CN102712980B - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的高强度冷轧钢板以质量%计含有C：0.10～0.40%、Mn：0.5～4.0%、Si：0.005～2.5%、Al：0.005～2.5%、Cr：0～1.0%，残余部分包含铁及不可避免的杂质，将P、S、N限制为P：0.05%以下、S：0.02%以下、N：0.006%以下，作为钢组织，以面积率计包含残余奥氏体2～30%，将马氏体限制为20%以下，渗碳体的平均粒径为0.01μm以上且1μm以下，所述渗碳体中包含长宽比为1以上且3以下的渗碳体30%以上且100%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2010年1月26日在日本申请的日本特愿2010-14363号、2010年4月7日在日本申请的日本特愿2010-88737号和2010年6月14日在日本申请的日本特愿2010-135351号主张优先权，在此援引其内容。

背景技术

为了兼顾轻量化和安全性，对于用于汽车的车身结构的薄钢板，要求高冲压成型性和强度。其中，在进行冲压成型方面，伸长率是最被重视的特性。然而，通常如果提高薄钢板的强度，则伸长率及扩孔性降低，从而高强度薄钢板（高拉力钢）的成型性劣化。

为了解决这样的成型性的劣化，专利文献1及2中公开了使残余奥氏体残存在钢板中的钢板（TRIP钢板）。在该钢板中，由于利用塑性诱导相变（TRIP效果），因此不仅为高强度，而且可以得到非常高的伸长率。

在专利文献1及2所公开的钢板中，一边提高C量及Si量来提高钢板的强度一边使C在奥氏体中浓化。通过使该C在奥氏体中浓化，使残余奥氏体稳定化，从而使奥氏体（残余奥氏体）在室温下稳定地残余。

另外，作为进一步有效地利用TRIP效果的技术，专利文献3中公开了在最大应力点处的奥氏体的残余率为60～90%的温度区域进行液压成型加工的液压成型加工技术。在该技术中，与室温相比，使扩管率提高150%。另外，专利文献4中公开了为了在TRIP钢中提高深拉伸成型性而对模具进行加热的加工技术。

然而，在专利文献3所公开的技术中，加工对象限于管材。另外，在专利文献4所公开的技术中，为了得到充分的效果，在模具的加热上耗费成本，因此适用对象被限制。

因此，为了不通过改善加工技术而通过改善钢板来产生有效的TRIP效果，可以考虑在钢板中进一步添加C。钢板中所添加的C在奥氏体中浓化，但同时作为粗大的碳化物析出。这种情况下，钢板中的残余奥氏体量降低，从而伸长率劣化，或者以碳化物作为起点扩孔时发生破裂。

另外，如果为了补充由于碳化物的析出而引起的残余奥氏体量的减少量而进一步增加C量，则焊接性降低。

在用于汽车的车身结构的薄钢板中，需要一边提高强度一边确保强度与成型性（伸长率及扩孔性）之间的平衡。然而，如上所述，如果在钢中仅添加C，则难以确保充分的成型性。

这里，残余奥氏体钢（TRIP钢板）是如下的高强度钢板：对退火中的铁素体相变及贝氏体相变进行控制，提高奥氏体中的C浓度，从而使奥氏体残余在冲压成型前的薄钢板的钢组织中。通过该残余奥氏体的TRIP效果，使该残余奥氏体钢具有高伸长率。

该TRIP效果有温度依赖性，在现有的TRIP钢的情况下，通过在超过250℃的高温下对钢板进行成型加工，能够最大限度地利用TRIP效果。然而，在成型加工温度超过250℃时，容易产生模具的加热成本的问题。所以，期望能够在室温及100～250℃的温时最大限度地利用TRIP效果。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开昭61-217529号公报

专利文献2：日本国特开平5-59429号公报

专利文献3：日本国特开2004-330230号公报

专利文献4：日本国特开2007-111765号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明的目的在于，提供能够抑制扩孔时破裂、强度与成型性之间的平衡优良的钢板。

用于解决问题的手段

本发明者们通过对钢的成分及制造条件进行优化来控制退火时的碳化物的尺寸及形状，从而成功制造了强度、延展性（伸长率）、扩孔性优良的钢板。其主旨如下。

（1）本发明的一个方面所涉及的高强度冷轧钢板以质量%计含有C：0.10～0.40%、Mn：0.5～4.0%、Si：0.005～2.5%、Al：0.005～2.5%、Cr：0～1.0%，残余部分包含铁及不可避免的杂质，将P、S、N限制为P：0.05%以下、S：0.02%以下、N：0.006%以下，作为钢组织，以面积率计包含残余奥氏体2～30%，将马氏体限制为20%以下，渗碳体的平均粒径为0.01μm以上且1μm以下，所述渗碳体中包含长宽比为1以上且3以下的渗碳体30%以上且100%以下。

（2）上述（1）所述的高强度冷轧钢板以质量%计可以进一步含有Mo：0.01～0.3%、Ni：0.01～5%、Cu：0.01～5%、B：0.0003～0.003%、Nb：0.01～0.1%、Ti：0.01～0.2%、V：0.01～1.0%、W：0.01～1.0%、Ca：0.0001～0.05%、Mg：0.0001～0.05%、Zr：0.0001～0.05%、REM：0.0001～0.05%中的1种以上。

（3）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，Si与Al的总计量可以为0.5%以上且2.5%以下。

（4）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，残余奥氏体的平均粒径可以为5μm以下。

（5）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，作为所述钢组织，以面积率计可以包含铁素体10～70%。

（6）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，作为所述钢组织，以面积率计可以包含铁素体和贝氏体总计10～70%。

（7）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，作为所述钢组织，以面积率计可以包含贝氏体和回火马氏体总计10～75%。

（8）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，铁素体的平均粒径可以为10μm以下。

（9）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，每1μm²可以包含所述长宽比为1以上且3以下的渗碳体0.003个以上且0.12个以下。

（10）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，板厚的中心部中的所述残余奥氏体的｛100｝＜001＞取向的随机强度比X与所述残余奥氏体的｛110｝＜111＞～｛110｝＜001＞取向组的随机强度比的平均值Y可以满足下述（1）式。

4＜2X+Y＜10                        （1）

（11）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，板厚的中心部中的所述残余奥氏体的｛110｝＜111＞取向的随机强度比相对于所述残余奥氏体的｛110｝＜001＞取向的随机强度比之比可以为3.0以下。

（12）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，至少在单面上，可以进一步具有锌镀覆层。

（13）在上述（1）或（2）所述的高强度冷轧钢板中，至少在单面上，可以进一步具有合金化热浸镀锌层。

（14）本发明的一个方面所涉及的高强度冷轧钢板的制造方法包括：对具有上述（1）或（2）所述的成分组成的铸坯在820℃以上的精加工温度下实施热轧而制作热轧钢板的第1工序；该第1工序后对所述热轧钢板进行冷却、并在350～600℃的卷取温度CT℃下进行卷取的第2工序；对该第2工序后的所述热轧钢板以30～85%的压下率实施冷轧而制作冷轧钢板的第3工序；该第3工序后对所述冷轧钢板进行加热、并在750～900℃的平均加热温度下进行退火的第4工序；对该第4工序后的所述冷轧钢板以3～200℃/秒的平均冷却速度进行冷却、并在300～500℃的温度区域保持15～1200秒的第5工序；对该第5工序后的所述冷轧钢板进行冷却的第6工序；所述第2工序中，从750℃到650℃的第一平均冷却速度CR1℃/秒为15～100℃/秒，从650℃到所述卷取温度CT℃的第二平均冷却速度CR2℃/秒为50℃/秒以下，从卷取后到150℃的第三平均冷却速度CR3℃/秒为1℃/秒以下，所述卷取温度CT℃和所述第一平均冷却速度CR1℃/秒满足下述（2）式，所述第4工序中，在将Si、Al及Cr的量以质量%计分别表示为［Si］、［Al］及［Cr］时，所述第2工序后的所述热轧钢板中所含的珠光体的平均面积Sμm²、所述平均加热温度T℃与加热时间t秒满足下述（3）式的关系。

