CN104364407B - 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

强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种高强度冷轧钢板，其具有特定的成分组成，以面积率计，软质第一相(铁素体)为20～50％，余量是硬质第二相(回火马氏体和/或回火贝氏体)，铁素体的全部粒子中所占的平均粒径10～25μm的粒子的合计面积率在80％以上，并且，在铁素体每1μm2中，当量圆直径0.3μm以上的渗碳体粒子为超过0.15个且1.0个以下，抗拉强度为980MPa以上。

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，为了兼顾使汽车的燃油效率改善、碰撞安全性，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高涨，其适用范围扩大。但是，高强度钢板与软钢相比，因为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，所以存在以下课题：在冲压成形之时，回弹的量发生变化，从而难以确保冲压成形品的尺寸精度；为了即使强度发生偏差仍确保冲压成形品的必要强度，需要将钢板的平均强度设定得很高，因此冲压模具的寿命变短。
这了解决这样的课题，针对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，能够追溯到化学成分的变动和制造条件的变动，作为减少机械特性的偏差方法，提出有如下这样的提案。
[现有技术1]
例如，专利文献1中公开有这样一种方法，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，再结晶退火·回火处理，是以Ac1以上且Ac3以下的温度保持10s以上，以20℃/s以下的冷却速度缓慢冷却至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，由此提高缓慢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，以减少机械特性的偏差。
[现有技术2]
另外，专利文献2中公开有这样一种方法，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，从而减少强度的偏差。
[现有技术3]
另外，在专利文献3中公开有这样一种方法，在制造具有包含3％以上的残留奥氏体的组织的钢板时，在对热轧钢板进行了冷轧之后的退火处理中，以大于800℃且低于Ac3点进行30秒～5分钟的均热后，进行一次冷却直到450～550℃的温度范围，接着以比截止到450～400℃的一次冷却速度小的冷却速度进行二次冷却，然后再以450～400℃保持1分钟以上，从而改善板幅方向的伸长特性的偏差。
上述现有技术1，其特征在于，通过增加Al的添加量而提高Ac3点，由此扩大Ac1～Ac3的二相温度区域，使该二相温度区域中的温度依存性降低，从而抑制因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，其特征在于，在铁素体晶粒内使粗大的渗碳体粒子主动地分散，从而使铁素体的硬度上升，另一方面，减少硬质第二相的C含量而使其硬度降低，由此缩小各组织间的硬度的差异，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没有揭示本申请发明的技术的思想。此外，上述现有技术1需要增加Al的添加量，因此也有钢板的制造成本上升的问题。
另外，关于上述现有技术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能够减少，组织分率在卷材间也会发生变动，因此不能减少延伸率和延伸凸缘性的偏差。
另外，关于上述现有技术3，虽然提及到关于减少延伸率的偏差，但未揭示关于延伸凸缘性的偏差的减少。
因此，本发明者们以提供一种不会因化学成分的调整带来制造成本的上升，不受退火条件的变动影响，机械特性(特别是强度和延展性)的偏差少的高强度冷轧钢板及其制造方法为目的而进行研究开发，开发出下述的高强度冷轧钢板及其制造方法(以下，分别称为“现有发明钢板”和“现有发明方法”。)，已经进行了专利申请(日本国专利申请2011-274269)。
现有发明钢板其特征为，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：以面积率计含有作为软质第一相的铁素体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，存在于所述铁素体的粒子内的、当量圆直径0.3μm以上的渗碳体粒子的分散状态为，每1μm2所述铁素体有0.05～0.15个。
