為1.2%以上。但是，過量添加 Si時，化學轉 化處理性降低，因此，將其Si量設定為2.4%以下。優選為2.1%以下。
[0049] Μη: 2.4~3.5%
[0050] Μη是通過固溶強化和生成第二相而有助于高強度化的元素。另外，Μη是使奧氏體 穩定化的元素，是第二相的分率控制所必需的元素。此外，Μη是用于使熱乳鋼板的組織通過 貝氏體相變而進行均質化所必需的元素。為了該效果，需要含有2.4%以上的Μη。另一方面， 在過量含有的情況下，馬氏體的體積率變得過量，并且馬氏體和回火馬氏體的硬度增加，延 伸凸緣性降低，因此，將Μη的含量設定為3.5 %以下。優選為3.3 %以下。
[0051 ] Ρ:0·08% 以下
[0052] Ρ通過固溶強化而有助于高強度化，但過量添加時，向晶界的偏析變得顯著而使晶 界脆化，或者使焊接性降低。因此，Ρ的含量設定為0.08%以下。優選為0.05%以下。
[0053] S:0.005% 以下
[0054] S的含量多時，MnS等硫化物大量生成，以延伸凸緣性為代表的局部伸長率降低。因 此，S的含量的上限設定為0.005%。優選S含量為0.0045%以下。下限沒有特別限定，但極低 的S化會使煉鋼成本升高，因此，優選將S的含量的下限設定為0.0005%。
[0055] Α1:0·01 ~0.08%
[0056] Α1是脫氧所必需的元素，為了得到該效果，優選將Α1含量設定為0.01%以上。另一 方面，即使含有超過0.08 %的Α1，效果也飽和，因此，將Α1含量設定為0.08 %以下。優選為 0.05%以下。
[0057] Ν:0·010% 以下
[0058] Ν形成粗大的氮化物而使彎曲性、延伸凸緣性劣化，因此，需要抑制其含量。Ν量超 過0.010 %時，該傾向變得顯著，因此，將Ν的含量設定為0.010 %以下。優選為0.0050 %以 下。
[0059] Ti:0.002 ~0.05%
[0060] Ti是通過形成微細的碳氮化物而能夠有助于強度升高的元素。此外，Ti比B更容易 生成氮化物，因此，為了不使本發明中作為必要元素的B與N反應，也需要Ti。為了發揮這樣 的效果，需要將Ti的含量的下限設定為0.002%。優選為0.005%。另一方面，大量添加 Ti時， 伸長率顯著降低，因此，將Ti的含量設定為0.05%以下。優選為0.035%以下。
[0061 ] Β:0·0002 ~0.0050%
[0062] Β是在不使馬氏體相變開始點降低的情況下提高淬透性的元素，是通過生成第二 相而有助于高強度化的元素。此外，Β具有在熱乳的精乳后進行冷卻時抑制鐵素體、珠光體 的生成的效果。為了發揮這樣的效果，需要將Β的含量設定為0.0002 %以上。優選為 0.0003%以上。另一方面，即使含有超過0.0050%的Β，其效果也飽和，因此，將Β的含量設定 為0.0050 %以下。優選為0.0040 %以下。
[0063]另外，本發明中，在上述的成分的基礎上，基于下述理由，可以進一步個別地或者 同時含有選自v:0.10%以下、Nb:0.10%以下中的一種以上、選自Cr :0.50%以下、Mo: 0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni :0.50%以下中的一種以上、合計為0.0050%以下的Ca和/ 或 REM〇
[0064] V:〇.l〇% 以下
[0065] V通過形成微細的碳氮化物而能夠有助于強度升高。為了具有這樣的作用，優選含 有0.01%以上的V。另一方面，即使添加大量的V，超過0.10%的部分的強度升高效果也小， 而且還導致合金成本的增加。因此，V的含量設定為0.10%以下。優選為0.05%以下。
[0066] Nb:0.10% 以下
[0067] Nb與V同樣，也通過形成微細的碳氮化物而能夠有助于強度升高，因此，可以根據 需要添加。為了發揮這樣的效果，優選將Nb的含量設定為0.005%以上。另一方面，大量添加 Nb時，伸長率顯著降低，因此，將其含量設定為0.10%以下。優選為0.05%以下。
[0068] Cr:0.50% 以下
[0069] Cr是通過生成第二相而有助于高強度化的元素，可以根據需要添加。為了發揮該 效果，優選含有〇. 10 %以上的Cr。另一方面，含量超過0.50 %時，馬氏體過量生成，因此，將 其含量設定為0.50%以下。
