CN102341518B - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的冷轧钢板以质量％计具有C：0.05～0.30％、Si：3.0％以下(含0％)、Mn：0.1～5.0％、P：0.1％以下(含0％)、S：0.010％以下(含0％)、Al：0.001～0.10％、余量：主要由铁构成的成分组成，以面积率计具有铁素体：10～80％、残留奥氏体和马氏体的总量：小于5％(含0％)、余量：由硬质相构成的组织，在KAM值的频率分布曲线中，KAM值≤0.4°的比例X_KAM≤0.4°与铁素体面积率Vα的关系满足X_KAM≤0.4°/Vα≥0.8，同时KAM值＝0.6～0.8的比例X_{KAM＝0.6～0.8°}为10～20％，且存在于与铁素体进行界面接触的硬质相中的当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子的分散状态是在每1μm²该硬质相中为3个以下，延伸率和延伸凸缘性的平衡有所改善，成形性更为优异。

Description

冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及用于汽车部件等的加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法，详细地说涉及延伸率(总延伸率)和延伸凸缘性的平衡有所改善的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

例如在用于汽车骨架部件等的钢板中，以冲撞安全性或车体轻量化所带来的耗油量减少等为目的，在要求高强度的同时，为了加工成形状复杂的骨架部件，还要求优异的成形加工性。

因此，迫切希望提供拉伸强度(TS)780MPa级以上的高强度钢板、延伸率(总延伸率；El)和延伸凸缘性(扩孔率；λ)的平衡有所改善的高强度钢板，例如需要拉伸强度TS为780MPa以上、TS×El为14000MPa·％以上且TS×El×λ为800000MPa·％·％以上(更优选拉伸强度TS为780MPa以上、TS×El为15000MPa·％以上且TS×El×λ为1000000MPa·％·％以上，进一步优选拉伸强度TS为780MPa以上、TS×El为16000MPa·％以上且TS×El×λ为1200000MPa·％·％以上)的钢板。

应对上述这种需求，基于各种组织控制的观点，提出了很多改善了延伸率和延伸凸缘性的平衡的高强度钢板，但现实情况是按照达到上述要求水平使延伸率和延伸凸缘性的平衡得以兼顾的钢板还很少。

例如，专利文献1公开了以总量计含有1.6～2.5质量％的Mn、Cr和Mo的至少1种、实质上由马氏体的单相组织构成的高张力冷轧钢板，在拉伸强度980MPa级的钢板中，其扩孔率(延伸凸缘性)λ可获得100％以上，但延伸率El未达到10％，无法满足上述要求水平。

另外，专利文献2公开了铁素体以面积率计为65～85％、余量由回火马氏体的二相组织构成的高张力钢板。

另外，专利文献3公开了铁素体和马氏体的平均结晶粒径均为2μm以下、由马氏体的体积率为20％以上、小于60％的二相组织构成的高张力钢板。

上述专利文献2和3公开的高张力钢板均通过大量地混入变形能高的铁素体来确保超过10％的延伸率，也存在满足上述要求水平的钢板。但是，这些高张力钢板所涉及的发明的特征在于控制铁素体和硬质相的面积比例、进而控制这两相的粒径，但与以控制铁素体中的应变量、硬质相的变形能、进而存在于铁素体和硬质相的界面的渗碳体粒子的分布状态为特征的本申请发明在技术思想上明显地有所不同。

以往技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2002-161336号公报

专利文献2：日本国特开2004-256872号公报

专利文献3：日本国特开2004-232022号公报

发明内容

发明预解决的技术问题

因而，本发明的目的在于提供改善了延伸率和延伸凸缘性的平衡、成形性更优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。

用于解决技术问题的方法

第一方面所记载的发明为一种冷轧钢板，其特征在于，其具有以质量％(以下对于化学成分而言同样)计含有C：0.05～0.30％、Si：3.0％以下(含0％)、Mn：0.1～5.0％、P：0.1％以下(含0％)、S：0.010％以下(含0％)、Al：0.001～0.10％、余量由铁和不可避免的杂质构成的成分组成，以面积率计含有10～80％作为软质相的铁素体，同时以面积率的总量计含有小于5％(含0％)的残留奥氏体、马氏体以及残留奥氏体和马氏体的混合组织，余量具有作为硬质相的由回火马氏体和/或回火贝氏体构成的组织，在Kernel Average Misorientation值(以下简称为“KAM值”。)的频率分布曲线中，相对于总频率的该KAM值为0.4°以下的频率的比例X_KAM≤0.4°(单位：％)与铁素体的面积率V_α(单位：％)的关系满足X_KAM≤0.4°/V_α≥0.8，同时相对于总频率的所述KAM值为0.6～0.8的频率的比例X_{KAM＝0.6～0.8°}为10～20％，且存在于与所述铁素体进行界面接触的硬质相中的当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子的分散状态是在每1μm²该硬质相中为3个以下。

第二方面所记载的发明为上述冷轧钢板，成分组成按照[％Nb]/96+[％Ti]/51+[％V]/48)×48满足0.01～0.20％的方式含有Nb：0.02～0.40％、Ti：0.01～0.20％、V：0.01～0.20％的1种以上，所述铁素体的平均粒径以当量圆直径计为5μm以下，作为存在于所述铁素体和所述硬质相的界面的当量圆直径20nm以上的析出物、含Nb、Ti和V的1种以上的析出物的分布状态是在每1μm²所述硬质相中为5个以下。

第三方面所记载的发明为上述冷轧钢板，其成分组成还含有Cr：0.01～1.0％。

第四方面所记载的发明为上述冷轧钢板，其成分组成还含有Mo：0.02～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％的1种以上。

第五方面所记载的发明为上述冷轧钢板，其成分组成还含有Ca：0.0005～0.01％和/或Mg：0.0005～0.01％。

第六方面所记载的发明为冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在下述(1)～(4)所示的各条件下对具有第一方面所示成分组成的钢材实施热轧后进行冷轧，之后进行退火，进一步进行回火。

(1)热轧条件

精轧结束温度：Ar₃点以上

卷绕温度：450～700℃

(2)冷轧条件

冷轧率：20～80％

(3)退火条件

以同时满足下述式I和II的升温模式对600～Ac1℃的温度域加热，在[(8×Ac1+2×Ac3)/10]～1000℃的退火加热温度保持3600s以下的退火保持时间后，从退火加热温度开始以50℃/s以上的冷却速度直接骤冷至Ms点以下的温度或者从退火加热温度开始以1℃/s以上、小于50℃/s的冷却速度(称作“第1冷却速度”)徐冷至小于退火加热温度且600℃以上的温度(称作“第1冷却结束温度”)后，以50℃/s以下的冷却速度(称作“第2冷却速度”)骤冷至Ms点以下的温度(称作“第2冷却结束温度”)。

(4)回火条件

在上述退火冷却后的温度开始至420℃以上小于670℃的回火加热温度之间以超过5℃/s的加热速度进行加热，在使得存在于“回火加热温度-10℃”～回火加热温度之间的温度区域的时间(称作“回火保持时间”)为30s以下后，以超过5℃/s的冷却速度进行冷却。

[数1]

式1：

其中， $D_{\mathrm{Fe}}=0.0118\exp (-\frac{281500}{8.314(T\left(t\right)+273)})$

${\mathrm{\ρ}}_o=1.54\×{10}^{15}\·\ln (-\ln \left(\frac{100-\left[\mathrm{CR}\right]}{100}\right))+2.51\×{10}^{14}$

式II：

这里，X：重结晶率(-)、D_Fe：铁的自扩散率(m²/s)、ρ₀：初期错位密度(m/m³)、t：时间(s)、t_Ac1：到达Ac1点时的时间(s)、T(t)：时间t下的温度(℃)、[CR]：冷轧率(％)、r：渗碳体粒子半径(μm)、r₀：初期渗碳体粒子半径(μm)。

第七方面所记载的发明为冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在下述(1)～(4)所示的各条件下对具有第二方面所示成分组成的钢材实施热轧后进行冷轧，之后进行退火，进一步进行回火。

