弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种冷轧钢板及其制造方法，具体地，涉及一种具有高强度特性并有效地提高了弯曲加工性的冷轧钢板及其制造方法。

背景技术：

车辆用钢板越来越多地采用高强度钢材，以符合燃油效率规定，从而保护地球环境，并确保碰撞等事故时的乘客稳定性。车辆用钢材的等级一般用拉伸强度和伸长率的乘积(ts×el)来表示，代表性示例有ts×el小于25000mpa·％的先进高强度钢(advancedhighstrengthsteel，ahss)、超过50000mpa·％的超高强度钢(ultrahighstrengthsteel，uhss)以及具有介于ahss和uhss之间的值的特先进高强度钢(extra-advancedhighstrengthsteel，x-ahss)等，但不限于此。

在钢材的等级被确定之后，由于拉伸强度和伸长率的乘积被确定为近似恒定，因此难以同时满足钢材的拉伸强度和伸长率。这是因为拉伸强度和伸长率彼此成反比是普通钢材的特性。

为了提高钢材的强度和伸长率的乘积，作为具有新概念的钢材，开发了一种钢材内存在残余奥氏体从而可以同时提高加工性和强度的利用所谓相变诱发塑性(transformationinducedplasticity，trip)现象的钢材，由于这种trip钢在相同强度下也可以提高伸长率，因此主要用于制造高成型性的高强度钢材。

然而，这种现有的钢材即便能确保高水平的拉伸强度或伸长率，还是会存在弯曲加工性差的问题。

一般用作车辆用钢板的trip冷轧钢板是在冷轧后通过高温下的退火热处理工艺制造的，因此在退火时可能会在钢板表面引起脱碳反应。即，由于作为奥氏体稳定化元素的碳从钢板表面侧损失，因此无法在钢板的表面侧充分确保有利于确保伸长率的残余奥氏体。因此，当对这种钢板实施严酷的弯曲加工时，在钢板表层部容易产生裂纹并传播，因此可能导致钢板损坏。这是因为在钢板的弯曲加工时，钢板的一侧收缩，而与其反向的钢板的另一侧拉伸，因此在表层部没有充分确保残余奥氏体的钢板的情况下，从被拉伸一侧的钢板表层产生裂纹的可能性非常高。

因此，需要开发一种冷轧钢板及其制造工艺，使得即使经过退火热处理工艺，也能有效地确保表层部的残余奥氏体分数，从而可以有效地抑制弯曲加工时的裂纹的产生。

现有技术文献

(专利文献1)日本公开专利公报第2014-019905号(2014.02.03公开)

技术实现要素：

(一)要解决的技术问题

根据本发明的一方面，可以提供一种弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。

本发明要解决的技术问题不限于上述内容。根据本说明书的整体内容，本领域的普通技术人员应不难理解本发明要解决的附加的技术问题。

(二)技术方案

根据本发明的一方面的弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板，以重量％计，包含：碳(c)：0.13～0.25％、硅(si)：1.0～2.0％、锰(mn)：1.5～3.0％、铝(al)+铬(cr)+钼(mo)：0.08～1.5％、磷(p)：0.1％以下、硫(s)：0.01％以下、氮(n)：0.01％以下、以及余量fe和其他不可避免的杂质，以面积分数计，所述冷轧钢板包含：铁素体：3～25％、马氏体：20～40％以及残余奥氏体：5～20％，并且，表层部具有由从外部流入的镍(ni)形成的镍富集层，从表面到1μm深度的镍(ni)浓度可以在0.15wt％以上。

所述冷轧钢板的临界曲率比(rc/t)可以在2以下。

其中，所述临界曲率比(rc/t)通过冷弯曲试验测量，所述冷弯曲试验利用具有各种前端部曲率半径(r)的多个冷弯曲治具对钢材进行90°冷弯曲加工，其中，t和rc分别可以表示提供给冷弯曲试验的钢板的厚度和钢板表层部产生裂纹时的冷弯曲治具的前端部曲率半径。

所述冷轧钢板可以进一步包含面积分数为15～50％的贝氏体。

所述冷轧钢板表面的残余奥氏体分数可以是5～20面积％。

以t/4为基准(这里，t表示钢板厚度)，所述铁素体的平均晶粒度可以在2μm以下，所述冷轧钢板轧制方向铁素体长度与所述冷轧钢板轧制方向铁素体长度之比的平均值可以是0.5～1.5。

