CN102471852B - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

提供一种用于汽车等中的冲压成形用高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明的冷轧钢板，作为钢组成，以质量％计含有C：大于0.015％且小于0.10％、Si：小于0.40％、Mn：1.0％以上且1.9％以下、P：大于0.015％且在0.05％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上且0.3％以下、N：0.005％以下、Cr：小于0.30％、B：0.005％以下、Mo：小于0.15％、V：0.4％以下、Ti：0.02％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，而且满足0.6[％Si]+[％Cr]+2[％Mo]＜0.35；作为显微组织，为以体积率％计具有铁素体和3～12％的第二相的复合组织，作为第二相，包含1.0～10％的马氏体和1.0～5.0％的残余γ，而且第二相中马氏体及残余γ的总量为70％以上，第二相中残余γ的比率为30～80％，第二相的平均粒径为0.9～5μm。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及经冲压成形工序而用于汽车、家电等中的冲压成形用高强度钢板及其制造方法。

背景技术

以往，对于发动机罩、车门、后行李箱盖、后门、挡泥板等要求优良的抗凹性的汽车外板而言，一直应用TS：340MPa级BH钢板(烧结硬化型钢板，以下称为340BH)。

340BH是一种在C低于0.01质量％的极低碳钢中通过添加Nb、Ti等碳氮化物形成元素来控制固溶C量、并且利用Mn、P进行固溶强化的铁素体单相钢。近年来，车身轻量化的需求进一步提高，正推进研究：通过使这些应用340BH的外板进一步高强度化来使钢板薄壁化；在相同的板厚下减少R/F(加强件：内侧的加强部件)；以及使烧结涂装工序的温度降低、时间缩短等。

然而，如果通过在现有的340BH中进一步大量添加Mn、P来谋求高强度化，则由于YP增加，冲压成形品的抗面变形性显著变差。此处，面变形是指在门把手部的外周等处容易产生的冲压成形面的微小褶皱、波纹状的图案。

面变形会严重损害汽车的外观质量，因此，对于应用于外板的钢板，要求在提高冲压品强度的同时，冲压成形前的屈服应力具有与现有的340BH接近的较低的YP。

此外，对于比340BH更高强度化的钢而言，YP、TS、E1等的材质变化容易产生，且面变形和冲压裂缝容易产生。对于YP高的钢板而言，材质变化小的情况下，通过调整冲压模具形状来降低设计面的面变形是可能的，但是，YP和TS在卷材内的长度方向或宽度方向上变化、进而在每个卷材间变化时，极难减少面变形。这是由于，切割冲压模具对每个卷材调整面形状在量产时是不可能的，而且即使调整成形压力等冲压条件，面变形的抑制效果也较小。因此，对于这种高强度钢板而言，期望在降低YP的同时，也同时减小卷材内和每个卷材间的材质变化。

而且，用于汽车的钢板还要求具有优良的耐腐蚀性。例如，对于车门、发动机罩、后行李箱盖等部件的卷边加工部或点焊周边部的钢板相互密接，电镀涂装时的化学转化被膜难以附着，因此容易生锈。特别是，在水容易滞留、长时间曝露于湿润气氛中的发动机罩前方的拐角部和车门下部的拐角部，经常产生由铁锈引起的穿孔。

因此，近年来，车身制造商一直在推进提高车身的防锈性能而将耐穿孔寿命从现有的10年延长到12年的研究，钢板具有充分的耐腐蚀性是必不可少的。从提高构件的耐腐蚀性的观点出发，在提高钢板自身的耐腐蚀性的基础上，还必须提高钢板自身的化学转化处理性。

基于这样的背景，例如，在专利文献1中，公开了一种制备延展性高的冷轧钢板的技术，通过对以重量％计含有C：0.10～0.45％、Si：00.5～1.8％、Mn：0.5～3.0％、sol.Al：0.01～0.07％的钢进行退火，然后，在350～500℃的温度范围内保持1～30分钟，使5～10％以上的残余γ生成。

此外，在专利文献2中，公开了一种制备高强度钢板的方法，通过对以重量比计含有C：0.005～0.15％、Mn：0.3～2.0％、Cr：0.023～0.8％的钢退火后的冷却速度进行优化，使主要由铁素体和马氏体组成的复合组织形成，从而得到兼具低屈服应力(YP)、高延展性(E1)和高烧结硬化性(BH)的高强度钢板。

进而，在专利文献3中，公开了一种制备高强度钢板的方法，通过向以质量％计含有C：大于0.01％且小于0.03％、Mn：0.5～2.5％、B：0.0025％以下的钢中添加0.02～1.5％的Mo，而且对sol.Al、N、B、Mn量以sol.Al≥9.7×N、B≥1.5×10⁴×(Mn²+1)的方式进行控制，形成由铁素体和低温相变生成相构成的组织，从而得到烧结硬化性和耐常温时效性均优良的高强度钢板。

在专利文献4中，公开了一种制备钢板的方法，通过在以质量％计含有C：0.2％以下、Mn：3.0％以下、N：0.0030～0.0180％、Cr：0.5～0.9％、Al：0.020％以下的钢中，使Cr与N的比为25以上并使铁素体的面积率为80％以上，从而得到常温下的耐时效性优良、烧结硬化性优良的钢板。

在专利文献5中，公开了一种制造高强度冷轧钢板的方法，通过使以质量％计含有C：大于0.01％且小于0.08％、Mn：0.8％以上且小于1.7％、Cr：大于0.4％且在2％以下的钢的Cr与Mn的组成比为Cr/Mn≥0.34，并使退火时的加热速度为小于3℃/s，从而制造屈服应力低、材质相对于退火温度的变化小的高强度冷轧钢板。

在专利文献6中，公开了一种制备钢板的方法，通过对含有C：0.01％以上且小于0.040％、Mn：0.3～1.6％、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下的钢进行退火，然后，以3～20℃/s的冷却速度冷却至550～750℃的温度，再以100℃/s以上的冷却速度冷却至200℃以下的温度，从而得到烧结硬化性优良的钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平6-35619号公报

专利文献2：日本特公昭62-40405号公报

专利文献3：日本专利第3969350号公报

专利文献4：日本专利第4113036号公报

专利文献5：日本特开2009-35816号公报

专利文献6：日本特开2006-233294号公报

发明内容

发明所要解决的问题

然而，对于专利文献1中记载的钢板而言，为了使残余γ生成，需要大量添加Si，从而表面质量变差，因此，难以作为外板来使用。此外，为了使残余γ生成，需要长时间保持在350～500℃的温度范围内，由于贝氏体的大量生成，YP显著上升而抗面变形性变差，因此，不能作为外板来使用。

另一方面，上述专利文献2～5中记载的钢板均为控制了Mn、Cr、Mo等的成分组成，并使显微组织形成以铁素体和马氏体为主体的复合组织钢，从而实现了低YP化、高延展性化、高BH化的钢。

但是，得到了如下结果：上述专利文献1～5中记载的钢板中，大量添加Cr的钢显示出低屈服应力，而且材质变化也较小，但Cr添加量比较少的钢显示出YP较高，而且材质变化较大。

