CN104040010B - 冷轧钢板及冷轧钢板的制造方法 - Google Patents

冷轧钢板及冷轧钢板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种冷轧钢板，在将C含量、Si含量及Mn含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，(5×[Si]+[Mn])/[C]>11的关系成立，热锻压前的金属组织含有以面积率计为40％以上且90％以下的铁素体和10％以上且60％以下的马氏体，且铁素体的面积率与马氏体的面积率的和满足60％以上，通过纳米压痕仪测定的马氏体的硬度在热锻压前满足H2/H1<1.10及σHM<20，抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积即TS×λ满足50000MPa·％以上。

Description

冷轧钢板及冷轧钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及热锻压前及/或热锻压后的成形性优异的冷轧钢板、及它们的制造方法。
本申请基于2012年1月13日在日本提出申请的特愿2012-004549号和2012年1月13日在日本提出申请的特愿2012-004864号并主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
现在，对于汽车用钢板要求提高冲撞安全性与轻量化。在这样的情况下，作为可获得高强度的方法最近受到注目的是热锻压(也称为热压、热锻压、模压淬火、加压淬火等)。所谓热锻压，是指将钢板在高温、例如700℃以上的温度下加热后通过热成形，由此提高钢板的成形性，并通过成形后的冷却进行淬火，得到所期望的材质的成形方法。如此，对使用于汽车车体构造的钢板要求高的压力加工性和强度。作为兼具压力加工性与高强度的钢板，已知由铁素体-马氏体组织所构成的钢板、由铁素体-贝氏体组织所构成的钢板、或在组织中含有残留奥氏体的钢板等。其中，铁素体基质中分散有马氏体的复合组织钢板是低屈服强度、抗拉强度高，而且拉伸特性优异。但是，该复合组织因应力集中于铁素体与马氏体的界面，且容易从该界面产生裂纹，因此有扩孔性差的缺点。
作为这样的复合组织钢板，有例如专利文献1～3所公开的钢板。另外，专利文献4～6中有关于钢板的硬度与成形性的关系的记载。
然而，即使通过这些现有技术，仍难以应对如今汽车的更轻量化、部件形状的复杂化的要求。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-128688号公报
专利文献2：日本特开2000-319756号公报
专利文献3：日本特开2005-120436号公报
专利文献4：日本特开2005-256141号公报
专利文献5：日本特开2001-355044号公报
专利文献6：日本特开平11-189842号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的是：提供可确保热锻压前后的强度并可获得良好的扩孔性的冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板、电镀锌冷轧钢板或镀铝冷轧钢板及它们的制造方法。
用于解决问题的手段
本发明人等对可确保热锻压前(在热锻压工序中用于进行淬火的加热的更前)及/或热锻压后(热锻压工序中的淬火后)的强度并且成形性(扩孔性)优异的冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板、电镀锌冷轧钢板或镀铝冷轧钢板进行了深入研究。结果发现，关于钢成分，通过适当地设置Si、Mn及C的含量的关系，将钢板的铁素体及马氏体的分率设为规定分率，且将钢板的板厚表层部及板厚中心部的马氏体的硬度比(硬度的差)与板厚中心部的马氏体的硬度分布分别设定在特定范围内，能够在工业上制造可确保钢板具有目前以上的成形性、即抗拉强度TS与扩孔率λ的积即TS×λ≥50000MPa·％的特性的冷轧钢板。进而发现，如果将其用于热锻压，在热锻压后也可得到成形性优异的钢板。另外还判明，抑制冷轧钢板的板厚中心部的MnS偏析对于提高热锻压前及/或热锻压后的钢板的成形性(扩孔性)也是有效的。另外还发现，为了控制马氏体的硬度，将冷轧中从最上游的轧台起至从最上游数第3段的轧台为止的冷轧率相对于总冷轧率(累积轧制率)的比例设定在特定范围内是有效的。而且，本发明人等还得知以下所示发明的各形态。另外，得知即使对该冷轧钢板进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌及镀铝，也不会损害其效果。
(1)即，本发明的一形态的冷轧钢板，以质量％计，含有：C：0.030％以上、0.150％以下、Si：0.010％以上、1.000％以下、Mn：1.50％以上、2.70％以下、P：0.001％以上、0.060％以下、S：0.001％以上、0.010％以下、N：0.0005％以上、0.0100％以下、Al：0.010％以上、0.050％以下，有时选择性地含有：B：0.0005％以上、0.0020％以下、Mo：0.01％以上、0.50％以下、Cr：0.01％以上、0.50％以下、V：0.001％以上、0.100％以下、Ti：0.001％以上、0.100％以下、Nb：0.001％以上、0.050％以下、Ni：0.01％以上、1.00％以下、Cu：0.01％以上、1.00％以下、Ca：0.0005％以上、0.0050％以下、REM：0.0005％以上、0.0050％以下中的l种以上，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；在将所述C含量、所述Si含量及所述Mn含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，下述式(A)的关系成立，热锻压前的金属组织含有以面积率计为40％以上且90％以下的铁素体和10％以上且60％以下的马氏体，且所述铁素体的面积率与所述马氏体的面积率的和满足60％以上，而且所述金属组织有时含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、及以面积率计小于40％的残留贝氏体中的l种以上，通过纳米压痕仪测定的所述马氏体的硬度在所述热锻压前满足下述式(B)及式(C)，抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积即TS×λ满足50000MPa·％以上。
(5×[Si]+[Mn])/[C]>11(A)
H2/H1<1.10(B)
σHM<20(C)
其中，H1是所述热锻压前的板厚表层部的所述马氏体的平均硬度，H2是所述热锻压前的板厚中心部即板厚中心的板厚方向上200μm范围的所述马氏体的平均硬度，σHM是所述热锻压前的所述板厚中心部的所述马氏体的所述硬度的分散值。
(2)上述(1)记载的冷轧钢板，所述冷轧钢板中存在的当量圆直径可以为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且下述式(D)可以成立。
n2/n1<1.5(D)
其中，n1是所述热锻压前的板厚l/4部分中所述当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的所述MnS每10000μm2的平均个数密度，n2是所述热锻压前的所述板厚中心部中所述当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的所述MnS每10000μm2的平均个数密度。
