CN103987870A - 强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强度冷轧钢板，具有如下成分组成：以质量％计，分别含有C：0.05～0.30％、Si：3.0％以下(不含0％)、Mn：0.1～5.0％、P：0.1％以下(不含0％)、S：0.02％以下(不含0％)、Al：0.01～1.0％、N：0.01％以下(不含0％)，余量由铁和不可避免的杂质构成，并具有如下组织：作为软质第一相的铁素体以面积率计含有20～50％，余量由作为硬质第二相的回火马氏体和/或回火贝氏体构成，以使所述铁素体的晶内以适当的数密度存在适当尺寸的渗碳体粒子的方式进行控制。

Description

强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本申请发明涉及用于汽车零件等的加工性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，为了使汽车的燃油效率改善、碰撞安全性并立，作为结构零件的材料，抗拉强度590MPa以上的高强度钢板的需求提高，其适用范围广阔。但是，高强度钢板与软钢相比，屈服强度和抗拉强度、加工硬化指数等的机械特性的偏差大，因此就存在如下这样的课题：挤压成形时回弹的量发生变化，确保挤压成形品的尺寸精度困难，和为了在强度有偏差的情况下仍确保挤压成形品的必要强度，需要将钢板的平均强度设定得很高，由此导致挤压模具的寿命变短。
为了解决这样的课题，关于抑制高强度钢板的机械特性的偏差进行了各种各样的努力。在高强度钢板中，上述这样的机械特性的偏差发生的原因，能够寻求于化学成分的变动和制造条件的变动，作为减小机械特性的偏差的方法，提出有以下这样的提案。
[现有技术1]
例如，在专利文献1中公开有一种方法，其是作为由A＝Si+9×Al定义的A满足6.0≤A≤20.0的铁素体和马氏体的二相组织钢，在制造此钢板时，在再结晶退火/回火处理中，以Ac1以上Ac3以下的温度保持10s以上，以20℃/s以下的冷却速度缓冷却至500～750℃，其后，以100℃/s以上的冷却速度急冷至100℃以下，以300～500℃进行回火，从而使钢材的A3点上升，由此提高缓冷却结束时刻的温度、即急冷开始温度变动时的上述二相组织的稳定性，以减小机械特性的偏差。
[现有技术2]
另外，在专利文献2中公开有一种方法，其是预先求得钢板的板厚、碳含量、磷含量、淬火开始温度、淬火停止温度和淬火后的回火温度与抗拉强度的关系，考虑对象钢板的板厚、碳含量、磷含量、淬火停止温度和淬火后的回火温度，根据目标抗拉强度计算淬火开始温度，以求得的淬火开始温度进行淬火，从而减小强度的偏差。
[现有技术3]
另外，在专利文献3中公开有一种方法，其是在制造具有含3％以上的残留奥氏体的组织的钢板时，在对于热轧钢板进行冷轧之后的退火处理中，以超过800℃低于Ac3点进行30秒～5分钟均热后，进行一次冷却至450～550℃的温度范围，接着以比达到450～400℃的一次冷却速度小的冷却速度进行二次冷却后，再在450～400℃保持1分钟以上，从而改善板宽方向的延伸特性的偏差。
上述现有技术1，其特征是，通过增加Al的添加量而提高Ac3点，从而扩大Ac1～Ac3的二相温度区域，减小该二相温度区域中的温度依存性，由此抑制退火温度的变动造成的组织分率的变化。相对于此，本申请发明的特征是，使铁素体晶内以相当数量分散微细的渗碳体粒子而进行析出强化，使铁素体的硬度上升，另一方面，使硬质第二相的C含量减少，使其硬度下降，由此缩小各组织间的硬度的差异，从而抑制因组织分率的变化造成的机械特性的变动。因此，上述现有技术1，没有暗示本申请发明的技术思想。此外，上述现有技术1，由于需要增加Al的添加量，所以有钢板的制造成本上升的问题。
另外，上述现有技术2，因为根据化学成分的变化而变更淬火温度，所以，即使强度的偏差减小，组织分率在卷材间也会发生变动，因此不能减小伸长率和伸长凸缘性的偏差。
另外，上述现有技术3，虽然提及伸长率的偏差的减小，但对于伸长凸缘性的偏差的降低没有暗示。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007－138262号公报
专利文献2：日本特开2003－277832号公报
专利文献3：日本特开2000－212684号公报
发明内容
因此本申请发明的目的在于，提供一种高强度冷轧钢板及其制造方法，其不会因化学成分的调整而产生制造成本的上升，不会受到退火条件的变动影响，机械特性(特别是强度和延展性)的偏差的少。
第一发明是一种强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成：
以质量％计(以下，关于化学成分均同。)，分别含有
C：0.05～0.30％、
Si：3.0％以下(不含0％)、
Mn：0.1～5.0％、
P：0.1％以下(不含0％)、
S：0.02％以下(不含0％)、
Al：0.01～1.0％、
N：0.01％以下(不含0％)，
余量由铁和不可避免的杂质构成，具有如下组织：
作为软质第一相的铁素体以面积率计含有20～50％，
余量是硬质第二相，由回火马氏体和/或回火贝氏体构成，并且，满足下述(a)或(b)。
(a)存在于所述铁素体的晶内的、当量圆直径0.05μm以上、低于0.3μm的渗碳体粒子的分散状态为，所述铁素体每1μm2中超过0.15个但在0.50个以下。
