CN111527223B - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种具有1320MPa以上的拉伸强度且延展性和拉伸凸缘性优异且扩孔试验的不良率低的高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明的高强度冷轧钢板具有规定的组成，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和在10％～50％的范围内，残余奥氏体的面积率在大于15％且为50％以下的范围内，回火马氏体的面积率在大于15％且为60％以下的范围内，残余奥氏体中，长宽比为0.6以下的残余奥氏体的比例以面积比计为70％以上，长宽比为0.6以下的残余奥氏体中，存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例以面积比计为50％以上，bcc相的平均KAM值为1°以下。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度冷轧钢板及其制造方法。更详细而言，本发明涉及适合于以汽车为代表的输送机械类的部件的、具有拉伸强度(TS)：1320MPa以上的高强度且兼具良好的延展性和拉伸凸缘性且扩孔试验的不良率小的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
以往，一直将高强度冷轧钢板用于车体部件等(例如，专利文献1～2)。近年来，从保护地球环境的观点考虑，迫切期望提高汽车的油耗效率，促进了拉伸强度为1320MPa以上的高强度冷轧钢板的应用。并且，最近对提高汽车的碰撞安全性的要求提高，从确保碰撞时的乘员的安全性的观点考虑，作为车体的骨架部分等结构部件用途，还研究了拉伸强度为1460MPa以上的具有极高强度的高强度冷轧钢板的应用。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2016/132680号
专利文献2：国际公开第2016/021193号
发明内容
一般，钢板随着高强度化而延展性降低。延展性低的钢板会在加压成型时产生裂纹，因此为了将高强度钢板加工成汽车部件，需要使其为高强度并同时兼具高延展性。另外，作为成型性的指标之一，有时对钢板要求优异的拉伸凸缘性。拉伸凸缘性例如在通过规定的扩孔试验而求出的扩孔率的平均值大的情况下，被评价为良好。
然而，即便是扩孔率的平均值(平均扩孔率)优异的钢板，如果增加试验次数，偶尔也有时测定到大幅低于平均值的值。将这样测定到大幅低于平均值的值的概率作为扩孔试验的不良率。扩孔试验的不良率高的钢板在实际加压时也不良的概率很高。量产时在大量进行部件成型中，这样的不良难以忽略。为了减少加压成型的不良率，一直在寻求扩孔试验的不良率低的钢板。
因此，一直在寻求具有拉伸强度1320MPa以上的高强度、且兼具优异的延展性和拉伸凸缘性、进而使扩孔试验的不良率减少的钢板。然而，以往的冷轧钢板存在上述特性的任一者不充分的情况。
本发明是鉴于上述课题而进行的，其目的在于提供具有1320MPa以上的拉伸强度、且延展性和拉伸凸缘性优异、进而扩孔试验的不良率低的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明的发明人等为了实现上述目的而进行了深入研究。其结果得到以下见解：钢板中含有的长宽比大的块状残余奥氏体在扩孔试验之前的冲孔时大量露出在冲孔端面时，诱发端面裂缝，扩孔率大幅降低。此外，本发明的发明人等发现长宽比小的针状的残余奥氏体存在于取向差40°以上的铁素体晶界时，具有抑制产生上述端面裂缝的效果。
另外，本发明的发明人等发现具有长宽比小的针状的残余奥氏体分率高、且大多数长宽比小的针状的残余奥氏体存在于取向差40°以上的铁素体晶界、且bcc相的平均KAM值为1°以下的组织的钢板具有优异的拉伸凸缘性，而且扩孔试验中的不良率明显较小。
此外，本发明的发明人等发现通过对冷轧钢板以特定的条件实施3次退火，能够制造具有满足上述条件的组织的钢板。
本发明的发明人等基于上述见解，进一步进行研究，从而完成了本发明。
根据本发明，能够提供具有1320MPa以上的拉伸强度且延展性和拉伸凸缘性优异且扩孔试验的不良率低的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明的高强度冷轧钢板适合于以汽车为代表的输送机械类部件、建筑用钢材等结构用钢材。根据本发明，能够使输送机器部件与以往相比进一步高强度薄壁化，能够开展高强度冷轧钢板的进一步的用途，在产业上起到格外的效果。
附图说明
图1是表示长宽比为0.6以下的残余奥氏体中的存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例和bcc相的平均KAM值对扩孔试验的不良率造成的影响的图。
具体实施方式
〈组成〉
以下，首先，对本发明的高强度冷轧钢板所具有的组成(成分组成)进行说明。成分组成中的元素的含量的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，就仅用“％”表示。
C：大于0.18％且为0.45％以下
C是使奥氏体稳定化、确保所期望的面积率的残余奥氏体、有效地有助于提高延展性的元素。另外，C使回火马氏体的硬度上升，有助于强度的增加。为了充分得到这样的效果，C需要含有大于0.18％。因此，C含量大于0.18％，优选为0.19％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，大量含有而大于0.45％时，会使回火马氏体的生成量过量，使延展性和拉伸凸缘性降低。因此，C含量为0.45％以下，优选为0.43％以下，更优选为0.42％以下。
