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CN118974295A - 冷轧钢板和冷轧钢板的制造方法 - Google Patents

冷轧钢板和冷轧钢板的制造方法 Download PDF

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CN118974295A
CN118974295A CN202380029296.7A CN202380029296A CN118974295A CN 118974295 A CN118974295 A CN 118974295A CN 202380029296 A CN202380029296 A CN 202380029296A CN 118974295 A CN118974295 A CN 118974295A
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畑显吾
吉田晋士
藤村里奈
大浦夏实
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

提供具有高强度和优异的扩孔性的冷轧钢板。冷轧钢板的化学组成以质量％计为C：0.10～0.30％、Si：2.50％以下、Mn：0.50～3.50％、P：0.100％以下、S：0.020％以下、Al：0.010～0.100％、N：0.0100％以下、Ti：0～0.100％、Nb：0～0.100％、V：0～0.50％、Mo：0～0.50％、W：0～0.50％、B：0～0.0050％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.0100％、余量：Fe和杂质，金相组织含有总计为85体积％以上的回火马氏体和贝氏体，除回火马氏体、贝氏体和铁素体以外的组织为5体积％以下，所述金相组织中的Mn浓度为8.0质量％以上的区域为0.05～1.5面积％。

Description

冷轧钢板和冷轧钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及冷轧钢板和冷轧钢板的制造方法。
背景技术
对于用于汽车用部件等的钢板，要求高强度并且要求优异的加工性。
在国际公开第2018/030502号中公开有具有980MPa以上的抗拉强度且具有良好的成形性的高强度钢板。该钢板含有预定量的Cr和Mo，铁素体相的平均晶粒直径为1.5μm以下，铁素体相的面积率为2％以上且15％以下，回火马氏体相的面积率为75％以上且96％以下，每单位面积内的、不回火的马氏体相与铁素体相之间的界面长度和不回火的马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的总计值为6.3×108μm/m2以上且5.0×1011μm/m2以下。
在日本特开2016-194139号公报中公开有高强度冷轧钢板，该高强度冷轧钢板为抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板，以延展性和凸缘性评价的加工性良好，碰撞特性还优异。对于该钢板的板厚的1/4位置处的金相组织，在利用扫描型电子显微镜观察了金相组织时，铁素体相对于金相组织整体的面积率大于10％且为65％以下，余量为淬火马氏体和残余奥氏体，且为由选自由贝氏体铁素体、贝氏体、以及回火马氏体组成的组中的至少一种构成的硬质相。
在日本特开2015-193897号公报中公开有高强度冷轧钢板，该高强度冷轧钢板的抗拉强度为980MPa以上，该高强度冷轧钢板的延展性和弯曲性优异。对于该钢板的钢板的板厚1/4位置的组织，在利用扫描型电子显微镜观察了时，铁素体相对于整个组织的面积率为5％以上且小于50％，余量为硬质相。而且，在利用电子束微探针分析计进行了分析时，Mn浓度浓缩为钢板中的Mn浓度的1.2倍以上的区域存在5面积％以上，并且，在2μm见方的分区中计量Mn浓度浓缩为钢板中的Mn浓度的1.2倍以上的区域的分率，测量了100个分区时的标准偏差为4.0％以上。
