成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板、高强度镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板...的制作方法

专利名称：成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板、高强度镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板 ...的制作方法
技术领域：
本发明涉及成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板、高强度镀锌钢板、高强度合 金化热浸镀锌钢板、及它们的制造方法。本申请基于2008年3月27日提出的日本专利申请第2008-083357号公报并主张 其优先权，这里引用其全部内容。
背景技术：
近年来，在汽车领域，为了使冲撞时保护乘员的功能的确保和以提高燃料效率为 目的的轻量化两立，一直应用高强度钢板。特别是关于确保冲撞安全性，除了提高其安全意 识以外，从法规制度的强化到以前只采用低强度钢板的具有复杂形状的部件都有采用高强 度钢板的要求。为此，对于高强度的钢板也要求优良的扩孔性。大多数汽车部件都是通过点焊、电弧焊、激光焊等焊接来接合，因此在提高作为车 体的冲撞安全性上，要求冲撞时在这些接合部不断裂。也就是说，如果冲撞时在焊接部断 裂，即使钢板的强度很好，也不能充分吸收冲撞能，不能得到规定的冲撞能吸收性能。因而，要求汽车部件兼备点焊、电弧焊、激光焊等的优良的接头强度。但是，存在伴 随着钢板的高强度化C、Si、Mn等的含量增加，随之焊接部强度下降的问题，因此希望在尽 量不增加含有的合金元素量的情况下，使其高强度化。例如，作为评价点焊部强度的指标，有按照JIS Z3136或JIS Z3137对焊接部附加 剪切应力的剪切抗拉强度(TSS)、和对剥离方向附加应力的十字抗拉强度(CTS)。其中，已 知尽管TSS与钢板强度一同增加，但是即使钢板强度增加，CTS也不增加。其结果是，TSS与 CTS的比即延性比与合金添加量的增加即高强度化一同降低。如此已知C含量高的高强度 钢板的点焊性存在课题(非专利文献1)。另一方面，材料的成形性伴随着强度上升而劣化，所以在将高强度钢板应用于具 有复杂形状的部件时，有必要制造可满足成形性和高强度两方面的钢板。即使单指成形性， 在应用于汽车构件这样的具有复杂形状的部件时，例如，也要求同时具备延性、凸肚成形 性、弯曲性、扩孔性、伸长翻边性等不同的成形性。已知延性或凸肚成形性与加工硬化指数(η值)相关，作为成形性优良的钢板已 知有η值高的钢板。例如，作为延性或凸肚成形性优良的钢板，有钢板组织由铁素体及马 氏体构成的DP (Dual Phase)钢板、或钢板组织中含有残留奥氏体的TRIP (Transformation Induced Plasticity)钢板。另一方面，作为扩孔性优良的钢板，已知有钢板组织为析出强化的铁素体单相组 织的钢板或为贝氏体单相组织的钢板(专利文献1 3、非专利文献2)。此外，已知弯曲性与组织的均勻性相关，表示通过使组织均勻化可提高弯曲性 (非专利文献3)。因此，已知有钢板组织为析出强化的铁素体单相组织的钢板(非专利文献2)或为由铁素体及马氏体构成的多相组织钢板，但通过使组织微细化而提高了均勻性的DP钢板 (专利文献4)。DP钢板是通过以富于延性的铁素体作为主相，将硬质组织即马氏体分散在钢板组 织中而得到了优良的延性。此外，软质的铁素体容易变形，在变形的同时导入大量的位错， 从而硬化，所以η值也高。但是，如果将钢板组织形成由软质的铁素体和硬质的马氏体构 成的组织，由于两组织的变形能力不同，因而在扩孔加工这样的伴随着大加工的成形中，具 有在两组织的界面形成微小的微观空隙、扩孔性显著劣化的问题。特别是最大抗拉强度为 590MPa以上的DP钢板中所含的马氏体体积分数较高，大多存在于铁素体与马氏体的界面， 因此形成于界面上的微观空隙容易连结，形成裂纹，以致断裂。由此得出，DP钢板的扩孔性 是差的(非专利文献4)。在该由铁素体及马氏体构成的DP钢板中，为了改善扩孔性，已知可以利用具有回 火马氏体的组织(专利文献5)。但是，为了提高扩孔性，需要附加的回火处理，生产性存在 课题。进而，马氏体的回火造成的钢板强度的下降是不可避免的。其结果是，为了确保强度 有必要增加钢板中的C添加量，在这种情况下，存在焊接性恶化的问题。也就是说，在由铁 素体及马氏体构成的DP钢板中，不能实现在具有880MPa级的强度的同时，还具有优良的扩 孔性及焊接性。进而，在将回火马氏体形成硬质组织时，为了确保强度，有必要降低铁素体体积分 数，具有延性劣化的问题。此外，关于DP钢板，还公开了由铁素体和硬质第2相构成、强度和延伸率的平衡优 良、且使弯曲性、点焊性及镀覆附着性高度平衡的高张力热浸镀锌钢板(专利文献6)。这 里，作为硬质第2相，可列举出马氏体、贝氏体及残留奥氏体。可是，在该高张力热浸镀锌钢 板中，必须进行A3 950°C的高温下的退火，存在生产性差的问题。特别是，在考虑与点焊 性的两立时，不得不抑制奥氏体稳定化元素(降低Ac3点的元素)即C在钢板中的添加，多 招致高温退火和生产性的越发劣化。另外，超过900°C的极端高温下的退火还给炉体及炉底 辊(hearth roller)等制造设备带来严重损伤，而且助长形成钢板表面缺陷，因此是不优选 的。此外，在专利文献6的高张力热浸镀锌钢板中，扩孔率在918MPa时为55%、在 1035MPa时为35%、在1123MPa时为35%、在1253MPa时为26%左右。相对于此，在本发明 中，扩孔率在980MPa时为90 %、在1080MPa时为50 %、在1180MPa时为40 %，在专利文献6 的高张力热浸镀锌钢板中，不能使强度和扩孔性充分两立。即使在钢板组织由铁素体及残留奥氏体构成的TRIP钢板中也同样，扩孔性低。这 是起因于汽车部件的成形加工即扩孔加工及伸长翻边加工在冲裁或机械切断后进行加工。TRIP钢板中所含的残留奥氏体如果接受加工，则向马氏体相变。例如，如果是拉伸 加工或凸肚加工，则通过残留奥氏体向马氏体相变而使加工部高强度化，通过抑制变形的 集中可确保高的成形性。但是，据报告，如果一度进行冲裁或切断等，则端面近旁接受加工，因此钢板组织 中所含的残留奥氏体向马氏体相变。此结果是，形成与DP钢板类似的组织，扩孔性或伸长 翻边成形性变差。或者，因冲裁加工本身是伴随着大变形的加工，而在冲裁后，在铁素体和 硬质组织(这里，残留奥氏体相变而成的马氏体)界面存在微观空隙，使扩孔性劣化。另外，对于晶界存在渗碳体或珠光体组织的钢板，扩孔性也是差的。这是因为铁素体和渗碳体的 边界成为微小空隙生成的起点。此外，为了确保残留奥氏体，有必要在奥氏体中使大量的C浓化，与具有同一 C量 的DP钢(由铁素体及马氏体构成的多相组织钢板)相比较，因硬质组织的体积分数降低而 难以确保强度。也就是说，在尝试确保880MPa以上的高强度时，强化所需的C添加量增加， 点焊性劣化。由此得出，残留奥氏体的体积分数的上限为3%。其结果是，如专利文献1 3所示，作为扩孔性优良的钢板的开发，为了将钢板的 主相形成为贝氏体或析出强化的铁素体的单相组织，且为了抑制晶界的渗碳体相的生成， 通过大量添加Ti等合金碳化物形成元素，使钢中所含的C成为合金碳化物，开发出了扩孔 性优良的高强度热轧钢板。钢板组织为贝氏体单相组织的钢板，因将钢板组织形成为贝氏体单相组织，而在 制造冷轧钢板时，必须将其一度加热到成为奥氏体单相的高温，因而生产性差。此外，因贝 氏体组织是含有许多位错的组织，而有缺乏加工性、难以用于要求延性及凸肚性的部件的 缺陷。此外，在考虑确保880MPa以上的高强度时，添加超过0. 1质量％的C是必要的，有难 以与上述的焊接性两立的缺陷。形成为析出强化的铁素体的单相组织的钢板，尽管可通过利用Ti、Nb、Mo或V等的 碳化物的析出强化来使钢板高强度化，同时抑制渗碳体等的形成，从而使880MPa以上的高 强度与优良的扩孔性两立，但是在经过冷轧及退火工序的冷轧钢板中，有难以应用该析出 强化的缺陷。也就是说，析出强化通过在铁素体中整合析出Nb或Ti等的合金碳化物来完成。 在伴随着冷轧及退火的冷轧钢板中，铁素体被加工，在退火时因再结晶而失去与在热轧板 阶段整合析出的Nb或Ti析出物的方位关系，因此其强化能力大幅度减少，难以用于高强度 化。此外，已知，在伴随着冷轧时，Nb或Ti使再结晶大幅度延迟，为了确保优良的延 性，需要高温退火，因而使生产性恶化。此外，即使得到与热轧钢板同等的延性，析出强化钢 的延性或凸肚成形与DP钢板相比也差，不能用于要求大的凸肚性的部位。再有，在本发明中，将最大拉伸强度和总延伸率的积达到16000 (MPaX % )以上的 钢板作为延性良好的高强度钢板。也就是说，是延性的目标值在880MPa时为18.2%、在 980MPa时为16. 3%以上、在1080MPa时为14. 8%以上、在1180MPa时为13. 6%以上的钢板。作为克服了上述缺陷、谋求确保了延性和扩孔性的钢板，已知有专利文献7及8的 钢板。它们是想通过将钢板组织一度形成由铁素体和马氏体构成的复合组织，然后对马氏 体进行回火使其软质化，同时得到通过组织强化而得到的强度_延性平衡的提高和扩孔性 的提高的钢板。但是，即使通过马氏体回火形成的硬质组织的软化，谋求了扩孔性及伸长翻边性 的改善，但在考虑应用于880MPa以上的高强度钢板时，有点焊性劣化的课题。例如，通过对马氏体进行回火可进行硬质组织的软化，提高扩孔性。但是，同时也 引起强度下降，因而为了补偿强度下降，必须增加马氏体体积分数，因此必须添加大量的C。 此结果是，点焊等的焊接性劣化。此外，在如热浸镀设备不能同时进行淬火和回火的设备 中，必须在一度形成铁素体及马氏体组织后，另外进行热处理，因而生成性差。
