加工性优异的高强度冷轧钢板的制造方法

摘要

提供一种能够高生产率地制造延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)、弯曲性(R)及其平衡(TS×EL×λ/1000)得到改善，此外由埃氏杯突试验评价的复合加工性也优异的、抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板的方法。将满足规定的成分组成的钢材以Ac3点以上的温度保持50秒以上而进行均热后，以15℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T，并且在满足下式(1)的温度域内保持5～180秒，接着，加热至满足下式(2)的温度域，在该温度域内保持50秒以上之后进行冷却。300℃≤T1(℃)＜400℃…(1)400℃≤T2(℃)≤540℃…(2)。

权利要求

1.一种加工性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，是以下高强度冷轧钢板的制造方法，所述钢板以质量％计满足C：0.10～0.3％、

Si：1.0～3％、

Mn：1.5～3％、

Al：0.005～3％、

P：0.1％以下、

S：0.05％以下，

余量由铁和不可避免的杂质构成，

金属组织含有贝氏体、残留奥氏体和回火马氏体，

(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，

贝氏体由邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔为1μm以上的高温域生成贝氏体，和邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔低于1μm的低温域生成贝氏体的复合组织构成，设所述高温域生成贝氏体相对于金属组织全体的面积率为a，所述低温域生成贝氏体和所述回火马氏体相对于金属组织全体的合计面积率为b时，满足a：20～80％，b：20～

80％，a+b：70％以上，并且，

(2)以饱和磁化法测定的残留奥氏体的体积率，相对于金属组织全体为3％以上，在该制造方法中，将满足上述成分组成的钢材以Ac3点以上的温度保持50秒以上而进行均热后，以15℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T，并且在满足下式(1)的温度域内保持5～180秒，接着，加热至满足下式(2)的温度域，在该温度域内保持50秒以上之后进行冷却，

310℃≤T1＜400℃...(1)，

400℃≤T2≤540℃...(2)，

其中，T1和T2的单位是℃。

2.根据权利要求1所述的制造方法，其中，所述钢材以质量％计还含有选自Cr：1％以下且不含0％、Mo：1％以下且不含0％、Ti：0.15％以下且不含0％、Nb：0.15％以下且不含0％、V：0.15％以下且不含0％、Cu：1％以下且不含0％、Ni：1％以下且不含0％、B：0.005％以下且不含0％、Ca：0.01％以下且不含0％、Mg：0.01％以下且不含0％、稀土元素：0.01％以下且不含0％中的一种以上作为其它元素。

3.根据权利要求1或2所述的制造方法，其中，所述金属组织中存在淬火马氏体和残留奥氏体复合而成的MA混合相时，相对于全部MA混合相的个数，在观察截面中的满足当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例低于15％且含0％。

4.根据权利要求1或2所述的制造方法，其中，旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径D为20μm以下且不含0μm。

5.根据权利要求1或2所述的制造方法，其中，在满足上述式(2)的温度域内保持之后进行冷却，接着进行电镀锌、熔融镀锌或合金化熔融镀锌。

6.根据权利要求1或2所述的制造方法，其中，在满足上述式(2)的温度域内进行熔融镀锌或合金化熔融镀锌。

说明书

加工性优异的高强度冷轧钢板的制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及冷轧钢板的制造方法，具体来说，涉及具有抗拉强度为980MPa以上的高强度的冷轧钢板的制造方法。

背景技术

[0002] 在汽车产业中，CO2排放规定等对地球环境问题的应对成为当务之急。另一方面，从确保乘客的安全性这一观点出发，汽车的碰撞安全标准被强化，进行着能够充分确保乘
车空间的安全性的结构设计。为了同时达到这些要求，有效的是使用抗拉强度为980MPa以
上的高强度钢板(High Tensile Strength Steel Sheets)作为汽车的结构构件，使其进一
步薄壁化而使车体轻量化。但是一般来说，若加大钢板的强度，则加工性劣化，因此，为了将高强度钢板应用于汽车构件，加工性的改善成为无法回避的课题。

[0003] 作为兼备强度和加工性的钢板，已知TRIP(Transformation Induced Plasticity：相变诱发塑性)钢板。作为TRIP钢板之一，已知母相为贝氏体铁素体，且含有残留奥氏体的TBF钢板(专利文献1～4)。在TBF钢板中，通过硬质的贝氏体铁素体能够获得高
强度，通过存在于贝氏体铁素体的边界的微细的残留奥氏体，能够得到良好的延伸率(EL)
和延伸凸缘性(λ)，因此能够兼顾高强度和良好的加工性。

[0004] 另外，延伸率和延伸凸缘性优异的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板的制造方法公开在专利文献5中。在此制造方法中，将含有0.10质量％以上的C的钢板加热至奥氏体
单相域或(奥氏体+铁素体)二相域后，以马氏体相变开始温度Ms为指标，在低于Ms且Ms-150℃以上的温度域设置作为目标的冷却停止温度而进行冷却，使未相变奥氏体的一部分发生
马氏体相变之后，升温而进行马氏体的回火。

[0005] 现有技术文献

[0006] 专利文献

[0007] 专利文献1：日本特开2005-240178号公报

[0008] 专利文献2：日本特开2006-274417号公报

[0009] 专利文献3：日本特开2007-321236号公报

[0010] 专利文献4：日本特开2007-321237号公报

[0011] 专利文献5：日本特开2011-184757号公报

[0012] 专利文献6：日本特开2011-157583号公报

[0013] 发明所要解决的课题

[0014] CO2排放规定近年来日益严格，进一步要求车体的轻量化。因此，对于历来使用加工性良好的低强度钢板的难成形构件，也研究应用抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板。
具体来说，认为不仅是车体的骨架构件，连座位构件等也积极进利用高强度钢板。因此对于抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板，除了延伸率以外，还强烈要求包含延伸凸缘性(扩孔性)和弯曲性等局部变形能的加工性的全面进一步提高。

[0015] 但是在上述专利文献1～5中，虽然对于改善强度、延伸率、延伸凸缘性进行研究，但对于使包含弯曲性等局部变形能的加工性全面提高的问题未予以讨论。

[0016] 因此，本发明人在专利文献6中，公开了一种延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)全部得到适度平衡改善的加工性全面优异的、抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板。该高强度冷轧钢板的金属组织的特征在于，含有贝氏体、残留奥氏体和回火马氏体，(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，贝氏体由邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间
隔为1μm以上的高温域生成贝氏体，和邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔低于1μm的低温域生成贝氏体的复合组织构成，设所述高温域生成贝氏体相对于金属组织全体的面
积率为a，所述低温域生成贝氏体所述回火马氏体相对于金属组织全体的合计面积率为b
时，满足a：20～80％，b：20～80％，a+b：70％以上；并且，(2)以饱和磁化法测定的残留奥氏体的体积率，相对于金属组织全体为3％以上。

[0017] 在此文献中，作为上述高强度冷轧钢板的制造方法，公开有一种按顺序包括如下工序的方法：加热到Ac3点以上的温度后，均热50秒以上的工序；以15℃/秒以上的平均冷却速度冷却至400℃以上且540℃以下的温度域中的任意的温度T的工序；在400℃以上且540
℃以下的温度域内保持5～100秒的工序；以及在200℃以上且低于400℃的温度域内保持
200秒以上而进行等温淬火处理的工序。但是在此制造方法中，在200℃以上且低于400℃的温度域内保持的等温淬火处理至少需要进行200秒，因此难以提高生产率。

[0018] 可是近年来，对于由埃氏杯突试验所评价的复合加工性的提高也有所要求。但是，在上述专利文献6中，虽然延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)、弯曲性(R)及其平衡(TS×EL×λ/1000)得到改善，但对于埃氏杯突试验所评价的复合加工性未进行讨论。

发明内容

[0019] 本发明是着眼于上述这样的情况完成的，其目的在于，提供一种能够高生产率地制造延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)、弯曲性(R)及其平衡(TS×EL×λ/1000)得到改善，此外由埃氏杯突试验评价的复合加工性也优异的、抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板的方
法。

[0020] 用于解决课题的手段

[0021] 能够解决上述课题的本发明的高强度冷轧钢板的制造方法，是以下高强度冷轧钢板的制造方法，以质量％计满足C：0.10～0.3％、Si：1.0～3％、Mn：1.5～3％、Al：0.005～
3％、P：0.1％以下、S：0.05％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，金属组织含有贝氏体、残留奥氏体和回火马氏体，(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，贝氏体由邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔为1μm以上的高温域生成贝氏体，和邻接的残留奥氏体和/
或碳化物的平均间隔低于1μm的低温域生成贝氏体的复合组织构成，设所述高温域生成贝
氏体相对于金属组织全体的面积率为a，所述低温域生成贝氏体和所述回火马氏体相对于
金属组织全体的合计面积率为b时，满足a：20～80％，b：20～80％，a+b：70％以上，(2)以饱和磁化法测定的残留奥氏体的体积率，相对于金属组织全体为3％以上，其中，在如下方面具有要旨：将满足上述成分组成的钢材以Ac3点以上的温度保持50秒以上而进行均热后，以
15℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T，并且在满足下式(1)的温
度域内保持5～180秒，接着，加热到满足下式(2)的温度域，在此温度域内保持50秒以上之后进行冷却。需要说明的是，在本说明书中，将低温域生成贝氏体和回火马氏体为总称为
“低温域生成贝氏体等”。