在国际公开第2008/042982号中记载有铁基合金的处理方法，该铁基合金的处理方法包括：将具有能够向第2显微组织相变的第1显微组织的铁基合金设为奥氏体相变温度的工序；将铁基合金快速加热成比奥氏体相变温度高的温度的工序；以及利用与加热装置相邻的淬火装置使铁基合金的至少一部分立即淬火的工序。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2018/030502号
专利文献2：日本特开2016-194139号公报
专利文献3：日本特开2015-193897号公报
专利文献4：国际公开第2008/042982号
发明内容
发明要解决的问题
本发明的课题在于提供具有高强度和优异的加工性的冷轧钢板，更具体而言在于提供具有高强度和优异的扩孔性的冷轧钢板。
用于解决问题的方案
本发明的一实施方式的冷轧钢板的化学组成以质量％计为C：0.10～0.30％、Si：2.50％以下、Mn：0.50～3.50％、P：0.100％以下、S：0.020％以下、Al：0.010～0.100％、N：0.0100％以下、Ti：0～0.100％、Nb：0～0.100％、V：0～0.50％、Mo：0～0.50％、W：0～0.50％、B：0～0.0050％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.0100％、余量：Fe和杂质，所述冷轧钢板的金相组织含有总计为85体积％以上的回火马氏体和贝氏体，除回火马氏体、贝氏体和铁素体以外的组织为5体积％以下，所述金相组织中的Mn浓度为8.0质量％以上的区域为0.05～1.5面积％。
本发明的一实施方式的冷轧钢板的制造方法为制造上述的冷轧钢板的方法，其包括如下工序：
进行将热轧钢板在620～700℃的温度区域保持10分钟以上的热处理的工序；
对经过所述热处理的钢板进行冷轧的工序；
将经过所述冷轧的钢板在880～1050℃的温度区域保持10秒以上之后，以20℃/秒以上的冷却速度冷却到450℃以下的温度的工序；以及
在所述冷却的工序中冷却到450℃以下的温度之后，进行下述(A)和(B)中的任一项处理的工序：
(A)在暂且冷却到350℃以下且是马氏体相变开始温度(Ms点)以下的温度之后，进行再加热并保持在300～450℃的温度区域的处理，
(B)不进行再加热，而是保持在冷却中途的300～450℃的温度区域的处理。
发明的效果
根据本发明，可获得具有高强度和优异的扩孔性的冷轧钢板。
具体实施方式
本发明人为了解决上述的问题进行各种研究，获得了如下见解。
为了使冷轧钢板高强度化，进行适当的热处理，需要将金相组织设为以回火马氏体和贝氏体为主体的金相组织。另外，为了获得优异的扩孔性，使金相组织中的Mn的分布均匀的做法有效。通过使Mn的分布均匀，能够抑制在热处理中生成MA(马氏体-奥氏体组元：Martensite-Austenite Constituent)。在Mn富集的区域中淬透性提高，因此，易于生成MA。MA为非常地硬质的组织，易于在扩孔加工中成为裂纹的起点。通过抑制MA的生成，能够改善扩孔性。
具体而言，将金相组织设为含有总计为85体积％以上的回火马氏体和贝氏体的金相组织，而且，在钢板的截面中，将金相组织中的Mn浓度为8.0质量以上的区域的面积率设为0.05～1.5面积％。Mn浓度为8.0质量％以上的区域(以下称为“Mn富集区域”。)的面积率小意味着Mn均匀地分布。通过减小Mn富集区域的面积率，能够抑制MA的生成而改善扩孔性。另一方面，若使Mn富集区域完全消失，则无法获得优异的伸长率。通过使Mn富集区域仅残存微小的面积率(0.05面积％以上)，从而促进加工了钢之际的加工硬化，钢的伸长率提高。
为了获得这样的金相组织，进行如下的热处理的做法有效。首先，实施将热轧钢板在620～700℃的温度区域保持10分钟以上的热处理。由此，在钢中生成渗碳体，一般而言，10质量％以上的Mn向该渗碳体处富集。在对该钢板进行了冷轧之后，保持在880～1050℃的温度，从而金相组织中的Mn扩散，使Mn的分布均匀化。通过以20℃/秒以上的冷却速度将该钢板冷却到450℃以下的温度，从而使马氏体、贝氏体生成。