[0070] Μο:0·50% 以下
[0071 ] Mo與Cr同樣，也是通過生成第二相而有助于高強度化的元素。另外，還是進一步生 成一部分碳化物而有助于高強度化的元素，可以根據需要添加。為了發揮這些效果，優選含 有0.05%以上的Mo。即使含量超過0.50%，效果也飽和，因此，將其含量設定為0.50%以下。
[0072] Cu:0.50% 以下
[0073] Cu與Cr同樣，是通過生成第二相而有助于高強度化的元素。另外，還是通過固溶強 化而有助于高強度化的元素，可以根據需要添加。為了發揮這些效果，優選含有0.05%以 上。另一方面，即使含量超過0.50%，效果也飽和，并且容易產生因 Cu引起的表面缺陷，因 此，將其含量設定為0.50 %以下。
[0074] Ni:0.50% 以下
[0075] Ni與Cr同樣，也是通過生成第二相而有助于高強度化的元素，另外，與Cu同樣地通 過固溶強化而有助于高強度化，因此，可以根據需要添加。為了發揮這些效果，優選含有 0.05%以上。另外，與Cu同時添加時，具有抑制因 Cu引起的表面缺陷的效果，因此，在Cu添加 時特別有效。另一方面，即使含量超過〇. 50 %，效果也飽和，因此，將其含量設定為0.50 %以 下。
[0076] 0&和/或1^]\1:合計0.0050%以下
[0077] Ca和REM是使硫化物的形狀球狀化、有助于改善硫化物對延伸凸緣性的不利影響 的元素，可以根據需要添加。為了發揮這樣的效果，優選含有合計為0.0005%以上的Ca、REM 中的任意一種以上。另一方面，即使含有合計超過0.0050 %的Ca和/或REM，效果也飽和。因 此，Ca、REM在單獨添加或復合添加中的任一情況下均將其合計含量設定為0.0050%以下。 [0078] 上述以外的余量為Fe和不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，可以列舉例如Sb、 Sn、Zn、Co等。它們的含量的允許范圍為Sb:0.01%以下、Sn:0.1%以下、Zn:0.01%以下、Co: 0.1 %以下。另外，本發明中，即使在通常的鋼組成的范圍內含有Ta、Mg、Zr，也不會損害其效 果。
[0079]接著，對本發明的高強度冷乳鋼板的顯微組織詳細進行說明。
[0080]本發明的高強度冷乳鋼板具有鐵素體為平均結晶粒徑3μπι以下且體積百分率5% 以下(包含〇%)、殘余奧氏體為體積百分率10~20%、馬氏體為平均結晶粒徑4μπι以下且體 積百分率20%以下(包含0%)并且余量包含貝氏體和/或回火馬氏體的顯微組織，與鋼板的 乳制方向平行的板厚截面內每1 〇〇μπι2中的粒徑0. Ιμπι以上的滲碳體粒子的平均粒子數為30 個以上。
[0081 ]鐵素體:平均結晶粒徑3μπι以下且體積百分率5%以下(包含0% )
[0082]鐵素體是軟質的組織，如上所述，容易在與具有高硬度的馬氏體或殘余奧氏體的 界面在沖裁時生成空隙。鐵素體的體積百分率超過5%時，沖裁時的空隙生成量增加，延伸 凸緣性降低。此外，鐵素體的體積百分率超過5%而增多時，為了確保強度，需要也增高馬氏 體、回火馬氏體的硬度，難以兼顧強度和延伸凸緣性。因此，鐵素體的體積百分率設定為5% 以下。優選為3%以下，進一步優選為1 %以下。需要說明的是，鐵素體的體積百分率可以為 〇%。另外，鐵素體的平均結晶粒徑大于3μπι時，在擴孔時等在沖裁端面生成的空隙在擴孔中 容易連接，因此，無法得到良好的延伸凸緣性。因此，在顯微組織中具有鐵素體的情況下，將 其鐵素體的平均結晶粒徑設定為3μπι以下。
[0083] 殘余奧氏體:體積百分率10~20%
[0084]為了確保良好的延展性，需要將殘余奧氏體的體積百分率設定為10~20%的范 圍。殘余奧氏體的體積百分率低于10%時，僅能得到低伸長率，因此，殘余奧氏體的體積百 分率設定為10 %以上。優選為11 %以上。另外，殘余奧氏體的體積百分率超過20 %時，延伸 凸緣性劣化，因此，殘余奧氏體的體積百分率設定為20%以下。優選為18%以下。
[0085] 馬氏體:平均結晶粒徑4μπι以下且體積百分率20%以下(包含0% )
