專利名稱：鋼板及鋼板制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及鋼板及鋼板制造方法。該鋼板是適合于主要是在沖壓加工后使用的汽車等的構(gòu)造材料、且伸長率及V彎曲性以及沖壓成型穩(wěn)定性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板。本申請基于2010年I月29日在日本申請的特愿2010-019193號、及2010年2月17日在日本申請的特愿2010-032667號并主張其優(yōu)先權(quán)，在此引用其內(nèi)容。
背景技術(shù)：
對于用于汽車的車身結(jié)構(gòu)的鋼板，不僅需要高強(qiáng)度，而且還需要優(yōu)異的伸長率及V彎曲性。根據(jù)含有殘留奧氏體相的TRIP (Transformation Induced Plasticity)鋼板,利用TRIP效應(yīng)發(fā)揮高強(qiáng)度和高伸長率是已知的。 在專利文獻(xiàn)I中，為了進(jìn)一步提高殘留奧氏體鋼的伸長率，公開了確保較高的殘留奧氏體相的分率而控制兩種鐵素體相(貝氏體鐵素體相、多邊形鐵素體相)的技術(shù)。在專利文獻(xiàn)2中，為了確保伸長率和形狀固定性，公開了以長寬比規(guī)定奧氏體相的形狀的技術(shù)。在專利文獻(xiàn)3中，為了進(jìn)一步提高伸長率，公開了使奧氏體相的分布最適合化的技術(shù)。另外，在專利文獻(xiàn)4及專利文獻(xiàn)5中，公開了通過組織的均勻化而提高局部延展性的技術(shù)。現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)I :日本特開2006-274418號公報專利文獻(xiàn)2 :日本特開2007-154283號公報專利文獻(xiàn)3 :日本特開2008-56993號公報專利文獻(xiàn)4 :日本特開2003-306746號公報專利文獻(xiàn)5 :日本特開平4-88125號公報非專利文獻(xiàn)I M. Takahashi IS3-2007, (2007)，47-50.

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的課題殘留奧氏體鋼是通過退火中的鐵素體相變及貝氏體相變的控制來提高奧氏體的C濃度，由此使鋼組織中含有殘留奧氏體相的鋼，但殘留奧氏體鋼是混合組織，因此不能發(fā)揮出高V彎曲性(局部彎曲性)。因此，在上述的技術(shù)中，不能兼顧現(xiàn)在的高強(qiáng)度鋼板所要求的更高的伸長率和V彎曲性。另外，TRIP效應(yīng)具有溫度依存性，但在實(shí)際的沖壓成型時，沖壓成型中模具的溫度發(fā)生變化。因此，對TRIP鋼板進(jìn)行沖壓成型的情況下，在例如約25°C的沖壓成型初期及例如約150°C的沖壓成形后期有時產(chǎn)生開裂等缺陷，在沖壓成型穩(wěn)定性上有問題。因此，實(shí)現(xiàn)高伸長率和V彎曲性以及不依存于沖壓成型中的溫度變化的優(yōu)異的沖壓成型穩(wěn)定性成為實(shí)用上的課題。本發(fā)明的課題在于，提供ー種與以往相比伸長率及V彎曲性高、且沖壓成型穩(wěn)定性更優(yōu)異的鋼板及其制造方法。解決課題的手段本發(fā)明為了解決上述課題，采用下面的對策。(I)本申請發(fā)明的第一形態(tài)是ー種鋼板，其化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有C :0. 05% 0. 35%、Si :0. 05% 2. 0%、Mn :0. 8% 3. 0%、Al :0. 01% 2. 0%，并限制 P 0. 1%以下、S :0. 05%以下、N :0. 01%以下，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質(zhì)，以面積率計合計含有50%以上的鐵素體相、貝氏體相及回火馬氏體相，以面積率計含有3%以上的 殘留奧氏體相，以個數(shù)比計50%以上的所述殘留奧氏體相的晶粒在將重心位置的碳濃度設(shè)定為Cgc、將晶界位置的碳濃度設(shè)定為Cgb時,滿足式I。Cgb/Cgc 彡 I. 2(式 I)(2)在上述⑴記載的鋼板中，所述化學(xué)成分以質(zhì)量％計，可以還含有Mo:0. 01 % 0. 5 %、Nb :0. 005 % 0. I %、Ti :0. 005 % 0. 2 %、V :0. 005 % 0. 5 %、Cr :0. 05% 5. 0%, W 0. 05% 5. 0%, Ca 0. 0005% 0. 05%, Mg 0. 0005% 0. 05%, Zr 0. 0005% 0. 05%,REM 0. 0005% 0. 05%, Cu 0. 02% 2. 0%、Ni 0. 02% I. 0%,B 0. 0003 % 0. 007 %中的至少ー種。(3)在上述(I)記載的鋼板中，所述晶粒的平均粒徑可以為IOym以下，所述殘留奧氏體相中的平均碳濃度可以是0.7% 1.5%。(4)在上述(I)記載的鋼板中，以個數(shù)比計40%以上的所述晶?？梢允蔷哂蠭 Pm以上且低于2 y m的平均粒徑的小徑晶粒，以個數(shù)比計20%以上的所述晶?？梢允蔷哂?um以上的平均粒徑的大徑晶粒。(5)在上述⑷記載的鋼板中，以個數(shù)比計50%以上的所述小徑晶粒在將重心位置的碳濃度設(shè)定為CgcS、將晶界位置的碳濃度設(shè)定為CgbS時，可以滿足式2，以個數(shù)比計50%以上的所述大徑晶粒在將重心位置的碳濃度設(shè)定為CgcL、將晶界位置的碳濃度設(shè)定為CgbL時，可以滿足式3。CgbS/CgcS > I. 3 (式 2)I. 3 > CgbL/CgcL > I. I (式 3)(6)在上述⑴ (5)中任一項(xiàng)所述的鋼板中，可以具有被賦予在該鋼板的至少ー面的鍍鋅被膜。(7)在上述⑴ (5)中任一項(xiàng)所述的鋼板中，可以具有被賦予在該鋼板至少一面的鍍鋅合金被膜。