CN111684091A - 高强度冷轧钢板、高强度镀敷钢板以及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的课题在于，提供一种具有780MPa以上的拉伸强度(TS)、且延展性、拉伸凸缘性及拉伸凸缘性的面内稳定性优异的高强度冷轧钢板及高强度镀敷钢板，以及它们的有效的制造方法。本发明的高强度冷轧钢板具有特定的成分组成，并具有以下的钢组织：以面积率计包含50～80％的铁素体，以面积率计包含8％以下的马氏体，且该马氏体的平均结晶粒径为2.5μm以下，以面积率计包含6～15％的残留奥氏体，以面积率计包含3～40％的回火马氏体，并且，马氏体的面积率fM与马氏体和回火马氏体的总面积率fM+TM之比fM/fM+TM的值为50％以下，且在作为板宽度方向的中央的宽度中央部、从板宽度方向两端起向板宽度方向中央50mm的两端部、所述宽度中央部与所述两端部之间的中央部的总计5个部位的马氏体的结晶粒径的标准偏差为0.7μm以下。

Description

高强度冷轧钢板、高强度镀敷钢板以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及主要适合于汽车的结构构件的成型性优异的高强度冷轧钢板、高强度镀敷钢板及它们的制造方法。特别是，涉及具有780MPa以上的拉伸强度(TS)，延展性、拉伸凸缘性以及拉伸凸缘性的面内稳定性优异的高强度冷轧钢板、高强度镀敷钢板以及它们的制造方法。
背景技术
近年来，对汽车的碰撞安全性及燃料费用的提高的要求日益提高，广泛应用了高强度钢。另外，汽车用薄钢板通过冲压加工或翻边加工等成型为汽车零件，因此要求优异的成型性。因此，汽车用钢板需要保持高强度，并且，需要优异的延展性及拉伸凸缘性。在这样的背景中，开发了成型性优异的各种高强度钢板。但是，为了高强度化而增加合金元素含量的结果是，产生了成型性、特别是拉伸凸缘性的面内偏差，存在不能提供具有充分的特性的原材料的问题。
专利文献1中公开了涉及拉伸强度528～1445MPa的延展性及拉伸凸缘性优异的高强度钢板的技术，专利文献2中公开了涉及拉伸强度813～1393MPa的延展性及拉伸凸缘性优异的高强度钢板的技术。另外，专利文献3中公开了涉及拉伸强度1306～1631MPa的拉伸凸缘性、拉伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-104532号公报
专利文献2：日本特再公表2013-51238号公报
专利文献3：日本特开2016-031165号公报
发明内容
发明要解决的问题
在专利文献1、2中，对于用于具有优异的延展性及拉伸凸缘性的组织、以及用于其组织形成的制造条件进行了叙述，但未考虑材质的面内偏差，发现存在改善的余地。另外，在专利文献3中，对拉伸凸缘性的面内稳定性进行了讨论，但没有考虑不仅具有拉伸凸缘性、而且还以高水准兼备延展性的钢板，而且，未提及冷轧钢板。
本发明是鉴于该情况而开发的，其目的在于，提供一种具有780MPa以上的拉伸强度(TS)，且延展性、拉伸凸缘性及拉伸凸缘性的面内稳定性优异的高强度冷轧钢板，以及高强度镀敷钢板，并且提供该高强度冷轧钢板及高强度镀敷钢板的有效的制造方法。另外，在本发明中，延展性即总伸长率(El)优异是指TS和El的乘积的值为20000(MPa×％)以上，拉伸凸缘性即扩孔性优异是指TS和扩孔率(λ)的乘积的值为30000(MPa×％)以上，拉伸凸缘性的面内稳定性优异是指板宽度方向的扩孔率(λ)的标准偏差为4％以下。
解决问题的方法
发明人等为了得到具有780MPa以上的拉伸强度(TS)、且延展性、拉伸凸缘性及拉伸凸缘性的面内稳定性优异的高强度冷轧钢板而反复进行了研究，结果得到了以下的见解。
发现了在铁素体+奥氏体二相域的退火后的冷却过程中，通过控制冷却速度，能够最好地控制退火后的组织中的铁素体的分率。另外还发现，在其冷却过程中冷却至马氏体相变开始温度以下，然后，在升温至上贝氏体生成温度范围进行均热处理的过程中，通过控制(Ms-100℃)～Ms℃的冷却停止温度及350～500℃的第二均热温度，能够最好地控制退火后的组织中的回火马氏体、残留奥氏体及马氏体的分率。此外还发现，通过控制板宽度方向的卷取温度、冷却停止温度及第二均热温度，能够确保拉伸凸缘性的面内稳定性。其结果，能够得到具有780MPa以上的TS、且延展性、拉伸凸缘性及拉伸凸缘性的面内稳定性优异的高强度冷轧钢板。本发明是基于上述见解而完成的。即，本发明的要点构成如下。
[1]一种高强度冷轧钢板，其具有以下的成分组成：
以质量％计，含有C：0.060～0.250％、Si：0.50～1.80％、Mn：1.00～2.80％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010～0.100％、以及N：0.0100％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
并且具有以下的钢组织：以面积率计包含50～80％的铁素体，以面积率计包含8％以下的马氏体，且该马氏体的平均结晶粒径为2.5μm以下，以面积率计包含6～15％的残留奥氏体，以面积率计包含3～40％的回火马氏体，并且，马氏体的面积率fM与马氏体和回火马氏体的总面积率fM+TM之比fM/fM+TM的值为50％以下，且在作为板宽度方向的中央的宽度中央部、从板宽度方向两端起向板宽度方向中央50mm的两端部、所述宽度中央部与所述两端部之间的中央部的总计5个部位的马氏体的结晶粒径的标准偏差为0.7μm以下。
[2]上述[1]所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成还含有选自以下中的至少一种元素：
以质量％计，
Mo：0.01～0.50％、