[0086]為了確保期望的強度并且確保延伸凸緣性，將馬氏體的體積百分率設定為20%以 下。優選為15%以下，更優選為12%以下。需要說明的是，馬氏體的體積百分率可以為0%。 另外，馬氏體的平均結晶粒徑大于4μπι時，在與鐵素體的界面生成的空隙容易連接，延伸凸 緣性劣化，因此，將馬氏體的平均結晶粒徑設定為4μπι以下。優選馬氏體的平均結晶粒徑的 上限為3μηι。
[0087]余量組織:包含貝氏體和/或回火馬氏體的組織
[0088]為了確保良好的延伸凸緣性、高屈服比，上述的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體以外 的余量需要含有貝氏體和/或回火馬氏體。優選貝氏體的體積百分率為15~50%、回火馬氏 體的體積百分率為30~70%。另外，優選含有貝氏體和回火馬氏體。回火馬氏體的平均結晶 粒徑優選為12μπι以下。需要說明的是，在此所述的貝氏體相的體積百分率是指貝氏體鐵素 體(位錯密度高的鐵素體)在觀察面中所占的體積比例。
[0089]與鋼板的乳制方向平行的板厚截面內每1 ΟΟμL?2中的粒徑0.1 μπι以上的滲碳體粒子 的平均粒子數為30個以上
[0090] 為了確保良好的擴孔性、高屈服比，需要在鋼板截面內具有每100Μ12中平均為30 個以上的粒徑O.lMi以上的滲碳體粒子。需要說明的是，在此，鋼板截面內是指，與鋼板的乳 制方向平行的板厚截面內。滲碳體粒子主要在貝氏體中或回火馬氏體中析出。這樣的滲碳 體粒子中粒徑〇 . Ιμπ?以上的滲碳體粒子的析出數在每1 〇〇μπ?2中平均少于30個時，回火馬氏 體、貝氏體的硬度增高，在與軟質相(鐵素體）、硬質相（馬氏體、殘余奧氏體）的界面容易生 成空隙，因此，延伸凸緣性劣化。優選為45個以上。
[0091] 需要說明的是，本發明的顯微組織中，除了上述的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體、貝 氏體和回火馬氏體以外，有時會生成珠光體等，但只要滿足上述的鐵素體、殘余奧氏體和馬 氏體的體積百分率、鐵素體、馬氏體的平均結晶粒徑、滲碳體粒子的分布狀態，就能夠實現 本發明的目的。但是，優選珠光體等除上述的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體、貝氏體和回火馬 氏體以外的組織的體積百分率合計為3%以下。
[0092]本發明的顯微組織的體積百分率和平均結晶粒徑可以通過后述的實施例中記載 的方法來測定。另外，0.1Μ1以上的滲碳體粒子的平均粒子數也可以通過后述的實施例中記 載的方法來測定。
[0093] 接著，對本發明的高強度冷乳鋼板的制造方法進行說明。
[0094] 本發明的高強度冷乳鋼板可以通過如下方法來制造:對具有上述成分組成的鋼坯 在熱乳開始溫度為1150~1300°C、精乳的結束溫度為850~950°C的條件下進行熱乳，在熱 乳結束后1秒以內開始冷卻，將以80 °C/秒以上的第一平均冷卻速度冷卻至650°C以下作為 一次冷卻，接著，將以5 °C /秒以上的第二平均冷卻速度冷卻至550 °C以下作為二次冷卻，然 后，進行550°C以下的卷取后，進行在400~750°C的溫度范圍內保持30秒以上的第一熱處 理，接著進行冷乳，接著實施如下的連續退火作為第二熱處理：以3~30 °C/秒的平均加熱速 度加熱至830°C以上的溫度范圍，在作為第一均熱溫度的830°C以上的溫度下保持30秒以 上，然后，以3 °C /秒以上的平均冷卻速度從第一均熱溫度冷卻至滿足下述式（1)的Ta °C的冷 卻停止溫度范圍，接著加熱至滿足下述式(2)的Tb°C的溫度范圍，在作為第二均熱溫度的滿 足下述式(2)的Tb°C的溫度范圍內保持20秒以上，然后，冷卻至室溫。
[0095] 式（1):
[0096] 0.35彡l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Ta)}彡0.95
[0097] 式（2):
[0098] -3.0彡l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Tb)}<0.35
[0099] 在此，式中的[M]表示元素 M的含量(質量％ )。
[0100]如上所述，本發明的高強度冷乳鋼板可以通過依次實施對上述成分組成的鋼坯進 行熱乳、冷卻、卷取的熱乳工序、進行第一熱處理的第一熱處理工序、進行冷乳的冷乳工序 和進行第二熱處理的第二熱處理工序來。以下，對各制造條件詳細進行說明。
