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CN113166838B - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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CN113166838B
CN113166838B CN202080006432.7A CN202080006432A CN113166838B CN 113166838 B CN113166838 B CN 113166838B CN 202080006432 A CN202080006432 A CN 202080006432A CN 113166838 B CN113166838 B CN 113166838B
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hard
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薮翔平
林宏太郎
上西朗弘
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

本发明涉及一种冷轧钢板，其包含C：0.15％～0.40％、Si：0.50％～4.00％、Mn：1.00％～4.00％、sol.Al：0.001％～2.000％，金属组织由35～65面积％的铁素体相、35～65面积％的硬质第二相和0～5面积％的剩余部分相构成，铁素体相的60％以上为再结晶铁素体相，由15°晶界规定的平均结晶粒径为5.0μm以下，硬质第二相的最大连结率为10％以上，上述硬质第二相的二维等周常数为0.20以下。

Description

冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及冷轧钢板及其制造方法。更具体而言，涉及形状冻结性及加工性优异的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
要求兼顾汽车的燃料效率提高和碰撞安全性确保，汽车用钢板的轻量化及高强度化取得进展。因此，作为汽车用钢板，具有高抗拉强度的高强度钢板变得大量使用起来。
另外，汽车用钢板由于其大多通过压力加工而成形，因此对于汽车用钢板所使用的高强度钢板，要求优异的加工性。为了确保优异的加工性，要求在成形时能够不开裂地进行成形的均匀拉伸率。再者，对于高强度钢板，要求用于以高的尺寸精度成形为目标部件形状的形状冻结性。
特别是近年来，对汽车轻量化的愿望提高，在高强度钢、例如抗拉强度：1180MPa以上的高强度钢中，需要具有上述那样的优异的形状冻结性及加工性的钢板。
但是，伴随着钢板的高强度化，变得难以充分确保与强度存在折衷关系的延展性。另外，如果钢板高强度化，则产生压力加工时的回弹量变大，变得难于以高的尺寸精度成形为目标部件形状的问题。所谓回弹，是指在钢板于模具内被压力加工时，以拘束状态受到弯曲力矩的弯曲部从模具取下时按照力矩变小的方式发生变形，压力加工后的钢板的形状产生与模具形状偏离的现象。钢板的强度越高，则这样的回弹变得越显著，成为压力加工上的课题。由于为了抑制回弹，使屈服比(屈服点/抗拉强度)降低是有效的，因此对于适用于要求高尺寸精度的部位的高强度钢板，强烈要求具有低的屈服比。
针对这样的课题，在专利文献1中记载了复合组织型高强度冷轧钢板的制造方法。具体而言，在专利文献1中公开了一种复合组织型高强度冷轧钢板的制造方法，其中，对于含有C：0.003～0.03％、Si：0.1～1％、Mn：0.3～1.5％、Ti：0.02～0.2％、Al：0.01～0.07％、并包含(Si％+2·Mn％)＝1～3％、(有效Ti)/(C+N)的原子浓度比为0.4～0.8的钢，在进行热轧、冷轧后，实施在Ac1相变点～900℃的温度下加热30秒～10分钟、并以30℃/秒以上的冷却速度进行冷却的连续退火。在专利文献1中教示了通过该制造方法，可得到具有由铁素体和包含马氏体和/或贝氏体的第二相构成的复合组织的钢板，该钢板为具有1.4以上的r值和50％以下的屈服比、且抗拉强度-拉伸率平衡优异的钢板。
另一方面，在专利文献2中公开了一种冷轧钢板，其具有含有C：0.01％～0.15％、Si：0.01％～1.5％、Mn：1.5％～3.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：超过0.10％且在1.5％以下、及N：0.010％以下、由α＝Mn+Si×0.5+Al×0.4规定的α值为1.9以上的化学组成，具有距离钢板表面为板厚的1/4深度位置处的铁素体的体积率在40％以上并且马氏体的体积率在3％以上的钢组织。另外，在专利文献2中，教示了该冷轧钢板具有通过将板厚的1/4深度位置处的铁素体的平均结晶粒径dF(μm)微细化至4.5μm以下而具有优异的机械特性的铁素体-马氏体的复合组织。
但是，就专利文献1中记载的技术而言，难以获得C含量少、具有1180MPa以上那样的更高的抗拉强度的高强度钢。另一方面，仅仅通过专利文献2中记载的那样的铁素体的平均结晶粒径的微细化，难以在维持高抗拉强度的同时降低屈服比。
一般而言，作为实现更高的抗拉强度的方法，已知有有效利用了马氏体或回火马氏体的组织强化。但是，在有效利用马氏体、回火马氏体的情况下，虽然为高强度，但均匀拉伸率极低，难以确保良好的加工性。再者，就马氏体单相而言难以降低屈服比，形状冻结性的确保也很困难。
作为解决该问题的高强度钢板，考虑包含软质相(铁素体)和硬质相(马氏体-回火马氏体)的复合组织钢板。在复合组织钢板中，以软质相来确保延展性，以硬质相来确保强度。再者，由于基于软硬质相间的强度差，在软质相侧早期产生屈服现象，因此能够大幅降低屈服点。然而，在这样的复合组织钢板中，为了确保钢板的更高的抗拉强度，需要充分提高硬质相的体积率。在使硬质相的体积率增加的情况下，就现有技术而言，由于均匀拉伸率的降低和屈服比的提高是不可避免的，因此在1180MPa以上那样的高强度等级下，实现优异的均匀拉伸率和低屈服比是非常困难的课题。
在专利文献3中提出了一种钢板，其中，钢板组织以铁素体为主，包含马氏体，铁素体的体积率为60％以上，马氏体的板条块尺寸为1μm以下，通过将马氏体中的C浓度设定为0.3％～0.9％，不使作为硬质组织的马氏体的体积率增加而提高马氏体组织的强度，从而确保有助于延展性确保的铁素体体积，同时确保最大抗拉强度为900MPa以上(900～1582MPa)并且屈服比(YR)为0.75以下。
但是，在专利文献3中所示的技术中，进行了铁素体-马氏体的粒径控制，但对于其组织形态，未进行任何控制，关于抗拉强度的提高及屈服比的降低依然存在改善的余地。
与复合组织钢板相关联，在专利文献4中记载了一种具备主相为低温相变生成相且在第二相中包含残余奥氏体及多边形铁素体的金属组织的冷轧钢板的制造方法，其中，包括以下工序：(A)热轧工序，其对具有以质量％计含有C：超过0.020％且低于0.30％、Si：超过0.10％且在3.00％以下、Mn：超过1.00％且在3.50％以下、P：0.10％以下、S：0.010％以下、sol.Al：2.00％以下及N：0.010％以下、剩余部分由Fe及杂质构成的化学组成的板坯，实施在Ar3点以上的温度区域结束轧制的热轧而制成热轧钢板，将上述热轧钢板在上述轧制结束后的0.4秒钟以内冷却至780℃以下的温度区域，在低于400℃的温度区域卷取；(B)热轧板退火工序，其对上述工序(A)中得到的热轧钢板实施加热至300℃以上的温度区域的热轧板退火而制成热轧退火钢板；(C)冷轧工序，其对上述热轧退火钢板实施冷轧而制成冷轧钢板；及(D)退火工序，其对上述冷轧钢板在(Ac3点-40℃)以上的温度区域实施均热处理后，冷却至500℃～300℃的温度区域，在该温度区域中保持30秒钟以上。另外，在专利文献4中，记载了根据上述的方法，可得到具有可适用于压力成形等加工的充分的延展性、加工硬化性及拉伸凸缘性的高强度冷轧钢板。
然而，在专利文献4中，从维持高强度并且降低屈服比的观点出发未必进行了充分的研究，因此，在专利文献4所记载的发明中，关于形状冻结性等的提高，依然存在改善的余地。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭58-39736号公报
专利文献2：日本特开2014-65975号公报
专利文献3：日本特开2011-111671号公报