即，使马氏体等硬质的第二相作为强化组织分散的复合组织钢与现有的以Mn和P进行强化的固溶强化钢相比，在本质上，材料特性的变化容易产生。例如，第二相的体积率会由于钢中数十ppm的C量的变化和20～50℃的退火温度的变化而显著地变化，因此，受其第二相百分率的变化的影响，材质变化容易产生。因此，对于复合组织钢板而言，充分降低面变形是不容易的。

此外，大量添加了Cr、Mo及Si的钢在化学转化处理后，化学转化结晶难以均匀微细地生成，而且经常有化学转化结晶未附着的未覆盖区(スケ)(化学转化处理之后结晶未附着的区域)，可知化学转化处理性不充分。

进而，本发明人对大量地添加了Cr的钢板在实际部件中的耐腐蚀性进行了详细调查，结果新发现，对于这些钢而言，发动机罩和车门的卷边加工部或点焊部的耐腐蚀性不充分，对于添加了0.40％的Cr的钢而言，穿孔寿命降低约1年，对于添加了0.60％的Cr的钢而言，穿孔寿命降低2.5年。即，以往认为，对于平板而言，在大气曝露环境中，Cr具有使耐腐蚀性稍稍提高的作用，但是，像钢板接合部这样，长时间曝露于湿润气氛中、腐蚀生成物易蓄积的环境中，反而使耐腐蚀性显著变差，对于用于这种用途的钢板而言，必须大幅度降低Cr。

而且，专利文献6中记载的方法需要在退火之后进行100℃/s以上的急速冷却，因此，如果没有水冷设备和气水冷却设备，则难以应用，此外，对于进行了水冷和气水冷却的板而言，平整度显著降低，因此不能作为外板来使用。

这样，对于复合组织钢而言，到目前为止无法得到维持现有的低YP，而且材质稳定性、耐腐蚀性及化学转化处理性优良的复合组织钢，汽车制造商一直强烈期望同时具备这些特性的复合组织钢。

因此，本发明的目的在于提供可解决上述问题的高强度冷轧钢板及其制造方法。

用于解决问题的方法

本发明人以现有的屈服强度低的复合组织钢板为对象，为了在改善化学转化处理性、耐腐蚀性的同时，进一步降低卷材内和卷材间的材质变化，进行了深入研究，从而得到了以下的关于显微组织、成分组成的见解。

(1)作为汽车用外板应用所需的充分的化学转化处理性可通过将Si、Cr、Mo的加权当量式的总量控制为预定量来获得，充分的耐腐蚀性可通过将Cr含量降低至小于0.30质量％并积极地有效利用P来确保。

(2)为了使YP或YR降低的同时，降低卷材内和卷材间的YP的变化，下述方法是有效的：抑制珠光体及贝氏体的生成，同时形成具有铁素体和主要由马氏体及残余γ构成的第二相的复合组织，而且使第二相均匀粗大地分散，以使第二相的平均粒径为0.9～5μm，进而控制残余γ占第二相的比率为30～80％。

(3)上述钢组织可通过提高包含Mn、Cr、Mo、V、B、P的钢的淬透性指标(Mn当量)，同时有效利用由P带来的下述效果并减少Mn、Mo的含量，及优化退火后的冷却速度而得到。

A)即使微量添加也具有的较大的淬透性的提高效果

B)使第二相均匀且粗大地分散于铁素体晶界的三相点的效果和使残余γ残留的效果

C)使耐腐蚀性提高的效果

本发明以上述见解为基础，进而进行研究而完成，即，本发明涉及：

1)一种高强度冷轧钢板，其特征在于，作为钢组成，以质量％计含有C：大于0.015％且小于0.100％、Si：小于0.40％、Mn：1.0％以上且1.9％以下、P：大于0.015％且在0.05％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01％以上且0.3％以下、N：0.005％以下、Cr：小于0.30％、B：0.0050％以下、Mo：小于0.15％、V：0.4％以下、Ti：0.02％以下，而且满足下述(1)式，余量由铁及不可避免的杂质构成；作为显微组织，为以体积率％计具有铁素体和3～12％的第二相的复合组织，作为第二相，包含1.0～10％的马氏体和1.0～5.0％的残余γ，而且第二相中马氏体及残余γ的总量为70％以上，第二相中残余γ的比率为30～80％，第二相的平均粒径为0.9～5μm，

0.6[％Si]+[％Cr]+2[％Mo]＜0.35        (1)

其中，[％A]表示合金元素A的含量(质量％)。

2)如上述1)所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，进一步满足下述(2)、(3)式，

2.0≤[Mneq]≤2.8                      (2)

[％Mn]+3.3[％Mo]≤1.9                 (3)

其中，[％A]为合金元素A的含量(质量％)，

[Mneq]＝[％Mn]+1.3[％Cr]+8[％P]+150B^*+2[％V]+3.3[％Mo]，

B^*＝[％B]+[％Ti]/48×10.8×0.9+[％sol.Al]/27×10.8×0.025，

当[％B]＝0时，B^*＝0，当B^*≥0.0022时，B^*＝0.0022。

3)如上述1)或2)所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，进一步满足下述(4)式，

0.42≤12[％P]+150B^*≤0.93             (4)

其中，B^*＝[％B]+[％Ti]/48×10.8×0.9+[％sol.Al]/27×10.8×0.025，

当[％B]＝0时，B^*＝0，当B^*≥0.0022时，B^*＝0.0022，

而且，[％A]表示合金元素A的含量(质量％)。

4)如上述1)～3)中任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，进一步满足下述(5)式，

0.49≤12[％P]+150B^*≤0.93             (5)

其中，B^*＝[％B]+[％Ti]/48×10.8×0.9+[％sol.Al]/27×10.8×0.025，

当[％B]＝0时，B^*＝0，当B^*≥0.0022时，B^*＝0.0022，

而且，[％A]表示合金元素A的含量(质量％)。

5)如上述1)～4)中任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有Nb：小于0.02％、W：0.15％以下、Zr：0.1％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Sn：0.2％以下、Sb：0.2％以下、Ca：0.01％以下、Ce：0.01％以下、La：0.01％以下及Mg：0.01％以下中的一种或两种以上。

6)一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对上述1)～5)中任一项所述成分组成的钢坯进行热轧及冷轧，然后，在750℃以上且830℃以下的退火温度下进行退火，在从所述退火温度开始至480℃为止的温度范围内以3～40℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，在从480℃开始至由下述(6)式得到的Tc(℃)为止的温度范围内以8～80℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，进而，在从所述Tc(℃)开始至200℃为止的温度范围内以0.3～30℃/秒的平均冷却速度进行三次冷却，

Tc＝435-40×[％Mn]-30×[％Cr]-30×[％V]    (6)

其中，[％A]表示合金元素A的含量(质量％)。

发明效果

根据本发明，能够得到适合于汽车部件的高强度化和薄壁化、化学转化处理性和耐腐蚀性优良、YP低、并且材质变化小的高强度冷轧钢板及其制造方法，在产业上极为有用。

附图说明

图1是表示YP与12P+150B^*的关系的图。

图2是表示YP相对于退火温度的变化量(ΔYP)与12P+150B^*的关系的图。

图3是表示各种钢板的YP与YP的变化量(ΔYP)的关系的图。

具体实施方式

本发明中，对成分组成和显微组织进行规定。

1)成分组成(说明中％为质量％)