1500≤CR1×(650-CT)≤15000                    （2）

2200＞T×lg(t)/(1+0.3[Si]+0.5[Al]+[Cr]+0.5S)＞110    （3）

（15）在上述（14）所述的高强度冷轧钢板的制造方法中，所述第1工序中的后段两阶段的压下率的总计可以为15%以上。

（16）在上述（14）所述的高强度冷轧钢板的制造方法中，对所述第5工序后且所述第6工序前的所述冷轧钢板，可以实施锌镀覆。

（17）在上述（14）所述的高强度冷轧钢板的制造方法中，对所述第5工序后且所述第6工序前的所述冷轧钢板，可以实施热浸镀锌，在400～600℃下进行合金化处理。

（18）在上述（14）所述的高强度冷轧钢板的制造方法中，所述第4工序中的600℃以上且680℃以下的平均加热速度可以为0.1℃/秒以上且7℃/秒以下。

（19）在上述（14）所述的高强度冷轧钢板的制造方法中，所述第1工序前，可以将所述铸坯冷却到1000℃以下，并再加热到1000℃以上。

发明的效果

通过本发明，对化学组成进行优化，确保规定量的残余奥氏体，适当地控制渗碳体的尺寸及形状，从而能够提供强度、成型性（室温及温时的伸长率及扩孔性）优良的高强度钢板。

另外，通过本发明，适当地控制热轧后（卷取前后）的钢板的冷却速度和冷轧后的退火条件，从而能够制造强度和成型性优良的高强度钢板。

除此之外，通过上述（4）所述的高强度冷轧钢板，能够进一步改善温时的伸长率。

并且，通过上述（10）所述的高强度冷轧钢板，可以几乎不产生面内各向异性而在任一方向中均能确保高均匀伸长率。

附图说明

图1是表示退火参数P与渗碳体的平均粒径之间的关系的曲线图。

图2是表示渗碳体的平均粒径与强度及成型性的平衡（抗拉强度TS、均匀伸长率uEL与扩孔性λ之积）之间的关系的曲线图。

图3是表示渗碳体的平均粒径与强度及成型性的平衡（抗拉强度TS与扩孔性λ之积）之间的关系的曲线图。

图4是表示在φ₂为45°的截面的ODF中的奥氏体相的主要取向的图。

图5是表示参数2X+Y与均匀伸长率的各向异性指数ΔuEL之间的关系的图。

图6是表示本发明的一个实施方式所涉及的高强度冷轧钢板的制造方法的流程图的图。

图7是表示本实施方式所涉及的高强度冷轧钢板的制造方法中的卷取温度CT与第一平均冷却速度CR1之间的关系的图。

图8是表示实施例和比较例中的抗拉强度TS与150℃下的伸长率tEL₁₅₀之间的关系的图。

具体实施方式

本发明者们发现，如果热轧时产生的渗碳体在退火的加热时溶解而使钢板中的渗碳体的粒径变小，则强度与成型性（延展性及扩孔性）之间的平衡优良。以下，对其理由进行说明。

在TRIP钢中，在退火的过程中，使C在奥氏体中浓化，增加残余奥氏体量。通过增加该奥氏体中的C量及增加奥氏体量，提高TRIP钢的拉伸特性。但是，在热轧时产生的渗碳体在退火（冷轧后的退火）后残存的情况下，添加到钢中的C的一部分作为碳化物存在。此时，奥氏体量及该奥氏体中的C量降低，有时强度与延展性之间的平衡恶化。另外，在扩孔试验时，碳化物作为破裂的起点起作用，从而成型性劣化。

其理由虽然不明，但如果渗碳体的粒径减小到临界直径以下，则能够防止由渗碳体引起的局部伸长率的劣化，并能够使由于渗碳体的溶解而得到的溶解C在奥氏体中浓化。进而，此时，残余奥氏体的面积率及残余奥氏体中的C量增加，残余奥氏体的稳定性提高。其结果是，可以认为通过防止由渗碳体引起的局部伸长率的劣化与提高残余奥氏体的稳定性的协同效果，TRIP效果提高。

为了有效地产生该协同效果，退火后的渗碳体的平均粒径需要为0.01μm以上且1μm以下。为了更确实地防止局部伸长率的劣化并进一步增加从渗碳体向残余奥氏体的C的供给量，渗碳体的平均粒径优选为0.9μm以下，更优选为0.8μm以下，最优选为0.7μm以下。如果渗碳体的平均粒径超过1μm，则C的浓化不充分，除了室温及100～250℃的温度区域中的TRIP效果不是最佳的以外，由于粗大的渗碳体引起局部伸长率劣化，因此由于这些协同作用伸长率剧烈地劣化。另一方面，渗碳体的平均粒径期望尽可能小，但为了抑制铁素体的晶粒成长，需要为0.01μm以上。另外，渗碳体的平均粒径如下所述依赖于退火时的加热温度及加热时间。因此，除了组织控制的观点以外，从工业上的观点出发，渗碳体的平均粒径也优选为0.02μm以上，更优选为0.03μm以上，最优选为0.04μm以上。

需要说明的是，渗碳体的平均粒径通过在将钢板组织中的渗碳体用光学显微镜或电子显微镜等进行观察时对各渗碳体粒子的圆当量直径求平均而得到。

本发明者们对减小该渗碳体的平均粒径的方法进行了调查。本发明者们对热轧钢板的珠光体的平均面积与基于退火时的加热温度及加热时间的渗碳体的溶解量之间的关系进行了研究。

其结果是，获得了如下的知识：如图1所示，在热轧后的钢板组织中的珠光体的平均面积S（μm²）、退火的平均加热温度T（℃）、退火的加热时间t（秒）满足下述（4）式时，退火后的渗碳体的平均粒径变为0.01μm以上且1μm以下，促进C在残余奥氏体相中浓化。需要说明的是，在图1中，为了排除碳量的影响，使用约0.25%的C量的钢，将渗碳体用光学显微镜进行观察。

2200＞T×lg(t)/(1+0.3[Si]+0.5[Al]+[Cr]+0.5S)＞110        （4）

其中，［Si］、［Al］及［Cr］分别是薄钢板中的Si、Al及Cr的含量（质量%）。另外，（4）式中的lg表示常用对数（底为10）。

这里，为了简化以下的记载内容，导入下述（5）及（6）式所示的退火参数P及α。

P=T×lg(t)/α                    （5）

α=(1+0.3[Si]+0.5[Al]+[Cr]+0.5S)        （6）

为了降低渗碳体的平均粒径，需要该退火参数P的下限。为了使该渗碳体的平均粒径降低到1μm以下，需要在超过110的退火参数P的条件下进行退火。另外，为了降低退火所需的成本、确保牵制铁素体的晶粒成长的渗碳体，需要退火参数P的上限。为了确保能够用于该牵制的0.01μm以上的平均粒径的渗碳体，需要在低于2200的退火参数P的条件下进行退火。由此，退火参数P需要超过110且低于2200。

需要说明的是，为了如上述那样进一步减小渗碳体的平均粒径。退火参数P优选超过130，更优选超过140，最优选超过150。另外，为了如上述那样充分确保能够用于牵制的渗碳体的平均粒径，退火参数P优选低于2100，更优选低于2000，最优选低于1900。

在满足上述（4）式时，在热轧后卷取钢板时生成的珠光体中的渗碳体在退火加热中球状化，在退火中间形成较大的球状渗碳体。能够使该球状渗碳体在A_c1点以上的退火温度下溶解，如果满足（4）式，则渗碳体的平均粒径充分降低到0.01μm以上且1μm以下。

这里，以下对退火参数P（（5）式）的各项的物理意义进行说明。

退火参数P中的T×lg(t)可以认为与碳及铁的扩散速度（或扩散量）有关系。这是因为由于原子扩散而从渗碳体向奥氏体进行逆相变。

在Si、Al及Cr的量多的情况下，或者在热轧钢板（hot-rolled steel sheet）卷取时析出的珠光体的平均面积S大的情况下，退火参数P中的α增加。在α大时，为了满足（4）式，需要变更退火条件，以使T×lg(t)变大。

Si、Al及Cr的量、以及卷取热轧钢板后的珠光体的面积率（5）引起式中的α（（6）式）变化的理由如下。

Si及Al是抑制渗碳体析出的元素。因此，如果Si及Al的量增加，则热轧后卷取钢板时容易从奥氏体向铁素体及碳化物量少的贝氏体进行相变，碳在奥氏体中浓化。其后，引起从碳浓化后的奥氏体向珠光体相变。在这样的碳浓度高的珠光体中，渗碳体的比例多，在其后退火加热时，珠光体中的渗碳体容易球状化，从而难以溶解，因此容易产生粗大的渗碳体。由此，α中的包含［Si］及［Al］的项可以认为对应于由于生成粗大的渗碳体而导致的渗碳体的溶解速度的降低及溶解时间的增加。

Cr是固溶于渗碳体中使渗碳体难以溶解（稳定化）的元素。因此，如果Cr量增加，则（5）式中的α的值增加。由此，α中的包含［Cr］的项可以认为对应于由于渗碳体的稳定化而导致的渗碳体的溶解速度的降低。

可以认为如果卷取热轧钢板后的珠光体的平均面积S较大，则上述的逆相变所需的原子的扩散距离变长，因此退火后的渗碳体的平均粒径容易变大。因此，如果珠光体的平均面积S增加，则（5）式中的α变大。由此，α中的包含珠光体的平均面积S的项可以认为对应于由于原子的扩散距离增加而导致的渗碳体的溶解时间的增加。

