CN111511945B

CN111511945B - 高强度冷轧钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN111511945B
Application number: CN201880083463.5A
Authority: CN
Inventors: 田中孝明; 田路勇树
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-12-26
Filing date: 2018-12-13
Publication date: 2021-12-24
Anticipated expiration: 2038-12-13
Also published as: EP3733898B1; US11459647B2; EP3733898A1; KR102387095B1; CN111511945A; US20200392610A1; MX2020006773A; EP3733898A4; JP6791371B2; KR20200097347A; WO2019131189A1; JPWO2019131189A1

Abstract

本发明提供一种具有980MPa以上的拉伸强度且延展性优异，并且扩孔试验的不良率低的高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明的高强度冷轧钢板具有规定的组成，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和为20％～80％的范围内，残余奥氏体的面积率为超过10％且为40％以下的范围内，回火马氏体的面积率为超过0％且为50％以下的范围内，残余奥氏体中长宽比为0.5以下的残余奥氏体的比例以面积比计为75％以上，长宽比为0.5以下的残余奥氏体中，存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例以面积比计为50％以上，bcc相的平均KAM值为1°以下。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度冷轧钢板及其制造方法。更详细而言，本发明涉及适于以汽车为代表的运输机械类的部件的、具有拉伸强度(TS)：980MPa以上的高强度且延展性和拉伸凸缘性优异，并且扩孔试验的不良率低的高强度冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

以往，在车体部件等应用高强度冷轧钢板(例如参照专利文献1、2)。近年来，从保护地球环境的观点考虑，迫切期望汽车的燃油效率提高，促进了应用拉伸强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板。并且，最近对提高汽车的碰撞安全性的要求高涨，从确保碰撞时的乘员的安全性的观点考虑，作为车体的骨架部分等结构部材用途，也研究了拉伸强度为1180MPa以上的具有极高强度的高强度冷轧钢板的应用。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2016/132680号

专利文献2：国际公开第2016/021193号。

发明内容

钢板随着高强度化而延展性降低。延展性低的钢板在冲压成型时产生裂纹，因此为了将高强度钢板加工为汽车部件，需要在高强度的同时也兼具高延展性。然而，即使是扩孔率的平均值(平均扩孔率)优异的钢板，随着增加试验数，也偶尔会测到明显低于平均值的值。这样将测出明显低于平均值的值的概率作为扩孔试验的不良率。扩孔试验的不良率高的钢板在实际冲压时发生不良的概率增高。量产时在大量进行部件成型的过程中这样的不良现象不容忽视。为了降低冲压成型的不良率，要求扩孔试验的不良率低的钢板。

因此，寻求一种具有拉伸强度980MPa以上的高强度且具备优异的延展性，并且降低了扩孔试验的不良率的钢板。然而，以往的冷轧钢板的上述特性中的任一种均不充分。

本发明是鉴于上述课题而完成的，其目的在于提供一种具有980MPa以上的拉伸强度且延展性优异，并且扩孔试验的不良率低的高强度冷轧钢板及其制造方法。

本发明的发明人等为了达成上述目的进行了反复深入研究。其结果，本发明的发明人等发现钢板中含有的长宽比大的块状的残余奥氏体在扩孔试验之前冲裁时在冲裁端面大量露出时，诱发端面裂纹，扩孔率显著降低。另外，本发明的发明人等发现在长宽比小的针状的残余奥氏体存在于取向差40°以上的铁素体晶界的情况下具有抑制上述端面裂纹产生的效果。

另外，本发明的发明人等发现具有长宽比小的针状的残余奥氏体分率高且大多数长宽比小的针状的残余奥氏体存在于取向差40°以上的铁素体晶界、且具有bcc相的平均KAM值为1°以下的组织的钢板具有优异的拉伸凸缘性，并且扩孔试验的不良率非常小。

进而，本发明的发明人等发现通过对冷轧钢板在特定的条件下实施3次退火，能够制造具有满足上述条件的组织的钢板。

本发明的发明人等基于上述情况进一步进行研究之后，完成了本发明。

根据本发明，可以提供一种具有980MPa以上的拉伸强度且延展性和拉伸凸缘性优异，并且扩孔试验的不良率低的高强度冷轧钢板及其制造方法。

本发明的高强度冷轧钢板适于以汽车为代表的运输机械类的部件、建筑用钢材等结构用钢材。根据本发明，能够开展高强度冷轧钢板的更进一步的用途，产业上起到显著效果。

附图说明

图1是表示长宽比为0.5以下的残余奥氏体中存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例和bcc相的平均KAM值对扩孔试验的不良率造成的影响的图。

具体实施方式

<组成>

以下，首先对本发明的高强度冷轧钢板所具有的组成(成分组成)进行说明。成分组成的元素的含量的单位均是“质量％”，以下只要没有特别说明，就仅以“％”表示。

C：超过0.15％且为0.45％以下

C是使奥氏体稳定、确保所期望的面积率的残余奥氏体、有效有助于延展性提高的元素。并且，C使回火马氏体的硬度上升，有助于强度的增加。为了充分得到这种效果，C需要含有超过0.15％。因此，C含量超过0.15％，优选为0.18％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，超过0.45％的大量含有会使回火马氏体的生成量过量，使延展性和拉伸凸缘性降低。因此，C含量为0.45％以下，优选为0.42％以下，更优选为0.40％以下。

