CN111406124B

CN111406124B - 高强度冷轧钢板及其制造方法

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Publication number: CN111406124B
Application number: CN201880076594.0A
Authority: CN
Inventors: 土桥诚悟; 南秀和; 小林崇
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-11-29
Filing date: 2018-10-29
Publication date: 2021-11-09
Anticipated expiration: 2038-10-29
Also published as: MX2020005485A; KR20200081499A; JP6566168B1; JPWO2019107042A1; US20200283862A1; EP3719155A4; EP3719155A1; KR102400451B1; CN111406124A; WO2019107042A1; US11401569B2; EP3719155B1

Abstract

本发明提供具有750MPa以上的拉伸强度(TS)、延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板。该高强度冷轧钢板具有规定的成分组成，微观组织以面积率计含有铁素体：50～90％、淬火马氏体：1～8％、回火马氏体：3～40％和残余奥氏体：6～15％，且淬火马氏体的平均晶体粒径为2.5μm以下，使用淬火马氏体的周长D和面积M以4πM/D²定义的圆度指数的平均值为0.50以上，淬火马氏体的面积率f_M与淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率f_M+TM的比f_M/f_M+TM为50％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，特别涉及延展性和拉伸凸缘性优异的高强度冷轧钢板。另外，本发明涉及上述高强度冷轧钢板的制造方法。

背景技术

近年来，针对汽车的碰撞安全性、油耗效率提高的要求越来越高，广泛使用高强度钢。汽车用薄钢板是在冷压工序中成型为所需的形状，因此要求高的延展性，一般钢板的强度与延展性是相反的，所以进行过各种关于提升高强度钢板的延展性的各种研究。其中，开发了活用残余奥氏体的相变诱发塑性(TransformationInducedPlasticity：TRIP)效应的低合金TRIP钢板，并在广泛使用。但是，TRIP钢板的残余奥氏体在加工中相变而成的马氏体极硬，因此在拉伸翻边成型(stretch flanging)时容易成为裂纹的起点，拉伸凸缘性低有时成为问题。

为了改善这样低的拉伸凸缘性，进行了过各种研究。例如，在专利文献1中，公开了关于以铁素体为母相组织、具有回火马氏体、残余奥氏体和贝氏体作为硬质相组织的延展性和拉伸凸缘性优异的拉伸强度528～1445MPa的钢板的技术。

另外，在专利文献2中，公开了关于以作为硬质相组织的回火马氏体、残余奥氏体和贝氏体为主体且具有规定的多边形铁素体的延展性和拉伸凸缘性优异的拉伸强度813～1393MPa的钢板的技术。

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：国际公开第2013/051238号

发明内容

在专利文献1、2所记载的现有的钢板中，发现延展性、拉伸凸缘性有一定的改善，但寻求开发出一种以更高的水准兼得延展性和拉伸凸缘性的高强度冷轧钢板。

本发明是鉴于上述情况而进行的，目的在于获得具有750MPa以上的拉伸强度(TS)、延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板。另外，本发明的目的在于提供上述高强度钢板的制造方法。应予说明，本发明中，“延展性优异”是指TS与总伸长率(El)的积(TS·El)为20000(MPa×％)以上。另外，本发明中，“拉伸凸缘性优异”是指TS与扩孔率(λ)的积(TS·λ)为30000(MPa×％)以上。

本发明人等为了获得具有750MPa以上的拉伸强度(TS)、延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板而进行了深入的研究，结果得到以下的见解。

(1)通过控制钢坯加热温度、精轧出口侧温度、卷绕温度、冷轧的压下率和到第1均热温度为止的加热速度，能够控制淬火马氏体的圆度指数。

(2)通过控制铁素体+奥氏体二相区域的第1均热温度、和第1均热温度～500℃的平均冷却速度，能够控制退火后的组织中的铁素体的面积率。

(3)在上述冷却过程中冷却至马氏体相变开始温度以下，其后升温至上贝氏体生成温度区域进行均热处理的过程中，通过控制冷却停止温度、冷却速度和均热温度，能够控制退火后的组织中的回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的面积率。

(4)在上贝氏体生成温度区域的均热处理后，冷却至室温的最终冷却过程中，通过控制到200℃为止的冷却速度，能够控制相对于淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率的、淬火马氏体的面积率。

(5)通过将各工序中的制造条件控制在上述特定的范围，能够获得具有750MPa以上的TS、延展性和拉伸凸缘性优异的钢板。

本发明是基于上述见解而进行的，其主旨构成如下。

1.一种高强度冷轧钢板，其成分组成以质量％计含有C：0.060～0.250％、Si：0.70～1.80％、Mn：1.00～2.80％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010～0.100％、N：0.0100％以下，

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

微观组织以面积率计含有铁素体：50～90％、淬火马氏体：1～8％、回火马氏体：3～40％和残余奥氏体：6～15％，

并且，淬火马氏体的平均晶体粒径为2.5μm以下，

使用淬火马氏体的周长D和面积M以4πM/D²定义的圆度指数的平均值为0.50以上，

淬火马氏体的面积率f_M与淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率f_M+TM的比f_M/f_M+TM为50％以下。

2.根据上述1所述的高强度冷轧钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Mo：0.50％以下、Ti：0.100％以下、Nb：0.050％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cr：0.50％以下、Cu：1.00％以下、Ni：0.50％以下、As：0.500％以下、Sb：0.100％以下、Sn：0.100％以下、Ta：0.100％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下和REM：0.0200％以下中的1种或者2种以上。

3.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其中，将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100～1300℃的钢坯加热温度，