作为优选的形态，将金相组织设为还含有5体积％以上的铁素体的金相组织，将铁素体的平均晶粒直径设为10.0μm以下。通过设为含有5体积％以上的铁素体的金相组织，能够进一步改善伸长率。
本发明为基于以上的见解完成的。以下，说明本发明的一实施方式的冷轧钢板。
[冷轧钢板]
[化学组成]
本发明的一实施方式的冷轧钢板具有以下说明的化学组成。在以下的说明中，元素的含量的“％”为指质量％。
C：0.10～0.30％
碳(C)使钢的强度提高。另一方面，若C含量过高，则钢的伸长率降低。因此，C含量为0.10～0.30％。C含量的下限优选为0.12％，进一步优选为0.15％。C含量的上限优选为0.25％，进一步优选为0.20％。
Si：2.50％以下
硅(Si)为固溶强化元素，若过量地含有，则钢的热加工性降低。因此，Si含量为2.50％以下。Si含量的上限优选为2.00％，进一步优选为1.50％。Si含量的下限优选为0.10％，进一步优选为0.30％。
Mn：0.50～3.50％
锰(Mn)提高钢的淬透性而使钢的强度提高。另一方面，若Mn含量过高，则钢的伸长率降低。因此，Mn含量为0.50～3.50％。Mn含量的下限优选为0.80％，进一步优选为1.20％，进一步优选为1.55％，进一步优选为1.60％。Mn含量的上限优选为3.30％，进一步优选为3.00％，进一步优选为2.80％。
P：0.100％以下
磷(P)为杂质。P在晶界处偏析而使钢的伸长率降低。因此，P含量为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下，进一步优选为0.030％以下。
S：0.020％以下
硫(S)为杂质。S使钢的热加工性降低。因此，S含量为0.020％以下。S含量优选为0.015％以下，进一步优选为0.010％以下。
Al：0.010～0.100％
铝(Al)作为脱氧剂而含有。另一方面，若Al含量过高，则生成夹杂物而钢的伸长率降低。因此，Al含量为0.010～0.100％。Al含量的下限优选为0.015％，进一步优选为0.020％。Al含量的上限优选为0.080％，进一步优选为0.060％。
N：0.0100％以下
氮(N)为杂质。N使钢的伸长率降低。因此，N含量为0.0100％以下。N含量的上限优选为0.0060％，进一步优选为0.0040％。另一方面，若要过度减少N，则制造成本增加。N含量的下限优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。
本实施方式的冷轧钢板的化学组成也可以含有选自由Ti、Nb、V、Mo、W、B、Ca、Mg、以及REM组成的组中的1种以上的元素。这些元素均为选择元素。即，本实施方式的冷轧钢板的化学组成也可以不含有Ti、Nb、V、Mo、W、B、Ca、Mg、以及REM的一部分或全部。
Ti：0～0.100％
Nb：0～0.100％
V：0～0.50％
Mo：0～0.50％
W：0～0.50％
钛(Ti)、铌(Nb)、钒(V)、钼(Mo)以及钨(W)均具有形成碳化物而使钢的强度提高的效果。只要含有少量的Ti、Nb、V、Mo以及W，就能够获得该效果。另一方面，若Ti、Nb、V、Mo以及W的含量过量，则钢的伸长率降低。因此，Ti和Nb的含量为0～0.100％，V、Mo以及W的含量为0～0.50％。Ti和Nb的下限优选为0.005％。Ti和Nb的上限优选为0.060％，进一步优选为0.040％。V、Mo以及W的下限优选为0.01％。V、Mo以及W的上限优选为0.40％，进一步优选为0.30％。
B：0～0.0050％
硼(B)提高淬透性而使钢的强度提高。只要含有少量的B，就能够获得该效果。另一方面，若B含量过量，则钢的伸长率降低。因此，B含量为0～0.0050％。B含量的下限优选为0.0003％。B含量的上限优选为0.0040％，进一步优选为0.0030％。
