CN109642281B - 高强度冷轧薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有980MPa以上的拉伸强度且兼具高延展性和高扩孔性的电阻焊接性优异的高强度冷轧薄钢板及其制造方法。高强度冷轧薄钢板具有特定的成分组成和如下钢组织：以体积率计包含35％以下的铁素体、1％～10％的残留奥氏体、2％～12％的淬火原样的马氏体以及合计为25～70％的贝氏体和回火马氏体，并且，铁素体的平均晶体粒径为5.0μm以下，残留奥氏体的平均晶体粒径为2.0μm以下，淬火原样的马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下，贝氏体和回火马氏体相的平均晶体粒径为4.0μm以下，淬火原样的马氏体的平均粒子间距离满足1.0μm以上。

Description

高强度冷轧薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有980MPa以上的拉伸强度(TS)、适合作为汽车部件用途的高强度冷轧薄钢板及其制造方法。
背景技术
在汽车领域中，出于通过车体轻量化来提高油耗效率的目的，已促使通过对汽车部件应用高强度钢板来薄壁化，拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板的应用得到了发展。汽车的结构部件、增强部件用钢板要求成型性优异，在具有复杂形状的部件的成型中，还要求兼具高延展性、拉伸凸缘性(扩孔性)。另外，由于汽车部件主要利用电阻焊接(点焊)进行接合，因此还要求电阻焊接性(焊接性)优异。
作为成型性优异的高强度冷轧薄钢板，已知有由将软质的铁素体和硬质的马氏体进行复合的组织构成的DP钢板。例如，在专利文献1中公开了一种高强度钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.07～0.25％、Si：0.3～2.50％、Mn：1.5～3.0％、Ti：0.005～0.09％、B：0.0001～0.01％、P：0.001～0.03％、S：0.0001～0.01％、Al：2.5％以下、N：0.0005～0.0100％、O：0.0005～0.007％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，其钢组织为以体积率计为50％以上的铁素体和块尺寸为1μm以下的马氏体，马氏体中的C浓度为0.3～0.9％，其具有延展性良好的最大拉伸强度900MPa以上。但是，DP钢板由于在钢板组织中存在具有高硬度的马氏体，因此在冲裁加工时会在其与软质的铁素体的界面产生空洞，存在扩孔性差的缺点。
另外，作为兼具高延展性和高强度的钢板，已知有含有残留奥氏体的TRIP钢板。残留奥氏体由于在变形中加工诱发相变为马氏体，因此能够兼具高强度和高延展性。但是，TRIP钢板也因在冲裁加工时残留奥氏体相变为马氏体而容易在其与软质的铁素体的界面产生空洞，存在扩孔性差的缺点。因此，在专利文献2中公开了一种高强度薄钢板，具有如下成分组成：以质量％计满足C：0.05～0.35％、Si：0.05～2.0％、Mn：0.8～3.0％、P：0.0010～0.1％、S：0.0005～0.05％、N：0.0010～0.010％、Al：0.01～2.0％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，其钢组织以铁素体或贝氏体或回火马氏体为主体，含有3％～30％的残留奥氏体相，通过使在上述残留奥氏体相的中心浓度Cgc和残留奥氏体晶粒的晶界的浓度Cgb满足Cgb/Cgc＞1.3的范围的残留奥氏体晶粒含有50％以上，从而提高残留奥氏体相界面的稳定性，使伸长率和扩孔性优异。
此外，高强度冷轧薄钢板除了要求钢板的成型性以外，还为了在电阻焊接时得到优异的接头强度，要求在焊接时不产生裂纹。但是，随着钢板的高强度化，尤其在镀锌钢板中，由于在电阻焊接时钢板表面的锌熔化，进而在焊接部附近产生拉伸应力，因此有时发生液体金属脆化而在钢板中产生裂纹。因此，在专利文献3中公开了一种对具有如下成分的拉伸强度为450MPa以上的钢板实施镀锌而得的、电阻焊接时的耐表面裂纹性优异的高张力镀锌钢板，上述成分以质量％计满足C：0.015～0.072％、Si：1.2％以下、Mn：0.5～3.0％以下、P：0.020％以下、S：0.030％以下、sol.Al：0.002～1.20％、Si+sol.Al+0.4×Mn≤1.4％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4925611号公报
专利文献2：日本特开2011-195956号公报
专利文献3：日本专利第3758515号公报
发明内容
在高强度冷轧薄钢板中，为了兼具高延展性和扩孔性，需要添加C、Si、Mn等，但如果它们的含量增加，则存在电阻焊接性降低的问题。专利文献1的钢板为了得到50％以上的铁素体和C浓度为0.3～0.9％的马氏体而积极利用了Si，但并未考虑扩孔性、焊接性。
另外，专利文献2的高强度薄钢板中也为了得到残留奥氏体而大量添加C、Si，但并未考虑焊接性。
在电阻焊接(点焊)中，通常，钢板与电极垂直接触，但在组装汽车部件时，根据焊接位置而钢板或电极倾斜，会产生钢板和电极的角度与垂直方向的偏离(打角)。该情况下，在焊接时赋予钢板的应力负荷变得不均匀，容易在负荷大的位置产生裂纹。但是，专利文献3的钢板并未考虑产生打角时的焊接裂纹，也未考虑扩孔性。
本发明有利地解决上述的现有技术问题，目的在于提供具有980MPa以上的拉伸强度且兼具高延展性和高扩孔性的电阻焊接性优异的高强度冷轧薄钢板及其制造方法。