所述冷轧钢板可以包含3～15面积％的铁素体。

所述马氏体由回火马氏体和新鲜马氏体组成，在所述马氏体中所述回火马氏体所占的比率可以超过50面积％。

以重量％计，所述冷轧钢板可以进一步包含：硼(b)：0.001～0.005％和钛(ti)：0.005～0.04％中的至少一种。

所述冷轧钢板可以包含0.01～0.09重量％含量的所述铝(al)。

所述冷轧钢板可以包含0.01～0.7重量％含量的所述铬(cr)。

所述冷轧钢板可以包含0.02～0.08重量％含量的所述钼(mo)。

所述冷轧钢板可以进一步包括形成在表面的合金化热浸镀锌层。

所述冷轧钢板可以具有1180mpa以上的拉伸强度和14％以上的伸长率。

根据本发明的一方面的弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板，可以通过以下步骤制造：对钢材冷轧之后，在冷轧的所述钢材的表面涂覆300mg/m²以上涂覆量的镍(ni)粉，以重量％计，所述钢材包含：碳(c)：0.13～0.25％、硅(si)：1.0～2.0％、锰(mn)：1.5～3.0％、铝(al)+铬(cr)+钼(mo)：0.08～1.5％、磷(p)：0.1％以下、硫(s)：0.01％以下、氮(n)：0.01％以下、以及余量fe和其他不可避免的杂质，加热所述钢材，以使所述钢材完全转变为奥氏体，再将加热的所述钢材以5～12℃/s的冷却速度缓慢冷却至630～670℃的缓冷停止温度之后，在缓冷停止温度中保持10～90秒，再以7～30℃/s的冷却速度将经缓慢冷却并保持的所述钢材快速冷却至马氏体转变终止温度(mf)以上且马氏体转变开始温度(ms)以下的温度范围，在超过马氏体转变开始温度(ms)且贝氏体转变开始温度(bs)以下的温度中将快速冷却的所述钢材保持300～600秒以分配处理。

以重量％计，所述钢材可以进一步包含：硼(b)：0.001～0.005％以及钛(ti)：0.005～0.04％中的至少一种。

所述钢材可以包含0.01～0.09重量％含量的所述铝(al)。

所述钢材可以包含0.01～0.7重量％含量的所述铬(cr)。

所述钢材可以包含0.02～0.08重量％含量的所述钼(mo)。

可以在所述冷轧钢板的表面形成合金化热浸镀锌层。

上述技术方案没有列举本发明的所有特征，参照下面的具体实施例应能更详细地理解本发明的各种特征以及根据其的优点和效果。

(三)有益效果

根据本发明的一方面，可以提供一种具有高强度特性的同时伸长率特性和弯曲加工性优异而尤其适用于车辆用钢板的冷轧钢板及其制造方法。

附图说明

图1是利用扫描电子显微镜观察现有trip钢的微细组织的图像。

图2是用扫描电子显微镜观察根据本发明的一个实施例的冷轧钢板的微细组织的照片。

图3是利用根据时间的温度变化示出本发明的制造方法的图表。

图4是利用gds分析发明例2的深度方向上各成分元素浓度的结果。

最佳实施方式

本发明涉及一种弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法，下面对本发明的优选实施例进行说明。本发明的实施例可以变形为各种形式，本发明的范围不应被解释为局限于下述实施例。本实施例是为了向本发明所属技术领域的普通技术人员更详细地说明本发明而提供的。

需要留意的是，本发明中的冷轧钢板不仅包括普通的未镀覆冷轧钢板，还包括镀覆钢板。对本发明的冷轧钢板所使用的镀覆可以是锌系镀覆、铝系镀覆、合金镀覆、合金化镀覆等所有类型的镀覆，并且可以优选为合金化热浸镀锌。

以下，对本发明的钢组成进行更详细的说明。以下，除非另有特殊说明，表示各元素的含量的％以重量为基准。

在本发明的一方面，以重量％计，冷轧钢板可以包含：碳(c)：0.13～0.25％、硅(si)：1.0～2.0％、锰(mn)：1.5～3.0％、铝(al)+铬(cr)+钼(mo)：0.08～1.5％、磷(p)：0.1％以下、硫(s)：0.01％以下、氮(n)：0.01％以下、以及余量fe和其他不可避免的杂质。另外，以重量％计，根据本发明的一方面的冷轧钢板可以进一步包含：硼(b)：0.001～0.005％以及钛(ti)：0.005～0.04％中的至少一种。以重量％计，所述铝(al)、铬(cr)以及钼(mo)的含量可以分别为0.01～0.09％、0.01～0.7％、0.02～0.08％。

碳(c)：0.13～0.25％

碳(c)是可以经济地确保强度的重要元素，因此本发明为了实现这种效果，可以将碳(c)含量的下限限制在0.13％。然而，当过度添加碳(c)时，可能会出现焊接性变差的问题，因此本发明可以将碳(c)含量的上限限制在0.25％。因此，本发明的碳(c)含量可以是0.15～0.25％的范围。优选地，碳(c)含量可以是0.14～0.25％的范围，更优选地，碳(c)含量可以是0.14～0.20％的范围。

