CN104204259A - 成形性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板、高强度熔融镀锌钢板以及高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

成形性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板、高强度熔融镀锌钢板以及高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的高强度冷轧钢板具有规定的成分组成，钢组织以面积％计满足贝氏体铁素体(BF)+回火马氏体(TM)：65％以上、初生马氏体(M)：3～18％、残留奥氏体(残留γ)：5％以上、以及多边形铁素体(F)：5％以下，并且，满足规定的平均KAM＜1.00°：0.50°以上，并且，抗拉强度为980MPa以上。高强度冷轧钢板的成形性和形状冻结性优异。

Description

成形性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板、高强度熔融镀锌钢板以及高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及成形性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板、高强度熔融镀锌钢板以及高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，在汽车中，出于对环境的考虑希望提高燃油利用率，为此，车身的轻量化得到发展。另外，为了使得即使车身轻量化也能够保持安全性，在构成车身的各种钢构件中，与现有的相比强度高的(抗拉强度为980MPa以上)钢板的需求高涨。但是，若强度高则容易发生成形性的降低以及形状冻结性的降低，因此，需要强度高且形状冻结性以及成形性(延展性、扩孔性)良好的钢板。
迄今为止，为了提高上述特性形成了各种方案。例如，在专利文献1中公开了如下技术，能够通过控制组织分率、残留奥氏体中的C浓度、第二相组织间的距离、第2相组织的粒径，改善TS×EL平衡和形状冻结性。但是，并非是以强度水平更高的钢板为对象来确保上述特性的钢材。
另外在专利文献2中公开有一种技术，其是通过将成分控制在适当范围内(特别是将Cr和Mn的合计量控制在规定范围内)，从而控制组织和析出物形态，以改善弯曲加工性和形状冻结性的技术。在该技术中，为了控制组织和析出物而使Cr大量含有，但在确保更高的成形性时，认为需要针对成分设计进一步加以研究。
在专利文献3中，为了得到强度与加工性的平衡优异的高强度冷轧钢板和镀覆钢板而控制组织，特别是将α铁的(200)面的X射线衍射峰值的半值宽度控制在0.220°以下。这一组织的控制意味着减小组织(贝氏体铁素体)内的位错密度。而且在高强度区域，为了提高延展性和扩孔性这两个特性，认为需要研究其他的手段。
在专利文献4中，为了得到延展性以及延伸凸缘性优异、且抗拉强度在980MPa以上的高强度钢板，而使回火马氏体和上贝氏体(认为后述的KAM值低)以规定量存在。另外专利文献5也与上述专利文献4同样，是通过使上贝氏体以规定量存在，从而确保成形性的技术。
在专利文献6中公开了为了得到加工性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板，使马氏体(初生马氏体及回火马氏体)作为主体的方案。另外专利文献7是得到耐氢脆性优异的超高强度薄钢板的方案，使组织为贝氏体铁素体及马氏体，并且控制残留奥氏体晶粒的形态。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-236066号公报
专利文献2：日本特开2010-222688号公报
专利文献3：日本特开2006-274417号公报
专利文献4：日本特开2010-090475号公报
专利文献5：日本特开2010-065273号公报
专利文献6：日本特开2011-047034号公报
专利文献7：日本特开2011-190474号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明也是为了得到980MPa以上，成形性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板、熔融镀锌钢板、合金化熔融镀锌钢板，其目的在于，与上述现有技术不同，使制造工序中的由退火进行的等温淬火处理为低温短时间，制造具有规定的组织的新的上述钢板。
用于解决课题的手段
能够解决上述课题的本发明的成形性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板具有如下特征：满足