专利文献4：日本特开2013-14824号公报
发明内容
发明所要解决的课题
于是，本发明所要解决的课题是通过新颖的构成而提供具有优异的均匀拉伸率、屈服比YR得以改善的加工性及形状冻结性优异的高强度的冷轧钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人等为了解决上述课题，制造加工性及形状冻结性优异的高强度的冷轧钢板而进行了深入研究。以下对本技术的详细内容进行叙述。
本发明人等深入研究的结果发现：通过将钢板的金属组织制成包含软质相和硬质相的组织，使各相均匀并且微细地分散，控制为具有使硬质相与软质相复杂而相互交错的界面形状的组织形态，能够使由软质相带来的延展性提高和由硬质相带来的强度确保最大限度且相辅相成地发挥功能。除了这样的粒径和二相的界面形状的组织形态的控制以外，还发现通过将化学成分及各相的面积率控制为适宜的范围，进而控制软质相的再结晶率，可实现兼顾1180MPa以上的抗拉强度和优异的均匀拉伸率、并且具有屈服比(YR)：60％以下的钢板。
本发明人等发现：通过一贯地控制(a)热轧工序-(b)回火工序-(c)冷轧工序-(d)退火工序，能够获得通过现有技术无法实现的使软质相和硬质相均匀并且微细地分散、将该二相的界面形状控制为复杂而相互交错的形态的组织。具体而言，本发明人等发现了包括以下工序的加工性和形状冻结性优异的冷轧钢板的制造方法：(a)控制为赋予了一定的蓄积应变的低温相变相(例如马氏体相)的热轧工序；(b)均匀并且微细地使铁碳化物析出的回火工序；(c)赋予铁素体的再结晶的驱动力的冷轧工序；及(d)通过在加热中使铁素体充分再结晶，并且将再结晶铁素体晶界以铁碳化物进行钉扎，促进沿着晶界的奥氏体的生长，从而使软质相和硬质相均匀并且微细地分散，将二相的界面形状控制为复杂而相互交错的组织形态的退火工序。
本发明的主旨如下。
[1]一种冷轧钢板，其中，
化学成分以质量％计由
C：0.15％～0.40％、
Si：0.50％～4.00％、
Mn：1.00％～4.00％、
sol.Al：0.001％～2.000％、
P：0.020％以下、
S：0.020％以下、
N：0.010％以下、
Ti：0％～0.200％、
Nb：0％～0.200％、
B：0％～0.010％、
V：0％～1.00％、
Cr：0％～1.00％、
Mo：0％～1.00％、
Cu：0％～1.00％、
Co：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
Ni：0％～1.00％、
Ca：0％～0.010％、
Mg：0％～0.010％、
REM：0％～0.010％、
Zr：0％～0.010％、及
剩余部分：铁及杂质构成，
金属组织由铁素体相、包含马氏体相及残余奥氏体相的硬质第二相和包含渗碳体相及贝氏体相的剩余部分相构成，
上述铁素体相的面积率为35％～65％，
上述硬质第二相的面积率为35％～65％，
上述剩余部分相的面积率为0％～5％，
上述铁素体相的60％以上为再结晶铁素体相，
由15°晶界规定的平均结晶粒径为5.0μm以下，
上述硬质第二相的最大连结率为10％以上，
上述硬质第二相的二维等周常数为0.20以下。
[2]根据[1]所述的冷轧钢板，其中，上述化学成分以质量％计包含选自由
Ti：0.001％～0.200％、
Nb：0.001％～0.200％、
B：0.0005％～0.010％、
V：0.005％～1.00％、
Cr：0.005％～1.00％、
Mo：0.005％～1.00％、
Cu：0.005％～1.00％、
Co：0.005％～1.00％、
W：0.005％～1.00％、
Ni：0.005％～1.00％、
Ca：0.0003％～0.010％、
Mg：0.0003％～0.010％、
REM：0.0003％～0.010％、及
Zr：0.0003％～0.010％构成的组中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的冷轧钢板，其中，在表面具有热浸镀锌层。
[4]根据[1]或[2]所述的冷轧钢板，其中，在表面具有合金化热浸镀锌层。
[5]一种冷轧钢板的制造方法，其是制造[1]或[2]所述的冷轧钢板的方法，其包括以下工序：
热轧工序，其将具有[1]或[2]所述的化学成分的板坯进行粗轧后，实施精轧的最终段的压下率为15％～50％、并且精轧的结束温度为Ar3℃～950℃的精轧，以平均冷却速度50℃/秒以上冷却至低于400℃的卷取温度，在上述卷取温度下卷取；
回火工序，其将热轧后的钢板在450℃以上且低于600℃的温度区域以由如下的式1所规定的回火参数ξ为14000～18000的条件进行回火；
冷轧工序，其将回火后的钢板酸洗后以30％以上的轧制率进行冷轧；及
退火工序，将冷轧后的钢板在从500℃至Ac1℃为止的温度区域以5.0℃/秒以下的平均加热速度加热至(Ac1+10)℃～(Ac3-10)℃的最高加热温度，在上述最高加热温度下保持60秒以上后，在从(Ac1-50)℃至冷却停止温度为止的温度区域以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms℃以下的冷却停止温度。
式1：ξ＝(T+273)·〔log10(t/3600)+20〕
T[℃]：回火温度、t[秒]：回火时间
Ac1[℃]＝751-16×[％C]+35×[％Si]-28×[％Mn]
Ac3[℃]＝881-353×[％C]+65×[％Si]-24×[％Mn]
Ar3[℃]＝910-203×[％C]+44.7×[％Si]-24×[％Mn]-50×[％Ni]
Ms[℃]＝521-353×[％C]-22×[％Si]-24×[％Mn]
其中，％C、％Si、％Mn及％Ni为C、Si、Mn及Ni的含量[质量％]。
[6]根据[5]所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在冷却至Ms℃以下的冷却停止温度后，在200℃～450℃的温度下保持60秒～600秒。
[7]根据[5]或[6]所述的冷轧钢板的制造方法，其是制造[3]所述的冷轧钢板的方法，其中，在上述退火工序之后，在430℃以上的温度下进行热浸镀锌处理。
[8]根据[5]或[6]所述的冷轧钢板的制造方法，其是制造[4]所述的冷轧钢板的方法，其中，在上述退火工序之后，在430℃以上的温度下进行热浸镀锌处理，之后，在400℃～600℃进行合金化处理。
发明效果
根据本发明，能够获得抗拉强度TS为1180MPa以上、具有优异的均匀拉伸率、屈服比YR为60％以下的加工性和形状冻结性优异的高强度的冷轧钢板。
附图说明
图1是示意性表示钢板组织中的最大连结区域的图。
图2是说明二维等周常数的二值化图像的示意图。
具体实施方式
<冷轧钢板>
以下，对本发明的一实施方式的冷轧钢板进行详细说明。但是，本发明并不仅限制于本实施方式中公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更。另外，对于下述的数值限定范围，下限值及上限值包含于该范围内。关于表示为“超过”或“低于”的数值，该值不包含于数值范围内。关于各元素的含量的“％”是指“质量％”。
[化学成分]
首先，对本发明的冷轧钢板的化学成分及其限定理由进行说明。本实施方式的冷轧钢板作为化学成分包含基本元素，根据需要包含选择元素，剩余部分包含铁及杂质。
本实施方式的冷轧钢板的化学成分中的C、Si、Mn、Al、P、S及N为基本元素。
(C：0.15％～0.40％)
C(碳)是在确保钢板强度方面重要的元素。为了充分地获得这样的效果，C含量设定为0.15％以上，优选为0.17％以上或0.20％以上，更优选为0.23％以上，进一步优选为0.25％以上。另一方面，如果过度含有C，则有时焊接性变差。因此，C含量设定为0.40％以下，优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。
(Si：0.50％～4.00％)
Si(硅)是在将渗碳体保持至高温方面重要的元素。如果Si含量低，则有时在加热中渗碳体溶解，变得难以将晶粒微细化。因此，Si含量设定为0.50％以上。优选为0.80％以上或0.90％以上，进一步优选为1.00％以上。另一方面，由于如果过度含有Si，则有时引起表面性状的劣化，因此Si含量设定为4.00％以下。Si含量优选为3.50％以下或3.20％以下，更优选为3.00％以下。
(Mn：1.00％～4.00％)
