特許 7524357 ７８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼およびその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2024-07-19

(45)【発行日】2024-07-29

(54)【発明の名称】７８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼およびその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240722BHJP

   C22C 38/14 20060101ALI20240722BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20240722BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 301S

C22C38/14

C21D9/46 G

【請求項の数】 13

(21)【出願番号】P 2022572703

(86)(22)【出願日】2021-05-25

(65)【公表番号】

(43)【公表日】2023-06-28

(86)【国際出願番号】 CN2021095808

(87)【国際公開番号】W WO2021238917

(87)【国際公開日】2021-12-02

【審査請求日】2022-11-25

(31)【優先権主張番号】202010459214.0

(32)【優先日】2020-05-27

(33)【優先権主張国・地域又は機関】CN

(73)【特許権者】

【識別番号】302022474

【氏名又は名称】宝山鋼鉄股▲分▼有限公司

(74)【代理人】

【識別番号】110001195

【氏名又は名称】弁理士法人深見特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】李 偉

(72)【発明者】

【氏名】朱 曉 東

(72)【発明者】

【氏名】薛 鵬

【審査官】山本 佳

(56)【参考文献】

【文献】特開２００７－０９２１２７（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２０１６－２１６８０８（ＪＰ，Ａ）

【文献】特開２００６－２１９７３８（ＪＰ，Ａ）

【文献】国際公開第２０１６／１５７２５８（ＷＯ，Ａ１）

【文献】国際公開第２０１９／１８７０２７（ＷＯ，Ａ１）

【文献】特許第７２７７８３６（ＪＰ，Ｂ２）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０

Ｃ２１Ｄ ９／４６

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

引張強度＞７８０ＭＰａ冷間圧延焼鈍二相鋼であって、基体組織が微細かつ均一的なマルテンサイト＋フェライトであり、前記冷間圧延焼鈍二相鋼の各化学元素が以下の質量パーセントを有し：
Ｃ：０．１％～０．１３％、Ｓｉ：０．４％～０．８％、Ｍｎ：１．６５％～１．９％、Ａｌ：０．０１％～０．０５％、Ｎｂ：０．０１～０．０３％、Ｔｉ：０．０１～０．０３％、残りがＦｅおよびその他の避けられない不純物であり、
前記冷間圧延焼鈍二相鋼は、ＣｒおよびＭｏを含有せず、
前記冷間圧延焼鈍二相鋼の性能が下記各項を満たす冷間圧延焼鈍二相鋼：降伏強度≧４２０ＭＰａ；引張強度＞７８０ＭＰａ；Ａ _５０ ゲージ破断伸び率≧１８％；９０度冷間圧延性能の特定パラメータＲ／ｔ≦１、Ｒが湾曲半径（ｍｍ）を示し、ｔが板厚（ｍｍ）を示す。

【請求項2】

各化学元素の質量パーセント含有量は、下記各項の少なくとも一つを満たす、請求項１に記載の冷間圧延焼鈍二相鋼：
Ｃ：０．１１％～０．１２５％、
Ｓｉ：０．５％～０．７％、
Ｍｎ：１．７％～１．８％、
Ａｌ：０．０１５％～０．０４５％、
Ｎｂ：０．０１５～０．０２５％、
Ｔｉ：０．０１５～０．０２５％。

【請求項3】

避けられない不純物は、Ｐ、ＳとＮを含み、その含有量が、以下の各項の少なくとも一つとする、請求項１に記載の冷間圧延焼鈍二相鋼：Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００５％。

【請求項4】

ＮｂとＴｉの質量パーセント含有量がさらにＮｂ％＋Ｔｉ％×３≧０．０４７％を満たす、請求項１に記載の冷間圧延焼鈍二相鋼。

【請求項5】

前記マルテンサイトの相比率＞５５％、請求項１に記載の冷間圧延焼鈍二相鋼。

【請求項6】

前記マルテンサイトの結晶粒直径が５マイクロメートル以下であり、前記フェライトの結晶粒直径が５マイクロメートル以下である、請求項１に記載の冷間圧延焼鈍二相鋼。

【請求項7】

ＮｂとＴｉの質量パーセント含有量がさらに０．０４７％≦Ｎｂ％＋Ｔｉ％×３≦０．１０％を満たす、請求項４に記載の冷間圧延焼鈍二相鋼。

【請求項8】

以下のステップを含む、請求項１－７のいずれか一項に記載の冷間圧延焼鈍二相鋼の製造方法：
（１）製錬および連続鋳造；
（２）熱間圧延；
（３）冷間圧延；
（４）焼鈍：焼鈍均熱温度を７７０－８２０℃とし、焼鈍時間を４０～２００ｓとし、その後３－５℃／ｓの速度で急冷開始温度まで冷却し、その後３０～８０℃／ｓの速度で急速冷却し、急冷開始温度を６５０～７３０℃とし、急冷完了温度を２００－２７０℃とする；
（５）焼き戻し；
（６）テンパー。

