CN107406930B - 高强度冷轧钢板和其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种伸长率(EL)和扩孔率(λ)优异、具有低屈服比(YR)的高强度冷轧钢板及其制造方法。该高强度冷轧钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.15～0.25％、Si：1.0～2.0％、Mn：1.8～2.5％、P：0.10％以下、S：0.010％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下，并且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，上述高强度冷轧钢板具有如下复合组织：以体积分率计含有30～55％的平均晶体粒径为5μm以下的铁素体，以体积分率计含有5～15％的平均晶体粒径为2μm以下的残留奥氏体，以体积分率计含有30～60％的平均晶体粒径为2μm以下的回火马氏体，上述残留奥氏体在1000μm2中存在10个以上。

Description

高强度冷轧钢板和其制造方法
技术领域
本发明涉及具有高伸长率(EL)和高扩孔率(λ)且具有低屈服比(YR)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的结构部件的构件的高强度冷轧薄钢板。
背景技术
在汽车领域中，因车身的轻量化所致的燃料消耗提高成为重要的课题，在该过程中，正在推进由对汽车部件应用高强度钢板而带来的薄壁化，正在推进应用拉伸强度(TS)为980MPa以上的钢板。对于汽车的结构用构件、增强用构件所使用的高强度钢板，在成型为具有复杂形状的部件时，作为成型性，不仅要求伸长率(EL)、拉伸凸缘性(以下，也记为扩孔性)这样的任一特性优异，而且要求这两者均优异。进而，在加压成型后不会产生回弹等，通过电弧焊、点焊等以高尺寸精度组装而模块化时，重要的是在加工前具有低屈服比(YR)。在此，屈服比(YR)是表示屈服应力(YS)与拉伸强度(TS)之比的值，由YR＝YS/TS表示。
以往，作为兼备成型性和高强度的高强度冷轧钢板，已知具有铁素体和马氏体的复合组织的双相钢板(DP钢板)。但是，虽然DP钢板具有高伸长率(EL)，但具有如下缺点：由于应力集中于铁素体与马氏体的界面，因此容易产生裂缝，因此，弯曲性、扩孔性差。因此，例如，在专利文献1中公开了对铁素体的晶体粒径、体积分率和纳米硬度进行了控制的DP钢板，根据该DP钢板，能够提高伸长率(EL)，并且使弯曲性优异。
另外，作为兼备高强度和高伸长率(EL)的钢板，可以举出TRIP钢板。该TRIP钢板是含有残留奥氏体的钢板组织，若在马氏体相变开始温度以上的温度进行加工变形，则残留奥氏体因应力而诱发相变成马氏体而得到大的伸长率(EL)。但是，该TRIP钢板具有如下缺点：由于在进行冲裁加工时残留奥氏体相变成马氏体，因此，在与铁素体的界面产生裂缝，扩孔性差。因此，例如，在专利文献2中公开了为了使扩孔性优异而含有贝氏体铁素体的TRIP钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4925611号
专利文献2：日本专利第4716358号
发明内容
然而，对于专利文献1中公开的钢板，在拉伸强度(TS)为980MPa以上时，伸长率(EL)不充分，不能说确保充分的成型性。另外，对于专利文献2所公开的那样的利用了残留奥氏体的钢板，在拉伸强度(TS)为980MPa以上时，屈服比(YR)也会超过66％，容易引起加工后的回弹。对于如此拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板，难以在保持低屈服比(YR)的同时确保适于加压成型性(以下，也记为成型性)的高伸长率(EL)和扩孔率(λ)，实际情况是并未开发出充分满足这些特性(屈服比(YR)、拉伸强度(TS)、伸长率(EL)、扩孔率(λ))的钢板。
因此，本发明的目的在于解决这些课题，提供一种伸长率(EL)和扩孔率(λ)优异且具有低屈服比(YR)的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明人等反复进行了深入研究，结果发现通过控制铁素体、残留奥氏体、回火马氏体的钢板组织的晶体粒径和体积分率，能够在保持低屈服比(YR)的同时得到高伸长率(EL)和高扩孔率(λ)。本发明立足于上述发现。
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，具有低屈服比(YR)。然而，这样的马氏体是硬质的，在扩孔过程中的冲裁加工时，在其界面、特别是与软质的铁素体的界面产生空隙，在其后的扩孔过程中空隙彼此连结，该连结通过发展而产生裂缝，因此，DP钢的扩孔率(λ)变低。与此相对，通过对马氏体进行回火，扩孔率(λ)变高，但同时屈服比(YR)也变高。另外，虽然残留奥氏体使伸长率(EL)大幅度提高，但与硬质的马氏体同样地在扩孔过程中的冲裁加工时产生空隙，因此，扩孔率(λ)降低。如此，以往难以使伸长率(EL)与扩孔率(λ)与屈服比(YR)的平衡提高。
因此，本发明人等反复进行了深入研究，其结果发现在确保低屈服比(YR)的同时提高扩孔率(λ)的回火马氏体的回火条件。进而，发现为了抑制在扩孔过程中的空隙连结，减小残留奥氏体和回火马氏体的平均晶体粒径，从而形成使残留奥氏体和回火马氏体微细地分散的钢板组织，由此伸长率(EL)和扩孔率(λ)提高。为此，在冷轧后的第1次退火工序中形成贝氏体和马氏体的组织，在第2次退火工序中，利用逆相变，生成微细的奥氏体，通过冷却使其贝氏体相变后进行骤冷，从而生成微细的马氏体和残留奥氏体。进而，也得到如下发现：通过将硬质的马氏体回火为回火马氏体，能够得到在确保低屈服比(YR)的同时具有高伸长率(EL)和扩孔率(λ)的钢板。
