CN103459646B

CN103459646B - 局部变形能力优异的高强度冷轧钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN103459646B
Application number: CN201280017774.4A
Authority: CN
Inventors: 诹访嘉宏; 中野和昭; 林邦夫; 冈本力; 藤田展弘; 佐野幸一
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-04-13
Filing date: 2012-04-12
Publication date: 2015-07-29
Anticipated expiration: 2032-04-12
Also published as: TW201247896A; EP2698440A1; CA2832159C; JP5408386B2; MX2013011863A; US9988697B2; TW201247895A; KR101542676B1; ZA201306549B; US10060006B2; ES2684144T3; RU2551726C1; PL2698440T3; WO2012141265A1; TWI457447B; CA2830146A1; CA2832159A1; KR101536847B1; CN103459645A; EP2698442A4

Abstract

本发明涉及一种局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其以质量%计含有C：0.02%～0.20%、Si：0.001%～2.5%、Mn：0.01%～4.0%、P：0.001%～0.15%、S：0.0005%～0.03%、Al：0.001%～2.0%、N：0.0005%～0.01%、O：0.0005%～0.01%，且将Si＋Al限制为小于1.0%，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；金属组织中的贝氏体的面积率为95%以上，距离钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的用｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值为4.0以下、且｛332｝＜113>晶体取向的极密度为5.0以下，所述金属组织的晶粒的体积平均直径为7μm以下。

Description

局部变形能力优异的高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及弯曲、拉伸凸缘、扩孔弯边加工等局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，汽车部件等为主要用途。

本申请基于2011年4月13日在日本申请的日本特愿2011-089250号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

为了抑制由汽车排放的二氧化碳气体的排放量，使用高强度钢板推进汽车车体的轻量化。另外，为了确保搭乘者的安全性，在汽车车体中除了软钢板之外，还逐渐大量使用高强度钢板。此外，为了今后进一步促进汽车车体的轻量化，必须超过以往地提高高强度钢板的使用强度水平，例如在行走部分（车轴、轮胎、轮辋、车身底盘及弹簧等的总称）的部件中使用高强度钢板时，必须改善用于扩孔弯边加工的局部变形能力。

但是，一般来说，当对钢板进行高强度化时，成形性降低，如非专利文献1那样，对于拉深成形或鼓凸成形（bulging）来说重要的均匀伸长率降低。对此，如非专利文献2那样，公开了通过对钢板的金属组织进行复合化，即使是相同强度也确保了均匀伸长率的方法。

另一方面，还公开了对弯曲成形、扩孔加工或扩孔弯边加工所代表的局部延展性进行改善的钢板的金属组织控制法。非专利文献3公开了控制夹杂物或进行单组织化、以及降低组织间的硬度差对弯曲性或扩孔加工有效。

其通过利用组织控制形成单组织来改善扩孔性，但为了形成单组织，如非专利文献4那样，从奥氏体单相开始的热处理成为制造方法的根本。此外，非专利文献4中还公开了从与延展性兼顾的角度出发，通过热轧后的冷却控制进行金属组织控制来进行析出物的控制和控制相变组织，从而获得铁素体与贝氏体的适当分率的技术。

另一方面，专利文献1中公开了通过控制热轧的精加工温度、精轧的压下率及温度范围，促进奥氏体的重结晶，抑制轧制织构的发展、使晶体取向（结晶方位）随机化，从而提高强度、延展性、扩孔性的手法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2009-263718号公报

非专利文献

非专利文献1：岸田、新日鉄技報(1999)No.371,p.13

非专利文献2：O.Matsumura et al、Trans.ISIJ(1987)vol.27,p.570

非专利文献3：加藤ら、製鉄研究(1984)vol.312,p.41

非专利文献4：K.Sugimoto et al、ISIJ International(2000)Vol.40,p.920

发明内容

发明预解决的技术问题

如上所述，使局部变形能力劣化的主要因素为组织间硬度差、非金属夹杂物、发展的轧制织构等各种“不均匀性”。其中，影响最大的是上述非专利文献3所公开的组织间硬度差，作为其他有力的支配因子，可举出专利文献1中所示的发展的轧制织构。这些要素复合地交织在一起，决定了钢板的局部变形能力。因此，为了使通过控制织构所带来的局部变形能力的上升程度最大化，需要一并进行组织控制，尽力排除因组织间硬度差所导致的不均匀性。

因此，本发明提供通过与织构控制一起、形成贝氏体的面积率为95%以上的金属组织，来改善高强度钢板的局部延展性，并对钢板内的各向异性也可进行改善的局部变形能力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

根据以往的见解，如上所述，扩孔性或弯曲性等的改善通过控制夹杂物、使析出物微细化、使组织均质/单相化和降低组织间硬度差等来进行。但是，仅这样的话，在添加了Nb或Ti等的高强度钢板中有对各向异性产生影响的顾虑。这会牺牲其他的成形性因子，产生对成形前的毛坯所取方向进行限定等的问题，用途也会受限。

因此，本发明者们为了提高扩孔性、弯曲加工性，重新着眼于钢板的织构的影响，对其作用效果详细地进行调查、研究。其结果发现，通过控制特定晶体取向群各取向的强度，在不大大降低伸长率或强度的情况下，局部变形能力飞跃性地提高。应该强调的是，已经清楚地知道：该织构控制所带来的局部变形能力的提高程度大大依赖于钢组织，通过形成贝氏体的面积率为95%以上的金属组织，能够在保证钢的强度的基础上，使局部变形能力的提高程度最大化。而且发现，在控制了特定晶体取向群各取向的强度的组织中，单位颗粒的尺寸会严重影响局部延展性。

一般来说，在混存有低温生成相（贝氏体、马氏体等）的组织中，晶粒的定义极为模糊，定量化困难。对此，本发明者们发现，若如下对晶粒的“单位颗粒”进行定义，则可以解决晶粒的定量化的问题。

本发明中定义的晶粒的“单位颗粒”在利用EBSP（Electron BackScattering Pattern：电子背散射衍射图像）进行钢板取向的分析中如下定义。即，在利用EBSP进行钢板取向的分析中，例如用1500倍的倍率、以0.5μm以下的测定级距进行取向测定，将相邻测定点的取向差（方位差）超过15°的位置作为晶粒的边界。然后，将被该边界包围的区域定义为晶粒的“单位颗粒”。

计算如此定义的单位颗粒的晶粒的当量圆直径d，通过4/3πd³计算各个单位颗粒的晶粒的体积。然后，算出体积的加权平均，计算体积平均直径（Mean Volume Diameter）。

本发明基于上述见解而构成，其主旨如下所述。

[1]一种局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其以质量%计含有：

C：0.02%～0.20%、

Si：0.001%～2.5%、

Mn：0.01%～4.0%、

P：0.001%～0.15%、

S：0.0005%～0.03%、

Al：0.001%～2.0%、

N：0.0005%～0.01%、

O：0.0005%～0.01%，

且将Si＋Al限制为小于1.0%，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；

金属组织中的贝氏体的面积率为95%以上，

距离钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的用｛100｝＜011>、｛116｝＜110>、｛114｝＜110>、｛113｝＜110>、｛112｝＜110>、｛335｝＜110>及｛223｝＜110>各晶体取向表示的｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值为4.0以下、且｛332｝＜113>晶体取向的极密度为5.0以下，

所述金属组织的晶粒的体积平均直径为7μm以下。

[2]根据[1]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其中，所述贝氏体的晶粒中，轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比dL/dt为3.0以下的晶粒的比例为50%以上。