(b)存在于所述铁素体的晶内的、当量圆直径0.3μm以上的渗碳体粒子的分散状态为，所述铁素体每1μm2中有0.05～0.15个。
第二发明，根据第一发明所述的强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板，其中，成分组成还含有Cr：0.01～1.0％。
第三发明，第一或第二发明所述的强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板，其中，成分组成还含有
Mo：0.01～1.0％、
Cu：0.05～1.0％、
Ni：0.05～1.0％中的一种或两种以上。
第四发明，根据第一～三发明中任一项所述的强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板，其中，成分组成还含有
Ca：0.0001～0.01％、
Mg：0.0001～0.01％、
Li：0.0001～0.01％、
REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上。
第五发明，是一种强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
将具有第一～四发明中任一项所示的成分组成的钢材，以下述(1)、(2)所示的各条件，进行热轧后，再进行冷轧，其后，以下述(3)或(3′)的任意一个条件进行退火，再以下述(4)的条件进行回火。
(1)热轧条件
精轧结束温度：Ar3点以上
卷取温度：450～600℃
(2)冷轧条件
冷轧率：20～50％
(3)退火条件
在室温～600℃的温度区域，以超过5.0℃/s但在10.0℃/s以下的第一加热速度升温，在600℃～退火温度的温度区域，以第一加热速度的1/2以下的第二加热速度进行升温，以Ac1以上但低于(Ac1+Ac3)/2的退火温度，只以3600s以下的退火保持时间进行保持后，从退火温度，以1℃/s以上但低于50℃/s的第一冷却速度徐冷至730℃以下、500℃以上的第一冷却结束温度后，再以50℃/s以上的第二冷却速度急冷至Ms点以下的第二冷却结束温度。
(3′)退火条件
在室温～600℃的温度区域，以0.5～5.0℃/s的第一加热速度升温，在600℃～退火温度的温度区域，以第一加热速度的1/2以下的第二加热速度升温，以(Ac1+Ac3)/2～Ac3的退火温度，只以3600s以下的退火保持时间进行保持后，从退火温度，以1℃/s以上但低于50℃/s的第一冷却速度徐冷至730℃以下、500℃以上的第一冷却结束温度后，再以50℃/s以上的第二冷却速度急冷至Ms点以下的第二冷却结束温度。
(4)回火条件
回火温度：300～500℃
回火保持时间：300℃～回火温度的温度范围内为60～1200s。
根据本申请发明，能够提供一种强度和延展性的偏差少的高强度钢板，在作为软质第一相的铁素体，和作为硬质第二相的回火马氏体和/或回火贝氏体所构成的复相组织钢中，使铁素体晶内积极地分散适当尺寸的渗碳体粒子而进行析出强化，使铁素体的硬度上升，另一方面，可减少硬质第二相的C含量而使其硬度降低，由此减小各组织间的硬度的差异，抑制组织分率的变动带来的机械特性的变动。
附图说明
图1是模式化地表示第一和第二实施例的热处理图案的图。
图2是第二实施例的发明钢板与比较钢板的截面组织照片。
具体实施方式
本申请的发明者们为了解决上述课题，着眼于具有作为软质第一相的铁素体，和作为硬质第二相的回火马氏体和/或回火贝氏体(以下也有统称为“回火马氏体等”的情况。)所构成的复相组织的高强度钢板，研究减少其机械特性(以下也有简称为“特性”的情况。)的偏差的对策。
特性的偏差其起因在于，制造条件的变动导致铁素体和硬质第二相的分率变动，其结果是硬质第二相的硬度发生变化。
因此认为，如果减小该铁素体与硬质第二相的硬度的差异，则即使组织分率变动，也能够抑制特性的偏差。于是，为了减小铁素体与硬质第二相的硬度的差异，认为有效的是使铁素体析出强化，另一方面，将C更多地分配到铁素体侧，以使回火马氏体等的强度降低。为了将其实现，认为需要筹划冷轧后的热处理条件，特别是退火条件，想到如果采用以下具体说明的2种退火条件即可。
该第一退火条件，是在冷轧材的退火时，首先，在加热的阶段使铁素体再结晶，使渗碳体残存。将加热速度控制在规定范围，从而在铁素体中加入上述残存的渗碳体，形成在铁素体晶内以相当数量存在微细的渗碳体粒子的组织。
其次，以Ac1点～退火温度(二相温度区域)均热时，使上述渗碳体粒子不过度熔化，如此使上述退火温度为二相温度区域的低温，之后尽可能快地急冷至室温附近，从而能够维持在上述加热时形成的、在铁素体晶内使微细的渗碳体粒子以相当数量分散的组织。然后，即使经过退火后的回火，铁素体中相当数量的微细的渗碳体也会直接残存，因此铁素体的硬度上升。
另一方面，在上述铁素体晶内使渗碳体粒子以相当数量存在，作为其反作用，硬质第二相侧不但C会反过来变少，而且在回火时硬质第二相中的C进一步作为渗碳体析出，或微细的渗碳体粒子粗大化，因此硬质第二相的硬度降低。
如此，成为析出强化的铁素体，和有一部分的C脱离的硬质第二相的复合组织钢，两相的硬度的差异变小，组织整体达成均匀的强度分布。
此外，如此得到的复合组织钢，具有以下这样的优点。即，若铁素体的分率变高，则晶内存在渗碳体的铁素体增加，因此硬质第二相的C变少，两相的硬度的差异变得更小。反之，若铁素体的分率变低，则晶内存在渗碳体的铁素体虽然减少，但硬质第二相增加，同相的C稀薄化，因此硬度的差异仍然会变得更小。因此，即使铁素体的分率变化，仍会作用于特性的变动变小的方向。
