CN105940134B - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供伸长率和延伸凸缘性优良且具有高屈服比的拉伸强度为1180MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法。一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.15～0.30％、Si：0.8～2.4％、Mn：2.4～3.5％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.05％、B：0.0002～0.0050％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有铁素体为平均结晶粒径3μm以下且体积百分率5％以下(包含0％)、残余奥氏体为体积百分率10～20％、马氏体为平均结晶粒径4μm以下且体积百分率20％以下(包含0％)并且余量包含贝氏体和/或回火马氏体的显微组织，与钢板的轧制方向平行的板厚截面内每100μm²中的粒径0.1μm以上的渗碳体粒子的平均粒子数为30个以上。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法，特别是涉及适合作为汽车等结构部件的构件的高强度冷轧钢板。

背景技术

近年来，由于环境问题的增多，CO₂排放限制变得严格，在汽车领域，用于提高燃料效率的车身的轻量化成为课题。因此，通过将高强度钢板应用于汽车部件来推进薄壁化，特别是推进拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度冷轧钢板的应用。

汽车的结构用构件、增强用构件中使用的高强度钢板要求成形性优良。特别是对于具有复杂形状的部件中使用的高强度钢板，不是要求仅伸长率或延伸凸缘性(也称为扩孔性)这样的特性优良，而是要求伸长率和延伸凸缘性这两者都优良。此外，结构用构件、增强用构件等的汽车用部件要求优良的碰撞吸收能特性。为了提高汽车用部件的碰撞吸收能特性，提高作为原材的钢板的屈服比是有效的。使用屈服比高的钢板的汽车用部件即使在低变形量下也能够高效地吸收碰撞能。需要说明的是，在此，屈服比(YR)是表示屈服应力(YS)相对于拉伸强度(TS)之比的值，由YR＝YS/TS表示。

以往，作为兼具高强度和成形性的高强度薄钢板，已知铁素体-马氏体组织的双相钢(DP钢)(专利文献1)。作为使主相为铁素体并分散有马氏体的复合组织钢的DP钢为低屈服比，TS也高，伸长率也优良。

另外，作为兼具高强度和优良的延展性的钢板，可以列举利用残余奥氏体的相变诱发塑性(TRansformation Induced Plasticity)的TRIP钢板(专利文献2)。该TRIP钢板具有含有残余奥氏体的钢板组织，在马氏体相变开始温度以上的温度下加工变形时，利用应力使残余奥氏体诱发相变为马氏体，从而得到大的伸长率。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2011-052295号公报

专利文献2：日本特开2005-240178号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，一般而言，DP钢在马氏体相变时在铁素体中导入可动位错，因此变成低屈服比，碰撞吸收能特性降低。另外，对于活用残余奥氏体的钢板而言，也不是在1180MPa以上的高强度范围内提高了伸长率和延伸凸缘性的钢板。

如上所述，对于1180MPa以上的高强度钢板而言，难以在保持优良的碰撞吸收能特性的同时确保冲压成形性优良的伸长率和延伸凸缘性。而且。实际情况是还没有开发出兼具这些特性(屈服比、强度、伸长率、延伸凸缘性)的钢板。

本发明是鉴于这样的情况而完成的。本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，提供伸长率和延伸凸缘性优良且具有高屈服比的高强度冷轧钢板及其制造方法。

用于解决问题的方法

本发明人反复进行了深入研究，结果发现，通过以特定的比率控制钢板的显微组织中的铁素体、残余奥氏体、马氏体的体积百分率并且控制铁素体和马氏体的平均结晶粒径、以及析出的渗碳体粒子的分布状态，能够在确保高屈服比的同时一并得到高伸长率特性以及优良的延伸凸缘性。本发明立足于上述的见解。

首先，本发明人对钢板的显微组织与如上所述的拉伸强度、屈服比、伸长率、延伸凸缘性之类的特性的关系进行了研究，如下进行了考察。

a)在钢板组织中存在有具有高硬度的马氏体或残余奥氏体的情况下，在扩孔试验中，在冲裁加工时在铁素体与马氏体或残余奥氏体的界面、特别是与软质的铁素体的界面产生空隙，在之后的扩孔过程中空隙彼此连接、发展，由此发生龟裂。因此，难以确保良好的延伸凸缘性。另一方面，通过在钢板组织中含有残余奥氏体、软质的铁素体，伸长率提高。因此，从确保1180MPa以上的强度、并且使伸长率和延伸凸缘性良好的观点考虑，优选形成含有残余奥氏体、使铁素体的体积百分率减少的显微组织，减少显微组织中的各相的硬度差。

b)通过在钢板组织内含有位错密度高的贝氏体、回火马氏体，屈服比增高，但对伸长率的影响小。

因此，本发明人反复进行了深入研究。结果得到了如下见解：对作为空隙产生源的软质相和硬质相的体积百分率进行调节，控制作为硬质中间相的回火马氏体中或贝氏体中析出的渗碳体粒子的分布状态，使其与硬质相的硬度差降低，由此，能够在确保强度和延伸凸缘性的同时得到伸长率的提高和高屈服比。

