CN101960038A

CN101960038A - 冷轧钢板

Info

Publication number: CN101960038A
Application number: CN2009801074052A
Authority: CN
Inventors: 村上俊夫; 伊庭野朗
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2008-03-07
Filing date: 2009-03-06
Publication date: 2011-01-26
Anticipated expiration: 2029-03-06
Also published as: CN101960038B; KR20130005315A; WO2009110607A1; EP2251448B1; US20110005643A1; KR101243563B1; KR101230803B1; EP2251448A1; KR101230728B1; KR20100105799A; EP2251448A4; KR20130005317A; KR20130005316A; US8343288B2; KR101230742B1

Abstract

本发明的目的在于提供以下冷轧钢板。1)与现有的钢相比延伸凸缘性进一步提高的冷轧钢板。2)与现有的钢相比延伸率和延伸凸缘性的平衡进一步提高的冷轧钢板。3)屈服应力和延伸率和延伸凸缘性的任意种进一步提高的冷轧钢板。为了达成所述目的，本发明的冷轧钢板的特征在于，含有C：0.03～0.30质量％、Si：3.0质量％以下(含0质量％)、Mn：0.1～5.0质量％、P：0.1质量％以下、S：低于0.01质量％、N：0.01质量％以下、Al：0.01～1.00质量％，并具有如下组织：以面积率计含有回火马氏体50％以上(包括100％)，并且剩余部分由铁素体构成，对所述回火马氏体中的渗碳体粒子、所述铁素体粒子以及全部组织中的位错密度之中至少1个组织因子进行控制。

Description

冷轧钢板

技术领域

本发明涉及冷轧钢板，详细地说，是涉及加工性优异的高强度冷轧钢板。

背景技术

在汽车的车体部件等所使用的钢板中，以基于碰撞安全性或车体轻量化带来的燃费降低等为目的，在要求高强度的同时，为了加工成形状复杂的车体部件，还要求有优异的成形加工性。

因此，除了抗拉强度(TS)为980MPa级以上之外，还希望一种延伸凸缘性(扩孔率：λ)比现有钢进一步提高的高强度钢板，以及除了延伸凸缘性，延伸率(总延伸率：El)也得到提高的高强度钢板。另外，即使延伸的性能与以往一样，而期待发挥延伸凸缘性特别优异的效果领域中，对于抗拉强度980MPa级的钢板来说，期望扩孔率为125％以上。另外在要求延伸率和延伸凸缘性两方性能的领域中，对于抗拉强度980MPa级的钢板来说，要求总延伸率为13％以上，扩孔率为90％以上。

此外，以往进行的是以抗拉强度(TS)为基准的材料设计，但考虑碰撞安全性时，评价屈服强度(YP)很重要，因此所要求的高强度钢板不但屈服强度优异，而且加工性也要优异的。作为这样的高强度钢板的具体的机械特性，期望屈服强度(YP)为900MPa以上，并且总延伸率(El)为10％以上，延伸凸缘性(扩孔率：λ)为90％以上，优选为100％以上。

受到上述的需求，基于考虑各种组织控制的方法，大量提出有将延伸凸缘性、或延伸率和延伸凸缘性的平衡进行了改善的高强度钢板。然而，现状是满足上述期望水平的钢板至今也没有完成。

例如在专利文献1中，公开有一种含有Mn、Cr和Mo的至少一种合计为1.6～2.5质量％，基本上由马氏体的单相组织构成的高张力冷轧钢板。该钢板既确保了抗拉强度为980MPa以上，扩孔率(延伸凸缘性)又能够得到100％以上，但达不到125％，另外延伸率也达不到10％。

另外，在专利文献2中公开有一种由铁素体以面积率计为65～85％且剩余部分是回火马氏体的二相组织构成的高张力钢板。该钢板虽然延伸率能够获得13％以上，但是因为铁素体面积率过高，所以扩孔率达不到90％。

另外，在专利文献3中公开有一种由铁素体和马氏体的平均晶粒直径均为2μm以下，马氏体的体积率为20％以上、低于60％的二相组织构成的高张力钢板，其中扩孔率低于90％。

另外，除上述专利文献1～3中规定的基体组织本身的构成以外，已知存在于基体组织中的夹杂物(特别是硫化物)对于延伸凸缘性也会产生很大影响。

例如在非专利文献1中公开，在抗拉强度(TS)为440～590MPa级的钢板中，通过降低钢板中的S含量，夹杂物的生成受到抑制，延伸凸缘性得到改善。

然而，为了比现状的水平进一步降低钢板中的S含量，在炼钢工序中需要进行特别的脱硫处理，这成为生产率的降低或成本上升的要因。因此在工业上，非专利文献1所公开的通过低S化而改善延伸凸缘性的技术很难得到应用。

在专利文献4中，公开有一种加工性优异的高屈强比高张力冷轧钢板，其特征在于，将含有C：0.02质量％以下、Ti：0.15～0.40质量％的钢，在渗碳气氛中，以600～720℃进行退火。在该钢板中，虽然能够得到900MPa以上的屈服强度，10％以上的延伸率，但是延伸凸缘性达不到90％。

专利文献1：日本公开专利公报：2002-161336

专利文献2：日本公开专利公报：2004-256872

专利文献3：日本公开专利公报：2004-232022

专利文献4：日本公开专利公报：2007-9253

非专利文献1：木下正行等，“NKK技报”，日本钢管，1994年，第145卷，p.1

发明内容

因此本发明的目的在于，提供一种冷轧钢板，其在确保抗拉强度的同时，与现有的钢相比进一步提高了延伸凸缘性，或者提供一种冷轧钢板，其在确保抗拉强度的同时，与现有的钢相比进一步提高了延伸率和延伸凸缘性的平衡，或者提供一种屈服应力和延伸率和延伸凸缘性均提高了的冷轧钢板。

解决上述的课题的本发明，是一种冷轧钢板，其含有C：0.03～0.30质量％、Si：3.0质量％以下(含0质量％)、Mn：0.1～5.0质量％、P：0.1质量％以下、S：低于0.01质量％、N：0.01质量％以下、Al：0.01～1.00质量％，并具有如下组织：以面积率计含有回火马氏体50％以上(包括100％)，并且剩余部分由铁素体构成，对所述回火马氏体中的渗碳体粒子、所述铁素体粒子以及全部组织中的位错密度之中至少1个组织因子进行控制。

通过适当控制回火马氏体中的渗碳体粒子、铁素体粒子和全部组织中的位错密度之中至少一个组织因子，能够解决本发明的目的。即，能够提供确保抗拉强度并且比现有的钢进一步提高了延伸凸缘性的冷轧钢板，或者确保抗拉强度并且比现有钢进一步提高了延伸率和延伸凸缘性的平衡的冷轧钢板，或者使屈服应力、延伸率和延伸凸缘性均提高了的冷轧钢板。

比现有的钢进一步提高了延伸凸缘性的冷轧钢板，含有Si：0.5～3.0质量％，所述回火马氏体的硬度为380Hv以下，存在于所述回火马氏体中的当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子在每1μm²的所述回火马氏体中为2.3个以下，存在于全部组织中的长宽比2.0以上的夹杂物在每1mm²中为200个以下(本案第一发明)。

另外，比现有的钢进一步提高了延伸率和延伸凸缘性的平衡的冷轧钢板，含有Mn：0.5～5.0质量％，所述回火马氏体的硬度为330Hv以上、450Hv以下，并且其面积率为50％以上、70％以下，所述铁素体其最大粒径为当量圆直径12μm以下，C方向(与轧制方向成直角的方向)和铁素体晶粒长度方向的夹角的每10度的频率分布的最大值为18％以下，最小值为6％以上(本案第二发明)。

另外，使屈服应力和延伸率和延伸凸缘性均提高的冷轧钢板，Si：0.1～3.0质量％，所述回火马氏体的硬度为380Hv以下，全部组织中的位错密度为1×10¹⁵～4×10¹⁵m^-2，并且由式(1)定义的Si等量满足式(2)(本案第三发明)。

[Si等量]＝[％Si]+0.36[％Mn]+7.56[％P]+0.15[％Mo]+0.36[％Cr]+0.43[％Cu]…式(1)

…式(2)

或者，使屈服应力和延伸率和延伸凸缘性均提高的冷轧钢板，含有Si：0.1～3.0质量％、Mn：1.0～5.0质量％，此外还含有Cr：超过0.5质量％、3.0质量％以下，所述回火马氏体以面积率计为70％以上(含100％)，所述回火马氏体中的渗碳体面积率f(％)和该渗碳体的平均当量圆直径Dθ(μm)满足式(3)，并且以差示扫描量热仪(DSC)测定的、400℃至600℃之间发生的热量为1J/g以下(本案第四发明)。

(0.9f^-1/2-0.8)×Dθ≤6.5×10^-1 …式(3)

在此，f＝[％C]/6.69

上述的冷轧钢板，优选还含有Cr：0.01～1.0质量％。另外，上述的冷轧钢板优选含有如下任意一种以上：1)Mo：0.01～1.0质量％；2)Cu：0.05～1.0质量％和/或Ni：0.05～1.0质量％；3)Ca：0.0005～0.01质量％和/或Mg：0.0005～0.01％；4)B：0.0002～0.0030质量％；5)REM：0.0005～0.01质量％。

本发明在回火马氏体单相组织，或由铁素体和回火马氏体构成的二相组织中，适当地控制从所述回火马氏体中的渗碳体粒子或所述铁素体粒子或全部组织中的位错密度之中选出的至少一个组织因子。由此，本发明能够提供确保抗拉强度并且比现有的钢进一步提高了延伸凸缘性的冷轧钢板，或者确保抗拉强度并且比现有钢进一步提高的延伸率和延伸凸缘性的平衡的冷轧钢板，或者使屈服应力、延伸率和延伸凸缘性均提高了的冷轧钢板。

附图说明

图1是表示通过差示扫描量热仪(DSC)测定的结果的一例的图。

图2是表示马氏体组织中的当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子数和延伸凸缘性(扩孔率)的关系的曲线图。

图3是表示全部组织中的长宽比2.0以上的夹杂物数量和延伸凸缘性(扩孔率)的关系的曲线图。

图4是表示全部组织中的全部夹杂物数量和延伸凸缘性(扩孔率)的关系的曲线图。

图5是本发明的长宽比2.0以上的夹杂物数量与当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子数的组合的适当范围的曲线图。