[0101]需要說明的是，為了防止成分的宏觀偏析，本發明中使用的鋼坯優選通過連鑄法 來制造，但也可以通過鑄錠法、薄板坯鑄造法來制造。本發明中，除了制造鋼坯后暫時冷卻 至室溫、然后進行再加熱的現有方法以外，也可以沒有問題地應用在不進行冷卻的情況下 以熱片的狀態直接裝入加熱爐中、或者在進行保溫后立即進行乳制、或者鑄造后直接進行 乳制的直送乳制/直接乳制等節能工藝。
[0102] [熱乳工序]
[0103] 熱乳開始溫度：1150~130(TC
[0104] 鑄造上述成分組成的鋼坯后，不進行再加熱而使用1150~1300°C的溫度的鋼坯開 始熱乳，或者，將鋼坯再加熱至1150~1300°C后開始熱乳。熱乳開始溫度低于1150 °C時，乳 制負荷增大，生產率降低。另一方面，熱乳開始溫度高于1300°C時，僅是加熱成本增大。因 此，熱乳開始溫度設定為1150~1300°C。需要說明的是，鋼坯溫度設定為板厚方向平均溫 度。
[0105] 精乳結束溫度:850~950 Γ
[0106] 為了通過鋼板內的組織均勻化、材質的各向異性降低來提高退火后的伸長率和擴 孔性，需要在奧氏體單相區結束熱乳。因此，熱乳的精乳結束溫度設定為850Γ以上。另一方 面，精乳結束溫度超過950°C時，熱乳鋼板的顯微組織變得粗大，退火后的特性降低，因此， 精乳結束溫度設定為950°C以下。熱乳后的熱乳鋼板的厚度沒有特別限定，優選為1.2~ 8.0mm〇
[0107] 熱乳后的冷卻條件:在熱乳結束后1秒以內開始冷卻，將以80°C/秒以上的第一平 均冷卻速度冷卻至650 °C以下作為一次冷卻，接著，將以5 °C /秒以上的第二平均冷卻速度冷 卻至550 °C以下作為二次冷卻
[0108] 在熱乳結束后1秒以內開始冷卻，驟冷至不發生鐵素體相變而發生貝氏體相變的 溫度范圍，使熱乳鋼板的顯微組織成為貝氏體組織而進行均質化。這樣的熱乳鋼板的組織 的控制具有在最終的鋼板組織主要使鐵素體、馬氏體微細化的效果。在熱乳結束后至冷卻 開始的時間超過1秒時，鐵素體相變開始發生，因此，難以進行貝氏體相變的均質化。因此， 在熱乳結束后、即結束熱乳的精乳后1秒以內開始冷卻（一次冷卻），以80°C/秒以上的平均 冷卻速度(第一平均冷卻速度)冷卻至650°C以下。作為一次冷卻的平均冷卻速度的第一平 均冷卻速度低于80°C/秒時，鐵素體相變在冷卻中開始，因此，熱乳鋼板的鋼板組織變得不 均質，最終得到的鋼板的延伸凸緣性降低。另外，一次冷卻中的冷卻的終點的溫度超過650 °(：時，過量生成珠光體，熱乳鋼板的鋼板組織變得不均質，最終得到的鋼板的延伸凸緣性降 低。因此，在熱乳結束后1秒以內開始冷卻，以80°C/秒以上的第一平均冷卻速度進行一次冷 卻直至650°C以下。需要說明的是，在此，第一平均冷卻速度是從熱乳結束起至一次冷卻的 冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度。上述的一次冷卻后，接著進行二次冷卻，以5°C/秒以上 的平均冷卻速度冷卻至550°C以下。作為二次冷卻的平均冷卻速度的第二平均冷卻速度低 于5 °C/秒、或者超過550 °C的二次冷卻時，在熱乳鋼板的鋼板組織中過量生成鐵素體或珠光 體，最終得到的鋼板的延伸凸緣性降低。因此，作為二次冷卻，以5°C/秒以上的第二平均冷 卻速度冷卻至550 °C以下。需要說明的是，在此，第二平均冷卻速度是從一次冷卻的冷卻停 止溫度起至卷取溫度為止的平均冷卻速度。
[0109] 卷取溫度：550°C以下
[0110]如上所述，熱乳后，進行一次冷卻，接著進行二次冷卻，冷卻至550°C以下后，在550 °(：以下的卷取溫度下卷取。卷取溫度超過550°C時，過量生成鐵素體和珠光體，因此，卷取溫 度的上限設定為550°C。優選為500°C以下。卷取溫度的下限沒有特別規定，但卷取溫度過低 時，過量生成硬質的馬氏體，冷乳負荷增大，因此，優選設定為300°C以上。
[0111] [酸洗工序]
[0112] 優選在熱乳工序后實施酸洗工序而除去熱乳工序形成的熱乳板表層的氧化皮。酸 洗工序沒有特別限定，按照常規方法實施即可。
[0113] [第一熱處理工序]
[0114] 第一熱處理:在400~750°C的溫度范圍內保持30秒以上