Si：0.5％～2.5％

Si抑制碳化物(渗碳体)的生成，促进C向奥氏体的浓化而使奥氏体稳定，有助于钢板的延展性提高。固溶于铁素体的Si提高加工固化能力，有助于铁素体自身的延展性提高。为了充分得到这种效果，Si需要含有0.5％以上。因此，Si含量为0.5％以上，优选为0.8％以上，更优选为1.0％以上。另一方面，Si的含量超过2.5％时，抑制碳化物(渗碳体)的生成，不仅有助于残余奥氏体的稳定化的效果饱和，而且固溶在铁素体中的Si量过量，因此延展性反而降低。因此，Si的含量为2.5％以下，优选为2.3％以下，更优选为2.1％以下。

Mn：1.5％～3.0％

Mn是奥氏体稳定化元素，通过使奥氏体稳定而有助于延展性的提高。为了充分得到这种效果，Mn需要含有1.5％以上。因此，Mn含量为1.5％以上，优选为1.8％以上。另一方面，如果Mn的含量超过3.0％，则马氏体过量生成而使延展性和拉伸凸缘性劣化。因此，Mn的含量为3.0％以下，优选为2.7％以下。

P：0.05％以下

P是在晶界偏析而降低伸长率，在加工时诱发裂纹，进而使耐冲击性劣化的有害元素。因此，将P的含量设为0.05％以下，优选为0.01％以下。另一方面，P含量的下限没有特别限定，P含量可以是0％以上。但是，过度的脱磷导致精炼时间的增加和成本的上升等，因此P的含量优选为0.002％以上。

S：0.01％以下

S是钢中作为MnS存在而冲裁加工时助长空隙的发生，进而加工中也称为空隙发生的起点而使拉伸凸缘性降低。因此，S的含量优选为极力降低，为0.01％以下，优选为0.005％以下。另一方面，S含量的下限没有特别限定，S含量为0％以上。然而，过度的脱硫导致精炼时间的增加和成本的上升等，因此S的含量优选为0.0002％以上。

Al：0.01％～0.1％

Al是作为脱氧剂起作用的元素。为了得到这种效果，需要含有Al0.01％以上。因此，Al含量为0.01％以上。然而，如果Al的含量过量，则钢板中Al以Al氧化物的形式残留，Al氧化物凝聚而容易粗大化，导致拉伸凸缘性劣化。因此，Al的含量为0.1％以下。

N：0.01％以下

N在钢中以AlN的形式存在而在冲裁加工时助长粗大的空隙的产生，进而，加工中也成为产生粗大的空隙的起点，因而使拉伸凸缘性降低。因此，N的含量优选尽量降低，为0.01％以下，优选为0.006％以下。另一方面，N含量的下限没有特别限定，N含量可以是0％以上。然而，过度的脱氮会导致精炼时间的增加和成本的上升，因此N的含量优选为0.0005％以上。

本发明的一个实施方式的高强度冷轧钢板可以具有由上述各元素和余量的Fe及不可避免的杂质构成的组成。

本发明的另一实施方式中，上述组成可以进一步任意地含有选自以下元素中的至少1种。

Ti：0.005％～0.035％

Ti形成碳氮化物，通过析出强化作用使钢的强度提高。添加Ti的情况下，为了有效发挥上述作用，将Ti的含量设为0.005％以上。另一方面，如果Ti的含量过量，则析出物过度生成，有时延展性降低。因此，Ti的含量为0.035％以下，优选为0.020％以下。

Nb：0.005％～0.035％

Nb形成碳氮化物，通过析出强化作用使钢的强度提高。添加Nb的情况下，为了有效发挥上述作用，将Nb的含量设为0.005％以上。另一方面，如果Nb的含量过量，则析出物过度生成，有时延展性降低。因此，Nb的含量为0.035％以下，优选为0.030％以下。

V：0.005％～0.035％

V形成碳氮化物，通过析出强化作用使钢的强度提高。添加V的情况下，为了有效发挥上述作用，将V的含量设为0.005％以上。另一方面，如果V的含量过量，则析出物过度生成，有时延展性降低。因此，V的含量为0.035％以下，优选为0.030％以下。

Mo：0.005％～0.035％

Mo形成碳氮化物，通过析出强化作用使钢的强度提高。添加Mo的情况下，为了有效发挥上述作用，将Mo的含量设为0.005％以上。另一方面，如果Mo的含量过量，则析出物过度生成，有时延展性降低。因此，Mo的含量为0.035％以下，优选为0.030％以下。

B：0.0003％～0.01％

B具有提高淬透性，促进回火马氏体生成的作用，因此作为钢的增强元素有用。为了有效发挥上述作用，在添加B的情况下，将B的含量设为0.0003％以上。另一方面，如果B的含量过量，则回火马氏体过量生成，有时延展性降低。因此，B的含量为0.01％以下。

Cr：0.05％～1.0％

Cr具有提高淬透性，促进回火马氏体生成的作用，因此作为钢的增强元素是有用的。为了有效发挥上述作用，在添加Cr的情况下，将Cr的含量设为0.05％以上。另一方面，如果Cr的含量过量，则回火马氏体过量生成，有时延展性降低。因此，Cr的含量为1.0％以下。

Ni：0.05％～1.0％

Ni具有提高淬透性，促进回火马氏体生成的作用，因此作为钢的增强元素是有用的。为了有效发挥上述作用，在添加Ni的情况下，将Ni的含量设为0.05％以上。另一方面，如果Ni的含量过量，则回火马氏体过量生成，有时延展性降低。因此，Ni的含量为1.0％以下。

Cu：0.05％～1.0％

Cu具有提高淬透性，促进回火马氏体生成的作用，作为钢的增强元素是有用的。为了有效发挥上述作用，在添加Cu的情况下，将Cu含量设为0.05％以上。另一方面，如果Cu的含量过量，则回火马氏体过量生成，有时延展性降低。因此，Cu的含量为1.0％以下。