[0022] 300℃≤T1(℃)＜400℃…(1)

[0023] 400℃≤T2(℃)≤540℃…(2)

[0024] 所述钢材，作为其它元素，还可以还含有如下：

[0025] (a)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；

[0026] (b)选自Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)中的一种以上；

[0027] (c)Cu：1％以下(不含0％)和/或Ni：1％以下(不含0％)；

[0028] (d)B：0.005％以下(不含0％)；

[0029] (e)选自Ca：0.01％以下(不含0％)、Mg：0.01％以下(不含0％)和稀土元素：0.01％以下(不含0％)中的一种以上。

[0030] 在所述金属组织中存在淬火马氏体和残留奥氏体复合而成的MA混合相时，优选相对于全MA混合相的个数，在观察截面中的满足当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例低于15％(含0％)。优选旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径D为20μm以下(不含0μm)。也可以在满足上述式(2)的温度域内保持后进行冷却，接着进行电镀锌、熔融镀锌或合金化熔融镀
锌。另外，也可以在满足上述式(2)的温度域内进行熔融镀锌或合金化熔融镀锌。

[0031] 需要说明的是，在本说明书中，所谓“和/或”意思是至少包含任意一方。

[0032] 发明效果

[0033] 根据本发明，通过在Ac3点以上的温度保持50秒以上而进行均热后，首先，冷却至300℃以上且低于400℃的低温侧的温度域，在该温度域内保持，接着加热至400℃以上且
540℃以下的高温侧的温度域，在该温度域内保持，从而能够使等温淬火处理时间比上述专利文献6缩短。因此能够提高上述高强度冷轧钢板的生产率。另外，对于本发明所得到的高强度冷轧钢板而言，除了延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)、弯曲性(R)及其平衡(TS×EL×λ/
1000)以外，由埃氏杯突试验评价的复合加工性也优异。

附图说明

[0034] 图1是表示邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔的一例的示意图。

[0035] 图2是示意性地表示高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等(低温域生成贝氏体+回火马氏体)的分布状态的图。

[0036] 图3是表示T1温度域和T2温度域的加热曲线的一例的示意图。

具体实施方式

[0037] 本发明人为了改善上述专利文献6中提出的加工性全面优异的高强度冷轧钢板的制造方法，使生产率提高而反复潜心研究。其结果发现，以Ac3点以上的温度保持50秒以上进行均热后，在上述专利文献6中，是在高温侧的温度域内保持后，再在低温侧的温度域进行保持，相对于此，在本发明中，是冷却到低温后，在该温度域内保持而使低温域生成贝氏体和马氏体生成之后，再加热到高温侧的温度域内保持，使高温域生成贝氏体生成，如果是这样，则能够使等温淬火处理时间比上述专利文献6缩短，能够提高生产率，从而完成了本发明。另外，由本发明的制造方法得到的高强度冷轧钢板，除了延伸率(EL)、延伸凸缘性
(λ)、弯曲性(R)及其平衡(TS×EL×λ/1000)以外，还能够确认到由埃氏杯突试验评价的复
合加工性也优异。

[0038] 即，在上述专利文献6中，是以Ac3点以上的温度保持50秒以上而进行均热后，首先，在400℃以上且540℃以下的高温侧的温度域内保持之后，再在200℃以上且低于400℃
的低温侧的温度域内保持而进行等温淬火处理。因此等温淬火处理温度为低温，低温域生
成贝氏体等的生成和碳的稠化花费时间长，因此等温淬火处理时间至少需要200秒。

[0039] 另一方面，在本发明中，以Ac3点以上的温度保持50秒以上而进行均热后，首先，通过冷却到300℃以上且低于400℃的低温侧的温度域而使马氏体生成，通过在此温度域内保持而使低温域生成贝氏体生成。其后，加热至400℃以上且540℃以下的高温侧的温度域，在此温度域内保持而进行等温淬火处理，由此使在低温侧的温度域未相变的奥氏体发生相变
而生成高温域生成贝氏体。因为这时温度比上述专利文献6高，所以碳容易稠化，能够使残留奥氏体(以下，表述为残留γ。)快速地生成。另外，通过加热至该高温侧的温度域而进行等温淬火处理，在上述均热后，冷却至低温侧的温度域时生成的马氏体被回火，回火马氏体生成。

[0040] 如此根据本发明，在低温侧的温度域内保持后进行加热，即使在高温侧的温度域进行等温淬火处理，也能够使贝氏体成为高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的复合
组织。另外，均热后，一气冷却到低温侧的温度域，对于在该低温侧的温度域内保持而生成的低温域生成贝氏体和马氏体而言，也具有在高温侧的温度域内进行的等温淬火处理中，
促进未相变奥氏体相变成高温域生成贝氏体的作用。因此通过在低温侧的温度域内保持
后，再在高温域的温度域内保持，能够在短时间内进行高温域生成贝氏体的生成和残留γ
的确保。因此根据本发明，能够使等温淬火处理时间比上述专利文献6缩短，所以能够提高上述高强度冷轧钢板的生产率。

[0041] 另外，对于本发明的高强度冷轧钢板而言，除了延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)、弯曲性(R)及其平衡(TS×EL×λ/1000)以外，由埃氏杯突试验评价的复合加工性也得到改善。

[0042] 此外，根据本发明，通过在均热后冷却到低温侧的温度域，生成马氏体和低温域生成贝氏体，因此未相变奥氏体被细分化，碳向未相变奥氏体的稠化也被适度地抑制。因此，能够使MA组织微细化，抑制孔隙的发生。

[0043] 首先，对于能够以本发明制造的高强度冷轧钢板进行说明。该高强度冷轧钢板具有与上述专利文献6基本相同的成分组成和金属组织。

[0044] 《成分组成》

[0045] [C：0.10～0.3％]

[0046] C是提高钢板的强度，并且用于生成残留γ所需要的元素。因此C量为0.10％以上，优选为0.11％以上，更优选为0.13％以上。但是，若过剩地含有，则焊接性降低。因此C量为0.3％以下，优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。

[0047] [Si：1.0～3％]

[0048] Si作为固溶强化元素而有助于钢板的高强度化，除此以外，还在T1温度域和T2温度域的保持中(在等温淬火处理中)抑制碳化物析出，在使残留γ有效地生成上是非常重要
的元素。因此Si量为1.0％以上，优选为1.2％以上，更优选为1.4％以上。但是，若过剩地含有，则退火中的加热、均热时不能确保γ单相而残存铁素体，因此高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的生成受到抑制。另外，除了强度变得过高，轧制负荷增大以外，还会在热轧时于钢板表面发生Si氧化皮而使钢板的表面性状劣化。因此Si量为3％以下，优选为
2.5％以下，更优选为2.0％以下。

[0049] [Mn：1.5～3％]

[0050] Mn提高淬火性，在冷却中抑制铁素体生成，是用于得到贝氏体和回火马氏体所需要的元素。另外Mn使γ稳定化，对于使残留γ生成也是有效地发挥作用的元素。因此Mn量为
1.5％以上，优选为1.8％以上，更优选为2.0％以上。但是，若过剩地含有，则高温域生成贝氏体的生成显著受到抑制。另外，过剩添加招致焊接性的劣化和偏析带来的加工性的劣化。
因此Mn量为3％以下，优选为2.8％以下，更优选为2.6％以下。

[0051] [Al：0.005～3％]

[0052] Al与Si同样，在T1温度域和T2温度域的保持中(在等温淬火处理中)抑制碳化物析出，是有助于残留γ生成的元素。另外，Al还是作为脱氧剂发挥作用的元素。因此Al量为
0.005％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。但是，若过剩地含有，则钢板的焊接性显著劣化，因此Al量需要截止在以脱氧为目的的最低添加限度。因此Al量为3％以下，优选为2％以下，更优选为1％以下。

[0053] [P：0.1％以下(不含0％)]

[0054] P是使钢板的焊接性劣化的元素。因此P量为0.1％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。虽然以P量尽可能少的方法为宜，但达到0％在工业上有困难。

[0055] [S：0.05％以下(不含0％)]