另外，第二退火条件，在冷轧材的退火时，首先，比较缓慢地加热，在铁素体再结晶的过程中，前组织中已经析出的渗碳体粒子粗大化。然后，该渗碳体粒子被加入再结晶铁素体中，成为在铁素体晶内存在大的渗碳体粒子的组织。另外，在该比较慢的加热时，铁素体中的位错密度也充分地降低。
其次，以Ac1点～退火温度(二相温度区域)加热保持，使上述粗大化的渗碳体的一部分熔化，其后尽可能快地急冷至室温附近，从而能够使固溶C在铁素体中稠化。然后，在该铁素体中稠化的固溶C，即使经过退火后的回火，仍直接存在于铁素体中，因此铁素体的硬度上升。
另一方面，作为在上述退火时固溶C向铁素体中的稠化的反作用，硬质第二相侧，不但C相反会变少，而且在回火时硬质第二相中的C进一步作为渗碳体析出，或微细的渗碳体粒子粗大化，因此硬质第二相的硬度降低。
若加工具有如此得到的组织的钢板，则塑性变形中，铁素体一方为软质，因此变形优先发生，但同时动态应变时效产生，急剧地发生加工硬化。其结果是，其硬度与硬度调整得很低的硬质第二相接近，组织整体达成均匀的强度分布，因此延展性得到改善。
因此，通过创造上述这样的组织，即使铁素体分率发生变化，特性的变动也小。
于是，基于上述思考实验，实施以后述[实施例]说明的实证试验，其结果是，能够获得确凿的证据，因此进一步加以研究，直到完成了本申请发明。
以下，首先对于赋予本申请的发明钢板以特征的组织进行说明。
〔发明钢板的组织〕
如上述，发明钢板以复相组织为基础，其由作为软质第一相的铁素体，和作为硬质第二相的回火马氏体等构成，但特别以如下这一点为特征，即，铁素体粒子内的渗碳体粒子的尺寸和存在密度受到控制。
＜作为软质第一相的铁素体：以面积率计为20～50％＞
在铁素体－回火马氏体等的复相组织钢中，变形主要由变形能高的铁素体主导。因此，铁素体－回火马氏体等的复相组织钢的伸长率主要由铁素体的面积率决定。
为了确保作为目标的伸长率，铁素体的面积率需要为20％以上(优选为25％以上，更优选为30％以上)。但是，若铁素体过剩，则不能确保强度，因此铁素体的面积率为50％以下(优选为45％以下，更优选为40％以下)。
满足＜下述(a)或(b)。
(a)存在于所述铁素体的晶内的、当量圆直径在0.05μm以上、低于0.3μm的渗碳体粒子的分散状态为，在所述铁素体每1μm2中超过0.15个、在0.50个以下。
(b)存在于所述铁素体的晶内的、当量圆直径0.3μm以上的渗碳体粒子的分散状态为，在所述铁素体每1μm2中为0.05～0.15个。＞
为了使铁素体的硬度接近硬质第二相的硬度，需要在铁素体中使适当的尺寸的渗碳体粒子以规定的存在密度(以下也称为“数密度”。)存在。
在此，利用所述第一退火条件中说明的“微细的渗碳体”(具体来说是当量圆直径0.05μm以上、低于0.3μm的渗碳体粒子)时，和利用所述第二退火条件中说明的“大的(粗大的)渗碳体粒子”(具体来说是当量圆直径为0.3μm以上的渗碳体粒子)时，最终作为钢板特性所得到的效果相同，即，将机械特性的偏差抑制在预期范围内，但在该钢材组织中的机能如后述而有所不同。另外，以适当的数密度确保各个渗碳体粒子的条件如所述，第一退火条件、第二退火条件需要不同的条件。
因此，在本申请发明中如所述，将适当的铁素体粒子尺寸和数密度分为(a)、(b)这2项。至少满足此(a)、(b)任意一方的条件，才能够发挥本申请发明的期望的效果。
首先对于所述(a)的条件进行说明。
为了将机械特性的偏差抑制在期望范围内，需要当量圆直径0.05μm以上、低于0.3μm的微细的渗碳体粒子的存在密度为，在铁素体每1μm2中超过0.15个(优选为0.20个以上)。但是，若微细的渗碳体粒子过多，则延展性劣化，因此上述渗碳体粒子的存在密度，限制在铁素体每1μm2中0.50个以下(优选为0.45个以下)。
在此，关于微细的渗碳体粒子的尺寸(当量圆直径)，之所以使其上限低于0.3μm，是出于如下理由，若渗碳体粒子的尺寸为0.3μm以上，则渗碳体粒子间的间隔变得过宽，因此不能妨碍位错的移动，无助于析出强化，之所以使其下限为0.05μm，是基于如下理由，若渗碳体粒子的尺寸比0.05μm小，则由于位错的移动导致渗碳体粒子被切断，因此不能充分地妨碍位错的移动，仍然无助于析出强化。
其次对于所述(b)的条件进行说明。
为了将机械特性的偏差抑制在期望范围内，需要当量圆直径0.3μm以上的粗大的渗碳体粒子的存在密度为，在铁素体每1μm2中为0.05个以上(优选为0.06个以上)。但是，若粗大的渗碳体粒子过多，则延展性劣化，因此上述渗碳体粒子的存在密度，在铁素体每1μm2中限制在0.15个以下(优选为0.14个以下)。
在此，之所以使粗大的渗碳体粒子的尺寸为当量圆直径0.3μm以上，是基于以下的理由。即基于如下理由，如所述，若渗碳体粒子的尺寸为0.3μm以上，则渗碳体粒子间的间隔变得过宽，因此不能妨碍位错的移动，无助于析出强化，但另一方面，加大渗碳体粒子，能够在渗碳体粒子内使更多的Mn稠化，通过也以恰当数密度确保这样的大的渗碳体粒子，能够使硬质第二相侧的C浓度降低，进一步减小与铁素体相的硬度差。
以下，对于各相的面积率，以及渗碳体粒子的尺寸及其存在密度的测量方法进行说明。
〔各相的面积率的测量方法〕
首先，关于各相的面积率，是对于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，在大概40μm×30μm区域5个视野中，观察倍率2000倍的扫描型电子显微镜(SEM)像，以点算法就1个视野进行100点的测量，求得铁素体的面积。另外，根据图像分析，将含有渗碳体的区域作为硬质第二相，其余的区域作为残留奥氏体、马氏体和残留奥氏体与马氏体的混合组织。然后，由各区域的面积比率计算各相的面积率。