[3]根据[1]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其进一步以质量%计含有：

Ti：0.001%～0.20%、

Nb：0.001%～0.20%、

V：0.001%～1.0%、

W：0.001%～1.0%中的1种或2种以上。

[4]根据[1]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其进一步以质量%计含有

B：0.0001%～0.0050%、

Mo：0.001%～1.0%、

Cr：0.001%～2.0%、

Cu：0.001%～2.0%、

Ni：0.001%～2.0%、

Co：0.0001%～1.0%、

Sn：0.0001%～0.2%、

Zr：0.0001%～0.2%、

As：0.0001%～0.50%中的1种或2种以上。

[5]根据[1]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其进一步以质量%计含有

Mg：0.0001%～0.010%、

REM：0.0001%～0.1%、

Ca：0.0001%～0.010%中的1种或2种以上。

[6]根据[1]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其表面具备热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

[7]一种局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其进行在1000℃～1200℃的温度范围内对下述钢板进行1次以上压下率为40%以上的轧制的第1热轧，所述钢板以质量%计含有：

C：0.02%～0.20%、

Si：0.001%～2.5%、

Mn：0.01%～4.0%、

P：0.001%～0.15%、

S：0.0005%～0.03%、

Al：0.001%～2.0%、

N：0.0005%～0.01%、

O：0.0005%～0.01%，

且将Si＋Al限制为小于1.0%、剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；

在所述第1热轧中，使奥氏体粒径为200μm以下，

进行在由下述式（1）定义的温度T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内，进行至少1次1道次的压下率为30%以上的轧制的第2热轧，

使所述第2热轧中的总压下率为50%以上，

在所述第2热轧中，在进行压下率为30%以上的最终压下后，按照等待时间t秒满足下述式（2）的方式开始1次冷却，

使所述1次冷却的平均冷却速度为50℃/秒以上、且在温度变化为40℃～140℃的范围内进行所述1次冷却，

进行压下率为30%～70%的冷轧，

在Ae3～950℃的温度范围内保持1～300秒，

在Ae3～500℃的温度范围内以10℃/秒～200℃/秒的平均冷却速度进行2次冷却，

在350℃～500℃的温度范围内，进行保持满足下述式（4）的t2秒～400秒的过时效热处理，

T1（℃）＝850＋10×（C＋N）×Mn＋350×Nb＋250×Ti＋40×B＋10×Cr＋100×Mo＋100×V （1）

t≤2.5×t1 （2）

这里，t1通过下述式（3）求得，

t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）²－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1 （3）

这里，上述式（3）中，Tf是压下率为30%以上的最终压下后的钢坯温度、P1是30%以上的最终压下的压下率，

log（t2）＝0.0002（T2－425）²＋1.18 （4）

这里，T2是过时效处理温度、t2的最大值为400。

[8]根据权利要求[7]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，小于T1＋30℃的温度范围下的总压下率为30%以下。

[9]根据[7]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式（2a）。

t＜t1 （2a）

[10]根据[7]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式（2b）。

t1≤t≤t1×2.5 （2b）

[11]根据[7]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在轧制机架之间开始所述一次冷却。

[12]根据[7]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在所述冷轧后、在加热至Ae3～950℃的温度范围时，使室温～650℃的平均加热速度为下述式（5）所示的HR1（℃/秒），使超过650℃至Ae3～950℃的平均加热速度为下述式（6）所示的HR2（℃/秒）。

HR1≥0.3 （5）

HR2≤0.5×HR1 （6）

[13]根据[7]所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其进一步在表面上形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

发明效果

根据本发明，通过控制钢板的织构和钢组织，可获得弯曲、拉伸凸缘、扩孔弯边加工等局部变形能力优异的高强度冷轧钢板。

附图说明

图1表示｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值与板厚/最小弯曲半径的关系。

图2表示｛332｝＜113>取向的极密度与板厚/最小弯曲半径的关系。

图3表示粗轧中40%以上的轧制次数与粗轧的奥氏体粒径的关系。

图4表示T1＋30～T1＋200℃的压下率与｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值的关系。

图5表示T1＋30～T1＋200℃的压下率与｛332｝＜113>晶体取向的极密度的关系。

图6为连续热轧线的说明图。

图7表示本发明钢和比较钢的强度与扩孔性的关系。

图8表示本发明钢和比较钢的强度与弯曲性的关系。

具体实施方式

以下详细地说明本发明的内容。

（晶体取向）

首先，对距离钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值及｛332｝＜113>晶体取向的极密度进行说明。

本发明的冷轧钢板中，距离钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值及｛332｝＜113>晶体取向的极密度是特别重要的特性值。

如图1所示，在距离钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部进行X射线衍射，由于计算各取向的极密度时的｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度平均值小于4.0，因此可以满足最近所要求的骨架部件加工所需要的板厚/弯曲半径≥1.5。而且，当钢组织满足贝氏体分率为95%以上时，满足板厚/弯曲半径≥2.5。当需要扩孔性或小的临界弯曲特性时，优选｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值小于3.0。

该值为4.0以上时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，进而虽然仅改善了某个方向的局部变形能力，但与其方向不同的方向上的材质显著劣化，变得无法满足板厚/弯曲半径≥1.5。另一方面，虽然通过目前通常的连续热轧工序难以实现，但当小于0.5时，有局部变形能力劣化的顾虑。

该取向组所包含的取向为｛100｝＜011>、｛116｝＜110>、｛114｝＜110>、｛113｝＜110>、｛112｝＜110>、｛335｝＜110>及｛223｝＜110>。

极密度与X射线随机强度比同义。极密度（X射线随机强度比）是指在相同条件下利用X射线衍射法等对在特定取向上没有蓄积的标准试样和供试材料的X射线强度进行测定，用所得供试材料的X射线强度除以标准试样的X射线强度所获得的数值。该极密度还可用X射线衍射、EBSP（电子背散射衍射图像：Electron Back Scattering Pattern）法或ECP（ElectronChanneling Pattern，电子通道花样）法中的任一种方法进行测定。

例如，｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度如下求得：在通过这些方法测定的｛110｝、｛100｝、｛211｝、｛310｝极点图中，使用多个（优选3个以上）极点图，由利用级数展开法计算的三维织构（ODF）求得｛100｝＜011>、｛116｝＜110>、｛114｝＜110>、｛112｝＜110>、｛223｝＜110>各取向的极密度，对这些极密度进行算术平均，从而求得上述取向组的极密度。其中，当无法获得上述全部取向的强度时，还可用｛100｝＜011>、｛116｝＜110>、｛114｝＜110>、｛112｝＜110>及｛223｝＜110>各取向的极密度的算术平均代替。

例如，上述各晶体取向的极密度还可直接使用三维织构的φ2＝45゜截面中的（001）[1-10]、（116）[1-10]、（114）[1-10]、（113）[1-10]、（112）[1-10]、（335）[1-10]及（223）[1-10]的各强度。

此外，基于相同的理由，距离钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的板面｛332｝＜113>晶体取向的极密度必须如图2所示为5.0以下。优选的是，为3.0以下时，满足最近所要求的骨架部件加工所需要的板厚/弯曲半径≥1.5。而且，当钢组织满足贝氏体分率为95%以上时，满足板厚/弯曲半径≥2.5。另一方面，当｛332｝＜113>晶体取向的极密度超过5.0时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，进而虽然仅改善了某个方向的局部变形能力，但与其方向不同的方向上的材质显著劣化，变得无法确实地满足板厚/弯曲半径≥1.5。另外，虽然通过目前通常的连续热轧工序难以实现，但当小于0.5时，有局部变形能力劣化的顾虑。