Si：0.5％～2.5％
Si抑制碳化物(渗碳体)的生成，促进C向奥氏体的富集而使奥氏体稳定化，有助于提高钢板的延展性。固溶于铁素体的Si使加工固化能提高，有助于铁素体自身的延展性提高。为了充分得到这样的效果，Si需要含有0.5％以上。因此，Si含量为0.5％以上，优选为0.8％以上，更优选为1.0％以上。另一方面，如果Si的含量大于2.5％，则不仅抑制碳化物(渗碳体)的生成并有助于残余奥氏体的稳定化的效果饱和，而且因固溶于铁素体中的Si量变得过量，反而使延展性降低。因此，Si的含量为2.5％以下，优选为2.4％以下，更优选为2.3％以下。
Mn：大于2.5％且为4.0％以下
Mn为奥氏体稳定化元素，通过使奥氏体稳定化而有助于延展性的提高。另外，Mn通过提高淬透性而促进回火马氏体的生成并有助于钢板的高强度化。为了充分得到这样的效果，Mn需要含有大于2.5％。因此，Mn含量大于2.5％，优选为2.7％以上。另一方面，如果Mn的含量大于4.0％，则回火马氏体过量生成而使延展性和拉伸凸缘性变差。因此，Mn的含量为4.0％以下，优选为3.5％以下。
P：0.05％以下
P是偏析于晶界使伸长率降低、在加工时诱发裂纹、进而使耐冲击性劣化的有害元素。因此，P的含量为0.05％以下，优选为0.01％以下。另一方面，P含量的下限没有特别限定，P含量可以为0％以上。但是，过度的脱磷会导致精炼时间的增加和成本的上升等，因此P含量优选为0.002％以上。
S：0.01％以下
S在钢中以MnS的形式存在而在冲孔加工时助长空隙的产生，进而在加工中也成为空隙产生的起点而使拉伸凸缘性降低。因此，S的含量优选尽量减少，为0.01％以下、优选0.005％以下。另一方面，S含量的下限没有特别限定，S含量可以为0％以上。但是，过度的脱硫会导致精炼时间的增加和成本的上升等，因此S含量优选为0.0002％以上。
Al：0.01％～0.1％
Al是作为脱氧剂起作用的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的Al。因此，Al含量为0.01％以上。然而，如果Al的含量变得过量，则Al在钢板中以Al氧化物的形式残留，该Al氧化物凝聚而变得容易粗大化，成为使局部延展性劣化的原因。因此，Al含量为0.1％以下。
N：0.01％以下
N在钢中以AlN的形式存在而在冲孔加工时助长粗大空隙的产生，进而在加工中也成为粗大空隙的产生的起点而使局部延展性降低。因此，N的含量优选尽量减少，为0.01％以下、优选0.006％以下。另一方面，N含量的下限没有特别限定，N含量可以为0％以上。但是，过度的脱氮会导致精炼时间的增加和成本的上升，因此N含量优选为0.0005％以上。
本发明的一个实施方式中的高强度冷轧钢板可以具有由上述各元素和余量的Fe以及不可避免的杂质构成的组成。
7.5C+Mn：5.0以上
C和Mn均为有助于钢板的高强度化的元素，但各个元素的含量分别单独在上述范围内的情况下，7.5C+Mn小于5.0时也无法实现所期望的钢板强度。这是由于C和Mn不是各自单独地有助于钢板强度的上升，而是相互影响，形成回火马氏体和残余奥氏体，结果，钢板强度上升。特别是，对钢板强度造成强烈影响的回火马氏体根据其分率、C浓度和Mn浓度而使对钢板强度的贡献变化，因此难以仅利用组织分率来控制钢板强度，如果7.5C+Mn为5.0以上，则实现所期望的钢板强度。因此，C含量和Mn含量需要满足下述式(1)。7.5C+Mn优选为5.1以上。
7.5C+Mn≥5.0…(1)
其中，上述式(1)中，C和Mn表示各元素的含量(质量％)。
本发明的另一实施方式中，上述组成可以进一步任意含有选自以下元素中的至少1种。
Ti：0.005％～0.035％
Ti形成碳氮化合物，通过析出强化作用而使钢的强度上升。添加Ti时，为了有效地发挥上述作用，使Ti的含量为0.005％以上。另一方面，如果Ti的含量过量，则析出物过度生成，有时延展性降低。因此，Ti的含量为0.035％以下，优选为0.020％以下。
Nb：0.005％～0.035％
Nb形成碳氮化合物，通过析出强化作用而使钢的强度上升。添加Nb时，为了有效地发挥上述作用，使Nb的含量为0.005％以上。另一方面，如果Nb的含量过量，则析出物过度生成，有时延展性降低。因此，Nb的含量为0.035％以下，优选为0.030％以下。
V：0.005％～0.035％
V形成碳氮化合物，通过析出强化作用而使钢的强度上升。添加V时，为了有效地发挥上述作用，使V的含量为0.005％以上。另一方面，如果V的含量过量，则析出物过度生成，有时延展性降低。因此，V的含量为0.035％以下，优选为0.030％以下。
Mo：0.005％～0.035％
Mo形成碳氮化合物，通过析出强化作用而使钢的强度上升。添加Mo时，为了有效地发挥上述作用，使Mo的含量为0.005％以上。另一方面，如果Mo的含量过量，则析出物过度生成，有时延展性降低。因此，Mo的含量为0.035％以下，优选为0.030％以下。
B：0.0003％～0.01％
B具有提高淬透性、促进回火马氏体的生成的作用，因此作为钢的强化元素是有用的。为了有效地发挥上述作用，添加B时，使B的含量为0.0003％以上。另一方面，如果B的含量过量，则回火马氏体过量生成，有时延展性降低。因此，B的含量为0.01％以下。
Cr：0.05％～1.0％
Cr具有提高淬透性、促进回火马氏体的生成的作用，因此作为钢的强化元素是有用的。为了有效地发挥上述作用，添加Cr时，使Cr的含量为0.05％以上。另一方面，如果Cr的含量过量，则回火马氏体过量生成，有时延展性降低。因此，Cr的含量为1.0％以下。
Ni：0.05％～1.0％