〔渗碳体粒子的尺寸及其存在密度的测量方法〕
关于渗碳体粒子的尺寸及其存在密度，以如下方式测量。
首先，制成各供试钢板的萃取复型试样。其次，关于所述(a)的组织状态，在6μm×4μm的区域3个视野中观察倍率20000倍的透射型电子显微镜(TEM)像，另外，关于所述(b)的组织状态，在12μm×8μm的区域3个视野中观察倍率10000倍的TEM像。
然后，根据所得到的TEM像的图像的对比度，将白色的部分差别为渗碳体粒子并标记，用图像分析软件，根据所述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)，求得单位面积中存在的规定的尺寸的渗碳体粒子的个数。还有，多个渗碳体粒子重叠的部分从观察对象中除外。
接下来，对于构成本申请的发明钢板的成分组成进行说明。以下，化学成分的单位全部是质量％。
〔发明钢板的成分组成〕
C：0.05～0.30％
C影响到硬质第二相的面积率和存在于铁素体中的渗碳体量，是对强度、伸长率和伸长凸缘性产生影响的重要的元素。低于0.05％时，不能确保强度。另一方面，超过0.30％时，焊接性劣化。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(不含0％)
Si使铁素体固溶强化，从而能够减轻与硬质第二相的强度差，是有助于伸长率和伸长凸缘性并立的有用的元素。超过3.0％时，阻碍加热时的奥氏体的形成，因此不能确保硬质第二相的面积率，不能确保伸长凸缘性。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提高硬质第二相的变形能，从而有助于伸长率与伸长凸缘性并立。另外，也有提高淬火性，扩大能够取得硬质第二相的制造条件的范围的效果。低于0.1％时，上述效果无法充分发挥，因此不能使伸长率与伸长凸缘性并立，另一方面，若超过5.0％，则逆相变温度过低，不能再结晶，因此不能确保强度与伸长率的平衡。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(不含0％)
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上升，但其在旧奥氏体晶界偏析，使晶界脆化，使伸长凸缘性劣化，因此为0.1％以下。优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下。
S：0.02％以下(不含0％)
S也作为杂质元素不可避免地存在，形成MnS夹杂物，在扩孔时成为龟裂的起点而使伸长凸缘性降低，因此为0.02％以下。优选为0.015％以下，更优选为0.010％以下。
Al：0.01～1.0％
Al作为脱氧元素被添加，具有使夹杂物微细化的效果。另外，其使铁素体固溶强化，也有减轻与硬质第二相的强度差的效果。低于0.01％时，因为在钢中残存固溶N，所以发生应变时效，不能确保伸长率和伸长凸缘性，另一方面，超过1.0％时，钢中的夹杂物容易成为破坏的起点，不能确保伸长凸缘性。
N：0.01％以下(不含0％)
N也作为杂质元素不可避免地存在，N容易成为内部缺陷发生的原因，使伸长率和伸长凸缘性降低，因此优选低的一方，为0.01％以下。
本申请发明的钢基本上含有上述成分，余量实质上是铁和杂质，此外，在不损害本申请发明的作用的范围内，也能够添加以下的允许成分。
Cr：0.01～1.0％
Cr使铁素体固溶强化，能够减轻与硬质第二相的强度差，是能够改善伸长凸缘性的有用的元素。低于0.01％添加时，无法有效地发挥上述这样的作用，另一方面，超过1.0％添加时，会形成粗大的Cr7C3，伸长凸缘性劣化。
Mo：0.01～1.0％、
Cu：0.05～1.0％、
Ni：0.05～1.0％中的一种或两种以上
这些元素，在通过固溶强化改善强度而不会使成形性劣化方面是有用的元素。各元素均低于上述各下限值而添加时，无法有效地发挥上述这样的作用，另一方面，若各元素均超过1.0％而添加时，则成本变得过高。
Ca：0.0001～0.01％、
Mg：0.0001～0.01％、
Li：0.0001～0.01％、
REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上
这些元素，在使夹杂物微细化，减少破坏的起点，从而使伸长凸缘性提高上是有用的元素。各元素均低于0.0001％而添加时，无法有效地发挥上述为样的作用，另一方面，各元素均超过0.01％添加时，夹杂物反而粗大化，伸长凸缘性降低。
还有，REM是指稀土类元素，即，元素周期表的3A属元素。
接着，以下说明用于得到本申请的发明钢板的优选的制造方法。
〔发明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而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在Ar3点以上，进行适宜冷却后，在450～600℃的范围卷取。热轧结束后进行酸洗，之后进行冷轧，冷态轧制率(以下，也称为“冷轧率”。)可以为20～50％的范围。
然后，上述冷轧后，接着以下述第一退火条件或第二退火条件的任意一个条件进行退火，其后，再进行回火。
[第一退火条件]