本发明是基于这样的发现而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种高强度冷轧钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.15～0.25％、Si：1.0～2.0％、Mn：1.8～2.5％、P：0.10％以下、S：0.010％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下，并且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
上述高强度冷轧钢板具有如下复合组织：以体积分率计含有30～55％的平均晶体粒径为5μm以下的铁素体，以体积分率计含有5～15％的平均晶体粒径为2μm以下的残留奥氏体，以体积分率计含有30～60％的平均晶体粒径为2μm以下的回火马氏体，
上述残留奥氏体在1000μm2中存在10个以上。
[2]根据上述[1]所述的高强度冷轧钢板，其中，作为上述成分组成，以质量％计进一步含有选自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Ti：0.10％以下中的1种以上。
[3]根据上述[1]或[2]所述的高强度冷轧钢板，其中，作为上述成分组成，以质量％计进一步含有B：0.010％以下。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，作为上述成分组成，以质量％计进一步含有选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1种以上。
[5]一种高强度冷轧钢板的制造方法，是上述[1]～[4]中任一项所述的高强度冷轧钢板的制造方法，
在对钢坯实施热轧、冷轧后，在对冷轧钢板实施连续退火时，
加热至850℃以上的温度，
以850℃以上的温度作为第1均热温度保持30秒以上后，
以3℃/s以上的第1平均冷却速度从上述第1均热温度冷却至320～500℃的温度，
以320～500℃的温度作为第2均热温度保持30秒以上后，
冷却至100℃以下，
然后，以3～30℃/s的平均加热速度加热至750℃以上的温度，
以750℃以上的温度作为第3均热温度保持30秒以上后，
以3℃/s以上的第2平均冷却速度从上述第3均热温度冷却至350～500℃的温度，
以100～1000℃/s的第3平均冷却速度冷却至100℃以下的温度，
加热至200～350℃的温度后，
接着，以200～350℃的温度作为第4均热温度保持120～1200秒。
在本发明中，高强度冷轧钢板是指拉伸强度(TS)为980MPa以上的冷轧钢板。
另外，在本发明中，平均冷却速度是指用从冷却开始温度减去冷却结束温度的温度除以冷却时间而得到的速度。另外，平均加热速度是指用从加热结束温度减去加热开始温度的温度除以加热时间而得到的速度。
根据本发明，通过控制钢板的组成和微观组织，能够稳定地得到拉伸强度(TS)为980MPa以上、具有66％以下的低屈服比(YR)、伸长率(EL)为19％以上、扩孔率(λ)为30％以上、具有高伸长率(EL)和高扩孔率(λ)的高强度冷轧钢板。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。本发明的高强度冷轧钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.15～0.25％、Si：1.0～2.0％、Mn：1.8～2.5％、P：0.10％以下、S：0.010％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下，并且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，上述高强度冷轧钢板具有如下复合组织：以体积分率计含有30～55％的平均晶体粒径为5μm以下的铁素体，以体积分率计含有5～15％的平均晶体粒径为2μm以下的残留奥氏体，以体积分率计含有30～60％的平均晶体粒径为2μm以下的回火马氏体，上述残留奥氏体在1000μm2中存在10个以上。
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。以下，成分的“％”表示是指质量％。
C：0.15～0.25％
C是对钢板的高强度化有效的元素，也有助于本发明中的第2相的回火马氏体、残留奥氏体的生成。C含量小于0.15％时，难以使回火马氏体的体积分率为30％以上、使残留奥氏体的体积分率为5％以上，因此，难以使拉伸强度(TS)为980MPa以上。因此，C含量设为0.15％以上。优选C含量为0.18％以上。另一方面，若超过0.25％地含有C，则铁素体与回火马氏体的硬度差变大，无法得到所需的扩孔率(λ)。因此，C含量设为0.25％以下。优选C含量为0.23％以下。
应予说明，在本发明的高强度冷轧钢板中，主相是指铁素体的相，上述第2相是指回火马氏体和残留奥氏体的相。另外，作为本发明的高强度冷轧钢板的组织，可以包含回火贝氏体、珠光体。
Si：1.0～2.0％
Si是为了在第1次和第2次的退火中的贝氏体相变时抑制碳化物生成且有助于残留奥氏体的形成所需要的元素。Si含量小于1.0％时，无法形成充分的残留奥氏体。因此，Si含量设为1.0％以上。优选Si含量为1.3％以上。另一方面，若超过2.0％地含有Si，则铁素体的体积分率超过55％、平均晶体粒径超过5μm，因此，无法得到980MPa以上的拉伸强度(TS)，也无法得到充分的扩孔率(λ)。因此，Si含量设为2.0％以下。优选Si含量为1.8％以下。