(3)本发明的一形态的镀锌冷轧钢板，可以在上述(1)或(2)所述的冷轧钢板的表面实施有镀锌。
(4)本发明的一形态的冷轧钢板的制造方法，其具有下述工序：铸造工序，其将具有(1)记载的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材；加热工序，其加热所述钢材；热轧工序，其使用具有多个轧台的热轧设备对所述钢材实施热轧；卷取工序，其在所述热轧工序后卷取所述钢材；酸洗工序，其在所述卷取工序后对所述钢材进行酸洗；冷轧工序，其在所述酸洗工序后通过具有多个轧台的冷轧机在下述式(E)成立的条件下对所述钢材实施冷轧；退火工序，其在所述冷轧工序后在700℃以上且850℃以下对所述钢材进行退火并冷却；以及调质轧制工序，其在所述退火工序后对所述钢材进行调质轧制。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0(E)
其中，ri(i＝l，2，3)是在所述冷轧工序中的所述多个轧台中从最上游数第i(i＝l，2，3)段的轧台中以单位％表示的单独的目标冷轧率，r是所述冷轧工序中以单位％表示的总冷轧率。
(5)上述(4)记载的冷轧钢板的制造方法，其在所述退火工序与所述调质轧制工序之间，可以具有对所述钢材实施镀锌的镀锌工序。
(6)上述(4)记载的冷轧钢板的制造方法，在将所述卷取工序的卷取温度以单位℃计表示为CT；将所述钢材的所述C含量、所述Mn含量、所述Si含量及所述Mo含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时；下述式(F)可以成立。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo](F)
(7)上述(6)记载的冷轧钢板的制造方法，在将所述加热工序的加热温度以单位℃计设为T，且将在炉时间以单位分钟计设为t；将所述钢材的所述Mn含量及所述S含量以单位质量％计分别设为[Mn]、[S]时，下述式(G)可以成立。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500(G)
(8)本发明的一形态的热锻压用冷轧钢板，以质量％计，含有：C：0.030％以
上、0.150％以下、Si：0.010％以上、1.000％以下、Mn：1.50％以上、2.70％以下、P：0.001％以上、0.060％以下、S：0.001％以上、0.010％以下、N：0.0005％以上、0.0100％以下、Al：0.010％以上、0.050％以下，有时选择性地含有：B：0.0005％以上、0.0020％以下、Mo：0.01％以上、0.50％以下、Cr：0.01％以上、0.50％以下、V：0.001％以上、0.100％以下、Ti：0.001％以上、0.100％以下、Nb：0.001％以上、0.050％以下、Ni：0.01％以上、1.00％以下、Cu：0.01％以上、1.00％以下、Ca：0.0005％以上、0.0050％以下、REM：0.0005％以上、0.0050％以下中的l种以上，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；在将所述C含量、所述Si含量及所述Mn含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，下述式(H)的关系成立，热锻压后的金属组织含有以面积率计为40％以上且90％以下的铁素体和10％以上且60％以下的马氏体，且所述铁素体的面积率与所述马氏体的面积率的和满足60％以上，而且所述金属组织有时含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、及以面积率计小于40％的残留贝氏体中的l种以上，通过纳米压痕仪测定的所述马氏体的硬度在所述热锻压后满足下述式(I)及式(J)，抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积即TS×λ满足50000MPa·％以上。
(5×[Si]+[Mn])/[C]>11(H)
H21/H11<1.10(I)
σHM1<20(J)
其中，H11是所述热锻压后的板厚表层部的所述马氏体的平均硬度，H21是所述热锻压后的板厚中心部即板厚中心的板厚方向上200μm范围的所述马氏体的平均硬度，σHM1是所述热锻压后的所述板厚中心部的所述马氏体的所述硬度的分散值。
(9)上述(8)记载的热锻压用冷轧钢板，所述冷轧钢板中存在的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率可以为0.01％以下，且下述式(K)可以成立。
n21/n11<1.5(K)
其中，n11是所述热锻压后的板厚l/4部分中所述当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的所述MnS每10000μm2的平均个数密度，n21是所述热锻压后的所述板厚中心部中所述当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的所述MnS每10000μm2的平均个数密度。
(10)上述(8)或(9)记载的所述热锻压用冷轧钢板，可以在表面实施有热浸镀锌。
(11)上述(10)记载的所述热锻压用冷轧钢板，可以在表面实施有合金化热浸镀锌。
(12)上述(8)或(9)记载的所述热锻压用冷轧钢板，可以在表面实施有电镀锌。
(13)上述(8)或(9)记载的所述热锻压用冷轧钢板，可以在表面实施有镀铝。
(14)本发明的一形态的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其具有下述工序：铸造工序，其将具有上述(8)记载的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材；加热工序，其加热所述钢材；热轧工序，其使用具有多个轧台的热轧设备对所述钢材实施热轧；卷取工序，其在所述热轧工序后卷取所述钢材；酸洗工序，其在所述卷取工序后对所述钢材进行酸洗；冷轧工序，其在所述酸洗工序后通过具有多个轧台的冷轧机在下述式(L)成立的条件下对所述钢材实施冷轧；退火工序，其在所述冷轧工序后在700℃以上且850℃以下对所述钢材进行退火并冷却；以及调质轧制工序，其在所述退火工序后对所述钢材进行调质轧制。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1(L)
其中，ri(i＝l，2，3)是在所述冷轧工序中的所述多个轧台中从最上游数第i(i＝l，2，3)段的轧台中以单位％表示的单独的目标冷轧率，r是所述冷轧工序中以单位％表示的总冷轧率。
(15)上述(14)记载的热锻压用冷轧钢板的制造方法，在将所述卷取工序的卷取温度以单位℃计表示为CT；将所述钢材的所述C含量、所述Mn含量、所述Si含量及所述Mo含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时；下述式(M)可以成立，
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo](M)。
(16)上述(15)记载的热锻压用冷轧钢板的制造方法，在将所述加热工序的加热温度以单位℃计设为T，且将在炉时间以单位分钟计设为t；将所述钢材的所述Mn含量及所述S含量以单位质量％计分别设为[Mn]、[S]时；下述式(N)可以成立。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500(N)
(17)上述(14)～(16)中任一项记载的制造方法中，在所述退火工序与所述调质轧制工序之间可以具有实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
