高强度冷轧钢板及其制造方法

摘要

本发明的目的在于提供具有高屈服比和优良的拉伸凸缘性的高强度冷轧钢板及其制造方法。一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.10～0.30％、Si：0.50～2.00％、Mn：2.5～4.0％、P：0.050％以下、S：0.020％以下、Al：0.10％以下、N：0.01％以下、Ti：0.100％以下、B：0.0003～0.0030％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且，N和Ti满足下述(1)式，马氏体和贝氏体的合计面积率为95％以上，面积为3μm2以上且碳浓度小于0.7[C]的贝氏体为1200个/mm2以下。([N]/14)/([Ti]/47.9)＜1…(1)其中，[C]、[N]和[Ti]分别为C、N和Ti的含量(质量％)。

权利要求

1.一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.10～0.30％、Si：0.50～2.00％、Mn：2.5～4.0％、P：0.050％以下、S：0.020％以下、Al：0.10％以下、N：0.01％以下、Ti：

0.100％以下、B：0.0003～0.0030％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且，N和Ti满足下述(1)式，马氏体和贝氏体的合计面积率为95％以上，

2 2

面积为3μm以上且碳浓度小于0.7[C]的贝氏体为1200个/mm以下，([N]/14)/([Ti]/47.9)＜1…(1)其中，[C]、[N]和[Ti]分别为C、N和Ti的质量％。

2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自Nb：0.001～0.020％、V：0.001～0.100％、Mo：0.010～0.500％、Cr：0.01～1.00％、Cu：0.01～1.00％、Ni：0.01～0.50％、Ca：0.0001～0.0200％、REM：0.0001～0.0200％中的一种或两种以上。

3.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自Nb：0.020％以下、V：0.100％以下、Mo：0.500％以下、Cr：1.00％以下、Cu：1.00％以下、Ni：

0.50％以下、Ta：0.100％以下、W：0.500％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Co：

0.100％以下、Zr：0.0200％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、REM：0.0200％以下中的一种或两种以上。

4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，在钢板表面具有镀锌层。

5.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其具备：

热轧工序，对具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢原材实施热轧，由此得到热轧钢板；

酸洗工序，对所述热轧钢板实施酸洗；

冷轧工序，对所述酸洗后的热轧钢板实施冷轧，由此得到冷轧钢板；

退火工序，将所述冷轧钢板在950～1200℃的退火温度下进行退火；和冷却工序，从所述退火温度开始冷却，在从Ar3点以上到Ms点以下的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。

6.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其具备：

热轧工序，对具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的钢原材实施热轧，由此得到热轧钢板；

酸洗工序，对所述热轧钢板实施酸洗；

冷轧工序，对所述酸洗后的热轧钢板实施冷轧，由此得到冷轧钢板；

退火工序，将所述冷轧钢板在950～1200℃的退火温度下进行退火；

第一冷却工序，从所述退火温度开始冷却，在从Ar3点以上到450℃的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却；

镀覆工序，对所述冷却后的冷轧钢板实施镀锌处理；和第二冷却工序，在所述镀覆工序后，在至Ms点以下为止的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。

7.如权利要求6所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，还具备在所述镀覆工序之后、所述第二冷却工序之前实施合金化处理的合金化工序。

说明书

高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及特别适合作为汽车等的结构部件的构件的高强度冷轧钢板。

背景技术

[0002] 近年来，由于环境问题的增多，CO2排放限制变得严格，在汽车领域中以提高燃料效率为目的的车身轻量化成为课题。因此，正在推进将高强度钢板应用于汽车部件所带来的薄壁化，特别是正在推进应用以拉伸强度(TS)计为1180MPa以上的高强度钢板。

[0003] 对于用于汽车的结构用构件或增强用构件的高强度钢板，除了强度以外还要求加工性优良。特别是对于具有复杂形状的部件，为了实施拉伸凸缘加工，要求优良的拉伸凸缘性(以下，有时也称为扩孔性)。此外，从汽车的碰撞安全性的观点出发，还有除了强度以外为了确保碰撞时乘员的乘坐空间而要求不容易发生变形的构件。因此，期望在这样的汽车部件中使用高屈服比的钢板。

[0004] 通常，钢板的高强度化会导致成形性(延展性、拉深性、拉伸凸缘性)的降低，因此，伴随着钢板的高强度化，有时成形时的裂纹等成为问题。特别是对于TS为1180MPa以上的高强度钢板而言，在不降低拉伸强度的情况下叠加地提高拉伸凸缘性是极难的。因此，对于TS为1180MPa以上的高强度钢板，期望开发出具有高屈服比和优良的拉伸凸缘性的钢板。