另一方面，已知焊接接头的强度依赖于钢板中所含的添加元素量，特别是C量，但 已知即使抑制了钢板中的C添加，通过使钢板强化，仍能使强度和焊接性(这里确保焊接部 的接头强度)两立。特别是，焊接部一度被熔化，并以高的冷却速度被冷却，因此硬质部为 马氏体主体的组织。因此，非常硬，缺乏变形能力。此外，即使控制了钢板的组织，因一度使 其熔化，也难以控制焊接部的组织。此结果是，通过控制钢板成分来谋求提高其特性(专利 文献4及专利文献9)。即使在钢板组织为铁素体及贝氏体的复合组织的钢板中也同样。也就是说，贝氏 体组织与马氏体相比在高温下形成，因而与马氏体相比相当软。因此，已知扩孔性优良。但 是，因是软质的，故存在难以确保880MPa以上的强度的问题。在主相为铁素体、硬质组织为 贝氏体组织时，为了实现880MPa以上的高强度，必须增加C添加量，而且增加贝氏体组织的 分率或进行贝氏体组织的高强度化。在这种情况下，点焊性显著劣化。在专利文献9中，已知通过在钢板中添加Mo，即使是C超过0. 1质量％的钢板，也 可得到良好的点焊性。但是，上述钢板是通过在钢板中添加Mo，抑制产生于点焊部的空孔形 成或裂纹，谋求了在易发生上述缺陷的焊接条件下的焊接接头的强度提高的钢板，不能提 高在不发生上述缺陷的条件下焊接的接头的强度。此外，在考虑确保880MPa以上的高强度 时，C的大量添加是不可缺的，存在难以同时具备点焊性和优良的成形性的问题。此外，由于 作为硬质组织含有残留奥氏体，因此在扩孔或伸长翻边加工中，变形集中在主相即软质的 铁素体与硬质组织即残留奥氏体之间，发生微观空隙的形成和连结，因而这些特性是差的。此外，由于Mo促进带状(band)组织的生成，因而使扩孔性恶化。因此，在本发明 中，研究了如后述在不添加Mo的情况下满足焊接性的条件。作为具备780MPa以上的最大抗拉强度和点焊性的钢板，已知有下述专利文献4中 公开的钢板。该钢板是通过并用采用添加Nb或Ti的析出强化、细粒强化、应用未再结晶铁 素体的位错强化，虽然将钢板中的C添加量规定为0. 1质量％以下，但仍可同时具备780MPa 以上的强度、延性及弯曲性的钢板。但是，在用于具有更复杂的形状的部件时，需要进一步 提高延性和扩孔性。这样880MPa以上的高强度、延性、凸肚成形性、弯曲性、扩孔性、伸长翻 边性及点焊接性的两立是非常难的。专利文献1 日本特开2003-321733号公报专利文献2 日本特开2004-256906号公报专利文献3 日本特开平11-279691号公报专利文献4 日本特开2005-105367号公报专利文献5 日本特开2007-302918号公报专利文献6 日本特开2006-52455号公报专利文献7 日本特开昭63-293121号公报专利文献8 日本特开昭57-137453号公报专利文献9 日本特开2001-152287号公报非专利文献1 日产技报No. 57 (2005-9)，p4非专利文献2 :CAMP-ISIJ vol. 13(2000)，p411非专利文献3 :CAMP-ISIJ vol. 5 (1992)，pl839非专利文献4 :CAMP-ISIJ vol. 13 (2000)，p39
发明内容
本发明是鉴于上述事情而完成的，其目的在于提供具有880MPa以上的最大抗拉 强度、且作为汽车部件等而不可缺的以点焊性为首的焊接性及延性或扩孔性等成形性优良 的钢板、高强度冷轧钢板、高强度镀锌钢板、及能够廉价地制造这样的钢板的制造方法。以往，在由铁素体和马氏体构成的DP钢板中，已知即使添加元素量减少，也可得 到高的强度和延性。可是，在由铁素体和马氏体构成的DP钢板中，同时还知道扩孔性差。此 外，为了形成超过880MPa的高强度，已知有通过大量添加成为马氏体的基础的C，使马氏体 体积分数增加，进行高强度化的方法。但是，同时还知道C添加量的增加招致点焊性的大幅 度劣化。因此，本发明者等对同时具备以往被认为是相反的上述特性的由铁素体和马氏体 构成的DP钢板进行了试制。特别是尝试了用具有铁素体和马氏体的钢板实现具有优良的 扩孔性和高的焊接部强度、且具有880MPa级的强度的钢板。本发明者等为解决上述课题进行了锐意研究，结果发现不增加钢板组织中所含 的硬质组织(马氏体)的体积分数，而通过减小马氏体的组织构成单元即板条块(block) 的尺寸，即使将C添加量抑制在0. 以下，也能确保880MPa以上的最大抗拉强度。此外， 本方法由于不太增加马氏体体积分数，因此与以往相比，可降低成为扩孔试验时的微观空 隙形成点的软质组织(铁素体)/硬质组织(马氏体)界面的面积率，扩孔性也优良。其结 果是，可同时具备焊接性、扩孔性以及延伸性等以往难以两立的多种特性。也就是说，本发明是具有880MPa以上的最大抗拉强度、且点焊性及延性或扩孔性 等成形性优良的钢板及其制造方法，其要旨如下。本发明的成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于以质量％计含有 C 0. 05% 以上 0. 095% 以下、Cr 0. 15% 以上 2. 0% 以下、B 0. 0003% 以上 0. 01% 以下、Si 0. 3% 以上 2. 0% 以下、Mn 1. 7% 以上 2. 6% 以下、Ti 0. 005% 以上 0. 14% 以下、P 0. 03% 以下、S :0. 01% 以下、Al 0. 以下、N:低于 0. 005%、及 0 :0. 0005% 以上 0. 005% 以下， 剩余部分为Fe及不可避免的杂质；钢板组织主要具有晶体粒径为4 μ m以下的多边形铁素 体、贝氏体及马氏体的硬质组织；所述马氏体板条块尺寸为0.9μπι以下；所述马氏体中的 Cr含量为所述多边形铁素体中的Cr含量的1. 1 1. 5倍的量；抗拉强度为880MPa以上。在本发明的成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板中，钢中不含Nb，且钢板组织 也可以不具有带状组织。另外，在钢中以质量％计也可以含有选自Ni 低于0.05%、Cu:低于0.05%及W: 低于0. 05%中的至少1种或2种以上。另外，在钢中以质量％计也可以含有V :0. 01%以上0. 14%以下。本发明的成形性和焊接性优良的高强度镀锌钢板具有所述的本发明的高强度冷 轧钢板、和实施于所述高强度冷轧钢板表面上的热浸镀锌镀覆。本发明的成形性和焊接性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板具有所述的本发明 的高强度冷轧钢板、和实施于所述高强度冷轧钢板表面上的合金化热浸镀锌镀覆。本发明的成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于具有 将由所述的本发明的高强度冷轧钢板含有的化学成分组成的铸造板坯直接加热至1200°C 以上或在一度冷却后加热至1200°C以上的工序、通过对所述被加热的铸造板坯实施压下率为70%以上的热轧而形成粗轧板的工序、在950 1080°C的温度区将所述粗轧板保温6秒 钟以上，再通过以85%以上的压下率对所述粗轧板实施精轧温度为820 950°C的热轧而 形成热轧板的工序、在630 400°C的温度区卷取所述热轧板的工序、在将所述热轧板酸洗 后，通过实施压下率为40 70%的冷轧而形成冷轧板的工序、使所述冷轧板通过连续退火 线的工序；在使所述冷轧板通过连续退火线的工序中，以7°C /秒以下的升温速度将所述冷 轧板升温，在550°C以上且Acl相变点温度以下的温度下保温25 500秒钟，接着在750 860 V下退火，接着以12°C /秒以下的冷却速度冷却到620 V的温度，在620 570°C之间以 I0C /秒以上的冷却速度冷却，在250 100°C之间以5°C /秒以上的冷却速度冷却。本发明的成形性和焊接性优良的高强度镀锌钢板的制造方法的第1形态，其特征 在于具有将由所述的本发明的高强度冷轧钢板含有的化学成分组成的铸造板坯直接加热 至1200°C以上或在一度冷却后加热至1200°C以上的工序、通过对所述被加热的铸造板坯 实施压下率为70%以上的热轧而形成粗轧板的工序、在950 1080°C的温度区将所述粗 轧板保温6秒钟以上，再通过以85%以上的压下率对所述粗轧板实施精轧温度为820 950°C的热轧而形成热轧板的工序、在630 400°C的温度区卷取所述热轧板的工序、在将 所述热轧板酸洗后，通过实施压下率为40 70%的冷轧而形成冷轧板的工序、使所述冷 轧板通过连续热浸镀锌线的工序；在使所述冷轧板通过连续热浸镀锌线的工序中，以7°C / 秒以下的升温速度将所述冷轧板升温，在550°C以上且Acl相变点温度以下的温度下保温 25 500秒钟，接着在750 860°C下退火，接着以12°C /秒以下的冷却速度从退火时的最 高加热温度冷却到620°C的温度，在620 570°C之间以1°C /秒以上的冷却速度冷却，然后 浸渍在镀锌液中，接着在250 100°C之间以5°C /秒以上的冷却速度冷却。本发明的成形性和焊接性优良的高强度镀锌钢板的制造方法的第2形态，其特征 在于对采用所述的本发明的成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板的制造方法制造的冷 轧钢板实施锌系的电镀。本发明的成形性和焊接性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征 在于具有将由所述的本发明的高强度冷轧钢板含有的化学成分组成的铸造板坯直接加热 至1200°C以上或在一度冷却后加热至1200°C以上的工序、通过对所述被加热的铸造板坯 实施压下率为70 %以上的热轧而形成粗轧板的工序、在950 1080°C的温度区将所述粗 轧板保温6秒钟以上，再通过以85%以上的压下率对所述粗轧板实施精轧温度为820 950°C的热轧而形成热轧板的工序、在630 400°C的温度区卷取所述热轧板的工序、在将 所述热轧板酸洗后，通过实施压下率为40 70%的冷轧而形成冷轧板的工序、使所述冷 轧板通过连续热浸镀锌线的工序；在使所述冷轧板通过连续热浸镀锌线的工序中，以7°C / 秒以下的升温速度将所述冷轧板升温，在550°C以上且Acl相变点温度以下的温度下保温 25 500秒钟，接着在750 860°C下退火，接着以12°C /秒以下的冷却速度从退火时的最 高加热温度冷却到620 V的温度，在620 570°C之间以1 °C /秒以上的冷却速度冷却，然后 浸渍在镀锌液中，在460°C以上的温度下实施合金化处理，接着在250 100°C之间以5°C/ 秒以上的冷却速度冷却。如上所述，根据本发明，通过控制钢板成分、退火条件，能够稳定地得到最大抗拉 强度在880MPa以上、且具备优良的点焊性、及优良的延性或扩孔性等成形性的高强度钢 板。本发明中的高强度钢板，除了通常的冷轧钢板、镀锌钢板以外，也包括以镀铝钢板为代表的实施了各种镀覆的钢板。也可以在镀锌钢板的镀层中除了纯锌以外还含有Fe、Al、Mg、 Cr、Mn 等。