图6是表示马氏体组织中的渗碳体粒子的分布状态的图。

图7是表示马氏体组织中的夹杂物的存在形状的图。

图8是表示组织中的铁素体相和马氏体相的分布状态的图，(a)是发明例，(b)是比较例。

图9是表示C方向与铁素体晶粒长度方向的夹角的每10度的频率分布的曲线图。

具体实施方式

本发明者们着眼于具有回火马氏体单相组织，或者具有由铁素体和回火马氏体(以下仅称为“马氏体”)构成的二相组织的高强度钢板，进行锐意研究。

其结果是本发明者们发现，通过适当控制如下冷轧钢板的回火马氏体中的渗碳体粒子、铁素体粒子和全部组织中的位错密度之中一个组织因子，便能够解决所述课题，基于该发现完成了本发明，其中，所述冷轧钢板含有C：0.03～0.30质量％、Si：3.0质量％以下(含0质量％)、Mn：0.1～5.0质量％、P：0.1质量％以下、S：低于0.01质量％、N：0.01质量％以下、Al：0.01～1.00质量％，并具有如下组织：以面积率计含有回火马氏体50％以上(包括100％)，并且剩余部分由铁素体构成。

首先，对于构成本发明的钢板的基本成分组成进行说明。

C：0.03～0.30质量％

C影响马氏体的面积率和在马氏体中析出的渗碳体量，是影响强度和延伸凸缘性的重要的元素。C含量低于0.03质量％时，不能确保强度，另一方面，C含量超过0.30质量％时，马氏体的硬度过高而不能确保延伸凸缘性。C含量的范围优选为0.05～0.25质量％，更优选为0.07～0.20质量％。

Si：3.0质量％以下(含0质量％)

Si是通过固溶强化不会使延伸率和延伸凸缘性降低而提高抗拉强度的有用的元素。Si含量超过3.0质量％时，阻碍加热时的奥氏体的形成，因此不能确保马氏体的面积率，不能确保延伸凸缘性。

Mn：0.1～5.0质量％

Mn通过固溶强化提高钢板的抗拉强度，并且使钢板的淬火性提高，具有促进低温转变相的生成的效果，是用于确保马氏体面积率有用的元素。Mn含量低于0.1质量％时，不能使延伸率和延伸凸缘性并立，另一方面，Mn含量超过5.0质量％时，淬火时(退火加热后的冷却时)有奥氏体残存，使延伸凸缘性降低。

P：0.1质量％以下

P作为杂质不可避免地存在，虽然通过固溶强化而有助于强度的上升，但其在旧奥氏体晶界偏析，使晶界脆化，从而使延伸凸缘性劣化，因此，P含量为0.1质量％以下。P含量优选在0.05质量％以下，更优选在0.03质量％以下。

S：低于0.01质量％

S也作为杂质不可避免地存在，形成MnS夹杂物，在扩孔时成为龟裂的起点，使延伸凸缘性降低，因此S含量低于0.01质量％。更优选S含量为0.005质量％以下。从上述观点出发，优选S含量的下限尽可能地降低，但如上述[背景技术]项中所述，由于工业上的制约，难以使S含量达到0.002％以下，因此可以超过0.002％。

N：0.01质量％以下

N也作为杂质不可避免地存在，由于应变时效致使延伸率和延伸凸缘性降低，因此N含量也优选低的方面，在0.01质量％以下。

Al：0.01～1.00质量％

Al与N结合形成AlN，使有助于应变时效发生的固溶N降低，防止延伸凸缘性的劣化，并且通过固溶强化有助于强度提高。Al含量低于0.01质量％时，钢中会残存固溶N，因此应变时效发生，不能确保延伸率和延伸凸缘性。另一方面，Al含量超过1.00质量％时，会阻碍加热时的奥氏体的形成，因此不能确保马氏体的面积率，不能确保延伸凸缘性。因此，Al含量为0.01～1.00质量％。

本发明的冷轧钢板基本上含有上述成分，剩余部分基本上是铁和杂质，但另外在不损害本发明的作用的范围内，能够添加后述的Mo、Cu等的成分。

以下，分别分为比现有的钢进一步提高了延伸凸缘性的冷轧钢板(本案第一发明)，比现有钢进一步提高了延伸率和延伸凸缘性的平衡的冷轧钢板(本案第二发明)，使屈服应力、延伸率和延伸凸缘性均提高了的冷轧钢板(本案第三发明和本案第四发明)，各说明具体的发明的构成。

[本案第一发明]

首先，对于比现有的钢进一步提高了延伸凸缘性的冷轧钢板(以下称为本案第一发明的钢板)进行说明。

[本案第一发明的钢板的组织]

如上述，本案第一发明的钢板，以回火马氏体单相组织，或者与前述的专利文献2、3同样的二相组织(铁素体+回火马氏体)为基础。但是，本案第一发明的钢板，特别是在该回火马氏体的硬度控制在380Hv以下，并且在该回火马氏体中析出的粗大的渗碳体粒子的存在数量和在全部组织中析出的细长形状的夹杂物的存在数量受到控制的点上，与上述专利文献2、3的钢板不同。

<硬度380Hv以下的回火马氏体：以面积率计为50％以上(包括100％)>

限制回火马氏体的硬度而提高该回火马氏体的变形能，能够抑制应力向铁素体与该回火马氏体的界面集中，防止龟裂在该界面的发生，从而确保延伸凸缘性。此外，通过成为回火马氏体主体的组织，即使降低该回火马氏体的硬度，也能够确保高强度。

为了有效地发挥上述作用，回火马氏体的硬度为380Hv以下(优选为370Hv以下，更优选为350Hv以下)，该回火马氏体以面积率计为50％以上，优选为60％以上，更优选为70％以上(包括100％)。还有，剩余部分为铁素体。

<当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子：每1μm²回火马氏体中为2.3个以下>

通过减少在延伸凸缘变形时成为破坏起点的粗大的渗碳体粒子的数量，能够改善延伸凸缘性。即，通过控制回火时在马氏体中析出的粗大的渗碳体粒子的存在数量，能够使延伸凸缘性提高。

为了有效地发挥上述作用，每1μm²的回火马氏体中所含的当量圆直径0.1μm以上的粗大的渗碳体粒子限制在2.3个以下，优选在1.8个以下，更优选在1.3个以下。

<长宽比2.0以上的夹杂物：每1mm²中为200个以下>

本发明者们通过扩孔试验，对于在基体组织(全部组织)中存在的夹杂物带给延伸凸缘性的影响进行了各个研究。其结果得出以下的结论。

调查扩孔试验后的试样的断裂部邻域的龟裂的发生状况时，可知龟裂主要是从长宽比为2.0以上的细长形状的夹杂物开始发生，该长宽比为2.0以上的细长形状的夹杂物支配延伸凸缘性。

如此，长宽比为2.0以上的细长形状的夹杂物支配延伸凸缘性的理由推定为如下。

即，在基体组织中存在夹杂物这样的缺陷时，在该缺陷的前端邻域发生的应力σx由式(4)表示。

σx = K / \sqrt{} (2 πx)

…式(4)

在此，

K = Mσ \sqrt{} (πa)

…式(5)

σx：距缺陷的前端离x距离的点的应力

x：距缺陷的前端的距离

K：应力扩大系数

M：比例常数

σ：施加的应力

a：缺陷长度

即使是相同面积的夹杂物(缺陷)，随着其长宽比变大，夹杂物的长径(缺陷长度)a变长，如式(5)所表明，应力扩大系数K变大。其结果如式(4)所表明的，在夹杂物(缺陷)的前端邻域发生的应力σx也变大，应力在该夹杂物(缺陷)的前端邻域集中。而且认为，若夹杂物(缺陷)的长宽比达到2.0以上，则在夹杂物(缺陷)的前端邻域发生的应力σx过大，应力集中超过极限而容易发生龟裂。

因此，为了有效地防止该龟裂的发生，将基体组织(全部组织)中析出的长宽比为2.0以上的夹杂物的存在数限制在每1mm²中为200个以下，优选为180个以下，更优选为150个以下。

以下，对于回火马氏体的硬度及其面积率、渗碳体粒子的尺寸及其存在数量和夹杂物的长宽比及其存在数量的测定方法进行说明。

首先，对各供试钢板进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀而使金属组织显现后，在大约4μm×3μm的区域的5个视野中，观察倍率20000倍的扫描电子显微镜(SEM)像，根据图像分析，不含渗碳体的区域为铁素体。然后其余的区域为马氏体，由各区域的面积比率计算马氏体的面积率。

接着，遵循JIS Z 2244的试验方法，测定各供试钢板表面的维氏硬度(98.07N)Hv，采用式(6)进行换算而成为马氏体的硬度HvM。

HvM＝(100×Hv-VF×HvF)/VM…式(6)

其中，

HvF＝102+209[％P]+27[％Si]+10[％Mn]+4[％Mo]-10[％Cr]+12[％Cu](F·B ピツカリング著，藤田利夫译，“钢铁材料的设计和理论”丸善株式会社、昭和56年9月30日发行，由p.10的图2.1，读取各合金元素量对低C铁素体钢的屈服应力的变化的影响的程度(直线的倾斜度)并进行公式化。还有，Al、N等其他元素对铁素体的硬度没有影响。)

在此，HvF：铁素体的硬度，VF：铁素体的面积率(％)，VM：马氏体的面积率(％)，[％X]：成分元素X的含量(质量％)。

另外，对各供试钢板进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀而使金属组织显现后，以能够分析马氏体内部的区域的方式，如此在100μm²区域的视野中观察倍率10000倍的扫描电子显微镜(SEM)像。然后，根据图像的对比度，白的部分判别为渗碳体粒子并标记，用图像分析软件，由所述标记的各渗碳体粒子的面积计算当量圆直径，并且求得单位面积中存在的既定尺寸的渗碳体粒子的个数。

另外，对各供试钢板进行镜面研磨，在10000μm²区域的视野中观察倍率400倍的光学显微镜(SEM)像，根据图像的对比度，黑的部分判别为夹杂物并标记。然后，通过图像分析软件，求得标记的各夹杂物的最大直径和最小直径并将其比(最大直径/最小直径)作为长宽比，关且求得单位面积中存在的长宽比2.0以上的夹杂物的个数。