Sb：0.002％～0.05％

Sb具有抑制通过钢板表面的氮化和氧化生成的钢板表层(几十μm左右的区域)的脱碳的作用。由此，能够防止在钢板表面减少奥氏体的生成量，能够进一步提高延展性。为了有效发挥上述作用，在添加Sb的情况下，将Sb的含量设为0.002％以上。另一方面，如果Sb的含量过量，则有时导致韧性的降低。因此，Sb的含量为0.05％以下。

Sn：0.002％～0.05％

Sn具有抑制因钢板表面的氮化和氧化而生成的钢板表层(几十μm左右的区域)的脱碳的作用。由此，能够防止在钢板表面奥氏体的生成量减少，能够进一步提高延展性。为了有效发挥上述作用，在添加Sn的情况下，将Sn的含量设为0.002％以上。另一方面，如果Sn的含量过量，则有时导致韧性的降低。因此，Sn的含量为0.05％以下。

Ca：0.0005％～0.005％

Ca具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用，对局部延展性的降低抑制是有效的。在添加Ca的情况下，为了得到上述效果，优选将Ca的含量设为0.0005％以上。另一方面，如果Ca的含量过量，则有时该效果饱和。因此，Ca的含量优选在0.0005％～0.005％的范围内。

Mg：0.0005％～0.005％

Mg具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用，对抑制局部延展性的降低有效。在添加Mg的情况下，为了得到上述效果，将Mg的含量设为0.0005％以上。另一方面，如果Mg的含量过量，则有时该效果饱和。因此，Mg的含量为0.005％以下。

REM：0.0005％～0.005％

REM(稀土金属)具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用，对抑制局部延展性的降低是有效的。在添加REM的情况下，为了得到上述效果，将REM的含量设为0.0005％以上。另一方面，如果REM的含量过量，则有时该效果饱和。因此，REM的含量为0.005％以下。

换言之，本发明的一个实施方式的高强度冷轧钢板可以含有如下组成：以质量％计，含有C：超过0.15％且为0.45％以下、Si：0.5％～2.5％、Mn：1.5％～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％～0.1％和N：0.01％以下，以及任意含有选自Ti：0.005％～0.035％、Nb：0.005％～0.035％、V：0.005％～0.035％、Mo：0.005％～0.035％、B：0.0003％～0.01％、Cr：0.05％～1.0％、Ni：0.05％～1.0％、Cu：0.05％～1.0％、Sb：0.002％～0.05％、Sn：0.002％～0.05％、Ca：0.0005％～0.005％、Mg：0.0005％～0.005％、和REM：0.0005％～0.005％中的至少1种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

<组织>

接着，对本发明的高强度冷轧钢板的组织进行说明。

F+BF：20％以上80％以下

铁素体(F)和贝氏体铁素体(BF)是软质的钢组织，有助于钢板的延展性的提高。因为这些组织中碳几乎不固溶，所以向奥氏体中排出C，由此使奥氏体的稳定性提高，有助于提高延展性。为了赋予钢板所需的延展性，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和必须为20％以上。因此，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和为20％以上，优选为30％以上，更优选为34％以上。另一方面，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和超过80％时，难以确保980MPa以上的拉伸强度。因此，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和为80％以下，优选为77％以下。

RA：超过10％且为40％以下

残余奥氏体(RA)其本身是富有延展性的组织，而且发生形变诱导相变而有助于延展性的进一步提高的组织。为了得到这种效果，残余奥氏体以面积率计必须超过10％。因此，残余奥氏体的面积率超过10％，优选为12％以上。另一方面，残余奥氏体以面积率计超过40％时，残余奥氏体的稳定性降低，在早期发生形变诱导相变，延展性降低。因此，残余奥氏体的面积率为40％以下，优选为36％以下。本说明书中，利用后述的方法计算残余奥氏体的体积率，将其视为面积率。

TM：超过0％且为50％以下

回火马氏体(TM)是硬质的组织，有助于钢板的高强度化。出于使钢板高强度化的目的，使回火马氏体的面积率超过0％(不包括0％)，优选为3％以上，更优选为8％以上。另一方面，如果以面积率计超过50％而含有回火马氏体，则无法确保所期望的延展性和拉伸凸缘性。因此，回火马氏体的面积率为50％以下，优选为40％以下，更优选为34％以下，进一步优选为30％以下。

R1：75％以上

残余奥氏体提高钢板的延展性，但根据该形状对提高延展性的贡献不同。长宽比为0.5以下的残余奥氏体与长宽比超过0.5的残余奥氏体相比，对于加工更稳定，延展性提高效果大。加工稳定性低、长宽比超过0.5的残余奥氏体在扩孔试验之前的冲裁中，在早期成为硬质的马氏体，因此容易在周围形成粗大的空隙。特别是在冲裁端面大量露出时，诱发端面裂纹，成为扩孔试验不良的原因，使扩孔试验的不良率增加。另一方面，长宽比为0.5以下的残余奥氏体以沿着组织的流向的方式变形，不容易在周围形成空隙。为了在确保所期望的延展性的同时，充分降低扩孔试验的不良率，将残余奥氏体中长宽比为0.5以下的残余奥氏体的比例(R1)设为75％以上，优选为80％以上。R1的上限没有特别限定，可以是100％。应予说明，R1＝(长宽比为0.5以下的残余奥氏体的面积/总残余奥氏体的面积)×100(％)。