(1)热轧条件

精轧结束温度：Ar₃点以上

卷绕温度：450～700℃

(2)冷轧条件

冷轧率：20～80％

(3)退火条件

以同时满足下述式I’和II’的升温模式对600～Ac1℃的温度域加热，在[(8×Ac1+2×Ac3)/10]～1000℃的退火加热温度保持3600s以下的退火保持时间后，从退火加热温度开始以50℃/s以上的冷却速度直接骤冷至Ms点以下的温度或者从退火加热温度开始以1℃/s以上、小于50℃/s的冷却速度(称作“第1冷却速度”)徐冷至小于退火加热温度、600℃以上的温度(称作“第1冷却结束温度”)后，以50℃/s以下的冷却速度(称作“第2冷却速度”)骤冷至Ms点以下的温度(称作“第2冷却结束温度”)。

(4)回火条件

在从上述退火冷却后的温度开始至420℃以上小于670℃的回火加热温度之间，以超过5℃/s的加热速度进行加热，在使得存在于“回火加热温度-10℃”～回火加热温度之间的温度区域的时间(称作“回火保持时间”)为30s以下后，以超过5℃/s的冷却速度进行冷却。

式I′：

其中， $D_{\mathrm{Fe}}=0.0118\·\exp (-\frac{281500}{8.314\·(T\left(t\right)+273)})$

${\mathrm{\ρ}}_o=1.54\×{10}^{15}\·\ln (-\ln \left(\frac{100-\left[\mathrm{CR}\right]}{100}\right))+2.51\×{10}^{14}$

式II’：

这里，X：重结晶率(-)、D_Fe：铁的自扩散率(m²/s)、ρ₀：初期错位密度(m/m³)、t：时间(s)、t_Ac1：到达Ac1点时的时间(s)、T(t)：时间t下的温度(℃)、[CR]：冷轧率(％)、r：渗碳体粒子半径(μm)、r₀：初期渗碳体粒子半径(μm)

发明效果

本发明可以提供一种高强度钢板，其为主要由作为软质相的铁素体和作为硬质相的回火马氏体和/或回火贝氏体构成的复相组织钢，通过在控制铁素体中的应变量的同时，适量导入变形能高的硬质相、进而控制存在于铁素体和硬质相的界面的渗碳体粒子的分布状态，从而在确保延伸率的同时可改善延伸凸缘性，延伸率和延伸凸缘性的平衡有所提高，成形性更为优异。

附图说明

[图1]表示KAM值的频率分布的曲线图。

具体实施方式

本发明人等着眼于主要具有由作为软质相的铁素体和作为硬质相的回火马氏体和/或回火贝氏体(以下有时称作“回火马氏体等”)构成的复相组织的高强度钢板，认为只要可以在确保延伸率的同时改善延伸凸缘性，则可获得能满足上述要求水平的高强度钢板，进行了调查各种要因对强度与延伸率与延伸凸缘性之间的平衡的影响等的深入研究。结果发现通过不仅控制铁素体的比例，还控制该铁素体中的应变量，同时控制硬质相的变形能、进而将析出至该铁素体与硬质相的界面的渗碳体微细化，从而可以在确保延伸率的同时提高延伸凸缘性，根据该发现完成了本发明。

以下，对特性化本发明钢板的组织进行说明。

(本发明钢板的组织)

如上所述，本发明钢板虽然以与上述专利文献2、3近似的复相组织为基质，但在控制铁素体中的应变量、同时控制硬质相的变形能、进而控制析出至铁素体与硬质相的界面的渗碳体粒子的分布状态的方面，与上述专利文献2、3的钢板不同。

<作为软质相的铁素体：以面积率计为10～80％>

在铁素体-回火马氏体等的复相组织钢中，变形主要是变形能高的铁素体负责进行。因而，铁素体-回火马氏体等的复相组织钢的延伸率主要由铁素体的面积率决定。

为了确保目标的延伸率，铁素体的面积率有必要为10％以上(优选15％以上、更优选25％以上)。当铁素体变得过量时，由于无法确保强度，因而铁素体的面积率为80％以下(优选70％以下、更优选60％以下)。

予以说明，在铁素体-回火马氏体等的复相组织钢中，强度与延伸率的平衡不仪依赖于铁素体的面积率，还依赖于铁素体的存在形态。即，在铁素体粒子之间相连接的状态下，由于应力集中于变形能高的铁素体侧、仅铁素体负责进行变形，因而难以获得强度和延伸率的适当平衡。另一方面，当铁素体粒子被作为硬质相的回火马氏体粒子和/或贝氏体粒子包围时，由于该硬质相被强制地变形，因而该硬质相也负责进行变形，强度和延伸率的平衡得以改善。

铁素体的存在形态例如可以通过在面积40000μm²以上的领域内，总长1000μm的线段与铁素体晶界(铁素体粒子之间的界面)或铁素体-硬质相界面发生交叉的点的数量进行评价。用于有效发挥上述作用的铁素体的存在形态的优选条件为(“与铁素体晶界的交点数”)/(“与铁素体晶界的交点数”+“与铁素体-硬质相界面的交点数”)为0.5以下。

<残留奥氏体、马氏体及残留奥氏体和马氏体的混合组织：以总面积率计小于5％(含0％)、余量：作为硬质相的由回火马氏体和/或回火贝氏体构成的组织>

为了在确保强度的同时防止脆化，有效的是使除了铁素体以外的领域主要为对马氏体和/或贝氏体进行了回火的组织(由回火马氏体和/或回火贝氏体构成的组织)。此时，当存在残留奥氏体或未被回火的马氏体(以下仅“马氏体”的表述是指未被回火的马氏体)时，则由于应力集中于其周围、易于导致破坏，因而通过尽量减少残留奥氏体、马氏体和它们的混合组织，可以防止延伸凸缘性的劣化。

为了有效地发挥上述作用，优选残留奥氏体、马氏体和它们的混合组织以它们的总面积率计小于5％(优选为0％)，使余量为作为硬质相的由回火马氏体和/或回火贝氏体构成的组织。

<KAM值0.4°以下的比例X_KAM≤0.4°与铁素体面积率V_α的关系：X_{KAM ≤0.4°}/V_α≥0.8、KAM值0.6～0.8°的比例X_{KAM＝0.6～0.8°}：10～20％>

复相组织钢的强度和延伸率的平衡一般依赖于铁素体面积率和硬质相的变形能。另一方面，铁素体中的应变量会大大影响延伸率，在铁素体面积率为一定时，当该应变量很大时，则延伸率降低。

仅考虑到强度与延伸率的平衡时，由于在铁素体中存在应变所导致的延伸率的降低通过增加铁素体面积率、改善延伸率、降低硬质相的回火程度、确保强度，从而可以确保强度和延伸率的平衡。

然而，除了强度和延伸率之外还考虑延伸凸缘性时，如上所述为了伴随在铁素体中存在应变来确保延伸率和强度的平衡，当进行铁素体面积率的增加、硬质相的强度提高这样的处理时，由于硬质相的变形能降低，因而应变集中于铁素体和硬质相的界面，延伸凸缘性发生劣化。

由此发现可知，当尽量减少铁素体中的应变量时，由于同样可减少用于确保强度和延伸率的平衡所必须的铁素体面积率、提高硬质相的变形能，因而提高延伸凸缘性，结果可改善强度与延伸率与延伸凸缘性的平衡。

即，为了在确保一定强度的同时、确保延伸率和延伸凸缘性，重要的是减小铁素体中的应变量、提高硬质相的变形能。

在铁素体中的应变量和硬质相的变形能的评价中，有效的是使用KAM值。

KAM值是成为对象的测定点与其周围测定点之间的结晶旋转量(结晶晶方位差)的平均值，该值越大，则越表示应变存在于结晶中。图1示例了利用扫描型电子显微镜对本发明钢扫描一定区域求得的KAM值的频率分布曲线，如此KAM值的频率分布曲线显示2个峰。KAM值为0.2°附近的第1峰是铁素体中的应变所导致的，KAM值为0.6°附近的第2峰是硬质相的应变所导致的。当各相中的应变增大时，则各个峰向高KAM值侧移动。另一方面，例如当铁素体的面积率增加时，则第1峰高增高。鉴于这些现象，作为简单表示铁素体中的应变量和硬质相的变形能的指标，分别导入X_KAM≤0.4°/V_α和X_{KAM＝0.6～0.8°}。

这里，X_KAM≤0.4°是相对于总频率的KAM值为0.4°以下的频率的比例、V_α是铁素体的面积率、X_{KAM＝0.6～0.8°}是相对于总频率的KAM值为0.6～0.8°的频率的比例。