Ca：0～0.0100％
Mg：0～0.0100％
REM：0～0.0100％
钙(Ca)、镁(Mg)、以及稀土元素(REM)均使钢的热加工性提高。只要含有少量的Ca、Mg、以及REM，就能够获得该效果。另一方面，若Ca、Mg、以及REM的含量过量，则生成夹杂物而钢的伸长率降低。因此，Ca、Mg、以及REM各自的含量为0～0.0100％。Ca、Mg、以及REM的含量的下限均优选为0.0001％。Ca、Mg、以及REM的含量的上限均优选为0.0060％，进一步优选为0.0040％。此外，REM为Sc、Y以及镧系元素的总计17个元素的统称，REM的含量是指上述元素的总量。
本实施方式的冷轧钢板的化学组成的余量为Fe和杂质。在此所谓的杂质为指从用作钢的原料的矿石、废料混入的元素、或者从制造过程的环境等混入的元素。杂质并不限定于此，例如为Cu、Ni、Cr、以及O等。
[金相组织]
本实施方式的冷轧钢板的金相组织含有总计为85体积％以上的回火马氏体和贝氏体。在回火马氏体与贝氏体的总体积率小于85％时，无法获得需要的强度。此外，上述的“贝氏体”设为含有回火了的贝氏体的贝氏体。本实施方式的冷轧钢板的金相组织的贝氏体存在局部地回火的情况。另外，在回火马氏体和贝氏体的中存在渗碳体，但回火马氏体和贝氏体中的渗碳体不视作独立的组织，设为包含于回火马氏体和贝氏体的总体积的渗碳体。
回火马氏体和贝氏体所含有的渗碳体的平均晶粒直径大于30nm。针对渗碳体的平均晶粒直径，从冷轧钢板采集提取复制膜，根据利用透射电子显微镜法(加速电压200kV)以观察倍率1～10万倍观察了3个视场以上的结果进行测量。平均晶粒直径设为当量圆直径。在金相组织以不含有渗碳体的马氏体为主体的情况下(即，以淬火状态的马氏体为主体的情况)下，无法获得充分的扩孔性。渗碳体的平均晶粒直径优选为大于50nm。
本实施方式的冷轧钢板的金相组织中的Mn浓度为8.0质量％以上的区域为0.05～1.5面积％。Mn浓度为8.0质量％以上的区域(以下称为“Mn富集区域”。)的面积率较小意味着Mn均匀地分布。通过减小Mn富集区域的面积率，能够抑制MA的生成而改善扩孔性。另一方面，若使Mn富集区域完全消失，则无法获得优异的伸长率。通过使Mn富集区域仅残存0.05面积％以上，能够促进加工了钢之际的加工硬化，钢的伸长率提高。
Mn富集区域的下限优选为0.10面积％，进一步优选为0.20面积％。Mn富集区域的上限优选为1.0面积％。
本实施方式的冷轧钢板的金相组织优选还含有5体积％以上的铁素体，铁素体的平均晶粒直径为10.0μm以下。通过设为含有5体积％以上的铁素体的金相组织，能够进一步改善伸长率。铁素体的体积率的下限更优选为10％。不过，若铁素体的平均晶粒直径过大，则无法获得使伸长率提高的效果。铁素体的平均晶粒直径的上限更优选为5.0μm。
本实施方式的冷轧钢板的金相组织的余量为珠光体、MA、残余奥氏体等，不过不限定于这些。本实施方式的冷轧钢板的金相组织的除马氏体、回火马氏体和铁素体之外的余量的体积率为5％以下。余量的体积率的上限优选为3％。
本实施方式的冷轧钢板抗拉强度优选为980MPa以上。抗拉强度的下限更优选为1050MPa，进一步优选为1180MPa。抗拉强度的上限并没有特别限定，例如为1450MPa。
本实施方式的冷轧钢板优选断裂伸长率为8.0％以上。断裂伸长率的下限更优选为10.0％。
[冷轧钢板的制造方法]
接着，说明上述的冷轧钢板的制造方法的一个例子。以下说明的制造方法说到底为例示，并不用于限定本实施方式的冷轧钢板的制造方法。
准备具有上述的化学组成的热轧钢板。例如，利用通常的方法对具有上述的化学组成的板坯进行热轧并进行卷取，从而能够制造热轧钢板。热轧的轧制率、轧制后的板厚、冷却到室温的冷却方法、卷取条件等没有特别限定。
