高张力冷轧钢板、高张力镀敷钢板及其制造方法

专利名称：：高张力冷轧钢板、高张力镀敷钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及例如通过挤压成形等被成形为各种形状而使用的高张力冷轧钢板、高张力镀敷钢板及其制造方法。具体地说，本发明涉及挤压加工后的制品的表面性状、烘焙硬化性以及耐常温时关键设备性均能够达到良好的的高张力冷轧钢板、高张力镀敷钢板及其制造方法。
背景技术：
：在产业的技术区域高度专业化的今天，对于各种
技术领域：
中所使用的材料就要求有特殊且高度的性能。例如在通过挤压加工等被成形为各种形状而利用的冷轧钢板中，多数情况下要求有高的强度。因此，使用高张力冷轧钢板受到研究。特别是在汽车中，为了保护地球环境，通过使车体轻量化而提高燃油效率成为重要的课题。因此，对于可以实现汽车用钢板的薄壁化的高张力冷轧钢板的需要高涨。例如，在用于车门外板和护板(fender)的这种汽车外板面板的钢板中，就要求具有耐凹陷(dent)性，即，即使用手扔石头击打也不会发生永久变形的性质。在挤压成形后进行涂装烘焙之后的屈服应力越高，另外板厚越厚，耐凹陷性越提高。因此，作为汽车外板面板如果采用屈服应力高的钢板，则即使实现其薄壁化，仍能够确保所要求的耐凹陷性。另一方面，在用于汽车外板面板的钢板中，不仅要求其在挤压加工中要良好地适应挤压模具，同时还要求从挤压模具取下成形品时的弹性回复(springback)小，即还要求形状冻结性良好。因此，在用于汽车外板面板的钢板中，还要求其在挤压加工前的屈服应力低。如此，在汽车外板面板用钢板中，就要求在挤压加工前具有低的屈服应力，同时还要求在挤压加工并进行涂装烘焙后具有高的屈服应力。作为具有这种特性的钢板，已知有烘焙硬化性钢板(BH钢板)。BH钢板通过固溶C、N原子向位向上偏析而固着位错致使屈服应力上升，是所谓利用应变时效硬化现象的钢板。若将BH钢板作为汽车用钢板使用，则在挤压成形时所导入的位错在涂装烘焙时被固溶C、N固着，因此涂装烘焙后的屈服应力上升。还有，改善高张力钢板的烘焙硬化性也会带来耐凹陷性和形状冻结性的改善。至今为止，关于BH钢板进行了大量的提案。例如在专利文献1、2中公幵有一种深拉深性优异的BH钢板的制造方法，其是通过在极低碳钢中添加Ti和Nb，再添加Si、Mn、P，从而提高抗拉强度。但是在该方法中存在以下罗列的问题点(a)(c)。(a)因为为了提高抗拉强度而添加Si、Mn、P等固溶强化元素，所以不仅抗拉强度上升，而且屈服应力也上升。其结果是形状冻结性劣化，同时也容易发生面应变。(b)烘焙硬化性和耐常温时效性的并立困难，为了确保常温非时效，得到的烘焙硬化量就要受到限制。(c)在挤压加工时容易发生线状的表面缺陷。g卩，在挤压成BH钢板时产生的表面缺陷多是发生了凹凸的线状的表面瑕疵，在涂装后也不会消失。因此，若该表面缺陷在例如车顶、车盖和车门等外面板这样有美丽外观品质要求的汽车外板面板上发生，则成为重大的缺陷。相对于此，在专利文献35中，公开有一种低碳A1镇静钢板(以下称为"复合组织钢板")的制造方法，其含有使铁素体中分散了马氏体的复合组织。该复合组织钢板，抗拉强度高，屈服应力低，即使烘焙硬化量大也能够确保常温非时效，此外延性也优异。因此，通过采用该复合组织钢板，虽然上述问题点(a)和(b)得到改善，但是却不能解决问题点(c)。因此，为了防止这种表面缺陷，在专利文献6、7中公开一种在添加有P的冷轧钢板中减轻表面缺陷的发明，在专利文献8中公幵了一种表面性状优异的添加Ti、Nb的极低碳钢板的制造方法，此外在专利文献9中公开了一种表面性状优异的中低碳冷轧钢板的制造方法。专利文献l:特开昭59-31827号公报专利文献2:特开昭59-38337号公报专利文献3:特开昭55-50455号公报专利文献4:特开昭56-90926号公报专利文献5:特开昭56-146826号公报专利文献6:特开平11-6028号公报专利文献7:特开平11-335781号公报专利文献8:特开平9-227955号公报专利文献9:特开平9-125161号公报由专利文献6、7公开的发明，是通过适当添加抑制P的偏析的Si和Mn，从而降低因P的偏析造成的钢板的内部的硬度的易变，由此防止表面缺陷的发生。但是在这些发明中，由于除P、Mn以外还有Si的添加，导致屈服应力上升，因此形状冻结性和面应变性的劣化不可避免。对于屈服应力的降低，有效的是使钢板组织复合化。但是，若根据本发明者们的研究结果，则在专利文献6、7所公开的发明中，虽然能够抑制铁素体单相钢板的表面缺陷，但是去不能抑制复合组织钢板的表面缺陷的发生。另外，由专利文献8、9公开的发明，基于常温下的屈服应力和抗拉强度来预测退火后的冷却时的屈服应力，并控制其冷却速度，由此防止表面缺陷。但是根据本发明者们的研究结果，即使遵循这些发明，仍不能抑制复合组织钢板的表面缺陷的发生。
发明内容本发明鉴于现有的技术存在的这些课题而做，其目的在于提供一种高张力冷轧钢板和高张力镀敷钢板及它们的制造方法，该钢板例如通过挤压成形等被成形为各种形状而使用，能够使挤压成形后的制品的表面性状良好，并且同时具有优异的烘焙硬化性和耐常温时效性。具体来说，本发明的目的在于，提供一种挤压成形后的制品的表面性状良好，并且具有优异的烘焙硬化性和耐常温时效性的、抗拉强度在340MPa以上的具有复合组织的高张力冷轧钢板和高张力镀敷钢板及它们的制造方法。本发明者们为了调查金属组织、添加元素和退火条件对复合组织钢板在加工后的表面性状造成的影响而进行了详细的预备试验。还有，在本说明书中，涉及到钢成分的含量的"％"是"质量％"的意思。用于该预备试验的供试钢的组成为，C:0.03%以下、Si:0.01%、Mn:4.0%以下、P:0.01%、S:0.005%、sol.Al:0.05%、N:0.003%、Cr:4.0%以下，余量是Fe和杂质。