本发明涉及高强度冷轧钢板。
背景技术：
近年来，为了抑制来自汽车的二氧化碳的排放量，通过应用高强度钢板来推进汽车车身的轻量化。另外，以确保搭乘者的安全性为目的，在汽车车身上多使用高强度钢板。今后，为了进一步推进汽车车身的轻量化和安全性的提高，必须将使用的钢板的强度水平提高到超出以往。
对于成形为汽车用构件的钢板，除了强度之外，还要求成形性(加工性)。例如，用于骨架系部件的钢板要求延伸性和扩孔性。但是，一般来说，如果使钢板高强度化，则成形性降低。因此，在提高适用于汽车用构件的钢板的强度的情况下，提高成形性成为课题。
为了解决这样的课题，已经提出了一些手段。例如，专利文献1中公开了一种高强度薄钢板，其规定残余奥氏体中的界面附近和晶粒内的碳浓度梯度，通过加工诱导相变使强度和延伸率提高。另外，专利文献2中公开了一种冷轧钢板，其通过使钢板的金属组织形成为具有铁素体与马氏体之间的中间硬度的上贝氏体或下贝氏体主体的组织，从而降低组织间的硬度差，提高强度和扩孔性。另外，专利文献3中公开了一种复合组织冷轧钢板，其通过使钢板的金属组织由铁素体、上贝氏体或下贝氏体、残余奥氏体的3种相、或者由进一步包含马氏体的4种相构成，从而以45～65kgf/mm2的强度水平具有高加工性。
但是，这些技术存在如下问题。即，为了制造专利文献1的钢板，通常需要控制难以控制的过时效后的冷却速度，控制残余奥氏体中的碳浓度梯度。因此，在通常的设备中实现专利文献1所公开的组织并不容易。另外，专利文献2的技术中，由于成为贝氏体主体的组织，所以虽然扩孔性优良但难以得到足够的延展性。另外，专利文献3中，以抗拉强度为45～65kgf/mm2的钢板为对象，专利文献3的技术中，难以兼顾980mpa以上的抗拉强度和足够的成形性。
现有技术文献
专利文献1：日本专利第5589893号公报
专利文献2：日本专利第2616350号公报
专利文献3：日本特开平7-207413号公报
技术实现要素：
如上所述，为了今后推进汽车车身的轻量化，必须将钢板的使用强度水平提高到超出以往。特别是例如在骨架系构件中使用高强度钢板时，必须提高扩孔性而不使延伸率劣化。具体而言，为了能够向骨架系构件成形、并且确保碰撞时的安全性，优选全部满足抗拉强度为980mpa以上、强度×总延伸率(ts×el)为12000mpa·％以上、以及强度×扩孔性(ts×λ)为18000mpa·％以上的钢板。但是，如专利文献1～3所示，在高强度钢板中，将强度、延伸率和扩孔性的全部设为这样的高水准是极其困难的。
因此，本发明鉴于现有技术的现状，课题是提供抗拉强度为980mpa以上且延伸率和扩孔性优异的高强度冷轧钢板。
本发明人对于解决上述课题的方法进行了认真研究。结果新发现了以下见解：在抗拉强度为980mpa以上的钢板中，通过将金属组织控制为包含铁素体和/或粒状贝氏体、上贝氏体和/或下贝氏体、回火马氏体和残余奥氏体，而且使铁素体的面积率相对于铁素体和粒状贝氏体的合计面积率为25％以下，由此能够在确保强度和延伸率的同时获得优异的扩孔性。
发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
(1)本发明一方式的高强度冷轧钢板，所述钢板的化学组成按质量％计，含有：c：0.15％以上且0.30％以下、p：0.040％以下、s：0.0100％以下、n：0.0100％以下、o：0.0060％以下、si和al中的1种或2种：合计0.70％以上且2.50％以下、mn和cr中的1种或2种：合计1.50％以上且3.50％以下、mo：0％以上且1.00％以下、ni：0％以上且1.00％以下、cu：0％以上且1.00％以下、nb：0％以上且0.30％以下、ti：0％以上且0.30％以下、v：0％以上且0.30％以下、b：0％以上且0.0050％以下、ca：0％以上且0.0400％以下、mg：0％以上且0.0400％以下、以及rem：0％以上且0.0400％以下，余量包含fe和杂质，所述钢板的金属组织按面积率计，含有：铁素体和粒状贝氏体中的1种或2种：合计10％以上且50％以下、上贝氏体和下贝氏体中的1种或2种：合计10％以上且50％以下、回火马氏体：超过0％且30％以下、残余奥氏体：5％以上、以及珠光体、渗碳体和马氏体中的1种或2种以上：合计0～10％，所述铁素体的面积率相对于所述铁素体和所述粒状贝氏体的合计面积率为25％以下，所述钢板的抗拉强度为980mpa以上。
(2)根据上述(1)所记载的冷轧钢板，在所述金属组织中，所述马氏体按面积率计可以为3％以下。
(3)根据上述(1)或(2)所记载的冷轧钢板，所述化学组成按质量％计，可以含有选自以下元素中的1种或2种以上：mo：0.01％以上且1.00％以下、ni：0.05％以上且1.00％以下、cu：0.05％以上且1.00％以下、nb：0.005％以上且0.30％以下、ti：0.005％以上且0.30％以下、v：0.005％以上且0.30％以下、b：0.0001％以上且0.0050％以下、ca：0.0005％以上且0.0400％以下、mg：0.0005％以上且0.0400％以下、以及rem：0.0005％以上且0.0400％以下。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所记载的冷轧钢板，可以在所述钢板的表面上还具有热浸镀锌层。