图1是表示本发明的钢板中的马氏体的晶粒的一例子的示意图。图2是表示带状组织的光学显微镜的照片。图3(a)为以往钢的显微组织的SEM EBSP照片，图3(b)为本发明钢的显微组织的 SEM EBSP照片，图3(c)示出SEM EBSP照片中的各组织的色(浓淡)与晶体方位的关系。
具体实施例方式以下，对本发明的实施方式进行详细说明。本发明者等在进行研究时，首先着眼于下述几点。在以前的多数研究中，关于高强度化，因提高马氏体的硬度非常困难，而通过增加 马氏体体积分数来谋图高强度化。因此增加了 C含量。此外，关于扩孔性，由于硬质组织使 扩孔性劣化，因此研究了去掉硬质组织的无害化、或通过使硬质组织软化来改善弊害。因 此，在以往的方法中，由于C含量增加而不能避免焊接性的劣化。这些都是起因于难以进行 马氏体的高强度化的问题，因此着手确立马氏体的高强度化方法。首先，对马氏体组织的强度支配因子进行了调查。以往，已知马氏体组织的硬度 (强度)依赖于马氏体中的固溶C量、晶体粒径、利用碳化物的析出强化、位错强化。进而， 通过近年来的研究，解明马氏体组织的硬度依赖于晶体粒径、特别是作为构成马氏体的组 织单元之一的板条块尺寸。因此，设想了不增加马氏体体积分数，而通过使板条块尺寸微细 化来使马氏体硬质化，确保强度。此外，关于扩孔性，设想了不使成为扩孔性劣化的原因的硬质组织软化，而是通过 与以往完全相反的使硬质组织更加高强度化来减少其体积分数、减少扩孔试验时的裂纹形 成点，从而提高扩孔性的新方法，对此进行了锐意研究。首先，本发明者等进行了锐意研究， 结果发现由软质组织和硬质组织构成的钢板的扩孔成形时的裂纹传播可通过软质组织/ 硬质组织界面上的微小缺陷(微观空隙)的形成和其连结来完成。由此，除了通过减小软 质组织和硬质组织的硬度差来抑制在界面形成微观空隙的以往方法以外，还设想了通过降 低硬质组织的体积分数来抑制微观空隙的连结的新方法。其结果是发现，通过将马氏体的板条块尺寸规定为0.9μπι以下，硬质组织的大幅 度的高强度化(硬质化)成为可能，同时可以改善为了提高扩孔性而产生的特性劣化，例 如，起因于硬质组织的软化的强度下降、虽强化了软质的硬质组织但为了增加硬质组织体 积分数而增加C添加量所造成的点焊性劣化、由硬质组织分率增加造成的延性下降等。此外，硬质组织体积分数至少可确保强度，因而能够增加铁素体体积分数。其结果 是，能够同时具备高的延性。同时，发现通过使铁素体微细化，可并用由细粒化带来的高强度化，因而可抑制 硬质组织体积分数，也就是说，即使将C添加量规定为0. 1 %以下，也能确保880MPa以上的 最大抗拉强度，而且焊接性还优良。首先，对钢板组织的限定理由进行论述。
在本发明中，最重要的一个理由是将马氏体板条块尺寸限制在0. 9 μ m以下。首先，本发明者等研究了使马氏体高强度化的方法。已知马氏体组织的硬度(强 度)依赖于马氏体中的固溶C量、晶体粒径、利用碳化物的析出强化、位错强化。进而，通过 近年来的研究，解明了马氏体组织的硬度依赖于晶体粒径、特别是构成马氏体的组织单元 之一的板条块尺寸。例如，如图1的示意图所示，马氏体呈现由几个组织单元构成的阶层结构。马氏 体组织是由被称为板条块(block)的具有同一方位(变种，valiant)的微细板条的集合体 与由这些板条块形成的板条束(packet)构成的组织，一个板条束由具有特定的方位关系 (K-S关系)的最大6个板条块构成。一般，在光学显微镜观察中，由于不能区别具有晶体方 位差小的变种的板条块，因此有时将晶体方位差小的一对变种作为一个板条块来定义。在 这种情况下，一个板条束变成由3个板条块构成。但是，晶体方位相同的马氏体板条块的尺 寸从几ym到几十ym,非常大。其结果是，作为将钢板组织控制在几ym以下的细粒组织 的薄钢板的强化组织而应用的各个马氏体粒子的尺寸也为几Pm以下，由单一的板条块构 成。其结果是，发现以往钢不能充分应用马氏体的细粒强化。也就是说，发现通过使存在于 钢板中的马氏体板条块进一步微细化，可使马氏体更高强度化，即使将钢板中的C添加量 抑制在低于0. 1 %，也可谋求超过980MPa的高强度化。图3中示出普通钢(以往钢)和本发明钢的显微组织的SEM EBSP照片。在超过 880MPa的高强度钢板中，钢板的显微组织比较小，用光学显微镜不能得到足够的分析能力， 因此用SEM EBSP法进行了测定。如图3(c)所示，各组织的色(浓淡)与晶体方位对应。此 外，用黑线示出方位差为15°以上的晶界。如图3(a)所示，普通钢(以往钢)中的马氏体 多由单一的板条块构成，板条块尺寸也大。另一方面，如图3(b)所示，本发明的钢的板条块 尺寸小，马氏体由多个板条块构成。这样通过使马氏体的板条块尺寸更微细化，即使将C添加量抑制在低于0. 1 %，也 能谋求超过980MPa的高强度化，此结果是，可将马氏体体积分数抑制在低水平，能够将扩 孔试验中的成为微观空隙形成点的铁素体与马氏体界面降低，对于提高扩孔性具有效果。 或者，由于即使不增加C添加量也能确保规定的强度，因此能够削减钢板中的C添加量，有 助于提高点焊性。这里，马氏体的板条块尺寸是与板条块的长度方向垂直的方向上的长度(宽度)。 之所以将马氏体板条块尺寸规定为0. 9 μ m以下，是因为通过将其尺寸规定为0. 9 μ m以下 可使马氏体高强度化的效果显著。由此得出，最好将其尺寸规定为0.9μπι以下。如果马氏 体板条块尺寸超过0. 9 μ m，则不能得到使马氏体组织硬质化带来的高强度化的效果，因此 必须增加C添加量，使得点焊性及扩孔性劣化，因而是不优选的。优选为0. 7 μ m以下，更优 选为0. 5μπι以下。接着，重要的是将钢板组织的主相即铁素体形成多边形铁素体，且将其晶体粒径 控制在4μπι以下。这是为了通过强化铁素体，使得确保强度所需的马氏体体积分数降低， 能够降低C添加量，同时，还将扩孔成形时的成为微观空隙形成点的铁素体/马氏体界面的 比例降低。之所以将主相即多边形铁素体的晶体粒径规定为4μπι以下，是为了一面将C添 加量抑制在0. 095质量％以下，一面确保880MPa以上的最大抗拉强度、以及扩孔性和焊接 性。此效果在铁素体的晶体粒径为4μ m以下时变得显著，因而规定为4μ m以下，更优选为3μπι以下。另一方面，在形成晶体粒径低于0.6μπι的极端细粒时，不仅经济负担大，而且导 致均勻延伸率或η值的减小，凸肚成形性或延性降低，因此是不优选的。由此认为，最好将 晶体粒径规定为0. 6 μ m以上。在本发明中，所谓多边形铁素体，指的是晶粒的纵横尺寸比(=轧制方向的铁素 体晶体粒径/板厚方向的铁素体晶体粒径)为2. 5以下的铁素体晶粒。从与轧制方向垂直 的方向进行显微组织的观察，只要主相即铁素体的总体积分数中的70%以上为纵横尺寸比 2. 5以下，就规定主相为多边形铁素体。另一方面，将纵横尺寸比超过2. 5的铁素体规定为 伸长铁素体。将钢板组织主要设定为多边形铁素体是为了确保良好的延性。本钢板可通过对 热轧板进行冷轧、退火来制造，因此如果退火时的再结晶不充分，则在冷加工的原状的状态 下，向轧制方向伸长的铁素体残存。这些伸长铁素体大多包含许多位错，缺乏变形能力，容 易使延性劣化。因而，需要将钢板组织的主相规定为多边形铁素体。此外，即使是再结晶充 分进行的铁素体，如果伸长铁素体沿着同一方向排列，在拉伸变形或扩孔变形时在晶粒内 的一部分或与硬质组织相接的界面则容易招致变形的局部化。因此，促进微观空隙的形成 及连结，招致弯曲性、或扩孔性、伸长翻边性的劣化。由此认为，作为铁素体的形态，最好是 多边形的形态。这里，作为铁素体，有退火时形成的再结晶铁素体、或者在冷却过程中生成的相变 铁素体，但在本发明的冷轧钢板中，由于严格控制钢板成分和制造条件，因此如果是再结晶 铁素体就可通过向钢板中添加Ti来抑制其生长，如果是相变铁素体就可通过添加Cr或Mn 来抑制其生长。而且，由于在何种情况下都是微细的，粒径不超过4 μ m，因而也可以含有再 结晶铁素体及相变铁素体中的任一个。此外，即使是含有较多位错的铁素体，在本发明的冷 轧钢板中，通过严格控制钢板成分、热轧条件以及退火条件，也能使其微细化，不会带来延 性劣化，因此只要其体积分数低于30%，也可以存在。再有，在本发明中，作为铁素体，优选不含有贝氏体型铁素体。贝氏体型铁素体因 含有较多位错而导致延性。由此认为，铁素体的形态最好是多边形的。接着，将硬质组织设定为马氏体组织是为了一面抑制C添加量，一面确保880MPa 以上的最大抗拉强度。一般，贝氏体或回火马氏体与刚生成的马氏体相比是软质的。此结 果是，如果将硬质组织形成为贝氏体或回火马氏体，则强度大大降低，因此需要通过增加C 添加量来增加硬质组织体积分数，确保强度。此结果是，招致焊接性的劣化，因此是不优选 的。但是，只要含有板条块尺寸在0.9μπι以下的马氏体作为硬质组织，也可以含有体积分 数低于20%的贝氏体组织。此外，只要是不使强度降低的范围，也可以含有渗碳体或珠光体 的组织。此外，在考虑将最大抗拉强度规定为880MPa以上时，含有这些硬质组织是不可缺 的，钢板的C含量在不使焊接性劣化的范围即不超过0. 095%的范围，且含有硬质组织是必 要的。马氏体的形态最好形成多边形的形态。如果向轧制方向伸长或呈现针状的形态， 则招致不均勻的应力集中或变形，促进微观空隙的形成，导致扩孔性的劣化。由此认为，作 为硬质组织的聚集(colony)的形态，最好是多边形的形态。