X_KAM≤0.4°，即相对于总频率的KAM值为0.4°以下的频率的比例由上出发，由于考虑到铁素体中的应变量和铁素体的面积率的函数，因而通过除以铁素体的面积率V_α，来作为表示铁素体中的应变量的指标。当铁素体中的应变量增加时，则第1峰位置向高KAM值侧移动，X_KAM≤0.4°/V_α减小。

为了尽量减小铁素体中的应变量，X_KAM≤0.4°/V_α为0.8以上(优选0.9以上、更优选1.1以上)。即，当X_KAM≤0.4°为30％以上时，意味着存在20％以上的应变小的铁素体。

另外，X_{KAM＝0.6～0.8°}、即相对于总频率的所述KAM值为0.6～0.8°的频率的比例表示变形能高的硬质相的量，该比例为10％以上时，则兼具尽量确保强度与延伸率与延伸凸缘性的平衡的硬质相的量和变形能。另一方面，当所述比例超过20％时，由于硬质相的量变得过多，则无法确保延伸率。

X_{KAM＝0.6～0.8°}的优选范围为12～18％、更优选的范围为13～16％。

<存在于与所述铁素体界面接触的硬质相中的当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子的分散状态：在每1μm²该硬质相中为3个以下>

如上所述，当通过满足与KAM值有关的要件可以抑制铁素体与硬质相的界面处的破坏时，则接下来变为破坏起点的是析出至与铁素体界面接触的硬质相中的渗碳体。该渗碳体粒子变得粗大时，则变形时的应力集中变得过大、无法确保延伸凸缘性，因而为了确保延伸凸缘性，有必要控制渗碳体粒子的尺寸和存在密度。

为了确保延伸凸缘性，当量圆直径0.1μm以上的粗大渗碳体粒子在每1μm²硬质相内限制为3个以下、优选限制为2.5个以下、更优选限制为2个以下。

以下对各相的面积率、KAM值、渗碳体粒子的尺寸及其存在密度以及铁素体的存在形态的测定方法进行说明。

(各相的面积率的测定方法)

首先，对于各相的面积率而言，对各供试钢板进行镜面研磨、用3％硝酸乙醇液进行腐蚀使金属组织显现后，对大约40μm×30μm领域的5个视野观察倍率2000倍的扫描型电子显微镜(SEM)像，通过点算法对每1个视野进行100点的测定，求出铁素体的面积。另外，通过图像解析使含渗碳体的领域作为硬质相、使剩余领域作为残留奥氏体、马氏体以及残留奥氏体和马氏体的混合组织。然后，由各领域的而积比例求出各相的面积率。

(KAM值的测定方法)

对各供试钢板进行镜面研磨，进而进行电解研磨后，使用扫描型电子显微镜(Philips社制XL30S-FEG)以1step 0.2μm测定500μm×500μm领域的电子背散射衍射图像，使用解析软件(テクセムラボラトリ一ズ社制OIMシステム)对其求得各测定点的KAM值。

(渗碳体粒子的尺寸及其存在密度的测定方法)

对于渗碳体粒子的尺寸及其存在密度而言，制作各供试钢板的萃取复型样品，对2.4μm×1.6μm领域的3个视野观察倍率50000倍的透射型电子显微镜(TEM)像，由画像的对比度将白色的部分辨别为渗碳体粒子进行标记，使用图像解析软件，由所述进行了标记的各渗碳体粒子的面积A计算当量圆直径D(D＝2×(A/π)^1/2)，同时计算每单位面积存在的规定尺寸渗碳体粒子的个数。予以说明，多个渗碳体粒子重合的部分自观察对象中排除。

(铁素体的存在形态的测定方法)

将各供试钢板研磨至鏡面，用3％硝酸乙醇液进行腐蚀使金属组织显现后，在80μm×60μm领域的10个视野中分别引20根50μm的线段，测定与这些线段相交的铁素体晶界的数N_α和铁素体-硬质相界面的数N_α-IM。然后，作为铁素体的存在形态的评价指数，求得占据晶界和界面的铁素体晶界的比例N_α/(N_α十N_α-TM)。N_α/(N_α+N_α-IM)的值小是指铁素体粒子和铁素体粒子连续的领域少，即铁素体粒子不连续、被硬质相包围。

接着，说明构成本发明钢板的成分组成。以下，化学成分的单位均为质量％。

(本发明钢板的成分组成)

C：0.05～0.30％

C是影响硬质相的面积率和析出至该硬质相中的渗碳体量，以及影响强度、延伸率和延伸凸缘性的重要元素。小于0.05％时，变得无法确保强度。另一方面，超过0.30％时，淬火时带有大量应变，而且渗碳体的量增多，错位难以回复，因而无法获得作为表示错位去除、变形能增高的硬质相的评价式X_{KAM＝0.6～0.8°}≥10％。为了满足该评价式当使回火条件为高温或者长时间化时，渗碳体发生粗大化、强度或延伸凸缘性变得无法确保。

C含量的范围优选为0.10～0.25％、更优选为0.14～0.20％。

Si：3.0％以下(含0％)

Si是具有抑制回火时的渗碳体粒子的粗大化的效果、有助于延伸率和延伸凸缘性的兼顾的有用元素。超过3.0％时，由于阻碍了加热时的奥氏体的形成，因而无法确保硬质相的面积率、无法确保延伸凸缘性。Si含量的范围优选为0.50～2.5％、更优选为1.0～2.2％。

Mn：0.1～5.0％

Mn与上述Si同样，除了有抑制回火时的渗碳体的粗大化的效果之外，通过提高硬质相的变形能，有助于延伸率和延伸凸缘性的兼顾。另外，通过提高淬火性，还具有拓宽获得硬质相的制造条件的范围的效果。小于0.1％时，由于无法充分地发挥上述效果，因而无法兼顾延伸率和延伸凸缘性；另一方面，超过5.0％时，逆变态温度变得过低、变得无法重结晶，因而无法确保强度和延伸率的平衡。Mn含量的范围优选为0.50～2.5％、更优选为1.2～2.2％。

P：0.1％以下

P作为杂质元素不可避免地存在，虽然通过固溶强化有助于强度的提高，但由于偏析至旧奥氏体晶界、使晶界脆化，因而会劣化延伸凸缘性，因此为0.1％以下。优选为0.05％以下、更优选为0.03％以下。

S：0.010％以下

S也作为杂质元素不可避免地存在，通过形成MnS夹杂物、成为扩孔时龟裂的起点，降低延伸凸缘性，因而为0.010％以下。优选为0.005％以下、更优选为0.003％以下。

N：0.01％以下

N也作为杂质元素不可避免地存在，由于通过应交时效降低延伸率和延伸凸缘性，因而优选很低，为0.01％以下。

Al：0.001～0.10％

Al作为脱酸元素添加，具有将夹杂物微细化的效果。另外，与N键合形成AIN，通过减少有助于应变时效发生的固溶N，来防止延伸率或延伸凸缘性的劣化。小于0.001％时，由于固溶N残存于钢中，因而引起应变时效，无法确保延伸率和延伸凸缘性，另一方面，超过0.1％时，由于阻碍了加热时的奥氏体的形成，因而无法确保硬质相的面积率、无法确保延伸凸缘性。

本发明的钢基本含有上述成分，余量实质上为铁及杂质。

另外，在这种本发明的钢中，通过以下述范围含有Nb、Ti、V的1种以上，同时进行下述的组织控制，可以发挥拉伸强度TS为780MPa以上、TS×El为16000MPa·％以上且TS×El×λ为1200000MPa·％·％以上的更优选性能。

<Nb：0.02～0.40％、Ti：0.01～0.20％、V：0.01～0.20％的1种以上且[％Nb]/96+[％Ti]/51+[％V]/48)×48＝0.01～0.20％>

Nb、Ti和V形成微细的MX型化合物(碳化物、氮化物、碳氮化物的总称)，该微细的MX型化合物在退火退的加热时作为阻碍奥氏体成长的粒子发挥作用，因而有助于铁素体粒的微细化，通过将热轧后的组织微细化，从而提高延伸凸缘性。Nb、Ti和V的各含量以及V换算总含量超过上述各上限值时，形成粗大的MX型化合物、延伸凸缘性发生劣化，同时这些元素具有强烈抑制重结晶的作用，因而在冷轧后、退火时的加热时抑制重结晶，X_KAM≤0.4°/V_α变得小于0.8、无法确保强度和延伸率的平衡。而当Nb、Ti和V的各含量以及V换算总含量小于上述各下限值时，变得无法充分地获得上述铁素体粒微细化的效果。

