CN111868284B - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的高强度冷轧钢板具有规定的化学组成，距离表面为板厚的1/4的位置处的组织以体积率计包含70.0％以上的回火马氏体、超过3.0％且低于10.0％的残留奥氏体、合计为25.0％以下的铁素体及贝氏体和5.0％以下的马氏体，距离上述表面为25μm的位置处的组织以体积率计包含合计为70％以上的铁素体及贝氏体和合计为30％以下的马氏体及回火马氏体，在距离上述表面为25μm的位置处，上述马氏体及上述回火马氏体的平均粒径为5.0μm以下，所述高强度冷轧钢板的抗拉强度为1310MPa以上，均匀伸长率为5.0％以上，90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比即R/t为5.0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。
本申请基于2018年03月19日在日本申请的特愿2018-051020号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
在产业技术领域高度分工化的今天，对各技术领域使用的材料要求特殊并且高度的性能。特别是关于汽车用钢板，从对地球环境的考虑出发，为了将车体轻量化而提高燃料效率，薄壁并且具有高成形性的高强度钢板的需求显著提高。对于汽车用钢板中特别是车体骨架部件中使用的冷轧钢板(包含热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板等镀覆钢板)，不仅要求高强度，而且面向进一步的应用扩展，还要求高的成形性。进而，伴随着高强度化，氢脆的担心也增加。因此，对于高强度强度钢板，除了高强度、良好的成形加工性以外，还要求成形加工后的耐氢脆特性。例如，要求抗拉强度(TS)为1310MPa以上、拉伸试验中的均匀伸长率为5.0％以上、90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)为5.0以下、进而耐氢脆特性优异。
为了得到优异的成形加工性，包含铁素体的组织是有效的。然而，铁素体为软质的组织，对强度提高的贡献小。因此，为了在具有包含铁素体的组织的钢中得到1310MPa以上的强度，需要使第二相坚硬。然而，硬质的第二相会使弯曲性劣化。
例如在专利文献1、2中，作为在不使弯曲性劣化的情况下提高抗拉强度的技术，提出了以回火马氏体作为主相的钢板。在专利文献1及2中，公开了通过制成回火马氏体单相的组织而弯曲性优异。另外，还公开了由于该回火马氏体为微细地分散有作为氢的捕获位点的碳化物的组织，因此耐氢脆特性也优异。
然而，专利文献1的发明的强度水平低至低于1310MPa。因此，在以更高强度化为目标的情况下，需要进一步提高伴随于此而劣化的耐氢脆特性或加工性。另外，专利文献2的发明由于在淬火时的冷却中一举冷却至室温附近，因此残留奥氏体少，存在不能得到高的均匀伸长率(成形性低)的课题。
另外，作为兼顾高强度和高成形性的技术，在专利文献3中，提出了利用了由残留奥氏体带来的TRIP效应的钢板。然而，在专利文献3的发明中，具有铁素体相。因此，难以得到1310MPa以上的高强度。另外，为了存在组织内的强度差，要求更进一步改善弯曲成形性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-30091号公报
专利文献2：日本特开2010-215958号公报
专利文献3：日本特开2006-104532号公报
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，以往没有提出具有抗拉强度(TS)为1310MPa以上的高强度、高成形性及高耐氢脆特性的钢板。
本发明是为了解决上述的问题而进行的，其课题是提供以高水平兼顾高强度钢板中成为课题的成形性、耐氢脆特性的高强度钢板、即抗拉强度(TS)为1310MPa以上、均匀伸长率为5.0％以上、90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)为5.0以下、进而耐氢脆特性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。
在本发明中，所谓高强度冷轧钢板，包含在表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板。
用于解决课题的手段
本发明人们对化学组成及制造条件对高强度冷轧钢板的机械特性造成的影响进行了详细的调查。其结果发现，在将钢板的代表性的位置即距离表面为板厚的1/4的位置的组织(金属组织)制成包含残留奥氏体的回火马氏体主体的组织的基础上，通过利用退火时的露点控制的表层的软化及表层部的硬质相的微细化，能够以高水平兼顾高强度钢板中成为课题的成形性、耐氢脆特性。另外还发现，对于表层部，通过调整退火后的冷却时的超过425℃且低于600℃的温度域中的保持时间，仅使表层发生铁素体相变、贝氏体相变，能够得到上述那样的组织。
本发明是基于上述的见识而进行的。本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一方案所涉及的高强度冷轧钢板，其具有下述化学组成，所述化学组成以质量％计含有：C：超过0.140％且低于0.400％、Si：超过0.35％且低于1.50％、Mn：超过1.50％且低于4.00％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.100％以下、N：0.0100％以下、Ti：0％以上且低于0.050％、Nb：0％以上且低于0.050％、V：0％以上且0.50％以下、Cr：0％以上且1.00％以下、Mo：0％以上且0.50％以下、B：0％以上且0.0100％以下、Ca：0％以上且0.0100％以下、Mg：0％以上且0.0100％以下、REM：0％以上且0.0500％以下、Bi：0％以上且0.050％以下、剩余部分包含Fe及杂质；
距离表面为板厚的1/4的位置处的组织以体积率计包含70.0％以上的回火马氏体、超过3.0％且低于10.0％的残留奥氏体、合计为25.0％以下的铁素体及贝氏体和5.0％以下的马氏体；距离上述表面为25μm的位置处的组织以体积率计包含合计为70％以上的铁素体及贝氏体和合计为30％以下的马氏体及回火马氏体；在距离上述表面为25μm的位置处，上述马氏体及上述回火马氏体的平均粒径为5.0μm以下；所述高强度冷轧钢板抗拉强度为1310MPa以上，均匀伸长率为5.0％以上，90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比即R/t为5.0以下。