<本案第一发明的钢板的成分组成>

本案第一发明的钢板，具有前述的本发明的基本成分组成，但其中Si含量基于下述的理由，优选为0.5～3.0质量％的范围。

即，Si除了前述的效果以外，还具有抑制回火时的渗碳体粒子粗大化的效果，通过防止粗大的渗碳体粒子的生成，可使延伸凸缘性提高。Si含量低于0.5质量％时，在回火中渗碳体粒子粗大化，当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子增加，不能发挥125％以上这样显著优异的延伸凸缘性。另一方面，Si含量超过3.0质量％时，如前述，因为阻碍加热时的奥氏体的形成，所以不能确保马氏体的面积率，仍不能确保延伸凸缘性。

还有，本案第一发明的钢板中的优选Si含量的范围是0.7～2.5质量％，更优选为1.0～2.0质量％。

Mn也在前述本发明的基本成分组成的范围中含有，但Mn与Si一样，具有抑制回火时的渗碳体粗大化的效果。因此，Mn一边防止粗大的渗碳体粒子的生成，一边适度地使微细的渗碳体粒子的数量增大，由此有助于延伸率和延伸凸缘性的并立，并且还具有确保淬火性这样的效果。

本案第一发明的钢板的优选的Mn含量的范围为0.60～3.0质量％，更优选为1.30～2.5质量％。

接着，以下对于用于取得本案第一发明的钢板的优选制造方法进行说明。

[本案第一发明的钢板的优选的制造方法]

为了制造本案第一发明的冷轧钢板，首先，熔炼具有上述成分组成的钢，通过铸锭或连续铸造成为板坯之后，进行热轧。在热轧中，将精轧的结束温度设定为Ar₃点以上，适宜进行冷却后，在450～700℃的范围卷取。热轧结束后进行酸洗，之后进行冷轧，冷轧率可以为30％左右以上。

然后，在上述冷轧后，继续反复进行两次退火，再进行回火。

(第一次退火条件)

在第一次退火中，加热至退火加热温度：1100～1200℃，退火保持时间：保持超过10s、3600s以下后，冷却至200℃以下。还有，对冷却速度没有特别制约，其冷却方法任意。

<退火加热温度：加热至1100～1200℃，退火保持时间：超过10s、3600s以下>

这是用于通过退火加热，使由于冷轧而延伸的夹杂物(特别是MnS夹杂物)球状化的条件。

退火加热温度低于1100℃时或者退火保持时间低于10s以下时，夹杂物的形状变化不充分，不能充分降低长宽比2.0以下的夹杂物的存在数量。另一方面，若退火加热温度超过1200℃，或者退火保持时间超过3600s，则在氧化性气氛下进行加热的工业炉内，钢板表面的氧化皮的发生或钢板表面的脱碳显著，因此不为优选。

[第二次退火条件]

在第二次退火中，加热至退火加热温度：[(Ac1+Ac3)/2]～1000℃，退火保持时间：保持3600s以下后，以50℃/s以上的冷却速度从退火加热温度直接急冷至Ms点以下的温度。或者以1℃/s以上的冷却速度(第一冷却速度)从退火加热温度徐冷至低于退火加热温度、并在600℃以上的温度(第一冷却结束温度)之后，再以50℃/s以下的冷却速度(第二冷却速度)急冷至Ms点以下的温度(第二冷却结束温度)。

<退火加热温度：(Ac1+Ac3)/2]～1000℃，退火保持时间：3600s以下>

这是用于退火加热时充分相变为奥氏体，确保之后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的面积率在50％以上的条件。

退火加热温度低于[(Ac1+Ac3)/2]℃时，退火加热时向奥氏体的相变量不足，因此其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的量减少，不能确保马氏体的面积率为50％以上。另一方面，若退火加热温度超过1000℃，则奥氏体组织粗大化，钢板的弯曲性或韧性劣化，并且还会造成退火设备的劣化，因此不为优选。

另外，若退火保持时间超过3600s，则生产率极端恶化，因此不为优选。

<以50℃/s以上的冷却速度急冷至Ms点以下的温度>

这是为了抑制冷却中由奥氏体形成铁素体或贝氏体组织，得到马氏体组织。

以比Ms点高的温度结束急冷，冷却速度低于50℃/s时，会使贝氏体形成，不能确保钢板的强度。

(以1℃/s以上的冷却速度徐冷至低于加热温度、并在600℃以上的温度)

由此，通过形成以面积率计低于50％的铁素体组织，可在确保延伸凸缘性的状态下实现延伸率的改善。

在低于600℃的温度或低于1℃/s的冷却速度下，铁素体的形成过剩，马氏体的面积率不足，不能确保强度和延伸凸缘性。

[回火条件]

作为回火条件，从上述退火冷却后的温度加热至第一阶段的回火加热温度：325～375℃，以5℃/s以上的平均加热速度加热100～325℃之间，第一阶段的回火保持时间：保持50s以上后，再加热至第二阶段的回火加热温度T：400℃以上，以第二阶段的回火保持时间t(s)为Pt＝(T+273)·[log(t)+17]＞13600，并且，Pg＝exp[-9649/(T+273)]×t＜0.9×10^-3的条件保持后，冷却即可。还有，第二阶段的保持中使温度T变化时，使用式(7)即可。

[数式1]

Pg = {&Integral;}_{0}^{t} \exp (- \frac{9649}{(T (t) + 273)}) \cdot dt

…(式7)

在作为渗碳体从马氏体析出最快的温度区域的350℃附近保持而使马氏体组织中均一地析出渗碳体粒子后，加热到更高温度区域并保持，由此能够使渗碳体粒子生长到适当的尺寸。

<加热至第一阶段的回火加热温度：325～375℃，以5℃/s以上的平均加热速度加热100～325℃之间>

如果第一阶段的回火加热温度低于325℃或超过375℃，或者100～325℃之间的平均加热速度低于5℃/s，则渗碳体粒子在马氏体中的析出会不均一地发生，因此在其后第二阶段的加热保持中的生长会导致粗大的渗碳体粒子的比例增加，得不到延伸凸缘性。

<加热至第二阶段的回火加热温度T：400℃以上，以第二阶段的回火保持时间t(s)为Pt＝(T+273)·[log(t)+17]＞13600，并且，Pg＝exp[-9649/(T+273)]×t＜0.9×10^-3的条件保持>

在此，Pt＝(T+273)·[log(t)+17]是金属学会编：钢铁材料讲座·现代的金属学材料编4，p.50所述的规定回火马氏体的硬度的参数。另外，Pg＝exp[-9649/(T+273)]×t是杉本孝一等著的“材料组织学”朝倉书店出版，p106的公式(4.18)中所述的对于析出物的晶粒生长模型根本地进行变量的设定和简略化，规定作为析出物的渗碳体粒子的尺寸的参数。

若第二阶段的回火加热温度T低于400℃，则用于使渗碳体粒子生长为充分的尺寸所需要的保持时间t变得过长。

Pt＝(T+273)·[log(t)+17]≤13600时，马氏体的硬度无法充分降低，得不到延伸凸缘性。

Pg＝exp[-9649/(T+273)]×t≥0.9×10^-3时，渗碳体粒子粗大化，0.1μm以上的渗碳体粒子的数量变得过多，因此仍不能确保延伸凸缘性。

[本案第二发明]

接着，对于比现有的钢进一步提高了延伸率和延伸凸缘性的平衡的冷轧钢板(以下称本案第二发明的钢板)进行说明。

(本案第二发明的钢板的组织)

如上述，本案第二发明的钢板，以与上述专利文献2、3同样的二相组织(铁素体+回火马氏体)为基础。但是，本案第二发明的钢板，特别是在该回火马氏体的硬度被控制在330Hv以上、450Hv以下，并且铁素体晶粒长度方向相对于C方向(与轧制方向成直角的方向)的夹角的取向分布被各向同性地控制这一点上，与上述专利文献2、3的钢板有所不同。

<回火马氏体：硬度330Hv以上450Hv以下>

通过使回火马氏体达到一定以上的硬度，一边保持抗拉强度，一边限制为一定以下的硬度而提高该回火马氏体的变形能，从而抑制应力向铁素体和该回火马氏体的界面集中，防止龟裂在该界面的发生，确保延伸凸缘性。

为了有效地发挥上述作用，回火马氏体的硬度为330Hv以上450Hv以下(更优选为430Hv以下)。

<回火马氏体：以面积率计50％以上70％以下>

通过成为回火马氏体主体的组织，即使降低回火马氏体的硬度，也能够确保高抗拉强度。同时确保一定程度的铁素体面积率，在铁素体和马氏体之间分配应变，从而确保延伸率。

为了有效地发挥上述作用，回火马氏体以面积率计为50％以上70％以下(更优选为60％以下)。还有，剩余部分为铁素体。

<铁素体：最大粒径为当量圆直径12μm以下>

通过减小铁素体粒径，即使在基体组织中导入以面积率计为30～50％的铁素体，仍可抑制应力向铁素体和该回火马氏体的界面集中，防止龟裂在该界面的发生，确保延伸凸缘性。

为了有效地发挥上述作用，使铁素体晶粒的最大直径为当量圆直径计12μm以下(更优选为10μm以下)。

<C方向和铁素体晶粒长度方向的夹角的每10度的频率分布的最大值为18％以下，最小值为6％以上>

在铁素体+马氏体的二相组织中，使铁素体晶粒长度方向相对于C方向的取向分布接近各向同性，从而提高作为二相组织的组织的均一性，确保延伸凸缘性。

另外，对于抗拉强度和延伸率的作用效果如下。

当铁素体与马氏体的界面与拉伸方向平行时，铁素体相和马氏体相的各相分别在等应变下变形，由此，与组织分率相当的马氏体相的抗拉强度被反映出来，该二相组织的抗拉强度得到确保。但是，该组织的延伸率受马氏体相制约。

另一方面，当铁素体与马氏体的界面与拉伸方向垂直时，铁素体相和马氏体相的各相分别在等应力下变形，由此，与组织分率相当的铁素体相的延伸被反映出来，该二相组织的延伸率提高。但是，该组织的抗拉强度受铁素体相制约。