(8)本申請發(fā)明的第二形態(tài)是ー種鋼板制造方法，其具備熱軋エ序，將具有上述(I)或(2)所述的化學(xué)成分的鑄坯在850°C 970°C的精軋溫度下實(shí)施熱軋，制造熱軋鋼板；空冷エ序，對所述熱軋鋼板進(jìn)行I秒 10秒的空冷；卷取エ序，將空冷的所述熱軋鋼板以平均計為10°C /秒 200°C /秒的冷卻速度冷卻至650°C以下的溫度區(qū)域后，在650°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行卷??；冷軋エ序，將卷取的所述熱軋鋼板在酸洗后以40%以上的壓下率實(shí)施冷軋，制造冷軋鋼板；退火エ序，對所述冷軋鋼板以700°C 900°C的最高溫度實(shí)施退火；保持エ序，將退火的所述冷軋鋼板以0. I0C /秒 200°C /秒的平均冷卻速度冷卻到350°C 480°C的溫度區(qū)域，在該溫度區(qū)域保持I秒 1000秒；以及最終冷卻エ序，對所述冷軋鋼板，以5°C /秒 25°C /秒的平均冷卻速度在從350°C至220°C的溫度區(qū)域進(jìn)行一次冷卻，再以100°C /秒以上或5°C /秒以下的平均冷卻速度在從120°C至常溫附近的溫度區(qū)域進(jìn)行二次冷卻。(9)在上述⑶所述的鋼板制造方法中，在所述熱軋エ序中，可以分別以20%以下的變形量在最終的兩個道次進(jìn)行軋制。(10)在上述⑶所述的鋼板制造方法中，在所述熱軋エ序中，可以使用在冷卻至1100°C以下后再加熱至1100°C以上而得到的鑄坯。(11)在上述(8)所述的鋼板制造方法中，在所述保持エ序之后，還可以具備將所述鋼板浸潰于熱浸鍍鋅浴中的浸潰エ序。
(12)在上述(11)所述的鋼板制造方法中，在所述浸潰エ序之后，還可以具備在500V 580で的范圍內(nèi)進(jìn)行合金化處理的合金化處理工序。發(fā)明的效果根據(jù)上述對策，殘留奧氏體相中的C濃度梯度得到了適當(dāng)?shù)目刂?，因此，可以得到極穩(wěn)定的殘留奧氏體相。其結(jié)果是，利用殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)，盡管是高強(qiáng)度，而且還能夠發(fā)揮極高的伸長率和高的V彎曲性。另外，在小徑晶粒及大徑晶粒的量得到了適當(dāng)?shù)目刂频那闆r下，能夠分散殘留奧氏體的TRIP功能穩(wěn)定性，能夠發(fā)揮不依存于沖壓成型中的溫度變化的優(yōu)異的沖壓成型穩(wěn)定性。另外，在小徑晶粒的C濃度梯度和大徑晶粒的C濃度梯度得到了適當(dāng)?shù)目刂频那闆r下，能夠發(fā)揮更優(yōu)異的沖壓成形穩(wěn)定性。


圖I是表示實(shí)施例及比較例的鋼板的抗拉強(qiáng)度與25°C伸長率的關(guān)系的圖。圖2是表示實(shí)施例及比較例的鋼板的抗拉強(qiáng)度與V彎曲最小半徑(V彎曲性)的關(guān)系的圖；圖3是表示實(shí)施例及比較例的鋼板的抗拉強(qiáng)度與150°C伸長率的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，為了使殘留奧氏體的TRIP效應(yīng)不僅對伸長率有效地發(fā)揮作用，還對V彎曲性有效地發(fā)揮作用，將殘留奧氏體相的穩(wěn)定性提高至以往以上是有效的；以及為了使TRIP效應(yīng)在寬的沖壓成型溫度范圍內(nèi)起作用，使穩(wěn)定性不同的殘留奧氏體相均勻分散是有效的。但是，利用了現(xiàn)有的殘留奧氏體鋼的貝氏體相變的在殘留奧氏體相中的C濃化的技法中，不能使C濃化至在非專利文獻(xiàn)I中說明的Ttl點(diǎn)的濃度以上，因而不能提高殘留奧氏體相的穩(wěn)定性。因此，本發(fā)明者們進(jìn)ー步反復(fù)研究的結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過適當(dāng)?shù)乜刂茪埩魥W氏體相中的C濃度梯度，可以得到極穩(wěn)定的殘留奧氏體相，另外，通過適當(dāng)?shù)乜刂茪埩魥W氏體相的奧氏體晶粒的粒徑分布，能夠使穩(wěn)定性不同的奧氏體相均勻分散。
下面，對基于上述發(fā)現(xiàn)而完成的本發(fā)明的一個實(shí)施方式的鋼板進(jìn)行詳細(xì)說明。首先，對于本實(shí)施方式中的鋼板及作為其原材料的鑄坯(鑄造板坯)的鋼的化學(xué)成分進(jìn)行說明。另外，表示各元素的量的“ ％ ”是指質(zhì)量％。(基本元素)鋼的化學(xué)成分含有C、Si、Mn、Al作為基本元素。(C :0. 05 0. 35% )C是用于提高鋼的強(qiáng)度、確保殘留奧氏體相的極為重要的元素。C含量在小于0.05%時，不能確保足夠的強(qiáng)度，而且不能得到充分的殘留奧氏體相。另ー方面，C含量超過0. 35%時，使延展性及點(diǎn)焊性顯著地劣化?？紤]上述的特性，可以將C含量規(guī)定在更窄的范圍內(nèi)。 因此，關(guān)于C含量，下限值規(guī)定為0. 05 %，優(yōu)選規(guī)定為0. 08 %，更優(yōu)選規(guī)定為0. 15%，上限值規(guī)定為0. 35%，優(yōu)選規(guī)定為0. 26%，更優(yōu)選規(guī)定為0. 22%。(Si :0. 05 2. 0% )Si從確保強(qiáng)度的觀點(diǎn)考慮是重要的元素。Si含量在為0. 05%以上的情況下，有助于殘留奧氏體相的生成，可以得到確保延展性的效果。另ー方面，Si含量超過2.0%的情況下，這些效果飽和，另外，容易引起鋼的脆化。在需要考慮熱浸鍍鋅、化學(xué)轉(zhuǎn)化處理的容易性的情況下，也可以將上限值規(guī)定為I. 8%?？紤]上述的特性，可以將Si含量規(guī)定在更窄的范圍內(nèi)。因此，關(guān)于Si含量，下限值規(guī)定為0.05%，優(yōu)選規(guī)定為0. I %，更優(yōu)選規(guī)定為