将具有该组成的钢坯加热至124(TC后，在900。C以上的温度范围进行热轧，以60(TC巻取，对得到的热轧钢板进行酸洗，以80°/。的轧制率冷轧至板厚0.8mm而成为冷轧钢板。使用连续退火模拟器(simulator)将该冷轧钢板加热至750。C以上并保持30秒后，以5。C/s以上、500°C/s以下的各种冷却速度冷却至室温。对如此得到的退火板赋予5%的拉伸应变后，用油石(oilstone)擦拭其表面，观察有无线状的表面缺陷。另外，测定表面缺陷的发生部的附近和正常部各自的内部的铁素体的硬度分布。硬度分布，是通过从退火板的表面朝向内部侧，在处于0.1mm以上、0.2mm以下的距离的范围内，针对板宽方向测定铁素体晶粒的维氏硬度(载荷0.0098N)的分布而求得。退火板的金属组织是铁素体为主相，同时第二相是马氏体或含有马氏体和贝氏体的低温相变生成相。还有，事实上并未认定钢坯和退火板各自的组成有所不同。其次，为了使表面性状与添加元素和退火条件的关系明确化而进行以下的实验。使用连续退火模拟器将通过上述方法得到的冷轧钢板加热至75(TC以上并保持30秒后，以3。C/s的冷却速度冷却至65(TC，从65(TC以6(TC/s的冷却速度急冷至徐冷开始温度TsCC)，从徐冷开始温度TsCC)以5。C/s的冷却速度徐冷至徐冷结束温度TfrC)，其后，以60。C/s的冷却速度急冷至室温。对得到的退火板进行延伸率0.5%的调质轧制，再赋予5%的拉伸应变，之后用油石擦拭退火板的表面，观察有无表面缺陷。，此外，从高温下的屈服举动的观点出发，进行以下所示的实验。调査线状的表面缺陷的发生原因。使用连续退火模拟器将通过上述方法得到的冷轧钢板加热至750°C以上并保持30秒后，以3°C/s的冷却速度冷却至650。C，从650。C以60。C/s的冷却速度开始急冷，在急冷停止温度TtCC)下中断急冷，紧接其后在急冷停止温度Tt(°C)下进行拉伸试验。通过这些预备试验得到下述(A)(F)的结果，进一步反复研究而完成的本发明。(A)图1是表示表面缺陷的发生部和其周边的铁素体晶粒沿板宽方向的硬度分布的曲线图。图2是表示没有表面缺陷的正常部的铁素体晶粒沿板宽方向的硬度分布的曲线图。图1、2的曲线图中的Hv(^x)表示测定范围(10mm宽)的铁素体晶粒的最大的维氏硬度，Hv(a^表示该测定范围中的铁素体晶粒的平均维氏硬度。由图1、2的曲线图可知，表面缺陷在铁素体晶粒的硬度突出并比周围高的部位发生。(B)具体来说，表面缺陷在HV(,)与Hv(aw的差{Hv(max)—Hv(avy}为Hv(ave)的0.5倍以上的部位发生。(C)退火后的冷却速度越快，Hvw与Hv(ave)的差{Hvw_Hv(,)}越大，表面缺陷越容易发生。这些原因被推定为如下(a)若是对复合组织钢板赋予拉伸应变，则主要是铁素体发生塑性变形，但若铁素体存在硬度差，则软质部优选发生塑性变形，因此硬质部的截面形状呈凹凸状；(b)随着铁素体的硬度差的增加，变形后的钢板沿板厚方向产生的凹凸的程度剧烈；以及(c)冷却速度越快，冷却不均造成的热应力就越大，在冷却中发生局部性的塑性变形，塑性变形部分比周围较硬质化。(D)复合组织钢板，若以室温进行拉伸试验，则连续屈服而屈服点延伸不出现，但是若在退火后的冷却途中的阶段进行拉伸试验，则根据试验温度不连续屈服，屈伏点延伸出现。其理由被认为是由于，若铁素体相和低温相变生成相混合，则在铁素体的内部可动位错被导入而进行连续屈服，但是在退火后的冷却途中的阶段中的高温域，因为不会形成低温相变生成相或其生成量很少。(E)图3、4均表示急冷停止温度Tt、和Mn含量与Cr含量的和、与在急冷停止温度Tt下进行拉伸试验时的屈服举动的关系的曲线图，图3表示C含量为0.01%的情况，图4表示C含量为0.03%的情况。在图3、4的曲线图中，O标记表示可见连续屈服，參标记表示不连续屈服发生。如图3、4的曲线图所示，屈服举动与C含量、Mn含量和Cr含量的和、还有拉伸试验温度显示出明确的相关关系，在由下式(2)所示的温度T,和由(3)式所示的温度T2之间的温度范围，不连续屈服发生。T,(°C)=445+200XC—50X(Mn+Cr)......(2)T2(°C)=330—2000XC—30X(Mn+Cr)......(3)艮P，C含量越多、Mn含量和Cr含量的和越少，不连续屈服发生的温度范围越上升，C含量、和Mn含量与Cr含量的和越大，其越降低。其理由被推定为起因如下不连续屈服由于C原子向位错上偏析而发生，因为C含量越多偏析越容易，所以不连续屈服发生的温度范围越被扩大，加之，若Mn含量和Cr含量增加，则低温相变生成相以更低温度被形成，因此不连续屈服发生的温度范围向低温侧移动。(F)图58均是表示徐冷开始温度Ts、徐冷结束温度Tf、温度T,和温度T2与表面缺陷发生的关系的曲线图，图5表示C含量0.01%、Mn含量1.0°/0禾卩Cr含量0.5%的情况，图6表示C含量0.03%、Mn含量1.0%禾[!0"含量0.5%的情况，图7表示C含量0.01%、Mn含量2.0。/。和Cr含量1.0%的情况，此外，图8表示C含量0.03%、Mn含量2.0。/。和Cr含量1.0%的情况。图58的曲线图中的口标记表示没有发生表面缺陷，匪标记表示发生了表面缺陷。如图58的曲线图所示，徐冷开始温度Ts低于温度T,时，以及徐冷结束温度Tf低于温度T2时，可知表面缺陷发生。g卩，若在钢板发生不连续屈服的温度区域中进行急冷，则表面缺陷发生。其理由被推定是因为，在钢板发生不连续屈服时，由于急冷中的热应力造成的局部性的塑性变形量特别地增加，此外加上应变时效硬化的影响，导致塑性变形部分与周围比较出现显著地发生硬质化。由这些结果(A)(F)可知，在退火后的冷却过程中，通过徐冷根据C含量、Mn含量和Cr含量所规定的特定的温度区域，能够防止挤压成形后的线状的表面缺陷的发生。