另外得到了如下见解：为此，适量添加B并且使热轧钢板的显微组织成为贝氏体均质组织(在板厚方向1/4位置，贝氏体的体积百分率为100％)后，实施热处理(第一热处理)，控制热轧钢板中的元素、碳化物的分布状态，接着，对这样的热轧钢板进行冷轧后，控制连续退火(第二热处理)中的冷却条件、冷却后的保持条件等条件，由此，能够控制贝氏体相变、残余奥氏体生成、主要在贝氏体和回火马氏体中析出的渗碳体的分布状态，能够制造形成有期望的显微组织的钢板。

在此，使用B作为淬火元素是重要的。即，过量添加例如Mn等作为淬火元素时，不仅回火马氏体和马氏体的硬度增高，而且马氏体相变开始点降低。因此，在作为用于得到回火马氏体的前段的使马氏体相变时的冷却中，必须降低冷却停止温度，需要过度的冷却能力，成本增大。B能够在不使马氏体相变开始点降低的情况下确保淬透性，因此，能够降低冷却所需的成本。此时，在热轧时的精轧后的冷却中，B也能够抑制铁素体、珠光体的生成，在使热轧钢板的钢板组织成为贝氏体均质组织的方面是有效的。而且，在使热轧钢板的组织成为贝氏体均质组织后，通过之后实施的第一热处理使C、Mn的浓度分配变得均匀，进而在之后实施的第二热处理时，将加热速度设定为预定范围，由此，能够控制铁素体、马氏体的晶粒的微细化和渗碳体粒子的分布状态，能够形成期望的钢板组织。

本发明人发现，通过将Mn量设定为2.4～3.5％、以0.0002～0.0050％的范围添加B并且控制热轧、冷轧后的退火条件，能够在使铁素体和马氏体的结晶粒径微细化的同时使残余奥氏体的体积百分率为足以确保伸长率的体积百分率，并且能够控制析出的渗碳体粒子的分布状态。并且，本发明人发现，通过将铁素体、贝氏体、回火马氏体、马氏体的体积百分率控制为预定的范围，能够在确保高屈服比的同时提高伸长率和延伸凸缘性。

本发明基于上述见解，其主旨如下所述。需要说明的是，本发明以拉伸强度为1180MPa以上的高强度冷轧钢板作为对象。

[1]一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.15～0.30％、Si：0.8～2.4％、Mn：2.4～3.5％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.05％、B：0.0002～0.0050％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

具有铁素体为平均结晶粒径3μm以下且体积百分率5％以下(包含0％)、残余奥氏体为体积百分率10～20％、马氏体为平均结晶粒径4μm以下且体积百分率20％以下(包含0％)并且余量包含贝氏体和/或回火马氏体的显微组织，

与钢板的轧制方向平行的板厚截面内每100μm²中的粒径0.1μm以上的渗碳体粒子的平均粒子数为30个以上。

[2]如上述[1]所述的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计还含有选自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下中的一种以上。

[3]如上述[1]或[2]所述的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计还含有选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上。

[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计还含有合计为0.0050％以下的Ca和/或REM。

[5]一种高强度冷轧钢板的制造方法，其中，

对具有上述[1]～[4]中任一项所述的成分组成的钢坯在热轧开始温度为1150～1300℃、精轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，

在热轧结束后1秒以内开始冷却，将以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下作为一次冷却，接着，将以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下作为二次冷却，

然后，在550℃以下的卷取温度下卷取，

然后，进行在400～750℃的温度范围内保持30秒以上的第一热处理，

接着进行冷轧，

接着，实施如下的连续退火作为第二热处理：以3～30℃/秒的平均加热速度加热至830℃以上的温度范围，在作为第一均热温度的830℃以上的温度下保持30秒以上，然后，以3℃/秒以上的平均冷却速度从第一均热温度冷却至满足下述式(1)的Ta℃的冷却停止温度范围，接着加热至满足下述式(2)的Tb℃的温度范围，在作为第二均热温度的满足下述式(2)的Tb℃的温度范围内保持20秒以上，然后，冷却至室温，

式(1)：

0.35≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Ta)}≤0.95

式(2)：

-3.0≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Tb)}＜0.35

在此，式中的[M]表示元素M的含量(质量％)。

发明效果

根据本发明，通过控制钢板的组成和显微组织，能够稳定地得到拉伸强度为1180MPa以上、屈服比为75％以上、伸长率为17％以上和扩孔率为30％以上的、伸长率和延伸凸缘性均优良的高强度冷轧钢板。

具体实施方式

首先，对本发明的高强度冷轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，以下中，钢的成分组成的“％”表示是指质量％。

C：0.15～0.30％

C是对钢板的高强度化有效的元素，其参与本发明中的贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和马氏体这样的第二相形成而有助于高强度化。此外，C提高马氏体和回火马氏体的硬度。C量低于0.15％时，难以确保所必需的贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体和马氏体的体积率。因此，C量设定为0.15％以上。优选为0.16％以上。另一方面，C量超过0.30％时，铁素体、回火马氏体、马氏体的硬度差增大，因此，延伸凸缘性降低。因此，C量设定为0.30％以下。优选为0.26％以下。