在铁素体+马氏体的二相组织中，使铁素体晶粒长度方向相对于C方向的取向分布接近各向同性，意味着作为相对于上述拉伸方向的铁素体与马氏体的界面的方向，与之平行的成分和与之垂直的成分被大致等量而平衡地导入。其结果是，既能够确保抗拉强度又能够使延伸率提高。

为了有效地发挥上述作用，C方向和铁素体晶粒长度方向的夹角的每10度的频率分布的最大值为18％以下，最小值为6％以上(更优选最大值为16％以下，最小值为7％以上)。

若脱离上述范围，则在铁素体与马氏体之间的应变的分配就无法适当地进行，不能实现980MPa以上的抗拉强度和13％以上的延伸率的并立，或者组织的均一性不充分，不能确保90％以上的延伸凸缘性。

以下，对于回火马氏体的硬度及其面积率，以及铁素体晶粒的最大直径(当量圆直径)和铁素体晶粒的取向性(C方向与铁素体晶粒长度方向的夹角的分布)的测定方法进行说明。

首先，对于各供试钢板进行调整，直至能够观察其轧制方向成为法线方向的面，之后进行镜面研磨，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀而使金属组织显现后，用扫描电子显微镜以1000倍的倍率观察3个视野。然后，将扫描电子显微镜中的包含白色的粒状反差的区域作为马氏体，通过图像分析，测定该区域在整体中所占的比例，作为马氏体面积率。

HvM＝(100×Hv-VF×HvF)/VM…式(6)

其中，

关于铁素体晶粒的最大直径(当量圆直径)，通过图像分析，由图像分析测定各粒子的面积后，以式(8)换算成当量圆直径，求得其最大值。

[当量圆直径]＝2×(A/π)^0.5…式(8)

在此，A：各粒子的面积。

关于铁素体晶粒的取向性(C方向和铁素体晶粒长度方向的夹角的分布)，根据由图像分析软件(Media Cybernetics公司制ImageProPlus)进行的图像分析，采用表示各铁素体晶粒的长度方向与C方向的夹角的“角度”这一参数，求得每10度的频率分布，求得该频率分布的最大值、最小值。

<本案第二发明的钢板的成分组成>

本案第二发明的钢板，具有前述的本发明的基本成分组成，但Mn含量优选为0.5～5.0质量％的范围。Mn含量更优选为0.7～4.0质量％，进一步优选为1.0～3.0质量％。

Si也还在所述基本成分组成的范围内在本案第二发明的钢板中被含有。但是，本案第二发明的钢板中的优选的Si含量的范围是0.3～2.5质量％，更优选为0.5～2.0质量％。

[本案第二发明的钢板的优选的制造方法]

接着，以下说明用于获得本案第二发明的钢板的优选的制造方法。

为了制造本案第二发明的冷轧钢板，首先，熔炼具有上述成分组成的钢，通过铸锭或连续铸造成为板坯之后进行热轧。作为热轧条件，将精轧的结束温度设定为Ar₃点以上，适宜进行冷却后，在450～700℃的范围卷取。热轧结束后进行酸洗，之后进行冷轧，冷轧率为30％左右以上即可。

(第一次退火条件)

作为第一次退火条件，加热至退火加热温度：Ac₃～1000℃，退火保持时间：保持3600s以下后，以50℃/s以上的冷却速度从退火加热温度直接急冷至Ms点以下的温度。

<退火加热温度：Ac₃～1000℃，退火保持时间：3600s以下>

由此，在第一次退火时充分地相变成奥氏体，从而能够尽可能高地确保在其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的面积率。

退火加热温度低于Ac₃℃时，在退火加热中向奥氏体的相变量不足，因此在其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的量减少，不能确保充分的面积率。另一方面，若退火加热温度超过1000℃，则奥氏体组织粗大化，实施第二次退火、回火后的铁素体粒径变得粗大，因此无法获得延伸凸缘性，并且还造成退火设备的劣化，因此不为优选。

<以50℃/s以上的冷却速度急冷至Ms点以下的温度>

由此，能够抑制在冷却中由奥氏体形成铁素体或贝氏体组织，能够得到马氏体组织。

若在比Ms点高的温度下结束急冷，或冷却速度低于50℃/s，则贝氏体形成，最终组织中铁素体粒径变得粗大，得不到延伸凸缘性。

通过该第一次退火，组织的微细化被达成，并且能够抑制轧制组织的继承。在该第一次退火中，因为晶粒继承轧制组织而与C方向平行地延伸，所以在铁素体与马氏体之间应变的分配得不到充分地进行，不能确保延伸率。或者，相对于C方向的铁素体晶粒长度方向的取向性分布的各向同性不充分，不能确保延伸凸缘性。

[第二次退火条件]

作为第二次退火条件，以15℃/s以上的升温速度加热至退火温度：(Ac₁+Ac₃)/2以上、低于Ac₃，加热保持时间：保持600s以下后，以50℃/s以上的冷却速度从退火加热温度直接急冷至Ms点以下的温度。

<15℃/s以上的升温速度>

在工业上制造的钢材中，含有在熔炼阶段所形成的Mn化合物的微观偏析。该Mn化合物的微观偏析(以下简称为“Mn偏析”)经热轧、冷轧而沿板厚方向压缩，沿L方向(轧制方向)和C方向(与轧制方向和板厚方向双方成直角的方向)伸展。因此，从L方向对钢板截面进行组织观察时，Mn偏析以沿着C方向延伸这样的形态存在。在工业的工序之中微观偏析未得到解除。因此，对冷轧材进行热处理时，沿L方向和C方向延伸的Mn偏析层状存在。因为Mn是奥氏体稳定化元素，所以在Mn浓的区域，加热时从铁素体向奥氏体的相变被促进，而冷却时从奥氏体向铁素体的相变受到抑制。因此，在存在Mn偏析的二相组织钢(DP钢)中，若不充分控制相变举动，则沿着Mn偏析层，马氏体以在C方向上伸展的形态被形成，而在Mn负偏析层中，铁素体以在C方向上伸展形态被形成。

在Mn偏析存在的状况下，为了不使铁素体晶粒的长轴方向集中在C方向，而是随机的，就要通过15℃/s以上的急速加热而使第一次退火时的热处理中得到的均质的马氏体组织成为过热马氏体，使巨大的逆相变驱动力发生。由此，无论有无Mn偏析，逆相变都会均一地发生，因此其后冷却而得到的组织变得均一，使铁素体晶粒的长轴方向(长度方向)朝向随机的方向。

升温速度低于15℃/s时，Mn偏析对于核生成及其核生长产生影响，因此在铁素体晶粒长度方向充分的各向同性的取向分布上不为优选。

<退火加热温度：(Ac₁+Ac₃)/2以上、低于Ac₃，退火保持时间：600s以下>

由此，能够在第二次退火加热时相变成适量的奥氏体，使其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的面积率在50％以上、70％以下。

退火加热温度低于(Ac₁+Ac₃)/2时，在第二次退火加热时向奥氏体的相变量不足，因此在其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的量减少，不能确保面积率为50％以上。另一方面，若退火加热温度达到Ac₃以上，则向奥氏体的相变量过剩，作为剩余部分的铁素体的面积率减少，因此不能确保充分的延伸率。更优选的退火加热温度的上限为(0.3Ac₁+0.7Ac₃)。

另外，若退火保持时间超过600s，则经急速加热而成为各向同性的组织在Mn偏析的影响下沿C方向延伸，相对于C方向的铁素体长度方向的各向同性降低，延伸率和延伸凸缘性降低。

<以50℃/s以上的冷却速度急冷至Ms点以下的温度>

由此，与上述[第一次退火条件]中阐述的一样，能够抑制冷却中由奥氏体形成铁素体或贝氏体组织，得到马氏体组织。

以比Ms点高的温度结束急冷，冷却速度低于50℃/s时，会使贝氏体形成，不能确保钢板的抗拉强度。

[回火条件]

退火状态的马氏体非常硬质，延伸凸缘性降低。为了既确保抗拉强度又确保延伸凸缘性，需要使回火马氏体的硬度为330Hv以上、450Hv以下。为此，需要进行在300～550℃的温度范围保持60秒以上1200秒以下这样的回火(再加热处理)。

该回火工序中的保持温度低于300℃时，马氏体的软质化不充分，因此延伸凸缘性降低。另一方面，若保持时间比550℃高，则回火马氏体的硬度过于降低，得不到抗拉强度。

另外，回火工序中的保持时间低于60秒时，马氏体的软质化不充分，因此钢板的延伸率和延伸凸缘性降低。另一方面，若保持时间比1200秒长，则马氏体过于软质化，难以确保抗拉强度。该保持时间优选为90秒以上、900秒以下，更优选为120秒以上、600秒以下。

[本案第三发明和本案第四发明]

接下来，对于使屈服应力和延伸率和延伸凸缘性均提高了的冷轧钢板(以下称为本案第三发明的钢板或本案第四发明的钢板)进行说明。

[本案第三发明的钢板的组织]

如上述，本案第三发明的钢板，以回火马氏体单相组织或与上述专利文献2、3同样的二相组织(铁素体+回火马氏体)为基础。但是，特别是在该回火马氏体的硬度被控制在380Hv以下，并且全部组织中的位错密度受到控制这一点上，与上述专利文献2、3的钢板有所不同。

通过限制回火马氏体的硬度而提高该回火马氏体的变形能，能够抑制应力向铁素体与该回火马氏体的界面集中，防止龟裂在该界面的发生，从而确保延伸凸缘性。另外，通过成为回火马氏体主体的组织，即使降低该回火马氏体的硬度，也能够确保高屈服强度。

为了有效地发挥上述作用，回火马氏体的硬度为380Hv以下(优选为370Hv以下，更优选为350Hv以下)。该回火马氏体以面积率计为50％以上，优选为60％以上，更优选为70％以上(包括100％)。还有，剩余部分为铁素体。

<全部组织中的位错密度为1×10¹⁵～4×10¹⁵m^-2>

本发明者们发现，在具有上述成分组成的C-Si-Mn系的低合金钢中，回火温度超过400℃的马氏体主体的组织的屈服强度，在4个强化机理(固溶强化、析出强化、微细化强化、位错强化)中，很强地依赖于位错强化。于是可知，为了确保900MPa以上的屈服强度，需要使全部组织中的位错密度确保在1×10¹⁵m^-2以上。