R2：50％以上

如果长宽比为0.5以下的残余奥氏体存在于取向差40°以上的铁素体晶界，则即使存在长宽比超过0.5的残余奥氏体的情况下，也可抑制由此引起的冲裁端面裂纹的产生，扩孔试验的不良率显著降低。其原因尚不明确，本发明的发明人等认为如下。即，由于在取向差大且应力容易集中的取向差40°以上的铁素体晶界，以覆盖其的方式存在长宽比为0.5以下的残余奥氏体，所以能够缓和残余奥氏体的变形、因加工诱导马氏体相变而集中的应力。其结果，存在于附近的长宽比超过0.5的残余奥氏体的周围的应力集中减少，抑制了空隙、裂纹的产生。因此，为了充分降低扩孔试验的不良率，将长宽比为0.5以下的残余奥氏体中存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例(R2)设为50％以上，优选设为65％以上。R2的上限没有特别限定，可以是100％。应予说明，R2＝(存在于长宽比为0.5以下，取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的面积/长宽比为0.5以下的残余奥氏体的面积)×100(％)。

bcc相的平均KAM值：1°以下

bcc相的平均KAM值为1°以下时，即使存在长宽比超过0.5的残余奥氏体的情况下，也可抑制由此引起的冲裁端面裂纹的产生，扩孔试验的不良率变小。其原因尚不明确，但本发明的发明人等认为如下。即，KAM值低的bcc相的GN位错密度低，因而容易变形，冲裁时长宽比超过0.5的残余奥氏体的周围的应力集中减少，抑制了空隙、裂纹的发生。因此，为了充分降低扩孔率的不良率，将bcc相的平均KAM值设为1°以下，优选设为0.8°以下。bcc相的平均KAM值的下限没有特别限定，可以为0°。

<拉伸强度>

如上所述，本发明的高强度冷轧钢板具有优异的强度，具体而言，具备980MPa以上的拉伸强度。另一方面，拉伸强度的上限没有特别限定，拉伸强度可以是1320MPa以下，可以是1300MPa以下。

<镀层>

从提高耐腐蚀性等的观点考虑，本发明的高强度冷轧钢板还可以在其表面进一步具有镀层。作为上述镀层，可以在不特别限定的情况下使用任意的镀层。上述镀层例如优选为镀锌层或锌合金镀层。上述锌合金镀层优选为锌系合金镀层。上述镀层的形成方法没有特别限定，可以使用任意的方法。例如，上述镀层可以为选自热浸镀层、合金化热浸镀层、以及电镀层中的至少1种。上述锌合金镀层例如可以是含有选自Fe、Cr、Al、Ni、Mn、Co、Sn、Pb以及Mo中的至少1种，剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的锌合金镀层。

上述高强度冷轧钢板可以在一个或两个表面具备镀层。

[高强度冷轧钢板的制造方法]

接着，说明本发明的高强度冷轧钢板的制造方法。

本发明的高强度冷轧钢板可以通过对具有上述组成的钢坯材依次实施热轧、酸洗、冷轧及退火而制造。然后，上述退火含有3个工序，通过控制各退火工序的条件，能够得到具有上述组织的高强度冷轧钢板。

<钢坯材>

作为初始材料，使用具有上述组成的钢坯材。上述钢坯材没有特别限定，可以利用任意的方法制造。例如可以利用使用转炉或电炉等的公知的熔炼方法来制造上述钢坯材。上述钢坯材的形状没有特别限定，优选为板坯。从生产率等问题考虑，优选熔炼后通过连续铸造法制造作为钢坯材的板坯(钢坯)。并且，可以利用铸锭－开坯轧制法或薄板坯连铸法等公知的铸造方法来制造钢坯。

<热轧工序>

热轧工序是通过对具有上述组成的钢坯材实施热轧而得到热轧钢板的工序。热轧工序中，将具有上述组成的钢坯材加热，进行热轧。本发明中，通过后述的退火来控制组织，因此热轧可以在不特别限定的条件下以任意的条件进行，例如可以应用常用的热轧条件。

例如可以将钢坯材加热到1100℃～1300℃的加热温度，将被加热的上述钢坯材进行热轧。上述热轧的精轧出口温度例如可以为850℃～950℃。热轧结束后，在任意的条件下进行冷却。上述冷却例如优选在450℃～950℃的温度区域以20℃/秒～100℃/秒的平均冷却速度进行冷却。上述冷却后，例如以400℃～700℃的卷取温度进行卷取，制成热轧钢板。以上的条件是例示，不是本发明中必需的条件。

<酸洗工序>

酸洗工序是对经过上述热轧工序得到的热轧钢板实施酸洗的工序。酸洗工序没有特别限定，可以在任意的条件下进行。例如可以应用使用盐酸或硫酸等的常用的酸洗工序。

<冷轧工序>

冷轧工序是对经过酸洗工序的热轧钢板实施冷轧的工序。更详细而言，上述冷轧工序中，对实施了酸洗的热轧钢板实施压下率30％以上的冷轧。

《冷轧的压下率：30％以上》

冷轧的压下率为30％以上。压下率小于30％时，加工量不足，奥氏体的成核位点变少。因此，在下述第1退火工序中奥氏体组织粗大且不均匀，第1退火工序的保持过程中的下贝氏体相变被抑制，过度生成马氏体。其结果，第1退火工序后的钢板组织不能成为下贝氏体主体的组织。在第1退火工序后属于马氏体的部分在后续的第2退火工序中容易生成长宽比超过0.5的残余奥氏体。另一方面，压下率的上限由冷轧机的能力决定，压下率过高时轧制负荷变高，有时生产率降低。因此，压下率优选为70％以下。轧制道次的次数和各轧制道次的压下率没有特别限定。