硅(si)：1.0～2.0％

硅(si)是可以有效地提高钢材的强度和伸长率的元素，因此本发明为了实现这种效果，可以将硅(si)含量的下限限制在1.0％。硅(si)不仅会引起表面氧化皮缺陷，还会降低镀覆钢板的表面特性，并降低化学转化处理性，因此一般硅(si)的含量会被限制在1.0％以下的范围内，然而，近年来，由于镀覆技术的发展等，可以制造成在钢中的含量为2.0％左右而毫无问题，因此本发明可以将硅(si)含量的上限限制在2.0％。因此，本发明的硅(si)含量可以是1.0～2.0％的范围。优选地，硅(si)含量可以是1.2～2.0％的范围，更优选地，硅(si)含量可以是1.2～1.8％的范围。

锰(mn)：1.5～3.0％

锰(mn)是在存在于钢材内时可以对固溶强化起到很大作用的元素，并且是有助于提高相变强化钢的淬透性的元素，因此本发明可以将锰(mn)含量的下限限制在1.5％。然而，当过度添加锰(mn)时，出现焊接性和冷轧负荷等问题的可能性较高，并由于退火富集物的形成而可能会引起凹痕(dent)等表面缺陷，因此本发明可以将锰(mn)含量的上限限制在3.0％。因此，本发明的锰(mn)含量可以是1.5～3.0％的范围。优选地，锰(mn)含量可以是2.0～3.0％的范围，更优选地，锰(mn)含量可以是2.2～2.9％的范围。

铝(al)、铬(cr)以及钼(mo)之和：0.08～1.5％

铝(al)、铬(cr)以及钼(mo)作为增加强度以及扩展铁素体区域的元素，是有利于确保铁素体分数的元素，因此本发明可以将铝(al)、铬(cr)以及钼(mo)含量之和限制在0.08％以上。然而，当过度添加铝(al)、铬(cr)以及钼(mo)时，板坯的表面质量降低和制造成本增加，因此本发明可以将铝(al)、铬(cr)以及钼(mo)含量之和限制在1.5％以下。因此，本发明的铝(al)、铬(cr)以及钼(mo)含量之和可以是0.08～1.5％的范围。

铝(al)：0.01～0.09％

铝(al)起到与钢中的氧(o)结合以脱氧的作用，铝(al)跟硅(si)一样，是将铁素体内的碳(c)分配到奥氏体以提高马氏体淬透性的重要元素，本发明为了实现这种效果，可以将铝(al)含量的下限限制在0.01％。然而，当过度添加铝(al)时，可能会在连铸时引起喷嘴堵塞，并且强度增加导致冲缘加工性降低，因此本发明可以将铝(al)含量的上限限制在0.09％。因此，本发明的铝(al)含量可以是0.01～0.09％的范围。优选地，铝(al)含量可以是0.02～0.09％的范围，更优选地，铝(al)含量可以是0.02～0.08％的范围。本发明中的铝(al)是指酸溶性al(sol.al)。

铬(cr)：0.01～0.7％

铬(cr)是有效地提高淬透性的元素，本发明为了实现提高强度的效果，可以将铬(cr)含量的下限限制在0.01％。然而，当过度添加铬(cr)时，会促进硅(si)的氧化，从而增加热轧材表面的红色氧化皮缺陷，并导致最终钢材表面质量降低，因此本发明可以将铬(cr)含量的上限限制在0.7％。因此，本发明的铬(cr)含量可以是0.01～0.7％的范围。优选地，铬(cr)含量可以是0.1～0.7％的范围，更优选地，铬(cr)含量可以是0.2～0.6％的范围。

钼(mo)：0.02～0.08％

钼(mo)也是为提高淬透性有效地做出贡献的元素，本发明为了实现提高强度的效果，可以将钼(mo)含量的下限限制在0.02％。然而，由于钼(mo)是昂贵的元素，过度添加不利于经济性方面，并且，当过度添加钼(mo)时，强度过度增加，从而引起冲缘加工性降低的问题，因此本发明可以将钼(mo)含量的上限限制在0.08％。优选地，钼(mo)含量可以是0.03～0.08％的范围，更优选地，钼(mo)含量可以是0.03～0.07％的范围。

磷(p)：0.1％以下

磷(p)是不破坏钢的成型性的同时有利于确保强度的元素，然而，当过度添加磷(p)时，会大大提高产生脆性断裂的可能性，从而增加了板坯在热轧途中发生板断裂的可能性，并且还会起到阻碍镀覆表面特性的元素的作用。因此，本发明可以将磷(p)含量的上限限制在0.1％，更优选地，磷(p)含量的上限可以是0.05％。但是，考虑到不可避免的添加量，可以排除0％。