另外，现有发明方法其特征为，对具有上述成分组成的钢材，以下述(1)～(4)所示的各条件热轧后，进行冷轧，之后退火，再进行回火。(1)热轧条件
终轧结束温度：Ar3点以上
卷取温度：450℃以上且低于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0.5～5.0℃/s的第一加热速度进行升温，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+Ac3)/2～Ac3的退火温度，只保持3600s以下的退火保持时间后，从退火温度，以1℃/s以上且低于50℃/s的第一冷却速度，缓冷至730℃以下、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。
(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保持60～1200s
上述现有发明钢板和现有发明方法，通过缩小铁素体与回火马氏体的硬度的差异，对于抑制伴随着因退火条件的变动造成的组织分率的变化而来的机械特性的偏差是有用的技术，但另一方面，残留有化学成分发生变动时，机械特性容易发生变动这一技术课题。
化学成分变动时，机械特性之所以容易发生变动，是由于若化学成分变动，则特别是二相域温度范围变化，铁素体粒子的尺寸容易改变，并且，因为存在于铁素体粒子内的渗碳体粒子的数量并不太多，所以不含渗碳体粒子的铁素体粒子的数量也容易发生变化，其结果是，无法保持组织的均匀性，机械特性容易变动。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2007-138262号公报
专利文献2：日本国特开2003-277832号公报
专利文献3：日本国特开2000-212684号公报
发明内容
因此本申请发明的目的在于，提供一种不受化学成分的变动影响的，机械特性(特别是强度和延展性)的偏差少的高强度冷轧钢板及其制造方法。
【用于解决课题的手段】
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，涉及化学成分均同。)，分别含有
C：0.10～0.25％、
Si：0.5～2.0％、
Mn：1.0～3.0％、
P：0.1％以下(不含0％)、
S：0.01％以下(不含0％)、
Al：0.01～0.05％、
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：
以面积率计含有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，
所述铁素体的全部粒子之中，平均粒径为10～25μm的粒子的合计面积占所述铁素体的全部粒子的合计面积的80％以上，并且
存在于所述铁素体的全部粒子内的、当量圆直径为0.3μm以上的渗碳体粒子的分散状态是，每1μm2所述铁素体中有超过0.15个且在1.0个以下，
抗拉强度为980MPa以上。
第二发明是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，成分组成还含有下述(A)～(C)组的至少1组：
(A)Cr：0.01～1.0％；
(B)Mo：0.01～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％中的一种或两种以上；
(C)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。
第三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，对具有第一或第二发明所示的成分组成的钢材，以下述(1)～(4)所示的各条件热轧后，进行冷轧，其后退火，再进行回火。
(1)热轧条件
终轧结束温度：Ar3点以上
卷取温度：600～750℃
(2)冷轧条件
冷轧率：大于50％且80％以下
(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，从退火温度开始以1℃/s以上且低于50℃/s的第一冷却速度缓冷至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。
(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保持60～1200s
发明的效果
根据本申请发明，在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和/或回火贝氏体构成的复相组织钢中，通过统一铁素体粒子的尺寸，并且使存在于铁素体粒子内的渗碳体粒子的数量增加，能够得到使大部分的铁素体粒子内含有渗碳体粒子的组织，即使化学成分变化，组织形态也几乎不会变化，因此能够提供因化学成分的变动造成的机械特性的偏差少的高强度钢板。