Si：0.8～2.4％

Si在贝氏体相变时抑制碳化物生成而有助于残余奥氏体的形成。为了形成充分的残余奥氏体，需要将Si量设定为0.8％以上。优选为1.2％以上。但是，过量添加Si时，化学转化处理性降低，因此，将其Si量设定为2.4％以下。优选为2.1％以下。

Mn：2.4～3.5％

Mn是通过固溶强化和生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，Mn是使奥氏体稳定化的元素，是第二相的分率控制所必需的元素。此外，Mn是用于使热轧钢板的组织通过贝氏体相变而进行均质化所必需的元素。为了该效果，需要含有2.4％以上的Mn。另一方面，在过量含有的情况下，马氏体的体积率变得过量，并且马氏体和回火马氏体的硬度增加，延伸凸缘性降低，因此，将Mn的含量设定为3.5％以下。优选为3.3％以下。

P：0.08％以下

P通过固溶强化而有助于高强度化，但过量添加时，向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，或者使焊接性降低。因此，P的含量设定为0.08％以下。优选为0.05％以下。

S：0.005％以下

S的含量多时，MnS等硫化物大量生成，以延伸凸缘性为代表的局部伸长率降低。因此，S的含量的上限设定为0.005％。优选S含量为0.0045％以下。下限没有特别限定，但极低的S化会使炼钢成本升高，因此，优选将S的含量的下限设定为0.0005％。

Al：0.01～0.08％

Al是脱氧所必需的元素，为了得到该效果，优选将Al含量设定为0.01％以上。另一方面，即使含有超过0.08％的Al，效果也饱和，因此，将Al含量设定为0.08％以下。优选为0.05％以下。

N：0.010％以下

N形成粗大的氮化物而使弯曲性、延伸凸缘性劣化，因此，需要抑制其含量。N量超过0.010％时，该倾向变得显著，因此，将N的含量设定为0.010％以下。优选为0.0050％以下。

Ti：0.002～0.05％

Ti是通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度升高的元素。此外，Ti比B更容易生成氮化物，因此，为了不使本发明中作为必要元素的B与N反应，也需要Ti。为了发挥这样的效果，需要将Ti的含量的下限设定为0.002％。优选为0.005％。另一方面，大量添加Ti时，伸长率显著降低，因此，将Ti的含量设定为0.05％以下。优选为0.035％以下。

B：0.0002～0.0050％

B是在不使马氏体相变开始点降低的情况下提高淬透性的元素，是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。此外，B具有在热轧的精轧后进行冷却时抑制铁素体、珠光体的生成的效果。为了发挥这样的效果，需要将B的含量设定为0.0002％以上。优选为0.0003％以上。另一方面，即使含有超过0.0050％的B，其效果也饱和，因此，将B的含量设定为0.0050％以下。优选为0.0040％以下。

另外，本发明中，在上述的成分的基础上，基于下述理由，可以进一步个别地或者同时含有选自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下中的一种以上、选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上、合计为0.0050％以下的Ca和/或REM。

V：0.10％以下

V通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度升高。为了具有这样的作用，优选含有0.01％以上的V。另一方面，即使添加大量的V，超过0.10％的部分的强度升高效果也小，而且还导致合金成本的增加。因此，V的含量设定为0.10％以下。优选为0.05％以下。

Nb：0.10％以下

Nb与V同样，也通过形成微细的碳氮化物而能够有助于强度升高，因此，可以根据需要添加。为了发挥这样的效果，优选将Nb的含量设定为0.005％以上。另一方面，大量添加Nb时，伸长率显著降低，因此，将其含量设定为0.10％以下。优选为0.05％以下。

Cr：0.50％以下

Cr是通过生成第二相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥该效果，优选含有0.10％以上的Cr。另一方面，含量超过0.50％时，马氏体过量生成，因此，将其含量设定为0.50％以下。

Mo：0.50％以下

Mo与Cr同样，也是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，还是进一步生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上的Mo。即使含量超过0.50％，效果也饱和，因此，将其含量设定为0.50％以下。

Cu：0.50％以下

Cu与Cr同样，是通过生成第二相而有助于高强度化的元素。另外，还是通过固溶强化而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。另一方面，即使含量超过0.50％，效果也饱和，并且容易产生因Cu引起的表面缺陷，因此，将其含量设定为0.50％以下。

Ni：0.50％以下

Ni与Cr同样，也是通过生成第二相而有助于高强度化的元素，另外，与Cu同样地通过固溶强化而有助于高强度化，因此，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上。另外，与Cu同时添加时，具有抑制因Cu引起的表面缺陷的效果，因此，在Cu添加时特别有效。另一方面，即使含量超过0.50％，效果也饱和，因此，将其含量设定为0.50％以下。

Ca和/或REM：合计0.0050％以下

Ca和REM是使硫化物的形状球状化、有助于改善硫化物对延伸凸缘性的不利影响的元素，可以根据需要添加。为了发挥这样的效果，优选含有合计为0.0005％以上的Ca、REM中的任意一种以上。另一方面，即使含有合计超过0.0050％的Ca和/或REM，效果也饱和。因此，Ca、REM在单独添加或复合添加中的任一情况下均将其合计含量设定为0.0050％以下。