【請求項9】

ステップ（２）では、板スラブをまず１１６０－１２２０℃に加熱し、０．６時間以上保温し、その後８５０－９００℃の温度を採用して熱間圧延し、圧延後に３０－８０℃／ｓの速度で急速冷却する；卷取温度を５００－６００℃とし、卷取後に空冷する、請求項８に記載の製造方法。

【請求項10】

ステップ（３）では、冷間圧延圧下率を５０－７０％とする、請求項８に記載の製造方法。

【請求項11】

ステップ（５）では、焼き戻し温度を２００－２７０℃とし、焼き戻し時間を１００－４００ｓとする、請求項８に記載の製造方法。

【請求項12】

ステップ（６）では、テンパー圧下率≦０．３％とする、請求項８に記載の製造方法。

【請求項13】

ステップ（４）において、前記焼鈍均熱温度を７９０－８１０℃とする、請求項８－１２のいずれか一項に記載の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、金属材料およびその製造方法、特に冷間圧延焼鈍二相鋼およびその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

グローバルエネルギー危機や環境問題の深刻化に伴い、自動車製造業において、省エネと安全性が主要の発展方向になりつつある。その中で、車両重量の低減は、省エネと排出減少のための一つの措置である。高強度二相鋼は、良好な機械的性能および使用性能を有するため、車両構造件の生産や製造に有効に適用できる。

【0003】

超高張力鋼の発展および現在の市場変化に伴い、超高張力鋼には、経済性およびより優れた性能が期待される。現在、７８０ＤＰ鋼はいまだに主流の応用鋼として全ＤＰ鋼の６０％を占め、各種の構造件、安全件に広く応用される。自動車業における重量減少と省エネの発展傾向や、国内外、特に国内の製鋼場水準の迅速な進歩に伴い、これから二相鋼の発展は、低コストと高性能が必ず総合的に主軸とされる。

【0004】

カナダ特許文献（特許番号ＣＡ２５２６４８８、開示日２００４年１２月２日、題名「７８０ＭＰＡ以上の引張強度を有し、局部可塑性に優れ、溶接硬度の増加が抑止される冷間圧延鋼板」）は、以下の化学成分を有する冷間圧延鋼板を開示した：Ｃ：０．０５～０．０９％；Ｓｉ：０．４～１．３％；Ｍｎ：２．５～３．２％；任意選択的に添加されるＭｏ：０．０５～０．５％またはＮｉ：０．０５～２％；Ｐ：０．００１～０．０５％；Ｓ≦０．０８＊Ｔｉ－３．４３＊Ｎ＋０．００４；Ｎ≦０．００６％；Ａｌ：０．００５～０．１０％；Ｔｉ：０．００１～０．０４５％、任意的に添加されるＮｂ≦０．０４％またはＢ：０．０００２～０．００１５％、処理のために任意的に添加されるＣａ；その他のＦｅおよび避けられない不純物。最終的に７８０Ｍｐａの最小強度を有する高張力鋼を得るために、ベイナイト含有量が７％を超え、Ｐｃｍ≦０．３、Ａｒ３以上の温度で熱間圧延し、７００℃以下で卷取、冷間圧延し、７００～９００℃で焼鈍し、５５０～７００℃から急速冷却する必要がある。この鋼は、局部変形能力が強く、溶接領域での硬度が低いという特徴がある。しかし、この鋼は、設計中に高いＭｎ含有量が採用されるため、必ずひどい帯状組織になり、力学性能の不均一性が生じる。なお、高Ｍｎの添加と伴い、比較的に多くのＳｉが添加されるため、鋼の表面品質および溶接性能にはいずれも不利である。