0.5%，上限值規(guī)定為2.0%，優(yōu)選規(guī)定為1.8%，更優(yōu)選規(guī)定為1.6%。(Mn :0. 8 3. 0% )Mn從確保強(qiáng)度的觀點(diǎn)考慮是重要的元素。Mn含量為0. 8%以上的情況下，有助于殘留奧氏體相的生成，可以得到確保延展性的效果。另ー方面，Mn含量超過3.0%的情況下，淬火性提高，因此替代殘留奧氏體相而生成馬氏體相，容易導(dǎo)致過度的強(qiáng)度上升。其結(jié)果是，制品的偏差増大，進(jìn)而延展性不足?？紤]上述的特性，可以將Mn含量規(guī)定在更窄的范圍。因此，關(guān)于Mn含量，下限值規(guī)定為0. 8%，優(yōu)選規(guī)定為0. 9%，更優(yōu)選規(guī)定為1.2%，上限值規(guī)定為3.0%，優(yōu)選規(guī)定為2.8%，更優(yōu)選規(guī)定為2.6%。(Al :0. 01 2. 0% )Al含量為0. 01%以上的情況下，與Si —祥，有助于殘留奧氏體相的生成，可以得到確保延展性的效果。另ー方面，Al含量超過2.0%的情況下，效果飽和，反而使鋼脆化?？紤]上述的特性，也可將Al含量規(guī)定在更窄的范圍內(nèi)。因此，關(guān)于Al含量，下限值規(guī)定為0. 01 %，優(yōu)選規(guī)定為0. 015%，更優(yōu)選規(guī)定為超過0. 04%，上限值規(guī)定為2. 0%，優(yōu)選規(guī)定為1.8%，更優(yōu)選規(guī)定為低于1.4%。實(shí)施了熱浸鍍鋅的情況下，Al使熱浸鍍鋅性劣化，因此，優(yōu)選其上限設(shè)定為
1.8%。另外，在將起到同樣的效果的上述Si和Al大量添加于鋼中的情況下，對于Si+Al含量也可以進(jìn)行規(guī)定。該情況下，對于Si+Al含量，下限值規(guī)定為0. 8%，優(yōu)選規(guī)定為0. 9%，更優(yōu)選規(guī)定為I. O%，上限值規(guī)定為4. O%，優(yōu)選規(guī)定為3.0%，更優(yōu)選規(guī)定為2.0%。(限制元素)在上述的鋼中，作為限制元素的P、S、N的含量如下所述進(jìn)行限制。(P :0.1% 以下)P含量根據(jù)所需的鋼板強(qiáng)度進(jìn)行限制。P含量超過0. 1%時，因在晶界中的偏析，使局部延展性劣化，進(jìn)而使焊接性劣化。因此，P含量被限制在0. 1%以下。P不可避免地包含于鋼中，因此，下限值超過0%，為了將P含量限制得極低，則需要極大的成本，因此，也可以將下限值規(guī)定為0. 001%或0. 006%?？紤]上述的特性，也可以將P含量規(guī)定在更窄的范圍。 因此，關(guān)于P含量，被限制在0. I %以下，優(yōu)選被限制在0. 05 %以下，更優(yōu)選被限制 在0. 01%以下。另外，下限值也可以規(guī)定為超過0%、為0. 001 %、或者為0. 006%。(S :0. 05% 以下)S是通過生成MnS而使局部延展性、焊接性劣化的元素。因此，S含量被限制在0. 05%以下。S不可避免地包含于鋼中，因此下限值為超過0 %，但為了將S含量限制得極低，需要極大的成本，因此，也可以將下限值規(guī)定為0. 0005%或超過0. 001%。另外，考慮上述的特性，也可以將S含量規(guī)定為更窄的范圍。因此，關(guān)于S含量，被限制在0. 05 %以下，優(yōu)選被限制在0. 01 %以下，更優(yōu)選被限制在低于0. 004%。另外，關(guān)于下限值，也可以規(guī)定為超過0%、為0. 0005%、或者為超過0. 001%。(N :0. 01% 以下)N大量含有時，使時效性劣化，進(jìn)而AlN析出量增多而使Al添加的效果減小。因此，N含量被限制在0. 01%以下。N不可避免地包含于鋼中，因此，下限值規(guī)定為超過0%，但為了將N含量限制得極低，需要極大的成本，因此，也可以將下限值規(guī)定為0. 001 %或超過0. 002。另外，考慮上述的特性，也可以將N含量規(guī)定在更窄的范圍。因此，關(guān)于N含量，被限制在0. 01 %以下，優(yōu)選被限制在0. 008 %以下，更優(yōu)選被限制在低于0.005%。另外，關(guān)于下限值，也可以規(guī)定為超過0%、為0.001%、或者超過
0.002%。(Fe及不可避免的雜質(zhì))上述的鋼含有鐵及不可避免的雜質(zhì)作為剩余部分。作為不可避免的雜質(zhì)，可以列舉出從廢鐵中混入的Sn、As等。另外，在不損害本發(fā)明的特性的范圍也可以含有其他的元素。(選擇元素)上述的鋼也可以含有Mo、Nb、Ti、V、Cr、W、Ca、Mg、Zr、REM、Cu、Ni、B 中的至少ー種作為選擇元素。(Mo :0. 01 0. 5% )Mo含量為0. 01%以上的情況下，可以得到抑制鋼中的珠光體相的生成的效果。因此，對于Mo，其在退火中的冷卻速度慢的情況下或在鍍覆的合金化處理等中被再加熱的情況下是重要的元素。但是，Mo含量超過0. 5%的情況下，有時使延展性及化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性劣化。為了得到更高的強(qiáng)度和延展性的平衡，優(yōu)選為0.3%以下?？紤]上述的特性，也可以將Mo含量規(guī)定為更窄的范圍。因此，在鋼中含有Mo的情況下，可以將下限值規(guī)定為0. 01 %，優(yōu)選規(guī)定為0. 02%，可以將上限值規(guī)定為0.5%，優(yōu)選規(guī)定為0.3%，更優(yōu)選規(guī)定為0.2%。(Nb :0. 005 0. 1% )(Ti :0. 005 0. 2% )(V :0. 005 0. 5% ) (Cr :0. 05 5. 0% )(W :0. 05 5. 0% )Nb、Ti、V、Cr、W是生成微細(xì)的碳化物、氮化物或碳氮化物的元素，對確保強(qiáng)度是有效的。