B：0.0001～0.0050％、以及
Cr：0.01～0.50％。
[3]上述[1]或[2]所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成还含有选自以下中的至少一种元素：
以质量％计，
Ti：0.001～0.100％、
Nb：0.001～0.050％、以及
V：0.001～0.100％。
[4]上述[1]～[3]中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成还含有选自以下中的至少一种元素：
以质量％计，
Cu：0.01～1.00％、
Ni：0.01～0.50％、
As：0.001～0.500％、
Sb：0.001～0.100％、
Sn：0.001～0.100％、
Ta：0.001～0.100％、
Ca：0.0001～0.0100％、
Mg：0.0001～0.0200％、
Zn：0.001～0.020％、
Co：0.001～0.020％、
Zr：0.001～0.020％、以及
REM：0.0001～0.0200％。
[5]一种高强度镀敷钢板，其具有上述[1]～[4]中任一项所述的高强度冷轧钢板、和形成于该高强度冷轧钢板上的镀敷层。
[6]上述[5]所述的高强度镀敷钢板，其中，
所述镀敷层为熔融镀敷层或合金化熔融镀敷层。
[7]一种高强度冷轧钢板的制造方法，该方法包括：
热轧工序，将具有上述[1]～[4]中任一项所述的成分组成的钢坯加热至1100～1300℃的温度范围，在精轧出口侧温度为800～950℃下进行热轧，在卷取温度为300～700℃且在板宽度方向的温度分布中卷取温度之差为70℃以下进行卷取；
冷轧工序，在所述热轧工序后，以30％以上的压下率进行冷轧；
第一均热处理工序，在所述冷轧工序后，加热至T1温度以上且T2温度以下的第一均热温度范围，然后，将至500℃为止的平均冷却速度设为10℃/秒以上，并冷却至相对于马氏体相变开始温度Ms为(Ms-100℃)～Ms℃的冷却停止温度，且在该冷却时，使板宽度方向的温度分布中冷却停止温度之差为30℃以下；
第二均热处理工序，在所述第一均热处理工序后，再加热至350～500℃的第二均热温度范围，且在再加热时，在板宽度方向的温度分布中第二均热温度之差为30℃以下实施了10秒钟以上均热处理，然后冷却至室温，
其中，
Ms(℃)＝539－423×{[％C]/(1－[％α]/100)}－30×[％Mn]－12×[％Cr]－18×[％Ni]－8×[％Mo]
T1温度(℃)＝751－27×[％C]+18×[％Si]－12×[％Mn]－169×[％Al]－6×[％Ti]+24×[％Cr]－895×[％B]
T2温度(℃)＝937－477×[％C]+56×[％Si]－20×[％Mn]+198×[％Al]+136×[％Ti]－5×[％Cr]+3315×[％B]，
在上述式中，[％X]为钢板的成分元素X的含量(质量％)，[％α]为冷却中到达Ms点时的铁素体分率。
[8]一种高强度镀敷钢板的制造方法，该方法包括：
镀敷工序：对通过上述[7]所述的高强度冷轧钢板的制造方法制造的高强度冷轧钢板实施镀敷。
[9]上述[8]所述的高强度镀敷钢板的制造方法，其中，在所述镀敷工序后，具有进行合金化处理的合金化工序。
发明的效果
根据本发明，能够提供一种具有780MPa以上的TS、且延展性、拉伸凸缘性及拉伸凸缘性的面内稳定性优异的高强度冷轧钢板、高强度镀敷钢板、以及它们的制造方法。另外，根据本发明的方法得到的高强度冷轧钢板通过应用于例如汽车结构构件，可以通过车身轻质化而谋求改善燃料费用，工业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施方式。
首先，对本发明的高强度冷轧钢板的成分组成进行说明。在以下的说明中，成分组成所表示的“％”是指质量％。
C：0.060～0.250％
C是钢的基本成分之一，还有助于本发明中的回火马氏体、残留奥氏体以及马氏体的硬质相形成，特别是，由于影响马氏体及残留奥氏体的面积率，因此是重要的元素。而且，得到的钢板的强度等机械特性受该马氏体的分率、形状及平均尺寸大幅影响。在此，在C的含量低于0.060％时，不能确保需要的贝氏体、回火马氏体、残留奥氏体或马氏体的分率，难以确保钢板的强度和伸长率的良好的平衡。因此，C含量为0.060％以上、优选为0.070％以上、更优选为0.080％以上。另一方面，如果C的含量超过0.250％，则生成粗大的碳化物而使局部延展性降低，从而延展性和拉伸凸缘性降低。因此，C含量为0.250％以下、优选为0.220％以下、更优选为0.200％以下。
Si：0.50～1.80％
Si是在贝氏体相变时通过抑制碳化物生成而有助于残留奥氏体的形成的重要元素。为了形成需要的分率的残留奥氏体，Si的含量为0.50％以上、优选为0.80％以上、更优选为1.00％以上。另一方面，过量地含有Si时化学转化处理性降低，且由于固溶强化而使延展性降低，因此，Si的含量为1.80％以下、优选为1.60％以下、更优选为1.50％以下。
Mn：1.00～2.80％
Mn是通过进行固溶强化并促进硬质相的生成而有助于高强度化的重要元素。另外，Mn是使奥氏体稳定化的元素，有助于硬质相的分率控制。因此，需要的Mn含量为1.00％以上、优选为1.30％以上、更优选为1.50％以上。另一方面，如果含有过量的Mn，则马氏体分率过量增加，拉伸强度上升，且拉伸凸缘性降低，因此，Mn含量为2.80％以下、优选为2.70％以下、更优选为2.60％以下。
P：0.100％以下
如果P的含量超过0.100％，则在铁素体粒界或者在铁素体与马氏体的相界面偏析而使粒界脆化，因此，耐冲击性劣化，并且，局部伸长率降低，延展性及拉伸凸缘性降低。因此，P含量的范围为0.100％以下、优选为0.050％以下。此外，P含量的下限没有特别限定，P含量越少越优选，但过量降低P含量需要巨大的成本，因此，考虑制造成本等，P含量优选为0.0003％以上。