<铁素体的平均粒径：以当量圆直径计为5μm以下>

通过将铁素体微细化，增加铁素体和硬质相的界面等应力易于集中的位置数量、使应力分散，从而改善延伸凸缘性。

为了有效地发挥上述作用，铁素体的平均粒径以当量圆直径计为5μm以下、优选为4μm以下、更优选为3.5μm以下。予以说明，铁素体的平均粒径越小越优选，但非常难以获得以当量圆直径计小于0.2μm的微细组织，实质的下限以当量圆直径计为0.2μm。

<存在于与所述铁素体界面接触的硬质相中的析出物的分布状态为，作为当量圆直径20nm以上的析出物、含Nb、Ti和V的1种以上析出物：在每1μm²所述硬质相中为5个以下>

NbC、TiC、VC等含Nb或Ti或V的析出物与母相相比，由于刚性和临界剪切应力非常高，因而即便析出物的周围变形，析出物本身也难以变形，因而当达到20nm以上的尺寸时，在母相与析出物的界面处产生很大的应变，发生破坏。因而，当20nm以上的含Nb或Ti或V的粗大析出物多量地存在时，延伸凸缘性发生劣化。因此，通过限制粗大的含Nb或Ti或V的析出物的存在密度，可以改善延伸凸缘性。

为了有效地发挥上述作用，作为当量圆直径20nm以上的析出物、含Nb、Ti和V的1利以上的粗大析出物限制为在每1μm²硬质相中有5个以下、优选限制为3个以下、更优选限制为2个以下。

以下，说明铁素体的平均粒径、析出物的尺寸及其存在密度。

(铁素体的平均粒径的测定方法)

由所述面积率测定时测定的各铁素体粒的面积计算当量圆直径而求得。

(析出物的尺寸及其存在密度的测定方法)

对于析出物的尺寸及其存在密度，与上述渗碳体的测定同样地制作各供试钢板的提取复制型样品，对2.4μm×1.6μm领域的3个视野观察倍率50000倍的透射型电子显微镜(TEM)像。然后，对于20nm以上的析出物而言，仅计算使用FE-TEM所附带的EDX或EELS确认在析出物中存在有Nb、Ti、V的析出物。

本发明的钢中还可在不损害本发明作用的范围内，添加以下的允许成分。

Cr：0.01～1.0％

Cr是通过抑制渗碳体的成长、可改善延伸凸缘性的有用元素。小于0.01％的添加时，无法有效地发挥上述作用，而超过1.0％的添加时，形成粗大的Cr₇C₃，延伸凸缘性发生劣化。

Mo：0.02～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％的1种或2种以上

这些元素是通过固溶强化不会使成形性劣化、对改善强度有用的元素。各元素均在小于下限值的添加时，无法有效地发挥上述作用，而各元素均为超过1.0％的添加时，成本变得过高。

Ca：0.0005～0.01％和/或Mg：0.0005～0.01％

这些元素是通过将夹杂物微细化、减少破坏的起点，对提高延伸凸缘性有用的元素。各元素均在小于0.0005％的添加时，无法有效地发挥上述作用，而各元素均为超过0.01％的添加时，相反夹杂物会粗大化、延伸凸缘性降低。

接着，以下说明用于获得本发明钢板的优选制造方法。

(本发明钢板的优选制造方法(其1))

在制造本发明的权利要求1所记载的冷轧钢板时，首先熔炼具有上述成分组成的钢，通过铸锭或连续铸造制成板坯后进行热轧。作为热轧条件，将精轧的结束温度设定为Ar₃点以上、适当进行冷却后，在450～700℃的范围内进行卷绕。热轧结束后进行酸洗，然后实施冷轧，冷轧率(以下也称作“冷轧率”。)为30％左右以上即可。

然后，在上述冷轧后，进行退火、然后进行回火。

[退火条件]

作为退火条件，可以以(Ac1-600)s以上的停留时间加热600～Ac1℃的温度域，在退火加热温度：[(8×Ac1+2×Ac3)/10]～1000℃、退火保持时间：3600s以下进行保持后，从退火加热温度开始以50℃/s以上的冷却速度直接骤冷至Ms点以下的温度或者从退火加热温度开始以1℃/s以上、小于50℃/s的冷却速度(第1冷却速度)徐冷至小于退火加热温度且600℃以上的温度(第1冷却结束温度)后，以50℃/s以下的冷却速度(第2冷却速度)骤冷至Ms点以下的温度(第2冷却结束温度)。

<以(Ac1-600)s以上的停留时间加热600～Ac1℃的温度域>

通过在逆变态前在高温域内长时间停留，从而促进铁素体的回复·重结晶，释放铁素体中的应变。

优选以200s以上的停留时间对600～Ac1℃的温度域加热，更优选以1000s以上的停留时间进行加热。

<在退火加热温度：[(8×Ac1+2×Ac3)/10]～1000℃、退火保持时间：3600s以下保持>

用于在退火加热时通过使面积率20％以上的领域变态成奥氏体，在之后的冷却时变态生成充分量的硬质相。

退火加热温度小于[(8×Ac1+2×Ac3)/10]℃时，由于退火加热时向奥氏体的变态量不足，因而在之后的冷却时无法确保由奥氏体变态生成的硬质相的量，而超过1000℃的加热在现有的退火设备中工业上困难。

另外，当退火保持时间超过3600s时，由于生产性极端劣化，因而不优选。

退火加热温度的优选上限为[(1×Ac1+9×Ac3)/10]℃。在退火加热阶段中制成铁素体和奥氏体的混合组织时，由于变成铁素体被奥氏体包围的组织，因而最终组织成为铁素体被硬质相包围的优选组织。

退火加热保持时间的优选下限为60s。通过延长加热时间，可以除去铁素体中的应变。

<以50℃/s以上的冷却速度骤冷至Ms点以下的温度>

用于在冷却中抑制由奥氏体形成铁素体、获得硬质相。

当在高于Ms点的温度下结束骤冷、或冷却速度变得小于50℃/s时，则形成贝氏体、变得无法确保钢板的强度。

<以1℃/s以上且小于50℃/s的冷却速度骤冷至小于加热温度且600℃以上的温度>

用于通过形成以面积率计小于50％的铁素体组织，在确保延伸凸缘性的状态下试图改善延伸率。

在小于600℃的温度或小于1℃/s的冷却速度下会过剩地形成铁素体，无法确保强度和延伸凸缘性。

予以说明，当退火加热温度为Ac3～1000℃时，优选以1～50℃/s从退火加热温度冷却至550℃以上且650℃以下，之后以超过50℃/s骤冷至Ms点以下。其原因在于，为550℃以下时，有时会形成贝氏体，特性发生劣化；为650℃以上时，有时铁素体分率过少、无法确保特性。

[回火条件]

作为回火条件，可以在上述退火冷却后的温度至回火加热温度：420℃以上小于670℃的期间以超过5℃/s的加热速度进行加热，使存在于[回火加热温度-10℃]～回火加热温度之间的温度领域的时间(回火保持时间)为30s以下后，以超过5℃/s的冷却速度进行冷却。

铁素体和硬质相中的应变(错位)减少速度强烈依赖于温度，而渗碳体粒子的尺寸依赖于时间。因而，为了在释放应变的同时减少错位，有效的是提高回火温度、缩短停留时间。

上述加热速度或冷却速度为5℃/s以下时，在加热或冷却中发生渗碳体的核生成·成长，形成粗大的渗碳体，因而无法确保延伸凸缘性。

回火加热温度小于420℃时，铁素体或硬质相中的应变很大、无法确保延伸率或延伸凸缘性。

而当回火加热温度为670℃以上或者回火保持时间超过30s时，硬质相的强度不足、无法确保钢板的强度，或者渗碳体发生粗大化、延伸凸缘性发生劣化。

回火加热温度的优选范围为450℃以上且小于650℃，更优选的范围为500℃以上且小于600℃；回火保持时间的优选范围为10s以下、更优选的范围为5s以下。

(本发明钢板的优选制造方法(其2))