Mn：1.8～2.5％
Mn是通过在固溶强化的同时使第2相容易生成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。若Mn含量小于1.8％，则无法将第2相的体积分率控制在所需的范围。因此，Mn含量为1.8％以上。另一方面，若超过2.5％地含有Mn，则回火马氏体的体积分率超过60％，进而，回火马氏体的硬度变高，无法得到所需的扩孔率(λ)。因此，Mn含量设为2.5％以下。
P：0.10％以下
P通过固溶强化而有助于高强度化，但若超过0.10％地含有P，则P向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，生成晶界裂缝，无法得到所需的扩孔率(λ)。因此，P含量设为0.10％以下。优选P含量为0.05％以下。
S：0.010％以下
若超过0.010％地含有S，则大量生成MnS等硫化物，在扩孔试验时的冲裁时，在硫化物周边生成空隙，无法得到所需的扩孔率(λ)。因此，S含量设为0.010％以下。优选S含量为0.005％以下。另一方面，虽然没有特别的下限，但使S含量小于0.0005％的极低S化会使制钢成本上升。因此，优选S含量为0.0005％以上。
Al：0.10％以下
Al是脱氧所需的元素，但超过0.10％地含有Al时，该脱氧效果会达到饱和。因此，Al含量设为0.10％以下。优选Al含量为0.08％以下。另一方面，为了得到该脱氧效果，Al含量优选为0.01％以上。
N：0.010％以下
N形成粗大的氮化物而使扩孔率(λ)降低，因此，需要抑制N含量。若N含量超过0.010％，则无法得到所需的扩孔率(λ)。因此，N含量设为0.010％以下。优选N含量为0.006％以下。
上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可以举出Sb、Sn、Zn、Co等，作为它们的含量的容许范围，是Sb：0.01％以下、Sn：0.10％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.10％以下。另外，在本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，也不会失去其效果。
另外，在本发明中，除上述成分以外，还可以含有1种或2种以上的以下成分。
V：0.10％以下
V通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升，因此，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.01％以上的V。另一方面，即使含有大量的V，超过0.10％的量的强度上升效果也小，并且，还会招致合金成本的增加，因此，含有V时，V含量优选设为0.10％以下。
Nb：0.10％以下
Nb也与V同样地通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升，因此，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选使Nb含量为0.005％以上。另一方面，若超过0.10％地含有Nb，则伸长率(EL)显著降低，因此，Nb含量优选设为0.10％以下。
Ti：0.10％以下
Ti也与V同样地通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升，因此，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选使Ti含量为0.005％以上。另一方面，若超过0.10％地含有Ti，则伸长率(EL)显著降低，因此，Ti含量优选设为0.10％以下。
B：0.010％以下
B是通过使淬透性提高且使第2相容易生成而有助于高强度化，且在确保淬透性的同时不会显著提高回火马氏体的硬度的元素，因此，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.0003％以上的B。另一方面，即使超过0.010％地含有B，其效果也达到饱和，因此，B含量优选设为0.010％以下。
Cr：0.50％以下
Cr是通过使第2相容易生成而有助于高强度化的元素，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.10％以上的Cr。另一方面，若超过0.50％地含有Cr，则过量地生成回火马氏体，因此，在含有Cr时，Cr含量优选设为0.50％以下。
Mo：0.50％以下
Mo是通过使第2相容易生成而有助于高强度化，进而，生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.05％以上的Mo。另一方面，即使超过0.50％地含有Mo，其效果也达到饱和，因此，在含有Mo时，Mo含量优选设为0.50％以下。
Cu：0.50％以下
Cu是通过固溶强化而有助于高强度化，另外，通过使第2相容易生成而有助于高强度化的元素，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.05％以上的Cu。另一方面，即使超过0.50％地含有Cu，其效果也达到饱和，另外，容易产生Cu所引起的表面缺陷，因此，在含有Cu时，Cu含量优选设为0.50％以下。
Ni：0.50％以下
Ni也与Cu同样地是通过固溶强化而有助于高强度化，另外，通过使第2相容易生成而有助于高强度化的元素，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.05％以上的Ni。另外，若与Cu同时地含有Ni，则具有抑制Cu所引起的表面缺陷的效果，在添加Cu时是有效的。另一方面，即使超过0.50％地含有Ni，其效果也达到饱和，因此，含有Ni时，Ni含量优选设为0.50％以下。