[0005] 在专利文献1中，公开了通过形成以面积率计含有15～50％的马氏体的贝氏体‑马氏体组织从而TS为980MPa以上、且高屈服比和加工性优良的高强度钢板及其制造方法。另外，在专利文献2中公开了通过使金属组织为铁素体和面积率为1～30％的硬质第二相从而屈服比为0.70以上的高强度冷轧钢板及其制造方法。

[0006] 现有技术文献

[0007] 专利文献

[0008] 专利文献1：日本特开2013‑147736号公报

[0009] 专利文献2：日本特开2008‑106351号公报

发明内容

[0010] 发明所要解决的问题

[0011] 但是，专利文献1和2所公开的钢板，TS均小于1180MPa，也没有考虑拉伸凸缘性。

[0012] 本发明是鉴于上述情况而完成的，目的在于提供具有高屈服比和优良的拉伸凸缘性的高强度冷轧钢板及其制造方法。在此，本发明中的高屈服比是指屈服比(YR)为70％以上。另外，本发明中的优良的拉伸凸缘性是指作为拉伸凸缘性的指标的扩孔率λ为30％以上。

[0013] 用于解决问题的方法

[0014] 本发明人为了解决上述问题反复进行了深入研究。其结果发现，为了使TS为1180MPa以上，使钢板的主要组织为硬质的马氏体即可，并且，为了得到优良的拉伸凸缘性，减少马氏体以外的组织、实质上形成马氏体单相即可。但是，即使使显微组织为马氏体单相组织，有时拉伸凸缘性、YR也不满足期望的值。

[0015] 因此，进一步对钢板的显微组织与机械特性的关系进行了详细调查。首先，对于钢板的显微组织，马氏体组织以往利用硝酸乙醇溶液等进行蚀刻并通过扫描电子显微镜(SEM)进行组织判定。本发明人将用该方法判定为马氏体的组织的元素分布利用电子探针显微分析仪(EPMA：Electron Probe Micro Analyzer)进行了详细测定，结果发现，即使是判断为实质上马氏体单相组织的钢板，也存在显微组织中的碳的分布不均匀的区域。在碳的分布不均匀的显微组织中，碳浓度比周围低的区域被认为是贝氏体组织，但是，在以往的利用SEM的显微组织评价方法中，外观与马氏体极其酷似，难以识别马氏体中的贝氏体组织。

[0016] 因此，为了微观且定量地考察钢板的碳分布，将试样的截面研磨成镜面，使用EPMA进行碳的映射测定，调查钢板组织与机械特性的关系。其结果发现，在使碳浓度低的贝氏体2
组织中具有3μm以上的面积的粗大的贝氏体晶粒的比例为规定量以下时，拉伸凸缘性和屈服比提高。

[0017] 本发明是基于以上见解而完成的，其主旨如下所述。

[0018] [1]一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.10～0.30％、Si：0.50～2.00％、Mn：2.5～4.0％、P：0.050％以下、S：0.020％以下、Al：0.10％以下、N：0.01％以下、Ti：0.100％以下、B：0.0003～0.0030％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，[0019] 并且，N和Ti满足下述(1)式，

[0020] 马氏体和贝氏体的合计面积率为95％以上，

[0021] 面积为3μm2以上且碳浓度小于0.7[C]的贝氏体为1200个/mm2以下。

[0022] ([N]/14)/([Ti]/47.9)＜1…(1)

[0023] 其中，[C]、[N]和[Ti]分别为C、N和Ti的含量(质量％)。

[0024] [2]如[1]所述的高强度冷轧钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Nb：0.001～0.020％、V：0.001～0.100％、Mo：0.010～0.500％、Cr：0.01～1.00％、Cu：0.01～
1.00％、Ni：0.01～0.50％、Ca：0.0001～0.0200％、REM：0.0001～0.0200％中的一种或两种以上。

[0025] [3]如[1]所述的高强度冷轧钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Nb：0.020％以下、V：0.100％以下、Mo：0.500％以下、Cr：1.00％以下、Cu：1.00％以下、Ni：
0.50％以下、Ta：0.100％以下、W：0.500％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Co：
0.100％以下、Zr：0.0200％以下、Ca：0.0200％以下、Mg：0.0200％以下、REM：0.0200％以下中的一种或两种以上。

[0026] [4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，在钢板表面具有镀锌层。

[0027] [5]一种高强度冷轧钢板的制造方法，其具备：

[0028] 热轧工序，对具有[1]～[3]中任一项所述的成分组成的钢原材实施热轧，由此得到热轧钢板；

[0029] 酸洗工序，对上述热轧钢板实施酸洗；

[0030] 冷轧工序，对上述酸洗后的热轧钢板实施冷轧，由此得到冷轧钢板；

[0031] 退火工序，将上述冷轧钢板在950～1200℃的退火温度下进行退火；和

[0032] 冷却工序，从上述退火温度开始冷却，在从Ar3点以上到Ms点以下的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。