将加热过的上述钢坯在精轧出口侧温度800～950℃、卷绕温度300～700℃下进行热轧而制成热轧钢板，

将上述热轧钢板以30％以上的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板，

将上述冷轧钢板实施如下的第1均热处理：在第1均热温度为T1温度～T2温度、500℃～Ac₁相变点的平均加热速度小于5.0℃/s的条件下加热，其后以到500℃为止的平均冷却速度10℃/s以上冷却至100～250℃的冷却停止温度，

将上述第1均热处理后的冷轧钢板实施如下的第2均热处理：再加热至350～500℃的第2均热温度，在上述第2均热温度保持10秒以上，其后以平均冷却速度50℃/s以下冷却至200℃，接着冷却至室温。

其中，上述T1温度和T2温度分别由下述式(1)、(2)定义，下述式(1)、(2)中的[％X]表示上述成分组成中的成分元素X的含量(质量％)，

T1温度(℃)＝751－27×[％C]+18×[％Si]－12×[％Mn]－169×[％Al]－6×[％Ti]+24×[％Cr]－895×[％B]…(1)

T2温度(℃)＝937－477×[％C]+56×[％Si]－20×[％Mn]+198×[％Al]+136×[％Ti]－5×[％Cr]+3315×[％B]…(2)

根据本发明，能够获得具有750MPa以上的拉伸强度(TS)、延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板。另外，通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构部件，能够实现由车体轻型化带来的油耗效率改善，产业上的利用价值极大。

具体实施方式

接下来，对实施本发明的方法进行具体说明。

[成分组成]

本发明中，高强度冷轧钢板和在上述高强度冷轧钢板的制造中使用的钢坯必须具有上述成分组成。因此，首先，对本发明中的成分组成的限定理由进行说明。应予说明，只要没有特殊说明，与成分组成有关的“％”就表示“质量％”。

C：0.060～0.250％

C是钢的基本成分之一。C有助于本发明的高强度冷轧钢板中的硬质相、即回火马氏体、残余奥氏体和淬火马氏体的形成，特别是对淬火马氏体和残余奥氏体的面积率有影响。最终得到的高强度冷轧钢板的强度等机械特性很大程度上受淬火马氏体的面积率、形状和平均尺寸影响，C含量的控制是重要的。C的含量低于0.060％时，无法确保必要的淬火马氏体、回火马氏体和残余奥氏体的面积率，难以确保钢板的强度。因此，使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％，则回火马氏体的比例减少，因此延展性和拉伸凸缘性下降。因此，使C含量为0.250％以下，优选为0.220％以下，更优选为0.200％以下。

Si：0.70～1.80％

Si是在贝氏体相变时抑制碳化物生成而有助于残余奥氏体的形成、延展性提高的重要元素。为了形成必要的面积率的残余奥氏体，需要使Si的含量为0.70％以上。因此，使Si含量为0.70％以上，优选为0.90％以上，更优选为1.00％以上。另一方面，如果Si含量超过1.80％，则在贝氏体相变时生成的奥氏体量增加，即，冲裁加工时马氏体相变的残余奥氏体量增加，扩孔试验时的龟裂的起点增加，所以拉伸凸缘性下降。因此，使Si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是使奥氏体稳定化的元素，有助于控制硬质相的面积率，因此是对确保强度重要的元素。为了获得上述效果，需要使Mn含量为1.00％以上。因此，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，如果过度含有Mn，则淬火马氏体的面积率过度增加，拉伸强度上升，但另一方面拉伸凸缘性下降，Mn含量需为2.80％以下。因此，使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含量超过0.100％，则在铁素体晶界或铁素体与淬火马氏体的相界面发生偏析，使晶界脆化，因此局部伸长率下降，延展性和拉伸凸缘性下降。因此，P含量为0.100％以下。优选为0.050％以下。另一方面，P的含量的下限没有特别规定，P具有固溶强化的作用，因此从提升钢板的强度的观点考虑，优选使P的含量为0.001％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下降、降低延展性和拉伸凸缘性的元素。因此，使S含量为0.0100％以下，优选为0.0050％以下。应予说明，S的含量的下限没有特别规定，但从生产技术上的限制考虑，S的含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0001％以上。

Al：0.010～0.100％

Al是通过抑制碳化物生成而有助于残余奥氏体形成的元素。为了获得该效果，需要使Al含量为0.010％以上。因此，使Al含量为0.010％以上，优选为0.020％以上。另一方面，如果Al含量超过0.100％，则在贝氏体相变时生成的奥氏体量增加，即，在冲裁加工时马氏体相变的残余奥氏体量增加，扩孔试验时的龟裂的起点增加，所以拉伸凸缘性下降。因此，使Al含量为0.100％以下，优选为0.070％以下。

N：0.0100％以下

N以氮化物的形式存在，使钢板的极限变形能力下降，所以降低延展性和拉伸凸缘性。因此，使N含量为0.0100％以下，优选为0.0070％以下。另一方面，N的含量的下限没有特别规定，但从生产技术上的限制考虑，N的含量优选为0.0005％以上。

本发明的一个实施方式中的高强度冷轧钢板具有除了以上成分以外，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。即，本发明的一个实施方式中的高强度冷轧钢板可以具有下述成分组成：以质量％计，C：0.060～0.250％、Si：0.70～1.80％、Mn：1.00～2.80％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010～0.100％、N：0.0100％以下，以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