【0005】

米国特許文献（公開番号ＵＳ２００５０１６７００７、開示日２００５年８月４日）は、以下の化学成分を有する高強度鋼板の製造方法を開示した：０．０５～０．１３％Ｃ、０．５～２．５％Ｓｉ、０．５～３．５％Ｍｎ、０．０５～１％Ｃｒ、０．０５～０．６％Ｍｏ、≦０．１％Ａｌ、≦０．００５％Ｓ、≦０．０１％Ｎ、≦０．０３％Ｐ、添加される０．００５～０．０５％Ｔｉまたは０．００５～０．０５％Ｎｂまたは０．００５～０．２％Ｖ。この鋼は、Ａｒ３温度以上での熱間圧延、４５０～７００℃での卷取、焼鈍後に１００℃／ｓの冷却速度で７００～６００℃の冷却焼入れ、その後１８０～４５０℃での焼き戻しにより、最終的に７８０Ｍｐａの引張強度を有し、穴広げ率が５０％を超える高張力鋼が得られる。この鋼の主要の問題は、総合金量が高すぎて、Ｓｉ含有量が高いため、鋼の溶接性やリン酸化性能には不利である。

【0006】

中国特許文献（公開番号ＣＮ１０１３６３０９９Ａ、開示日２００９年２月１１日、題名「１０００ＭＰＡ級の引張強度を有する冷間圧延二相鋼板および製造方法」）は、Ｃ：０．１４～０．２１％、Ｓｉ：０．４～０．９％、Ｍｎ：１．５～２．１％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ≦０．０１％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｖ：０．００１～０．０２％を含む、超高強度二相鋼を開示した。熱間圧延や冷間圧延後に、７６０～８２０℃で保温し、冷却速度４０～５０℃／ｓ、２４０～３２０℃で１８０～３００ｓ過時効を行う。この鋼は、炭素当量が高く設計され、そして性能均一という特徴を有しない。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

そのように、従来の設計における７８０Ｍｐａ二相鋼の特許技術は、良好な成形性能があるものの、高いＣ含有量や高いＳｉ含有量が採用されるか、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏなどの合金含有量が多く含有されるため、鋼の溶接性、表面品質およびリン酸化性能には不利であり、同時にコストが高い。また、一部の高Ｓｉ含有量の鋼は、穴広げ率がとても高く、湾曲性能が良いものの、降伏比が高く、プレス加工性能が低減する。

【課題を解決するための手段】

【0008】

本発明の一つの目的は、経済性を有する７８０ＭＰａ級の冷間圧延焼鈍二相鋼の提供である。この冷間圧延焼鈍二相鋼は、合金元素および製造プロセスの合理的な設計により、ＭｏとＣｒが添加されないままで、得られる鋼板が７８０ＭＰａ級の強度を有し、微細かつ均一的なマルテンサイト＋フェライト二相組織が得られるため、伸び率および冷間圧延性能が優れており、良好な成形性を有する。この冷間圧延焼鈍二相鋼は、降伏強度≧４２０ＭＰａ；引張強度＞７８０ＭＰａ；Ａ５０ゲージ破断伸び率≧１８％；９０度冷間圧延性能の特定パラメータＲ／ｔ≦１、Ｒが湾曲半径を示し、ｔが板厚を示し、単位パラメータがｍｍである。

【0009】

上述の目的を実現するために、本発明は、冷間圧延焼鈍二相鋼であって、基体組織が微細かつ均一的なマルテンサイト＋フェライトであり、前記冷間圧延焼鈍二相鋼が、Ｆｅの他に以下の質量パーセントで下記化学元素をさらに含有する、７８０ＭＰａ級冷間圧延焼鈍二相鋼を提供する：
Ｃ：０．１％～０．１３％、Ｓｉ：０．４％～０．８％、Ｍｎ：１．６５％～１．９％、Ａｌ：０．０１％～０．０５％、Ｎｂ：０．０１～０．０３％、Ｔｉ：０．０１～０．０３％；
前記冷間圧延焼鈍二相鋼は、ＣｒおよびＭｏを含有しない。

【0010】

さらに、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、各化学元素の質量パーセントは：
Ｃ：０．１％～０．１３％、Ｓｉ：０．４％～０．８％、Ｍｎ：１．６５％～１．９％、Ａｌ：０．０１％～０．０５％、Ｎｂ：０．０１～０．０３％、Ｔｉ：０．０１～０．０３％、残りがＦｅおよびその他の避けられない不純物である。