本发明人等为了得到具有980MPa以上的拉伸强度(TS)的、不仅延展性优异且扩孔性也优异，而且焊接性也优异的高强度冷轧薄钢板及其制造方法而反复进行了深入研究。其结果，本发明人等发现通过制造出微细的铁素体、残留奥氏体、马氏体(淬火原样的马氏体)、贝氏体、回火马氏体，并且，进一步控制马氏体(淬火原样的马氏体)的粒子间距离，从而能够在抑制C、Si的含量的同时兼具优异的延展性和扩孔性，而且焊接性也优异的高强度冷轧薄钢板。应予说明，本说明书中，仅称为“马氏体”时表示“淬火原样的马氏体”。
在扩孔试验中，在软质相和硬质相的界面产生的空洞经生长、连接而变为龟裂。因此，为了得到高扩孔性，除了抑制空洞的产生以外，还需要抑制空洞的生长和连接。因此，本发明人等进行了用于满足该要求的研究。该研究的结果，明确了通过调整软质相和硬质相的体积分率和平均晶体粒径，并且，进一步控制作为硬质相的马氏体的粒子间距离，从而能使扩孔性为良好的范围。
为了得到适当形态的钢组织，通过对添加了规定量的Ti和Nb的钢，控制其热轧后的冷却停止温度，进一步在适当的条件范围实施冷轧，进而还适当控制退火的条件，从而能够在最终的钢组织中使铁素体、残留奥氏体、马氏体、贝氏体和回火马氏体的晶粒变得微小。进一步发现通过控制马氏体的粒子间距离，从而能够在抑制C、Si的添加量的同时可得到具有980MPa以上的拉伸强度的、不仅延展性和扩孔性优异且焊接性也优异的高强度冷轧薄钢板。
本发明是基于以上见解而进行的，具备以下特征。
[1]一种高强度冷轧薄钢板，具有如下成分组成和钢组织，
所述成分组成以质量％计含有C：0.04％～0.12％、Si：0.15％～0.95％、Mn：2.00％～3.50％、P：0.050％以下、S：0.0050％以下、N：0.0100％以下、Al：0.010％～2.0％、Ti：0.005％～0.075％、Nb：0.005％～0.075％、B：0.0002％～0.0040％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述钢组织以体积率计含有35％以下的铁素体、1％～10％的残留奥氏体、2％～12％的淬火原样的马氏体、以及合计为25～70％的贝氏体和回火马氏体，并且，上述铁素体的平均晶体粒径为5.0μm以下，上述残留奥氏体的平均晶体粒径为2.0μm以下，上述淬火原样的马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下，上述贝氏体和回火马氏体相的平均晶体粒径为4.0μm以下，上述淬火原样的马氏体的平均粒子间距离满足1.0μm以上。
[2]根据[1]所述的高强度冷轧薄钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自V：0.005％～0.200％、Cr：0.05％～0.20％、Mo：0.01％～0.20％、Cu：0.05％～0.20％、Ni：0.01％～0.20％、Sb：0.002％～0.100％、Sn：0.002％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种元素。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度冷轧薄钢板，其中，在表面具有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层中的任一者。
[4]一种高强度冷轧薄钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，将由[1]或[2]中任一项所述的成分组成构成的钢坯在热轧开始温度1100℃～1300℃、终轧温度800℃～1000℃进行热轧，该热轧后，以700℃～冷却停止温度的温度区域的平均冷却速度为5℃/s～50℃/s的条件冷却至500℃以下的冷却停止温度后进行卷取；
酸洗工序，对上述热轧工序中得到的热轧钢板实施酸洗处理；
冷轧工序，对经上述酸洗工序酸洗的热轧钢板实施轧制率为30％～70％的冷轧；以及
退火工序，将上述冷轧工序中得到的冷轧钢板在750℃～900℃的温度区域保持10秒～900秒，该保持后，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至100℃～250℃的冷却停止温度后，加热到300℃～400℃的再加热温度区域，在再加热温度区域保持10秒～1800秒。
[5]根据[4]所述的高强度冷轧薄钢板的制造方法，其中，在上述退火工序后具有实施用于形成热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层中的任一者的镀覆处理的镀覆工序。
根据本发明，得到具有980MPa以上的拉伸强度的、兼具优异的延展性和扩孔性，而且焊接性也优异的高强度冷轧薄钢板。通过将本发明的高强度冷轧薄钢板应用于汽车结构部件，具有能够大幅有助于汽车车体的轻量化，能够对汽车的油耗效率的提高带来巨大贡献的效果。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施方式。
本发明的高强度冷轧薄钢板具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.04％～0.12％、Si：0.15％～0.95％、Mn：2.00％～3.50％、P：0.050％以下、S：0.0050％以下、N：0.0100％以下、Al：0.010％～2.0％、Ti：0.005％～0.075％、Nb：0.005％～0.075％、B：0.0002％～0.0040％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