[0033] [6]一种高强度冷轧钢板的制造方法，其具备：

[0034] 热轧工序，对具有[1]～[3]中任一项所述的成分组成的钢原材实施热轧，由此得到热轧钢板；

[0035] 酸洗工序，对上述热轧钢板实施酸洗；

[0036] 冷轧工序，对上述酸洗后的热轧钢板实施冷轧，由此得到冷轧钢板；

[0037] 退火工序，将上述冷轧钢板在950～1200℃的退火温度下进行退火；

[0038] 第一冷却工序，从上述退火温度开始冷却，在从Ar3点以上到450℃的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却；

[0039] 镀覆工序，对上述冷却后的冷轧钢板实施镀锌处理；和

[0040] 第二冷却工序，在上述镀覆工序后，在至Ms点以下为止的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。

[0041] [7]如[6]所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，还具备在上述镀覆工序之后、上述第二冷却工序之前实施合金化处理的合金化工序。

[0042] 发明效果

[0043] 根据本发明，能够得到具有高屈服比、并且拉伸凸缘性优良的拉伸强度为1180MPa以上的高强度冷轧钢板。通过将本发明的高强度冷轧钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现碰撞安全性的确保以及由车身轻量化带来的燃料效率提高。

具体实施方式

[0044] [成分组成]

[0045] 首先，对本发明的钢板的成分组成进行说明。只要没有特别声明，表示各成分的含量的“％”是指“质量％”。

[0046] C：0.10～0.30％

[0047] C在本发明中是重要的元素。马氏体相变时的钢板的拉伸强度由固溶C量决定。另外，C具有大幅降低钢板的马氏体相变点(Ms点)的效果。C含量小于0.10％时，不能得到1180MPa以上的拉伸强度。另外，Ms点升高，因此，奥氏体变得不稳定，由于铁素体相变、贝氏体相变，容易生成铁素体晶粒、粗大的贝氏体晶粒，因此，屈服比和拉伸凸缘性劣化。因此，将C含量设定为0.10％以上，优选设定为0.11％以上。C含量大于0.30％时，残余奥氏体过度生成，因此，拉伸凸缘性和屈服比降低。因此，将C含量设定为0.30％以下，优选设定为
0.28％以下。

[0048] Si：0.50～2.00％

[0049] Si是为了抑制马氏体中的碳化物生成、确保强度而需要的。Si含量小于0.50％时，不能得到1180MPa以上的拉伸强度。因此，将Si含量设定为0.50％以上。优选设定为0.60％以上。Si含量大于2.00％时，不仅效果饱和，而且镀覆性降低。因此，将Si含量设定为2.00％以下。优选设定为1.8％以下。

[0050] Mn：2.5～4.0％

[0051] Mn是用于提高钢的淬透性、得到马氏体组织的重要元素。Mn含量小于2.5％时，容易发生铁素体相变和粗大的贝氏体相变，强度、屈服比和拉伸凸缘性劣化。因此，将Mn含量设定为2.5％以上。优选设定为2.7％以上。Mn含量大于4.0％时，过度硬化，冷轧变得困难。因此，将Mn含量设定为4.0％以下。优选设定为3.8％以下。

[0052] P：0.050％以下

[0053] P是作为不可避免的杂质包含在冷轧钢板中的元素，使冷轧钢板的拉伸凸缘性、焊接性劣化。因此，将P含量设定为0.050％以下。另一方面，P含量越低越好，因此，P含量的下限没有特别限定，P含量可以为0％以上，也可以大于0％。但是，过度的减少使制造成本增加，因此，从制造成本的观点出发，优选将P含量设定为0.001％以上。

[0054] S：0.020％以下

[0055] S是作为不可避免的杂质包含在冷轧钢板中的元素，使拉伸凸缘性、焊接性劣化。因此，S含量设定为0.020％以下。另一方面，S含量越低越好，因此，S含量的下限没有特别限定，S含量可以为0％以上，也可以大于0％。但是，过度的减少使制造成本增加，因此，从制造成本的观点出发，优选将S含量设定为0.0001％以上。

[0056] Al：0.10％以下

[0057] Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，通常在钢水脱氧工艺中使用。为了得到作为脱氧材料的作用，优选将Al含量设定为0.005％以上。但是，Al含量超过0.10％时，容易生成铁素体，得不到期望的拉伸强度。因此，将Al含量设定为0.10％以下。优选设定为0.06％以下。

[0058] N：0.01％以下

[0059] N形成氮化物而使拉伸凸缘性降低。另外，N生成BN而使淬透性降低。因此，将N含量设定为0.01％以下。需要说明的是，N的含量越少越优选，但从制造成本的观点出发，优选将N的含量设定为0.0001％以上。