C：大于0.015％且小于0.100％

C是用于确保所期望的量的第二相和马氏体的体积率所必需的元素。C量少则马氏体不能形成，YP显著增加，同时发生屈服点拉伸，从而面向外板的应用变得困难。

此外，退火温度发生变化时YP的变化也增大。进而，对于复合组织钢而言，也不能得到作为优点的高BH和优良的耐时效性等诸特性。

为了确保预定量的马氏体的体积率而得到充分低的YP，使C量大于0.015％，从使耐时效性提高、进一步降低YP和YR的观点出发，优选使其为0.020％以上。

另一方面，C量为0.100％以上时，第二相和马氏体的体积率会过多而使YP增加，且退火温度和钢组成发生变化时的材质变化增大。而且，焊接性也会变差。因此，使C量小于0.100％，为了在获得更低YP的同时降低材质变化，优选使C量小于0.060％，更加优选使其小于0.040％。

Si：小于0.40％

Si具有通过微量添加延迟热轧时的氧化皮生成而改善表面外观质量的效果、通过使钢板的显微组织均匀、粗大化而降低退火温度和钢组成发生变化时的材质变化的效果等，从上述观点出发而进行添加。

但是，添加0.40％以上时，由于氧化皮图案的产生，表面外观质量变差而面向外板的应用变困难，同时导致YP升高，因此，使其为小于0.40％。

从提高表面质量、降低YP的观点出发，优选使其为小于0.30％，特别是从获得美观的表面质量的观点出发，更优选使其为小于0.20％。进而，如下所述，Si使化学转化处理性变差，因此，必须在控制Cr和Mo的同时控制其添加量。

Mn：1.0％以上且1.9％以下

Mn是为了提高淬透性、并且使第二相中马氏体的比率增加而添加的。但是，其含量大于1.9％时，退火过程中的α→γ相变温度变低，在刚再结晶后的微细的铁素体晶界或再结晶过程中回复晶粒的界面处生成γ粒，因此，铁素体晶粒伸展而变得不均匀，同时，第二相微细化而使YP升高。

此外，第二相微细化而使第二相的每1％体积率的YP、TS的变化量变大，退火温度和C等钢组成发生变化而使第二相的百分率发生变化时的YP、TS的变化变大，从而卷材内和每个卷材间的材质变化变大。

另一方面，Mn量过少时，即使大量添加其他元素也很难确保充分的淬透性，而且，MnS大多呈微细分散，耐腐蚀性也变差。为了确保充分的淬透性及耐腐蚀性，需要添加至少1.0％以上。

进而，从使耐腐蚀性提高的观点出发，优选使其为1.2％以上，进一步从低YP化而降低材质变化的观点出发，优选使其为1.8％以下。

P：大于0.015％且在0.05％以下

在本发明中，P是确保优良的耐腐蚀性和化学转化处理性、使第二相均匀粗大化、并使残余γ生成而降低卷材内和每个卷材间的材质变化的重要元素。新发现了如下见解：通过使P以预定量含有并在退火后进行适度的缓慢冷却，进而在480℃以下的温度范围快速地冷却，粗大的残余γ生成，从而对低YR化、材质变化的降低做出贡献。

为了得到由添加P带来的低YR化、材质变化的降低、耐腐蚀性及化学转化处理性的改善效果，需要添加至少大于0.015％。

另一方面，添加大于0.05％时，淬透性提高效果和组织的均匀化、粗大化效果达到饱和，同时固溶强化量变得过大而无法得到低YP。

此外，铸造时的偏析变得显著而在冲压之后产生褶皱状缺陷，面向外板的应用变得困难。而且，焊接性也变差，因此，使其为0.05％以下。

S：0.03％以下

S具有通过适量含有来提高钢板的一次氧化皮的剥离性、提高表面外观质量的作用，因此可以含有。但是，其含量多时，钢中析出的MnS会过多，从而使钢板的拉伸性和延伸凸缘成形性降低。

此外，在对钢坯进行热轧时使热轧性降低，容易产生表面缺陷，进而使耐腐蚀性稍稍降低，因此使其为0.03％以下。从使延伸凸缘成形性和耐腐蚀性提高的观点出发，在制造成本允许的范围内优选使其降低。

sol.Al：0.01％以上且0.3％以下

Al是以减少夹杂物来确保作为外板质量水平的表面质量、固定N来促进B的淬透性提高效果为目的而添加的。为了通过减少夹杂物引起的缺陷来确保作为外板质量水平的表面质量，需要含有0.01％以上的sol.Al，优选含有0.015％以上。从固定N以使B的淬透性提高的观点出发，更优选使其为0.04％以上。

另一方面，含有大于0.3％时，由于铸造时的粗大AlN的析出，使铸造性变差而使表面质量变差，因此，作为外板的使用变得困难。因此，优选使sol.Al为0.3％以下。从进一步确保美观的表面质量的观点出发，优选使其为0.2％以下。

N：0.005％以下

N是在钢中形成CrN、BN、AlN、TiN等氮化物的元素，并通过CrN和AlN的形成而使铁素体晶粒和第二相微细化，使YP升高。此外，对于B添加钢而言，形成BN而使由添加B带来的低YP化的效果消失。

N含量大于0.005％时，YP升高，且添加B的效果也消失，因此使其为0.005％以下。从降低YP的观点出发，优选使其为0.004％以下。

Cr：小于0.30％

Cr是本发明中重要的元素，具有降低材质变化的作用，相反也具有使卷边加工部的耐腐蚀性和化学转化处理性变差的作用。为了使耐腐蚀性和化学转化处理性不变差，使Cr小于0.30％，从使耐腐蚀性提高的观点出发，优选使其小于0.25％。从优化以下所示的[Mneq]、并使马氏体生成的观点出发，Cr是可以任意添加的元素，其下限不受限定(包括Cr：0％)，但从低YP化的观点出发，优选添加0.02％以上的Cr，更优选添加0.05％以上。

Mo：小于0.15％(包括0)、V：0.4％以下(包括0)、Ti：0.02％以下(包括0)、B：0.0050％以下(包括0)

Mo是从使淬透性提高来抑制珠光体的生成、低YR化、高BH化的观点出发而添加的。但是，使第二相及铁素体晶粒微细化的作用较强，过量添加时，会使YP显著增加，并使材质变化增加。

此外，Mo是极为昂贵的元素，并且还使化学转化处理性显著变差。因此，从YP及材质变化的降低、低成本化、化学转化处理性改善的观点出发，限定为小于0.15％(包括0％)。从进一步低YP化的观点出发，优选使其为0.05％以下，更优选不添加Mo(0.02％以下)。

V是使淬透性提高的元素，对YP和材质变化的影响小，且使表面质量、耐腐蚀性和化学转化处理性变差的作用也小，因此，可有效利用V来代替Mn、Mo和Cr。从上述观点出发，优选添加0.002％以上的V，更优选添加0.01％以上。但是，V极为昂贵，添加超过0.4％时，会变成显著的高成本，因此，优选使其为0.4％以下(包括0％)。

Ti具有固定N而使B的淬透性提高的效果、使耐时效性提高的效果和使铸造性提高的效果，为了辅助获得上述效果而添加。

但是，其含量多时，具有在钢中形成TiC或Ti(C、N)等微细的析出物而使YP显著升高、同时在退火后的冷却中生成TiC而使BH减少的作用，因此，添加时使其为0.02％以下。Ti的含量可以是0％，但为了通过TiN的析出来固定N，从而使B的提高淬透性的效果发挥，优选使其为0.002％以上，并且为了抑制TiC的析出而得到低YP，优选使其为0.010％以下。