【0011】

本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、本発明の冷間圧延焼鈍二相鋼の成分設計がＣとＭｎを主とする成分系であるため、冷間圧延焼鈍二相鋼が７８０ＭＰａ級の強度に達することができる。この鋼は、ＭｏとＣｒなどの貴重合金元素が添加されないため、経済性が有効に確保される。ＮｂとＴｉの微量添加は、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果があり、結晶粒が有効に微細化される。ＭｏとＣｒが添加されない特殊な成分設計により、熱間圧延ロールの強度が高すぎず、冷間圧延の製造性が確保される。各化学元素の設計原理は、以下の通りである：
Ｃ：本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｃの添加は、鋼の強度を高め、マルテンサイトの硬度を高めることができる。鋼中でのＣの質量パーセントが０．１％未満だと、鋼板の強度が影響を受けるだけでなく、オーステナイトの形成量や安定性にも不利である；そして鋼中でのＣの質量パーセントが０．１３％を超えると、マルテンサイトの硬度が高すぎて、結晶粒サイズが粗大化するため、鋼板の成形性能には不利であると同時に、炭素当量が高すぎて、溶接使用にも不利である。したがって、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｃの質量パーセントは、０．１％～０．１３％とする。

【0012】

好ましい実施形態では、Ｃの質量パーセントは、０．１１％～０．１２５％にしてもいい。

【0013】

Ｓｉ：本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、鋼中へのＳｉの添加は、焼入れ性を高めることができる。そして、鋼中に固溶されるＳｉは、転位の相互作用に影響できるため、加工硬化率が増加し、二相鋼中における伸び率が適量に高まることができるため、良好な成形性の獲得には好適である。ただし、注意しなければならないが、鋼中でのＳｉの質量パーセントが高すぎると、表面品質の制御には不利である。したがって、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｓｉの質量パーセントは、０．４％～０．８％とする。

【0014】

好ましい実施形態では、Ｓｉの質量パーセントは、０．５％～０．７％にしてもいい。
Ｍｎ：本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｍｎの添加は鋼の焼入れ性向上に有利であり、鋼板の強度を高めることができる。ただし、注意しなければならないが、鋼中でのＭｎの質量パーセントが１．６５％未満だと、鋼板の強度が足りない；鋼中でのＭｎの質量パーセントが１．９％を超えると、鋼板の強度が高すぎて、その成形性能が低減する。したがって、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｍｎの質量パーセントは、１．６５％～１．９％とする。

【0015】

好ましい実施形態では、Ｍｎの質量パーセントは、１．７％～１．８％にしてもいい。
Ａｌ：本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ａｌの添加は、脱酸素効果および結晶粒微細化の効果を有する。本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ａｌの質量パーセントは、０．０１％～０．０５％とする。

【0016】

好ましい実施形態では、Ａｌの質量パーセントは、０．０１５％～０．０４５％にしてもいい。

【0017】

Ｎｂ：本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｎｂは結晶粒を微細化させる重要な元素であり、微合金鋼の中に少量の強炭化物形成元素Ｎｂが加えられると、制御圧延過程において、歪み誘発によって相が析出し、質点ピンニングおよび亜粒界の作用により、歪みオーステナイトの再結晶温度が著しく降下し、核形成質点が提供され、結晶粒微細化の効果が明らかである；連続焼鈍オーステナイト化過程において、均熱で溶けていない炭素、窒素化物質点が、結晶境界の質点ピンニングメカニズムにより、均熱オーステナイト結晶粒の粗面化が防げられ、結晶粒が有効に微細化される。したがって、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｎｂの質量パーセントは、０．０１～０．０３％とする。

【0018】

好ましい実施形態では、Ｎｂの質量パーセントは、０．０１５～０．０２５％にしてもいい。

【0019】

Ｔｉ：本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、添加される強炭化物形成元素Ｔｉは、高温下でも強烈なオーステナイト結晶粒成長抑制効果を示し、同時にＴｉの添加は結晶粒微細化に有利である。したがって、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｔｉの質量パーセントは、０．０１～０．０３％とする。

【0020】

好ましい実施形態では、Ｔｉの質量パーセントは、０．０１５～０．０２５％にしてもいい。

【0021】

上記成分設計において、冷間圧延焼鈍二相鋼中に、ＭｏとＣｒなどの貴重合金元素が添加されていないため、経済性が確保される。同時に、４０－１００℃／ｓでの正常連続焼鈍ガスの冷却速度下で７８０ＭＰａ級引張強度を得るために、成分中にはＣとＭｎの合金添加含有量の確保が、十分の焼入れ性を提供するために必要である。ただし、優れた溶接性能および成形性能を確保するために、ＣとＭｎ合金元素の含有量には上限が必要であり、強度が上限を超えてはならない。