Ni具有提高淬透性、促进回火马氏体的生成的作用，因此作为钢的强化元素是有用的。为了有效地发挥上述作用，添加Ni时，使Ni的含量为0.05％以上。另一方面，如果Ni的含量过量，则回火马氏体过量生成，有时延展性降低。因此，Ni的含量为1.0％以下。
Cu：0.05％～1.0％
Cu具有提高淬透性、促进回火马氏体的生成的作用，因此作为钢的强化元素是有用的。为了有效地发挥上述作用，添加Cu时，使Cu含量为0.05％以上。另一方面，如果Cu的含量过量，则回火马氏体过量生成，有时延展性降低。因此，Cu的含量为1.0％以下。
Sb：0.002％～0.05％
Sb具有抑制因钢板表面的氮化和氧化而产生的钢板表层(几十μm左右的区域)的脱碳的作用。由此，能够防止在钢板表面奥氏体的生成量减少，能够使延展性进一步提高。为了有效地发挥上述作用，添加Sb时，使Sb的含量为0.002％以上。另一方面，如果Sb的含量过量，则有时导致韧性的降低。因此，Sb的含量为0.05％以下。
Sn：0.002％～0.05％
Sn具有抑制因钢板表面的氮化和氧化而产生的钢板表层(几十μm左右的区域)的脱碳的作用。由此，能够防止在钢板表面奥氏体的生成量减少，能够使延展性进一步提高。为了有效地发挥上述作用，添加Sn时，使Sn的含量为0.002％以上。另一方面，如果Sn的含量过量，则有时导致韧性的降低。因此，Sn的含量为0.05％以下。
Ca：0.0005％～0.005％
Ca具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用，对抑制局部延展性的降低有效。添加Ca时，为了得到上述效果，优选使Ca的含量为0.0005％以上。另一方面，如果Ca的含量过量，则有时其效果饱和。因此，Ca的含量优选在0.0005％～0.005％的范围内。
Mg：0.0005％～0.005％
Mg具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用，对抑制局部延展性的降低有效。添加Mg时，为了得到上述效果，使Mg的含量为0.0005％以上。另一方面，如果Mg的含量过量，则有时其效果饱和。因此，Mg的含量为0.005％以下。
REM：0.0005％～0.005％
REM(稀土金属)具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用，对抑制局部延展性的降低有效。添加REM时，为了得到上述效果，使REM的含量为0.0005％以上。另一方面，如果REM的含量过量，则有时其效果饱和。因此，REM的含量为0.005％以下。
换言之，本发明的一个实施方式中的高强度冷轧钢板可以具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.18％且为0.45％以下、Si：0.5％～2.5％、Mn：大于2.5％且为4.0％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％～0.1％、N：0.01％以下，并且，任意含有选自Ti：0.005％～0.035％、Nb：0.005％～0.035％、V：0.005％～0.035％、Mo：0.005％～0.035％、B：0.0003％～0.01％、Cr：0.05％～1.0％、Ni：0.05％～1.0％、Cu：0.05％～1.0％、Sb：0.002％～0.05％、Sn：0.002％～0.05％、Ca：0.0005％～0.005％、Mg：0.0005％～0.005％和REM：0.0005％～0.005％中的至少1种，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
〈组织〉
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的组织进行说明。
F+BF：10％～50％
铁素体(F)和贝氏体铁素体(BF)是软质的钢组织，有助于提高钢板的延展性。这些组织中碳不太会固溶，因此将C排出到奥氏体中，由此使奥氏体的稳定性上升，有助于延展性的提高。为了对赋予钢板必要的延展性，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和需要为10％以上。因此，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和为10％以上，优选为12％以上，更优选为14％以上。另一方面，如果铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和大于50％，则难以确保1320MPa以上的拉伸强度。因此，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和为50％以下，优选为47％以下。
RA：大于15％且为50％以下
残余奥氏体(RA)本身是富于延展性的组织，而且发生应变诱导相变而有助于进一步提高延展性的组织。为了得到这样的效果，残余奥氏体需要面积率大于15％。因此，残余奥氏体的面积率大于15％，优选为17％以上。另一方面，如果残余奥氏体变多而以面积率计大于50％，则残余奥氏体的稳定性降低，因此在早期发生应变诱导相变，因而延展性降低。因此，残余奥氏体的面积率为50％以下，优选为45％以下，更优选为39％以下。本说明书中，通过后述方法而算出残余奥氏体的体积率，将其作为面积率处理。
TM：大于15％且为60％以下
回火马氏体(TM)是硬质的组织，有助于钢板的高强度化。回火马氏体的含量以面积率计为15％以下时，得不到所期望的钢板强度。因此，回火马氏体的面积率大于15％，优选为20％以上，更优选为29％以上。另一方面，如果回火马氏体的面积率大于60％，则无法确保所期望的延展性和拉伸凸缘性。因此，回火马氏体的面积率为60％以下，优选为55％以下，更优选为53％以下。