以上所述晶体取向的极密度对于弯曲加工时的形状冻结性重要的理由虽不清楚，但推测与弯曲变形时的晶体的滑移行为有关。

供至X射线衍射、EBSP法、ECP法的试样通过机械研磨等将钢板从表面减厚至规定的板厚。接着，利用化学研磨或电解研磨等将应变除去，在板厚的5/8～3/8范围内按照适当的面成为测定面的方式制作试样。例如，对在板宽W的1/4W或3/4W位置处以30mmφ的大小切取的钢坯充分进行精加工（中心线平均粗糙度Ra：0.4a～1.6a）的研削。接着，利用化学研磨或电解研磨将应变除去，制作供至X射线衍射的试样。对于板宽方向，优选采取距离钢板端部1/4或3/4的位置。

当然并非仅是距离钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部，对于尽量多的厚度位置而言，通过满足上述的极密度限定范围，局部延展性能（局部伸长率）变得更为良好。但是，通过测定距离钢板表面5/8～3/8的范围，可以大致代表钢板整体的材质特性。因此，将板厚的5/8～3/8规定为测定范围。

另外，｛hkl｝＜uvw>所示晶体取向是指钢板面的法线方向与＜hkl>平行、轧制方向与＜uvw>平行。晶体的取向通常用[hkl]或｛hkl｝表示垂直于板面的取向、用（uvw）或＜uvw>表示平行于轧制方向的取向。｛hkl｝、＜uvw>是等价的面的总称，[hkl]、（uvw）是指各个晶体面。即，本发明中由于以体心立方结构为对象，因此例如（111）、（-111）、（1-11）、（11-1）、（-1-11）、（-11-1）、（1-1-1）、（-1-1-1）面是等价的、没有区别。此时，将这些取向总称为｛111｝。在ODF表示中，由于也可用于其他对称性低的晶体结构的取向表示中，因此通常用[hkl]（uvw）表示各个取向，但本发明中[hkl]（uvw）与｛hkl｝＜uvw>同义。利用X射线晶体取向的测定例如根据新版カリティＸ線回折要論（1986年発行、松村源太郎訳、株式会社アグネ出版）的274～296页所记载的方法进行。

（晶粒的体积平均直径）

本发明者们对热轧钢板的织构控制进行了深入研究。其结果发现，织构在如上控制的条件下，单位颗粒的晶粒对局部延展性造成的影响极大，通过使晶粒微细化，局部延展性可飞跃性地提高。其中，如上所述，关于晶粒的“单位颗粒”，在利用EBSP进行钢板取向的分析中，将取向差超过15°的位置定义为晶粒的边界。

这种局部延展性提高的理由并不清楚。但是认为，其原因在于，当钢板的织构发生随机化、晶粒发生微细化时，抑制了以微米级产生的局部应变的集中，变形的均质化提高，应变以微米级均匀地分散。

即使个数少，但晶粒大者越多，局部延展性的劣化也越大。因此，晶粒的尺寸并非是通常的尺寸平均，用体积加权平均定义的体积平均直径与局部延展性有强的相关性。为了获得该效果，晶粒的体积平均直径需要为7μm以下。进而，为了高水平地确保扩孔性，优选为5μm以下。其中，晶粒的测定方法如上所述。

（晶粒的等轴性）

本发明者们进一步追求局部延展性的结果还发现，通过满足上述的织构和晶粒的尺寸，当晶粒的等轴性优异时，局部延展性提高。作为表示该等轴性的指标，在用单位颗粒表示的晶粒中，晶粒的冷轧方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比、dL/dt为3.0以下的等轴性优异的晶粒的比例在全部贝氏体晶粒中需要至少为50%以上。小于50%时，局部延展性劣化。

（成分组成）

接着，对成分的限定条件进行叙述。其中，含量的%为质量%。

C：0.02%～0.20%

为了使钢组织的95%以上为贝氏体、使C的下限为0.02%。另外，由于C是增加强度的元素，因此为了确保强度，优选为0.025%以上。另一方面，当C量超过0.20%时，有时会损害焊接性，或者由于硬质组织增加，加工性会极端地劣化，因此使上限为0.20%。另外，当C量超过0.10%时，由于成形性劣化，因此优选使C量为0.10%以下。

Si：0.001%～2.5%

Si是对于提高钢板的机械强度有效的元素，但超过2.5%时，加工性劣化，或者产生表面瑕疵，因此以其为上限。另外，当Si量多时，由于化学被膜生成处理性降低，因此优选为1.20%以下。另一方面，在实用钢中难以使Si小于0.001%，因此以其为下限。

Mn：0.01%～4.0%

Mn也是对于提高钢板的机械强度有效的元素，但超过4.0%时，由于加工性劣化，因此以其为上限。另一方面，在实用钢中难以使Mn小于0.01%，因此以其为下限。另外，除了Mn以外，当未充分添加用于抑制发生因S所导致的热裂的Ti等元素时，优选添加以质量%计达到Mn/S≥20的Mn量。此外，Mn是随着其含量的增加，将奥氏体区温度扩大至低温侧、提高淬透性，易于形成扩孔弯边加工性优异的连续冷却相变组织的元素。该效果由于Mn含量小于1%时难以发挥，因此优选添加1%以上。

P：0.001%～0.15%

S：0.0005%～0.03%

P和S的上限分别是P为0.15%以下、S为0.03%以下。这是为了防止加工性的劣化和/或热轧或冷轧时的断裂。关于P、S的下限，作为在目前通常的精炼（包含二次精炼）中可能的值，为P：0.001%、S：0.0005%。

Al：0.001%～2.0%

为了脱酸而添加0.001%以上的Al。当十分需要脱酸时，优选添加0.01%以上。另外，Al有时也是显著提高γ→α相变点的元素。但是，当过多时，由于焊接性变差，因此使上限为2.0%。优选为1.0%以下。

N：0.0005%～0.01%

O：0.0005%～0.01%

N和O是杂质，为了不使加工性恶化，二者均为0.01%以下。两元素的下限在目前通常的精炼（包含二次精炼）中可能的值均为0.0005%。但为了抑制极端的制钢成本的上升，优选为0.001%以上。

Si＋Al：小于1.0%

当Si和Al过量地含有时，由于抑制了过时效处理中的渗碳体析出、残留奥氏体分率变得过大，因此Si和Al的总添加量小于1%。

Ti：0.001%～0.20%

Nb：0.001%～0.20%

V：0.001%～1.0%

W：0.001%～1.0%

此外，通过析出强化获得强度时，可以生成微细的碳氮化物。为了获得析出强化，Ti、Nb、V、W的添加是有效的，含有其中的1种或2种以上均可。

为了通过Ti、Nb、V、W的添加获得该效果，需要Ti添加0.001%、Nb添加0.001%、V添加0.001%以上、W添加0.001%以上。当特别需要析出强化时，优选Ti添加0.01%以上、Nb添加0.005%以上、V添加0.01%以上、W添加0.01%以上。但是，即使过度添加，强度上升也会饱和，而且通过抑制热轧后的重结晶，难以进行冷轧退火后晶体取向控制，因此需要使Ti为0.20%以下、Nb为0.20%以下、V为1.0%以下、W为1.0%以下。

B：0.0001%～0.0050%

Mo：0.001%～1.0%

Cr：0.001%～2.0%

Cu：0.001%～2.0%

Ni：0.001%～2.0%

Co：0.0001%～1.0%

Sn：0.0001%～0.2%

Zr：0.0001%～0.2%

As：0.0001%～0.50%

当通过提高组织的淬透性、进行第二相控制来确保强度时，添加B、Mo、Cr、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、As中的1种或2种以上是有效的。为了获得该效果，需要B添加0.0001%以上，Mo、Cr、Cu、Ni添加0.001%以上，Co、Sn、Zr、As添加0.0001%以上。但是，由于过度的添加反而会使加工性劣化，因此使B的上限为0.0050%，Mo的上限为1.00%，Cr、Cu、Ni的上限为2.0%，Co的上限为1.0%，Sn、Zr的上限为0.2%，As的上限为0.50%。