【0022】

鋼の生産過程中に、Ａｌの窒化物とＮｂ、Ｔｉの炭素窒素化物とは競争析出の関係であるため、本発明の成分系におけるＡｌ、Ｎの含有量を考慮し、結晶粒微細化の効果のために、Ｎｂ、Ｔｉの添加は、一定の量にする必要がある。そのため、冷間圧延焼鈍二相鋼中でのＮｂ、Ｔｉ質量パーセント含有量が、式：Ｎｂ％＋Ｔｉ％×３≧０．０４７％、好ましくは≧０．０６％を満たしてもいい。式の中で、ＮｂとＴｉはいずれも相応元素の質量パーセント含有量、つまり式中でパーセント記号前の数値である。一実施形態では、０．０４７％≦Ｎｂ％＋Ｔｉ％×３≦０．１０％；好ましくは、０．０６％≦Ｎｂ％＋Ｔｉ％×３≦０．１０％。

【0023】

さらに、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、各化学元素の質量パーセント含有量は、下記各項の少なくとも一つを満たす：
Ｃ：０．１１％～０．１２５％、
Ｓｉ：０．５％～０．７％、
Ｍｎ：１．７％～１．８％、
Ａｌ：０．０１５％～０．０４５％、
Ｎｂ：０．０１５～０．０２５％、
Ｔｉ：０．０１５～０．０２５％。

【0024】

さらに、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、避けられない不純物は、Ｐ、ＳとＮを含み、その含有量は、下記各項の少なくとも一つとする：Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００５％。

【0025】

上述技術案では、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｐ、ＮとＳはいずれも鋼中における避けられない不純物元素であり、鋼中でのＰ、ＮとＳの含有量が低いほど、実施效果が良好である。Ｓから形成されるＭｎＳは成形性能をひどく影響し、Ｎは板スラブ表面に割れや気泡を発生させやすい。したがって、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、Ｐの質量パーセントをＰ≦０．０１５％とし、Ｓの質量パーセントをＳ≦０．００３％とし、Ｎの質量パーセントをＮ≦０．００５％とする。

【0026】

さらに、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、前記マルテンサイトの相比例（体積比）＞５５％。

【0027】

さらに、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、前記マルテンサイトの結晶粒直径が５マイクロメートル以下であり、前記フェライトの結晶粒直径が５マイクロメートル以下である。

【0028】

さらに、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、その性能が、下記各項の少なくとも一つを満たす：降伏強度≧４２０ＭＰａ、好ましくは≧４３０ＭＰａ；引張強度＞７８０ＭＰａ、好ましくは≧８００ＭＰａ；Ａ５０ゲージ破断伸び率≧１８％；９０度冷間圧延性能の特定パラメータＲ／ｔ≦１、Ｒが湾曲半径を示し、ｔが板厚を示し、単位パラメータがｍｍである。

【0029】

さらに、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼において、その性能が、下記各項を満たす：降伏強度≧４２０ＭＰａ、好ましくは≧４３０ＭＰａ；引張強度＞７８０ＭＰａ、好ましくは≧８００ＭＰａ；Ａ５０ゲージ破断伸び率≧１８％；９０度冷間圧延性能の特定パラメータＲ／ｔ≦１、Ｒが湾曲半径を示し、ｔが板厚を示し、単位パラメータがｍｍである。

【0030】

さらに、本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼の降伏強度比が０．５３－０．５７である。
また、本発明のもう一つ目的は、冷間圧延焼鈍二相鋼の製造方法の提供である。この製造方法によって作製される冷間圧延焼鈍二相鋼は、高い強度および優れた伸び率と冷間圧延性能という特徴を有し、その降伏強度≧４２０ＭＰａ、引張強度＞７８０ＭＰａ、Ａ５０ゲージ破断伸び率≧１８％、９０度冷間圧延性能の特定パラメータＲ／ｔ≦１、Ｒが湾曲半径を示し、ｔが板厚を示し、単位パラメータがｍｍである。