(5)根据上述(1)～(3)中任一项所记载的冷轧钢板，可以在所述钢板的表面上还具有合金化热浸镀锌层。
根据本发明的上述方式，能够提供适合作为汽车等的结构构件的延伸率和扩孔性优异的抗拉强度为980mpa以上的高强度冷轧钢板。
具体实施方式
本发明一实施方式的高强度冷轧钢板(以下有时称为本实施方式的冷轧钢板)具有以下特征。
(a)化学组成按质量％计，含有c：0.15％以上且0.30％以下、p：0.040％以下、s：0.0100％以下、n：0.0100％以下、o：0.0060％以下、si和al：合计0.70％以上且2.50％以下、mn和cr：合计1.50％以上且3.50％以下，根据需要还含有mo：1.00％以下、ni：1.00％以下、cu：1.00％以下、nb：0.30％以下、ti：0.30％以下、v：0.30％以下、b：0.0050％以下、ca：0.0400％以下、mg：0.0400％以下、以及rem：0.0400％以下中的一种以上，余量包含fe和杂质。
(b)金属组织按面积率计，铁素体和粒状贝氏体中的1种或2种含有合计10％以上且50％以下、上贝氏体和下贝氏体中的1种或2种含有合计10％以上且50％以下、回火马氏体含有超过0％且30％以下、残余奥氏体含有5％以上、珠光体、渗碳体和马氏体的1种或2种以上含有合计0～10％，所述铁素体的面积率相对于所述铁素体和所述粒状贝氏体的合计面积率为25％以下。
(c)抗拉强度为980mpa以上。
对本实施方式的冷轧钢板的化学组成(各元素的含量)进行说明。关于含量的％意味着质量％。
<c：0.15％以上且0.30％以下>
c是对提高钢板强度有效的元素。另外，c是为确保预定量的残余奥氏体所必需的元素。如果c含量小于0.15％，则奥氏体会向马氏体转变，无法确保残余奥氏体为5％以上。因此，将c含量设为0.15％以上。优选为0.18％以上。
另一方面，如果c含量超过0.30％，则从奥氏体向上贝氏体或下贝氏体的相变被显著抑制，容易生成马氏体，结果，无法确保残余奥氏体为5％以上。因此，将c含量设为0.30％以下。优选为0.25％以下，更优选为0.22％以下。
<p：0.040％以下>
p是杂质元素。p是向钢板的板厚中央部偏析而使韧性降低和/或使焊接部脆化的元素。p含量越少越好，如果p含量超过0.040％，则扩孔性的劣化变得显著，因此将p含量设为0.040％以下。优选为0.015％以下。p越少越好，所以不需要限定下限，但在实用钢板中使p含量小于0.0001％在经济上是不利的，所以也可以将0.0001％作为实质的下限。
<s：0.0100％以下>
s是杂质元素。s是使焊接性降低和/或阻碍铸造时及热轧时的制造性的元素。另外，s也是在钢板中形成粗大mns，使扩孔性降低的元素。s含量越少越好，如果s含量超过0.0100％，则焊接性的降低、制造性的降低和扩孔性的降低变得显著，因此将s含量设为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。s越少越好，所以不需要限定下限，但在实用钢板中使s含量小于0.0001％在经济上是不利的，所以也可以将0.0001％作为实质的下限。
<n：0.0100％以下>
n是在钢板中形成粗大氮化物，使钢板的弯曲性和扩孔性降低的元素。另外，n是成为焊接时产生气孔的原因的元素。n含量越少越好，如果n含量超过0.0100％，则扩孔性的降低和气孔的产生变得显著，因此将n含量设为0.0100％以下。n越少越好，所以没有必要限定下限，但在实用钢板中使n含量小于0.0005％会导致制造成本的大幅增加，因此也可以将0.0005％作为实质的下限。
<o：0.0060％以下>
o是在钢板中形成粗大氧化物，使钢板的弯曲性和扩孔性降低的元素。另外，o是成为焊接时产生气孔的原因的元素。o含量越少越好，如果o含量超过0.0060％，则扩孔性的降低和气孔的产生变得显著，因此将o含量设为0.0060％以下。o越少越好，所以没有必要限定下限，但在实用钢板中使o含量小于0.0005％会导致制造成本的大幅增加，因此也可以将0.0005％作为实质的下限。
<si和al中的1种或2种：合计0.70％以上且2.50％以下>
si和al都是用于得到预定量的粒状贝氏体和残余奥氏体的有效元素。粒状贝氏体是在针状贝氏体铁素体中，存在于界面的位错通过热处理而恢复，成为块状形态的金属组织。即，贝氏体铁素体和粒状贝氏体不同。
一旦在贝氏体铁素体的界面生成渗碳体，就无法得到粒状贝氏体。si和al是抑制渗碳体生成的元素，因此是用于获得粒状贝氏体的重要元素。
而且，si和al也是用于得到残余奥氏体的重要元素。奥氏体的一部分向贝氏体相变时，碳向未相变的奥氏体中浓化，未相变的奥氏体中的碳浓度上升。通过碳变浓，奥氏体变得稳定，因此碳充分变浓的奥氏体在冷却到室温后也不会相变为其他组织而是残留。这成为残余奥氏体。在碳向该未相变奥氏体的浓化阶段中，渗碳体析出时，奥氏体中的碳浓度减少，难以将奥氏体维持为未相变状态直到室温。即，si和al是抑制渗碳体生成的元素，因此是用于得到残余奥氏体的重要元素。