上述以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以列举例如Sb、Sn、Zn、Co等。它们的含量的允许范围为Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。另外，本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，也不会损害其效果。

接着，对本发明的高强度冷轧钢板的显微组织详细进行说明。

本发明的高强度冷轧钢板具有铁素体为平均结晶粒径3μm以下且体积百分率5％以下(包含0％)、残余奥氏体为体积百分率10～20％、马氏体为平均结晶粒径4μm以下且体积百分率20％以下(包含0％)并且余量包含贝氏体和/或回火马氏体的显微组织，与钢板的轧制方向平行的板厚截面内每100μm²中的粒径0.1μm以上的渗碳体粒子的平均粒子数为30个以上。

铁素体：平均结晶粒径3μm以下且体积百分率5％以下(包含0％)

铁素体是软质的组织，如上所述，容易在与具有高硬度的马氏体或残余奥氏体的界面在冲裁时生成空隙。铁素体的体积百分率超过5％时，冲裁时的空隙生成量增加，延伸凸缘性降低。此外，铁素体的体积百分率超过5％而增多时，为了确保强度，需要也增高马氏体、回火马氏体的硬度，难以兼顾强度和延伸凸缘性。因此，铁素体的体积百分率设定为5％以下。优选为3％以下，进一步优选为1％以下。需要说明的是，铁素体的体积百分率可以为0％。另外，铁素体的平均结晶粒径大于3μm时，在扩孔时等在冲裁端面生成的空隙在扩孔中容易连接，因此，无法得到良好的延伸凸缘性。因此，在显微组织中具有铁素体的情况下，将其铁素体的平均结晶粒径设定为3μm以下。

残余奥氏体：体积百分率10～20％

为了确保良好的延展性，需要将残余奥氏体的体积百分率设定为10～20％的范围。残余奥氏体的体积百分率低于10％时，仅能得到低伸长率，因此，残余奥氏体的体积百分率设定为10％以上。优选为11％以上。另外，残余奥氏体的体积百分率超过20％时，延伸凸缘性劣化，因此，残余奥氏体的体积百分率设定为20％以下。优选为18％以下。

马氏体：平均结晶粒径4μm以下且体积百分率20％以下(包含0％)

为了确保期望的强度并且确保延伸凸缘性，将马氏体的体积百分率设定为20％以下。优选为15％以下，更优选为12％以下。需要说明的是，马氏体的体积百分率可以为0％。另外，马氏体的平均结晶粒径大于4μm时，在与铁素体的界面生成的空隙容易连接，延伸凸缘性劣化，因此，将马氏体的平均结晶粒径设定为4μm以下。优选马氏体的平均结晶粒径的上限为3μm。

余量组织：包含贝氏体和/或回火马氏体的组织

为了确保良好的延伸凸缘性、高屈服比，上述的铁素体、残余奥氏体、马氏体以外的余量需要含有贝氏体和/或回火马氏体。优选贝氏体的体积百分率为15～50％、回火马氏体的体积百分率为30～70％。另外，优选含有贝氏体和回火马氏体。回火马氏体的平均结晶粒径优选为12μm以下。需要说明的是，在此所述的贝氏体相的体积百分率是指贝氏体铁素体(位错密度高的铁素体)在观察面中所占的体积比例。

与钢板的轧制方向平行的板厚截面内每100μm²中的粒径0.1μm以上的渗碳体粒子的平均粒子数为30个以上

为了确保良好的扩孔性、高屈服比，需要在钢板截面内具有每100μm²中平均为30个以上的粒径0.1μm以上的渗碳体粒子。需要说明的是，在此，钢板截面内是指，与钢板的轧制方向平行的板厚截面内。渗碳体粒子主要在贝氏体中或回火马氏体中析出。这样的渗碳体粒子中粒径0.1μm以上的渗碳体粒子的析出数在每100μm²中平均少于30个时，回火马氏体、贝氏体的硬度增高，在与软质相(铁素体)、硬质相(马氏体、残余奥氏体)的界面容易生成空隙，因此，延伸凸缘性劣化。优选为45个以上。

需要说明的是，本发明的显微组织中，除了上述的铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体和回火马氏体以外，有时会生成珠光体等，但只要满足上述的铁素体、残余奥氏体和马氏体的体积百分率、铁素体、马氏体的平均结晶粒径、渗碳体粒子的分布状态，就能够实现本发明的目的。但是，优选珠光体等除上述的铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体和回火马氏体以外的组织的体积百分率合计为3％以下。

本发明的显微组织的体积百分率和平均结晶粒径可以通过后述的实施例中记载的方法来测定。另外，0.1μm以上的渗碳体粒子的平均粒子数也可以通过后述的实施例中记载的方法来测定。