[0056] S与P同样，是使钢板的焊接性劣化的元素。另外，S在钢板中形成硫化物系夹杂物，若其粗大化，则加工性降低。因此S量为0.05％以下，优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。虽然以S量尽可能少的方法为宜，但达到0％在工业上有困难。

[0057] 本发明的高强度冷轧钢板，满足上述成分组成，余量成分实质上是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，包含N、O和残余元素(例如，Pb、Bi、Sb、Sn等)等。在不可避免的杂质之中，优选N量为0.01％以下(不含0％)，O量为0.01％以下(不含0％)。

[0058] N在钢板中使氮化物析出，是有助于钢板的强化的元素，但若过剩地含有，则氮化物大量地析出，是引起延伸率、延伸凸缘性和弯曲性的劣化的元素。因此N量优选为0.01％以下。更优选为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。

[0059] O是若过剩地含有，则氧化物大量地析出而招致延伸率、延伸凸缘性和弯曲性的降低的元素。因此O量优选为0.01％以下。更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。

[0060] 本发明的高强度冷轧钢板，作为其它元素，还可以还含有如下等：

[0061] (a)Cr：1％以下(不含0％)和/或Mo：1％以下(不含0％)；

[0062] (b)选自Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)中的一种以上的元素；

[0063] (c)Cu：1％以下(不含0％)和/或Ni：1％以下(不含0％)；

[0064] (d)B：0.005％以下(不含0％)；

[0065] (e)选自Ca：0.01％以下(不含0％)、Mg：0.01％以下(不含0％)和稀土元素：0.01％以下(不含0％)中的一种以上的元素。

[0066] (a)Cr和Mo与Mn同样，在冷却中抑制铁素体生成，是用于得到贝氏体和回火马氏体有效发挥作用的元素。这些元素可以单独使用或者并用。为了有效地发挥这样的作用，优选使Cr和Mo分别含有0.1％以上。更优选为0.2％以上。但是若Cr和Mo的含量分别超过1％，则高温域生成贝氏体的生成显著受到抑制。另外，过剩的添加导致成本变高。因此，优选Cr和Mo分别为1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。Cr和Mo并用时，推荐使合计量为1.5％以下。

[0067] (b)Ti、Nb和V是具有在钢板中形成碳化物和氮化物等的析出物，使钢板强化，并且使旧γ晶粒微细化的作用的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选使Ti、Nb和V分别含有0.01％以上。更优选为0.02％以上。但是，若过剩地含有，则碳化物在晶界析出，钢板的延伸凸缘性和弯曲性劣化。因此Ti、Nb和V分别优选为0.15％以下。更优选为0.12％以下，进一步优选为0.1％以下。Ti、Nb和V可以分别单独含有，也可以含有任意选择的两种以上。

[0068] (c)Cu和Ni是使γ稳定化的元素，是对于生成残留γ有效发挥作用的元素。这些元素可以单独使用或者并用。为了发挥这样的作用，优选使Cu和Ni分别含有0.05％以上。更优选分别为0.1％以上。但是若Cu和Ni过剩地含有，则热加工性劣化。因此Cu和Ni分别优选为
1％以下。更优选分别为0.8％以下，进一步优选分别为0.5％以下。还有，若使Cu含有超过
1％，则热加工性劣化，但如果添加Ni，则热加工性的劣化受到抑制，因此并用Cu和Ni时，虽然成本变高，但也可以超过1％而添加Cu。

[0069] (d)B与Mn、Cr和Mo同样，在冷却中抑制铁素体生成，是对于生成贝氏体和回火马氏体有效发挥作用的元素。为了发挥这样的作用，优选含有0.0005％以上，更优选为0.001％以上。但是，若过剩地含有，则生成硼化物而使延展性劣化。另外若过剩地含有，则与Cr和Mo同样，显著地抑制高温域生成贝氏体的生成。因此B量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。

[0070] (e)Ca、Mg和稀土元素(REM)是对于使钢板中的夹杂物微细分散发挥作用的元素。为了发挥这样的作用，优选使Ca、Mg和稀土元素分别含有0.0005％以上。更优选为0.001％以上。但是，若过剩地含有，则使铸造性和热加工性等劣化，变得难以制造。另外过剩添加成为使钢板的延展性劣化的原因。因此Ca、Mg和稀土元素分别优选为0.01％以下，更优选为
0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。

[0071] 所谓上述稀土元素是含有镧系元素(从La至Lu的15个元素)以及Sc(钪)和Y(钇)的意思，在这些元素之中，优选含有选自La、Ce和Y中的至少一种元素，更优选含有La和/或Ce。

[0072] 《金属组织》

[0073] 本发明的高强度冷轧钢板的金属组织由贝氏体、残留γ和回火马氏体的混合组织构成。

[0074] [贝氏体和回火马氏体]

[0075] 首先，对地金属组织之中的贝氏体进行说明。在本发明中，贝氏体是相对于全部金属组织占70面积％以上的主相(母相)。在贝氏体中，也包括贝氏体铁素体。贝氏体是有碳化物析出的组织，贝氏体铁素体是没有碳化物析出的组织。还有，在本发明中，贝氏体的面积率如后所述，也包含回火马氏体的面积。

[0076] 并且，在本发明中，贝氏体的特征在于，由高温域生成贝氏体和强度高于高温域生成贝氏体的低温域生成贝氏体的复合组织构成。在本发明中，由两种贝氏体组织构成，由此，能够确保良好的延伸凸缘性和弯曲性，而且能够进一步提高延伸率，加工性全面被提
高。这被认为是，通过使强度级别不同的贝氏体组织复合化而发生不均匀变形，因此引起加工硬化能上升。

[0077] 在本发明中，上述所谓高温域生成贝氏体，意思是在400℃以上且540℃以下的T2温度域生成的贝氏体组织，是以扫描型电子显微镜(SEM)观察经硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的钢
板截面时，残留γ等的平均间隔为1μm以上的贝氏体。

[0078] 另一方面，在本发明中，上述所谓低温域生成贝氏体，意思是在300℃以上且低于400℃的T1温度域生成的贝氏体组织，是对于经硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的钢板截面进行SEM观
察时，残留γ等的平均间隔低地1μm的贝氏体。还有，上述低温域生成贝氏体和回火马氏体即使用显微镜观察也不能区分，另外，低温域生成贝氏体和回火马氏体对特性造成的影响
程度相同，因此在本发明中，将低温域生成贝氏体和回火马氏体总称为“低温域生成贝氏体等”。

[0079] 在此，所谓“残留γ等的平均间隔”，是将对于钢板截面进行显微镜观察时，测定的邻接的残留γ彼此的中心位置间距、邻接的碳化物彼此的中心位置间距、或邻接的残留γ和碳化物的中心位置间距的结果加以平均的值。上述所谓中心位置间距，意思是对于各残
留γ或各碳化物求得中心位置，该中心位置彼此的距离。中心位置是对残留γ或碳化物确
定长径和短径，而长径与短径交叉的位置。但是，残留γ或碳化物在板条的边界上析出时，大量残留γ和碳化物相连，其形态变成针状或板状，因此中心位置间距不是残留γ和/或碳化物彼此的距离，而如图1所示，将残留γ和/或碳化物在长径方向相连而形成的线间隔(板条间距)作为中心位置间距即可。

[0080] 在本发明中，通过成为含有高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的复合贝氏体组织，能够实现加工性全面改善的高强度冷轧钢板。即，高温域生成贝氏体由于相比于低温域生成贝氏体为软质，所以对于提高钢板的延伸率起到作用，有助于改善加工性。另一方面，低温域生成贝氏体等由于碳化物和残留γ小，在变形时减轻应力集中，所以具有提高钢板的延伸凸缘性和弯曲性的作用，有助于改善加工性。并且，在本发明中，因为使这样的高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等复合化，所以加工硬化能提高，延伸率进一步提高，加工性得到改善。

[0081] 在本发明中，按照上述这样根据生成温度域的差异和残留γ等的平均间隔的差异，将贝氏体区别为“高温域生成贝氏体”与“低温域生成贝氏体等”的理由是因为在一般的学术上的组织分类中，难以清楚地将贝氏体区分。例如，板条状的贝氏体和贝氏体铁素体，根据相变温度分类成上贝氏体和下贝氏体，但在SEM观察中，在大量含有Si的钢种中，伴随贝氏体相变而来的碳化物的析出受到抑制，因此也包含马氏体组织，而将其加以区分有困
难。因此在本发明中，不是根据学术上的组织定义来分类贝氏体，而是依据上述方式区别。

[0082] 高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的分布状态没有特别限定，可以在旧γ晶粒内混合生成高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等两方，也可以在每个旧γ晶粒中
分别生成高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等。