(2)根据上述(1)所述的高强度冷轧钢板，其中，上述化学组成以质量％计也可以含有由Ti：0.001％以上且低于0.050％、Nb：0.001％以上且低于0.050％、V：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0100％以下、Mg：0.0001％以上且0.0100％以下、REM：0.005％以上且0.0500％以下及Bi：0.005％以上且0.050％以下构成的组中的1种或2种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度冷轧钢板，其中，也可以在上述表面具备热浸镀锌层。
(4)根据上述(3)所述的高强度冷轧钢板，其中，上述热浸镀锌层也可以为合金化热浸镀锌层。
(5)本发明的另一方案所涉及的高强度冷轧钢板的制造方法，其具备以下工序：将具有下述化学组成的铸造板坯直接或暂时冷却后加热，热轧而制成热轧钢板的热轧工序，所述化学组成以质量％计含有：C：超过0.140％且低于0.400％、Si：超过0.35％且低于1.50％、Mn：超过1.50％且低于4.00％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.100％以下及N：0.0100％以下、Ti：0％以上且低于0.050％、Nb：0％以上且低于0.050％、V：0％以上且0.50％以下、Cr：0％以上且1.00％以下、Mo：0％以上且0.50％以下、B：0％以上且0.0100％以下、Ca：0％以上且0.0100％以下、Mg：0％以上且0.0100％以下、REM：0％以上且0.0500％以下、Bi：0％以上且0.050％以下、剩余部分包含Fe及杂质；将上述热轧钢板进行酸洗、冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；将上述冷轧钢板在露点为-20℃以上且20℃以下并且含有氮和1.0体积％以上且20体积％以下的氢的气氛下、在800℃以上的温度下均热并进行退火的退火工序；在上述退火工序后，将上述冷轧钢板冷却至超过425℃且低于600℃的温度域的第1冷却工序；在上述第1冷却工序后，将上述冷轧钢板在超过425℃且低于600℃的上述温度域中滞留250秒以上且750秒以下的保持工序；在上述保持工序后，将上述冷轧钢板冷却至50℃以上且250℃以下的温度的第2冷却工序；在上述第2冷却工序后，对上述冷轧钢板在250℃以上且350℃以下的温度下进行1秒以上回火的回火工序；
在上述回火工序后，冷却至能够表皮光轧的温度的第3冷却工序；和
对上述第3冷却工序后的上述冷轧钢板实施表皮光轧的表皮光轧工序。
(6)根据上述(5)所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有由Ti：0.001％以上且低于0.050％、Nb：0.001％以上且低于0.050％、V：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下及B：0.0001％以上且0.0100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0100％以下、Mg：0.0001％以上且0.0100％以下、REM：0.005％以上且0.0500％以下及Bi：0.005％以上且0.050％以下构成的组中的1种或2种以上。
(7)根据上述(5)或(6)所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，上述保持工序也可以包含对上述冷轧钢板实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
(8)根据上述(7)所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，也可以在上述保持工序的上述热浸镀锌工序之后，包含进行合金化处理的合金化工序。
发明效果
根据本发明的上述方案，可得到抗拉强度(TS)为1310MPa以上、均匀伸长率为5.0％以上、90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)为5.0以下、进而耐氢脆特性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。这样的钢板具有可应用于压制成形等加工的充分的成形性，高强度化中成为课题的耐氢脆特性优异。因此，本发明大大有助于通过汽车的车体轻量化而能够有助于解决地球环境问题等产业的发展。
附图说明
图1A是表示距离表面在板厚方向上为25μm深度位置处的在退火、冷却后在超过425℃且低于600℃的温度域中保持时的该温度域中的滞留时间与铁素体及贝氏体的体积率的关系、以及此时的耐氢脆特性的图。
图1B是表示距离表面在板厚方向上为25μm深度位置处的在退火、冷却后在超过425℃且低于600℃的温度域中保持时的该温度域中的滞留时间与马氏体及回火马氏体的体积率的关系、以及此时的耐氢脆特性的图。
图1C是表示距离表面在板厚方向上为25μm深度位置处的在退火、冷却后在超过425℃且低于600℃的温度域中保持时的该温度域中的滞留时间与马氏体及回火马氏体粒径的关系、以及此时的耐氢脆特性的图。
具体实施方式
对本发明的一实施方式所涉及的高强度冷轧钢板(以下，有时称为本实施方式所涉及的钢板)进行说明。
以下对本实施方式所涉及的钢板中的金属组织、化学组成及可有效、稳定并且经济地制造该钢板的制造方法中的轧制、退火条件等进行详细叙述。本实施方式所涉及的钢板不仅包含在表面不具有镀层的冷轧钢板，而且包含在表面形成有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板、或在表面形成有合金化热浸镀锌层的合金化热浸镀锌钢板，这些主要条件对于高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板也是共通的。
1.金属组织
在本实施方式所涉及的钢板的金属组织的说明中，组织分率以体积率表示。因此，只要没有特别说明则“％”表示“体积％”。
本实施方式所涉及的钢板(高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板)的距离表面为板厚的1/4(1/4厚)的位置处的组织以体积率计包含70.0％以上的回火马氏体、超过3.0％且低于10.0％的残留奥氏体、合计为25.0％以下的铁素体及贝氏体和5.0％以下的马氏体。
另外，距离表面为25μm的位置处的组织以体积率计包含合计为70.0％以上的铁素体及贝氏体和合计为30.0％以下的马氏体及回火马氏体，马氏体及回火马氏体的平均粒径为5.0μm以下。