作为钢板组织，有必要将主相规定为铁素体。这是为了通过将富于延性的铁素体 作为主相，来使延性和扩孔性两立。如果铁素体体积分数低于50%，则延性大幅度下降。由 此认为，有必要将铁素体体积分数规定为50%以上。另一方面，如果体积分数超过90%，则 难以确保880MPa以上的最大抗拉强度，因此将上限规定为90%。为得到特别优良的延性和 扩孔性的平衡，优选规定为55 85%，更优选规定为60 80%。另一方面，基于与上述相同的理由，有必要将硬质组织的体积分数规定为低于 50%。优选为15 45%，更优选为20 40%。此外，在马氏体内部含有渗碳体是不优选的。马氏体中的渗碳体析出招致马氏体 中的固溶C的降低，从而导致强度下降。由此认为，在马氏体内部含有渗碳体是不优选的。另一方面，也可以在马氏体的板条间，与马氏体相邻地或在铁素体内部含有残留 奥氏体。因为如果残留奥氏体也接受变形，则相变成马氏体，有助于高强度化。但是，残留奥氏体在其内部含有大量的C，因此过剩量的残留奥氏体的存在招致马 氏体体积分数的降低。因此认为，最好将残留奥氏体体积分数的上限规定为3%。但是，在本发明中，将在低于Acl的温度区进行了退火时的铁素体及未熔化渗碳 体的混合组织作为铁素体单相组织处理。这是因钢板组织不含珠光体、贝氏体、马氏体而不 能得到利用这些组织的组织强化，因此作为铁素体单相组织分类。所以，该组织不是本发明 的冷轧钢板的显微组织。上述显微组织的各相、铁素体、珠光体、渗碳体、马氏体、贝氏体、奥氏体及残部 组织的鉴定、存在位置的观察及面积率的测定可以采用光学显微镜、扫描式电子显微镜 (SEM)、透射式电子显微镜(TEM)中的任何一种。在本研究中，采用硝酸乙醇腐蚀液(nital) 试剂或日本特开昭59-219473号公报中公开的试剂，对沿着钢板的轧制方向的断面或沿着 与轧制方向直交的方向的断面进行腐蚀，可通过1000倍的光学显微镜观察、以及1000 100000倍的扫描式及透射式电子显微镜进行定量化。再有，在本发明中，采用2000倍的扫 描式电子显微镜观察，测定各20个视野，利用点计数法测定体积分数。在马氏体板条块尺寸的测定中，进行采用FE-SEM EBSP法的组织观察、晶体方位的 鉴定，测定板条块尺寸。但是，本发明的钢板与以往钢相比，马氏体板条块尺寸相当小，在利 用FE-SEM EBSP法的组织解析中，有必要使分级尺寸充分减小。在本发明中，按分级尺寸为 50nm进行扫描，进行各个马氏体的组织解析，鉴定了板条块尺寸。将马氏体中的Cr含量规定为多边形铁素体中的Cr含量的1. 1 1.5倍的量，是 为了通过在马氏体、或相变成马氏体之前的奥氏体中使Cr浓化，来完成利用马氏体板条块 的微细化进行的强度确保和通过抑制焊接时的软化而形成的焊接接头强度的提高。在热轧 过程中或冷却退火后的加热中在渗碳体中浓化的Cr妨碍渗碳体的粗大化，因此有助于马 氏体板条块尺寸的微细化和利用其确保强度。但是，退火时由于渗碳体向奥氏体相变，所以 渗碳体中所含的Cr被移交给奥氏体中。另外，该奥氏体在退火后的冷却过程中相变为马氏 体。由此认为，有必要将马氏体中的Cr含量规定为多边形铁素体中的Cr含量的1. 1 1. 5 倍。此外，马氏体中浓化的Cr还有助于抑制焊接部的软化，增加焊接接头的强度。通 常，如果进行点焊、电弧焊、激光焊，则焊接部被加热，尽管熔化部因被急速冷却而成为马氏 体主体的组织，但其周围(热影响部)因被加热到高温而接受回火处理。其结果是，马氏体被回火，大幅度软化。另一方面，如果大量添加用于形成Cr的合金碳化物(Cr23C6)这样 的合金碳化物的元素，则在热处理时这些碳化物析出，可抑制软化。这样，通过在马氏体中 使Cr浓化，就难以产生焊接部的软化，焊接接头的强度更加提高。但是，如果将Cr均勻地 添加到钢中的话，则合金碳化物的析出需要长时间，或者抑制软化的效果低，所以在本发明 中，为了更加改善焊接部软化的效果，通过对热轧及退火加热阶段的Cr进行向特定部位的 浓化处理，即使是焊接这样的短时间热处理，也可以提高抑制软化的效果和由此增加焊接 接头强度的效果。再有，马氏体及多边形铁素体中的Cr含量可用EPMA、CMA以1000 10000倍的倍 率来测定。但是，由于本发明钢中所含的马氏体的晶体粒径在4μπι以下，相当小，所以为了 测定其内部的Cr浓度，有必要尽量减小电子束的点径，在本研究中，采用ΕΡΜΑ，以3000倍的 倍率，在点径为0. Iym的条件下进行了分析。在本发明中，优选马氏体和铁素体的硬度比(马氏体的硬度/多边形铁素体的硬 度)在3以上。这是为了通过与铁素体相比大幅度提高马氏体的硬度，从而用少量的马氏 体确保880MPa以上的最大抗拉强度。此结果是，可谋求提高焊接性、提高扩孔性。另一方面，具有板条块尺寸大的马氏体的钢板的马氏体和铁素体的硬度比在2. 5 左右，与具有微细的板条块的本发明钢相比较小。此结果是，在普通的钢中，马氏体体积分 数增加，扩孔性降低。或者，为使马氏体体积分数增加而需要添加大量的C，所以焊接性劣 化。再有，关于马氏体及多边形铁素体的硬度，无论采用利用动态硬度计的压凹深度 测定法、纳米硬度试验压头与SEM组合而成的压痕尺寸测定法中哪种方法都可进行硬度测定。在本研究中，采用具有Berkovich式的三角锥压头的动态微小硬度计，用压凹深 度测定法测定硬度。作为预备实验，用多种载荷进行了硬度测定，调查了硬度、压痕尺寸、抗 拉特性以及扩孔性的关系，用压凹载荷为0.2g重进行了测定。之所以采用压凹深度测定 法，是因为在存在于本钢中的马氏体尺寸非常小为3μπι以下，采用通常的维氏试验机测定 硬度时，与马氏体尺寸相比，压痕尺寸大，因而难以只对微细的马氏体进行硬度测定。或者， 因压痕尺寸过小而难以利用显微镜进行准确的尺寸测定。在击打了 1000点压痕、求出硬度 分布后，进行傅里叶变换，算出各个组织的平均硬度，算出与铁素体对应的硬度(DHTF)、和 相当于马氏体的硬度(DHTM)的比DHTM/DHTF。再有，组织中含有的贝氏体组织与马氏体组织相比较软，因而难以成为决定最大 抗拉强度或扩孔性的主要因素。因此，在本发明中，只评价了最软质的铁素体和最硬质的马 氏体的硬度差。无论贝氏体组织的硬度如何，只要相对于铁素体的马氏体的硬度比在规定 的范围，就可得到本发明的效果即优良的扩孔性和成形性。在本发明的冷轧钢板中，抗拉强度(TS)在880MPa以上。如果低于此强度，虽然将 钢板中的C添加量规定为0. 1质量％以下，但还能确保强度，不会使点焊性劣化。但是，在 按后述的规定的含量含有本发明条件的各元素、且显微组织满足规定条件时，可得到抗拉 强度(TS)在880MPa以上、而且延性、凸肚成形性、扩孔性、弯曲性、伸长翻边性及焊接性平 衡良好的优良钢板。接着，对本发明的钢板成分的限定理由进行论述。
再有，在以下的说明中，只要不特别说明，各成分的％都为质量％。本发明的钢板组织首先是通过复合添加(、(>、51^11、11、8，且将热轧及退火的条 件控制在规定的条件来首次完成的。此外，由于这些元素的作用不同，因此有必要全部复合 添加这些元素。(C :0· 05% 以上 0.095% 以下)C是在进行采用马氏体的组织强化时必须的元素。在C低于0. 05%时，确保880MPa以上的抗拉强度所需的马氏体体积分数难以保 证，因此将下限值规定为0. 05%。另一方面，将C含量规定为0. 095%以下的理由是因为， 如果C超过0. 095%，则以剪切拉伸试验和十字拉伸试验的接头强度的比表示的延性比的 降低显著。由此认为，有必要将C含量规定为0. 05 0. 095%的范围。(Cr :0· 15% 以上 2.0% 以下)Cr除了是强化元素以外，通过热轧板的组织控制，即使在制品即冷轧板的组织中 也使马氏体的板条块尺寸大幅度降低，因此在本发明中是非常重要的元素。具体而言，在 热轧阶段以TiC或TiN为核使Cr碳化物析出。然后，即使渗碳体析出，在冷轧后的退火中 Cr也向渗碳体浓化。这些含Cr的碳化物与不含Cr的普通铁基的碳化物(渗碳体)相比， 在热方面是稳定的。此结果是，在随后进行的冷轧-退火时的加热中可抑制碳化物的粗大 化。此结果是，在退火中的Acl相变点正下方，与普通钢相比，可存在数量较多的微细碳化 物。如果将含有这些微细碳化物的钢板加热至Acl相变点以上，则碳化物开始向奥氏体相 变。碳化物越微细奥氏体越微细化，而且由于碰上以微细碳化物为核而形成的奥氏体，因此 存在以多个碳化物为核而生成的块状的奥氏体。这些块状的奥氏体虽然表观上是一个奥氏 体，但也是具有不同方位的个别的奥氏体，因此形成于其内部的马氏体也具有不同的方位。 此外，由于奥氏体彼此相邻，因此当在奥氏体中产生马氏体相变时，相邻的奥氏体也接受变 形。在该变形时导入的位错诱导形成具有不同方位的马氏体，因而带来板条块尺寸的进一 步的微细化。另一方面，在以往的钢板中，即使使存在于热轧板中的渗碳体微细分散，但由于其 后进行冷轧-退火，因此在退火的加热中渗碳体粗大化。此结果是，通过渗碳体相变而形成 的奥氏体也变得粗大。