例如该珠光体的平均面积S通过利用热轧钢板截面的光学显微镜照片的图像解析来测定充分统计量的珠光体的面积并对这些的面积求平均而求得。

由此，α是表示与退火相关的渗碳体的容易残余程度的参数，需要根据α确定退火条件，以满足上述（4）式。

由此，如果在满足式（4）的退火条件下进行退火，则渗碳体的平均粒径变得充分小，抑制扩孔时渗碳体作为断裂的起点，在奥氏体中浓化的C的总量增加。所以，钢组织中的残余奥氏体量增加，强度与延展性之间的平衡提高。例如，如图2及图3所示，在存在于钢中的渗碳体的平均粒径为1μm以下时，强度与成型性之间的平衡得到改善。需要说明的是，在图2中，将图1所示的薄钢板的强度与成型性之间的平衡用抗拉强度TS、均匀伸长率uEL与扩孔性λ之积进行评价。另外，在图3中，将图1所示的薄钢板的强度与成型性之间的平衡用抗拉强度TS与扩孔性λ之积进行评价。

另外，本发明者们经过认真的研究，结果发现在需要使成型时的面内各向异性减小时，控制奥氏体相的晶体取向（织构）是非常重要的。为了控制奥氏体相的织构，控制在退火中形成的铁素体的织构是极为重要的。残余在产品板中的残余奥氏体相通过在退火中从铁素体相的界面逆相变而生成，因此显著受铁素体相的晶体取向的影响。

所以，为了减小面内各向异性，控制相变前的铁素体的织构以使奥氏体在继续进行逆相变时接着其晶体取向是重要的。即，为了优化铁素体的织构，控制热轧中的卷取温度，避免热轧板变为贝氏体单相组织，将该热轧板以适当的压下率进行冷轧。通过这样的控制，能够建立所期望的晶体取向。另外，为了使奥氏体相接着铁素体相的织构，退火时使该冷轧组织充分再结晶后升温到两相区以优化两相区中的奥氏体分率是重要的。所以，为了将残余奥氏体的稳定性提高到极限，在需要减少成型时的面内各向异性时，期望对上述条件适当地进行控制。

以下，对本发明的一个实施方式所涉及的高强度冷轧钢板（例如抗拉强度为500～1800MPa）进行详细说明。

首先，对本实施方式的钢板的基本成分进行说明。需要说明的是，以下表示各元素的量的“%”为质量%。

C：0.10～0.40%

C是为了提高钢的强度、确保残余奥氏体而极为重要的元素。为了得到充分的残余奥氏体量，需要0.10%以上的C量。另一方面，如果钢中过量包含C，则损害焊接性，因此C量的上限为0.40%。另外，为了一边确保更多的残余奥氏体一边提高残余奥氏体的稳定性，C量优选为0.12%以上，更优选为0.14%以上，最优选为0.16%以上。为了进一步确保焊接性，C量优选为0.36%以下，更优选为0.33%以下，最优选为0.32%以下。

Mn：0.5～4.0%

Mn是使奥氏体稳定化、提高淬透性的元素。为了确保充分的淬透性，需要0.5%以上的Mn量。另一方面，如果在钢中过量添加Mn，则损害延展性，因此Mn量的上限为4.0%。优选的Mn量的上限为2.0%。为了进一步提高奥氏体的稳定性，Mn量优选为1.0%以上，更优选为1.3%以上，最优选为1.5%以上。另外，为了确保更高的加工性，Mn量优选为3.0%以下，更优选为2.6%以下，最优选为2.2%以下。

Si：0.005～2.5%

Al：0.005～2.5%

Si及Al是脱氧剂，为了进行充分的脱氧，需要分别在钢中包含0.005%以上。另外，Si及Al在退火时使铁素体稳定化，并且通过抑制贝氏体相变时的渗碳体析出，有助于提高奥氏体中的C浓度、确保残余奥氏体。Si及Al的添加量越多，就能够确保越多的残余奥氏体，因此Si量及Al量分别优选为0.30%以上，更优选为0.50%以上，最优选为0.80%以上。如果在钢中过量添加Si或Al，则表面性状（例如热浸镀锌性和化成处理性）、涂装性、焊接性劣化，因此将Si量及Al量的上限分别设为2.5%。在使用钢板作为部件时，在需要表面性状、涂装性及焊接性的情况下，Si量及Al量的上限分别优选为2.0%，更优选为1.8%，最优选为1.6%。

需要说明的是，在钢中过量添加Si及Al这两者时，期望对Si量与Al量之和（Si+Al）进行评价。即，Si+Al优选为0.5%以上，更优选为0.8%以上，进一步优选为0.9%以上，最优选为1.0%以上。另外，Si+Al优选为2.5%以下，更优选为2.3%以下，进一步优选为2.1%以下，最优选为2.0%以下。

Cr：0～1.0%

Cr是提高钢板的强度的元素。因此，在添加Cr来提高钢板的强度时，Cr量优选为0.01%以上。然而，如果在钢中包含1%以上的Cr，则不能充分确保延展性，因此Cr量需要为1%以下。另外，Cr固溶于渗碳体中而使渗碳体稳定化，因此抑制（妨碍）退火时渗碳体溶解。因此，Cr量优选为0.6%以下，更优选为0.3%以下。

接着，对不可避免的杂质中特别需要减少的杂质进行说明。需要说明的是，这些杂质（P、S、N）的量的下限可以是0%。

P：0.05%以下

P是杂质，如果在钢中过量包含P，则损害延展性及焊接性。所以，P量的上限为0.05%。在进一步需要成型性时，P量优选为0.03%以下，更优选为0.02%以下，最优选为0.01%以下。

S：0.020%以下

S是杂质，如果在钢中过量包含S，则由于进行热轧而生成拉伸而成的MnS，从而延展性及扩孔性等成型性劣化。所以，S量的上限为0.02%。在进一步需要成型性时，S量优选为0.010%以下，更优选为0.008%以下，最优选为0.002%以下。

N是杂质，如果N量超过0.006%，则延展性劣化。所以，N量的上限为0.006%。在进一步需要成型性时，N量优选为0.004%以下，更优选为0.003%以下，最优选为0.002%以下。

以下，对可选元素进行说明。

进而，除了上述基本成分以外，在钢中根据需要可以添加Mo、Ni、Cu及B中的1种以上。Mo、Ni、Cu及B是提高钢板的强度的元素。为了得到该效果，Mo量、Ni量及Cu量分别优选为0.01%以上，B量优选为0.0003%以上。另外，在需要进一步确保强度时，Mo量、Ni量及Cu量的下限分别更优选为0.03%、0.05%及0.05%。同样地，B量优选为0.0004%以上，更优选为0.0005%以上，最优选为0.0006%以上。另一方面，如果在钢中过量添加这些元素，则强度变得过高，有时损害延展性。特别是，如果在钢中过量添加B来提高淬透性，则铁素体相变及贝氏体相变的开始变晚，C在奥氏体相中的浓化速度降低。另外，在钢中过量添加Mo时，织构也有时劣化。因此，在需要确保延展性时，期望限制Mo量、Ni量、Cu量、B量。所以，Mo量的上限优选为0.3%，更优选为0.25%。另外，Ni量的上限优选为5%，更优选为2%，进一步优选为1%，最优选为0.3%。Cu量的上限优选为5%，更优选为2%，进一步优选为1%，最优选为0.3%。B量的上限优选为0.003%，更优选为0.002%，进一步优选为0.0015%，最优选为0.0010%。

另外，除了上述基本成分以外，在钢中根据需要可以添加Nb、Ti、V及W中的一种以上。Nb、Ti、V及W是生成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物、提高钢板的强度的元素。因此，为了进一步确保强度，Nb量、Ti量、V量及W量分别优选为0.01%以上，更优选为0.03%以上。另一方面，如果在钢中过量添加这些元素，则强度过分提高，延展性降低。因此，Nb量、Ti量、V量及W量的上限分别优选为0.1%、0.2%、1.0%及1.0%，更优选为0.08%、0.17%、0.17%及0.17%。

进而，除了上述基本成分以外，优选在钢中含有Ca、Mg、Zr及REM（稀土类元素）中的1种以上0.0001～0.05%。Ca、Mg、Zr及REM有控制硫化物及氧化物的形状以提高局部延展性及扩孔性的效果。为了得到该效果，Ca量、Mg量、Zr量及REM量分别优选为0.0001%以上，更优选为0.0005%以上。另一方面，如果在钢中过量添加这些元素，则加工性劣化。因此，Ca量、Mg量、Zr量及REM量分别优选为0.05%以下，更优选为0.04%以下。另外，在钢中添加多种这些元素时，这些元素的总计量进一步优选为0.0005～0.05%。