[0060] Ti：0.100％以下

[0061] Ti将钢中的N以TiN的形式固定，能够抑制成为淬透性的劣化原因的BN的生成。但是，Ti含量超过0.100％时，生成Ti的碳化物。Ti碳化物在后述的冷轧后的退火工序中通过钉扎效应抑制奥氏体的晶粒生长而使奥氏体粒径微细化，晶界的表面积增加。其结果是，B的晶界偏析浓度变稀，并且成为贝氏体的成核位点的奥氏体晶界增加。因此，在接下来的冷却工序中生成粗大的贝氏体，拉伸凸缘性和屈服比降低。因此，Ti含量设定为0.100％以下。优选设定为0.040％以下。需要说明的是，从将N可靠地以TiN的形式固定的观点出发，Ti含量优选设定为0.005％以上。

[0062] B：0.0003～0.0030％

[0063] B在奥氏体晶界偏析，能够在冷却中抑制从晶界生成铁素体和粗大的贝氏体组织、使淬透性提高。因此，为了得到期望的马氏体和贝氏体组织，B是必要的元素。B含量小于0.0003％时，得不到期望的马氏体和贝氏体组织，并且，由于生成铁素体和粗大的贝氏体组织，因此屈服比和拉伸凸缘性劣化。因此，将B含量设定为0.0003％以上。B含量优选设定为
0.0006％以上。另一方面，B含量超过0.0030％时，生成碳硼化物，不仅拉伸凸缘性降低，而且轧制阻力增大，热轧和冷轧变得困难。因此，B含量设定为0.0030％以下。需要说明的是，B含量优选设定为0.0020％以下。

[0064] 此外，在本发明中，以满足下述式(1)的方式含有N和Ti。

[0065] ([N]/14)/([Ti]/47.9)＜1…(1)

[0066] 其中，[N]、[Ti]为N和Ti的含量(质量％)。

[0067] 如果N与B结合而生成BN，则不仅拉伸凸缘性劣化，而且B的淬透性提高效果受损。因此，通过Ti固定钢中的N。为了得到该效果，使N含量(摩尔分率)少于Ti含量(摩尔分率)。
([N]/14)/([Ti]/47.9)≥1时，由于剩余的N而生成BN，得不到B的淬火提高效果，因此，拉伸凸缘性、屈服比劣化。

[0068] 余量由Fe和不可避免的杂质构成。

[0069] 除了上述成分组成以外，在本发明中，可以根据需要任选地含有以下列举的元素中的至少一种。通过添加这些任选添加元素，能够进一步提高拉伸强度、拉伸凸缘性、屈服比等特性。

[0070] Nb：0.001～0.020％

[0071] Nb具有在热轧时或退火时形成微细的碳化物、使钢板的强度升高的效果。在添加Nb的情况下，为了得到这样的效果，优选将Nb含量设定为0.001％以上。另一方面，Nb含量超过0.020％时，退火中的奥氏体晶粒生长被抑制，在接下来的冷却工序中生成粗大的贝氏体组织，拉伸凸缘性和屈服比劣化。因此，在添加Nb的情况下，Nb含量设定为0.020％以下。更优选设定为0.015％以下。

[0072] V：0.001～0.100％

[0073] V与Nb同样具有在热轧时或退火时形成微细的碳化物、使钢板的强度升高的效果。在添加V的情况下，为了得到这样的效果，优选将V含量设定为0.001％以上。另一方面，V含量超过0.100％时，钢中的C以V碳化物的形式析出，因此，淬透性降低，得不到期望的拉伸强度。因此，在添加V的情况下，V含量设定为0.100％以下。更优选设定为0.080％以下。

[0074] Mo：0.010～0.500％

[0075] Mo具有使淬透性提高、抑制铁素体和粗大的贝氏体组织的生成的效果。在添加Mo的情况下，为了得到这样的效果，优选将Mo含量设定为0.010％以上。另一方面，Mo含量超过0.500％时，钢中的C以Mo碳化物的形式析出，因此，淬透性降低，得不到期望的拉伸强度。因此，在添加Mo的情况下，Mo含量设定为0.500％以下。更优选设定为0.400％以下。

[0076] Cr：0.01～1.00％

[0077] Cr具有使钢的淬透性提高的效果。在添加Cr的情况下，为了得到这样的效果，优选将Cr含量设定为0.01％以上。另一方面，Cr含量超过1.00％时，生成Cr的粗大的碳化物，拉伸凸缘性降低。因此，在添加Cr的情况下，Cr含量设定为1.00％以下。更优选设定为0.8％以下。