Mg：0.0001%～0.010%

REM：0.0001%～0.1%

Ca：0.0001%～0.010%

为了提高局部成形能力，Mg、REM、Ca由于对夹杂物进行无害化，因此是重要的添加元素。为了获得该效果，使各下限为0.0001%。另一方面，由于过度添加与清洁度的恶化有关，因此Mg的上限为0.010%、REM的上限为0.1%、Ca的上限为0.010%。

（金属组织）

接着，对本发明的冷轧钢板的金属组织进行说明。

本发明的冷轧钢板的金属组织是贝氏体的面积率为95%以上、优选为贝氏体单相。其原因在于，通过使金属组织为贝氏体，可以兼顾强度和扩孔性。此外，该组织由于通过较高温下的相变而生成，因此在制造时不需要冷却至低温，从材质稳定性、生产率的观点出发也是优选的组织。

作为剩余部分，允许有5%以下的先共析铁素体、珠光体、马氏体、残留奥氏体。先共析铁素体只要是被充分地析出强化则没有问题，但因成分不同，有变得软质的情况，当面积率超过5%时，由于与贝氏体的硬度差，扩孔性有些许降低。另外，当珠光体的面积率超过5%时，有损害强度、加工性的情况。当马氏体或发生加工诱导相变而成为马氏体的残留奥氏体的面积率分别为1%以上、超过5%时，贝氏体与较贝氏体更为硬质的组织的界面变成断裂发生的起点，扩孔性发生劣化。

因此，当使贝氏体的面积率为95%以上时，由于剩余部分的先共析铁素体、珠光体、马氏体、残留γ的面积率达到5%以下，因此强度与扩孔性的平衡性变得良好。但是，如上所述，马氏体需要小于1%。

这里，本发明中的贝氏体是指如日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会/編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究－ベイナイト調査研究部会最終報告書－（1994年日本鉄鋼協会）所记载那样，被定义为连续冷却相变组织（Zw）的微观组织，所述连续冷却相变组织处于包含通过扩散机制生成的多边形铁素体和/或珠光体的微观组织与通过非扩散的剪切机制生成的马氏体的中间阶段。

即，连续冷却相变组织（Zw）是指作为光学显微镜观察组织，如上述参考文献125～127项所示，被定义为主要由贝氏体铁素体（Bainitic ferrite）（α°_B）、粒状贝氏体铁素体（Granular bainitic ferrite）（α_B）和准多边形铁素体（Quasi-polygonal ferrite）（α_q）构成，并且含有少量的残留奥氏体（γ_r）和马氏体-奥氏体（Martensite-austenite，MA）的微观组织。

其中，α_q与多边形铁素体（PF）同样地在刻蚀下不会露出内部结构，但其形状为针状，与PF明确地不同。这里，当将成为对象的晶粒的周围长度记为lq、将其当量圆直径记为dq时，它们的比（lq/dq）满足lq/dq≥3.5的晶粒为α_q。

本发明中的连续冷却相变组织（Zw）定义为含有其中的α°_B、α_B、α_q、γ_r、MA中的任意一种或二种以上的微观组织。其中，少量的γ_r、MA的总量为3%以下。

该连续冷却相变组织（Zw）有在利用使用了硝酸乙醇试剂的刻蚀的光学显微镜观察时难以辨别的情况。此时，使用EBSP-OIM^TM进行辨别。

EBSP-OIM（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation ImageMicroscopy注册商标）法由下述装置和软件构成：在扫描型电子显微镜SEM（Scaninng Electron Microscope）内对高度倾斜的试样照射电子束，利用高感度相机拍摄进行背散射所形成的菊池（Kikuchi）图案，通过计算机图像处理，在短时间内测定照射点晶体取向的装置。

在EBSP法中，可进行大块试样表面的微细结构以及晶体取向的定量分析，分析面积也取决于SEM的分辨率，但在可利用SEM进行观察的区域内，可分析达到最小20nm的分辨率。利用EBSP-OIM法进行的分析为将欲分析的区域绘制（mapping）数万个点使其成为等间隔的栅格状而进行的。多晶体材料中，可以观察到试样内晶体取向分布和/或晶粒的大小。本发明中，还可方便地将可利用以各板条束的取向差为15°而绘制的图像进行辨别者定义为连续冷却相变组织（Zw）。

另外，先共析铁素体的组织分率利用装备于EBSP-OIM的KAM（KernelAverage Misorientation，内核平均取向差）法求得。KAM法为各像素地进行以下计算的方法：对测定数据中的某个正六边形像素的相邻6个（第一近似值）或者进而其外侧的12个（第二近似值）、进一步其外侧的18个（第三近似值）的像素间的取向差求平均，以该值作为其中心像素的值进行计算。

通过按照不超过晶界的方式实施该计算，可以制作表现晶粒内的取向变化的图。即，该图表示基于晶粒内的局部取向变化的应变的分布。另外，作为本发明的分析条件，将EBSP-OIM中计算相邻像素间的取向差的条件作为第三近似，示出了该取向差为5°以下的条件。

本发明中，先共析铁素体定义为至其上述取向差第三近似算出为1°以下的像素的面积分率的微观组织。这是由于，高温下发生相变的多边形的先共析铁素体通过扩散相变产生，因此位错密度小、晶粒内的应变少，因而晶体取向的晶粒内差别小，根据之前发明者们一直实施的各种研究结果，通过光学显微镜观察获得的多边形的铁素体体积分率与通过KAM法测定的取向差第三近似1°所得的面积的面积分率基本良好地一致。

（制造方法）

接着，叙述本发明的冷轧钢板的制造方法。为了实现优异的局部变形能力，重要的是形成具有规定极密度的织构以及制成满足晶粒的微细化、晶粒的等轴性、均质化的条件的钢板。以下记载用于同时满足这些制造条件的详细情况。

热轧之前进行的制造方法并无特别限定。即，在利用高炉或电炉等进行的熔炼之后进行各种2次冶炼，接着，除了通常的连续铸造、利用铸锭法的铸造之外，还可利用薄板坯连铸等方法进行铸造。在连续铸造时，也可在暂时冷却至低温后、再次进行加热然后进行热轧，还可连续地对铸坯进行热轧。原料用碎铁也没有问题。

另外，在热轧中还可在粗轧后将薄板坯接合，连续地进行精轧。此时，还可暂时将粗棒材卷成卷状，根据需要存放在具有保温功能的罩中，在再次开卷后进行接合。

（第1热轧）

将从加热炉抽提的板坯供至作为第1热轧的粗轧工序进行粗轧，获得粗棒材。本发明的局部变形能力优异的高强度钢板可在满足以下要件时获得。首先已清楚，粗轧后、即精轧前的粗棒材的奥氏体粒径是重要的，优选精轧前的奥氏体粒径小，当为200μm以下时，对单位颗粒的微细化及主相的均质化具有很大作用。

在精轧前，为了获得该200μm以下的奥氏体粒径，如图3所示，利用1000℃～1200℃的温度范围内的粗轧，以至少40%以上的压下率进行1次以上的轧制。

压下率及其压下的次数越大，越可获得细粒，为了更有效地获得该效果，优选达到100μm以下的奥氏体粒径，为此优选40%以上的轧制进行2次以上。但是，超过70%的压下或超过10次的粗轧有温度降低或氧化皮过度生成的顾虑。