[0083] 示意性地表示高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的分布状态的图显示在图2中。图2(a)表示旧γ晶粒内混合生成高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等两方的
情况，图2(b)表示每个旧γ晶粒中分别生成高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的情
况。图2中所示的黑色圆形表示MA混合相。关于MA混合相在后叙述。

[0084] 在本发明中，设金属组织整体中所占的高温域生成贝氏体的面积率为a，金属组织全体中所占的低温域生成贝氏体和回火马氏体(即，低温域生成贝氏体等)的合计面积率为
b时，需要a和b均满足20～80％。

[0085] 若高温域生成贝氏体的面积率a或低温域生成贝氏体等的合计面积率b低于20％或超过80％，则高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的生成量的平衡变差，高温域生
成贝氏体和低温域生成贝氏体等的复合化带来的效果无法发挥。因此，延伸率、延伸凸缘性或弯曲性任意一项特性劣化，不能全面改善加工性。因此上述面积率a为20～80％，优选为
25～75％，更优选为30～70％。另外，上述合计面积率b为20～80％，优选为25～75％，更优选为30～70％。

[0086] 对于上述a和上述b的关系而言，只要各自的范围满足上述范围则没有特别限定，a＞b、a＜b、a＝b的任意一种形态均包括。

[0087] 高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的混合比率根据冷轧钢板所要求的特性决定即可。具体来说，在冷轧钢板的加工性中，为了使延伸凸缘性提高，减小高温域生成贝氏体的比率，并加大低温域生成贝氏体等的比率即可。另一方面，在冷轧钢板的加工性
中，为了使延伸率提高，加大高温域生成贝氏体的比率，并减小低温域生成贝氏体等的比率即可。另外，为了提高冷轧钢板的强度，加大低温域生成贝氏体等的比率，并减小高温域生成贝氏体的比率即可。

[0088] 此外，在本发明中，相对于金属组织全体，上述面积率a和上述合计面积率b的合计(a+b)需要满足70％以上。若合计(a+b)低于70％，则不能确保980MPa以上的抗拉强度。因此合计(a+b)为70％以上，优选为75％以上，更优选为80％以上。合计(a+b)的上限没有特别限定，例如为95％。

[0089] [残留γ]

[0090] 本发明的高强度冷轧钢板除了高温域生成贝氏体、低温域生成贝氏体和回火马氏体以外，还含有残留γ。残留γ在钢板受到应变而变形时相变成马氏体，从而发挥出良好的延伸率，并且促进变形部的硬化，是发挥着防止应变集中效果的组织。这一效果通常被称为TRIP效应。为了发挥这样的效果，以饱和磁化法测定残留γ相对于金属组织全体的分率时，需要使该残留γ含有3体积％以上，优选为5体积％以上，更优选为7体积％以上。但是，若残留γ的分率过高，则生成后述的MA混合相，该MA混合相容易粗大化，因此使延伸凸缘性和弯曲性降低。因此残留γ的上限为20体积％左右。

[0091] 残留γ主要在金属组织的板条间生成，但在板条状组织的集合体(例如，板条块和板条束等)和旧γ的晶界上，作为后述的MA混合相的一部分也会以块状存在。

[0092] [其它]

[0093] 本发明的高强度冷轧钢板的金属组织如上所述，是含有贝氏体、残留γ和回火马氏体的金属组织，余量的金属组织没有特别限定。例如，可以只由这些构成，在不损害本发明的效果的范围内，也可以存在(a)淬火马氏体和残留γ复合而成的MA混合相、(b)软质的
多边铁素体或(c)珠光体等。

[0094] (a)MA混合相，在此若对于MA混合相进行说明，则MA混合相通常已知为淬火马氏体和残留γ的复合相，在直至最终冷却前，作为未相变的奥氏体而存在的组织的一部分，在最终冷却时相变为马氏体，其余则以奥氏体的状态残存，MA混合相是由此而生成的组织。如此生成的MA混合相，因为在热处理(特别是等温淬火处理)的过程中碳高浓度稠化，而且一部
分变成马氏体组织，所以是非常硬的组织。因此由贝氏体构成的母相与MA混合相的硬度差
大，在变形时应力集中，容易成为孔隙发生的起点，因此，若MA混合相过剩地生成，则局部变形能降低，延伸凸缘性和弯曲性降低。另外，若MA混合相过剩地生成，则强度有变得过高的倾向。对于MA混合相而言，残留γ量越多，或者Si含量越多越容易生成，优选其生成量尽可能少。

[0095] 本发明的高强度冷轧钢板如上所述，因为含有比较高浓度的Si，所以MA混合相容易生成。MA混合相存在时，优选其面积率在进行光学显微镜观察时，相对于金属组织全体为
30％以下，更优选为25％以下，进一步优选为20％以下。

[0096] 另外，在上述MA混合相中，优选在观察截面中的当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例，相对于全部MA混合相的个数低于15％(含0％)。MA混合相的粒径越大，有孔隙越容易发生的倾向，这是通过实验确认的，因此优选MA混合相尽可能小。在观察截面中的当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例更优选低于10％，进一步优选低于5％。还有，对于当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例而言，以光学显微镜观察与轧制方向平行的截面表面并加以计算即可。

[0097] (b、c)多边铁素体/珠光体，存在软质的多边铁素体和珠光体时，优选这些组织的面积率的合计相对于金属组织全体为20％以下。

[0098] 上述的金属组织能够按以下的步骤测定。

[0099] 对于高温域生成贝氏体、低温域生成贝氏体等、多边铁素体和珠光体而言，如果在与钢板的轧制方向平行的截面中，利用SEM以倍率3000倍左右观察板厚的1/4位置，则能够识别。根据SEM观察，高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等主要观察到的是灰色，作为在晶粒之中分散有白色或灰色的残留γ等的组织被观察到。多边铁素体作为在晶粒的内部
不含上述白色或灰色的残留γ等的晶粒被观察到。珠光体作为碳化物和铁素体呈层状的组
织被观察到。另一方面，MA混合相，通过对实施了lepera试剂腐蚀的试料进行光学显微镜观察，作为白色组织被观察到。

[0100] 在此，对于高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等而言，如果对于与钢板的轧制方向平行的截面进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，利用SEM以倍率3000倍左右观察板厚的1/4位
置，则能够加以识别。若对于钢板的截面进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，则碳化物和残留γ均作为白色或灰色的组织被观察到，难以区分两者。其中，碳化物(例如，渗碳体等)，越是在低温域生成，越有相比于板条间而在板条内析出的倾向，因此，碳化物彼此的间隔宽时，认为是在高温域生成的，碳化物彼此的间隔窄时，则可以认为是在低温域生成的。另外，残留γ通常在板条间生成，组织的生成温度越低则板条的大小越小，残留γ彼此的间隔宽时，认为是在高温域生成的，残留γ彼此的间隔窄时，则可以认为是在低温域生成的。因此，对于本发明中经过硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的截面进行SEM，着眼于在观察视野内作为白色或灰色被观
察到的组织，测定邻接的组织间的中心位置间距时，其平均值(平均间隔)在1μm以上组织为高温域生成贝氏体，平均间隔低于1μm的组织为低温域生成贝氏体等。需要说明的是，对于上述组织的中心位置间距而言，对于最邻近的组织进行测定即可。

[0101] 根据上述的SEM观察，在高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等中也包含残留γ和碳化物，因此，作为也含有残留γ的面积率计算。

[0102] 另一方面，对于残留γ，不能通过SEM观察进行组织的鉴别，因此通过饱和磁化法测定体积率。该体积率的值能够直接读取出面积率。饱和磁化法的详细的测定原理，参照
“R&D神户制钢技报，Vol.52，No.3，2002年，p.43～46”即可。

[0103] 关于MA混合相，如果对于与钢板的轧制方向平行的截面进行lepera试剂腐蚀，利用光学显微镜以倍率1000倍左右观察板厚的1/4位置，则能够观察到白色的组织，能够与其它的组织加以区分。如果对此照片进行图像分析，则能够测定MA混合相的面积率。

[0104] 按照这样，残留γ的体积率(面积率)以饱和磁化法进行测定，相对于此，高温域生成贝氏体、低温域生成贝氏体等、多边铁素体、珠光体的面积率通过SEM观察测定，MA混合相通过光学显微镜观察，包含残留γ在内进行测定，因此其合计有超过100％的情况。

[0105] 在本发明的冷轧钢板中，旧γ晶粒的平均当量圆直径D优选为20μm以下(不含0μm)。通过减小旧γ晶粒的平均当量圆直径D，能够进一步提高延伸率、延伸凸缘性、弯曲性全部。即，因为本发明的冷轧钢板的金属组织由贝氏体、残留γ和回火马氏体的混合组织构
成，所以若相变前的奥氏体粒径大，则贝氏体组织的复合单位的大小变大，而且组织的大小发生偏差，从而产生不均匀的变形，应变局部性地集中而变得难以改善加工性。因此，有效的是将旧γ晶粒的平均当量圆直径D控制在20μm以下，降低数十μm级的宏观性的不均匀性。
旧γ晶粒的平均当量圆直径D更优选为15μm以下，进一步优选为10μm以下。