本发明是一种高张力冷轧钢板，其中，具有的组织其主相是铁素体相，同时第二相是含有马氏体相的低温相变生成相，沿板宽方向长度为10mm的任意的截面的铁素体相的硬度分布满足下式(1)。Hv(鍾〉—Hv(ave)<0.5XHv(ave)......(1)在该(1)式中的Hv^ax)，是设高张力冷轧钢板的板厚为t时，从表面朝向深度方向的距离为(1/8)t以上、(1/4)t以下的范围中的铁素体晶粒的最大维氏硬度，Hv(a^是该范围中的铁素体晶粒的平均维氏硬度。本发明的这种高张力冷轧钢板，例示为具有如下钢组成C:0.0025%以上、低于0.04%;Sh0.5%以下;Mn:0.5%以上、2.5%以下;P:0.05%以下；S:0.01%以下;sol.Ah0.15%以下;N:低于0.008%;Cr:0.02%以上、2.0%以下；余量由Fe和杂质构成。这种情况下，作为任意添加元素，优选含有B:0.003。/。以下禾口/或Mo:1.0%以下，和含有Ti:0.1%以下。从另一观点出发，本发明是一种高张力镀敷钢板，其中，以上述的高张力冷轧钢板为母材，并在表面具有镀层。从另一观点出发，本发明是一种具有主相为铁素体相，同时第二相是含有马氏体相的低温相变生成相这种组织的高张力冷轧钢板的制造方法，其中，具有下述工序(A)和(B)。(A)对具有上述的钢组成的钢锭或钢坯进行热轧和冷轧而成为钢板的工序；和(B)进行连续退火的工序，连续退火是以Ac,相变点以上、低于Aq相变点的温度对该钢板进行均热后，以15200°C/S的冷却速度冷却650'C至45(TC的温度范围，再以低于1(TC/s的冷却速度，冷却由下式(2)求得的温度T,(°C)至由下式(3)求得的温度丁2(。C)的温度范围。T(。C)=445+200XC—50X(Mn+Cr)......(2)T2(°C)=330—2000XC—30X(Mn+Cr)......(3)(2)式和(3)式中的元素符号，意思是在钢中的各元素的含量(质量％)。另外，本发明是一种具有主相为铁素体相，同时第二相是含有马氏体相的低温相变生成相这种组织的高张力冷轧钢板的制造方法，其中，具有下述工序(A)禾B(C)。(A)对具有上述的钢组成的钢锭或钢坯进行热轧和冷轧而成为钢板的工序；禾口(C)进行连续退火的工序，连续退火是以AC3相变点以上、低于(AC3相变点+10(TC)的温度对该钢板进行均热后，以1520(TC/s的冷却速度冷却650。C至450。C的温度范围，再以低于10°C/s的冷却速度，冷却由上式(2)求得的温度Irc)至由上式(3)求得的温度T2(°C)的温度范围。此外从另一观点出发，本发明是一种高张力镀敷钢板的制造方法，其中，对根据上述的本发明的制造方法制造的高张力冷轧钢板进行镀敷处理。根据本发明，能够制造例如具有能够适用于挤压成形等的加工的充分的成形性，和优异的烘焙硬化性及耐常温时效性，此外，即使进行挤压加工也不会发生表面缺陷，具有抗拉强度为340MPa以上的复合组织的高张力冷轧钢板和高张力镀敷钢板。通过使用本发明的这种高张力冷轧钢板和高张力镀敷钢板，能够实现汽车的车体轻量化，从而有助于地球环境问题的解决。图1是表示表面缺陷的发生部和其周边的铁素体晶粒沿板宽方向的硬度分布的曲线图。图2是表示没有表面缺陷的正常部的铁素体晶粒沿板宽方向的硬度分布的曲线图。图3是表示C含量为0.01%时的急冷停止温度Tt、Mn含量和Cr含量的和，与在急冷停止温度Tt下进行拉伸试验时的屈服举动的关系的曲线图。图4是表示C含量为0.03%时的急冷停止温度Tt、Mn含量和Cr含量的和，与在急冷停止温度Tt下进行拉伸试验时的屈服举动的关系的曲线图。图5是表示C含量0.01%、Mn含量1.0。/o禾QCr含量0.5%时的徐冷开始温度Ts、徐冷结束温度Tf、T,温度和T2温度与表面缺陷发生的关系的曲线图。图6是表示C含量0.03%、Mn含量1.0%禾110含量0.5%时的徐冷开始温度Ts、徐冷结束温度Tf、T,温度和T2温度与表面缺陷发生的关系的曲线图。图7是表示C含量0.01%、Mn含量2.0。/。和Cr含量1.0%时的徐冷开始温度Ts、徐冷结束温度Tf、T,温度和T2温度与表面缺陷发生的关系的曲线图。图8是表示C含量0.03%、Mn含量2.0。/。和Cr含量1.0%时的徐冷开始温度TS、徐冷结束温度Tf、T,温度和丁2温度与表面缺陷发生的关系的曲线图。具体实施方式以下，详细地说明用于实施本发明的高张力冷轧钢板、高张力镀敷钢板及它们的制造方法的最佳的方式。依次说明本实施方式的高张力冷轧钢板的(a)金属组织、(b)组成和(c)制造条件的限定理由。(a)金属组织本实施的方式的高张力冷轧钢板具有在铁素体相中分散有含马氏体相的低温相变生成相的复合组织。由于具有该复合组织，钢板的屈服应力降低，能够得到良好的挤压成形性和耐面应变性，并且不会损害耐常温时效性就能够得到高的烘焙硬化性。在此，所谓"低温相变生成相"，是指马氏体相和贝氏体相等这种通过低温相变而生成的组织。除此以外还可例示针状铁素体相。低温相变生成相的总体的体积率优选为超过3%。作为低温相变生成相也可以含有2种以上的相，例如含有马氏体相和贝氏体相。若马氏体相的体积率过度增加，则屈服应力上升，形状冻结性和耐面应变性劣化。因此，马氏体相的体积率优选低于10%，或者作为低温相变生成相含有马氏体相和贝氏体相的双方。如果使马氏体相的体积率低于3%则更为优选。另一方面，若低温相变生成相的体积率过度增加，则抗拉强度过度上升，延性和深拉深性劣化。因此，低温相变生成相的体积率优选为低于15%，更优选低于12%。另外，从耐面应变性的观点出发，钢板的屈服应力优选在300MPa以下，如果在270MPa以下则更为优选。另外，从挤压成形性的观点出发，钢板的抗拉强度优选低于590MPa。