附图说明
图1是模式化地表示实施例的热处理模式的图。
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和/或回火贝氏体(以下也会统称为“回火马氏体等”。)构成的复相组织的高强度钢板，对于减少因化学成分的变动带来的机械特性(以下也会简称为“特性”。)的偏差的对策进行研究。
如上述，化学成分的变动带来的特性的偏差，其起因是由于化学成分的变动导致铁素体粒子的尺寸和不含渗碳体粒子的铁素体粒子的数量发生变动，其结果是不能保持组织的均匀性。
因此认为，如果尽可能统一铁素体粒子的尺寸，并且使各铁素体粒子内含有渗碳体粒子而使组织均匀化，则即使化学成分变动，也能够抑制特性的偏差。另外考虑到，为了尽可能统一铁素体粒子的尺寸，并且使各铁素体粒子内含有渗碳体粒子，能够通过精制出如下组织来实现，即，使自前组织中残存的铁素体粒子，与退火加热后的冷却时生成的铁素体粒子的尺寸接近，并且，使渗碳体粒子更多地残存的组织。
为了精制出上述这样的组织，作为一例考虑有以下这种方法。即，首先，使热轧时的卷取温度比以往高温化，使铁素体和珠光体的二相组织形成。但是，若使卷取温度高温化，则组织粗大化，为此，使下道工序的冷轧时的冷轧率上升，向组织中导入大量的应变。由此，在下道工序的退火加热时，奥氏体容易成核，因此通过在二相域的高温侧保持，更多的奥氏体粒子生成，在这些奥氏体粒子之间，将有细小的铁素体粒子残存。另一方面，在退火加热后的冷却时成核的铁素体粒子，与在上述二相域生成的铁素体粒子也会变成大体相同的尺寸，因此最终的组织中的铁素体粒子的尺寸整体上大致均匀。另外，对于在冷轧时导入了应变的珠光体进行退火加热，珠光体容易被分断，因此大小一致的渗碳体粒子将大量残存。
因此，在上述现有发明钢板中，是只在更大的铁素体粒子内分散有渗碳体粒子的组织，相对于此，在本申请发明的钢板中，成为在大部分的铁素体粒子内都分散有渗碳体粒子的组织。
其结果是，在本申请的发明钢板中，在本申请发明规定的范围内即使化学成分发生变动，组织形态也几乎不会变化，因此特性偏差减少。
于是，基于上述思考实验，实施了后述[实施例]中说明的证实试验，其结果是能够取得确凿的证据，因此进一步加以研究，直至完成了本申请发明。
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，关于发明钢板，以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的复相组织为基础，但特别以如下这一点为特征，即，控制特定的尺寸的铁素体粒子相对于全部铁素体粒子的比例、和全部铁素体粒子内的特定的尺寸的渗碳体粒子的存在密度。
<作为软质第一相的铁素体：以面积率计20～50％>
在铁素体-回火马氏体等的复相组织钢中，变形主要依靠变形能高的铁素体。因此，铁素体-回火马氏体等的复相组织钢的延伸率主要由铁素体的面积率决定。
为了确保作为目标的延伸率，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)。
<所述铁素体的全部粒子之中，平均粒径10～25μm的粒子的合计面积：所述铁素体的全部粒子的合计面积的80％以上>
为了不受化学成分的变动影响而使组织均匀化，需要将铁素体粒子的尺寸尽可能地统一到规定的大小的范围内。
为了将本申请发明的规定范围内的化学成分的变动导致的机械特性的偏差抑制在期望范围内，所述铁素体的全部粒子之中，需要使平均粒径10～25μm的粒子的合计面积，处于所述铁素体的全部粒子的合计面积的80％以上(优选为85％以上)。
<存在于所述铁素体的全部粒子内的、当量圆直径0.3μm以上的渗碳体粒子的分散状态：每1μm2该铁素体中有超过0.15个且在1.0个以下>
为了使组织更均匀化，需要使大部分的铁素体粒子内分散规定尺寸的渗碳体粒子。
为了将本申请发明的规定范围内的化学成分的变动导致的机械特性的偏差抑制在期望范围内，需要当量圆直径0.3μm以上的渗碳体粒子的存在密度为，每1μm2铁素体中超过0.15个(优选为0.2个以上)。但是，若这一尺寸的渗碳体粒子过多，则延展性劣化，因此上述渗碳体粒子的存在密度为，铁素体每1μm2中限制在1.0个以下(优选为0.8个以下)。
在此，之所以使分散在铁素体粒子内的渗碳体粒子的尺寸为当量圆直径0.3μm以上，是出于如下理由：通过使渗碳体粒子为0.3μm以上，能够减小来自渗碳体粒子的析出强化的贡献度，能够缩小因化学成分的变动带来的特性偏差。
