CN107429371B - 加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板以及其制造方法，该高强度冷轧钢板的根据延性及延伸凸缘性评价的加工性良好，而且碰撞特性优异。该高强度冷轧钢板在板厚的1/4位置的金属组织满足：(1)铁素体的面积率为超过10％且65％以下，余部是含有淬火马氏体及残余奥氏体，并且含有从由贝氏体铁素体、贝氏体及回火马氏体构成的组中选择的至少一种的硬质相；(2)残余奥氏体的体积率Vγ为5％以上且30％以下；(3)淬火马氏体和残余奥氏体复合而成的MA组织的面积率VMA为3％以上且25％以下，所述MA组织的平均当量圆直径为2.0μm以下；以及(4)所述MA组织的面积率VMA相对于所述残余奥氏体的体积率Vγ的比例VMA/Vγ为0.50至1.50。

Description

加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷 轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法。详细而言，本发明涉及所述高强度冷轧钢板、在所述高强度冷轧钢板的表面上形成有电镀锌层的高强度电镀锌钢板、在所述高强度冷轧钢板的表面上形成有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板、在所述高强度冷轧钢板的表面上形成有合金化热浸镀锌层的高强度合金化热浸镀锌钢板、以及这些钢板的制造方法。
背景技术
为了实现汽车或运输机等的油耗降低，被要求使汽车或运输机等轻量化。为了达到轻量化，例如使用高强度钢板来使板厚变薄是有效的。但是，如果使钢板高强度化，则其延性及延伸凸缘性变差，造成产品形状的加工性降低。
此外，从耐腐蚀性的观点出发，为汽车用钢部件往往使用在表面上进行电镀锌(以下，也会称为EG)、热浸镀锌(以下，也会称为GI)、合金化热浸镀锌(以下，也会称为GA)等镀锌的钢板(以下，也会统称为镀锌钢板)。这些镀锌钢板也与所述高强度钢板同样地被要求高强度化及加工性。
例如，专利文献1公开一种实施了合金化热浸镀锌的钢板，该钢板具有在铁素体中混合存在马氏体和残余奥氏体的金属组织，并通过其复合组织被强化，达到抗拉强度TS为490MPa至880MPa及良好的压制加工性。
此外，专利文献2公开一种高强度冷轧钢板，其TS(Tensile Strength，抗拉强度)为590MPa以上，成形性优异，具体而言，其TS×EL(EL：Elongation，延伸率)为23000MPa％以上，而且，即使在实施盐温水试验、盐水喷射试验和复合循环腐蚀试验等严苛的环境下，该钢板也能发挥优异的涂装后耐腐蚀性。该钢板的金属组织是含有铁素体、残余奥氏体、贝氏体及/或马氏体的组织。专利文献2中记载残余奥氏体发挥使钢板的延性提高的作用，即具有所谓的TRIP效果。
另外，汽车用钢部件还被要求碰撞特性优异，有效地吸收汽车碰撞时的冲击。作为改善碰撞特性的技术，例如已知专利文献3。专利文献3公开一种碰撞吸收能量优异且最大抗拉强度为900MPa以上的高强度镀锌钢板及其制造方法，该钢板兼具与590MPa级的钢板同等水平的静动比以及900MPa以上的最大抗拉强度。该制造方法的特征在于，在实施镀锌后，进行冷却，并利用粗糙度(Ra)3.0以下的轧辊进行轧制。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利公报第3527092号
专利文献2：日本专利公报第5076434号
专利文献3：日本专利公报第5487916号
发明内容
本发明要解决的问题
通过上述专利文献1和2记载的技术，可以改善钢板的加工性。但是，专利文献1和2并没有考虑到碰撞特性。与此相对，通过上述专利文献3记载的技术，可以改善钢板的碰撞特性。但是，专利文献3并没有考虑到根据延性及延伸凸缘性评价的加工性。
本发明着眼于上述情况而做，其目的在于提供一种抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板，其根据延性及延伸凸缘性评价的加工性良好，而且碰撞特性优异。此外，本发明的另一个目的在于提供一种在所述高强度冷轧钢板的表面上具有电镀锌层的高强度电镀锌钢板、一种在所述高强度冷轧钢板的表面上具有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板、以及一种在所述高强度冷轧钢板的表面上具有合金化热浸镀锌层的高强度合金化热浸镀锌钢板。此外，本发明的其它目的在于提供一种兼具上述特性的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法。
用于解决问题的方案
能够解决上述问题的本发明所涉及的抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板是如下钢板，即，该钢板以质量％计含有：C：0.10％以上且0.5％以下；Si：1.0％以上且3％以下；Mn：1.5％以上且7％以下；P：超过0％且0.1％以下；S：超过0％且0.05％以下；Al：0.005％以上且1％以下；N：超过0％且0.01％以下；以及O：超过0％且0.01％以下，并且，余部是铁和不可避免杂质。并且，其要点在于板厚的1/4位置的金属组织满足下列(1)至(4)。另外，MA是马氏体-奥氏体组元(Martensite-Austenite Constituent)的简称。
(1)当利用扫描型电子显微镜观察金属组织时，金属组织整体中，铁素体的面积率为超过10％且65％以下，余部是含有淬火马氏体及残余奥氏体，并且含有从由贝氏体铁素体、贝氏体及回火马氏体构成的组中选择的至少一种的硬质相。
(2)当利用X射线衍射法测量金属组织时，金属组织整体中，残余奥氏体的体积率Vγ为5％以上且30％以下。
(3)当利用光学显微镜观察金属组织时，金属组织整体中，淬火马氏体和残余奥氏体复合而成的MA组织的面积率VMA为3％以上且25％以下，所述MA组织的平均当量圆直径为2.0μm以下。
(4)所述MA组织的面积率VMA相对于所述残余奥氏体的体积率Vγ的比例VMA/Vγ满足下式(i)。
0.50≤VMA/Vγ≤1.50 (i)
所述钢板以质量％计还可以含有下列(a)至(e)等其它元素：
(a)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；
(b)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下构成的组中选择的至少一种；
(c)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；
(d)B：超过0％且0.005％以下；以及
(e)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和REM：超过0％且0.01％以下构成的组中选择的至少一种。
本发明还包含：在所述高强度冷轧钢板的表面上具有电镀锌层的高强度电镀锌钢板、在所述高强度冷轧钢板的表面上具有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板、以及在所述高强度冷轧钢板的表面上具有合金化热浸镀锌层的高强度合金化热浸镀锌钢板。
本发明所涉及的加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板可以通过如下方式制造，即：使用满足上述成分组成的钢；在将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％，并将精轧结束温度设为Ar3点以上且900℃以下的情况下进行热轧，在将卷取温度设为600℃以下的情况下进行卷取并冷却到室温；进行冷轧；以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而进行均热；以10℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃；加热并在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域保持50秒钟以上，然后冷却到室温。