在本实施方式所涉及的钢板中，表示钢板的代表性组织的距离表面在板厚方向上为板厚的1/4的位置处的组织为回火马氏体主体组织，距离表面在板厚方向上为25μm的位置处的表层部中的组织为以铁素体及贝氏体作为主体的组织。即，就本实施方式中的钢板而言，成为在板厚的1/4的位置和表层部组织的分率不同的梯度组织(gradientstructure)。这样的梯度组织可以通过在退火加热时进行适度的脱碳后、在退火冷却时确保仅表层发生铁素体或贝氏体相变的适度的滞留时间来达成。对于详细的条件，在制造条件的说明中进行详细叙述。
[关于距离表面为25μm的位置(表层25μm位置)中的组织]
本发明人们为了改善高强度钢板的耐氢脆特性而进行了深入研究。其结果发现，表层部的组织对耐氢脆特性造成较大影响。具体而言，获知如果在钢板的距离表面在板厚方向上为25μm的位置处，铁素体及贝氏体的体积率合计为70.0％以上、马氏体及回火马氏体的体积率合计为30.0％以下、进而马氏体及回火马氏体的平均粒径为5.0μm以下，则耐氢脆特性优异。关于通过制成这样的组织而耐氢脆特性提高的详细机理并不清楚，但认为是以下的理由。即，认为耐氢脆特性评价中的以预应变的弯曲变形中变形最偏倚的是钢板表面，但通过该钢板表面为软质、成为开裂的起点的表层部的硬质相减少且微细均匀化而开裂起点变少，从而氢脆得以抑制。
如图1A中所示的那样，距离表面为25μm的位置处的铁素体及贝氏体的体积率合计为70.0％以上时耐氢脆特性优异。铁素体及贝氏体的体积率优选为75.0％以上，进一步优选为80.0％以上。铁素体及贝氏体的体积率也可以为100％。
另外，表层部的组织中的硬质的马氏体或回火马氏体由于不仅使表层部变硬，而且使开裂的起点增加，因此使耐氢脆特性劣化。即，表层部的组织中的马氏体及回火马氏体必须少、进而微细。因而，在距离表面在板厚方向上为25μm的位置处，马氏体及回火马氏体的体积率如图1B中所示的那样设定为30.0％以下。马氏体及回火马氏体的体积率优选为25.0％以下，更优选为20.0％以下。
另外，如图1C中所示的那样，马氏体及回火马氏体的平均粒径设定为5.0μm以下。马氏体及回火马氏体的平均粒径优选为4.5μm以下，更优选为4.0μm以下。
[关于距离表面为板厚的1/4(1/4厚)的位置处的组织]
回火马氏体虽然与马氏体(所谓的新鲜马氏体)同样地为板条状的晶粒的集合，但是为通过回火而在内部包含微细的铁系碳化物的硬质的组织。回火马氏体通过将通过退火后的冷却等而生成的马氏体利用热处理等进行回火而得到。
回火马氏体是与马氏体相比不脆、且具有延展性的组织。就本实施方式所涉及的钢板而言，为了提高强度和弯曲性，将回火马氏体的体积率设定为70.0％以上。优选以体积率计为75.0％以上，进一步优选为80.0％以上。
残留奥氏体通过TRIP效应使延展性提高而有助于均匀伸长率的提高(后述的均匀伸长率为5.0％以上)。因此，在距离表面在板厚方向上为板厚的1/4的位置处的组织中，残留奥氏体的体积率设定为超过3.0％。残留奥氏体的体积率优选为3.5％，更优选为4.0％以上。
另一方面，若残留奥氏体的体积率过剩，则残留奥氏体的粒径变大，在变形后成为粗大并且硬质的马氏体。在该情况下，变得容易产生开裂的起点，弯曲性劣化。因此，残留奥氏体的体积率设定为低于10.0％。残留奥氏体的体积率优选为低于8.0％，更优选为低于7.0％。
铁素体为通过二相区域退火、或者退火后的缓慢冷却而得到的软质的相。铁素体在与马氏体那样的硬质相混合存在的情况下使钢板的延展性提高，但为了达成1310MPa以上的高强度，需要限制铁素体的体积率。
另外，贝氏体为在退火后通过在350℃以上且550℃以下保持一定时间而得到的相。贝氏体由于相对于马氏体为软质，因此具有使延展性提高的效果，但为了达成1310MPa以上的高强度，需要与上述的铁素体同样地限制体积率。
因此，铁素体及贝氏体的体积率设定为合计为25.0％以下。优选为15.0％以下，更优选为10.0％以下。
马氏体(新鲜马氏体)为通过在最终冷却时由奥氏体发生相变而生成的板条状的晶粒的集合。马氏体由于硬质且脆，因此容易成为变形时的开裂起点，使弯曲性劣化。因此，马氏体的体积率设定为5.0％以下。马氏体的体积率优选为3.0以下，更优选为2.0％以下。
在距离表面为板厚的1/4的位置处的组织中，除了上述以外，作为剩余部分组织，也可以包含珠光体。然而，珠光体是在组织内具有渗碳体的组织且消耗有助于强度的提高的钢中的C。因此，若珠光体体积率超过5.0％，则钢板的强度降低。因此，珠光体的体积率设定为5.0％以下。珠光体的体积率优选为3.0％以下，更优选为1.0％以下。
本实施方式所涉及的钢板的距离表面为25μm的位置处的组织及距离表面为板厚的1/4的位置处的组织中的体积率如下进行测定。即，关于铁素体、贝氏体、马氏体、回火马氏体、珠光体的体积率，相对于钢板的轧制方向、宽度方向从任意的位置采集试验片，将与轧制方向平行的纵截面进行研磨，在距离钢板表面为25μm的位置及板厚的1/4的位置处，使用SEM来观察通过硝酸乙醇蚀刻而显现出的金属组织。在SEM观察中以3000倍的倍率对5个视野的30μm×50μm的视野进行观察，由所观察的图像测定各组织的面积率，算出其平均值。由于在相对于轧制方向垂直的方向(钢板宽度方向)上没有组织变化、且与轧制方向平行的纵截面的面积率与体积率相等，因此将面积率设定为各自的体积率。在各组织的面积率的测定时，将没有出现下部组织、并且亮度低的区域设定为铁素体。另外，将没有出现下部组织、并且亮度高的区域设定为马氏体或残留奥氏体。另外，将出现了下部组织的区域设定为回火马氏体或贝氏体。
贝氏体、回火马氏体可以通过进一步对粒内的碳化物进行仔细观察来区别。
具体而言，回火马氏体由马氏体板条和在板条内部生成的渗碳体构成。此时，由于马氏体板条及渗碳体的晶体取向关系存在2种以上，因此构成回火马氏体的渗碳体具有多个变体。另一方面，贝氏体被分类成上部贝氏体和下部贝氏体。上部贝氏体由于由板条状的贝氏体铁素体和在板条界面中生成的渗碳体构成，因此可以与回火马氏体容易地相区别。下部贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和在板条内部生成的渗碳体构成。此时，贝氏体铁素体及渗碳体的晶体取向关系与回火马氏体不同为1种，构成下部贝氏体的渗碳体具有相同的变体。因此，下部贝氏体与回火马氏体可以基于渗碳体的变体来区别。
另一方面，马氏体无法通过SEM观察与残留奥氏体相区别。因此，马氏体的体积率通过由铁素体、贝氏体、回火马氏体、珠光体以外的面积率减去通过后述的方法算出的残留奥氏体的体积率，算出体积率。
但是，对于表层部，由于通过脱碳而C浓度变低，因此不生成残留奥氏体。因此，在表层部中，在SEM观察中被判断为马氏体或残留奥氏体的组织不与残留奥氏体相区别而判断为马氏体。