Mn(锰)是在提高钢板的淬透性方面有效的元素。为了充分地获得这样的效果，Mn含量设定为1.00％以上。Mn含量优选为1.20％以上或1.50％以上，更优选为2.00％以上。另一方面，如果过量地添加Mn，则有时通过Mn偏析而使组织变得不均匀，拉伸凸缘成形性降低。因此，Mn含量设定为4.00％以下，优选设定为3.50％以下或3.00％以下，更优选设定为2.80％以下或2.60％以下。
(sol.Al：0.001％～2.000％)
Al(铝)是具有将钢脱氧而使钢板健全化的作用的元素。为了可靠地获得这样的效果，sol.Al含量设定为0.001％以上。但是，在脱氧充分必要的情况下，sol.Al含量更优选为0.010％以上的添加，进一步优选为0.020％以上或0.025％以上。另一方面，如果sol.Al含量过高，则有时焊接性的降低变得显著，并且氧化物系夹杂物增加而表面性状的劣化变得显著。因此，sol.Al含量设定为2.000％以下，优选为1.500％以下，更优选为1.000％以下，最优选设定为0.800％以下或0.600％以下。需要说明的是，所谓sol.Al是指未成为Al2O3等氧化物而可溶于酸的酸可溶Al。
(P：0.020％以下)
P(磷)是一般含有于钢中的杂质。如果P含量过量，则焊接性的劣化变得显著。因此，P含量设定为0.020％以下。P含量优选为0.015％以下或0.010％以下。P含量的下限没有特别限定，也可以为0％，但从制造成本的观点出发，P含量也可以为超过0％、0.0001％以上或0.001％以上。
(S：0.020％以下)
S(硫)是一般含有于钢中的杂质，从焊接性的观点出发越少越优选。如果S含量过量，则焊接性的降低变得显著，并且MnS的析出量增加，弯曲性等加工性降低。因此，S含量设定为0.020％以下。S含量优选为0.010％以下，进一步优选为0.005％以下。S含量也可以为0％，但从脱硫成本的观点出发，S含量也可以为超过0％、0.0001％以上或0.001％以上。
(N：0.010％以下)
N(氮)是一般含有于钢中的杂质，从焊接性的观点出发越少越优选。如果N含量过量，则焊接性的降低变得显著。因此，N含量设定为0.010％以下。N含量优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。N含量也可以为0％，但从制造成本的观点出发，N含量也可以为超过0％、0.0001％以上或0.001％以上。
本实施方式的冷轧钢板除了上述说明的基本元素以外，还可以含有以下的选择元素。例如，代替上述的剩余部分即Fe的一部分，作为选择元素，也可以含有Ti、Nb、B、V、Cr、Mo、Cu、Co、W、Ni、Ca、Mg、REM及Zr中的1种或2种以上。这些选择元素只要根据其目的而含有即可。因此，没有必要限制这些选择元素的下限值，下限值也可以为0％。另外，即使这些选择元素作为杂质含有，也不会损害本实施方式的效果。
(Ti：0％～0.200％)
Ti(钛)是作为TiC在钢板的冷却中析出、有助于强度的提高的元素。因此，也可以含有Ti。另一方面，如果过量添加Ti，则成为钢板的低温脆性劣化的要因。因此，Ti含量设定为0.200％以下。Ti含量优选为0.180％以下，更优选为0.150％以下。为了可靠地获得上述的效果，Ti含量只要为0.001％以上即可。Ti含量优选为0.020％以上，更优选为0.050％以上。
(Nb：0％～0.200％)
Nb(铌)是与Ti同样地作为NbC而析出、提高强度的元素。因此，也可以含有Nb。另一方面，如果过度含有Nb，则有时织构发达，材料的各向异性变大。因此，Nb含量设定为0.200％以下。Nb含量优选为0.150％以下，更优选为0.100％以下。为了可靠地获得上述的效果，Nb含量只要为0.001％以上即可。Nb含量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。
需要说明的是，在本实施方式的冷轧钢板中，优选以质量％计含有Ti：0.001％～0.200％、及Nb：0.001％～0.200％中的至少1种作为化学成分。
(B：0％～0.010％)
B(硼)通过在晶界中偏析使晶界强度提高，能够提高材料的韧性。因此，也可以含有B。另一方面，由于即使B含量过高，上述效果也饱和，在经济上变得不利，因此B含量的上限设定为0.010％。B含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。为了可靠地获得上述的效果，B含量只要为0.0005％以上或0.001％以上即可。
(V：0％～1.00％)
(Cr：0％～1.00％)
(Mo：0％～1.00％)
(Cu：0％～1.00％)
(Co：0％～1.00％)
(W：0％～1.00％)
(Ni：0％～1.00％)
V(钒)、Cr(铬)、Mo(钼)、Cu(铜)、Co(钴)、W(钨)及Ni(镍)均是为了稳定地确保强度而有效的元素。因此，也可以含有这些元素。但是，任一元素均即使过度含有，有时由上述作用带来的效果也容易饱和，在经济上变得不利。因此，这些元素的含量各自设定为1.00％以下。这些元素的含量各自优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。需要说明的是，为了更可靠地获得由上述作用带来的效果，关于任一元素，各自只要为0.005％以上即可，优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。
需要说明的是，在本实施方式的冷轧钢板中，优选以质量％计含有V：0.005％～1.00％、Cr：0.005％～1.00％、Mo：0.005％～1.00％、Cu：0.005％～1.00％、Co：0.005％～1.00％、W：0.005％～1.00％及Ni：0.005％～1.00％中的至少1种作为化学成分。
(Ca：0％～0.010％)
(Mg：0％～0.010％)
(REM：0％～0.010％)
(Zr：0％～0.010％)
Ca(钙)、Mg(镁)、REM(稀土类元素)及Zr(锆)均是具有有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、提高韧性的作用的元素。因此，也可以含有这些元素。但是，任一元素均如果过度含有，则有时表面性状的劣化明显化。因此，这些元素的含量各自设定为0.010％以下。这些元素的含量各自优选为0.008％以下或0.005％以下，更优选为0.003％以下。需要说明的是，为了更可靠地获得由上述作用带来的效果，关于任一元素，各自只要为0.0003％以上即可。需要说明的是，REM是指稀土类元素、即Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu的总称，所谓REM的含量是指这些元素的合计含量。
需要说明的是，在本实施方式的冷轧钢板中，优选以质量％计含有Ca：0.0003％～0.010％、Mg：0.0003％～0.010％、REM：0.0003％～0.010％及Zr：0.0003％～0.010％中的至少1种作为化学成分。
在本实施方式的冷轧钢板中，上述成分以外的剩余部分由Fe及杂质构成。所谓杂质是在工业上制造冷轧钢板时，通过以矿石、废料等那样的原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分等。
上述钢的化学成分只要通过钢的一般的分析方法而测定即可。例如，钢的化学成分只要使用电感耦合等离子体发射光谱分析：ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)进行测定即可。需要说明的是，C及S只要使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N只要使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可，O只要使用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定即可。
对本实施方式的冷轧钢板的金属组织进行说明。
[金属组织]
本实施方式的冷轧钢板的金属组织由铁素体相、包含马氏体相及残余奥氏体相的硬质第二相、和包含渗碳体相及贝氏体相的剩余部分相构成，铁素体相的面积率为35％～65％，硬质第二相的面积率为35％～65％，剩余部分相的面积率为0％～5％，上述铁素体相的60％以上为再结晶铁素体相，由15°晶界规定的平均结晶粒径为5.0μm以下，并且硬质第二相的最大连结率为10％以上，硬质第二相的二维等周常数为0.20以下。