本发明所涉及的加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度热浸镀锌钢板可以通过如下方式制造，即：使用满足上述成分组成的钢；在将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％，并将精轧结束温度设为Ar3点以上且900℃以下的情况下进行热轧，在将卷取温度设为600℃以下的情况下进行卷取并冷却到室温；进行冷轧；以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而进行均热；以10℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃；加热并在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域保持50秒钟以上，并在保持时间内进行热浸镀锌，然后冷却到室温。
本发明所涉及的加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度合金化热浸镀锌钢板可以通过如下方式制造，即：使用满足上述成分组成的钢；在将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％，并将精轧结束温度设为Ar3点以上且900℃以下的情况下进行热轧，在将卷取温度设为600℃以下的情况下进行卷取并冷却到室温；进行冷轧；以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而进行均热；以10℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃；加热并在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域保持50秒钟以上，并在保持时间内进行热浸镀锌，其后进一步进行合金化处理，然后冷却到室温。
发明的效果
根据本发明，由于适当地控制成分组成及金属组织，因此可以提供根据延性及延伸凸缘性评价的加工性和碰撞特性都优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板、高强度电镀锌钢板、高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板。本发明所涉及的高强度冷轧钢板、高强度电镀锌钢板、高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板，加工性，尤其，延性优异。此外，根据本发明，可以提供用于制造所述高强度冷轧钢板、所述高强度电镀锌钢板、所述高强度热浸镀锌钢板和所述高强度合金化热浸镀锌钢板的方法。本发明所涉及的高强度冷轧钢板、高强度电镀锌钢板、高强度热浸镀锌钢板和高强度合金化热浸镀锌钢板，特别是在汽车等产业领域极为有用。
附图说明
图1是表示通过实施例进行的热处理方式的一例的概略说明图。
具体实施方式
本发明人为了改善抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板的延性、延伸凸缘性和碰撞特性，重复进行了深入研究。其结果，发现：为了确保抗拉强度，在将金属组织中铁素体所占的分率设为规定范围内，并将余量组织设为硬质相的情况下，为了改善延性，只要生成规定量的铁素体，并且，适当地控制金属组织整体中的淬火马氏体和残余奥氏体复合而成的MA组织的面积率VMA与残余奥氏体的体积率Vγ的比例VMA/Vγ即可；为了改善延伸凸缘性，只要使所述MA组织微细化即可；以及，为了改善碰撞特性，只要使所述MA组织微细化，并且适当地控制所述比例VMA/Vγ即可，从而完成了本发明。
首先，对构成本发明的特征的金属组织进行说明。
本发明所涉及的高强度冷轧钢板的特征在于，位于板厚的1/4位置的金属组织满足以下(1)至(4)。
(1)当利用扫描型电子显微镜观察金属组织时，金属组织整体中，铁素体的面积率为超过10％且65％以下，余部是含有淬火马氏体及残余奥氏体，并且含有从由贝氏体铁素体、贝氏体及回火马氏体构成的组中选择的至少一种的硬质相。
(2)当利用X射线衍射法测量金属组织时，金属组织整体中，残余奥氏体的体积率Vγ为5％以上且30％以下。
(3)当利用光学显微镜观察金属组织时，金属组织整体中，淬火马氏体和残余奥氏体复合而成的MA组织的面积率VMA为3％以上且25％以下，所述MA组织的平均当量圆直径为2.0μm以下。
(4)所述残余奥氏体的体积率Vγ和所述MA组织的面积率VMA满足下式(i)。
0.50≤VMA/Vγ≤1.50 (i)
当观察所述金属组织时，将整个板厚的1/4位置视为钢板的代表性部位进行观察。
另外，上述(1)至(3)中规定的金属组织的分率的测量方法互不相同，因此将各分率加起来有时会超过100％。即，在上述(1)中，利用扫描型电子显微镜观察金属组织，测量到的面积率是以金属组织整体作为100％时的比例。利用扫描型电子显微镜测量的面积率中包含作为硬质相的淬火马氏体及残余奥氏体的面积率。另一方面，在上述(2)中利用X射线衍射法计算金属组织中的残余奥氏体的分率，而在上述(3)中利用光学显微镜观察淬火马氏体和残余奥氏体复合而成的MA组织的面积率。因此，残余奥氏体和淬火马氏体的分率通过多种方法被重复测量。此外，在下文中有时将残余奥氏体称为残余γ。故此，将上述(1)至(3)中规定的金属组织的各分率加起来，有时会超过100％。此外，有时将淬火马氏体和残余γ复合而成的组织称为MA组织。
(1)本发明中，当利用扫描型电子显微镜观察金属组织时，金属组织整体中，将铁素体的面积率设为超过10％且65％以下。铁素体是用于使钢板的加工性中特别提高延性的组织。为了发挥这样的效果，本发明中将铁素体的面积率设为超过10％。铁素体的面积率优选为15％以上，更优选为20％以上。但是，如果铁素体过剩，则钢板的强度降低，不能确保980MPa以上的抗拉强度。因此，本发明中将铁素体的面积率设为65％以下。铁素体的面积率优选为60％以下，更优选为50％以下。
所述金属组织的余部是含有作为必要组织的淬火马氏体及残余γ，并且含有从由贝氏体铁素体、贝氏体及回火马氏体构成的组中选择的至少一种的硬质相。这些硬质相是比铁素体更硬的组织，通过在生成规定量的铁素体的情况下，将余部的组织设为硬质相，从而能够将钢板的强度提高到980MPa以上。之所以含有作为必要组织的淬火马氏体及残余γ，是因为如后所述，为了生成规定量的将淬火马氏体和残余γ复合而成的MA组织。
所述金属组织除了含有铁素体及硬质相之外，还可以含有从由珠光体及渗碳体构成的组中选择的至少一种。珠光体及渗碳体的合计面积率并无特别限定，只要处于不损害本发明的效果的范内即可，但例如优选为20％以下。合计面积率更优选为15％以下，进一步优选为10％以下。
对于所述金属组织的面积率而言，在对板厚的1/4位置进行硝酸乙醇腐蚀后，利用扫描型电子显微镜观察并计算即可，观测倍率例如可以设为1000倍。
(2)本发明中，当利用X射线衍射法测量金属组织时，金属组织整体中，将残余γ的体积率Vγ设为5％以上且30％以下。残余γ具有如下效果，即，在加工钢板时受到应变而变形，相变为马氏体，从而在加工时促进变形部的硬化，抑制应变的集中。据此，钢板的强度-延伸率平衡提高，能够改善延性。为了发挥这样的效果，需要将残余γ的体积率设为5％以上。残余γ的体积率优选为6％以上，更优选为7％以上。但是，如果残余Y的体积率过度增加，则导致延伸凸缘性变差。因此，本发明中将残余Y的体积率设为30％以下。残余γ的体积率优选为25％以下，更优选为20％以下。
对于所述残余γ的体积率而言，利用X射线衍射法测量板厚的1/4位置来求出即可。另外，残余γ存在于贝氏体铁素体的板条间，或被包含在MA组织中而存在。不管残余γ的存在方式如何，都可以发挥所述残余γ的效果，因此，本发明中，不管残余γ的存在方式如何，都将利用X射线衍射法测量到的所有残余γ的量加起来，从而获得体积率。
(3)本发明中，当利用光学显微镜观察金属组织时，金属组织整体中，将MA组织的面积率VMA设为3％以上且25％以下。所述MA组织是用于提高钢板的强度-延伸率平衡的组织，能够改善延性。为了发挥这样的效果，需要将MA组织的面积率设为3％以上。MA组织的面积率优选为4％以上，更优选为5％以上。但是，如果MA组织的面积率过度增加，则导致碰撞特性变差。因此，本发明中将MA组织的面积率设为25％以下。MA组织的面积率优选为23％以下，更优选为20％以下。