另外，在实施方式所涉及的钢板中，在表层25μm位置处，成为铁素体及贝氏体为主体的组织，但相对于这些组织，马氏体及回火马氏体成为硬质的组织。
因而，关于表层25μm位置处的马氏体及回火马氏体的粒径，不将马氏体与回火马氏体进行区别，算出马氏体、回火马氏体或马氏体与回火马氏体混合存在的晶粒的当量圆粒径。
具体而言，本实施方式所涉及的钢板的距离表面为25μm的位置处的马氏体及回火马氏体的平均粒径通过以下的方法而求出。
相对于钢板的轧制方向、宽度方向从任意的位置采集试验片，将与轧制方向平行的纵截面进行研磨，在距离钢板表面为25μm的位置及板厚的1/4的位置处，使用SEM来观察通过硝酸乙醇蚀刻而显现出的金属组织。相对于该组织，通过JIS G 0551(2013)中记载的切断法算出上述的被判断为马氏体或回火马氏体的组织的当量圆平均直径，设定为马氏体及回火马氏体的平均粒径。
关于残留奥氏体的体积率，从钢板的任意的位置采集试验片，从钢板表面至板厚的1/4内侧的位置将轧制面进行化学研磨，由利用MoKα射线的铁素体的(200)、(210)面积分强度和奥氏体的(200)、(220)及(311)面积分强度进行定量化。
关于距离表面为25μm的位置的残留奥氏体的体积率，可以从钢板表面至板厚的25μm的位置将轧制面进行化学研磨，并通过与上述相同的方法来测定。然而，如上所述，对于表层部，由于通过脱碳而C浓度变低，因此实质上没有生成残留奥氏体。因此，距离表面为25μm的位置处的残留奥氏体的体积率也可以不进行测定。
[抗拉强度为1310MPa以上、均匀伸长率为5.0％以上]
[90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)为5.0以下]
就本实施方式所涉及的钢板而言，作为有助于汽车的车体轻量化的强度，将抗拉强度(TS)设定为1310MPa以上。若从冲击吸收性的观点出发，则钢板的强度优选为1400MPa以上，更优选为1470MPa以上。
另外，从成形性的观点出发，均匀伸长率(uEl)设定为5.0％以上。为了使成形性更加良好，均匀伸长率(uEl)更优选为5.5％以上。另外，从成形性的观点出发，90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)设定为5.0以下。为了使成形性更加良好，(R/t)优选为4.0以下，更优选为3.0以下。
关于抗拉强度(TS)及均匀伸长率(uEl)，从钢板在与轧制方向垂直的方向上采集JIS5号拉伸试验片，通过按照JIS Z 2241(2011)进行拉伸试验而求出。
另外，对于极限弯曲半径(R)，使用90°V弯曲模具，以0.5mm间距使半径R发生变化，求出不引起开裂的最少弯曲R，通过除以板厚t而求出。
2.钢板的化学组成
接着，对本实施方式所涉及的钢板所具有的化学组成进行说明。以下，化学组成中的表示各元素的含量的“％”全部是指质量％。
C：超过0.140％且低于0.400％
C含量为0.140％以下时，变得难以得到上述的金属组织，变得无法达成抗拉强度。另外，导致90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)的恶化。因此，C含量设定为超过0.140％。优选为超过0.160％，进一步优选为超过0.180％。
另一方面，C含量为0.400％以上时，焊接性劣化并且90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)劣化。另外，耐氢脆特性也劣化。因此，C含量设定为低于0.400％。优选为低于0.350％，进一步优选为低于0.300％。
Si：超过0.35％且低于1.50％
Si是对于通过固溶强化而增大钢板的强度有用的元素。另外，Si由于抑制渗碳体的生成，因此具有促进C向奥氏体中的浓化的效果，是对于在退火后生成残留奥氏体所必须的元素。Si含量为0.35％以下时，变得难以得到由上述作用带来的效果，变得难以达成均匀伸长率，而且耐氢脆特性劣化。因此，Si含量设定为超过0.35％。优选为超过0.40％，进一步优选为超过0.45％。
另一方面，若Si含量为1.50％以上，则退火加热时的奥氏体相变变慢，有时没有充分地引起由铁素体向奥氏体的相变。在该情况下，在退火后铁素体过量地残留于组织中，变得无法达成目标抗拉强度。另外，90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)劣化。另外，若Si含量为1.50％以上，则钢板的表面性状劣化。进而，化学转化处理性及镀覆性显著劣化。因此，Si含量设定为低于1.50％。Si含量优选为低于1.25％，更优选为低于1.00％，进一步优选为0.90％以下或0.85％以下。特别是通过将Si含量设定为低于1.00％，镀覆密合性提高。
Mn：超过1.50％且低于4.00％
Mn具有提高钢的淬透性的作用，是对于得到上述的金属组织有效的元素。Mn含量为1.50％以下时，变得难以得到上述的金属组织。在该情况下，变得无法达成抗拉强度。因此，Mn含量设定为超过1.50％。Mn含量优选为超过1.75％，更优选为超过2.00％，进一步优选为超过2.25％。
另一方面，Mn含量为4.00％以上时，因Mn的偏析而弯曲性受损。另外，90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)劣化，耐氢脆特性也劣化。进而，导致原材料成本的上升。因此，Mn含量设定为低于4.00％。Mn含量优选为低于3.50％，更优选为低于3.20％，进一步优选为低于3.00％。
P：0.100％以下
P是作为杂质而含有于钢中的元素，是在晶界中偏析而使钢脆化的元素。因此，P含量越少越优选，也可以为0％，但也考虑P的除去时间、成本，P含量设定为0.100％以下。优选为0.020％以下，更优选为0.015％以下。
S：0.010％以下
S是作为杂质而含有于钢中的元素，形成硫化物系夹杂物而使弯曲性劣化。因此，S含量越少越优选，也可以为0％，但也考虑S的除去时间、成本，S含量设定为0.010％以下。S含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，进一步优选为0.001％以下。
Al：0.100％以下
Al是具有将钢液脱氧的作用的元素。在出于脱氧目的而含有Al的情况下，为了可靠地进行脱氧而优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。另外，Al由于与Si同样地具有提高奥氏体的稳定性的作用，是对于得到上述的金属组织有效的元素，因此也可以含有。