还有，除铁素体相和低温相变生成相以外，也可以含有残留奥氏体相，为了良好地保持耐常温时效性，优选使残留奥氏体相的体积率比低温相变生成相的总体的体积率小，并且低于3%。本实施的方式的高张力冷轧钢板，沿板宽方向长度为10mm的任意的截面中的铁素体相的硬度分布，满足上述式(1):Hv(max)—Hv(ave)<0.5XHv(ave)的关系，通过满足该(1)式的关系，可防止在挤压成形时的线状的表面缺陷的发生。在(1)式中，Hv(max)的意思是，冷轧钢板其板厚为t时，在距其表面(1/8)t以上、(1/4)t以下的深度构成的范围中，另外为镀敷钢板时，在距板厚为t的镀敷母材和镀敷层的界面(1/8)t以上、(1/4)t以下的深度构成的范围中，测定朝向板宽方向的长度为10mm的部分中的铁素体晶粒的维氏硬度时，铁素体晶粒的最大维氏硬度。另外，HV(^)的意思是该范围中的铁素体晶粒的平均维氏硬度。铁素体晶粒的维氏硬度，是研磨钢板的截面，经硝酸乙醇腐蚀等使金属组织出现后，测定各铁素体晶粒的中央部的硬度。这时的载荷没有特别规定，但是为了使压痕不会附着在晶界或与第二相的边界，优选为0.0098(N)左右。Hv(m^和Hv(^)的决定，是贯穿朝着板宽方向的长度为lOmm的部分，以大致等间隔的方式测定铁素体晶粒的硬度100点以上，将最大的测定值慰问团为Hv(max)，并且将全部测定值的平均值作为Hv(ave)。优选的是沿板宽方向长度为10mm的任意的截面中的铁素体相的硬度分布满足下式(4)。Hv(臓)—Hv(ave)<0.4XHv(ave)......(4)本实施的方式的高张力冷轧钢板具有以上的金属组织。(b)组成本实施的方式的高张力冷轧钢板，为了进一步使延性和耐常温时效性等提高，而具有以下所示的组成。C:0.0025%以上、低于0.04%若C含量低于0.0025%，则得不到上述的复合组织，另一方面，若C含量在0.04%以上，则钢板的延性和深拉深性受损。因此，在本实施的方式中，C含量为0.0025%以上、低于0.04%。优选的范围是0.011%以上、0.029%以下，更优选的范围是0.015%以上、0.029%以下。Si:0.5%以下Si是在钢中不可避免被含有的元素，使延性劣化，同时使冷轧钢板的化成处理性和镀敷钢板的镀敷性显著劣化。因此，Si含量越少越为优选。但是，因此Si具有强化钢板的作用，所以在本实施的方式中，也可以为了强化钢而使之含有至0.5%。优选为0.1%以下，更优选为0.02%以下。Mn:0.5%以上、2.5%以下Mn具有使钢的淬火性提高的作用，为了使铁素体相中分散低温相变生成相，在本实施的方式中使之含有0.5%以上。另一方面，若过度使之含有，则延性和深拉深性劣化，因此在本实施的方式中将Mn含量的上限作为2.5%。优选为1.0%以上、低于2.0%，更优选为1.0%以上、低于1.5%。P:0.05%以下P是在钢中不可避免被含有的元素，其在晶界偏析而使二次加工脆性和焊接性劣化。因此P含量越少越为优选。但是，因为P很廉价，另外不怎么会使深拉深性劣化，并能够强化钢，所以在本实施的方式中为了得到期望的强度，也可以在0.05%以下的范围内使之含有。优选下限为0.01%，上限为0.035%。S:0.01%以下s是在钢中不可避免被含有的杂质，其在晶界偏析而使钢脆化，因此S含量越少越为优选。在本实施的方式中S含量为0.01%以下。sol.Al:0.15%以下Al的使用是为了给钢水脱氧。但是，若使之含有超过0.15%，则效果饱和而不经济。因此在本实施的方式中，501丄1含量为0.15%以下。还有，Al与N结合而形成A1N，用于可防止因N造成的时效劣化，因此优选在N含量的IO倍以上使之含有。N:低于0.008%N是在钢中不可避免被含有的元素，N含量的增加使延性、深拉深性和耐常温时效性劣化。因此，在本实施的方式中N含量低于0.008%。优选范围为低于0.005%，更优选的范围是低于0.004%。Cr:0.02%以上、2.0%以下Cr具有不会损害延性而使钢的淬火性提高的作用，为了使铁素体相中分散低温相变生成相，在本实施的方式中使之含有0.02%以上。另一方面，若过度地含有，则深拉深性劣化，在冷轧钢板中化成处理性劣化，在镀敷钢板中镀敷性劣化。因此，在本实施的方式中Cr含量的上限为2.0%。优选的范围是0.05%以上、1.0%以下。另外，为了进一步使延性提高，优选在Mn含量1/10以上使之含有。在本实施的方式中，也可以含有以下罗列的元素作为任意添加元素，对于这些任意添加元素也进行说明。B:0.003%以下和/或Mo:1.0%以下B、Mo也不可不特别含有。但是为了进一步提高钢的淬火性，也可以含有其一方或双方。但是，因为B使深拉深性劣化，所以将上限作为0.003%。优选的范围是0.0002%以上、低于0.002%。另外，若含有Mo超过1.0%，则效果饱和而造成不经济，因此为1.0%以下。优选的范围是0.02%以上、低于0.5%。Ti:0.1%以下Ti没必要特别含有。但是，Ti与N结合而形成TiN，从而可防止因N造成的时效劣化，因此也可以使之含有。但是，含有超过0.1%，效果也是饱和而造成不经济。因此，11含量为0.1%以下。虽然下述没有特别规定，但是优选为0.003％以上、0.025%以下。上述的元素以外是Fe和杂质。本实施的方式的高张力冷轧钢板具有以上的组成。(c)制造条件具有上述的组成的钢，通过适宜方法被熔炼后，根据连续铸造法成为钢锭，或者经任意的铸造法成为钢锭后，再通过开坯轧制的方法等成为钢坯。该钢锭或钢坯进行再加热，或将连续铸造后的高温的钢锭或开坯轧制后的高温的钢坯直接进行热轧或进行补助加热而被热轧。在本说明书中，以这样的钢锭和钢坯为热轧的原材并统称为"钢坯"。热轧的条件没有特别规定。但是，为了在奥氏体低温域进行精轧而使热轧钢板的晶粒微细化，由此，在退火时使深拉深性优选的再结晶集合组织发达，优选在Ar3相变点以上(Ar3相变点+100°C)以下的温度范围进行最终压下。