CN117120652A

CN117120652A - 高强度冷轧钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN117120652A
Application number: CN202280027179.2A
Authority: CN
Inventors: 杨灵玲; 田路勇树; 森本凉平; 高岛克利
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2021-04-09
Filing date: 2022-03-02
Publication date: 2023-11-24
Also published as: JPWO2022215389A1; KR20230151546A; MX2023011867A; EP4303328A4; WO2022215389A1; US20240110264A1; JP7276618B2; EP4303328A1

Abstract

本发明提供具有1320MPa以上的拉伸强度、并且点焊部的疲劳强度也优良的高强度冷轧钢板。上述高强度冷轧钢板具有含有C：0.150～0.350％、Si：0.80～3.00％、Mn：1.50～3.50％、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.100％以下、N：0.0100％以下和O：0.0100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，钢中扩散性氢量为0.50质量ppm以下，回火马氏体和贝氏体的合计面积率为55～95％，残余奥氏体的面积率为5～30％，原奥氏体晶粒的平均等效圆直径为15.0μm以下，将原奥氏体晶粒的一周的长度设为a、将原奥氏体晶粒的一周中碳浓度为0.6质量％以上的部分的长度设为b时，比b/a为0.80以下。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及具有1320MPa以上的拉伸强度(TS)的高强度冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，例如在汽车行业，从保护地球环境的观点出发，为了削减二氧化碳(CO₂)的排放量，期望提高汽车的燃料效率。

为了提高汽车的燃料效率，谋求车身的轻量化是有效的，但此时需要在维持车身的强度的同时谋求车身的轻量化。

例如，专利文献1中公开了具有980MPa以上的拉伸强度的高强度钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2017-2384号公报

发明内容

发明所要解决的问题

具有1320MPa以上的拉伸强度的高强度钢板通常含有大量高强度化所需的合金元素。在将这样的钢板彼此点焊而得到的点焊部，熔核(熔融凝固部)周围的热影响区的韧性不足，反复负荷应力时的强度(疲劳强度)有时变得不充分。

如果能够抑制点焊部的疲劳强度的降低，则能够充分地维持汽车整体的碰撞强度。

本发明是鉴于以上情况而完成的，目的在于提供具有1320MPa以上的拉伸强度、并且点焊部的疲劳强度也优良的高强度冷轧钢板。

用于解决问题的方法

本发明人进行了深入研究，结果发现，通过采用下述构成能够达成上述目的，从而完成了本发明。

即，本发明提供以下的[1]～[7]。

[1]一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.150～0.350％、Si：0.80～3.00％、Mn：1.50～3.50％、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.100％以下、N：0.0100％以下和O：0.0100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成以及显微组织，钢中扩散性氢量为0.50质量ppm以下，拉伸强度为1320MPa以上，在上述显微组织中，回火马氏体和贝氏体的合计面积率为55～95％，残余奥氏体的面积率为5～30％，原奥氏体晶粒的平均等效圆直径为15.0μm以下，将上述原奥氏体晶粒的一周的长度设为a、将上述原奥氏体晶粒的一周中碳浓度为0.6质量％以上的部分的长度设为b时，比b/a为0.80以下。

[2]根据上述[1]所述的高强度冷轧钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自由B：0.0050％以下、Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.500％以下、W：0.500％以下、Mo：1.000％以下、Cr：1.000％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、Zr：0.1000％以下、Cu：1.000％以下、Ni：1.000％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下、Co：0.30％以下、Ta：0.10％以下、Hf：0.10％以下、As：0.100％以下、Pb：0.100％以下、Zn：0.100％以下和Bi：0.100％以下组成的组中的至少一种元素。

[3]根据上述[1]或[2]所述的高强度冷轧钢板，其中，在表面具有镀层。

[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，上述镀层为热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层。

[5]一种高强度冷轧钢板的制造方法，其是制造上述[1]或[2]所述的高强度冷轧钢板的方法，其中，对具有上述[1]或[2]中记载的成分组成的钢坯进行热轧，将得到的热轧钢板在350～650℃的卷取温度下卷取，对卷取后的上述热轧钢板进行冷轧，得到冷轧钢板，将上述冷轧钢板在750～950℃的加热温度下加热10～500秒，以10℃/秒以上的平均冷却速度v1从上述加热温度冷却至400℃，以满足下述(1)式的平均冷却速度v2从400℃冷却至130～300℃的冷却停止温度，接着，在200～450℃的再加热温度下再加热10～500秒，然后，以满足下述(2)式的平均冷却速度v3从(Ms点-240)℃冷却至50℃。

v2≥0.6(2[Mn]+0.8[Si])…(1)

v3≤2.8[Mn]+2.0[Si]…(2)

其中，上述式(1)和(2)中的[Mn]和[Si]分别为上述成分组成中的Mn和Si的含量，上述含量的单位为质量％。

[6]根据上述[5]所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，对以上述平均冷却速度v3冷却后的上述冷轧钢板实施镀覆处理。

[7]根据上述[6]所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，上述镀覆处理为热镀锌处理、合金化热镀锌处理或电镀锌处理。

发明效果

根据本发明，能够提供具有1320MPa以上的拉伸强度、并且点焊部的疲劳强度也优良的高强度冷轧钢板。

具体实施方式

[高强度冷轧钢板]