<退火工序>

退火工序是对经过冷轧工序得到的冷轧钢板实施退火的工序，更详细而言，是包含后述第1退火工序、第2退火工序和第3退火工序的工序。

《第1退火工序》

第1退火工序是如下的工序：将经过冷轧工序得到的冷轧钢板以Ac₃点～950℃的退火温度T₁进行加热，从退火温度T₁以超过10℃/秒的平均冷却速度冷却至250℃以上且小于350℃的冷却停止温度T₂，在冷却停止温度T₂保持10秒以上，由此得到第1冷轧退火板。该工序的目的是使第1退火工序完成时的钢板组织成为下贝氏体主体的组织。特别是在第1退火工序后属于马氏体的部分容易在后续的第2退火工序中生成长宽比超过0.5的残余奥氏体，因此第1退火工序中马氏体过量生成的情况下，难以得到所期望的钢板组织。通过将制造条件控制在上述范围，可得到具有以下贝氏体为主体的组织的钢板，能够将第2退火工序后钢板组织制成所期望的钢板组织。

(Ac₃点)

Ac₃点(単位：℃)可以通过以下所示的Andrews人等的公式求得。

Ac₃＝910－203[C]^1/2+45[Si]－30[Mn]－20[Cu]－15[Ni]+11[Cr]+32[Mo]+104[V]+400[Ti]+460[Al]

上述式中的括号表示钢板中的括号内的元素的含量(单位：质量％)。不含有元素的情况下作为0计算。

(退火温度T₁：Ac₃点～950℃)

退火温度T₁小于Ac₃点时，在退火中残留铁素体，在后续的冷却过程中，以残留在退火中的铁素体为核使铁素体成长。由此，C分布在奥氏体中，因此在之后的保持过程中抑制下贝氏体相变，马氏体过量生成，无法使第1退火工序后的钢板组织成为下贝氏体主体的组织。因此，将退火温度T₁设为Ac₃点以上。另一方面，退火温度T₁超过950℃时，奥氏体晶粒过度地粗大化，冷却后的保持过程的下贝氏体的生成受到抑制，马氏体过量生成，因此无法使第1退火工序后的钢板组织成为下贝氏体主体的组织。第1退火工序后属于马氏体的部分容易在后续的第2退火工序中生成长宽比超过0.5的残余奥氏体。因此，退火温度T₁为950℃以下。在退火温度T₁的保持时间没有特别限定，例如为10秒～1000秒。

(从退火温度T₁到冷却停止温度T₂的平均冷却速度：超过10℃/秒)

从退火温度T₁到冷却停止温度T₂的平均冷却速度为10℃/秒以下时，在冷却中生成铁素体。由此，C分布在奥氏体中，因此在之后的保持过程中下贝氏体相变被抑制，马氏体过量生成，无法使第1退火工序后的钢板组织成为以下贝氏体为主体的组织。第1退火工序后属于马氏体的部分在后续的第2退火工序中容易生成长宽比超过0.5的残余奥氏体。由此，从退火温度T₁到冷却停止温度T₂的平均冷却速度超过10℃/秒，优选为15℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，为了确保过快的冷却速度，需要过大的冷却装置，因此从生产技术和设备投资等的观点考虑，平均冷却速度优选为50℃/秒以下。冷却可以利用任意的方法进行。作为冷却方法，优选使用选自气体冷却、炉冷、以及喷雾冷却中的至少1种，特别优选使用气体冷却。

(冷却停止温度T₂：250℃以上且小于350℃)

冷却停止温度T₂小于250℃时，马氏体在钢板组织中过量生成。第1退火工序后属于马氏体的部分容易在后续的第2退火工序中生成长宽比超过0.5的残余奥氏体。因此，冷却停止温度T₂为250℃以上，优选为270℃以上。另一方面，如果冷却停止温度T₂为350℃以上，则生成上部贝氏体而不是下贝氏体。上部贝氏体与下贝氏体比较，组织尺寸显著粗大，因此在后续的第2退火工序后中在取向差40°以上的铁素体粒的内部生成大量的长宽比为0.5以下的残余奥氏体，第2退火工序后的钢板组织不是所期望的组织。因此，冷却停止温度T₂小于350℃，优选为340℃以下。

(在冷却停止温度T₂的保持时间：10秒以上)

如果在冷却停止温度T₂的保持时间小于10秒，则下贝氏体相变不充分完成。因此，马氏体过量生成，在后续的第2退火工序中得不到所期望的组织。第1退火工序后属于马氏体的部分容易在后续的第2退火工序中生成长宽比超过0.5的残余奥氏体。因此，在冷却停止温度T₂的保持时间为10秒以上，优选为20秒以上，更优选为30秒以上。另一方面，在冷却停止温度T₂的保持时间的上限没有特别限定，在保持过长的时间的情况下，需要大型的生产设备，并且钢板的生产率显著降低，因此优选为1800秒以下。在冷却停止温度T₂保持后，到下一工序的第2退火工序为止，例如可以冷却至室温，也可以不进行冷却而进行第2退火工序。

《第2退火工序》

第2退火工序是如下的工序：将经过第1退火工序得到的第1冷轧退火板在700℃～850℃的退火温度T₃进行加热(再加热)，从退火温度T₃冷却到300℃～500℃的冷却停止温度T₄，由此得到第2冷轧退火板的工序。

(退火温度T₃：700℃～850℃)

如果退火温度T₃小于700℃，则退火不会生成足够的量的奥氏体，因此在第2退火工序后的钢板组织中无法确保所期望量的残余奥氏体，铁素体过量。因此，退火温度T₃为700℃以上，优选为710℃以上，更优选为740℃以上。另一方面，退火温度T₃超过850℃时，奥氏体过量生成，第2退火工序前的组织控制的效果被初始化。因此，难以将长宽比为0.5以下的残余奥氏体的比例、以及长宽比为0.5以下的残余奥氏体中存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例设为所期望的值。因此，退火温度T₃为850℃以下，优选为830℃以下，更优选为800℃以下，进一步优选为790℃以下。在退火温度T₃的保持时间没有特别限定，例如可以为10秒～1000秒的范围内。从退火温度T₃到冷却停止温度T₄的平均冷却速度没有特别限定，例如可以为5℃/秒～50℃/秒的范围内。