另外，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自V：0.005％～0.200％、Cr：0.05％～0.20％、Mo：0.01％～0.20％、Cu：0.05％～0.20％、Ni：0.01％～0.20％、Sb：0.002％～0.100％、Sn：0.002％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种元素。
以下，对各成分进行说明。在成分的说明中，表示成分含量的“％”表示“质量％”。
C：0.04％～0.12％
C具有较高的固溶强化能力，对钢板的强度増加有效，而且有助于形成本发明中的残留奥氏体、马氏体、贝氏体和回火马氏体。为了得到这样的效果，需要含有0.04％以上。C小于0.04％时，难以得到所希望的残留奥氏体和马氏体。另一方面，超过0.12％地大量含有时，由于大量生成残留奥氏体、马氏体、贝氏体和回火马氏体，因此延展性和扩孔性降低，进一步导致焊接性降低。因此，C含量为0.04％～0.12％。关于下限，优选的C含量为0.05％以上。更优选为0.06％以上，进一步优选为0.07％以上。关于上限，优选的C含量为0.11％以下。更优选为0.10％以下或小于0.10％，进一步优选为0.09％以下。
Si：0.15％～0.95％
Si在铁素体中具有高固溶强化能力，有助于钢板的强度増加，而且抑制碳化物(渗碳体)的生成，有助于残留奥氏体的稳定化。另外，固溶于铁素体的Si使加工固化能力提高，有助于提高铁素体相本身的延展性。为了得到这样的效果，需要含有0.15％以上。另一方面，如果Si含量超过0.95％，则对残留奥氏体稳定化的贡献饱和，而且还导致焊接性降低。因此，使Si含量为0.15％～0.95％的范围。应予说明，关于下限，优选的Si含量为0.25％以上。更优选为0.30％以上，进一步优选为0.35％以上。关于上限，优选的Si含量为0.85％以下。更优选为0.80％以下，进一步优选为0.70％以下。
Mn：2.00％～3.50％
Mn通过固溶强化或提高淬透性而有助于钢板的强度増加，而且是奥氏体稳定化元素，因此是确保所希望的残留奥氏体和马氏体所需的不可或缺的元素。为了得到这样的效果，需要含有2.00％以上。另一方面，含有超过3.50％时，不仅使焊接性降低，而且过量生成残留奥氏体和马氏体，还会导致扩孔性的降低。因此，使Mn含量为2.00％～3.50％的范围。应予说明，关于下限，优选的Mn含量为2.20％以上。更优选为2.40％以上，进一步优选为2.60％以上。关于上限，优选的Mn含量为3.30％以下。更优选为3.10％以下，进一步优选为2.90％以下。
P：0.050％以下
P是通过固溶强化而有助于钢板的强度増加的元素。另一方面，超过0.050％地含有时，会导致焊接性降低，而且会助长因晶界偏析所致的晶界破坏。因此，使P含量为0.050％以下。P含量的下限没有特别限定，但过度减少P含量会导致制造成本的增加，因此P含量优选0.0001％以上。
S：0.0050％以下
S是偏析于晶界而在热加工时使钢脆化、而且以MnS等硫化物的形式存在于钢中而降低局部变形能力的元素，超过0.0050％地含有时，会导致扩孔性降低。因此，S限定为0.0050％以下。S含量的下限没有特别限定，但过度减少S含量会导致制造成本的增加，因此S含量优选0.0001％以上。
N：0.0100％以下
N是以氮化物的形式存在于钢中而降低局部变形能力的元素，超过0.0100％地含有时会导致扩孔性降低。因此，N含量限定为0.0100％以下。N含量的下限没有特别限定，但过度减少N含量会导致制造成本的增加，因此N含量优选0.0001％以上。
Al：0.010％～2.0％
Al为铁素体生成元素，是与Si同样地抑制碳化物(渗碳体)的生成而有助于残留奥氏体稳定化的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.010％以上。优选为0.015％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，由于超过2.0％时效果饱和，因此Al含量为2.0％以下。优选为1.8％以下，更优选为1.6％以下。应予说明，Al和Si的合计为0.95％以下时也起到本发明的效果。
Ti：0.005％～0.075％
Ti不仅通过形成微细的碳化物或氮化物，而且通过抑制晶粒的粗大化，从而使加热后的钢组织微细化，是有助于强度上升的元素。此外，为了不使B与N反应，添加Ti是有效的。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上的Ti。优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.075％，则碳化物、氮化物过量生成，导致延展性降低。因此，使Ti含量为0.005％～0.075％的范围。另外，Ti含量优选0.060％以下，更优选为0.050％以下。
Nb：0.005％～0.075％
Nb不仅通过形成微细的碳化物、氮化物，而且通过抑制晶粒的粗大化，从而使加热后的钢组织微细化，有助于强度上升。为了得到这样的效果，需要含有0.005％以上。优选为0.010％以上，更优选为0.015％以上。另一方面，如果Nb含量大于0.075％，则过量生成碳化物、氮化物，导致延展性降低。因此，Nb含量在0.005％～0.075％的范围。另外，Nb含量优选为0.060％以下，更优选为0.050％以下。进一步优选为小于0.040％。