硫(s)：0.01％以下

硫(s)是钢中存在的杂质元素，是不可避免地被添加的元素，因此优选地将其含量控制为尽可能低。尤其，硫(s)是阻碍钢的延展性和焊接性的元素，在本发明中优选地尽量抑制其含量。因此，本发明可以将硫(s)含量的上限限制在0.01％，更优选地，硫(s)含量的上限可以是0.005％。但是，考虑到不可避免的添加量，可以排除0％。

氮(n)：0.01％以下

氮(n)是杂质元素，是不可避免地被添加的元素。尽可能控制氮(n)为较低很重要，但为此，会存在炼钢成本急剧上升的问题。因此，本发明考虑到操作条件上可行的范围，可以将氮(n)含量的上限控制在0.01％，更优选地，氮(n)含量的上限可以是0.005％。但是，考虑到不可避免的添加量，可以排除0％。

硼(b)：0.001～0.005％

硼(b)是在通过固溶提高强度时做出有效贡献的元素，是通过少量添加也可以确保这种效果的有效元素。因此，本发明为了实现这种效果，可以将硼(b)含量的下限限制在0.001％。然而，当过度添加硼(b)时，强度增强效果饱和，并且会在表面形成过度的硼(b)富集层，从而会导致镀覆粘附性变差，因此本发明可以将硼(b)含量的上限限制在0.005％。因此，本发明的硼(b)含量可以是0.001～0.005％的范围。优选地，硼(b)含量可以是0.001～0.004％的范围，更优选地，硼(b)含量可以是0.0013～0.0035％的范围。

钛(ti)：0.005～0.04％

钛(ti)是对钢的强度上升以及粒度细化有效的元素。另外，钛(ti)与氮(n)结合形成tin析出物，因此钛(ti)是可以有效地防止由于硼(b)与氮(n)结合导致硼(b)的添加效果消失的元素。因此，本发明可以将钛(ti)含量的下限限制在0.005％。然而，当过度添加钛(ti)时，可能会在连铸时引起喷嘴堵塞，或者生成过度的析出物导致钢的延展性变差，因此本发明可以将钛(ti)含量的上限限制在0.04％。因此，本发明的钛(ti)含量可以是0.005～0.04％的范围。优选地，钛(ti)含量可以是0.01～0.04％的范围，更优选地，钛(ti)含量可以是0.01～0.03％的范围。

除上述的钢组成以外，本发明的冷轧钢板还可以包含余量fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质可能在一般钢铁制造工艺中不期望地混入，因此无法完全排除这些杂质，钢铁制造领域的普通技术人员可以容易理解其含义。另外，本发明不完全排除上述钢组成以外的其他组成的添加。

以下，对本发明的微细组织进行更详细说明。以下，除非另有特殊说明，表示微细组织比率的％以面积为基准。

本发明的发明人对同时确保钢材的强度和伸长率的同时，还可以兼备弯曲加工性的条件进行了研究，结果，确认到即使适当控制钢材的组成和组织的种类以及分数，以将强度和伸长率控制在适当范围内，只要没有适当控制钢材的表层部组织，就无法得到高弯曲加工性的事实，并完成了本发明。

为了确保钢材的强度和伸长率，本发明以钢材内的铁素体的组成被控制在适当范围内，并且此外还包含残余奥氏体和马氏体的trip钢材作为研究对象。

一般地，在trip钢材中，钢材内包含预定范围的马氏体以确保高强度，并且钢材内包含预定范围的铁素体以确保钢材的伸长率。残余奥氏体在加工过程中转变为马氏体，并且可以通过这种转变过程有助于提高钢材的加工性。

在这方面，以面积分数计，本发明的铁素体的含量可以在3～25％的范围内。即，为了赋予充分的伸长率，需要将铁素体的分数控制在3面积％以上，并为了防止作为软质组织的铁素体过度形成导致钢材的强度降低，可将铁素体的分数控制在25面积％以下。优选地，铁素体的分数可以在20面积％以下，更优选地，铁素体的分数可以在15面积％以下，或者小于15面积％。

另外，为了确保充分的强度，优选地，以20面积％以上的比率包含马氏体，而作为硬质组织的马氏体的过度形成可能会引起伸长率的减小，因此可将马氏体的比率控制在40面积％以下。

本发明的马氏体由回火马氏体(temperedmartensite)和新鲜马氏体(freshmartensite)组成，在整个马氏体中回火马氏体所占的比率可以超过50面积％。优选地，回火马氏体的比率可以是整个马氏体的60面积％以上。这是因为虽然新鲜马氏体对于确保强度是有效，但在强度和伸长率的共存方面，更优选为回火马氏体。