还有，为了在该温度范围进行最终压下，也可以在粗轧和精轧之间对粗轧材进行加热。这时，优选使粗轧材的后端加热得比前端温度高，由此将精轧开始时贯穿粗轧材的全长的温度的变动抑制在14(TC以下。由此，巻内的制品特性的均一性提高。粗轧材的加热可例示为，例如在粗轧机和精轧机之间预先设置螺线管(solenoid)式感应加热装置，基于该感应加热装置的上游侧的长度方向的温度分布等来控制加热升温量。在结束热轧后冷钢板而巻取成巻状。因为氧化皮的生成会招致成品率的降低，所以优选以低于60(TC进行巻取。另一方面，为了使A1N充分析出以抑制N带来的时效劣化，优选将巻取温度的下限作为450°C。通过酸洗等使热轧的钢板脱氧化皮后，遵循常规方法进行冷轧。为了通过冷轧后进行的再结晶退火而使深拉深性优选的再结晶集合组织发达，冷轧优选以70%以上的压下率轧制至低于l.Omm的板厚。如此得到的冷轧钢板根据需要，按照公知的方法实施脱脂等的处理，并进行再结晶退火。为了使钢的金属组织成为主相是铁素体相，并且第二相是含有马氏体的低温相变生成相的复合组织，再结晶退火时的均热温度为Ad相变点以上、低于Ac3相变点的温度范围。若均热温度低于Ac,相变点，则得不到低温相变生成相。但是，为了使退火后的铁素体粗大化而使延性提高，也可以使均热温度在AC3相变点以上、低于(AC3相变点屮IO(TC)的温度范围。另一方面，若该均热温度过高，则铁素体过度粗大化，在挤压成形时产生表面粗糙。因此如上述，即使通过铁素体的粗大化而实现延性的提高时，均热温度的上限也要低于(Ac3相变点+100。C)。优选的上限为(Ac3相变点+5(TC)。所谓Ac,相变点，意思是加热时的铁素体一奥氏体相变的开始温度，所谓AC3相变点，意思是加热时的铁素体一奥氏体相变的结束温度。另外，若加热速度过快，则使铁素体细粒化，招致延性的劣化。因此至均热温度的加热速度优选低于6(TC/s。在再结晶退火的均热后的冷却过程中，以15°C/s以上、200°C/s以下的冷却速度冷却650。C以下、45(TC以上的温度范围。若该温度范围下的冷却速度低于15。C/s，则铁素体量变得过多，耐常温时效性劣化。另一方面，若该温度范围下的冷却速度高于200°C/S，则钢板的平坦度劣化。优选的冷速度为50°C/s以上、150°C/s以下，更优选的冷速度为超过60°C/s、低于130°C/s。从均热温度至650'C的冷却方法无需特别限定。但是，为了的高奥氏体的稳定性，容易地获得低温相变生成相，在以Ad相变点以上、低于AC3相变点进行均热时，优选以低于1(TC/s的冷却速度冷却均热温度(均热温度一50'C)的温度范围。另外，以Ac3相变点以上(Ac3相变点+低于IOO'C)进行均热时，优选以低于lOtVs的冷却速度冷却均热温度(均热温度一10(TC)的温度范围。在本实施的方式中，以低于10°C/S的冷却速度，冷却再结晶退火中由(2)式规定的温度T"(445+200XC—50X(Mn+Cr)和由(3)式规定的温度丁2:(=330—2000XC—30X(Mn+Cr)之间的温度范围。其理由是因为，若在T,T2的温度范围以10'C/s以上的冷却速度进行冷却，则如上述，由于热应力导致钢板局部性地塑性变形，在钢板的内部发生强度偏差，由此，在挤压成形时发生线状的表面缺陷。该温度范围中的优选的冷却速度是低于6tVs,更优选的冷却速度是低于3'C/s。另夕卜，冷却速度的下限没有特别限定，但是为了防止低温相变生成相由于回火等而变质，从而使挤压成形性和耐常温时效性劣化，而优选为6tVmin以上。低于温度T2的温度范围的冷却方法没有特别规定。但是，为了使烘焙硬化量上升，优选以10'C/s以上冷却15(TC以下的温度范围。如此得到的钢板也可以遵循常规方法进行调质轧制。但是，若调质轧制的延伸率高，则招致延伸率的降低。因此，调质轧制的延伸率优选为1.0%以下。更优选的延伸率为0.5%以下。制造电镀钢板时，是按照常规方法，对于以上述的方法制造的冷轧钢板进行电镀。镀敷的种类没有特别限定，但是优选镀锌、镀锌镍合金等的锌系镀敷。另外，也可以在电镀后进行调质轧制。另一方面，在制造熔融镀敷钢板时，是遵循常规方法对以上述方法制造的冷轧钢板进行熔融镀敷。也可以在进行熔融镀敷后再加热而进行合金化处理。镀敷的种类没有特别限定，但是优选锌系镀敷。另外，也可以在熔融镀敷后进行调质轧制。还有，在制造熔融镀敷钢板时，也可以根据上述的方法进行再结晶退火，在均热后以超过60°C/s、低于130°C/s的冷却速度冷却650。C以下、460'C以上的温度范围，并浸渍于熔融锌镀液中进行熔融镀锌，也可以根据需要实施合金化处理，以低于3°C/s的冷却速度冷却(2)式所规定的温度T，和(3)式所规定的温度T2之间的温度区域。如此制造的钢板的组织，主相是铁素体相，并且组织中所含第二相为含有马氏体的低温相变生成相。在本说明书中所谓"主相"意思是体积率最大的相，所谓"第二相"是指主相以外。因此，第二相包含这样的低温相变生成相。如此，根据本实施的方式制造的高张力冷轧钢板和高张力镀敷钢板，具有340MPa以上的抗拉强度和例如能够适用于挤压成形等的加工的充分的成形性，以及优异的烘焙硬化性和耐常时效性，即使再进行挤压加工也不会发生表面缺陷。因此，该高张力冷轧钢板和高张力镀敷钢板能够特别适合用作汽车用零件用面板，特别是作为汽车外板面板用。实施例1边参照实施例边更具体地说明本发明。使用实验用真空熔解炉，将具有表1所示的组成的钢进行熔炼并加以铸造。通过热锻将这些钢锭制成30mm的钢坯，使用电加热炉将其加热到1240°C，保持1小时。从炉中取出钢坯后，使用实验用热轧机在90CTC以上的温度范围进行热轧，得到厚5mm的热轧钢板。