发明人专心研究的结果，发现了通过将si和/或al的合计含量设为0.70％以上，可得到预定量的粒状贝氏体和残余奥氏体。因此，将si和al的合计含量设为0.70％以上。另一方面，如果si和/或al的含量的合计(合计含量)过剩，则钢材本身脆化，扩孔性大幅劣化。因此，将si和/或al的合计含量设为2.50％以下。优选小于1.40％。
在本实施方式的冷轧钢板中，si和al具有同等效果，所以只要规定合计含量即可，不需要分别规定各自的含量。即，如果合计含量在上述范围，例如一方也可以为0％。
<mn和cr中的1种或2种：合计1.50％以上且3.50％以下>
mn和cr都是对提高钢板强度有效的元素。另外，mn和cr是在连续退火设备或连续热浸镀锌设备中进行热处理时抑制铁素体相变的元素。如果抑制上述热处理时的铁素体相变，则对将铁素体的面积率相对于铁素体和粒状贝氏体的合计面积率设为25％以下，即将粒状贝氏体的面积率设为75％以上是有利的。为了获得该效果，将mn和/或cr的合计含量设为1.50％以上。另一方面，如果mn和/或cr的合计含量超过3.50％，则从奥氏体向上贝氏体或下贝氏体的相变被显著抑制。该情况下，作为结果，无法确保5％以上的残余奥氏体，并且，马氏体的面积率超过10％。因此，将mn和/或cr的合计含量设为3.50％以下。
在本实施方式的冷轧钢板中，mn和cr具有同等效果，所以只要规定合计含量即可，不需要分别规定各自的含量。即，如果合计含量在上述范围，例如一方也可以为0％。
本实施方式的冷轧钢板将包含有上述元素，且余量包含fe和杂质作为基本。但是，根据需要，也可以在后述范围内还含有选自mo、ni、cu、nb、ti、v、b、ca、mg、rem中的1种以上来替代一部分fe。但是，由于不一定含有这些元素，所以其下限为0％。另外，所谓杂质，是指在工业上制造钢材时，由矿石或废料等原料或由于制造工序的各种因素而混入的成分，在不对本实施方式的冷轧钢板带来不良影响的范围内是允许的。
<mo：0％以上且1.00％以下>
mo是对提高钢板强度有效的元素。另外，mo是具有抑制在连续退火设备或连续热浸镀锌设备中进行热处理时产生的铁素体相变的效果的元素。当获得这些效果的情况下，优选将mo含量设为0.01％以上。另一方面，mo含量超过1.00％时，抑制铁素体相变的效果饱和。因此，即使在使其含有的情况下，也优选将mo含量设为1.00％以下。
<ni：0％以上且1.00％以下>
ni是对提高钢板强度有效的元素。另外，ni是具有抑制在连续退火设备或连续热浸镀锌设备中进行热处理时产生的铁素体相变的效果的元素。当获得这些效果的情况下，优选将ni含量设为0.05％以上。另一方面，ni含量超过1.00％时，抑制铁素体相变的效果饱和。因此，即使在使其含有的情况下，也优选将ni含量设为1.00％以下。
<cu：0％以上且1.00％以下>
cu是对提高钢板强度有效的元素。当获得该效果的情况下，优选将cu含量设为0.05％以上。另一方面，如果cu含量过剩，则在热轧中钢材脆化，变得无法进行热轧。因此，即使在使其含有的情况下，也将cu含量设为1.00％以下。
<nb：0％以上且0.30％以下>
nb是使晶粒细化，对提高钢板的强度有效的元素。另外，nb是具有抑制在连续退火设备或连续热浸镀锌设备中进行热处理时产生的铁素体相变的效果的元素。当获得这些效果的情况下，优选将nb含量设为0.005％以上。另一方面，nb含量超过0.30％时，从奥氏体向上贝氏体或下贝氏体的相变被显著抑制。结果，在马氏体过剩生成的同时，无法确保5％以上的残余奥氏体。因此，即使在含有nb的情况下，也将nb含量设为0.30％以下。
<ti：0％以上且0.30％以下>
ti是对提高钢板强度有效的元素。另外，ti是具有抑制在连续退火设备或连续热浸镀锌设备中进行热处理时产生的铁素体相变的效果的元素。当获得这些效果的情况下，优选将ti含量设为0.005％以上。另一方面，ti含量超过0.30％时，从奥氏体向上贝氏体或下贝氏体的相变被显著抑制。结果，在马氏体过剩生成的同时，无法确保5％以上的残余奥氏体。因此，即使在含有ti的情况下，也将ti含量设为0.30％以下。
<v：0％以上且0.30％以下>
v是对提高钢板强度有效的元素。另外，v是具有抑制在连续退火设备或连续热浸镀锌设备中进行热处理时产生的铁素体相变的效果的元素。当获得这些效果的情况下，优选将v含量设为0.005％以上。另一方面，v含量超过0.30％时，从奥氏体向上贝氏体或下贝氏体的相变被显著抑制。结果，在马氏体过剩生成的同时，无法使残余奥氏体为5％以上。因此，即使在含有v的情况下，也将v含量设为0.30％以下。
<b：0％以上且0.0050％以下>
b是在热处理工序中，通过向奥氏体晶界偏析来抑制铁素体相变的元素。获得该效果的情况下，优选将b含量设为0.0001％以上。另一方面，b含量超过0.0050％时，铁素体相变抑制效果饱和，因此优选将0.0050％作为实质的上限。
<ca：0％以上且0.0400％以下>
<mg：0％以上且0.0400％以下>