[0115] 本發明中，在上述熱乳后，夾著冷乳工序而實施兩次熱處理(第一熱處理、第二熱 處理）。由此控制結晶粒徑的微細化、滲碳體析出的分布狀態。第一熱處理在上述熱乳后實 施，其目的在于熱乳工序中得到的貝氏體均質組織中C、Mn的元素分配的進一步均質化。第 一熱處理對于消除C、Mn等元素的偏析、在第二熱處理工序后得到期望的組織而言是重要 的。第一熱處理的熱處理溫度低于400°C時，元素分配不充分，無法消除熱乳后的元素分布 狀態的影響，因 C、Mn的局部存在而在后述的第二熱處理后使原本C多的區域的淬透性變高， 無法得到期望的鋼板組織。此外，在第二熱處理后粒徑0. Ιμπι以上的滲碳體粒子減少，因此， 無法得到充分的伸長率和擴孔性。另一方面，第一熱處理的熱處理溫度超過750°C時，粗大 且硬質的馬氏體過度存在，第二熱處理后的組織變得不均勻，并且馬氏體的體積百分率增 加，過度高強度化，伸長率和擴孔性顯著降低。因此，為了使冷乳前的熱乳鋼板形成均勻的 組織，對熱乳鋼板實施的第一熱處理存在最佳的溫度范圍，在第一熱處理中加熱至400~ 750°C的溫度范圍，即，將第一熱處理的熱處理溫度設定為400°C以上且750°C以下的范圍。 優選為450°C以上且700°C以下的范圍，更優選為450°C以上且650°C以下的范圍。另外，400 ~750°C的溫度范圍內的保持時間少于30秒時，無法消除熱乳后的元素分布狀態的影響，不 能得到期望的鋼板組織。優選為300秒以上，進一步優選為600秒以上。
[0116] [冷乳工序]
[0117] 對于第一熱處理后的熱乳鋼板，進行乳制成預定板厚的冷乳板的冷乳工序。冷乳 工序的條件沒有特別限定，按照常規方法實施即可。
[0118] [第二熱處理工序]
[0119] 第二熱處理工序是為了使再結晶進行并且在鋼組織中形成貝氏體、回火馬氏體、 殘余奧氏體、馬氏體以實現高強度化而實施的。
[0120]因此，實施如下的連續退火作為第二熱處理：以3~30°C/秒的平均加熱速度加熱 至830°C以上的溫度范圍，在作為第一均熱溫度的830°C以上的溫度下保持30秒以上，然后， 以3 °C /秒以上的平均冷卻速度從第一均熱溫度冷卻至滿足下述式（1)的Ta °C的冷卻停止溫 度范圍，接著加熱至滿足下述式(2)的Tb°C的溫度范圍，在作為第二均熱溫度的滿足下述式 (2)的Tb °C的溫度范圍內保持20秒以上，然后，冷卻至室溫。
[0121]式⑴：
[0122] 0.35彡l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Ta)}彡0.95
[0123] 式(2):
[0124] -3.0彡l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Tb)}<0.35
[0125] 在此，式中的[M]表示元素 M的含量(質量％)。
[0126] 以下，對各條件的限定理由進行說明。
[0127] 平均加熱速度:3~30 °C/秒
[0128] 使通過退火中的升溫過程中的再結晶生成的鐵素體、奧氏體的成核的速度比再結 晶后的晶粒生長的速度快，由此，能夠進行再結晶晶粒的微細化。因此，將第二熱處理中的 至830°C以上的溫度范圍為止的平均加熱速度設定為3°C/秒以上。該加熱速度過小時，加熱 的過程中生成的鐵素體、奧氏體粗大化，最終得到的鐵素體、馬氏體晶粒粗大化，無法得到 期望的平均結晶粒徑。優選平均加熱速度為5°C/秒以上。另一方面，過于快速地加熱時，難 以進行再結晶，因此，平均加熱速度設定為30°C/秒以下。因此，將冷乳板加熱至均熱溫度 830°C以上的溫度范圍時的平均加熱速度設定為3°C/秒以上且30°C/秒以下。需要說明的 是，在此，平均加熱速度是從加熱開始時的溫度起至第一均熱溫度為止的平均加熱速度。
[0129] 第一均熱溫度:830°C以上
[0130]如上所述，將冷乳板以3~30°C/秒的平均加熱速度加熱至830 °C以上的溫度范圍， 在830Γ以上的第一均熱溫度下進行保持而使其再結晶。第一均熱溫度設定為作為鐵素體 與奧氏體的雙相區或奧氏體單相區的溫度范圍。第一均熱溫度低于830°C時，鐵素體百分率 增多，因此，難以兼顧強度和延伸凸緣性。因此，第一均熱溫度的下限設定為830°C。第一均 熱溫度的上限沒有特別規定，但均熱溫度過高時，退火中的奧氏體結晶粒徑增大，難以確保 退火后的馬氏體粒徑，因此優選為900°C以下。