进而，粗大的奥氏体多在铁素体晶粒内或晶界上孤立地存在(与其 它奥氏体晶界相接的比例小)，不能期待由在其它奥氏体中相变的马氏体来形成具有不同 方位的马氏体板条。此结果是，不能使马氏体微细化，根据情况，成为由单一的板条块组成 的马氏体。由此认为有必要添加Cr。另一方面，虽然Nb或Ti的碳化物热稳定性优良，但是由于即使在连续退火或连续 热浸镀锌中的退火中也不熔化，因此难以有助于奥氏体的微细化。此外，添加Cr还有助于铁素体的微细化。也就是说，在退火时，从冷轧加工原状的 铁素体中形成新的铁素体(再结晶铁素体)，通过其生长，再结晶进展。但是，存在于钢中的 奥氏体使铁素体的生长停止，因此微细分散的奥氏体钉扎铁素体，有助于微细化。因此，添 加Cr还有助于屈服强度或最大抗拉强度的增加。但是，即使是这些析出物，在连续退火或连续热浸镀锌中的退火时的最高到达温 度Acl以上也熔化，向奥氏体相变，所以在冷轧钢板、热浸镀锌钢板、或合金化热浸镀锌钢板中，虽然作为奥氏体中的Cr浓度的增加是可观察的，但是大多不能观察到Cr的碳化物或 含有较多Cr的渗碳体。以上的添加Cr的效果在Cr添加量为0. 15%以上时变得显著，因而将其下限值规 定为0. 15%。另一方面，Cr与Fe相比是容易氧化的元素，因此大量的添加招致在钢板表面 形成氧化物，阻碍镀覆性或形成处理性，或者在进行闪光对焊、电弧焊、激光焊时，在焊接部 形成大量的氧化物，使焊接部的强度降低，因此是不优选的。如果Cr添加量超过2. 0%，此 问题变得严重，因此将其上限值规定为2. 0%。优选为0. 2 1. 6%，更优选为0. 3 1. 2%。(Si :0· 3% 以上 2.0% 以下)Si除了是强化元素以外，由于不固溶于渗碳体中，因此Si具有抑制渗碳体的核生 成的效果。也就是说，因抑制马氏体中的渗碳体的析出而有助于马氏体的高强度化。如果 Si的添加低于0.3%，则不能期待利用固溶强化的强化，或者不能抑制马氏体中的渗碳体 的形成，因此有必要添加0.3%以上的Si。另一方面，如果Si的添加超过2.0%，则使残留 奥氏体过度增加，使冲裁或切断后的扩孔性或伸长翻边性劣化。由此认为，有必要将Si的 上限规定为2.0%。进而，Si容易氧化，普通薄钢板的制造生产线的连续退火线或连续热浸镀锌线的 气氛大多对于Fe是还原气氛，但对于Si多是氧化气氛，容易在钢板表面形成氧化物。此 外，Si的氧化物与热浸镀锌的润湿性差，因此成为镀不上的原因。因而，在热浸镀锌钢板的 制造中，最好控制炉内的氧电位，抑制在钢板表面上形成Si氧化物。(Mn :1· 7% 以上 2. 6% 以下)Mn是固溶强化元素，同时也能抑制奥氏体向珠光体相变。因此Mn是非常重要的元 素。进而，有助于对退火后的铁素体的生长进行抑制，因而还有助于铁素体的细粒化，所以 是重要的。如果Mn低于1. 7%，则不能抑制珠光体相变，不能确保体积分数为10%以上的马 氏体，不能确保880MPa以上的抗拉强度。因而，将Mn的下限值规定为1.7%以上。另一方 面，如果大量添加Mn，则助长与P、S的共偏析，招致加工性的显著劣化。如果Mn的添加量 超过2. 6%，此问题变得严重，因此将其上限规定为2. 6%。(B :0· 0003% 以上 0.01% 以下)B可抑制退火后的铁素体相变，因而是特别重要的元素。此外，在热轧中，还可对 精轧后的冷却过程中的粗大的铁素体的形成进行抑制，能够使铁基碳化物(渗碳体或珠光 体组织)微细均勻地分散。在B添加量低于0.0003%时，不能使铁基碳化物微细均勻地分 散。此结果是，即使添加Cr，也不能充分进行渗碳体的粗大化的抑制，因而产生强度下降或 扩孔性下降，因此是不优选的。由此认为，有必要将B添加量规定为0.0003%以上。另一方 面，如果B添加量超过0. 010%，不仅其效果饱和，而且还使热轧时的制造性降低，因此将其 上限规定为0.010%。(Ti :0· 005% 以上 0. 14% 以下)Ti有助于由再结晶延迟而导致的铁素体细粒化，因此有必要添加。 此外，通过与B复合添加，带来退火后的B的铁素体相变延迟的效果和由此形成的 微细化的效果，因此是非常重要的元素。具体而言，已知B的铁素体相变延迟的效果通过固 溶状态的B来给出。由此认为，重要的是在热轧阶段不使B作为B的氮化物(BN)析出。由此得出，有必要添加与B相比更强的氮化物形成元素即Ti，抑制BN的形成。通过复合添加 Ti和B，可助长B的铁素体相变延迟效果。此外，Ti通过析出物强化、或由抑制铁素体晶粒 生长带来的细粒强化，有助于钢板强度的提高，因此也是重要的元素。如果Ti的添加量低 于0. 005%，则得不到这些效果，因而将其下限值规定为0. 005%。另一方面，如果Ti的添 加量超过0. 14%，则使铁素体的再结晶过于延迟，向轧制方向伸长的未再结晶铁素体残存， 招致扩孔性的大幅度劣化。因此，将其上限规定为0. 14%。(P :0· 03% 以下)P有向钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接部脆化。如果P超过0. 03%，则焊接 部的脆化显著，因此将其适当的范围限定在0. 03%以下。P的下限值没有特别限定，但低于0. 001%在经济上是不利的，因此优选将此值作 为下限值。(S :0· 01% 以下)S如果超过0. 01%，则对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性产生不良影响，因 此将其适当的范围规定在0.01%以下。S的下限值没有特别限定，但低于0.0001%在经济 上是不利的，因此优选将此值作为下限值。此外，S与Mn结合，进而形成粗大的MnS，因而使 扩孔性劣化。由此认为，为了提高扩孔性，有必要尽量减少。(Al :0· 10% 以下)Al促进铁素体形成，且提高延性，因此也可以添加。此外，也可作为脱氧材料应用。 但是，过剩的添加使Al系的粗大夹杂物的个数增大，成为扩孔性的劣化或成为表面损伤的 原因。如果Al添加量超过0. 1%，此问题变得严重，因此将其上限规定为0. 1%。Al的下限 值没有特别的限定，但将Al规定为0. 0005%以下是困难的，所以此值为实质上的下限。(N:低于 0.005%)N形成粗大的氮化物，使弯曲性或扩孔性劣化，因此有必要抑制其添加量。具体而 言，在N为0. 005%以上时此倾向显著，因此将N的适当范围规定为低于0. 005%。另外，成 为焊接时发生气孔的原因，因此最好减少。此外，与Ti的添加量相比，在N含量极端高时形 成BN，因而降低B的添加效果，所以N最好尽量少。不特别限定N的下限值也可发挥本发明 的效果，但在将N规定为低于0. 0005%时，招致制造成本的大幅度增加，因此这为实质上的 下限。(0 :0· 0005% 以上 0. 005% 以下)0形成氧化物，使弯曲性或扩孔性劣化，因此有必要抑制其添加量。特别是，氧多作 为夹杂物存在，如果存在于冲裁端面或切断面，则在端面形成缺口状的伤痕或粗大的微凹。 因此，在扩孔时或强加工时招致应力集中，成为裂纹形成的起点，带来扩孔性或弯曲性的大 幅度劣化。具体而言，如果O超过0. 005%则此倾向显著，因此将0的上限规定为0. 005%。 另一方面，使0低于0. 0005%招致成本过高，在经济上是不优选的，因此将0的下限规定为 0. 0005%。但是，即使将0规定为低于0. 0005%，也可发挥本发明的效果。本发明的冷轧钢板含有以上元素作为必需成分，含有铁及不可避免的杂质作为剩 余部分(残部)。本发明的冷轧钢板优选不添加Nb或Mo。Nb或Mo使铁素体的再结晶显著延迟，因 此在钢板中容易残留未再结晶铁素体。未再结晶铁素体为加工原状的组织，缺乏延性，导致延性劣化，因此是不优选的。此外，未再结晶铁素体是热轧中形成的铁素体通过轧制被延 长的，因此具有向轧制方向伸长的形状。此外，如果再结晶的延迟变得显著，则向轧制方向 伸长的未再结晶铁素体的体积分数增加，恰好呈现如未再结晶铁素体连结而成的带状的组
幺口图2是具有带状组织的钢板的光学显微镜照片。由于呈现向轧制方向延伸的层状 组织，因此在扩孔加工这样的伴随着裂纹发生和裂纹扩展的试验中，裂纹沿着层状组织扩 展。因此特性劣化。也就是说，这样的向单方向延伸的不均勻的组织容易在其界面招致应 力集中，促进扩孔试验时的裂纹的传播，因此是不优选的。由此认为，最好不添加Nb或Mo。V与Ti同样，有助于铁素体微细化，因此也可以添加。V与Nb相比，再结晶延迟效 果小，难以残留未再结晶铁素体。由此，可将扩孔性及延性的劣化抑制在最低水平，并可进 行高强度化。(V :0· 01% 以上 0. 14% 以下)V通过析出物强化、或由抑制铁素体晶粒生长而带来的细粒强化，有助于提高钢板 强度或提高扩孔性，因此是重要的。在V的添加量低于0.01%时得不到此效果，因而将其下 限值规定为0.01%。另一方面，如果V添加量超过0. 14%，则碳氮化物的析出增多，成形性 劣化，因此将其上限值规定为0. 14%。Ni、Cu、W与Mn同样，使退火后继续进行的冷却过程中的铁素体相变延迟，因此也 可以添加其中的至少1种或2种以上。Ni、Cu、W的优选的含量如后述分别低于0. 05%，但 更优选Ni、Cu、W的含量的合计低于0.3%。这些元素在表层浓化，成为表面缺陷的原因，或 者阻碍Cr向奥氏体的浓化，因此最好将添加量抑制在最小限度。(Ni:低于 0.05%)Ni是强化元素，同时使退火后继续进行的冷却过程中的铁素体相变延迟，有助于 铁素体的细粒化，因此也可以添加。但是，在Ni添加量在0.05%以上时，有阻碍Cr向奥氏 体的浓化的可能性，因此将上限规定为低于0. 05%。(Cu:低于 0.05%)Cu是强化元素，同时使退火后继续进行的冷却过程中的铁素体相变延迟，有助于 铁素体的细粒化，因此也可以添加。但是，在Cu添加量在0.05%以上时，有阻碍Cr向奥氏 体的浓化的可能性，因此将上限规定为低于0. 05%。此外还成为表面缺陷的原因，因此优选 将添加量的上限规定为低于0. 05%。(W:低于 0.05%)W是强化元素，同时使退火后继续进行的冷却过程中的铁素体相变延迟，有助于铁 素体的细粒化，因此也可以添加。此外，铁素体再结晶也延迟，因此有助于通过降低铁素体 粒径而带来的细粒强化或扩孔性的提高。但是，在W添加量在0.05%以上时，有阻碍Cr向 奥氏体的浓化的可能性，因此将上限规定为低于0. 05%。接着，对本发明的钢板的制造条件的限定理由进行论述。如上所述，本发明的钢板的特性可通过将晶体粒径为4μπι以下的铁素体作为主 相，将硬质组织即马氏体的板条块尺寸设定在0. 9 μ m以下，及将马氏体中的Cr含量控制在 多边形铁素体中的Cr含量的1. 1 1. 5倍的量来实现。为得到这样的钢板组织，有必要严 格控制热轧板组织、冷轧及退火条件。