<rem：0％以上且0.0400％以下>
ca、mg和rem都是控制氧化物和硫化物的形态，有助于提高扩孔性的元素。当获得该效果的情况下，优选任一元素都将其含量设为0.0005％以上。更优选为0.0010％以上。另一方面，ca、mg或rem的含量超过0.0400％时，形成粗大氧化物，扩孔性劣化。因此，对于任一元素，都将其含量设为0.0400％以下。更优选为0.0100％以下。
在含有rem(稀土元素)的情况下，大多以混合稀土金属来添加，但除了la和ce之外，有时还复合地添加镧系元素。即使在这样的情况下，以及在添加了金属la和ce等金属rem的情况下，本实施方式的冷轧钢板也能够发挥效果。在本实施方式中，rem是指sc、y和镧系元素的合计17种元素，rem含量是这些元素的合计含量。
接着，对本实施方式的冷轧钢板的金属组织进行说明。
本发明人以使用现在通常采用的连续热轧设备和连续退火设备为前提，研究了在抗拉强度为980mpa以上的钢板中，在确保强度和延伸率的同时，谋求扩孔性的提高。
如上所述，以往，在适合作为汽车等的结构构件的薄钢板中，为了不使强度和延伸率劣化而改善扩孔性，作为钢板的金属组织，研究了有效利用铁素体。但是，由于铁素体是软质的金属组织，所以在由复合组织构成的高强度钢板中，成为增大组织间的硬度差的主要原因，结果，出现导致扩孔性劣化的课题。因此，本发明人着眼于将粒状贝氏体用作钢板的金属组织进行了研究。结果，通过控制铁素体与粒状贝氏体的合计面积率、以及铁素体的面积率相对于铁素体与粒状贝氏体的合计面积率，在确保强度和延展性的同时，成功地获得了优异的扩孔性。
本实施方式的冷轧钢板的金属组织(微观组织)以上述见解为基础进行限定。以下进行说明。
<铁素体和粒状贝氏体中的1种或2种按面积率计含有合计10％以上且50％以下>
<铁素体的面积率相对于铁素体与粒状贝氏体的合计面积率为25％以下>
钢板的金属组织所含的铁素体是软质的组织，容易变形。因此，铁素体有助于提高延伸率。另一方面，由于铁素体是软质组织，所以与硬质相的组织间的硬度差大，成为复合组织钢板中使扩孔性劣化的主要原因。与此相对，粒状贝氏体与铁素体同样有助于延伸率的提高。另一方面，粒状贝氏体比铁素体硬，具有处于铁素体与上贝氏体或下贝氏体的中间的硬度。因此，粒状贝氏体与铁素体相比，具有降低复合组织钢板中的组织间硬度差的效果。
铁素体与粒状贝氏体的合计面积率小于10％时，得不到足够的延伸率。另一方面，铁素体与粒状贝氏体的合计面积率超过50％时，无法得到980mpa以上的抗拉强度。另外，铁素体的面积率相对于铁素体与粒状贝氏体的合计面积率(铁素体在铁素体与粒状贝氏体的合计面积率中所占的面积率)超过25％时，复合组织钢板中的组织间的硬度差变大，扩孔性劣化。
即，通过合计含有10％以上且50％以下的铁素体和粒状贝氏体，并且使铁素体的面积率相对于铁素体与粒状贝氏体的合计面积率为25％以下(即粒状贝氏体的面积率为75％以上)，能够同时提高延伸率和扩孔性。铁素体的面积率可以是0％。
<含有5％以上的残余奥氏体>
残余奥氏体是通过在加工引起的变形中转变为马氏体(加工诱导相变)而有助于提高延伸率的金属组织。为了得到预定的延伸率，将钢板中的残余奥氏体按面积率计设为5％以上。残余奥氏体的面积率小于5％，则得不到足够的延伸率。另一方面，从提高延伸率的观点来看，残余奥氏体的面积率越高越好，但在想得到超过20％的面积率的情况下，需要使c和mn的含量为大量，所以20％成为实质的上限。
<上贝氏体和下贝氏体中的1种或2种的合计按面积率计含有10％以上且50％以下>
上贝氏体和下贝氏体是影响残余奥氏体的生成并用于获得高强度所需的金属组织。通常被称为贝氏体的是这些组织。如果上贝氏体和/或下贝氏体的面积率为10％以上，则在退火工序中，发生从奥氏体向上贝氏体或下贝氏体的相变时，碳在未相变奥氏体中浓化，可以使未相变奥氏体直到室温残留5％以上。如果上贝氏体和/或下贝氏体的面积率小于10％，则钢板的强度不足，并且无法确保残余奥氏体为5％以上。另一方面，当上贝氏体和/或下贝氏体的面积率超过50％的情况下，过度促进了从奥氏体向上贝氏体或下贝氏体的相变，所以未相变奥氏体减少，最终无法确保残余奥氏体在5％以上。因此，上贝氏体和/或下贝氏体的面积率合计为50％以下。
<回火马氏体按面积率计含有超过0％且30％以下>
钢板的金属组织所含的回火马氏体影响残余奥氏体的生成，并且是为了获得高强度而有效的金属组织。因此，使回火马氏体的面积率超过0％。优选3％以上，更优选5％以上。另一方面，由于回火马氏体是硬质组织，所以在复合组织钢板中，增大组织间的硬度差，结果，是导致扩孔性劣化的金属组织。回火马氏体的面积率超过30％时，扩孔性显著劣化，因此将回火马氏体的面积率设为30％以下。
<珠光体、渗碳体和马氏体中的1种或2种以上按面积率计合计含有0～10％>
本实施方式的冷轧钢板，作为上述以外的余量组织，可以包含珠光体、渗碳体、马氏体中的1种或2种以上。但是，这些组织包含硬质的铁碳化物，成为扩孔时产生空隙的起点。它们的面积率合计超过10％时，扩孔性的劣化变得显著，所以将面积率合计限制在10％以下。特别是在组织间硬度差方面，马氏体优选为3％以下。这些组织优选少，即珠光体、渗碳体、马氏体的面积率合计也可以为0％。在此所说的马氏体是与回火马氏体不同的所谓新生马氏体。