本发明的高强度冷轧钢板具有后述的成分组成和显微组织，并且满足后述的钢中扩散性氢量。

以下，也将“高强度冷轧钢板”简称为“冷轧钢板”或“钢板”。

钢板的板厚没有特别限定，例如为0.5mm以上且3.0mm以下。

高强度是指拉伸强度(TS)为1320MPa以上。

本发明的高强度冷轧钢板具有1320MPa以上的拉伸强度、并且点焊部的疲劳强度也优良。因此，能够充分地维持碰撞强度，因此适合用于汽车等运输机。

需要说明的是，作为对本发明的高强度冷轧钢板进行成形加工的方法，可以没有限制地使用加压加工等一般的加工方法。作为将本发明的高强度冷轧钢板焊接的方法，可以没有限制地使用点焊、电弧焊等一般的焊接方法。

＜成分组成＞

对本发明的高强度冷轧钢板的成分组成(以下，为了方便也称为“本发明的成分组成”)进行说明。

只要没有特别说明，本发明的成分组成中的“％”是指“质量％”。

《C：0.150～0.350％》

C使马氏体生成，使钢板的强度升高。C量过少时，马氏体的硬度变低，另外，回火马氏体和贝氏体的合计面积率降低，因此得不到1320MPa以上的拉伸强度。因此，C量为0.150％以上、优选为0.180％以上、更优选为0.200％以上。

另一方面，C量过多时，在热影响区大量地生成渗碳体，点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。另外，在原奥氏体晶粒的晶界偏析的C增加，后述的比(b/a)的值增大，因此点焊部的韧性降低。因此，C量为0.350％以下、优选为0.330％以下、更优选为0.310％以下。

《Si：0.80～3.00％》

Si通过固溶强化使钢板的强度提高。从得到1320MPa以上的拉伸强度的观点出发，Si量为0.80％以上、优选为1.00％以上、更优选为1.10％以上。

另一方面，Si量过多时，点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。因此，Si量为3.00％以下、优选为2.60％以下、更优选为2.40％以下。

《Mn：1.50～3.50％》

Mn通过固溶强化使钢板的强度提高。从得到1320MPa以上的拉伸强度的观点出发，Mn量为1.50％以上、优选为1.90％以上、更优选为2.30％以上。

另一方面，Mn量过多时，由于回火而生成大量渗碳体，并且点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。因此，Mn量为3.50％以下、优选为3.30％以下、更优选为3.10％以下。

《P：0.100％以下》

P在晶界偏析而使点焊部的韧性降低，使点焊部的疲劳强度降低。因此，P量为0.100％以下、优选为0.030％以下、更优选为0.010％以下。

《S：0.0200％以下》

S与Mn结合而形成粗大的MnS，使点焊部的韧性降低，使点焊部的疲劳强度降低。因此，S量为0.0200％以下、优选为0.0100％以下、更优选为0.0020％以下。

《Al：0.100％以下》

Al作为脱氧剂发挥作用。Al量过多时，由于氧化物、氮化物聚集粗大化，使点焊部的韧性降低，使点焊部的疲劳强度降低。因此，Al量为0.100％以下、优选为0.080％以下、更优选为0.060％以下。

Al量的下限没有特别限定，但从得到Al的添加效果的观点出发，例如为0.010％、优选为0.020％。

《N：0.0100％以下》

N与Ti结合而形成TiN。N量过多时，所形成的TiN量变多，引起点焊部的韧性降低、点焊部的疲劳强度降低。因此，N量为0.0100％以下、优选为0.0080％以下、更优选为0.0060％以下。

《O：0.0100％以下》

O形成氧化物，使点焊部的韧性降低，使点焊部的疲劳强度降低。因此，O量为0.0100％以下、优选为0.0050％以下、更优选为0.0020％以下。

《其它成分》

本发明的成分组成以质量％计还可以含有由以下记载的成分组成的组中的至少一种。

(B：0.0050％以下)

B是通过在奥氏体晶界偏析而能够提高钢板的淬透性的元素，使钢板的拉伸强度升高，因此优选添加。

但是，B量过多时，形成Fe₂₃(CB)₆，使点焊部的韧性降低，使点焊部的疲劳强度降低。因此，B量优选为0.0050％以下、更优选为0.0040％以下、进一步优选为0.0030％以下。

B量的下限没有特别限定，但从得到B的添加效果的观点出发，例如为0.0005％、优选为0.0010％。

(Ti：0.200％以下)

Ti在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物，由此使钢板的拉伸强度升高，因此优选添加。

但是，Ti量过多时，与N结合而形成粗大的氮化物，由此使点焊部的韧性降低，使点焊部的疲劳强度降低。因此，Ti量优选为0.200％以下、更优选为0.100％以下、进一步优选为0.050％以下。

Ti量的下限没有特别限定，但从得到Ti的添加效果的观点出发，例如为0.005％、优选为0.010％。

(Nb：0.200％以下、V：0.500％以下、W：0.500％以下)

Nb、V和W在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物，由此使钢板的拉伸强度升高，因此优选添加。