R1：70％以上
残余奥氏体虽然使钢板的延展性提高，但根据其形状而对提高延展性的贡献不同。与长宽比大于0.6的残余奥氏体相比，长宽比为0.6以下的残余奥氏体对加工更稳定，延展性提高效果更大。加工稳定性低的长宽比大于0.6的残余奥氏体在扩孔试验之前的冲孔中，在早期成为硬质的马氏体，因此容易在周围形成粗大的空隙。特别是，在冲孔端面大量露出时，诱发端面裂缝，成为扩孔试验不良的原因，使扩孔试验的不良率增加。另一方面，长宽比为0.6以下的残余奥氏体以沿着组织的流向的方式变形，不易在周围形成空隙。为了确保所期望的延展性，同时充分减少扩孔试验的不良率，使残余奥氏体中的长宽比为0.6以下的残余奥氏体的比例(R1)为70％以上，优选为75％以上。R1的上限没有特别限定，可以为100％。应予说明，R1＝(长宽比为0.6以下的残余奥氏体的面积/总残余奥氏体的面积)×100(％)。
R2：50％以上
如果长宽比为0.6以下的残余奥氏体存在于取向差40°以上的铁素体晶界，则即便存在长宽比大于0.6的残余奥氏体的情况下，也会抑制由此引起的冲孔端面裂缝的产生，扩孔试验的不良率大幅变小。其理由尚不明确，本发明的发明人等认为如下。即，在取向差大、应力容易集中的取向差40°以上的铁素体晶界，以覆盖其的方式存在长宽比为0.6以下的残余奥氏体，由此能够缓和残余奥氏体的变形和因加工诱导马氏体相变而集中的应力。其结果，存在于附近的长宽比大于0.6的残余奥氏体的周围的应力集中减少，抑制空隙、裂缝的产生。因此，为了充分减少扩孔试验中的不良率，长宽比为0.6以下的残余奥氏体中，使存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例(R2)为50％以上，优选为65％以上。R2的上限没有特别限定，可以为100％。应予说明，R2＝(长宽比为0.6以下且存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的面积/长宽比为0.6以下的残余奥氏体的面积)×100(％)。
bcc相的平均KAM值：1°以下
如果bcc相的平均KAM值为1°以下，则即便存在长宽比大于0.6的残余奥氏体的情况下，也会抑制由此引起的冲孔端面裂缝的产生，扩孔试验的不良率变小。其理由尚不明确，本发明的发明人等认为如下。即，KAM值低的bcc相由于GN位错密度低而容易变形，在冲孔时长宽比大于0.6的残余奥氏体的周围的应力集中减少，抑制空隙、裂缝的产生。因此，为了充分减少扩孔率的不良率，使bcc相的平均KAM值为1°以下，优选为0.8°以下。bcc相的平均KAM值的下限没有特别限定，可以为0°。
〈拉伸强度〉
如上所述，本发明的高强度冷轧钢板具有优选的强度，具体而言，具备1320MPa以上的拉伸强度。另一方面，拉伸强度的上限没有特别限定，拉伸强度可以为1800MPa以下，也可以为1750MPa以下。
〈镀层〉
从使耐腐蚀性等提高的观点考虑，本发明的高强度冷轧钢板可以在其表面进一步具有镀层。作为上述镀层，没有特别限定，可以使用任意的镀层。上述镀层例如优选为镀锌层或镀锌合金层。上述镀锌合金层优选为锌系合金镀层。上述镀层的形成方法没有特别限定，可以使用任意的方法。例如，上述镀层可以为选自热浸镀层、合金化热浸镀层和电镀层中至少1种。上述镀锌合金层例如可以为含有选自Fe、Cr、Al、Ni、Mn、Co、Sn、Pb和Mo中的至少1种且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的镀锌合金层。
上述高强度冷轧钢板可以在一个面或两个面具备镀层。
[高强度冷轧钢板的制造方法]
接下来，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对具有上述组成的钢坯材依次实施热轧、酸洗、冷轧和退火而制造。而且，上述退火包含3个工序，能够通过控制各退火工序中的条件而得到具有上述组织的高强度冷轧钢板。
〈钢坯材〉
作为起始材料，使用具有上述组成的钢坯材。上述钢坯材没有特别限定，可以通过任意方法进行制造。例如，可以通过使用转炉或电炉等的公知的熔炼方法来制造上述钢坯材。上述钢坯材的形状没有特别限定，优选为板坯。从生产率等问题考虑，优选在熔炼后通过连续铸造法来制造作为钢坯材的板坯(钢坯)。另外，也可以通过铸锭－开坯轧制法或薄板坯连铸法等公知的铸造方法来制造钢坯。
〈热轧工序〉
热轧工序是通过对具有上述组成的钢坯材实施热轧而得到热轧钢板的工序。热轧工序中，将具有上述组成的钢坯材加热，并进行热轧。本发明中，为了通过后述的退火来控制组织，可以在不特别限定的情况下以任意条件进行热轧，例如，可以应用常用的热轧条件。
例如，可以将钢坯材以1100℃以上且为1300℃以下的加热温度加热，并对加热的上述钢坯材进行热轧。上述热轧中的精轧出口温度例如可以为850℃以上且为950℃以下。热轧结束后，以任意条件进行冷却。上述冷却例如优选以20℃/秒～100℃/秒的平均冷却速度对450℃～950℃的温度区域进行冷却。上述冷却后，例如，以400℃以上且为700℃以下的卷取温度进行卷取，制成热轧钢板。以上的条件为例示，并非本发明所必需的条件。
〈酸洗工序〉
酸洗工序是对经由上述热轧工序而得到的热轧钢板实施酸洗的工序。酸洗工序没有特别限定，可以以任意条件进行。例如，可以利用使用盐酸或硫酸等的常用的酸洗工序。
〈冷轧工序〉
冷轧工序是对经过酸洗工序的热轧钢板实施冷轧的工序。更详细而言，上述冷轧工序中，对实施酸洗的热轧钢板实施压下率30％以上的冷轧。
《冷轧的压下率：30％以上》