上述(本发明钢板的优选制造方法(其1))中其[退火条件]规定了“以(Ac1-600)s以上的停留时间加热600～Ac1℃的温度域”，但更优选以同时满足下述式I和式II的升温模式加热600～Ac1℃的温度域。予以说明，其他的制造条件与上述(本发明钢板的优选制造方法(其1))同样。冷轧中的冷轧率在上述(本发明钢板的优选制造方法(其1))中为“30％以上程度即可”，本例中为表示与后述初期错位密度的关系的式3成立的范围的20～80％的范围。

式I：

其中， $D_{\mathrm{Fe}}=0.0118\&CenterDot;\exp (-\frac{281500}{8.314\&CenterDot;(T\left(t\right)+273)})$

${\mathrm{\&rho;}}_o=1.54\&times;{10}^{15}\&CenterDot;\ln (-\ln \left(\frac{100-\left[\mathrm{CR}\right]}{100}\right))+2.51\&times;{10}^{14}$

式II：

这里，X：重结晶率(-)、D_Fe：铁的自扩散率(m²/s)、ρ₀：初期错位密度(m/m³)、t：时间(s)、t_Ac1：到达Ac1点时的时间(s)、T(t)：时间t下的温度(℃)、[CR]：冷轧率(％)、r：渗碳体粒子半径(μm)、r₀：初期渗碳体粒子半径(μm)

即，本发明人等在上述(本发明钢板的优选制造方法(其1))中为了在退火时通过在逆变态前在高温域内长时间停留，促进铁素体的回复·重结晶、释放铁素体中的应变，进行“以(Ac1-600)s以上的停留时间加热600～Ac1℃的温度域”。

但是，通过本发明人等的之后的探讨发现，在退火前的钢板的组织中残留有钢材熔炼后的冷却时或热轧后的冷却时析出的渗碳体，残留于该钢板组织中的渗碳体在退火时的加热时发生粗大化，直到回火处理后也带有该粗大化的渗碳体，可能会劣化热处理后的钢板的延伸凸缘性。

因此认为，作为更优选的退火条件，不仅是促进铁素体的回复·重结晶，还需要在防止残留于退火前钢板的组织中的渗碳体的粗大化的同时，采用能促进铁素体的回复·重结晶的升温模式。

因而，为了精度良好地决定这种升温模式，作为定量表示铁素体的回复·重结晶程度的指标采用重结晶率X、作为定量表示渗碳体的粗大化程度的指标采用渗碳体粒子半径r，首先调查处理温度和处理时间对这些指标的影响。

这里，重结晶率X在使用通过改变冷轧率改变初期错位密度ρ₀的材料探讨重结晶温度、时间的影响时，结果发现可以用下述式1表示。

式1：X＝1-exp[-exp{A₁ln(D_Fe)+A₂ln(ρ₀)-A₃}·tⁿ]

(这里，A₁、A₂、A₃、n：常数)

而且，已知铁的自扩散率D_Fe具有式2：D_Fc＝0.0118exp[-281500/{R(T+273)}](m²/s)(这里，T：温度(℃)、R：气体常数[＝8.314J/K·mol]))的关系(例如，参照日本铁钢协会编、铁钢便览第3版、I基础、丸善、1981年、p.349)。

另外，对于初期错位密度ρ₀而言，使用以20～80％的冷轧率对各种钢材实施了冷轧的钢板，调查初期错位密度ρ₀与冷轧率[CR]的相关关系，结果可知可用下述式3表示。予以说明，错位密度的测定使用日本国特开2008-144233号公报所公开的方法。

式3：ρ₀＝B₁ln[(-ln{(100-[CR])/100}]+B₂

(这里B₁、B₂：常数)

根据上述调查结果决定上述式3的常数B₁、B₂的值，结果在冷轧率[CR]：20～80％的范围内可获得B₁＝1.54×10¹⁵、B₂＝2.51×10¹⁴。

另一方面，对于渗碳体粒子半径r而言，以r的3幂律成长，可以如下式4那样简单地书写(例如参照佐久间健人、日本金属学会会报、第20卷、1981年、p.247)。

式4：r³-r₀ ³＝A·exp[-Q/{R(T+273)}]·t

(这里，A、Q：常数)

而且，为了决定上述各关系式中的各常数的值，实施以下试验。

将处于本发明成分组成范围内的含C：0.17％、Si：1.35％、Mn：2.0％，以冷轧率36％进行冷轧(升退(昇鈍)·回火处理前)的实际冷轧钢板(板厚1.6mm)和进一步对该冷轧率36％的实际冷轧钢板进行冷轧制成冷轧率60％的冷轧钢板的2种作为供试材料。

然后，以“急速加热+在一定温度下保持规定时间+急速冷却”的加热模式，通过各种保持温度和保持时间的组合对上述2种冷轧钢板进行热处理，分别测定热处理前后的钢板的硬度，由于认为该硬度变化和重结晶率具有很强的相关关系，因而通过重结晶率＝(热处理前的硬度-热处理后的硬度)/(热处理前的硬度-180Hv)的定义式求得重结晶率。这里，所述定义式中的180Hv在保持温度最高的状态下依次延长保持时间进行热处理时、不会进一步软化的最低硬度，相当于使其充分退火、重结晶化结束、完全被软化的状态的硬度。

通过将如此求得的重结晶率X的数据作为与保持温度T和保持时间t的关系制作Avrami曲线(Avrami Plot)，决定上述式1中的常数A₁、A₂、A₃、n的值，结果获得A₁＝0.8、A₂＝1.8、A₃＝33.7、n＝0.58。

另外，对于上述2种冷轧钢板，分别测定存在于通过在各种保持温度T和保持时间t的组合下进行的热处理前后的钢板组织中的渗碳体粒子的平均半径r₀、r，使(r³-r₀ ³)/t相对于1/T制作Arhenius曲线(Arhenius Plot)，从而决定式4中的常数A、Q的值，结果获得A＝0.5、Q＝80220。

而且，上述式1和式4是T为一定时的方程式，为了能够将这些方程式适用于升温过程，通过改变为作为时间t的函数的温度T(t)、变形成以600～Ac1℃之间的停留时间进行积分的形式，导出式I和式II。

然后，对于在各种退火条件进行热处理的钢板，比较使用如上导出的式I和式II进行计算的重结晶率X和渗碳体粒子半径r与通过实际的热处理后的钢板的组织观察确认的重结晶状态和渗碳体的粗大化状态时，两者可见良好的一致性，因而可以确认利用这些方程式I和式II的重结晶率X和渗碳体粒子半径r的预测精度十分高。

另外，调查使用式I和式II计算的重结晶率X和渗碳体粒子半径r与热处理(退火+回火)后的钢板的机械特性的关系。由此调查结果可知，作为更优选的退火条件，计算热处理后钢板的TS×El×λ值成为高于上述[背景技术]项所需水平的1500000MPa·％·％以上的X和r的组合，结果获得X≥0.8且r≤0.19。

即，通过采用同时满足X≥0.8、r≤0.19的退火时的升温模式，可以兼顾铁素体的回复·重结晶的促进和渗碳体粗大化的防止，还可获得机械特性的平衡优异的钢板。

(本发明钢板的优选制造方法(其3))

在制造本发明权利要求2的冷轧钢板、即含Nb、Ti、V的1种以上时的冷轧钢板时，首先将具有上述成分组成的钢熔炼，通过铸锭或连续铸造制成板坯后进行热轧。

[热轧条件]

作为热轧条件，在精轧结束温度：900℃以上进行热轧后，以至550℃的冷却时间：[(精轧结束温度-550℃)/20]s以下进行冷却后，在卷绕温度：500℃以下进行卷绕。

通过在热轧中不引起MX型化合物的析出、并且在之后的退火时的加热过程中使MX型化合物微细地析出，可以在不会成为破坏起点的情况下将组织微细化、改善延伸凸缘性。

<精轧结束温度：900℃以上>

精轧结束温度小于900℃时，在热轧中析出MX型化合物，在之后的退火时的加热过程中该析出物成长、粗大化、延伸凸缘性劣化。

<热轧后至550℃的冷却时间：[(精轧结束温度-550℃)/20]s以下>

另外，当精轧结束后至550℃的冷却时间超过[(精轧结束温度-550℃)/20]s时，在冷却中会发生铁素体变态，在所形成的铁素体中形成析出物，在之后的退火时的加热过程中该析出物粗大化、延伸凸缘性劣化。