B：0.0002％～0.0040％
B是通过提高淬透性而有助于提高强度的有效元素。为了得到这样的效果，需要含有0.0002％以上。优选为0.0007％以上，更优选为0.0011％以上。另一方面，大于0.0040％地含有时，由于过量生成马氏体，降低延展性和扩孔性。因此，B含量在0.0002％～0.0040％的范围。另外，B含量优选0.0035％以下，更优选为0.0030％以下。
上述的成分为基本成分，本发明中可以在基本成分的基础上进一步含有选自V：0.005％～0.200％、Cr：0.05％～0.20％、Mo：0.01％～0.20％、Cu：0.05％～0.20％、Ni：0.01％～0.20％、Sb：0.002％～0.100％、Sn：0.002％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种元素(任意成分)。
V通过生成V系的析出物而有助于钢板的强化，同时有助于钢组织的晶粒微细化、均匀化。为了得到这样的效果，使V含量为0.005％以上。优选为0.007％以上，更优选为0.010％以上。另一方面，超过0.200％地含有时，过量生成V系的析出物，延展性降低。因此，含有V时，V含量优选限定在0.005％～0.200％的范围。另外，V含量优选为0.100％以下，更优选为0.050％以下。
Cr通过固溶强化而有助于钢板的强度增加，而且通过提高淬透性，促进马氏体生成而有助于强度增加。为了得到这样的效果，需要含有0.05％以上。更优选为0.06％以上，进一步优选为0.07％以上。另一方面，如果超过0.20％地含有Cr，则马氏体过量生成，延展性、扩孔性降低。因此，含有Cr时，Cr含量优选限定在0.05％～0.20％的范围。另外，Cr含量优选为0.15％以下，更优选为0.10％以下。
Mo通过固溶强化而有助于钢板的强度增加，而且通过提高淬透性，促进马氏体生成而有助于强度增加。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。更优选为0.02％以上，进一步优选为0.04％以上。另一方面，如果含有超过0.20％，则马氏体过量生成，延展性、扩孔性降低。因此，含有Mo时，Mo含量优选限定在0.01％～0.20％的范围。另外，Mo含量优选为0.15％以下，更优选为0.10％以下。
Cu通过固溶强化而有助于钢板的强度增加，而且通过提高淬透性，促进马氏体生成而有助于强度增加。为了得到这样的效果，需要含有0.05％以上。优选为0.06％以上，更优选为0.07％以上。另一方面，如果超过0.20％地大量含有则强度增加的效果会过剩，延展性、扩孔性降低。因此，含有Cu时，Cu优选限定在0.05％～0.20％的范围。另外，Cu含量优选为0.15％以下，更优选为0.10％以下。
Ni通过固溶强化而有助于钢板的强度增加，而且通过提高淬透性，促进马氏体生成而有助于强度增加。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上。优选为0.02％以上，进一步优选为0.05％以上。另一方面，如果超过0.20％地大量含有则强度增加的效果会过剩，存在延展性、扩孔性降低的问题。因此，含有Ni时，Ni含量优选限定在0.01％～0.20％的范围。另外，Ni含量优选为0.15％以下，更优选为0.10％以下。
Sb和Sn具有抑制因钢板表面的氧化而产生的钢板表层(距表面向板厚方向几十μm左右的区域)的脱碳的作用。只要抑制这样的钢板表层的脱碳，就能够防止在钢板表层中马氏体的生成量减少，对确保所希望的钢板强度有效。为了得到这样的效果，需要含有Sb、Sn各自0.002％以上。另一方面，如果Sb、Sn各自含有超过0.100％，则其效果饱和。因此，含有它们时，Sb、Sn各自优选限定在0.002％～0.100％的范围。
Ca、Mg、REM都是用于脱氧的元素，是具有使硫化物的形状为球形而改善硫化物对局部延展性和扩孔性的不良影响的作用的元素。为了得到这样的效果，Ca、Mg、REM的含量需要分别为0.0005％以上。另一方面，如果超过0.0050％地过量含有则会导致夹杂物等的增加，产生表面缺陷、内部缺陷，由此使延展性和扩孔性降低。因此，含有它们时，Ca、Mg、REM各自优选限定在0.0005％～0.0050％的范围。
上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。应予说明，小于上述下限值而含有上述任意成分时，视为将该元素作为不可避免的杂质而含有。
接下来，对本发明的高强度冷轧薄钢板的钢组织进行说明。上述钢组织以体积率计含有35％以下的铁素体、1％～10％的残留奥氏体和2％～12％的淬火原样的马氏体，剩余部分由贝氏体和回火马氏体构成。
另外，铁素体的平均晶体粒径为5.0μm以下，残留奥氏体的平均晶体粒径为2.0μm以下，马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下，贝氏体和回火马氏体相的平均晶体粒径为4.0μm以下，马氏体的平均粒子间距离满足1.0μm以上。
铁素体：体积率35％以下且平均晶体粒径5.0μm以下
铁素体是有助于提高延展性(伸长率)的组织。但是，如果体积率大于35％，则难以得到所希望量的贝氏体和回火马氏体等，扩孔性降低，因此使铁素体以体积率计为35％以下的范围。优选为33％以下，更优选为30％以下。另外，从提高延展性的观点考虑，铁素体的体积率优选10％以上。更优选为15％以上，进一步优选为20％以上。
另外，如果铁素体的平均晶体粒径大于5.0μm，则扩孔时在冲裁端部生成的空洞容易在扩孔中发生连接，因此得不到良好的扩孔性。因此，使铁素体的平均晶体粒径为5.0μm以下的范围。优选为4.5μm以下，更优选为4.0μm以下。另外，铁素体的平均晶体粒径通常为1.0μm以上或2.0μm以上。