如此，减小精轧前的奥氏体粒径对于促进之后精轧中的奥氏体的重结晶，通过控制最终组织的单位颗粒的微细、等轴化来改善局部变形能力是有效的。推测这是由于，作为精轧中的重结晶核之一，粗轧后的（即精轧前的）奥氏体晶界发挥功能。

为了确认粗轧后的奥氏体粒径，优选尽量地对进入精轧之前的板片进行骤冷，以10℃/秒以上的冷却速度冷却板片，对板片截面的组织进行刻蚀，使奥氏体晶界露出来，用光学显微镜进行测定。此时，用图像分析或点计数法以50倍以上的倍率对20个视野以上进行测定。

（第2热轧）

在粗轧工序（第1热轧）结束后，开始作为第2热轧的精轧工序。粗轧工序结束至精轧工序开始的时间优选为150秒以下。

在精轧工序（第2热轧）中，优选使精轧开始温度为1000℃以上。当精轧开始温度低于1000℃时，在各精轧道次中，施加给轧制对象的粗棒材的轧制温度发生低温化，成为未重结晶温度范围下的压下，织构发展，各向同性劣化。

其中，精轧开始温度的上限并无特别限定。但是，当为1150℃以上时，在精轧前及道次之间，在钢板基地金属与表面氧化皮之间有产生成为鳞片状纺锤氧化皮缺陷的起点的起泡的顾虑，因此优选小于1150℃。

在精轧中，将由钢板的成分组成决定的温度记为T1，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内，进行至少1次1道次的30%以上的轧制。另外，在精轧中，使总压下率为50%以上。通过满足该条件，距离钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值变得小于4.0、｛332｝＜113>晶体取向的极密度变为5.0以下。由此，可以确保最终制品的局部变形能力。

这里，T1是通过下述式（1）算出的温度。

C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V为各元素的含量（质量%）。

图4及图5表示各温度范围下的压下率和各取向的极密度的关系。如图4和图5所示，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内的重压下和在之后的T1以上且小于T1＋30℃下的轻压下，如后述实施例的表2、3所示那样，控制距离钢板表面5/8～3/8板厚范围的板厚中央部的｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值、｛332｝＜113>晶体取向的极密度，从而飞跃性地改善最终制品的局部变形能力。

该T1温度本身是通过经验求得的。以T1温度为基准，本发明者们通过实验经验性地发现促进了各钢的奥氏体区内的重结晶。为了获得更为良好的局部变形能力，重要的是蓄积重压下导致的应变，作为总的压下率必须为50%以上。进而，优选采用70%以上的压下，而采用超过90%的压下率则会导致增加温度确保或增加过大的轧制负荷。

当T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内的总压下率小于50%时，在热轧中蓄积的轧制应变不充分、奥氏体的重结晶无法充分地进行。因此，织构发展、各向同性劣化。当总压下率为70%以上时，即使考虑到因温度变动等而引起的不均，也可获得充分的各向同性。另一方面，当总压下率超过90%时，由于加工发热，因此难以达到T1＋200℃以下的温度范围，另外有轧制载荷增加、轧制变难的顾虑。

精轧中，为了促进因蓄积的应变的释放所带来的均匀的重结晶，在T1＋30℃～T1＋200℃，进行至少1次1道次的30%以上的轧制。

其中，为了促进均匀的重结晶，需要尽量将小于T1＋30℃的温度范围内的加工量抑制为较少。因此，优选小于T1＋30℃下的压下率为30%以下。从板厚精度或板形状的观点出发，优选10%以下的压下率。进一步计算各向同性时，优选小于T1＋30℃的温度范围内的压下率为0%。

精轧优选在T1＋30℃以上结束。小于T1＋30℃的热轧时，有暂时重结晶的形成整粒的奥氏体晶粒伸展、各向同性降低的危险。

即，本发明的制造方法通过在精轧中使奥氏体均匀/微细地重结晶，控制制品的织构、改善扩孔性或弯曲性等的局部变形能力。

轧制率可以由轧制载荷、板厚测定等通过实际成绩或计算求得。温度可利用机架间温度计进行实测，另外可由线速度（line speed）或压下率等通过考虑到加工发热的计算模拟而获得。因此，可以容易地确认本发明中所规定的轧制是否进行。

如果在Ar₃以下结束热轧，则变成奥氏体和铁素体的双相区轧制，在｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组上的聚集增强。其结果，局部变形能力显著劣化。

为了使晶粒微细化、抑制伸长的晶粒，优选将T1＋30℃～T1＋200℃的压下时的最大加工发热量、即因压下所导致的温度上升程度抑制为18℃以下。为了达成该目的，优选采用机架间冷却等。

（1次冷却）

在精轧中，在进行压下率为30%以上的最终压下后，按照等待时间t秒满足下述式（2）的方式开始1次冷却。

t≤2.5×t1 （2）

这里，t1通过下述式（3）求得。

这里，上述式（3）中，Tf为压下率为30%以上的最终压下后的钢坯温度、P1为30%以上的最终压下的压下率。

其中，“压下率为30%以上的最终压下”是指在精轧中进行的多道次的轧制中，压下率达到30%以上的轧制中在最后进行的轧制。例如，在精轧中进行的多道次的轧制中，当最终阶段进行的轧制的压下率为30%以上时，在其最终阶段进行的轧制是“压下率为30%以上的最终压下”。另外，在精轧中进行的多道次的轧制中，在最终阶段之前进行的轧制的压下率为30%以上，当在进行最终阶段之前进行的轧制（压下率为30%以上的轧制）之后、未进行压下率达到30%以上的轧制时，在该最终阶段之前进行的轧制（压下率为30%以上的轧制）是“压下率为30%以上的最终压下”。

在精轧中，在进行压下率为30%以上的最终压下之后、至1次冷却开始的等待时间t秒对奥氏体粒径有很大影响。即，对钢板的等轴晶粒分率、粗粒面积率有很大影响。

当等待时间t超过t1×2.5时，重结晶已经基本结束，而由于晶粒显著生长、粗粒化发展，r值及伸长率降低。

通过使等待时间t秒进一步满足下述式（2a），可以优先地抑制晶粒的生长。其结果，即使重结晶未充分地进行，也可充分地提高钢板的伸长率，同时可提高疲劳特性。

t＜t1 （2a）

另一方面，通过使等待时间t秒进一步满足下述式（2b），重结晶化充分地进行、晶体取向随机化。因此，可以充分地提高钢板的伸长率、同时可以大大提高各向同性。

t1≤t≤t1×2.5 （2b）

这里，如图6所示，在连续热轧线1中，在加热炉中被加热至规定温度的钢坯（板坯）在粗轧机2、精轧机3中按顺序被轧制，成为规定厚度的热轧钢板4，被送出至输出辊道5。本发明的制造方法中，在利用粗轧机2进行的粗轧工序（第1热轧）中，在1000℃～1200℃的温度范围内对钢板（板坯）进行1次以上压下率40%以上的轧制。

如此利用粗轧机2轧制成规定厚度的粗棒材接着用精轧机3的多个轧制机架6进行精轧（第2热轧），形成热轧钢板4。进而，在精轧机3中，在温度T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内，进行至少1次1道次的30%以上的轧制。另外，在精轧机3中，总压下率为50%以上。

此外，在精轧工序中，进行压下率为30%以上的最终压下后，按照等待时间t秒满足上述式（2）或上述式（2a）、（2b）中的任一个的方式开始1次冷却。通过配置在精轧机3的各轧制机架6之间的机架间冷却喷嘴10、或者配置在输出辊道5上的冷却喷嘴11开始该1次冷却。