S：0.0100％以下
S是以MnS等硫化物的形式存在，使局部变形能力降低，使延展性及拉伸凸缘性降低的元素。因此，S含量的范围为0.0100％以下、优选为0.0050％以下。此外，S含量的下限没有特别限定，S含量越少越优选，但过量降低的S含量需要巨大的成本，因此，考虑制造成本等，S含量优选为0.0001％以上。
Al：0.010～0.100％
Al是在制钢工序中作为脱氧剂而添加的元素。为了得到该效果，需要将Al含量设为0.010％以上、优选为0.020％以上。另一方面，如果Al含量超过0.100％，则由于氧化铝等夹杂物的增加而在钢板表面和内部产生缺陷，因此，延展性降低。因此，Al含量为0.100％以下、优选为0.070％以下。
N：0.0100％以下
N引起时效劣化，并且形成粗大的氮化物，使延展性和拉伸凸缘性降低。因此，N含量的范围为0.0100％以下、优选为0.0070％以下。N含量的下限没有特别指定，但从熔炼上的成本方面考虑，优选为0.0005％以上。
本发明的高强度冷轧钢板的成分组成还可以含有下述的元素作为任意元素。此外，在包含低于下限值的下述的任意元素情况下，该任意元素不损害本发明的效果，因此，作为不可避免的杂质而包含的元素。
选自Mo：0.01～0.50％、B：0.0001～0.0050％及Cr：0.01～0.50％中的至少一种
Mo是通过促进硬质相的生成且不损害化学转化处理性而有助于高强度化的元素。因此，需要的Mo的含量优选为0.01％以上。另一方面，如果含有过量的Mo，则夹杂物增加，延展性及拉伸凸缘性降低。因此，Mo含量优选为0.01～0.50％的范围。
B通过使淬透性提高，容易生成硬质相而有助于高强度化。为了得到该效果，优选将B的含量设为0.0001％以上、更优选为0.0003％以上。如果B含量超过0.0050％，则生成过量的马氏体，延展性降低，因此，B含量优选为0.0050％以下。
Cr是通过进行固溶强化、并促进硬质相的生成而有助于高强度化的元素。为了得到该效果，优选将Cr的含量设为0.01％以上、更优选为0.03％以上。如果Cr含量超过0.50％，则生成过量的马氏体，因此，Cr含量优选为0.50％以下。
选自Ti：0.001～0.100％、Nb：0.001～0.050％及V：0.001～0.100％中的至少一种
Ti与引起时效劣化的C、N结合而形成微细的碳氮化物，有助于强度上升。为了得到该效果，优选将Ti的含量设为0.001％以上、更优选为0.005％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.100％，则生成过量的碳氮化物等夹杂物而使延展性及拉伸凸缘性降低。因此，Ti含量优选为0.100％以下。
Nb与引起时效劣化的C、N结合而形成微细的碳氮化物，有助于强度上升。为了得到该效果，优选将Nb的含量设为0.001％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.050％，则生成过量的碳氮化物等夹杂物而使延展性及拉伸凸缘性降低。因此，Nb含量优选为0.050％以下。
V与引起时效劣化的C、N结合而形成微细的碳氮化物，有助于强度上升。为了得到该效果，优选将V的含量设为0.001％以上。另一方面，如果V含量超过0.100％，则生成过量的碳氮化物等夹杂物而使延展性及拉伸凸缘性降低。因此，V含量优选为0.100％以下。
选自Cu：0.01～1.00％、Ni：0.01～0.50％、As：0.001～0.500％、Sb：0.001～0.100％、Sn：0.001～0.100％、Ta：0.001～0.100％、Ca：0.0001～0.0100％、Mg：0.0001～0.0200％、Zn：0.001～0.020％、Co：0.001～0.020％、Zr：0.001～0.020％及REM：0.0001～0.0200％中的至少一种
Cu是通过进行固溶强化、且促进硬质相的生成而有助于高强度化的元素。为了得到该效果，优选将Cu的含量设为0.01％以上。如果Cu含量超过1.00％，则生成过量的马氏体而使延展性降低，因此，Cu含量优选为1.00％以下。
Ni是通过进行固溶强化、提高淬透性、促进硬质相的生成而有助于高强度化的元素。为了得到该效果，优选将Ni的含量设为0.01％以上。如果Ni含量超过0.50％，则由于夹杂物等增加引起的表面或内部的缺陷使延展性降低，因此，Ni含量优选为0.50％以下。
As是有助于提高耐腐蚀性的元素。为了得到该效果，优选将As的含量设为0.001％以上。如果As含量超过0.500％，则由于夹杂物等增加引起表面或内部的缺陷使延展性降低。因此，As含量优选为0.500％以下。
Sb是通过在钢板表面聚集，抑制钢板表面的氮化或氧化引起的脱碳，抑制表层的C量的降低，从而促进硬质相的生成并有助于高强度化的元素。为了得到该效果，优选将Sb的含量设为0.001％以上。如果Sb含量超过0.100％，则在钢中偏析，韧性及延展性降低。因此，Sb含量优选为0.100％以下。
Sn是通过在钢板表面聚集，抑制钢板表面的氮化或氧化引起的脱碳，抑制表层的C量的降低，从而促进硬质相的生成并有助于高强度化的元素。为了得到该效果，优选将Sn的含量设为0.001％以上。如果Sn含量超过0.100％，则在钢中偏析，韧性及延展性降低。因此，Sn含量优选为0.100％以下。
Ta与Ti、Nb同样，与C、N结合而形成微细的碳氮化物，有助于强度上升。另外，一部分固溶于Nb碳氮化物，抑制析出物的粗大化，有助于局部延展性的提高。为了得到这些效果，优选将Ta的含量设为0.001％以上。另一方面，如果Ta含量超过0.100％，则生成过量的碳氮化物等夹杂物，在钢板表面及内部增加缺陷，延展性及拉伸凸缘性降低。因此，Ta含量优选为0.100％以下。