冷轧的压下率为30％以上。压下率小于30％时，加工量不足，奥氏体的成核位点变少。因此，在接下来的第1退火工序中奥氏体组织变得粗大且不均匀，第1退火工序的保持过程中的下贝氏体相变得到抑制，过度生成马氏体。其结果，无法使第1退火工序后的钢板组织成为下贝氏体主体的组织。第1退火工序后，属于马氏体的部分在后续的第2退火工序中容易生成长宽比大于0.6的残余奥氏体。另一方面，压下率的上限由冷轧机的能力来决定，压下率过高时，轧制负荷变高，有时生产率降低。因此，压下率优选70％以下。轧制道次的次数和各轧制道次的压下率没有特别限定。
〈退火工序〉
退火工序是对经由冷轧工序而得到的冷轧钢板实施退火的工序，更详细而言，是包含后述的第1退火工序、第2退火工序和第3退火工序的工序。
《第1退火工序》
第1退火工序是通过将经由冷轧工序所得到的冷轧钢板以Ac3点以上且为950℃以下的退火温度T1加热、从退火温度T1以10℃/秒超的平均冷却速度冷却到250℃以上且小于350℃的冷却停止温度T2并在冷却停止温度T2保持10秒以上而得到第1冷轧退火板的工序。该工序的目的在于使第1退火工序结束时的钢板组织成为下贝氏体主体的组织。特别是，在第1退火工序后属于马氏体的部分在后续的第2退火工序中容易生成长宽比大于0.6的残余奥氏体，因此在第1退火工序中生成过量马氏体时，难以得到所期望的钢板组织。通过将制造条件控制在上述范围，能够得到具有以下贝氏体为主体的组织的钢板，并使第2退火工序后的钢板组织成为所期望的钢板组织。
(Ac3点)
Ac3点(单位：℃)可以通过以下所示的Andrews等人的公式而求出。
Ac3＝910－203[C]1/2+45[Si]－30[Mn]－20[Cu]－15[Ni]+11[Cr]+32[Mo]+104[V]+400[Ti]+460[Al]
上述式中的括弧表示钢板中的括弧内的元素的含量(单位：质量％)。不含有元素时，作为0进行计算。
(退火温度T1：Ac3点以上且为950℃以下)
如果退火温度T1小于Ac3点，则会在退火中残留铁素体，在后续的冷却过程中，以退火中残留的铁素体为核使铁素体生长。由此，C被分配到奥氏体中，因此在之后的保持过程中下贝氏体相变得到抑制，马氏体过量生成，无法使第1退火工序后的钢板组织成为以下贝氏体为主体的组织。因此，使退火温度T1为Ac3点以上。另一方面，如果退火温度T1大于950℃，则奥氏体粒过度粗大化，冷却后的保持过程中的下贝氏体的生成得到抑制，马氏体过度生成，因此无法使第1退火工序后的钢板组织成为下贝氏体主体的组织。第1退火工序后属于马氏体的部分在后续的第2退火工序中容易生成长宽比大于0.6的残余奥氏体。因此，使退火温度T1为950℃以下，优选为900℃以下。退火温度T1下的保持时间没有特别限定，例如在10秒～1000秒的范围内。
(退火温度T1到冷却停止温度T2的平均冷却速度：大于10℃/秒)
如果退火温度T1到冷却停止温度T2的平均冷却速度为10℃/秒以下，则在冷却中生成铁素体。由此，C分配到奥氏体中，因此在之后的保持过程中下贝氏体相变得到抑制，马氏体过量生成，无法使第1退火工序后的钢板组织成为以下贝氏体为主体的组织。第1退火工序后属于马氏体的部分在后续的第2退火工序中容易生成长宽比大于0.6的残余奥氏体。因此，退火温度T1到冷却停止温度T2的平均冷却速度大于10℃/秒，优选为15℃/秒以上。上述平均冷却速度的上限没有特别限定，为了确保过高的冷却速度，需要过大的冷却装置。因此，从生产技术和设备投资等观点考虑，平均冷却速度优选50℃/秒以下。冷却可以以任意方法进行。作为冷却方法，优选使用选自气体冷却、炉冷和水雾冷却中的至少一者，特别优选使用气体冷却。
(冷却停止温度T2：250℃以上且小于350℃)
冷却停止温度T2小于250℃时，在钢板组织中过度生成马氏体。第1退火工序后属于马氏体的部分在后续的第2退火工序中容易生成长宽比大于0.6的残余奥氏体。因此，冷却停止温度T2为250℃以上，优选为270℃以上。另一方面，冷却停止温度T2为350℃以上时，生成上贝氏体来代替下贝氏体。上贝氏体与下贝氏体相比组织尺寸明显粗大，因此在后续的第2退火工序后，在取向差40°以上的铁素体粒的内部生成大量长宽比为0.6以下的残余奥氏体，第2退火工序后的钢板组织无法成为所期望的组织。因此，冷却停止温度T2小于350℃，优选为340℃以下。
(冷却停止温度T2下的保持时间：10秒以上)
冷却停止温度T2下的保持时间小于10秒时，下贝氏体相变不能充分完成。因此，会过量生成马氏体，在后续的第2退火工序中得不到所期望的组织。第1退火工序后属于马氏体的部分在后续的第2退火工序中容易生成长宽比大于0.6的残余奥氏体。因此，冷却停止温度T2下的保持时间为10秒以上，优选为20秒以上，更优选为30秒以上。另一方面，冷却停止温度T2下的保持时间的上限没有特别限定，在保持时间过长时，需要长且大的生产设备，并且钢板的生产率明显降低，因此优选为1800秒以下。冷却停止温度T2的保持后到下一工序的第2退火工序为止，例如可以冷却到室温，也可以不进行冷却而进行第2退火工序。
《第2退火工序》
第2退火工序是将经由第1退火工序所得到的第1冷轧退火板以680℃以上且为820℃以下的退火温度T3加热(再加热)、从退火温度T3开始冷却到300℃以上且为500℃以下的冷却停止温度T4而得到第2冷轧退火板的工序。
(退火温度T3：680℃以上且为820℃以下)
如果退火温度T3小于680℃，则在退火时无法生成足够量的奥氏体，因此无法确保第2退火工序后的钢板组织所期望量的残余奥氏体，铁素体变得过量。因此，退火温度T3为680℃以上，优选为700℃以上。另一方面，如果退火温度T3大于820℃，则生成过量的奥氏体，第2退火工序前的组织控制的效果会被初始化。因此，长宽比为0.6以下的残余奥氏体的比例和长宽比为0.6以下的残余奥氏体中，难以使存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例为所期望的值。因此，退火温度T3为820℃以下，优选为800℃以下。退火温度T3下的保持时间没有特别限定，例如可以为10秒～1000秒以下。退火温度T3到冷却停止温度T4的平均冷却速度没有特别限定，例如可以为5℃/秒～50℃/秒。