将热轧钢板在620～700℃的温度区域保持10分钟以上。以下，将该热处理称为“热轧后热处理”。由于该热轧后热处理，在钢中生成渗碳体，Mn在该渗碳体处富集。若保持温度过低、或保持时间过短，则存在Mn未充分地富集，在最终的冷轧钢板的组织中，无法使Mn富集区域的面积率成为0.05面积％以上的情况。另一方面，若保持温度过高，则在组织的一部分生成奥氏体，Mn的富集变得不充分。热轧后热处理的保持温度的下限优选为630℃。热轧后热处理的保持温度的上限优选为680℃。热轧后热处理的保持时间的下限优选为30分钟，进一步优选为60分钟。热轧后热处理的保持时间的上限并没有特别限定，例如为300分钟。保持后的冷却速度为任意的速度即可。
另外，若由于渗碳体的热力学的性质而在600℃附近进行热轧后热处理，则存在在渗碳体中富集的Mn的浓度过度变高的情况。因此，在热轧后热处理的温度小于620℃时，存在局部的Mn浓度过度变高，无法在冷轧后热处理中使Mn充分地扩散，无法使Mn富集区域的面积率成为1.5％以下的情况。
对进行了热轧后热处理的钢板实施冷轧。冷轧的板厚减少率为例如30～80％。
在将经过冷轧的钢板在880～1050℃的温度区域保持10秒以上之后，以20℃/秒以上的冷却速度冷却到450℃以下的温度。以下，将该热处理称为“冷轧后热处理”。
通过将钢板在880～1050℃的温度区域保持10秒以上，金相组织中的Mn扩散，使Mn的浓度分布均匀化。若保持温度过低、或保持时间过短，则存在Mn未充分地扩散，在最终的冷轧钢板的组织中，Mn富集区域的面积率无法成为1.5面积％以下的情况。另一方面，若保持温度过高，则由于Mn的元素扩散，Mn富集区域的浓度降低，低于Mn的下限浓度。冷轧后热处理的保持温度的下限优选为900℃，进一步优选为920℃。冷轧后热处理的保持温度的上限优选为1000℃。冷轧后热处理的保持时间的下限优选为20秒，进一步优选为30秒。冷轧后热处理的保持时间的上限并没有特别限定，例如为300秒。
在将钢板保持在880～1050℃的温度区域之后，以20℃/秒以上的冷却速度将钢板冷却到450℃以下的温度。此时，组织的一部分相变成马氏体。通过将此时的冷却速度设为比较低的低速的20～30℃/秒而获得含有5体积％以上的铁素体的金相组织。若冷却速度小于20℃/秒，则存在过量地生成铁素体，在最终的冷轧钢板的组织中，回火马氏体与贝氏体的总计的体积率无法成为85％以上的情况。冷却速度的上限并没有特别限定，例如为200℃/秒。
在冷却到450℃以下的温度之后，还进行如下处理中的任一项：(A)在暂且冷却到350℃以下且马氏体相变开始温度(Ms点)以下的温度之后，进行再加热并在300～450℃的温度区域保持预定时间(优选为100秒以上)的处理(淬火-配分处理)；和(B)不进行再加热，而是在冷却中途的300～450℃的温度区域保持预定时间(优选为100秒以上)的处理(等温淬火(Austempering)处理)。
在热轧后热处理中析出的渗碳体由于冷轧后热处理而暂且熔解。此时的渗碳体的熔解量为冷轧后热处理前的渗碳体的90体积％以上，优选为95体积％以上。在冷轧后热处理和接着该冷轧后热处理的冷却之后，进行上述的(A)和(B)中任一项处理，从而渗碳体在金相组织中再次析出。由此，可获得含有总计为85体积％以上的回火马氏体和贝氏体的金相组织。此外，在保持温度小于300℃时，存在渗碳体未充分地析出的(渗碳体的平均晶粒直径不大于30nm的)情况。
利用以上的工序制造本实施方式的冷轧钢板。根据上述的制造方法，能够获得如下的冷轧钢板：具有含有总计为85体积％以上的回火马氏体和贝氏体，除回火马氏体、贝氏体和铁素体以外的组织为5体积％以下的金相组织，金相组织中的Mn浓度为8.0质量％以上的区域为0.05～1.5面积％。
以上，说明了本发明的一实施方式的冷轧钢板及其制造方法。根据本实施方式，可获得具有高强度和优异的扩孔性的冷轧钢板。
实施例
以下，利用实施例更具体地说明本发明。本发明并不限定于这些实施例。
利用高频真空熔炼炉对具有表1所示的化学组成的180kg的钢锭进行熔炼，利用热锻成为30mm厚度的板坯。对于所获得的板坯，利用热轧试验机以成为850～900℃的精加工温度的方式实施热轧，成为厚度2.0mm的热轧钢板。在完成热轧、经过了3～10秒之后，使钢板冷却到200～650℃的卷取温度，之后作为钢板的卷取模拟，以20℃/秒的冷却速度冷却到200℃以下而成为热轧钢板。