铁素体、粒状贝氏体、马氏体、上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体、珠光体、渗碳体和回火马氏体的鉴定以及面积率的计算，通过ebsd(electronbackscatteringdiffraction、电子背散射衍射)、x射线衍射以及使用nital硝酸乙醇试剂或lepera试剂的腐蚀后的扫描型电子显微镜进行的组织观察，对钢板的轧制方向截面或与轧制方向垂直的方向的截面以1000～50000倍的倍率进行观察和测定来进行。
具体而言，铁素体的面积率可以通过以下方法测定。即，通过附属于扫描型电子显微镜的ebsd，将从钢板的表面起以板厚1/4的位置为中心的1/8～3/8厚的范围以0.2μm的间隔(间距)进行测定。根据测定数据计算grainaveragemisorientation(晶粒平均取向差)的值。然后，将grainaveragemisorientation的值小于0.5°的区域作为铁素体，测定其面积率。在此，所谓grainaveragemisorientation，是指在晶体取向差为5°以上的晶界所包围的区域中，计算相邻的测定点间的取向差，并对晶粒内的所有测定点进行平均化得到的值。
残余奥氏体的面积率可以通过使用x射线的测量来计算。即，通过机械研磨和化学研磨除去从试样的板面沿板厚方向直到深度1/4位置。然后，根据对研磨后的试样使用mokα射线作为特性x射线得到的bcc相的(200)、(211)和fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，算出残余奥氏体的组织分率，将其作为残余奥氏体的面积率。
马氏体的面积率是用lepera试剂蚀刻钢板的板厚方向截面，利用fe-sem观察从表面开始以板厚1/4的位置为中心的1/8～3/8厚的范围，根据腐蚀程度比其他组织相对小的区域的面积率，通过减去由x射线测定出的残余奥氏体的面积率来计算的。或者，马氏体是位错密度高且在晶粒内具有块和/或包等下部组织的组织，因此，根据使用扫描型电子显微镜的电子通道对比像，能够与其他金属组织区别。因此，也可以根据电子通道对比像求出马氏体面积率。
在上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体的鉴定中，板厚方向截面被nital硝酸乙醇试剂腐蚀，利用fe-sem观察从钢板表面起以板厚1/4的位置为中心的1/8～3/8厚(从钢板表面到板厚的1/8～3/8的位置)的范围，通过观察组织内部所含的渗碳体的位置和变体来进行。具体而言，上贝氏体在板条状贝氏体铁素体的界面生成渗碳体或残余奥氏体。另一方面，下贝氏体在板条状贝氏体铁素体的内部生成渗碳体，贝氏体铁素体和渗碳体的结晶取向关系为1种，所以生成的渗碳体具有相同的变体。另外，回火马氏体在马氏体的内部生成渗碳体，但由于马氏体和渗碳体的结晶取向关系有2种以上，所以生成的渗碳体具有多个变体。通过检测这些渗碳体的特征，识别各组织并计算面积率。
珠光体或渗碳体的鉴定可以通过使用扫描型电子显微镜的二次电子像观察被nital硝酸乙醇试剂腐蚀，从钢板表面起以板厚1/4的位置为中心的1/8～3/8厚的范围来进行。在二次电子图像中以明亮的对比度拍摄到的区域被作为珠光体或渗碳体，计算出面积率。
粒状贝氏体由几乎不含硬质渗碳体且位错密度低的贝氏体铁素体构成。因此，在使用现有的腐蚀法或扫描型电子显微镜的二次电子像观察中，无法与铁素体区别。但是，发明人专心研究的结果发现，由于粒状贝氏体是由贝氏体铁素体的集合体构成的，所以在晶粒内具有微小的结晶取向差。因此，发现通过检测晶粒内微小的结晶取向差，能够与铁素体进行识别。因此，可以采用以下方法测定粒状贝氏体的面积率。
即，使用ebsd，将从钢板表面起以板厚1/4的位置为中心的1/8～3/8厚的范围以0.2μm的间隔进行测定，根据测定数据计算grainaveragemisorientation的值。然后，将从grainaveragemisorientation的值为0.5°以上的领域的面积率，减去上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、珠光体、马氏体的面积率而得到的值，作为粒状贝氏体的面积率。
上述各组织的面积率都是各组织的面积相对于金属组织整体的面积的比例。
本实施方式的冷轧钢板的抗拉强度为980mpa以上，强度充分高。因此，在适用于汽车等的构件的情况下，有助于汽车车身的轻量化或碰撞时的安全性提高。虽然没有必要限定强度的上限，但如果超过1470mpa，则在本实施方式所示的复合组织中难以达到强度，需要形成大致以马氏体为主相的组织，因此也可以将强度的上限设为1470mpa。
本实施方式的冷轧钢板也可以在表面上具有热浸镀锌层。如果在表面上形成热浸镀锌层，则耐蚀性提高，因此优选。优选热浸镀锌层中fe为1％以上且小于7％，余量由zn、al和杂质构成。