(铁素体相的面积率：35％～65％)
本实施方式的冷轧钢板以面积率计具有35％～65％的铁素体相。通过具有这样的组织，能够充分确保有助于延展性提高的软质相，能够达成优异的均匀拉伸率及60％以下的屈服比(YR)。在铁素体相的面积率低于35％的情况下，硬质第二相成为主体组织，无法达成优异的均匀拉伸率和YR60％以下。铁素体相的面积率例如也可以为38％以上、40％以上或45％以上。另一方面，在铁素体相的面积率超过65％的情况下，由于硬质第二相的面积率不足，因此无法达成1180MPa以上的抗拉强度。铁素体相的面积率例如也可以为60％以下、58％以下或55％以下。
(硬质第二相的面积率：35％～65％)
本实施方式的冷轧钢板以面积率计具有35％～65％的硬质第二相。硬质第二相包含初生马氏体相、回火马氏体相及残余奥氏体相。需要说明的是，在简记为“马氏体相”的情况下，包含“初生马氏体相”及“回火马氏体”这两者。通过具有这样的组织，能够充分确保有助于强度提高的硬质相，能够达成1180MPa以上的抗拉强度(TS)。在硬质第二相的面积率低于35％的情况下，保证强度的马氏体相、残余奥氏体相不足，无法达成1180MPa以上的抗拉强度。硬质第二相的面积率例如也可以为38％以上、40％以上或45％以上。另一方面，在硬质第二相的面积率超过65％的情况下，由于作为软质相的铁素体相的面积率不足，因此无法达成优异的均匀拉伸率和YR60％以下。硬质第二相的面积率例如也可以为63％以下、60％以下或55％以下。
(剩余部分相的面积率：0％～5％)
本实施方式的冷轧钢板以面积率计具有0％～5％的剩余部分相。剩余部分相包含渗碳体相及贝氏体相。如果在剩余部分中不可避免地包含的渗碳体或贝氏体超过5％，则由于强度-均匀拉伸率的平衡降低，因此无法在维持强度的状态下实现优异的均匀拉伸率及低屈服比。因此，剩余部分相的面积率设定为0％～5％。优选剩余部分相的面积率为4％以下、3％以下、2％以下、或1％以下。
(再结晶铁素体相：铁素体相的60％以上)
本发明中，铁素体相被分类为通过再结晶化而在晶粒内不含位错的再结晶铁素体相和在晶粒内包含通过冷轧工序中的加工而导入的高位错密度的未再结晶铁素体相。在包含铁素体相和硬质第二相的复相组织钢中，由于屈服点受到软质的铁素体相的强度的较强影响，因此在实现低屈服比方面，优选将铁素体相的大部分控制为更软质的再结晶铁素体相。因此，在本发明中，铁素体相的60％以上为再结晶铁素体相，优选70％以上、更优选80％以上为再结晶铁素体相。在铁素体相中的再结晶铁素体相低于60％的情况下，铁素体相的屈服点提高，变得无法达成屈服比60％以下。另外，有可能也无法达成优异的均匀拉伸率。铁素体相中的再结晶铁素体相的比例的上限没有特别限定，也可以为100％、95％或90％。
(各相的面积率的测定方法)
金属组织的各相的面积率如以下那样通过SEM-EBSD法(电子背散射衍射法)及SEM二次电子图像观察来进行评价。
首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试料，将观察面进行机械研磨而精加工成镜面后，进行电解研磨。接着，在观察面中的以距离母材钢板的表面为1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个至多个观察视场中，对于合计2.0×10-9m2以上的面积，通过SEM-EBSD法进行晶体结构及取向解析。对于通过EBSD法而得到的数据的解析，使用TSL公司制的“OIM Analysys 6.0”。另外，评价点间距离(step)设定为0.03～0.20μm。将由观察结果判断为FCC铁的区域设定为残余奥氏体。再者，以晶体取向差成为15度以上的边界作为晶界而得到结晶晶界图。
接着，对于与实施EBSD观察的试料同一试料进行硝酸乙醇腐蚀，对于与EBSD观察同一视场进行二次电子图像观察。为了对与EBSD测定时同一视场进行观察，预先作好维氏压痕等记号较佳。由所得到的二次电子图像，分别测定铁素体、残余奥氏体、贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、渗碳体的面积率。将在晶粒内具有下部组织、并且渗碳体具有多个变种而析出的区域判断为回火马氏体。将亮度小、并且未见到下部组织的区域判断为铁素体。将亮度大、并且下部组织通过侵蚀未显现出的区域判断为初生马氏体及残余奥氏体。将不符合上述区域中的任一者的区域判断为贝氏体。通过利用点计数法算出各自的面积率，设定为各相的面积率。
(再结晶铁素体相的比例的测定方法)
关于上述求出的全部铁素体区域内的再结晶铁素体的区域，对于与上述SEM观察的区域同一区域使用场发射形扫描电子显微镜(FE-SEM)及OIM晶体取向解析装置，对测定面100μm平方区域以0.2μm间隔取得晶体取向数据组，对所得到的晶体取向数据组通过解析软件(TSL OIM Analysis)进行解析，将铁素体晶粒内的第一邻近测量点间的KernelAverage Misorientation(KAM值)为1.0°以下的区域定义为再结晶区域，算出该区域相对于全部区域的面积率，决定铁素体相中的再结晶铁素体相的比例。
(由15°晶界规定的平均结晶粒径：5.0μm以下)
通过将结晶粒径微细化，能够提高各金属组织的强度。再者，在包含铁素体相和硬质第二相的复相组织钢中，变形的均匀化的效果大，通过变形被均匀化而能够确保均匀拉伸率，同时确保强度。如果由15°晶界规定的平均结晶粒径超过5.0μm，则变得容易不均匀地引起变形，强度和均匀拉伸率的兼顾变得困难。因此，由15°晶界规定的平均结晶粒径设定为5.0μm以下。优选为3.0μm以下，更优选为2.5μm以下。在本发明中，铁素体相与硬质第二相的晶界均由于可以通过15°晶界对各个晶粒进行判别，因此使用以当量圆直径的形式算出通过15°晶界而区别的各晶粒的面积而得到的值作为粒径。
(平均结晶粒径的测定方法)
平均结晶粒径的测定通过SEM/EBSD法而进行。在距离钢板的表面为1/4厚处，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试料，对钢板表面实施镜面研磨及胶体研磨，使用场发射形扫描电子显微镜(FE-SEM)及OIM晶体取向解析装置，对测定面200μm平方区域以0.2μm间隔取得晶体取向数据组。对所得到的晶体取向数据组通过解析软件(TSLOIM Analysis)进行解析，将具有15°以上的取向差的界面定义为结晶晶界，由以该结晶晶界所围成的区域的面积以当量圆直径的形式算出结晶粒径。由这些结晶粒径的直方图以中值粒径(D50)的形式算出平均结晶粒径。
本发明中，在同时达成1180MPa以上的抗拉强度、优异的均匀拉伸率、及60％以下的屈服比方面，除了上述的化学成分、各相的面积率、铁素体相中的再结晶铁素体相的比例及平均结晶粒径的控制以外，控制钢板的组织形态成为最重要的要点。即，在如上述那样分别含有一定量以上的软质的再结晶铁素体相及硬质的硬质第二相(马氏体相或残余奥氏体相)的复相组织中，通过控制为由铁素体相带来的延展性提高和由硬质第二相带来的强度确保相辅相成地发挥功能的组织形态，能够达成上述的目标特性。
本发明人等发现：在使由铁素体相带来的延展性提高和由硬质第二相带来的强度确保最大限度且相辅相成地发挥功能方面，具有使这两个相复杂而相互交错的结构是有效的。
具有复杂而相互交错的结构的组织的特征在于，硬质第二相彼此连结；以及与具有相同面积的真圆形状的晶粒相比，界面面积多。在具有复杂而相互交错的结构时得到上述效果的要因未必明确，但推定是由于：抑制变形的局部化而在软硬质相间使变形分配，并且作为组织整体均匀地产生屈服现象。在本发明中，作为表示硬质第二相彼此连结的指标，使用“硬质第二相的最大连结率”，以及作为软质相与硬质相的界面面积多的指标，使用“硬质第二相的二维等周常数”。
(硬质第二相的最大连结率：10％以上)
为了获得上述的效果，硬质第二相的最大连结率必须为10％以上。在硬质第二相的最大连结率为10％以上的情况下，由于具有使软质相与硬质相充分复杂而相互交错的结构，因此作为金属组织整体均匀地产生屈服现象，能够同时达成TS1180MPa以上并且YR60％以下。硬质第二相的最大连结率优选为15％以上，更优选为20％以上，进一步优选为25％以上，最优选为30％以上。上限没有特别规定，但也可以为100％以下、90％以下、80％以下、或70％以下。
(硬质第二相的二维等周常数：0.20以下)