[表1]
表1
在以表2所示的温度和保持时间对热轧钢板进行了热处理(热轧后热处理)之后，以50％的板厚减少率(冷轧率)实施冷轧，成为厚度1.0mm的钢坯料。
[表2]
表2
从所获得的钢坯料采集了宽度160mm、长度230mm的试验材。以表2的“冷轧后热处理”这栏所记载的条件对所采集的各试验材实施了热处理(退火)。
具体而言，将试验材加热成表2的温度，进行了表2所示的保持时间的均热保持。在均热保持后，以表2的冷却速度进行了冷却直到450℃以下的温度。而且，之后，对试验编号1～7、12～15、17～21、26～29以及31的试验材进行如下处理后冷却到室温：在暂且冷却到350℃以下且马氏体相变开始温度(Ms点)以下的温度之后进行再加热，在350～400℃的温度区域保持300秒的处理(淬火-配分处理)。对试验编号8～11、16、22、24、25、30以及32的试验材进行如下处理后冷却到室温：不进行再加热，而是在冷却中途的350～400℃的温度区域保持300秒的处理(等温淬火处理)。对试验编号23的试验材不进行上述的处理中的任一者地冷却到室温。
将热处理后的试验材供于组织观察、拉伸试验以及扩孔试验。
为了评价拉伸特性，从热处理后的试验材采集将与轧制方向平行的方向(L方向)设为长度方向的JIS5号试验片各两个，以拉伸速度10mm/分钟进行了试验。从其试验结果求出抗拉强度(TS/MPa)、断裂伸长率(tEL/％)。抗拉强度和断裂伸长率设为两个拉伸试验片的平均值。
为了测量扩孔率，从热处理后的试验材采集90mm×90mm的试验片各两个，在该试验片的中央设置有初始孔径d0＝10mm的冲孔。利用前端角度60°的圆锥冲头扩展该孔，在冲切端部产生龟裂而在贯通了板厚的时刻停止扩展，去除了负载。在与轧制方向平行的方向、垂直的方向、倾斜45°方向(2方向)上测量试验片的孔径而将其平均值设为扩孔后的孔径d。利用下述的式子评价了扩孔率HER。扩孔率HER设为两个试验片的平均值。
HER(％)＝(d-d0)/d0×100
利用以下的方法测量了热处理后的试验材的金相组织。
首先，从热处理后的试验材以与轧制方向和板厚方向平行的截面成为观察面的方式采集了观察用试样。在试验材的L截面(与轧制方向和板厚方向平行的截面)的200μmL×100μmT的区域中，实施了EBSD(电子背散射衍射：Electron Back scatter Diffraction)分析。扫描间隔设为0.1μm，测量点设为六边形网格。
分析EBSD数据，在从测量点的EBSD图案识别了晶相时，将识别为BCC相的区域视作回火马氏体、贝氏体、以及铁素体中的任一者，将识别为FCC相的区域视作残余奥氏体，将无法识别组织的区域(例如，在株式会社TSL的EBSD系统中，置信度因子(ConfidentialIndex)值小于0.1的情况等)视作MA或珠光体所含有的渗碳体。
而且，针对识别为BCC相的区域，如下这样分类成铁素体和铁素体以外(回火马氏体或贝氏体)。
在EBSD数据中，将晶体取向差15°以上的边界定义为晶界，将由晶界围成的区域视作晶粒。在BCC相的晶粒中，在晶粒的内部包含的EBSD的测量点为m个时，对于表示各测量点的晶体取向的旋转矩阵Pj(j＝1···m)，利用下述式子针对全部的组合计算相邻的测量点彼此的晶体取向差Δθ(单位：度)，求出这些取向差的平均值M。
[数学式1]
D＝Rk·Pi·Pj
Δθ＝cos-1((D[1,1]+D[2,2]+D[3,3]-1)/2)
Pi或Pj为能够使用利用EBSD测量求出的各测量点的欧拉角而计算的旋转矩阵。具体而言，Pi通过将利用EBSD测量而获得的第i个测量点(i＝1···m)的欧拉角代入下述式子而获得。
[数学式2]
Rk(k＝1···24)为用于变换立方晶的规定轴的旋转矩阵，以Rk·Pi·Pj的旋转角最小的方式选择k。第i个测量点与第j个测量点选择相邻的测量点。D[i、i]表示3×3矩阵D的i行、i列的成分的值。将BCC晶粒的晶体取向差的平均值M为0.5°以下的晶粒视作铁素体，将大于0.5°的晶粒视作回火马氏体或贝氏体。