接着，对本实施方式的高强度冷轧钢板的钢组织（显微组织）进行说明。在本实施方式的高强度冷轧钢板的钢组织中，需要包含残余奥氏体。另外，能够将残余的钢组织的大部分分类为铁素体、贝氏体、马氏体、回火马氏体。以下，表示各相（组织）的量的“%”为面积率。需要说明的是，渗碳体等碳化物分散在各相中，因此不将渗碳体等碳化物的面积率作为该钢组织的面积率进行评价。

残余奥氏体通过相变诱导塑性提高延展性，特别是提高均匀伸长率。因此，在钢组织中需要以面积率计包含残余奥氏体2%以上。另外，残余奥氏体通过加工相变为马氏体，因此也有助于提高强度。特别是，在为了确保残余奥氏体而在钢中添加较多C这样的元素时，残余奥氏体的面积率优选为4%以上，更优选为6%以上，最优选为8%以上。

另一方面，残余奥氏体的面积率越高越好。然而，为了以面积率计确保超过30%的残余奥氏体，需要增加C、Si量，从而损害焊接性和表面性状。所以，残余奥氏体的面积率的上限为30%。在需要进一步确保焊接性及表面性状时，残余奥氏体的面积率的上限优选为20%，更优选为17%，最优选为15%。

另外，残余奥氏体的大小对残余奥氏体的稳定性的影响较强。本发明者们对100～250℃的温度区域中的残余奥氏体的稳定性进行了各种研究，结果发现如果残余奥氏体的平均粒径为5μm以下，则残余奥氏体均匀地分散在钢中，从而能够更有效地发挥残余奥氏体的TRIP效果。即，通过使残余奥氏体的平均粒径为5μm以下，即使在室温下的伸长率低时，也能够显著地改善100～250℃的温度区域中的伸长率。因此，残余奥氏体的平均粒径优选为5μm以下，更优选为4μm以下，进一步优选为3.5μm以下，最优选为2.5μm以下。

由此，残余奥氏体的平均粒径越小越好，但其依赖于退火时的加热温度及加热时间，因此从工业上的观点出发，优选为1.0μm以上。

马氏体为硬质，因此能够确保强度。然而，如果马氏体以面积率计超过20%，则延展性不充分，因此需要将马氏体的面积率限制为20%以下。另外，为了进一步确保成型性，优选将马氏体的面积率限制为15%以下，更优选限制为10%以下，最优选限制为7%以下。另一方面，如果减少马氏体，则强度降低，因此马氏体的面积率优选为3%以上，更优选为4%以上，最优选为5%以上。

在上述的组织的残余组织中，包含铁素体、贝氏体、回火马氏体中的至少1种。这些的面积率没有特别的限制，但考虑伸长率与强度之间的平衡，期望是以下的面积率的范围。

铁素体为延展性优良组织，但如果过多，则会导致强度降低。所以，为了得到优良的强度与延展性之间的平衡，铁素体的面积率优选为10～70%。该铁素体的面积率根据目标的强度水平进行调节。在需要延展性时，铁素体的面积率更优选为15%以上，进一步优选为20%以上，最优选为30%以上。另外，在需要强度时，铁素体的面积率更优选为65%以下，进一步优选为60%以下，最优选为50%以下。

铁素体的平均晶粒径优选为10μm以下。由此，如果铁素体的平均晶粒径为10μm以下，则能够不损害总伸长率及均匀伸长率而使薄钢板高强度化。这可以认为是由于，如果使铁素体的晶体变得微细，则组织变得均匀，因此在成型加工中导入的应变均匀分散，减少应变集中，从而钢板变得难以断裂。另外，在需要一边维持伸长率一边进一步提高强度时，铁素体的平均晶粒径更优选为8μm以下，进一步优选为6μm以下，最优选为5μm以下。该铁素体的平均粒径的下限没有特别限制。然而，如果考虑回火条件，则从工业上的观点出发，铁素体的平均晶粒径优选为1μm以上，更优选为1.5μm以上，最优选为2μm以上。

另外，为了使C在残余奥氏体中浓化、通过TRIP效果提高延展性，需要铁素体和贝氏体。为了得到优良的延展性，铁素体和贝氏体的面积率的总计优选为10～70%。通过使铁素体和贝氏体的面积率的总计在10～70%的范围内变化，能够一边维持室温及温时的良好的伸长率一边确实地得到所期望的强度。为了通过残余奥氏体使更多的C浓化，铁素体和贝氏体的面积率的总计量更优选为15%以上，进一步优选为20%以上，最优选为30%以上。另外，为了充分确保最后的钢组织中的残余奥氏体的量，铁素体和贝氏体的面积率的总计量更优选为65%以下，进一步优选为60%以下，最优选为50%以下。

另外，贝氏体（或贝氏体铁素体）及回火马氏体可以是最后的钢组织的残余部分。因此，贝氏体和回火马氏体的总计的面积率优选为10～75%。所以，在需要强度时，贝氏体和回火马氏体的总计的面积率更优选为15%以上，进一步优选为20%以上，最优选为30%以下。另外，在需要延展性时，贝氏体和回火马氏体的总计的面积率更优选为65%以下，进一步优选为60%以下，最优选为50%以下。其中，贝氏体是用于使C在残余奥氏体（γ）中浓化的所需的组织，因此优选在钢组织中包含贝氏体10%以上。但是，如果在钢组织中大量包含贝氏体，则加工硬化特性高的铁素体的量减少，均匀伸长率降低，因此贝氏体的面积率优选为75%以下。特别是，在需要确保铁素体量时，贝氏体的面积率更优选为35%以下。

另外，在对制造过程中生成的马氏体进行回火以进一步确保延展性时，钢组织中的回火马氏体的面积率优选为35%以下，更优选为20%以下。需要说明的是，回火马氏体的面积率的下限为0%。

以上，对本实施方式的高强度冷轧钢板的钢组织进行了说明，但在对以下所说明的钢组织中的渗碳体进行适当地控制时，有时例如在钢组织中残余0%以上且5%以下的珠光体。

进而，对本实施方式的钢板的钢组织中的渗碳体进行说明。

为了提高TRIP效果、抑制铁素体的晶粒成长，渗碳体的平均粒径需要为0.01μm以上且1μm以下。如上所述，该渗碳体的平均粒径的上限优选为0.9μm，更优选为0.8μm，最优选为0.7μm。另外，渗碳体的平均粒径的下限优选为0.02μm，更优选为0.03μm，最优选为0.04μm。

需要说明的是，为了使C在奥氏体中充分浓化、并且防止扩孔时上述的渗碳体作为破裂的起点起作用，需要使珠光体中的渗碳体充分地球状化。所以，在渗碳体中，需要包含长宽比（渗碳体的长轴长相对于短轴长之比）为1以上且3以下的渗碳体30%以上且100%以下。在进一步需要扩孔性时，具有1以上且3以下的长宽比的渗碳体相对于全部的渗碳体的个数比（球状化率）优选为36%以上，更优选为42%以上，最优选为48%以上。在需要降低渗碳体的球状化所需的退火成本时，或者在制造条件有限制时，该存在比优选为90%以下，更优选为83%以下，最优选为80%以下。

这样的球状化后的渗碳体（未溶解球状渗碳体）在逆相变时溶解并残余在奥氏体中，其一部分抑制铁素体的晶粒成长，因此存在于残余奥氏体的晶内或铁素体的晶界上。

这里，例如不直接归因于珠光体的渗碳体（生成在贝氏体铁素体的晶界上的薄膜状的渗碳体、贝氏体铁素体中的渗碳体等）有时会引起晶界破裂。因此，期望尽量降低不直接归因于珠光体的渗碳体。

另外，钢组织中的球状化后的渗碳体的存在量根据钢成分及制造条件而变化，因此没有特别的限制。然而，为了提高上述这样的抑制铁素体的晶粒成长的牵制效果，优选每1μm²包含长宽比为1以上且3以下的渗碳体0.003个以上。在需要进一步提高该牵制效果时，每1μm²所含的球状化后的渗碳体更优选为0.005个以上，进一步优选为0.007个以上，最优选为0.01个以上。另外，在需要进一步提高使C在奥氏体中浓化时，每1μm²所含的球状化后的渗碳体优选为0.12个以下，更优选为0.1个以下，进一步优选为0.08个以下，最优选为0.06个以下。

进而，在需要不产生面内各向异性而对板面内任一方向均保持高均匀伸长率时，期望控制残余奥氏体的晶体取向分布（织构）。此时，由于奥氏体相对于向晶体取向的＜100＞方向的变形是稳定的，因此使包含＜100＞的晶体取向均等地分散在板面内。