此外，本发明中将所述MA组织的平均当量圆直径设为2.0μm以下。通过将MA组织微细化，可以提高延伸凸缘性及碰撞特性。为了发挥这样的效果，需要将MA组织的平均当量圆直径设为2.0μm以下。MA组织的平均当量圆直径优选为1.8μm以下，更优选为1.5μm以下。另外，由于MA组织越微细化，延伸凸缘性及碰撞特性越良好，因此并不特别限定MA组织的平均当量圆直径的下限，但在工业上最小只能达到0.1μm左右。
所述MA组织是淬火马氏体和残余γ复合而成的组织，淬火马氏体是指：在钢板从加热温度冷却到室温的过程中未相变奥氏体相变为马氏体后的状态的组织。利用光学显微镜观察，就可以区别淬火马氏体和通过加热处理回火的回火马氏体。即，在对金属组织进行里佩拉(Re Pera)腐蚀后利用光学显微镜观察时，淬火马氏体呈白色，回火马氏体呈灰色。
另外，利用光学显微镜观察，难以区别淬火马氏体和残余γ，因此，本发明中将淬火马氏体和残余γ复合而成的组织作为MA组织来进行测量。
所述MA组织的面积率是在钢板的板厚1/4位置进行测量而得的值。
所述MA组织的平均当量圆直径是指：针对在观察视野内可识别的所有MA组织，根据各MA组织的面积来计算当量圆粒径，将这些当量圆粒径平均计算的值。
(4)本发明中重要的是，所述MA组织的面积率VMA相对于所述残余γ的体积率Vγ的比例VMA/Vγ满足下式(i)。
0.50≤VMA/Vγ≤1.50 (i)
通过控制所述比例VMA/Vγ的值满足上述式(i)，能够兼具延性及碰撞特性。即，如上所述，本发明为了提高作为延性指标的强度-延伸率平衡，积极地生成残余γ。其结果，不可避免地在钢板中形成MA组织。而且，本发明人通过进一步研究强度-延伸率平衡，发现：当生成了规定量的残余γ时，以使所述比例VMA/Vγ的值成为0.50以上的方式控制所述MA组织的面积率VMA即可。所述比例VMA/VY的值优选为0.55以上，更优选为0.60以上。但是，如果所述比例VMA/Vγ的值过大，则过多地生成MA组织。在MA组织中存在的淬火马氏体是非常硬质的组织，如果过多地生成MA组织，则当碰撞时容易在与其它组织的界面处发生裂纹，碰撞特性反而变差。于是，本发明中，为了减少MA组织中的淬火马氏体的面积率，确保碰撞特性，将所述比例VMA/VY的值设为1.50以下。所述比例VMA/Vγ的值优选为1.40以下，更优选为1.30以下。
以上，说明了构成本发明的特征的高强度冷轧钢板的金属组织。
接着，对本发明所涉及的高强度冷轧钢板的成分组成进行说明。另外，下文中关于钢板的成分组成的“％”意味着“质量％”。
[C：0.10％以上且0.5％以下]
C是用于确保980MPa以上的抗拉强度，并且提高残余γ的稳定性，确保规定量的残余γ所需要的元素。本发明中将C量设为0.10％以上。C量优选为0.12％以上，更优选为0.15％以上。但是，如果C量过剩，则在热轧后的强度上升，在冷轧时产生断裂，最终产品的焊接性降低。因此，将C量设为0.5％以下。C量优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.25％以下。
[Si：1.0％以上且3％以下]
Si作为固溶强化元素发挥作用，是有助于钢的高强度化的元素。此外，Si抑制碳化物的生成，并对铁素体及残余γ的生成具有有效作用，是用于确保优异的强度-延伸率平衡所需要的元素。本发明中将Si量设为1.0％以上。Si量优选为1.2％以上，更优选为1.35％以上，进一步优选为1.5％以上。但是，如果Si量过剩，则在热轧时形成明显的氧化皮，在钢板表面上产生氧化皮痕迹，导致表面性状变差。而且，酸洗性也变差。因此，将Si量设为3％以下。Si量优选为2.8％以下，更优选为2.6％以下。
[Mn：1.5％以上且7％以下]
Mn是提高淬火性而有助于钢板的高强度化的元素。此外，Mn是用于使γ稳定化而生成残余γ所需要的元素。本发明中将Mn量设为1.5％以上。Mn量优选为1.6％以上，更优选为1.7％以上，进一步优选为1.8％以上，更加优选为2.0％以上。但是，如果Mn量过剩，则在热轧后的强度上升，在冷轧时产生断裂，最终产品的焊接性降低。此外，如果过多地添加Mn，则Mn产生偏析，成为延性及延伸凸缘性变差的原因。因此，本发明中将Mn量设为7％以下。Mn量优选为5.0％以下，更优选为4.0％以下，进一步优选为3.0以下。
[P：超过0％且0.1％以下]
P是不可避免地含有的杂质元素，如果过量含有则导致最终产品的焊接性变差。因此，本发明中将P量设为0.1％以下。P量优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。P量以尽可能少为宜，但达到0％在工业上较为困难。在工业上，P量的下限为0.0005％。
[S：超过0％且0.05％以下]
与P同样地，S是不可避免地含有的杂质元素，如果过量含有则导致最终产品的焊接性变差。此外，S在钢板中形成硫化物系夹杂物，成为使钢板的延性及延伸凸缘性降低的原因。因此，本发明中将S量设为0.05％以下。S量优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。S量以尽可能少为宜，但达到0％在工业上较为困难。在工业上，S量的下限为0.0001％。
[Al：0.005％以上且1％以下]
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，为了发挥该作用，本发明中将Al量设为0.005％以上。Al量优选为0.01％以上。但是，如果Al量过剩，则导致最终产品的焊接性明显地变差。因此，本发明中将Al量设为1％以下。Al量优选为0.8％以下，更优选为0.6％以下。
[N：超过0％且0.01％以下]
N是不可避免地含有的杂质元素，如果过量含有，则氮化物大量析出而使延性、延伸凸缘性及碰撞特性变差。因此，本发明中将N量设为0.01％以下。N量优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。另外，少量氮化物有助于钢板的高强度化，因此，也可以将N量设为0.001％以上。
[O：超过0％且0.01％以下]
O是不可避免地含有的杂质元素，是过量含有时引起延性及碰撞特性降低的元素。因此，本发明中将O量设为0.01％以下。O量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。O量以尽可能少为宜，但达到0％在工业上较为困难。在工业上，O量的下限为0.0001％。
本发明涉及的冷轧钢板满足上述成分组成，余部是铁和不可避免的杂质。该不可避免的杂质中例如包含有时按照原料、器材、制造设备等的情况而会混入钢中的所述P、S、N和O，除此之外，还会包含Pb、Bi、Sb、Sn等夹入元素。
本发明的冷轧钢板还可以含有以下元素等：
(a)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；
(b)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下构成的组中选择的至少一种；
(c)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；
(d)B：超过0％且0.005％以下；以及
(e)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和REM：超过0％且0.01％以下构成的组中选择的至少一种。
所述(a)至(e)的元素既可以单独含有，也可以任意组合来含有。规定上述范围的理由如下。
[(a)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种]
Cr和Mo都是对于提高淬火性而使钢板的强度上升具有有效作用的元素。为了有效地发挥这种作用，优选将Cr和Mo分别设为0.1％以上，更优选设为0.3％以上。但是，如果过量含有，则导致延性及延伸凸缘性降低。此外，如果过量添加则成本变高。因此，在单独添加Cr和Mo时，优选设为1％以下，更优选设为0.8％以下，进一步优选设为0.5％以下。Cr和Mo既可以单独使用，也可以一并使用。在一并使用Cr和Mo的情况下，优选将Cr和Mo设为单独含有时的上述范围内，且将Cr和Mo的合计量设为1.5％以下。
[(b)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下构成的组中选择的至少一种]