Ca：0.0050％以下
Ca使硫化物的形状为球状化而有助于抑制因硫化物所致的扩孔率(λ)的降低，因此，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.0005％以上的Ca。另一方面，若超过0.0050％地含有Ca，则其效果达到饱和。因此，在含有Ca时，Ca含量优选设为0.0050％以下。
REM：0.0050％以下
REM也与Ca同样地使硫化物的形状球状化而有助于抑制因硫化物所致的扩孔率(λ)的降低，因此，可以根据需要含有。为了发挥该效果，优选含有0.0005％以上的REM。另一方面，若超过0.0050％地含有REM，则其效果达到饱和。因此，在含有REM时，REM含量优选设为0.0050％以下。
接着，对本发明的高强度冷轧钢板的组织详细地进行说明。本发明的高强度冷轧钢板具有铁素体、残留奥氏体、回火马氏体。另外，本发明的高强度冷轧钢板也可以具有回火贝氏体作为剩余部分。铁素体的平均晶体粒径为5μm以下，体积分率在30～55％的范围。另外，残留奥氏体的平均晶体粒径为2μm以下，体积分率在5～15％的范围。另外，回火马氏体的平均晶体粒径为2μm以下，体积分率在30～60％的范围。另外，本发明的高强度冷轧钢板在1000μm2中存在10个以上的平均晶体粒径为2μm以下的残留奥氏体。在此叙述的体积分率为相对于钢板整体的体积分率，以下同样。
若上述铁素体的体积分率小于30％，则软质的铁素体少，因此，伸长率(EL)降低。因此，铁素体的体积分率设为30％以上。优选铁素体的体积分率为35％以上。另一方面，铁素体的体积分率超过55％时，难以确保980MPa以上的拉伸强度(TS)。因此，铁素体的体积分率设为55％以下。优选铁素体的体积分率为50％以下。另外，铁素体的平均晶体粒径超过5μm时，在扩孔时的冲裁端面生成的空隙容易在扩孔中连结，因此，无法得到所需的扩孔率(λ)。进而，铁素体的平均晶体粒径超过5μm时，无法使屈服比(YR)低于所需的值。因此，铁素体的平均晶体粒径设为5μm以下。
为了确保高伸长率(EL)，需要残留奥氏体的体积分率在5～15％的范围。残留奥氏体的体积分率小于5％时，无法得到所需的伸长率(EL)。因此，残留奥氏体的体积分率设为5％以上。优选残留奥氏体的体积分率为6％以上。另一方面，残留奥氏体的体积分率超过15％时，无法得到所需的扩孔率(λ)。因此，残留奥氏体的体积分率设为15％以下。优选残留奥氏体的体积分率为12％以下。另外，为了得到高扩孔率(λ)，残留奥氏体的平均晶体粒径设为2μm以下。残留奥氏体的平均晶体粒径超过2μm时，在扩孔时的空隙生成后容易引起空隙的连结。因此，残留奥氏体的平均晶体粒径设为2μm以下。
为了在确保所需的扩孔率(λ)和低屈服比(YR)的同时得到980MPa以上的拉伸强度，回火马氏体的体积分率设为30～60％。回火马氏体的体积分率小于30％时，无法确保980MPa以上的拉伸强度。另一方面，超过60％的体积分率时，难以确保伸长率(EL)。另外，为了得到高扩孔率(λ)，回火马氏体的平均晶体粒径设为2μm以下。平均晶体粒径超过2μm时，在与铁素体的界面生成的空隙容易连结，无法得到所需的扩孔率(λ)，因此，回火马氏体的平均晶体粒径的上限设为2μm。
另外，在钢板组织内，为了得到残留奥氏体，在退火工序中进行贝氏体相变，因此，可以生成一部分回火贝氏体。该回火贝氏体的体积分率没有特别限定，但为了确保高伸长率(EL)，优选为30％以下。
进而，为了得到高伸长率(EL)，需要在1000μm2中存在10个以上的上述平均晶体粒径为2μm以下的残留奥氏体。该残留奥氏体在1000μm2中小于10个时，无法得到所需的伸长率(EL)。另一方面，该残留奥氏体的1000μm2中的个数的上限没有特别限定，但残留奥氏体的1000μm2中的个数超过50个时，在与铁素体的界面生成的空隙容易连结，因此，优选为50个以下。
另外，对于本发明中的钢板，除铁素体、残留奥氏体、回火马氏体以外，有时生成回火贝氏体、珠光体，但只要满足上述的铁素体、残留奥氏体和回火马氏体的体积分率和平均晶体粒径、残留奥氏体的1000μm2中的个数就能够实现本发明的目的。其中，珠光体的体积分率优选为5％以下。另外，如上所述，回火贝氏体的体积分率优选为30％以下。
应予说明，上述钢板的复合组织例如可以使用SEM(扫描型电子显微镜)进行观察。具体而言，首先，将与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，利用硝酸乙醇溶液(含有硝酸的乙醇溶液)使其腐蚀。接着，可以利用扫描型电子显微镜拍摄倍率2000、5000倍的组织照片，对于得到的组织照片数据，通过图像解析提取所需的区域，使用图像解析软件(Media Cybernetics公司制，Image－Pro ver.7)判定为铁素体、残留奥氏体、回火马氏体或回火贝氏体。
关于铁素体、残留奥氏体、回火马氏体，上述所需的体积分率可以通过点计数法(依据ASTM E562－83(1988))测定面积率，将该面积率作为体积分率。另外，关于铁素体、残留奥氏体、回火马氏体，上述所需的平均晶体粒径可以由钢板组织照片算出等效圆直径，将这些值进行平均而求出。另外，残留奥氏体的个数可以通过观察钢板组织照片并计数来测定。
另外，关于铁素体、残留奥氏体、回火马氏体的上述的所需的体积分率、平均晶体粒径以及残留奥氏体的个数可以通过在第1次退火时和/或在第2次退火时控制钢板组织来调整。