残留奥氏体：体积率1％～10％且平均晶体粒径2.0μm以下
残留奥氏体本身是富于延展性的相，是进行应变诱发相变而进一步有助于延展性提高的组织，有助于延展性的提高和强度-延展性平衡的提高。为了得到这样的效果，残留奥氏体以体积率计需要为1％以上。优选为2％以上，更优选为3％以上。另一方面，如果超过10％而变多，则导致扩孔性降低。因此，使残留奥氏体以体积率计为1％～10％的范围。另外，残留奥氏体优选为8％以下，更优选为6％以下。
另外，如果残留奥氏体的平均晶体粒径大于2.0μm，则容易发生扩孔试验中产生的空洞的生长，导致扩孔性降低。因此，使残留奥氏体的平均晶体粒径为2.0μm以下的范围。优选为1.5μm以下，更优选为1.0μm以下。另外，残留奥氏体的平均晶体粒径通常为0.1μm以上或0.3μm以上。
马氏体：体积率2％～12％且平均晶体粒径3.0μm以下
为了得到980MPa以上的拉伸强度，马氏体以体积率计需要为2％以上。优选为4％以上，更优选为6％以上。另一方面，如果大于12％，则在扩孔试验时在与铁素体的界面容易产生空洞，导致扩孔率降低。因此，使马氏体以体积率计为2％～12％的范围。另外，马氏体的体积率优选为11％以下，更优选为10％以下。应予说明，这里所说的马氏体为淬火原样的马氏体，不同于后述的回火马氏体。
另外，如果马氏体的平均晶体粒径大于3.0μm，则容易发生扩孔试验中产生的空洞的生长，导致扩孔性降低。因此，使马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下的范围。优选为2.5μm以下，更优选为2.0μm以下。另外，马氏体的平均晶体粒径通常为0.5μm以上或0.7μm以上。
贝氏体和回火马氏体：平均晶体粒径4.0μm以下
这里所说的“回火马氏体”是指在退火工序中冷却至冷却温度区域时生成的马氏体被加热到再加热温度区域并进行保持时发生回火而得的马氏体。贝氏体和回火马氏体减小软质的铁素体与硬质的马氏体和残留奥氏体的硬度差，有助于扩孔性的提高。因此，需要在组织中含有平均晶体粒径为4.0μm以下的贝氏体和回火马氏体。另一方面，如果大于4.0μm，则扩孔时在冲裁断面生成的空洞容易在扩孔中发生连接，因此得不到良好的扩孔性。因此，使贝氏体和回火马氏体的平均晶体粒径为4.0μm以下的范围。优选为3.8μm以下，更优选为3.4μm以下。另外，上述平均晶体粒径通常为1.5μm以上或2.0μm以上。应予说明，“贝氏体和回火马氏体的平均晶体粒径”是指不区分贝氏体和回火马氏体而导出的平均晶体粒径。
出于减小软质的铁素体与硬质的马氏体和残留奥氏体的硬度差、有助于扩孔性的提高的理由，贝氏体和回火马氏体的合计体积率为25％以上。优选为30％以上，更优选为35％以上。另外，出于合计体积率过于变大时延展性降低的理由，为70％以下。优选为65％以下，更优选为小于60％。另外，回火马氏体的体积率大多时为59％以下。
马氏体的平均粒子间距离：1.0μm以上
空洞生成在软质相和硬质相的界面，因邻接的空洞彼此发生连接而生长，变为龟裂。当空洞彼此的距离小时容易产生空洞的连接，所以导致局部变形能力、扩孔性降低。因此，为了确保良好的延展性、扩孔性，需要使马氏体的平均粒子间距离为1.0μm以上。优选为1.5μm以上，更优选为2.0μm以上。另外，上述平均粒子间距离优选为9.0μm以下，更优选为7.0μm以下。应予说明，马氏体的平均粒子间距离Λm使用下述的(1)式进行计算(Tetsu-to-Hagane，vol.91，(2005)，p.796-802)。另外，如上所述，马氏体表示淬火原样的马氏体。另外，通过使马氏体的平均粒子间距离为上述范围，有提高均匀伸长率(uEl)的趋势。
Λm＝{0.9(Vm/100)-1/2-0.8}×dm···(1)
其中，Vm为马氏体的体积率(％)，dm为马氏体的平均晶体粒径(μm)。
另外，除了上述组织以外，有时生成未再结晶铁素体、珠光体、渗碳体，只要满足上述限定，就能够实现本发明的目的。其中，以体积率计，未再结晶铁素体优选10％以下，珠光体优选5％以下，渗碳体优选5％以下。
以上的面积率、平均晶体粒径、平均粒子间距离采用了由实施例中记载的方法而得到的值。
上述高强度冷轧薄钢板的厚度可以根据用途而适当地设定。一般为0.8～2.5mm。
为了提高耐腐蚀性，具有上述组成和组织的高强度冷轧薄钢板可以进一步在表面具有镀层。作为镀层，优选为热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层中的任一者。关于热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀锌层，均可应用公知的热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀锌层。
本发明的高强度冷轧薄钢板中，实施例中测定的拉伸强度(TS)为980MPa以上，断裂伸长率(El)为12％以上，扩孔率λ为40％以上。它们的上限值没有特别限定，本发明中，通常，TS为1200MPa以下，El为20％以下，λ为80％以下。另外，虽然不是解决本发明的课题所必须的，但uEl大多时为9.5％以上。uEl优选为10.0％以上。
接下来，对本发明的高强度冷轧薄钢板的制造方法进行说明。本发明中，对上述组成的钢坯材依次实施热轧工序、酸洗工序、冷轧工序和退火工序，制成高强度冷轧薄钢板。
供于热轧的钢坯是利用转炉等常用的熔炼方法从上述组成的钢水进行熔炼，并考虑不易产生成分偏析，优选利用连续铸造法，制成规定尺寸的板坯等铸片(钢坯材)。应予说明，也可以是利用铸锭法、薄板坯铸造法而得到的钢坯。