C：0.1～0.3％(代表质量％。对于化学成分以下相同)、
Si：1.0～3.0％、
Mn：0.5～3.0％、
P：0.1％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.01～1.0％和
N：0.01％以下，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
钢组织满足
贝氏体铁素体(BF)+回火马氏体(TM)：65％(代表面积％。对于钢组织以下相同)以上、
初生马氏体(M)：3～18％、
残留奥氏体(残留γ)：5％以上、以及
多边形铁素体(F)：5％以下，并且满足
平均KAM＜1.00°：0.50°以上，
[其中，上述“平均KAM＜1.00°”表示多处的KAM(取向差，KernelAverage Misorientation，单位为“°”)值低于1.00°的平均值。]
并且，抗拉强度为980MPa以上。
上述高强度冷轧钢板可以还含有如下元素：
(a)选自Ti：0.01～0.1％、Nb：0.01～0.1％和V：0.01～0.1％中的至少一种元素；
(b)选自Cr：0.01～1％、Mo：0.01～1％和B：0.0001～0.005％中的至少一种元素；
(c)选自Cu：0.01～1％和Ni：0.01～1％中的至少一种元素；
(d)选自Ca：0.0005～0.005％和Mg：0.0005～0.005％中的至少一种元素。
在本发明中，也包括成形性和形状冻结性优异的高强度熔融镀锌钢板，其具有的特征在于，在上述高强度冷轧钢板的表面形成有熔融镀锌层。
另外在本发明中，也包括成形性和形状冻结性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其具有的特征在于，上述高强度冷轧钢板的表面形成有合金化熔融镀锌层。
此外在本发明中，也包括成形性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，是制造上述高强度冷轧钢板的方法，其具有的特征在于，将具有所述成分组成的冷轧钢板加热至Ac3～960℃的温度域(T1)后，从该温度域(T1)至500℃，以平均冷却速度(CR1)5℃/s以上进行冷却，从500℃至(Ms-200)～420℃的温度域(T2)，以平均冷却速度(CR2)10℃/s以上进行冷却，接着在该温度域(T2)保持10～70秒(t2)保持。
另外，也包括成形性和形状冻结性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，是制造所述高强度熔融镀锌钢板的方法，其具有的特征在于，将具有所述成分组成的冷轧钢板加热至Ac3～960℃的温度域(T1)后，从该温度域(T1)至500℃，以平均冷却速度(CR1)5℃/s以上进行冷却，从500℃至(Ms-200)～420℃的温度域(T2)，以平均冷却速度(CR2)10℃/s以上进行冷却，接着在该温度域(T2)保持10～70秒(t2)保持后，浸渍于锌浴中。
此外，也包括成形性和形状冻结性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，是制造所述高强度合金化熔融镀锌钢板的方法，其具有的特征在于，将具有所述成分组成的冷轧钢板，加热至Ac3～960℃的温度域(T1)后，从该温度域(T1)至500℃，以平均冷却速度(CR1)5℃/s以上进行冷却，从500℃至(Ms-200)～420℃的温度域(T2)，以平均冷却速度(CR2)10℃/s以上进行冷却，接着在该温度域(T2)保持10～70秒(t2)后，浸渍于锌浴中，再以450～560℃的合金化处理温度(T3)进行合金化处理。
发明效果
根据本发明，调整为规定的组织，能够提供适合汽车用部件的、成形性和形状冻结性优异的高强度(980MPa以上)冷轧钢板、高强度熔融镀锌钢板、以及高强度合金化熔融镀锌钢板(以下，有时将其统称为“钢板”)。还有，在本发明中，所谓“成形性优异(高成形性)”是指在980MPa以上的抗拉强度下，抗拉强度与延伸率的平衡(TS×EL平衡)，以及抗拉强度与扩孔性的平衡(TS×λ平衡)优异。另外，所谓“形状冻结性优异”是指屈强比(YR)低。
附图说明
图1是表示用于说明本发明的制造方法中的退火工序的加热曲线的示意图。
图2是实施例的退火工序的加热曲线的示意图。
图3是在实施例中测定的KAM值的分布的一例(本发明例)。
图4是在实施例中测定的KAM值的分布的一例(比较例)。
具体实施方式
本发明人为了解决所述课题而反复潜心研究，其结果发现，为了同时达到TS×EL平衡和TS×λ平衡的提高(高成形性)以及低YR化(高形状冻结性)，有效的是使钢组织的母相成为贝氏体铁素体+回火马氏体的基础上，使残留奥氏体和初生马氏体以规定量存在，并且极力使多边形铁素体不存在。另外，为了得到上述组织，特别是需要使Si量为1.0％以上，并且经制造工序中的退火，在γ单相域均热后，以规定的冷却速度冷却到相对的低温域，在该低温域短时间保持，从而完成了本发明。