[0078] Cu：0.01～1.00％

[0079] Cu具有通过固溶使强度进一步升高、并且使冷轧钢板的耐候性提高的效果。在添加Cu的情况下，为了得到这样的效果，优选将Cu含量设定为0.01％以上。另一方面，Cu含量超过1.00％时，容易发生晶间断裂，制造成品率、生产率降低。因此，在添加Cu的情况下，Cu含量设定为1.00％以下。更优选设定为0.5％以下。

[0080] Ni：0.01～0.50％

[0081] Ni是使淬透性和耐候性提高的元素。另外，Ni改善添加Cu时的热脆性。在添加Ni的情况下，为了得到这样的效果，优选将Ni含量设定为0.01％以上。另一方面，Ni含量超过0.50％时，残余奥氏体过度生成，低于期望的屈服比。因此，在添加Ni的情况下，Ni含量设定为0.50％以下。更优选设定为0.4％以下。

[0082] Ta：0.100％以下

[0083] Ta与Nb同样具有形成微细的碳化物、使钢板的强度升高的效果。在添加Ta的情况下，为了得到这样的效果，优选将Ta含量设定为0.001％以上。另一方面，Ta含量超过0.100％时，钢中的C以Ta碳化物的形式析出，因此，淬透性降低，得不到期望的拉伸强度。因此，在添加Ta的情况下，Ta含量设定为0.100％以下。更优选设定为0.050％以下。

[0084] W：0.500％以下

[0085] W具有通过固溶强化使钢板的强度升高的效果。在添加W的情况下，为了得到这样的效果，优选将W含量设定为0.005％以上。另一方面，W含量超过0.500％时，钢中的C以W碳化物的形式析出，因此，淬透性降低，得不到期望的拉伸强度。因此，在添加W的情况下，W含量设定为0.500％以下。更优选设定为0.300％以下。

[0086] Sn：0.200％以下

[0087] Sn具有抑制钢板的表面氧化、氮化、脱碳的效果。在添加Sn的情况下，为了得到这样的效果，优选将Sn含量设定为0.001％以上。另一方面，Sn含量超过0.200％时，效果饱和。因此，在添加Sn的情况下，Sn含量设定为0.200％以下。更优选设定为0.040％以下。

[0088] Sb：0.200％以下

[0089] Sb与Sn同样具有抑制钢板的表面氧化、氮化、脱碳的效果。在添加Sb的情况下，为了得到这样的效果，优选将Sb含量设定为0.001％以上。另一方面，Sb含量超过0.200％时，效果饱和。因此，在添加Sb的情况下，Sb含量设定为0.200％以下。更优选设定为0.040％以下。

[0090] Co：0.100％以下

[0091] Co具有通过固溶强化使钢板的强度升高的效果。在添加Co的情况下，为了得到这样的效果，优选将Co含量设定为0.005％以上。另一方面，Co含量超过0.100％时，效果饱和。因此，在添加Co的情况下，Co含量设定为0.100％以下。更优选设定为0.080％以下。

[0092] Zr：0.0200％以下

[0093] Zr可以作为脱氧材料使用。在添加Zr的情况下，为了得到这样的效果，优选将Zr含量设定为0.0001％以上。另一方面，Zr含量超过0.0200％时，钢中的C以Zr碳化物的形式析出，因此，淬透性降低，得不到期望的拉伸强度。因此，在添加Zr的情况下，Zr含量设定为0.0200％以下。更优选设定为0.0150％以下。

[0094] Ca：0.0001～0.0200％

[0095] Ca可以作为脱氧材料使用。在添加Ca的情况下，为了得到这样的效果，优选将Ca含量设定为0.0001％以上。另一方面，Ca含量超过0.0200％时，Ca系夹杂物大量生成，拉伸凸缘性降低。因此，在添加Ca的情况下，Ca含量设定为0.0200％以下。更优选设定为0.0150％以下。

[0096] Mg：0.0200％以下

[0097] Mg可以作为脱氧材料使用。在添加Mg的情况下，为了得到这样的效果，优选将Mg含量设定为0.0001％以上。另一方面，Mg含量超过0.0200％时，Mg系夹杂物大量生成，拉伸凸缘性降低。因此，在添加Mg的情况下，Mg含量设定为0.0200％以下。更优选设定为0.0150％以下。

[0098] REM：0.0001～0.0200％

[0099] REM具有通过使夹杂物的形状球状化、减少空隙的产生起点而使拉伸凸缘性提高的效果。在添加REM的情况下，为了得到这样的效果，优选将REM含量设定为0.0001％以上。另一方面，REM含量超过0.0200％时，大量形成粗大的析出物，反而使拉伸凸缘性降低。因此，在添加REM的情况下，将REM含量设定为0.0200％以下。更优选设定为0.0100％以下。

[0100] [钢板的显微组织(microstructure)]