Ti、Nb和V都是具有如下作用的元素，即，用于在钢板中形成碳化物及氮化物，提高钢板的强度，并使旧γ粒微细化。为了有效地发挥所述作用，优选将Ti、Nb和V分别设为0.005％以上，更优选为0.010％以上。但是，如果过量含有，则碳化物在晶粒边界发生析出，导致钢板的延伸凸缘性及碰撞特性变差。因此，本发明中优选将Ti、Nb和V分别设为0.15％以下，更优选设为0.12％以下，进一步优选设为0.10％以下。这些元素既可以单独使用，也可以使用任意选择的两种以上。
[(c)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种]
Cu及Ni是对残余γ的生成和稳定化具有有效作用的元素。此外，Cu和Ni还具有提高钢板的耐腐蚀性的作用。为了有效地发挥所述作用，优选将Cu和Ni分别设为0.05％以上，更优选设为0.10％以上。但是，如果过量含有Cu则导致热加工性变差，因此，在单独添加Cu的情况下，优选设为1％以下，更优选设为0.8％以下，进一步优选设为0.5％以下。另一方面，如果过量含有Ni则导致成本变高，因此，优选将Ni量设为1％以下，更优选设为0.8％以下，进一步优选设为0.5％以下。Cr和Ni既可以单独使用，也可以一并使用。当一并使用Cu及Ni时容易发挥上述作用，而且，通过含有Ni，可容易抑制因Cu的添加引起的热加工性的降低。在一并使用Cu和Ni的情况下，优选将合计量设为1.5％以下，更优选设为1.0％以下。
[(d)B：超过0％且0.005％以下]
B是用于提高淬火性的元素，也是对于使奥氏体稳定地存在到室温发挥作用的元素。为了有效地发挥所述作用，优选将B量设为0.0005％以上，更优选设为0.0010％以上，进一步优选设为0.0015％以上。但是，如果过量含有，则会生成硼化物而导致延性变差。因此，优选的是将B量设为0.005％以下。B量更优选设为0.004％以下，进一步优选为0.0035％以下。
[(e)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和REM：超过0％且0.01％以下构成的组中选择的至少一种]
Ca、Mg和REM是起到使钢板中的夹杂物微细分散的作用的元素。为了有效地发挥所述作用，优选将Ca、Mg和REM量分别设为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。但是，如果过量含有，则会成为使铸造性、热加工性等变差的原因。因此，优选将Ca、Mg和REM量分别设为0.01％以下，更优选设为0.008％以下，进一步优选设为0.007％以下。这些元素既可以单独使用，也可以使用任意选择的两种以上。此外，在本发明中，REM是Rare earth metal(稀土类元素)的简称，意味着REM包含镧系元素(即，从La至Lu的15元素)、Sc和Y。
以上，说明了本发明所涉及的高强度冷轧钢板。
所述高强度冷轧钢板也可以在其表面形成电镀锌层、热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。即，本发明还包含：在所述高强度冷轧钢板的表面上具有电镀锌层的高强度电镀锌钢板(以下，有时称为EG钢板)；在所述高强度冷轧钢板的表面上具有热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板(以下，有时称为GI钢板)；以及在所述高强度冷轧钢板的表面上具有合金化热浸镀锌层的高强度合金化热浸镀锌钢板(以下，有时称为GA钢板)。
接着，对本发明所涉及的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。
所述高强度冷轧钢板可以通过如下方式制造，即：使用满足上述成分组成的钢；在将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％，并将精轧结束温度设为Ar3点以上且900℃以下的情况下进行热轧，在将卷取温度设为600℃以下的情况下进行卷取并冷却到室温；进行冷轧；以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而进行均热；以10℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃；加热并在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域保持50秒钟以上，然后冷却到室温。
下面，依次进行说明。
[精轧的最终机座的轧制率：5％至25％]
首先，通过常规方法对满足上述成分组成的钢进行加热。加热温度并无特别限定，但优选例如设为1000℃至1300℃。在加热温度低于1000℃的情况下，引起碳化物的固溶不充分，难以获得充分的强度。另一方面，在加热温度超过1300℃的情况下，热轧钢板的组织粗大化，冷轧钢板的MA组织也容易变得粗大化。其结果，碰撞特性趋于降低。
在加热后，进行热轧。本发明中重要的是，将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％。在轧制率低于5％的情况下，热轧后的奥氏体粒度粗大化，引起退火后的冷轧钢板中MA组织的平均当量圆直径变大。其结果，延伸凸缘性降低。因此，本发明中需要将所述轧制率设为5％以上。所述轧制率优选为6％以上，更优选为7％以上，进一步优选为8％以上。但是，在所述轧制率超过25％的情况下，MA组织的平均当量圆直径也变大，导致延伸凸缘性及碰撞特性变差。对于该机理还不清楚，但是可以推测这是因为热轧后的组织变得不均质而导致的。本发明中，需要将所述轧制率设为25％以下。所述轧制率优选为23％以下，更优选为20％以下。
[精轧结束温度：Ar3点以上且900℃以下]
当精轧结束温度低于Ar3点的温度时，热轧后的钢钣组织变得不均质，导致延伸凸缘性降低。另一方面，当精轧结束温度超过900℃时，奥氏体产生再结晶而使晶粒粗大化，引起冷轧钢板中的MA组织的平均当量圆直径变大。其结果，延伸凸缘性降低。因此，本发明中需要将精轧结束温度设为900℃以下。精轧结束温度优选为890℃以下，更优选为880℃以下。
另外，根据下式(ii)计算了Ar3点的温度。式中，[]表示各元素的含量(质量％)，并且将钢板不含有的元素含量可设为0质量％来计算即可。
Ar3点(℃)＝910－310×[C]－80×[Mn]－20×[Cu]－15×[Cr]－55×[Ni]－80×[Mo](ii)
[卷取温度：600℃以下]
当卷取温度超过600℃时晶粒粗大化，引起冷轧钢板中的MA组织的平均当量圆直径变大。其结果，延伸凸缘性降低。因此，本发明中将卷取温度设为600℃以下。卷取温度优选为580℃以下，更优选为570℃以下，进一步优选为550℃以下。
[冷轧]
在热轧后进行卷取并冷却到室温，根据需要通过常规方法进行酸洗，接着，按照常规方法进行冷轧即可。冷轧的冷轧率例如设为30％至80％即可。
[退火]
在冷轧后，以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而均热，从而进行退火。在冷轧后，如果到所述温度区域为止的平均升温速度低于10℃/秒钟，则在加热过程中奥氏体粒成长而粗大化，引起冷轧钢板中的MA组织的平均当量圆直径变大，延伸凸缘性降低。因此，本发明中将所述平均升温速度设为10℃/秒钟以上。所述平均升温速度优选为12℃/秒钟以上，更优选为15℃/秒钟以上。所述平均升温速度的上限并无特别限定，但是通常最大为100℃/秒钟左右。
通过将均热温度设为800℃以上且低于Ac3点，可以确保所希望的铁素体量。在均热温度低于800℃的情况下，向奥氏体的逆相变变得不充分，在冷轧钢板中残留加工组织，导致加工性降低。因此，本发明中将均热温度设为800℃以上。均热温度优选为805℃以上，更优选为810℃以上。但是，在均热温度成为Ac3点的温度以上的情况下，不能确保所希望的铁素体量，导致延性变差。因此，本发明中将均热温度设为低于Ac3点的温度。均热温度优选为Ac3点－10℃以下，更优选为Ac3点－20℃以下。
在均热时间不到50秒钟的情况下，在冷轧钢板中残留加工组织，导致延性变差。因此，本发明中将均热时间设为50秒钟以上。均热时间优选为60秒钟以上。均热时间的上限并无特别限定，但是如果均热时间过长，则促进Mn在奥氏体相中浓缩，有时导致Ms点降低，使MA组织增加并粗大化。因此，将均热时间优选设为3600秒钟以下，更优选设为3000秒钟以下。
对于在所述温度区域的均热保持，不需要以同一温度恒温保持，也可以在所述温度区域内进行加热、冷却、变动。