首先，对于本发明中规定组织的理由进行阐述。
[钢组织]
对于本发明的钢板，使母相组织为贝氏体铁素体(BF)+回火马氏体(TM)(以下，将其合并表示为“BF+TM”)。BF+TM是对于不损害延伸率(EL)和扩孔性(λ)而实现高强度化有效的组织。因此，使BF+TM占65％(面积％)以上。(BF+TM)量优选为70％以上，更优选为75％以上。还有，BF和TM对材料特性产生的影响类似，因此不需要对其加以区分。即，不需要规定BF+TM各自的组织的比例，在本发明中，以BF+TM的合计量进行规定。
此外，BF+TM具有板条状的组织，但本发明人发现，通过该板条尺寸的微细化和晶粒内的位错密度的上升，可实现不损害扩孔性而进一步高强度化。
上述BF+TM的板条尺寸和晶粒内的位错密度可以由KAM(KernelAverage Misorientation)值评价。
所谓KAM值，是作为对象的测定点与其周围的测定点之间的结晶旋转量(结晶取向差)的平均值，该值越大，意味着结晶中应变存在越多(测定方法的详情显示在实施例中)。本发明人在对于上述KAM值和钢组织的关系进行调查时，确认到KAM值低于1.00°的区域与BF+TM相对应(KAM值为1.00°以上的区域主要对应M和晶界)。
因此，以KAM值低于1.00°的区域为对象，对于用于提高上述的板条尺寸的微细化和晶内的位错密度，实现不损害扩孔性而进一步高强度化的手段(即，用于得到良好的TS×λ平衡的手段)进行研究。其结果发现，如果在KAM值低于1.00°的区域的KAM值的平均值(以下，将其表示为“平均KAM＜1.00°”)为0.50°以上(即，在多个测定点的KAM值的分布中，低于1.00°的区域的KAM值大量存在于高的一测的状态)，则能够取得良好的TS×λ平衡。
还有，在KAM值低于1.00°的区域还包含多边形铁素体(F)区域，在本发明中，因为F量小(为5％以下)，所以能够忽视。因此，可以说平均KAM＜1.00°表示BF+TM区域的平均KAM值。
上述平均KAM＜1.00°优选为0.52°以上，更优选为0.54°以上。还有，从TS×EL平衡的观点出发，上限为0.7°左右。
还有，在KAM值的分析中，考虑到CI(Confidence Index)≤0.1的测定点缺乏可靠性，故从分析中除去。上述CI是在各测定点检测出的电子背散射衍射像，是与指定的结晶系(铁的情况是bcc或fcc)的数据库值有多少一致的指标，表示数据的可靠度。
如上所述，通过使BF+TM为65％以上，并且平均KAM＜1.00°为0.50°以上，能够达到高强度，但若只以此达到高强度化，则会成为高YR，形状冻结性劣化。因此在本发明中，也使初生马氏体(M)存在。该M对于高强度化也有效，并且M中的可动位错对于降低YR有效。在本发明中，通过在平均KAM＜1.00°满足0.50°以上的BF+TM中，使M存在3％以上，能够同时达到高强度化、低YR化以及高成形性。M量优选为5％以上，更优选为6％以上。但是若M过多，则招致成形性(TS×EL平衡和TS×λ平衡)的劣化，因此M量为18％以下。M量优选为14％以下，更优选为10％以下。
另外在本发明中，通过使残留奥氏体(残留γ)存在，而使TS×EL平衡提高。因此，残留γ量为5％以上。残留γ量优选为6％以上，更优选为7％以上。还有，残留γ量的上限大致为20％左右。
另一方面，在本发明中，若掺杂有多边形铁素体(F)，则招致TS×λ平衡的降低，因此最好极力减少F，在本发明中，F量为5％以下。F量优选为3％以下，最优选为0％。
接着，对于用于确保上述组织，并且进一步提高钢板的成形性等的成分组成和制造条件进行说明。
首先，对成分组成进行说明。
[成分组成]
〔C：0.1～0.3％〕
C是钢的强化能高的元素，另外，对于使奥氏体稳定化而确保残留γ也是重要的元素。另外，C还具有抑制从高温的冷却中生成多边形铁素体的效果。为了发挥这种作用，含有0.1％以上，优选为0.15％以上，更优选为0.17％以上。但是，超过0.3％含有时，焊接性劣化，因此，C量的上限为0.3％。C量优选为0.25％以下，更优选为0.2％以下。
〔Si：1.0～3.0％〕
Si是作为固溶强化元素而有助于钢的高强度化的元素。另外，具有抑制碳化物的生成的效果，在奥氏体中使C凝结而使之稳定化，对于确保残留γ也是重要的元素。为了发挥这种作用，使Si含有1.0％以上，优选为1.2％以上，更优选为1.4％以上。而且若Si含有超过3.0％，则热轧时形成明显的氧化皮，钢板表面粘有氧化皮痕迹，表面性状劣化，因此Si量的上限为3.0％。Si量优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