(冷却停止温度T4：300℃以上且为550℃以下)
冷却停止温度T4小于300℃时，C向奥氏体的富集变得不充分，残余奥氏体量减少，同时生成大量的回火马氏体，得不到所期望的钢板组织。因此，冷却停止温度T4为300℃以上。另一方面，如果冷却停止温度T4大于550℃，则由奥氏体生成珠光体，因此残余奥氏体量减少，得不到所期望的钢板组织。因此，冷却停止温度T4为550℃以下。
(冷却停止温度T4下的保持时间：10秒以上)
如果冷却停止温度T4下的保持时间小于10秒，则C向奥氏体的富集变得不充分，残余奥氏体量减少，同时生成大量的回火马氏体，得不到所期望的钢板组织。因此，冷却停止温度T4下的保持时间为10秒以上，优选为20秒以上，更优选为40秒以上。另一方面，冷却停止温度T4下的保持时间的上限没有特别限定，例如可以为1800秒以下。
(冷却到室温)
在冷却停止温度T4下的保持后，冷却到室温。通过冷却到室温而使奥氏体的一部分相变为马氏体，通过与之相伴的变形而bcc相(马氏体其本身和邻接的铁素体、贝氏体铁素体等)的KAM值上升。该上升的KAM值可以通过后述的第3退火工序而降低。不冷却到室温而进行后述的第3退火工序的情况下，第3退火工序结束后奥氏体的一部分相变为马氏体，因此最终组织的bcc相的KAM值上升，得不到所期望的钢板组织。该冷却没有特别限定，可以利用放冷等任意的方法进行冷却。
《第3退火工序》
第3退火工序是通过将经由第2退火工序所得到的第2冷轧退火板以100℃以上且为550℃以下的退火温度T5加热(再加热)而得到第3冷轧退火板的工序。
(退火温度T5：100℃以上且为550℃以下)
如果退火温度T5大于550℃，则由奥氏体生成珠光体，因此残余奥氏体量减少，得不到所期望的钢板组织。因此，退火温度T5为550℃以下，优选为520℃以下，更优选小于450℃。另一方面，如果退火温度T5小于100℃，则回火的效果并不充分，无法使bcc相的平均KAM值为1°以下，得不到所期望的钢板组织。因此，退火温度T5为100℃以上，优选为130℃以上。
退火温度T5下的保持时间没有特别限定，例如可以为10秒～86400秒。不进行后述的镀覆工序时，经由第3退火工序而得到的第3冷轧退火板成为本发明的高强度冷轧钢板。
〈镀覆工序〉
本发明的一个实施方式的高强度冷轧钢板的制造方法可以进一步包含对上述第2冷轧退火板或上述第3冷轧退火板实施镀覆处理的镀覆工序。即，只要是在第2退火工序的到冷却停止温度T4的冷却之后，就可以在第2退火工序的中途或结束后的任意位置进一步实施镀覆处理而在其表面形成镀层。该情况下，对表面形成有镀层的第2冷轧退火板进一步经由第3退火工序而得到的第3冷轧退火板成为本发明的高强度冷轧钢板。另外，也可以对经由第3退火工序而得到的第3冷轧退火板进一步实施镀覆处理而在其表面形成镀层。该情况下，在表面形成有镀层的第3冷轧退火板成为本发明的高强度冷轧钢板。
上述镀覆处理没有特别限定，可以通过任意方法进行。例如，上述镀覆工序中，可以使用选自热浸镀法、合金化热浸镀法和电镀法中至少1种。上述镀覆工序中形成的镀层例如优选为镀锌层或镀锌合金层。上述镀锌合金层优选为锌系合金镀层。上述镀锌合金层例如也可以为包含选自Fe、Cr、Al、Ni、Mn、Co、Sn、Pb和Mo中的至少1种合金元素且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的镀锌合金层。
在镀覆处理之前，可以任意实施脱脂和磷酸盐处理等预处理。作为热浸镀锌处理，例如优选使用常用的连续热浸镀锌生产线、将第2冷轧退火板浸渍于热浸镀锌浴而在表面形成规定量的熔融镀锌层的处理。浸渍于热浸镀锌浴时，优选通过再加热或冷却而将第2冷轧退火板的温度调整在热浸镀锌浴温度－50℃的温度～热浸镀锌浴温度+60℃的温度的范围内。热浸镀锌浴的温度优选在440℃～500℃的范围内。热浸镀锌浴中除了Zn以外也可以含有上述的合金元素。
镀层的附着量没有特别限定，可以为任意值。例如，镀层的附着量优选为每单面10g/m2以上。另外，上述附着量优选为每单面100g/m2以下。
例如，利用热浸镀法来形成镀层时，可以利用气体擦拭等方法来控制镀层的附着量。热浸镀层的附着量更优选为每单面30g/m2以上。另外，热浸镀层的附着量更优选为每单面70g/m2以下。
通过热浸镀覆处理而形成的镀层(热浸镀层)可以根据需要通过实施合金化处理而制成合金化热浸镀层。合金化处理的温度没有特别限定，优选为460℃以上且为600℃以下。作为上述镀层，使用合金化熔融镀锌层时，从提高镀层的外观的观点考虑，优选使用含有Al：0.10质量％～0.22质量％的热浸镀锌浴。
利用电镀法来形成镀层时，镀层的附着量例如可以通过调整通板速度和电流值的一者或两者来控制附着量。电镀层的附着量更优选为每单面20g/m2以上。另外，电镀层的附着量更优选为每单面40g/m2以下。
实施例
以下，举出实施例对本发明进行具体说明。但本发明不限于此。
〈冷轧钢板的制造〉
将下述表1中示出的组成的钢水利用通常公知的手法进行熔炼，连续铸造制成壁厚300mm的板坯(钢坯材)。对得到的板坯实施热轧而得到热轧钢板。利用通常公知的手法对得到的热轧钢板实施酸洗，接着，以下述表2、3中示出的压下率实施冷轧，得到冷轧钢板(板厚：1.4mm)。
对得到的冷轧钢板以下述表2、3中示出的条件实施退火而得到第3冷轧退火板。退火工序为由第1退火工序、第2退火工序和第3退火工序构成的3阶段的工序。第1退火工序中的退火温度T1下的保持时间为100秒。第2退火工序中，退火温度T3下的保持时间为100秒，从退火温度T3到冷却停止温度T4的平均冷却速度为20℃/秒。第3退火工序中的退火温度T5下的保持时间为21600秒。