<卷绕温度：500℃以下>

另外，当卷绕温度超过500℃时，在卷绕中析出物会形成以至于粗大化、延伸凸缘性劣化。

热轧结束后进行酸洗，然后实施冷轧，只要是冷轧率(以下也称作“冷轧率”。)为30％左右以上即可。然后，在上述冷轧后、进行退火、进而进行回火。

[退火条件]

作为退火条件，可以以(Ac1-600)s以上的停留时间加热600～Ac1℃的温度域，在退火加热温度：[(8×Ac1+2×Ac3)/10]～1000℃、退火保持时间：3600s以下进行保持后，从退火加热温度开始以50℃/s以上的冷却速度直接骤冷至Ms点以下内温度或者从退火加热温度开始以1℃/s以上且小于50℃/s的冷却速度(第1冷却速度)徐冷至小于退火加热温度且600℃以上的温度(第1冷却结束温度)后，以50℃/s以下的冷却速度(第2冷却速度)骤冷至Ms点以下的温度(第2冷却结束温度)。

<以(Ac1-600)s以上的停留时间加热600～Ac1℃的温度域>

通过在逆变态前在高温域内长时间停留，用于促进铁素体的回复·重结晶，释放铁素体中的应变。特别是由于添加了延迟重结晶的微合金(Nb、Ti和V)，因而有必要延长Ac1点以下温度域的停留时间。

优选以[2×(Ac1-600)+200]s以上的停留时间对600～Ac1℃的温度域加热，更优选以[2×(Ac1-600)+1000]s以上的停留时间进行加热。

<在退火加热温度：[(8×Ac1十2×Ac3)/10]～1000℃、退火保持时间：3600s以下保持>

用于在退火加热时通过使面积率20％以上的领域变态成奥氏体，在之后的冷却时变态生成充分量的硬质相。

退火加热温度小于[(8×Ac1+2×Ac3)/10]℃时，由于退火加热时向奥氏体的变态量不足，因而在之后的冷却时无法确保由奥氏体变态生成的硬质相的量，而超过1000℃的加热在现有的退火设备中工业上困难。

另外，当退火保持时间超过3600s时，由于生产性极端劣化，因而不优选。

退火加热温度的优选上限为[(1×Ac1+9×Ac3)/10]℃。在退火加热阶段中制成铁素体和奥氏体的混合组织时，由于变成铁素体被奥氏体包围的组织，因而最终组织成为铁素体被硬质相包围的优选组织。

退火加热保持时间的优选下限为60s。通过延长加热时间，可以除去铁素体中的应变。

<以50℃/s以上的冷却速度骤冷至Ms点以下的温度>

用于在冷却中抑制由奥氏体形成铁素体、获得硬质相。

当在高于Ms点的温度下结束骤冷、或冷却速度变得小于50℃/s时，则形成贝氏体、变得无法确保钢板的强度。

<以1℃/s以上且小于50℃/s的冷却速度骤冷至小于加热温度且600℃以上的温度>

用于通过形成以面积率计小于50％的铁素体组织，在确保延伸凸缘性的状态下试图改善延伸率。

在小于600℃的温度或小于1℃/s的冷却速度下会过剩地形成铁素体，无法确保强度和延伸凸缘性。

予以说明，当退火加热温度为Ac3～1000℃时，优选以1～50℃/s从退火加热温度冷却至550℃以上且650℃以下，之后以超过50℃/s骤冷至Ms点以下。其原因在于，为550℃以下时，有时会形成贝氏体、特性发生劣化；为650℃以上时，有时铁素体分率过少、无法确保特性。

[回火条件]

作为回火条件，可以在上述退火冷却后的温度至回火加热温度：420℃以上小于670℃的之间以超过5℃/s的加热速度进行加热，使存在于[回火加热温度-10℃]～回火加热温度之间的温度领域的时间(回火保持时间)为20s以下后，以超过5℃/s的冷却速度进行冷却。

铁素体和硬质相中的应变(错位)减少速度强烈依赖于温度，而渗碳体粒子的尺寸依赖于时间。因而，为了在释放应变的同时减少错位，有效的是提高回火温度、缩短停留时间。

上述加热速度或冷却速度为5℃/s以下时，在加热或冷却中发生渗碳体的核生成·成长，形成粗大的渗碳体，因而无法确保延伸凸缘性。

回火加热温度小于420℃时，铁素体或硬质相中的应变很大、无法确保延伸率或延伸凸缘性。而当回火加热温度为670℃以上或者回火保持时间超过20s时，硬质相的强度不足、无法确保钢板的强度。

回火加热温度的优选范围为450℃以上、小于650℃、更优选的范围为500℃以上、小于600℃；回火保持时间的优选范围为10s以下、更优选的范围为5s以下。

(本发明钢板的优选制造方法(其4))

上述(本发明钢板的优选制造方法(其3))中其[退火条件]规定为“以(Ac1-600)s以上的停留时间加热600～Ac1℃的温度域”，但更优选以同时满足下述式I’和式II’的升温模式加热600～Ac1℃的温度域。予以说明，其他的制造条件与上述(本发明钢板的优选制造方法(其3))同样。冷轧中的冷轧率在上述(本发明钢板的优选制造方法(其3))中为“30％以上程度即可”，本例中为表示与后述初期错位密度的关系的式7成立的范围的20～80％的范围。

[数4]

式I’：

其中， $D_{\mathrm{Fe}}=0.0118\&CenterDot;\exp (-\frac{281500}{8.314\&CenterDot;(T\left(t\right)+273)})$

${\mathrm{\&rho;}}_o=1.54\&times;{10}^{15}\ln (-\ln \left(\frac{100-\left[\mathrm{CR}\right]}{100}\right))+2.51\&times;{10}^{14}$

式II′：

这里，X：重结晶率(-)、D_Fe：铁的自扩散率(m²/s)、ρ₀：初期错位密度(m/m³)、t：时间(s)、t_Ac1：到达Ac1点时的时间(s)、T(t)：时间t下的温度(℃)、[CR]：冷轧率(％)、r：渗碳体粒子半径(μm)、r₀：初期渗碳体粒子半径(μm)

即，与所述(本发明钢板的优选制造方法(其2))的情况同样，作为更优选的退火条件，不仅是促进铁素体的回复·重结晶，还有必要采用在防止残留子退火前钢板的组织中的渗碳体的粗大化的同时，促进铁素体的回复·重结晶的升温模式。

因而，为了精度良好地决定这种升温模式，与所述(本发明钢板的优选制造方法(其2))的情况同样，作为定量表示铁素体的回复·重结晶程度的指标采用重结晶率X、作为定量表示渗碳体的粗大化程度的指标采用渗碳体粒子半径r，首先调查处理温度和处理时间对这些指标的影响。

这里，如上所述，重结晶率X在使用通过改变冷轧率改变初期错位密度ρ₀的材料探讨重结晶温度、时间的影响时，结果发现可以用下述式5表示。

式5：X＝1-exp[-exp{A₁ln(D_Fe)+A₂ln(ρ₀)-A₃}·tⁿ]

(这里，A₁、A₂、A₃、n：常数)

而且，已知铁的自扩散率D_Fe具有式6：D_Fe＝0.0118exp[-281500/{R(T+273)}](m²/s)(这里，T：温度(℃)、R：气体常数[＝8.314J/K·mol]))的关系。

另外，对于初期错位密度ρ₀而言，使用以20～80％的冷轧率对各种钢材实施了冷轧的钢板，调查初期错位密度ρ₀与冷轧率[CR]的相关关系，结果可知可用下述式4表示。

式7：ρ₀＝B₁ln[(-ln{(100-[CR])/100}]+B₂

(这里B₁、B₂：常数)

而且，上述式7的常数B₁、B₂的值如上所述，在冷轧率[CR]：20～80％的范围内获得B₁＝1.54×10¹⁵、B₂＝2.51×10¹⁴。

另一方面，已知对于渗碳体粒子半径r而言，如上所述以r的3幂律成长，可以如下式8那样简单地书写。

式8：r³-r₀ ³＝A·exp[-Q/{R(T+273)}]·t

(这里，A、Q：常数)