例如，当仅在配置于精轧机3前段（图6中为左侧、轧制的上游侧）的轧制机架6中进行压下率为30%以上的最终压下，而在配置于精轧机3后段（图6中为右侧、轧制的下游侧）的轧制机架6中不进行压下率为30%以上的轧制时，在通过配置于输出辊道5的冷却喷嘴11开始1次冷却时，有等待时间t秒不满足上述式（2）或上述式（2a）、（2b）的情况。此时，通过配置于精轧机3的各轧制机架6之间的机架间冷却喷嘴10开始1次冷却。

另外，例如通过配置于精轧机3后段（图6中为右侧、轧制的下游侧）的轧制机架6进行压下率为30%以上的最终压下时，即使通过配置于输出辊道5的冷却喷嘴11开始1次冷却，也有等待时间t秒能够满足上述式（2）或上述式（2a）、（2b）的情况。此时，也可通过配置于输出辊道5的冷却喷嘴11开始1次冷却。当然，只要是在进行压下率为30%以上的最终压下之后，也可通过配置于精轧机3的各轧制机架6之间的机架间冷却喷嘴10开始1次冷却。

此外，在该1次冷却中，以50℃/秒以上的平均冷却速度进行温度变化（温度降低）为40℃～140℃的冷却。

当温度变化小于40℃时，经重结晶的奥氏体晶粒发生晶粒生长，低温韧性劣化。通过为40℃以上，可以抑制奥氏体晶粒变得粗大。小于40℃时，无法获得该效果。另一方面，当超过140℃时，重结晶变得不充分，难以获得所期望的随机织构。另外，还难以获得对于伸长率有效的铁素体相，或者铁素体相的硬度增高，伸长率、局部变形能力也劣化。另外，当温度变化超过140℃时，有超越至Ar3相变点温度以下的危险。此时，即使为从重结晶奥氏体开始的相变，增强变量选择的结果仍然是形成织构、各向同性降低。

当1次冷却时的平均冷却速度小于50℃/秒时，经重结晶的奥氏体晶粒仍然进行晶粒生长、低温韧性劣化。平均冷却速度的上限并无特别限定，但从钢板形状的观点出发，认为200℃/秒以下是妥当的。

另外，为了抑制晶粒生长、获得更优异的低温韧性，优选使用道次间的冷却装置等，并使精轧的各机架间的加工发热为18℃以下。

轧制率（压下率）可以由轧制载荷、板厚测定等通过实际成绩或计算求得。轧制中的钢坯的温度可通过在机架间配置温度计进行实际测量、或者基于线速度或压下率等并考虑加工发热进行模拟或者这两者而获得。

另外，如之前所说明的那样，为了促进均匀的重结晶，优选小于T1＋30℃的温度范围内的加工量尽量少，优选小于T1＋30℃的温度范围内的压下率为30%以下。例如，在图6所示的连续热轧线1的精轧机3中，在从配置于前段侧（图6中为左侧、轧制的上游侧）的1个或2个以上的轧制机架6通过时，钢板在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内，且从配置于其后段侧（图6中为右侧、轧制的下游侧）的1个或2个以上的轧制机架6通过时，不进行压下，或者即使进行压下，优选小于T1＋30℃的压下率总计为30%以下。从板厚精度或板形状的观点出发，优选小于T1＋30℃的压下率总计为10%以下的压下率。当进一步计算各向同性时，优选小于T1＋30℃的温度范围下的压下率为0%。

本发明制造方法中，轧制速度并无特别限定。但是，当精轧的最终机架侧的轧制速度小于400mpm时，γ晶粒生长、变得粗大，可析出用于获得延展性的铁素体的区域减少，有延展性劣化的危险。即使不特别限定轧制速度的上限，也可获得本发明的效果，但基于设备限制，现实的是为1800mpm以下。因此，在精轧工序中，期待轧制速度为400mpm～1800mpm。

另外，在该1次冷却后，以适当的温度进行卷取，可获得热轧卷板。本发明中，冷轧钢板的微观组织主要通过之后的冷轧或冷轧后的热处理制成。因此，至卷取的冷却模式即使不那么严格地控制，也没有关系。

（冷轧）

根据需要对如上制造的热轧卷板进行酸洗，进行压下率为30%～70%的冷轧。压下率为30%以下时，通过之后的加热保持，难以引起重结晶，不仅等轴晶粒分率降低，而且加热后的晶粒变得粗大。超过70%的轧制时，由于使加热时的织构发展，因此各向异性增强。因而为70%以下。

（加热保持）

由于经冷轧的钢板之后形成奥氏体单相钢或大致奥氏体单相钢，因此加热至Ae3～950℃的温度范围，在Ae3～950℃的温度范围内保持1～300秒。通过该加热保持，将加工固化除去。如此在将冷轧后的钢板加热至Ae3～950℃的温度范围时，使室温～650℃的平均加热速度为下述式（5）所示的HR1（℃/秒），使超过650℃、至Ae3～950℃的平均加热速度为下述式（6）所示的HR2（℃/秒）。

HR1≥0.3 （5）

HR2≤0.5×HR1 （6）

通过在上述条件下进行热轧、进而进行1次冷却，晶粒的微细化和晶体取向的随机化得以兼顾。但是，通过之后进行的冷轧，强的织构发展、该织构变得易于残留在钢板中。其结果，钢板的r值及伸长率降低、各向同性降低。因此，优选通过在冷轧后适当实施加热，尽量消除由于冷轧而发展的织构。因此，需要使加热的平均加热速度分成上述式（5）、（6）所示的2阶段。

通过该两阶段的加热，钢板的织构和/或特性提高的详细理由虽不清楚，但认为本效果与在冷轧时导入的位错的恢复和重结晶有关。即，通过加热在钢板中产生的重结晶的驱动力是通过冷轧在钢板中蓄积的应变。当室温～650℃的温度范围内的平均加热速度HR1小时，通过冷轧导入的位错得以恢复，不会发生重结晶。其结果，在冷轧时发展的织构以原状残留，各向同性等特性劣化。室温～650℃的温度范围的平均加热速度HR1小于0.3℃/秒时，通过冷轧导入的位错得以恢复、在冷轧时所形成的强的织构残留。因此，室温～650℃的温度范围的平均加热速度HR1需要为0.3（℃/秒）以上。

另一方面，超过650℃、至Ae3～950℃的平均加热速度HR2大时，存在于冷轧后的钢板中的铁素体不会重结晶，加工原状的未重结晶铁素体残留。特别是，含有0.01%以上的C的钢在加热至铁素体及奥氏体的双相区时，所形成的奥氏体阻碍了重结晶铁素体的生长、未重结晶铁素体变得更容易残留。该未重结晶铁素体由于具有强的织构，因此在对r值或各向同性等特性造成不良影响，同时由于含有大量位错，因此会大幅度地使延展性劣化。由此，在超过650℃、至Ae3～950℃的温度范围内，平均加热速度HR2需要为0.5×HR1（℃/秒）以下。

另外，如此以2个阶段的平均加热速度将钢板加热至Ae3～950℃的温度范围，在Ae3～950℃的温度范围内保持1～300秒。在比该范围低的温度或短的时间内，在之后的2次冷却工序中，贝氏体组织的分率不会达到95%以上，因织构控制所带来的局部延展性的上升程度降低。另一方面，当超过950℃或保持超过300秒继续时，由于晶粒变得粗大，因此20μm以下的晶粒的面积率增大。其中，Ae3[℃]由C、Mn、Si、Cu、Ni、Cr、Mo的含量[质量%]用以下式（7）计算。其中，不含选择元素时，选择元素的含量[质量%]按0计算。