從確保強(qiáng)度的觀點(diǎn)考慮，可以將Nb的下限值規(guī)定為0.005%，將Ti的下限值規(guī)定為0. 005%，將V的下限值規(guī)定為0. 005%，將Cr的下限值規(guī)定為0. 05%，將W的下限值規(guī)定為 0. 05%。另ー方面，在鋼中過度地添加這些元素時，鋼的強(qiáng)度過度上升，延展性降低。從確保延展性的觀點(diǎn)考慮，可以將Nb的上限值規(guī)定為0. 1%，將Ti的上限值規(guī)定為0. 2%，將V的上限值規(guī)定為0. 5%，將Cr的上限值規(guī)定為5. 0%，將W的上限值規(guī)定為5. 0%。另外，考慮上述的特性，可以將各元素的含量規(guī)定為更窄的范圍。因此，鋼中含有Nb的情況下，可以將下限值規(guī)定為0.005%，優(yōu)選規(guī)定為0.01%，可以將上限值規(guī)定為0.1%，優(yōu)選規(guī)定為0.05%，更優(yōu)選規(guī)定為0.03%。另外，鋼中含有Ti的情況下，可以將下限值規(guī)定為0.005%，優(yōu)選規(guī)定為0.01%，可以將上限值規(guī)定為0.2%，優(yōu)選規(guī)定為0.1%，更優(yōu)選規(guī)定為0.07%。另外，鋼中含有V的情況下，可以將下限值規(guī)定為0. 005%，優(yōu)選規(guī)定為0. 01 %，可以將上限值規(guī)定為0. 5%，優(yōu)選規(guī)定為0. 3%，更優(yōu)選規(guī)定為0. 1%。另外，鋼中含有Cr的情況下，可以將下限值規(guī)定為0. 05%，優(yōu)選規(guī)定為0. I %，可以將上限值規(guī)定為5.0%，優(yōu)選規(guī)定為3.0%，更優(yōu)選規(guī)定為1.0%。另外，鋼中含有W的情況下，可以將下限值規(guī)定為0.05%，優(yōu)選規(guī)定為0. 1%，可以將上限值規(guī)定為5.0%，優(yōu)選規(guī)定為3.0%，更優(yōu)選規(guī)定為1.0%。(Ca :0. 0005 0. 05% )(Mg :0. 0005 0. 05% )(Zr :0. 0005 0. 05% )(REM :0. 0005 0. 05% )Ca、Mg、Zr、REM (稀土類元素)控制硫化物及氧化物的形狀，提高局部延展性及擴(kuò)孔性。因此，可以將各元素的下限值規(guī)定為0. 0005%。另ー方面，鋼過度地含有這些元素的情況下，加工性劣化。因此，可以將各元素的上限值規(guī)定為0.05%。另外，考慮上述的特性，也可以將各元素的含量規(guī)定在更窄的范圍。因此，鋼中含有Ca的情況下，可以將下限值規(guī)定為0.0005 %，優(yōu)選規(guī)定為0. 001%，可以將上限值規(guī)定為0. 05%，優(yōu)選規(guī)定為0. 01%，更優(yōu)選規(guī)定為0. 005%。
另外，鋼中含有Mg的情況下，可以將下限值規(guī)定為0.0005 %，優(yōu)選規(guī)定為0. 001%，可以將上限值規(guī)定為0. 05%，優(yōu)選規(guī)定為0. 01%，更優(yōu)選規(guī)定為0. 005%。另外，鋼中含有Zr的情況下，可以將下限值規(guī)定為0.0005 %，優(yōu)選規(guī)定為0. 001%，可以將上限值規(guī)定為0. 05%，優(yōu)選規(guī)定為0. 01%，更優(yōu)選規(guī)定為0. 005%。另外，鋼中含有REM的情況下，可以將下限值規(guī)定為0. 0005 %，更優(yōu)選規(guī)定為0. 001%，可以將上限值規(guī)定為0. 05%，優(yōu)選規(guī)定為0. 01%，更優(yōu)選規(guī)定為0. 005%。(Cu :0. 02 2. 0% )(Ni :0. 02 I. 0% )(B :0. 0003 0. 007% )
Cu、Ni、B能夠得到使相變延遲而提高鋼的強(qiáng)度的效果。因此，可以將Cu的下限值規(guī)定為0. 02%，將Ni的下限值規(guī)定為0. 02%，將B的下限值規(guī)定為0. 0003%。另ー方面，過度地添加各元素吋，淬火性過強(qiáng)，鐵素體相變、貝氏體相變減慢，因此使在殘留奧氏體相中的C濃化延遲。因此，也可以將Cu的上限值規(guī)定為2.0%，將Ni的上限值規(guī)定為1.0%，將B的上限值規(guī)定為0. 007%。另外，考慮上述的特性，也可以將各元素的含量規(guī)定在更窄的范圍。因此，鋼中含有Cu的情況下，可以將下限值規(guī)定為0.02%，優(yōu)選規(guī)定為0. 04%，可以將上限值規(guī)定為2.0%，優(yōu)選規(guī)定為1.5%，更優(yōu)選規(guī)定為1.0%。另外，鋼中含有Ni的情況下，可以將下限值規(guī)定為0.02%，優(yōu)選規(guī)定為0. 04%，可以將上限值規(guī)定為I. 0%，優(yōu)選規(guī)定為0. 7%，更優(yōu)選規(guī)定為0. 5%。另タ卜，鋼中含有B的情況下，可以將下限值規(guī)定為0.0003 %，優(yōu)選規(guī)定為0. 0005%，可以將上限值規(guī)定為0. 007%，優(yōu)選規(guī)定為0. 005%，更優(yōu)選規(guī)定為0. 003%。下面，對本實(shí)施方式的鋼板的鋼組織進(jìn)行說明。另外，關(guān)于鋼組織的“ ％ ”在沒有特別說明時是指面積率。本實(shí)施方式的鋼板的鋼組織相對于整個組織以面積率計合計含有50%以上的鐵素體相、貝氏體相及回火馬氏體相，優(yōu)選含有60 %，更優(yōu)選含有70%以上。另外，該鋼組織相對于整個組織含有3%以上的殘留奧氏體相，優(yōu)選含有超過5%，更優(yōu)選含有超過10%。對于回火馬氏體相，只要根據(jù)需要的鋼板強(qiáng)度含有即可，也可以是0%。