另一方面，可知由于延伸率与变形初期的位错密度有着很强的负相关，因此为了确保10％以上的延伸率，需要将位错密度限制在4×10¹⁵m^-2以下。

因此，全部组织中的位错密度为1×10¹⁵～4×10¹⁵m^-2。

如上述，为了确保10％以上的延伸率，全部组织中能够导入的位错密度存在上限。因此，本发明者们进一步进行研究的结果发现，为了确实地得到900MPa以上的屈服强度，需要活用仅次于位错强化而有助于屈服强度的固溶强化。

首先，作为表示用于确实地得到上述900MPa以上的屈服强度所需要的固溶强化量的指标，导入式(1)所示的Si等量。该Si等量以显示出固溶强化作用的代表性的元素Si作为基准，将Si以外的各元素的固溶强化作用(F·B ピツカリング著，藤田利夫译，“钢铁材料的设计和理论”丸善株式会社、昭和56年9月30日发行，参照p.8)换算成Si浓度并公式化。

接着，由位错强化带来的屈服强度的上升量Δσ，根据Bailey-Hirsh的关系式，作为位错密度ρ的函数，由

表示(中鳥孝一等，“利用X射线衍射的位错密度的评价法”，材料和工艺，日本钢铁协会，2004年，第17卷，第3号，参照p.396-399)。然后，实验性地验证来自上述固溶强化的屈服强度的上升效果和来自上述位错强化的屈服强度的上升效果的定量的关系，其结果可知，通过Si等量满足式(2)，能够确实地得到900MPa以上的屈服强度。

以下，对于回火马氏体的硬度及其面积率，以及位错密度的测定方法进行说明。

为了求得回火马氏体的面积率，首先，对各供试钢板进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀而使金属组织显现后，在大约4μm×3μm的区域的5个视野中，观察倍率20000倍的扫描电子显微镜(SEM)像，根据图像分析，不含渗碳体的区域为铁素体。然后其余的区域为回火马氏体，由各区域的面积比率计算回火马氏体的面积率。

接着，关于回火马氏体的硬度，遵循JIS Z 2244的试验方法，测定各供试钢板表面的维氏硬度(98.07N)Hv，采用式(6)换算成回火马氏体的硬度HvM。

HvM＝(100×Hv-VF×HvF)/VM…式(6)

其中，

在此，HvF：铁素体的硬度，VF：铁素体的面积率(％)，VM：回火马氏体的面积率(％)，[％X]：成分元素X的含量(质量％)。

为了计算位错密度，调整试料而能够测定板厚的1/4深度位置后，作为标准试料，将Si粉末涂布在试料表面，将其挂在X射线衍射装置(理学电机制，RAD-RU300)，提取X射线衍射分布。然后，以该X射线衍射分布为基础，遵循中鳥等提出的分析法计算位错密度(中鳥孝一等，“利用X射线衍射的位错密度的评价法”，材料和工艺，日本钢铁协会，2004年，第17卷，第3号，参照p.396-399)。

本案第三发明的钢板，具有前述基本成分组成，其中关于Si的含量，优选为0.1～3.0质量％的范围。更优选的Si的含量为0.30～2.5质量％，进一步优选为0.50～2.0质量％。

另外，Mn也在前述基本成分组成的范围中被含有，但本案第三发明的钢板的优选的Mn含量的范围是0.30～4.0质量％，更优选为0.50～3.0质量％。

[本案第三发明的钢板的优选的制造方法]

接着，以下说明用于得到本案第三发明的钢板的优选的制造方法。

为了制造上述这样的冷轧钢板，首先，熔炼具有上述成分组成的钢，通过铸锭或连续铸造成为板坯之后进行热轧。作为热轧条件，将精轧的结束温度设定为Ar₃点以上，适宜进行冷却后，在450～700℃的范围卷取。热轧结束后进行酸洗，之后进行冷轧，冷轧率为30％左右以上即可。

然后，在上述冷轧后，继续进行退火，再进行回火。

[退火条件]

作为退火条件，加热至退火加热温度：[(Ac1+Ac3)/2]～1000℃，退火保持时间：保持3600s以下后，以50℃/s以上的冷却速度从退火加热温度直接急冷至Ms点以下的温度即可。或者以1℃/s以上的冷却速度(第一冷却速度)从退火加热温度徐冷至低于退火加热温度、并在600℃以上的温度(第一冷却结束温度)之后，再以50℃/s以下的冷却速度(第二冷却速度)急冷至Ms点以下的温度(第二冷却结束温度)。

这是为了退火加热时充分相变为奥氏体，确保之后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的面积率在50％以上。

退火加热温度低于[(Ac1+Ac3)/2]℃时，退火加热时向奥氏体的相变量不足，因此其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的量减少，不能确保面积率为50％以上。另一方面，若退火加热温度超过1000℃，则奥氏体组织粗大化，钢板的弯曲性或韧性劣化，并且还会造成退火设备的劣化，因此不为优选。

<以50℃/s以上的冷却速度急冷至Ms点以下的温度>

由此，能够抑制冷却中由奥氏体形成铁素体或贝氏体组织，得到马氏体组织。

以比Ms点高的温度结束急冷，或冷却速度低于50℃/s时，会使贝氏体形成，不能确保钢板的强度。

在低于600℃的温度或低于1℃/s的冷却速度下，铁素体的形成过剩，马氏体的面积率不足，不能确保屈服强度和延伸凸缘性。

[回火条件]

作为回火条件，从上述退火冷却后的温度加热至回火加热温度550～650℃，在同温度范围，以3～30s的回火保持时间保持后冷却即可。

回火时的加热温度越高，其保持时间越长，位错密度越减少。另外，加热温度越高，其保持时间越长，马氏体的硬度越降低。

但是，对于位错密度减少速度和马氏体硬度的降低速度来说，温度依存性和时间依存性大不相同。位错密度的减少速度在时间依存性方面强，相对于此，马氏体硬度的降低速度在温度依存性方面强。

因此，为了比现有的钢进一步提高位错密度，保持时间应比对于现有钢的回火保持时间要短。于是，为了在这样短的保持时间的回火下仍使马氏体硬度降低到380Hv以下，有效的是以比对于现有的钢的回火加热温度高的加热温度进行回火。由此，能够使位错密度和马氏体硬度这两个参数的值都纳入适当范围内。

但是，若以超过650℃的温度进行回火，则即使短时间处理，位错密度也会急速减少而不足。另外，若长时间保持而超过30s，则位错密度过度减少而不足，还是得不到屈服强度。另一方面，若以低于550℃的温度或低于3s的保持时间进行回火，则马氏体硬度无法充分降低，延伸凸缘性不足。

[本案第四发明的钢板的组织]

如上述，本案第四发明的钢板，以回火马氏体单相组织或与上述专利文献2、3同样的二相组织(铁素体+回火马氏体)为基础。但是，特别是在该回火马氏体中的渗碳体的面积率及其尺寸，以及该回火马氏体中的固溶碳量受到控制这一点上，与上述专利文献2、3的钢板有所不同。

<回火马氏体：以面积率计为70％以上(包括100％)>

通过成为回火马氏体主体的组织，能够抑制应变向作为软质相的铁素体集中，防止在施加应力时软质的铁素体率先屈服，从而使屈服强度提高。

另外，通过抑制应力向铁素体与该回火马氏体的界面集中，防止该界面的龟裂发生，能够确保延伸凸缘性。

为了有效地发挥上述作用，回火马氏体的面积率为70％以上，优选为80％以上，更优选为90％以上(包括100％)。还有，剩余部分为铁素体。

<回火马氏体中的渗碳体的面积率和当量圆直径：(0.9f^-1/2-0.8)×Dθ≤6.5×10^-1>

回火马氏体的屈服强度由固溶强化、位错强化、来自块界面的晶界强化以及来自渗碳体的析出强化这4个强化机理决定。在这4个强化机理之中，由于来自渗碳体的析出强化会强烈地制止位错的移动，因此对屈服强度提高的帮助非常大。在此，已知析出强化量与渗碳体的平均粒子间隔成反比。而且，平均粒子间距由渗碳体面积率f(％)和渗碳体的平均当量圆直径Dθ(μm)决定，由(0.9f^-1/2-0.8)×Dθ表示(高木節雄等著，“钢铁的析出冶金学最前线”，日本钢铁协会编，2001年，参照p.69)。

另外，关于渗碳体面积率f，在本发明的钢中，因为基本上没有固溶碳残存，所以不用实测该面积率，能够视为钢中含有的碳([％C])全部作为渗碳体析出。因此，能够推定f＝[％C]/6.69。

然后，针对用于达成上述要求水平的屈服强度900MPa所需要的析出物(渗碳体)的平均粒子间距进行研究时，可知需要在0.65μm以下。根据以上得到式(3)。

(0.9f^-1/2-0.8)×Dθ≤6.5×10^-1 …(3)

在此，f＝[％C]/6.69。

析出物的平均粒子间距优选为5.5×10^-1以下，更优选为4.0×10^-1以下。

<由差示扫描量热仪(以下简称为“DSC”)测定的、400℃至600℃之间发生的热量：1J/g以下>

马氏体在淬火时大量含有固溶碳。通过对其进行回火，固溶碳作为微细的渗碳体析出，在析出强化作用下而有助于屈服强度的上升。另一方向，固溶碳自身也通过固溶强化而强有力地有助于屈服强度的上升。但是，对于来自碳的固溶强化和其他强化手段进行比较研究时发现，来自碳的固溶强化使位错的移动能力大大降低，从而使延性(特别是延伸率)劣化。因此可知，在要求成形性的成形用薄钢板中，优选的方法是极力降低马氏体中的固溶碳，通过其他强化手段(特别是析出强化)来确保屈服强度。

钢板中的固溶碳量能够使用差示扫描量热仪(DSC)定量性地评价。即，利用DSC能够测定伴随升温中的渗碳体等的析出而来的发热量，该发热量与加热前在钢板中以固溶状态存在的碳量成正比，因此能够定量地评价钢板中的固溶碳量。

研究由DSC测定的发热量与延伸率和延伸凸缘性的关系的结果可知，如果400℃～600℃的范围的发热量为1J/g以下，则能够得到上述要求水平的延伸率(10％以上)和延伸凸缘性(90％以上)。上述发热量的优选的范围是0.7J/g以下，更优选的范围是0.5J/g以下。