以下，对于各相的面积率、铁素体粒子的尺寸和特定尺寸的铁素体粒子的面积比例、以及渗碳体粒子的尺寸和特定尺寸的渗碳体粒子的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，以3％硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀而使金属组织现出后，对于大概40μm×30μm区域的5个视野，观察倍率2000倍的扫描型电子显微镜(SEM)像，以点计数法对1个视野进行100点的测量而求得铁素体的各粒子的面积，将其合计而求得铁素体的面积。另外，通过图像分析，将含有渗碳体的区域作为回火马氏体和/或回火贝氏体(硬质第二相)，其余的区域作为残留奥氏体、马氏体、以及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。
〔铁素体粒子的尺寸和特定尺寸的铁素体粒子的面积比例的测量方法〕
根据由上述方法求得的铁素体的各粒子的面积Aα，计算当量圆直径Dα(Dα＝2×(Aα/π)1/2)，并且求得特定尺寸的铁素体粒子的合计面积，通过用其除以上述铁素体的全部粒子的合计面积，能够求得特定尺寸的铁素体粒子的面积比例。
〔渗碳体粒子的尺寸和特定尺寸的渗碳体粒子的存在密度的测量方法〕
关于渗碳体粒子的尺寸和特定尺寸的渗碳体粒子的存在密度，是制成各供试钢板的提取复型样，在2.4μm×1.6μm的区域的3个视野中，观察倍率50000倍的透射型电子显微镜(TEM)像，根据图像的对比度，将白色的部分判别为渗碳体粒子进行标记，用图像分析软件，根据所述标记过的各渗碳体粒子的面积Aθ计算当量圆直径Dθ(Dθ＝2×(Aθ/π)1/2)，并且求得单位面积中存在的特定尺寸的渗碳体粒子的个数。还有，多个渗碳体粒子相互重叠的部分从观察对象中除外。
接着，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：0.10～0.25％
C影响硬质第二相的面积率和铁素体中存在的渗碳体量，是对强度、延伸率和延伸凸缘性产生影响的重要的元素。低于0.10％时，不能确保强度。另一方面，大于0.25％时，焊接性劣化。C含量的范围优选为0.12～0.22％，更优选为0.14～0.20％。
Si：0.5～2.0％
Si具有抑制回火时的渗碳体粒子的粗大化的效果，是有助于兼顾延伸率和延伸凸缘性的有用的元素。低于0.5％时，上述效果无法充分发挥，因此不能兼顾使延伸率和延伸凸缘性，大于2.0％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，不能确保延伸凸缘性。Si含量的范围优选为0.7～1.8％，更优选为1.0～1.5％。
Mn：1.0～3.0％
Mn与上述Si同样，具有抑制回火时的渗碳体的粗大化的效果，除此之外，还提高硬质第二相的变形能力，有助于兼顾延伸率和延伸凸缘性的。另外，也有提高淬火性，从而扩大获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，因此不能兼顾使延伸率和延伸凸缘性，另一方面，若超过3.0％，则逆相变温度过低，不能再结晶，因此不能确保强度与延伸率的平衡。Mn含量的范围优选为1.2～2.5％，更优选为1.4～2.2％。
P：0.1％以下(不含0％)
P作为杂质元素不可避免地存在，通过固溶强化而有助于强度的上升，但其在旧奥氏体晶界偏析，使晶界脆化，从而使延伸凸缘性劣化，因此为0.1％以下。优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下。
S：0.01％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，扩孔时成为龟裂的起点而使延伸凸缘性降低，因此为0.01％以下。优选为0.008％以下，更优选为0.006％以下。
Al：0.01～0.05％
Al作为脱氧元素添加，具有使夹杂物微细化的效果。另外，其与N结合而形成AlN，使有助于应变时效的发生的固溶N减少，从而防止延伸率和延伸凸缘性的劣化。低于0.01％时，钢中有固溶N残存，因此应变时效发生，不能确保延伸率和延伸凸缘性，另一方面，大于0.05％时，则阻碍加热时奥氏体的形成，因此不能确保硬质第二相的面积率，不能确保延伸凸缘性。
N：0.01％以下(不含0％)
N也作为杂质元素不可避免地存在，由于应变时效致使延伸率和延伸凸缘性降低，因此优选其低的方面，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，但另外，在不损害本申请发明的作用的范围内，能够添加以下的允许成分。
Cr：0.01～1.0％
Cr抑制渗碳体的生长，是能够改善延伸凸缘性的有用的元素。低于0.01％的添加时，不能有效地发挥上述这样的作用，另一方面，大于1.0％的添加时，会形成粗大的Cr7C3形成，延伸凸缘性劣化。
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，是通过固溶强化，不会使成形性劣化而对于改善强度有用的元素。各元素均是在低于上述各下限值添加时，不能有效地发挥上述这样的作用，另一方面，各元素均超过1.0％添加时，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