另外，珠光體相只要是5%以下，即使在鋼組織中含有也不會使材質(zhì)顯著劣化，因此，也可以在5%以下的范圍內(nèi)含有。鐵素體相、貝氏體相及回火馬氏體相合計低于50%的情況下，不能提高殘留奧氏體相中的C濃度，因此，即使殘留奧氏體相具有濃度梯度，也難以確保相的穩(wěn)定性，使V彎曲性劣化。另ー方面，鐵素體相、貝氏體相及回火馬氏體相合計超過95%吋，難以確保3%以上的殘留奧氏體相，引起延伸率降低，所以優(yōu)選為95%以下。在本實(shí)施方式的鋼板中，殘留奧氏體相的晶粒的C濃度分布得到了控制。S卩，殘留奧氏體相的晶粒的在與鐵素體相、貝氏體相或回火馬氏體相接觸的相界面的C濃度(Cgb)被控制為與在晶粒的重心位置的C濃度(Cgc)相比更高。由此，能夠提高在相界面的殘留奧氏體相的穩(wěn)定性，從而可以發(fā)揮優(yōu)異的伸長率和V彎曲性。更具體而言，以個數(shù)比計為50%以上、優(yōu)選為55%、更優(yōu)選為60%以上的殘留奧氏體相的晶粒在滿足下面的式I的情況下，可以得到提高殘留奧氏體相整體的穩(wěn)定性的效果。Cgb/Cgc > I. 2 (式 I)對于Cgb、Cgc (及后述的CgbS、CgcS、CgbL、CgcL),只要是可以保證精度的測定方法，用什么樣的測定方法進(jìn)行測定都可以。例如，可以使用FE-SEM附屬的EPMA、以0. 5iim以下的間距，通過測定C濃度而得到。在此，相界面的C濃度(Cgb)是指離晶界最近的晶粒側(cè)的測定點(diǎn)的C濃度。但是，因測定條件的不同會受到晶粒的外側(cè)的影響，因而有時Cgb被測定得較低。該情況下，將在晶界附近最聞的C濃度設(shè)定為Cgb。 測定界面的局部的C濃度在現(xiàn)有的技術(shù)中是不可能的。但是，本發(fā)明者們進(jìn)行了反復(fù)研究的結(jié)果是，判斷出在通常的測定中，只要滿足式I的條件，就能得到充分的效果。殘留奧氏體相的晶粒的平均粒徑為IOiim以下、優(yōu)選為4 iim、更優(yōu)選為2 iim以下即可。這里所說的“粒徑”是指平均圓當(dāng)量直徑，“平均粒徑”是指其個數(shù)平均。平均粒徑超過10 y m時，殘留奧氏體相的分散變粗糙，不能充分地發(fā)揮TRIP效應(yīng)，因此不能得到優(yōu)異的伸長率。另外，殘留奧氏體相的晶粒的平均粒徑低于Ium的情況下，難以得到具有規(guī)定的C濃度梯度的相界面，不能得到優(yōu)異的V彎曲性。殘留奧氏體相中的平均碳濃度與C濃度梯度一祥，大大有助于殘留奧氏體的穩(wěn)定性。平均C濃度低于0. 7%時，殘留奧氏體的穩(wěn)定性變得極低，因此不能有效地得到TRIP效應(yīng)，伸長率降低。另ー方面，即使平均C濃度超過I. 5%，伸長率的改善效果飽和，制造成本増加。因此，對于殘留奧氏體相中的平均碳濃度，可以將上限規(guī)定為0.7%，優(yōu)選規(guī)定為
0.8%,更優(yōu)選規(guī)定為0.9 %，可以將下限規(guī)定為1.5%，優(yōu)選規(guī)定為1.4%，更優(yōu)選規(guī)定為
1.3%。 本實(shí)施方式的鋼板中，使殘留奧氏體相的晶粒的粒徑適當(dāng)?shù)胤植?，也可以使穩(wěn)定性不同的殘留奧氏體相均勻分散。此時，穩(wěn)定性高的殘留奧氏體相有助于例如約25°C的沖壓成型初期的沖壓成形性，穩(wěn)定性低的殘留奧氏體相有助于例如約150°C的沖壓成型后期的沖壓成形性。因此，不僅能發(fā)揮高的伸長率和V彎曲性，而且還能夠發(fā)揮優(yōu)異的沖壓成型穩(wěn)定性。為了確保沖壓成型穩(wěn)定性，在連續(xù)沖壓中即使模具溫度變化，也始終需要使殘留奧氏體相的晶粒分散以便能夠發(fā)揮出TRIP效應(yīng)。因此，在本實(shí)施方式的鋼板中，通過使穩(wěn)定性不同的殘留奧氏體相的晶粒均勻分散，可實(shí)現(xiàn)不依存于模具溫度的優(yōu)異的沖壓成型性。具體而言，對于鋼板中的殘留奧氏體相的晶粒，優(yōu)選為以個數(shù)比計為40%以上的晶粒是具有I U m以上且低于2 u m的粒徑的小徑晶粒，以個數(shù)比計為20%以上的晶粒是具有2 以上的粒徑的大徑晶粒。此時，使穩(wěn)定性不同的奧氏體晶粒均勻分散，因此，可實(shí)現(xiàn)優(yōu)異的沖壓成型穩(wěn)定性。低于0.5pm的晶粒(極小徑晶粒)極其難以提供C濃度梯度，成為極不穩(wěn)定的殘留奧氏體相的晶粒，因此，對沖壓成形性的貢獻(xiàn)較小。0. 5 以上且低于的晶粒(小徑晶粒)因大量的碳從鄰接的晶粒中流入，在成品中可維持大的濃度梯度，成為穩(wěn)定性比較高的殘留奧氏體相的晶粒。通過存在以個數(shù)比計為40%以上的該小徑晶粒，可以發(fā)揮該效果。2pm以上的晶粒(大徑晶粒)因來自鄰接的晶粒的碳的流入量少，濃度梯度小，成為具有較低的穩(wěn)定性的殘留奧氏體相的晶粒。該殘留奧氏體相在低沖壓區(qū)域容易產(chǎn)生TRIP效應(yīng)。通過存在以個數(shù)比計為20%以上的該大徑晶粒，能夠發(fā)揮該效果。另外，在本實(shí)施方式的鋼板中，可以對殘留奧氏體相的晶粒的每個尺寸賦予適當(dāng)?shù)腃濃度梯度。更具體而言，優(yōu)選為以個數(shù)比計為50%、優(yōu)選為55%、更優(yōu)選為60%以上的小徑晶粒在將重心位置的碳濃度設(shè)定為CgcS、將晶界位置的碳濃度設(shè)定為CgbS時，滿足式2，而且以個數(shù)比計為50%以上、優(yōu)選為55%、更優(yōu)選為60%以上的大徑晶粒在將重心位置的碳濃度設(shè)定為CgcL、將晶界位置的碳濃度設(shè)定為CgbL吋，優(yōu)選滿足式3。CgbS/CgcS > I. 3 (式 2)I. 3 > CgbL/CgcL > I. I (式 3)這樣，通過對殘留奧氏體相的晶粒的每個尺寸賦予適當(dāng)?shù)腃濃度梯度，在例如約25°C的較低的溫度狀態(tài)、及約150°C的較高的溫度狀態(tài)下，能夠發(fā)揮穩(wěn)定性和高的沖壓成形 性。