[0101] 接着，对冷轧钢板的显微组织进行说明。本发明的一个实施方式中的冷轧钢板具2
有如下钢组织：马氏体和贝氏体的合计面积率为95％以上，面积为3μm以上且碳浓度小于
2
0.7[C]的贝氏体为1200个/mm以下。其中，[C]为C含量(质量％)。需要说明的是，本发明的钢板的显微组织是指钢板板厚的1/4位置处的值。另外，本发明的组织的面积率可以通过对与钢板的轧制方向平行的截面进行镜面研磨后利用3％硝酸乙醇溶液进行蚀刻并对板厚的
1/4位置进行SEM观察来测定。更具体而言，可以通过实施例中记载的方法求出面积分率。另
2
外，面积为3μm以上且碳浓度小于0.70[C]的贝氏体可以如下求出：对与钢板的轧制方向平行的截面进行镜面研磨，利用等离子体清洗机除去试样表面的烃系污垢后，由利用EPMA得到的碳的映射图像通过图像分析求出。更具体而言，可以通过实施例中记载的方法求出。

[0102] 马氏体和贝氏体的合计面积率为95％以上

[0103] 在本发明中，马氏体和贝氏体为本发明的钢板的显微组织中的第一相，作为硬质相发挥功能。为了得到期望的拉伸凸缘性和拉伸强度，作为软质相的铁素体和残余奥氏体的面积率越少越好。因此，将马氏体和贝氏体的合计面积率设定为显微组织整体的95％以上。优选为96％以上。

[0104] 面积为3μm2以上且碳浓度小于0.70[C]的贝氏体：1200个/mm2以下

[0105] 上述第一相组织中，碳浓度小于0.70[C]的显微组织为贝氏体。该贝氏体中，如果2
存在一定量以上的面积超过3μm 的粗大的晶粒，则屈服比和拉伸凸缘性劣化。其理由尚不明确，但认为，由于粗大的贝氏体晶粒自身的屈服强度小、比马氏体更早屈服，因此，粗大的贝氏体晶粒越增加，则屈服比越降低。另外，马氏体与粗大的贝氏体晶粒的硬度差大。因此
2
认为拉伸凸缘性降低。另一方面认为，面积小于3μm的贝氏体晶粒由于晶粒微细化所带来的强化机制发挥作用而具有接近马氏体的屈服强度。因此，它们的存在不会对拉伸凸缘性
2
和屈服比带来不良影响。因此，为了得到期望的屈服比和拉伸凸缘性，将面积为3μm以上的
2
粗大的贝氏体晶粒设定为1200个/mm以下。

[0106] 需要说明的是，在本发明中，除了马氏体和贝氏体以外，还可以包含其他组织(phase)。其他组织的面积分率越低越优选，但如果为5％以下则影响可以忽略。需要说明的是，其他组织(余量组织)例如通过SEM观察来确认判定即可。

[0107] 本发明的高强度钢板的成分组成和钢组织如上所述。

[0108] 另外，本发明的高强度钢板还可以进一步在钢板表面具备镀锌层。另外，作为镀锌层的种类，优选为热镀锌层。另外，镀锌层可以是合金化的镀层(合金化热镀锌层)。

[0109] [制造方法]

[0110] 接着，对本发明的冷轧钢板的制造方法进行说明。本发明的一个实施方式中的冷轧钢板可以通过对具有上述成分组成的钢原材依次进行热轧工序、酸洗工序、冷轧工序、退火工序、冷却工序来制造。需要说明的是，在对冷轧钢板实施镀覆的情况下，在退火工序后，依次进行第一冷却工序、镀覆工序、第二冷却工序。

[0111] 以下，对各工序中的条件进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，则温度是指被处理物(钢原材或热轧钢板)的表面温度。

[0112] 钢原材

[0113] 作为钢原材，只要是具有上述成分组成的钢原材则可以使用任意的钢原材。最终得到的冷轧钢板的成分组成与所使用的钢原材的成分组成相同。作为钢原材，例如可以使用钢坯。钢原材的制造方法没有特别限定，优选将钢水通过转炉等公知的熔炼方法进行熔炼、并通过连铸法、铸锭‑开坯轧制法等公知的铸造方法制成规定尺寸的钢坯。将得到的钢原材在不进行冷却的情况下直接地或者冷却后利用加热炉进行加热。关于加热温度，考虑到轧制负荷、氧化皮，优选设定为1100～1300℃。加热方法没有特别限定，例如可以按照常规方法利用加热炉进行加热。