另外，本实施方式的冷轧钢板也可以在表面上具有合金化热浸镀锌层。如果在表面上形成合金化热浸镀锌层，则耐蚀性提高，因此优选。优选合金化热浸镀锌层中fe为7％以上且15％以下，余量由zn、al和杂质构成。
热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层可以形成在钢板的单面上，或者可以形成在两面上。
接着，对用于得到本实施方式的冷轧钢板的优选制造方法进行说明。本实施方式的冷轧钢板只要满足上述化学成分、金属组织，就不依赖于制造方法而可得到其效果。但是，本实施方式的冷轧钢板，根据包括以下(a)～(g)的工序的制造方法，能够稳定地制造，所以是优选的。
(a)将具有与本实施方式的冷轧钢板相同组成的铸造板坯进行铸造后，维持温度不降低到低于1150℃的温度、或者暂且冷却后加热到1150℃以上。(加热工序)
(b)将加热到1150℃以上的温度(或维持在1150℃以上的温度)的板坯供于热轧，在ar3相变点以上的温度范围完成热轧，得到热轧钢板。(热轧工序)
(c)将热轧钢板在700℃以下的温度范围卷绕。(卷绕工序)
(d)将开卷了的热轧钢板酸洗后，进行累计压下率30％以上且80％以下的冷轧，得到冷轧钢板。(酸洗和冷轧工序)
(e)将冷轧钢板在760℃以上且900℃以下的温度范围连续退火。(退火工序)
(f)将冷轧钢板连续退火后，以55℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度冷却至500～650℃的温度范围，在500～650℃的温度范围滞留3秒以上，滞留后，以10℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，在180℃以上且400℃以下并且ms以下停止冷却。(冷却工序)
(g)冷却工序后，将冷轧钢板再加热至300℃以上且460℃以下的温度范围，在该温度范围保持15秒以上。(再加热工序)
对各工序的理想条件进行说明。
(a)加热工序
具有与抗拉强度为980mpa以上的本实施方式的冷轧钢板相同组成的铸造板坯有时包含大量合金元素。因此，在热轧前，需要在铸造板坯中使合金元素固溶。因此，在将铸造板坯暂且冷却的情况下，优选加热至1150℃以上，供于热轧。在加热温度低于1150℃的情况下，不仅残留粗大合金碳化物，而且热轧时的变形阻力变高，所以加热到更高的温度。
但是，铸造后，在没有将板坯冷却到低于1150℃而供于热轧的情况下，不需要进行加热。
供于热轧的铸造板坯只要是经铸造的板坯即可，并不限定于特定的铸造板坯。例如可以是连铸板坯或由薄板坯连铸机制造出的板坯。如上所述，铸造板坯直接供于热轧、或者暂且冷却后加热，供于热轧。
(b)热轧工序
将经过加热工序的1150℃以上的板坯供于包括粗轧和精轧的热轧，得到热轧钢板。在热轧中，精轧温度(精轧的完成温度)在钢板的组织控制方面是重要的。如果精轧温度处于(奥氏体+铁素体)的2相温度范围，则热轧时的轧制负荷变大，有可能在热轧中产生裂纹。因此，优选将精轧温度设为ar3相变点以上。热轧时，也可以将粗轧板彼此接合而连续地进行热轧。
在此，ar3相变点是在降温过程中奥氏体相变开始的温度，本实施方式中，简易地使用下式(1)算出。
ar3＝901-325×c+33×si-92×(mn+ni/2+cr/2+cu/2+mo/2)(1)
(c)卷绕工序
优选在700℃以下的温度下将热轧工序后的热轧钢板进行卷绕。如果卷绕温度超过700℃，则可能在钢板表面生成厚的氧化皮，在酸洗工序中无法除去氧化皮。该情况下，难以供于冷轧以后的工序。另外，当在超过700℃进行卷绕的情况下，热轧钢板中的碳化物变得粗大，在其后的退火工序中碳化物难以熔解。在退火工序的加热时碳化物的熔解不进行的情况下，得不到预定强度的情况，和/或淬火性不足从而退火工序中的铁素体分率增加，结果，可能得不到预定面积率的组织。卷绕温度只要在700℃以下即可，下限不需要特别规定，但由于在比室温低的温度下卷绕在技术上是困难的，所以室温成为实质的下限。卷绕温度低时热轧钢板的微观组织变得均匀，因此有退火后的机械性质提高的倾向，卷绕温度在可能的范围内优选为低温。另一方面，卷绕温度越低，热轧钢板的强度越高，冷轧时的变形阻力越高。因此，在降低卷取温度的情况下，也可以使用箱退火炉或连续退火设备等，在650℃左右对热轧钢板进行用于软质化的回火。考虑到热轧钢板的强度和生产线的通板性，卷绕优选为450℃以上且650℃以下。
(d)酸洗和冷轧工序
将卷绕过的热轧钢板开卷，实施酸洗后，供于冷轧。通过进行酸洗，可以除去热轧钢板表面的氧化皮，谋求冷轧钢板的化学转化处理性和镀敷性的提高。酸洗可以进行一次，也可以分为多次进行。将酸洗过的热轧钢板进行冷轧而形成冷轧钢板时，优选将冷轧中的累积压下率设为30％以上且80％以下。累积压下率低于30％时，难以使冷轧钢板的形状保持平坦，无法供于后续的退火工序，因此，累积压下率优选为30％以上。更优选为40％以上。另一方面，累积压下率超过80％时，轧制负荷变得过大，在冷轧中产生裂纹，可能难以供于后续的退火工序。因此，累积压下率优选为80％以下。更优选为70％以下。轧制道次的次数、每一道次的压下率没有特别限定。只要在能够确保累积压下率为30％以上且80％以下的范围适当设定即可。