〔Mn：0.5～3.0％〕
Mn不仅提高钢的强度，而且是直接作用于奥氏体的稳定化的重要的元素。另外，也是淬火性提高元素，还是具有多边形铁素体的生成抑制效果的元素。为了发挥这种作用，使Mn含有0.5％以上，优选为1.0％以上，更优选为2.0％以上。而且若Mn含有超过3.0％，则引起板坯产生裂纹等不良影响，因此上限为3.0％。Mn量优选为2.8％以下，更优选为2.5％以下。
〔P：0.1％以下〕
P是助长晶界偏析造成的晶界脆化而使成形性劣化的元素。因此以P少的为宜，在本发明中P量的上限为0.1％。优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。
〔S：0.03％以下〕
S形成MnS等的硫化物系夹杂物，这成为裂纹的起点，从而S是使成形性劣化的元素。因此以S少的为宜，在本发明中S量的上限为0.03％。优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。
〔Al：0.01～1.0％〕
Al是作为脱氧材起作用的元素，为了发挥这种作用，使Al含有0.01％以上，优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。而且若Al含有超过1.0％，则钢板中大量生成氧化铝等夹杂物，成形性劣化，因此Al量的上限为1.0％。Al量优选为0.5％以下，更优选为0.1％以下。
〔N：0.01％以下〕
N形成氮化物，该氮化物成为裂纹的起点，从而N是使成形性劣化的元素。因此，以N少的为宜，在本发明中N量的上限为0.01％。优选为0.008％以下，更优选为0.006％以下。
本发明的钢板的成分如上所述，余量由铁和不可避免的杂质构成。另外，除上述元素以外，通过进一步适量含有下述元素，则能够实现强度的进一步提高和韧性、耐腐蚀性等的提高。以下，对于这些元素进行详述。
〔选自Ti：0.01～0.1％、Nb：0.01～0.1％和V：0.01～0.1％中的至少一种元素〕
Ti、Nb、V均是使组织微细化，作用于钢板的强度和韧性提高的元素，也可以根据需要添加。为了发挥这样的作用，无论哪种元素，均优选含有0.01％以上。更优选为0.015％以上，进一步优选为0.02％以上。但是，若任意一种元素含有超过0.1％，则不仅上述效果饱和，而且屈强比也上升而使形状冻结性劣化，因此各个元素的上限为0.1％。优选分别为0.08％以下，更优选分别为0.06％以下。Ti、Nb和V可以分别单独含有，也可以含有任意选择的2种以上。
〔选自Cr：0.01～1％、Mo：0.01～1％和B：0.0001～0.005％中的至少一种元素〕
Cr、Mo、B均是抑制在从高温的冷却中生成多边形铁素体的元素，也可以根据需要添加。为了发挥这种作用，对于Cr、Mo而言，分别优选含有0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上。另外对于B而言，优选含有0.0001％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.001％以上。但是，无论哪种元素若过量地含有，则不仅效果饱和，而且还使成形性劣化，因此对于Cr、Mo而言，优选上限为1％，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.6％以下。另外B量的上限优选为0.005％，更优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。Cr、Mo和B可以分别单独含有，也可以含有任意选择的2种以上。
〔选自Cu：0.01～1％和Ni：0.01～1％中的至少一种元素〕
Cu、Ni均是对于钢板的耐腐蚀性提高有效的元素，也可以根据需要添加。为了发挥这种作用，无论哪种元素，均优选含有0.01％以上。更优选为0.05％以上，进一步优选为0.1％以上。但是，无论哪种元素若含有超过1％，则不仅上述效果饱和，而且成形性也劣化，因此各自的上限为1％。优选分别为0.8％以下，更优选分别为0.6％以下。Cu和Ni可以分别单独含有，也可以并用而含有。
〔选自Ca：0.0005～0.005％和Mg：0.0005～0.005％中的至少一种元素〕
Ca、Mg与Cu、Ni相同，是对于提高钢板的耐腐蚀性起作用的元素，也可以根据需要添加。为了发挥这种作用，无论哪种元素，均优选含有0.0005％以上。更优选为0.001％以上，进一步优选为0.003％以上。但是，无论哪种元素，若过量含有，则成形也会性变差，各自上限为0.005％。优选分别为0.0045％以下，更优选分别为0.0040％以下。
[制造方法]