[0106] 上述旧γ晶粒的平均当量圆直径D，能够通过SEM和电子背散射衍射(EBSP)加以组合的SEM-EBSP法进行测定。具体来说，通过SEM-EBSP法，对于观察视野100μm×100μm左右的范围，以0.1μm的步进测定结晶取向后，解析相邻的测定点的结晶取向的关系，由此能够特定旧γ晶界。基于特定的旧γ晶界，通过比较法计算旧γ晶粒的平均当量圆直径D即可。关于SEM-EBSP法的详细的测定原理，可以参照“Acta Materialia，54，2006年，p.1279～
1288”。

[0107] 接下来，对于本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。

[0108] 本发明的高强度冷轧钢板的特征在于，将满足上述成分组成的钢材以Ac3点以上的温度保持50秒以上而进行均热后，以15℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的
任意的温度T，并且在满足下式(1)的温度域内保持5～180秒，接着，加热至满足下式(2)的温度域，在此温度域内保持50秒以上保持之后进行冷却。以下，对于本发明的制造方法，按顺序进行说明。

[0109] 300℃≤T1(℃)＜400℃…(1)

[0110] 400℃≤T2(℃)≤540℃…(2)

[0111] 首先，作为以Ac3点以上的温度加热之前的钢材，准备遵循常规方法对板坯进行热轧，并对所得到的热轧钢板进行了冷轧的冷轧钢板。热轧中，使终轧温度为例如800℃以上，使卷取温度为例如700℃以下即可。冷轧中，在使冷轧率为例如10～70％的范围进行轧制即可。

[0112] 对于冷轧而得到的冷轧钢板而言，以连续退火生产线加热至Ac3点以上的温度，在此温度域内保持50秒以上而进行均热，从而成为γ单相。若均热温度低于Ac3点的温度，或Ac3点以上的温度域的均热时间低于50秒，则在奥氏体中残存铁素体，不能将上述高温域生成贝氏体的面积率a和上述低温域生成贝氏体等的合计面积率b的合计量(a+b)确保在规定
值以上。均热温度优选为Ac3点+10℃以上，更优选为Ac3点+20℃以上。但是，即便使均热温度过高，上述的合计量也不会有显著变化，并在经济上造成浪费，因此上限为例如1000℃。

[0113] 均热时间优选为100秒以上。但是，若均热时间过长，则奥氏体粒径变大，加工性有变差的倾向。因此优选均热时间为500秒以下。

[0114] 还有，将上述冷轧钢板加热至Ac3点以上的温度时的平均加热速度为1℃/秒以上即可。

[0115] 上述Ac3点可以根据“莱斯利铁钢材料科学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，P.273)中记载的下述(a)式计算。在下述(a)式中，[]表示各元素的含量(质量％)，钢板中不含的元素的含量作为0质量％计算即可。

[0116] Ac3(℃)＝910-203×[C]1/2+44.7×[Si]-30×[Mn]-11×[Cr]+31.5×[Mo]-20×[Cu]-15.2×[Ni]+400×[Ti]+104×[V]+700×[P]+400×[Al]…(a)

[0117] 加热至Ac3点以上的温度并保持50秒以上而进行均热化后，如图3所示，以15℃/秒以上的平均冷却速度急冷至满足上述式(1)的任意的温度T。通过对于从Ac3点以上的温度
域至满足上述式(1)的任意的温度T的范围进行急冷，能够抑制奥氏体相变成多边铁素体，
使低温域生成贝氏体和马氏体以规定量生成。该区间的平均冷却速度优选为20℃/秒以上，更优选为25℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，例如为100℃/秒左右即可。

[0118] 冷却至满足上述式(1)的任意的温度T后，如图3所示，在满足上述式(1)的T1温度域内保持5～180秒后，加热至满足上述式(2)的T2温度域，在该T2温度域内保持50秒以上。

[0119] 在本发明中，所谓在T1温度域的保持时间x代表以Ac3点以上的温度均热后，钢板的表面温度从低于400℃的时刻起，至以T1温度域内保持后开始加热，而钢板的表面温度到达400℃为止的时间，代表图3中以箭头x所示的区间的时间。因此，在本发明中如后所述，因为以T2温度域内保持后冷却到室温，所以钢板再度通过T1温度域，但在本发明中，在此冷却时通过的时间不包含在T1温度域的停留时间内。这是由于在该冷却时，相变基本完成，不生成低温域生成贝氏体。

[0120] 另外，所谓在T2温度域的保持时间y代表在T1温度域内保持后进行加热，从钢板的表面温度达到400℃的时刻起，至在T2温度域内保持之后开始冷却，而钢板的表面温度到达
400℃为止的时间，代表图3中以箭头y所示的区间的时间。因此，在本发明中如上所述，均热后，在向T1温度域冷却的途中通过T2温度域，但在本发明中，在该冷却时通过的时间不包含在T2温度域的停留时间内。这是由于在该冷却时，因为停留时间过短，所以相变几乎不发
生，不生成高温域生成贝氏体。

[0121] 在本发明中，通过分别适当控制在T1温度域和T2温度域内保持的时间，能够以规定量生成高温域生成贝氏体。具体来说，通过在T1温度域内保持规定时间，能够使未相变奥氏体相变成低温域生成贝氏体、贝氏体铁素体或马氏体，通过在T2温度域内保持规定时间
而进行等温淬火处理，能够进一步使未相变奥氏体相变成高温域生成贝氏体和贝氏体铁素
体，通过控制其生成量，并且使碳向奥氏体稠化而使残留γ生成，能够使本发明所规定的金属组织生成。

[0122] 另外，通过在T1温度域内保持后，在T2温度域内保持，还发挥出能够使MA混合相微细化的效果。即，以Ac3点以上的温度均热后，以15℃/秒以上的平均冷却速度急冷至T1温度域的任意的温度T，在此T1温度域内保持，由此生成马氏体和低温域生成贝氏体，因此未相变部微细化，另外碳向未相变部的稠化也得到适度抑制，因此MA混合相微细化。

[0123] 还有，从Ac3点以上的温度域冷却至满足上述式(1)的任意的温度T，只在满足该式(1)的T1温度域内保持，加热到满足上述式(2)的T2温度域而不保持时(即，单纯的低温保持的等温淬火处理)，因为板条状组织的尺寸变小，所以能够减小MA混合相本身。但是这种情况下，因为在上述T2温度域未保持，所以高温域生成贝氏体几乎不生成，另外基底的板条状组织的位错密度变大，强度过高而延伸率降低。

[0124] 在本发明中，由上述式(1)规定的T1温度域具体而言，为300℃以上且低于400℃。通过在此温度域内保持规定时间，能够使未相变奥氏体相变成低温域生成贝氏体、贝氏体
铁素体或马氏体。另外，通过确保充分的保持时间，进行贝氏体相变，最终生成残留γ，MA混合相也被细分化。该马氏体在刚相变之后作为淬火马氏体存在，但在后述的T2温度域内保
持期间被回火，作为回火马氏体残留。该回火马氏体对于钢板的延伸率、延伸凸缘性或弯曲性均未造成不良影响。

[0125] 但是，若在400℃以上保持，则不生成低温域生成贝氏体和马氏体，不能使贝氏体组织复合化。另外，生成粗大的MA混合相，因此不能使MA混合相微细化，局部变形能降低，且不能改善延伸凸缘性和弯曲性。因此T1温度域低于400℃。优选为390℃以下，更优选为380℃以下，特别优选为375℃以下。另一方面，即使以低于300℃的温度保持，马氏体分率也会过多，因此埃氏杯突试验的复合加工性劣化。另外，即使以低于300℃的温度保持，也生成低温域生成贝氏体，但如上述，因为马氏体的分率过多，低温域生成贝氏体等的分率变多，因此由埃氏杯突试验评价的复合加工性劣化。因此T1温度域的下限为300℃。优选为310℃以
上，更优选为320℃以上。

[0126] 还有，为了使低温域生成贝氏体等生成，在本发明中，在300℃以上且低于400℃的温度域内保持，相对于此，在上述专利文献6中，是在200℃以上且低于400℃的温度域内保持，温度域的下限值不同。其理由在于，在本发明中，以Ac3点以上的温度均热后，在高温侧的温度域不保持，而是一气冷却至低温侧的温度域，因此在冷却后，与上述专利文献6同样，若在200℃以上且低于300℃的温度域内保持，则冷却时马氏体过度生成，而低温域生成贝氏体等的生成量变得过剩，由埃氏杯突试验评价的复合加工性劣化。