接着，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在对具有上述成分组成(化学成分)的钢坯实施热轧、冷轧后，在对冷轧钢板实施连续退火时，加热至850℃以上的温度，以850℃以上的温度作为第1均热温度保持30秒以上后，以3℃/s以上的第1平均冷却速度从该第1均热温度冷却至320～500℃的第2均热温度后，以320～500℃的温度作为第2均热温度保持30秒以上后，冷却至100℃以下的温度(例如，室温)，然后，以3～30℃/s的平均加热速度加热至750℃以上的温度，以750℃以上的温度作为第3均热温度保持30秒以上后，以3℃/秒以上的第2平均冷却速度从第3均热温度冷却至350～500℃的温度，以100～1000℃/s的第3平均冷却速度冷却至100℃以下的温度，加热至200～350℃的温度后，接着，以200～350℃的温度作为第4均热温度保持120～1200秒。
[热轧工序]
在热轧工序中，对具有上述成分组成的钢坯进行加热后，实施粗轧、精轧，得到热轧钢板。为了防止成分的宏观偏析，使用的钢坯优选通过连续铸造法制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法来制造。对于热轧工序的优选的条件，首先，在板坯铸造后，不进行再加热或再加热到1100℃以上。在本发明中，在制造钢坯后，除暂时冷却至100℃以下的温度(例如，室温)，然后，再次加热的以往方法以外，也可以没有问题地应用不冷却而直接将温片装入到加热炉中或者在进行保温后立即进行轧制或在铸造后直接轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺。
若板坯的加热温度设为1100℃以上，则能够降低轧制负荷，提高生产率。另一方面，若使坯板的加热温度为1300℃以下，则能够降低加热成本。因此，坯板的加热温度优选设为1100～1300℃。
另外，通过使精轧的结束温度为830℃以上，能够在奥氏体单相区域结束热轧，抑制因钢板内的组织不均匀化和材质的各向异性的增大所致的退火后的伸长率(EL)和扩孔率(λ)的降低。另一方面，通过使精轧的结束温度为950℃以下，能够抑制热轧组织变得粗大而退火后的特性降低。因此，精轧的结束温度优选设为830～950℃。
其后的热轧钢板的冷却方法没有特别限定，另外，对于卷取温度也没有限定，但通过使卷取温度为700℃以下，能够抑制粗大的珠光体的形成且防止退火后的伸长率(EL)和扩孔率(λ)的降低。因此，卷取温度优选设为700℃以下。卷取温度进一步优选为650℃以下。另一方面，卷取温度的下限也没有特别限定，但通过使卷取温度为400℃以上，能够抑制硬质的贝氏体、马氏体的过量的生成，且降低冷轧负荷。因此，卷取温度优选设为400℃以上。
[酸洗工序]
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，可以在上述热轧工序后对热轧钢板实施酸洗。优选通过酸洗来除去热轧板表层的氧化皮。酸洗方法没有特别限定，只要依照常规方法实施即可。
[冷轧工序]
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述的对钢坯的热轧后或对热轧钢板的酸洗后，进行轧制成规定板厚的冷轧钢板的冷轧。冷轧工序没有特别限定，只要通过常规方法实施即可。另外，也可以在冷轧工序前实施中间退火。通过中间退火，能够降低冷轧负荷。中间退火的时间·温度没有特别限定，例如以线圈的状态进行分批退火时，优选以450～800℃退火10分钟～50小时。
[退火工序]
在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，在上述冷轧后，对冷轧钢板进行退火。在退火工序中，使再结晶进行，并且为了高强度化而在钢板组织中形成残留奥氏体、回火马氏体。另外，在本发明的高强度冷轧钢板的制造方法中，进行2次退火，使退火后的回火马氏体、残留奥氏体的晶粒微细化，从而可得到高扩孔率(λ)。在第1次退火中的冷却中途使未相变的奥氏体进行贝氏体相变，使微细的残留奥氏体、马氏体大量残留。然而，仅该第1次退火工序时，马氏体的晶体粒径大，因此，无法得到所需的扩孔率(λ)。因此，为了使马氏体的晶体进一步微细化，进行第2次退火。由此，第1次退火中生成的马氏体、残留奥氏体通过逆相变而成为退火中生成的奥氏体的核，在退火中也能够在保持微细的相的同时进行冷却。即，通过在第1次退火中将贝氏体、马氏体、残留奥氏体制成某种程度上均质化的钢板组织，可以在第2次退火中进一步进行均匀的微细分散。在第2次退火中，为了生成回火马氏体，在暂时过度冷却后进行回火处理。由此，能够在抑制伸长率(EL)的降低的同时得到高扩孔率(λ)。
为此，在第1次退火工序中，加热至850℃以上的温度，以850℃以上的温度作为第1均热温度保持30秒以上后，以3℃/s以上的第1平均冷却速度从该第1均热温度冷却至320～500℃的第2均热温度，以320～500℃的温度作为第2均热温度保持30秒以上后，冷却至100℃以下的温度(例如，室温)。然后，在第2次退火工序中，以3～30℃/s的平均加热速度加热至750℃以上的温度，以750℃以上的温度作为第3均热温度保持30秒以上后，以3℃/s以上的第2平均冷却速度从第3均热温度冷却至350～500℃的温度，以100～1000℃/s的第3平均冷却速度冷却至100℃以下的温度，加热至200～350℃的温度后，接着，以200～350℃的温度作为第4均热温度保持120～1200秒。
＜第1次退火工序＞
(加热至第1均热温度(850℃以上)，保持30秒以上)