作为制造工序，将依次进行热轧、酸洗、冷轧而得到的具有上述成分组成的冷轧钢板进行退火，再根据需要进行镀覆处理、合金化处理时，为了得到上述规定的组织，特别要使上述退火的条件(高强度合金化熔融镀锌钢板还有合金化处理的条件)如下所述。在其他的工序中，采用通常所进行的条件即可。还有，在本发明中，将退火之前的钢板作为“冷轧钢板”，相对于冷轧钢板，将实施了规定的退火的钢板表示为“高强度冷轧钢板”加以区分。
以下，使用图1对于退火(热处理)工序进行说明。该图1是例示本发明的制造方法中的退火工序的示意说明图，下述说明中的T1、t1、CR1、CR2、T2、t2、T3、t3、CR3、CR3′以及CR3"与图1中的这些标记相对应。
〔退火工序中的加热温度(T1)：Ac3～960℃〕
在退火工序中，首先需要加热至γ单相域。这是由于加热温度为二相域的低温时F变多，TS×λ平衡降低。另外由于上述F的混入，导致C在未相变γ中稠化，等温淬火中的BF相变受到抑制，因此难以确保期望量的BF+TM，并且生成过量的M，TS×EL平衡和TS×λ平衡降低。因此在本发明中，使退火工序中的加热温度(T1)为Ac3以上。T1优选为Ac3+30℃以上，更优选为Ac3+50℃以上。
另一方面，若T1过高，则组织粗大化，抗拉强度降低。因此，T1为960℃以下。优选为940℃以下，更优选为920℃以下。
还有，T1下的保持时间(t1)优选为10～1000秒(s)。这是由于若低于10秒，则难以充分地加热至γ单相域，另外，若超过1000秒，则组织粗大化，成形性容易劣化。
〔从加热温度(T1)至500℃的平均冷却速度(CR1)：5℃/s以上〕
〔从500℃至(Ms-200)～420℃的温度域(T2)的平均冷却速度(CR2)：10℃/s以上〕
若从加热温度(T1)至500℃的平均冷却速度(CR1)慢，则F生成而TS×λ平衡降低。因此在本发明中，使CR1为5℃/s以上。优选为10℃/s以上，更优选为15℃/s以上。还有，CR1的上限大致为500℃/s左右。
另外，若从500℃至(Ms-200)～420℃的温度域(等温淬火温度域)(T2)的平均冷却速度(CR2)慢，则生成KAM值低(位错密度低)的BF(即，平均KAM＜1.00°低于0.50°)，TS×λ平衡降低。因此在本发明中，使CR2为10℃/s以上。CR2优选为15℃/s以上。还有，CR2的上限在实际操作上为500℃/s左右。
还有，在上述图1中，从T1起的冷却中，在500℃使冷却速度变化，但不限定于此，只要满足上述CR1和CR2的条件，则也可以不在500℃改变冷却速度，而是使从加热温度(T1)至(Ms-200)～420℃的温度域(T2)的平均冷却速度固定，即，CR1＝CR2。
本发明的所谓“平均冷却速度”，是(冷却开始温度-冷却停止温度)/(冷却所需要的时间)。关于下述的CR3、CR3′和CR3′也同样。
还有，从500℃起以平均冷却速度(CR2)10℃/s以上进行冷却时的冷却停止温度为Ms以下时，部分地形成M，该M通过在下述温度域T2下保持而成为TM。
〔在(Ms-200)～420℃的温度域(等温淬火温度，T2)保持10～70秒(s)(t2)保持〕
该工序是用于使BF+TM和残留γ生成的重要工序。详细地说，是M成为TM，另外从未相变γ生成BF的工序。此外，也是C向未相变γ的稠化得到促进，对于确保期望的残留γ所需要的工序。
若T2低于(Ms-200)℃，则在冷却停止时刻的未相变γ少，因此不能确保充分的残留γ，其结果是TS×EL降低。另外，M减少，而高YR化，因此不优选。T2优选为(Ms-150)℃以上，更优选为(Ms-100)℃以上。
另一方面，若T2超过420℃，则BF+TM中的位错密度变小，平均KAM＜1.00°变低，TS×λ平衡降低。另外，最终组织中M容易变多。因此T2为420℃以下。T2优选为400℃以下，更优选为380℃以下。
还有，如果在上述温度范围内，则不需要保持温度固定，在规定的温度范围内即使发生变动，也不损害本发明的主旨。
另外，若上述T2下的保持时间(t2)低于10秒，则向γ的C稠化不进行，不能确保充分的残留γ，因此TS×EL平衡降低。另外，BF相变无法充分进行而M量增加，TS×EL平衡和TS×λ平衡降低。因此t2为10秒以上。优选为20秒以上，更优选为30秒以上。
另一方面，若t2超过70秒，则平均KAM＜1.00°变小，TS×λ降低。另外若t2过长，则BF相变过度进行，最终组织的M减少，其结果是成为高YR，因此不优选。此外，因为是长时间，所以生产率也变差。因此，t2为70秒以下。优选为60秒以下。