另外，在本发明的另一实施方式的高强度冷轧钢板中，上述成分组成除了上述元素以外上，还可以进一步含有选自以下元素中的1种或者2种以上。

Mo：0.50％以下

Mo是提高淬火性的元素，是对抑制退火后的冷却中的铁素体生成而将回火马氏体和淬火马氏体控制在适当的比例有效的元素。但是，如果过度含有Mo，则夹杂物增加，延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Mo时，使Mo含量为0.50％以下。另一方面，Mo含量的下限没有特别限定，但从充分获得Mo的添加效果的观点考虑，优选使Mo含量为0.01％以上。

Ti：0.100％以下

Ti与引起时效劣化的C、N结合而形成微细的碳氮化物，有助于提高强度。另外，通过添加Ti，连续退火时的升温过程中的再结晶温度上升，在退火中能够使均匀微细的奥氏体从加工组织中成核，因此能够适当地控制淬火马氏体的平均晶体粒径和淬火马氏体的圆度指数，提高拉伸凸缘性。但是，如果Ti含量超过0.100％，则碳氮化物等夹杂物过量生成而使延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Ti时，使Ti含量为0.100％以下，优选为0.050％以下。另一方面，Ti含量的下限没有特别限定，但从充分获得Ti的添加效果的观点考虑，优选使Ti含量为0.001％以上，更优选为0.005％以上。

Nb：0.050％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，有助于提高强度。另外，通过添加Nb，连续退火时的升温过程中的再结晶温度上升，在退火中能够使均匀微细的奥氏体从加工组织中成核，因此能够适当地控制淬火马氏体的平均晶体粒径和淬火马氏体的圆度指数，提高拉伸凸缘性。但是，如果Nb含量超过0.050％，则碳氮化物等夹杂物过量生成而使延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Nb时，使Nb含量为0.050％以下。另一方面，Nb含量的下限没有特别限定，但从充分获得Nb的添加效果的观点考虑，优选使Nb含量为0.001％以上。

V：0.100％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，有助于提高强度。另外，通过添加V，连续退火时的升温过程中的再结晶温度上升，在退火中能够使均匀微细的奥氏体从加工组织中成核，因此能够适当地控制淬火马氏体的平均晶体粒径和淬火马氏体的圆度指数，提高拉伸凸缘性。但是，如果V含量超过0.100％，则碳氮化物等夹杂物过量生成而使延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加V时，使V含量为0.100％以下。另一方面，V含量的下限没有特别限定，但从充分获得V的添加效果的观点考虑，优选使V含量为0.001％以上。

B：0.0100％以下

B通过提高淬火性、容易生成硬质相而有助于高强度化。但是，如果B含量超过0.0100％，则在热轧中在钢板内部产生裂纹，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加B时，使B含量为0.0100％以下。另一方面，B含量的下限没有特别限定，但从充分获得B的添加效果的观点考虑，优选使B含量为0.0001％以上。

Cr：0.50％以下

Cr是通过固溶强化且促进硬质相的生成而有助于高强度化的元素。但是，如果Cr含量超过0.50％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Cr时，使Cr含量为0.50％以下。另一方面，Cr含量的下限没有特别限定，但从充分获得Cr的添加效果的观点考虑，优选使Cr含量为0.01％以上。

Cu：1.00％以下

Cu是通过固溶强化且容易促进硬质相的生成而有助于高强度化的元素。但是，如果Cu含量超过1.00％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Cu时，使Cu含量为1.00％以下。另一方面，Cu含量的下限没有特别限定，但从充分获得Cu的添加效果的观点考虑，优选使Cu含量为0.01％以上。

Ni：0.50％以下

Ni是通过固溶强化且提高淬火性、促进硬质相的生成而有助于高强度化的元素。但是，如果Ni含量超过0.50％，则因夹杂物等增加所致的表面、内部的缺陷使延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Ni时，使Ni含量为0.50％以下。另一方面，Ni含量的下限没有特别限定，但从充分获得Ni的添加效果的观点考虑，优选使Ni含量为0.01％以上。

As：0.500％以下

As是有助于提高耐腐蚀性的元素。但是，如果As含量超过0.500％，则因夹杂物等增加所致的表面、内部的缺陷使延展性下降。因此，添加As时，使As含量为0.500％以下。另一方面，As含量的下限没有特别限定，但从充分获得As的添加效果的观点考虑，优选使As含量为0.001％以上。

Sb：0.100％以下

Sb是在钢板表面富集、抑制钢板表面的氮化、氧化所致的脱碳而抑制表层的C量下降，从而促进硬质相的生成而有助于高强度化的元素。但是，如果Sb含量超过0.100％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Sb时，使Sb含量为0.100％以下。另一方面，Sb含量的下限没有特别限定，但从充分获得Sb的添加效果的观点考虑，优选使Sb含量为0.001％以上。

Sn：0.100％以下

Sn是在钢板表面富集、抑制钢板表面的氮化、氧化所致的脱碳而抑制表层的C量下降，从而促进硬质相的生成而有助于高强度化的元素。但是，如果Sn含量超过0.100％，则粗大的析出物、夹杂物增加，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此添加Sn时，使Sn含量为0.100％以下。另一方面，Sn含量的下限没有特别限定，但从充分获得Sn的添加效果的观点考虑，优选使Sn含量为0.001％以上。

Ta：0.100％以下

Ta与Ti、Nb同样地与C、N结合而形成微细的碳氮化物，有助于提高强度。此外，一部分固溶于Nb的碳氮化物，抑制析出物的粗大化，有助于提高局部延展性。但是，如果Ta含量超过0.100％，则碳氮化物等夹杂物过量生成而使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Ta时，使Ta含量为0.100％以下。另一方面，Ta含量的下限没有特别限定，但从充分获得Ta的添加效果的观点考虑，优选使Ta含量为0.001％以上。