[0131 ]第一均熱溫度下的保持時間：30秒以上
[0132] 為了在上述的第一均熱溫度下發生再結晶的進行和一部分或全部奧氏體相變，需 要將第一均熱溫度下的保持時間（均熱時間）設定為30秒以上。上限沒有特別限定，優選為 600秒以內。
[0133] 以3°C/秒以上的平均冷卻速度從第一均熱溫度冷卻至滿足下述式（1)的Ta°C的冷 卻停止溫度范圍
[0134] 式（1):
[0135] 0.35彡l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Ta)}彡0.95
[0136] 為了使在第一均熱溫度下保持時生成的奧氏體一部分發生馬氏體相變，以:TC/秒 以上的平均冷卻速度冷卻至滿足上述式（1)的Ta°C的溫度范圍。從第一均熱溫度起至Ta°C 的溫度范圍為止的平均冷卻速度低于：TC/秒時，過量進行鐵素體相變，難以確保預定的體 積百分率，而且，過量生成珠光體。因此，從第一均熱溫度起的平均冷卻速度的下限設定為3 °C/秒。需要說明的是，在此，平均冷卻速度是從第一均熱溫度起至Ta為止的平均冷卻速度。
[0137] 以下，以 l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X 33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Ta)}=A進行說明。冷卻停止溫度Ta為A>0.95的溫度時，在冷卻時過量生成馬氏體，因 此，未相變的奧氏體減少。另外，貝氏體相變、殘余奧氏體減少，因此，伸長率降低。另一方 面，冷卻停止溫度Ta°C為A<0.35的溫度時，回火馬氏體減少，無法得到預定個數的滲碳體 粒子，因此，延伸凸緣性降低。因此，冷卻停止溫度Ta°C設定為滿足上述式（1)的溫度范圍的 溫度。
[0138] 冷卻至Ta°C的溫度范圍后，加熱至滿足下述式(2)的Tb°C的溫度范圍，在作為第二 均熱溫度的滿足下述式(2)的Tb°C的溫度范圍內保持20秒以上，然后冷卻至室溫
[0139] 式⑵：
[0140] -3.0彡l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Tb)}<0.35
[0141] 冷卻至上述的Ta的溫度范圍后，為了使冷卻過程中生成的馬氏體回火而形成回火 馬氏體、使未相變的奧氏體發生貝氏體相變而在鋼板組織中生成貝氏體和殘余奧氏體，進 行再加熱，在第二均熱溫度范圍內進行保持。通過再加熱至滿足式(2)的Tb °C的溫度范圍并 進行保持，滲碳體粒子生長，能夠在保持高屈服比的同時使伸長率和延伸凸緣性良好。
[0142] 以下，以 l-exp{-0.011 X (561-[C] X474-[Mn] X 33-[Ni] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X 21-Tb)} = B進行說明。第二均熱溫度Tb °C SB<-3.0的溫度時，過量生成珠光體，因此，伸長 率降低。另外，第二均熱溫度Tb°C SB多0.35的溫度時，馬氏體的回火變得不充分，滲碳體粒 子不生長，容易生成空隙，因此，延伸凸緣性降低。另外，在滿足-3.0<B<0.35的Tb°C的溫 度范圍內的保持時間少于20秒時，貝氏體相變不會充分進行，因此，未相變的奧氏體大量殘 留，最終過量生成馬氏體，延伸凸緣性降低。因此，加熱至作為第二均熱溫度的滿足式(2)的 Tb°C的溫度范圍，在作為第二均熱溫度的滿足式(2)的Tb°C的溫度范圍內保持20秒以上，然 后冷卻至室溫。
[0143] 回火馬氏體例如如下生成。在退火時的至Ta°C為止的冷卻中，未相變的奧氏體一 部分發生馬氏體相變，在Tb°C下加熱后，進行保持時被回火而生成回火馬氏體。另外，馬氏 體例如如下生成。在連續退火時的作為第二均熱溫度范圍的Tb°C的溫度范圍內保持后也未 相變的奧氏體在冷卻至室溫時生成馬氏體。
[0144] 需要說明的是，可以在上述的作為第二熱處理工序的連續退火之后實施表面光 車L。實施表面光乳時的伸長率的優選范圍為0.1~2.0%。