对上述组成的钢坯材实施热轧工序，制成热轧板(热轧钢板)。
关于热轧工序，除了可以采用对上述组成的钢坯材进行再加热、实施热轧的方式以外，还可以采用不将已铸造的钢坯冷却而以温片的状态插入到加热炉中进行再加热而轧制的方式，将钢坯在不冷却的情况下保热后立即进行轧制的方式，将钢坯在铸造之后进行轧制的方式等。以下对该热轧工序中的具体条件进行说明。
热轧开始温度：1100℃～1300℃
热轧开始温度小于1100℃时，轧制负荷增大，生产率降低，另一方面，超过1300℃时，仅仅是加热成本增大。因此，热轧开始温度在1100℃～1300℃的范围。
终轧温度：800℃～1000℃
终轧温度小于800℃时，钢组织变得不均匀，退火工序后的延展性、扩孔性降低。通过使终轧温度为800℃以上，从而在奥氏体单相区结束轧制，得到均质的钢板组织。优选为850℃以上。另一方面，终轧温度超过1000℃时，热轧钢板的组织变得粗大，在退火工序后得不到具有所希望的晶体粒径的组织。优选为950℃以下。因此，终轧温度为800℃～1000℃。
700℃到冷却停止温度为止的平均冷却速度：5℃/s～50℃/s
热轧后，通过使700℃到冷却停止温度为止的平均冷却速度为5℃/s～50℃/s，从而将热轧钢板控制为以贝氏体为主体的组织。小于5℃/s时，会在热轧钢板的组织中过量生成铁素体或珠光体。优选为15℃/s以上。另一方面，如果超过50℃/s，则抑制铁素体或珠光体生成的效果饱和。因此，使上述平均冷却速度为5℃/s～50℃/s。应予说明，对于从热轧后到700℃为止，可以放冷，也可以利用冷却机构进行冷却，冷却条件没有特别限定。
冷却停止温度：500℃以下
通过使上述冷却的冷却停止温度为500℃以下，从而将热轧钢板均质化成以贝氏体为主体的组织。通过该均质化而得到如下效果：退火工序后的钢组织，尤其是铁素体、马氏体微细化，而且得到所希望的马氏体的粒子间距离。另一方面，如果超过500℃，则在热轧钢板的钢组织中过量生成铁素体或珠光体，退火工序后的钢组织变得不均质。因该不均质，不仅得不到具有所希望的平均晶体粒径的铁素体或马氏体，而且得不到所希望的马氏体的平均粒子间距离，因此扩孔性劣化。应予说明，冷却停止温度的下限没有特别规定，但小于350℃时，在热轧钢板的组织中过量生成硬质的马氏体，存在冷轧时的轧制负荷增大的情况。因此，冷却停止温度优选350℃以上。
接下来，对得到的热轧板实施酸洗工序，除去钢板表层的氧化皮。酸洗条件无需特别限定，可以利用使用盐酸、硫酸等的常用的酸洗方法中的任一者。
冷轧工序是对经过酸洗工序的热轧板实施冷轧、制成规定板厚的冷轧板(冷轧钢板)的工序。
冷轧的轧制率：30％～70％
冷轧中，向钢板中导入加工应变。由此，在作为下一工序的退火工序中，促进退火温度区域的再结晶，控制最终组织的晶体粒径。压下率小于30％时，施加于钢板的加工应变不足，在退火工序中无法充分实现再结晶，因此在最终组织的钢组织中不仅过量生成未再结晶铁素体，而且得不到所希望的马氏体的平均粒子间距离，因而延展性和扩孔性劣化。另一方面，大于70％的压下率会向钢板中导入过量的加工应变，在退火工序中，过度促进退火温度区域的再结晶，铁素体、马氏体、贝氏体或回火马氏体的平均晶体粒径变得粗大。因此，冷轧的轧制率在30％～70％的范围。
接下来，得到的薄冷轧板实施退火工序。
退火工序是为了在钢板中形成所希望的铁素体、残留奥氏体、马氏体、贝氏体和马氏体而实施的，由此制成兼具高延展性、高扩孔性的高强度冷轧薄钢板。该退火工序的具体的条件如下。
退火温度：750℃～900℃
退火温度小于750℃时，退火温度区域的奥氏体的体积分率变少，因此不仅铁素体过量生成，而且再结晶也无法充分进行，从而未再结晶铁素体也过量生成，扩孔性降低。另一方面，如果退火温度超过900℃，则奥氏体晶粒过度粗大化，难以得到所希望的晶体粒径。因此，退火温度为750℃～900℃。关于下限，优选的退火温度为770℃以上。关于上限，优选的退火温度为880℃以下。应予说明，关于到达退火温度为止的加热条件没有特别限定。
退火温度区域的保持时间：10秒～900秒
退火温度区域的保持时间小于10秒时，不仅再结晶无法充分进行，而且在退火温度区域无法生成足够的奥氏体，最终过量生成未再结晶铁素体和铁素体。另外，即便保持超过900秒，也不影响最终得到的钢组织、机械性能。因此，退火温度区域的保持时间在10秒～900秒的范围。应予说明，这里的“保持”，除了等温保持以外，还包括该温度区域的缓慢冷却、加热。
到冷却停止温度为止的平均冷却速度：5℃/s以上
退火温度到冷却停止温度为止的平均冷却速度小于5℃/s时，在冷却中不仅过量生成铁素体和珠光体，而且难以得到所希望量的贝氏体和回火马氏体。应予说明，冷却优选气体冷却，也可以组合炉冷、喷雾冷却、轧辊冷却、水冷等而进行。另外，平均冷却速度的上限没有特别限定，通常为50℃/s以下。
冷却停止温度：100℃～250℃
冷却停止温度小于100℃时，冷却停止时生成大量的马氏体，再加热时变为大量的回火马氏体，因此延展性降低。另一方面，如果冷却停止温度超过250℃，则不仅最终得到的马氏体过量，而且得不到所希望的平均粒子间距离Λm，扩孔性降低。因此，冷却停止温度限定在100℃～250℃的冷却停止温度区域的温度。
再加热温度：300℃～400℃
再加热是为了对冷却中生成的马氏体进行回火，同时使未相变奥氏体进行贝氏体相变，由此得到贝氏体和残留奥氏体而实施的。再加热温度小于300℃时，无法充分实施马氏体的回火，不仅最终得到的马氏体相过量，而且得不到所希望的平均粒子间距离Λm，延展性和扩孔性降低。另一方面，如果再加热温度超过400℃，则不仅过量生成铁素体，而且得不到所希望量的马氏体。因此，再加热温度限定为300℃～400℃。应予说明，到再加热温度为止的加热条件没有特别限定。