(18)上述(17)记载的制造方法中，在所述热浸镀锌工序与所述调质轧制工序之间可以具有实施合金化处理的合金化处理工序。
(19)上述(14)～(16)中任一项记载的制造方法中，在所述调质轧制工序之后可以具有实施电镀锌的电镀锌工序。
(20)上述(14)～(16)中任一项记载的制造方法中，在所述退火工序与所述调质轧制工序之间可以具有实施镀铝的工序。
此外，使用(1)～(20)的钢板制造的热锻压成形体的成形性优异。
发明效果
根据本发明，适当设定C含量、Mn含量、及Si含量的关系，并且适当设定通过纳米压痕仪测定的马氏体的硬度，因此能够在热锻压前及/或热锻压后获得更良好的扩孔性。
附图说明
图1是表示热锻压前、及热锻压后的(5×[Si]+[Mn])/[C]与TS×λ的关系的图。
图2A是表示式(B)的根据的图，是表示热锻压前的H2/H1与σHM的关系、及热锻压后的H21/H11与σHM1的关系的图。
图2B是表示式(C)的根据的图，是表示热锻压前的σHM与TS×λ的关系、及热锻压后的σHM1与TS×λ的关系的图。
图3表示热锻压前的n2/n1与TS×λ的关系、及热锻压后的n21/n11与TS×λ的关系，是表示式(D)的根据的图。
图4表示热锻压前的1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r与H2/H1的关系、及热锻压后的1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r与H21/H11的关系，是表示式(E)的根据的图。
图5A是表示式(F)与马氏体分率的关系的图。
图5B是表示式(F)与珠光体分率的关系的图。
图6表示T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])与TS×λ的关系，是表示式(G)的根据的图。
图7是实施例中使用的热锻压成形体的立体图。
图8A是表示本发明的一实施方式的冷轧钢板的制造方法的流程图。
图8B是表示本发明的另一实施方式的热锻压后的冷轧钢板的制造方法的流程图。
具体实施方式
如前所述，为了提高成形性(扩孔性)，适当地设定Si、Mn、及C的含量的关系与钢板的规定部位的马氏体的硬度是重要的。迄今为止，对于热锻压前的钢板及热锻压后的钢板的任一者，均未进行着眼于成形性与马氏体的硬度的关系的研究。
此处，说明本发明的一实施方式的热锻压前的冷轧钢板(有时也称为本实施方式的热锻压前的冷轧钢板)、本发明的另一实施方式的热锻压后的冷轧钢板(有时也称为本实施方式的热锻压后的冷轧钢板)及它们的制造中所使用的钢的化学成分的限定理由。以下，作为各成分的含量单位的“％”是指“质量％”。
C：0.030％以上、0.150％以下
C对于强化马氏体相、提高钢的强度是重要的元素。C的含量小于0.030％时，不能充分地提高钢的强度。另一方面，C的含量超过0.150％时，钢的延展性(伸长率)大幅地下降。因此，将C的含量的范围设为0.030％以上、0.150％以下。此外，在扩孔性的要求高时，C的含量优选设为0.100％以下。
Si：0.010％以上、1.000％以下
Si对于抑制有害的碳化物的生成，得到以铁素体组织作为主体、剩余部分是马氏体的复合组织是重要的元素。但是，Si含量超过1.000％时，除了钢的伸长率或扩孔性下降以外，化学转化处理性也下降。因此，将Si的含量设为1.000％以下。另外，Si是用以脱氧而添加，但Si的含量小于0.010％时脱氧效果并不充分。因此，将Si的含量设为0.010％以上。
Al：0.010％以上、0.050％以下
Al是作为脱氧剂的重要元素。为了获得脱氧的效果，将Al的含量设为0.010％以上。另一方面，即使过度地添加Al，因上述效果已饱和，反而使钢脆化。因此，将Al的含量设为0.010％以上、0.050％以下。
Mn：1.50％以上、2.70％以下
Mn对于提高钢的淬透性而强化钢是重要的元素。然而，Mn的含量小于1.50％时，不能充分地提高钢的强度。另一方面，Mn的含量超过2.70％时，淬透性高到所需以上，因此导致钢的强度提高，由此钢的伸长率或扩孔性下降。因此，将Mn的含量设为1.50％以上、2.70％以下。伸长率的要求高时，Mn的含量优选设为2.00％以下。
P：0.001％以上、0.060％以下
P的含量多时，向晶界偏析，使钢的局部延展性与焊接性劣化。因此，将P的含量设为0.060％以下。另一方面，徒然地减少P会造成精炼时的成本增加，因此P的含量优选设为0.001％以上。
S：0.001％以上、0.010％以下
S是形成MnS、使钢的局部延展性及焊接性显著地劣化的元素。因此，将S的含量的上限设为0.010％。另外，从精炼成本的问题出发，优选将S含量的下限设为0.001％。
N：0.0005％以上、0.0100％以下
N对于析出A1N等而使晶粒微细化是重要的元素。但是，N的含量超过0.0100％时，残留固溶N(固溶氮)，钢的延展性下降。因此，将N的含量设为0.0100％以下。此外，从精炼时的成本的问题出发，优选将N含量的下限设为0.0005％。
本实施方式的冷轧钢板是以包含以上元素和剩余部分的铁及不可避免的杂质的组成作为基本，进而，为了提高强度、控制硫化物或氧化物的形状等，作为以往一直使用的元素，也可以后述的上限以下的含量含有Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM(RareEarthMetal：稀土类元素)、Cu、Ni、B中的任l种或2种以上。这些化学元素不需要必须添加到钢板中，因此其含量的下限是0。
Nb、Ti及V是使微细的碳氮化物析出而强化钢的元素。另外，Mo及Cr是提高淬透性而强化钢的元素。为得到上述效果，优选钢含有Nb：0.001％以上、Ti：0.001％以上、V：0.001％以上、Mo：0.01％以上、Cr：0.01％以上。但是，即使含有Nb：大于0.050％、Ti：大于0.100％、V：大于0.100％、Mo：大于0.50％、Cr：大于0.50％，不仅强度提高的效果饱和，也有可能带来伸长率或扩孔性的下降。
钢进一步含有0.0005％以上、0.0050％以下的Ca。Ca可控制硫化物或氧化物的形状，提高局部延展性或扩孔性。为了通过Ca得到该效果，优选添加0.0005％以上的Ca。但是，过度的添加有可能使加工性劣化，因此将Ca含量的上限设为0.0050％。基于相同的理由，对于REM(稀土类元素)，也优选将含量的下限设为0.0005％、上限设为0.0050％。
钢也可以进一步含有Cu：0.01％以上、1.00％以下、Ni：0.01％以上、1.00％以下、B：0.0005％以上、0.0020％以下。这些元素也可提高淬透性，提高钢的强度。然而，为取得该效果，优选含有Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、B：0.0005％以上。为这些以下的含量时，强化钢的效果小。另一方面，即使添加Cu：大于1.00％、Ni：大于1.00％、B：大于0.0020％，强度提高的效果已饱和，有可能延展性下降。
在钢含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM时，含有l种以上。钢的剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，只要是不损害特性的范围内，则可以进一步含有上述以外的元素(例如Sn、As等)。此外，含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM小于前述下限时，将这些元素作为不可避免的杂质处理。