具体而言，首先通过热轧使除铁素体以外的渗碳体或Cr的合金碳化物(Cr23C6)微 细地析出。该渗碳体在低温下生成，但具有Cr容易浓化的性质。而且，在热轧后的退火时 的升温中，渗碳体通过分解而生成奥氏体。此时渗碳体中的Cr在奥氏体中浓化。这样在奥 氏体中使Cr浓化。由于奥氏体向马氏体相变，因此可利用上述方法制造具有Cr浓化的马 氏体的冷轧钢板。特别是在热轧中的渗碳体或Cr的合金碳化物的生成与Ti的析出物有关，含有Ti 的析出物变得重要。通过在粗轧后将粗轧板在950 1080°C的温度区保温6秒以上，生成 Ti的析出物，容易析出微细的渗碳体。此外，在退火工序中，通过以7°C /秒以下的升温速度将冷轧板缓慢升温，可使更 多的渗碳体析出。通过以上方法，除铁素体以外使渗碳体微细地析出。一般，铁素体或奥氏体中的Cr的扩散相当慢，需要长时间，因此认为在奥氏体中 难使Cr浓化。可是，通过上述方法可使Cr在奥氏体中浓化，其结果是，可制造具有Cr浓化 了的马氏体的冷轧钢板。以下对各工序进行详细说明。只要供于热轧的板坯具有上述本发明冷轧钢板的化学成分就不特别限定。也就是 说，只要是用连续铸造板坯或薄板坯铸造机等制造的就可以。此外，也可以采用铸造后立即 进行热轧的连续铸造-直接轧制(CC-DR)这样的工艺。首先，直接将板坯加热至1200°C以上，或在一度冷却后将板坯加热至1200°C以上。为了使铸造时析出的粗大的Ti的碳氮化物再熔化，有必要使板坯的加热温度在 1200°C以上。不特别限定板坯的加热温度的上限也可发挥本发明的效果，但使加热温度过 高，在经济上是不优选的，因此最好将加热温度的上限规定为低于1300°C。接着，对被加热的板坯，在压下率合计为70%以上的条件下实施热轧(粗轧)，形 成粗轧板。然后，使粗轧板在950 1080°C的温度范围滞留6秒钟以上。通过该70%以上 的压下(热轧)和接着进行的在950 1080°C的温度范围的滞留，能够使TiC、TiCN、TiCS 等碳氮化物等微细析出，能够使精轧后的奥氏体粒径均勻地减小。再有，压下率的计算可通 过用轧制结束后(轧去)的板厚除以轧制前的板厚并乘以100%来进行。将压下率规定为70%以上，是为了通过导入大量的位错使Ti的碳氮化物的析出 点增加，促进析出。如果压下率低于70%，则得不到显著的促进析出物的效果，奥氏体粒径 也不能达到均勻微细。其结果是，不能使冷轧退火后的铁素体粒径微细化，扩孔性降低，因 此是不优选的。虽然上限没有特别的限定，但从生产性及设备制约的观点来看规定为超过 90%是困难的，因此90%为实质上的上限。轧制后的保温必须在950°C以上且1080°C以下。本发明者等进行了锐意研究，结 果发现精轧前的Ti的碳氮化物析出行为与扩孔性具有较大的关系。也就是说，这些碳氮 化物的析出在1000°c附近最快，随着远离此温度在奥氏体区的析出减慢。也就是说，在超 过1080°c的温度下碳氮化物形成需要长时间，因而不进行奥氏体的微细化，也不带来扩孔 性的提高，因此是不优选的。在低于950°C时，碳氮化物形成需要长时间，因此不能减小再结 晶奥氏体晶粒，难得到提高扩孔性的效果。因而，在950 1080°C下进行精轧前的保温。
再有，如本发明钢在冷轧退火后进行880MPa以上的强度确保的钢板大量含有Ti、 B，且Si、Mn或C的添加量也高，因此热轧中的精轧载荷增高，对轧制的负荷大。因此，大多 通过提高精轧入口侧温度来降低轧制载荷，或通过降低压下率来降低轧制载荷，进行压下 (热轧)。其结果是，热轧时的制造条件在本发明的范围以外，难得到添加Ti的效果。这样 的精轧温度的增加或轧制率的降低还使得从奥氏体相变的热轧板组织不均勻。其结果是， 带来扩孔性或弯曲性的劣化，因此是不优选的。接着，在压下率合计为85%以上、精轧温度为820 950°C的条件下，对粗轧板实 施热轧(精轧)，形成热轧板。从使组织微细化、均勻化的观点来决定该压下率和温度，也 就是说，在压下率低于85%的轧制中，使组织充分地微细化是困难的。此外，在压下率超过 98%的轧制中，对设备负担过大，因而优选将98%作为上限，更优选的压下率为90 94%。如果精轧温度低于820°C，则有时一部分成为铁素体区轧制，板厚控制变得困难， 或对制品材质产生不良影响，因此将820°C作为下限。另一方面，如果超过950°C，则谋求 组织微细化变得困难，因此将950°C作为上限。此外，精轧温度的更优选的范围为860 920 "C。在精轧后，进行水冷或空冷，有必要在400 630°C的温度范围进行卷取。这是 为了形成铁基碳化物在组织中均勻分散的热轧板，在冷轧-退火后提高扩孔性或弯曲性。 在该冷却中或卷取处理后，以Ti析出物为核析出Cr23C6以及渗碳体。如果卷取温度超过 6300C，则钢板组织成为铁素体及珠光体组织，不能使碳化物均勻分散，退火后的组织变得 不均勻，因此是不优选的。另一方面，如果卷取温度低于400°C，则Cr23C6的析出变得困难， 因而不能在奥氏体中使Cr浓化，本发明的效果即高强度化和焊接性、扩孔性的两立变得困 难，因此是不优选的。此外，热轧板强度过度提高使冷轧变得困难，因此是不优选的。再有，也可以在热轧时使粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。此外，也可以一度卷 取粗轧板。对如此制造的热轧钢板进行酸洗。通过酸洗可除去钢板表面上的氧化物，因此对 于最终制品的冷轧高强度钢板的化成性、及热浸镀锌钢板用或合金化热浸镀锌钢板用的冷 轧钢板的热浸镀性的提高是重要的。此外，可以进行一次酸洗，也可以分多次进行酸洗。以40 70%的压下率对酸洗过的热轧钢板进行冷轧，形成冷轧板。然后使冷轧板 通过连续退火线或连续热浸镀锌线。在压下率低于40%时，难以保持形状平坦。此外，最终 制品的延性变差，因而将40%作为下限。另一方面，如果压下率超过70%，则冷轧载荷过于 增大，冷轧变得困难，因而将70%作为下限。更优选的范围是45 65%。对于轧制道次的 次数、每一道次的压下率不特别规定，也能发挥本发明的效果。接着，将冷轧板通过连续退火设备。首先在低于550°C的温度时，以7V /秒以下 的加热速度(升温速度)对冷轧板进行升温。此时，在通过冷加工导入的位错上使渗碳体 进一步析出，同时进行Cr向渗碳体中的进一步浓化。由此可促进Cr向奥氏体的浓化，并可 实现本发明的效果即强度和点焊性、扩孔性的两立。在加热速度超过7°C /秒时，不能谋求 促进渗碳体析出或Cr向渗碳体中的进一步浓化，没有发挥本发明的效果。此外，如果加热 速度低于0. 1°C /秒，则生产性极端降低，因此是不优选的。然后，将冷轧板在550°C以上且Acl相变点温度以下的温度下保温25 500秒钟。 由此，以Cr23C6的析出物为核使渗碳体进一步析出。此外，能够在析出的渗碳体中使Cr浓化。Cr向渗碳体的浓化可通过冷轧时产生的位错来促进。在保温温度高于Acl相变点时， 冷轧时产生的位错的回复(消失)显著，因此Cr的浓化减慢。此外由于渗碳体不析出，所 以有必要在550°C以上且Acl相变点温度以下的温度下将冷轧板保温25 500秒钟。此 外，在保温温度低于550°C时，Cr的扩散慢，Cr向渗碳体的浓化需要长时间，因而难以发挥 本发明的效果。因此，将保温温度规定为550°C以上且Acl相变点温度以下。此外，在保温 时间低于25秒时，Cr向渗碳体的浓化不充分。在保温时间高于500秒时，过于稳定化，退 火时的熔化需要长时间，因而生产性变差。此外，所谓保温，不是指单纯的等温保温，而是指 在缓慢加热这样的温度区的滞留时间。这里，所谓Acl相变点温度，是可通过下式算出的温度。Acl = 723-10. 7X % Mn-16. 9X % Ni+29. IX % Si+16. 9X % Cr(式中的％ Mn、% Ni、% Si及％ Cr表示各元素Mn、Ni、Si、Cr在钢中的含量(质 量％)。)接着，在750 860°C下对冷轧板实施退火。通过将退火温度规定为比Acl相变点 高的温度，可从渗碳体相变到奥氏体，在奥氏体中以使Cr残存的原状使其浓化。在该退火工序中，以微细析出的渗碳体为核生成奥氏体。奥氏体在后道工序中相 变成马氏体，因此在如本发明钢这样使微细的渗碳体高密度分散的钢中，马氏体也微细化。 另一方面，在普通钢中，在加热中渗碳体粗大化，因此通过从渗碳体的逆相变而产生的奥氏 体也粗大化。另一方面，如果抑制粗大化，各个由渗碳体产生的奥氏体接近地存在，因此表 观上虽然像一块，但本质不同(方位不同)，因而推断为板条块尺寸减小。此结果是，能够 非常高地控制马氏体的硬度，即使将C添加量抑制在0. 1%，也可确保880MPa以上的强度。 此结果是，可使强度和焊接性、扩孔性两立。此外，本发明钢由于不添加Nb，因而铁素体容易再结晶，形成多边形的铁素体。也 就是说，不存在未再结晶铁素体、或向轧制方向延伸的带状组织。其结果是，不会使扩孔性 劣化。这样，发明者等通过首次发现在渗碳体中Cr容易浓化，实现了与以往的常识相反 的钢板的制造。