同时，当包含残余奥氏体时，钢材的ts×el升高，从而可以整体提高强度和伸长率的平衡。因此，优选地包含5面积％以上的残余奥氏体。然而，当残余奥氏体过度形成时，会有氢脆性的敏感度增加的问题，因此优选地将残余奥氏体的分数控制在20面积％以下。

此外，以面积分数计，在本发明中可以进一步包含15～50％的贝氏体。贝氏体可以减少组织之间的强度差，从而提高加工性，因此优选地将贝氏体分数控制在15面积％以上。然而，当贝氏体过度形成时，反而会降低加工性，因此优选地将贝氏体的分数控制在45面积％以下。

本发明的钢材中包含作为硬质组织的马氏体和作为软质组织的铁素体，因此在进行冲缘加工或与其类似的冲压加工时，可能会发生在软质组织和硬质组织的边界开始出现裂纹并传播的现象。铁素体组织虽然对提高伸长率有很大贡献，但在冲缘加工等方面，其存在会促进由于铁素体和马氏体组织之间的硬度差引起的裂纹产生的缺点。

为了防止这种形式的损坏，在本发明的一方面，可以在细化铁素体的同时，以预定范围限制铁素体的长度比(钢板轧制方向长度/钢板厚度方向长度)。本发明的发明人对trip钢中存在的铁素体的形状以及加工时的裂纹产生和传播特性进行了深入研究，并确认到除铁素体的粒度以外，铁素体的长度比(钢板轧制方向长度/钢板厚度方向长度)也会影响加工时的裂纹产生和传播特性。

即，在一般trip钢中，作为软质组织的铁素体以沿轧制方向延伸的形式存在，因此，即使通过铁素体晶粒的细化，也无法有效地抑制加工时产生的裂纹容易沿轧制方向蔓延。因此，本发明在使存在于最终钢材的铁素体细化的同时，通过控制铁素体的形状来尽可能地抑制裂纹的产生和传播。

在本发明的一个优选方面，将铁素体的平均晶粒度控制在2μm以下，从而可以在细化铁素体的同时，将平均铁素体的长度比(钢板轧制方向长度/钢板厚度方向长度)控制在1.5以下。即，本发明在细化铁素体的晶粒在预定水平以下的同时，将平均铁素体晶粒的长度比(钢板轧制方向长度/钢板厚度方向长度)控制在预定水平以下，从而可以有效地阻止裂纹的产生和蔓延，以有效地确保钢材的加工性。然而，在将平均铁素体的长度比(钢板轧制方向长度/钢板厚度方向长度)控制在小于预定水平时，在工艺上存在限制，因此本发明可以将平均铁素体的长度比(钢板轧制方向长度/钢板厚度方向长度)的下限限制在0.5。

本发明的铁素体平均晶粒度和平均铁素体长度比以t/4处为基准，其中t是指钢板的厚度(mm)。

本发明在细化铁素体的同时，将铁素体的长度比控制在最佳水平，从而可以有效地抑制钢材加工时裂纹的产生和蔓延，因此可以有效地防止钢材的损坏。

图2是用扫描电子显微镜观察根据本发明的一个实施例的冷轧钢板的微细组织的照片，可以确认到有效地抑制了铁素体f的伸长和粗大化。

另外，在一般的trip钢的情况下，在冷轧后会实施高温的退火热处理，因此在钢材表面发生脱碳现象。碳(c)是有效地为奥氏体的稳定化做出贡献的元素，因此当发生脱碳现象时，无法在钢材表面实现期望的奥氏体稳定化效果。即，由于钢材表面的奥氏体稳定化程度降低，因此无法充分确保钢材表面的残余奥氏体比率。

残余奥氏体是有效地为提高伸长率做出贡献的组织，因此未能充分确保期望残余奥氏体比率的钢材表层部的伸长率会降低。因此，如上所述，在钢材表层部的残余奥氏体组织形成为预定水平以下的情况下，当进行弯曲加工等严酷的加工时，从钢板的表面侧容易产生裂纹并蔓延，从而可能会引起钢材的损坏。

因此，根据本发明的一个方面，在钢材表层部形成镍(ni)富集层，以有效地抑制钢材表层部中由于碳(c)遗失导致的奥氏体稳定化程度减少。即，镍(ni)是以类似于碳(c)的水平为奥氏体的稳定化程度做出贡献的元素，因此，即使在高温退火热处理时，在钢材表层部发生碳(c)遗失，也可以通过形成在钢材表层部的镍(ni)富集层，有效地防止钢材表层部的奥氏体稳定化程度降低的现象。