(e)退火工序
将冷轧钢板供于连续退火线，加热到退火温度进行退火。此时，优选退火温度为760℃以上且900℃以下，退火时间为10～600秒。退火温度低于760℃时，不能充分生成奥氏体。该情况下，铁素体的面积率增加，可能不能满足预定强度。另外，由于最高加热温度(退火温度)的奥氏体的面积率也减少，所以在其后的冷却中生成的相变组织即粒状贝氏体和/或贝氏体(上贝氏体、下贝氏体)、回火马氏体的面积率减少。该情况下，无法将用于得到残余奥氏体所需的碳向奥氏体浓化，可能无法确保5％以上的残余奥氏体。
另一方面，退火温度超过900℃时，奥氏体的结晶粒径粗大化，淬火性过剩。该情况下，得不到预定的铁素体和粒状贝氏体的面积率。另外，从奥氏体向上贝氏体或下贝氏体的相变被抑制。结果，可能无法确保5％以上的残余奥氏体。因此，连续退火温度的上限优选为900℃。连续退火可以在大气中进行，也可以出于提高镀敷密合性的目的，在氧化还原气氛中进行。
另外，如果退火时间低于10秒，则退火温度下的奥氏体分率不充分，直到退火前存在的碳化物的溶解不充分，可能得不到预定的组织和特性。即使退火时间超过600秒，在特性上也没有问题，但由于设备的生产线长度变长，所以600秒左右成为实质的上限。
(f)冷却工序
退火工序后，将冷轧钢板立即(例如30秒以内，优选10秒以内)以55℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度冷却到500～650℃的温度范围。之后，在500～650℃的温度范围滞留3秒以上。滞留后，优选以10℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度冷却到180℃以上且400℃以下、并且马氏体相变开始温度(以下记为ms(℃))以下。
该工序是为了得到预定量的粒状贝氏体而有效的工序。粒状贝氏体是以相变前的奥氏体晶粒所含的微量位错为核发生相变后，保持在预定温度范围，由此贝氏体铁素体边界的位错产生恢复而生成的。因此，为了抑制过剩的铁素体生成，得到预定量的铁素体和粒状贝氏体，需要通过将直到500～650℃的温度范围的平均冷却速度设为55℃/秒以上，由此一定程度地抑制铁素体相变。另一方面，在超过100℃/秒的平均冷却速度下的冷却，考虑到退火工序的冷却设备的能力，在经济上是不利的。因此，将实际的平均冷却速度的上限设为100℃/秒。
另外，该冷却工序中，优选在500～650℃的温度范围滞留3秒以上。通过将冷却中生成的贝氏体铁素体保持在贝氏体生成温度的高温侧，生成的贝氏体铁素体恢复，得到粒状贝氏体。即，为了确保在通过以上述平均冷却速度下的冷却来刚生成贝氏体铁素体之后位错恢复的时间，进行上述滞留是有效的。在500～650℃的滞留时间小于3秒的情况下，贝氏体铁素体的恢复不能充分进行，难以得到预定的粒状贝氏体的面积率。在本实施方式中，所谓滞留并不限于保持等温，表示将钢板温度设为3秒以上且500～650℃的状态。虽然不对滞留时间设置上限，但由于滞留时间长则生产率降低，所以也可以将滞留时间设为600秒以下。
滞留后，以10℃/秒以上且100℃/秒以下的平均冷却速度冷却到180～400℃、且ms以下的温度范围。如果平均冷却速度为10℃/秒以上，冷却停止温度为180～400℃且为ms以下，则生成马氏体。该马氏体在后续工序的再加热工序中被回火，成为回火马氏体。因此，在得到回火马氏体的情况下，优选将冷却停止温度设为400℃以下且ms以下。当冷却停止温度超过400℃或ms时，冷却时得不到马氏体，之后再加热时的贝氏体相变不充分进行，碳向未相变奥氏体的浓化不进行，得不到预定量的残余奥氏体。该情况下，由于未相变奥氏体在最终的冷却中相变为马氏体，所以扩孔性显著劣化。另一方面，当冷却停止温度低于180℃时，过度促进从奥氏体到马氏体的相变，马氏体的生成量超过30％，可能使扩孔性显著劣化。
在本实施方式中，平均冷却速度可以通过将冷却开始温度与冷却停止温度之差除以冷却时间来计算。
另外，上述ms根据退火工序和冷却工序中生成的铁素体、粒状贝氏体的面积率而变化，难以通过计算式进行计算。但是，在最终的微观组织中，如果确认到回火马氏体的存在，则意味着在冷却时冷却到了ms以下，所以通过事先对冷却停止温度和回火马氏体的面积率进行预备试验等，能够确定ms，能够获得具有预定面积率的回火马氏体。
(g)再加热工序
优选在180～400℃且ms以下的温度范围停止冷却后，将冷轧钢板再加热，在300℃以上且460℃以下的温度范围保持15秒以上。根据该工序，与冷却工序中生成的马氏体的回火相伴的碳向奥氏体的扩散、以及由贝氏体相变进行而引起的碳向奥氏体的扩散产生。在保持温度低于300℃或保持时间低于15秒的情况下，贝氏体相变的进行不充分，碳向奥氏体中的扩散可能不充分。另一方面，如果保持温度超过460℃，则进行从奥氏体向珠光体的相变，珠光体的面积率上升，和/或奥氏体变得不稳定，由此残余奥氏体的面积率可能降低。
再加热工序后，将冷轧钢板冷却到室温。不需要规定此时的冷却速度，但也可以是2℃/秒以上且100℃/秒以下。