这些元素使夹杂物微细化，使断裂的起点减少，对于提高延伸凸缘性是有用的元素。各元素均是在低于0.0001％添加时，不能有效地发挥上述这样的作用，另一方面，各元素均超过0.01％添加时，相反夹杂物粗大化，延伸凸缘性降低。
还有，REM是指稀土元素，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制造方法。
〔发明钢板的制造方法〕
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成为板坯之后进行热轧，酸洗后进行冷轧。
[热轧条件]
作为热轧条件，可以将终轧的结束温度设定在Ar3点以上，适宜进行冷却后，在600～750℃的范围卷取。
<卷取温度：600～750℃>
使卷取温度为比上述现有发明方法高温的600℃以上(更优选为610℃以上)，是为了能够形成铁素体和珠光体的二相组织。但是，若过度提高卷取温度，则珠光体部分的渗碳体球状化，初生渗碳体(初期セメンタイト)容易过剩地变大，因此优选为750℃以下(更优选为700℃以下)。
[冷轧条件]
作为冷轧条件，可以使冷态轧制率(以下，也称为“冷轧率”。)大于50％并在80％以下的范围。
<冷轧率：大于50％并在80％以下>
使冷轧率为比上述现有发明方法高的大于50％(更优选为52％以上)，是为了向组织中导入大量的应变。但是，若过度提高冷轧率，则冷轧时的变形阻力过高，轧制速度降低，导致生产率极端恶化，因此优选为80％以下(更优选为70％以下)。
然后，在上述冷轧后，接着进行退火，再进行回火。
[退火条件]
作为退火条件，可以在室温～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的退火温度只保持3600s以下的退火保持时间后，从退火温度开始以1℃/s以上且低于50℃/s的第一冷却速度(缓冷速度)，缓冷至730℃以下500℃以上的第一冷却结束温度(缓冷结束温度)后，再以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>
在冷轧材的退火时，首先，通过比较缓慢地加热，是为了在铁素体再结晶的过程，使前组织中已经析出的渗碳体粒子粗大化，该渗碳体粒子被并入再结晶铁素体，由此成为在铁素体粒内存在大的渗碳体粒子的组织。另外，在此加热时，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，第一加热速度优选为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>
接着，以Ac1点～退火温度(二相温度区域)进行规定时间加热保持而使上述粗大化的渗碳体的一部分熔化，经过其后直至室温附近的急冷而使固溶C在铁素体中稠化，由此与上述现有发明钢板同样，是为了减小铁素体与回火马氏体的硬度的差异，抑制因退火条件的变动带来的机械特性的偏差。
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)。
<在(Ac1+Ac3)/2～Ac3的退火温度，只保持3600s以下的退火保持时间>
在二相域的高温侧保持，是为了使奥氏体容易成核，使细小的铁素体残存，并且使面积率50％以上的区域相变为奥氏体，由此在之后的冷却时相变生成足够量的硬质第二相。
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。退火保持时间更优选的下限是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以上且低于50℃/s的第一冷却速度，缓冷至730℃以下且500℃以上的第一冷却结束温度>
这是为了使落肩式冷却(原文：肩落し冷却)时成核的铁素体的尺寸，与上述二相域生成的铁素体成为大体相同的尺寸，并且使其合在一起以面积率计形成20～50％的铁素体组织，由此在确保延伸凸缘性的状态下实现延伸率的改善。
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，不能确保强度和延伸凸缘性。
<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>
这是为了抑制在冷却中由奥氏体形成铁素体，得到硬质第二相。
若在比Ms点高的温度下使急冷终止，或冷却速度低于50℃/s，则贝氏体过剩地形成，不能确保钢板的强度。
[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回火保持时间：停留60～1200s后，冷却即可。