本发明的镍(ni)富集层可以通过在冷轧后退火热处理前涂覆在钢材表面的镍(ni)粉形成。本发明不完全排除在炼钢时添加镍(ni)以在钢材表面形成镍(ni)富集层，但为了形成本发明期望的镍(ni)富集层，需要添加大量的镍(ni)，因此考虑到镍(ni)是昂贵的元素，这在经济方面并不优选。为了形成本发明期望的镍(ni)富集层，可以涂覆300mg/m²以上涂覆量的镍(ni)粉，并考虑到经济方面，可以将镍(ni)粉涂覆量的上限限制在2000mg/m²。

在涂覆镍(ni)粉后会在高温下实施退火热处理，从而可以使流入到钢材内部的镍(ni)在钢材表层部侧形成镍(ni)富集层。因此，本发明的钢材可以将从钢材表面到1μm深度的镍(ni)浓度限制在预定水平。本发明的钢材包括在表面形成镀层的情况，因此可基于从钢材表面到1μm深度的镍(ni)浓度来测量镍(ni)富集度。这是因为虽然镍(ni)富集层形成在钢材的表面侧，但由于钢材表面的下部会流入镀层的成分，因此难以测量准确的(ni)富集层浓度。

根据本发明的一个优选方面，为了确保期望水平的钢材表面侧的残余奥氏体分数，可将从钢材表面到1μm深度的镍(ni)浓度控制在0.15wt％以上。另外，虽然从钢材表面到1μm深度的镍(ni)浓度越高越有利于确保钢材表面侧的残余奥氏体分数，但考虑到需要为此涂覆过度的镍(ni)粉以及长时间的退火热处理，这在经济方面并不优选。因此，本发明可将从钢材表面到1μm深度的镍(ni)浓度控制在0.7wt％以下，更优选地，可将从钢材表面到1μm深度的镍(ni)浓度控制在0.5wt％以下。

本发明将从钢材表面到1μm深度的镍(ni)浓度控制在0.15～0.7wt％水平，从而可以使在钢材表面观察到的残余奥氏体的分数保持在5～20面积％水平。因此，本发明的钢材充分确保钢材表层部侧的伸长率，因此可以确保优异的弯曲加工性。

当对本发明的钢材实施冷弯曲试验时，钢材表面产生裂纹时刻的临界曲率比(rc/t)可以在2以下，更优选地，临界曲率比(rc/t)可以在1.5以下。在本发明中，冷弯曲试验应用具有各种前端部曲率半径r的多个冷弯曲治具对钢材进行90°冷弯曲加工之后观察钢材表层部是否产生裂纹，并以冷弯曲治具的前端部曲率半径r依次减小的方式应用冷弯曲治具，从而基于钢材表层部产生裂纹时刻的冷弯曲治具的前端部曲率半径rc和钢板厚度t的比来计算临界曲率比(rc/t)。临界曲率比(rc/t)值越小，就意味着在严酷的弯曲条件下也能确保优异的抗裂性。本发明的钢材具有2以下的临界曲率比(rc/t)，因此可以具备适用于车辆用钢材的加工性。

满足上述条件的本发明的冷轧钢板可以满足1180mpa以上的拉伸强度和14％以上的伸长率。

以下，对本发明的制造方法进行详细说明。

在对上述组成的钢材进行冷轧之后，在所述冷轧钢材的表面涂覆300mg/m²以上涂覆量的镍(ni)粉，并加热所述钢材，以使所述钢材完全转变为奥氏体，再将加热的所述钢材以5～12℃/s的冷却速度缓慢冷却至630～670℃的缓冷停止温度之后，在缓冷停止温度中保持10～90秒，再以7～30℃/s的冷却速度将缓慢冷却并保持的所述钢材快速冷却至马氏体转变终止温度mf以上且马氏体转变开始温度ms以下的温度范围，并在超过马氏体转变开始温度ms且在贝氏体转变开始温度bs以下的温度中保持快速冷却的所述钢材300～600秒以分配处理。图3是利用根据时间的温度变化示出冷轧以及镍(ni)粉涂覆之后的本发明的制造方法的图表。

本发明的提供至冷轧工艺中的钢材可以是热轧材，这种热轧材可以是用于制造一般trip钢的热轧材。对于本发明的提供至冷轧工艺中的热轧材的制造方法不做特别限制，可以通过在1000～1300℃的温度范围内再加热以上述组成配置的板坯，并在800～950℃的精轧温度范围内进行热轧，在750℃以下的温度范围内卷取来制造。本发明的冷轧同样可以由在制造一般trip钢时实施的工艺条件来实施。为了确保客户所要求的厚度，可以以适当的压下率来实施冷轧，然而为了抑制在后续的退火工艺中生成粗大铁素体，优选地，以30％以上的冷压下率来实施冷轧。

下面，对本发明的工艺条件进行详细说明。

冷轧后涂覆镍(ni)粉

本发明的目的在于在钢材表层部形成镍(ni)富集层，因此可以在冷轧后向钢材的表面供应镍(ni)。在本发明中，对于镍(ni)的供应方法不做特别限制，优选地，通过涂覆镍(ni)粉的方式，向钢材表面供应镍(ni)。