作为第一退火条件，优选在室温～600℃的温度区域，以超过5.0℃/s但在10.0℃/s以下的第一加热速度升温，在600℃～退火温度的温度区域，以第一加热速度的1/2以下的第二加热速度升温，以Ac1以上但低于(Ac1+Ac3)/2的退火温度，保持3600s以下的退火保持时间后，从退火温度，以1℃/s以上但低于50℃/s的第一冷却速度(徐冷速度)徐冷至730℃以下、500℃以上的第一冷却结束温度(徐冷结束温度)后，以50℃/以上的第二冷却速度(急冷速度)急冷至Ms点以下的第二冷却结束温度(急冷结束温度)。
＜在室温～600℃的温度区域，以超过5.0℃/s但在10.0℃/s以下的第一加热速度升温＞
冷轧材的退火时，首先，在加热的阶段以规定的加热速度加热，这是为了使铁素体再结晶，使相当数量的微细的渗碳体残存。
为了有效地发挥上述作用，优选第一加热速度超过5.0℃/s(更优选为6.0℃/s以上)。但是，若第一加热速度过低，则渗碳体变得粗大，若第一加热速度过高，则铁素体晶内存在的微细的渗碳体不足，特性的偏差不能充分地抑制，因此优选为10.0℃/s以下(更优选为9.0℃/s以下)。
＜在600℃～退火温度的温度区域，以第一加热速度的1/2以下的第二加热速度升温＞
其次，在600℃～退火温度(二相温度区域)加热保持规定时间，使上述相当数量的微细的渗碳体的一部分熔化，这是为了使微细的渗碳体的数密度合适。
为了有效地发挥上述作用，优选使第二加热速度为第一加热速度的1/2以下(更优选为1/3以下)。
＜以Ac1以上、低于(Ac1+Ac3)/2的退火温度，保持3600s以下的退火保持时间＞
这是为了通过退火加热时使面积率20％以上的区域相变为奥氏体，从而在其后的冷却时使充分量的硬质第二相相变生成。
退火温度低于Ac1时，不相变为奥氏体，另一方面，若退火温度达到(Ac1+Ac3)/2以上，则渗碳体全部熔化，其结果是，回火马氏体等的硬度变高，延展性劣化。退火温度的更优选的上限为(2AC1+Ac3)/3，特别优选的上限为(3Ac1+Ac3)/4。
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。退火保持时间的更优选的下限为60s。
＜以1℃/s以上但低于50℃/s的第一冷却速度徐冷至730℃以下、500℃以上的第一冷却结束温度＞
这是为了通过以面积率计使20～50％的铁素体组织形成，在确保伸长凸缘性的状态下实现伸长率的改善。
低于500℃的温度或低于1℃/s的冷却速度时，铁素体被过剩地形成，不能确保强度和伸长凸缘性。
＜以50℃/s以上的第二冷却速度急冷至Ms点以下的第二冷却结束温度＞
这是为了抑制冷却中由奥氏体形成铁素体，以得到硬质第二相。
若以比Ms点高的温度结束急冷，或冷却速度低于50℃/s，则奥氏体在室温也会残留，不能确保伸长凸缘性。
[第二退火条件]
作为第二退火条件，优选在室温～600℃的温度区域，以0.5～5.0℃/s的第一加热速度升温，在600℃～退火温度的温度区域，以第一加热速度的1/2以下的第二加热速度升温，以(Ac1+Ac3)/2～Ac3的退火温度，保持3600s以下的退火保持时间后，从退火温度，以1℃/s以上但低于50℃/s的第一冷却速度(徐冷速度)徐冷至730℃以下、500℃以上的第一冷却结束温度(徐冷结束温度)后，以50℃/s以上的第二冷却速度(急冷速度)急冷至Ms点以下的第二冷却结束温度(急冷结束温度)。
＜在室温～600℃的温度区域，以0.5～5.0℃/s的第一加热速度升温＞
冷轧材的退火时，首先，比较慢地进行加热，这是为了在铁素体再结晶的过程中，使前组织中已经析出的渗碳体粒子粗大化，该渗碳体粒子被加入再结晶铁素体中，形成为在铁素体晶内存在大的渗碳体粒子的组织。另外，在此加热是，也能够充分降低铁素体中的位错密度。
为了有效地发挥上述作用，优选第一加热速度为5.0℃/s以下(更优选为4.8℃/s以下)。但是，若第一加热速度过低，则渗碳体变得过于粗大，使延展性劣化，因此优选为0.5℃/s以上(更优选为1.0℃/s以上)。
＜在600℃～退火温度的温度区域，以第一加热速度的1/2以下的第二加热速度升温＞
其次，以Ac1点～退火温度(二相温度区域)加热保持规定时间而使上述粗大化的渗碳体的一部分熔化，这是为了在其后的达到室温附近的急冷中使固溶C在铁素体中稠化。
为了有效地发挥上述作用，优选使第二加热速度为第一加热速度的1/2以下(更优选为1/3以下)。
＜以(Ac1+Ac3)/2～Ac3的退火温度，保持3600s以下的退火保持时间＞
这是为了通过在退火加热时使面积率20％以上的区域相变成奥氏体，从而在其后的冷却时使充分量的硬质第二相相变生成。
退火温度低于(Ac1+Ac3)/2时，渗碳体无法充分熔化，以粗大的状态残存，延展性劣化。另一方面，若退火温度超过Ac3，则渗碳体全部熔化，其结果是，回火马氏体等的硬度变高，延展性劣化。
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。退火保持时间的更优选的下限为60s。使加热时间长时间化，能够进一步除去铁素体中的应变。
＜以1℃/s以上但低于50℃/s的第一冷却速度，徐冷至730℃以下、500℃以上的第一冷却结束温度＞
这是为了通过以面积率计使20～50％的铁素体组织形成，在确保伸长凸缘性的状态下实现伸长率的改善。
低于500℃的温度或低于1℃/s的冷却速度时，铁素体过剩地形成，不能确保强度和伸长凸缘性。
＜以50℃/s以上的第二冷却速度，急冷至Ms点以下的第二冷却结束温度＞
这是为了在冷却中抑制由奥氏体形成铁素体，得到硬质第二相。