但是，这些元素的量过多时，在钢坯加热时不熔解而以粗大的碳化物的形式残留。粗大的碳化物使点焊部的韧性降低，使点焊部的疲劳强度降低。

因此，Nb量优选为0.200％以下、更优选为0.100％以下、进一步优选为0.050％以下。下限没有特别限定，但从得到Nb的添加效果的观点出发，例如为0.005％、优选为0.010％。

V量优选为0.500％以下、更优选为0.300％以下、进一步优选为0.100％以下。下限没有特别限定，但从得到V的添加效果的观点出发，例如为0.005％、优选为0.010％。

W量优选为0.500％以下、更优选为0.200％以下、进一步优选为0.050％以下。下限没有特别限定，但从得到W的添加效果的观点出发，例如为0.001％、优选为0.002％。

(Mo：1.000％以下、Cr：1.000％以下)

Mo和Cr通过使钢板的淬透性提高而使钢板的拉伸强度升高，因此优选添加。但是，这些元素的量过多时，硬质的马氏体过量地生成，点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，Mo量优选为1.000％以下、更优选为0.700％以下、进一步优选为0.400％以下。下限没有特别限定，但从得到Mo的添加效果的观点出发，例如为0.005％、优选为0.020％。

Cr量优选为1.000％以下、更优选为0.700％以下、进一步优选为0.400％以下。下限没有特别限定，但从得到Cr的添加效果的观点出发，例如为0.005％、优选为0.020％。

(Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下)

Sb和Sn通过抑制钢板表面的脱碳而使钢板的拉伸强度升高，因此优选添加。但是，这些元素的量过多时，钢发生脆化，在热影响区产生龟裂，使点焊部的疲劳强度降低。

因此，Sb量优选为0.200％以下、更优选为0.080％以下、进一步优选为0.040％以下。下限没有特别限定，但从得到Sb的添加效果的观点出发，例如为0.001％、优选为0.002％。

Sn量优选为0.200％以下、更优选为0.080％以下、进一步优选为0.040％以下。下限没有特别限定，但从得到Sn的添加效果的观点出发，例如为0.001％、优选为0.002％。

(Zr：0.1000％以下)

Zr使析出物的形状球状化，使点焊部的韧性升高，因此优选添加。但是，Zr量过多时，在热轧的钢坯加热时未固溶而残留的粗大的析出物增加，点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，Zr量优选为0.1000％以下、更优选为0.0700％以下、进一步优选为0.0400％以下。下限没有特别限定，但从得到Zr的添加效果的观点出发，例如为0.0005％、优选为0.0010％。

(Cu：1.000％以下)

Cu通过使钢板的淬透性提高而使钢板的拉伸强度升高，因此优选添加。但是，Cu量过多时，由于Cu的夹杂物的增加而点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，Cu量优选为1.000％以下、更优选为0.700％以下、进一步优选为0.400％以下。下限没有特别限定，但从得到Cu的添加效果的观点出发，例如为0.005％、优选为0.010％。

(Ni：1.000％以下)

Ni通过使钢板的淬透性提高而使钢板的拉伸强度升高，因此优选添加。但是，Ni量过多时，由于硬质的马氏体增加而点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，Ni量优选为1.000％以下、更优选为0.700％以下、进一步优选为0.400％以下。下限没有特别限定，但从得到Ni的添加效果的观点出发，例如为0.003％、优选为0.005％。

(Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下)

Ca、Mg和REM(Rare Earth Metal，稀土金属)使硫化物、氧化物等析出物的形状球状化，使点焊部的韧性升高，因此优选添加。但是，这些元素的量过多时，由于硫化物的粗大化而点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，Ca量优选为0.0050％以下、更优选为0.0045％以下、进一步优选为0.0040％以下。下限没有特别限定，但从得到Ca的添加效果的观点出发，例如为0.0005％、优选为0.0010％。

Mg量优选为0.0050％以下、更优选为0.0048％以下、进一步优选为0.0045％以下。下限没有特别限定，但从得到Mg的添加效果的观点出发，例如为0.0005％、优选为0.0010％。

REM量优选为0.0050％以下、更优选为0.0040％以下、进一步优选为0.0030％以下。下限没有特别限定，但从得到REM的添加效果的观点出发，例如为0.0005％、优选为0.0010％。

(Co：0.30％以下)

Co使析出物的形状球状化，使点焊部的韧性升高，因此优选添加。但是，Co量过多时，由于硬质的马氏体增加而点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，Co量优选为0.30％以下、更优选为0.20％以下、进一步优选为0.10％以下。下限没有特别限定，但从得到Co的添加效果的观点出发，例如为0.01％、优选为0.02％。

(Ta：0.10％以下)

Ta使析出物的形状球状化，使点焊部的韧性升高，因此优选添加。但是，Ta量过多时，由于粗大的碳化物增加而点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，Ta量优选为0.10％以下、更优选为0.08％以下、进一步优选为0.06％以下。下限没有特别限定，但从得到Ta的添加效果的观点出发，例如为0.01％、优选为0.02％。

(Hf：0.10％以下)