进而，在含Nb、Tu、V的1种以上的钢材中为了决定上述各关系式中的各常数的值，实施以下试验。

将处于本发明成分组成范围内的含C：0.17％、Si：1.35％、Mn：2.0％、Nb：0％、Ti：0.04％、V：0％，以冷轧率36％进行冷轧(升退·淬火处理前)的实际冷轧钢板(板厚1.6mm)和进一步对该冷轧率36％的实际冷轧钢板进行冷轧制成冷轧率60％的冷轧钢板的2种作为供试材料。

然后，以“急速加热+在一定温度下保持规定时间+急速冷却”的加热模式，通过各种保持温度和保持时间的组合对上述2种冷轧钢板进行热处理，分另测定热处理前后的钢板的硬度，由于认为该硬度变化和重结晶率具有很强的相关关系，因而通过重结晶率＝(热处理前的硬度-热处理后的硬度)/(热处理前的硬度-180Hv)的定义式求得重结晶率。这里，所述定义式中的180Hv是在保持温度最高的状态下依次延长保持时间进行热处理时、不会进一步软化的最低硬度，相当于使其充分退火、重结晶化结束、完全被软化的状态的硬度。

通过将这里求得的重结晶率X的数据作为与保持温度T和保持时间t的关系制作Avrami曲线(Avrami Plot)，决定上述式5中的常数A₁、A₂、A₃、n的值，结果获得A₁＝0.82、A₂＝1.8、A₃＝34.2、n＝0.58。

另外，对于上述2种冷轧钢板，分别测定存在于通过在各种保持温度T和保持时间t的组合下进行的热处理前后的钢板组织中的渗碳体粒子的平均半径r₀、r，使(r³-r₀ ³))/t相对于1/T制作Arhenius曲线(Arhenius Plot)，从而决定式8中的常数A、Q的值，结果获得A＝0.15、Q＝80220。

而且，上述式5和式8是T为一定时的方程式，为了能够将这些方程式适用于升温过程，通过改变为作为时间t的函数的温度T(t)、变形成以600～Ac1℃之间的停留时间进行积分的形式，导出式I’和式II’。

然后，对于在各种退火条件进行热处理的钢板，比较使用如上导出的式I‘和式II’进行计算的重结晶率X和渗碳体粒子半径r与通过实际的热处理后的钢板的组织观察确认的重结晶状态和渗碳体的粗大化状态时，两者可见良好的一致性，因而可以确认利用这些方程式I’和式II’的重结晶率X和渗碳体粒子半径r的预测精度十分高。

另外，调查使用式I’和式II’计算的重结晶率X和渗碳体粒子半径r与热处理(退火+回火)后的钢板的机械特性的关系。由此调查结果可知，作为更优选的退火条件，计算热处理后钢板的TS×El×λ值成为高于上述[背景技术]项所需水平的1800000MPa·％·％以上的X和r的组合，结果获得X≥0.8且r≤0.19。

即，通过采用同时满足X≥0.8、r≤0.19的退火时的升温模式，可以兼顾铁素体的回复·重结晶的促进和渗碳体粗大化的防止，还可获得机械特性的平衡优异的钢板。

实施例

(实施例1)

将下述表1所示成分的钢熔炼，制作厚度120mm的铸块。通过热轧使其达到厚度25mm后，再次通过热轧达到厚度3.2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚度1.6mm作为供试材料，在表2和表3所示的条件下实施热处理。

这里，钢No.1～32、35作为退火时的600℃至Ac1之间的升温模式是以规定的升温速度从600℃加热至T1(℃)(但600℃＜T1＜Ac1)后，在T1℃下保持一定时间，之后以规定的升温速度从T1加热至Ac1。

与此相对，钢No.33、34、36作为退火时的600℃至Ac1之间的升温模式是以规定的升温速度从600℃加热至T1(℃)(但600℃＜T1＜Ac1)后，在T1℃下不进行温度保持，直接以规定的升温速度从T1加热至Ac1。

予以说明，表1中的Ac1和Ac3为事先在实验上测定的结果。作为具具体的测定方法，使用热处理模拟器以5℃/s对

的样品进行连续加热，测定膨胀曲线(温度与膨胀率的关系)，将该膨胀曲线的拐点的温度作为Ac1和Ac3。

对于热处理后的各钢板，通过在上述[用于实施发明的形态]一项中说明过的测定方法测定各相的面积率、KAM值、渗碳体粒子的尺寸及其存在数以及铁素体的存在形态。

另外，对于上述各钢板，测定拉伸强度TS、延伸率El和延伸凸缘性λ。予以说明，拉伸强度TS和延伸率El为在与轧制方向的直角方向取长轴制作JIS Z2201所记载的5号试验片，根据JIS Z 2241进行测定。

另外，延伸凸缘性λ为根据铁钢联盟规格JFST1001实施扩孔试验测定扩孔率，将其作为延伸凸缘性。

将测定结果示于表4和表5。

如这些表所示，作为发明例的钢No.1、2、7、11、14、16～21、24、25、27～36均满足拉伸强度TS为780MPa以上、TS×El为14000MPa·％以上且TS×El×λ为800000MPa·％·％以上，可获得满足在上述[背景技术]项中所述的所需水平的延伸率和延伸凸缘性的平衡优异的高强度冷轧钢板。

在上述发明例中，由于钢No.32、33、35、36的退火时的升温模式均满足作为上述(本发明的优选制造条件(其2))的推荐条件的X≥0.8、r≤0.19，因而可获得TS×El×λ满足远远超过上述所需水平的1500000MPa·％·％以上、机械特性的平衡优异的高强度冷轧钢板。

但是，上述发明例中，钢No.34的退火时的升温模式虽然满足X≥0.8、但r超过0.19，因而λ稍低，TS×El×λ未达到1500000MPa·％·％。

而作为比较例的钢No.3～6、8～10、12、13、15、22、23、26的TS×El和TS×El×λ的至少任一者很差。

例如，钢No.3～6、8～10由于退火条件或回火条件脱离推荐范围，无法满足规定本发明组织的要件中的至少一个，TS×El、TS×El×λ的至少任一者很差。

另外，钢No.13由于C含量过低，铁素体的面积率变得过大，因而TS×El很差。

而钢No.15由于C含量过高，粗大化的渗碳体粒子变得过多，因而TS×El×λ很差。

另外，钢No.23由于Mn含量过低，无法发挥回火时的渗碳体粗大化的抑制效果或硬质相的变形能提高效果，因而无法兼顾延伸率和延伸凸缘性，TS×El×λ很差。

另外，钢No.26由于Mn含量过高，逆变态温度变得过低、无法重结晶，因而无法确保强度和延伸率的平衡，TS×El、TS×El×λ均很差。

(实施例2)

将下述表6所示成分的钢熔炼，制作厚度120mm的铸块。通过热轧使其达到厚度25mm后，再次通过热轧达到厚度3.2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚度1.6mm作为供试材料，在表7和表8所示的条件下实施热处理。

这里，钢No.1～35作为退火时的600℃至Ac1之间的升温模式是以规定的升温速度从600℃加热至T1(℃)(但600℃＜T1＜Ac1)后，在T1℃下保持一定时间，之后以规定的升温速度从T1加热至Ac1。

与此相对，钢No.36作为退火时的600℃至Ac1之间的升温模式是以规定的升温速度从600℃加热至T1(℃)(但600℃＜T1＜Ac1)后，在T1℃下不进行温度保持，直接以规定的升温速度从T1加热至Ac1。

予以说明，表6中的Ac1和Ac3为事先在实验上测定的结果。作为其具体的测定方法，使用热处理模拟器以5℃/s对

的样品进行连续加热，测定膨胀曲线(温度与膨胀率的关系)，将该膨胀曲线的拐点的温度作为Ac1和Ac3。

对于热处理后的各钢板，通过在上述[用于实施发明的形态]一项中说明过的测定方法测定各相的面积率、铁素体的平均粒径、KAM值、析出物的尺寸及其存在数以及铁素体的存在形态。

另外，对于上述各钢板，测定拉伸强度TS、延伸率El和延伸凸缘性λ。予以说明，拉伸强度TS和延伸率El为在轧制方向成直角的方向取长轴制作JIS Z2201所记载的5号试验片，根据JIS Z 2241进行测定。

另外，延伸凸缘性λ为根据铁钢联盟规格JFST1001实施扩孔试验测定扩孔率，将其作为延伸凸缘性。

将测定结果示于表9。

如同表所示，作为发明例的钢No.1、2、10、13～17、20、22、23、26、27、30～36均可获得满足拉伸强度TS为780MPa以上、TS×El为16000MPa·％以上且TS×El×λ为1200000MPa·％·％以上的延伸率和延伸凸缘性的平衡优异的高强度冷轧钢板。