一部分的第2冷轧退火板，通过在直到冷却停止温度T4的冷却后进一步实施热浸镀锌处理而在表面形成熔融镀锌层，制成热浸镀锌钢板。对于热浸镀锌处理，使用连续热浸镀锌生产线，将直到冷却停止温度T4的冷却后的钢板根据需要再加热到430℃～480℃的范围内的温度，浸渍于热浸镀锌浴(浴温：470℃)，以镀层的附着量为每单面45g/m2的方式进行调整。浴组成为Zn－0.18质量％Al。
此时，一部分的热浸镀锌钢板中，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钢板。镀层中的Fe浓度为9质量％～12质量％。另一部分的第3冷轧退火板在退火结束后，进一步使用电镀锌生产线，以镀层附着量为每单面30g/m2的方式实施电镀锌处理，制成电镀锌钢板。
在下述表4、5将最终得到的冷轧钢板的种类使用以下符号表示。
CR：不具有镀层的冷轧钢板
GI：热浸镀锌钢板
GA：合金化热浸镀锌钢板
EG：电镀锌钢板
〈评价〉
从得到的冷轧钢板中采取试验片，进行组织观察、残余奥氏体分率的测定、拉伸试验和扩孔试验。将得到的结果示于表4、5。应予说明，试验方法如下。
《组织观察》
首先，从冷轧钢板中采取组织观察用的试验片。接着，将采取的试验片以在轧制方向截面(L截面)相当于板厚的1/4的位置成为观察面的方式进行研磨。使观察面腐蚀(1体积％硝酸酒精溶液腐蚀)后，使用扫描式电子显微镜(SEM，倍率：3000倍)进行10个视野的观察，拍摄得到SEM图像。使用得到的SEM图像，通过图像解析而求出各组织的面积率。面积率为10个视野的平均值。在SEM图像中，铁素体和贝氏体铁素体呈灰色，马氏体和残余奥氏体呈白色，回火马氏体由于出现下部组织，因此根据其色调和下部组织的有无来判断各组织。虽然难以正确区分铁素体和贝氏体铁素体，但这里重要的是这些组织的总和，因此在不特别区分各组织的情况下，求出铁素体和贝氏体铁素体的总和的面积率和回火马氏体的面积率。
进而，利用胶体二氧化硅振动研磨将试验片以在轧制方向截面(L截面)相当于板厚的1/4的位置成为观察面的方式进行研磨。观察面为镜面。接着，利用极低加速离子铣削将由研磨应变所致的观察面的加工相变相除去后，实施电子背散射衍射(EBSD)测定，得到局所结晶取向数据。此时，SEM倍率为1500倍，步长为0.04μm，测定区域为40μm见方，WD为15mm。使用解析软件：OIMAnalysis 7，进行所得到的局部取向数据的解析。解析进行3个视野，使用其平均值。
在数据解析之前，依次各实施1次解析软件的基于Grain Dilation功能(GrainTolerance Angle：5，Minimum GrainSize：5，Single Iteration：ON)和GrainCIStandarization功能(Grain Tolerance Angle：5，Minimum GrainSize：5)的清理处理。其后，仅使用CI值＞0.1的测定点用于解析。
对于fcc相的数据，使用Grain Shape Aspect Ratio图的Area Fraction进行解析，求出残余奥氏体中的长宽比为0.6以下的残余奥氏体的比例(R1)。以上的解析中，Grainshape calculation method使用Method2。
此外，对于bcc相的数据，表明取向差40°以上的铁素体晶界(取向差40°以上的bcc相彼此的边界)后，算出先求出的长宽比为0.6以下的残余奥氏体中的存在于取向差40°以上的铁素体晶界(包含原始奥氏体晶界)的残余奥氏体的比例(R2)。
进而，对于bcc相的数据，表明KAM值的图，求出bcc相的平均KAM值。此时的解析按照以下条件实施。
Nearest neighbor：1st
Maximum misorientation：5
Perimeter only
选择Set 0-point kernels to maximum misorientation
《残余奥氏体分率的测定》
从冷轧钢板中采取X射线衍射用的试验片，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射线衍射法由衍射X射线强度而求出残余奥氏体的体积率。入射X射线使用CoKα射线。计算残余奥氏体的体积率时，对fcc相(残余奥氏体)的{111}、{200}、{220}和{311}面以及bcc相的{110}、{200}和{211}面的峰的积分强度的全部的组合，算出强度比，求出它们的平均值，算出残余奥氏体的体积率。通过X射线衍射而求出的奥氏体的体积率视为等于面积率，将这样求出的奥氏体的体积率作为面积率。
《拉伸试验》
从冷轧钢板中采取以与轧制方向垂直的方向(C方向)为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JIS Z 2241：2001)，进行依据JIS Z 2241：2001的规定的拉伸试验，测定拉伸强度(TS)和伸长率(El)。
(强度)
将TS为1320MPa以上的情况评价为高强度。
(延展性)
将El为下述的情况评价为高延展性(延展性良好)。
·TS为1320MPa以上且小于1460MPa时…El：15％以上
·TS为1470MPa以上时…El：13％以上
《扩孔试验》
从冷轧钢板中采取试验片(大小：100mm×100mm)，利用冲孔加工(间隙：试验片板厚的12.5％)在试验片上形成初始直径d0：10mmφ的孔。使用得到的试验片来实施扩孔试验。即，在初始直径d0：10mmφ的孔中从冲孔时的冲头侧插入顶角：60°的圆锥冲头，将该孔扩张，对龟裂贯通钢板(试验片)时的孔的直径d(单位：mm)进行测定，利用下式而算出扩孔率λ(单位：％)。