Ca：0.0200％以下

Ca使硫化物球状化而有助于提高钢板的极限变形能力。但是，如果Ca含量超过0.0200％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Ca时，使Ca含量为0.0200％以下。另一方面，Ca含量的下限没有特别限定，但从充分获得Ca的添加效果的观点考虑，优选使Ca含量为0.0001％以上。

Mg：0.0200％以下

Mg与Ca同样地使硫化物球状化而有助于提高钢板的极限变形能力。但是，如果Mg含量超过0.0200％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Mg时，使Mg含量为0.0200％以下。另一方面，Mg含量的下限没有特别限定，但从充分获得Mg的添加效果的观点考虑，优选使Mg含量为0.0001％以上。

Zn：0.020％以下

Zn与Ca、Mg同样地使硫化物球状化而有助于提高钢板的极限变形能力。但是，如果Zn含量超过0.020％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Zn时，使Zn含量为0.020％以下。另一方面，Zn含量的下限没有特别限定，但从充分获得Zn的添加效果的观点考虑，优选使Zn含量为0.001％以上。

Co：0.020％以下

Co与Zn同样地使硫化物球状化而有助于提高钢板的极限变形能力。但是，如果Co含量超过0.020％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Co时，使Co含量为0.020％以下。另一方面，Co含量的下限没有特别限定，但从充分获得Co的添加效果的观点考虑，优选使Co含量为0.001％以上。

Zr：0.020％以下

Zr与Zn、Co同样地使硫化物球状化而有助于提高钢板的极限变形能力。但是，如果Zr含量超过0.020％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加Zr时，使Zr含量为0.020％以下。另一方面，Zr含量的下限没有特别限定，但从充分获得Zr的添加效果的观点考虑，优选使Zr含量为0.001％以上。

REM：0.0200％以下

REM(稀土金属)使硫化物球状化而有助于提高钢板的极限变形能力。但是，如果REM含量超过0.0200％，则生成大量粗大的析出物、夹杂物，使钢板的极限变形能力下降，所以延展性和拉伸凸缘性下降。因此，添加REM时，使REM含量为0.0200％以下。另一方面，REM含量的下限没有特别限定，但从充分获得REM的添加效果的观点考虑，优选使REM含量为0.0001％以上。

即，本发明的另一实施方式中的高强度冷轧钢板可以具有下述成分组成：以质量％计含有C：0.060～0.250％、Si：0.70～1.80％、Mn：1.00～2.80％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010～0.100％、N：0.0100％以下，

任意含有选自Mo：0.50％以下、Ti：0.100％以下、Nb：0.050％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cr：0.50％以下、Cu：1.00％以下、Ni：0.50％以下、As：0.500％以下、Sb：0.100％以下、Sn：0.100％以下、Ta：0.100％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下和REM：0.0200％以下中的1种或者2种以上，以及，

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

[微观组织]

接下来，对像上述那样限定本发明的高强度冷轧钢板的微观组织的原因进行说明。应予说明，只要没有特殊说明，以下的微观组织的说明中的“％”就是指面积率。

铁素体：50～90％

铁素体的面积率低于50％时，软质的铁素体少，所以伸长率下降。因此，使铁素体的面积率为50％以上，优选为55％以上。另一方面，如果铁素体的面积率超过90％，则从铁素体相渗出的C在硬质相中过度浓缩，因此回火马氏体的生成变得困难。其结果，相对于淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率的、淬火马氏体的面积率增加，其结果，拉伸凸缘性下降。因此，使铁素体的面积率为90％以下，优选为85％以下。应予说明，本发明中，贝氏体铁素体(bainitic ferrite)也包含在上述铁素体中。

淬火马氏体：1～8％

淬火马氏体的面积率低于1％时，回火马氏体在硬质相中所占的面积率增大。因此，使淬火马氏体的面积率为1％以上，优选为2％以上。另一方面，如果淬火马氏体的面积率超过8％，则相对于淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率的、淬火马氏体的面积率增加，拉伸凸缘性下降。因此，使淬火马氏体的面积率为8％以下，优选为6％以下。

回火马氏体：3～40％

为了确保良好的拉伸凸缘性，需要使回火马氏体的面积率与淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率的比为一定以上。因此，使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％，则铁素体的面积率减少，TS下降。因此，使回火马氏体的面积率为40％以下，优选为35％以下。

应予说明，回火马氏体是碳化物在具有位错等高密度晶格缺陷的微细的铁素体基体中析出的形态，与贝氏体类似，所以无法区别贝氏体和回火马氏体。因此，本发明中，贝氏体也包含在回火马氏体中。

残余奥氏体：6～15％

残余奥氏体的面积率低于6％时，伸长率下降。因此，为了确保良好的伸长率，使残余奥氏体的面积率为6％以上，优选为8％以上。另一方面，如果残余奥氏体的面积率超过15％，则在冲裁加工时马氏体相变的残余奥氏体量增加，扩孔试验时的龟裂的起点增加，所以拉伸凸缘性下降。因此，使残余奥氏体的面积率为15％以下，优选为13％以下。

上述微观组织以面积率计优选由铁素体：50～90％、淬火马氏体：1～8％、回火马氏体：3～40％和残余奥氏体：6～15％构成。

淬火马氏体的平均晶体粒径：2.5μm以下

如果淬火马氏体的平均晶体粒径超过2.5μm，则容易成为冲裁扩孔加工时的龟裂的起点，使拉伸凸缘性下降。因此，使上述平均晶体粒径为2.5μm以下，优选为2.0μm以下。另一方面，淬火马氏体的平均晶体粒径的下限没有特别限定。但是，只要淬火马氏体的平均晶体粒径为0.4μm以上，就能够抑制回火马氏体在硬质相中所占的面积率的增大。因此，从进一步提高TS的观点考虑，优选使淬火马氏体的平均晶体粒径为0.4μm以上，更优选为0.6μm以上。