Ca使硫化物球状化而有助于局部延展性的上升。为了得到该效果，优选将Ca的含量设为0.0001％以上、优选为0.0003％以上。另一方面，如果Ca含量超过0.0100％，则由于硫化物等夹杂物的增加使表面和内部的缺陷增加，延展性降低。因此，Ca含量优选为0.0100％以下。
Mg使硫化物球状化而有助于延展性和拉伸凸缘性的提高。为了得到该效果，优选将Mg的含量设为0.0001％以上。另一方面，如果Mg含量超过0.0200％，则由于硫化物等夹杂物的增加使钢板表面和内部的缺陷增加，延展性降低。因此，Mg含量优选为0.0200％以下。
Zn使硫化物球状化而有助于延展性和拉伸凸缘性的提高。为了得到该效果，优选将Zn的含量设为0.001％以上。另一方面，如果Zn含量超过0.020％，则由于硫化物等夹杂物的增加使钢板表面和内部的缺陷增加，延展性降低。因此，Zn含量优选为0.020％以下。
Co使硫化物球状化而有助于延展性和拉伸凸缘性的提高。为了得到该效果，优选将Co的含量设为0.001％以上。另一方面，如果Co含量超过0.020％，则由于硫化物等夹杂物的增加使钢板表面和内部的缺陷增加，延展性降低。因此，Co含量优选为0.020％以下。
Zr使硫化物球状化而有助于延展性和拉伸凸缘性的提高。为了得到该效果，优选将Zr的含量设为0.001％以上。另一方面，如果Zr含量超过0.020％，则由于硫化物等夹杂物的增加使钢板表面和内部的缺陷增加，延展性降低。因此，Zr含量优选为0.020％以下。
REM使硫化物球状化而有助于延展性和拉伸凸缘性的提高。为了得到该效果，优选将REM的含量设为0.0001％以上。另一方面，如果REM含量超过0.0200％，则由于硫化物等夹杂物的增加使钢板表面和内部的缺陷增加，延展性降低。因此，REM含量优选为0.0200％以下。
上述以外的剩余部分是Fe及不可避免的杂质。
接着，对本发明的高强度冷轧钢板的钢组织进行说明。
本发明的高强度冷轧钢板的钢组织为：以面积率计为具有50～80％的铁素体、以面积率计具有8％以下的马氏体，且该马氏体的平均结晶粒径为2.5μm以下、以面积率计具有6～15％的残留奥氏体、以面积率计具有3～40％的回火马氏体，并且，马氏体的面积率fM与马氏体和回火马氏体的总面积率fM+TM之比fM/fM+TM的值为50％以下，且在作为板宽度方向的中央的宽度中央部、从板宽度方向两端起向板宽度方向中央50mm的两端部、宽度中央部与两端部之间的中央部的总计5个部位的马氏体的结晶粒径的标准偏差为0.7μm以下。
回火马氏体表示的是在连续退火时的冷却停止温度下生成的马氏体在第二均热处理中被回火的块状的组织、以及在第二均热处理后的冷却过程的高温区域生成的马氏体在冷却中被回火的块状的组织。回火马氏体是在具有转位等高密度晶格缺陷的微细的铁素体基底中析出了碳化物的形态，因此表示与贝氏体相变类似的组织，因此，在本发明中没有区分贝氏体和回火马氏体，贝氏体也只是定义为回火马氏体。
铁素体是指退火时未相变的铁素体、在退火后的冷却中在500～800℃的温度区域生成的铁素体、以及由在第二均热处理中产生的贝氏体相变而生成的贝氏体铁素体。
铁素体：以面积率计为50～80％
在铁素体的分率(面积率)低于50％时，软质的铁素体较少，因此伸长率降低。因此，铁素体的分率为50％以上、优选为55％以上。另一方面，如果铁素体的分率超过80％，则硬质相的硬度上升，与母相的软质的铁素体的硬度差增加，因此拉伸凸缘性降低。因此，铁素体的分率为80％以下、优选为75％以下。
马氏体：以面积率计为8％以下，平均结晶粒径为2.5μm以下
为了确保良好的拉伸凸缘性，需要减少软质的铁素体母相和硬质相的硬度差，当硬的马氏体占硬质相的大部分时，软质的铁素体母相和硬质相的硬度差较大，因此马氏体的分率(面积率)需要设为8％以下。因此，马氏体的分率为8％以下、优选为6％以下。此外，马氏体的分率的下限没有特别限定，多数情况为1％以上。
如果马氏体的平均结晶粒径超过2.5μm，则容易成为冲压扩孔加工时的龟裂的起点，使拉伸凸缘性降低。因此，就马氏体的结晶形态而言，平均结晶粒径为2.5μm以下、优选为2.0μm以下。此外，平均结晶粒径的下限没有特别限定，优选小者，但过于微细需要大量的劳力，从节省劳力的观点考虑优选为0.1μm以上。
残留奥氏体：以面积率计为6～15％
在残留奥氏体的分率(面积率)低于6％时，伸长率降低，因此，为了确保良好的伸长率，残留奥氏体的分率为6％以上、优选为8％以上。另一方面，如果残留奥氏体的分率超过15％，则在冲压加工时进行马氏体相变的残留奥氏体量增加，扩孔试验时的龟裂的起点增加，因此拉伸凸缘性劣化，因此，残留奥氏体的分率为15％以下、优选为13％以下。
回火马氏体：以面积率计为3～40％
为了确保良好的拉伸凸缘性，需要减少硬的马氏体的分率(面积率)，需要相对于马氏体含有相对一定量以上回火马氏体。因此，回火马氏体的面积率为3％以上、优选为6％以上。另一方面，如果回火马氏体的面积率超过40％，则残留奥氏体及铁素体分率减少，延展性降低。因此，回火马氏体分率为40％以下、优选为35％以下。
马氏体的面积率fM与马氏体和回火马氏体的总面积率fM+TM之比fM/fM+TM的值为50％以下
为了以高强度同时兼备高延展性及拉伸凸缘性，需要控制钢板的钢组织中的马氏体和回火马氏体的量。在马氏体的面积率fM与马氏体和回火马氏体的总面积率fM+TM之比fM/fM+TM超过50％的情况下，过量地存在马氏体，因此拉伸凸缘性降低。因此，该指标为50％以下、优选为45％以下、更优选为40％以下。在本发明中，该指标与拉伸凸缘性有非常密切的关系。比值fM/fM+TM的下限没有特别限定，但大多为5％以上。
宽度中央部、从板宽度两端起50mm的两端部、宽度中央部和两端部的之间的中央部的总计5个部位的马氏体的结晶粒径的标准偏差为0.7μm以下