只要CgbS/CgcS的值超過I. 3的小徑晶粒以相對于全部小徑晶粒的個數(shù)比計為50%以上，則因小徑晶粒具有高的穩(wěn)定性，從而可以提高沖壓成形初期的低溫狀態(tài)的伸長率。另ー方面，這種穩(wěn)定的殘留奧氏體在沖壓成型后期的高溫狀態(tài)下的伸長率降低。為了對其進(jìn)行補(bǔ)償，只要CgbL/CgcL的值超過I. I且低于I. 3的大徑晶粒以相對于全部大徑晶粒的個數(shù)比計為50%以上，則因大徑晶粒具有低穩(wěn)定性，從而對沖壓后期的高溫狀態(tài)的伸長率的改善有效。但是，在CgbL/CgcL的值低于I. I吋，由于會對更高的溫度的伸長率發(fā)揮作用，所以150°C以下的伸長率劣化。在可以確保這些濃度比時，能夠從低溫至高溫確保高的沖壓成形性，但為了對全部組織擔(dān)保該效果，在全部的小徑晶粒中，滿足式2的小徑晶粒需要以個數(shù)比計為50%以上，優(yōu)選為55%，更優(yōu)選為60%，低于這些時，其TRIP效應(yīng)低，因此，特別是低溫下的沖壓成形性劣化。另ー方面，在大徑晶粒中，滿足式3時，可在高溫域得到高的沖壓成形性。對于該大徑晶粒，為了對全部組織擔(dān)保該效果，全部的大徑晶粒中，滿足式3的大徑晶粒需要以個數(shù)比計為50%以上，優(yōu)選為55%，更優(yōu)選為60%。本實(shí)施方式的鋼板可以在至少一面具有鍍鋅被膜或鍍鋅合金被膜。下面，對本發(fā)明的一個實(shí)施方式的鋼板制造方法進(jìn)行說明。本發(fā)明的一個實(shí)施方式至少具備熱軋エ序、空冷エ序、卷取エ序、冷軋エ序、退火エ序、保持エ序、最終冷卻エ序。下面，對各エ序進(jìn)行詳細(xì)說明。(熱軋エ序)在熱軋エ序中，對連續(xù)鋳造之后的鋳造板坯(鑄坯)或冷卻至1100°C以下后再加熱至1100°C以上而得到的鋳造板坯實(shí)施熱軋，制造熱軋鋼板。使用再加熱的鑄造板坯的情況下，再加熱溫度低于1100°C時，均質(zhì)處理不充分，產(chǎn)生強(qiáng)度和V彎曲性的降低。對于該熱軋エ序的精軋溫度，從奧氏體晶粒的再結(jié)晶、生長的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選較高，設(shè)定為850°c 970°C。熱軋的精軋溫度低于850°C時，成為(鐵素體+奧氏體)2相區(qū)域軋制，導(dǎo)致延展性下降。另ー方面，熱軋的精軋溫度超過970°C時，奧氏體粒徑變粗大，鐵素體相分率減小，延展性降低。在使殘留奧氏體相中的晶粒的C濃度梯度均勻分散的情況下，熱軋的最終的兩個道次(最終前段及最終段)的壓下量優(yōu)選較小，因此可以分別設(shè)定為20%以下。另外，最終一個道次(最終段)的壓下率也可以設(shè)定為15%以下或10%以下。由此，可以使殘留奧氏體相的晶粒的尺寸分散，從而可以提高鋼板的沖壓成型穩(wěn)定性。各個壓下量超過20%的情況下，促進(jìn)奧氏體晶粒的再結(jié)晶，因此難以得到最終組織中的以上的粒徑(圓當(dāng)量直徑)的晶粒。(空冷エ序)在空冷エ序中，對如上述得到的熱軋鋼板進(jìn)行I秒 10秒的冷卻(空冷)?？绽鋾r間低于I秒時，奧氏體晶粒的再結(jié)晶、生長不充分，最終組織的殘留奧氏體相的晶粒也變小。另ー方面，空冷時間超過10秒時，因奧氏體晶粒的粗大化，喪失均勻性，伸長率劣化。空冷時間優(yōu)選設(shè)定為5秒以下，更優(yōu)選設(shè)定為3秒以下。(卷取エ序)在卷取エ序中，將經(jīng)空冷的熱軋鋼板以10°C /秒 200°C /秒的平均冷卻速度冷 卻至650°C以下的溫度區(qū)域后，在650°C以下，優(yōu)選600°C以下，更優(yōu)選400°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行卷取。平均冷卻速度低于10°C /秒或卷取溫度超過650°C時，生成使V彎曲性顯著劣化的珠光體相。平均冷卻速度超過200°C /秒時，珠光體抑制效果飽和，冷卻終點(diǎn)溫度的偏差増大，難以確保穩(wěn)定的材質(zhì)。因此，關(guān)于平均冷卻速度，下限設(shè)定為10°C /秒，優(yōu)選設(shè)定為30°C /秒，更優(yōu)選設(shè)定為40°C /秒，上限設(shè)定為200°C /秒，優(yōu)選設(shè)定為150°C /秒，更優(yōu)選設(shè)定為120°C /秒。另外，關(guān)于卷取溫度，下限設(shè)定為200°C，優(yōu)選設(shè)定為400°C，更優(yōu)選設(shè)定為650°C，上限設(shè)定為 600°C或 550°C。(冷軋エ序)在冷軋エ序中，將卷取的熱軋鋼板酸洗后，以40%以上的壓下率實(shí)施冷軋，制造冷軋鋼板。壓下率低于40%時，退火中的再結(jié)晶及逆相變得以抑制，引起伸長率降低。此時的壓下率的上限沒有特別的規(guī)定，為90%或70%即可。(退火エ序)在退火エ序中，對冷軋鋼板在700°C 900°C的最高溫度下實(shí)施退火。最高溫度低于700°C時，退火中的鐵素體相的再結(jié)晶延遲，因此引起伸長率的降低。超過900°C時，馬氏體相分率增加，引起伸長率降低。因此，關(guān)于退火最高溫度，下限設(shè)定為700°C，優(yōu)選設(shè)定為720°C，更優(yōu)選設(shè)定為超過750°C，上限設(shè)定為900°C，優(yōu)選設(shè)定為880°C，更優(yōu)選設(shè)定為低于850°C。另外，在退火エ序后，從抑制屈服點(diǎn)伸長率的目的出發(fā)，也可以進(jìn)行約1%表皮光軋(也稱為調(diào)質(zhì)軋制)。(保持エ序)為了進(jìn)行過時效處理(以下稱為0A)，在保持エ序，將經(jīng)退火的冷軋鋼板以0. I0C /秒 200°C /秒的平均冷卻速度冷卻到350°C 480°C的溫度區(qū)域，在該溫度區(qū)域保持I秒 1000秒。