淬火马氏体的圆度指数的平均值：0.50以上

是本发明中极其重要的发明构成要素。将使用淬火马氏体的周长D和面积M以4πM/D²定义的圆度指数的平均值(以下简称为“淬火马氏体的圆度指数”)设为0.50以上。上述圆度指数是表示淬火马氏体晶粒的形状的指标，与拉伸凸缘性之间有着密切的关系。圆度指数取大于0且为1以下的值，如果粒子的形状接近圆形，则圆度指数接近最大值1，相反随着粒子变成错综复杂的形状，圆度指数变小，接近0。如果该淬火马氏体的圆度指数低于0.5，则存在具有复杂形状的淬火马氏体，在冲裁时导入的形变相对于淬火马氏体不均匀地分散，容易产生空隙。其结果，拉伸凸缘性下降，因此使圆度指数为0.50以上，优选为0.55以上，更优选为0.60以上。另一方面，圆度指数越高越好(接近1)，其上限没有限定。

淬火马氏体的面积率f_M与淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率f_M+TM的比f_M/f_M+TM：50％以下

为了获得高强度且具有高拉伸凸缘性的钢板，需要控制相对于淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率的、淬火马氏体的面积率。具体而言，需要减小f_M/f_M+TM，即，减少淬火马氏体的比例。这里，淬火马氏体的面积率f_M与淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率f_M+TM的比f_M/f_M+TM与拉伸凸缘性有着密切的关系，f_M/f_M+TM高于50％时，相对于淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率的、淬火马氏体的面积率增大，拉伸凸缘性下降。因此，使f_M/f_M+TM为50％以下，优选为45％以下，更优选为40％以下。满足上述条件在本发明中是极其重要的。

[板厚]

本发明中的高强度冷轧钢板的板厚没有特别限定，优选为标准的薄板的板厚，即0.8～2.0mm。

[制造方法]

接下来，对制造本发明的高强度冷轧钢板的方法进行说明。

本发明的高强度冷轧钢板可以通过对具有上述成分组成的钢坯依次实施以下的处理而制造。

(1)向1100～1300℃的钢坯加热温度加热

(2)热轧

(2－1)在800～950℃的精轧出口侧温度下轧制

(2－2)在300～700℃的卷绕温度下卷绕

(3)冷轧

(4)第1均热处理

(4－1)向T1温度～T2温度的第1均热温度加热

(4－2)以到500℃为止的平均冷却速度10℃/s以上冷却至100～250℃的冷却停止温度

(5)第2均热处理

(5－1)向350～500℃的第2均热温度再加热

(5－2)保持10秒以上

(5－3)以平均冷却速度50℃/s以下冷却至200℃

(5－4)到室温为止的冷却

以下，对上述各工序中的条件的限定理由进行说明。

[钢坯]

本发明中，使用具有上述成分组成的钢坯作为坯材。作为上述钢坯，没有特别限定，可以使用通过任意的方法制造的钢坯。例如，可以通过常规方法将具有上述的成分组成的钢液进行熔炼、铸造而制造。上述熔炼可以通过转炉、电炉等任意的方法进行。另外，为了防止宏观偏析，钢坯优选用连续铸造法制造，但也可以通过铸锭法、薄坯铸造法等制造。

[加热]

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。该钢坯加热温度是影响延展性和拉伸凸缘性的因素。钢坯加热温度低于1100℃时，会生成粗大的析出物，延展性和拉伸凸缘性下降。另外，最终得到的钢板的组织成为在轧制方向伸长的组织，所以淬火马氏体的圆度指数下降，拉伸凸缘性下降。因此，使钢坯加热温度为1100℃以上。另一方面，如果钢坯加热温度超过1300℃，则由氧化量增加所致的氧化皮损耗增大。因此，使钢坯加热温度为1300℃以下。

应予说明，在上述加热工序中，除了在制造钢坯后暂时冷却至室温其后再次加热的现存方法以外，不冷却至室温而以温片的状态装入加热炉、或者稍微保温后立即轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺也没有问题，可采用。

[热轧]

接下来，将加热过的上述钢坯进行热轧而制成热轧钢板。上述热轧工序包括轧制和轧制过的钢板的卷绕。

精轧出口侧温度：800～950℃

在该热轧工序中，为了使钢板内的组织均匀，减少材质的各向异性，需要在奥氏体单相区结束轧制。精轧出口侧温度低于800℃时，最终得到的钢板的组织成为在轧制方向伸长的组织，所以淬火马氏体的圆度指数下降，拉伸凸缘性下降。因此，使精轧出口侧温度为800℃以上。另一方面，如果精轧结束温度超过950℃，则热轧钢板的钢组织中含有的铁素体的晶体粒径变得粗大，退火中的奥氏体的成核位置减少，也就是说，淬火马氏体、回火马氏体和残余奥氏体的面积率减少，所以强度下降。因此，使精轧结束温度为950℃以下。

应予说明，上述轧制根据常规方法可以由粗轧和精轧构成。钢坯通过粗轧制成薄板坯，但在加热温度偏低的情况等时，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加热薄钢板。