【0031】

上述の目的を実現するために、本発明は、以下のステップを含む上記冷間圧延焼鈍二相鋼の製造方法を提供する：
（１）製錬および連続鋳造；
（２）熱間圧延；
（３）冷間圧延；
（４）焼鈍：焼鈍均熱温度を７７０－８２０℃とし、焼鈍時間を４０～２００ｓとし、その後３－５℃／ｓの速度で急冷開始温度まで冷却し、その後３０～８０℃／ｓの速度で急速冷却し、急冷開始温度を６５０～７３０℃とし、急冷完了温度を２００－２７０℃とする；
（５）焼き戻し；
（６）テンパー。

【0032】

本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼の製造方法において、前記ステップ（４）では、焼鈍均熱温度を７７０－８２０℃とする。なぜなら：焼鈍均熱温度が７７０℃未満だと、引張強度が７８０ＭＰａである鋼が得られない；そして焼鈍均熱温度が８２０℃を超えると、結晶粒サイズが粗大であるため、成形性能が大幅に低減する。したがって、焼鈍均熱温度を７７０－８２０℃とすれば、７８０ＭＰａの引張強度が得られるだけでなく、得られる結晶粒サイズが微細であるため、冷間圧延焼鈍二相鋼に良好な成形性能が確保される。

【0033】

好ましい実施形態では、より優れた実施効果のため、そして得られる結晶粒サイズをより微細なものにし、得られる鋼の機械性を適宜なものにし、成形性能をより優れたものにするため、焼鈍均熱温度を７９０－８１０℃にしてもいい。

【0034】

さらに、本発明による製造方法において、ステップ（２）では、板スラブをまず１１６０－１２２０℃、好ましくは１１６５－１２１５℃に加熱し、０．６時間以上、好ましくは０．６－１．５時間保温し、その後８５０－９００℃の温度を採用して熱間圧延し、圧延後に３０－８０℃／ｓの速度で急速冷却する；卷取温度を５００－６００℃、好ましくは５２０－６００℃とし、卷取後に空冷する。

【0035】

さらに、本発明による製造方法において、ステップ（３）では、冷間圧延圧下率を５０－７０％とする。

【0036】

さらに、本発明による製造方法において、ステップ（５）では、焼き戻し温度を２００－２７０℃とし、焼き戻し時間を１００－４００ｓ、好ましくは１５０－４００ｓとする。

【0037】

さらに、本発明による製造方法において、ステップ（６）では、テンパー圧下率≦０．３％とする。

【0038】

さらに、本発明による製造方法において、ステップ（４）では、前記焼鈍均熱温度を７９０－８１０℃とする。

【発明の効果】

【0039】

本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼およびその製造方法は、従来技術と比較して、以下の利点及び有益な効果を有する：
本発明による冷間圧延焼鈍二相鋼は、合理的な合金化学成分設計が採用され、ＭｏとＣｒが添加されていないままで、引張強度が７８０ＭＰａを超えるマルテンサイト＋フェライト二相組織の鋼板が得られる。その降伏強度≧４２０ＭＰａ、引張強度＞７８０ＭＰａ、Ａ５０ゲージ破断伸び率≧１８％、９０度冷間圧延性能の特定パラメータＲ／ｔ≦１。良好な経済性を有すると同時に、高い強度および優れた伸び率および冷間圧延性能を有するという特徴が実現される。

【0040】

また、本発明による製造方法は、具体的なプロセスパラメータを合理的に設計および制御することで、本発明による製造方法で得られる冷間圧延焼鈍二相鋼には、良好な経済性を有するだけでなく、高い強度および優れた伸び率と冷間圧延性能を有するという特徴がある。

【図面の簡単な説明】

【0041】

【図1】図１は実施例１の冷間圧延焼鈍二相鋼の組織を示す。

【発明を実施するための形態】

【0042】

以下では、具体的な実施例に基づき、本発明による経済性を有する７８０ＭＰａ級の冷間圧延焼鈍二相鋼およびその製造方法をさらに詳しく説明するが、その説明は本発明の技術案を限定するものではない。