B具有使铁素体晶粒和马氏体均匀、粗大化的作用、使淬透性提高而抑制珠光体的作用。因此，通过确保下述预定量的[Mneq]的同时将Mn用B代替，可以与P同样地在进行低YP化的同时降低材质变化，但添加大于0.005％时，铸造性和轧制性显著降低，因此，使其为0.0050％以下(包括0％)。为了使其发挥低YP化和降低材质变化的效果，可以添加0.0002％以上，进而可以添加大于0.0010％。

0.6[％Si]+[％Cr]+2[％Mo]：小于0.35，其中，[％A]表示合金元素A的含量(质量％)

本参数式是化学转化处理性的指标，因此，为了提高化学转化处理性，并可应用于汽车外板，将其限定为小于0.35。在0.35以上时，在钢板表面上形成化学转化结晶难以附着的氧化物等，且化学转化结晶的核不能均匀微细地生成，观察到大量化学转化结晶未附着的未覆盖区，对于这种钢板而言，在化学转化处理之后，即使实施到达钢板的横切而对耐腐蚀性进行评价，也得不到充分的耐腐蚀性，但对于已控制为小于0.35的钢，化学转化结晶均匀微细地生成，且实施横切后的钢板的耐腐蚀性也良好。

[Mneq]：2.0以上且2.8以下

[Mneq](Mn当量式)是在退火后实施缓慢冷却的CAL热滞后中，Mn、Cr、Mo、V、B、P等各种元素的淬透性提高效果的指标，为了稳定地降低微细的珠光体或贝氏体，优选使其在2.0以上且2.8以下。

通过使[Mneq]为2.0以上，即使在退火后实施缓慢冷却的CGL热滞后中也能充分抑制珠光体及贝氏体，即使退火温度变化也能抑制材质变化较小。进而，从降低YP并降低材质变化的观点出发，优选使其为2.2以上，更优选使其为2.4以上。

另一方面，在大于2.8的情况下，冷却中的γ→α相变得到抑制而使C向γ的富集变得不充分，难以确保预定量的残余γ的体积率，同时，Mn、Mo、Cr、P的添加量过多，难以同时确保充分低的YP和优良的耐腐蚀性。

此外，本发明中，[Mneq]、B^*由下述式表示：[Mneq]＝[％Mn]+1.3[％Cr]+8[％P]+150B^*+2[％V]+3.3[％Mo]、B^*＝[％B]+[％Ti]/48×10.8×0.9+[％sol.Al]/27×10.8×0.025。其中，当[％B]＝0时设B^*＝0，B^*≥0.0022时，设B^*＝0.0022。

B^*是表示通过添加B、Ti、Al使固溶B残留而提高淬透性的效果的指标，在未添加B的钢中无法得到添加B带来的效果，因此B^*＝0。而且，B^*为0.0022以上时，由B带来的提高淬透性的效果达到饱和，因此设B^*为0.0022。

[％Mn]、[％Cr]、[％P]、[％B]、[％V]、[％Mo]、[％Ti]、[％sol.Al]分别表示Mn、Cr、P、B、V、Mo、Ti、sol.Al的含量。

[％Mn]+3.3[％Mo]≤1.9

本参数式是为了在低YP化的同时降低材质变化而对Mn量、Mo量进行规定的加权当量式。本参数式大于1.9时，YP上升且材质变化增加，因此，优选使其在1.9以下。

0.42≤12[％P]+150B^*≤0.93

本参数式是为了使第二相均匀粗大地分散来确保预定量的残余γ量、且减小材质变化量而对P量、B量进行规定的加权当量式。残余γ的生成量随着本参数式的增加而增加。

本参数式小于0.42时，YP高且材质变化量大，因此，优选使其在0.42以上。另一方面，大于0.93时，需要添加大于0.05％的P，因此材质变化降低，但P的固溶强化变得过大而无法得到充分低的YP，因此，优选使其在0.93以下。更优选使其为0.49以上且0.93以下。

图1、2示出了本参数式给材质变化带来的效果。图1是表示退火之后实施表面光轧的钢板(对于P添加钢而言，◆为B：0.0002～0.0005％，◇为B：0.0009～0.0014％)的YP与本参数式的关系的图，图2是表示为了评价图1所使用的钢板的材质变化的大小，使用各钢板的冷轧板使退火温度在770～820℃内变化时退火温度变化了50℃时YP的变化量ΔYP与本参数式的关系的图。

由图1、2可知，12[％P]+150B^*为0.42以上时，YP变低的同时，YP相对于退火温度的变化ΔYP显著地降低。而且，12[％P]+150B^*达到0.49以上时，在维持低YP的同时材质变化更进一步降低。

YP表示与Mn主体的钢(×)和添加有Mo的钢(●)相同或更低、且与添加有Cr的钢(○)接近的值。材质变化ΔYP表示比Mn主体的钢和添加有Mo的钢更小、且与Cr添加钢相同或更小的值。需要说明的是，上述钢均具有TS：446～461MPa范围的强度。

此外，图3是表示这些钢的YP与ΔYP的关系的图。需要说明的是，图3中，将本发明钢以◆表示，将除Mn主体的钢(×)、添加有Mo的钢(●)、添加有Cr的钢(○)以外的比较钢以◇表示。由图3可知，本发明钢的YP与ΔYP两个特性均被抑制在较小水平。除添加有Cr的钢以外的钢的YP或ΔYP中的任意一者或两者高。

图示的结果为根据以下要点的试验结果。

样品钢是使C：0.025％、Si：0.01％、Mn：1.5～2.2％、P：0.002～0.065％、S：0.003％、sol.Al：0.06％、Cr：0.10％、N：0.003％、B：0.0002～0.0014％，并且以使[Mneq]为2.4且大致恒定的方式使Mn的添加量与P、B的添加量平衡的钢，通过真空熔炼来进行熔炼。

作为比较钢，将C：0.015或0.022％、P：0.008％、B：未添加、Cr：未添加、Mn：2.34％的Mn主体的成分钢，P：0.008％、B：未添加、Mn：1.8％、Cr：0.40％的添加有Cr的成分钢，P：0.008％、B：0.0008％、Mn：1.6％、Cr：未添加、Mo：0.17％的添加有Mo的成分钢一并熔炼。

从得到的钢锭上切下27mm厚的钢坯，加热至1200℃之后，在终轧温度870℃下热轧至2.8mm，轧制之后立即进行水喷雾冷却，直至620℃，然后，使用送风机以4℃/秒进行强制空气冷却至570℃，进一步在570℃下实施持续1小时的卷取处理。

对得到的热轧板以轧制率73％进行冷轧，直至0.75mm。对得到的冷轧板进行退火时，以680℃～740℃的温度范围的平均加热速度为1.8℃/秒的方式进行加热，然后，实施775～785℃×40秒的均热处理，从退火温度开始至480℃为止以平均冷却速度10℃/秒进行一次冷却。然后，通过从480℃开始至300℃为止进行急速冷却，以从480℃开始至由(6)式表示的Tc为止的平均冷却速度为20℃/秒的方式进行冷却。进而，从Tc开始至200℃为止以平均冷却速度0.5～1℃/秒的范围的方式进行三次冷却。然后，以20℃/秒冷却至室温。