另外，为了获得上述的效果，硬质第二相的二维等周常数必须为0.20以下。在硬质第二相的二维等周常数为0.20以下的情况下，由于金属组织形成充分均匀的网络，因此能够以硬质第二相来保证强度，在变形时发挥铁素体相的延展性，同时达成TS1180MPa以上并且YR60％以下。硬质第二相的二维等周常数优选为0.15以下，更优选为0.12以下，进一步优选为0.10以下。下限没有特别规定，但也可以为0.01以上、0.02以上或0.03以上。
以下对硬质第二相的最大连结率和二维等周常数更详细地进行说明。图1中示意性示出了钢板组织中的最大连结区域1。最大连结区域1是硬质第二相以网眼状连续地连结而成的组织，图1中，细的斜线的部分为最大连结区域1，白色的部分为铁素体组织区域2，粗的斜线的部分为非最大连结区域1的硬质第二相区域3(非最大连结区域3)。需要说明的是，为了容易地进行区别，最大连结区域1与非最大连结区域3彼此相反地示出斜线的倾斜的方法。在最大连结区域1中以彼此分离的状态存在多个铁素体区域(白色部)。另外，非最大连结区域3与最大连结区域1分离，非最大连结区域3由铁素体区域(白色部)包围。
硬质第二相的最大连结率通过下述的方法来决定。将从距离表面为深度3/8t的位置至深度t/2的位置(t：钢板的板厚)为止的区域的通过1000倍(测定面200μm平方区域)的FE-SEM而测定的二次电子图像通过上述的方法进行二值化，在该二值化图像中选择表示硬质第二相区域的一个像素。然后，对于该选择的像素(为表示硬质第二相区域的像素)，与上下左右4个方向中的任一方向邻接的像素为表示硬质第二相区域的像素的情况下，这两个像素判定为相同的连结区域。同样地操作，依次对与上下左右4个方向的各个方向邻接的像素判定是否成为连结区域，确定单一的连结区域的范围。需要说明的是，在邻接的像素不为表示硬质第二相区域的像素的情况下(即，邻接的像素为表示铁素体区域的像素的情况下)，该部分成为连结区域的边缘的部分。将像这样操作而确定的硬质第二相的连结区域内具有最大的像素数的区域特定为最大连结区域。
硬质第二相的最大连结区域相对于全部硬质第二相区域的面积率、即硬质第二相的最大连结率Rs通过求出最大连结区域的面积Sm，由与全部硬质第二相区域的面积Ss之比：Rs＝Sm/Ss来算出。
最大连结率Rs(％)通过下述式子而算出。
Rs＝{硬质第二相的最大连结区域的面积Sm/全部硬质第二相区域的面积Ss}×100
全部硬质第二相区域的面积Ss＝最大连结区域的面积Sm+非最大连结区域的全部面积Sm’
二维等周常数K通过下述式子而算出。需要说明的是，最大连结区域的周长Lm可以在通过上述FE-SEM而测定的组织图像中进行实测。但是，在算出周长时，在图像数据外框的4边中的某一者符合最大连结区域的周长的一部分的情况下，符合的外框的长度也作为最大连结区域的周长的一部分来处理。
π·(Lm/2π)2·K＝Sm
K＝4πSm/Lm2
Lm：硬质第二相的最大连结区域的周长
图2是对二维等周常数进行说明的二值化图像的示意图。图2(a)表示硬质第二相的最大连结区域为大致真圆时的示意图。另一方面，图2(b)表示最大连结区域具有与图2(a)相同的面积(Sm)并且具有使硬质相与软质相复杂而相互交错的界面形状时的示意图。例如，对于图2(a)的组织测定最大连结区域的周长Lm，如果基于上述式而算出二维等周常数K，则成为K＝0.92。另一方面，图2(b)虽然最大连结区域的面积Sm与图2(a)相同，但由于最大连结区域的周长Lm较长，因此如果同样地算出二维等周常数K，则成为K＝0.03。由与图1相关联的说明以及图2(a)及(b)的对比等获知：在本实施方式中通过如规定的那样将硬质第二相的最大连结率设定为10％以上，并且将该硬质第二相的二维等周常数设定为0.20以下，能够在金属组织中形成具有使硬质相与软质相复杂而相互交错的界面形状的比较大的最大连结区域。因此，根据本实施方式，能够使由软质相带来的延展性提高和由硬质相带来的强度确保相辅相成地发挥功能。
本发明的冷轧钢板出于耐蚀性提高等目的，也可以在表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌。
接着，对本实施方式的冷轧钢板的机械特性进行说明。
[机械特性]
(抗拉强度TS：1180MPa以上)
本实施方式的冷轧钢板优选具有有助于汽车的轻量化的充分的强度。因此，抗拉强度(TS)设定为1180MPa以上。抗拉强度优选为1270MPa以上，更优选为1370MPa以上。抗拉强度优选较高，但由于在本实施方式的构成中难以设定为超过1780MPa，因此实质性上限成为1780MPa。需要说明的是，拉伸试验只要依据JIS Z2241(2011)来进行即可，拉伸试验用的试料只要从冷轧钢板的宽度方向1/4的位置按照与轧制方向垂直的方向(C方向)成为长度方向的方式采集即可(JIS 5号试验片)。
(优异的均匀拉伸率uEL)
优异的均匀拉伸率的值根据钢板的强度等级而不同。就本发明的冷轧钢板而言，抗拉强度为1180MPa以上，但所要求的均匀拉伸率根据强度等级而不同。如果具体地进行说明，则就抗拉强度为1180～1370MPa的冷轧钢板而言，变得需要与抗拉强度同时优异的均匀拉伸率。另一方面，在抗拉强度超过1370MPa的情况下，即使均匀拉伸率特性稍微牺牲，也要求更高的抗拉强度。因此，本发明中，具有“优异的均匀拉伸率”的钢板是相对于其抗拉强度满足下述的条件的钢板。均匀拉伸率与抗拉强度的情况同样地，通过使用从冷轧钢板的宽度方向1/4的位置按照与轧制方向垂直的方向(C方向)成为长度方向的方式采集的JIS 5号试验片，依据JIS Z 2241(2011)的规定实施拉伸试验而求出。
·抗拉强度TS：1180～1370MPa的情况
均匀拉伸率uEL≥10.0％
·抗拉强度TS：超过1370MPa的情况
均匀拉伸率uEL≥7.0％
(屈服比YR≤60％)
本实施方式的冷轧钢板需要具有有助于汽车的轻量化的充分的强度，同时具备良好的形状冻结性、加工性。因此，屈服比YR设定为60％以下。优选为YR58％以下，更优选为YR55％以下。屈服比YR是屈服点YS相对于抗拉强度TS之比，以YR(％)＝(YS/TS)×100表示。关于屈服点，也与抗拉强度的情况同样地，通过使用从冷轧钢板的宽度方向1/4的位置按照与轧制方向垂直的方向(C方向)成为长度方向的方式采集的JIS 5号试验片，依据JIS Z2241(2011)的规定实施拉伸试验而求出。
接着，对本实施方式的冷轧钢板的制造方法进行说明。
<冷轧钢板的制造方法>
在本发明中，通过(a)蓄积轧制应变并且控制为均匀的低温相变相(上贝氏体相、马氏体相、或包含它们的混合相)的热轧工序；(b)均匀并且微细地使铁碳化物析出的回火工序；(c)赋予铁素体的再结晶的驱动力的冷轧工序；(d)通过在加热中使铁素体充分再结晶，同时将再结晶铁素体晶界以铁碳化物进行钉扎，促进沿着晶界的奥氏体的生长，从而使软质相和硬质相均匀并且微细地分散，将该二相的界面形状控制为复杂而相互交错的组织形态的退火工序这4个工序，能够使软质相的铁素体相和包含马氏体相及残余奥氏体相的硬质第二相以所期望的面积率存在，使各相均匀并且微细地分散，同时将该界面形状控制为复杂而相互交错的组织形态。如果更详细地进行说明，则认为通过在再结晶铁素体晶界上配置铁碳化物而将该再结晶铁素体晶界进行钉扎，从而不仅将晶粒微细化，而且由于奥氏体的生长方向变成沿着晶界，因此能够在铁素体的间隙中以沿着晶界那样的形式形成复杂形态的奥氏体。因此，能够将最终获得的钢板的金属组织控制为使软质相与硬质相复杂而相互交错的组织形态，其结果是，例如能够获得硬质第二相的二维等周常数为0.20以下的本发明的特征性的金属组织。以下，对本发明的冷轧钢板的制造方法中的各工序进行详细说明。
热轧工序之前的制造工序没有特别限定。即，紧接着利用高炉或电炉等的熔炼，进行各种二次精炼，接着，通过通常的连续铸造、利用铸锭法的铸造、或薄板坯铸造等方法进行铸造即可。在连续铸造的情况下，可以将铸造板坯一度冷却至低温后，再次加热后进行热轧，也可以将铸造板坯不冷却至低温而在铸造后直接进行热轧。对于原料，也可以使用废料。板坯的化学成分被调整为上文说明的那样的化学成分。
对所铸造的板坯实施加热处理。在该加热工序中，例如将板坯加热至1200℃～1300℃的温度后，保持30分钟以上较佳。加热温度低于1200℃时，由于Ti及Nb系析出物未充分溶解，因此在后工序的热轧时有可能得不到充分的析出强化，另外有时因作为粗大的碳化物残存于钢中而使成形性劣化。因此，板坯的加热温度优选设定为1200℃以上，更优选设定为1220℃以上。另一方面，由于加热温度超过1300℃时，有可能氧化皮生成量增大，成品率降低，因此加热温度优选设定为1300℃以下，更优选设定为1280℃以下。为了使Ti及Nb系析出物充分溶解，优选在该温度范围内保持30分钟以上，例如也可以保持45分钟以上、60分钟以上、90分钟以上、或120分钟以上。另外，为了抑制过度的氧化皮损耗，保持时间优选设定为10小时以下，进一步优选设定为5小时以下。