如上所述，本发明的目的在于将从钢材表面到1μm深度的镍(ni)浓度控制在0.15wt％以上，因此可以涂覆300mg/m²以上涂覆量的镍(ni)粉。但是，由于镍(ni)是昂贵的元素，过度添加不利于经济，因此本发明可以将镍(ni)粉的涂覆量限制在2000mg/m²以下。更优选地，镍(ni)粉涂覆量可以是500～1000mg/m²的范围。

加热钢材至奥氏体区域

为了使冷轧后涂覆镍(ni)粉的钢材的组织全部转变为奥氏体，并为了诱导镍(ni)的表面渗透，可将钢材加热至奥氏体温度区域(完全奥氏体(fullaustenite)区域)。

在包含预定水平铁素体的trip钢的情况下，一般会将钢材加热至奥氏体和铁素体共存的所谓双相区域温度区间内，但是如果如上所述进行加热，则难以获得具有本发明期望的粒度和长度比的铁素体，并且还会残留热轧过程中产生的带组织，从而不利于改善冲缘加工性。因此，在本发明中，可将冷轧钢材加热至840℃以上的奥氏体区域。

缓慢冷却加热的钢材至630～670℃的区域并保持

本发明为了铁素体的细化和长度比的调节，以5～12℃/s的冷却速度缓慢冷却加热的钢材之后，可在所述温度范围内保持预定时间。这是因为在缓慢冷却加热的钢材时，在钢材内部可以通过多发性的成核作用形成具有微细晶粒的铁素体。因此，本发明为了铁素体成核点的增加和铁素体长度比的调节，可将加热的钢材缓慢冷却至预定温度范围。当超过缓冷停止温度而停止缓慢冷却并立即实施快速冷却时，由于无法确保充分的铁素体分数，从而不利于确保伸长率，当实施缓慢冷却至低于缓冷停止温度的温度时，由于除铁素体以外的其他组织的比率不充分，从而不利于确保强度，因此本发明可以将缓冷停止温度限制在630～670℃的范围内。另外，本发明的缓慢冷却相比于一般缓慢冷却条件应用了较快的冷却速度，从而可以有效地增加铁素体的成核点。因此，本发明中缓慢冷却的冷却速度可以在5～12℃/s的范围内，然而在增加铁素体成核点方面，更优选的冷却速度可以在7～12℃/s的范围内。

在将钢材冷却至630～670℃的温度范围之后，可以在所述温度范围内将缓慢冷却的钢材保持10～90秒。由于本发明在对加热的钢材缓慢冷却后采取保持，因此可以有效地防止由于缓慢冷却产生的铁素体的粗大生长。即，本发明通过缓慢冷却和保持，有效地防止了铁素体沿轧制方向生长，从而可以有效地控制铁素体的长度比(钢板轧制方向长度/钢板厚度方向长度)。

将经缓慢冷却并保持的钢材快速冷却至mf～ms的温度

为了得到本发明期望的比率的马氏体，后续可以进行将经缓慢冷却并保持的钢材快速冷却至mf～ms的温度范围的步骤。其中，mf表示马氏体转变终止温度，ms表示马氏体转变开始温度。由于将经缓慢冷却并保持的钢材快速冷却至mf～ms的温度范围，因此可在快速冷却后的钢材内引入马氏体和残余奥氏体。即，将快冷停止温度控制在ms以下，从而可以在快速冷却后的钢材内引入马氏体，并且将快冷停止温度控制在mf以上，以防止奥氏体全部转变为马氏体，从而可以在快速冷却后的钢材内引入残余奥氏体。快速冷却时的优选的冷却速度可以是7～30℃/s的范围，并且优选的一种方式可以是淬火(quenching)。

分配(partitioning)处理快速冷却的钢材

快速冷却的组织中的马氏体是由含有大量碳的奥氏体次扩散转变的，因此马氏体内含有大量的碳。在这种情况下，虽然组织的硬度可能会较高，但相反还会发生韧性急剧变差的问题。在一般情况下，会使用在高温下对钢材进行回火处理以使碳作为碳化物从马氏体内析出的方法。然而，在本发明中，为了以特有的方式控制组织，可以使用回火以外的其他方法。

即，在本发明中，将快速冷却的钢材在超过ms且在bs以下的温度范围内保持预定时间，使得存在于马氏体内的碳由于固溶量的差异而被分配(partitioning)到残余奥氏体，并引导生成预定量的贝氏体。其中，ms表示马氏体转变开始温度，bs表示贝氏体转变开始温度。当残余奥氏体的碳固溶量增加时，残余奥氏体的稳定性增大，从而可以有效地确保本发明期望的残余奥氏体分数。