之所以将退火时的最高加热温度规定为750 860°C的范围，是因为在低于750°C 时，不能使热轧时形成的碳化物充分熔化，不能确保用于确保880MPa以上的强度所需的硬 质组织分率。此外，未熔化的碳化物不能使再结晶铁素体的生长停止，因而铁素体也粗大， 并且变成向轧制方向伸长的铁素体，招致扩孔性或弯曲性的大幅度下降，因此是不优选的。 另一方面，最高到达温度超过860°C这样的过度的高温下的退火不仅经济上是不优选的，而 且退火时的奥氏体体积分数过于增大，不能使主相的铁素体的体积分数在50%以上，因而 延性劣化。由此认为，有必要将退火时的最高到达温度规定在750 860°C的范围。优选的 范围为780 840°C。如果退火的保温时间过短，则未熔化碳化物残存的可能性高，奥氏体体积分数减 少，因此优选规定为10秒以上。另一方面，如果保温时间过长，则晶粒粗大化的可能性高， 强度及扩孔性降低，因此优选将其上限规定为1000秒。接着，有必要以12°C /秒以下的冷却速度将退火过的冷轧板从退火温度冷却到 620°C。在本发明中，为了避免由马氏体回火造成的强度下降、和由为了对其进行补偿来增加C添加量而造成的点焊性劣化，有必要使马氏体相变点开始温度(Ms点)尽量降低。因 此，在退火后不进行镀覆的情况下，由于在奥氏体中使C浓化、稳定化，因此有必要以12°C / 秒以下的冷却速度从退火温度冷却到620°C。但是，冷却速度的极端降低使铁素体体积分数 过度增大，即使使马氏体硬质化，也难以确保880MPa以上的强度，因此是不优选的。此外， 由于奥氏体向珠光体相变，因而不能确保用于确保强度所需的马氏体体积分数。由此认为， 有必要将冷却速度的下限值规定为1°C /秒以上。优选为1 10°C /秒的范围，更优选为 2 8°C /秒的范围。之所以将接着的在620 570°C的温度范围的冷却的冷却速度规定为1°C /秒以 上，是为了抑制冷却过程中的铁素体或珠光体相变。即使为抑制铁素体生长而大量添加Mn 或Cr、为抑制新的铁素体的核生成而添加B，也不能完全抑制其形成，有时在冷却过程中形 成。或者，如果是60(TC左右，发生珠光体相变，硬质组织体积分数大幅度减小。其结果是， 硬质组织体积分数过于减小，不能确保880MPa的最大抗拉强度。此外，由于铁素体粒径也 增大，所以扩孔性也劣化。因而，有必要以1°C/秒以上的冷却速度进行冷却。另一方面，即使提高冷却速度， 虽材质上没有哪些问题，但过度提高冷却速度招致制造成本上升，因而优选将上限规定为 200°C /秒。关于冷却方法，可以采用辊冷却、空冷、水冷及并用这些方法中的任一方法。接着，在250 100°C的温度区以5°C /秒以上的冷却速度进行冷却。之所以将 250 100°C的温度区的冷却速度规定为5°C /秒以上，是为了抑制马氏体的回火和伴随 其的软化。在马氏体的相变温度高时，即使不进行利用再加热的回火、或长时间的等温保 温，因马氏体中铁基碳化物析出，有时马氏体的硬度降低。之所以将温度区规定为250 100°C，是因为在超过250°C或低于100°C时难以发生马氏体相变、或马氏体中的铁基碳化 物的析出。此外，在冷却速度低于5°C时，马氏体的回火造成的强度下降变得显著，因此有必 要将冷却速度规定为5°C /秒以上。也可以对退火后的冷轧钢板实施光整冷轧。光整冷轧的压下率优选为0. 1 1.5%的范围。在压下率低于0. 时，效果低，控制也困难，因此0. 为下限。如果压下 率超过1.5%，则生产性显著下降，因而将其规定上限。光整冷轧可以在线进行，也可以离线 进行。此外，可以一次进行目标压下率的光整冷轧，也可以分几次进行。此外，也可以以提高退火后的冷轧钢板的化成性为目的进行酸洗处理或碱处理。 通过进行碱处理或酸洗处理，钢板的化成性提高，涂装性或耐蚀性也提高。在制造本发明的高强度镀锌钢板时，可取代上述的连续退火线而使冷轧板通过连 续热浸镀锌线。与通过连续退火线时相同，首先以7°C /秒以下的升温速度对冷轧板进行升温。 然后，将冷轧板在550°C以上且Acl相变点温度以下的温度下保温25 500秒。接着，在 750 860°C进行退火。基于与通过连续退火线时相同的理由，也将最高加热温度规定为750 860 V。之 所以将最高加热温度规定为750 860°C的范围，是因为在低于750°C时，不能使热轧时形 成的碳化物充分熔化，不能确保用于确保SOOMPa以上的强度所需的硬质组织分率。在低 于750°C的温度时，铁素体和碳化物(渗碳体)可共存，再结晶铁素体能够越过渗碳体地生 长。其结果是，在低于750°C的温度下退火时，铁素体也变得粗大，招致扩孔性或弯曲性的大幅度下降，因此是不优选的。此外，硬质组织的体积分数也下降，因此是不优选的。另一 方面，在最高到达温度超过860°C这样的过度高温下的退火，不仅经济上是不优选的，而且 退火时的奥氏体体积分数过于增大，不能使主相的铁素体的体积分数在50%以上，因而延 性劣化。由此认为，有必要将退火时的最高到达温度规定在750 860°C的范围。优选为 780 840°C的范围。基于与通过连续退火线时相同的理由，也优选将冷轧板通过热浸镀锌线时的退火 的保温时间规定为10秒以上。另一方面，如果保温时间过长，则晶粒粗大化的可能性增大， 强度及扩孔性降低。为了不产生这样的问题，优选将其上限规定为1000秒。接着，有必要以12°C /秒以下的冷却速度从退火时的最高加热温度冷却到620°C。 这是为了通过促进冷却过程中的铁素体形成，使C向奥氏体中浓化，由此使Ms点低于 300°C。特别是合金化热浸镀锌钢板在一度冷却后实施合金化处理，因此马氏体容易被回 火。由此认为，有必要通过充分降低Ms点来抑制合金化前的马氏体相变。一般，一面抑制 C添加量、一面确保880MPa以上的最大抗拉强度的高强度钢板大多含有大量的Mn或B，在 冷却过程中难产生铁素体，Ms点也高。此结果是，引起合金化处理前的马氏体相变开始和 合金化处理中的回火，容易产生软化。与此相对应，在以往钢中，如果在冷却过程中形成大 量的铁素体，则强度大幅度下降，因此难以通过增加铁素体体积分数来降低Ms点。此效果 在将冷却速度规定为12°C /秒以下时变得显著，因而有必要将冷却速度规定为12°C /秒以 下。另一方面，如果使冷却速度过度地降低，则马氏体体积分数过于降低，难以确保880MPa 以上的强度。此外，因奥氏体向珠光体相变而不能确保用于确保强度所需的马氏体体积分 数。由此认为，有必要将冷却速度的下限值规定为1°C /秒以上。接着，与通过连续退火线时同样地，在620 570°C的温度范围以1°C /秒以上的 冷却速度对退火过的冷轧钢板进行冷却。由此可抑制冷却过程中的铁素体或珠光体相变。接着，将退火过的冷轧板浸渍在镀锌液中。浸渍在镀液中的钢板的温度(镀液浸 渍板温度)优选为从(热浸镀锌镀液温度-40°C )到(热浸镀锌镀液温度+40°C )的温度 范围。更优选的是，将退火过的冷轧板冷在不冷却到Ms°C以下的情况下浸渍在镀锌液中。 这是为了避免由马氏体的回火造成的软化。进而，在镀液浸渍板温度低于(热浸镀锌镀液温度_40°C )时，镀液浸渍进入时的 吸热大，熔融锌的一部分凝固，有时使镀覆外观劣化。因此，将其下限规定为(热浸镀锌镀 液温度-40°C )。但是，即使浸渍前的板温度低于(热浸镀锌镀液温度-40°C )，也可以在镀 液浸渍前进行再加热，使板温度达到(热浸镀锌镀液温度-40°C )以上，再将其浸渍在镀液 中。此外，如果镀液浸渍板温度超过(热浸镀锌镀液温度+40°C )，则诱发伴随着镀液温度 上升的操作上的问题。此外，镀液中除了纯锌以外，也可以含有Fe、Al、Mg、Mn、Si、Cr等。而且，在将冷轧板浸渍在镀锌液后，在250 100°C的温度区以5°C /秒以上的冷 却速度进行冷却，再冷却到室温。由此能够抑制马氏体被回火。即使冷却到Ms点以下，在冷 却速度低时，也有时在冷却过程中在马氏体中析出碳化物。因而，将冷却速度规定为5°C / 秒以上。在冷却速度低于5°C /秒时，则在冷却过程中在马氏体中生成碳化物，从而软化，因 此难以确保880MPa以上的强度。在制造本发明的合金化热浸镀锌钢板的情况下，具有在上述的连续热浸镀锌线 中，在将冷轧板浸渍在镀锌液中后，进一步进行镀层的合金化的工序。在该合金化的工序中，对镀过锌的冷轧板在460°C以上的温度下实施合金化处理。如果合金化处理温度低于 4600C，则合金化的进展缓慢，生产性差。上限没有特别的限定，但如果超过620°C，则合金化 过于过度地进行，不能得到良好的粉化性。由此认为，优选将合金化处理温度规定为620°C 以下。特别是本发明的冷轧钢板，从组织控制的观点考虑，复合添加&、3111、11、8，500 620°C时的相变抑制效果非常好。由此认为，不必特别担心珠光体相变或碳化物析出，能够 稳定地得到本发明的效果，材质偏差小。此外，本发明的钢板在合金化处理前不含马氏体， 因此不必担心回火造成的软化。在合金化处理的热处理后，为了控制表面粗糙度、控制板材形状、或者抑制屈服点 延伸，优选进行光整冷轧。此时的光整冷轧的压下率优选为0. 1 1. 5%的范围。在光整冷 轧的压下率低于0. 时，效果小，也难以控制，因此将0. 作为下限。另一方面，如果光 整冷轧的压下率超过1. 5%，则生产性显著下降，因此将1. 5%作为上限。关于光整冷轧，可 以在线进行，也可以离线进行。此外，可以一次进行目标压下率的光整冷轧，也可以分几次 进行。此外，为了更加提高镀覆密合性，即使在退火前对钢板实施含有Ni、Cu、Co、Fe中 的任何1种或2种以上的镀覆，也不超出本发明。另外，关于镀覆前的退火，采用以下的方法所谓“在脱脂酸洗后，在非氧化气氛下 加热，在含有H2和N2的还原气氛下退火后，冷却到镀液温度左右，浸渍在镀液中”的森氏法、 所谓“调节退火时的气氛，最初在使钢板表面氧化后，然后通过还原进行镀前的清洁化，然 后浸渍在镀液中”的全还原炉方式、或所谓“在对钢板进行脱脂酸洗后，采用氯化铵等进行 熔剂处理，然后浸渍在镀液中”的熔剂法等，无论按哪种条件进行处理，都能发挥本发明的 效果。