另一方面，若Al含量过高，则不仅变得容易产生起因于氧化铝的表面缺陷，而且相变点大大上升，铁素体的体积率变多。在该情况下，变得难以得到上述的金属组织，变得无法达成抗拉强度。因此，Al含量设定为0.100％以下。Al含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下，进一步优选为0.030％以下。在本实施方式所涉及的钢板中，由于含有与Al同样地具有脱氧作用的Si，因此Al不一定必须含有，也可以为0％。
N：0.0100％以下
N是作为杂质而含有于钢中的元素，是生成粗大的析出物而使弯曲性劣化的元素。因此，N含量设定为0.0100％以下。优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0050％以下。N含量越少越优选，也可以为0％。
本实施方式所涉及的钢板也可以含有上述的元素、且剩余部分为Fe及杂质，但也可以进一步含有1种或2种以上的以下列举的对强度或弯曲性造成影响的元素作为任选元素。然而，这些元素由于不一定必须含有，因此其下限均为0％。
Ti：低于0.050％、Nb：低于0.050％、V：0.50％以下
Ti、Nb及V具有通过析出硬化而提高钢板强度的作用。因此，也可以含有这些元素。为了充分地得到上述的效果，优选Ti、Nb含量的下限设定为0.001％，V的含量的下限设定为0.01％。更优选的Ti、Nb含量的下限为0.005％，V的含量的下限为0.05％。得到上述的效果不是必须的。因此，没有必要特别限制Ti、Nb、V的含量的下限，它们的下限为0％。
然而，若过量地含有这些元素，则再结晶温度上升，冷轧钢板的金属组织不均匀化，弯曲性受损。
因此，即使是含有的情况下，Ti含量也设定为低于0.050％，Nb含量设定为低于0.050％，V含量设定为0.50％以下。Ti含量优选低于0.030％，更优选为低于0.020％。Nb含量优选为低于0.030％，更优选为低于0.020％。V含量优选为0.30％以下。
Cr：1.00％以下、Mo：0.50％以下、B：0.0100％以下
Cr、Mo及B具有提高钢的淬透性、对强度造成影响的作用，是对于得到上述的金属组织有效的元素。因此，也可以含有这些元素。为了充分地得到上述的效果，优选将Cr、Mo的含量的下限设定为0.01％，将B的含量的下限设定为0.0001％。关于更优选的下限，Cr、Mo为0.05％，B为0.0010％。得到上述的效果不是必须的。因此，没有必要特别限制Cr、Mo、B的含量的下限，它们的下限为0％。
然而，即使过量地含有这些元素，由上述作用带来的效果也饱和，并且变得不经济。因此，即使是含有的情况下，Cr含量也设定为1.00％以下，Mo含量设定为0.50％以下，B含量设定为0.0100％以下。Cr含量优选为0.50％以下，Mo含量优选为0.20％以下，B含量优选为0.0030％以下。
Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0500％以下及Bi：0.050％以下
Ca、Mg及REM通过调整夹杂物的形状，Bi通过将凝固组织进行微细化，均是具有改善强度或弯曲性的作用的元素。因此，也可以含有这些元素。为了充分地得到上述的效果，优选Ca及Mg的含量的下限设定为0.0001％，REM及Bi的含量的下限设定为0.005％。关于更优选的下限，Ca及Mg为0.0008％，REM及Bi为0.0007％。得到上述的效果不是必须的。因此，没有必要特别限制Ca、Mg、Sb、Zr及REM的含量的下限，它们的下限为0％。
然而，即使过量地含有，由上述作用带来的效果也饱和而变得不经济。因此，即使是含有的情况下，Ca含量也设定为0.0100％以下，Mg含量设定为0.0100％以下，REM含量设定为0.0500％以下，Bi含量设定为0.050％以下。优选Ca含量为0.0020％以下、Mg含量为0.0020％以下、REM含量为0.0020％以下、Bi含量为0.010％以下。所谓REM是指稀土类元素，是Sc、Y及镧系元素的合计17种元素的总称，REM含量为这些元素的合计含量。
在本实施方式所涉及的钢板中，也可以在表面具备热浸镀锌层。通过在表面具备镀层，耐蚀性提高。若担心由腐蚀引起的穿孔，则汽车用钢板有时即使高强度化也无法薄壁化至一定板厚以下。由于钢板的高强度化的目标之一是由薄壁化带来的轻量化，因此即使开发高强度钢板，若耐蚀性低，则适用部位也受限。作为解决这些课题的方法，考虑对钢板实施耐蚀性高的热浸镀锌等镀覆。本实施方式所涉及的钢板由于按照上述那样控制钢板成分，因此能够热浸镀锌。
热浸镀锌层也可以为合金化热浸镀锌层。
3.制造条件
本发明人们进行了研究，结果判明，通过在退火加热时以规定的气氛条件进行适度的脱碳后，在退火冷却时确保适度的滞留时间，从而能够达成表面板厚的1/4的位置的组织为回火马氏体主体组织、并且在表层部和表面板厚的1/4的位置组织不同的耐氢脆特性优异的梯度组织。以下，进行详细说明。
具体而言，本实施方式所涉及的钢板可以通过包含以下的工序(I)～(IX)的制造方法来制造。
(I)将具有规定的化学组成的铸造板坯直接或暂时冷却后加热，进行热轧而制成热轧钢板的热轧工序；
(II)将上述热轧钢板进行酸洗、冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；
(III)将上述冷轧钢板在露点为-20℃以上且20℃以下并且含有1.0体积％以上且20体积％以下的氢和氮的气氛下、在800℃以上的温度下进行均热而退火的退火工序；
(IV)在上述退火后，将冷轧钢板冷却至超过425℃且低于600℃的温度域的第1冷却工序；
(V)在上述第1冷却工序后，使上述冷轧钢板在超过425℃且低于600℃的上述温度域中滞留250秒以上且750秒以下的保持工序；
(VI)在上述保持工序后，将上述冷轧钢板冷却至50℃以上且250℃以下的温度的第2冷却工序；
(VII)在上述第2冷却工序后，对上述冷轧钢板在250℃以上且350℃以下的温度下进行1秒以上回火的回火工序；
(VIII)在上述回火工序后，冷却至能够表皮光轧的温度的第3冷却工序；
(IX)对上述第3冷却工序后的上述冷轧钢板实施表皮光轧的表皮光轧工序。
以下，对各工序进行说明。
[热轧工序]
在热轧工序中，将具有上述的化学组成的铸造板坯进行加热，热轧而制成热轧钢板。在铸造板坯的温度高的情况下，也可以在没有暂时冷却至室温附近的情况下直接供于热轧。
热轧的条件没有限定，但优选加热至1100℃以上，按照精轧出侧温度成为Ar3相变点以上的方式进行热轧。加热温度低于1100℃时，材料的均质化容易变得不充分。另外，精轧出侧温度低于Ar3相变点时，由于铁素体加工组织残留，因此成为不均匀的组织，退火后的组织没有变得均匀，容易引起弯曲性的劣化。