(冷却停止温度T₄：300℃～550℃)

如果冷却停止温度T₄小于300℃，则奥氏体中C的浓化变得不充分，残余奥氏体量减少，并且生成大量的回火马氏体，得不到所期望的钢板组织。因此，冷却停止温度T₄为300℃以上，优选为330℃以上。另一方面，冷却停止温度T₄超过550℃时，铁素体、贝氏体铁素体大量生成，并且从奥氏体生成珠光体，因此残余奥氏体量减少，得不到所期望的钢板组织。因此，冷却停止温度T₄的上限值为550℃以下，优选为530℃以下，更优选为500℃以下。

(在冷却停止温度T₄的保持时间：10秒以上)

如果在冷却停止温度T₄的保持时间小于10秒，则奥氏体中C的浓化变得不充分，残余奥氏体量减少，并且生成大量的回火马氏体，得不到所期望的钢板组织。因此，在冷却停止温度T₄的保持时间为10秒以上，优选为20秒以上，更优选为30秒以上。另一方面，在冷却停止温度T₄的保持时间的上限没有特别限定，例如可以将在冷却停止温度T₄的保持时间设为1800秒以下。

(冷却至室温)

在冷却停止温度T₄保持后冷却至室温。通过冷却至室温而使奥氏体的一部分转变成马氏体，与此相伴的应变使bcc相(马氏体本身和邻接的铁素体、贝氏体铁素体等)的KAM值增加。该增加的KAM值可以利用后述的第3退火工序降低。不冷却至室温而进行后述的第3退火工序的情况下，第3退火工序结束后，奥氏体的一部分转变成马氏体，因此最终组织的bcc相的KAM值增加，得不到所期望的钢板组织。该冷却没有特别限定，可以利用放冷等任意的方法冷却。

《第3退火工序》

第3退火工序是通过将经过第2退火工序得到的第2冷轧退火板在100℃～550℃的退火温度T₅加热(再加热)而得到第3冷轧退火板的工序。

(退火温度T₅：100℃～550℃)

如果退火温度T₅超过550℃，则从奥氏体生成珠光体，因此残余奥氏体量减少，得不到所期望的钢板组织。因此，退火温度T₅为550℃以下，优选为530℃以下。另一方面，退火温度T₅小于100℃时，回火的效果变得不充分，无法将bcc相的平均KAM值设为1°以下，得不到所期望的钢板组织。因此，退火温度T₅为100℃以上。

在退火温度T₅的保持时间没有特别限定，例如可以为10秒～86400秒。不进行后述的镀覆工序的情况下，经过第3退火工序得到的第3冷轧退火板成为本发明的高强度冷轧钢板。

<镀覆工序>

本发明的一个实施方式的高强度冷轧钢板的制造方法可以进一步包含对上述第2冷轧退火板或上述第3冷轧退火板实施镀覆处理的镀覆工序。即，如果在第2退火工序冷却到冷却停止温度T₄之后，则可以在第2退火工序的中途或者结束后的任意位置，进一步实施镀覆处理而在其表面形成镀层。此时，对在表面形成有镀层的第2冷轧退火板进一步经过第3退火工序而得到的第3冷轧退火板成为本发明的高强度冷轧钢板。并且，也可以对经过第3退火工序得到的第3冷轧退火板进一步实施镀覆处理而在其表面形成镀层。此时，在表面形成有镀层的第3冷轧退火板成为本发明的高强度冷轧钢板。

上述镀覆处理可以在没有特别限定的情况下利用任意的方法进行。例如在上述镀覆工序中，可以使用选自热浸镀法、合金化热浸镀法和电镀法中的至少1种。上述镀覆工序中形成的镀层例如优选为镀锌层或锌合金镀层。上述锌合金镀层优选为锌系合金镀层。上述锌合金镀层例如可以是含有选自Fe、Cr、Al、Ni、Mn、Co、Sn、Pb和Mo中的至少1种合金元素、剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成的锌合金镀层。

镀覆处理前，可以任意实施脱脂和磷酸盐处理等前处理。作为热浸镀锌处理，例如优选是使用常用的连续热浸镀锌生产线，将第2冷轧退火板浸渍于热浸镀锌浴中，在表面形成规定量的热浸镀锌层的处理。浸渍于热浸镀锌浴时，优选利用再加热或冷却，将第2冷轧退火板的温度调整在热浸镀锌浴温度－50℃的温度以上、热浸镀锌浴温度+60℃的温度以下的范围内。热浸镀锌浴的温度优选为440℃～500℃的范围内。在热浸镀锌浴中，除了Zn还可以含有上述合金元素。

镀层的附着量没有特别限定，可以为任意值。例如镀层的附着量优选每单面为10g/m²以上。并且，上述附着量优选每单面为100g/m²以下。

例如在利用热浸镀法形成镀层的情况下，能够利用气体擦拭等手段控制镀层的附着量。热浸镀层的附着量更优选每单面为30g/m²以上。并且，热浸镀层的附着量更优选每单面为70g/m²以下。

利用热浸镀覆处理形成的镀层(热浸镀层)可以根据需要通过实施合金化处理而形成合金化热浸镀层。合金化处理的温度没有特别限定，优选为460℃～600℃。作为上述镀层使用合金化热浸镀锌层的情况下，从提高镀层的外观的观点考虑，优选使用含有Al：0.10质量％～0.22质量％以下的热浸镀锌浴。

利用电镀法形成镀层的情况下，镀层的附着量例如可以通过调整板通过速度和电流值的一方或两方来控制附着量。电镀层的附着量更优选每单面为20g/m²以上。并且，电镀层的附着量更优选每单面为40g/m²以下。