另外，如图l所示，本实施方式的冷轧钢板中，在将C含量(质量％)、Si含量(质量％)及Mn含量(质量％)分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，下述式(A)((H)也同样)的关系成立是重要的。
(5×[Si]+[Mn])/[C]>11(A)
如果上述式(A)的关系成立，则热锻压前及/或热锻压后能够满足TS×λ≥50000MPa·％的条件。(5×[Si]+[Mn])/[C]的值为11以下时，不能得到充分的扩孔性。这是因为，C量高时硬质相的硬度变得过高，与软质相的硬度差(硬度的比)变大，λ值差，及Si量或Mn量少时TS变低。
一般而言，DP钢(双相钢)中支配成形性(扩孔性)的与其说是铁素体不如说是马氏体。本发明人等着眼于马氏体的硬度进行了深入研究，结果判明：如图2A及图2B所示，如果板厚表层部与板厚中心部之间的马氏体的硬度差(硬度的比)、及板厚中心部的马氏体的硬度分布在热锻压前的阶段为规定的状态，则即使在热轧印的淬火后仍可大致维持该状态，伸长率或扩孔性等成形性变得良好。这是因为，热锻压前产生的马氏体的硬度分布在热锻压后仍大幅地产生影响，在板厚中心部浓化的合金元素在热锻压后仍保持在板厚中心部浓化的状态。即，对于热锻压前的钢板，板厚表层部的马氏体与板厚中心部的马氏体的硬度比大时、或马氏体的硬度的分散值大时，在热锻压后也显示相同的倾向。如图2A和图2B所示，热锻压前的本实施方式的冷轧钢板的板厚表层部及板厚中心部的硬度比、与对本实施方式的冷轧钢板进行热锻压后的钢板的板厚表层部及板厚中心部的硬度比大致相同。另外，同样地，热锻压前的本实施方式的冷轧钢板的板厚中心部的马氏体硬度的分散值、与对本实施方式的冷轧钢板进行热锻压后的钢板的板厚中心部的马氏体硬度的分散值大致相同。因此，对本实施方式的冷轧钢板进行热锻压后的钢板的成形性与热锻压前的本实施方式的冷轧钢板的成形性同样地优异。
而且，本发明中，关于用HYSITRON公司的纳米压痕仪以1000倍的倍率测定的马氏体的硬度，得知在热锻压前及/或热锻压后下述式(B)及式(C)((I)、(J)也同样)成立时，对钢板的成形性有利。此处，“H1”是热锻压前的距钢板板厚方向最表层的板厚方向200μm的范围内的板厚表层部中存在的马氏体的平均硬度，“H2”是热锻压前的板厚中心部中距板厚中心部在板厚方向上±100μm的范围内存在的马氏体的平均硬度，“σHM”是热锻压前的距板厚中心部在板厚方向上±100μm的范围内存在的马氏体的硬度的分散值。另外，“H11”是热锻压后板厚表层部的马氏体的硬度，“H21”是热锻压后的板厚中心部即板厚中心的板厚方向上200μm的范围的马氏体的硬度，“σHM1”是热锻压后板厚中心部的马氏体的硬度的分散值。H1、H11、H2、H21、σHM及σHM1分别测量300点来求得。此外，距板厚中心部在板厚方向上±100μm的范围，是指以板厚中心作为中心的板厚方向的尺寸是200μm的范围。
H2/H1<1.10(B)
σHM<20(C)
H21/H11<1.10(I)
σHM1<20(J)
另外，此处，分散值是通过下式(O)求得，是表示马氏体的硬度分布的值。
&sigma;HM = 1 n &Sigma; i = 1 n ( x ave - x i ) 2 &CenterDot; &CenterDot; &CenterDot; ( O )
Xave表示硬度的平均值，Xi表示第i号的硬度。
H2/H1的值为1.10以上，是指板厚中心部的马氏体的硬度为板厚表层部的马氏体的硬度的1.1倍以上，此时，如图2A所示，σHM为20以上。H2/H1的值为1.10以上时，板厚中心部的硬度变得过高，如图2B所示，TS×λ＜50000MPa·％，在淬火前(即热锻压前)、淬火后(即热锻压后)均未能获得充分的成形性。此外，关于H2/H1的下限，只要未进行特殊的热处理，理论上，板厚中心部与板厚表层部是相同的情况，但实际地考虑到生产率的生产工序中，是直到例如1.005左右。此外，与H2/H1的值相关的上述事项在涉及到H21/H11的值时也同样成立。
另外，分散值σHM为20以上，表示马氏体的硬度偏差大，局部地存在硬度过高的部分。此时，如图2B所示，为TS×λ＜50000MPa·％，未能得到充分的成形性。此外，与σHM的值相关的上述事项在涉及到σHM1的值时也同样成立。
本实施方式的冷轧钢板中，热锻压前及/或热锻压后的金属组织的铁素体面积率是40％～90％。铁素体面积率小于40％时，未能得到充分的伸长率或扩孔性。另一方面，铁素体面积率大于90％时，马氏体不足，未能得到充分的强度。因此，将热锻压前及/或热锻压后的铁素体面积率设为40％以上、90％以下。另外，热锻压前及/或热锻压后的金属组织中也含有马氏体，马氏体的面积率是10～60％，且铁素体面积率与马氏体面积率的和满足60％以上。热锻压前及/或热锻压后，金属组织的全部或主要部分由铁素体与马氏体占据，还可在金属组织中进一步含有珠光体、残留贝氏体及残留奥氏体中的1种以上。但是，金属组织中残留有残留奥氏体时，2次加工脆性及延迟破坏特性容易下降。因此，优选实质上不含有残留奥氏体，但也可不可避免地含有体积率5％以下的残留奥氏体。珠光体是硬且脆的组织，因此在热锻压前及/或热锻压后优选在金属组织中不含有，但可容许不可避免地含有以面积率计达到10％。此外，相对于除去了铁素体与马氏体后的区域，残留贝氏体含量以面积率计优选在40％以内。此处，铁素体、残留贝氏体及珠光体的金属组织通过硝酸酒精溶液侵蚀来观察，马氏体的金属组织通过里培拉侵蚀(Leperaetching)观察。在上述情况下均以1000倍观察板厚l/4部分。残留奥氏体的体积率是在将钢板研磨至板厚l/4部分后，通过X射线衍射装置测定。此外，板厚l/4部分是钢板中距钢板表面在钢板厚度方向上间隔钢板厚度的l/4的距离的部分。
此外，本实施方式中，通过纳米压痕仪规定了以1000倍的倍率测定的马氏体的硬度。因为通过通常的维氏硬度试验所形成的压痕比马氏体更大，所以根据维氏硬度试验虽可得到马氏体及其周围的组织(铁素体等)的微观的硬度，但不能得到马氏体本身的硬度。马氏体本身的硬度大大影响成形性(扩孔性)，因此仅通过维氏硬度难以充分地评价成形性。与此相对，本发明中适当地设定热锻压前及/或热锻压后的马氏体的通过纳米压痕仪测定的硬度的关系，因此能够获得极良好的成形性。
另外，在热锻压前及/或热锻压后，在板厚l/4部分及板厚中心部观察MnS，结果可知，当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且如图3所示，下述式(D)((K)也同样)成立在热锻压前及/或热锻压后良好且稳定地满足TS×λ≥50000MPa·％的条件方面是优选的。此外，在实施扩孔试验时，当存在当量圆直径为0.1μm以上的MnS时，因应力集中在其周围，容易产生裂纹。未计算当量圆直径小于0.1μm的MnS，是因为当量圆直径小于0.1μm的MnS对应力集中的影响小。另外，未计算当量圆直径大于10μm的MnS，是因为在钢板中含有这样粒径的MnS时，粒径过大，而钢板本身变得不适合加工。此外，当量圆直径为0.1μm以上的MnS的面积率大于0.01％时，因应力集中产生的微细裂纹变得容易传播，因此扩孔性更为恶化，有时不满足TS×λ≥50000MPa·％的条件。此处，“n1”及“n11”分别是热锻压前及热锻压后的板厚1/4部分的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的个数密度，“n2”及“n21”分别是热锻压前及热锻压后的板厚中心部的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的个数密度。
n2/n1<1.5(D)
n21/n11<1.5(K)