Hf使析出物的形状球状化，使点焊部的韧性升高，因此优选添加。但是，Hf量过多时，由于粗大的碳化物增加而点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，Hf量优选为0.10％以下、更优选为0.08％以下、进一步优选为0.06％以下。下限没有特别限定，但从得到Hf的添加效果的观点出发，例如为0.01％、优选为0.02％。

(As：0.100％以下、Pb：0.100％以下、Zn：0.100％以下和Bi：0.100％以下)

As、Pb、Zn和Bi使析出物的形状球状化，使点焊部的韧性升高，因此优选添加。但是，这些元素的量过多时，粗大的析出物、夹杂物大量地生成，由此，点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，As量优选为0.100％以下、更优选为0.050％以下、进一步优选为0.010％以下。下限没有特别限定，但从得到As的添加效果的观点出发，例如为0.001％、优选为0.002％。

Pb量优选为0.100％以下、更优选为0.050％以下、进一步优选为0.010％以下。下限没有特别限定，但从得到Pb的添加效果的观点出发，例如为0.001％、优选为0.002％。

Zn量优选为0.100％以下、更优选为0.050％以下、进一步优选为0.010％以下。下限没有特别限定，但从得到Zn的添加效果的观点出发，例如为0.001％、优选为0.002％。

Bi量优选为0.100％以下、更优选为0.050％以下、进一步优选为0.010％以下。下限没有特别限定，但从得到Bi的添加效果的观点出发，例如为0.001％、优选为0.002％。

《余量：Fe和不可避免的杂质》

本发明的成分组成中的余量由Fe和不可避免的杂质构成。

＜显微组织＞

接着，对本发明的高强度冷轧钢板的显微组织(以下，为了方便也称为“本发明的显微组织”)进行说明。

为了得到本发明效果，仅满足上述本发明的成分组成是不充分的，还需要满足以下说明的本发明的显微组织。

以下，面积率是相对于显微组织整体的面积率。各组织的面积率通过后述的实施例中记载的方法求出。

《回火马氏体和贝氏体的合计面积率：55～95％》

从稳定地确保1320MPa以上的拉伸强度的观点出发，回火马氏体和贝氏体的合计面积率为55％以上、优选为58％以上、更优选为60％以上。

另一方面，该合计面积率过高时，残余奥氏体的面积率降低，钢板的延展性降低。因此，该合计面积率为95％以下、优选为92％以下、更优选为88％以下。

《残余奥氏体的面积率：5～30％》

残余奥氏体使钢板的延展性提高。因此，残余奥氏体的面积率为5％以上、优选为6％以上、更优选为8％以上。

另一方面，残余奥氏体的面积率过高时，受到应力时发生马氏体相变的残余奥氏体增加，在热影响区产生龟裂，点焊部的疲劳强度降低。因此，残余奥氏体的面积率为30％以下、优选为20％以下、更优选为18％以下。

本发明的显微组织中，作为回火马氏体、贝氏体和残余奥氏体以外的组织(余量组织)，可以包含例如：珠光体；新鲜马氏体；铁素体；铁系碳氮化物；合金碳氮化物；MnS、Al₂O₃等夹杂物；等公知的组织。

余量组织的面积率为35％以下、更优选为25％以下、进一步优选为15％以下。余量组织的面积率为该范围时，不损害本发明效果。

《原奥氏体晶粒的平均等效圆直径：15.0μm以下》

如果原奥氏体粒径变得粗大，则点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。因此，原奥氏体晶粒的平均等效圆直径为15.0μm以下、优选为14.0μm以下、更优选为13.0μm以下。

下限没有特别限定，例如为2.0μm、优选为4.0μm。

原奥氏体晶粒的平均等效圆直径通过后述的实施例中记载的方法求出。

《比(b/a)：0.80以下》

在原奥氏体晶粒的晶界上存在的碳浓度高的区域(该区域的组织等没有特别限定)比相邻的组织硬。在对点焊部反复负荷应力的情况下，由于该硬度差，在热影响区产生空隙，点焊部的疲劳强度降低。

因此，将原奥氏体晶粒的一周的长度设为a、将原奥氏体晶粒的一周中碳浓度为0.6质量％以上的部分的长度设为b时，b相对于a的比(b/a)的值优选较小。

具体而言，比(b/a)为0.80以下、优选为0.76以下、更优选为0.72以下。

比(b/a)的下限没有特别限定，例如为0.20、优选为0.30。

比(b/a)通过后述的实施例中记载的方法求出。

＜钢中扩散性氢量：0.50质量ppm以下＞

钢中扩散性氢量过高时，在焊接时点焊部容易开裂，点焊部的疲劳强度降低。因此，钢中扩散性氢量为0.50质量ppm以下、优选为0.30质量ppm以下、更优选为0.20质量ppm以下。

钢中扩散性氢量通过后述的实施例中记载的方法求出。

＜镀层＞

从使耐腐蚀性等提高的观点出发，本发明的高强度冷轧钢板可以在其表面还具有镀层。作为镀层，可以列举例如热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层。镀层可以通过后述的镀覆处理形成。

[高强度冷轧钢板的制造方法]

接着，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法(以下，为了方便也称为“本发明的制造方法”)进行说明。本发明的制造方法也是制造上述本发明的高强度冷轧钢板的方法。