[表l]<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>热轧后立即通过喷水冷却冷却至550°C，并以此为巻取温度，装入被保持为同温度的电加热炉中保持1小时后，以20'C/h的冷却速度进行炉冷，实施巻取后的徐冷处理。磨削得到的钢板的两个表面而成为厚4mm的冷轧母材，以85%的轧制率进行冷轧。采用连续退火模拟器，将得到的冷轧钢板以78(TC保持30秒后，以3°C/s的冷却速度冷却至700°C，以表2所示的各种冷却速度冷却至130°C，在13(TC保持120秒后，以15t:/s冷却至室温。其后，从这些退火板或者从对退火板实施了电镀处理的电镀钢板上提取10mm宽的试验片，供硬度试验。硬度试验是从钢板的表面或钢板的母材与镀层的界面，在朝向板厚中心方向O.lmm的位置上，横贯板宽方向10mm并以约0.1mm间距测定铁素体晶粒的维氏硬度(载荷0.0098N)。得到的铁素体晶粒的维氏硬度之中，最大的值作为Hv(^x)，同时平均值为Hv(,h通过计算(Hv(max)—Hv(ave))/Hv(ave)作为铁素体晶粒的硬度分布的指标。加工后的表面性状据如下方式评价沿退火板的轧制方向切割长500mm、宽200mm的试验片，对该试验片赋予5%的拉伸应变后，用油石擦拭表面，观察有无表面缺陷。使用从退火板的板宽方向提取的JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验，求得屈服应力(YS)、抗拉强度(TS)和屈服点延伸率(YPE)。烘焙硬化性是从退火板的板宽方向提取JIS5号试验片，赋予2%的预拉伸应变后，以170。C实施20分钟的热处理，之后供拉伸试验，得到的屈服应力(YS)和2。/。变形应力的差为BH量，作为烘焙硬化性的指标。此外，耐常温时效性据如下方式进行评价采用从退火板的板宽方向提取的JIS5号拉伸试验片，在设定为40'C的电炉中保持3个月后供拉伸试验，测定屈服点延伸率(YPE)。表2中显示性能评价结果。(HV(max)—HV(ave))/HV(ave)的值，根据钢板的IO处的硬度分布分别计算，并记录其中的最大值。[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>注1.冷却速度表示在钢板的板宽方向中央部测定的结果2.钢种栏CR是冷轧钢板，EG是电镀钢板3.微观组织F是铁素体，M是马氏体，B是贝氏体4.有无表面缺陷栏无是没有缺陷发生，有是有缺陷发生5.时效后YPE是在40'C的炉中保持3个月后的YPE。6.备注栏o表示本发明例、x表示比较例金属组织具有铁素体相和含有马氏体相的低温相变生成相，(Hv(max)一Hv(,))/Hv(ave)的值低于0.5的试验编号2、5、8、11、14均没有发生表面缺陷，另外显示出51MPa以上的高BH量，时效后YPE又在0.1。/。以下，显示出良好的耐常温时效性。相对于此，试验编号1、4、7、10、13，因为其金属组织为铁素体单相，所以时效后的YPE大，耐时效性不良。此夕卜，在试验编号3、6、9、12、15中，因为(Hv(隨)—Hv(ave))/HvO的值比0.5大，所以在加工后的钢板的表面发生了表面缺陷，表面性状不良。实施例2使用实验用真空熔解炉，将具有表1所示的组成的钢进行熔炼并加以铸造。通过热锻将这些钢锭制成30mm的钢坯，使用电加热炉将其加热到1240°C，保持1小时。从炉中取出钢坯后，使用实验用热轧机，在90(TC以上的温度范围进行热轧，得到厚4mm的热轧钢板。热轧后立即通过喷水冷却冷却至500。C，并以此为巻取温度，装入被保持为同温度的电加热炉中保持l小时后，以2(TC/h的冷却速度进行炉冷，实施巻取后的徐冷处理。将得到的钢板进行酸洗，以85%的轧制率进行冷轧。采用连续熔融镀锌模拟器，将得到的冷轧钢板以20。C/s的加热速度加热至79(TC并保持60秒后，以70。C/s的冷却速度冷却至460°C，在460。C的熔融锌液中浸渍3秒中而进行熔融镀锌。紧接镀敷后，或者在实施以50(TC保持20秒的合金化处理后，以表3所示的各种冷却速度冷却至寅温。从这些熔融镀锌钢板上提取10mm宽的试验片，供硬度试验。硬度试验是从钢板的母材与镀层的界面，在朝向板厚中心方向O.lmm的位置上，横贯板宽方向10mm并以约O.lmm间距测定铁素体晶粒的维氏硬度(载荷0.0098N)。得到的铁素体晶粒的维氏硬度之中，最大的值作为Hv(,)，同时平均值为Hv(ave)，计算(Hv(max)—Hv(ave))/Hv(ave)作为铁素体晶粒的硬度分布的指标。加工后的表面性状据如下方式评价得到的熔融镀锌钢板赋予5%的拉伸应变后，用油石擦拭表面，观察有无表面缺陷。另外，对于从板宽方向提取的JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验，求得屈服应力(YS)、抗拉强度(TS)和屈服点延伸率(YPE)。烘焙硬化性是从板宽方向提取JIS5号拉伸试验片，赋予2%的预拉伸应变后，以17(TC实施20分钟的热处理，之后供拉伸试验，得到的屈服应力(YS)和2。/。变形应力的差为BH量，作为烘焙硬化性的指标。此外，耐常温时效性据如下方式进行评价从板宽方向提取JIS5号拉伸试验片，将其在设定为4(TC的电炉中保持3个月后供拉伸试验，测定屈服点延伸率(YPE)。表3中显示性能评价结果。(Hv(max)—Hv(ave))/Hv(ave)的值，根据钢板的任意的IO处的硬度分布分别计算，并记录其中的最大值。