对于晶体的取向，通常将与板面垂直的取向用（hkl）或｛hkl｝表示，将与轧制方向平行的取向用［uvw］或＜uvw＞表示。｛hkl｝及＜uvw＞是等效面的总称，［hkl］及（uvw）是指各个结晶面。需要说明的是，在晶体取向的说明中，使用前者即｛hkl｝及＜uvw＞的表示方法。在奥氏体相发达的晶体取向中，作为在板面内包含＜100＞取向的取向，已知有板面取向为｛100｝的｛100｝＜001＞取向和板面取向为｛110｝的｛110｝＜111＞～｛110｝＜001＞取向组（｛110｝取向组）。在｛100｝＜001＞取向的情况下，＜001＞取向相对于与轧制方向平行的方向和与板宽度方向平行的方向对齐。所以，如果该取向的残余奥氏体增加，则相对于向轧制方向及板宽度方向的变形的奥氏体的稳定性增加，该方向的均匀伸长率增加。但是，例如从轧制方向向板宽度方向旋转45°的方向（45°方向）的均匀伸长率并未提高，因此如果仅上述取向特别发达，则产生均匀伸长率的各向异性。另一方面，在｛110｝取向组的情况下，相对于该取向组所含的各个取向，存在一个与板面平行的＜100＞取向。例如，在｛110｝＜111＞取向的情况下，＜100＞取向朝向从轧制方向向板宽度方向旋转55°的方向（55°方向）。所以，如果这样的取向的残余奥氏体增加，则55°方向的均匀伸长率增加。

由上所述，如果这些取向或取向组的强度比变高，则均匀伸长率提高。为了充分地提高均匀伸长率，下述（7）式所示的参数2X+Y优选超过4。如果该参数2X+Y为4以下，则作为晶体取向组的存在频度降低，难以得到通过控制晶体取向而充分地使奥氏体稳定的效果。从该观点出发，参数2X+Y更优选为5以上。另一方面，如果奥氏体相的织构发达而这些的强度比变得过高，则有｛110｝＜111＞～｛110｝＜001＞取向组中的｛110｝＜111＞～｛110｝＜112＞取向组的强度比变强的倾向。其结果是，仅45°方向的均匀伸长率提高，从而容易产生各向异性。从该观点出发，下述（7）式的参数2X+Y优选低于10，更优选为9以下。

4＜2X+Y＜10                        （7）

这里，

X：板厚的1/2位置（中心部）中的奥氏体相（残余奥氏体相）的｛100｝＜001＞取向的随机强度比的平均值

Y：板厚的1/2位置（中心部）中的奥氏体相（残余奥氏体相）的｛110｝＜111＞～｛110｝＜001＞取向组的随机强度比的平均值

另外，从抑制各向异性产生的观点出发，优选进一步将｛110｝＜111＞取向的随机强度比相对于｛110｝＜001＞取向的随机强度比之比即｛110｝＜111＞/｛110｝＜001＞抑制到3.0以下，更优选抑制为2.8以下。该｛110｝＜111＞/｛110｝＜001＞的下限没有特别的限制，但可以是0.1。

上述的｛100｝＜001＞取向、｛110｝＜111＞取向、｛110｝＜001＞取向的随机强度比及｛110｝＜111＞～｛110｝＜001＞取向组的随机强度比的平均值只要由表示三维织构的晶体取向分布函数（Orientation DistributionFunction，以下称为ODF）求出即可。该ODF是基于通过X射线衍射测定的奥氏体相的｛200｝、｛311｝、｛220｝极点图用级数展开法算出的。需要说明的是，随机强度比是通过如下的方法求得的数值：在同条件下用X射线衍射法等测定没有向特定取向聚集的标准试样及测试材料的X射线强度，将所得的测试材料的X射线强度除以标准试样的X射线强度。

图4中表示φ₂为45°的截面的ODF。在该图4中，使用Bunge表示法，用晶体取向分布函数表示三维织构。进而，将欧拉角φ₂设定为45°，将作为特定的晶体取向的（hkl）［uvw］用晶体取向分布函数的欧拉角φ₁、Φ表示。例如，如图4的Φ=90°的轴上的点所示，｛110｝＜111＞～｛110｝＜001＞取向组用满足φ₁=35～90°、Φ=90°、φ₂=45°的范围表示。所以，通过在φ₁为35～90°的范围对随机强度比求平均，可以求出｛110｝＜111＞～｛110｝＜001＞取向组的随机强度比的平均值。

需要说明的是，如上所述，对于晶体的取向，通常将与板面垂直的取向用（hkl）或｛hkl｝表示，将与轧制方向平行的取向用［uvw］或＜uvw＞表示。｛hkl｝及＜uvw＞是等效面的总称，（hkl）及［uvw］是指各个结晶面。这里，面心立方结构（face-centered cubic structure，以下称为f.c.c.结构）为对象，因此例如（111）、（-111）、（1-11）、（11-1）、（-1-11）、（-11-1）、（1-1-1）、（-1-1-1）面分别是等效的，从而不能区分这些面。在这样的情况下，将这些取向总称为｛111｝。但是，ODF还用于表示对称性低的晶体结构的取向，因此通常用φ₁为0～360°、Φ为0～180°、φ₂为0～360°的范围表示，各个取向用（hkl）［uvw］表示。但是，这里，对称性高的f.c.c.结构为对象，因此用Φ及φ₂为0～90°的范围表示。另外，在进行计算时，根据是否考虑由于变形产生的对称性，φ₁的范围会变化，但考虑对称性用0～90°表示φ₁。即，对将φ₁为0～360°时的同一取向的平均值表示在φ₁为0～90°的ODF上的方式进行选择。此时，（hkl）［uvw］与｛hkl｝＜uvw＞表示相同的意义。所以，例如图1所示的φ₂为45°的截面中的ODF的（110）［1-11］的X射线随机强度比（随机强度比）为｛110｝＜111＞取向的X射线随机强度比。

X射线衍射用试样如下制备。将钢板通过机械研磨或化学研磨等研磨法在板厚方向研磨到规定的位置，通过抛光研磨将钢板表面精加工为镜面，然后通过电解研磨或化学研磨等研磨法去除应变，并且同时以使1/2板厚部（板厚中心部）为测定面的方式进行调整。在冷轧板的情况下，板厚内（板厚方向）的织构的变化可以认为不是特别大。然而，越接近板厚表面，就越容易受到用辊进行的剪切和脱碳的影响，钢板的组织变化的可能性变高，因此在1/2板厚部进行测定。需要说明的是，由于难以正确地测定作为1/2板厚部的板厚的中心的面，因此只要以使设为目标的位置作为中心而在相对于板厚3%的范围内包含测定面的方式制备试样即可。在有中心偏析时，也可以将测定位置移动到能够排除偏析的影响的部分。另外，在难以通过X射线衍射进行测定时，也可以通过EBSP（Electron Back ScatteringPattern）法或ECP（Electron Channeling Pattern）对充分统计量的试样进行测定。

例如，如图5所示可知，通过控制薄钢板的织构（参数2X+Y），均匀伸长率的各向异性指数ΔuEL降低。该均匀伸长率的各向异性指数ΔuEL是对板面内的采集方向（拉伸试验中的拉伸方向）不同的拉伸试验片（JIS5号拉伸试验片）进行拉伸试验时的均匀伸长率的最大偏差（最大值与最小值之差）。

接着，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法的一个实施方式进行说明。在图6中，表示本实施方式中的高强度钢板的制造方法的流程图。该流程图中的虚线的箭头表示适合的选择条件。

在本实施方式中，将用常规方法熔炼而成的钢（熔钢）进行铸造，将所得的钢坯进行热轧，并对所得的热轧钢板施加酸洗、冷轧、及退火。热轧能够用常规的连续热轧流水线进行，冷轧后的退火能够用连续退火流水线进行。另外，还可以对冷轧钢板进行表皮光轧。

对于熔钢，除了用常规的高炉法熔炼而成的钢以外，能够使用如电炉钢那样的大量使用了废钢的钢。板坯可以用常规的连续铸造工艺制造，也可以用薄板坯铸造来制造。

需要说明的是，能够将铸造后的板坯直接进行热轧。然而，也可以在热轧前将铸造后的板坯暂时冷却到1000℃以下（优选为950℃以下），然后为了均质化而再加热到1000℃以上。为了充分地进行均质化、确实地防止强度降低，该再加热温度优选为1100℃以上。另外，为了防止热轧前的奥氏体粒变得极端大，再加热温度优选为1300℃以下。