本发明，以这样的方式使T2为较低温域，并且在该T2下短时间保持，在这一点上与上述专利文献3～7不同。即，在专利文献3中公开，冷却至480～350℃的温度域，在该温度域保持100～400秒或缓冷却，保持时间长。另外在专利文献4中采用的是在奥氏体单相域加热后，暂时冷却到低温域(50～300℃)，然后升温至350～490℃的温度域这样的与本发明不同的工序。另外在专利文献5中，第一温度域+第二温度域的合计保持时间长达220秒以上。此外在专利文献6中，在100℃至(Ms-10℃)的温度域保持长达80秒以上。另外，专利文献7中进行的(Ms-20℃)～Bs的保持时间长达240秒，认为马氏体的确保以及确保高平均KAM＜1.00的确保困难。如上所述，在这些技术中由于保持时间长，因此认为本发明所规定的平均KAM＜1.00°小，不能达到0.50°以上。
得到高强度冷轧钢板时，上述退火后，可列举以1℃/s以上的平均冷却速度(CR3)冷却至室温。通过该冷却，未相变γ的一部分成为M，一部分作为残留γ留下。通过使平均冷却速度(CR3)为1℃/s以上，能够抑制冷却中未相变γ分解，确保充分量的残留γ。还有，平均冷却速度(CR3)的上限为500℃/s左右。
〔镀覆处理〕
在上述热处理后也可以实施镀覆。向镀浴的浸渍不会影响到材料特性。镀覆处理本身采用通常进行的方法即可，例如，可列举将一般所使用的熔融镀锌浴的温度控制在400～500℃左右。另外，(每一面的)镀覆附着量也没有特别限定，例如可列举20～100g/m2的范围。
得到高强度熔融镀锌钢板时，在上述镀覆处理后，至室温的平均冷却速度(CR3′)可列举为1～500℃/s。其理由与上述CR3相同。
〔合金化处理温度(T3)：450～560℃〕
若合金化处理温度(T3)超过560℃，则未相变γ分解，不能确保充分的残留γ。其结果是TS×EL平衡降低。另外，平均KAM＜1.00°也变小，TS×λ平衡降低。此外，由于碳化物的析出，导到高YR化，并且TS×EL平衡和TS×λ平衡降低。因此在本发明中，使T3在560℃以下。T3优选为540℃以下，更优选为520℃以下。另一方面，若合金化处理温度低于450℃，则合金化不进行，因此T3为450℃以上。T3优选为480℃以上。
还有，合金化处理时间(t3)，能够采用一般的条件，例如可以为5～60秒左右。
得到高强度合金化熔融镀锌钢板时，上述合金化处理后，至室温的平均冷却速度(CR3″)可列举为1～500℃/s。其理由与上述CR3相同。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例的限制，在能够符合前、后述的主旨的范围内，当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
模拟实机，通过真空熔炼制作表1所示的化学成分组成的钢锭后，加热至1250℃之后进行热轧，以终轧温度：880℃结束热轧后，冷却至卷取温度：600℃，在该温度下保持30min后进行炉冷而得到热轧钢板。再通过酸洗除去表面的氧化皮，其后以46～62％的冷轧率进行冷轧，得到1.4mm的冷轧钢板。然后如以下所示进行退火(热处理)。即，如图2以及下述表2所示，以均热温度T1(℃)保持90秒，从T1至500℃，以平均冷却速度CR1(℃/s)进行冷却，另外，从500℃至T2(℃)，以平均冷却速度CR2(℃/s)进行冷却后，在该温度域(T2)保持t2(秒)。
高强度冷轧钢板(CR)是在上述退火后，以平均冷却速度(CR3)15℃/s冷却至室温而得到的。高强度熔融镀锌钢板(GI)是在上述热处理后，浸渍在460℃的锌镀浴中实施镀覆处理后，以平均冷却速度(CR3′)15℃/s冷却至室温而得到的。另外高强度合金化熔融镀锌钢板(GA)是在浸渍于锌镀浴后，再以表2所示的合金化处理温度T3(℃)进行35秒的合金化处理之后，以平均冷却速度(CR3″)15℃/s冷却至室温而得到的。
每一面的镀覆附着量为40g/m2。
还有，Ac3和Ms是通过“莱斯利铁钢材料科学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，p.273以及p.231)中记载的下式计算的(下式中，[元素]表示钢板所含的各元素的含量(质量％))。在下式中，钢板中不含的元素的含量作为0％计算。
[数学公式1]
Ac3(℃)＝910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-30×[Mn]-11×[Cr]-20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]
[数学公式2]
Ms(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]
[表1]
[表2]
使用所得到的各钢板，按照下述进行组织分率的测定、平均KAM＜1.00°的测定以及机械特性的评价。
[组织分率的测定]
(残留γ)
残留γ大量存在于BF的板条间等，难以通过组织观察对其量进行测定，因此使用X射线衍射测定残留γ量。