上述Ac3点的温度可以基于《莱斯利钢铁材料化学》(丸善株式会社，1985年5月31日发行，第273页)中记载的下式(iii)计算。式中，[]表示各元素的含量(质量％)，并且将钢板不含有的元素含量可设为0质量％来计算即可。
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]) (iii)
[冷却]
在所述均热保持之后，冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃。通过冷却到该温度范围，可以使未相变奥氏体相变为马氏体及硬质贝氏体相，也能使MA组织微细化。此时，马氏体刚相变后作为淬火马氏体而存在，但是在以后的工序中再加热、保持的期间被进行回火，作为回火马氏体而残留。该回火马氏体对于钢板的延性、延伸凸缘性及碰撞特性都不会产生不良影响。但是，当所述冷却停止温度T超过Ms点时，不生成马氏体，在高温的再加热保持工序中生成的MA组织粗大化，局部变形性能力降低，从而不能改善延伸凸缘性。因此，本发明中将冷却停止温度T设为Ms点的温度以下。冷却停止温度T优选为Ms点－20℃以下，更优选为Ms点－50℃以下。另一方面，在所述冷却停止温度T低于50℃时，几乎不生成残余γ及MA组织，因此不能改善延性。所以，本发明中将冷却停止温度T的下限设为50℃以上。冷却停止温度T优选为60℃以上，更优选为70℃以上。
根据下式(iv)，可以计算所述Ms点的温度。式中，[]表示各元素的含量(质量％)，并且将钢板不含有的元素含量可设为0质量％来计算即可。此外，式中的Vf表示铁素体相对于整个金属组织的面积率。
Ms点(℃)＝561－474×[C]/(1－Vf/100)－33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]－21×[Mo](iv)
在所述均热保持后，将到所述温度范围内的冷却停止温度T为止的平均冷却速度设为10℃/秒钟以上也很重要。在均热保持后，通过适当地控制到所述冷却停止温度T为止的冷却速度，可以抑制铁素体的过量生成。即，在所述平均冷却速度低于10℃/秒钟的情况下，在冷却过程中过量生成铁素体，导致抗拉强度降低。因此，本发明中将所述平均冷却速度设为10℃/秒钟以上。所述平均冷却速度优选为15℃/秒钟以上，更优选为20℃/秒钟以上。另外，所述平均冷却速度的上限并无特别限定，也可以通过水冷或油冷进行冷却。
[再加热工序]
在冷却到所述50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃之后，重要的是再加热到超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域，并在该温度区域保持50秒钟以上。通过再加热到超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域，能够对马氏体等硬质相进行回火，将未相变奥氏体相变为贝氏体铁素体或贝氏体。在不进行再加热的情况下，残余γ和MA组织的生成量的平衡变差，不能将MA组织的面积率VMA相对于残余γ的体积率Vγ的比例VMA/Vγ控制到适当的范围。其结果，不能改善碰撞特性。此外，不能对硬质相进行回火，也产生高密度的位错。因此，本发明中，在冷却到所述冷却停止温度T之后，再加热到超过该冷却停止温度T的温度。再加热温度优选为T+20℃以上，更优选为T+30℃以上，进一步优选为T+50℃以上。但是，当再加热温度超过550℃时，几乎不生成残余γ和MA组织，引起抗拉强度降低，TS×λ的值也变小，不能改善延伸凸缘性。因此，本发明中将再加热温度设为550℃以下。再加热温度优选为520℃以下，更优选为500℃以下，进一步优选为450℃以下。
另外，在本发明中，“再加热”顾名思义就是从所述冷却停止温度T开始加热(即，升温)的意思。因此，再加热温度是高于所述冷却停止温度T的温度，即使是再加热温度的温度区域例如为50℃以上且550℃以下，在所述冷却停止温度T和再加热温度相同，或者，再加热温度低于所述冷却停止温度T的情况下，不相当于本发明的再加热。
在再加热到超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域之后，在该温度区域保持50秒钟以上。在再加热保持时间不到50秒钟的情况下，过量生成MA组织，不能改善延性。此外，由于MA组织粗大化，也不能适当地控制平均当量圆直径，因此也不能改善延伸凸缘性。此外，还不能适当地控制MA组织的面积率VMA相对于残余γ的体积率Vγ的比例VMA/Vγ，因此不能改善碰撞特性。而且，不能充分地对硬质相进行回火，并且，也不能充分地推进未相变奥氏体向贝氏体铁素体或贝氏体的相变。因此，本发明中将再加热保持时间设为50秒钟以上。再加热保持时间优选为80秒钟以上，更优选为100秒钟以上，进一步优选为200秒钟以上。再加热保持时间的上限并无特别限定，但是如果保持时间变长则生产效率降低，而且抗拉强度趋于下降。从这种观点出发，将再加热保持时间优选设为1500秒钟以下，更优选设为1000秒钟以下。
在再加热保持之后，冷却到室温。冷却时的平均冷却速度并无特别限定，但例如优选为0.1℃/秒钟以上，更优选为0.4℃/秒钟以上。此外，平均冷却速度例如优选为200℃/秒钟以下，更优选为150℃/秒钟以下。
[镀锌处理]
在再加热保持之后，也可以按照常规方法，对冷却到室温而获得的本发明所涉及的高强度冷轧钢板实施电镀锌、热浸镀锌或合金化热浸镀锌。
对于电镀锌而言，例如将所述高强度冷轧钢板浸渍于50℃至60℃(尤其是55℃)的锌溶液中，并使其通电，进行电镀锌处理即可。镀层的附着量并无特别限定，例如，每一面为10g/m2至100g/m2左右即可。
对于热浸镀锌而言，例如将所述高强度冷轧钢板浸渍于300℃以上且550℃以下的热浸镀锌液，并进行热浸镀锌处理即可。对于镀锌时间，只要是以能够确保所希望的镀层附着量的方式适当地调整即可，优选例如设为1秒钟至10秒钟。
对于合金化热浸镀锌而言，在所述热浸镀锌之后进行合金化处理即可。合金化处理温度并无特别限定，但是，如果合金化处理温度太低则不能充分推进合金化，因此优选为450℃以上，更优选为460℃以上，进一步优选为480℃以上。但是，如果合金化处理温度太高，则合金化过度进行而提高镀层中的Fe浓度，导致镀层密合性变差。从这种观点出发，合金化处理温度优选为550℃以下，更优选为540℃以下，进一步优选为530℃以下。合金化处理时间并无特别限定，只要是以使热浸镀锌合金化的方式调整即可。合金化处理时间例如为10秒钟至60秒钟。
也可以通过如下方式制造本发明所涉及的加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度热浸镀锌钢板，即：使用满足上述成分组成的钢；在将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％，并将精轧结束温度设为Ar3点以上且900℃以下的情况下进行热轧，在将卷取温度设为600℃以下的情况下进行卷取并冷却到室温；进行冷轧；以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而进行均热；以10℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃；加热并在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域保持50秒钟以上，并在保持时间内进行热浸镀锌，然后冷却到室温。即，在加热到超过冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域为止的工序与上述的本发明所涉及的高强度冷轧钢板的制造方法同样，只要在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域内一并进行50秒钟以上的保持及热浸镀锌即可。
热浸镀锌是在再加热温度区域(即，超过冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域)的保持时间内进行即可，具体可以采用常规的镀锌方法。例如，将加热到所述超过冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域的钢板浸渍到调整为所述超过冷却停止温度T℃且550℃以下范围的温度的镀锌液，并进行热浸镀锌处理即可。对于镀锌时间，以在再加热保持的时间内可以确保所希望的镀层量的方式适当地调整即可。例如，镀锌时间优选为1秒钟至10秒钟。