对得到的退火板以0.1％的伸长率实施表面光轧。从所得到的钢板上裁取JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验(依据JIS Z2241)。

以上为本发明的基本成分组成，余量为铁及不可避免的杂质。使期望的特性进一步提高的情况下，可使其含有以下的Nb、W、Zr、Cu、Ni、Sn、Sb、Ca、Ce、La、Mg中的至少一种。

Nb：小于0.02％

Nb具有使组织细粒化的同时使NbC、Nb(C，N)析出而强化钢板的作用，因此，从高强度化的观点出发，可以进行添加。从上述观点出发，优选添加的Nb为0.002％以上，更优选添加0.005％以上。但是，添加0.02％以上时，YP会显著升高，因此，优选使其小于0.02％。

W：0.15％以下

W可作为淬透性元素、析出强化元素加以有效利用。从上述观点出发，优选添加的W为0.002％以上，更优选添加0.005％以上。但是，其添加量过多会导致YP升高，因此，优选使其为0.15％以下。

Zr：0.1％以下

Zr也同样可以作为淬透性元素、析出强化元素加以有效利用。从上述观点出发，优选添加的Zr为0.002％以上，更优选添加0.005％以上。但是，其添加量过多会导致YP升高，因此，优选使其为0.1％以下。

Cu：0.5％以下

Cu使耐腐蚀性提高，因此，从提高耐腐蚀性的观点出发，优选进行添加。而且，Cu是将废金属作为原料有效利用时掺入的元素，通过容许掺入Cu，可以将回收材料作为原材料有效利用，削减制造成本。

从提高耐腐蚀性的观点出发，优选添加0.01％以上，更优选添加0.03％以上。但是，其含量过多会成为表面缺陷的原因，因此，优选使其为0.5％以下。

Ni：0.5％以下

Ni也是具有提高耐腐蚀性的作用的元素。而且，Ni具有减轻在含有Cu时易产生的表面缺陷的作用。因此，从提高耐腐蚀性的同时改善表面质量的观点出发，添加Ni的情况下，优选添加0.02％以上。但是，Ni的添加量如果过多，加热炉内的氧化皮生成将不均匀而成为表面缺陷的原因，同时成本将显著增加。因此，进行添加的情况下使其为0.5％以下。

Sn：0.2％以下

从抑制钢板表面的氮化、氧化、或由氧化产生的钢板表层数十微米区域的脱碳和脱B的观点出发，优选添加Sn。由此，疲劳特性、耐时效性、表面质量等可得到改善。从抑制氮化和氧化的观点出发，优选添加0.005％以上，但是，大于0.2％时会导致YP的升高和韧性的变差，因此，优选使其含有0.2％以下。

Sb：0.2％以下

与Sn相同，从抑制钢板表面的氮化、氧化，或由氧化产生的钢板表层数十微米区域的脱碳、脱B的观点出发，优选添加Sb。通过抑制这种氮化和氧化，可防止在钢板表层马氏体生成量的减少、防止由B减少所导致的淬透性降低，改善疲劳特性和耐时效性。从抑制氮化和氧化的观点出发，优选添加0.005％以上，但是，大于0.2％时会导致YP的升高和韧性的变差，因此，优选使其含有0.2％以下。

Ca：0.01％以下

Ca具有以CaS的形式固定钢中的S、进而使腐蚀生成物中的pH增加来提高卷边加工部和点焊部周边的耐腐蚀性的作用。而且，由于CaS的生成，抑制了使延伸凸缘成形性降低的MnS的生成，具有提高延伸凸缘成形性的作用。从上述观点出发，优选添加0.0005％以上。但是，在钢水中，Ca容易以氧化物的形式漂浮分离，难以使其在钢中大量残余，因此，进行添加的情况下使其为0.01％以下。

Ce：0.01％以下

Ce也是以固定钢中的S而使延伸凸缘成形性及耐腐蚀性提高为目的而添加的。从上述观点出发，优选添加的Ce为0.0005％以上。但是，由于Ce是昂贵的元素，大量添加会导致成本增加。因此，优选添加0.01％以下。

La：0.01％以下

La也是以固定钢中的S而使延伸凸缘成形性及耐腐蚀性提高为目的而添加的。从上述观点出发，优选添加的La为0.0005％以上。但是，由于La是昂贵的元素，大量添加会导致成本增加。因此，优选添加0.01％以下。

Mg：0.01％以下

从使氧化物微细分散、而使组织均匀化的观点出发，可以添加Mg。从上述观点出发，优选添加的Mg为0.0005％以上。但是，其含量多会使表面质量变差，因此，优选添加的Mg为0.01％以下。

2)显微组织

显微组织是具有铁素体和体积率为3～12％的第二相的复合组织，所述第二相包含体积率为1.0～10％的马氏体和体积率为1.0～5.0％的残余γ。第二相的体积率即使发生变化也能将材质变化抑制在较小，从而将卷材内和卷材间的材质变化抑制在较小，使铁素体晶粒及第二相均匀、粗大。此外，使第二相的大部分分散在铁素体晶粒的晶界相互交叉的晶界三相点。

但是，对于珠光体或贝氏体生成的复合组织钢板而言，YP变高，因此，珠光体或贝氏体使显微组织减少。复合组织钢中的珠光体和贝氏体为约1μm～约2μm，微细，并与马氏体邻接生成，因此，在光学显微镜下很难与马氏体辨别开，可以通过使用SEM以3000倍以上的倍率进行观察来辨别。

例如，在对现有的0.03％C-1.5％Mn-0.5％Cr钢的组织进行详细调查时，通过光学显微镜下的观察和以1000倍左右的倍率进行的利用SEM的观察，仅可以辨别出粗大的珠光体，测定得出珠光体或贝氏体占第二相的体积率为10％左右，但是，通过4000倍的SEM观察进行详细调查时，珠光体或贝氏体在第二相的体积率中所占有的比例为30～40％。通过抑制这种珠光体或贝氏体，可以同时获得低YP。

进一步规定上述第二相中马氏体及残余γ的总量的体积率的比率为70％以上，且上述第二相中残余γ的体积率的比率为30～80％。

第二相的体积率：3～12％

为了在得到低YP的同时得到高BH和优良的耐时效性，需要使第二相的体积率在3％以上。但是，第二相的体积率超过12％时，YP升高的同时，相对于退火温度的材质变化变大。

因此，使第二相的体积率在3～12％的范围内。进而，为了得到低YP的同时降低材质变化，优选使第二相的体积率为10％以下，更优选使其为8％以下，进一步优选使其为6％以下。

马氏体的体积率：1.0～10％

为了在得到低YP的同时得到高BH和优良的耐时效性，需要使马氏体的体积率为1.0％以上。但是，马氏体的体积率超过10％时，YP升高的同时，相对于退火温度的材质变化变大。

因此，使马氏体的体积率在1.0～10％的范围内。进而，为了得到低YP的同时降低材质变化，进而，为了得到低YP和优良的延伸凸缘成形性，优选使马氏体的体积率为8％以下，更优选使其为6％以下。