只要没有特别说明，以下所示的对钢坯、钢板等进行加热或冷却时的温度是指钢坯、钢板等的表面温度。

钢坯(钢原材)的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。熔炼后，优选通过连铸法得到钢坯。但是，也可以使用铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等其它公知的铸造方法来得到钢坯。

在本发明的制造方法中，首先，对具有上述成分组成的钢坯进行热轧。由此，得到热轧钢板。

进行热轧时，可以用加热炉将钢坯再加热后进行轧制。在钢坯保持规定温度以上的温度的情况下，也可以将钢坯不进行加热而进行直送轧制。

在热轧中，对钢坯实施粗轧和精轧。

粗轧前，优选对钢坯进行加热从而使钢坯中的碳化物熔解。

从使碳化物熔解、或者防止轧制载荷增大的观点出发，将钢坯加热时的温度(钢坯加热温度)优选为1100℃以上、更优选为1150℃以上。

另一方面，从防止氧化皮损耗增大的观点出发，钢坯加热温度优选为1300℃以下、更优选为1280℃以下。

如上所述，在粗轧前的钢坯保持规定温度以上的温度、钢坯中的碳化物熔解的情况下，可以省略粗轧前的钢坯的加热。

关于粗轧和精轧的条件，没有特别限定，例如，精轧结束温度优选为700～1100℃、更优选为800～1000℃。

＜卷取温度：350～650℃＞

接着，对通过钢坯的热轧而得到的热轧钢板进行卷取。

如果热轧钢板卷取时的温度(卷取温度)过低，则生成硬质的马氏体，在之后的冷轧中，轧制负荷增大，生产率降低。另外，原奥氏体晶粒的晶界上碳浓度高的马氏体增加，上述比(b/a)的值变大，因此点焊部的疲劳强度降低。

因此，卷取温度为350℃以上、优选为360℃以上、更优选为370℃以上。

另一方面，卷取温度过高时，原奥氏体粒径变得粗大，点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，卷取温度为650℃以下、优选为630℃以下、更优选为600℃以下。

接着，对卷取后的热轧钢板实施冷轧，得到冷轧钢板。

冷轧的轧制率优选为30％以上、更优选为35％以上。上限没有特别限定，例如为70％以下、优选为65％以下。

＜加热温度：750～950℃、加热时间：10～500秒＞

接着，对通过冷轧得到的冷轧钢板实施热处理。

具体而言，首先，对冷轧钢板进行加热。

此时，冷轧钢板的加热温度过低、或者加热时间(加热温度下的保持时间)过短时，由于变为在铁素体和奥氏体的双相区的加热，因而最终的显微组织含有铁素体，回火马氏体和贝氏体的合计面积率降低，因此难以确保期望的拉伸强度。

因此，加热温度为750℃以上、优选为800℃以上、更优选为850℃以上。加热时间为10秒以上、优选为50秒以上、更优选为80秒以上。

另一方面，加热温度过高时，原奥氏体粒径变得粗大，点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。另外，由于高氢分压的增加，侵入至钢中的氢量增加，因此钢中扩散性氢量变高。

另外，加热时间过长时，由于原奥氏体粒径粗大化，点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，加热温度为950℃以下、优选为930℃以下、更优选为900℃以下。加热时间为500秒以下、优选为300秒以下、更优选为200秒以下。

＜平均冷却速度v1：10℃/秒以上＞

接着，将加热后的冷轧钢板从加热温度冷却至后述的冷却停止温度。

在此，将从加热温度到400℃的平均冷却速度设为v1。

平均冷却速度v1过低时，在冷却中发生铁素体相变，回火马氏体和贝氏体的合计面积率降低，因此难以确保期望的拉伸强度。因此，平均冷却速度v1为10℃/秒以上、优选为11℃/秒以上、更优选为13℃/秒以上。

平均冷却速度v1的上限没有特别限定，例如为45℃/秒、优选为30℃/秒。

＜平均冷却速度v2：v2≥0.6(2[Mn]+0.8[Si])＞

将从400℃到冷却停止温度的平均冷却速度设为v2。

在本发明的制造方法中，平均冷却速度v2满足下述式(1)。

v2≥0.6(2[Mn]+0.8[Si])…(1)

式(1)中，[Mn]和[Si]分别为上述成分组成(本发明的成分组成)中的Mn和Si的含量(单位：质量％)。

平均冷却速度v2不满足式(1)时，冷却中存在的奥氏体不能相变为马氏体，最终的显微组织中的回火马氏体减少。因此，回火马氏体和贝氏体的合计面积率降低，得不到1320MPa以上的拉伸强度。

平均冷却速度v2的上限没有特别限定，例如为40℃/秒、优选为35℃/秒。

＜冷却停止温度：130～300℃＞

冷却停止温度过低时，原奥氏体晶粒的晶界上碳浓度高的马氏体增加，上述比(b/a)的值变大，因此点焊部的疲劳强度降低。

因此，冷却停止温度为130℃以上、优选为140℃以上、更优选为150℃以上。

另一方面，冷却停止温度过高时，受到应力时发生马氏体相变的残余奥氏体增加，在热影响区产生龟裂，点焊部的疲劳强度降低。因此，冷却停止温度为300℃以下、优选为290℃以下、更优选为280℃以下。