若以比Ms点高的温度结束急冷，或冷却速度低于50℃/s，则奥氏体即使在室温下也会残留，不能确保伸长凸缘性。
[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温度：300～500℃，在300℃～回火温度的温度范围内停留回火保持时间：60～1200s后，进行冷却即可。
这是为了使上述退火时残存在铁素体中的微细渗碳体粒子，或在铁素体中稠化的固溶C，即使经过回火，仍在铁素体中直接残存而使铁素体的硬度上升，另一方面，作为在上述退火时C向铁素体中的稠化的反作用，从C含量降低的硬质第二相，由于回火使C作为渗碳体进一步析出，或使微细的渗碳体粒子粗大化，使硬质第二相的硬度降低。
回火温度低于300℃，或回火时间低于60s时，硬质第二相的软质化不充分。另一方面，若回火温度超过500℃，则硬质第二相过度软质化而不能确保强度，或者渗碳体过于粗大化，伸长凸缘性劣化。另外，若回火时间超过1200s，则生产率降低，因此不为优选。
回火温度的更优选的范围是320～480℃，回火保持时间的更优选的范围是120～600s。
实施例
[第一实施例：关于所述(a)的组织条件和第一退火条件的实施例]
熔炼如下述表1所示的各种成分的钢，制成厚度120mm的钢锭。经热轧使其达到厚25mm后，再度以精轧结束温度800～1000℃、卷取温度450～600℃的条件进行热轧，成为厚度3.2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚度1.6mm而作为供试材，以表2～4所示的条件(参照图1的热处理图样)实施热处理。
还有，表1中的Ac1和Ac3运用下述式1和式2求得(参照幸田成康监译，“莱斯利铁钢材料学”，丸善株式会社，1985年，p.273)。
式1：Ac1(℃)＝723+29.1[Si]－10.7[Mn]+16.9[Cr]－16.9[Ni]
式2：Ac3(℃)＝910－203√[C]+44.7[Si]+31.5[Mo]－15.2[Ni]
其中，[]表示各元素的含量(质量％)。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
对于热处理后的各钢板，根据上述[用于实施发明的方式]的项目中说明的测量方法，测量各相的面积率和渗碳体粒子的尺寸及其存在密度。
另外，对于上述热处理后的各钢板，通过测量抗拉强度TS、伸长率EL和伸长凸缘性λ，评价各钢板的特性，并且根据热处理条件的变化带来的特性的偏差的程度，评价各钢板的特性的稳定性。
具体来说，全部满足热处理后的钢板的特性，TS≥980MPa，EL≥13％，λ≥40％的为合格(〇)，在此之外的为不合格(×)。
另外，热处理后的钢板的特性的稳定性，对于同一钢种的供试材，在实际设备的热处理条件的最大变动范围内使热处理条件变化而进行热处理，全部满足TS的变化幅度ΔTS≤200MPa、EL的变化幅度ΔEL≤2％、λ的变化幅度Δλ≤20％的为合格(〇)，其以外的为不合格(×)。
还有，抗拉强度TS和伸长率EL，在与轧制方向成直角的方向上取长轴，制成JIS Z2201所述的5号试验片，遵循JIS Z2241进行测量。另外，伸长凸缘性λ，遵照铁联规格JFST1001，实施扩孔试验而进行扩孔率的测量，以其作为伸长凸缘性。
测量结果显示在表5～7中。
由这些表可知，钢No.1、2、5、6、8～17、19～24、26～31、67～71，是完全满足本申请发明的要件的发明钢。任意一个发明钢，都能够得到不仅机械特性的绝对值优异，而且机械特性的偏差得到抑制的均质的冷轧钢板。
另外，钢No.32～34、36～49、51、53、54、56～60、63、65、66，也全部满足本申请发明的要件。这些钢板已经确认到机械特性的绝对值优异，但关于机械特性的偏差的评价未实施。但是，可类推机械特性的偏差也与上述发明钢相同，达到合格水平。
相对于此，不满足本申请发明的要件的某一项的比较钢，分别具有以下这样的问题。
钢No.3、4，因为Mn过多，所以渗碳体容易粗大化，即使以推荐条件进行热处理，渗碳体仍以粗大的状态残存，微细的渗碳体的数密度(存在密度)降低，其结果是EL、λ达不到合格标准。
另一方面，钢No.18因为Mn过少，所以即使以推荐条件进行热处理，TS仍达不到合格标准。
另外，钢No.7因为Si过多，所以由于Si的固溶强化使延展性劣化，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另外，钢No.25因为C过多，所以铁素体分率不足，并且渗碳体容易粗大化，即使以推荐条件进行热处理，渗碳体仍以粗大的状态残存，微细的渗碳体的数密度降低，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另一方面，钢No.35因为C过少，所以铁素体分率变得过剩，即使以推荐条件进行热处理，TS仍达不到合格标准。
另外，钢No.50，因为退火时的第二加热速度/第一加热速度的比大，不是徐冷，回火温度高，所以渗碳体未充分熔化，铁素体晶内的微细的渗碳体的数密度变得过高。因为回火温度高，所以EL、λ虽然达到合格标准，但TS达不到合格标准。
另外，钢No.52，因为退火时的第二加热速度/第一加热速度的比大，所以渗碳体未熔化，铁素体晶内的微细的渗碳体的数密度过高，其结果是，λ达不到合格标准。