残余γ的体积率：1.0～5.0％

本发明中残余γ是重要的组织。即，对于本发明而言，钢的成分组成及CAL中的冷却速度得以优化，因此，残余γ比较粗大地生成。而且，与马氏体和贝氏体相比，残余γ更加软质，也没有形成于马氏体周围的淬火应变。

其结果可知，本发明中所得到的残余γ与马氏体和贝氏体等相比，使YP升高的效果极小，其体积率即使发生数个％的变化，YP也几乎不发生变化。

另一方面，残余γ在增加塑性变形时，马氏体发生相变而引起强度升高。因此可知，第二相中的残余γ的生成比率高的钢与同一TS水平的钢相比，YR较低，且即使钢组成和退火温度变化而第二相百分率发生变化，对于残余γ的生成比率高的钢而言，YP的变化也能抑制在较小水平。

为了得到这种残余γ的效果，需要残余γ的体积率至少为1.0％以上。另一方面，残余γ的体积率大于5.0％时，无法充分确保第二相中的马氏体量，从而YP升高。因此，使残余γ的体积率为1.0～5.0％。从降低材质变化的观点出发，优选使残余γ的体积率为2％以上。

马氏体及残余γ的总量占第二相的体积率的比率：70％以上

珠光体和贝氏体生成时YP升高。对于有效利用现有的残余γ的钢而言，贝氏体大量生成而YP非常地高，但是，通过降低贝氏体的同时使残余γ生成，可抑制YR在较低水平。为了充分抑制珠光体及贝氏体而确保YP，需要使马氏体及残余γ占第二相的体积率的比率为70％以上。

残余γ占第二相的体积率的比率：30～80％

如上所述，对于第二相中的残余γ的生成比率高的钢而言，随着其体积率增加，具有使YP升高的作用的马氏体和珠光体的含有比率变小，因此，钢组成和退火温度变化而第二相百分率发生变化时的YP的变化可抑制在较低水平。

这种效果可通过将残余γ占第二相的体积率的比率控制在30％以上来得到。另一方面，第二相中的残余γ的体积率的比率过大时，低YP化所需的马氏体的体积率变得过少，从而YP的升高和钢组成和退火温度发生变化时的YP的变化反而变大。

因此，使残余γ占第二相的体积率的比率为30～80％。从进一步降低材质变化的观点出发，优选使残余γ的体积率的比率在40％以上且70％以下。

第二相的平均粒径：0.9～5μm

为了在降低YP的同时，降低C和Mn等的钢组成和退火温度发生变化时的YP的变化，使第二相的平均粒径为0.9～5μm。由此，第二相每1％百分率的YP的升高量得到抑制，从而材质变化得到抑制。另一方面，第二相的平均粒径大于5μm时，相对于铁素体晶粒个数的第二相的个数变得过少，而无法降低YP。因此，使第二相的平均粒径为0.9～5μm。

上述组织形态可以通过优化Mn、Mo、Cr、P、B等的组成范围、并且优化退火时的加热速度等而得到。另外，上述组织形态的测定方法如下所述。

将钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，用硝酸乙醇腐蚀，利用SEM在4000倍的倍率下观察10个视野，将拍摄的组织照片进行图像分析，测定第二相的面积率，据此求出第二相的体积率。

即，本发明的钢板在轧制方向、轧制直角方向上的组织形态的差别较小，在任意方向上测定的第二相的面积率均为大致相同的值，因此，此处将在L截面上测定的第二相的面积率作为第二相的体积率。

在组织照片中，铁素体为稍黑色反差的区域，将碳化物呈层状或点阵状生成的区域作为珠光体或贝氏体，带有白色反差的粒子作为马氏体或残余γ。

对于马氏体和残余γ的体积率而言，可以通过测定该白色反差区域的面积率来求出。需要说明的是，对于在SEM照片上观察到的直径0.4μm以下的微细的点状粒子而言，通过TEM观察主要是碳化物，而且，它们的面积率非常少，因此认为其对材质几乎没有影响，因此，从体积率的评价中排除粒径为0.4μm以下的粒子，以含有主要是马氏体并含有微量残余γ的白色反差的粒子、及作为珠光体和贝氏体的层状或点阵状的碳化物的组织为对象，求出体积率。第二相的体积率表示这些组织的总量。

需要说明的是，在连续退火后的冷却过程中，在大约350℃以下马氏体生成之后，在所述温度范围的冷却速度慢的情况下，有生成的马氏体稍稍被回火的情形。所述稍稍被回火的马氏体在此作为马氏体来对待。另外，回火的马氏体和贝氏体的辨别通过以下进行。即，回火马氏体内的碳化物与分散在贝氏体内的碳化物相比是非常微细的，因此，可通过测定分散在每个马氏体晶粒、贝氏体晶粒的内部的碳化物的平均粒径来辨别它们。在此，晶粒内的碳化物的平均粒径为0.15μm以下的情况作为回火马氏体，大于0.15μm的情况作为贝氏体。

通过在将钢板于板厚方向上削减1/4厚度的面上，使用CoKα射线作为X射线源，扫描速度设为0.1°/分钟进行X射线衍射，测定α的{200}、{211}、{220}面、γ的{200}、{220}、{311}面的积分强度，对于由得到的各面的积分强度的分别组合，算出残余γ的体积率，作为其平均值。

通过从利用上述SEM观察求出的马氏体及残余γ的体积率中，减去利用X射线衍射求出的残余γ的体积率，由此求出马氏体的体积率。

平均粒径在球状粒子的情况下采用其直径。SEM图像上为椭圆形的情况下，测定其长轴a及与长轴成直角的方向的单轴b，将(a×b)^0.5作为其等效粒径。对于呈矩形形状的粒子，在此也与椭圆形状的粒子同样地处理，根据上述式来测定长轴和单轴并求出粒径。

需要说明的是，第二相之间邻接存在的情况下，两者的接触部分如果与晶界具有相同宽度则分别计数，比晶界的宽度宽的情况，即以某种宽度接触的情况下，作为一个粒子计数。但是，即使第二相邻接生成但第二相的种类不同的情况下，即马氏体与珠光体邻接的情况和马氏体与贝氏体邻接的情况下，作为各自的粒子分别求出平均粒径。下面对具有上述显微组织的钢板的优选制造条件进行说明。

3)制造条件

将具有上述成分组成的钢坯根据常规方法进行热轧及冷轧后，在连续退火线(CAL)中进行退火，然后进行1～3次冷却。

热轧

热轧可以根据常规方法实施，例如，可以使钢坯加热温度为1100～1300℃、使终轧温度为Ar₃相变点～Ar₃相变点+150℃、使卷取温度为400～720℃。从降低r值的面内各向异性的观点、提高BH的观点出发，优选使热轧后的冷却速度为20℃/秒以上，优选使卷取温度为600℃以下。

为了得到用于外板的美观的镀层表面质量，优选使钢坯加热温度为1250℃以下，为了除去在钢板表面生成的一次、二次氧化皮，优选充分进行除氧化皮，使终轧温度为900℃以下。

冷轧

在冷轧中，可以使轧制率为50～85％。从提高r值来提高深拉深性的观点出发，优选使轧制率为65～73％，从降低r值及YP的面内各向异性的观点出发，优选使轧制率为70～85％。

退火

对冷轧后的钢板，在CAL中实施退火。从低YP和降低由退火温度和钢组成的变化引起的材质变化的观点出发，优选使退火时的680～750℃的平均加热速度为7℃/秒以下。当所述加热速度大于℃/秒时，第二相变成不均匀地微细分散，从而第二相百分率发生变化时的YP和TS的变化量变大。