接着，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。

本发明的高强度冷轧钢板可以通过如下方法来制造：对具有上述成分组成的钢坯在热轧开始温度为1150～1300℃、精轧的结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，将以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下作为一次冷却，接着，将以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下作为二次冷却，然后，进行550℃以下的卷取后，进行在400～750℃的温度范围内保持30秒以上的第一热处理，接着进行冷轧，接着实施如下的连续退火作为第二热处理：以3～30℃/秒的平均加热速度加热至830℃以上的温度范围，在作为第一均热温度的830℃以上的温度下保持30秒以上，然后，以3℃/秒以上的平均冷却速度从第一均热温度冷却至满足下述式(1)的Ta℃的冷却停止温度范围，接着加热至满足下述式(2)的Tb℃的温度范围，在作为第二均热温度的满足下述式(2)的Tb℃的温度范围内保持20秒以上，然后，冷却至室温。

式(1)：

0.35≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Ta)}≤0.95

式(2)：

-3.0≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Tb)}＜0.35

在此，式中的[M]表示元素M的含量(质量％)。

如上所述，本发明的高强度冷轧钢板可以通过依次实施对上述成分组成的钢坯进行热轧、冷却、卷取的热轧工序、进行第一热处理的第一热处理工序、进行冷轧的冷轧工序和进行第二热处理的第二热处理工序来。以下，对各制造条件详细进行说明。

需要说明的是，为了防止成分的宏观偏析，本发明中使用的钢坯优选通过连铸法来制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法来制造。本发明中，除了制造钢坯后暂时冷却至室温、然后进行再加热的现有方法以外，也可以没有问题地应用在不进行冷却的情况下以热片的状态直接装入加热炉中、或者在进行保温后立即进行轧制、或者铸造后直接进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。

[热轧工序]

热轧开始温度：1150～1300℃

铸造上述成分组成的钢坯后，不进行再加热而使用1150～1300℃的温度的钢坯开始热轧，或者，将钢坯再加热至1150～1300℃后开始热轧。热轧开始温度低于1150℃时，轧制负荷增大，生产率降低。另一方面，热轧开始温度高于1300℃时，仅是加热成本增大。因此，热轧开始温度设定为1150～1300℃。需要说明的是，钢坯温度设定为板厚方向平均温度。

精轧结束温度：850～950℃

为了通过钢板内的组织均匀化、材质的各向异性降低来提高退火后的伸长率和扩孔性，需要在奥氏体单相区结束热轧。因此，热轧的精轧结束温度设定为850℃以上。另一方面，精轧结束温度超过950℃时，热轧钢板的显微组织变得粗大，退火后的特性降低，因此，精轧结束温度设定为950℃以下。热轧后的热轧钢板的厚度没有特别限定，优选为1.2～8.0mm。

热轧后的冷却条件：在热轧结束后1秒以内开始冷却，将以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下作为一次冷却，接着，将以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下作为二次冷却

在热轧结束后1秒以内开始冷却，骤冷至不发生铁素体相变而发生贝氏体相变的温度范围，使热轧钢板的显微组织成为贝氏体组织而进行均质化。这样的热轧钢板的组织的控制具有在最终的钢板组织主要使铁素体、马氏体微细化的效果。在热轧结束后至冷却开始的时间超过1秒时，铁素体相变开始发生，因此，难以进行贝氏体相变的均质化。因此，在热轧结束后、即结束热轧的精轧后1秒以内开始冷却(一次冷却)，以80℃/秒以上的平均冷却速度(第一平均冷却速度)冷却至650℃以下。作为一次冷却的平均冷却速度的第一平均冷却速度低于80℃/秒时，铁素体相变在冷却中开始，因此，热轧钢板的钢板组织变得不均质，最终得到的钢板的延伸凸缘性降低。另外，一次冷却中的冷却的终点的温度超过650℃时，过量生成珠光体，热轧钢板的钢板组织变得不均质，最终得到的钢板的延伸凸缘性降低。因此，在热轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/秒以上的第一平均冷却速度进行一次冷却直至650℃以下。需要说明的是，在此，第一平均冷却速度是从热轧结束起至一次冷却的冷却停止温度为止的平均冷却速度。上述的一次冷却后，接着进行二次冷却，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至550℃以下。作为二次冷却的平均冷却速度的第二平均冷却速度低于5℃/秒、或者超过550℃的二次冷却时，在热轧钢板的钢板组织中过量生成铁素体或珠光体，最终得到的钢板的延伸凸缘性降低。因此，作为二次冷却，以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下。需要说明的是，在此，第二平均冷却速度是从一次冷却的冷却停止温度起至卷取温度为止的平均冷却速度。

卷取温度：550℃以下

如上所述，热轧后，进行一次冷却，接着进行二次冷却，冷却至550℃以下后，在550℃以下的卷取温度下卷取。卷取温度超过550℃时，过量生成铁素体和珠光体，因此，卷取温度的上限设定为550℃。优选为500℃以下。卷取温度的下限没有特别规定，但卷取温度过低时，过量生成硬质的马氏体，冷轧负荷增大，因此，优选设定为300℃以上。

[酸洗工序]

优选在热轧工序后实施酸洗工序而除去热轧工序形成的热轧板表层的氧化皮。酸洗工序没有特别限定，按照常规方法实施即可。

[第一热处理工序]