卷绕温度：300～700℃

接下来，将上述精轧后的钢板卷绕成卷状。此时，如果卷绕温度超过700℃，则热轧钢板的钢组织中含有的铁素体的晶体粒径变得粗大，退火中的奥氏体的成核位置减少，即，淬火马氏体、回火马氏体和残余奥氏体的面积率减少，所以在退火后无法确保所需的强度。因此，使卷绕温度为700℃以下。另一方面，卷绕温度低于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，生产率下降。另外，如果对以马氏体为主体的硬质热轧钢板实施冷轧，则容易沿着马氏体的原奥氏体晶界产生微小的内部裂纹(脆性裂纹)，退火板的延展性和拉伸凸缘性下降。并且，最终得到的钢板的组织成为在轧制方向伸长的组织，所以淬火马氏体的圆度指数下降，拉伸凸缘性下降。因此，使卷绕温度为300℃以上。

[脱氧化皮]

上述卷绕后的热轧钢板在退卷后供于后述的冷轧工序，但在冷轧工序之前，优选进行脱氧化皮处理。通过上述脱氧化皮处理，能够除去钢板表层的氧化皮。作为上述脱氧化皮处理，可以使用酸洗、研削等任意的方法，但优选使用酸洗。酸洗条件没有特别的限制，可以根据常规方法实施。

[冷轧]

接下来，将对上述热轧钢板实施了脱氧化皮处理的钢板进行冷轧，得到冷轧钢板。

冷轧时的压下率：30％以上

冷轧时的压下率低于30％时，在接下来的退火时，成为向奥氏体的逆相变的核的晶界、位错的每单位体积的总数减少，奥氏体无法均匀成核。其结果，最终得到的钢板的组织成为伸长组织，所以淬火马氏体的圆度指数下降，拉伸凸缘性下降。因此，使冷轧时的压下率为30％以上，优选为35％以上，更优选为40％以上。应予说明，对轧制道次的次数、各道次的压下率没有特别限定，可以获得本发明的效果。另外，上述压下率的上限没有特别限定，但在工业上，优选使上述压下率为80％以下。

[第1均热处理]

接下来，对上述冷轧工序中得到的冷轧钢板实施第1均热处理。上述第1均热处理包括向第1均热温度的加热和到冷却停止温度为止的冷却。

500℃～Ac₁相变点的平均加热速度：小于5.0℃/s

通过使第1均热处理中的500℃～Ac₁相变点的平均加热速度小于5.0℃/s，能够在加热升温时促进铁素体的再结晶，得到等轴的组织。其结果，最终得到的钢板的组织成为等轴组织，因此淬火马氏体的圆度指数增大，拉伸凸缘性提高。第1均热处理中的500℃～Ac₁相变点的平均加热速度为5.0℃/s以上时，在加热升温时抑制铁素体的再结晶，最终得到的钢板的组织成为伸长组织，所以淬火马氏体的圆度指数下降，拉伸凸缘性下降。因此，使500℃～Ac₁相变点的平均加热速度小于5.0℃/s，优选小于4.5℃/s。另一方面，500℃～Ac₁相变点的平均加热速度的下限没有特别规定，但从进一步提高强度和拉伸凸缘性的观点考虑，优选为0.5℃/s以上。优选为1.0℃/s以上。

第1均热温度：T1温度～T2温度

首先，将上述冷轧钢板加热至T1温度～T2温度的第1均热温度。这里，上述T1温度和T2温度分别由下述式(1)、(2)定义。下述式(1)、(2)中的[％X]表示上述成分组成中的成分元素X的含量(质量％)。

由上述式(1)规定的T1温度表示由铁素体向奥氏体的相变开始温度，T2温度表示金属组织变成奥氏体单相的温度。第1均热温度低于T1温度时，得不到确保强度和延展性所需的硬质相(淬火马氏体、回火马氏体和残余奥氏体)。另一方面，如果第1均热温度比T2温度高，则不含有确保良好的延展性所需的铁素体。因此，使第1均热温度为T1温度～T2温度，实施铁素体和奥氏体混在的二相区域退火。

应予说明，在上述第1均热处理中，在达到上述第1均热处理温度后，也可以不在该温度保持而移至下一冷却工序，但从高精度地控制奥氏体的面积率的观点考虑，优选进行温度保持。在达到第1均热处理温度后，在该温度进行保持的情况下，优选使保持时间(第1保持时间)为2s以上，更优选为5s以上。另一方面，上述保持时间的上限没有特别限定，但即便进行过长的温度保持，效果也会达到饱和，而且生产率下降，因此优选使保持时间为500s以下，更优选为300s以下。

到500℃为止的平均冷却速度10℃/s以上

接下来，将加热至第1均热温度的冷轧钢板冷却。在本发明的高强度冷轧钢板中，为了确保拉伸凸缘性，需要生成规定的面积率的回火马氏体。为了在后述的第2均热处理中生成回火马氏体，需要在该第1均热处理工序的冷却中冷却至马氏体相变开始温度以下。然而，如果从第1均热温度到500℃为止的平均冷却速度低于10℃/s，则在冷却中过量生成铁素体，从铁素体渗出的碳在未相变奥氏体中富集。该碳使奥氏体稳定化，结果，无法促进其后的冷却停止温度下的马氏体相变、第2均热处理中的贝氏体相变，延展性和拉伸凸缘性下降。因此，第1均热处理工序中的冷却条件是使到500℃为止的平均冷却速度的下限为10℃/s以上。另一方面，到500℃为止的平均冷却速度的上限没有特别限定，为了生成一定量的有助于确保延展性的铁素体，上述平均冷却速度优选为100℃/s以下。