[0114] 热轧工序

[0115] 接着，对加热后的钢原材进行热轧而制成热轧板。热轧没有特别限制，按照常规方法进行即可。另外，热轧后的冷却也没有特别限制，冷却至卷取温度。接着，将热轧钢板冷却并卷取成卷。卷取温度优选为400℃以上。这是因为，卷取温度为400℃以上时，热轧板的强度不会升高，容易卷取。卷取温度更优选为550℃以上。另一方面，卷取温度优选设定为750℃以下。这是因为，卷取温度为750℃以下时，不会生成厚的氧化皮而使成品率降低。需要说明的是，也可以在酸洗前出于软质化的目的而进行热处理。

[0116] 酸洗工序

[0117] 为了完全除去卷取成卷的热轧钢板的氧化皮，一边将热轧卷开卷一边进行酸洗。酸洗方法没有特别限制，按照常规方法即可。

[0118] 冷轧工序

[0119] 对酸洗后的热轧钢板进行清洗而除去酸洗液后，进行冷轧。冷轧方法没有特别限制，按照常规方法即可。

[0120] 退火工序

[0121] 将冷轧后的冷轧钢板在退火温度为950～1200℃的温度范围内进行退火。在本发明中，该退火工序是用于抑制贝氏体相变的重要工艺。为了防止奥氏体粒径的粗大化，多数情况下冷轧板退火通常在低于950℃下进行，但是，在本发明中，为了使奥氏体粒径粗大化，将退火温度设定为950℃以上。通过使奥氏体粒径粗大化，能够减少作为铁素体、贝氏体的成核位点的奥氏体晶界。其结果是能够抑制铁素体和粗大的贝氏体组织的生成。另外，通过在950℃以上进行退火，促进B的晶界偏析，因此，能够抑制铁素体和粗大的贝氏体的生成。在低于950℃时，得不到奥氏体粒径的粗大化和B的晶界偏析所带来的上述效果。因此，在本发明中，将退火温度设定为950℃以上。优选设定为970℃以上。另一方面，退火温度超过
1200℃时，加热的成本增大。因此，在本发明中，将退火温度设定为1200℃以下。优选设定为
1180℃以下。

[0122] 冷却工序(不进行镀覆处理的情况)

[0123] 在不对冷轧钢板进行镀覆处理的情况下，进行如下冷却：从上述退火温度开始冷却，在从Ar3点以上到Ms点以下的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在Ms点以下的冷却停止温度停止冷却。在本发明中，为了在冷却后促进马氏体相变，将从Ar3点以上到Ms点以下的温度范围的平均冷却速度设定为15℃/秒以上。平均冷却速度小于15℃/秒时或者温度范围在本发明的范围外时，在冷却中生成铁素体、粗大的贝氏体，得不到期望的拉伸强度、屈服比和拉伸凸缘性。优选设定为20℃/秒以上。另外，优选设定为100℃/秒以下。需要说明的是，Ar3点和Ms点例如可以通过如下所示的(2)式和(3)式求出。

[0124] Ar3(℃)＝868‑396[C]+25[Si]‑68[Mn]‑21[Cu]‑55[Ni]‑15[Cr]‑80[Mo]…(2)[0125] Ms(℃)＝499‑308[C]‑10.8[Si]‑32.4[Mn]‑16.2[Ni]‑27[Cr]‑10.8[Mo]…(3)[0126] 其中，上述式中的元素符号为冷轧钢板中的各元素的含量(质量％)，对于冷轧钢板中未含有的元素，设为零。

[0127] 第一冷却工序、镀覆工序和第二冷却工序(进行镀覆处理的情况)

[0128] 在本发明中，也可以对冷轧钢板进行镀锌处理。在对冷轧钢板进行镀覆处理的情况下，退火工序后依次进行：第一冷却工序，在从Ar3点以上到450℃的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却；镀覆工序，对在第一冷却工序中冷却后的钢板实施镀锌处理；和第二冷却工序，在镀覆后，在至Ms点以下为止以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。

[0129] (第一冷却工序)

[0130] 对于退火后的钢板，在从Ar3点以上到450℃的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。如果将镀覆前的冷轧钢板冷却至低于450℃的温度，则镀浴温度下降，镀覆性劣化。进而，如果将该钢板冷却至350℃以下，则在镀覆前生成马氏体，以该马氏体为核，在镀覆中发生贝氏体相变，形成粗大的贝氏体组织。因此，将镀覆前的第一冷却工序的冷却温度范围设定为从Ar3点以上到450℃。另外，在第一冷却工序中，平均冷却速度不满15℃/秒时，在冷却中生成铁素体、粗大的贝氏体，得不到期望的拉伸强度、屈服比和拉伸凸缘性。优选设定为20℃/秒以上。另外，优选设定为100℃/秒以下。

[0131] (镀覆工序)

[0132] 将退火后的钢板冷却至450℃后，进行镀锌处理。作为镀锌处理，优选热镀锌处理，按照常规方法将退火后的钢板浸渍在热镀锌浴中进行镀锌即可。在镀覆工序中，在镀浴中的浸渍温度设定为比浴温高的温度，优选设定为500℃以下。