在再加热过程中，“热浸镀锌处理”和“只加热而不进行镀锌处理”的组合方式有下列(I)至(III)。
(I)只进行加热之后，进行热浸镀锌处理。
(II)在进行热浸镀锌处理之后，只进行加热。
(III)按顺序，只进行加热之后进行热浸镀锌处理，然后进一步只进行加热。
只进行所述加热时的再加热温度和进行热浸镀锌时的镀锌液的温度也可以互不相同，本发明中，也可以从一种温度加热或冷却到另一种温度。作为所述加热的方法，可以列举炉加热、感应加热等方式。
也可以通过如下方式制造本发明所涉及的加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度合金化热浸镀锌钢板，即：使用满足上述成分组成的钢；在将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％，并将精轧结束温度设为Ar3点以上且900℃以下的情况下进行热轧，在将卷取温度设为600℃以下的情况下进行卷取并冷却到室温；进行冷轧；以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而进行均热；以10℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃；加热并在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域保持50秒钟以上，并在保持时间内进行热浸镀锌，其后进一步进行合金化处理，然后冷却到室温。即，在加热到超过冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域为止的工序与上述的本发明所涉及的高强度冷轧钢板的制造方法同样，只要在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域内一并进行50秒钟以上的保持及热浸镀锌后，使热浸镀锌层合金化，然后冷却到室温即可。
合金化处理温度并无特别限定，但是，如果合金化温度太低则不能充分推进合金化，因此优选为450℃以上，更优选为460℃以上，进一步优选为480℃以上。但是，如果合金化处理温度太高，则合金化过度进行而提高镀层中的Fe浓度，导致镀层密合性变差。从这种观点出发，合金化处理温度优选为550℃以下，更优选为540℃以下，进一步优选为530℃以下。
合金化处理时间并无特别限定，只要是以使热浸镀锌合金化的方式调整即可。合金化处理时间例如为10秒钟至60秒钟。另外，由于合金化处理是在所述超过冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域内利用规定的时间进行热浸镀锌处理之后进行的，因此，在所述超过冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域内的保持时间中不包含合金化处理所需要的时间。
在所述超过冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域的保持时间内进行热浸镀锌，根据需要实施合金化处理之后，只要冷却到室温即可。冷却时的平均冷却速度并无特别限定，但例如优选为0.1℃/秒钟以上，更优选为0.4℃/秒钟以上。此外，平均冷却速度例如优选为200℃/秒钟以下，更优选为150℃/秒钟以下。
本发明所涉及的高强度冷轧钢板的抗拉强度为980MPa以上。抗拉强度优选为1000MPa以上，更优选为1010MPa以上。并且，所述高强度冷轧钢板是根据延性及延伸凸缘性评价的加工性优异，而且碰撞特性也优异。
对于延性而言，可以根据强度-延伸率平衡来进行评价，本发明中将抗拉强度TS(MPa)和延伸率EL(％)的积为17000MPa·％以上的视为合格。TS×EL的值优选为17100MPa·％以上，更优选为17200MPa·％以上。
对于延伸凸缘性而言，可以根据强度-扩孔率平衡来进行评价，本发明中将抗拉强度TS(MPa)和扩孔率λ(％)的积为20000MPa·％以上的视为合格。TS×λ的值优选为21000MPa·％以上，更优选为22000MPa·％以上。
对于碰撞特性而言，可以根据强度-VDA弯曲角度平衡来进行评价，本发明中将抗拉强度TS(MPa)和VDA弯曲角度(°)的积为90000MPa·°以上的视为合格。TS×VDA弯曲角度的值优选为90500MPa·°以上，更优选为91000MPa·°以上。
本发明所涉及的高强度冷轧钢板的板厚并无特别限定，但例如优选为6mm以下的薄钢板。
本申请基于2015年3月31日申请的日本国专利申请第2015-071438号和2015年11月18日申请的日本国专利申请第2015-225507号要求优先权的利益。将所述日本国专利申请第2015-071438号和日本国专利申请第2015-225507号的说明书的全部内容引入本申请作为参考。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例的限制，当然还可以在可符合上述和下述内容的范围内加以改变来实施，这些也都包含在本发明的技术范围内。
通过将含有下表1表示的成分、且余部是铁和不可避免杂质的钢熔炼，并进行热轧、冷轧及连续退火来制造了冷轧钢板。在下表1中，“－”表示不含有元素。在下表1中，示出基于上述式(ii)计算的Ar3点的温度和基于上述式(iii)计算的Ac3点的温度。此外，图1表示通过连续退火进行的热处理方式的一例。图1中的1表示加热工序，2表示均热工序，3表示冷却工序，4表示再加热保持工序，5表示冷却停止温度。
[热轧]
将通过熔炼获得的板坯加热到1250℃，并且，在设精轧的最终机座的轧制率为下述的表2-1或表2-2示出的轧制率，并设精轧结束温度为下述的表2-1或表2-2示出的温度的情况下，进行了热轧而使板厚成为2.3mm。在热轧后，以30℃/秒钟的平均冷却速度冷却到下述的表2-1或表2-2示出的卷取温度，并进行了卷取。在卷取后用空气冷却到室温，从而制造了热轧钢板。
[冷轧]
对所得热轧钢板进行酸洗以除去表面的氧化皮，然后进行冷轧，制造了板厚1.2mm的冷轧钢板。
[连续退火]
根据图1所示的热处理方式，对于所得的冷轧钢板进行了连续退火。即，在加热工序中，以下述的表2-1或表2-2示出的平均升温速度，将所得的冷轧钢板加热到下述的表2-1或表2-2示出的均热温度，并在均热工序中，以该均热温度进行了保持。下述的表2-1或表2-2中示出均热时间。此外，下述的表2-1或表2-2中示出从Ac3点的温度减去均热温度计算出来的值。
在均热后，在冷却工序中以下述的表2-1或表2-2示出的平均冷却速度冷却到下述的表2-1或表2-2示出的冷却停止温度T℃。
在冷却后，加热到下述的表2-1或表2-2示出的再加热温度，并在再加热保持工序中以该再加热温度保持，然后冷却到室温，从而制造了试样。下述的表2-1或表2-2中示出再加热保持时间。此外，下述的表2-1或表2-2示出从再加热温度减去冷却停止温度T计算出来的值。
另外，下表2-1中示出的No.8和No.11是在以下表2-1示出的冷却停止温度T停止冷却之后，没有进行再加热保持工序的例子。即，No.8是在以480℃作为冷却停止温度T进行冷却之后，冷却到比该温度更低的350℃，并以350℃保持了300秒钟。为了方便起见，在下表2-1的再加热温度栏中记载350℃，再加热保持时间栏中记载300秒钟。No.11是在以330℃作为冷却停止温度T进行冷却之后，冷却到比该温度更低的300℃，并以300℃保持了300秒钟。为了方便起见，在下表2-1的再加热温度栏中记载300℃，再加热保持时间栏中记载300秒钟。
[电镀锌]
下表2-1中示出的No.2是将所述试样浸渍于55℃的镀锌液，在实施电镀锌处理之后进行水洗、干燥，从而制造了电镀锌钢板的例子。在将电流密度设为40A/dm2的情况下进行了电镀锌处理。镀锌附着量是每一面40g/m2。另外，在所述电镀锌处理中，适当地进行碱水溶液浸渍脱脂、水洗、酸洗等清洗处理，从而制造了在冷轧钢板的表面具有电镀锌层的试样。在下表2-1的No.2的分类栏中记载了“EG”。
[热浸镀锌]
下表2-2中示出的No.36是将所述试样浸渍于460℃的热浸镀锌液，并实施热浸镀锌处理从而制造了热浸镀锌钢板的例子。热浸镀锌附着量是每一面30g/m2。在下表2-2的No.36的分类栏中记载了“GI”。
[合金化热浸镀锌]