在退火后的冷卻中，凍結(jié)組織，有效地引起貝氏體相變，因此，平均冷卻速度設(shè)定為0. rc /秒 2oo°c /秒。平均冷卻速度低于0. rc /秒?yún)?，不能控制相變。另一方面，平均冷卻速度超過200°C /秒時，其效果飽和，另外，使在殘留奧氏體生成時最重要的冷卻終點(diǎn)溫度的溫度控制性顯著劣化。因此，關(guān)于平均冷卻速度，將下限設(shè)定在0.1°C/秒，優(yōu)選設(shè)定在2V /秒，更優(yōu)選設(shè)定在3°C /秒，上限設(shè)定在200°C /秒，優(yōu)選設(shè)定在150°C /秒，更優(yōu)選設(shè)定在120°C /秒。對于冷卻終點(diǎn)溫度及其后的保持，控制貝氏體生成、決定殘留奧氏體的C濃度是重要的。冷卻終點(diǎn)溫度低于350°C時，馬氏體大量生成，鋼強(qiáng)度過高，另外，難以使奧氏體殘留，因此，伸長率的降低變得極大。冷卻終點(diǎn)溫度超過480°C時，貝氏體相變延遲，另外，保持中引起滲碳體的生成，殘留奧氏體中的C的濃化降低。因此，關(guān)于冷卻終點(diǎn)溫度及保持溫度，下限設(shè)定在350°C，優(yōu)選設(shè)定在380°C，更優(yōu)選設(shè)定在390°C，上限設(shè)定在480°C，優(yōu)選設(shè)定在470°C，更優(yōu)選設(shè)定在460°C。保持時間設(shè)定為I秒 1000秒。保持時間低于I秒時，不能充分地產(chǎn)生貝氏體相變，在殘留奧氏體中的C濃化不充分。超過1000秒時，在奧氏體相中生成滲碳體，容易產(chǎn)生C的濃度下降。因此，關(guān)于保持時間，下限設(shè)定為I秒，優(yōu)選設(shè)定為10秒，更優(yōu)選設(shè)定為40秒，上限設(shè)定為1000秒，優(yōu)選設(shè)定為600秒，更優(yōu)選設(shè)定為400秒。(最終冷卻エ序) 在最終冷卻エ序中，對保持后的冷軋鋼板以5°C /秒 25°C /秒的平均冷卻速度在從350°C至220°C的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行一次冷卻，再以100°C /秒以上或5°C /秒以下的平均冷卻速度在從120°C至常溫附近的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行二次冷卻。在OA后的冷卻中產(chǎn)生的微小的相變在增加奧氏體中的晶界附近的C濃度方面發(fā)揮重要的作用。因此，在一次冷卻中，將鋼板以平均冷卻速度5°C /秒 25°C /秒的平均冷卻速度在從350°C至220°C的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行冷卻。從350°C至220°C的溫度區(qū)域的冷卻速度超過25°C /秒?yún)迹@期間相變未進(jìn)行，不會產(chǎn)生在奧氏體中的C的濃化。另ー方面，從350°C至220°C的溫度區(qū)域的冷卻速度低于5°C /秒時，在奧氏體中C的擴(kuò)散進(jìn)行，C的濃度梯度減小。因此，關(guān)于一次冷卻的平均冷卻速度，下限設(shè)定為5°C /秒，優(yōu)選設(shè)定為6°C /秒，更優(yōu)選設(shè)定為超過TC /秒，上限設(shè)定為20°C /秒，優(yōu)選設(shè)定為19°C /秒，更優(yōu)選設(shè)定為低于18°C /秒。另外，在120°C以下的低溫域，C的擴(kuò)散被進(jìn)ー步限定，難以產(chǎn)生相變。因此，在ニ次冷卻中，對鋼板以100°C/秒以上的平均冷卻速度在從120°C至常溫附近的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，在3500C至2200C內(nèi)獲得了奧氏體相中的C濃度梯度?；騽t會，在二次冷卻中，將鋼板以5°C /秒以下的平均冷卻速度在從120°C至常溫附近的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行冷卻，使奧氏體相中的C濃度梯度變得更著顯。在二次冷卻中，平均冷卻速度為超過5°C /秒且低于100°C /秒時，不僅不產(chǎn)生相變，還會產(chǎn)生晶界的C濃度的降低。因此，對于二次冷卻的平均冷卻速度，設(shè)定為5°C /秒以下，優(yōu)選設(shè)定為4°C /秒以下，更優(yōu)選設(shè)定為3°C /秒以下；或者設(shè)定為100°C /秒以上，優(yōu)選設(shè)定為120°C /秒以上，更優(yōu)選設(shè)定為150°C/秒以上。根據(jù)以上說明的本實(shí)施方式的鋼板制造方法，通過貝氏體相變而控制殘留奧氏體相的C濃化后的冷卻條件，從而可以將殘留奧氏體相中的C濃度梯度控制為晶界部的C濃度增加。另外，通過與在退火后的冷卻中的奧氏體相中的C濃化相配合，可提高殘留奧氏體相的穩(wěn)定性。另外，使殘留奧氏體相的晶粒的尺寸分散而使殘留奧氏體相的C濃度梯度均勻分散的情況下，可以提高鋼板的沖壓成型穩(wěn)定性。
本技術(shù)也可適用于熱浸鍍鋅鋼板的制造。該情況下，在上述的保持エ序后最終冷卻エ序前，使鋼板浸潰于熱浸鍍鋅浴中。進(jìn)而在浸潰后，也可以實(shí)施合金化處理。合金化處理在500°C以上、580°C的范圍內(nèi)進(jìn)行。低于500°C時，合金化不充分，超過580°C，成為過合金，耐腐蝕性顯著劣化。另外，本發(fā)明不會因鑄造條件而受影響。例如，也可以使用由鑄造方法(連續(xù)鑄造或鑄錠鑄造)、板坯厚度的不同所產(chǎn)生的影響少的薄板等特殊的鋳造、熱軋方法。另外，也可以對鋼板實(shí)施電鍍。實(shí)施例基于實(shí)施例進(jìn)ー步說明本發(fā)明，但實(shí)施例中的條件是為了確認(rèn)本發(fā)明的可實(shí)施性及效果而采用的條件例，本發(fā)明不限定于該條件例。本發(fā)明在不脫離本發(fā)明的宗_的情況下，只要實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的目的，則可以采用各種條件。首先，制造具有表I所示的化學(xué)成分的鑄造板坯A V (實(shí)施例的鋼成分)和鑄造 板坯a g(比較例的鋼成分)。[表I]