[0145] 另外，只要在本發明的范圍內，則可以在上述第二熱處理工序中實施熱鍍鋅而制 成熱鍍鋅鋼板，另外，也可以在熱鍍鋅后實施合金化處理而制成合金化熱鍍鋅鋼板。此外， 還可以對本發明中得到的冷乳鋼板對電鍍而制成電鍍鋼板。
[0146] 實施例1
[0147] 以下，對本發明的實施例進行說明。但是，本發明當然不受下述實施例的限制，也 可以在可符合本發明的主旨的范圍內進行適當變更來實施，這些均包含在本發明的技術范 圍內。
[0148] 將表1所示的化學組成的鋼(余量成分:Fe和不可避免的雜質)熔煉來進行鑄造，制 造厚度為230mm的鋼坯，將熱乳開始溫度設定為1250°C、將精乳結束溫度(FDT)設定為表2所 示的條件來進行熱乳，制成板厚為3.2mm的熱乳鋼板，然后，在表2所示的時間（至冷卻開始 為止的時間）以內開始冷卻，以表2中所示的第一平均冷卻速度(冷卻速度1)冷卻至第一冷 卻溫度后，以第二平均冷卻速度(冷卻速度2)進行冷卻，在卷取溫度(CT)下卷取。接著，將所 得到的熱乳鋼板酸洗后，接著在表2所示的第一熱處理溫度、第一熱處理時間(保持時間）下 進行第一熱處理。然后，實施冷乳，制造冷乳板(板厚：1.4mm)。然后，作為第二熱處理，以表2 所示的平均加熱速度進行加熱，加熱至表2所示的第一均熱溫度并保持表2所示的均熱時間 (第一保持時間）而進行退火后，以表2所示的平均冷卻速度(冷卻速度3)冷卻至冷卻停止溫 度(Ta°C)，然后，加熱至表2所示的第二均熱溫度(Tb°C)并保持表2所示的時間(第二保持時 間），冷卻至室溫。
[0149] 對于這樣制造的鋼板，以如下方式對各特性進行評價。將結果示于表3中。
[0150] [拉伸特性]
[0151]以使乳制直角方向為長度方向（拉伸方向）的方式從制造的鋼板上裁取JIS5號拉 伸試驗片，通過拉伸試驗(JIS Z224U1998))，測定屈服應力(YS)、拉伸強度(TS)、總伸長率 (EL)，并且求出屈服比（YR)。
[0152] [延伸凸緣性]
[0153] 對于從制造的鋼板上裁取的試驗片，依照日本鋼鐵聯盟標準(JFS T1001(1996))， 以板厚的12.5%的間隙，沖裁出ΙΟπιπιΦ的孔，以使毛邊為沖模側的方式設置到試驗機中后， 利用60°的圓錐沖頭進行成形，由此測定擴孔率(λ)。將λ( % )為30%以上的鋼板作為具有良 好的延伸凸緣性的鋼板。
[0154] [鋼板組織]
[0155] 關于鋼板的鐵素體、馬氏體的體積百分率，對與鋼板的乳制方向平行的板厚截面 進行研磨后，使用3%硝酸乙醇溶液進行腐蝕，使用SEM(掃描電子顯微鏡）以2000倍、5000倍 的倍率進行觀察，通過點計數法(依照ASTM Ε562-83(1988))，測定面積率，將其面積率的值 作為體積百分率的值。關于鐵素體、馬氏體的平均結晶粒徑，使用Media Cybernetics公司 的Image-Pro,從鋼板組織照片中采用預先辨認出各個鐵素體和馬氏體晶粒的照片，由此， 可以算出鐵素體、馬氏體晶粒的面積，算出其等效圓直徑，按照各相對它們的值進行平均， 求出鐵素體、馬氏體晶粒的平均結晶粒徑。
[0156] 關于滲碳體的粒徑，使用SEM(掃描電子顯微鏡）和TEM(透射電子顯微鏡），以5000 倍、10000倍、20000倍的倍率進行觀察，與鐵素體和馬氏體同樣地，使用Image-Pro算出其等 效圓直徑，由此求出粒徑。
[0157] 關于粒徑Ο.?μπι以上的滲碳體粒子的每100μπι2中的個數，使用SEM(掃描電子顯微 鏡)和TEM(透射電子顯微鏡），以5000倍、10000倍、20000倍的倍率進行觀察，求出10個部位 的平均個數。
[0158] 關于殘余奧氏體的體積百分率，將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，利用該板厚1/4 面的回折X射線強度來求出。以Mo的Κα射線作為射線源以50keV的加速電壓通過X射線衍射 法(裝置:Rigaku公司制造的RINT2200)測定鐵的鐵素體的{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度，使用這些測定值，根據"X線 回折八射線衍射手冊)"（2000年）理學電機株式會社，p.26,62-64中記載的算 式求出殘余奧氏體的體積百分率。