在上述发明例中，由于钢No.35、36的退火时的升温模式均满足作为上述(本发明的优选制造条件(其4))的推荐条件的X≥0.8、r≤0.19，因而可获得TS×El×λ满足远远超过上述所需水平的1800000MPa·％·％以上、机械特性的平衡优异的高强度冷轧钢板。

而作为比较例的钢No.3～9、11、12、18、19、21、24、25、28、29的TS×El和TS×El×λ的至少任一者很差。

例如，钢No.3～9、11、12由于退火条件或回火条件脱离推荐范围，无法满足规定本发明组织的要件中的至少一个，TS×El、TS×El×λ的至少任一者很差。

另外，钢No.19由于C含量过低，因而TS很差。

而钢No.21由于C含量过高，粗大化的渗碳体粒子变得过多，因而TS×El、TS×El×λ很差。

另外，钢No.25由于Mn含量过低，因而TS很差。

另外，钢No.28由于Mn含量过高，逆变态温度变得过低、无法重结晶，因而无法确保强度和延伸率的平衡，TS×λ很差。

另外，钢No.18由于V换算总含量过高，因而在延伸凸缘性劣化的同时无法确保强度和延伸率的平衡，TS×El×λ很差。

另外，钢No.29由于V换算总含量过低，铁素体粒发生粗大化，因而虽然是所述实施例1的水平下的合格标准，但TS×El、TS×El×λ与满足铁素体粒为5μm以下的条件的其他例子相比差一些。

表9

*：本发明的范围外、a：推荐范围外、α：铁素体、其他组织：残留奥氏体+马氏体、θ：渗碳体、MX：含Nb、Ti、V的碳-氮化物

详细地并参照特定的实施样态说明本发明，但本行业技术人员已知可以在不脱离本发明精神和范围的情况下加以各种改变或修正。

本申请基于2009年4月3日申请的日本专利中请(特愿2009-091297)、2009年4月3日申请的日本专利申请(特愿2009-091298)、2009年10月5日申请的日本专利申请(特愿2009-231680)及2009年10月5日申请的日本专利申请(特愿2009-231681)，其内容在此作为参照纳入。

产业实用性

本发明涉及在汽车部件等中使用的冷轧钢板。

Claims (5)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，其具有以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0％～3.0％、Mn：0.1～5.0％、P：0％～0.1％、S：0％～0.010％、Al：0.001～0.10％、且余量由铁和不可避免的杂质构成的成分组成，

以面积率计含有10～80％作为软质相的铁素体，同时以面积率的总量计含有大于等于0％且小于5％的残留奥氏体、马氏体以及残留奥氏体和马氏体的混合组织，

余量具有作为硬质相的由回火马氏体和/或回火贝氏体构成的组织，

在KAM值的频率分布曲线中，相对于总频率的该KAM值为0.4°以下的频率的比例X_KAM≤0.4°与铁素体的面积率V_α的关系满足X_KAM≤0.4°/V_α≥0.8，同时相对于总频率的所述KAM值为0.6～0.8°的频率的比例X_{KA M＝0.6～0.8°}为10～20％，其中，X_KAM≤0.4°与V_α的单位均为％，

存在于所述铁素体和所述硬质相的界面的当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子的分散状态是在每1μm²该硬质相中为3个以下。

2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，成分组成按照([％Nb]/96+[％Ti]/51+[％V]/48)×48满足0.01～0.20％的方式还含有Nb：0.02～0.40％、Ti：0.01～0.20％、V：0.01～0.20％的1种以上，

所述铁素体的平均粒径以当量圆直径计为5μm以下，

作为存在于所述铁素体和所述硬质相的界面的当量圆直径20nm以上的含Nb、Ti和V的1种以上的析出物的分布状态是在每1μm²所述硬质相中为5个以下。

3.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，还含有以下(a)～(c)组中的至少一组：

(a)Cr：0.01～1.0％，

(b)选自Mo：0.02～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％中的1种以上，

(c)选自Ca：0.0005～0.01％、Mg：0.0005～0.01％中的1种以上。

4.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在下述(1)～(4)所示的各条件下对具有权利要求1所示成分组成的钢材实施热轧后进行冷轧，之后进行退火，再进行回火，

(1)热轧条件

精轧结束温度：Ar₃点以上

卷绕温度：450～700℃

(2)冷轧条件

冷轧率：20～80％

(3)退火条件

以同时满足下述式I和II的升温模式对600～Ac1℃的温度域加热，在[(8×Ac1+2×Ac3)/10]～1000℃的退火加热温度、保持3600s以下的退火保持时间后，从退火加热温度开始以50℃/s以上的冷却速度直接骤冷至Ms点以下的温度或者从退火加热温度开始以1℃/s以上且小于50℃/s的冷却速度徐冷至小于退火加热温度且600℃以上的温度后，以50℃/s以下的冷却速度骤冷至Ms点以下的温度，

(4)回火条件

在上述退火冷却后的温度开始至420℃以上且小于670℃的回火加热温度之间以超过5℃/s的加热速度进行加热，在使得存在于“回火加热温度-10℃”～回火加热温度之间的温度区域的时间为30s以下后，以超过5℃/s的冷却速度进行冷却，

式I：

其中， $D_{\mathrm{Fe}}=0.0118\&CenterDot;\exp \left(\frac{281500}{8.314\&CenterDot;(T\left(t\right)+273)}\right)$

${\mathrm{\&rho;}}_o=1.54\&times;{10}^{15}\&CenterDot;\ln (-\ln \left(\frac{100-\left[\mathrm{CR}\right]}{100}\right))+2.51\&times;{10}^{14}$

式II：

式中，X：重结晶率(-)，D_Fe：铁的自扩散率、单位为m²/s，ρ₀：初期错位密度、单位为m/m³，t：时间、单位为s，t_Ac1：到达Ac1点时的时间、单位为s，T(t)：时间t下的温度、单位为℃，[CR]：冷轧率、单位为％，r：渗碳体粒子半径、单位为μm，r₀：初期渗碳体粒子半径、单位为μm。

5.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在下述(1)～(4)所示的各条件下对具有权利要求2所示成分组成的钢材实施热轧后进行冷轧，之后进行退火，再进行回火，

(1)热轧条件

精轧结束温度：900℃以上

至550℃的冷却时间：[(精轧结束温度-550℃)/20]s以下

卷绕温度：500℃以下

(2)冷轧条件

冷轧率：20～80％

(3)退火条件

以同时满足下述式I’和II’的升温模式对600～Ac1℃的温度域加热，在[(8×Ac1+2×Ac3)/10]～1000℃的退火加热温度、保持3600s以下的退火保持时间后，从退火加热温度开始以50℃/s以上的冷却速度直接骤冷至Ms点以下的温度或者从退火加热温度开始以1℃/s以上且小于50℃/s的冷却速度徐冷至小于退火加热温度且600℃以上的温度后，以50℃/s以下的冷却速度骤冷至Ms点以下的温度，

(4)回火条件

在从上述退火冷却后的温度开始至420℃以上且小于670℃的回火加热温度之间，以超过5℃/s的加热速度进行加热，在使得存在于“回火加热温度-10℃”～回火加热温度之间的温度区域的时间为20s以下后，以超过5℃/s的冷却速度进行冷却，

式I’：

其中， $D_{\mathrm{Fe}}=0.0118\&CenterDot;\exp \left(\frac{281500}{8.314\&CenterDot;(T\left(t\right)+273)}\right)$

${\mathrm{\&rho;}}_o=1.54\&times;{10}^{15}\&CenterDot;\ln (-\ln \left(\frac{100-\left[\mathrm{CR}\right]}{100}\right))+2.51\&times;{10}^{14}$

式II’：

式中，X：重结晶率(-)、D_Fe：铁的自扩散率、单位为m²/s，ρ₀：初期错位密度、单位为m/m³，t：时间、单位为s，t_Acl：到达Ac1点时的时间、单位为s，T(t)：时间t下的温度、单位为℃，[CR]：冷轧率、单位为％，r：渗碳体粒子半径、单位为μm，r₀：初期渗碳体粒子半径、单位为μm。

Images