[0133] (第二冷却工序)

[0134] 镀覆处理后，从镀浴中提起镀覆后的钢板，按照常规方法调节附着量后，进行冷却至Ms点以下的第二冷却工序。第二冷却工序以促进马氏体相变为目的，将至Ms点以下为止的温度范围的平均冷却速度设定为15℃/秒以上。平均冷却速度不满15℃/秒时或者冷却停止温度范围比Ms点高时，在冷却中生成铁素体、粗大的贝氏体，得不到期望的拉伸强度、屈服比和拉伸凸缘性。优选设定为20℃/秒以上。另外，优选设定为100℃/秒以下。

[0135] 合金化工序

[0136] 需要说明的是，在得到合金化热镀锌钢板的情况下，也可以具备在按照常规方法调整镀层附着量后实施合金化处理的合金化工序。在实施合金化处理的情况下，可以在合金化工序后进行第二冷却工序(在至Ms点以下为止的温度范围内以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却)。另外，合金化处理优选在450～600℃的温度范围内保持1～100s来进行。

[0137] 实施例

[0138] 将具有表1所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，制成钢坯。将得到的钢坯再加热，进行热轧，在表2所示的温度下卷取成卷。接着，一边将热轧卷开卷一边实施酸洗处理，进行冷轧。热轧板的板厚设定为3.0mm、冷轧板的板厚设定为1.4mm。退火通过连续热镀锌线在表2所示的条件下进行，得到冷轧钢板、热镀锌钢板(GI)和合金化热镀锌钢板(GA)。热镀锌钢板浸渍在460℃的镀浴中，使镀层附着量为35～2
45g/m。合金化热镀锌钢板通过在调整为上述附着量后进行在460～560℃保持1～60s的合金化处理来制造。

[0139] (机械特性的评价)

[0140] 对于所得到的各钢板，依据JIS Z 2241进行拉伸试验。沿与轧制方向成直角的方向裁取JIS5号拉伸试验片，进行拉伸试验，测定屈服强度(YS)和拉伸强度(TS)。在本发明中，将TS为1180MPa以上判断为良好。另外，将屈服比(YR＝YS/TS)为70％以上判断为屈服比良好。

[0141] 拉伸凸缘性如下所示通过依据JIS Z 2256的扩孔试验来评价。裁取100mm×100mm的试验片，以12.5％的间隙冲裁出直径10mm的孔后，在使用内径75mm的冲模以9t的压边力按压的状态下将顶角60度的圆锥冲头压入孔中，测定直至产生龟裂为止的孔直径，以相对于试验前的孔径的孔径增大率的方式求出扩孔率λ。在本发明中，将λ为30％以上判断为拉伸凸缘性良好。

[0142] (显微组织观察)

[0143] 对与各钢板的轧制方向平行的板厚截面研磨后利用3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，以2000倍的倍率对板厚1/4位置的显微组织拍摄3个视野的SEM图像，通过图像分析求出马氏体和贝氏体的合计面积分率，将3个视野的平均值作为组织分率。

[0144] 面积为3μm2以上的贝氏体如下求出。通过氧化铝研磨将与各钢板的轧制方向平行的板厚截面精加工成镜面后，利用等离子体清洗机对表面进行清洗后，利用EPMA(日本电子株式会社制造、机种型号JXA8530F)测定100μm×100μm的区域的碳的定量映射图像。EPMA的测定条件如下设定。需要说明的是，如果1个视野的分析时间变长，则烃系的污垢(污染物)附着在测定区域表面而无法准确地进行碳的映射，因此，将1个视野设定为50μm×50μm，对4个视野进行测定。

[0145] 加速电压：7kV

[0146] 束径：10nm

[0147] 电流值：50nA

[0148] 测定间隔：200nm

[0149] 定量法：标准曲线法

[0150] 接着，对碳的定量映射图像进行平滑处理后，将0.7[C]([C]：C含量(质量％))作为碳浓度的阈值，对碳的定量映射图像进行二值化处理，进而实施图像处理(close处理和2
open处理)而除去噪声，将具有3μm以上的面积的粒子(贝氏体粒子)的数量以4个视野的合
2
计求出。用具有3μm以上的面积的贝氏体晶粒子的4个视野合计数量除以合计分析视野面
2 2 2
积0.01mm，作为每1mm中所含的具有3μm以上的面积的贝氏体粒子的数量。

[0151] 在表3中示出结果。

[0152]

[0153]

[0154]

[0155] 发明例均得到了1180MPa以上的拉伸强度、70％以上的屈服比、30％以上的扩孔率。另一方面，就比较例而言，拉伸强度、屈服比和扩孔率中的至少一个差。