在第1次退火工序中，首先，加热至第1均热温度。该第1均热温度设为作为奥氏体单相区域的温度。第1均热温度小于850℃时，第1次退火后的贝氏体变少，因此，第2次生成的回火马氏体、残留奥氏体的晶体粒径变大，扩孔率(λ)降低。因此，第1均热温度的下限设为850℃。优选为870℃以上。另外，为了使奥氏体的晶体粒径不会变大，第1均热温度优选设为1000℃以下。另外，在上述第1均热温度下，为了使再结晶进行以及使一部分或全部晶体相变为奥氏体，保持时间(均热时间)设为30秒以上。该保持时间没有特别限定，但为了在钢板内不会生成粗大的碳化物，优选设为600秒以下。
(以第1平均冷却速度(3℃/s以上)从第1均热温度冷却至第2均热温度(320～500℃))
在第1次退火工序中，为了制成贝氏体多的钢板组织，以3℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至320～500℃的第2均热温度。若第1平均冷却速度小于3℃/s，则在钢板组织中过量地生成铁素体、珠光体、球状渗碳铁，因此，第1平均冷却速度的下限设为3℃/s。另外，冷却停止温度(以下，也记为第2均热温度)小于320℃时，在冷却时过量地生成块状马氏体，因此，在第2次退火中难以使钢板组织微细均匀化，无法得到所需的扩孔率(λ)。冷却停止温度(第2均热温度)超过500℃时，珠光体过量地增加，在第2次退火中难以使钢板组织微细均匀化，无法得到所需的扩孔率(λ)。因此，第2均热温度设为320～500℃。优选第2均热温度为350～450℃。
(以第2均热温度保持30秒以上)
通过使未相变的奥氏体进行贝氏体相变而生成贝氏体和残留奥氏体。第2均热温度下的保持小于30秒时，大量存在未相变的奥氏体，因此第1次退火后的钢板组织中大量生成块状的马氏体，第2次退火后的钢板组织不会变得微细。因此，第2均热温度下的保持时间设为30秒以上。
(冷却至100℃以下的温度)
以第2均热温度保持后，冷却至100℃以下的温度(例如，室温)。由此，能够制成含有贝氏体的钢板组织。
＜第2次退火工序＞
(以3～30℃/s的平均加热速度加热至第3均热温度(750℃以上))
通过第2次退火，能够生成基于逆相变的再结晶中生成的铁素体、奥氏体的核且使再结晶的铁素体的核的生成比核的粗大化更早，使晶粒生长而使退火后的晶粒微细化。第3均热温度小于750℃时，奥氏体的生成过少，因此无法生成所需的体积分率的马氏体、残留奥氏体。因此，第3均热温度设为750℃以上。另外，由于在奥氏体单相区域进行退火，为了除去第1次退火中生成的钢板组织的影响，第3均热温度优选设为900℃以下。另外，若到第3均热温度(750℃以上)为止的平均加热速度超过30℃/s，则再结晶难以进行。因此，平均加热速度设为30℃/s以下。另外，若到第3均热温度(750℃以上)为止的平均加热速度小于3℃/s，则铁素体晶粒粗大化而无法得到规定的平均晶体粒径。因此，平均加热速度设为3℃/s以上。
(以第3均热温度保持30秒以上)
在第2次退火中以750℃以上的温度作为第3均热温度保持30秒以上。在第3均热温度下的保持时间小于30秒时，Mn等元素在奥氏体中未充分富集，未相变的奥氏体的晶体粒径在冷却中粗大化，因此无法得到所需的扩孔率(λ)。因此，第3均热温度下的保持时间设为30秒以上。
(以第2平均冷却速度(3℃/s以上)从第3均热温度冷却至350～500℃的温度)
为了生成残留奥氏体而使伸长率(EL)提高，在从第3均热温度进行冷却的过程中促进C和Mn向未相变奥氏体的富集以及贝氏体相变，因此以3℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至350～500℃的温度。若第2平均冷却速度小于3℃/s，则在钢板组织中过量地生成珠光体、球状渗碳铁。因此，第2平均冷却速度的下限设为3℃/s。另外，若使第2平均冷却速度下的冷却到小于350℃为止，则在冷却时过量地生成马氏体，未相变的奥氏体减少，贝氏体相变、残留奥氏体减少，因此无法得到所需的伸长率(EL)。因此，第2平均冷却速度下的冷却设为350℃以上的温度。另一方面，若第2平均冷却速度下的冷却到超过500℃为止，则C、Mn未充分地富集于未相变奥氏体，因此，在最终得到的钢板组织中残留奥氏体的生成变少，无法得到所需的伸长率(EL)。因此，第2平均冷却速度下的冷却设为500℃以下的温度。另外，第2平均冷却速度下的冷却优选设为370～450℃。
(以100～1000℃/s的第3平均冷却速度冷却至100℃以下的温度)
然后，为了生成微细的马氏体和残留奥氏体，以100～1000℃/s的第3平均冷却速度冷却至100℃以下的温度。第3平均冷却速度小于100℃时，过量地生成贝氏体，因此，无法得到所需的体积分率。因此，第3平均冷却速度设为100℃/s以上。另一方面，若第3平均冷却速度比1000℃/s大，则有可能产生因冷却所致的钢板的收缩裂纹。因此，第3平均冷却速度设为1000℃/s以下。应予说明，在此的冷却优选进行水淬。
(回火)
在上述冷却后，进行回火处理。该回火处理是为了将马氏体软质化、使加工性提高而进行的。即，在上述冷却后，为了将马氏体回火，在加热至200～350℃的温度后，以200～350℃的回火温度(以下，也记为第4均热温度)保持120～1200秒。回火温度(第4均热温度)小于200℃时，马氏体的软质化不充分而扩孔性降低。因此，第4均热温度设为200℃以上。另一方面，若回火温度(第4均热温度)超过350℃，则屈服比(YR)变高。因此，第4均热温度设为350℃以下。第4均热温度优选为300℃以下。另外，若在第4均热温度下的保持时间不足120秒，则未充分地产生在第4均热温度下的马氏体的改性化，因此，无法期待扩孔率(λ)的提高效果。因此，在第4均热温度下的保持时间设为120秒以上。另一方面，若在第4均热温度下的保持时间超过1200秒，则马氏体的软质化过度进行，由此拉伸强度显著降低，除此以外，由于再加热时间的增加而导致制造成本的增加。因此，在第4均热温度下的保持时间设为1200秒以下。应予说明，对在该温度下保持后的冷却方法和速度没有限定。