扩孔率λ＝{(d－d0)/d0}×100
扩孔试验对各钢板分别实施100次，将其平均值作为平均扩孔率λ(单位：％)。平均扩孔率λ以下也记载为“平均λ”。进而，求出扩孔率λ的值成为平均扩孔率λ的一半以下的值的概率，将其作为扩孔试验的不良率(单位：％)。
(拉伸凸缘性)
下述情况下，评价为拉伸凸缘性良好。
·TS为1320MPa以上且小于1470MPa时…平均λ：10％以上
·TS为1470MPa以上时…平均λ：8％以上
(扩孔试验的不良率)
将扩孔试验的不良率为4％以下的情况评价为扩孔试验的不良率低。
表1
Figure BDA0002554769390000201
*剩余部分为Fe和不可避免的杂质
Figure BDA0002554769390000211
Figure BDA0002554769390000221
Figure BDA0002554769390000231
Figure BDA0002554769390000241
图1是将表4、5的结果的一部分标绘的图。更详细而言，图1是表示长宽比为0.6以下的残余奥氏体中的存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例(R2)和bcc相的平均KAM值对扩孔试验的不良率造成的影响的图。图1中的“○”是表示上述扩孔试验的不良率为4％以下的符号，“×”是表示扩孔试验的不良率高于4％的符号。应予说明，图1是针对残余奥氏体中的长宽比为0.6以下的残余奥氏体的比例为75％以上的样品而示出的。
根据图1的坐标图可知：R2为50％以上，且仅在bcc相的平均KAM值为1°以下时，得到扩孔试验的不良率低的钢板。
根据表1～表5和图1可知：满足本发明的条件的冷轧钢板都具有拉伸强度(TS)为1320MPa以上的高强度，且兼具良好的延展性和拉伸凸缘性，而且扩孔试验的不良率小。与此相对，不满足本发明的条件的比较例的冷轧钢板的上述特性的至少一者差。

Claims (5)

1.一种高强度冷轧钢板，具有如下组成和如下相当于板厚的1/4的位置的组织，
所述组成为以质量％计，含有C：大于0.18％且为0.45％以下、Si：0.5％～2.5％、Mn：大于2.5％且为4.0％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01％～0.1％和N：0.01％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，且C含量和Mn含量满足下述式(1)，
所述相当于板厚的1/4的位置的组织为铁素体和贝氏体铁素体的面积率的总和为10％～50％，残余奥氏体的面积率大于15％且为50％以下，回火马氏体的面积率大于15％且为60％以下，残余奥氏体中的长宽比为0.6以下的残余奥氏体的比例以面积比计为70％以上，长宽比为0.6以下的残余奥氏体中，存在于取向差40°以上的铁素体晶界的残余奥氏体的比例以面积比计为50％以上，bcc相的平均KAM值为1°以下，
7.5C+Mn≥5.0…(1)
式(1)中，C和Mn表示各元素的含量，单位为质量％。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述组成以质量％计进一步含有选自Ti：0.005％～0.035％、Nb：0.005％～0.035％、V：0.005％～0.035％、Mo：0.005％～0.035％、B：0.0003％～0.01％、Cr：0.05％～1.0％、Ni：0.05％～1.0％、Cu：0.05％～1.0％、Sb：0.002％～0.05％、Sn：0.002％～0.05％、Ca：0.0005％～0.005％、Mg：0.0005％～0.005％和REM：0.0005％～0.005％中的至少一个。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其中，表面具有镀层。
4.一种高强度冷轧钢板的制造方法，是制造权利要求1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板的方法，包含如下工序：
热轧工序，通过对具有权利要求1或2所述的组成的钢坯材实施热轧而得到热轧钢板；
酸洗工序，对所述热轧钢板实施酸洗；
冷轧工序，通过对实施了所述酸洗的所述热轧钢板实施压下率30％以上的冷轧而得到冷轧钢板；
第1退火工序，通过将所述冷轧钢板以Ac3点以上且为950℃以下的退火温度T1加热，从所述退火温度T1以大于10℃/秒的平均冷却速度冷却至250℃以上且为小于350℃的冷却停止温度T2，在所述冷却停止温度T2保持10秒以上，从而得到第1冷轧退火板；
第2退火工序，将所述第1冷轧退火板以680℃以上且为820℃以下的退火温度T3加热，从所述退火温度T3冷却到300℃以上且为550℃以下的冷却停止温度T4，在所述冷却停止温度T4保持10秒以上，冷却到室温，从而得到第2冷轧退火板；
第3退火工序，通过将所述第2冷轧退火板以100℃以上且为550℃以下的退火温度T5加热而得到第3冷轧退火板，
其中，所述Ac3点是通过下式求得的：
Ac3＝910－203[C]1/2+45[Si]－30[Mn]－20[Cu]－15[Ni]+11[Cr]+32[Mo]+104[V]+400[Ti]+460[Al]，
式中的括弧表示钢板中的括弧内的元素的以质量％计含量，不含有该元素时，作为0进行计算。
5.根据权利要求4所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步包含对所述第2冷轧退火板或所述第3冷轧退火板实施镀覆处理的镀覆工序。
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