马氏体的结晶粒径的偏差对拉伸凸缘性的面内稳定性造成影响，因此，在本发明中是重要的要素。如果在作为板宽度方向的中央的宽度中央部、从板宽度方向两端起向板宽度方向中央50mm的两端部、上述宽度中央部与上述两端部之间的中央部的总计5个部位的马氏体的结晶粒径的标准偏差为0.7μm以下，则拉伸凸缘性的面内偏差变大，因此，马氏体的结晶粒径的标准偏差为0.7μm以下、优选为0.6μm以下、更优选为0.5μm以下。上述标准偏差的下限没有特别限定，但大多为0.2μm以上。
本发明的高强度冷轧钢板的板厚没有特别限定，但优选为标准的薄板的板厚、即0.8～2.0mm。
本发明的高强度冷轧钢板能够用作具有形成于该高强度冷轧钢板上的镀敷层的高强度镀敷钢板。镀敷层的种类没有特别限定。作为镀敷层，可举出熔融镀敷层(例如，溶融热浸镀锌层)、合金化熔融镀敷层(例如，合金化溶融热浸镀锌层)。
接着，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。本发明的制造方法具有：热轧工序、冷轧工序、第一均热处理工序、第二均热处理工序。另外，根据需要，在第二均热处理工序后具有镀敷工序。另外，根据需要，在镀敷工序后具有进行合金化处理的合金化工序。以下所示的温度是指钢坯、钢板等的表面温度。
热轧工序是将具有上述成分组成的钢坯在1100～1300℃的温度范围加热，在精轧出口侧温度为800～950℃下进行热轧，在卷取温度为300～700℃且在板宽度方向的温度分布中卷取温度之差为70℃以下进行卷取的工序。
在本发明中，使用具有上述成分组成的钢坯作为原材料。作为钢坯没有特别限定，可以使用通过任意方法制造的钢坯。例如，通过通常的方法对具有上述成分组成的钢液进行熔炼、铸造而制造。熔炼可以通过转炉、电炉等任意的方法进行。另外，为了防止大的偏析，钢坯优选通过连续铸造法来制造，但也可以通过铸锭法或薄钢坯铸造法等来制造。
钢坯加热温度：1100～1300℃
在热轧之前，将上述钢坯加热至钢坯加热温度。在组织中微细地分布的Ti、Nb系析出物有抑制退火过程的加热时的再结晶而使组织微细化的效果，但在钢坯的加热阶段存在的析出物在最终获得的钢板内作为粗大的析出物而存在，因此，构成组织的相整体变得粗大，拉伸凸缘性降低。因此，需要通过加热使在铸造时析出的Ti、Nb系析出物再溶解。在钢坯加热温度低于1100℃时，无法使析出物在钢中充分地溶解。另一方面，如果钢坯加热温度超过1300℃，则氧化量的增加引起的氧化皮损耗增加。因此，钢坯加热温度为1100～1300℃。
需要说明的是，在上述加热工序中，除了在制造钢坯后，暂时冷却至室温，然后再加热的现有的方法以外，也可以应用不冷却至室温而直接以温片的形式装入加热炉，或在仅进行保热后立即进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。
精轧出口侧温度：800～950℃
接着，将加热后的钢坯进行热轧而制成热轧钢板。在该热轧工序中，由于钢板内的组织均匀化、材质的各向异性降低，使退火后的伸长率及拉伸凸缘性提高，因此，需要在奥氏体单相域完成热轧。因此，精轧出口侧温度为800℃以上。另一方面，在精轧结束温度超过950℃时，热轧组织的结晶粒径变粗大，退火后的强度和延展性降低。因此，精轧出口侧温度为950℃以下。
此外，上述热轧可以根据通常的方法设为包含粗轧和精轧。钢坯通过粗轧而制成薄板坯，但在降低加热温度等情况下，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器等对薄板坯进行加热。
卷取温度：300～700℃
接着，将由上述热轧工序获得的热轧钢板卷取成线圈状。此时，如果卷取温度超过700℃，则热轧钢板的钢组织中所含的铁素体的结晶粒径变大，在退火后难以确保期望的强度。因此，卷取温度设为700℃以下。另一方面，在卷取温度低于300℃时，热轧钢板的强度上升，后续的冷轧工序中的轧制负荷增大，生产性降低。另外，当对以马氏体为主体的硬质的热轧钢板实施冷轧时，容易产生沿着马氏体的旧奥氏体粒界的微小的内部裂纹(脆性裂纹)，且退火板的延展性及拉伸凸缘性降低。因此，卷取温度设为300℃以上。
在板宽度方向的温度分布中卷取温度之差为70℃以下
如果在板宽度方向的温度分布中卷取温度之差超过70℃，则卷取温度低，热轧组织中的马氏体增加，退火后的马氏体的结晶粒径的偏差变大。因此，在板宽度方向的温度分布中卷取温度之差为70℃以下、优选为60℃以下、更优选为50℃以下。在此，板宽度方向的温度分布可以通过扫描式辐射温度计来确认。“卷取温度之差”是上述温度分布中的最大值和最小值之差。另外，板宽度方向的温度分布的调整例如可以使用边缘加热器来调整。需要说明的是，板宽度方向的温度分布中的上述卷取温度之差优选小者，但如果考虑得到的效果及调整的容易性，则卷取温度差优选为15℃以上。
冷轧工序是在热轧工序后，以30％以上的压下率进行冷轧的工序。
除锈处理(最佳条件)
上述卷取后的热轧钢板开卷提供给后文叙述的冷轧，但优选在冷轧前进行除锈处理。通过除锈处理，能够除去钢板表层的锈。作为除锈处理，可以使用酸洗或研磨等任意的方法，但优选使用酸洗。酸洗条件没有特别限制，只要根据通常的方法来实施即可。
以30％以上的压下率冷轧
将热轧钢板冷轧成给定的板厚，得到冷轧钢板。这里，在压下率低于30％的情况下，在表层和内部产生形变差，在接下来的工序的退火时，导致成为向奥氏体逆相变的核的粒界或转位的数产生不均，其结果，导致马氏体的粒径的不均匀。因此，冷轧的压下率为30％以上、优选为40％以上。冷轧的压下率的上限没有特别限定，但从板形状的稳定性等观点考虑，优选为80％以下。
第一均热处理工序是以下的工序：在冷轧工序后加热至T1温度以上且T2温度以下的第一均热温度范围，然后，将至500℃为止的平均冷却速度设为10℃/秒以上，并冷却至相对于马氏体相变开始温度Ms为(Ms-100℃)～Ms℃的冷却停止温度，且在该冷却时，使板宽度方向的温度分布中冷却停止温度之差为30℃以下。