另外，也可在退火后实施调质轧制。伸长率的优选范围为0.1～2.0％。
应予说明，若在本发明的范围内，则在退火工序中可以实施熔融镀锌而制成熔融镀锌钢板，另外，也可以在熔融镀锌后实施合金化处理而制成合金化熔融镀锌钢板。进而，可以对本冷轧钢板进行电镀而制成电镀钢板。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。但是，本发明当然不限于下述实施例，也可以在适合于本发明的主旨的范围适当地加以变更来实施，它们均包含在本发明的技术范围中。
将表1所示的成分组成的钢熔炼而进行铸造，制造230mm厚的板坯，在热轧加热温度为1200℃、精轧结束温度为900℃的条件下进行热轧，热轧结束后，以100℃/s的冷却速度冷却至650℃，然后，以20℃/s的冷却速度进行冷却，制成板厚：3.2mm的热轧钢板后，以600℃的卷取温度卷取。接着，将得到的热轧钢板酸洗后，实施冷轧，制造冷轧钢板(板厚：1.4mm)。然后，作为第1次退火，加热至表2所示的第1均热温度，以第1均热温度和第1均热时间(第1保持时间)进行退火后，以表2所示的第1平均冷却速度(冷却速度1)冷却至第2均热温度，以第2均热时间(第2保持时间)保持后，冷却至室温(25℃)。然后，作为第2次退火，以表2所示的平均加热速度进行加热，以第3均热温度和第3均热时间(第3保持时间)保持后，以表2所示的第2平均冷却速度(冷却速度2)冷却至淬火开始温度(第3平均冷却速度下的冷却开始温度、冷却停止温度：Tq)，然后，以第3平均冷却速度(冷却速度3)冷却至室温(25℃)，然后，作为回火处理，加热至表2所示的第4均热温度，以表2所示的第4均热时间(第4保持时间)保持，冷却至室温(25℃)。
从制造的钢板以轧制直角方向为长边方向(拉伸方向)的方式提取JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验(JIS Z2241(1998))测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、伸长率(EL)、屈服比(YR)。将拉伸强度(TS)为980MPa以上的钢板作为高强度的钢板，将伸长率(EL)为19％以上的钢板作为具有良好的伸长率(EL)的钢板，将屈服比(YR)为66％以下的钢板作为具有所需的低屈服比(YR)的钢板。
另外，关于扩孔性，依据日本铁钢联盟标准(JFS T1001(1996))，以间隙12.5％冲裁出10mmΦ的孔，以毛边在模头侧的方式设置于试验机后，利用60°的圆锥冲头进行成型，从而测定扩孔率(λ)。将λ(％)具有30％以上的钢板作为具有良好的扩孔性的钢板。
对于钢板组织，利用SEM(扫描型电子显微镜)、TEM(透射型电子显微镜)、FE－SEM(场发射型扫描电子显微镜))观察钢板组织，决定铁素体、残留奥氏体、回火马氏体以及它们以外的钢组织的种类。
对于钢板的铁素体、回火马氏体的体积分率，将与钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后，用3％硝酸乙醇溶液腐蚀，使用SEM(扫描型电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率进行观察，以点计数法(依据ASTM E562－83(1988))测定面积分率，将该面积分率作为体积分率。对于铁素体、残留奥氏体和回火马氏体的平均晶体粒径，使用Media Cybernetics公司的Image－Pro输入从钢板组织照片中预先识别出各个铁素体、残留奥氏体和马氏体晶粒的照片，由此能够算出各相的面积，算出其等效圆直径，将这些值平均而求出。
残留奥氏体的体积分率是通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面，通过该面的衍射X射线强度而求出。以Mo的Kα射线作为射线源，以加速电压50keV通过X射线衍射法(装置：Rigaku公司制的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，由“X射线衍射手册”(2000年)理学电机株式会社、P.26、62－64中记载的计算式求出残留奥氏体的体积分率。
另外，残留奥氏体的个数通过观察由SEM得到的钢板照片并计数来测定。
将测定的钢板组织、拉伸特性、扩孔率(λ)的结果示于表3。
根据表3所示的结果，本发明例均具有如下复合组织，即，以体积分率计含有30～55％的平均晶体粒径为5μm以下的铁素体，以体积分率计含有5～15％的平均晶体粒径为2μm以下的残留奥氏体，以体积分率计含有30～60％的平均晶体粒径为2μm以下的回火马氏体，其结果，能够确保980MPa以上的拉伸强度和66％以下的屈服比(YR)且得到19％以上的伸长率(EL)和30％以上的扩孔率(λ)这样的良好的成型性。
另一方面，对于No.13，残留奥氏体的平均晶体粒径超过2μm，回火马氏体的平均晶体粒径超过2μm，残留奥氏体的个数在1000μm2中小于10个，因此，扩孔率(λ)小于30％。对于No.14～18，残留奥氏体的平均晶体粒径超过2μm，回火马氏体的平均晶体粒径超过2μm，残留奥氏体的个数在1000μm2中小于10个，因此，屈服比(YR)超过66％，扩孔率(λ)小于30％。
另外，对于No.19，铁素体的平均晶体粒径超过5μm，回火马氏体的平均晶体粒径超过2μm，因此扩孔率(λ)小于30％。对于No.20，铁素体的体积分率超过55％，回火马氏体的体积分率小于30％，残留奥氏体的个数在1000μm2中小于10个，因此拉伸强度(TS)小于980MPa。