冷却停止温度：100～250℃

上述第1均热处理中的冷却的冷却停止温度低于100℃时，在停止冷却的时刻的未相变奥氏体量减少，在最终得到的钢板的组织中所占的残余奥氏体量减少，所以延展性下降。因此，使上述冷却停止温度为100℃以上，优选为130℃以上。另一方面，上述冷却停止温度超过250℃时，在停止冷却的时刻的马氏体量减少，在最终得到的钢板的组织中所占的回火马氏体减少，拉伸凸缘性下降。因此，使上述冷却停止温度为250℃以下，优选为220℃以下。

[第2均热处理]

接下来，对在上述第1均热处理中冷却的冷轧钢板实施第2均热处理。上述第2均热处理包括向第2均热温度的再加热、保持和冷却。

第2均热温度：350～500℃

首先，将上述冷却后的冷轧钢板再加热至第2均热温度，保持于该第2均热温度。在该第2均热处理中，在第1均热处理的冷却工序中生成的淬火马氏体被回火而成为回火马氏体。另外，未相变的奥氏体的一部分在贝氏体相变时，渗出的碳在贝氏体板条间的未相变奥氏体中富集。该碳使奥氏体稳定化，结果，在最终得到的钢板中能够确保残余奥氏体。此时，上述第2均热温度低于350℃时，淬火马氏体的回火变得不充分，相对于淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率的淬火马氏体的面积率增大，所以拉伸凸缘性下降。因此，使上述第2均热温度为350℃以上。另一方面，如果上述第2均热温度超过500℃，则在第1均热处理的冷却停止时存在的奥氏体相变成珠光体(铁素体和渗碳体)，无法以奥氏体的形态残留，所以强度和延展性下降。因此，使上述第2均热温度为500℃以下。

在第2均热温度下的保持时间：10秒以上

另外，上述第2均热处理中的保持(均热)时间小于10秒时，贝氏体相变无法充分进行，所以在第2均热温度的保持中未相变的奥氏体过度残留，相对于淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率的淬火马氏体的面积率增大，其结果，拉伸凸缘性下降。因此，使第2均热处理中的保持时间为10秒以上。另一方面，保持时间的上限没有特别限定，即便保持超过1500秒，对其后的钢板组织、机械性质也没有影响，因此保持时间优选为1500秒以下。

到200℃为止的平均冷却速度50℃/s以下

在向上贝氏体生成温度区域的加热和保持结束后，将钢板冷却至室温。此时，使从第2均热处理结束到200℃为止的温度区域的平均冷却速度(以下称为“到200℃为止的平均冷却速度”)为50℃/s以下。满足上述条件在本发明中是极其重要的。

如果到200℃为止的平均冷却速度超过50℃/s，则在冷却中生成的马氏体不进行自回火，相对于淬火马氏体和回火马氏体的合计面积率的淬火马氏体的面积率增大，拉伸凸缘性下降。因此，使到200℃为止的平均冷却速度为50℃/s以下，优选为30℃/s以下，更优选为15℃/s以下。另外，通过使到200℃为止的平均冷却速度为50℃/s以下，即在第2均热处理中，在均热后较缓慢地冷却，从而在发生C的扩散的温度区域滞留的时间边长。因此，C在存在于由贝氏体相变产生的贝氏体铁素体的周围的细长(圆度低的)形状的未相变奥氏体中扩散富集，实现稳定化。其结果，细长形状的奥氏体选择性地以残余奥氏体的形式残留，另一方面，仅与贝氏体铁素体分开存在的圆度高的未相变奥氏体在冷却中变成淬火马氏体。由此，最终得到的钢板中的淬火马氏体的圆度指数成为0.50以上，能够提高拉伸凸缘性。

另一方面，到200℃为止的平均冷却速度的下限没有特别限定，即便低于0.1℃/s，组织也无大幅变化，因此到200℃为止的平均冷却速度优选为0.1℃/s以上。

在相对于200℃的低温侧的冷却条件不影响最终得到的钢板的微观组织、机械特性，因此没有特别限定，可以在任意的条件下进行。从缩短冷却时间的观点考虑，优选进行水冷。

实施例

接下来，基于实施例对本发明进行更具体的说明。以下的实施例表示本发明的优选的一个例子，本发明不限于该实施例。

将表1所示的成分组成的钢进行熔炼，制造板厚20mm的板坯。将上述板坯加热至表2、3所示的钢坯加热温度后，进行热轧而制成板厚3mm的热轧钢板。

在上述热轧中，在粗轧后，在表2、3所示的精轧出口侧温度下进行精轧。接下来，将上述精轧后的钢板放冷，在表2、3所示的卷绕温度保持后，实施相当于炉冷的卷绕成卷的处理。接下来，为了对得到的热轧钢板进行脱氧化皮，进行两面均等研削至2.2mm厚后，实施冷轧(压下率：59％)直至板厚变成0.9mm，制成冷轧钢板。

其后，将上述冷轧钢板加热至表2、3所示的第1均热温度后，将到500℃为止的平均冷却速度严格地控制为表2、3所示的值进行冷却，在表2、3所示的冷却停止温度停止冷却。在冷却停止后，立即再加热至表2、3所示的第2均热温度，进行在上述第2均热温度保持第2保持时间的均热处理。接下来，以到200℃为止的平均冷却速度成为表2、3所示的值的方式严格地控制而进行冷却，其后冷却至室温。

用下述的方法对通过上述的步骤得到的冷轧钢板分别进行微观组织和机械特性的评价。

(微观组织)

微观组织的观察通过以板厚1/4位置的L方向(轧制方向)截面成为观察位置的方式从各钢板采集试验片来实施。上述试验片通过用氧化铝抛光对L方向截面进行镜面研磨后，进行硝酸酒精蚀刻而得到。观察使用光学显微镜和扫描式电子显微镜(SEM)。