以下，对于回火马氏体的面积率、渗碳体的平均当量圆直径以及利用DSC的400℃～600℃之间的发热量的各测定方法进行说明。

首先，对各供试钢板进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀而使金属组织显现后，在大约4μm×3μm的区域的5个视野中，观察倍率20000倍的扫描电子显微镜(SEM)像，根据图像分析，不含渗碳体的区域为铁素体，其余的区域为马氏体，由各区域的面积比率计算马氏体的面积率。

其次，对各供试钢板进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇腐蚀液腐蚀而使金属组织显现后，以能够分析马氏体内部的区域的方式，如此在100μm²区域的视野中观察倍率10000倍的扫描电子显微镜(SEM)像。其观察结果是，根据图像的对比度，白的部分判别为渗碳体粒子并标记，用图像分析软件，求得所述标记的各渗碳体粒子的当量圆直径，对其进行算术平衡，由此计算渗碳体的平均当量圆直径。

图1是表示利用DSC的发热量的测定方法的一例。将使用线锯从钢板上提取的直径约3mm、高约1mm、质量约50mg的圆柱状试验片放入Al₂O₃制的试料座中，作为标准试料使用Al₂O₃，在N₂气流中(流量50mL/min)，以10℃/min的升温速度的条件，用DSC进行测定。另外，每1.0s测定热流速度差(mJ/s)。

由图1可知，在150～250℃的范围，热流速度差随着温度上升而大体上单调增加，但在250～500℃的范围，发热的峰值显现。关于这一现象产生的原因，本发明者们进一步进行研究的结果断定，250～400℃的范围的峰值是由于残留奥氏体的分解造成的发热引起的，另一方面，400～600℃的范围的峰值是由于钢板中所含的过饱和固溶碳作为碳化物析出时的发热引起的。

据此，表示400～600℃的范围所见的发热的曲线，和使150～250℃的范围中的热流速度差变化近似直线而得到的基准线之间的面积(本发明钢中在基准线上侧，即图1的斜线部分的面积)，相当于过饱和固溶碳作为碳化物析出时的总发热量。由该面积(即总发热量)除以试料的质量，计算单位质量的发热量。

本案第四发明的钢板，具有前述的本发明的基本成分组成，但其中Si含量出于下述理由而优选0.1～3.0质量％的范围。Si作为固溶强化元素，不会使延伸率劣化并提高屈服强度，并且还具有抑制回火时存在于马氏体中的渗碳体粒子的粗大化的作用。Si含量低于0.10质量％时不能有效地发挥上述这样的作用。另一方面，如前述，Si含量超过3.0质量％时，则阻碍加热时的奥氏体的形成，因此不能确保马氏体的面积率，不能确保屈服强度和延伸凸缘性。

还有，本案第四发明的钢板的优选Si含量的范围是优选0.30～2.5质量％，更优选为0.50～2.0质量％。

另外，Mn也在前述的本发明的基本成分组成的范围中被含有，但在本案第四发明的钢板中，出于下述的理由，Mn含量优选为1.0～5.0质量％。Mn与Si一样，作为固溶强化元素，不会使延伸率劣化并提高屈服强度，并且还具有抑制回火时的渗碳体的粗大化的作用。Mn含量低于1.0质量％时，不能有效地发挥固溶强化作用和渗碳体粗大化抑制作用，在用于淬火的急速冷却时形成贝氏体，马氏体面积率不足，因此不能确保屈服强度和延伸凸缘性。另一方面，如前述，若Mn含量超过5.0质量％，则淬火时(退火加热后的冷却时)残存奥氏体，使延伸凸缘性降低。Mn含量的范围优选为1.2～4.0质量％，更优选为1.5～3.0质量％。

此外，在本案第四发明的钢板中，需要积极地含有Cr。这时，Cr含量为超过0.5质量％，在3.0质量％以下。

为了确保钢板的延性，尽可能地使固溶碳不要残存在钢板中，需要在高温下进行回火。但是，若在高温下进行回火，则从固溶碳析出的渗碳体粗大化，延伸凸缘性降低，并且由于析出物的平均自由工程的扩大，也有屈服强度降低的问题。

Si与Mn都是具有抑制渗碳体的粗大化的作用的元素，但只靠这些元素效果并不充分，而适量添加粗大化抑制作用更强的Cr，便能够开始获得充分的效果。Cr含量在0.5质量％以下时，无法有效地发挥粗大化抑制作用，另一方面Cr含量超过3.0质量％时，淬火时形成残留奥氏体，屈服强度和延伸凸缘性劣化。Cr含量的优选的范围是0.6～2.5质量％，更优选的范围是0.9～2.0质量％。

[本案第四发明的钢板的优选制造方法]

接着，以下说明用于获得本案第四发明的钢板的优选的制造方法。

为了制造本案第四发明的钢板，首先，熔炼具有上述成分组成的钢，通过铸锭或连续铸造成为板坯之后进行热轧。作为热轧条件，将精轧的结束温度设定为Ar3点以上，适宜进行冷却后，在450～700℃的范围卷取。热轧结束后进行酸洗，之后进行冷轧，冷轧率为30％左右以上即可。

然后，在上述冷轧后，继续进行退火，再进行回火。

[退火条件]

作为退火条件，加热至退火加热温度：[0.3×Ac1+0.7×Ac3]～1000℃，退火保持时间：保持3600s以下后，以50℃/s以上的冷却速度从退火加热温度直接急冷至Ms点以下的温度即可。或者以1℃/s以上的冷却速度(第一冷却速度)从所述退火加热温度徐冷至低于退火加热温度、并在620℃以上的温度(第一冷却结束温度)之后，再以50℃/s以下的冷却速度(第二冷却速度)急冷至Ms点以下的温度(第二冷却结束温度)。

<退火加热温度：[0.3×Ac1+0.7×Ac3]～1000℃，退火保持时间：3600s以下>

由此，在退火加热时充分相变成奥氏体，确保其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的面积率在70％以上。

退火加热温度低于[0.3×Ac1+0.7×Ac3]时，在退火加热时向奥氏体的相变量不足，因此其后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的量减少，不能确保面积率为70％以上。另一方面，若退火加热温度超过1000℃，则奥氏体组织粗大化，钢板的弯曲性或韧性劣化，并且还会造成退火设备的劣化，因此不为优选。

<以50℃/s以上的冷却速度急冷至Ms点以下的温度>

由此，抑制冷却中由奥氏体形成铁素体或贝氏体组织，得到马氏体组织。

<以1℃/s以上的冷却速度徐冷至低于加热温度、并在620℃以上的温度>

由此，通过形成以面积率计低于30％的铁素体组织，可在确保延伸凸缘性的状态下实现延伸率的改善。

在低于620℃的温度或低于1℃/s的冷却速度下，铁素体的形成过剩，马氏体的面积率不足，不能确保屈服强度和延伸凸缘性。

[回火条件]

作为回火条件，从上述退火冷却后的温度加热至加热温度T：520℃以上，在该温度T下，以保持时间t(s)为8×10^-4＜P＝exp[-9649/(T+273)]×t＜2.0×10^-3的条件保持后，冷却即可。还有，在保持中使温度T变化时，使用式(9)即可。

[数式2]

P = {&Integral;}_{0}^{t} \exp (- \frac{9649}{(T (t) + 273)}) \cdot dt

…(式9)

通过加热到520℃以上的高温域并保持，从而促进渗碳体的析出，加速固溶碳的消耗。

<加热至加热温度T：520℃以上，在该温度T下，以保持时间t(s)为8×10^-4＜P＝exp[-9649/(T+273)]×t＜2.0×10^-3的条件保持>

在此，所谓P＝exp[-9649/(T+273)]×t，在杉本孝一等，“材料组织学”朝倉书店，p106中作为式(4.18)记述，是以析出物的晶粒生长模型为基础，进行变量的设定和简略化，规定作为析出物的渗碳体粒子的尺寸的参数。

若加热温度T低于520℃，则即使延长保持时间，渗碳体粒子的析出也不充分，固溶碳大量残存，因此不能确保延伸率。

P＝exp[-9649/(T+273)]×t≤8×10^-4时，渗碳体的析出也不充分，固溶碳大量残存，因此仍然不能确保延伸率。

P＝exp[-9649/(T+273)]×t≥2.0×10^-3时，渗碳体粒子粗大化，渗碳体粒子间距变大，因此不能确保屈服强度。

以下，对于前述的本发明的基本成分组成以外，可以追加添加的元素进行说明。

在本案的第一～第三发明中，优选添加Cr：0.01～1.0质量％。Cr替代渗碳体而作为微细的碳化物析出，是既抑制延伸凸缘性的劣化，又对提高析出强化量有用的元素。Cr的添加量低于0.01质量％时，不能有效地发挥上述这样的作用，另一方面，若Cr的添加量超过1.0质量％，则析出强化过剩，马氏体的硬度变得过高，延伸凸缘性降低。

在本案的第一～第四发明中，优选添加Mo：0.01～1.0质量％。Mo与Cr一样，替代渗碳体而作为微细的碳化物析出，是既抑制延伸凸缘性的劣化，又对提高析出强化量有用的元素。Mo的添加量低于0.01质量％时，不能有效地发挥上述这样的作用，另一方面，若Mo的添加量超过1.0质量％，则析出强化过剩，马氏体的硬度变得过高，延伸凸缘性降低。

在本案的第一～第四发明中，优选添加Cu：0.05～1.0质量％和/或Ni：0.05～1.0质量％。

这些元素抑制渗碳体的生长，容易获得适度微细的渗碳体，是对改善延伸率和延伸凸缘性的平衡有用的元素。各元素的添加低于0.05质量％时，不能有效地发挥上述这样的作用，另一方面，若各元素的添加量超过1.0质量％时，淬火时有奥氏体残存，使延伸凸缘性降低。

在本案的第一～第四发明中，优选还添加Ca：0.0005～0.01质量％和/或Mg：0.0005～0.01质量％。

这些元素使夹杂物微细化，减少破坏的起点，是对提高延伸凸缘性有用的元素。各元素的添加量低于0.0005质量％时，不能有效地发挥上述这样的作用。另一方面，若各元素的添加量超过0.01质量％，则夹杂物反而粗大化，延伸凸缘性降低。