第一热处理：在400～750℃的温度范围内保持30秒以上

本发明中，在上述热轧后，夹着冷轧工序而实施两次热处理(第一热处理、第二热处理)。由此控制结晶粒径的微细化、渗碳体析出的分布状态。第一热处理在上述热轧后实施，其目的在于热轧工序中得到的贝氏体均质组织中C、Mn的元素分配的进一步均质化。第一热处理对于消除C、Mn等元素的偏析、在第二热处理工序后得到期望的组织而言是重要的。第一热处理的热处理温度低于400℃时，元素分配不充分，无法消除热轧后的元素分布状态的影响，因C、Mn的局部存在而在后述的第二热处理后使原本C多的区域的淬透性变高，无法得到期望的钢板组织。此外，在第二热处理后粒径0.1μm以上的渗碳体粒子减少，因此，无法得到充分的伸长率和扩孔性。另一方面，第一热处理的热处理温度超过750℃时，粗大且硬质的马氏体过度存在，第二热处理后的组织变得不均匀，并且马氏体的体积百分率增加，过度高强度化，伸长率和扩孔性显著降低。因此，为了使冷轧前的热轧钢板形成均匀的组织，对热轧钢板实施的第一热处理存在最佳的温度范围，在第一热处理中加热至400～750℃的温度范围，即，将第一热处理的热处理温度设定为400℃以上且750℃以下的范围。优选为450℃以上且700℃以下的范围，更优选为450℃以上且650℃以下的范围。另外，400～750℃的温度范围内的保持时间少于30秒时，无法消除热轧后的元素分布状态的影响，不能得到期望的钢板组织。优选为300秒以上，进一步优选为600秒以上。

[冷轧工序]

对于第一热处理后的热轧钢板，进行轧制成预定板厚的冷轧板的冷轧工序。冷轧工序的条件没有特别限定，按照常规方法实施即可。

[第二热处理工序]

第二热处理工序是为了使再结晶进行并且在钢组织中形成贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体、马氏体以实现高强度化而实施的。

因此，实施如下的连续退火作为第二热处理：以3～30℃/秒的平均加热速度加热至830℃以上的温度范围，在作为第一均热温度的830℃以上的温度下保持30秒以上，然后，以3℃/秒以上的平均冷却速度从第一均热温度冷却至满足下述式(1)的Ta℃的冷却停止温度范围，接着加热至满足下述式(2)的Tb℃的温度范围，在作为第二均热温度的满足下述式(2)的Tb℃的温度范围内保持20秒以上，然后，冷却至室温。

式(1)：

0.35≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Ta)}≤0.95

式(2)：

-3.0≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Tb)}＜0.35

在此，式中的[M]表示元素M的含量(质量％)。

以下，对各条件的限定理由进行说明。

平均加热速度：3～30℃/秒

使通过退火中的升温过程中的再结晶生成的铁素体、奥氏体的成核的速度比再结晶后的晶粒生长的速度快，由此，能够进行再结晶晶粒的微细化。因此，将第二热处理中的至830℃以上的温度范围为止的平均加热速度设定为3℃/秒以上。该加热速度过小时，加热的过程中生成的铁素体、奥氏体粗大化，最终得到的铁素体、马氏体晶粒粗大化，无法得到期望的平均结晶粒径。优选平均加热速度为5℃/秒以上。另一方面，过于快速地加热时，难以进行再结晶，因此，平均加热速度设定为30℃/秒以下。因此，将冷轧板加热至均热温度830℃以上的温度范围时的平均加热速度设定为3℃/秒以上且30℃/秒以下。需要说明的是，在此，平均加热速度是从加热开始时的温度起至第一均热温度为止的平均加热速度。

第一均热温度：830℃以上

如上所述，将冷轧板以3～30℃/秒的平均加热速度加热至830℃以上的温度范围，在830℃以上的第一均热温度下进行保持而使其再结晶。第一均热温度设定为作为铁素体与奥氏体的双相区或奥氏体单相区的温度范围。第一均热温度低于830℃时，铁素体百分率增多，因此，难以兼顾强度和延伸凸缘性。因此，第一均热温度的下限设定为830℃。第一均热温度的上限没有特别规定，但均热温度过高时，退火中的奥氏体结晶粒径增大，难以确保退火后的马氏体粒径，因此优选为900℃以下。

第一均热温度下的保持时间：30秒以上

为了在上述的第一均热温度下发生再结晶的进行和一部分或全部奥氏体相变，需要将第一均热温度下的保持时间(均热时间)设定为30秒以上。上限没有特别限定，优选为600秒以内。

以3℃/秒以上的平均冷却速度从第一均热温度冷却至满足下述式(1)的Ta℃的冷却停止温度范围

式(1)：

0.35≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Ta)}≤0.95

为了使在第一均热温度下保持时生成的奥氏体一部分发生马氏体相变，以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足上述式(1)的Ta℃的温度范围。从第一均热温度起至Ta℃的温度范围为止的平均冷却速度低于3℃/秒时，过量进行铁素体相变，难以确保预定的体积百分率，而且，过量生成珠光体。因此，从第一均热温度起的平均冷却速度的下限设定为3℃/秒。需要说明的是，在此，平均冷却速度是从第一均热温度起至Ta为止的平均冷却速度。