这是因为，在上述退火时在铁素体中稠化的固溶C，即使经过回火，仍会在铁素体中原封不动地残存而使铁素体的硬度上升，另一方面，作为上述退火时固溶到铁素体中的C的稠化的反作用，从C含量降低的硬质第二相，再经过回火而使C作为渗碳体析出，或使微细的渗碳体粒子粗大化而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℃，则硬质第二相过于软质化而不能确保强度，或渗碳体过于粗大化，延伸凸缘性劣化。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】
熔炼下述表1所示这样各种成分的钢，制成厚度120mm的钢锭。对其进行热轧而达到厚度25mm后，以下述表2～4所示的各种制造条件，再度进行热轧而成为厚度3.2mm，对其酸洗后，再冷轧至厚度1.6mm，其后实施热处理(参照图1所示的热处理模式)。
还有，表1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1]
(下划线＝本申请发明范围以外，-：低于检测极限)
[表2]
[表3]
[表4]
对于热处理后的各钢板，根据上述[具体实施方式]一项中说明的测量方法，测量各相的面积率、铁素体粒子的尺寸和特定尺寸的铁素体粒子的面积比例、以及渗碳体粒子的尺寸和特定尺寸的渗碳体粒子的存在密度。
另外，对于上述热处理后的各钢板，测量抗拉强度TS、延伸率EL和延伸凸缘性λ，据此评价各钢板的特性，并且根据由化学成分的变化造成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，热处理后的钢板的特性，TS≥980MPa、EL≥13％、λ≥40％全部满足的为合格(○)，其以外的为不合格(×)。
另外，关于热处理后的钢板的特性的稳定性，对于使特定的化学成分变化的两种钢种(例如，A-1与A-2)的供试材，分别以相同的制造条件(例如制造No.1)进行制造实验，TS的变化幅度ΔTS≤150MPa、EL的变化幅度ΔEL≤2％、λ的变化幅度Δλ≤15％全部满足的为合格(○)，其以外的为不合格(×)。
还有，抗拉强度TS和延伸率EL，是在与轧制方向成直角的方向上取长轴，制成JISZ2201所述的5号试验片，遵循JISZ2241进行测量。另外，延伸凸缘性λ，是遵照铁联规格JFST1001，实施扩孔试验并进行扩孔率的测量，将其作为延伸凸缘性。
测量结果显示在表5～7中。
由这些表可知，制造No.1、2、5～7、9、12、14、17、20、22、26～30是全部满足本申请发明的要件的发明例。无论哪个发明例，都不仅机械特性的绝对值优异，而且能够得到可抑制因化学成分的变动引起的机械特性的偏差的均质的冷轧钢板。
相对于此，不满足本申请发明的某一要件的比较例，分别具有以下这样的问题。
制造No.3因为钢种C-2其Mn过少，所以加热中再结晶铁素体粒子容易粗大化，10～25μm的铁素体粒子的比例不足，其结果是，TS达不到合格标准。另外，尽管以与Mn在适当范围内的钢种C-1相同的制造条件制造，ΔEL仍不满足合格标准。
制造No.4因为钢种D-1其C过少，所以铁素体的面积率过大，另外渗碳体的生成也不足，其结果是，TS达不到合格标准。另外，尽管以与C处于适当范围内的钢种D-2相同的制造条件制造，ΔEL仍不满足合格标准。
制造No.8因为卷取温度过低，所以渗碳体未充分生成，其结果是，用化学成分不同的钢种H-1和H-2，以相同的制造条件制造，ΔTS、ΔEL仍不满足合格标准。
制造No.10因为冷轧率过低，所以铁素体未充分地整粒化，其结果是，即使用化学成分不同的钢种H-1和H-2，以相同的制造条件制造，ΔEL也不满足合格标准。
制造No.11因为退火时的第一加热速度过高，所以渗碳体未充分生成，其结果是，即使用化学成分不同的钢种H-1和H-2，以相同的制造条件制造，ΔTS仍不满足合格标准。
制造No.13因为冷轧率低，退火时的第二加热速度/第一加热速度的比过高，所以铁素体未充分整粒化，另外存在渗碳体也过多生成的情况，其结果是，即使用化学成分不同的钢种H-1和H-2，以相同的制造条件制造，Δλ也不满足合格标准。
制造No.15因为退火温度过低，所以铁素体未充分整粒化，或渗碳体过多生成，其结果是，即使用化学成分不同的钢种H-1和H-2，以相同的制造条件制造，Δλ也不满足合格标准。
制造No.16因为缓冷速度过低，所以有铁素体的面积率不足的情况，其结果是，即使用化学成分不同的钢种H-1和H-2，以相同的制造条件制造，Δλ也不满足合格标准。
制造No.18因为缓冷结束温度过低，所以铁素体过多生成而铁素体的面积率变得过剩，其结果是，化学成分不同的钢种H-1、H-2，其TS、λ均达不到合格标准。
制造No.19因为急冷结束温度过高，所以其他的组织(主要是残留奥氏体)生成，其结果是，化学成分不同的钢种H-1、H-2其λ均达不到合格标准。
制造No.21因为回火温度过高，所以硬质第二相过于软质化，其结果是，化学成分不同的钢种H-1、H-2其TS均达不到合格标准。
制造No.23因为钢种J-2其Si过多，所以渗碳体未充分生成，其结果是，EL、λ达不到合格标准。另外，尽管以与Si为适当范围内的钢种J-1相同的制造条件制造，ΔEL仍不满足合格标准。