热轧后的热轧钢板也可以卷取而制成卷材状。卷取温度没有特别限定，但若超过650℃，则热轧钢板的组织成为粗大的铁素体/珠光体组织，退火后的钢板的金属组织变得不均匀而弯曲性劣化。因此，卷取温度的上限优选为650℃以下。卷取温度优选为600℃以下，更优选为580℃以下。另一方面，由于若卷取温度低于500℃，则热轧钢板中的强度变高，冷轧时的负荷变高，因此卷取温度优选为500℃以上。在热轧钢板的强度高的情况下，也可以在冷轧前实施BAF等软化热处理。
[冷轧工序]
在冷轧工序中，在将热轧后的热轧钢板通过酸洗等进行脱氧化皮后，进行冷轧而制成冷轧钢板。冷轧条件没有特别限定，但通过促进再结晶，使冷轧轧制及退火后的金属组织均匀化，从而弯曲性提高。因此，优选将冷压率(累积压下率)设定为40％以上。冷轧率优选为45％以上，更优选为50％以上。
若冷压率过高，则轧制载荷增大而轧制变得困难。因此，冷压率优选低于70％。冷轧率优选为低于65％，更优选为低于60％。
[退火工序]
冷轧工序后的钢板根据需要按照公知的方法实施脱脂等处理后，退火。
本实施方式所涉及的钢板含有Si。因此，从钢板的化学转化处理性、或镀覆密合性的观点出发，为了使Si、Mn内部氧化而在退火加热时控制炉内气氛。具体而言，将炉内(加热区及均热区)气氛设定为露点-20℃以上且20℃以下、并且含有1.0体积％以上且20体积％以下的氢、剩余部分为氮及杂质的氮-氢混合气氛。这些气氛对照钢板组成或制造条件，适当在该范围内进行调整。通过在该气氛下进行退火，从而在钢板表层部引起适度的脱碳。因此，通过调整退火之后的冷却条件，变得能够得到上述那样的距离表面为1/4的位置的组织的体积率与表层部的组织的体积率不同的梯度组织。即，由于通过脱碳而C含量少的表层在C含量多的中心部的相变开始之前发生铁素体相变、贝氏体相变，因此仅表层部变得软质。通过得到该梯度组织及规定位置处的组织构成，变得能够以高水平兼顾成形性、耐氢脆特性。
一般而言，Si含量越高，则变得越容易产生脱碳。但是，就本实施方式所涉及的钢板而言，考虑镀覆密合性等，限定Si含量的上限。因此，就本实施方式所涉及的钢板的化学组成而言，若不控制退火后的温度过程，则不能得到优选的表层部的组织。
另外，退火工序中的均热温度设定为800℃以上。均热温度低于800℃时，因距离表面为1/4的位置处的铁素体的体积率变多而回火马氏体的比例不足，从而变得难以确保强度及90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)。均热温度优选为820℃以上，更优选为840℃以上。均热温度高时容易确保强度，但由于若均热温度过高则制造成本变高，因此均热温度优选为900℃以下。更优选为880℃以下，进一步优选为870℃以下。
均热时间优选为30～450秒。由于若均热时间低于30秒，则奥氏体化没有充分地进行，因此均热时间优选为30秒以上。另一方面，由于若均热时间超过450秒，则生产率降低，因此均热时间优选为450秒以下。
在退火工序中的均热工序之前进行的加热工序中，为了促进再结晶而将退火后的金属组织均匀化而使弯曲性提高、同时促进表层的脱碳、使钢板表面软化、使耐氢脆特性提高，优选将从700℃到均热温度为止的加热速度设定为低于10.0℃/s。更优选设定为低于8.0℃/s，进一步优选设定为低于5.0℃/s。
[第1冷却工序]
[保持工序]
为了得到上述那样的梯度组织，退火后的冷轧钢板被冷却至超过425℃且低于600℃的温度域(第1冷却工序)，在该温度域(超过425℃且低于600℃)中按照滞留时间成为250秒以上且750秒以下的方式保持(保持工序)。若冷却停止温度及之后的保持温度为425℃以下，则钢板的距离表面为板厚的1/4的位置处的贝氏体的体积率变高，回火马氏体的体积率降低。其结果是，抗拉强度降低并且90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)劣化。在本实施方式中，通过在钢板的距离表面为板厚的1/4位置处存在充分的回火马氏体来确保强度。通过贝氏体无法得到充分的强度。
另一方面，若冷却停止温度及之后的保持温度为600℃以上，则在钢板中央部铁素体分率变高而回火马氏体的体积率降低。其结果是，抗拉强度降低并且90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)劣化。另外，由于钢板表层部中的铁素体相变、贝氏体相变没有进行，变得不能得到上述那样的表层组织，因此耐氢脆特性劣化。
因而，冷却停止温度及保持温度设定为超过425℃且低于600℃。保持温度优选为超过440℃且低于580℃，进一步优选为超过450℃且低于560℃。若为该温度范围内，则即使在滞留时间中改变温度也没有问题。
在第1冷却工序中，为了抑制冷却中的铁素体相变，优选以5℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。平均冷却速度更优选为10℃/s以上。
图1A中示出钢板的距离表面为25μm深度位置(表层部)处的铁素体及贝氏体的体积率与超过425℃且低于600℃下的滞留时间的关系。图1B中示出钢板的距离表面为25μm深度位置(表层部)处的马氏体及回火马氏体的体积率与超过425℃且低于600℃下的滞留时间的关系。图1C中示出马氏体及回火马氏体粒径与超过425℃且低于600℃下的滞留时间的关系。另外，在图1A～图1C中也一并示出此时的耐氢脆特性。
如图1A～图1C中所示的那样，若滞留时间低于250秒，则由于表层的铁素体相变、贝氏体相变没有进行，未相变的奥氏体在最终冷却后成为马氏体、回火马氏体，因此不仅马氏体、回火马氏体的体积率增加，而且其粒径也变大。其结果是，变得不能得到上述那样的表层组织，耐氢脆特性劣化。因而保持工序中的超过425℃且低于600℃的滞留时间的下限设定为250秒以上。滞留时间优选为300秒以上，更优选为350秒以上。就本实施方式所涉及的钢板而言，从镀覆密合性的观点出发，Si含量受到限制而难以得到表层的脱碳层，但通过在超过425℃且低于600℃的温度域中按照成为250秒以上的滞留时间的方式进行保持，可以仅使表层部产生贝氏体相变。
另一方面，若滞留时间长，则即使是在距离表面为板厚的1/4的位置处也引起铁素体相变、贝氏体相变，不能得到所期望的组织而钢板强度降低，并且90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)劣化。因而，超过425℃且低于600℃的滞留时间的上限设定为750秒以下。滞留时间优选为650秒以下，进一步优选为550秒以下。
在保持工序中，从钢板的化学转化处理性、或镀覆密合性的观点出发，优选将炉内气氛设定为还原气氛。
[热浸镀锌工序]
[合金化工序]