另外，为了更详细地观察硬质相内部的组织，用in－Lens检测器观察1kV的低加速电压下的二次电子图像。对上述观察中使用的试样用金刚石膏对L截面进行镜面研磨后，用胶体二氧化硅实施最终研磨，利用3％硝酸酒精实施蚀刻。这里，在低加速电压下观察的理由是能够清晰地捕捉与使用浓度低的硝酸酒精而在试样表面出现的微细组织对应的微量凹凸。

对淬火马氏体和回火马氏体以2000倍的倍率在30μm×40μm的范围观察3个视场，对残余奥氏体以5000倍的倍率在12μm×16μm的范围观察3个视场，使用图像解析软件(NIPPON STEEL TECHNOLOGY株式会社，“粒子解析”ver.3)对得到的组织图像进行解析。通过上述解析以3个视场算出各组织的面积率，求出其平均值。另外，除淬火马氏体、回火马氏体和残余奥氏体以外的剩余部分的相为铁素体。因此，铁素体的面积率是从100中减去淬火马氏体、回火马氏体和残余奥氏体的面积率而算出。

另外，通过上述图像解析，对在30μm×40μm的范围中含有的淬火马氏体的各个粒子测量周长D和面积M而求出平均值，使用其平均值算出圆度指数(4πM/D²)。

(拉伸强度)

使用从得到的各钢板采集的试验片实施拉伸试验，测定屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)和总伸长率(El)。上述试验片是从钢板的C方向(与轧制方向垂直的方向)采集JIS5号拉伸试验片(标点距离：50mm、宽度：25mm)。另外，拉伸试验中的拉伸速度为10mm/min。

(扩孔率)

为了评价拉伸凸缘性，按照以下的步骤进行扩孔试验而测定扩孔率(λ)。首先，从钢板采集100mm见方的试验片。接下来，对上述试验片基于JISZ2256使用10mm直径的冲头和10.2mm的模具，以间隙：11.1％冲裁出所需孔径(D₀)：10mm的孔。接下来，使上述试验片的毛边面成为上面，使用对顶角60°的圆锥冲头以移动速度10mm/min实施扩孔试验，测定龟裂贯通板厚的时刻的孔径(D)。使用得到的孔径(D)和所需孔径(D₀)，通过下述式(3)算出扩孔率(λ)。

λ(％)＝{(D－D₀)/D₀}×100…(3)

在表4、5中示出各钢板的金属组织、屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)、扩孔率(λ)的测定结果。另外，分别将TS与El的积(TS·El)作为延展性的指标、将TS与λ的积(TS·λ)作为拉伸凸缘性的指标一并标注于表4、5。

由表4、5所示的结果可知，满足本发明的条件的发明例的钢板的TS为750MPa以上，并且TS·El为20000MPa·％以上，TS·λ为30000MPa·％以上，延展性和拉伸凸缘性优异。另一方面，对于不满足本发明的条件的比较例的钢板而言，强度、总伸长率、扩孔率中的任一个以上差。

以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明不限于构成基于本实施方式的本发明的公开的一部分的表述。即，本领域技术人员等基于本实施方式获得的其它的实施方式、实施例和运用技术等全部包含在本发明的范畴内。例如，上述的制造方法中的一系列的热处理中，甚至只要满足受热历程条件，则对钢板实施热处理的设备等没有特别限定。

[表1]

表1

*剩余部分为Fe和不可避免的杂质

Claims

1.一种高强度冷轧钢板，成分组成以质量％计含有C：0.060～0.250％、Si：0.70～1.80％、Mn：1.00～2.80％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.010～0.100％和N：0.0100％以下，

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

微观组织以面积率计含有铁素体：57～90％、淬火马氏体：1～8％、回火马氏体：3～40％和残余奥氏体：6～15％，

并且，淬火马氏体的平均晶体粒径为2.5μm以下，

2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Mo：0.50％以下、Ti：0.100％以下、Nb：0.050％以下、V：0.100％以下、B：0.0100％以下、Cr：0.50％以下、Cu：1.00％以下、Ni：0.50％以下、As：0.500％以下、Sb：0.100％以下、Sn：0.100％以下、Ta：0.100％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、Zn：0.020％以下、Co：0.020％以下、Zr：0.020％以下和REM：0.0200％以下中的1种或者2种以上。

3.一种高强度冷轧钢板的制造方法，将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100～1300℃的钢坯加热温度，

将加热的所述钢坯在精轧出口侧温度800～950℃、卷绕温度300～700℃下进行热轧而制成热轧钢板，

将所述热轧钢板以30％以上的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板，

将所述冷轧钢板实施如下的第1均热处理：在第1均热温度为T1温度～T2温度、500℃～Ac1相变点的平均加热速度小于5.0℃/s的条件下加热，其后以到500℃为止的平均冷却速度10℃/s以上冷却至100～250℃的冷却停止温度，

将所述第1均热处理后的冷轧钢板实施如下的第2均热处理：再加热至350～500℃的第2均热温度，在所述第2均热温度保持10秒以上，其后以平均冷却速度50℃/s以下冷却至200℃，接着冷却至室温，

其中，所述T1温度和T2温度分别由下述式(1)、(2)定义，下述式(1)、(2)中的[％X]表示所述成分组成中的成分元素X的以质量％计的含量，

T1温度(℃)＝751－27×[％C]+18×[％Si]－12×[％Mn]－169×[％Al]－6×[％Ti]+24×[％Cr]－895×[％B]…(1)，

T2温度(℃)＝937－477×[％C]+56×[％Si]－20×[％Mn]+198×[％Al]+136×[％Ti]－5×[％Cr]+3315×[％B]…(2)。