实施例

以下，举出实施例并具体说明本发明。然而，本发明并不限于此。

<冷轧钢板的制造>

利用通常公知的方法熔炼下述表1所示的组成的钢水，连续铸造，得到壁厚300mm的板坯(钢坯材)。对得到的板坯实施热轧而得到热轧钢板。对得到的热轧钢板利用通常公知的手法实施酸洗，接着，以下述表2、3所示的压下率实施冷轧，得到冷轧钢板(板厚：1.4mm)。

对得到的冷轧钢板按下述表2、3所示的条件实施退火，得到第3冷轧退火板。退火工序是由第1退火工序、第2退火工序和第3退火工序构成的3阶段的工序。第1退火工序的在退火温度T₁的保持时间为100秒。第2退火工序的在退火温度T₃的保持时间为100秒，从退火温度T₃到冷却停止温度T₄的平均冷却速度为20℃/秒。第3退火工序的在退火温度T₅的保持时间为21600秒。

对于一部分第2冷轧退火板，冷却到冷却停止温度T₄后，进一步实施热浸镀锌处理，从而在表面形成热浸镀锌层，形成热浸镀锌钢板。热浸镀锌处理使用连续热浸镀锌生产线，将冷却到冷却停止温度T₄后的钢板根据需要再加热到430℃～480℃的范围内的温度，浸渍于热浸镀锌浴(浴温：470℃)，以镀层的附着量每单面为45g/m²的方式进行调整。浴组成为Zn－0.18质量％Al。

此时，在一部分热浸镀锌钢板中，将浴组成设为Zn－0.14质量％Al，镀覆处理后，在520℃实施合金化处理，制成合金化热浸镀锌钢板。镀层中的Fe浓度在9质量％～12质量％的范围内。对另一部分第3冷轧退火板，退火完成后，进一步使用电镀锌线以镀覆附着量每单面为30g/m²的方式实施电镀锌处理，制成电镀锌钢板。

下述表4、5中，使用以下的记号表示最终得到的冷轧钢板的种类。

CR：不具有镀层的冷轧钢板

GI：热浸镀锌钢板

GA：合金化热浸镀锌钢板

EG：电镀锌钢板

<评价>

从得到的冷轧钢板采取试验片，进行组织观察、残余奥氏体分率的测定和拉伸试验、以及扩孔试验。将得到的结果示于表4、5。应予说明，试验方法如下。

《组织观察》

首先，从冷轧钢板采取组织观察用的试验片。接着，在轧制方向截面(L截面)以相当于板厚的1/4的位置为观察面的方式采取试验片，进行研磨。接着，使观察面腐蚀(1体积％硝酸酒精溶液腐蚀)后，使用扫描型电子显微镜(SEM，倍率：3000倍)进行10个视野的观察，进行拍摄，得到SEM图像。使用得到的SEM图像，通过图像解析求出各组织的面积率。面积率为10个视野的平均值。在SEM图像中，铁素体和贝氏体铁素体呈灰色，马氏体和残余奥氏体呈白色，回火马氏体显示下部组织，因此根据其色调和有无下部组织来判断各组织。虽然难以准确区分铁素体和贝氏体铁素体，但这里重要的是这些组织的总和，因此不特别区分各组织，而求出铁素体和贝氏体铁素体的总和的面积率和回火马氏体的面积率。

进而，以在轧制方向截面(L截面)相当于板厚的1/4的位置成为观察面的方式，利用胶体二氧化硅振动研磨来研磨试验片。观察面为镜面。接着，利用极低加速离子铣削，除去由研磨应变所致的观察面的加工相变相后，实施电子背散射衍射(EBSD)测定，得到局部晶体取向数据。此时，SEM倍率为1500倍，步长为0.04μm，测定区域为40μm见方，WD为15mm。使用解析软件：OIM Analysis 7进行得到的局部取向数据的解析。解析针对3个视野进行，使用它们的平均值。

在数据解析之前，依次实施各1次解析软件的基于Grain Dilation功能(GrainTolerance Angle：5，Minimum Grain Size：5，Single Iteration：ON)和Grain CIStandarization功能(Grain Tolerance Angle：5，Minimum Grain Size：5)的清理处理。之后，仅使用CI值>0.1的测定点用于解析。

对于fcc相的数据，使用Grain Shape Aspect Ratio图的Area Fraction进行解析，求出残余奥氏体中长宽比为0.5以下的残余奥氏体的比例(R1)。以上的解析中，Grainshape calculation method使用Method 2。

另外，对于bcc相的数据，显示取向差40°以上的铁素体晶界(取向差40°以上的bcc相彼此的边界)后，求出预先求出的长宽比为0.5以下的残余奥氏体中的存在于取向差40°以上的铁素体晶界(包含原奥氏体晶界)的奥氏体的比例(R2)。

另外，对于bcc相的数据，显示KAM值的图，求出bcc相的平均KAM值。此时的解析按照以下条件实施。

Nearest neighbor：1^st

Maximum misorientation：5

Perimeter only

选择Set 0－point kernels to maximum misorientation

《残余奥氏体分率的测定》

从冷轧钢板采取X射线衍射用的试验片，进行研削和研磨，使得相当于板厚的1/4的位置为测定面，利用X射线衍射法由衍射X射线强度求出残余奥氏体的体积率。入射X射线使用CoKα射线。计算残余奥氏体的体积率时，对fcc相(残余奥氏体)的{111}、{200}、{220}和{311}面、以及bcc相的{110}、{200}、以及{211}面的峰的积分强度的全部的组合计算强度比，求出它们的平均值，算出残余奥氏体的体积率。由X射线衍射求出的奥氏体的体积率视为与面积率相等，将这样求出的奥氏体的体积率作为面积率。