以下，以1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Ta)}＝A进行说明。冷却停止温度Ta为A＞0.95的温度时，在冷却时过量生成马氏体，因此，未相变的奥氏体减少。另外，贝氏体相变、残余奥氏体减少，因此，伸长率降低。另一方面，冷却停止温度Ta℃为A＜0.35的温度时，回火马氏体减少，无法得到预定个数的渗碳体粒子，因此，延伸凸缘性降低。因此，冷却停止温度Ta℃设定为满足上述式(1)的温度范围的温度。

冷却至Ta℃的温度范围后，加热至满足下述式(2)的Tb℃的温度范围，在作为第二均热温度的满足下述式(2)的Tb℃的温度范围内保持20秒以上，然后冷却至室温

式(2)：

-3.0≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Tb)}＜0.35

冷却至上述的Ta的温度范围后，为了使冷却过程中生成的马氏体回火而形成回火马氏体、使未相变的奥氏体发生贝氏体相变而在钢板组织中生成贝氏体和残余奥氏体，进行再加热，在第二均热温度范围内进行保持。通过再加热至满足式(2)的Tb℃的温度范围并进行保持，渗碳体粒子生长，能够在保持高屈服比的同时使伸长率和延伸凸缘性良好。

以下，以1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Tb)}＝B进行说明。第二均热温度Tb℃为B＜-3.0的温度时，过量生成珠光体，因此，伸长率降低。另外，第二均热温度Tb℃为B≥0.35的温度时，马氏体的回火变得不充分，渗碳体粒子不生长，容易生成空隙，因此，延伸凸缘性降低。另外，在满足-3.0≤B＜0.35的Tb℃的温度范围内的保持时间少于20秒时，贝氏体相变不会充分进行，因此，未相变的奥氏体大量残留，最终过量生成马氏体，延伸凸缘性降低。因此，加热至作为第二均热温度的满足式(2)的Tb℃的温度范围，在作为第二均热温度的满足式(2)的Tb℃的温度范围内保持20秒以上，然后冷却至室温。

回火马氏体例如如下生成。在退火时的至Ta℃为止的冷却中，未相变的奥氏体一部分发生马氏体相变，在Tb℃下加热后，进行保持时被回火而生成回火马氏体。另外，马氏体例如如下生成。在连续退火时的作为第二均热温度范围的Tb℃的温度范围内保持后也未相变的奥氏体在冷却至室温时生成马氏体。

需要说明的是，可以在上述的作为第二热处理工序的连续退火之后实施表面光轧。实施表面光轧时的伸长率的优选范围为0.1～2.0％。

另外，只要在本发明的范围内，则可以在上述第二热处理工序中实施热镀锌而制成热镀锌钢板，另外，也可以在热镀锌后实施合金化处理而制成合金化热镀锌钢板。此外，还可以对本发明中得到的冷轧钢板对电镀而制成电镀钢板。

实施例1

以下，对本发明的实施例进行说明。但是，本发明当然不受下述实施例的限制，也可以在可符合本发明的主旨的范围内进行适当变更来实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

将表1所示的化学组成的钢(余量成分：Fe和不可避免的杂质)熔炼来进行铸造，制造厚度为230mm的钢坯，将热轧开始温度设定为1250℃、将精轧结束温度(FDT)设定为表2所示的条件来进行热轧，制成板厚为3.2mm的热轧钢板，然后，在表2所示的时间(至冷却开始为止的时间)以内开始冷却，以表2中所示的第一平均冷却速度(冷却速度1)冷却至第一冷却温度后，以第二平均冷却速度(冷却速度2)进行冷却，在卷取温度(CT)下卷取。接着，将所得到的热轧钢板酸洗后，接着在表2所示的第一热处理温度、第一热处理时间(保持时间)下进行第一热处理。然后，实施冷轧，制造冷轧板(板厚：1.4mm)。然后，作为第二热处理，以表2所示的平均加热速度进行加热，加热至表2所示的第一均热温度并保持表2所示的均热时间(第一保持时间)而进行退火后，以表2所示的平均冷却速度(冷却速度3)冷却至冷却停止温度(Ta℃)，然后，加热至表2所示的第二均热温度(Tb℃)并保持表2所示的时间(第二保持时间)，冷却至室温。

对于这样制造的钢板，以如下方式对各特性进行评价。将结果示于表3中。

[拉伸特性]

以使轧制直角方向为长度方向(拉伸方向)的方式从制造的钢板上裁取JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验(JIS Z2241(1998))，测定屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)，并且求出屈服比(YR)。

[延伸凸缘性]

对于从制造的钢板上裁取的试验片，依照日本钢铁联盟标准(JFS T1001(1996))，以板厚的12.5％的间隙，冲裁出10mmφ的孔，以使毛边为冲模侧的方式设置到试验机中后，利用60°的圆锥冲头进行成形，由此测定扩孔率(λ)。将λ(％)为30％以上的钢板作为具有良好的延伸凸缘性的钢板。