[0159] 另外，利用SEM(掃描電子顯微鏡）、TEM(透射電子顯微鏡）、FE-SEM(場發射型掃描 電子顯微鏡)對鋼板組織進行觀察，確定鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體以外的鋼組織的種類。
[0160] 將如上得到的拉伸特性、擴孔率、滲碳體粒子的平均個數和鋼板組織的結果示于 表3中。由表3所示的結果可知，本發明例均具有鐵素體為平均結晶粒徑3μπι以下且體積百分 率5%以下、殘余奧氏體為體積百分率10~20%、馬氏體為平均結晶粒徑4μπι以下且體積百 分率20%以下、余量包含貝氏體和/或回火馬氏體的復合組織，并且鋼板截面內粒徑Ο.?μπι 以上的滲碳體粒子在每1 〇〇μπι2中均為30個以上。這樣的本發明例的鋼板確保了 1180MPa以 上的拉伸強度和75%以上的屈服比，并且得到了 17%以上的伸長率和30%以上的擴孔率這 樣的良好加工性。另一方面，比較例中，鋼板組織不滿足本發明范圍，結果，拉伸強度、屈服 比、伸長率、擴孔率中的至少一種特性差。


【主權項】
1. 一種高強度冷乳鋼板，其具有以質量％計含有c: 0.15~0.30%、Si : 0.8~2.4%、Mn: 2.4~3.5%、P:0.08% 以下、S:0.005% 以下、A1:0.01~0.08%、Ν:0·010% 以下、Ti :0.002 ~0.05%、B:0.0002~0.0050%且余量由Fe和不可避免的雜質構成的成分組成， 具有鐵素體為平均結晶粒徑3mi以下且體積百分率5%以下（包含0%)、殘余奧氏體為 體積百分率10~20 %、馬氏體為平均結晶粒徑4μπι以下且體積百分率20 %以下(包含0 % )并 且余量包含貝氏體和/或回火馬氏體的顯微組織， 與鋼板的乳制方向平行的板厚截面內每1 ΟΟμπι2中的粒徑0.1 μπι以上的滲碳體粒子的平 均粒子數為30個以上。2. 如權利要求1所述的高強度冷乳鋼板，其中，作為成分組成，以質量％計還含有選自 V:0.10%以下、Nb:0.10%以下中的一種以上。3. 如權利要求1或2所述的高強度冷乳鋼板，其中，作為成分組成，以質量％計還含有選 自Cr :0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni :0.50%以下中的一種以上。4. 如權利要求1~3中任一項所述的高強度冷乳鋼板，其中，作為成分組成，以質量％計 還含有合計為0.0050 %以下的Ca和/或REM。5. -種高強度冷乳鋼板的制造方法，其中， 對具有權利要求1~4中任一項所述的成分組成的鋼坯在熱乳開始溫度為1150~1300 °C、精乳結束溫度為850~950°C的條件下進行熱乳， 在熱乳結束后1秒以內開始冷卻，將以80°C/秒以上的第一平均冷卻速度冷卻至650°C 以下作為一次冷卻，接著，將以5°C/秒以上的第二平均冷卻速度冷卻至550°C以下作為二次 冷卻， 然后，在550 °C以下的卷取溫度下卷取， 然后，進行在400~750°C的溫度范圍內保持30秒以上的第一熱處理， 接著進行冷乳， 接著，實施如下的連續退火作為第二熱處理：以3~30°C/秒的平均加熱速度加熱至830 °〇以上的溫度范圍，在作為第一均熱溫度的830°C以上的溫度下保持30秒以上，然后，以3 °C /秒以上的平均冷卻速度從第一均熱溫度冷卻至滿足下述式（1)的Ta °C的冷卻停止溫度 范圍，接著加熱至滿足下述式（2)的Tb°C的溫度范圍，在作為第二均熱溫度的滿足下述式 (2)的Tb°C的溫度范圍內保持20秒以上，然后，冷卻至室溫， 式⑴： 0.35^ 1-exp {-0.011 X (561-[C] X 474-[Mn] X 33-[Ni ] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X21-Ta)}^0.95 式⑵： -3.1-exp {-0.011 X (561-[C] X 474-[Mn] X 33-[Ni ] X 17-[Cr] X 17-[Mo] X21-Tb)}<0.35 在此，式中的[M]表示元素 M的含量(質量％)。
【文檔編號】C22C38/00GK105940134SQ201580006501
【公開日】2016年9月14日
【申請日】2015年1月21日
【發明人】高島克利, 田路勇樹, 長谷川浩平
【申請人】杰富意鋼鐵株式會社