此外，该关系在热锻压前的钢板及热锻压后的钢板的任一者中均相同。
当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率大于0.01％时，成形性容易下降。MnS的面积率的下限未特别规定，但根据后述的测定方法及倍率或视野的限制、及本身的Mn或S的含量，存在0.0001％以上。另外，n2/nl(或n21/n11)的值为1.5以上，是指板厚中心部的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的个数密度为板厚l/4部分的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的个数密度的1.5倍以上。此时，由于板厚中心部的MnS偏析，成形性容易下降。本实施方式中，当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的当量圆直径及个数密度使用JEOL公司的Fe-SEM(FieldEmissionScanningElectronMicroscope：场致发射扫描电子显微镜)来测定。测定时，倍率是1000倍，1视野的测定面积是0.12×0.09mm2(＝10800μm2≈10000μm2)。在板厚l/4部分观察10视野，在板厚中心部观察10视野。当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率使用粒子解析软件算出。此外，本实施方式的冷轧钢板中，热锻压前产生的MnS的形态(形状及个数)在热锻压前后未变化。图3是表示热锻压前的n2/n1与TS×λ的关系、及热锻压后的n21/n11与TS×λ的关系的图，依据该图3，热锻压前的n2/n1与热锻压后的n21/n11大致一致。这是因为，通常热锻压时加热的温度下MnS的形态并未变化。
根据如此构成的钢板，能够实现500MPa至1200MPa的抗拉强度，但通过550MPa至850MPa左右的抗拉强度的钢板，可得到显著的成形性提高效果。
此外，在本发明的表面实施了镀锌的镀锌冷轧钢板，是指在冷轧钢板的表面实施了热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌、镀铝、或复合地实施了这些的钢板，它们在防锈方面是优选的。即使进行这些镀覆，仍无损本实施方式的效果。这些镀覆可通过公知的方法来实施。
以下说明本实施方式的钢板(冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板、电镀锌冷轧钢板及镀铝冷轧钢板)的制造方法。
在制造本实施方式的钢板时，作为通常的条件，将来自转炉的熔炼后的钢水连续铸造制成板坯。在连续铸造时，铸造速度快时，Ti等析出物变得过于微细，铸造速度慢时，生产率差，而且前述析出物粗大化，且粒子数变少，有时成为无法控制延迟破坏等其他特性的形态。因此，铸造速度优选1.0m/分钟～2.5m/分钟。
铸造后的板坯可直接供于热轧。或者，在冷却后的板坯冷却至小于1100℃时，可以用隧道炉等将冷却后的板坯再加热至1100℃以上、1300℃以下，再供于热轧。小于1100℃的板坯温度在热轧时难以确保最终温度，成为伸长率下降的原因。另外，在添加有Ti、Nb的钢板中，因加热时的析出物的熔解变的不充分，成为强度下降的原因。另一方面，大于1300℃的加热温度下，氧化皮的生成增多，有时不能使钢板的表面性状良好。
另外，为了降低当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率，在将钢的Mn含量、S含量以质量％计分别表示为[Mn]、[S]时，如图6所示，对于实施热轧前的加热炉的温度T(℃)、在炉时间t(分钟)、[Mn]及[S]，优选下述式(G)((N)也同样)成立。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500(G)
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])为1500以下时，有时当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率变大，且板厚1/4部分的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的个数密度、与板厚中心部的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的个数密度的差也变大。此外，实施热轧前的加热炉温度是加热炉出口侧取出温度，在炉时间是将板坯插入热轧加热炉起至取出的时间。如前述，MnS在热锻压后仍未产生变化，因此优选在热轧前的加热工序时满足式(G)或式(N)。
接着，按照通常方法进行热轧。此时，优选将最终温度(热轧结束温度)设为Ar3点以上、970℃以下对板坯进行热轧。最终温度小于Ar3点时，热轧是(α+γ)双相区轧制(铁素体+马氏体双相区轧制)，有可能造成伸长率下降，另一方面，最终温度大于970℃时，奥氏体粒径变粗大，且铁素体分率变小，有可能伸长率下降。此外，热轧设备也可具有多个轧台。
此处，Ar3点是通过进行Formastor试验、由试验片的长度的折转点推测得出的。
热轧后，以20℃/秒以上且500℃/秒以下的平均冷却速度冷却钢，并以规定的卷取温度CT进行卷取。平均冷却速度小于20℃/秒时，容易生成成为延展性下降原因的珠光体。另一方面，冷却速度的上限并未特别限定，但根据设备说明是设为500℃/秒左右，但并未限定为此。
卷取后进行酸洗，进行冷轧制(冷轧)。此时，如图4所示，为了得到满足前述式(C)的范围，在下述式(E)((L)也同样)成立的条件下进行冷轧。通过进行上述轧制后满足后述退火及冷却等条件，可在热锻压前及/或热锻压后确保TS×λ≥50000MPa·％的特性。此外，冷轧优选使用通过将多台轧机直线地配置在一个方向上连续轧制而得到规定厚度的串联轧机。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0(E)
其中，“ri”是在所述冷轧中从最上游数第i(i＝l，2，3)段的轧台中的单独的目标冷轧率(％)，“r”是所述冷轧中的目标总冷轧率(％)。总轧制率即所谓累积压下率，是以最初的轧台的入口板厚为基准，相对于该基准的累积压下量(最初的道次前的入口板厚与最终道次后的出口板厚的差)的百分率。
在式(E)成立的条件下进行冷轧时，冷轧前即使存在大的珠光体，通过冷轧也能够充分地分割珠光体。其结果是，通过冷轧后进行的退火，可使珠光体消失、或将珠光体的面积率抑制于最小限度，因此容易得到满足式(B)及式(C)的组织。另一方面，在式(E)不成立时，上游侧的轧台的冷轧率不充分，容易残留大的珠光体，通过之后的退火不能生成所期望的马氏体。另外，发明人等得知，满足式(E)时，所得到的退火后的马氏体组织的形态即使在之后进行热锻压仍可维持大致相同的状态，因此，在热锻压后本实施方式的钢板在伸长率或扩孔性方面仍有利。本实施方式的钢板在以热锻压加热至双相区时，包含热锻压前的马氏体的硬质相成为奥氏体组织，热锻压前的铁素体相保持原状态。奥氏体中的C(碳)未移动至周围的铁素体相。如果之后冷却，奥氏体相成为包含马氏体的硬质相。即，如果满足式(E)、使前述H2/H1为规定的范围，则在热锻压后仍可维持其状态，热锻压后的成形性优异。
本实施方式中的r、r1、r2、r3是目标冷轧率。通常是一边控制使目标冷轧率与实际冷轧率为大致相同的值一边进行冷轧。在徒然地使实际冷轧率相对于目标冷轧率背离的状态下进行冷轧是不优选的。然而，在目标轧制率与实际轧制率大大背离时，如果实际冷轧率满足上述式(E)，则可视为实施了本实施方式。此外，实际的冷轧率优选控制在目标冷轧率的±10％以内。