在如此进行了组织分类的基础上，求出判定为除铁素体以外的BCC相(回火马氏体或贝氏体)的测量点和判定为铁素体的测量点占全部测量点的比例，分别设为回火马氏体与贝氏体的总计的体积率和铁素体的体积率。在剩余的区域中含有珠光体、MA、以及残余奥氏体(基于EBSD识别为FCC相的区域)，将它们分类成其他区域。
对于铁素体的平均晶粒直径，通过在EBSD的测量中从下述式子算出其当量圆直径的平均值d而求出。不过，将铁素体的体积率小于5％的情况设为评价对象外。
[数学式3]
其中，Ai为在EBSD数据中分析的第i个铁素体的面积，di为第i个铁素体的当量圆直径。当量圆直径是指具有与第i个铁素体的面积(＝Ai)相等的面积的圆的直径。
在与上述相同的观察用试样中，使用EPMA(电子探针显微分析仪：Electron ProbeMicro Analyzer)而进行了组织内的Mn浓度的图谱测量。使用日本电子株式会社制的JXA-8530F，将电子束的加速电压设为7kV，将照射电流量设为20nA，将观察面的30μm×30μm的区域分成500点×500点(排列成四方格子状)的区域而使电子束扫描，利用波长分解检测器测量了从各点所产生的Mn的荧光X射线(Kα线)。
使用基于如下ZAF校正的评价式从所获得的荧光X射线的计数数I求出各点的Mn的浓度XMn。
XMn＝I/I0×Z×A×F
其中，I0表示在预先使用纯Mn的标准试样而在相同的电子束条件下进行了EPMA测量时可获得的荧光X射线(Kα线)的计数数。Z、A以及F分别表示原子序数校正、吸收校正系数、荧光校正系数，其值参照副岛启义、《电子显微分析(電子線マイクロアナリシス)》、日刊工业新闻社，使用了由EPMA的电子束的照射条件和钢材的成分值决定的已知的值。
从所获得的Mn浓度的分布求出Mn浓度为8.0质量％以上的测量点占全测量点(250000点)的比例，设为Mn浓度为8.0质量％以上的区域的面积率。
将结果表示在表3中。在表3中，“TM+B”表示回火马氏体与贝氏体的总计的体积率，“α”表示铁素体的体积率。另外，“A＊”表示Mn浓度为8.0质量％以上的区域的面积率。
[表3]
表3
A*:Mn浓度为8,0质量％以上的区域的面积率
如表1～3所示，试验编号1～16的试验材具有含有总计为85体积％以上的回火马氏体和贝氏体、除回火马氏体、贝氏体和铁素体以外的组织为5质量％以下的金相组织，并且，金相组织中的Mn浓度为8.0质量％以上的区域为0.05～1.5面积％。这些试验材的回火马氏体与贝氏体所含有的渗碳体的平均晶粒直径均大于50nm。这些试验材的抗拉强度为980MPa以上，伸长率为8.0％以上，扩孔率为40.0％以上。特别是试验编号6、7、11以及12的试验材具有还含有5体积％以上的铁素体的金相组织，铁素体的平均晶粒直径为10.0μm以下。这些试验材具有特别优异的伸长率。
相对于此，试验编号17、19、21、22、24～26、29以及30的试验材的金相组织中的Mn浓度为8.0质量％以上的区域比1.5面积％大，扩孔率小于40.0％。认为试验编号17、19、24、25、27、29以及30的试验材的Mn富集区域的面积率较大的原因在于，冷轧后热处理的保持温度过低。认为试验编号21和26的试验材的Mn富集区域的面积率较大的原因在于，冷轧后热处理的保持时间过短。认为试验编号22的试验材的Mn富集区域的面积率较大的原因在于，热轧后热处理的温度为600℃附近。
试验编号18和27的试验材的金相组织中的Mn浓度为8.0质量％以上的区域比0.05面积％小，扩孔率小于40.0％。认为这些试验材的Mn富集区域的面积率较小的原因在于，由于热轧后热处理的温度过低，Mn未在钢中的渗碳体处富集。