即，将钢板磨削至t/4后，进行化学研磨，之后通过X射线衍射强度测定求得。入射X射线使用Co-Kα，根据奥氏体的(200)、(220)、(311)各面的衍射强度对于铁素体(含多边形铁素体和贝氏体铁素体，广义的铁素体)的(200)、(211)、(220)各面的强度比，计算了残留γ量。还有，以上述X射线衍射求得的残留γ量，虽然作为体积率计算，但该体积率的值能够直接读取为成面积率。因此在本发明中，将残留γ量的单位视为面积率处理。
(多边形铁素体、贝氏体铁素体+回火马氏体、初生马氏体)
以能够观察与板宽方向垂直的截面的t/4位置的方式提取试验片，在机械研磨之后实施硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，并使用扫描型电子显微镜(SEM；Scanning Electron Microscope)以3000倍进行观察。然后，通过图像分析来测定F(多边形铁素体)、M(初生马氏体)各自的面积率。该测定在3个视野中进行，求得3个视野的平均值。
另外，BF+TM的面积率可以由组织观察测定，但在本实验范围内，因为组织仅由F、BF+TM、M以及残留γ构成，所以BF+TM(面积％)由[100(面积％)-F(面积％)-M(面积％)-残留γ(面积％)]求得。
[平均KAM＜1.00°的测定]
将磨削至板厚t/4后实施了机械研磨的试料，以使之倾斜70°的状态，利用SEM，以1步进：0.125μm，测定50μm×50μm的区域的电子背散射衍射像，根据此测定结果，使用分析软件(TexSEM Laboratories公司制造OIM系统)，求得各测定点的KAM值。
各测定点的KAM值的测定结果(分布)的一例示于图3和图4中。图3是表示No.26(本发明例)的KAM值的分布的图表，图4是表示No.12(比较例)的KAM值的分布的图表。在本发明中，以低于1.00°的KAM值为对象，在图3和图4中，由黑色表示的部分相当于此。该黑色部分的KAM值的平均值为平均KAM＜1.00°。若对比图3与图4，则认为目测下几乎看不出分布的差别，但在上述分析结果中，No.26(图3)的平均KAM＜1.00为0.52，No.12(图4)的平均KAM＜1.00为0.49，有所不同。在本发明中，该平均KAM＜1.00的微小的差别，如后所述对于特性产生显著影响。
还有，本实施例的其他的例子也按照上述图3和图4这样进行测定，求得平均KAM＜1.00°。
[机械特性的评价]
(抗拉试验)
以相对于钢板的轧制方向垂直的方向为纵长方向的方式提取JIS5号试验片(标点距离50mm，平行部宽度25mm)，遵循JIS Z2241测定YS、TS、EL(总延伸率)。需要说明的是，应变速度为10mm/min。
(扩孔试验)
基于铁钢联盟标准JFST 1001进行评价。具体来说，对于钢板以冲头冲裁φ10mm的孔之后，用60°圆锥冲头使毛刺朝上进行扩孔加工，测定龟裂贯通时刻的扩孔率λ。
而且，将TS为980MPa以上的情况评价为高强度，在该TS980MPa以上中，将满足TS×EL≥16(GPa·％)以及TS×λ≥30(GPa·％)的情况评价为成形性优异，另外，将满足YR(＝100×YS/TS)≤80(％)的情况评价为形状冻结性优异。
这些结果在表3中显示。
[表3]
由表1～3可以进行如下分析(以下，“No.”表示实验No.)。即，No.1～3、13～16以及18～40根据本发明规定的方法制造，由于成分组成以及组织在规定范围内，因此能够得到抗拉强度为980MPa以上，且成形性和形状冻结性优异的冷轧钢板、熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板。
与此相对，No.4～12和17由于成分组成、制造条件的任一项在规定要件之外，所以不能得到期望的组织，得到任一项的特性差的结果。
即，No.4的T1低，在二相域加热，其结果是F变多，TS×λ平衡降低。另外，由于F的混入在未相变γ中C稠化，其结果是等温淬火中的BF相变延迟而M变多，TS×EL平衡以及TS×λ平衡降低。
No.5由于CR1过小，所以在冷却中F生成，TS×λ平衡降低。
No.6由于CR2过小，所以在冷却中生成低KAM值的BF，平均KAM＜1.00°变小，TS×λ平衡降低。
No.7由于T2过低，所以不能确保充分的残留γ，TS×EL平衡降低。另外，M减少，YR变高。
No.8由于T2过高，所以平均KAM＜1.00°变小，TS×λ平衡降低。
No.9由于t2过短，所以不能确保期望量的BF+TM和残留γ，M量过量，其结果是TS×EL平衡和TS×λ平衡降低。
No.10由于t2过长，所以平均KAM＜1.00°变小，TS×λ平衡降低。
No.11由于t2更长，所以不能确保M，YR变高。另外，平均KAM＜1.00°变小，TS×λ平衡降低。