在本案的第一～第四发明中，优选还添加B：0.0002～0.0030质量％。

B提高淬火性，有助于马氏体面积率的确保，是对于提高屈服强度和延伸凸缘性有用的元素。B的添加量低于0.0002质量％时，不能有效地发挥上述作用。另一方面，若B的添加量超过0.0030质量％，则淬火时有奥氏体残存，使延伸凸缘性降低。

在本案的第一～第四发明中，优选还添加REM：0.0005～0.01质量％。

REM使夹杂物微细化，减少破坏的起点，是对提高延伸凸缘性有用的元素。REM的添加量低于0.0005质量％时，不能有效地发挥上述这样的作用。另一方面，若REM的添加量超过0.01质量％，则夹杂物反而粗大化，延伸凸缘性降低。

还有，所谓REM是指稀土元素，即，属于周期表的IIIB族元素。

实施例

(本案第一发明的钢板的实施例)

熔炼表1所示的成分的钢，制成厚120mm的钢锭。通过对其热轧而达到厚25mm之后，再度进行热轧而成为厚3.2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚度1.6mm而得到供试料，以表2所示的条件对该供试料实施热处理。

针对热处理后的各钢板，根据上述[具体实施方式]一项中说明的测定方法，测定回火马氏体的面积率及其硬度、渗碳体粒子的尺寸及其存在数量、以及夹杂物的长宽比及其存在数量。

另外，在上述各钢板中，测定抗拉强度TS和延伸凸缘性λ。还有，抗拉强度TS是在与轧制方向成直角的方向取长轴，制成JIS Z 2201所述的5号试验片，遵循JIS Z 2241进行测定。另外，延伸凸缘性λ是依据铁联规格JFST1001，通过实施扩孔试验并进行扩孔率的测定而求得。

表3中显示这些测定结果。

[表3]

(*：表示脱离了本发明的范围。)

如表3所示，作为发明例的钢No.1、2、5、8、11、12、14～18、29，抗拉强度TS均在980MPa以上，并且延伸凸缘性(扩孔率)λ为125％以上。即，能够得到满足上述[背景技术]一项中阐述的要求水平，兼具抗拉强度和延伸凸缘性的高强度冷轧钢板。

相对于此，作为比较例的钢No.3、4、6、7、9、10、13、19～28，至少某一特性差。

例如，钢No.3其S含量过高，导致夹杂物的数量过多，因此虽然抗拉强度优异，但是延伸凸缘性差。

另外，钢No.4因为回火马氏体面积率低于50％，所以抗拉强度、延伸凸缘性均差。

另外，钢No.6由于C含量过高，虽然回火马氏体的面积率在50％以上，但粗大化的渗碳体粒子变多。因此钢No.6虽然抗拉强度优异，但是延伸凸缘性差。

另外，钢No.7由于Si含量过低，虽然回火马氏体的面积率在50％以上，但粗大化的渗碳体粒子变得过多。因此钢No.7虽然抗拉强度优异，但是延伸凸缘性差。

另外，钢No.9虽然回火马氏体的面积率在50％以上，但其硬度过高，因此虽然抗拉强度优异，但是延伸凸缘性差。

另外，钢No.10由于Mn含量过低，导致渗碳体粒子粗大化，虽然抗拉强度和延伸率优异，但延伸凸缘性差。

另外，钢No.13由于Mn含量过高，导致淬火时(退火加热后的冷却时)有奥氏体残留，因此抗拉强度优异，但延伸凸缘性差。

另外，钢No.19～21由于第一次退火时的加热温度和/或保持时间不足，导致长宽比2.0以上的夹杂物数量没有充分减少。因此钢No.19～21虽然抗拉强度优异，但延伸凸缘性差。

另外，钢No.22～28由于第二次退火条件或回火条件脱离本案第一发明的推荐范围，致使规定本发明的组织的要件之中至少有一个得不到满足，至少延伸凸缘性差。

在此，表3所示的数据之中，使用的是钢的成分组成和基体组织的构成满足本发明的规定范围的钢的数据，并尝试以下的分析。

首先，对于渗碳体粒子数和夹杂物数量带给延伸凸缘性(扩孔率)λ的影响程度进行整理，其结果得到图2～4。

如图2所示可知，延伸凸缘性(扩孔率)λ随着当量圆直径0.1μm以上的粗大的渗碳体粒子数量的增加，几乎呈直线降低。因此为了确保λ≥125％，需要使该粗大渗碳体粒子数在2.3个/μm²以下。

另外，如图3所示可知，延伸凸缘性(扩孔率)λ随着长宽比为2.0以上的细长形状的夹杂物数量的增加，几乎呈直线降低。因此为了确保λ≥125％，需要使该细长形状夹杂物数量在200个/mm²以下。

另外，如图4所示，看不到延伸凸缘性(扩孔率)λ和全部夹杂物数量存在明确的相关关系。

为了确认本发明中长宽比为2.0以上的细长形状的夹杂物数量和当量圆直径0.1μm以上的粗大的渗碳体粒子数量的组合的适当范围，在将这两个参数作为纵轴和横轴的曲线图上，绘制发明例和比较例的数据，显示在图5中。由图5可知，本发明需要当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子为2.3个/μm²以下，长宽比为2.0以上的夹杂物在200个/mm²以下。

发明例(钢No.1)和比较例(钢No.23)的回火马氏体组织中的渗碳体粒子的分布状态例示在图6中。图6是SEM观察的结果，白的部分是渗碳体粒子。由图6确认到，在发明例中，微细的渗碳体粒子均一地分散，几乎看不到粗大的渗碳体粒子，相对于此，在比较例中，粗大的渗碳体粒子大量存在。

另外，发明例(钢No.1)和比较例(钢No.19)的马氏体组织中的夹杂物的存在形态例示在图7中。图7是光学显微镜的观察的结果，黑的部分是夹杂物。由图7确认到，在发明例中，大部分的夹杂物球状化，相对于此，在比较例中，大部分的夹杂物呈细长形状。

(本案第二发明的钢板的实施例)

熔炼表4所示的成分的钢，制成厚120mm的钢锭。

还有，表4中一并记录有各钢种的Ac₁点、Ac₃点、Ms点等。Ac₁点、Ac₃点、Ms点由式(10)～(12)求得。

Ac₁(℃)＝723+29.1·[Si]-10.7·[Mn]+16.9·[Cr]-16.9[Ni]…式(10)

…式(11)

Ms(℃)＝550-361·[C]-39·[Mn]-20·[Cr]-17·[Ni]-10·[Cu]-5·[Mo]+30·[Al]…式(12)

其中，[C]、[Ni]、[Si]、[Mo]、[Mn]、[Cr]、[Cu]、[P]、[Al]分别表示C、Ni、Si、Mo、Mn、Cr、Cu、P、Al的含量(质量％)。

通过热轧使其厚度达到25mm后，再经热轧成为厚度3.2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚1.6mm而得到供试材，以表5所示的条件对该供试材实施热处理。

针对热处理后的各钢板，根据上述[具体实施方式]一项中说明的测定方法，测定回火马氏体的面积率及其硬度、铁素体晶粒的最大直径和铁素体晶粒的取向性。

另外在上述各钢板中，测定抗拉强度TS、延伸率El和延伸凸缘性λ。还有，抗拉强度TS和延伸率El是在与轧制方向成直角的方向取长轴，制成JIS Z 2201所述的5号试验片，遵循JIS Z 2241进行测定。另外，延伸凸缘性λ是依据铁联规格JFST1001，通过实施扩孔试验并进行扩孔率的测定而求得。

表6和表7中显示这些测定结果。

(*：表示脱离了本发明的范围。n.m.：不能测定，

(评价)◎：TS≥980MPa，El≥13％，λ≥100％，○：TS≥980MPa，El≥13％，λ≥90％，×：TS＜980MPa或El＜13％或λ＜90％)

如表6和表7所示，作为发明例的钢No.30～32、49～56抗拉强度TS均在980MPa以上，且延伸率El为13％以上，延伸凸缘性(扩孔率)λ为90％以上。即，能够得到满足上述[背景技术]一项中阐述的要求水平，兼具延伸率和延伸凸缘性的高强度冷轧钢板。

相对于此，作为比较例的钢No.33～48、57～66某一机械特性差。

例如钢No.33虽然回火马氏体的面积率为50％以上、70％以下，但是其硬度过低，因此虽然延伸率和延伸凸缘性优异，但抗拉强度差。

另一方面，钢No.34虽然回火马氏体的面积率为50％以上、70％以下，但是其硬度过高，因此虽然抗拉强度优异，但延伸率和延伸凸缘性差。

另外，钢No.35因为回火马氏体面积率低于50％，所以延伸率和延伸凸缘性优异，但抗拉强度差。

另一方面，钢No.36因为回火马氏体面积率超过70％，所以抗拉强度和延伸凸缘性优异，但延伸率差。

另外，钢No.37回火马氏体的面积率为50％以上、70％以下，其硬度为330Hv以上、450Hv以下，但铁素体晶粒的最大当量圆直径超过12μm。因此，钢No.37其回火马氏体面积率低于50％，虽然抗拉强度和延伸率优异，但延伸凸缘性差。

另外，钢No.38回火马氏体的面积率为50％以上、70％以下，其硬度为330Hv以上、450Hv以下，铁素体晶粒的最大当量圆直径为12μm以下，但C方向和铁素体晶粒长度方向的夹角的每10的频率分布不在规定的范围内。因此，钢No.38虽然抗拉强度在980MPa以上，但延伸率和延伸凸缘性达不到要求水平。

另外，钢No.39由于C含量过低，虽然回火马氏体的硬度为330Hv以上、450Hv以下，但其面积率不足。因此，钢No.39延伸率优异，但抗拉强度和延伸凸缘性差。

另一方面，钢No.40由于C含量过高，导致回火马氏体的硬度过高，因此虽然抗拉强度优异，但是延伸率和延伸凸缘性均差。

另外，钢No.41由于Si含量过高，加热时的奥氏体的形成受到阻碍，回火马氏体面积率不足。因此，钢No.41虽然抗拉强度和延伸率优异，但延伸凸缘性差。

另外，钢No.42由于Mn含量过低，从而不能确保淬火性，急冷时(退火加热后的冷却时)所形成的回火马氏体面积率不足。因此，钢No.42虽然延伸率优异，但是抗拉强度和延伸凸缘性差。