[0127] 在满足上述式(1)的T1温度域内保持的时间为5～180秒。若保持时间低于5秒，则低温域生成贝氏体的生成量变少，无法实现贝氏体组织的复合化和MA混合相的微细化，因
此λ和弯曲性等降低。因此保持时间为5秒以上，优选为10秒以上，更优选为20秒以上，进一步优选为40秒以上。但是，若保持时间超过180秒，则低温域生成贝氏体过剩地生成，因此如后所述，即使在T2温度域内保持规定时间，也不能确保高温域生成贝氏体等的生成量。因此延伸率和埃氏杯突试验所评价的复合加工性降低。因此保持时间为180秒以下，优选为150
秒以下，更优选为120秒以下，进一步优选为80秒以下。

[0128] 对于在满足上述式(1)的T1温度域内保持的方法而言，只要是在T1温度域的滞留时间为5～180秒，则没有特别限定，例如，采用图3的(i)～(iii)所示的加热曲线即可。但是，本发明并非旨在限定于此，只要满足本发明的要件，则能够适宜采用上述以外的加热曲线。

[0129] 其中，图3的(i)是从Ac3点以上的温度急冷至满足上述式(1)的任意的温度T后，以该温度T恒温保持规定时间的例子，恒温保持后，加热至满足上述式(2)的任意的温度。在图
3的(i)中，表示关于进行了一阶段的恒温保持的情况，但本发明并不限定于此，只要是T1温度域的范围内，也可以进行保持温度不同的二阶段以上的恒温保持(未图示)。

[0130] 图3的(ii)是从Ac3点以上的温度急冷至满足上述式(1)的任意的温度T后，改变冷却速度，在T1温度域的范围内用规定时间进行冷却之后，加热至满足上述(2)式的任意的温度的例子。在图3的(ii)中，表示关于进行了一阶段的冷却的情况，但本发明并不限定于此，也可以进行冷却速度不同的二阶段以上的多段冷却(未图示)。

[0131] 图3的(iii)是从Ac3点以上的温度急冷至满足上述式(1)的任意的温度T后，在T1温度域的范围内用规定时间加热后，加热至满足上述(2)式的任意的温度的例子。在图3的
(iii)中，表示关于进行一阶段的加热的情况，但本发明并不限定于此，也可以进行升温速度不同的二阶段以上的多段加热(未图示)。

[0132] 在本发明中，上述式(2)所规定的T2温度域具体而言，为400℃以上且540℃以下。通过在该温度域内保持规定时间，能够生成高温域生成贝氏体和贝氏体铁素体。即，若在超过540℃的温度域内保持，则生成软质的多边铁素体和退化珠光体，得不到期望的特性。因此T2温度域的上限为540℃，优选为520℃以下，更优选为500℃以下，进一步优选为480℃以下。另一方面，若低于400℃，则高温域生成贝氏体无法生成，因此延伸率和由埃氏杯突试验评价的复合加工性降低。因此T2温度域的下限为400℃，优选为420℃以上，更优选为425℃以上。

[0133] 在满足上述式(2)的T2温度域内保持的时间为50秒以上。根据本发明，即便使T2温度域的保持时间为50秒左右，因为预先在上述T1温度域内保持规定时间而使低温域生成贝
氏体等生成，且因为低温域生成贝氏体等促进高温域生成贝氏体的生成，所以也能够确保
高温域生成贝氏体的生成量。但是，若保持时间短于50秒，则未相变部大量残留，碳稠化不充分，因此从T2温度域至最终冷却时引起马氏体相变。因此生成硬质的MA混合相，延伸凸缘性和弯曲性等的加工性降低。从提高生产率的观点出发，优选T2温度域的保持时间尽可能
短，为了使高温域生成贝氏体切实地生成，优选为90秒以上，更优选为120秒以上。在T2温度域内保持时的上限没有特别限定，但即使长时间保持，高温域生成贝氏体的生成也饱和，另外生产率降低，因此优选为1800秒以下。更优选为1500秒以下，进一步优选为1000秒以下。

[0134] 对于在满足上述式(2)的T2温度域内保持的方法而言，只要是在T2温度域的滞留时间为50秒以上则没有特别限定，可以按照上述T1温度域内的加热曲线的方式，在T2温度
域的任意的温度进行恒温保持，也可以在T2温度域内冷却或加热。

[0135] 还有，本发明是在低温侧的T1温度域内保持后，在高温侧的T2温度域内保持，但对于在T1温度域生成的低温域生成贝氏体等而言，虽然通过加热至T2温度域并回火而发生下部组织的恢复，但板条间隔，即残留γ和/或碳化物的平均间隔不发生变化，对此本发明人进行了确认。

[0136] 可以在冷却至室温而得到的冷轧钢板的表面形成电镀锌层(EG)、熔融镀锌层(GI)或合金化熔融镀锌层(GA)。

[0137] 形成电镀锌层、熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层时的条件没有特别限定，可以采用常规方法的电镀锌处理、熔融镀锌处理、合金化处理，由此，能够得到电镀锌钢板(EG钢板)、熔融镀锌钢板(GI钢板)和合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)。

[0138] 制造电镀锌钢板时，可列举将上述冷轧钢板浸渍在例如55℃的锌溶液中并通电，从而进行电镀锌处理的方法。

[0139] 制造熔融镀锌钢板时，可列举将上述冷轧钢板浸渍在例如温度被调整到大约430～500℃的镀浴中而实施熔融镀锌，其后进行冷却。

[0140] 制造合金化熔融镀锌钢板时，可列举将上述冷轧钢板进行例如在上述熔融镀锌后，加热至500～540℃左右的温度而进行合金化，并加以冷却。

[0141] 另外，制造熔融镀锌钢板时，也可以在上述T2温度域内保持后不冷却至室温，而在上述T2温度域，使其浸渍到被调整至上述温度域的镀浴中而实施熔融镀锌，其后进行冷却。在制造合金化熔融镀锌钢板时，在上述T2温度域内进行熔融镀锌后，继续实施合金化处理
即可。这种情况下，熔融镀锌所需要的时间和合金化处理所需要的时间包含在上述T2温度
域的保持时间内加以控制即可。

[0142] 另外，在制造熔融镀锌钢板时，在上述T1温度域内保持后，也可以一并进行在上述T2温度域内保持的工序和熔融镀锌处理。即，可以在T1温度域内保持后，在上述T2温度域内，使其浸渍到被调整至上述温度域的镀浴中而实施熔融镀锌，由此一并进行熔融镀锌和
在T2温度域的保持。另外，制造合金化熔融镀锌钢板时，在上述T2温度域内进行熔融镀锌
后，继续实施合金化处理即可。

[0143] 镀覆附着量也没有特别限定，例如，可列举每一面为10～100g/m2左右。

[0144] 本发明的技术，能够特别适合在板厚为3mm以下的薄钢板中采用。

[0145] 由本发明的制造方法得到的冷轧钢板的抗拉强度在980MPa以上，且加工性全面良好。该冷轧钢板适合作为汽车的结构部件的原材使用。作为汽车的结构部件，例如，以前部和后部侧梁和冲撞盒等迎面碰撞部件为首，可列举柱类等补强材(例如，中心柱加强筋等)、车顶纵梁的补强材、侧梁、底梁，踏板部等车体构成部件，保险杠的补强材、车门防撞梁等耐冲击吸收部件，座椅部件等。另外，上述冷轧钢板由于温态下的加工性良好，所以也能够适合作为温态成形用的原材使用。还有，所谓温态加工是指在50～500℃左右的温度范围进行成形。

[0146] 实施例

[0147] 以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明并不受到下述实施例的限制，在能够符合前、后述的主旨的范围内当然也可以适当加以改变而实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

[0148] 真空熔炼下述表1中示出的成分组成的钢(余量是铁和不可避免的杂质)并制造实验用板坯。基于下述表1所示的成分组成和上式(a)计算Ac3点，将结果一并示于下述表1中。
需要说明的是，计算出的Ac3点的温度也一并示于下述表2～表4中。

[0149] 对于所得到的实验用板坯进行热轧后再冷轧，接着连续退火而制造供试材。具体条件如下。即，将实验用板坯以1250℃加热保持30分钟后，使压下率约为90％，以终轧温度为920℃的方式进行热轧，以30℃/秒的平均冷却速度从该温度冷却至卷取温度500℃，并进行卷取。卷取后，以该卷取温度(500℃)保持30分钟，接着炉冷至室温，制造板厚2.6mm的热轧钢板。对于所得到的热轧钢板进行酸洗，除去表面氧化皮之后，以冷轧率46％进行冷轧，制造板厚1.4mm的冷轧钢板。将所得到的冷轧钢板加热至下述表2～表4所示的均热温度
(℃)，保持下述表2～表4所示的时间而均热后，遵循以下所示的3个之中任意一个曲线i～
iii进行连续退火，从而制造供试材。