另外，通过如上所述保持钢材，本发明的钢材可以包含面积分数15～45％的贝氏体。即，在本发明中，在快速冷却后的1次冷却步骤和2次保持步骤中，在马氏体和残余奥氏体之间产生碳分配，并且部分马氏体转变为贝氏体，从而可以得到本发明的一个方面所期望的组织结构。

为了得到充分的分配效果，所述保持时间可以是300秒以上。然而，当保持时间超过600秒时，不仅难以再期待效果的上升，还会降低生产效率，因此本发明的一个方面可以将所述保持时间的上限限制在600秒。

经过上述处理的冷轧钢板随后可以通过公知方法进行镀覆处理，并且本发明的镀覆处理可以是合金化热浸镀锌处理。

以面积分数计，通过上述制造方法制造的冷轧钢板包含：铁素体：3～15％、马氏体：20～40％以及残余奥氏体：5～20％，并在表层部具有由从外部流入的镍(ni)形成的镍富集层，且从表面到1μm深度的镍(ni)浓度可以在0.15wt％以上。

另外，通过上述制造方法制造的冷轧钢板可以满足1180mpa以上的拉伸强度、14％以上的伸长率以及1.5以下的临界曲率比(r/t)。

具体实施方式

以下，通过实施例对本发明进行更详细说明。然而，需要留意的是，下面的实施例仅用于示出本发明并将其具体化，而不是用于限制本发明的权利范围。

(实施例)

将下表1中记载的组成的钢材，按照下表2中记载的条件进行处理，以制造冷轧钢板。表2中的快速冷却是通过向冷轧钢板的表面喷射喷雾或者喷射氮气或氮-氢混合气体的方式来实施的。比较例1是快速冷却后的保持比本发明的快速冷却后的保持时间短的情况，比较例3是镍(ni)粉涂覆量没有达到本发明的范围的情况。在所有发明例和比较例中，快速冷却后的保持温度都满足超过ms且小于bs的关系。

[表1]

[表2]

将对通过上述过程制造的冷轧钢板的内部组织和物理性质进行评价的结果表示在下表3中。利用扫描电子显微镜对各冷轧钢板的微细组织进行了观察和评价。镍(ni)浓度是以扫描电子显微镜的能量色散x射线分析结果为基础进行了分析和评价，并为了确保测量结果的准确性，在使用盐酸等去除镀层之后测量了镍(ni)浓度。屈服强度ys、拉伸强度ts以及伸长率t-el是采用jis5号拉伸试片进行了测量和评价。镀覆性的评价是以未镀覆区域的存在(×)与不存在(○)为基准判断的。

[表3]

如所述表3所示，可以确认满足本发明的组成并满足本发明的制造条件的发明例1至发明例5中的从基材钢表面到1μm深度的镍(ni)富集度在0.15wt％以上，且临界曲率比(r/t)在2以下。

图4是利用gds分析发明例2的深度方向上各成分元素浓度的结果。在图4中，x轴表示距钢板表面的深度(μm)，y轴表示相应元素的浓度(wt％)。为了准确测量ni浓度，对于ni浓度采用了×100比例(scale)。即，y轴上显示的数值范围100对于fe和zn表示100wt％，但对于ni表示1wt％。如图4所示，发明例2的钢板表面具有镍(ni)富集层，并且从钢板表面到1μm深度的镍(ni)浓度为0.2wt％，因此可以知晓确保了本发明期望的弯曲加工性。

相反，可以知晓没有满足本发明的钢组成和/或本发明的制造条件的比较例1至比较例3无法确保本发明期望的伸长率和/或弯曲加工性。

比较例1进行的分配处理时间比本发明所限制的分配时间短，因此可以确认到残余奥氏体没有充分形成，导致了伸长率和弯曲加工性变差。

比较例2的c含量超过本发明的范围，si和mn未达到本发明的范围，因此可以确认到残余奥氏体没有充分形成，导致了伸长率和弯曲加工性变差。

比较例3没有满足本发明所限制的ni富集度条件，因此可以确认到弯曲加工性变差。可以了解到，这种弯曲加工性变差是由于脱碳现象导致钢板表层没有充分形成残余奥氏体而引起的。

因此，可以确认到满足本发明的钢组成和制造条件的发明例能够满足本发明期望的伸长率和临界曲率比(rc/t)，相反，没有满足本发明的钢组成和制造条件中至少一个的比较例无法满足本发明期望的伸长率和临界曲率比(rc/t)中至少一个物理性质。

以上，通过实施例对本发明进行了详细说明，然而还可以有不同形式的实施例。因此，本发明所记载的权利要求的技术思想和范围不限于实施例。