權(quán)利要求
1.一種鋼板，其特征在于，其化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有 C :0. 05% O. 35%, Si 0. 05% 2. 0%, Mn 0. 8% 3. 0%, Al 0. 01% 2. 0%, 并限制P :0. I %以下、S :0. 05%以下、N :0. 01%以下， 剩余部分包含鐵及不可避免的雜質(zhì)， 以面積率計合計含有50%以上的鐵素體相、貝氏體相及回火馬氏體相， 以面積率計含有3%以上的殘留奧氏體相， 以個數(shù)比計50%以上的所述殘留奧氏體相的晶粒在將重心位置的碳濃度設(shè)定為Cgc、將晶界位置的碳濃度設(shè)定為Cgb時，滿足式1，Cgb/Cgc ^ I. 2 式 I。
2.如權(quán)利要求I所述的鋼板，其特征在于，所述化學(xué)成分以質(zhì)量％計還含有 Mo :0. 01% O. 5%, Nb :0. 005% O. 1%, Ti :0. 005% O. 2%, V 0. 005% O. 5%, Cr 0. 05% 5. 0%, W 0. 05% 5. 0%, Ca 0. 0005% O. 05%,Mg 0. 0005%— O. 05%,Zr :0. 0005% O. 05%、REM 0. 0005%— O. 05%, Cu 0. 02% 2. 0%, Ni :0. 02% I. 0%, B :0. 0003 % O. 007 %中的至少一種。
3.如權(quán)利要求I所述的鋼板，其特征在于， 所述晶粒的平均粒徑為10 μ m以下， 所述殘留奧氏體相中的平均碳濃度為O. 7% I. 5%。
4.如權(quán)利要求I所述的鋼板，其特征在于， 以個數(shù)比計40%以上的所述晶粒是具有I μ m以上且低于2 μ m的平均粒徑的小徑晶粒， 以個數(shù)比計20%以上的所述晶粒是具有2 μ m以上的平均粒徑的大徑晶粒。
5.如權(quán)利要求4所述的鋼板，其特征在于， 以個數(shù)比計50%以上的所述小徑晶粒在將重心位置的碳濃度設(shè)定為CgcS、將晶界位置的碳濃度設(shè)定為CgbS時，滿足式2， 以個數(shù)比計50%以上的所述大徑晶粒在將重心位置的碳濃度設(shè)定為CgcL、將晶界位置的碳濃度設(shè)定為CgbL時，滿足式3， CgbS/CgcS > I. 3 式 2I.3 > CgbL/CgcL > I. I 式 3。
6.如權(quán)利要求I 5中任一項(xiàng)所述的鋼板,其特征在于， 所述鋼板具有被賦予在該鋼板的至少一面的鍍鋅被膜。
7.如權(quán)利要求I 5中任一項(xiàng)所述的鋼板，其特征在于， 所述鋼板具有被賦予在該鋼板的至少一面的鍍鋅合金被膜。
8.一種鋼板制造方法，其特征在于，具備 熱軋工序，將具有權(quán)利要求I或2所述的化學(xué)成分的鑄坯在850°C 970°C的精軋溫度下實(shí)施熱軋，制造熱軋鋼板； 空冷工序，對所述熱軋鋼板進(jìn)行I秒 10秒的空冷； 卷取工序，將空冷的所述熱軋鋼板以平均計為10°C /秒 200°C /秒的冷卻速度冷卻至650°C以下的溫度區(qū)域后，在650°C以下的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行卷??； 冷軋工序，將卷取的所述熱軋鋼板在酸洗后以40 %以上的壓下率實(shí)施冷軋，制造冷軋鋼板； 退火工序，對所述冷軋鋼板以700°C 900°C的最高溫度實(shí)施退火； 保持工序，將退火的所述冷軋鋼板以O(shè). TC /秒 200°C /秒的平均冷卻速度冷卻到350°C 480°C的溫度區(qū)域，在該溫度區(qū)域保持I秒 1000秒；以及 最終冷卻工序，對所述冷軋鋼板，以5°C /秒 25°C /秒的平均冷卻速度在從350°C至220°C的溫度區(qū)域進(jìn)行一次冷卻，再以100°C /秒以上或5°C /秒以下的平均冷卻速度在從120°C至常溫附近的溫度區(qū)域進(jìn)行二次冷卻。
9.如權(quán)利要求8所述的鋼板制造方法，其特征在于， 在所述熱軋工序中，分別以20 %以下的變形量在最終的兩個道次進(jìn)行軋制。
10.如權(quán)利要求8所述的鋼板制造方法，其特征在于， 在所述熱軋工序中，使用在冷卻至1100°C以下后再加熱至1100°C以上而得到的鑄坯。
11.如權(quán)利要求8所述的鋼板制造方法，其特征在于， 在所述保持工序之后，還具備將所述鋼板浸潰于熱浸鍍鋅浴中的浸潰工序。
12.如權(quán)利要求11所述的鋼板制造方法，其特征在于， 所述浸潰工序之后，還具備在500°C 580°C的范圍內(nèi)進(jìn)行合金化處理的合金化處理工序。
全文摘要
本發(fā)明提供一種鋼板，其化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有C0.05％～0.35％、Si0.05％～2.0％、Mn0.8％～3.0％、Al0.01％～2.0％，并限制P0.1％以下、S0.05％以下、N0.01％以下，剩余部分含有鐵及不可避免的雜質(zhì)，以面積率計合計含有50％以上的鐵素體相、貝氏體相及回火馬氏體相，以面積率計含有3％以上的殘留奧氏體相，以個數(shù)比計50％以上的上述殘留奧氏體相的晶粒在將重心位置的碳濃度設(shè)定為Cgc、將晶界位置的碳濃度設(shè)定為Cgb時，滿足式1。
文檔編號C23C2/06GK102770571SQ201180007358
公開日2012年11月7日 申請日期2011年1月31日 優(yōu)先權(quán)日2010年1月29日
發(fā)明者佐野幸一, 岡本力, 吉永直樹, 川崎薰, 杉浦夏子, 若林千智 申請人:新日本制鐵株式會社