Ae₃＝911－239C－36Mn＋40Si－28Cu－20Ni－12Cr＋63Mo （7）

其中，在该加热保持中，保持并非意味着仅等温保持，只要是在Ae3～950℃的温度范围内使钢板滞留就可以。当在Ae3～950℃的温度范围内时，钢板的温度可以发生变化。

（2次冷却）

之后，为了使Ae3至500℃之间的温度范围的平均冷却速度为10℃/秒～200℃/秒，进行2次冷却至500℃以下的温度。2次冷却速度在小于10℃/秒时，铁素体会过量地生成、无法使贝氏体组织的分率达到95%以上，由织构控制所带来的局部延展性的上升程度降低。另一方面，即使是超过200℃/秒的冷却速度，由于冷却终点温度的控制性显著劣化，因此为200℃/秒以下。优选的是，为了确实地抑制铁素体相变和珠光体相变，HF（加热保持温度）～0.5HF＋250℃的平均冷却速度不超过0.5HF＋250℃～500℃的平均冷却速度。

（过时效热处理）

为了促进贝氏体相变，在2次冷却之后，在350℃～500℃的温度范围内进行过时效热处理。使该温度范围内进行保持的时间根据过时效处理温度T2，满足下述式（4）的t2秒以上。其中，考虑到式（4）的可应用的温度范围，t2的最大值为400秒。

log（t2）＝0.0002（T2－425）²＋1.18 （4）

其中，在该过时效热处理中，保持并非意味着仅等温保持，只要是在350℃～500℃的温度范围内使钢板滞留就可以。例如可以将钢板暂时冷却至350℃之后加热至500℃，也可将钢板冷却至500℃之后冷却至350℃。

其中，即使对本发明的高强度冷轧钢板进行表面处理，也不会失去其局部变形能力改善效果，例如可以在钢板的表面形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。此时，通过电镀、热浸镀、蒸镀镀覆、有机覆膜形成、膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等中的任一种方法均可获得本发明的效果。另外，本发明的钢板也可应用于鼓凸成形、和弯曲、鼓凸、拉深等以弯曲加工为主体的复合成形。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明。其中，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并非限定于该一个条件例。本发明只要是不脱离本发明的主旨并能够实现本发明的目的，则可采用各种条件。将实施例中使用的各钢的化学成分示于表1。表2、表3中示出了各制造条件。另外，将由表2的制造条件决定的各钢种的组织构成和机械特性示于表4。将由表3的制造条件决定的各钢种的组织构成和机械特性示于表5。另外，各表中的下划线表示在本发明的范围外或在本发明优选范围的范围外。

使用作为实施例的具有表1所示成分组成的满足A～T的本发明权利要求成分的钢及a～i的比较钢进行了研究，对其结果进行说明。其中，表1中，各成分组成的数值表示质量%。

这些钢在铸造后直接或者暂时冷却至室温后进行再加热，加热至1000℃～1300℃的温度范围，之后在表2、表3的条件下实施热轧，在Ar3相变温度以上结束热轧。其中，表2、表3中，钢种所带的A～T的英文字母和a～i的英文字母表示表1的各钢A～T和a～i的成分。

在热轧中，首先在作为第1热轧的粗轧中，在1000℃～1200℃的温度范围内以40%以上的压下率轧制1次以上。但是，对于表2的钢种B2、H3、J2及表3的钢种B2’、H3’、J2’，在粗轧中未进行1道次的压下率为40%以上的轧制。将粗轧中的压下次数、各压下率（%）、粗轧后（精轧前）的奥氏体粒径（μm）示于表2、表3。

在粗轧结束后，进行作为第2热轧的精轧。在精轧中，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内，进行至少1次1道次的压下率为30%以上的轧制，小于T1＋30℃的温度范围内，使总压下率为30%以下。另外，在精轧中，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内的最终道次中，进行1道次的压下率为30%以上的轧制。

但是，对于表2的钢种G2、H4、M3及表3的钢种G2’、H4’、M3’，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内未进行压下率为30%以上的轧制。另外，表2的钢种F3、H6及表3的钢种F3’、H6’小于T1＋30℃的温度范围内的总压下率超过30%。

另外，在精轧中，使总压下率为50%以上。但是，表2的钢种G2、H4、M3及表3的钢种G2’、H4’、M3’的总压下率小于50%。

将精轧中的T1＋30℃～T1＋200℃的温度范围内的最终道次的压下率（%）、比最终道次早1段道次的压下率（最终前道次的压下率）（%）示于表2、表3。另外，将精轧中的T1＋30℃～T1＋200℃温度范围内的总压下率（%）、T1＋30℃～T1＋200℃温度范围内的最终道次的压下后温度Tf示于表2、表3。其中，由于精轧中的T1＋30℃～T1＋200℃温度范围内的最终道次的压下率（%）特别重要，因此作为P1示于表2、表3。

精轧中，在进行压下率为30%以上的最终压下后、等待时间t秒经过2.5×t1之前，开始1次冷却。在1次冷却中，使平均冷却速度为50℃/秒以上。另外，1次冷却中的温度变化（冷却温度量）为40℃～140℃的范围。

在表2所示的制造条件下，在精轧中进行压下率为30%以上的最终压下后、等待时间t秒经过t1之前（t＜t1），开始1次冷却。另一方面，在表3所示的制造条件下，在精轧中在进行压下率为30%以上的最终压下之后、等待时间t秒经过t1以上、2.5×t1之前（t1≤t≤t1×2.5），开始1次冷却。其中，为了区别等待时间t秒的范围，对于表3所示制造条件不同的钢种，在符号中带上“’”（撇）。

但是，表3所示的钢种H13’从精轧的压下率为30%以上的最终压下起、等待时间t秒经过2.5×t1之后，开始1次冷却。表2的钢种M2及表3的钢种M2’的1次冷却中的温度变化（冷却温度量）小于40℃，表2的钢种H12及表3的钢种H12’的1次冷却中的温度变化（冷却温度量）超过140℃。表2的钢种H8及表3的钢种H8’的1次冷却中的平均冷却速度小于50℃/秒。

将各钢种的t1（秒）、2.5×t1（秒）示于表2、表3。另外，将在进行压下率为30%以上的最终压下后、至开始1次冷却的等待时间t（秒）、t/t1、1次冷却中的平均冷却速度（℃/秒）、温度变化（冷却温度量）（℃）示于表2、表3中。

在1次冷却后进行卷取，获得2～5mm厚的热轧卷板。将各钢种的卷取温度（℃）示于表2、表3。

接着，将热轧卷板酸洗后，以压下率为30%～70%冷轧至1.2～2.3mm厚。但是，表2的钢种E2、L2及表3的钢种E2’、L2’的冷轧的压下率小于30%。另外，表2的钢种H11及表3的钢种H11’的冷轧的压下率超过70%。将冷轧的各钢种的压下率（%）示于表2、表3。

冷轧后，加热至Ae3～950℃的温度范围，在Ae3～950℃的温度范围内保持1～300秒。另外，在加热至Ae3～950℃的温度范围时，使室温～650℃的平均加热速度HR1（℃/秒）为0.3以上（HR1≥0.3），使超过650℃、至Ae3～950℃的平均加热速度HR2（℃/秒）为0.5×HR1以下（HR2≤0.5×HR1）。