＜再加热温度：200～450℃、再加热时间：10～500秒＞

接着，对冷却至冷却停止温度的冷轧钢板进行再加热。

此时，冷轧钢板的再加热温度过低、或者再加热时间(再加热温度下的保持时间)过短时，原奥氏体晶粒的晶界上碳浓度高的马氏体增加，上述比(b/a)的值变大，因此点焊部的疲劳强度降低。另外，钢中扩散性氢难以脱离，因此钢中扩散性氢量变高。

因此，再加热温度为200℃以上、优选为250℃以上、更优选为270℃以上。再加热时间为10秒以上、优选为30秒以上、更优选为50秒以上。

另一方面，再加热温度过高时，由于回火马氏体中的铁碳化物的大量析出，拉伸强度降低，并且点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

另外，再加热时间过长时，由于过饱和地固溶在马氏体中的碳向奥氏体扩散，容易生成碳浓度高的马氏体。因此，上述比(b/a)的值变大，点焊部的疲劳强度降低。此外，由于铁碳化物的大量析出，拉伸强度降低，并且点焊部的韧性降低，点焊部的疲劳强度降低。

因此，再加热温度为450℃以下、优选为380℃以下、更优选为350℃以下。再加热时间为500秒以下、优选为300秒以下、更优选为260秒以下。

需要说明的是，关于再加热温度，只要为上述温度范围内，则可以保持恒定温度，也可以进行温度变动。

＜平均冷却速度v3：v3≤2.8[Mn]+2.0[Si]＞

接着，将再加热后的冷轧钢板从再加热温度冷却至至少50℃。

在该冷却(也称为“再冷却”)中，将从(Ms点-240)℃到50℃的平均冷却速度设为v3。

在本发明的制造方法中，平均冷却速度v3满足下述式(2)。

v3≤2.8[Mn]+2.0[Si]…(2)

式(2)中，[Mn]和[Si]分别为上述成分组成(本发明的成分组成)中的Mn和Si的含量(单位：质量％)。

通过使平均冷却速度v3满足式(2)，再冷却中生成的马氏体自回火，在马氏体中生成微细的碳化物。其结果是能够减小上述比(b/a)的值。

平均冷却速度v3的下限没有特别限定，例如为1℃/秒、优选为2℃/秒。

需要说明的是，Ms点(单位：℃)通过下述式(3)求出。

Ms＝550-350×[C]-40×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]-17×[Ni]-10×[Cu]-10×[Mo]-5×[W]+15×[Co]+30×[Al]…(3)

上述式(3)中，[X]为上述成分组成(本发明的成分组成)中的元素X的含量(单位：质量％)。

在本发明的制造方法中，可以通过对再冷却后的冷轧钢板实施镀覆处理而在其表面形成镀层。作为镀层，可以列举例如热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层。

镀覆处理优选热镀锌处理、合金化热镀锌处理或电镀锌处理。

实施热镀锌处理时，可以使用以能够连续地实施上述热处理和热镀锌处理的方式构成的装置。

实施热镀锌处理的情况下，例如，使钢板浸渍在浴温为440～500℃的锌浴中来实施热镀锌处理。然后，优选通过气体擦拭等调整镀层的附着量。

作为锌浴，优选具有Al含量为0.10～0.23质量％、余量由Zn和不可避免的杂质构成的成分组成的锌浴。

实施合金化热镀锌处理的情况下，合金化温度过低时，Zn-Fe合金化速度变得过慢，合金化有时变得显著困难。另一方面，合金化温度过高时，未相变奥氏体相变为珠光体，拉伸强度和延展性有时降低。因此，合金化温度为450～600℃、更优选为470～550℃、进一步优选为470～530℃。

实施电镀锌处理时，可以使用以能够连续地实施上述热处理和电镀锌处理的方式构成的装置。

通过实施电镀锌处理，形成电镀锌层。

作为电镀锌层，没有特别限定，优选使用以往公知的电镀锌层。电镀锌层也可以是根据目的在Zn中添加有适当量的Fe、Cr、Ni、Mn、Co、Sn、Pb或Mo等元素的锌合金镀层。

热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)和电镀锌钢板(EG)的镀层的附着量优选每单面20～80g/m²(两面镀覆)。

实施镀覆处理后的钢板例如被冷却至50℃以下的温度。可以对冷却至50℃以下的温度的钢板以0.05～1.00％的伸长率实施轧制。该伸长率优选为0.08～0.70％。

该轧制可以在与用于实施上述镀锌处理的装置(镀覆装置)连续的装置上实施，也可以在与镀覆装置不连续的装置上实施。另外，可以以一次轧制实现目标伸长率，也可以实施多次轧制以合计实现目标伸长率。

需要说明的是，此处记载的轧制一般是指平整轧制，但只要能够赋予与平整轧制同等的伸长率，也可以通过使用整平机的加工等进行轧制。

在上述本发明的制造方法中，例如，只要加热温度、再加热温度等保持温度在上述温度范围内，则也可以不恒定。关于冷却速度，只要在上述速度范围内，则也可以在冷却中变化。只要满足上述温度范围等条件，可以用任何设备实施热处理。