[表3]编号钢有无合金化处理冷却速度(°C/s)微观组织(Hv(max)-Hv(ave))/Hv(ave)的值有无表面缺陷YS(MPa)TS(MPa)YPE(%)BH量(MPa)时效后YPE(%)备注16A无0.3F0.12无2834443.7725.5X17A无2.8F+M0.23无247■5240.0560.0018A无70F+M0.51有2665820.0530.0X19B有0.5F0.14无2713482.4624.7X20B有2.6F+M+B0.24无2223900,0500.1o21B有70F+M0.52有2184070.0490.0X22C有0.3F+B0.16无2703661.8602.2X23C有2.0F+M0.28无2113870.0480.0o24C有70F+M0.56有2084570.0410.0X25D无0.7F0.14无2893741.9632.3X26D无2.7F+M+B0.28无2344060.0550.0o27D无60F+M0.53有2254230.0430.0X28E有0.5F0.11无2663402.3664.3X29E有2.8F+M0.19无2023740.0550.0o30E有60F+M0.52有2083970.0510.0X注)1.冷却速度表示在钢板的板宽方向中央部测定的结果2.有无合金化处理栏无表示熔融镀锌后，未实施合金化处理，有表示进行了合金化处理3.微观组织F是铁素体，M是马氏体，B是贝氏体4.有无表面缺陷栏无是没有缺陷发生，有是有缺陷发生5.时效后YPE是在40'C的炉中保持3个月后的YPE。6.备注栏o表示本发明例、x表示比较例金属组织具有铁素体相和含有马氏体相的低温相变生成相，(Hv(max)—Hv(ave))/Hv(ave)的值低于0.5的试验编号17、20、23、26、29均没有发生表面缺陷，另外显示出48MPa以上的高BH量，时效后YPE又在0.1%以下，显示出良好的耐常温时效性。另一方面，试验编号16、19、22、25、28因为金属组织为铁素体单相或者铁素体相和贝氏体相的复合组织，所以时效后的YPE大，耐时效性不良。此外，试验编号18、21、24、27、30因为(Hv^ax)—Hv(ave》/Hv(ave)的值比0.5大，所以在加工后的钢板的表面发生了表面缺陷，表面性状不良。通过连续铸造制造调整为表4所示组成的板坯。将这些板坯加热至124(TC后，在90(TC以上的温度范围进行热轧，冷却后以60(TC巻取，得到板厚4.0mm的热轧巻。对得到的热轧巻进行酸洗，冷轧至板厚0.8mm。[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>注)1.Ac1相变点,Ac3相变点是根据加热速度:10'C/s的热膨胀曲线测定2.T1温度二445+200xC。/。—50x(Mn%+Cr%)T2温度-330—20D0xC。/。一30x(Mn。/。+Cr0/0)接下来，用连续退火设备以表5所示的各种温度进行30秒钟均热后，以3°C/s冷却至680°C，以80°C/s急冷至徐冷开始温度Ts，以低于10°C/s的大体一定的冷却速度，对徐冷开始温度TS至徐冷结束温度Tf进行徐冷，接着以15"C/s冷却至180°C，以100°C/s以上冷却至室温。[表5]编号钢均热温度rc)Ts温度(。C)Tf温度fC)Ts温度Tf温度间的冷却速度("C/s)31F8203902001.332G7803902001.333H7803902001.334I7803902001.335丄7703902001.336K7703902001.337匕7703902001.338M8003902001.339N8003902001.34007803902001.341F8203302500.542G7803302500.543H7803302500.544I7803302500.5457703302500.546K7703302500.547L7703302500.548M8003302500.549N8003302500.55007803302500.551G7803502200.952H7803502200.953K7703502200,954M8003502200.955N8003502200.95607803502200.957G7803702001.158H7803702001.159K7703702001.160M8003702001.161N8603702001.16208503702001.163G8503702001.124<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>注)各温度表示钢板板宽方向中央部的测定结果。此后，对这些退火板进行延伸率0.5%的调质轧制，评价其性能。另外，对一部分的退火板进行电镀处理之后，以延伸率0.5%进行调质轧制，评价其性能。加工后的表面性状据如下方式评价在相对于退火板或电镀钢板的轧制方向成直角的方向，切割下长1200、宽500mm的试验片，对试验片赋予5%的拉伸应变后，用油石擦拭表面，观察有无表面缺陷。屈服应力(YS)、抗拉强度(TS)、屈服点延伸率(YPE)和总延伸率，是通过对从宽度方向提取的JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验而求得。烘焙硬化性据如下方式评价从退火板或电镀钢板的板宽方向提取JIS5号拉伸试验片，赋予2°/。的预拉伸应变，并以170。C实施20分钟的热处理后，供拉伸试验，将得到的YS与2M变形应力的差定义为BH量，将其作为烘焙硬化性的指标。此外，耐常温时效性据如下方式进行评价从退火板或电镀钢板的板宽方向提取JIS5号拉伸试验片，将其在设定为4(TC的电炉中保持3个月后供拉伸试验，测定屈服点延伸率(YPE)。表6中显示性能评价结果。<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>注)1.钢种栏CR是冷轧钢板，EG是电镀钢板2.微观组织栏F是铁素体，M是马氏体，B是贝氏体，Y是残留奥氏体，针状F(i针状铁素体3.有无表面缺陷栏无表示没有缺陷发生，有表示有缺陷发生4.