在制造在表面具备热浸镀锌层的冷轧钢板(热浸镀锌钢板)的情况下，也可以在保持工序中使冷轧钢板浸渍于热浸镀浴中而实施热浸镀锌。另外，在制造在表面具备合金化热浸镀锌层的冷轧钢板(合金化热浸镀锌钢板)的情况下，也可以紧接着热浸镀锌工序实施合金化处理而将镀层制成合金化热浸镀锌层。
[第2冷却工序]
[回火工序]
保持工序后的冷轧钢板通过被冷却至50℃以上且250℃以下的温度(第2冷却工序)而未相变的奥氏体相变成马氏体。在第2冷却工序中，为了抑制冷却中的贝氏体相变，优选以5℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。平均冷却速度更优选为10℃/s以上。之后，冷轧钢板通过在200℃以上且350℃以下的温度下被回火1秒以上(回火工序)，从而在距离表面为板厚的1/4的位置处得到回火马氏体主体的组织。
在进行了热浸镀锌工序和/或合金化工序的情况下，在对热浸镀锌工序后的冷轧钢板或热浸镀锌工序及合金化工序后的冷轧钢板冷却至50℃以上且250℃以下的温度后，在200℃以上且350℃以下的温度下进行1秒以上回火。
若第2冷却工序的冷却停止温度超过250℃，则马氏体相变变得不充分，未被回火的马氏体的体积率增加，弯曲性劣化。另一方面，若第2冷却工序的冷却停止温度低于50℃，则残留奥氏体没有残留而延展性劣化。因而冷却停止温度设定为50℃以上且250℃以下。冷却停止温度优选为75℃以上且225℃以下，更优选为100℃以上且200℃以下。
在之后的回火工序中，若回火温度超过350℃，则钢板强度降低。因而回火温度设定为350℃以下。回火温度优选为330℃以下，更优选为310℃以下。
另一方面，若回火温度低于200℃，则回火变得不充分，弯曲性劣化。因而回火温度设定为200℃以上。回火温度优选为250℃以上，更优选为260℃以上，进一步优选为270℃以上。
回火时间只要为1秒以上即可，但为了进行稳定的回火处理，优选为5秒以上，进一步优选为10秒以上。另一方面，由于有时因长时间的回火而钢板强度降低，因此回火时间优选为90秒以下，进一步优选为60秒以下。
[第3冷却工序]
[表皮光轧工序]
回火工序后的冷轧钢板在冷却至能够表皮光轧的温度后(第3冷却工序)，进行表皮光轧(表皮光轧工序)。在退火后的冷却(第1冷却工序)为使用水的水喷雾冷却、浸渍冷却、汽水冷却等情况下，为了除去通过在高温下与水接触而形成的氧化膜及提高钢板的化学转化处理性，优选在表皮光轧前，进行酸洗及紧接着的微量的Ni、Fe、Co、Sn、Cu中的1种或2种以上的镀覆。这里所谓微量是指在钢板表面3～30mg/m2左右的镀覆量。
通过表皮光轧，可以整理钢板的形状。表皮光轧的伸长率优选为0.1％以上。更优选为0.2％以上，进一步优选为0.3％以上。另一方面，若表皮光轧的伸长率高，则残留奥氏体的体积率减少而延展性劣化。因此，伸长率优选设定为1.0％以下。伸长率更优选为0.8％以下，进一步优选为0.6％以下，进一步优选为0.5％以下。
实施例
参照实施例对本发明更具体地进行说明。将具有表1中所示的化学组成的板坯进行铸造。将铸造后的板坯加热至1100℃以上，按照精轧出侧温度成为Ar3相变点以上的方式热轧至2.8mm并在500℃以上且650℃以下卷取后冷却至室温。
之后，通过酸洗而除去氧化皮，冷轧至1.4mm后，以表2A中所示的均热温度进行120秒退火。关于退火，将加热时及均热时的炉内气氛设定为露点为-20℃以上且20℃以下、并且包含1.0体积％以上且20体积％以下的氢和氮的氮-氢混合气氛。退火的加热时的从700℃到均热温度为止的加热速度设定为低于5.0℃/s。
退火后，以10℃/s冷却至表2A所示的温度后，使其在超过425℃且低于600℃之间滞留。对于一部分例子，在保持中进行热浸镀锌及合金化。表2C中，CR为未进行镀锌的冷轧钢板，GI为热浸镀锌钢板，GA为合金化热浸镀锌钢板。对于合金化热浸镀锌钢板，在实施35～65g/m2左右的热浸镀锌后在低于600℃的温度下合金化。在本实施例中，超过425℃且低于600℃的滞留时间中的温度设定为恒定，但如上所述只要为该温度范围内，则在滞留时间中即使改变温度也没有问题。
另外，保持后，在以10℃/s以上冷却至50℃以上且250℃以下后，实施1秒～90秒回火热处理，然后冷却至50℃，实施0.1％以上的表皮光轧。回火温度对于试验编号1～33设定为250～350℃，对于试验编号34，设定为200℃。
对于试验编号22、23、30的冷轧钢板，在表皮光轧前酸洗，紧接着对钢板表面实施3～30mg/m2左右的镀Ni。
从所得到的退火钢板(冷轧钢板)如上述那样采集SEM观察用试验片，将与轧制方向平行的纵截面进行研磨后，观察距离钢板表面为25μm位置及板厚的1/4的位置处的金属组织，通过图像处理，测定各组织的体积率。另外，采集X射线衍射用试验片，在如上述那样从表层化学研磨至1/4厚的面中通过X射线衍射来测定残留奥氏体的体积率。另外，测定距离钢板表面为25μm位置的马氏体及回火马氏体的平均粒径。
抗拉强度(TS)及均匀伸长率(uEl)通过从退火钢板在相对于轧制方向的垂直的方向上采集JIS5号拉伸试验片，按照JIS Z 2241(2011)进行拉伸试验而求出。
另外，作为耐氢脆特性评价，进行了下述的试验。即，将对端面进行了机械磨削的试验片通过压弯法弯曲成U字，制作半径为5R的U弯曲试验片，按照非弯曲部变得平行的方式用螺栓紧固而使其发生弹性变形后，浸渍于pH为1的盐酸中，进行了使氢浸入钢板中的延迟断裂促进试验。将即使浸渍时间达到100小时也不产生开裂的钢板评价为具有良好(OK)的耐延迟断裂特性的钢板，将产生了开裂的钢板评价为不良(NG)。为了除去镀覆的影响，对于镀覆材，在试验前利用含有抑制剂的盐酸将镀层除去后，评价耐氢脆特性。
对于极限弯曲半径(R/t)，使用90°V弯曲模具，以0.5mm间距改变半径R，求出不引起开裂的最少弯曲R，除以板厚1.4mm，从而求出。
表1
Figure BDA0002686078640000221
表2A
Figure BDA0002686078640000222
Figure BDA0002686078640000231
表2C
Figure BDA0002686078640000241
1)极限弯曲半径为将90°V弯曲时的开裂产生弯曲半径R除以板厚t而得到的值。
2)CR为非镀覆材，GA为合金化热浸镀锌，GI为热浸镀锌。
表2B、表2C中示出退火钢板的金属组织观察结果及机械特性调查结果。本发明钢均TS为1310MPa以上、uEl为5.0％以上、极限弯曲半径(R/t)为5.0以下，耐氢脆特性也良好。
与此相对，在化学组成、制造方法中的某一者为本发明的范围外、组织成为本发明范围外的试验编号(比较例)中，抗拉强度、均匀伸长率、极限弯曲半径、耐氢脆特性中的某一个以上没有达成目标。特别是试验编号5由于Si含量多，因此铁素体的体积率变高，回火马氏体的体积率减少。其结果是，抗拉强度低，极限弯曲半径(R/t)差。在本发明例中，通过抑制Si含量、且适当地控制退火时的热处理条件而控制距离钢板表面为板厚1/4位置处的金属组织，达成了耐氢脆特性和抗拉强度的兼顾。