此外，不按照镀前退火的方法而通过将加热中的露点规定为-20°C以上，可有利地对 镀覆的润湿性或镀覆的合金化时的合金化反应发挥作用。再有，即使对本发明的冷轧钢板实施电镀，对钢板所具有的抗拉强度、延性及扩孔 性也没有任何损害。也就是说，本发明的冷轧钢板也适合作为电镀用原材料。即使进行有 机皮膜镀或上层镀覆，也可得到本发明的效果。本发明的钢板不仅焊接接头的强度优良，而且包含焊接部的原材料或部件的变形 能力也优良。一般，在通过使钢板组织细粒化来确保强度时，因点焊时给与的热使得熔化部 附近被加热，因此粒径增大，有时热影响部的强度下降显著。此结果是，在对包含软化了的 焊接部的钢板进行冲压成形时，变形集中在软化部，产生断裂，因此变形能力低。但是，本发 明的钢板由于含有较多为了在退火工序中控制铁素体粒径而添加的Ti、Cr、Mn、B等晶粒生 长抑制效果强的元素，因此在热影响部不产生铁素体的粗大化，难以产生软化。也就是说， 不仅点焊、激光焊、电弧焊的焊接部的接头强度优良，而且特制半成品材(tailored blank) 这样的包含焊接部的部件的冲压成形性(这里，意思是即使对包含焊接部的原材料进行成 形加工，在焊接部或热影响部也不发生断裂)也优良。此外，本发明的成形性和扩孔性优良的高强度高延性热浸镀锌钢板的原材料原则 上可经由通常的炼钢工序即精炼、炼钢、铸造、热轧、冷轧工序来制造，但即使是省略其一部 分或全部地制造的原材料，只要满足本发明的条件，就能得到本发明的效果。实施例以下，通过实施例使本发明的效果更清楚。再有，本发明并不限定于以下的实施例，也可以在不变更发明要旨的范围内适宜变更地实施。首先，将具有表1所示成分(单位质量％ )的板坯加热至1230°C，进行压下率为 87. 5%的粗轧，形成粗轧板。然后，按表2 5所示的条件，在950 1080°C的温度范围将 粗轧板保温后，以90%的压下率进行精轧，形成热轧板。然后，按表2 5所示的条件，在进 行了空冷及水冷后，卷取热轧板。对于一部分钢板，在精轧后不进行空冷，直接进行水冷，然 后卷取。在将得到的热轧板酸洗后，将3mm厚的热轧板冷轧到1.2mm，形成冷轧板。再有，表中的下划线表示为本发明的范围外的条件。表1中的_*1表示没有添加。 在表2 5中的制品板的种类*2的栏中，CR表示冷轧钢板，GI表示热浸镀锌钢板，GA表示 合金化热浸镀锌钢板。此外，FT表示精轧温度(光轧温度)。
权利要求
一种成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于以质量％计含有，C0.05％以上且0.095％以下、Cr0.15％以上且2.0％以下、B0.0003％以上且0.01％以下、Si0.3％以上且2.0％以下、Mn1.7％以上且2.6％以下、Ti0.005％以上且0.14％以下、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.1％以下、N低于0.005％、及O0.0005％以上且0.005％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质；钢板组织主要具有晶体粒径为4μm以下的多边形铁素体、和贝氏体及马氏体的硬质组织；所述马氏体的板条块尺寸为0.9μm以下；所述马氏体中的Cr含量为所述多边形铁素体中的Cr含量的1.1～1.5倍的量；抗拉强度为880MPa以上。
2.根据权利要求1所述的成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于钢中 不含Nb，且钢板组织不具有带状组织。
3.根据权利要求1所述的成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于 进一步在钢中以质量％计含有选自以下元素中的至少1种或2种以上Ni 低于 0. 05%, Cu 低于0. 05%、及 W 低于 0. 05%。
4.根据权利要求1所述的成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于 进一步在钢中以质量％计含有V 0. 01%以上且0. 14%以下。
5.一种成形性和焊接性优良的高强度镀锌钢板，其特征在于具有权利要求1所述的 高强度冷轧钢板、和实施于所述高强度冷轧钢板表面上的热浸镀锌。
6.一种成形性和焊接性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板，其特征在于具有权利要 求1所述的高强度冷轧钢板、和实施于所述高强度冷轧钢板表面上的合金化热浸镀锌。
7.一种成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序将含有权利要求1所述的钢中的化学成分的铸造板坯直接加热至1200°C以上或在一 度冷却后加热至1200°C以上的工序、通过对所述被加热的铸造板坯实施压下率为70%以上的热轧而形成粗轧板的工序、 在950 1080°C的温度区将所述粗轧板保温6秒钟以上，再通过以85%以上的压下率 对所述粗轧板实施精轧温度为820 950°C的热轧而形成热轧板的工序、在630 400°C的温度区卷取所述热轧板的工序、在将所述热轧板酸洗后，通过实施压下率为40 70%的冷轧而形成冷轧板的工序、 使所述冷轧板通过连续退火线的工序；在使所述冷轧板通过连续退火线的工序中，以7°C /秒以下的升温速度将所述冷轧 板升温，在550°C以上且Acl相变点温度以下的温度下保温25 500秒钟，接着在750 860 V下退火，接着以12°C /秒以下的冷却速度冷却到620 V的温度，在620 570°C之间以 I0C /秒以上的冷却速度冷却，在250 100°C之间以5°C /秒以上的冷却速度冷却。
8.一种成形性和焊接性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序将含有权利要求1所述的钢中的化学成分的铸造板坯直接加热至1200°C以上或在一 度冷却后加热至1200°C以上的工序、通过对所述被加热的铸造板坯实施压下率为70%以上的热轧而形成粗轧板的工序、 在950 1080°C的温度区将所述粗轧板保温6秒钟以上，再通过以85%以上的压下率 对所述粗轧板实施精轧温度为820 950°C的热轧而形成热轧板的工序、 在630 400°C的温度区卷取所述热轧板的工序、在将所述热轧板酸洗后，通过实施压下率为40 70%的冷轧而形成冷轧板的工序、 使所述冷轧板通过连续热浸镀锌线的工序；在使所述冷轧板通过连续热浸镀锌线的工序中，以7°C /秒以下的升温速度将所述冷 轧板升温，在550°C以上且Acl相变点温度以下的温度下保温25 500秒钟，接着在750 860°C下退火，接着以12°C /秒以下的冷却速度从退火时的最高加热温度冷却到620°C的 温度，在620 570°C之间以1°C /秒以上的冷却速度冷却，然后浸渍在镀锌液中，接着在 250 100°C之间以5°C /秒以上的冷却速度冷却。
9.一种成形性和焊接性优良的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于对利用权利 要求7所述的方法制造的冷轧钢板实施锌系的电镀。
10.一种成形性和焊接性优良的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于， 具有以下工序将含有权利要求ι所述的钢中的化学成分的铸造板坯直接加热至1200°c以上或在一 度冷却后加热至1200°C以上的工序、通过对所述被加热的铸造板坯实施压下率为70%以上的热轧而形成粗轧板的工序、 在950 1080°C的温度区将所述粗轧板保温6秒钟以上，再通过以85%以上的压下率 对所述粗轧板实施精轧温度为820 950°C的热轧而形成热轧板的工序、 在630 400°C的温度区卷取所述热轧板的工序、在将所述热轧板酸洗后，通过实施压下率为40 70%的冷轧而形成冷轧板的工序、 使所述冷轧板通过连续热浸镀锌线的工序；在使所述冷轧板通过连续热浸镀锌线的工序中，以7V /秒以下的升温速度将所述冷 轧板升温，在550°C以上且Acl相变点温度以下的温度下保温25 500秒钟，接着在750 860°C下退火，接着以12°C /秒以下的冷却速度从退火时的最高加热温度冷却到620°C的温 度，在620 570°C之间以1°C /秒以上的冷却速度冷却，然后浸渍在镀锌液中，在460°C以 上的温度下实施合金化处理，接着在250 100°C之间以5°C /秒以上的冷却速度冷却。
全文摘要
本发明提供一种冷轧钢板，其以质量％计含有C0.05％以上0.095％以下、Cr0.15％以上2.0％以下、B0.0003％以上0.01％以下、Si0.3％以上2.0％以下、Mn1.7％以上2.6％以下、Ti0.005％以上0.14％以下、P0.03％以下、S0.01％以下、Al0.1％以下、N低于0.005％、及O0.0005％以上0.005％以下，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，钢板组织主要具有晶体粒径为4μm以下的多边形铁素体、和贝氏体及马氏体的硬质组织，马氏体板条块尺寸为0.9μm以下，马氏体中的Cr含量为多边形铁素体中的Cr含量的1.1～1.5倍的量，抗拉强度为880MPa以上。
文档编号C22C38/38GK101960034SQ20098010768
公开日2011年1月26日 申请日期2009年3月26日 优先权日2008年3月27日
发明者东昌史, 丸山直纪, 佐久间康治, 吉永直树, 铃木规之 申请人:新日本制铁株式会社