[0150] (曲线i：对应上述图3的(i))

[0151] 均热后，以下述表2～表4所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至下述表2～表4所示的开始温度T(℃)后，以此开始温度T恒温保持下述表2～表4所示的时间(秒；步进时间)，接着加热至下述表2～表4所示的T2温度域中的保持温度(℃)，在此保持温度下，保持下述表2～表4所示的时间。

[0152] (曲线ii：对应上述图3的(ii))

[0153] 均热后，以下述表2～表4所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至下述表2～表4所示的开始温度T(℃)后，用下述表2～表4所示的步进时间(秒)冷却至下述表2～表4所示的结
束温度(℃)，接着加热至下述表2～表4所示的T2温度域中的保持温度(℃)，以此保持温度
保持下述表2～表4所示的时间(秒)。

[0154] (曲线iii：对应上述图3的(iii))

[0155] 均热后，以下述表2～表4所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至下述表2～表4所示的开始温度T(℃)后，用下述表2～表4所示的步进时间(秒)而加热至下述表2～表4所示的
结束温度(℃)，接着进一步加热至下述表2～表4所示的T2温度域的保持温度(℃)，以此保
持温度保持下述表2～表4所示的时间(秒)。

[0156] 在下述表2～表4中，还示出了从在T1温度域完成恒温保持的时刻起，至到达T2温度域的保持温度的时间(秒)(表中，表述为T1～T2间的时间)。另外，在下述表2～表4中，示出T1温度域的停留时间x(秒)和T2温度域的停留时间y(秒)。在T2温度域内保持后，以5℃/
秒的平均冷却速度冷却至室温。

[0157] 还有，下述表2所示的No.2、9、16、20、23、27和下述表4所示的No.54、63是不符合上述曲线i～iii任意一个的例子。即，这些例子是均热后的T1温度域的温度范围脱离在外，或T2温度域的温度范围脱离在外的例子。对于这些例子而言，T1温度域的开始温度T和结束温度脱离本发明所规定的范围，或T2温度范围的保持温度脱离本发明所规定的范围，为了方便说明，各栏中附加※符号表示温度。

[0158] 另外，No.19、51、53是在均热后，并冷却至T1温度域的开始温度T后未保持(步进时间为0秒)，直接加热到T2温度域的例子。

[0159] 对于连续退火而得到的供试材的一部分，冷却至室温后，实施下述镀覆处理而得到电镀锌钢板(No.55、57、61～63、66、67)、熔融镀锌钢板(No.52、56、59、64)、合金化熔融镀锌钢板(No.53、54、60、65)。

[0160] [电镀锌(EG)处理]

[0161] 将上述供试材浸渍在55℃的锌镀浴而实施电镀处理(电流密度30～50A/dm2)后，进行水洗、干燥，从而得到电镀锌钢板。镀锌附着量每一面为10～100g/m2。

[0162] [熔融镀锌(GI)处理]

[0163] 将上述供试材浸渍在450℃的熔融锌镀浴中而实施镀覆处理后，冷却到室温，从而得到熔融镀锌钢板。镀锌附着量每一面为10～100g/m2。

[0164] [合金化熔融镀锌(GA)处理]

[0165] 浸渍在上述镀锌浴中后，进一步以500℃进行合金化处理之后冷却至室温，从而得到合金化熔融镀锌钢板。

[0166] 另外，下述表4所示的No.68是遵循上述曲线i进行连续退火后，不进行冷却，继续在上述T2温度域实施熔融镀锌和合金化处理的例子。即，以下述表4所示的T2温度域的保持温度(℃)保持下述表4所示的时间后，不进行冷却，接着在460℃的熔融镀锌浴中浸渍5秒而进行熔融镀锌，接下来加热至500℃，在此温度保持20秒而进行合金化处理，以5℃/秒的平均冷却速度冷却至室温。

[0167] 另外，下述表4所示的No.69是遵循上述曲线ii进行连续退火后，不进行冷却，继续在上述T2温度域实施熔融镀锌的例子。即，以下述表4所示的T2温度域中的保持温度(℃)保持下述表4所示的时间后，不进行冷却，接着在460℃的熔融锌镀浴中浸渍5秒而进行熔融镀锌，接着用20秒进行缓冷至440℃后，以平均冷却速度5℃/秒冷却至室温。

[0168] 还有，在上述镀覆处理中，适宜进行碱水溶液浸渍脱脂、水洗、酸洗等的清洗处理。

[0169] 所得到的供试材的区别示于下述表2～表4中。表中，“冷轧”表示冷轧钢板，“EG”表示EG钢板，“GI”表示GI钢板，“GA”表示GA钢板。

[0170] 对于所得到的供试材(表示包括冷轧钢板、EG钢板、GI钢板、GA钢板。下同。)，按以下步骤进行金属组织的观察和机械特性的评价。

[0171] 《金属组织的观察》

[0172] 在金属组织中，高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等(即，低温域生成贝氏体+回火马氏体)的面积率以SEM观察进行计算，残留γ的体积率以饱和磁化法测定。

[0173] [(1)高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的面积率]

[0174] 对于与供试材的轧制方向平行的截面，研磨表面，再进行电解研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，用SEM，以倍率3000倍对于板厚的1/4位置观察5个视野。观察视野约50μm×50μm。

[0175] 接着，在观察视野内，依据上述方法测定作为白色或灰色被观察到的残留γ和碳化物的平均间隔。根据其平均间隔区分的高温域生成贝氏体和低温域生成贝氏体等的面积
率通过点算法测定。

[0176] 在下述表5～表7中，示出高温域生成贝氏体的面积率(高温域a；％)，和低温域生成贝氏体与回火马氏体的合计面积率(低温域b；％)。另外，还示出上述面积率a和合计面积率b的合计(a+b)。

[0177] [(2)残留γ的体积率]

[0178] 在金属组织中，残留γ的体积率以饱和磁化法测定。具体来说，测定供试材的饱和磁化(I)，和以400℃热处理15小时的标准试料的饱和磁化(Is)，由下式求得残留γ的体积率(Vγr)。饱和磁化的测定使用理研电子制造的直流磁化B-H特性自动记录装置
“modelBHS-40”，以最大外加磁化为5000(Oe)，在室温下测定。

[0179] Vγr＝(1-I/Is)×100

[0180] 另外，在残留γ和淬火马氏体复合而成的MA混合相中，按以下步骤，测定相对于全部MA混合相的个数，在观察截面的当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例。对于与供试材的轧制方向平行的截面的表面进行研磨，使用光学显微镜，以观察倍率1000倍对5个视野进行观察，测定MA混合相的当量圆直径d。计算相对于观察到的MA混合相的个数，在观察截面中的当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例。个数比例低于15％时为合格(○)，15％以上时为不合格(×)，评价结果示于下述表5～表7中。

[0181] 另外，旧γ晶粒的平均当量圆直径D，通过SEM-EBSP法，以0.1μm的步进，在3个视野中测定观察视野100μm×100μm的区域的结晶取向后，解析相邻的测定点的结晶取向的关系而特定旧γ晶界，基于此，通过比较法计算旧γ晶粒的平均当量圆直径D。还有，EBSP法的取向解析条件是CI值为0.1以上。

[0182] 《机械特性的评价》

[0183] 供试材的机械特性，基于抗拉强度(TS)、延伸率(EL)、扩孔率(λ)、极限弯曲半径(R)、埃氏杯突深度值进行评价。

[0184] (1)抗拉强度(TS)和延伸率(EL)使用从供试材上切下的JIS Z2201所规定的5号试验片，基于JIS Z2241进行拉伸试验而测定。试验片是以相对于供试材的轧制方向垂直的方向为纵长方向的方式进行切割。测定结果示于下述表5～表7中。

[0185] (2)扩孔率(λ)是基于铁钢联盟标准JFST 1001而进行扩孔试验来测定。测定结果示于下述表5～表7中。

[0186] 在下述表5～表7中，计算“TS×EL×λ/1000”的值且一并示出。

[0187] (3)极限弯曲半径(R)进行V弯曲试验来测定。具体来说，是以相对于供试材的轧制方向垂直的方向为纵长方向(弯曲棱线与轧制方向一致)的方式切割JIS Z2204所规定的1
号试验片(板厚：1.4mm)，依据JISZ2248进行V弯曲试验。需要说明的是，以不发生龟裂的方式，对试验片的纵长方向的端面进行机械磨削之后进行V弯曲试验。