实施例

以下，列举实施例对本发明进行具体说明。但是，本发明不限定于以下说明的实施例。

＜钢板的制造＞

将具有下述表1～表2(表2是表1的后续)所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢水用转炉熔炼，通过连铸法得到钢坯。需要说明的是，下述表1～表2中的下划线是指本发明的范围外(其它表中也同样)。

将得到的钢坯在下述表3所示的条件下进行热轧，得到热轧钢板。具体而言，将钢坯加热至1250℃，进行粗轧。接着，在900℃的精轧结束温度下实施精轧，在下述表3所示的卷取温度下进行卷取。

将卷取后的热轧钢板以下述表3所示的轧制率进行冷轧，由此得到冷轧钢板。

在下述表3所示的条件下对得到的冷轧钢板实施热处理。

在一部分例子中，对热处理后的冷轧钢板(CR)的两面实施镀覆处理，得到热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)或电镀锌钢板(EG)。

作为热镀锌浴，在制造GI的情况下，使用含有Al：0.20质量％、余量由Zn和不可避免的杂质构成的锌浴；在制造GA的情况下，使用含有Al：0.14质量％、余量由Zn和不可避免的杂质构成的锌浴。

浴温在制造GI和GA中的任一种的情况下都设定为470℃。

关于镀层的附着量，在制造GI的情况下，设定为每单面45～72g/m²；在制造GA的情况下，设定为每单面45g/m²。

在制造GA的情况下，合金化温度设定为500℃。

GI的镀层的组成为含有Fe：0.1～1.0质量％、Al：0.2～1.0质量％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成。GA的镀层的组成为含有Fe：7～15质量％、Al：0.1～1.0质量％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成。

制造EG时，使用电镀锌生产线，以镀层的附着量为每单面30g/m²的方式实施电镀锌处理。

以下，将热处理后的冷轧钢板(CR)、热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)和电镀锌钢板(EG)也简称为“钢板”。

＜显微组织的观察＞

对于得到的钢板，如下观察显微组织。将结果示于下述表4中。

《回火马氏体和贝氏体的合计面积率》

对于得到的钢板，以与轧制方向平行的截面(L截面)为观察面的方式进行研磨。将观察面用1体积％硝酸乙醇溶液腐蚀后，使用扫描电子显微镜(SEM)放大至3000倍进行观察。从钢板的表面到相当于板厚的1/4的位置的L截面，观察10个视野，得到SEM图像。

针对得到的SEM图像，求出各组织的面积率，将10个视野的平均面积率作为各组织的面积率。SEM图像的分析中，作为分析软件，使用Media Cybernetics公司制造的Image-Pro。

在SEM图像中，例如，回火马氏体和贝氏体呈暗灰色。将暗灰色的部分判定为回火马氏体和贝氏体。

《残余奥氏体的面积率》

关于残余奥氏体，如下通过X射线衍射法求出体积率，将该体积率视为面积率。

首先，将钢板在板厚方向(深度方向)上机械磨削至相当于板厚的1/4的位置，然后，使用草酸进行化学研磨，得到观察面。利用X射线衍射法对该观察面进行观察。作为入射X射线，使用Co的Kα射线源。求出fcc铁(奥氏体)的(200)、(220)和(311)各面的衍射强度相对于bcc铁的(200)、(211)和(220)各面的衍射强度的比。将求出的比作为残余奥氏体的体积率。

《原奥氏体晶粒的平均等效圆直径》

原奥氏体晶粒的平均等效圆直径依据JIS G 0551的规定如下求出。

首先，针对得到的钢板，以与轧制方向平行的截面(L截面)为观察面的方式进行研磨。将观察面用苦味酸腐蚀液腐蚀后，使用SEM放大至1000倍进行观察。从钢板的表面到相当于板厚1/4的位置的L截面，观察10个视野，得到SEM图像。

针对得到的SEM图像，识别出原奥氏体晶粒，求出其面积。根据求出的面积，求出原奥氏体晶粒的等效圆直径。将10个视野的平均值作为原奥氏体晶粒的平均等效圆直径。

《比b/a》

首先，针对得到的钢板，以与轧制方向平行的截面(L截面)为观察面的方式，使用金刚石糊进行研磨。将观察面通过氧化铝研磨而精加工成镜面，接着，为了排除观察面的烃污染(碳污染物、以下称为“污染物”)，使用等离子体清洁器进行净化。

对于净化后的观察面，实施使用了搭载有场发射型(Field Emission)电子枪的电子束微分析仪(FE-EPMA：Field Emission Electron Probe Micro Analyzer)的测定，获得用于得到元素映射图像的数据。测定条件按照非专利文献(T.Yamashita,Y.Tanaka,M.Nagoshi and K.Ishida：Sci.Rep.,6(2016),DOI：10.1038/srep29825.)，加速电压设为7kV、电流设为50nA。此时，对作为试样的钢板进行加热并保持于100℃，在没有污染物的条件下进行测定。将测定后的数据通过校准法转换为碳浓度，得到碳的元素映射图像。在得到的元素映射图像中，特定出碳浓度为0.6质量％以上的区域(为了方便，称为“高碳区域”)。