在制造本实施方式的冷轧钢板时，出于提高机械特性、提高耐蚀性等目的，可以还实行以下的工序(h)～(j)。
(h)回火工序
再加热工序后，将冷轧钢板冷却到室温后，或者在直到室温为止的冷却途中(ms以下)开始再加热，在150℃以上且400℃以下的温度范围保持2秒以上。根据该工序，通过对再加热后的冷却中生成的马氏体进行回火而形成回火马氏体，能够进一步减小组织间硬度差。另外，结果不会使延展性劣化就能够确保优异的扩孔性。在实行回火工序的情况下，当保持温度低于150℃或保持时间低于2秒时，马氏体没有充分回火，微观组织和机械特性几乎没有变化。另一方面，如果保持温度超过400℃，则回火马氏体中的位错密度降低，可能无法得到980mpa以上的抗拉强度。另外，由于渗碳体在未相变奥氏体中析出，奥氏体变得不稳定，在冷却中奥氏体发生马氏体相变，冷却后可能生成马氏体。因此，在进行回火的情况下，优选在150℃以上且400℃以下的温度范围保持2秒以上。
回火可以在连续退火设备内进行，也可以在连续退火后离线利用其他设备实施。此时，回火时间根据回火温度而不同。即，温度越低时间越长，温度越高时间越短。在高温下进行长时间回火时，强度降低，难以得到980mpa以上的强度。因此，回火时间的上限优选预先在实验室中确认了回火温度及时间与强度的下降量的关系后，以不会因回火温度及成分而变为预期强度以下的方式进行设定。
(i)热浸镀锌工序
对再加热工序后、或者回火工序后的冷轧钢板，根据需要可以加热或冷却至(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃，实施热浸镀锌。通过热浸镀锌工序，在冷轧钢板的表面形成热浸镀锌层。该情况下，冷轧钢板的耐蚀性提高，所以优选。即使实施热浸镀锌，也能够充分维持冷轧钢板的延伸率和扩孔性。
(j)合金化热浸镀锌工序
作为合金化处理，可以在460℃以上且600℃以下的温度范围内对形成有热浸镀锌层的冷轧钢板进行热处理。在低于460℃进行合金化处理的情况下，镀层没有充分合金化。另外，如果在超过600℃的温度下进行合金化处理，则合金化过度进行，耐蚀性劣化。因此，在进行合金化处理的情况下，设为460℃以上且600℃以下。
另外，也可以代替热浸镀锌，进行电镀、蒸镀。此外，也可以应用有机皮膜形成、膜层压、有机盐类/无机盐类处理、非铬化处理等表面处理。即使进行上述表面处理，也能够充分维持冷轧钢板的延伸率和扩孔性。
实施例
接着，对于本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明没有限定于这一个条件例。只要能够不脱离本发明主旨而实现本发明的目的，本发明可以采用各种条件。
将表1所示成分组成(化学组成)的铸造板坯在铸造后直接或暂时冷却后，在表2、表3所示条件下加热、热轧、卷绕。对热轧钢板进行酸洗后，在表2、表3所示条件下实施冷轧和退火，进行冷却。另外，冷却后在表4、表5所示条件下，在过时效带进行再加热。对于一部分例子，进一步在表4、表5所示条件下进行回火，实施热浸镀锌和/或合金化处理。表1的空白栏表示没有有意添加，表4、表5的“-”表示没有实行相应的工序。其中，再加热工序的冷却停止温度的“-”表示在中途不停止冷却，进行冷却直到室温。另外，表中的下划线表示在本发明的范围外。
对退火后、回火后或热浸镀锌和/或合金化处理后的钢板的金属组织和机械性质进行了调查。
(金属组织)
作为金属组织，调查了铁素体、粒状贝氏体、上贝氏体或下贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体、余量组织(珠光体、马氏体、渗碳体)的面积率。铁素体、粒状贝氏体、回火马氏体、上贝氏体、下贝氏体、残余奥氏体、珠光体、渗碳体和马氏体的鉴定以及面积率的计算如上所述，对从表面起以板厚1/4的位置为中心的1/8～3/8厚的范围，通过ebsd(electronbackscatteringdiffraction)、x射线测定、使用nital硝酸乙醇试剂或lepera试剂的腐蚀、利用扫描型电子显微镜进行的组织观察，在1000～50000倍的倍率下观察和测定钢板轧制方向截面或轧制方向垂直方向截面。将结果示于表6、表7。
(机械性质)
作为机械性质，评价了抗拉强度、总延伸率、扩孔性。关于抗拉强度(ts)、总延伸率(el)，与钢板的轧制方向成直角地制取jis5号试验片，依据jisz2242进行拉伸试验来测定。关于扩孔性(λ)，依据日本工业标准jisz2256记载的扩孔试验方法进行评价。将结果示于表6、表7。
从表1～表7可知，化学组成和金属组织在本发明范围内的实施例全都具有980mpa以上的高强度，而且ts×el、ts×λ高，延伸率和扩孔性优异
与此相对，化学组成和金属组织脱离本发明范围的比较例中，强度、ts×el和/或ts×λ变低，延伸率和/或扩孔性差。
产业上的可利用性
根据本发明，可以提供适合作为汽车等的结构构件的延伸率和扩孔性优异的抗拉强度为980mpa以上的高强度冷轧钢板。本发明的冷轧钢板在适用于汽车等的情况下，有助于汽车车身的轻量化或碰撞时的安全性提高，因此产业上的可利用性高。