冷轧后通过进行退火，可在钢板中生成再结晶，且在为了提高防锈能力而实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌时，通过通常方法进行热浸镀锌或热浸镀锌及合金化处理，接着冷却。通过该退火及冷却，产生所期望的马氏体。此外，关于退火温度，优选在700～850℃的范围内加热进行退火，并冷却至常温或进行热浸镀锌等表面处理的温度。通过在该范围内退火，对于铁素体及马氏体可稳定地确保规定的面积率，并可稳定地使铁素体面积率与马氏体面积率的和为60％以上，有助于提高TS×λ。其他退火条件并未特别规定，但为了确实地得到规定的组织，700～850℃的保持时间优选保持在1秒以上、不阻碍生产率的范围内，升温速度也优选适当地设为l℃/秒以上至设备能力上限，冷却速度也优选适当地设为1℃/秒以上至设备能力上限。调质轧制工序通过通常方法进行调质轧制。调质轧制的伸长率通常是0.2～5％左右，如果是可避免屈服点伸长，可矫正钢板形状的程度则优选。
作为本发明更优选的条件，在将钢的C含量(质量％)、Mn含量(质量％)、Si含量(质量％)及Mo含量(质量％)分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时，关于上述卷取温度CT，优选下述式(F)((M)也同样)成立。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo](F)
如图5A所示，卷取温度CT小于“560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]”时，马氏体过剩地生成，钢板变得过硬，有时之后的冷轧变得困难。另一方面，如图5B所示，卷取温度CT大于“830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]”时，容易生成铁素体及珠光体的带状组织，而且，板厚中心部中珠光体的比例容易变高。因此，在之后的退火中生成的马氏体的分布的均匀性下降，上述式(C)难以成立。另外，有时难以生成充分量的马氏体。
如前所述，满足式(F)时，铁素体相与硬质相为理想的分布形态。此时，以热锻压进行双相区加热时，如前所述，可维持该分布形态。如果可满足式(F)，更确实地确保前述金属组织，则在热锻压后也可维持该状态，热锻压后的成形性优异。
此外，为提高防锈能力，优选在退火工序与调质轧制工序之间具有实施热浸镀锌的热浸镀锌工序，在冷轧钢板的表面实施热浸镀锌。并且，也优选具有在热浸镀锌后实施合金化处理的合金化处理工序。在实施合金化处理时，可以进一步实施使合金化热浸镀锌表面与水蒸气等使镀覆表面氧化的物质接触，以增厚氧化膜的处理。
除热浸镀锌及合金化热浸镀锌以外，也优选具有例如在调质轧制工序后实施电镀锌的电镀锌工序，在冷轧钢板表面实施电镀锌。另外，也优选代替热浸镀锌，在退火工序与调质轧制工序之间具有实施镀铝的镀铝工序，在冷轧钢板表面实施镀铝。镀铝一般是热浸镀铝，是优选的。
在这样一连串的处理后，可根据需要进行热锻压。热锻压工序优选以例如以下那样的条件进行。首先，将钢板以升温速度5℃/秒以上且500℃/秒以下加热至700℃以上且1000℃以下，并在1秒以上120秒以下的保持时间后进行热锻压(热锻压加工)。为了提高成形性，优选加热温度为Ac3点以下。Ac3点是通过进行Formastor试验、由试验片的长度的折转点推测得出的。接着，以例如冷却速度10℃/秒以上且1000℃/秒以下冷却至常温以上且300℃以下(热锻压的淬火)。
热锻压工序的加热温度小于700℃时，淬火不充分且不能确保强度，因而不优选。加热温度大于1000℃时过度软化，而且，在钢板表面实施有镀覆时的镀覆，特别是镀有锌时，锌有可能蒸发、消失，因而不优选。因此，热锻压的加热温度优选为700℃以上且1000℃以下。在升温速度小于5℃/秒时，热锻压工序的加热难以控制，且生产率显著下降，因此优选以5℃/秒以上的升温速度进行。另一方面，升温速度上限的500℃/秒依据目前加热能力，但并未限定于此。在小于10℃/秒的冷却速度下，热锻压后的冷却的速度难以控制，生产率也显著下降，因此优选以10℃/秒以上的冷却速度进行。冷却速度上限的1000℃/秒依据目前冷却能力，但并未限定于此。将至升温后进行热锻压的时间设为1秒以上，是依据目前的工序控制能力(设备能力下限)，设为120秒以下，是为了避免在钢板表面实施热浸镀锌等时该锌等蒸发。将冷却温度设为常温以上且300℃以下，是为了充分确保马氏体，以确保热锻压后的强度。
图8A及图8B是表示本发明实施方式的冷轧钢板的制造方法的流程图。图中的符号S1～S13分别对应上述各工序。
本实施方式的冷轧钢板即使在上述的热锻压条件下进行热锻压后仍满足式(B)及式(C)。另外，其结果是，在进行热锻压后，仍可满足TS×λ≥50000MPa·％的条件。
如上述，如果满足前述条件，就能够制造在热锻压后仍可维持硬度分布或组织、在热锻压前及/或热锻压后可确保强度并可得到更良好的扩孔性的钢板。
实施例
以铸造速度1.0m/分钟～2.5m/分钟连续铸造表1所示的成分的钢后，直接、或在暂时冷却后在表2的条件下以通常方法用加热炉加热板坯，在910～930℃的最终温度下进行热轧，制成热轧钢板。之后，以表l所示的卷取温度CT卷取该热轧钢板。之后进行酸洗，去除钢板表面的氧化皮，通过冷轧制成板厚1.2～1.4mm。此时，进行冷轧以使式(E)或式(L)的值达到如表5所示的值。冷轧后，用连续退火炉以表2所示的退火温度进行退火。一部分的钢板进一步在连续退火炉均热后的冷却途中实施热浸镀锌，其中的一部分进一步在之后实施合金化处理来实施合金化热浸镀锌。另外，在一部分的钢板中，进一步实施电镀锌或镀铝。此外，调质轧制是以伸长率1％按照通常方法进行轧制。在该状态下采集用以评价热锻压前的材质等的试样，进行材质试验等。之后，为得到如图7所示的形态的热锻压成形体，进行下述热锻压：以升温速度10～100℃/秒进行升温，在780℃下保持10秒后成形，以冷却速度100℃/秒冷却至200℃以下。由图7的位置从所得到的成形体切出试样，进行材质试验等，求出抗拉强度(TS)、伸长率(EI)、扩孔率(λ)等。在表2、表3(表2的续表)、表4、表5(表4的续表)中示出该结果。表中的扩孔率λ通过以下的式(P)求得。
λ(％)＝{(d’-d)/d}×100(P)
d’：龟裂贯穿板厚时的孔径
d：孔的初期径
此外，关于表2中的镀覆种类，CR表示无镀覆、即冷轧钢板，GI表示对冷轧钢板实施热浸镀锌，GA表示对冷轧钢板实施合金化热浸镀锌，EG表示对冷轧钢板实施电镀。
此外，表中判定的G、B分别是以下的意思。
G：满足作为对象的条件式。
B：不满足作为对象的条件式。
另外，因式(H)、(I)、(J)、(K)、(L)、(M)、(N)分别与式(A)、(B)、(C)、(D)、(E)、(F)、(G)实质上相同，各表的表栏以式(A)、(B).(C)、(E)、(F)、(G)作为代表来表示。
表6
表7
根据以上的实施例，只要满足本发明要件，即可得到热锻压前及/或热锻压后满足TS×λ≥50000MPa·％的条件的优异冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板。
产业上的可利用性
通过本发明得到的冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板在热锻压前及/或热锻压后满足TS×λ≥50000MPa·％的条件，因此具有高的压力加工性与强度，能够应对现今汽车的更轻量化、部件形状的复杂化的要求。
符号说明
S1熔炼工序
S2铸造工序
S3加热工序
S4热轧工序
S5卷取工序
S6酸洗工序
S7冷轧工序
S8退火工序
S9调质轧制工序
S10热浸镀锌工序
S11合金化处理工序