时效后YPE是在40'C的炉中保持3个月后的YPE。5.备注栏o表示本发明例、x表示比较例以本发明的范围内的条件制造的冷轧钢板或电镀钢板所涉及的试验结果(试验编号32、33、36、38、39、40、51、57、58、59、61、62、63、66、67、68)均没有发生表面缺陷，另外，YS为250MPa以下，YPE为0%，并且总延伸率为34%，显示出良好的挤压成形性。另外，BH量为42MPa以上，显示出优异的烘焙硬化性。此外，以4(TC保持3个月的时效处理后的YPE为0.1。/。以下，显示出良好耐常温时效性。另一方面，钢板的金属组织或钢板的制造方法在本发明规定的范围外的试验结果，YS、YPE、BH量、时效后YPE和表面性状之中的某一项不良。具体来说，试验编号31、41因为钢中的C含量少，试验编号64因为均热温度过低，此外试验编号65因为徐冷开始温度Ts过高，所以得不到含有马氏体的低温相变生成相，YS、YPE高，时效后YPE也大。另外，试验编号31、4'其BH量也低。另外在试验编号35、45中，因为钢中的Mn含量少，所以成为铁素体单相组织，YPE高，时效后YPE也大。此外，在试验编号34、35、37、41、42、43、44、45、46、47、48、49、50、52、53、54、55、56、60和65中，因为在(2)式所规定的温度T,和(3)式所规定的温度T2之间的温度范围，进行了冷却速度为10°C/S以上的冷却，所以发生了线状的表面缺陷。权利要求1.一种高张力冷轧钢板，其特征在于，具有主相是铁素体相，并且第二相是含有马氏体相的低温相变生成相的组织，沿板宽方向长度为10mm的任意的截面中的铁素体相的硬度分布满足下式(1)，Hv(max)-Hv(ave)＜0.5×Hv(ave)......(1)(1)式中的Hv(max)是将所述高张力冷轧钢板的板厚定为t时，从表面朝向深度方向的距离为(1/8)t以上、(1/4)t以下的范围中的铁素体晶粒的最大维氏硬度，Hv(ave)是该范围中的铁素体晶粒的平均维氏硬度。2.根据权利要求1所述的高张力冷轧钢板，其特征在于，具有如下钢组成以质量。/。计含有C:0.0025%以上、低于0.04%;Si:0.5%以下；Mn:0.5%以上、2.5%以下；P:0.05%以下；S:0.01%以下；SOl.Al:0.15%以下；N:低于0.008%;Cr:0.02%以上、2.0%以下；余量由Fe和杂质构成。3.根据权利要求2所述的高张力冷轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有B:0.003。/。以下禾口/或Mo:1.0%以下。4.根据权利要求2或权利要求3所述的高张力冷轧钢板，其特征在于，以质量。/。计还含有Ti:0.1%以下。5.—种高张力镀敷钢板，其特征在于，权利要求1至4中任一项所述的高张力冷轧钢板在其表面具有镀层。6.—种高张力冷轧钢板的制造方法，该高张力冷轧钢板具有主相是铁素体相，并且第二相是含有马氏体相的低温相变生成相的组织，该制造方法的特征在于，具有下述工序(A)和(B):(A)对具有权利要求2至4中任一项所述的钢组成的钢锭或钢坯进行热轧和冷轧而成为钢板的工序；(B)进行连续退火的工序，该连续退火工序是以Ad相变点以上、低于Ac3相变点的温度对所述钢板进行均热后，以15200°C/s的冷却速度在从650'C至45(TC的温度范围内进行冷却，再以低于10°C/s的冷却速度，在从由下式(2)求得的温度T,(°C)至由下式(3)求得的温度T2rc)的温度范围内进行冷却，Tj(°C)=445+200XC—50X(Mn+Cr)......(2)T2(°C)=330—2000XC—30X(Mn+Cr)......(3)(2)式和(3)式中的元素符号，意思是在钢中的各元素的质量百分比含量。7.—种高张力冷轧钢板的制造方法，该高张力冷轧钢板具有主相是铁素体相，并且第二相是含有马氏体相的低温相变生成相的组织，该制造方法的特征在于，具有下述工序(A)和(C):(A)对具有权利要求2至4中任一项所述的钢组成的钢锭或钢坯进行热轧和冷轧而成为钢板的工序；(C)进行连续退火的工序，该连续退火工序是以Ac3相变点以上、低于(Ac3相变点+10(TC)的温度对所述钢板进行均热后，以1520(TC/s的冷却速度在从65(TC至45(TC的温度范围内进行冷却，再以低于l(TC/s的冷却速度，在从由下式(2)求得的温度T,(°C)至由下式(3)求得的温度T2rc)的温度范围内进行冷却，Tj(°C)=445+200XC—50X(Mn+Cr)......(2)T2(°C)=330—2000XC—30X(Mn+Cr)......(3)(2)式和(3)式中的元素符号，意思是在钢中的各元素的质量百分比含量。8.—种高张力镀敷钢板的制造方法，其特征在于，对根据权利要求6或7所述的制造方法制造的高张力冷轧钢板进行镀敷处理。全文摘要提供一种挤压成形后的制品的表面性状良好，具有优异的烘焙硬化性和耐常温时效性，具有抗拉强度为340MPa以上的复合组织的高张力冷轧钢板。一种高张力冷轧钢板，具有主相是铁素体相，并且第二相是含有马氏体相的低温相变生成相的组织，沿板宽方向长度为10mm的任意的截面中的铁素体相的硬度分布满足Hv_(max)-Hv_(ave)＜0.5×Hv_(ave)所规定的关系。Hv_(max)是设所述高张力冷轧钢板的板厚为t时，从表面朝向深度方向的距离为(1/8)t以上、(1/4)t以下的范围中的铁素体晶粒的最大维氏硬度，Hv_(ave)是该范围中的铁素体晶粒的平均维氏硬度。文档编号C21D9/46GK101248195SQ20058005139公开日2008年8月20日申请日期2005年12月22日优先权日2005年7月4日发明者小岛启达,芳贺纯申请人:住友金属工业株式会社