再加热温度区域的保持时间：10秒～1800秒
再加热温度区域的保持时间小于10秒时，无法充分实施马氏体的回火，不仅最终生成的马氏体过量，而且得不到所希望的平均粒子间距离Λm，扩孔性降低。另一方面，即便超过1800秒也不影响钢组织。因此，再加热温度区域的保持时间为10秒～1800秒。应予说明，这里的“保持”，除了等温保持以外，还包含该温度区域的缓慢冷却、加热。
另外，再加热温度区域的保持后的冷却无需特别规定，可以利用放冷等任意的方法而冷却到室温等所希望的温度。
本发明的制造方法可以在退火后实施调质轧制。该调质轧制中的伸长率没有特别规定，但过度伸长则延展性降低，因此优选为0.1％～2.0％。
可以在上述的退火工序后进一步实施镀覆处理而在表面形成镀层。作为镀覆处理，优选进行热浸镀锌处理、或热浸镀锌处理和合金化处理、或电镀锌处理。关于热浸镀锌处理、热浸镀锌处理和合金化处理、电镀锌处理，均可应用公知的处理方法。
实施例
将表1中示出的组成的钢水用转炉进行熔炼，利用连续铸造法制成230mm厚的板坯。对得到的钢坯材以表2中示出的条件实施热轧工序，制成热轧钢板。对得到的热轧钢板进行酸洗，以表2中示出的冷压下率实施冷轧工序，得到冷轧钢板。应予说明，酸洗使用盐酸。接着，以表2中示出的条件进行退火。
应予说明，对于一部分的冷轧钢板，在退火后进一步实施热浸镀锌处理，在表面形成热浸镀锌层，制成热浸镀锌薄钢板(GI)。关于热浸镀锌处理，利用连续热浸镀锌生产线，根据需要将退火后的冷轧退火板再加热到430～480℃的范围的温度，浸渍于热浸镀锌浴(浴温：470℃)，以镀层附着量在1个单面当中为45g/m2的方式进行调整。应予说明，浴组成为Zn-0.18质量％Al。另外，对于一部分的热浸镀锌钢板，使浴组成为Zn-0.14质量％Al，镀覆处理后，以520℃实施合金化处理，制成合金化热浸镀锌薄钢板(GA)。应予说明，镀层中的Fe浓度为9质量％～12质量％。
另外，对于一部分的冷轧钢板，在退火工序结束后，进一步利用电镀锌生产线，以镀层附着量在1个单面当中为30g/m2的方式实施电镀锌处理，制成电镀锌薄钢板(EG)。
Figure BDA0001968154660000171
Figure BDA0001968154660000181
从得到的高强度冷轧薄钢板(包括热浸镀锌薄钢板、合金化热浸镀锌薄钢板、电镀锌薄钢板)中采取试验片，实施组织观察、拉伸试验、焊接试验。试验方法如下。
(1)组织观察
首先，从进行了退火或进一步实施了镀覆处理的高强度冷轧薄钢板中采取组织观察用试验片，以在轧制方向截面(L截面)上相当于板厚的1/4的位置成为观察面的方式进行研磨，进行腐蚀(3vol.％硝酸酒精溶液腐蚀)，使用SEM(扫描式电子显微镜)以5000倍的倍率进行观察。使用得到的SEM图像，通过图像解析而求出各相的组织分率(面积率)，将其值作为体积率进行处理。应予说明，在图像解析中，使用解析软件Media Cybernetics公司的“Image-Pro”(商品名)。应予说明，在SEM图像中，铁素体呈现灰色，淬火原样的马氏体和残留奥氏体、渗碳体呈现白色，此外，贝氏体和回火马氏体呈现灰色和白色的中间色，因此根据其色调对各相进行判断。另外，在铁素体中以微细的线状或点状观察到残留奥氏体、渗碳体的组织为贝氏体，在马氏体中以微细的线状或点状观察到渗碳体的组织为回火马氏体。另外，使用得到的SEM图像，通过图像解析而求出各铁素体粒、贝氏体和回火马氏体粒的面积，根据该面积算出当量圆直径，对这些值进行算术平均而得到平均晶体粒径。
另外，对与上述SEM图像相同视野的位置利用SEM-EBSD(背散射电子衍射)进行观察，将在SEM图像中呈现白色的组织中的由Phase Map识别为Fe的bcc结构的组织作为淬火原样的马氏体。另外，使用得到的SEM图像和Phase Map，通过图像解析而求出淬火原样的马氏体粒的面积，根据该面积算出当量圆直径，对这些值进行算术平均而得到平均晶体粒径。
另外，对于残留奥氏体晶粒的平均晶体粒径，使用TEM(透射式电子显微镜)以15000倍的倍率进行观察，根据得到的TEM图像，通过图像解析而求出残留奥氏体晶粒的面积，根据该面积算出当量圆直径，对这些值进行算术平均而得到平均晶体粒径。
另外，从进行了退火或进一步实施了镀覆处理的冷轧钢板中采取X射线衍射用试验片，以相当于板厚的1/4的位置为测定面的方式进行研削和研磨，利用X射线衍射法，根据衍射X射线强度求出残留奥氏体量。应予说明，入射X射线使用CoKα射线。在进行残留奥氏体量的计算时，对奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面和铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的所有组合算出强度比，求出它们的平均值，算出该钢板的残留奥氏体量(体积率)。
(2)拉伸试验
从进行了退火或进一步实施了镀覆处理的高强度冷轧薄钢板中以拉伸方向成为与轧制方向垂直的方向(C方向)的方式采取JIS 5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241(2011)的规定，实施拉伸试验，求出拉伸性能(拉伸强度TS，断裂伸长率El)。另外，也求出均匀伸长率uEl。应予说明，将TS：980MPa级且El：12.0％以上的情况评价为强度延展性平衡良好。另外，还确认了均匀伸长率(uEl)大多时为9.5％以上。
将得到的结果示于表3。
(3)扩孔试验