[钢板组织]

关于钢板的铁素体、马氏体的体积百分率，对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，使用3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率进行观察，通过点计数法(依照ASTM E562-83(1988))，测定面积率，将其面积率的值作为体积百分率的值。关于铁素体、马氏体的平均结晶粒径，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，从钢板组织照片中采用预先辨认出各个铁素体和马氏体晶粒的照片，由此，可以算出铁素体、马氏体晶粒的面积，算出其等效圆直径，按照各相对它们的值进行平均，求出铁素体、马氏体晶粒的平均结晶粒径。

关于渗碳体的粒径，使用SEM(扫描电子显微镜)和TEM(透射电子显微镜)，以5000倍、10000倍、20000倍的倍率进行观察，与铁素体和马氏体同样地，使用Image-Pro算出其等效圆直径，由此求出粒径。

关于粒径0.1μm以上的渗碳体粒子的每100μm²中的个数，使用SEM(扫描电子显微镜)和TEM(透射电子显微镜)，以5000倍、10000倍、20000倍的倍率进行观察，求出10个部位的平均个数。

关于残余奥氏体的体积百分率，将钢板研磨至板厚方向的1/4面，利用该板厚1/4面的回折X射线强度来求出。以Mo的Kα射线作为射线源以50keV的加速电压通过X射线衍射法(装置：Rigaku公司制造的RINT2200)测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面和奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，使用这些测定值，根据“X線回折ハンドブック(X射线衍射手册)”(2000年)理学电机株式会社,p.26,62-64中记载的算式求出残余奥氏体的体积百分率。

另外，利用SEM(扫描电子显微镜)、TEM(透射电子显微镜)、FE-SEM(场发射型扫描电子显微镜)对钢板组织进行观察，确定铁素体、残余奥氏体、马氏体以外的钢组织的种类。

将如上得到的拉伸特性、扩孔率、渗碳体粒子的平均个数和钢板组织的结果示于表3中。由表3所示的结果可知，本发明例均具有铁素体为平均结晶粒径3μm以下且体积百分率5％以下、残余奥氏体为体积百分率10～20％、马氏体为平均结晶粒径4μm以下且体积百分率20％以下、余量包含贝氏体和/或回火马氏体的复合组织，并且钢板截面内粒径0.1μm以上的渗碳体粒子在每100μm²中均为30个以上。这样的本发明例的钢板确保了1180MPa以上的拉伸强度和75％以上的屈服比，并且得到了17％以上的伸长率和30％以上的扩孔率这样的良好加工性。另一方面，比较例中，钢板组织不满足本发明范围，结果，拉伸强度、屈服比、伸长率、扩孔率中的至少一种特性差。

Claims (8)

1.一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.15～0.30％、Si：0.8～2.4％、Mn：2.4～3.5％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.05％、B：0.0002～0.0050％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

具有铁素体为平均结晶粒径3μm以下且体积百分率0～5％、残余奥氏体为体积百分率10～20％、马氏体为平均结晶粒径4μm以下且体积百分率0～20％并且余量包含贝氏体和/或回火马氏体的显微组织，

与钢板的轧制方向平行的板厚截面内每100μm²中的粒径0.1μm以上的渗碳体粒子的平均粒子数为30个以上。

2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计还含有选自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下中的一种以上。

3.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计还含有选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上。

4.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计还含有合计为0.0050％以下的Ca和/或REM。

5.如权利要求3所述的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，以质量％计还含有合计为0.0050％以下的Ca和/或REM。

6.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述贝氏体的体积百分率为15％以上且小于50％。

7.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其中，

对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯在热轧开始温度为1150～1300℃、精轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，

在热轧结束后1秒以内开始冷却，将以80℃/秒以上的第一平均冷却速度冷却至650℃以下作为一次冷却，接着，将以5℃/秒以上的第二平均冷却速度冷却至550℃以下作为二次冷却，

然后，在550℃以下的卷取温度下卷取，

然后，进行在400～750℃的温度范围内保持30秒以上的第一热处理，

接着进行冷轧，

接着，实施如下的连续退火作为第二热处理：以3～30℃/秒的平均加热速度加热至830℃以上的温度范围，在作为第一均热温度的830℃以上的温度下保持30秒以上，然后，以3℃/秒以上的平均冷却速度从第一均热温度冷却至满足下述式(1)的Ta℃的冷却停止温度范围，接着加热至满足下述式(2)的Tb℃的温度范围，在作为第二均热温度的满足下述式(2)的Tb℃的温度范围内保持20秒以上，然后，冷却至室温，

式(1)：

0.35≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Ta)}≤0.95

式(2)：

-3.0≤1-exp{-0.011×(561-[C]×474-[Mn]×33-[Ni]×17-[Cr]×17-[Mo]×21-Tb)}＜0.35

在此，式中的[M]表示元素M的质量％含量。

8.如权利要求7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述第二热处理中的所述平均加热速度为3～25℃/秒。