在将板坯进行热轧时，如果热轧的精加工温度过高，则氧化皮的生成量增加，给产品的表面品位及耐腐蚀性带来不良影响。另外，奥氏体的粒径粗大化，铁素体相分率降低，从而有时延展性降低。并且，奥氏体的粒径粗大化，因此铁素体及珠光体的粒径也粗大化。所以，热轧的精加工温度优选为1000℃以下，更优选为970℃以下。另外，为了防止加工铁素体生成、维持良好的钢板形状，需要能够在维持奥氏体单相的显微组织的温度即820℃以上的精加工温度下进行热轧。进而，为了确实地避免在奥氏体中生成铁素体的两相区中进行轧制，因此优选在850℃以上的精加工温度下进行热轧。

该时，为了使最后所得到的钢板的残余奥氏体细粒化，在热轧时对钢板组织（奥氏体的粒径）进行微细化是有效的。所以，热轧的最后两阶段的压下率的总计优选为15%以上。由此，在后段两阶段的压下率的总计为15%以上时，能够使热轧钢板的组织（例如铁素体和珠光体）充分地微细化，从而钢板组织变得均匀，能够进一步提高100～250℃的温度区域中的伸长率。在需要进一步使残余奥氏体微细化时，后段两阶段的压下率的总计更优选为20%以上。另外，为了维持良好的钢板形状、降低对轧制辊的负荷，后段两阶段的压下率的总计可以为60%以下。

在本实施方式中，通过控制卷取温度和卷取前后的冷却速度（热轧后的冷却速度），在热轧钢板中确保微细的珠光体组织。即，如下述（8）～（11）式所示，从750℃起到650℃为止的第一平均冷却速度CR1（℃/秒）为15～100℃/秒，从650℃起到卷取温度CT（℃）为止的第二平均冷却速度CR2（℃/秒）为50℃/秒以下，从卷取后起到150℃为止的第三平均冷却速度CR3（℃/秒）为1℃/秒以下，卷取温度CT（℃）和第一平均冷却速度CR1（℃/秒）满足下述（11）式。

15≤CR1                        （8）

CR2≤50                        （9）

CR3≤1                         （10）

1500≤CR1×(650-CT)≤15000    （11）

这里，在第一平均冷却速度CR1低于15℃/秒时，粗大的珠光体组织增加，粗大的渗碳体残存在冷轧钢板中。在需要使珠光体组织更微细化、进一步促进退火时的渗碳体溶解时，第一平均冷却速度CR1优选为30℃/秒。然而，在第一平均冷却速度CR1超过100℃/秒时，难以控制以后的冷却速度。由此，在热轧后的冷却中，需要保持前段的冷却带的冷却速度（第一平均冷却速度CR1）为较高值。在前段的冷却带中，将热轧钢板冷却到精加工温度与卷取温度之间的温度，以使钢板组织充分均匀。另外，在第二平均冷却速度CR2超过50℃/秒时，相变难以进行，因此在热轧钢板中贝氏体及微细的珠光体难以生成。同样地，在第三平均冷却速度CR3超过1℃/秒时，相变也难以进行，因此在热轧钢板中贝氏体及微细的珠光体也难以生成。在这些情况下，难以确保冷轧钢板中所需的奥氏体量。另外，第二平均冷却速度CR2及第三平均冷却速度CR3的下限没有特别的限制，但从生产率的观点出发，优选为0.001℃/秒以上，更优选为0.002℃/秒以上，进一步优选为0.003℃/秒以上，最优选为0.004℃/秒。另外，在上述（11）式中的CR1×(650-CT)低于1500时，热轧钢板中的珠光体的平均面积增加，粗大的渗碳体残存在冷轧钢板中。在CR1×(650-CT)超过15000时，在热轧钢板中珠光体难以生成，因此难以确保冷轧钢板中所需的奥氏体量。

由此，在热轧后的冷却中，需要确保前段的冷却带的冷却速度（第一平均冷却速度CR1）为较高值。在前段的冷却带中，将热轧钢板冷却到精加工温度与卷取温度之间的温度，使钢板组织充分均匀。

进而，中段的冷却带（第二平均冷却速度CR2下的冷却）上的冷却后的卷取温度CT是重要的。为了使冷轧钢板的组织微细，需要一边使其满足上述（11）式一边使卷取温度CT为350～600℃的范围。即，卷取温度CT能够对应于第一冷却速度CR1在如图7所示的范围确定。需要说明的是，该卷取温度为卷取中的钢板的平均温度。

这里，如果卷取温度CT低于350℃，则热轧钢板的组织为马氏体主体，冷轧的负荷增大。另一方面，如果卷取温度超过600℃，则粗大的珠光体增加，冷轧钢板的铁素体的平均粒径增加，强度与扩孔性之间的平衡降低。

为了进一步减低冷轧的负荷，卷取温度CT优选为360℃以上，更优选为370℃以上，最优选为380℃以上。另外，在需要使冷轧钢板的组织更微细化时，卷取温度CT优选为580℃以下，更优选为570℃以下，进一步优选为560℃以下。

如以上所述，在本实施方式中，将热轧后的钢板以第一平均冷却速度CR1从750℃冷却到650℃，以第二平均冷却速度CR2从650℃冷却到卷取温度CT，在卷取温度CT下进行卷取，以第三平均冷却速度CR3从卷取后冷却到150℃。

在冷轧中，为了使退火后的显微组织微细化，需要30%以上的压下率。另一方面，如果冷轧的压下率超过85%，则由于加工硬化而导致冷轧的负荷变高，损害生产率。所以，冷轧的压下率为30～85%的范围。需要说明的是，在进一步需要使显微组织微细化时，压下率优选为35%以上，更优选为40%以上，最优选为45%以上。在需要进一步降低冷轧的负荷、或优化织构时，压下率优选为75%以下，更优选为65%以下，最优选为60%以下。

在冷轧后，对钢板实施退火。在本实施方式中，为了控制钢板的显微组织，退火时的钢板的加热温度及退火后的钢板的冷却条件是极为重要的。

通过在退火时对钢板进行加热，使通过冷轧而形成的加工组织再结晶，使C等奥氏体稳定化元素在奥氏体中浓化。在本实施方式中，将退火时的加热温度设定为铁素体与奥氏体共存的温度（A_c1点以上且A_c3点以下）。

如果退火时的加热温度低于750℃，则再结晶不充分，从而得不到充分的延展性。为了更确实地通过再结晶提高延展性，退火时的加热温度优选为755℃以上，更优选为760℃以上，最优选为765℃以上。另一方面，如果退火时的加热温度超过900℃，则奥氏体增加，C等奥氏体稳定化元素的浓化变得不充分。为了防止过量的逆相变、更有效地使奥氏体稳定化元素浓化，退火时的加热温度优选为890℃以下，更优选为880℃以下，最优选为870℃以下。其结果是，损害奥氏体的稳定性，难以在冷却后确保残余奥氏体。所以，退火时的加热温度为750～900℃。

为了使渗碳体充分地固溶、确保奥氏体中的C量，将在750～900℃的退火温度下进行加热后的钢板保持在750～900℃的温度区域的时间（加热时间）需要满足上述（4）式。需要说明的是，在（4）式中，T（℃）为退火的平均加热温度，t（秒）为退火的加热时间。这里，退火的平均加热温度T（℃）为钢板加热保持在750～900℃的温度区域时的钢板的平均温度。另外，退火的加热时间t（秒）为钢板加热保持在750～900℃的温度区域的时间。

即，在退火时，上述的退火参数P需要超过110且低于2200。如上所述，该退火参数P优选超过130，更优选超过140，最优选超过150。另外，退火参数P优选低于2100，更优选低于2000，最优选低于1900。

需要说明的是，在需要不产生面内各向异性而对板面内任一方向均确保高均匀伸长率时，除了控制上述卷取温度CT、冷轧的压下率、退火条件以外，期望控制退火时的加热。即，在退火时的加热中，优选以使600℃以上且680℃以下的范围中的平均加热速度为0.1℃/秒以上且7℃/秒以下的方式进行控制。通过降低该温度范围中的加热速度来延长滞留时间，再结晶得到显著促进。其结果是，残余奥氏体的织构增多。然而，将加热速度控制为极端缓慢的值在常规的设备中是非常困难的，从而不能期待特别的效果。因此，从生产率的观点出发，该平均加热速度更优选为0.3℃/秒以上。如果平均加热速度大，则铁素体的再结晶不能充分地终结，容易在残余奥氏体的织构中产生各向异性。因此，平均加热速度更优选为5℃/秒以下，进一步优选为3℃/秒以下，最优选为2.5℃/秒以下。