下表2-1中示出的No.18是将所述试样浸渍于460℃的热浸镀锌液，在实施热浸镀锌处理之后加热到500℃以进行合金化，从而制造了合金化热浸镀锌钢板的例子。合金化热浸镀锌附着量是每一面30g/m2。在下表2-1的No.18的分类栏中记载了“GA”。
另外，对于没有进行电镀锌处理、热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理的试样，在下述的表2-1或表2-2的分类栏中记载了“冷轧”。
对于所得的试样，按照如下顺序观察了金属组织。
[金属组织的观察]
(铁素体及硬质相的面积率)
在对所得的试样的截面进行抛光之后实施了硝酸乙醇腐蚀，并利用扫描型电子显微镜，以放大倍数1000倍，在3个视野观察了板厚1/4的位置，然后拍摄照片。对于观察视野的尺寸，将1个视野设为100μm×100μm。将网格间隔设为5μm，并以网格点数为20×20的点算法测量了铁素体的面积率，计算出3个视野的平均值Vf。将计算出的结果示于下述的表3-1和表3-2。另外，铁素体的面积率是除去铁素体相中存在的硬质相的面积率而计算的。
此外，基于下表1中示出的成分组成以及下述的表3-1和表3-2示出的铁素体的平均面积率Vf，由上述式(iv)计算Ms点，并将其结果示于下述的表2-1或表2-2。在下述的表2-1或表2-2中还示出了从冷却停止温度T减去Ms点的温度的值。
同样地，通过点算法测量了珠光体及渗碳体的合计面积率，并计算了3个视野的平均值。将计算出的结果示于下述的表3-1和表3-2。另外，在下述的表3-1和表3-2中，将珠光体及渗碳体的合计面积率记载为“其它组织”。
本实施例中，将通过所述点算法计算出的铁素体、珠光体和渗碳体以外的组织视为硬质相。即，计算从100％减去铁素体的面积率和珠光体及渗碳体的合计面积率的值作为硬质相的面积率，并将其结果示于下述的表3-1和表3-2。
另外，对构成硬质相的具体组织进行观察的结果发现：该硬质相含有淬火马氏体及残余Y，并且含有从由贝氏体铁素体、贝氏体及回火马氏体构成的组中选择的至少一种。
(残余Y的体积率Vγ)
利用1000号至1500号的砂纸将所得的试样抛光到板厚的1/4位置，在进一步将表面电解抛光到深度10μm至20μm之后，利用X射线衍射装置对残余γ的体积率Vγ进行了测量。具体而言，采用理学公司制造的“RINT1500”作为X射线衍射装置，利用Co靶，输出40kv-200mA，以2θ对40°至130°的范围进行了测量。根据所得的bcc(α)的衍射峰(110)、(200)、(211)及fcc(γ)的衍射峰(111)、(200)、(220)、(311)，对残余γ的体积率Vγ进行了定量。其结果示于下述的表3-1和表3-2。
(MA组织的面积率VMA及平均当量圆直径)
在对所得的试样的截面进行抛光之后实施了里佩拉腐蚀，并利用光学显微镜，以放大倍数1000倍，在3个视野观察了板厚1/4的位置，然后拍摄了照片。对于观察视野的尺寸，将1个视野设为100μm×100μm。将通过里佩拉腐蚀白化的部分视为MA组织，并将网格间隔设为5μm，以网格点数为20×20的点算法测量了MA组织的面积率，计算出3个视野的平均值。将计算出的结果示于下述的表3-1和表3-2。
对于通过所述光学显微镜拍摄的照片进行图像分析，计算了各MA组织的当量圆直径d，并求出了平均值。其结果示于下述的表3-1和表3-2。
(残余γ的体积率Vγ和MA组织的面积率VMA的比例)
根据通过上述顺序测量的残余γ的体积率Vγ和MA组织的面积率VMA，计算了所述MA组织的面积率VMA相对于残余γ的体积率Vγ的比例VMA/Vγ。将计算出的结果示于下述的表3-1和表3-2。
接着，对于所得的试样，按照如下顺序评价了机械特征、延性、延伸凸缘性及碰撞特性。
[机械特征及延性的评价]
以使与所得的试样的轧制方向垂直的方向成为长边方向的方式切出由JIS Z2201规定的5号试验片，利用该试验片进行了拉伸试验，测量了抗拉强度TS及延伸率EL。将测量结果示于下述的表3-1和表3-2。
本实施例中，将抗拉强度为980MPa以上时评价为高强度而合格，将低于980MPa时评价为强度不足而不合格。
此外，基于测量的抗拉强度TS及延伸率EL的值，计算了抗拉强度TS×延伸率EL的值。将计算出的结果示于下述的表3-1和表3-2。TS×EL的值表示强度-延伸率平衡，是用于评价延性的指标。
本实施例中，将TS×EL的值为17000MPa·％以上时评价为延性优异而合格，将低于17000MPa·％时评价为延性差而不合格。
[延伸凸缘性的评价]
为了评价试样的延伸凸缘性，根据钢铁联盟规格JFST 1001进行了扩孔试验，测量了扩孔率λ。将测量结果示于下述的表3-1和表3-2。
此外，基于测量的抗拉强度TS及扩孔率λ的值，计算了抗拉强度TS×扩孔率λ的值。将计算出的结果示于下述的表3-1和表3-2。TS×λ的值表示强度-扩孔率平衡，是用于评价延伸凸缘性的指标。
本实施例中，将TS×λ的值为20000MPa·％以上时评价为延伸凸缘性优异而合格，将低于20000MPa·％时评价为延伸凸缘性差而不合格。
[碰撞特性的评价]
下述文献记载碰撞特性与弯曲角度相关联。
文献：拉鲁尔(P.Larour)，保利(H.Pauli)，库斯(T.Kurz)，赫贝斯贝尔(T.Hebesberger)：“在AHSS碰撞行为的后均匀拉伸及弯曲性能和冲压硬化钢种的的影响(Influence of post uniform tensile and bending properties on the crashbehaviour of AHSS and press-hardening steel grades)”，IDDRG2010
于是，根据由德国汽车工业协会规定的VDA基准(VDA238-100)，在以下条件下进行了弯曲试验，并按照VDA基准将通过弯曲试验测量的最大负荷时的位移转换为角度，求出了弯曲角度。将换算的结果示于下述的表3-1和表3-2。
(测量条件)
试验方法：辊支撑、冲头压入
辊直径：
Figure BDA0001416043840000221
冲头形状：顶端R＝0.4mm
辊间距：2.9mm
冲头压入速度：20mm/分钟
试验片尺寸：60mm×60mm
弯曲方向：相对于轧制方向垂直的方向
试验机：SIMAZU AUTOGRAPH 20kN
此外，根据通过拉伸试验测量的抗拉强度TS和VDA弯曲角度的值，计算了抗拉强度TS×VDA弯曲角度°的值。将计算的结果示于下述的表3-1和表3-2。
本实施例中，将TS×VDA的值为90000MPa·°以上时评价为碰撞特性优异而合格，将低于90000MPa·°时评价为碰撞特性差而不合格。
基于以上的结果，将TS的值为980MPa以上、TS×EL的值为17000MPa·％以上、TS×λ的值为20000MPa·％以上及TS×VDA的值为90000MPa·°以上中的所有条件都满足的情况设为本发明的例子，在下述的表3-1和表3-2的综合评价栏中记载为合格。另一方面，将TS的值、TS×EL的值、TS×λ的值及TS×VDA的值中的至少一个没有满足所述合格基准的情况设为比较例，在下述的表3-1和表3-2的综合评价栏中记载为不合格。
Figure BDA0001416043840000231
Figure BDA0001416043840000241
Figure BDA0001416043840000251
Figure BDA0001416043840000261
Figure BDA0001416043840000271
通过表1、表2-1、表2-2、表3-1及表3-2，可以考虑为如下。
在表3-1及表3-2的综合评价栏中记载为“合格”的例子都是满足本发明规定的必要条件的钢板，按照抗拉强度TS规定的TS×EL的值、TS×λ的值及TS×VDA的值全部都满足合格基准值。可知：这些钢板的根据延性及延伸凸缘性评价的加工性良好，特别是它们的延性优异，而且碰撞特性也优异。
与此相对，在综合评价栏中记载为“不合格”的例子是没有满足本发明规定的至少一个必要条件的钢板，它们的延性、延伸凸缘性及碰撞特性中的至少一个没有得到改善。详述如下。
No.3是因为精轧结束温度太高，导致MA组织粗大化的例子。其结果，TS×λ的值变小，延伸凸缘性没有得到改善。
No.4是因为精轧时的最终机座的轧制率太高，超过了本发明规定的范围，导致MA组织粗大化的例子。其结果，TS×λ的值变小，延伸凸缘性没有得到改善。此外，TS×VDA的值变小，碰撞特性没有得到改善。
No.5是因为精轧时的最终机座的轧制率太低，低于本发明规定的范围，导致MA组织粗大化的例子。其结果，TS×λ的值变小，延伸凸缘性没有得到改善。