【0043】

実施例１－７および比較例１－１４
表１は、実施例１－７の冷間圧延焼鈍二相鋼および比較例１－１４の鋼に対応する鋼種における各化学元素の質量パーセントを示す。

【0044】

【表1】

【0045】

本発明による実施例１－７の冷間圧延焼鈍二相鋼および比較例１－１４の鋼は、いずれも以下のステップで作製された：
（１）製錬と連続鋳造：要求される合金成分を得て、Ｓ、Ｐの含有量をできるだけ低減させた；
（２）熱間圧延：板スラブをまず１１６０－１２２０℃に加熱し、０．６時間以上保温し、その後８５０－９００℃の温度を採用して熱間圧延し、圧延後に３０－８０℃／ｓの速度で急速冷却した；卷取温度を５００－６００℃とし、卷取後に空冷した；
（３）冷間圧延：冷間圧延圧下率を５０－７０％とした；
（４）焼鈍：焼鈍均熱温度を７７０－８２０℃とし、好ましくは７９０－８１０℃とし、焼鈍時間を４０～２００ｓとし、その後３－５℃／ｓの速度で急冷開始温度まで冷却し、その後３０～８０℃／ｓの速度で急速冷却し、急冷開始温度を６５０～７３０℃とし、急冷完了温度を２００－２７０℃とした；
（５）焼き戻し：焼き戻し温度を２００－２７０℃とし、焼き戻し時間を１００－４００ｓとした；
（６）テンパー：テンパー圧下率≦０．３％とした。

【0046】

説明しなければならないが、実施例１－７の冷間圧延焼鈍二相鋼の化学成分および関連のプロセスパラメータは、いずれも本発明の設計規範の制限要求を満たしている。比較例１－６の鋼の化学成分は、いずれも本発明に設計される要求のパラメータを満たさない；比較例７－１４に対応するＮ鋼種の化学成分は、本発明の設計要求を満たすものの、関連のプロセスパラメータはいずれも本発明の設計規範のパラメータを満たさない。

【0047】

表２－１と表２－２は、実施例１－７の冷間圧延焼鈍二相鋼および比較例１－１４の鋼の具体的なプロセスパラメータを示す。

【0048】

【表2-1】

【0049】

【表2-2】

【0050】

説明しなければならないが、表２－２に示すとおり、各実施例および比較例の急冷完了温度が焼き戻し温度と同じである。なぜなら、実際のプロセス操作過程中において、急冷操作が完了したとたん、焼き戻し操作を行う。

【0051】

実施例１－７の冷間圧延焼鈍二相鋼および比較例１－１４の鋼に対し各性能測定を行い、得られる測定結果を表３に示す。性能測定方法は、ＧＢ／Ｔ１３２３９－２００６金属材料低温引張試験方法に基づき、標準サンプルを作製し、引張試験機で静的引張を行い、得られた相応の応力－ひずみ曲線に対しデータ処理を行い、最終的に降伏強度、引張強度と破断伸び率パラメータを得た。

【0052】

表３は、実施例１－７の冷間圧延焼鈍二相鋼および比較例１－１４の鋼の性能測定結果を示す。

【0053】

【表3】

【0054】

表３からわかるように、本発明の設計規範の制限要求を満たす実施例１－７の性能が優れており、その降伏強度がいずれも≧４２０ＭＰａ；その引張強度がいずれも＞７８０ＭＰａ、Ａ_５０ゲージ破断伸び率がいずれも≧１８％、９０度冷間圧延性能の特定パラメータＲ／ｔ≦１（Ｒが湾曲半径を示し、ｔが板厚を示し、単位パラメータがｍｍである）。各実施例の冷間圧延焼鈍二相鋼は、各項の性能がとても優れており、Ｍｏ、Ｃｒなどの貴重合金元素が添加されてないままで、７８０ＭＰａを超える引張強度が得られ、良好な伸び率および優れた冷間圧延性能を有する。

【0055】

説明しなければならないが、本発明の保護範囲中における従来技術の部分は、本願に提供される実施例に限定するものではなく、先行特許文献、先行開示出版物、先行開示応用などを含むがそれらに限らない本発明の技術案に矛盾しない技術案は、いずれも本発明の保護範囲に収まる。また、本願における各技術特徴の組み合わせ方式は、本願請求項に記載の組み合わせ方式もしくは具体的な実施例に記載の組み合わせ方式に限定するものではなく、本願に記載の全ての技術特徴は、お互いに矛盾しない限り、いかなる方式で自由に組み合わせもしくは結合してもいい。

【0056】

さらに、注意しなければならないが、以上に挙げられた実施例は、本発明の具体的な実施例でしかない。本発明は以上の実施例に限定されなく、当業者は、その類似変化や変形を、本発明の開示内容から直接得られ、もしくは容易に想到できるため、本発明の保護範囲に属すことは、言うまでもない。

【図1】