使退火温度为750℃以上且830℃以下。小于750℃时，碳化物的固溶变得不充分，而无法稳定地确保第二相的体积率。大于830℃时，易生成珠光体和贝氏体，残余γ的生成量会过多，因而将不能得到充分低的YP。

对于均热时间而言，在通常的连续退火中实施的750℃以上的温度范围内优选为20秒以上且200秒以下，更优选为40秒以上且200秒以下。

从所述退火温度开始至480℃为止的温度范围的平均冷却速度(一次冷却速度)：3～40℃/秒

为了在冷却中抑制珠光体生成的同时，在γ晶粒使Mn和C富集而确保预定量的残余γ的体积率，从而谋求低YP化和YP变化的降低，需要使从所述退火温度开始至480℃为止的温度范围的平均冷却速度为3～40℃/秒。

从480℃开始至Tc(℃)为止的范围的平均冷却速度(二次冷却速度)，其中，Tc＝435-40×[％Mn]-30×[％Cr]-30×[％V]([％A]表示合金元素A的含量(质量％))：8～80℃/秒

在480℃～Tc的温度范围内，易生成微细且硬质的贝氏体，而且对于未大量含有Si和Al的本钢而言，通过由残留的γ生成伴随碳化物生成的贝氏体，残余γ的体积率减少。因此，YP和YP的变化增加。

因此，在480℃以下的温度下，将急冷停止温度作为Tc以下的温度，在480℃～Tc的温度范围内需要以8～80℃/秒的平均冷却速度快速地进行冷却。

另一方面，二次冷却中的平均冷却速度大于80℃/秒时，冷却后的板形状的平整度恶化，因此，使二次冷却速度为8～80℃/秒。

从进一步降低贝氏体的生成量而使残余γ的生成量增加的观点出发，优选使480℃～Tc的温度范围内为10℃/秒以上的冷却速度。

从Tc(℃)开始至200℃为止的温度范围的平均冷却速度(三次冷却速度)：0.3～30℃/秒

通过在从Tc(℃)开始至200℃为止的温度范围内以平均冷却速度0.3～30℃/秒进行冷却，可使铁素体及马氏体中过量残留的固溶C析出，而谋求低YP化和高延展性化。

对于上述制造方法中制造的高强度冷轧钢板而言，在退火的状态下YPE1为小于0.5％，且YP也充分低，因此，可直接作为冲压成形用钢板来使用。

但是，从表面粗糙度的调整、板形状的平坦化等使冲压成形性稳定的观点出发，可以实施表皮光轧。通过实施表皮光轧，伸长率每增加0.1％，YP增加约5～7MPa，因此，从低YP化、高E1化、高WH化的观点出发，优选使表皮光轧的伸长率为0.1～0.6％。

[实施例]

将表1、2中所示组成的钢熔炼后，连铸成230mm厚的钢坯，加热至1180～1250℃后，在820～900℃的范围的终轧温度下进行热轧。然后，以20～40℃/秒的平均冷却速度冷却至640℃以下，在卷取温度CT：400～630℃下进行卷取。对得到的热轧板以68～78％的轧制率进行冷轧，制成板厚为0.8mm的冷轧板。

在CAL中，将得到的冷轧板以加热温度680～750℃的平均加热速度为0.9～15℃/秒的方式进行加热，在退火温度AT下进行退火40秒，进行从表3、4所示的退火温度AT开始直至480℃为止的一次冷却，然后，从480℃开始至由上述(6)式表示的Tc为止进行二次冷却，进而，在从所述Tc开始至200℃为止的三次冷却之后，以10～30℃/秒的冷却速度冷却至室温。1～3次冷却以平均冷却速度进行规定。使此时的480℃以下的温度范围内的急冷停止温度为258～425℃的范围。

对得到的冷轧钢板实施0.1％的伸长率的表面光轧，并裁取样品，以上述方法对第二相的体积率、马氏体的体积率、残余γ的体积率、马氏体及残余γ的体积率相对于第二相体积率的比率(第二相中马氏体及残余γ的比率)、残余γ的体积率相对于第二相体积率的比率(第二相中残余γ的比率)、第二相的平均粒径进行调查。

此外，利用SEM观察分离钢组织的类别。而且，延轧制方向和直角方向裁取JIS5号试验片，进行拉伸试验(依据JIS Z2241)，来评价YP、TS。

进而，对各钢在770～820℃下使退火温度发生变化时的YP的变化量ΔYP进行调查。

而且，利用模拟卷边加工部和点焊部周边的结构体，评价各钢板的耐腐蚀性。即，重叠2片所得到的钢板进行点焊，使钢板之间呈密接的状态，进而实施利用磷酸锌的化学转化处理、电镀涂装，然后，在SAE J2334循环腐蚀条件下进行腐蚀试验。

使电镀涂装膜厚为25μm。对于经过30个循环后的腐蚀样品，除去腐蚀生成物，求出从预先测定的原始板厚中板厚的减少量，将其作为腐蚀减量。

此外，对板厚×75mm×150mm的试验片实施利用磷酸锌的化学转化处理、电镀涂装，使电镀涂装膜厚为25μm，使用美工刀在试验片上划出2道到达钢板的深度长度100mm的划痕，在50℃的5％NaCl溶液中浸渍240小时，然后，在划痕上贴上粘着带，对剥离后的涂膜的剥离宽度进行测定。

将在此时的横切线的两侧产生的涂膜剥离的单侧的剥离宽度的最大值为2.5mm以下的钢板判定为化学转化处理性良好(标记为○)、大于2.5mm的钢板判定为化学转化处理性不好(标记为×)。

表3、4中示出了制造条件及试验结果。本发明钢板(钢板No.2、3、5、6、7、11、12、14、15、16、18、19、20、21、24～35、58～65)与现有的未对Si、Mo、Cr的含量和退火条件进行优化的比较例的钢板(钢板No.1、4、8、9、10、13、17、22、23、36～57)相比，钢板接合部的腐蚀减量显著降低而耐腐蚀性提高，并且化学转化处理后的耐腐蚀性也良好。

进而，本发明钢板(钢板No.2、3、5、6、7、11、12、14、15、16、18、19、20、21、24～35、58～65)尽管减少添加元素的含量，但P、B和退火条件得到优化，且钢组织也得到优化。本发明钢板与现有的钢组成和钢组织未得到优化的钢相比，对于相同TS水平的钢而言，具有同等或更低的YP，即具有低YR的同时材质变化得到显著降低。

即，即，现有的大量添加了Cr的钢V、W、X，其腐蚀减量明显较大，为0.44～0.80mm。特别是Cr：0.60％的钢W，穿孔贯穿于板生成，耐腐蚀性极差。与此相对，本发明钢的腐蚀减量为0.20～0.38mm，耐腐蚀性大幅度提高。

需要说明的是，虽然未记录在表中，但也对现有的340BH(以下、现有钢)一并进行了耐腐蚀性的评价，结果，其腐蚀减量为0.33～0.36mm。需要说明的是，所述现有钢的化学成分为C：0.002％、Si：0.01％、Mn：0.4％、P：0.05％、S：0.008％、Cr：0.04％、sol.Al：0.06％、Nb：0.01％、N：0.0018％、B：0.0008％。