但是，表2的钢种C2、G3及表3的钢种C2’、G3’的加热温度小于Ae3。另外，表2的钢种H10及表3的钢种H10’的加热温度超过950℃。表2的钢种N2及表3的钢种N2’在Ae3～950℃的温度范围内的保持时间超过300秒。另外，表2的钢种E2、表3的钢种E2’的平均加热速度HR1小于0.3（℃/秒）。表2的钢种C2、H6、H8及表3的钢种C2’、H6’、H8’的平均加热速度HR2（℃/秒）超过0.5×HR1。将各钢种的Ae3（℃）、加热温度（℃）、保持时间（秒）、平均加热速度HR1、HR2（℃/秒）示于表2、表3。

加热保持后，在Ae3～500℃的温度范围内，以平均冷却速度为10℃/秒～200℃/秒进行2次冷却。但是，表2的钢种H2及表3的钢种H2’在2次冷却中的平均冷却速度小于10℃/秒。将2次冷却中的各钢种的平均冷却速度（℃/秒）示于表2、表3。

在2次冷却后，在350℃～500℃的温度范围内，进行t2秒～400秒的过时效热处理。但是，表2的钢种H9及表3的钢种H9’的过时效的热处理温度小于350℃，表2的钢种A2、I2及表3的钢种A2’、I2’超过500℃。另外，表2的钢种D2及表3的钢种D2’的过时效的处理时间小于t2秒，表2的钢种A2、H9、I2及表3的钢种A2’、H9’、I2’超过400秒。将各钢种的过时效的热处理温度、t2（秒）、处理时间（秒）示于表2、表3。

表2、表3的任一种情况均为在过时效热处理后进行0.5%的表皮光轧，进行材质评价。

将各钢种的金属组织中的贝氏体、珠光体、先共析铁素体、马氏体、残留奥氏体的面积率（组织分率）（%）示于表4、表5。其中，将由表2制造条件决定的钢种的组织构成和机械特性示于表4。另外，将由表3制造条件决定的钢种的组织构成和机械特性示于表5。其中，在表4、表5的组织分率中，B表示贝氏体、P表示珠光体、F表示先共析铁素体、M表示马氏体、rA表示残留奥氏体。将各钢种的｛100｝＜011>～｛223｝＜110>取向组的极密度的平均值、｛332｝＜113>晶体取向的极密度、晶粒的体积平均直径（单位颗粒的尺寸）（μm）、dL/dt为3.0以下的晶粒的比例（等轴晶粒率）（%）示于表4、表5。另外，将各钢种的抗拉强度TS（MPa）、伸长率El（%）、作为局部变形能力指标的扩孔率λ（%）及通过60°V形弯曲测定的临界弯曲半径（板厚/最小弯曲半径）示于表4、表5。弯曲试验为C方向弯曲（C弯曲）。其中，拉伸试验及弯曲试验基于JIS Z2241及Z2248（V形块90°弯曲试验）。扩孔试验基于日本铁钢联盟标准JFS T1001。各晶体取向的极密度如下测定：使用前述的EBSP，以0.5μm的间隔测定与轧制方向平行的截面的板厚的3/8～5/8的区域。

作为扩孔性和弯曲性的指标，以满足TS≥440MPa、El≥15%、λ≥90%、板厚/弯曲半径≥2.5为条件。仅满足本发明的规定的钢种可以兼具图7、8所示的优异扩孔性和弯曲性。

表4

表5

符号说明

1 连续热轧线

2 粗轧机

3 精轧机

4 热轧钢板

5 输出辊道

6 轧制机架

10 机架间冷却喷嘴

11 冷却喷嘴11

Claims

1.一种局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其以质量％计含有：

C：0.02％～0.20％、

Si：0.001％～2.5％、

Mn：0.01％～4.0％、

P：0.001％～0.15％、

S：0.0005％～0.03％、

Al：0.001％～2.0％、

N：0.0005％～0.01％、

O：0.0005％～0.01％，

且将Si+Al限制为小于1.0％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；

金属组织中的贝氏体的面积率为95％以上，

距离钢板表面3/8～5/8板厚范围的板厚中央部的用{100}＜011>、{116}＜110>、{114}＜110>、{113}＜110>、{112}＜110>、{335}＜110>及{223}＜110>各晶体取向表示的{100}＜011>～{223}＜110>取向组的极密度的平均值为4.0以下、且{332}＜113>晶体取向的极密度为5.0以下，

所述金属组织的晶粒的体积平均直径为7μm以下。

2.根据权利要求1所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其中，所述贝氏体的晶粒中，轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比dL/dt为3.0以下的晶粒的比例为50％以上。

3.根据权利要求1所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其进一步以质量％计含有：

Ti：0.001％～0.20％、

Nb：0.001％～0.20％、

V：0.001％～1.0％、

W：0.001％～1.0％中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其进一步以质量％计含有：

B：0.0001％～0.0050％、

Mo：0.001％～1.0％、

Cr：0.001％～2.0％、

Cu：0.001％～2.0％、

Ni：0.001％～2.0％、

Co：0.0001％～1.0％、

Sn：0.0001％～0.2％、

Zr：0.0001％～0.2％、

As：0.0001％～0.50％中的1种或2种以上。

5.根据权利要求1所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其进一步以质量％计含有：

Mg：0.0001％～0.010％、

REM：0.0001％～0.1％、

Ca：0.0001％～0.010％中的1种或2种以上。

6.根据权利要求1所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板，其表面具备热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

7.一种局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其进行在1000℃～1200℃的温度范围内对下述钢板进行1次以上压下率为40％以上的轧制的第1热轧，所述钢板以质量％计含有：

C：0.02％～0.20％、

Si：0.001％～2.5％、

Mn：0.01％～4.0％、P：0.001％～0.15％、

S：0.0005％～0.03％、

Al：0.001％～2.0％、

N：0.0005％～0.01％、

O：0.0005％～0.01％，

且将Si+Al限制为小于1.0％、剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；

在所述第1热轧中，使奥氏体粒径为200μm以下，

进行在由下述式(1)定义的温度T1+30℃～T1+200℃的温度范围内进行至少1次1道次的压下率为30％以上的轧制的第2热轧，

使所述第2热轧中的总压下率为50％以上，

在所述第2热轧中，在进行压下率为30％以上的最终压下后，按照等待时间t秒满足下述式(2)的方式开始1次冷却，

进行压下率为30％～70％的冷轧，

在Ae3～950℃的温度范围内保持1～300秒，

在350℃～500℃的温度范围内进行保持满足下述式(4)的t2秒～400秒的过时效热处理，

T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V (1)

t≤2.5×t1 (2)

这里，t1通过下述式(3)求得，

t1＝0.001×((Tf－T1)×P1/100)²－0.109×((Tf－T1)×P1/100)+3.1 (3)

这里，上述式(3)中，Tf是压下率为30％以上的最终压下后的钢坯温度、P1是30％以上的最终压下的压下率，

log(t2)＝0.0002(T2－425)²+1.18 (4)

这里，T2是过时效处理温度、t2的最大值为400。

8.根据权利要求7所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，小于T1+30℃的温度范围内的总压下率为30％以下。

9.根据权利要求7所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(2a)，

t＜t1 (2a)。

10.根据权利要求7所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(2b)，

t1≤t≤t1×2.5 (2b)。

11.根据权利要求7所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在轧制机架之间开始所述一次冷却。

12.根据权利要求7所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在所述冷轧后、加热至Ae3～950℃的温度范围时，使室温～650℃的平均加热速度为下述式(5)所示的HR1，使超过650℃、至Ae3～950℃的平均加热速度为下述式(6)所示的HR2，HR1、HR2的单位为℃/秒，

HR1≥0.3 (5)

HR2≤0.5×HR1 (6)。

13.根据权利要求7所述的局部变形能力优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其进一步在表面上形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。