[热轧工序]
(粗轧)
在本发明中的热轧工序中，进行粗轧后，进行多段精轧。首先，对加热后的板坯实施粗轧。在该粗轧中，只要将板坯制成所期望的尺寸形状即可，其条件没有特别限定。需要说明的是，由于粗轧后的钢板的厚度对从精轧工序中的轧制开始时至轧制结束时为止产生的轧制板的从前端至尾端为止的温度降低量造成影响，因此优选考虑其来进行决定。
(精轧)
在精轧中，通过将多段精轧中的最终段的压下率控制为15％～50％、并且将最终段的轧制结束温度控制为Ar3℃～950℃，从而在热轧时提高原奥氏体晶粒的蓄积应变、使铁碳化物的核生成位点高密度化变得重要。
(精轧的最终段的压下率：15％～50％)
如果精轧的最终段的压下率低于15％，则原奥氏体晶粒的蓄积应变量不充分，铁碳化物的析出位点减少，在冷轧工序后的退火工序中无法达成晶粒的微细化，无法同时获得所期望的抗拉强度及均匀拉伸率。因此，精轧的最终段的压下率设定为15％以上。精轧的最终段的压下率优选为16％以上，更优选为18％以上，进一步优选为20％以上。另一方面，由于如果精轧的最终段的压下率超过50％，则钢板形状显著劣化，轧制变得困难，因此精轧的最终段的压下率设定为50％以下。精轧的最终段的压下率优选为45％以下，更优选为40％以下。
(精轧的结束温度：Ar3℃～950℃)
如果精轧的结束温度变得低于Ar3℃，则有可能生成铁素体-珠光体，无法实现均匀的低温相变相组织，无法将再结晶铁素体晶界以铁碳化物进行钉扎，无法将软质相与硬质相的界面形状控制为复杂而相互交错的组织形态。因此，精轧的结束温度设定为Ar3℃以上。另一方面，如果将精轧的结束温度设定为超过950℃，则有可能原奥氏体晶粒的蓄积应变通过恢复再结晶而降低，铁碳化物的析出位点减少，无法将软质相与硬质相的界面形状控制为复杂而相互交错的组织形态。因此，精轧结束温度设定为950℃以下。精轧结束温度优选为(Ar3+10)℃以上，更优选为(Ar3+20)℃。精轧结束温度优选为940℃以下，更优选为930℃以下。
(平均冷却速度：50℃/秒以上)
精轧后的热轧钢板被冷却至卷取温度。由于如果精轧后的平均冷却速度低于50℃/秒，则在冷却中铁素体-珠光体析出，无法获得均匀的低温相变相组织，得不到微细并且复杂而相互交错的组织形态，因此平均冷却速度设定为50℃/秒以上。平均冷却速度优选为70℃/秒以上，更优选为100℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别设定，但从稳定制造的观点出发，优选设定为200℃/秒以下。
(卷取温度：低于400℃)
在400℃以上的温度下卷取的情况下，因铁素体-珠光体、或贝氏体铁素体析出而无法将热轧钢板的组织控制为均匀的低温相变相，得不到微细并且复杂而相互交错的组织形态。因此，卷取在低于400℃的温度下进行。卷取温度优选为380℃以下，更优选为350℃以下，进一步优选为100℃以下。
[回火工序]
在本发明中，通过有效利用由铁碳化物产生的再结晶铁素体晶界的钉扎和源于钉扎粒子即铁碳化物的奥氏体生成，从而实现微细并且复杂而相互交错的组织形态。因此，热轧钢板的回火工序中的铁碳化物的控制是本申请中非常重要的控制工艺。
通过对卷取后的热轧钢板进行回火处理，使为了将再结晶铁素体晶界进行钉扎所必要的量的铁碳化物析出。这里，由于由铁碳化物产生的再结晶铁素体晶界的钉扎力与作为钉扎粒子的铁氧化物的析出量成正比，与铁碳化物的粒径成反比，因此为了有效地产生钉扎力，优选使微细的铁碳化物大量地析出。另一方面，由于铁碳化物的粒径越大，则以晶界上的铁碳化物作为起点的奥氏体的核生成频率越提高，因此从钉扎力与奥氏体核生成的兼顾的观点出发，需要将铁碳化物的粒径控制为适宜的范围。
在本发明中，发现通过在温度和热处理时间适宜的范围内进行回火处理，能够适宜地控制铁碳化物的析出量和粒径，确保再结晶铁素体晶界的钉扎力，并且作为奥氏体的核生成位点能够利用晶界上的铁碳化物。具体而言，在回火温度为450℃以上且低于600℃的温度区域进行回火参数ξ成为14000～18000的回火热处理。通过进行这样的热处理，能够充分发挥由铁碳化物产生的钉扎效应而获得微细并且复杂而相互交错的组织形态，其结果是，例如能够获得硬质第二相的二维等周常数为0.20以下的金属组织。
(回火温度：450℃以上且低于600℃)
回火温度设定为450℃以上且低于600℃。回火温度低于450℃时，铁碳化物的粒径变得过度微细，无法充分获得作为奥氏体的核生成位点的效果，得不到微细并且复杂而相互交错的组织形态。因此，回火温度设定为450℃以上。回火温度优选为500℃以上。另一方面，为600℃以上时，因铁碳化物的奥斯特瓦尔德生长(Ostwald ripening)而铁碳化物的钉扎力显著降低，得不到微细并且复杂而相互交错的组织形态。因此，回火热处理温度设定为低于600℃。回火温度优选为550℃以下。
(回火参数ξ：14000～18000)
回火参数ξ低于14000时，铁碳化物的析出量变得不充分，由铁碳化物产生的再结晶铁素体晶界的钉扎力不足，无法实现5.0μm以下的平均粒径。另一方面，回火参数ξ超过18000时，因铁碳化物的过生长而再结晶铁素体晶界的钉扎力不足，无法实现5.0μm以下的平均粒径。因此，回火参数ξ设定为14000～18000。优选回火参数为14500以上、15000以上、或15500以上。另外，优选回火参数为17500以下、17000以下、或16500以下。回火参数ξ可以通过以下的式1而求出。
式1： ξ＝(T+273)·〔log10(t/3600)+20〕
T[℃]：回火温度、t[秒钟]：回火时间
[冷轧工序]
(轧制率：30％以上)
对如上述那样回火后的钢板进行酸洗后，进行冷轧。由于冷轧工序的轧制率低于30％时，铁素体的再结晶的驱动力不充分，未再结晶铁素体残存，因此冷轧工序的轧制率设定为30％以上。该轧制率优选为35％以上，更优选为40％以上，进一步优选为45％以上。另一方面，冷轧率的上限没有特别设定，但由于超过70％的轧制率时，存在轧制载荷过高而无法轧制的情况、在轧制中钢板断裂的危险性，因此优选设定为70％以下。
本发明中，利用通过将热轧工序后的钢板进行回火而析出的铁碳化物，将再结晶铁素体晶界进行钉扎，达成母相铁素体的软质化和结晶粒微细化，并且通过以这些晶界上的铁碳化物作为核生成位点的奥氏体相变，组织形态成为复杂而相互交错的形状。关于通过以晶界上的铁碳化物作为奥氏体核生成位点而组织形态变成复杂而相互交错的形状的要因，未必明确，但认为主要原因是：起因于由与铁碳化物相接的铁素体晶界的倾角引起的晶界扩散系数不同，奥氏体的生长方向产生各向异性。即，通过有效利用源自晶界上铁碳化物的奥氏体相变，能够实现使铁素体和硬质第二相复杂而相互交错的组织形态，而并非以往那样的马氏体等硬质第二相将铁素体晶粒的周围完全覆盖的组织。
[退火工序]
(从500℃至Ac1℃为止的平均加热速度：5.0℃/秒以下)
对如上述那样冷轧后的钢板进行加热至最高加热温度并保持后冷却的退火。在从500℃至Ac1℃为止的加热过程中，进行冷轧后的铁素体相的再结晶化和由铁碳化物产生的再结晶铁素体晶界的钉扎。如果从500℃至Ac1℃为止的平均加热速度超过5.0℃/秒，则未充分引起铁素体的再结晶，进而由于未在再结晶铁素体晶界上配置充分的铁碳化物而开始奥氏体相变，因此无法实现使软质相和硬质第二相充分复杂而相互交错的组织形态。因此，从500℃至Ac1℃为止的平均加热速度设定为5.0℃/秒以下。该平均加热速度优选为4.0℃/秒以下，更优选为3.0℃/秒以下。
(最高加热温度：(Ac1+10)℃～(Ac3-10)℃)
由于如果退火工序的最高加热温度低于(Ac1+10)℃，则无法确保35％以上的硬质第二相，因此最高加热温度设定为(Ac1+10)℃以上。另一方面，由于如果超过(Ac3-10)℃，则奥氏体相变过度进行，硬质第二相的组织分数变得超过65％，因此最高加热温度设定为(Ac3-10)℃以下。最高加热温度优选为(Ac1+20)℃以上，更优选为(Ac1+30)℃以上。另外，最高加热温度优选为(Ac3-20)℃以下，更优选为(Ac3-30)℃以下。
(最高加热温度下的保持时间：60秒以上)