本发明钢具有与现有钢大致相等的耐腐蚀性，特别是，对于使Cr量小于0.25％的同时积极地添加P的钢C、F、I、J和在减少Cr、大量添加P的基础上进一步复合添加了Ce、Ca、La的钢M、R、S，它们的耐腐蚀性也良好，对于复合添加Cu、Ni的钢N而言，其耐腐蚀性特别良好。

进而，对于0.6[％Si]+[％Cr]+2[％Mo](表中以A表示)为0.35以上的钢V、W、Y、AD而言，涂膜的剥离量多而化学转化处理性不充分，但对于本式小于0.35的钢而言，其化学转化处理性良好。

从耐腐蚀性和化学转化处理性的观点出发，即使对于降低Cr和Mo的钢，对于优化Mn当量(表中，[Mneq])、Mn、Mo的添加量、12[％P]+150B^*(表中以C表示)、退火时的冷却条件的钢而言，珠光体和贝氏体的生成得到抑制的同时，第二相中的残余γ的生成比率增加，能在维持低YP的同时，将退火温度和钢组成发生变化时的材质变化抑制在极低水平。

例如，钢A、B、C是将12[％P]+150B^*(表中以C表示)控制在0.42以上的钢，其中，对于退火温度和一次、二次、三次冷却速度得到优化的钢而言，第二相中马氏体及残余γ的比率为70％以上且珠光体和贝氏体得到抑制，同时通过第二相的平均粒径为0.9μm以上，第二相中残余γ的比率达到30％以上，具有225MPa以下的低YP和20MPa以上的ΔYP。

此外，对于12[％P]+150B^*(表中以C表示)在0.49以上的钢B、C而言，ΔYP得到进一步降低。其中，第二相中残余γ的比率较高，为40％以上。

此外，由钢D、E可知，[Mneq]≥2.0时，第二相中的马氏体及残余γ的比率增加而得到较低的YP和较小的ΔYP，通过比较钢B、D、E，可将12[％P]+150B^*(表中以C表示)控制在本发明范围内，同时通过增加[Mneq]，YP进一步得到降低而ΔYP降低。

此外，依次增加C量的钢G、H、I、J与Mn、Mo量和12[％P]+150B^*(表中以C表示)未得到控制的现有钢相比，在相同强度水平时，维持同等或更低的YP的同时，退火温度变化时的YP的变化量ΔYP可抑制在较低水平。

对于本发明钢，如果其退火温度、一次、二次、三次冷却速度控制在预定范围内，可得到预定的组织形态并可得到良好的材质。其中，对于充分降低急冷停止温度而将二次冷却速度控制在10℃/秒以上的钢板而言，贝氏体的生成得到抑制、且第二相粒子均匀粗大地分散的同时，马氏体和残余γ的体积率增加而得到更低的YP。

与此相反，未对[Mneq]进行优化的钢T、X、Y的YP高且ΔYP也大。即使对[Mneq]进行优化但未对12[％P]+150B^*(表中以C表示)进行优化的钢U的YP高且ΔYP大。过量添加P的钢AC的材质变化小但YP高。

大量添加Mo的钢AD的YP高。未对Ti、C、N进行优化的钢AE、AF、AG的YP均高。

对于对钢组成进行优化但未对退火温度和冷却条件进行优化的钢而言，无法得到所需的组织而YP和ΔYP高。例如，480℃以下的急速冷却中的急冷停止温度高，结果，对于二次冷却速度小的钢板No.1、10、17、22、23而言，第二相中马氏体的比率低或马氏体和残余γ的生成量少而YP和ΔYP高。

这样，通过积极地有效利用P和B的同时对退火条件进行优化来控制组织形态和组织类别，对于确保耐腐蚀性和化学转化处理性的同时降低YP和材质变化是极为有效的。

Claims (10)

1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，作为钢组成，以质量%计含有C：大于0.015%且小于0.100%、Si：小于0.40%、Mn：1.0%以上且1.9%以下、P：大于0.015%且在0.05%以下、S：0.03%以下、sol.Al：0.01%以上且0.3%以下、N：0.005%以下、Cr：小于0.30%、B：0.0050%以下、Mo：小于0.15%、V：0.4%以下、Ti：0.02%以下，而且满足下述(1)式，余量由铁及不可避免的杂质构成；作为显微组织，为以体积率%计具有铁素体和3～12%的第二相的复合组织，作为第二相，包含1.0～10%的马氏体和1.0～5.0%的残余γ，而且第二相中马氏体及残余γ的总量占第二相的体积率的比率为70%以上，第二相中残余γ占第二相的体积率的比率为30～80%，第二相的平均粒径为0.9～5μm，

0.6[%Si]+[%Cr]+2[%Mo]＜0.35(1)

其中，[%A]表示合金元素A的质量%含量。

2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，进一步满足下述(2)、(3)式，

2.0≤[Mneq]≤2.8    (2)

[%Mn]+3.3[%Mo]≤1.9    (3)

其中，[%A]为合金元素A的质量%含量，

[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+8[%P]+150B*+2[%V]+3.3[%Mo]，

B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%sol.Al]/27×10.8×0.025，

当[%B]=0时，B*=0，当B*≥0.0022时，B*=0.0022。

3.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，进一步满足下述(4)式，

0.42≤12[%P]+150B*≤0.93    (4)

其中，B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%sol.Al]/27×10.8×0.025，

当[%B]=0时，B*=0，当B*≥0.0022时，B*=0.0022，

而且，[%A]表示合金元素A的质量%含量。

4.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，进一步满足下述(5)式，

0.49≤12[%P]+150B*≤0.93    (5)

其中，B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%sol.Al]/27×10.8×0.025，

当[%B]=0时，B*=0，当B*≥0.0022时，B*=0.0022，

而且，[%A]表示合金元素A的质量%含量。

5.如权利要求3所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，进一步满足下述(5)式，

0.49≤12[%P]+150B*≤0.93    (5)

其中，B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%sol.Al]/27×10.8×0.025，

当[%B]=0时，B*=0，当B*≥0.0022时，B*=0.0022，

而且，[%A]表示合金元素A的质量%含量。

6.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，进一步含有Nb：小于0.02%、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下及Mg：0.01%以下中的一种或两种以上。

7.如权利要求3所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，进一步含有Nb：小于0.02%、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下及Mg：0.01%以下中的一种或两种以上。

8.如权利要求4所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，进一步含有Nb：小于0.02%、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下及Mg：0.01%以下中的一种或两种以上。

9.如权利要求5所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计，进一步含有Nb：小于0.02%、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下及Mg：0.01%以下中的一种或两种以上。

10.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对具有权利要求1～9中任一项所述成分组成的钢坯进行热轧及冷轧，然后，在750℃以上且830℃以下的退火温度下进行退火，在从所述退火温度开始至480℃为止的温度范围内以3～40℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，在从480℃开始至由下述(6)式得到的Tc(℃)为止的温度范围内以8～80℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，进而，在从所述Tc(℃)开始至200℃为止的温度范围内以0.3～30℃/秒的平均冷却速度进行三次冷却，

Tc=435-40×[%Mn]-30×[%Cr]-30×[%V]    (6)

其中，[%A]表示合金元素A的质量%含量。

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