No.7是因为以超过了800℃以上且低于Ac3点的温度区域的高温进行均热，没能确保本发明规定范围的铁素体量的例子。其结果，TS×EL的值变小，延性没有得到改善。
No.8是因为均热后的冷却停止温度T太高，超过了50℃以上且Ms点以下的温度区域，并且，在冷却后没有进行再加热保持，所以VMA/Vγ的值变得过大的例子。其结果，TS×VDA的值变小，碰撞特性没有得到改善。
No.10是因为均热后的冷却停止温度T低于50℃，没能确保规定量的残余γ和MA组织，导致VMA/Vγ的值变小而低于规定范围的例子。其结果，TS×EL的值变小，延性没有得到改善。
No.11是因为精轧时的最终机座的轧制率太高，超过了本发明规定的范围，并且，在冷却后没有进行再加热保持，导致MA组织粗大化，而且VMA/Vγ的值变得过大的例子。其结果，TS×VDA的值变小，碰撞特性没有得到改善。
No.14是因为再加热保持时间太短，导致MA组织粗大化的例子。其结果，TS×λ的值变小，延伸凸缘性没有得到改善。此外，过量生成MA组织。其结果，TS×EL的值变小，延性没有得到改善。此外，VMA/Vγ的值变得过大。其结果，TS×VDA的值变小，导致碰撞特性变差。
No.16和No.37是因为卷取后的平均升温速度太小，导致MA组织粗大化的例子。其结果，TS×λ的值变小，延伸凸缘性没有得到改善。
No.19是因为均热后的冷却停止温度T太高，超过了50℃以上且Ms点以下的温度区域，导致MA组织粗大化的例子。其结果，TS×λ的值变小，延伸凸缘性没有得到改善。
No.25是因为在冷却后进行的再加热的温度太高，奥氏体发生分解，没能确保规定量的残余γ及MA组织的例子。其结果，TS变低。此外，TS×λ的值变小，延伸凸缘性没有得到改善。此外，TS×VDA的值变小，碰撞特性没有得到改善。
No.27和No.38是因为均热后的平均冷却速度太小，导致铁素体过量生成的例子。其结果，TS变低。此外，TS×λ的值变小，延伸凸缘性没有得到改善。
No.29是因为卷取温度太高，导致MA组织粗大化的例子。其结果，TS×λ的值变小，延伸凸缘性没有得到改善。
No.33是C量太少的例子，其没能确保本发明规定的范围的残余γ量，导致VMA/Vγ的值变大而超过了本发明规定的范围。其结果，TS×EL的值变小，引起延性变差。
No.34是Si量太少的例子，其没能确保本发明规定的范围的铁素体量。其结果，TS×EL的值变小，导致延性变差。
No.35是Mn量太少的例子，其淬火性不充分，过量生成铁素体，从而导致TS降低。此外，TS×λ的值变小，延伸凸缘性变差。
符号说明
1 加热工序
2 均热工序
3 冷却工序
4 再加热保持工序
5 冷却停止温度

Claims (8)

1.一种加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计含有：
C：0.10％以上且0.5％以下；
Si：1.0％以上且3％以下；
Mn：1.5％以上且7％以下；
P：超过0％且0.1％以下；
S：超过0％且0.05％以下；
Al：0.005％以上且1％以下；
N：超过0％且0.01％以下；以及
O：超过0％且0.01％以下，并且，
余部是铁和不可避免杂质，
其中，板厚的1/4位置的金属组织满足下列(1)至(4)：
(1)当利用扫描型电子显微镜观察金属组织时，金属组织整体中，铁素体的面积率为超过10％且65％以下，余部是含有淬火马氏体及残余奥氏体，并且含有从由贝氏体铁素体、贝氏体及回火马氏体构成的组中选择的至少一种的硬质相；
(2)当利用X射线衍射法测量金属组织时，金属组织整体中，残余奥氏体的体积率Vγ为5％以上且30％以下；
(3)当利用光学显微镜观察金属组织时，金属组织整体中，淬火马氏体和残余奥氏体复合而成的MA组织的面积率VMA为7％以上且25％以下，所述MA组织的平均当量圆直径为2.0μm以下；以及
(4)所述MA组织的面积率VMA相对于所述残余奥氏体的体积率Vγ的比例VMA/Vγ满足下式(i)：
0.50≤VMA/Vγ≤1.50 (i)。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有属于下列(a)至(e)中的任意一种以上的其它元素：
(a)从由Cr：超过0％且1％以下和Mo：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；
(b)从由Ti：超过0％且0.15％以下、Nb：超过0％且0.15％以下和V：超过0％且0.15％以下构成的组中选择的至少一种；
(c)从由Cu：超过0％且1％以下和Ni：超过0％且1％以下构成的组中选择的至少一种；
(d)B：超过0％且0.005％以下；以及
(e)从由Ca：超过0％且0.01％以下、Mg：超过0％且0.01％以下和REM：超过0％且0.01％以下构成的组中选择的至少一种。
3.一种高强度电镀锌钢板，其特征在于：
在根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板的表面上具有电镀锌层。
4.一种高强度热浸镀锌钢板，其特征在于：
在根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板的表面上具有热浸镀锌层。
5.一种高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于：
在根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板的表面上具有合金化热浸镀锌层。
6.一种加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于：
使用满足权利要求1或2所述的成分组成的钢；
在将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％，并将精轧结束温度设为Ar3点以上且900℃以下的情况下进行热轧，在将卷取温度设为600℃以下的情况下进行卷取并冷却到室温；
进行冷轧；
以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而进行均热；
以10℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃；
加热并在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域保持50秒钟以上，然后冷却到室温。
7.一种加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：
使用满足权利要求1或2所述的成分组成的钢；
在将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％，并将精轧结束温度设为Ar3点以上且900℃以下的情况下进行热轧，在将卷取温度设为600℃以下的情况下进行卷取并冷却到室温；
进行冷轧；
以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而进行均热；
以10℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃；
加热并在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域保持50秒钟以上，并在保持时间内进行热浸镀锌，然后冷却到室温。
8.一种加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：
使用满足权利要求1或2所述的成分组成的钢；
在将精轧的最终机座的轧制率设为5％至25％，并将精轧结束温度设为Ar3点以上且900℃以下的情况下进行热轧，在将卷取温度设为600℃以下的情况下进行卷取并冷却到室温；
进行冷轧；
以10℃/秒钟以上的平均升温速度加热到800℃以上且低于Ac3点的温度区域，在该温度区域保持50秒钟以上而进行均热；
以10℃/秒钟以上的平均冷却速度冷却到50℃以上且Ms点以下的温度范围中任意的冷却停止温度T℃；
加热并在超过所述冷却停止温度T℃且550℃以下的温度区域保持50秒钟以上，并在保持时间内进行热浸镀锌，其后进一步进行合金化处理，然后冷却到室温。
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