S12镀铝工序
S13电镀锌工序

Claims (30)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有：
C：0.030％以上、0.150％以下、
Si：0.010％以上、1.000％以下、
Mn：1.50％以上、2.70％以下、
P：0.001％以上、0.060％以下、
S：0.001％以上、0.010％以下、
N：0.0005％以上、0.0100％以下、
Al：0.010％以上、0.050％以下，
剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成；
在将所述C含量、所述Si含量及所述Mn含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，下述式(A)的关系成立，
热锻压前的金属组织含有以面积率计为40％以上且90％以下的铁素体和10％以上且60％以下的马氏体，且所述铁素体的面积率与所述马氏体的面积率的和满足60％以上；在所述金属组织中，珠光体的面积率为10％以下，残留奥氏体的体积率为5％以下，残留贝氏体的面积率小于40％，
通过纳米压痕仪测定的所述马氏体的硬度在所述热锻压前满足下述式(B)及式(C)，
抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积即TS×λ满足50000MPa·％以上，
(5×[Si]+[Mn])/[C]>11(A)
H2/H1<1.10(B)
σHM<20(C)
其中，H1是所述热锻压前的板厚表层部的所述马氏体的平均硬度，H2是所述热锻压前的板厚中心部即板厚中心的板厚方向上200μm范围的所述马氏体的平均硬度，σHM是所述热锻压前的所述板厚中心部的所述马氏体的所述硬度的分散值。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有：
B：0.0005％以上、0.0020％以下、
Mo：0.01％以上、0.50％以下、
Cr：0.01％以上、0.50％以下、
V：0.001％以上、0.100％以下、
Ti：0.001％以上、0.100％以下、
Nb：0.001％以上、0.050％以下、
Ni：0.01％以上、1.00％以下、
Cu：0.01％以上、1.00％以下、
Ca：0.0005％以上、0.0050％以下、
REM：0.0005％以上、0.0050％以下中的l种以上。
3.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板中存在的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且下述式(D)成立，
n2/n1<1.5(D)
其中，n1是所述热锻压前的板厚l/4部分中所述当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的所述MnS每10000μm2的平均个数密度，n2是所述热锻压前的所述板厚中心部中所述当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的所述MnS每10000μm2的平均个数密度。
4.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，在表面实施有镀锌。
5.根据权利要求3所述的冷轧钢板，其特征在于，在表面实施有镀锌。
6.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，其具有下述工序：
铸造工序，其将具有权利要求1或2所述的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材，
加热工序，其加热所述钢材，
热轧工序，其使用具有多个轧台的热轧设备对所述钢材实施热轧，
卷取工序，其在所述热轧工序后卷取所述钢材，
酸洗工序，其在所述卷取工序后对所述钢材进行酸洗，
冷轧工序，其在所述酸洗工序后通过具有多个轧台的冷轧机在下述式(E)成立的条件下对所述钢材实施冷轧，
退火工序，其在所述冷轧工序后在700℃以上且850℃以下对所述钢材进行退火并冷却，以及
调质轧制工序，其在所述退火工序后对所述钢材进行调质轧制；
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0(E)
其中，ri(i＝l，2，3)是在所述冷轧工序中的所述多个轧台中从最上游数第i(i＝l，2，3)段的轧台中以单位％表示的单独的目标冷轧率，r是所述冷轧工序中以单位％表示的总冷轧率。
7.根据权利要求6所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，其在所述退火工序与所述调质轧制工序之间，进一步包含对所述钢材实施镀锌的镀锌工序。
8.根据权利要求6所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在将所述卷取工序的卷取温度以单位℃计表示为CT，
将所述钢材的所述C含量、所述Mn含量、所述Si含量及所述Mo含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时，下述式(F)成立，
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo](F)。
9.根据权利要求8所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在将所述加热工序的加热温度以单位℃计设为T，且将在炉时间以单位分钟计设为t，
将所述钢材的所述Mn含量及所述S含量以单位质量％计分别设为[Mn]、[S]时，下述式(G)成立，
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500(G)。
10.一种热锻压用冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有：
C：0.030％以上、0.150％以下、
Si：0.010％以上、1.000％以下、
Mn：1.50％以上、2.70％以下、
P：0.001％以上、0.060％以下、
S：0.001％以上、0.010％以下、
N：0.0005％以上、0.0100％以下、
Al：0.010％以上、0.050％以下，
剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成；
在将所述C含量、所述Si含量及所述Mn含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，下述式(H)的关系成立，
热锻压后的金属组织含有以面积率计为40％以上且90％以下的铁素体和10％以上且60％以下的马氏体，且所述铁素体的面积率与所述马氏体的面积率的和满足60％以上；在所述金属组织中，珠光体的面积率为10％以下，残留奥氏体的体积率为5％以下，残留贝氏体的面积率小于40％，
通过纳米压痕仪测定的所述马氏体的硬度在所述热锻压后满足下述式(I)及式(J)，
抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积即TS×λ满足50000MPa·％以上，
(5×[Si]+[Mn])/[C]>11(H)
H21/H11<1.10(I)
σHM1<20(J)
其中，H11是所述热锻压后的板厚表层部的所述马氏体的平均硬度，H21是所述热锻压后的板厚中心部即板厚中心的板厚方向上200μm范围的所述马氏体的平均硬度，σHM1是所述热锻压后的所述板厚中心部的所述马氏体的所述硬度的分散值。