将在750～900℃的退火温度下进行退火后的钢板以3～200℃/秒的范围的平均冷却速度冷却到300～500℃的温度区域。如果平均冷却速度低于3℃/秒，则珠光体在冷轧钢板中生成。另一方面，如果平均冷却速度超过200℃/秒，则难以控制冷却停止温度。为了冻结显微组织、有效地进行贝氏体相变，该平均冷却速度优选为4℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上，最优选为7℃/秒以上。另外，为了更适当地控制冷却停止温度、更确实地防止渗碳体析出，平均冷却速度优选为100℃/秒以下，更优选为80℃/秒以下，最优选为60℃/秒以下。

停止钢板的冷却，将钢板保持在300～500℃的温度区域中15～1200秒，然后进一步将钢板进行冷却。通过将钢板保持在300～500℃的温度区域中，生成贝氏体，并防止渗碳体析出，抑制残余奥氏体中的固溶C量减少。如果这样促进贝氏体相变，则能够确保残余奥氏体的面积率。

如果保持温度超过500℃，则珠光体生成。另一方面，如果保持温度低于300℃，则有时产生马氏体相变，贝氏体相变不充分。另外，如果保持时间低于15秒，则贝氏体相变不充分，难以确保残余奥氏体。另一方面，如果保持时间超过1200秒，则不仅生产率降低，而且引起渗碳体析出，延展性降低。

为了产生更适当的贝氏体相变，保持温度优选为330℃以上，更优选为350℃以上，最优选为370℃以上。另外，为了更确实地防止珠光体生成，保持温度优选为480℃以下，更优选为460℃以下，最优选为440℃以下。

同样地，为了产生更适当的贝氏体相变，保持时间优选为30秒以上，更优选为40秒以上，最优选为60秒以上。另外，为了尽量防止渗碳体析出，保持时间优选为1000秒以下，更优选为900秒以下，最优选为800秒以下。

本实施方式的高强度冷轧钢板的制造方法即使在镀覆钢板中也是可以使用的。例如在用于热浸镀锌钢板时，将在300～500℃下保持后的钢板浸渍在热浸镀锌槽中。该热浸镀锌槽的温度从生产率的观点出发，多为450～475℃。另外，例如在用于合金化热浸镀锌钢板时，也可以对浸渍在热浸镀锌槽中后的钢板实施合金化处理。然而，在合金化温度不适当时，有时不充分的合金化或过合金会导致耐腐蚀性降低。所以，为了一边维持母材的组织一边进行适当的合金化，优选在400～600℃的范围对镀覆层进行合金化处理。为了使合金化更充分地进行，合金化温度更优选为480℃以上，进一步优选为500℃以上，最优选为520℃以上。另外，为了一边更确实地维持母材的组织一边确保镀覆密合性，合金化温度更优选为580℃以下，进一步优选为570℃以下，最优选为560℃以下。

实施例

基于实施例对本发明进一步进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果所采用的一个条件例，本发明不限于这一条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨并能够达成本发明的目的，就可以采用各种条件。

将具有表1所示的成分组成的钢A～V（实施例的钢成分）和钢a～g（比较例的钢成分）进行熔炼，并将冷却凝固后所得的钢板再加热到1200℃，在表2～5所示的条件（热轧、冷轧、退火等）下进行处理，制作薄钢板A1～V1、a1～g1。对于退火后的各薄钢板，从抑制屈服点伸长率的目的出发，进行0.5%的表皮光轧。

表2

下划线的栏为本发明的范围外。

表3

下划线的栏为本发明的范围外。

表4

下划线的栏为本发明的范围外。

表5

下划线的栏为本发明的范围外。

对这样制作后的各薄钢板如下进行评价。制备C方向（与轧制方向垂直的方向）的JIS5号拉伸试验片，在25℃下进行拉伸试验，对抗拉强度TS、总伸长率tEL和均匀伸长率uEL进行评价。将C方向的JIS5号试验片浸渍在150℃的油浴中，同样地进行拉伸试验，对150℃下的伸长率（总伸长率）tEL₁₅₀进行评价。这里，将该150℃下的伸长率作为温时的伸长率进行评价。进而，对各薄钢板，由抗拉强度TS及150℃下的伸长率tEL₁₅₀算出用下述（12）式求出的特性指数E。

E=tEL₁₅₀+0.027TS-56.5                （12）

需要说明的是，对于该（12）式的说明，在后面叙述。

进而，通过扩孔试验，对扩孔性λ进行评价。

另外，将钢板的轧制方向的截面或与轧制方向垂直的截面通过光学显微镜以500倍～1000倍进行观察，用图像解析装置对所得的图像进行评价。对热轧钢板中的珠光体的平均面积S及冷轧钢板中的显微组织（铁素体的面积率及平均粒径、贝氏体的面积率、残余奥氏体的平均粒径、马氏体的面积率、回火马氏体的面积率）进行定量。

需要说明的是，在对铁素体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体进行评价时，将测定试样截面用硝酸乙醇试剂进行腐蚀。在对马氏体进行评价时，将测定试样截面用Lepera试剂进行腐蚀。在需要对渗碳体进行评价时，将测定试样截面用苦味酸乙醇（picral）试剂进行腐蚀。

这里，对于铁素体及残余奥氏体的平均粒径，例如将钢板截面的任意的位置用光学显微镜进行观察，对1000μm²以上的范围中的各晶粒（铁素体粒或奥氏体粒）的个数进行测定，用平均圆当量直径进行评价。

另外，为了求出冷轧钢板中的渗碳体的平均粒径、长宽比及每单位面积的个数，制备副本样品，使用透过型电子显微镜（TEM），对照片进行拍摄。求出该照片中的20～50个的渗碳体的面积，换算成每1个的面积，作为平均圆当量直径对渗碳体的平均粒径进行评价。进而，对渗碳体的短轴长和长轴长进行测定，求出长宽比，算出上述的球状化率。同样地，通过将长宽比为1以上且3以下的渗碳体的个数除以其评价区域，算出该渗碳体的每单位面积的个数（密度）。需要说明的是，为了观察渗碳体，对应于渗碳体的粒度分布，能够适当地使用例如光学显微镜及扫描电子显微镜（SEM）。

如下所示，用日本特开2004-269947号公报所公开的X射线衍射法求出残余奥氏体的面积率。

对从母材表面（钢板表面或镀覆层与钢板之间的界面）起板厚的7/16内侧的面进行化学研磨，然后通过使用了Mo管球（MoKα射线）的X射线衍射，对铁素体的（200）的衍射强度Iα（200）、铁素体的（211）的衍射强度Iα（211）、奥氏体的（220）的衍射强度Iγ（220）及奥氏体的（311）的衍射强度Iγ（311）进行测定。使用下述（13）式通过这些衍射强度（积分强度）求出残余奥氏体的面积率Vγ（%）。

Vγ=0.25×{Iγ(220)/(1.35×Iα(200)+Iγ(220))+Iγ(220)/(0.69×Iα(211)+Iγ(220))+Iγ(311)/(1.5×Iα(200)+Iγ(311))+Iγ(311)/(0.69×Iα(211)+Iγ(311)}    （13）

另外，对于钢板的1/2板厚部的残余奥氏体相，对于｛100｝＜001＞取向、｛110｝＜111＞取向、｛110｝＜001＞取向及｛110｝＜111＞～｛110｝＜011＞取向组的随机强度比的平均值，如下进行测定。首先，对钢板进行机械研磨及抛光研磨后，进一步进行电解研磨来去除应变，使用以使1/2板厚部为测定面的方式进行调整而成的试样，进行X射线衍射。需要说明的是，对没有向特定取向聚集的标准试样的X射线衍射也在与测定试样相同的条件下进行。接着，基于通过X射线衍射得的奥氏体相的｛200｝、｛311｝、｛220｝的各极点图，通过级数展开法得到ODF（晶体取向分布函数）。由该ODF，求出｛100｝＜001＞取向及｛110｝＜112＞取向、｛110｝＜001＞取向以及｛110｝＜112＞～｛110｝＜001＞取向组的随机强度比的平均值。由这些随机强度比的平均值，算出上述（7）式中的2X+Y及｛110｝＜111＞/｛110｝＜001＞。

将结果表示在表6～9中。需要说明的是，在这些表6～9中，将铁素体略记为F，将残余奥氏体略记为γ，将贝氏体略记为B，将马氏体略记为M，将回火马氏体略记为M’，将渗碳体略记为θ。

表6

下划线的栏为本发明的范围外。

表7

下划线的栏为本发明的范围外。

表8

下划线的栏为本发明的范围外。

表9

下划线的栏为本发明的范围外。

实施例的薄钢板中的任一个的强度与成型性（伸长率及扩孔性）之间的平衡均优良。另外，薄钢板E2与薄钢板E1相比，加工时的面内各向异性小。

在薄钢板A3中，退火条件（退火参数P）不满足上述（4）式，因此渗碳体的平均粒径超过1μm，渗碳体的球状化率低于30%。因此，不能确保充分的成型性。另外，热轧的后段两阶段的压下率的总计小，与薄钢板A1及A2相比，残余奥氏体的平均粒径大。