No.12由于T3过高，所以不能确保期望量的残留γ，另外，平均KAM＜1.00°变小，另外，由于碳化物析出的影响等，TS×λ平衡和TS×EL平衡降低。
No.17由于Si量过少，所以不能确保充分量的残留γ，TS×EL平衡降低。

Claims (10)

1.一种成形性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计满足
C：0.1～0.3％、
Si：1.0～3.0％、
Mn：0.5～3.0％、
P：0.1％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.01～1.0％和
N：0.01％以下，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
钢组织以面积％计满足
贝氏体铁素体BF+回火马氏体TM：65％以上、
初生马氏体M：3～18％、
残留奥氏体即残留γ：5％以上、以及
多边形铁素体F：5％以下，并且，
满足平均KAM＜1.00°：0.50°以上，
其中，上述“平均KAM＜1.00°”，表示多处的KAM值低于1.00°的平均值，KAM是方位差，Kernel Average Misorientation，单位为“°”，
并且，抗拉强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有选自
Ti：0.01～0.1％、
Nb：0.01～0.1％和
V：0.01～0.1％
中的至少一种元素。
3.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有选自
Cr：0.01～1％、
Mo：0.01～1％和
B：0.0001～0.005％
中的至少一种元素。
4.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有选自
Cu：0.01～1％和
Ni：0.01～1％
中的至少一种元素。
5.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有选自
Ca：0.0005～0.005％和
Mg：0.0005～0.005％
中的至少一种元素。
6.一种成形性和形状冻结性优异的高强度熔融镀锌钢板，其特征在于，在权利要求1～5中任一项所述的高强度冷轧钢板的表面形成有熔融镀锌层。
7.一种成形性和形状冻结性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板，其特征在于，在权利要求1～5中任一项所述的高强度冷轧钢板的表面形成有合金化熔融镀锌层。
8.一种成形性和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
是权利要求1～5中任一项所述的高强度冷轧钢板的制造方法，将具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的冷轧钢板加热至Ac3～960℃的温度域T1后，从该温度域T1至500℃以5℃/s以上的平均冷却速度CR1进行冷却，从500℃至(Ms-200)～420℃的温度域T2以10℃/s以上的平均冷却速度CR2进行冷却，接着在该温度域T2保持t2：10～70秒。
9.一种成形性和形状冻结性优异的高强度熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，
是权利要求6所述的制造高强度熔融镀锌钢板的方法，将具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的冷轧钢板加热至Ac3～960℃的温度域T1之后，从该温度域T1至500℃以5℃/s以上的平均冷却速度CR1进行冷却，从500℃至(Ms-200)～420℃的温度域T2以10℃/s以上的平均冷却速度CR2进行冷却，接着在该温度域T2保持t2：10～70秒后，浸渍于锌浴中。
10.成形性和形状冻结性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，
是权利要求7所述的高强度合金化熔融镀锌钢板的制造方法，将具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的冷轧钢板加热至Ac3～960℃的温度域T1后，从该温度域T1至500℃以5℃/s以上的平均冷却速度CR1进行冷却，从500℃至(Ms-200)～420℃的温度域T2以10℃/s以上的平均冷却速度CR2进行冷却，接着在该温度域T2保持t2：10～70秒后，浸渍于锌浴中，再以450～560℃的合金化处理温度T3进行合金化处理。
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