产业上的可利用性
根据本发明，可得到抗拉强度(TS)为1310MPa以上、均匀伸长率为5.0％以上、90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比(R/t)为5.0以下、进而耐氢脆特性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。这样的钢板具有可应用于压制成形等加工的充分的成形性，高强度化中成为课题的耐氢脆特性优异。因此，本发明大大有助于通过汽车的车体轻量化而能够有助于解决地球环境问题等产业的发展。

Claims (8)

1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，其具有下述化学组成，所述化学组成以质量％计含有：
C：超过0.140％且低于0.400％、
Si：超过0.35％且低于1.50％、
Mn：超过1.50％且低于4.00％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.100％以下、
N：0.0100％以下、
Ti：0％以上且低于0.050％、
Nb：0％以上且低于0.050％、
V：0％以上且0.50％以下、
Cr：0％以上且1.00％以下、
Mo：0％以上且0.50％以下、
B：0％以上且0.0100％以下、
Ca：0％以上且0.0100％以下、
Mg：0％以上且0.0100％以下、
REM：0％以上且0.0500％以下、
Bi：0％以上且0.050％以下、
剩余部分包含Fe及杂质；
距离表面为板厚的1/4的位置处的组织以体积率计包含：
70.0％以上的回火马氏体、
超过3.0％且低于10.0％的残留奥氏体、
合计为25.0％以下的铁素体及贝氏体、和
5.0％以下的马氏体；
距离所述表面为25μm的位置处的组织以体积率计包含：
合计为70％以上的铁素体及贝氏体、和
合计为30％以下的马氏体及回火马氏体；
在距离所述表面为25μm的位置处，所述马氏体及所述回火马氏体的平均粒径为5.0μm以下；
所述高强度冷轧钢板的抗拉强度为1310MPa以上，均匀伸长率为5.0％以上，90°V弯曲时的极限弯曲半径R与板厚t之比即R/t为5.0以下。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有由
Ti：0.001％以上且低于0.050％、
Nb：0.001％以上且低于0.050％、
V：0.01％以上且0.50％以下、
Cr：0.01％以上且1.00％以下、
Mo：0.01％以上且0.50％以下、
B：0.0001％以上且0.0100％以下、
Ca：0.0001％以上且0.0100％以下、
Mg：0.0001％以上且0.0100％以下、
REM：0.005％以上且0.0500％以下、及
Bi：0.005％以上且0.050％以下构成的组中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述表面具备热浸镀锌层。
4.根据权利要求3所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。
5.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，其具备以下工序：
将具有下述化学组成的铸造板坯直接或暂时冷却后加热，热轧而制成热轧钢板的热轧工序，所述化学组成以质量％计含有：C：超过0.140％且低于0.400％、Si：超过0.35％且低于1.50％、Mn：超过1.50％且低于4.00％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.100％以下及N：0.0100％以下、Ti：0％以上且低于0.050％、Nb：0％以上且低于0.050％、V：0％以上且0.50％以下、Cr：0％以上且1.00％以下、Mo：0％以上且0.50％以下、B：0％以上且0.0100％以下、Ca：0％以上且0.0100％以下、Mg：0％以上且0.0100％以下、REM：0％以上且0.0500％以下、Bi：0％以上且0.050％以下、剩余部分包含Fe及杂质；
将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；
将所述冷轧钢板在露点为-20℃以上且20℃以下并且含有氮和1.0体积％以上且20体积％以下的氢的气氛下、在800℃以上的温度下进行均热并进行退火的退火工序；
在所述退火工序后，将所述冷轧钢板冷却至超过425℃且低于600℃的温度域的第1冷却工序；
在所述第1冷却工序后，将所述冷轧钢板在超过425℃且低于600℃的所述温度域中滞留250秒以上且750秒以下的保持工序；
在所述保持工序后，将所述冷轧钢板冷却至50℃以上且250℃以下的温度的第2冷却工序；
在所述第2冷却工序后，对所述冷轧钢板在250℃以上且350℃以下的温度下进行1秒以上回火的回火工序；
在所述回火工序后，冷却至能够表皮光轧的温度的第3冷却工序；和
对所述第3冷却工序后的所述冷轧钢板实施表皮光轧的表皮光轧工序。
6.根据权利要求5所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有由Ti：0.001％以上且低于0.050％、Nb：0.001％以上且低于0.050％、V：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下及B：0.0001％以上且0.0100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0100％以下、Mg：0.0001％以上且0.0100％以下、REM：0.005％以上且0.0500％以下及Bi：0.005％以上且0.050％以下构成的组中的1种或2种以上。
7.根据权利要求5或6所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述保持工序包含对所述冷轧钢板实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。
8.根据权利要求7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述保持工序的所述热浸镀锌工序之后，包含进行合金化处理的合金化工序。
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