制造No.24因为钢种K-1其Mn过多，所以渗碳体过多生成，其结果是，EL、λ达不到合格标准。另外，尽管以与Mn在适当范围内的钢种K-2相同的制造条件制造，ΔEL仍不满足合格标准。
制造No.25因为钢种L-1其C过多，所以铁素体的面积率不足，其结果是，EL达不到合格标准。另外，尽管以C在适当范围内的钢种L-2相同的制造条件制造，ΔTS、ΔEL、Δλ仍不满足合格标准。
[表5]
(下划线＝本申请发明的范围外，α：铁素体，其他组织＝残留奥氏体+马氏体，θ＝渗碳体)
[表6]
(表5续)
(下划线＝本申请发明的范围外，α铁素体，其他组织＝残留奥氏体+马氏体，θ＝渗碳体)
[表7]
(表6续)
(下划线＝本申请发明的范围外，α：铁素体，其他组织＝残留奥氏体+马氏体，θ＝渗碳体)
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但能够不脱离本发明的精神和范围施加各种各样的变更和修正，这对本领域技术人员来说是显而易见的。
本申请基于2012年5月29日申请的日本专利申请(专利申请2012-122033)，其内容在此参照并援引。
【产业上的可利用性】
本发明的高强度冷轧钢板作为汽车零件用有用。

Claims (3)

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，以质量％计由如下成分组成构成：
C：0.10～0.25％、
Si：0.5～2.0％、
Mn：1.0～3.0％、
P：0.1％以下但不含0％、
S：0.01％以下但不含0％、
Al：0.01～0.05％、
N：0.01％以下但不含0％，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
并具有如下组织：
以面积率计，含有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，
所述铁素体的全部粒子之中，平均粒径为10～25μm的粒子的合计面积占所述铁素体的全部粒子的合计面积的80％以上，并且，
存在于所述铁素体的全部粒子内的、当量圆直径为0.3μm以上的渗碳体粒子的分散状态是，每1μm2所述铁素体中有超过0.15个且在1.0个以下，
抗拉强度为980MPa以上。
2.一种强度和延展性的偏差小的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计由如下成分组成构成：
C：0.10～0.25％、
Si：0.5～2.0％、
Mn：1.0～3.0％、
P：0.1％以下但不含0％、
S：0.01％以下但不含0％、
Al：0.01～0.05％、
N：0.01％以下但不含0％，以及
下述(A)～(C)组中的至少1组：
(A)Cr：0.01～1.0％；
(B)Mo：0.01～1.0％、Cu：0.05～1.0％、Ni：0.05～1.0％中的一种或两种以上；
(C)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，
余量由铁和不可避免的杂质构成，
并具有如下组织：
以面积率计，含有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，
所述铁素体的全部粒子之中，平均粒径为10～25μm的粒子的合计面积占所述铁素体的全部粒子的合计面积的80％以上，并且，
存在于所述铁素体的全部粒子内的、当量圆直径为0.3μm以上的渗碳体粒子的分散状态是，每1μm2所述铁素体中有超过0.15个且在1.0个以下，
抗拉强度为980MPa以上。
3.一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，对具有权利要求1或2所示的成分组成的钢材，以下述(1)～(4)所示的各条件，热轧后进行冷轧，之后进行退火，再进行回火，
(1)热轧条件
终轧结束温度：Ar3点以上，
卷取温度：600～750℃，
(2)冷轧条件
冷轧率：大于50％且80％以下，
(3)退火条件
在室温～600℃的温度区域，以0.5～5.0℃/s的第一加热速度进行升温，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+Ac3)/2～Ac3的退火温度保持3600s以下的退火保持时间后，从退火温度开始以1℃/s以上且低于50℃/s的第一冷却速度缓冷至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，
(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保持60～1200s。
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