另外，钢No.55因为退火温度高，所以渗碳体全部熔化，铁素体晶内的微细的渗碳体的数密度过低，硬质第二相的硬度变高，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另外，钢No.61因为徐冷结束温度高，所以铁素体分率不足，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另外，钢No.62因为回火温度低，所以回火马氏体等的硬度变高，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另一方面，钢No.64因为回火温度高，所以回火马氏体等的硬度过低，其结果是，TS达不到合格标准。
钢No.67～71、72～76，是以使铁素体分率不同的方式而使徐冷结束温度依次变化的实施例。铁素体晶内的微细的渗碳体的数密度适当的钢No.67～71，满足特性，并且其偏差也满足合格标准。
另一方面，上述渗碳体的数密度脱离规定范围的钢No.72～76，虽然特性满足，但其偏差达不到合格标准。
[表5]
[表6]
[表7]
[第二实施例：关于所述(b)的组织条件和第二退火条件的实施例]
如下述表8所示熔炼各种成分的钢，制成厚度120mm的钢锭。对其进行热轧而达到厚度25mm后，再度以精轧结束温度900～1000℃、卷取温度450～600℃的条件进行热轧而成为厚度3.2mm。对其进行酸洗后，冷轧至厚1.6mm而作为供试材，以表9～11所示的条件(参照图1的热处理图样)实施热处理。
还有，表8中的Ac1和Ac3使用下述式1和式2求得(参照幸田成康监译，“莱斯利铁钢材料学”，丸善株式会社，1985年，p.273)。
式1：Ac1(℃)＝723+29.1[Si]－10.7[Mn]+16.9[Cr]－16.9[Ni]
式2：Ac3(℃)＝910－203√[C]+44.7[Si]+31.5[Mo]－15.2[Ni]
其中，[]表示各元素的含量(质量％)。
[表8]
[表9]
[表10]
[表11]
对于热处理后的各钢板，根据上述[用于实施发明的方式]的项目中说明的测量方法，测量各相的面积率和渗碳体粒子的尺寸及其存在密度。
另外，对于上述热处理后的各钢板，通过测量抗拉强度TS、伸长率EL和伸长凸缘性λ，评价各钢板的特性，并且根据热处理条件的变化带来的特性的偏差的程度，评价各钢板的特性的稳定性。
具体来说，全部满足热处理后的钢板的特性，TS≥980MPa，EL≥13％，λ≥40％的为合格(〇)，在此之外的为不合格(×)。
另外，热处理后的钢板的特性的稳定性，对于同一钢种的供试材，在实际设备的热处理条件的最大变动范围内使热处理条件变化而进行热处理，全部满足TS的变化幅度ΔTS≤200MPa、EL的变化幅度ΔEL≤2％、λ的变化幅度Δλ≤20％的为合格(〇)，其以外的为不合格(×)。
还有，抗拉强度TS和伸长率EL，在与轧制方向成直角的方向上取长轴，制成JIS Z2201所述的5号试验片，遵循JIS Z2241进行测量。另外，伸长凸缘性λ，遵照铁联规格JFST1001，实施扩孔试验而进行扩孔率的测量，以其作为伸长凸缘性。
测量结果显示在表12～14中。
根据这些表可知，钢No.1～12、36～40、48～51、53～64是全部满足本申请发明的要件的发明钢。任意一个发明钢，都能够得到不仅机械特性的绝对值优异，而且机械特性的偏差得到抑制的均质的冷轧钢板。
另外，钢No.14～16、18、22、23、25～29、32、34、35、66～69、71～76、78～80，也全部满足本申请发明的要件。这些钢板已经确认到机械特性的绝对值优异，但关于机械特性的偏差的评价未实施。但是，可类推机械特性的偏差也与上述发明钢相同，达到合格水平。
相对于此，不满足本申请发明的要件的某一项的比较钢，分别具有以下这样的问题。
钢No.13因为退火时的第一加热速度慢，所以渗碳体粗大化，铁素体晶内残存的粗大的渗碳体的数密度(存在密度)过高，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另外，钢No.17因为退火时的第二加热速度/第一加热速度的比大，不是徐冷，回火温度高，所以渗碳体未充分地熔化，以粗大的状态残存，铁素体晶内的粗大的渗碳体的数密度过高。因为回火温度高，所以EL、λ虽然达到合格标准，但TS达不到合格标准。
另外，钢No.19、20，因为退火时的第二加热速度/第一加热速度的比大，所以渗碳体未熔化，以粗大的状态残存，铁素体晶内的粗大的渗碳体的数密度过高，其结果是，λ达不到合格标准。
另外，钢No.21因为退火温度低，所以渗碳体未熔化，以粗大的状态残存，铁素体晶内的粗大的渗碳体的数密度过高，其结果是，λ达不到合格标准。
另一方面，钢No.24因为退火温度高，所以渗碳体全部熔化，铁素体晶内的粗大的渗碳体的数密度过低，硬质第二相的硬度变高，其结果是，EL达不到合格标准。
另外，钢No.30因为徐冷结束温度高，所以铁素体分率不足，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另外，钢No.31因为回火温度低，所以回火马氏体等的硬度变高，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另一方面，钢No.33因为回火温度高，所以回火马氏体等的硬度过低，其结果是，TS达不到合格标准。
钢No.36～40、41～45，是以使铁素体分率不同的方式而使徐冷结束温度依次变化的实施例。铁素体晶内的微细的渗碳体的数密度适当的钢No.36～40，满足特性，并且其偏差也满足合格标准。