从进行了退火或进一步实施了镀覆处理的高强度冷轧薄钢板中采取100mm W×100mm L尺寸的试验片，依据JIS Z 2256(2010)的规定，以间隙12±1％冲裁10mmφ的孔，使60°的圆锥冲头上升而开孔时，在龟裂贯通板厚方向时停止冲头的上升，根据龟裂贯通后的孔径和试验前的孔径来测定扩孔率λ(％)。应予说明，将TS：980MPa级且λ：40％以上的情况评价为扩孔性良好。
将得到的结果示于表3。
(4)焊接试验
从进行了退火或者进一步进行了镀覆处理的高强度冷轧薄钢板，使用1张150mm W×50mm L尺寸的试验片，另1张使用590MPa级热浸镀锌钢板而实施电阻焊接(点焊)。对于将2张钢板重叠而得的板组，使用安装于焊枪的伺服马达加压式的单相交流(50Hz)的电阻焊接机对板组以倾斜3°的状态进行电阻点焊。对于焊接条件而言，使加压力为4.0kN，使保持时间为0.2秒。焊接电流和焊接时间以焊点直径成为4√t mm(t：高强度冷轧薄钢板的板厚)的方式进行调整。焊接后，将试验片切成一半，利用光学显微镜对截面进行观察，将看不到0.1mm以上的龟裂的情况记为耐电阻焊接裂纹性良好，评价为“○”，将看不到0.1mm以上的龟裂的情况评价为“×”。
Figure BDA0001968154660000211
No.1～13的本发明例均为如下高强度冷轧薄钢板，即具有包含规定的铁素体、残留奥氏体、马氏体、贝氏体和回火马氏体的组织，具有拉伸强度TS为980MPa以上的高强度、总伸长率El为12％以上的高延展性且扩孔率λ为40％以上的高扩孔性，而且电阻点焊性也优异。
与此相对，No.15、17、19由于分别含有过量的C、Si、Mn，因此在焊接时产生裂纹，此外，No.15、19得不到所希望的组织，El和λ不足。
另外，No.14、16、18、20～22由于钢中的成分组成偏离限定范围，因此TS、El、λ中的至少一个性能差。
No.23～34虽然钢中的成分组成在限定范围内，但制造方法偏离本发明范围，因此在最终钢板组织中得不到含有适当形态的铁素体相、残留奥氏体相、马氏体相、贝氏体相和回火马氏体相的组织，TS、El、λ中的至少一个性能差。
如上所述，本发明例为高强度且兼具高延展性和高扩孔性，而且焊接性也优异的高强度冷轧薄钢板。

Claims (5)

1.一种高强度冷轧薄钢板，具有如下成分组成和钢组织，
所述成分组成以质量％计含有C：0.04％～0.12％、Si：0.15％～0.95％、Mn：2.00％～3.50％、P：0.050％以下、S：0.0050％以下、N：0.0100％以下、Al：0.010％～2.0％、Ti：0.005％～0.075％、Nb：0.005％～0.075％、B：0.0002％～0.0040％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述钢组织以体积率计含有35％以下的铁素体、1％～10％的残留奥氏体、2％～12％的淬火原样的马氏体、以及合计为25～70％的贝氏体和回火马氏体，
所述铁素体的平均晶体粒径为5.0μm以下，所述残留奥氏体的平均晶体粒径为2.0μm以下，所述淬火原样的马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下，所述贝氏体和回火马氏体相的平均晶体粒径为4.0μm以下，
所述淬火原样的马氏体的平均粒子间距离满足1.0μm以上。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧薄钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自V：0.005％～0.200％、Cr：0.05％～0.20％、Mo：0.01％～0.20％、Cu：0.05％～0.20％、Ni：0.01％～0.20％、Sb：0.002％～0.100％、Sn：0.002％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种元素。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧薄钢板，其中，在表面具有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层中的任一者。
4.一种高强度冷轧薄钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，将由权利要求1或2中任一项所述的成分组成构成的钢坯以热轧开始温度1100℃～1300℃、终轧温度800℃～1000℃进行热轧，该热轧后，以700℃～冷却停止温度的温度区域的平均冷却速度为5℃/s～50℃/s的条件冷却到500℃以下的冷却停止温度后进行卷取；
酸洗工序，对所述热轧工序中得到的热轧钢板实施酸洗处理；
冷轧工序，对经所述酸洗工序酸洗的热轧钢板实施轧制率为30％～70％的冷轧；以及
退火工序，将所述冷轧工序中得到的冷轧钢板在750℃～900℃的温度区域保持10秒～900秒，该保持后，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至100℃～250℃的冷却停止温度后，加热到300℃～400℃的再加热温度区域，在再加热温度区域保持10秒～1800秒。
5.根据权利要求4所述的高强度冷轧薄钢板的制造方法，其中，在所述退火工序后具有实施用于形成热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层中的任一者的镀覆处理的镀覆工序。
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