11.根据权利要求10所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有：
B：0.0005％以上、0.0020％以下、
Mo：0.01％以上、0.50％以下、
Cr：0.01％以上、0.50％以下、
V：0.001％以上、0.100％以下、
Ti：0.001％以上、0.100％以下、
Nb：0.001％以上、0.050％以下、
Ni：0.01％以上、1.00％以下、
Cu：0.01％以上、1.00％以下、
Ca：0.0005％以上、0.0050％以下、
REM：0.0005％以上、0.0050％以下中的l种以上。
12.根据权利要求10或11所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板中存在的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且下述式(K)成立，
n21/n11<1.5(K)
其中，n11是所述热锻压后的板厚l/4部分中所述当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的所述MnS每10000μm2的平均个数密度，n21是所述热锻压后的所述板厚中心部中所述当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的所述MnS每10000μm2的平均个数密度。
13.根据权利要求10或11所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，在表面实施有热浸镀锌。
14.根据权利要求12所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，在表面实施有热浸镀锌。
15.根据权利要求13所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，在所述表面实施有所述热浸镀锌的所述热锻压用冷轧钢板的表面，实施有合金化热浸镀锌。
16.根据权利要求14所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，在所述表面实施有所述热浸镀锌的所述热锻压用冷轧钢板的表面，实施有合金化热浸镀锌。
17.根据权利要求10或11所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，在表面实施有电镀锌。
18.根据权利要求12所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，在表面实施有电镀锌。
19.根据权利要求10或11所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，在表面实施有镀铝。
20.根据权利要求12所述的热锻压用冷轧钢板，其特征在于，在表面实施有镀铝。
21.一种热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，其具有下述工序：
铸造工序，其将具有权利要求10所述的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材，
加热工序，其加热所述钢材，
热轧工序，其使用具有多个轧台的热轧设备对所述钢材实施热轧，
卷取工序，其在所述热轧工序后卷取所述钢材，
酸洗工序，其在所述卷取工序后对所述钢材进行酸洗，
冷轧工序，其在所述酸洗工序后通过具有多个轧台的冷轧机在下述式(L)成立的条件下对所述钢材实施冷轧，
退火工序，其在所述冷轧工序后在700℃以上且850℃以下对所述钢材进行退火并冷却，以及
调质轧制工序，其在所述退火工序后对所述钢材进行调质轧制；
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1(L)
其中，ri(i＝l，2，3)是在所述冷轧工序中的所述多个轧台中从最上游数第i(i＝l，2，3)段的轧台中以单位％表示的单独的目标冷轧率，r是所述冷轧工序中以单位％表示的总冷轧率。
22.根据权利要求21所述的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢水具有权利要求11所述的化学成分。
23.根据权利要求21所述的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在将所述卷取工序的卷取温度以单位℃计表示为CT，
将所述钢材的所述C含量、所述Mn含量、所述Si含量及所述Mo含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时，下述式(M)成立，
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo](M)。
24.根据权利要求22所述的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在将所述卷取工序的卷取温度以单位℃计表示为CT，
将所述钢材的所述C含量、所述Mn含量、所述Si含量及所述Mo含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时，下述式(M)成立，
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo](M)。
25.根据权利要求23所述的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在将所述加热工序的加热温度以单位℃计设为T，且将在炉时间以单位分钟计设为t，
将所述钢材的所述Mn含量及所述S含量以单位质量％计分别设为[Mn]、[S]时，下述式(N)成立，
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500(N)。
26.根据权利要求24所述的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在将所述加热工序的加热温度以单位℃计设为T，且将在炉时间以单位分钟计设为t，
将所述钢材的所述Mn含量及所述S含量以单位质量％计分别设为[Mn]、[S]时，下述式(N)成立，
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500(N)。
27.根据权利要求21～26中任一项所述的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序与所述调质轧制工序之间具有实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
28.根据权利要求27所述的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述热浸镀锌工序与所述调质轧制工序之间具有实施合金化处理的合金化处理工序。
29.根据权利要求21～26中任一项所述的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述调质轧制工序之后具有实施电镀锌的电镀锌工序。
30.根据权利要求21～26中任一项所述的热锻压用冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序与所述调质轧制工序之间具有实施镀铝的镀铝工序。
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