《拉伸试验》

从冷轧钢板采取以与轧制方向垂直的方向(C方向)作为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JIS Z 2241：2001)，进行按照JIS Z 2241：2001的规定的拉伸试验，测定拉伸强度(TS)和伸长率(El)。

(强度)

将TS为980MPa以上的情况评价为高强度。

(延展性)

将El为下述的情况评价为高延展性(延展性良好)。

·TS：980MPa以上且小于1180MPa…El：25％以上

·TS：1180MPa以上时…El：18％以上

《扩孔试验》

从冷轧钢板采取试验片(大小：100mm×100mm)，对试验片利用冲裁加工(间隙：试验片板厚的12.5％)形成初始直径d₀：10mmφ的孔。使用得到的试验片实施扩孔试验。即，从冲裁成初始直径d₀：10mmφ的孔时的冲头侧插入顶角：60°的圆锥冲头，扩张该孔，测定龟裂贯通钢板(试验片)时的孔径d(单元：mm)，利用下式算出扩孔率λ(単位：％)。

扩孔率λ＝{(d－d₀)/d₀}×100

对各钢板各实施100次扩孔试验，将该平均值设为平均扩孔率λ(单位：％)。以下，也将平均扩孔率λ表记为“平均λ”。另外，求出扩孔率λ的值成为平均扩孔率λ的60％以下的值的概率，将其作为扩孔试验的不良率(单位：％)。

(拉伸凸缘性)

在下述的情况下，评价为拉伸凸缘性为良好。

·TS：980MPa以上且小于1180MPa时…平均λ：25％以上

·TS：1180MPa以上时…平均λ：20％以上

(扩孔试验的不良率)

将扩孔试验的不良率为4％以下的情况评价为扩孔试验的不良率低。

[表1]

表1

*剩余部分为Fe和不可避免的杂质

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

图1是将表4、5的结果的一部分绘制的图。更详细而言，图1是表示长宽比为0.5以下的残余奥氏体中存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例(R2)和bcc相的平均KAM值对扩孔试验的不良率造成的影响的图。图1的“○”是表示上述扩孔试验的不良率为4％以下的符号，“×”是表示扩孔试验的不良率高于4％的符号。应予说明，图1示出了残余奥氏体中长宽比为0.5以下的残余奥氏体的比例为75％以上的样品。

根据图1的图可知，仅在R2为50％以上，且bcc相的平均KAM值为1°以下的情况下，得到了扩孔试验的不良率低的钢板。

由表1～5和图1可知满足本发明的条件的冷轧钢板均具有拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度，且兼具良好的延展性和拉伸凸缘性，并且扩孔试验的不良率小。与此相对，不满足本发明的条件的比较例的冷轧钢板的上述特性中的至少一个差。

Claims

1.一种高强度冷轧钢板，具有如下的组成和组织，

所述组成为以质量％计，由C：超过0.15％且为0.45％以下、Si：0.5％～2.5％、Mn：1.5％～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％～0.1％和N：0.01％以下、剩余部分的Fe和不可避免的杂质构成，

板厚的1/4位置的组织中，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和为20％～80％，残余奥氏体的面积率超过10％且为40％以下，回火马氏体的面积率超过0％且为50％以下，残余奥氏体中长宽比为0.5以下的残余奥氏体的比例以面积比计为75％以上，长宽比为0.5以下的残余奥氏体中存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例以面积比计为50％以上，bcc相的平均KAM值为1°以下。

2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述组成以质量％计，进一步含有选自Ti：0.005％～0.035％、Nb：0.005％～0.035％、V：0.005％～0.035％、Mo：0.005％～0.035％、B：0.0003％～0.01％、Cr：0.05％～1.0％、Ni：0.05％～1.0％、Cu：0.05％～1.0％、Sb：0.002％～0.05％、Sn：0.002％～0.05％、Ca：0.0005％～0.005％、Mg：0.0005％～0.005％和REM：0.0005％～0.005％中的至少1种。

3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其中，在表面具有镀层。

4.一种高强度冷轧钢板的制造方法，是制造权利要求1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板的方法，包含如下工序：

热轧工序，通过对具有权利要求1或2所述的组成的钢坯材实施热轧而得到热轧钢板；

酸洗工序，对所述热轧钢板实施酸洗；

冷轧工序，通过对实施了所述酸洗的所述热轧钢板实施压下率30％以上的冷轧而得到冷轧钢板；

第1退火工序，将所述冷轧钢板以Ac₃点～950℃的退火温度T₁进行加热，从所述退火温度T₁以超过10℃/秒的平均冷却速度冷却至250℃以上且小于350℃的冷却停止温度T₂，在所述冷却停止温度T₂保持10秒以上，由此得到第1冷轧退火板；

第2退火工序，将所述第1冷轧退火板以700℃～850℃的退火温度T₃进行加热，从所述退火温度T₃冷却至300℃～550℃的冷却停止温度T₄，在所述冷却停止温度T₄保持10秒以上，冷却至室温，由此得到第2冷轧退火板；

第3退火工序，将所述第2冷轧退火板以100℃～550℃的退火温度T₅进行加热，由此得到第3冷轧退火板；

其中，Ac₃点由下述式定义，

Ac₃＝910－203[C]^1/2+45[Si]－30[Mn]－20[Cu]－15[Ni]+11[Cr]+32[Mo]+104[V]+400[Ti]+460[Al]，

上述式中的括号表示钢板中的括号内的元素的以质量％表示的含量，不含有该元素的情况下作为0计算。

5.根据权利要求4所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步包含对所述第2冷轧退火板或所述第3冷轧退火板实施镀覆处理的镀覆工序。