由于如果最高加热温度下的保持时间低于60秒，则铁碳化物的溶解时间变得不充分，铁碳化物作为杂质而溶解残余，即剩余部分相的面积率变高，因此保持时间设定为60秒以上。另一方面，由于如果保持时间超过1200秒，则阻碍生产而导致成本增大，因此加热保持时间优选设定为1200秒以下。优选最高加热温度下的保持时间为120秒以上、180秒以上、240秒以上、或300秒以上。
(从(Ac1-50)℃至Ms℃以下的冷却停止温度为止的平均冷却速度：20℃/秒以上)
由于从(Ac1-50)℃至Ms℃以下的冷却停止温度为止的平均冷却速度低于20℃/秒的情况下，在冷却中形成珠光体或贝氏体铁素体，剩余部分相的面积率增加，成为得不到所期望的屈服比的要因，因此该平均冷却速度设定为20℃/秒以上。该平均冷却速度优选为30℃/秒以上、40℃/秒以上、或50℃/秒以上。另外，该平均冷却速度的上限没有特别限定，例如也可以为100℃/秒以下。
(冷却停止温度：Ms℃以下)
在冷却停止温度超过Ms℃的情况下，在冷却后形成珠光体、贝氏体铁素体，剩余部分相的面积率增加，抗拉强度·均匀拉伸率平衡降低。因此，冷却停止温度设定为Ms点以下。优选冷却停止温度为(Ms-10)℃以下、(Ms-20)℃以下、或(Ms-30)℃以下。冷却停止温度的下限没有特别限定，只要为室温程度(例如20℃)即可。
上述的各相变点：Ac1(℃)、Ac3(℃)、Ar3(℃)及Ms(℃)通过以下的式子来计算。
Ac1[℃]＝751-16×[％C]+35×[％Si]-28×[％Mn]
Ac3[℃]＝881-353×[％C]+65×[％Si]-24×[％Mn]
Ar3[℃]＝910-203×[％C]+44.7×[％Si]-24×[％Mn]-50×[％Ni]
Ms[℃]＝521-353×[％C]-22×[％Si]-24×[％Mn]
其中，％C、％Si、％Mn及％Ni为C、Si、Mn及Ni的含量[质量％]。
本发明的冷轧钢板可以通过进行以上的4个工序、即热轧工序、回火工序、冷轧工序、及退火工序而获得。除了这些工序以外，还可以进行以下的追加的工序：再加热工序、热浸镀锌处理工序、以及热浸镀锌处理工序和合金化处理工序。
[再加热工序]
(再加热温度200℃～450℃)
在退火工序中冷却至Ms℃以下的温度后，以提高均匀拉伸率为目的，也可以再加热至200℃～450℃的温度。由于再加热温度低于200℃时，有时无法有效地发挥提高均匀拉伸率的效果，再加热温度超过450℃时，有时渗碳体析出，即剩余部分相的面积率增加，变得无法达成屈服比YR60％以下，因此再加热温度优选设定为200℃～450℃。再加热温度优选为250℃以上，更优选为300℃以上。另外，再加热温度优选为400℃以下，更优选为350℃以下。
(再加热温度下的保持时间：60秒～600秒)
由于如果再加热温度下的保持时间低于60秒，则无法充分获得均匀拉伸率提高效果，因此该保持时间优选设定为60秒以上。另一方面，如果再加热温度下的保持时间变得超过600秒，则有可能屈服点提高，变得得不到屈服比YR60％以下。因此，该保持时间优选设定为600秒以下。更优选再加热温度下的保持时间为550秒以下、500秒以下、450秒以下、或400秒以下。
[热浸镀锌处理工序]
在热浸镀锌处理工序中，将经由退火工序的冷轧退火板从Ms点以下的冷却温度加热至适于热浸镀锌处理的规定的温度后，实施将该冷轧退火板浸渍于热浸镀锌浴中而在表面形成热浸镀锌层的热浸镀锌处理。热浸镀锌处理的条件没有必要特别限定，将冷轧退火板浸渍于热浸镀锌浴中而在表面形成所期望厚度的热浸镀锌层的普通的热浸镀锌处理条件均可以适用。例如可以在430℃以上进行热浸镀锌处理。需要说明的是，由于如果浸入热浸镀锌浴时的钢板的板温低于430℃，则附着于钢板的锌有可能凝固，因此在等温淬火(austempering)处理温度低于430℃的情况下，优选在进入热浸镀锌浴之前加热至规定的温度。另外，在热浸镀锌处理之后，根据需要为了调整镀覆附着量，也可以进行擦拭。热浸镀锌处理的温度例如也可以为500℃以下。
[合金化处理工序]
对于形成有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，根据需要也可以进行合金化处理。该情况下，由于如果合金化处理温度低于400℃，则不仅合金化速度变慢，损害生产率，而且产生合金化处理不均，因此合金化处理温度设定为400℃以上。另一方面，如果合金化处理温度超过600℃，则有时合金化过度进行，钢板的镀层附着力劣化。因此，合金化处理温度设定为600℃以下。
实施例
(冷轧钢板试料的制作)
对于表1中所示的化学成分的板坯，以表2中所示的条件进行热轧工序、回火工序、冷轧工序、及退火工序，制成板厚为1.5mm的冷轧钢板。对于试料No.19～21及34，在退火工序后进行了再加热工序。对于试料No.22，在450℃下进行热浸镀锌处理，在表2中表示为“GI”。对于试料No.42，在450℃下进行热浸镀锌处理，之后在460℃下进行合金化处理，在表2中表示为“GA”。另外，表2中的“RT”是指室温。
表1及表2的各相变点：Ac1(℃)、Ac3(℃)、Ar3(℃)及Ms(℃)通过以下的式子来计算。
Ac1[℃]＝751-16×[％C]+35×[％Si]-28×[％Mn]
Ac3[℃]＝881-353×[％C]+65×[％Si]-24×[％Mn]
Ar3[℃]＝910-203×[％C]+44.7×[％Si]-24×[％Mn]-50×[％Ni]
Ms[℃]＝521-353×[％C]-22×[％Si]-24×[％Mn]
表2的回火参数由以下的式1进行计算。
式1： ξ＝(T+273)·〔log10(t/3600)+20〕
T[℃]：回火温度、t[秒钟]：回火时间
(金属组织的确定)
表3的金属组织的各相的面积率通过SEM-EBSD法及SEM二次电子图像观察来进行评价。具体而言，首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试料，将观察面进行机械研磨而精加工成镜面后，进行了电解研磨。接着，在观察面中的以距离母材钢板的表面为1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围的5个部位的观察视场中，对合计1.0×10-8m2的面积通过SEM-EBSD法进行了晶体结构及取向解析。对于通过EBSD法而得到的数据的解析，使用了TSL公司制的“OIM Analysys 6.0”。另外，评价点间距离(step)设定为0.10μm。将根据观察结果判断为FCC铁的区域设定为残余奥氏体，再者，以晶体取向差成为15度以上的边界作为晶界而得到结晶晶界图。接着，对于与实施EBSD观察的试料同一试料进行硝酸乙醇腐蚀，对于与EBSD观察同一视场进行二次电子图像观察。由所得到的二次电子图像，分别测定铁素体、残余奥氏体、贝氏体、回火马氏体、初生马氏体、渗碳体的面积率。将在晶粒内具有下部组织、并且渗碳体具有多个变种而析出的区域判断为回火马氏体，将亮度小、并且未见到下部组织的区域判断为铁素体，将亮度大、并且下部组织通过侵蚀而未显现出的区域判断为初生马氏体及残余奥氏体。将不符合上述区域中的任一者的区域判断为贝氏体。通过利用点计数法算出各自的面积率，从而求出各相的面积率。
(再结晶铁素体相的比例的测定)
关于像这样求出的全部铁素体区域内的再结晶铁素体的区域，对与上述SEM观察的区域同一区域使用FE-SEM及OIM晶体取向解析装置，对测定面100μm平方区域以0.2μm间隔取得晶体取向数据组，对所得到的晶体取向数据组通过解析软件(TSL OIM Analysis)进行解析，将铁素体晶粒内的第一邻近测量点间的KAM值为1.0°以下的区域定义为再结晶区域，算出该区域相对于全部区域的面积率，确定铁素体相中的再结晶铁素体相的比例。将所得到的再结晶铁素体的比例示于表3中。
(平均结晶粒径的测定)
平均结晶粒径的测定通过SEM/EBSD法来进行。在距离钢板的表面为1/4厚处，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面而采集试料，对钢板表面实施镜面研磨及胶体研磨，使用场发射形扫描电子显微镜(FE-SEM)及OIM晶体取向解析装置，对测定面200μm平方区域以0.2μm间隔取得晶体取向数据组。对所得到的晶体取向数据组通过解析软件(TSLOIM Analysis)进行解析，将具有15°以上的取向差的界面定义为结晶晶界，由以该结晶晶界围成的区域的面积以当量圆直径的形式算出结晶粒径，由这些结晶粒径的直方图以中值粒径(D50)的形式算出平均结晶粒径。
(硬质第二相的最大连结率的测定)