对于No.21，关于铁素体，体积分率超过55％，平均晶体粒径超过5μm，残留奥氏体的平均晶体粒径超过2μm，回火马氏体的体积分率小于30％，因此，拉伸强度(TS)小于980MPa，屈服比(YR)超过66％，扩孔率(λ)小于30％。对于No.22，残留奥氏体的体积分率小于5％，残留奥氏体的个数在1000μm2中小于10个，因此，伸长率(EL)小于19％，屈服比(YR)超过66％。
对于No.23，关于残留奥氏体，体积分率小于5％，回火马氏体的平均晶体粒径超过2μm，残留奥氏体的个数在1000μm2中小于10个，因此，伸长率(EL)小于19％，屈服比(YR)超过66％。
对于No.24、26，关于残留奥氏体，体积分率小于5％，残留奥氏体的个数在1000μm2中小于10个，因此，扩孔率(λ)小于30％。对于No.25，关于残留奥氏体，体积分率小于5％，残留奥氏体的个数在1000μm2中小于10个，因此，伸长率(EL)小于19％，屈服比(YR)超过66％。
对于No.27，C含量小于0.15质量％，铁素体的体积分率超过55％，残留奥氏体的体积分率小于5％，回火马氏体的体积分率小于30％，残留奥氏体的个数在1000μm2中小于10个，因此，拉伸强度(TS)小于980MPa，屈服比(YR)超过66％，扩孔率(λ)小于30％。对于No.28，Si含量小于1.0质量％，残留奥氏体的体积分率小于5％，残留奥氏体的个数在1000μm2中小于10个，因此，伸长率(EL)小于19％。
对于No.29，Mn含量小于1.8质量％，铁素体的体积分率超过55％，回火马氏体的体积分率小于30％，因此，拉伸强度(TS)小于980MPa，屈服比(YR)超过66％。对于No.30，Mn含量超过2.5质量％，残留奥氏体的平均晶体粒径超过2μm，关于回火马氏体，体积分率超过60％，平均晶体粒径超过2μm，因此，伸长率(EL)小于19％，屈服比(YR)超过66％，扩孔率(λ)小于30％。

Claims (6)

1.一种高强度冷轧钢板，具有如下成分组成：以质量%计含有C：0.15～0.25%、Si：1.0～2.0%、Mn：1.8～2.5%、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.10%以下、N：0.010%以下，并且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述高强度冷轧钢板具有如下复合组织：以体积分率计含有30～55%的平均晶体粒径为5μm以下的铁素体，以体积分率计含有5～15%的平均晶体粒径为2μm以下的残留奥氏体，以体积分率计含有30～60%的平均晶体粒径为2μm以下的回火马氏体，
所述残留奥氏体在1000μm2中存在10个以上，
所述高强度冷轧钢板是通过如下方法制造而得的：
在对钢坯实施热轧、冷轧后，在对冷轧钢板实施连续退火时，
加热至850℃以上的温度，
以850℃以上的温度作为第1均热温度保持30秒以上后，
以3℃／秒以上的第1平均冷却速度从所述第1均热温度冷却至320～500℃的温度，
以320～500℃的温度作为第2均热温度保持30秒以上后，
冷却至100℃以下的温度，
其后，以3～30℃／秒的平均加热速度加热至750℃以上的温度，
以750℃以上的温度作为第3均热温度保持30秒以上后，
以3℃／秒以上的第2平均冷却速度从所述第3均热温度冷却至350～500℃的温度，
以100～1000℃／秒的第3平均冷却速度冷却至100℃以下的温度，
加热至200～350℃的温度后，
接着，以200～350℃的温度作为第4均热温度保持120～1200秒。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，作为所述成分组成，以质量%计进一步含有选自V：0.10%以下、Nb：0.10%以下、Ti：0.10%以下中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其中，作为所述成分组成，以质量%计进一步含有B：0.010%以下。
4.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其中，作为所述成分组成，以质量%计进一步含有选自Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、Ca：0.0050%以下、REM：0.0050%以下中的1种以上。
5.根据权利要求3所述的高强度冷轧钢板，其中，作为所述成分组成，以质量%计进一步含有选自Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、Ca：0.0050%以下、REM：0.0050%以下中的1种以上。
6.一种高强度冷轧钢板的制造方法，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，
在对钢坯实施热轧、冷轧后，在对冷轧钢板实施连续退火时，
加热至850℃以上的温度，
以850℃以上的温度作为第1均热温度保持30秒以上后，
以3℃／秒以上的第1平均冷却速度从所述第1均热温度冷却至320～500℃的温度，
以320～500℃的温度作为第2均热温度保持30秒以上后，
冷却至100℃以下的温度，
其后，以3～30℃／秒的平均加热速度加热至750℃以上的温度，
以750℃以上的温度作为第3均热温度保持30秒以上后，
以3℃／秒以上的第2平均冷却速度从所述第3均热温度冷却至350～500℃的温度，
以100～1000℃／秒的第3平均冷却速度冷却至100℃以下的温度，
加热至200～350℃的温度后，
接着，以200～350℃的温度作为第4均热温度保持120～1200秒。
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