更详细而言，参照与元素映射图像相同视野的SEM图像，识别出原奥氏体晶粒，特定出在该原奥氏体晶粒的晶界上存在的高碳区域。

然后，求出原奥氏体晶粒的一周的长度(a)和该原奥氏体晶粒的一周中与高碳区域重叠的部分的长度(b)，计算出比(b/a)。

对每个钢板实施30次利用EPMA的面分析。将30次的平均值作为该钢板的比(b/a)的值。

＜评价＞

通过以下方法对得到的钢板进行评价。将结果示于下述表4中。

《拉伸试验》

从得到的钢板上裁取将与轧制方向成90°的方向作为长度方向(拉伸方向)的JISZ 2201中记载的5号试验片。使用裁取的试验片，实施5次依据JIS Z 2241的拉伸试验，根据5次的平均值，求出拉伸强度(TS)和对接伸长率(EL)。

《钢中扩散性氢量的测定》

从得到的钢板上裁取长度30mm、宽度5mm的试验片。对于裁取的试验片，通过升温脱离分析法测定钢中扩散性氢量。升温速度设为200℃/小时。将从室温(25℃)起到低于210℃的温度范围内检测到的氢量的累积值作为钢中扩散性氢量(单位：质量ppm)。

对于形成有镀层的钢板，使用槽刨机(精密抛光机)，去除镀层后，同样地进行测定。

《点焊部的疲劳试验》

使用得到的钢板，基于JIS Z 3138，制作具有点焊部的十字拉伸试验片，实施疲劳试验。

首先，在电极为DR6mm-40R、加压力为4802N(490kgf)、通电时间为17个循环的条件下实施点焊，以熔核直径达到6.5mm的方式调整电流值，制作十字拉伸试验片。

在最小最大载荷比为0.05、频率为20Hz、重复数为10⁷次的条件下负荷载荷，然后，以5mm/分钟的拉伸速度实施十字拉伸试验。根据未发生试验片的剥离的最大的十字拉伸强度来评价点焊部的疲劳强度。

具体而言，将十字拉伸强度为250N以上的情况设为“◎”，将十字拉伸强度为180N以上且小于250N的情况设为“○”，将十字拉伸强度小于180N的情况设为“×”，记载在下述表4中。

如果为“◎”或“○”，则能够评价为点焊部的疲劳强度优良。

[表1]

[表2]

[表3]

表3

[表4]

表4

＜评价结果汇总＞

如上述表1～表4所示，No.1～3、6～7、10、15～17、22、30和33～42的钢板均拉伸强度为1320MPa以上、并且点焊部的疲劳强度也优良。

与此相对，No.4～5、8～9、11～14、18～21、23～29、31～32的钢板的拉伸强度和点焊部的疲劳强度中的至少一者不充分。

Claims

1.一种高强度冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.150～0.350％、Si：0.80～3.00％、Mn：1.50～3.50％、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.100％以下、N：0.0100％以下和O：0.0100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成以及显微组织，

钢中扩散性氢量为0.50质量ppm以下，

拉伸强度为1320MPa以上，

在所述显微组织中，回火马氏体和贝氏体的合计面积率为55～95％，残余奥氏体的面积率为5～30％，原奥氏体晶粒的平均等效圆直径为15.0μm以下，将所述原奥氏体晶粒的一周的长度设为a、将所述原奥氏体晶粒的一周中碳浓度为0.6质量％以上的部分的长度设为b时，比b/a为0.80以下。

2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自由B：0.0050％以下、Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.500％以下、W：0.500％以下、Mo：1.000％以下、Cr：1.000％以下、Sb：0.200％以下、Sn：0.200％以下、Zr：0.1000％以下、Cu：1.000％以下、Ni：1.000％以下、Ca：0.0050％以下、Mg：0.0050％以下、REM：0.0050％以下、Co：0.30％以下、Ta：0.10％以下、Hf：0.10％以下、As：0.100％以下、Pb：0.100％以下、Zn：0.100％以下和Bi：0.100％以下组成的组中的至少一种元素。

3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其中，在表面具有镀层。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，所述镀层为热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层。

5.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其是制造权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板的方法，其中，

对具有权利要求1或2中记载的成分组成的钢坯进行热轧，将得到的热轧钢板在350～650℃的卷取温度下卷取，

对卷取后的所述热轧钢板进行冷轧，得到冷轧钢板，

将所述冷轧钢板在750～950℃的加热温度下加热10～500秒，以10℃/秒以上的平均冷却速度v1从所述加热温度冷却至400℃，以满足下述(1)式的平均冷却速度v2从400℃冷却至130～300℃的冷却停止温度，接着，在200～450℃的再加热温度下再加热10～500秒，然后，以满足下述(2)式的平均冷却速度v3从(Ms点-240)℃冷却至50℃，

v2≥0.6(2[Mn]+0.8[Si])…(1)

v3≤2.8[Mn]+2.0[Si]…(2)

其中，所述式(1)和(2)中的[Mn]和[Si]分别为所述成分组成中的Mn和Si的含量，所述含量的单位为质量％。

6.根据权利要求5所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，对以所述平均冷却速度v3冷却后的所述冷轧钢板实施镀覆处理。

7.根据权利要求6所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为热镀锌处理、合金化热镀锌处理或电镀锌处理。