试验编号20、28、31以及32的试验材的回火马氏体与贝氏体的总计的体积率小于85％，抗拉强度小于980MPa。认为试验编号20和28的试验材的回火马氏体与贝氏体的总计的体积率小于85％的原因在于，冷轧后热处理的冷却速度过小。另外，在这些试验材中，由于过量地生成了铁素体的影响，扩孔率小于40.0％。认为试验编号31和32的试验材的回火马氏体与贝氏体的总计的体积率小于85％的原因在于，钢坯料的Mn含量或C含量过少。
试验编号23的试验材的回火马氏体与贝氏体的总计的体积率小于85％，扩孔率小于40.0％。认为试验编号23的试验材的回火马氏体与贝氏体的总计的体积率小于85％的原因在于，未进行淬火-配分处理和等温淬火处理中的任一者地冷却到室温，因此，组织的大部分成为未伴随着渗碳体的析出的马氏体。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但上述的实施方式只不过用于实施本发明的例示。因而，本发明并不限定于上述的实施方式，能够在不脱离其主旨的范围内使上述的实施方式适当变形而实施。

Claims (7)

1.一种冷轧钢板，其化学组成以质量％计为C：0.10～0.30％、
Si：2.50％以下、
Mn：0.50～3.50％、
P：0.100％以下、
S：0.020％以下、
Al：0.010～0.100％、
N：0.0100％以下、
Ti：0～0.100％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
W：0～0.50％、
B：0～0.0050％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
REM：0～0.0100％、
余量：Fe和杂质，
所述冷轧钢板的金相组织含有总计为85体积％以上的回火马氏体和贝氏体，除回火马氏体、贝氏体和铁素体以外的组织为5体积％以下，
所述金相组织中的Mn浓度为8.0质量％以上的区域为0.05～1.5面积％。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，
所述金相组织还含有5体积％以上的铁素体，
所述铁素体的平均晶粒直径为10.0μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，
所述化学组成以质量％计含有选自由
Ti：0.005～0.100％、
Nb：0.005～0.100％、
V：0.01～0.50％、
Mo：0.01～0.50％、和
W：0.01～0.50％组成的组中的1种以上。
4.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，
所述化学组成以质量％计含有B：0.0003～0.0050％。
5.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，
所述化学组成以质量％计含有选自由
Ca：0.0001～0.0100％、
Mg：0.0001～0.0100％、和
REM：0.0001～0.0100％组成的组中的1种以上。
6.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，
所述金相组织的回火马氏体和贝氏体含有平均晶粒直径大于30nm的渗碳体。
7.一种冷轧钢板的制造方法，其为制造权利要求1或2所述的冷轧钢板的方法，其包括如下工序：
进行将热轧钢板在620～700℃的温度区域保持10分钟以上的热处理的工序；
对经过所述热处理的钢板进行冷轧的工序；
将经过所述冷轧的钢板在880～1050℃的温度区域保持10秒以上之后，以20℃/秒以上的冷却速度冷却到450℃以下的温度的工序；以及
在所述冷却的工序中冷却到450℃以下的温度之后，进行下述(A)和(B)中的任一项处理的工序：
(A)在暂且冷却到350℃以下且是马氏体相变开始温度(Ms点)以下的温度之后，进行再加热并保持在300～450℃的温度区域的处理，
(B)不进行再加热，而是保持在冷却中途的300～450℃的温度区域的处理。
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