均热温度：T1～T2温度
以下式规定的T1温度表示从铁素体向奥氏体的相变开始温度，T2温度表示钢组织成为奥氏体单相的温度。在均热温度低于T1温度时，无法得到需要的硬质相以确保强度。另一方面，在均热温度超过T2温度时，不含用于确保良好的延展性的所需的铁素体。因此，将第一均热处理条件设为均热温度T1以上且T2以下，实施铁素体和奥氏体混合存在的二相域退火。
T1温度、T2温度及Ms如下式表示。
T1温度(℃)＝751－27×[％C]+18×[％Si]－12×[％Mn]－169×[％Al]－6×[％Ti]+24×[％Cr]－895×[％B]
T2温度(℃)＝937－477×[％C]+56×[％Si]－20×[％Mn]+198×[％Al]+136×[％Ti]－5×[％Cr]+3315×[％B]
Ms(℃)＝539－423×{[％C]/(1－[％α]/100)}－30×[％Mn]－12×[％Cr]－18×[％Ni]－8×[％Mo]
需要说明的是，上述式中，[％X]为钢板的成分元素X的含量(质量％)，[％α]为冷却中到达Ms点时的铁素体分率。另外，涉及Ms点的上述式基于Andrews式(K.W.Andrews：J.Iron Steel Inst.,203(1965),721.)。冷却中到达Ms点时的铁素体分率可以通过Formastor试验来确认。
第一均热后的冷却条件：至500℃为止的平均冷却速度10℃/秒以上
平均冷却速度是指从第一均热温度至500℃的平均的冷却速度。平均冷却速度是用第一均热温度和500℃的温度差除以从第一均热温度至500℃的冷却所需的时间来算出。
为了确保拉伸凸缘性，需要生成给定分率的回火马氏体。在后文叙述的第二均热处理工序中为了生成回火马氏体，在该第一均热后的冷却中，需要冷却至马氏体相变开始温度以下。但是，如果从第一均热温度至500℃为止的平均冷却速度低于10℃/秒，则在冷却中生成过量的铁素体，强度降低。因此，第一均热后的冷却条件为：将至500℃为止的平均冷却速度的下限设为10℃/秒以上。另一方面，至500℃为止的平均冷却速度的上限没有特别限制，但为了生成一定量的有助于确保延展性的铁素体，平均冷却速度优选为100℃/秒以下。
冷却停止温度：(Ms－100℃)～Ms℃
在相对于马氏体相变开始温度Ms冷却停止温度低于(Ms-100℃)的情况下，在冷却停止温度下生成的马氏体量增加，因此未相变奥氏体量减少，退火后的组织中的残留奥氏体量减少，因此导致延展性降低。因此，冷却停止温度的下限为(Ms－100℃)。另外，在冷却停止温度超过Ms℃的情况下，在冷却停止温度下不生成马氏体，因此，不能确保回火马氏体量为本发明的规定量，拉伸凸缘性降低。因此，冷却停止温度的上限为Ms℃。因此，冷却停止温度为(Ms－100℃)～Ms℃、优选为(Ms－90℃)～(Ms－10℃)的范围。需要说明的是，冷却停止温度通常大多为100～350℃的范围内。
在板宽度方向的温度分布中冷却停止温度之差为30℃以下
在板宽度方向的温度分布中冷却停止温度之差超过30℃而变低时，冷却停止温度低，结果退火后组织中的回火马氏体量增加，板宽度方向上扩孔率(λ)之差变大。因此，在板宽度方向的温度分布中冷却停止温度之差为30℃以下、优选为25℃以下、更优选为20℃以下。在此，板宽度方向的温度分布可以由扫描式辐射温度计来确认。“冷却停止温度之差”是上述温度分布中的最大值和最小值之差。另外，板宽度方向的温度分布的调整例如可以使用边缘加热器来调整。此外，板宽度方向的温度分布中的上述冷却停止温度之差优选小者，但如果考虑得到的效果及调整的容易性，则卷取温度差优选为2℃以上。
第二均热处理工序是以下工序：在第一均热处理工序后，再加热至350～500℃的第二均热温度范围，且在再加热时，在板宽度方向的温度分布中第二均热温度之差为30℃以下而实施10秒钟以上的均热处理，然后冷却至室温。
均热温度：350～500℃、保持(均热)时间：10秒钟以上
通过将在冷却过程中生成的马氏体回火而制成回火马氏体，使未相变的奥氏体发生贝氏体相变，在钢组织中生成残留奥氏体，为此，在第一均热处理工序的冷却后再度加热，作为第二均热处理，在350～500℃的温度范围保持10秒钟以上。该第二均热处理下的均热温度低于350℃时，马氏体的回火不充分，与铁素体及马氏体的硬度差变大，因此拉伸凸缘性降低。另一方面，如果超过500℃，则生成过量的珠光体，因此强度降低。因此，均热温度为350～500℃。
另外，在保持(均热)时间低于10秒钟时，贝氏体相变未充分地进行，因此，残留大量未相变的奥氏体，最终过量地生成马氏体，拉伸凸缘性降低。因此，保持(均热)时间的下限为10秒钟。保持(均热)时间的上限没有特别限制，但即使保持超过1500秒钟，也不影响之后的钢板组织及机械性质，因此，保持(均热)时间优选为1500秒钟以内。
在板宽度方向的温度分布中第二均热温度之差为30℃以下
如果在板宽度方向的温度分布中第二均热温度之差超过30℃而变低，则在板宽度方向上贝氏体相变的进行程度产生差异，残留γ量产生差异，因此导致在板宽度方向延展性和拉伸凸缘性之差变大。因此，在板宽度方向的温度分布中第二均热温度之差为30℃以下、优选为25℃以下、更优选为20℃以下。这里，板宽度方向的温度分布可以由扫描式辐射温度计来确认。“第二均热温度之差”是上述温度分布中的最大值和最小值之差。另外，板宽度方向的温度分布的调整例如可以使用边缘加热器来调整。此外，板宽度方向的温度分布中的上述第二均热温度之差优选小者，但如果考虑得到的效果及调整的容易性，则上述温度差优选为2℃以上。
在上述第二均热处理工序后也可以具有在表面实施镀敷处理的镀敷工序。如上所述，在本发明中镀敷层的种类没有特别限定，因此，镀敷处理的种类也没有特别限定。作为镀敷处理，例如可举出热浸镀锌处理、在该热浸镀锌处理后进行合金化的镀敷处理等。