(硬质第二相的二维等周常数的测定)
硬质第二相的最大连结率通过下述的方法来决定。将从距离表面为深度3/8t的位置至深度t/2的位置(t：钢板的板厚)为止的区域的通过1000倍的FE-SEM而测定的组织图像进行二值化，在该二值化图像中选择表示硬质第二相区域的一个像素。然后，对于该选择的像素，与上下左右4个方向的某一个方向邻接的像素为表示硬质第二相区域的像素的情况下，这两个像素判定为相同的连结区域。同样地操作，依次对与上下左右4个方向的各个方向邻接的像素判定是否成为连结区域，确定单一的连结区域的范围。将像这样确定的硬质第二相的连结区域内具有最大的像素数的区域特定为最大连结区域。硬质第二相的最大连结区域相对于全部硬质第二相区域的面积率、即硬质第二相的最大连结率Rs通过求出最大连结区域的面积Sm，由与全部硬质第二相区域的面积Ss之比：Rs＝Sm/Ss算出。
最大连结率Rs(％)通过下述式子来算出。
Rs＝{硬质第二相的最大连结区域的面积Sm/全部硬质第二相区域的面积Ss}×100
全部硬质第二相区域的面积Ss＝最大连结区域的面积Sm+非最大连结区域的全部面积Sm’
二维等周常数K通过下述式子来算出。最大连结区域的周长Lm在通过上述FE-SEM而测定的组织图像中进行实测。
π·(Lm/2π)2·K＝Sm
K＝4πSm/Lm2
Lm：硬质第二相的最大连结区域的周长
(机械特性的测定)
关于抗拉强度、屈服点及均匀拉伸率，使用从冷轧钢板的宽度方向1/4的位置按照与轧制方向垂直的方向(C方向)成为长度方向的方式采集的JIS 5号试验片，依据JIS Z2241(2011)的规定而实施拉伸试验，求出屈服点(0.2％屈服强度)YS、抗拉强度TS、均匀拉伸率uEL。然后，使用屈服比YR＝(YS/TS)×100的式子而求出。将抗拉强度TS为1180MPa以上、均匀拉伸率uEL为10.0％以上(TS：1180～1370MPa)或7.0％以上(TS：超过1370MPa)、并且屈服比YR为60％以下的情况评价为加工性及形状冻结性优异的高强度的冷轧钢板。
表1～3中带下划线的数值表示处于本发明的范围外。
表2～3中，试料No.1～3、No.5、No.9、No.19、No.22、No.23及No.28～44为满足本发明的全部条件的本发明例的钢板。
就本发明例而言，由于满足化学成分，具有适宜的组织分数和粒径及组织形态，因此得到抗拉强度为1180MPa以上、均匀拉伸率优异、屈服比YR满足60％以下的冷轧钢板。
试料No.26的钢的化学成分脱离本发明中规定的范围，未得到优异的1180MPa以上的抗拉强度。另外，No.27还由于无法达成本发明中规定的钢的化学成分，因此未得到优异的均匀拉伸率和低屈服比。
试料No.4、No.6～8、No.10～18、No.20、No.21、No.24及No.25由于制造条件脱离本发明中规定的范围，因此无法兼顾1180MPa以上的抗拉强度和优异的均匀拉伸率、及低屈服比。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方案，能够获得具有1180MPa以上的抗拉强度(最大抗拉强度)、加工性优异、并且形状冻结性优异的冷轧钢板。因此，产业上的可利用性高。
符号说明：
1 最大连结区域
2 铁素体组织区域
3 非最大连结区域

Claims (8)

1.一种冷轧钢板，其中，化学成分以质量％计由
C：0.15％～0.40％、
Si：0.50％～4.00％、
Mn：1.00％～4.00％、
sol.Al：0.001％～2.000％、
P：0.020％以下、
S：0.020％以下、
N：0.010％以下、
Ti：0％～0.200％、
Nb：0％～0.200％、
B：0％～0.010％、
V：0％～1.00％、
Cr：0％～1.00％、
Mo：0％～1.00％、
Cu：0％～1.00％、
Co：0％～1.00％、
W：0％～1.00％、
Ni：0％～1.00％、
Ca：0％～0.010％、
Mg：0％～0.010％、
REM：0％～0.010％、
Zr：0％～0.010％、及
剩余部分：铁及杂质构成，
金属组织由铁素体相、包含马氏体相及残余奥氏体相的硬质第二相和包含渗碳体相及贝氏体相的剩余部分相构成，
所述铁素体相的面积率为35％～65％，
所述硬质第二相的面积率为35％～65％，
所述剩余部分相的面积率为0％～5％，
所述铁素体相的60％以上为再结晶铁素体相，
由15°晶界规定的平均结晶粒径为5.0μm以下，
所述硬质第二相的最大连结率为10％以上，
所述硬质第二相的二维等周常数为0.20以下，
所述冷轧钢板的抗拉强度TS为1180MPa以上，
其中，当将钢板的板厚设定为t时，所述硬质第二相的最大连结率通过从距离表面为深度3/8t的位置至深度t/2的位置为止的区域的1000倍的FE-SEM而进行测定，由硬质第二相的最大连结区域的面积Sm与全部硬质第二相区域的面积Ss之比Sm/Ss算出，而且
所述硬质第二相的二维等周常数K通过所述FE-SEM而进行测定，由下述式子算出：
K＝4πSm/Lm2
这里，Lm为硬质第二相的最大连结区域的周长。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，所述化学成分以质量％计含有选自由
Ti：0.001％～0.200％、
Nb：0.001％～0.200％、
B：0.0005％～0.010％、
V：0.005％～1.00％、
Cr：0.005％～1.00％、
Mo：0.005％～1.00％、
Cu：0.005％～1.00％、
Co：0.005％～1.00％、
W：0.005％～1.00％、
Ni：0.005％～1.00％、
Ca：0.0003％～0.010％、
Mg：0.0003％～0.010％、
REM：0.0003％～0.010％、及
Zr：0.0003％～0.010％构成的组中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，在表面具有热浸镀锌层。
4.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，在表面具有合金化热浸镀锌层。
5.一种冷轧钢板的制造方法，其是制造权利要求1或2所述的冷轧钢板的方法，所述制造方法包括以下工序：
热轧工序，其将具有权利要求1或2所述的化学成分的板坯进行粗轧后，实施精轧的最终段的压下率为15％～50％、并且精轧的结束温度为Ar3℃～950℃的精轧，以平均冷却速度70℃/秒～200℃/秒冷却至低于400℃的卷取温度，在所述卷取温度下进行卷取；
回火工序，其将热轧后的钢板在450℃以上且低于600℃的温度区域以由如下的式1所规定的回火参数ξ为14000～18000的条件进行回火；
冷轧工序，其将回火后的钢板进行酸洗后，以轧制率30％以上进行冷轧；以及
退火工序，其将冷轧后的钢板在从500℃至Ac1℃为止的温度区域以5.0℃/秒以下的平均加热速度加热至(Ac1+10)℃～(Ac3-10)℃的最高加热温度，在所述最高加热温度下保持60秒以上后，在从(Ac1-50)℃至冷却停止温度为止的温度区域以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms℃以下的冷却停止温度；
式1：ξ＝(T+273)·〔log10(t/3600)+20〕
T[℃]：回火温度、t[秒]：回火时间
Ac1[℃]＝751-16×[％C]+35×[％Si]-28×[％Mn]
Ac3[℃]＝881-353×[％C]+65×[％Si]-24×[％Mn]
Ar3[℃]＝910-203×[％C]+44.7×[％Si]-24×[％Mn]-50×[％Ni]
Ms[℃]＝521-353×[％C]-22×[％Si]-24×[％Mn]
其中，％C、％Si、％Mn及％Ni为C、Si、Mn及Ni的含量[质量％]。
6.根据权利要求5所述的冷轧钢板的制造方法，其中，冷却至Ms℃以下的冷却停止温度之后，在200℃～450℃的温度下保持60秒～600秒。
7.根据权利要求5或6所述的冷轧钢板的制造方法，其是制造权利要求3所述的冷轧钢板的方法，其中，在所述退火工序之后，在430℃以上的温度下进行热浸镀锌处理。
8.根据权利要求5或6所述的冷轧钢板的制造方法，其是制造权利要求4所述的冷轧钢板的方法，其中，在所述退火工序之后，在430℃以上的温度下进行热浸镀锌处理，之后，在400℃～600℃下进行合金化处理。
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