另一方面，上述渗碳体的数密度脱离规定范围的钢No.41～45，虽然特性满足，但其偏差达不到合格标准。
钢No.46、47因为Mn过多，所以渗碳体容易粗大化，即使以推荐条件进行热处理，渗碳体仍以粗大的状态残存，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另一方面，钢No.52因为Mn过少，所以，即使以推荐条件进行热处理，TS仍达不到合格标准。
另外，钢No.65因为C过多，所以铁素体分率不足，并且渗碳体容易粗大化，即使以推荐条件进行热处理，渗碳体仍以粗大的状态残存，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
另一方面，钢No.77因为C过少，所以铁素体分率变得过剩，即使以推荐条件进行热处理，TS仍达不到合格标准。
另外，钢No.70因为Si过多，所以基于Si的固溶强化使延展性劣化，其结果是，EL、λ达不到合格标准。
附带一句，发明钢(钢No.38)和比较钢(钢No.43)的、铁素体晶内的渗碳体粒子的分布状态例示在图2中。同图是SEM观察的结果，不带花纹的发黑的区域是铁素体晶粒，存在于该铁素体晶内的白色的部分(由虚线的圆包围的部分)是渗碳体粒子。由同图可知，发明钢与比较钢相比，可确认到在铁素体晶内更多地内部存在有比较大的渗碳体粒子。
[表12]
[表13]
[表14]
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围而能够加以各种变更和修改，这对从业者来说很清楚。
本申请基于2011年12月15日申请的日本专利申请(专利申请2011－274268)和2011年12月15日申请的日本专利申请(专利申请2011－274269)，其内容在此参照并援引。
产业上的可利用性
本发明的高强度钢板，加工性优异，适合于汽车零件等。

Claims (5)

1.一种强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计(以下，关于化学成分均同)，分别含有
C：0.05～0.30％、
Si：3.0％以下(不含0％)、
Mn：0.1～5.0％、
P：0.1％以下(不含0％)、
S：0.02％以下(不含0％)、
Al：0.01～1.0％、
N：0.01％以下(不含0％)，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
并且，具有如下组织：
含有以面积率计为20～50％的作为软质第一相的铁素体，
余量由作为硬质第二相的回火马氏体和/或回火贝氏体构成，
并且，满足下述(a)或(b)，
(a)存在于所述铁素体的晶内的、当量圆直径为0.05μm以上但低于0.3μm的渗碳体粒子的分散状态为，在所述铁素体每1μm2中超过0.15个但在0.50个以下；
(b)存在于所述铁素体的晶内的、当量圆直径为0.3μm以上的渗碳体粒子的分散状态为，在所述铁素体每1μm2中为0.05～0.15个
2.根据权利要求1所述的强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板，其中，成分组成还含有Cr：0.01～1.0％。
3.根据权利要求1或2所述的强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板，其中，成分组成还含有Mo：0.01～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板，其中，成分组成还含有Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％、Li：0.0001～0.01％、REM：0.0001～0.01％中的一种或两种以上。
5.一种强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～4中任一项所示的成分组成的钢材，以下述(1)、(2)所示的各条件进行热轧后，再进行冷轧，其后，以下述(3)或(3′)的任意一个条件进行退火，再以下述(4)的条件进行回火，
(1)热轧条件
精轧结束温度：Ar3点以上
卷取温度：450～600℃
(2)冷轧条件
冷轧率：20～50％
(3)退火条件
在室温～600℃的温度区域以超过5.0℃/s但在10.0℃/s以下的第一加热速度升温，在600℃～退火温度的温度区域以第一加热速度的1/2以下的第二加热速度升温，在Ac1以上但低于(Ac1+Ac3)/2的退火温度保持3600s以下的退火保持时间后，从退火温度，以1℃/s以上但低于50℃/s的第一冷却速度徐冷至730℃以下且500℃以上的第一冷却结束温度后，以50℃/s以上的第二冷却速度急冷至Ms点以下的第二冷却结束温度，
(3′)退火条件
在室温～600℃的温度区域以0.5～5.0℃/s的第一加热速度升温，在600℃～退火温度的温度区域以第一加热速度的1/2以下的第二加热速度升温，在(Ac1+Ac3)/2～Ac3的退火温度保持3600s以下的退火保持时间后，从退火温度，以1℃/s以上但低于50℃/s的第一冷却速度徐冷至730℃以下且500℃以上的第一冷却结束温度后，再以50℃/s以上的第二冷却速度急冷至Ms点以下的第二冷却结束温度，
(4)回火条件
回火温度：300～500℃
回火保持时间：在300℃～回火温度的温度范围内为60～1200s。
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