实施例
将表1所示成分组成的钢(剩余成分：Fe及不可避免的杂质)熔炼，通过连续铸造法制造了钢坯。在表2～表4所示的条件下加热该钢坯后，实施粗轧，精轧并冷却，严密控制宽度方向的卷取温度来进行卷取，制成了热轧钢板。在对得到的热轧钢板进行除锈处理后，实施冷轧，制成了冷轧钢板。在此，各冷轧钢板的板厚为1.2～1.6mm的范围内。然后，加热冷轧钢板，在表2～表4所示的均热温度(第一均热温度)下退火后，严密控制冷却速度以表2～表4所示的平均冷却速度冷却至500℃，严密控制宽度方向的冷却停止温度分布，在表2～表4所示的冷却停止温度下停止冷却后，立即加热，严密控制宽度方向的第二均热温度分布，以表2～表4所示的第二均热温度及第二保持时间进行均热处理后，冷却至室温。进而，对一部分高强度冷轧钢板(CR)实施了镀敷处理。在热浸镀锌钢板(GI)的情况下，热浸镀锌浴使用含有Al：0.19质量％的锌浴，在合金化热浸镀锌钢板(GA)的情况下，使用含有Al：0.14质量％的锌浴，浴温均为465℃。需要说明的是，GA的合金化温度设为550℃。另外，镀敷附着量每一面为45g/m2(双面镀敷)，对于GA而言，将镀敷层中的Fe浓度设为9质量％以上且12质量％以下。
表5～7示出各钢板的钢组织和屈服强度、拉伸强度、伸长率、扩孔率的测定结果。
就拉伸试验而言，由退火后线圈的宽度中央部从钢板的C方向(与轧制方向垂直)采取JIS5号拉伸试验片(标点距离：50mm、宽度：25mm)，基于JIS Z2241(2011)的规定以拉伸速度10mm/min来实施，评价了屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。
拉伸凸缘性通过根据JIS Z 2256(2010)的规定的扩孔试验进行了评价。从退火后线圈的宽度中央部采取三片100mm见方的试验片，使用直径10mm的冲头及间隙为12.5％的模具进行冲孔，使毛刺面为上面，使用顶角60°的圆锥冲头以移动速度10mm/min来实施，测定扩孔率(λ)，评价了其平均值。计算式如下所示。
扩孔率λ(％)＝{(D－D0)/D0}×100
D：龟裂贯穿板厚时的孔径、D0：初始孔径(10mm)
另外，就拉伸凸缘性的面内稳定性而言，从退火后的线圈的两端部、宽度中央部分别采取三片100mm见方的试验片，与上述同样地实施扩孔试验，对所得到的总计9个实验片的扩孔率(λ)的标准偏差进行了评价。
就钢组织观察而言，通过氧化铝抛光对L方向截面(轧制方向截面)在镜面抛光后，进行硝酸蚀刻，利用光学显微镜和扫描型电子显微镜(SEM)对板厚1/4部进行了观察。另外，为了更详细地观察硬质相内部的组织，以1kV的低加速电压通过in-Lens检测器观察了二次电子图像。此时，用金刚石研磨膏对试样的L截面进行镜面抛光后，用胶体二氧化硅实施最终抛光，利用3体积％的硝酸盐实施了蚀刻。这里，在低加速电压下观察的原因是，可以清楚地捕获由低浓度的硝酸盐形成在样品表面上的与微细组织对应的细小凹凸。对于各组织，在18μm×24μm的区域观察5个视野，使用Nippon Steel&Sumikin Technology的粒子解析ver.3，对得到的组织图像分别在5个视野计算出构成相的面积率，并将它们的值进行了平均。需要说明的是，本发明中，将各组织在观察面积中所占的面积比例看作是组织的面积率。在上述组织图像数据中，铁素体可以以黑色来区分，回火马氏体包含取向不同的微细的碳化物、可以以明灰色来区分。另外，在组织图像数据中，残留奥氏体及马氏体观察为白色。在此，残留奥氏体的组织的面积率通过后文叙述的基于X射线衍射的方法来算出。马氏体的组织的面积率通过由马氏体及残留奥氏体在上述组织图像中所占的总和减去通过基于X射线衍射的方法计算出的残留奥氏体的面积率而算出。铁素体、马氏体、残留奥氏体及回火马氏体的面积率的测定位置为宽度方向中央部。
残留奥氏体的面积率的测定如下进行。将钢板抛光至板厚1/4位置后，通过化学抛光进一步抛光了0.1mm，对于抛光后的面通过X线衍射装置、并使用Mo的Kα线测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面、以及bcc铁(铁素体)的(200)面、(211)面、(220)面的积分反射强度，根据由fcc铁(奥氏体)各面的积分反射强度相对于由bcc铁(铁素体)各面的积分反射强度的强度比求出的奥氏体的比率，计算出残留奥氏体的体积率。测定如下进行：对1个高强度薄钢板，在宽度方向中央位置随机选出的3个部位计算出残留奥氏体的体积率，将得到的值的平均值看作残留奥氏体的面积率。
本发明中的马氏体的结晶粒径是通过使用SEM-EBSD(ElectronBack-ScatterDiffraction；电子背散射衍射)法进行了观察的马氏体而算出的。对于与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)实施了与SEM观察同样的抛光后，实施基于0.1体积％的硝酸盐的蚀刻，接着对板厚1/4部的组织进行解析，对于所得到的数据，使用AMETEKEDAX公司的OIMAnalysis求出平均结晶粒径。各个结晶粒径为轧制方向(L方向)和与轧制方向垂直的方向(C方向)的长度的平均值。另外，在板宽度中央部、从两端部起50mm的部分、宽度中央部和两端部之间的中央部的总计5个部位分别实施组织观察，使用所得到的各个马氏体的结晶粒径，计算出马氏体的结晶粒径的标准偏差。
在以上的评价中，如果TS为780MPa以上，则评价为高强度，如果TS×El为20000MPa·％以上，则评价为延展性优异，如果TS×扩孔率(λ)为30000MPa·％以上，则评价为拉伸凸缘性优异，如果扩孔率(λ)的标准偏差为4％以下，则评价为拉伸凸缘性的面内稳定性优异。