在薄钢板B3中，退火的平均加热温度（退火温度）超过900℃，因此残余奥氏体的面积率低于2%，马氏体的面积率超过20%，渗碳体的球状化率低于30%。因此，抗拉强度TS过量增加，不能确保充分的成型性。

在薄钢板D3中，退火的平均加热温度低于750℃，残余奥氏体的面积率低于2%。因此，不能确保充分的成型性。

在薄钢板F3中，保持温度低于300℃，因此残余奥氏体的面积率低于2%。因此，不能确保充分的成型性。

在薄钢板F4中，保持温度低于500℃，因此渗碳体的平均粒径超过1μm。因此，不能确保充分的成型性。

在薄钢板H3中，冷轧的压下率超过85%，保持时间超过1200秒，因此残余奥氏体的面积率低于2%，渗碳体的平均粒径超过1μm。因此，不能确保充分的成型性。

在薄钢板H4及R2中，在热轧后的冷却中，前段的冷却带中的平均冷却速度低于15℃，并且退火条件不满足上述（4）式，因此渗碳体的平均粒径超过1μm。因此，不能确保充分的成型性。

在薄钢板J2及M2中，卷取温度超过600℃，并且退火条件不满足上述（4）式，因此渗碳体的平均粒径超过1μm。因此，不能确保充分的成型性。

对于使用钢a～g制作而成的薄钢板a1～g1，钢成分不是适当的。在薄钢板a1（钢a）中，C量超过0.40%，渗碳体平均粒径超过1%。在薄钢板b1（钢b）中，C量低于0.10%，残余奥氏体的面积率低于2%。在薄钢板c1（钢c）中，P量超过0.05%，S量超过0.02%。在薄钢板d1（钢d）中，Si量超过2.5%。在薄钢板e1（钢e）中，Mn量超过4.0%，马氏体的面积率超过20%。在薄钢板f1（钢f）中，Si量低于0.005%，奥氏体的面积率低于2%，渗碳体的平均粒径超过1μm。在薄钢板g1（钢g）中，Al量超过2.5%，Mo量超过0.3%。因此，在这些薄钢板a1～g1中，强度与成型性之间的平衡恶化。

这里，对于抗拉强度与150℃下的伸长率之间的关系进行说明。图8是表示抗拉强度TS（N/mm²）与150℃下的伸长率tEL₁₅₀（%）之间的关系的图。需要说明的是，在图8中，使用了表6～9所示的抗拉强度TS的值及150℃下的伸长率tEL₁₅₀。

由图8可知，能够确认到在得到与比较例相同的抗拉强度时，实施例的薄钢板与比较例相比，150℃下的伸长率极高。

另外，实施例的薄钢板包含在图8所示的（13）式的直线以上的区域中。

tEL₁₅₀=-0.027TS+56.5                    （13）

该直线是为了表示强度与加工性之间的平衡而由图8的结果求出的。

表4～5中的上述（12）式所示的特性指数E是这样表示强度与伸长率之间的平衡的指数。在特性指数E的值为正时，薄钢板的抗拉强度及150℃下的伸长率的值包含在图8中的（13）式以上的区域中。在特性指数E的值为负时，薄钢板的抗拉强度及150℃下的伸长率的值包含在图8中的（13）式以下的区域中。

需要说明的是，上述的实施例只不过是例示了本发明的实施方式的实施例，在本发明的薄钢板及其制造方法中，能够在权利要求书的范围内添加各种变更。

例如只要不是使渗碳体的大小发生变化的处理，就能够对本发明的薄钢板实施各种处理。即，本发明的薄钢板可以是进行冷轧而成的冷轧钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、电镀覆钢板中的任一种，即使在施加了各种的处理时，也能够得到本发明的效果。

另外，本发明几乎不受铸造条件的影响。例如在使用了由铸造方法（连续铸造或钢锭铸造）或板坯厚的不同所产生的影响少的薄板坯等特殊的铸造及热轧方法时，也能够得到本发明的效果。

产业上的可利用性

通过本发明，在实施冲压成型等加工时，能够赋予成型加工的对象物以高成型加工性，即使在使用高强度钢板对汽车的车身结构进行轻量化时，也能够得到高成型加工性。

Claims (19)

1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计含有

C：0.10～0.40%、

Mn：0.5～4.0%、

Si：0.005～2.5%、

Al：0.005～2.5%、

Cr：0～1.0%，

残余部分由铁及不可避免的杂质构成，

将P、S、N限制为

P：0.05%以下、

S：0.02%以下、

N：0.006%以下，

作为钢组织，以面积率计包含残余奥氏体2～30%，将马氏体限制为20%以下，渗碳体的平均粒径为0.01μm以上且1μm以下，所述渗碳体中包含长宽比为1以上且3以下的渗碳体30%以上且100%以下。

2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有

Mo：0.01～0.3%、

Ni：0.01～5%、

Cu：0.01～5%、

B：0.0003～0.003%、

Nb：0.01～0.1%、

Ti：0.01～0.2%、

V：0.01～1.0%、

W：0.01～1.0%、

Ca：0.0001～0.05%、

Mg：0.0001～0.05%、

Zr：0.0001～0.05%、

REM：0.0001～0.05%

中的1种以上。

3.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，Si与Al的总计量为0.5%以上且2.5%以下。

4.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，残余奥氏体的平均粒径为5μm以下。

5.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，作为所述钢组织，以面积率计包含铁素体10～70%。

6.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，作为所述钢组织，以面积率计包含铁素体和贝氏体总计10～70%。

7.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，作为所述钢组织，以面积率计包含贝氏体和回火马氏体总计10～75%。

8.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，铁素体的平均粒径为10μm以下。

9.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，每1μm²包含所述长宽比为1以上且3以下的渗碳体0.003个以上且0.12个以下。

10.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，板厚的中心部中的所述残余奥氏体的｛100｝＜001＞取向的随机强度比X与所述残余奥氏体的｛110｝＜111＞～｛110｝＜001＞取向组的随机强度比的平均值Y满足下述（14）式，

4＜2X+Y＜10    （14）。

11.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，板厚的中心部中的所述残余奥氏体的｛110｝＜111＞取向的随机强度比相对于所述残余奥氏体的｛110｝＜001＞取向的随机强度比之比为3.0以下。

12.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，至少在单面上，进一步具有锌镀覆层。

13.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，至少在单面上，进一步具有合金化热浸镀锌层。

14.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，包括：

对具有权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板的成分组成的铸坯在820℃以上的精加工温度下实施热轧而制作热轧钢板的第1工序；

该第1工序后对所述热轧钢板进行冷却、并在350～600℃的卷取温度CT下进行卷取的第2工序；

对该第2工序后的所述热轧钢板以30～85%的压下率实施冷轧而制作冷轧钢板的第3工序；

该第3工序后对所述冷轧钢板进行加热、并在750～900℃的平均加热温度下进行退火的第4工序；

对该第4工序后的所述冷轧钢板以3～200℃/秒的平均冷却速度进行冷却、并在300～500℃的温度区域保持15～1200秒的第5工序；和

对该第5工序后的所述冷轧钢板进行冷却的第6工序，

所述第2工序中，从750℃到650℃的第一平均冷却速度CR1为15～100℃/秒，从650℃到所述卷取温度CT的第二平均冷却速度CR2为50℃/秒以下，从卷取后到150℃的第三平均冷却速度CR3为1℃/秒以下，所述卷取温度CT和所述第一平均冷却速度CR1满足下述（15）式，

所述第4工序中，在将Si、Al及Cr的量以质量%计分别表示为［Si］、［Al］及［Cr］时，所述第2工序后的所述热轧钢板中所含的珠光体的平均面积Sμm²、所述平均加热温度T℃与加热时间t秒满足下述（16）式的关系，

1500≤CR1×(650-CT)≤15000    （15）

2200＞T×lg(t)/(1+0.3[Si]+0.5[Al]+[Cr]+0.5S)＞110    （16）。

15.如权利要求14所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述第1工序中的后段两阶段的压下率的总计为15%以上。

16.如权利要求14所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对所述第5工序后且所述第6工序前的所述冷轧钢板，实施锌镀覆。

17.如权利要求14所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对所述第5工序后且所述第6工序前的所述冷轧钢板，实施热浸镀锌，在400～600℃下进行合金化处理。

18.如权利要求14所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述第4工序中的600℃以上且680℃以下的平均加热速度为0.1℃/秒以上且7℃/秒以下。

19.如权利要求14所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述第1工序前，将所述铸坯冷却到1000℃以下，并再加热到1000℃以上。

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