另一方向，钢No.43由于Mn含量过高，导致淬火时，即急冷时(退火加热后的冷却时)有奥氏体残留，因此，虽然抗拉强度和延伸率优异，但延伸凸缘性差。

另外，钢No.57～66由于退火条件或回火条件脱离本案第二发明的推荐范围，致使规定本发明的组织的要件之中至少有一个得不到满足，抗拉强度、延伸率和延伸凸缘性之中至少有一个差。

还有，发明例(钢No.30)和比较例(钢No.38)的组织中的铁素体相和马氏体相的分布状态例示在图8中。图8是SEM观察的结果，包含白色粒状反差的区域为马氏体相，其余的区域为铁素体相。另外，图9中显示上述发明例(钢No.30)和比较例(钢No.38)的C方向与铁素体晶粒长度方向夹角的每10度的频率分布。还有，在同图中，例如将上述的角度为0°至10°之间的分布概率绘制在横轴10°的位置上。由这些图可知，与比较例(钢No.38)的组织相比，发明例(钢No.30)的组织一方，相对于C方向的铁素体晶粒的取向性各向同性化。

(本案第三发明的钢板的实施例)

熔炼表8所示的成分的钢，制成厚120mm的钢锭。通过对其热轧而达到厚25mm之后，再度进行热轧而成为厚3.2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚度1.6mm而得到供试料，以表9所示的条件对该供试料实施热处理。

针对热处理后的各钢板，根据上述[具体实施方式]一项中说明的测定方法，测定回火马氏体的面积率及其硬度，以及位错密度。

另外，在上述各钢板中，测定屈服强度YP、延伸率El和延伸凸缘性λ。还有，屈服强度YP和延伸率El是在与轧制方向成直角的方向取长轴，制成JIS Z 2201所述的5号试验片，遵循JIS Z 2241进行测定。另外，延伸凸缘性λ是依据铁联规格JFST1001，通过实施扩孔试验并进行扩孔率的测定而求得的。

表10中显示这些测定结果。

(*：表示脱离了本发明的范围。n.m.：不能测定)

如表10所示，作为发明例的钢No.67、68、70、73、76、77、79～83、90屈服强度YP均在900MPa以上，并且延伸率El均在10％以上，延伸凸缘性(扩孔率)λ为100％以上。因此，在这些发明例中，能够得到满足上述[背景技术]一项中阐述的要求水平，兼具屈服强度和延伸率以及延伸凸缘性的高强度冷轧钢板。

相对于此，作为比较例的钢No.69、71、72、74、75、78、84～89某一特性差。

例如钢No.69由于C含量过低，导致回火马氏体面积率不足而低于50％，此外位错密度、Si等量也不足。因此钢No.69虽然延伸率优异，但是屈服强度和延伸凸缘性差。

另外，钢No.71由于C含量过高，虽然回火马氏体的面积率确保在50％以上，但其硬度过高，因此屈服强度优异，但延伸率和延伸凸缘性均差。

另外，钢No.74由于Si含量过高，除了导致回火马氏体的面积率不足以外，其硬度也过高，此外位错密度也不足，因此屈服强度、延伸率、延伸凸缘性均差。

另外，钢No.75由于Mn含量过低，导致回火马氏体面积率不足，并且位错密度也不足，因此虽然延伸率优异，但是屈服强度和延伸凸缘性差。

另外，钢No.78由于Mn含量过高，导致淬火时(退火加热后的冷却时)有奥氏体残留，因此虽然屈服强度优异，但是延伸率和延伸凸缘性差。

另外，钢No.84～89由于退火条件或回火条件脱离本案第三发明的推荐范围，致使规定本案第三发明的组织的要件之中至少有一个得不到满足，屈服强度、延伸率和延伸凸缘性之中至少有一个差。

(本案第四发明的钢板的实施例)

熔炼表11所示的成分的钢，制成厚120mm的钢锭。通过对其热轧而达到厚25mm之后，再度进行热轧而成为厚3.2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚度1.6mm而得到供试料，以表12所示的条件对该供试料实施热处理。

针对热处理后的各钢板，根据上述[具体实施方式]一项中说明的测定方法，测定回火马氏体的面积率、渗碳体的平均当量圆直径Dθ以及利用DSC测定的400～600℃之间的发热量。

另外，在上述各钢板中，测定屈服强度YP、延伸率El和延伸凸缘性λ。还有，屈服强度YP和延伸率El是在与轧制方向成直角的方向取长轴，制成JIS Z 2201所述的5号试验片，遵循JIS Z 2241进行测定的。另外，延伸凸缘性λ是依据铁联规格JFST1001，通过实施扩孔试验并进行扩孔率的测定而求得的。

表13中显示这些测定结果。

[表13]

(*：表示脱离了本发明的范围。)

如表13所示，作为发明例的钢No.91、94、99、100、102、105、106、108、110～114、120，其屈服强度YP均在900MPa以上，并且延伸率El均在10％以上，延伸凸缘性(扩孔率)λ为90％以上。因此，在这些发明例中，能够得到满足上述[背景技术]一项中阐述的要求水平，兼具屈服强度和延伸率以及延伸凸缘性的高强度冷轧钢板。

相对于此，作为比较例的钢No.92、93、95～98、101、103、104、107、109、115～119某一特性差。

例如钢No.98由于C含量过低，导致回火马氏体面积率不足而低于70％，此外渗碳体的平均粒子间距过大。因此钢No.98虽然延伸率和延伸凸缘性优异，但是屈服强度差。

另外，钢No.101由于C含量过高，虽然回火马氏体的面积率确保在70％以上，但其硬度过高，此外固溶碳量过多。因此，钢No.101虽然屈服强度优异，但延伸率和延伸凸缘性均差。

另外，钢No.103由于Si含量过高，导致回火马氏体的面积率不足，因此虽然延伸率优异，但是屈服强度和延伸凸缘性差。

另外，钢No.104由于Mn含量过低，导致回火马氏体面积率不足，因此虽然延伸率优异，但是屈服强度和延伸凸缘性差。

另外，钢No.107由于Mn含量过高，导致淬火时(退火加热后的冷却时)有奥氏体残留，因此虽然延伸率优异，但是屈服强度和延伸凸缘性差。

另外，钢No.92由于Cr含量过低，导致渗碳体的平均粒子间距过大，因此虽然延伸率和延伸凸缘性优异，但屈服强度差。

另外，钢No.97由于Cr含量过高，导致淬火时形成残留奥氏体，因此虽然屈服强度和延伸率优异，但延伸凸缘性差。

另外，钢No.115～119由于退火条件或回火条件脱离本案第四发明的推荐范围，致使规定本案第四发明的组织的要件之中至少有一个得不到满足，屈服强度、延伸率和延伸凸缘性之中至少有一个差。

如上，详细地并参照特定的实施方式说明了本发明，但本领域人员应该清楚只要不脱离本发明的精神和范围，能够进行各种变更和修正。本案基于2008年3月7日申请的日本专利申请(特愿2008-057319)、2008年3月7日申请的日本专利申请(特愿2008-057320)、2008年3月10日申请的日本专利申请(特愿2008-059854)、2008年4月3日申请的日本专利申请(特愿2008-097411)，其内容与之参照并援引。

Claims

1.一种冷轧钢板，其含有：

C：0.03～0.30质量％；

Si：3.0质量％以下且含0质量％；

Mn：0.1～5.0质量％；

P：0.1质量％以下；

S：小于0.01质量％；

N：0.01质量％以下；

Al：0.01～1.00质量％，其特征在于，

具有以面积率计含有50％以上回火马氏体且剩余部分由铁素体构成的组织，所述50％以上含100％，

对所述回火马氏体中的渗碳体粒子、所述铁素体粒子以及全部组织中的位错密度之中的至少1个组织因子进行控制。

2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，

含有Si：0.5～3.0质量％，

所述回火马氏体的硬度为380Hv以下，

存在于所述回火马氏体中的、当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子在每1μm²的该回火马氏体中为2.3个以下，

存在于全部组织中的、长宽比2.0以上的夹杂物在每1mm²中为200个以下。

3.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，

含有Mn：0.5～5.0质量％，

所述回火马氏体的硬度为330Hv以上且450Hv以下，其面积率为50％以上且70％以下，

所述铁素体的最大粒径为当量圆直径12μm以下，在C方向即与轧制方向成直角的方向和铁素体晶粒长度方向的夹角的每10度的频率分布的最大值为18％以下、最小值为6％以上。

4.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，

含有Si：0.1～3.0质量％，

所述回火马氏体的硬度为380Hv以下，

全部组织中的位错密度为1×10¹⁵～4×10¹⁵m^-2，

由式(1)定义的Si等量满足式(2)，

[Si等量]＝[％Si]+0.36[％Mn]+7.56[％P]+0.15[％Mo]+0.36[％Cr]+0.43[％Cu]…式(1)、

…式(2)。

5.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，

含有：

Si：0.1～3.0质量％；

Mn：1.0～5.0质量％；

Cr：超过0.5质量％且3.0质量％以下，

所述回火马氏体以面积率计为70％以上且含100％，

所述回火马氏体中的渗碳体的面积率f(％)和该渗碳体的平均当量圆直径Dθ(μm)满足式(3)，

并且，以差示扫描量热仪(DSC)测定的、400℃至600℃之间发生的热量为1J/g以下，

(0.9f^-1/2-0.8)×Dθ≤6.5×10^-1 …式(3)

其中，f＝[％C]/6.69。

6.根据权利要求1～4中任一项所述的冷轧钢板，其中，

含有Cr：0.01～1.0质量％。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的冷轧钢板，其中，

含有Mo：0.01～1.0质量％。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的冷轧钢板，其中，

含有Cu：0.05～1.0质量％和/或Ni：0.05～1.0质量％。

9.根据权利要求1～8中任一项所述的冷轧钢板，其中，

含有Ca：0.0005～0.01质量％和/或Mg：0.0005～0.01质量％。

10.根据权利要求1～9中任一项所述的冷轧钢板，其中，

含有B：0.0002～0.0030质量％。

11.根据权利要求1～10中任一项所述的冷轧钢板，其中，

含有REM：0.0005～0.01质量％。