根据表5～7，本发明例(符合钢)为高强度，延展性及拉伸凸缘性、拉伸凸缘性的面内稳定性优异。另一方面，对于比较例(比较钢)而言，强度、延展性、拉伸凸缘性及拉伸凸缘性的面内稳定性中的任意一个以上特性差。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明不受形成本实施方式的本发明的公开的一部分的描述的限定。即，本领域技术人员基于本实施方式而得到的其它实施方式、实施例及运用技术等均包含在本发明的范围内。例如，在上述制造方法的一系列的热处理中，只要满足热历史条件，对钢板实施热处理的设备等就没有特别限定。
[表1]
Figure BDA0002609683700000201
Figure BDA0002609683700000211
Figure BDA0002609683700000221
Figure BDA0002609683700000231
Figure BDA0002609683700000241
Figure BDA0002609683700000251
Figure BDA0002609683700000261

Claims (9)

1.一种高强度冷轧钢板，其具有以下成分组成：以质量％计，含有
C：0.060～0.250％、
Si：0.50～1.80％、
Mn：1.00～2.80％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
Al：0.010～0.100％、以及
N：0.0100％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述高强度冷轧钢板具有以下钢组织：以面积率计包含50～80％的铁素体，以面积率计包含8％以下的马氏体，且该马氏体的平均结晶粒径为2.5μm以下，以面积率计包含6～15％的残留奥氏体，以面积率计包含3～40％的回火马氏体，并且，马氏体的面积率fM与马氏体和回火马氏体的总面积率fM+TM之比fM/fM+TM的值为50％以下，且在作为板宽度方向的中央的宽度中央部、从板宽度方向两端起向板宽度方向中央50mm的两端部、所述宽度中央部与所述两端部之间的中央部的总计5个部位的马氏体的结晶粒径的标准偏差为0.7μm以下。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成还含有选自以下的至少一种元素：
以质量％计，
Mo：0.01～0.50％、
B：0.0001～0.0050％、以及
Cr：0.01～0.50％。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成还含有选自以下的至少一种元素：
以质量％计，
Ti：0.001～0.100％、
Nb：0.001～0.050％、以及
V：0.001～0.100％。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成还含有选自以下的至少一种元素：
以质量％计，
Cu：0.01～1.00％、
Ni：0.01～0.50％、
As：0.001～0.500％、
Sb：0.001～0.100％、
Sn：0.001～0.100％、
Ta：0.001～0.100％、
Ca：0.0001～0.0100％、
Mg：0.0001～0.0200％、
Zn：0.001～0.020％、
Co：0.001～0.020％、
Zr：0.001～0.020％、以及
REM：0.0001～0.0200％。
5.一种高强度镀敷钢板，其具有权利要求1～4中任一项所述的高强度冷轧钢板、和形成于该高强度冷轧钢板上的镀敷层。
6.根据权利要求5所述的高强度镀敷钢板，其中，所述镀敷层为熔融镀敷层或合金化熔融镀敷层。
7.一种高强度冷轧钢板的制造方法，该方法包括：
热轧工序，将具有权利要求1～4中任一项所述的成分组成的钢坯加热至1100～1300℃的温度范围，在精轧出口侧温度为800～950℃下进行热轧，在卷取温度为300～700℃且在板宽度方向的温度分布中卷取温度之差为70℃以下进行卷取；
冷轧工序，在所述热轧工序后，以30％以上的压下率进行冷轧；
第一均热处理工序，在所述冷轧工序后，加热至T1温度以上且T2温度以下的第一均热温度范围，然后，将至500℃为止的平均冷却速度设为10℃/秒以上，并冷却至相对于马氏体相变开始温度Ms为(Ms－100℃)～Ms℃的冷却停止温度，且在该冷却时，使板宽度方向的温度分布中冷却停止温度之差为30℃以下；
第二均热处理工序，在所述第一均热处理工序后，再加热至350～500℃的第二均热温度范围，且在再加热时，在板宽度方向的温度分布中第二均热温度之差为30℃以下实施了10秒钟以上均热处理，然后冷却至室温，
其中，
Ms(℃)＝539－423×{[％C]/(1－[％α]/100)}－30×[％Mn]－12×[％Cr]－18×[％Ni]－8×[％Mo]
T1温度(℃)＝751－27×[％C]+18×[％Si]－12×[％Mn]－169×[％Al]－6×[％Ti]+24×[％Cr]－895×[％B]
T2温度(℃)＝937－477×[％C]+56×[％Si]－20×[％Mn]+198×[％Al]+136×[％Ti]－5×[％Cr]+3315×[％B]，
在上述式中，[％X]为钢板的成分元素X的含量(质量％)，[％α]为冷却中到达Ms点时的铁素体分率。
8.一种高强度镀敷钢板的制造方法，该方法包括：
镀敷工序，对通过权利要求7所述的高强度冷轧钢板的制造方法制造的高强度冷轧钢板实施镀敷。
9.根据权利要求8所述的高强度镀敷钢板的制造方法，其中，在所述镀敷工序后，具有进行合金化处理的合金化工序。
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