[0188] 冲模和冲头的角度为60°，以0.5mm为单位改变冲头的前端半径而进行弯曲试验，求得能够不发生龟裂而弯曲的冲头前端半径作为极限弯曲半径(R)。测定结果示于下述表5
～表7中。需要说明的是，使用放大镜观察有无龟裂发生，以没有细裂纹发生作为基准进行判定。

[0189] (4)埃氏杯突深度值基于JIS Z2247进行埃氏杯突试验来测定。试验片使用以90mm×90mm×厚度1.4mm的方式从供试材上切下的试验片。埃氏杯突试验使用冲头直径为20mm
的冲头进行。测定结果示于下述表5～表7中。还有，根据埃氏杯突试验，能够评价钢板的总延伸率特性和局部延展性两方带来的复合效果。

[0190] 供试材的机械特性依据抗拉强度(TS)相应的延伸率(EL)、扩孔率(λ)、TS×EL×λ/1000、极限弯曲半径(R)、埃氏杯突深度值的基准进行评价。即，因为钢板的TS所要求的EL、λ、TS×EL×λ/1000、R、埃氏杯突深度值不同，所以根据TS级别，遵循下述标准评价机械特性。

[0191] 基于下述评价标准，满足TS、EL、λ、TS×EL×λ/1000、R和埃氏杯突深度值全部的特性时为合格(○；加工性全面优异)，任意一个特性不满足标准值时为不合格(×)，综合评价的结果示于下述表5～表7中。

[0192] (1)980MPa级时，TS：980MPa以上且低于1180MPa，EL：14％以上，λ：40％以上，TS(MPa)×EL(％)×λ(％)/1000：700以上，R：1.5mm以下，埃氏杯突深度值：10.0mm以上；(2)1180MPa级时，TS：1180MPa以上且低于1270MPa，EL：12％以上，λ：35％以上，TS(MPa)×EL(％)×λ(％)/1000：600以上，R：2.0mm以下，埃氏杯突深度值：9.6mm以上；(3)1270MPa级时，TS：1270MPa以上且低于1370MPa，EL：10％以上，λ：25％以上，TS(MPa)×EL(％)×λ(％)/
1000：500以上，R：3.0mm以下，埃氏杯突深度值：9.4mm以上。

[0193] 需要说明的是，在本发明中，以TS在980MPa以上为前提，TS低于980MPa时，即使EL、λ、TS×EL×λ/1000、R和埃氏杯突深度值良好，也作为对象之外处理。

[0194] 由下述表1～表7能够进行如下分析。在下述表2～表4所示的No.1～69中，No.3、10、11、14、17、18、19、21、24、26、29、31、34、38、41、45、46、51、53、56、60、62、64、66、67、68是按上述曲线i制造的例子。No.1、4、5、6、7、8、13、25、28、30、32、33、35、36、39、42、43、47～50、
52、55、57～59、61、65、69是按上述曲线ii制造的例子。No.12、15、22、37、40、44是按上述曲线iii制造的例子。No.2、9、16、20、23、27、54、63是以不符合上述曲线i～iii任意一个的条件制造的例子。

[0195] 在下述表5～表7中，综合评价中标记○的例子均是能够得到满足本发明所规定的要件的高强度冷轧钢板的例子，满足根据各TS而决定的机械特性(EL、λ、TS×EL×λ/1000、R、埃氏杯突深度值)的标准值。

[0196] 另外，由下述表4和表7的No.52、53、55～57、59～62、64～69可知，根据本发明，在冷轧钢板的表面形成电镀锌层、熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层，也满足根据各TS而决定的机械特性(EL、λ、TS×EL×λ/1000、R、埃氏杯突深度值)的标准值。

[0197] 另一方面，综合评价标记×的例子是不满足本发明所规定的某一要件的例子。详情如下。

[0198] No.2是以高温侧的420℃(相当于T2温度域)保持后，以低温侧的380℃(相当于T1温度域)保持的例子，420℃下的保持时间，与上述No.1的从350℃冷却到340℃时的时间相
同，380℃下的保持时间，与上述No.1的425℃的保持时间相同。另外，No.2和上述No.1冷却速度也为相同的条件，因此制造所需要的时间相同。因此，若比较No.2与No.1，则满足本发明所规定的要件的No.1能够得到强度和加工性良好的高强度冷轧钢板，相对于此，如No.2
这样，在均热后，在高温侧保持，接着在低温侧保持的情况，则因为低温侧的保持时间过短，所以低温域生成贝氏体等的生成量少，弯曲性劣化。另外，因为未相变部大量残留，所以生成粗大的MA混合相，延伸凸缘性(λ)差。因此，若比较No.1和No.2，则可知，根据本发明，能够高生产率、低成本地制造加工性全面良好的高强度冷轧钢板。比较No.9(比较例)和No.8(发明例)，也能够进行与上述No.1、2同样的分析。

[0199] No.7由于在均热后，冷却至T1温度域下的任意的温度T时的平均冷却速度过小，因此在冷却途中生成铁素体，不能确保低温域生成贝氏体等、高温域生成贝氏体两方。因此强度不足。No.14因为均热温度过低，在铁素体和奥氏体的二相域进行均热，所以大量含有铁素体，不仅强度低，而且延伸凸缘性(λ)差，弯曲性(R)也差。

[0200] No.15因为均热时间过短，所以不能成为奥氏体单相。因此，铁素体大量残留，强度低，另外因为碳化物也以未固溶的状态残留，所以残留γ少，TS×EL×λ/1000的值也低。No.16是没有在T1温度域内保持的例子，低温域生成贝氏体等几乎未生成，而是成为高温域生成贝氏体主体，另外，因为粗大的MA混合相大量生成，所以延伸凸缘性(λ)差。No.19是T1温度域下的保持时间过短的例子，低温域生成贝氏体几乎未生成，另外，因为粗大的MA混合相大量生成，所以强度降低。

[0201] No.20是没有在T2温度域内保持的例子，高温域生成贝氏体几乎没有生成。因此延伸率(EL)劣化，埃氏杯突深度值也降低。No.23是在均热后，以低于T1温度域的温度(250℃)保持后，再加热到T2温度域并保持的例子，均热后的冷却时马氏体的生成变多，低温域生成贝氏体等过剩生成。因此不能确保高温域生成贝氏体量，埃氏杯突深度值降低。

[0202] No.24是T1温度域下的保持时间过长的例子，低温域生成贝氏体过剩地生成。其结果是不能确保高温域生成贝氏体的生成量，延伸率(EL)和埃氏杯突深度值降低。No.27是在T1温度域内保持后，以超过T2温度域的温度保持的例子，因为生成铁素体，所以不能确保高温域生成贝氏体的生成量。因此强度不足。No.28是T2温度域下的保持时间过短的例子，不能确保高温域生成贝氏体的生成量。另外，因为未相变部大量残留，所以从T2温度域冷却的途中有粗大的MA混合相生成，延伸凸缘性(λ)差，弯曲性(R)也差。

[0203] No.48是C量过少的例子，TS低于980MPa，不能确保期望的强度。No.49是Si量过少的例子，TS低于980MPa，不能确保期望的强度。另外，残留γ的生成量也少。No.50是Mn量过少的例子，因为不能充分地淬火，所以在冷却中生成铁素体，高温域生成贝氏体的生成受到抑制。因此TS低于980MPa，强度不足。

[0204] No.51是T1温度域下的保持时间过短的例子，低温域生成贝氏体等几乎未生成，高温域生成贝氏体成为主体，另外，因为粗大的MA混合相大量生成，所以延伸凸缘性(λ)差。

[0205] No.54是GA钢板的比较例，是均热后，以低于T1温度域的温度(200℃)保持后，加热至T2温度域并保持的例子，均热后的冷却时马氏体的生成变多，低温域生成贝氏体等过剩地生成。因此不能确保高温域生成贝氏体量，埃氏杯突深度值降低。另外，延伸率(EL)也劣化。

[0206] No.58是T2温度域中的保持时间过短的例子，不能确保高温域生成贝氏体的生成量。另外，因为未相变部大量残留，所以从T2温度域冷却的途中，粗大的MA混合相生成，弯曲性(R)差。

[0207] No.63是EG钢板的比较例，是没有在T2温度域内保持的例子，高温域生成贝氏体几乎未生成，低温域生成贝氏体等过剩地生成。因此埃氏杯突深度值降低。

[0208] 由以上的结果可知，根据本发明，能够提高全面改善了加工性的高强度冷轧钢板的生产率。

[0209] [表1]

[0210]

[0211] [表2]

[0212]

[0213] [表3]

[0214]

[0215] [表4]

[0216]

[0217] [表5]

[0218]

[0219] [表6]

[0220]

[0221] [表7]

[0222]