高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及其制造方法
阅读：302发布：2023-02-19
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1.一种高强度冷轧钢板，具有如下成分组成和钢组织，
所述成分组成以质量％计含有C：0.06％以上且0.20％以下、Si：0.01％以上且2.0％以下、Mn：1.8％以上且5.0％以下、P：0.06％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.008％以下，余部由Fe及不可避免的杂质构成；
所述钢组织中，从板厚1/4至3/4的区域中的铁素体相的面积百分数为20％以上且80％以下，贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的面积百分数的合计为20％以上且80％以下，在板厚方向上距钢板表面xμm处的由下述式(1)表示的C浓度的微分量为0.10质量％/mm以上；
使用JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验时，所述高强度冷轧钢板的拉伸强度为780MPa以上，
d[％Cx]/dx＝([％Cx]-[％Cx-10μm])/0.01 (1)
式(1)中的[％Cx]表示x处的C浓度，x表示距钢板表面的在板厚方向上的距离、其值为50μm以下。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，以质量％计，所述成分组成进一步含有Mo：
0.01％以上且0.5％以下、Cr：0.01％以上且0.9％以下、Ni：0.01％以上且0.2％以下的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，以质量％计，所述成分组成进一步含有Ti：0.01％以上且0.15％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、V：0.01％以上且0.5％以下的1种或2种以上，
在所述钢组织中，在板厚方向上从钢板表面至50μm的区域中的、粒径为0.2μm以上的夹杂物的密度为500个/mm2以下。
4.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，以质量％计，所述成分组成进一步含有B：0.0002％以上且0.0030％以下。
5.根据权利要求3所述的高强度冷轧钢板，以质量％计，所述成分组成进一步含有B：
0.0002％以上且0.0030％以下。
6.一种高强度镀覆钢板，其具有根据权利要求1～5中任一项所述的高强度冷轧钢板、和在该高强度冷轧钢板上形成的镀层。
7.根据权利要求6所述的高强度镀覆钢板，所述镀层为热浸镀层或合金化热浸镀层。
8.根据权利要求6或7所述的高强度镀覆钢板，所述镀层以质量％计含有Fe：5.0～
20.0％、Al：0.001％～1.0％，进一步合计含有0～3.5％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的1种或2种以上，余部由Zn及不可避免的杂质构成。
9.一种高强度冷轧钢板的制造方法，具有：
热轧工序，将具有根据权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢原料加热至1150℃以上，实施粗轧、终轧结束温度为800℃以上的终轧，于350℃以上且720℃以下的卷绕温度进行卷绕；
冷轧工序，在所述热轧工序后，对热轧钢板实施冷轧；和
退火工序，在所述冷轧工序后，在连续退火生产线或连续镀覆生产线中，使用燃烧器，在580℃以上且T℃以下的温度区域中空气比为1.05～1.30的条件、730℃以上的温度区域的露点为-40～-15℃的条件下，将冷轧钢板加热至730℃以上的最高到达温度，接着，在700℃至550℃的平均冷却速度为-10℃/s以下的条件下冷却至25～530℃的冷却停止温度，接着根据需要进行加热，从而在200℃至530℃的温度区域进行保持，其中，580
(pCO+pCO2+pCH4)/(pCO+2pCO2+pH2O+2pO2)≤1 (2)
式(2)中的pCO、pCO2、pCH4、pH2O及pO2分别为CO、CO2、CH4、H2O及O2的分压，单位为Pa。
11.一种高强度镀覆钢板的制造方法，具有对通过根据权利要求9或10所述的制造方法制得的高强度冷轧钢板实施镀覆的镀覆工序。
12.根据权利要求11所述的高强度镀覆钢板的制造方法，具有在所述镀覆工序后，进行合金化处理的合金化工序。
高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及其制造方法
技术领域
背景技术
[0002] 从近年来地球环境保护的观点考虑，出于降低CO2排量的目的，汽车业界全体正在寻求汽车的燃料效率改善。对于汽车的燃料效率改善而言，由使用零件的薄壁化带来的汽车的轻质化最为有效。作为可实现薄壁化的汽车零件用原料，包括高强度钢板。为此，近年来，作为汽车零件用原料的高强度钢板的使用量逐渐增加。
[0003] 另一方面，一般情况下，对于钢板而言，随着高强度化，其成型性降低。若成型性降低的话，钢板的加工变得困难。由于汽车用零件多具有复杂的形状，因此在将汽车零件等轻质化的基础上、需要除了高强度以外还兼具良好的加工性的钢板。
[0004] 鉴于以上情况，需要开发兼具高强度和弯曲性(也称为加工性、成型性)的钢板。迄今为止，对于关注于加工性的高强度冷轧钢板及热浸镀钢板，提出了各种各样的技术。
[0005] 例如，在专利文献1中，在钢板的表面具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板中，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：大于0.02％且0.20％以下、Si：0.01～2.0％、Mn：0.1～3.0％、P：0.003～0.10％、S：0.020％以下、Al：0.001～1.0％、N：0.0004～0.015％、Ti：0.03～0.2％，余部为Fe及不可避免的杂质；且具有如下钢组织：以面积百分数计含有30～95％的铁素体，余部由马氏体、贝氏体、珠光体、渗碳体及残余奥氏体之中的1种或2种以上构成，并且当含有马氏体时的马氏体的面积百分数为0～50％；钢板以平均粒子间距离30～300nm含有粒径2～30nm的Ti系碳氮化析出物，且以平均粒子间距离50～500μm含有粒径3μm以上的晶体析出系TiN(crystallizing TiN)。通过满足上述构成，在专利文献1中，能够得到拉伸强度为620MPa以上的弯曲加工性及耐缺口疲劳特性优异的高屈强比高强度钢板。
[0006] 在专利文献2中，钢板以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.01～小于0.6％、Mn：1.6～3.5％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、sol.Al(溶胶Al)：1.5％以下、N：0.01％以下，余部为由铁及不可避免的杂质构成，并且具有多角形铁素体组织及低温转变生成组织，低温转变生成组织至少包含贝氏体，可进一步包含马氏体。另外，在专利文献2中，对于从钢板的表面起0.1mm深的板面而言，当改变板宽方向位置而用显微镜观察合计20视野、并对各视野的50μm×50μm的区域进行图像解析时，规定了多角形铁素体的面积百分数的最大值与最小值及马氏体的面积百分数的最大值。通过满足上述构成，在专利文献2中，能够得到弯曲加工性及疲劳强度优异的、拉伸强度780MPa以上的热浸镀锌钢板。
[0007] 现有技术文献
[0008] 专利文献
[0009] 专利文献1：日本特开2006-063360号公报
[0010] 专利文献2：日本特开2010-209428号公报
发明内容
[0011] 发明要解决的问题
[0012] 在专利文献1提出的技术中，针对成分组成对钢组织产生的影响，在实施例中没有任何揭示。因此，在专利文献1中，还不能说充分考虑了钢组织而进行改善。如上所述的专利文献1中记载的钢板的成型性不满足现在要求的成型性。
[0013] 另外，在专利文献2提出的技术中，未考虑夹杂物密度、马氏体相的形态。因此，在专利文献2中记载的技术中，成型性不充分。
[0014] 另外，作为强度，在板厚方向上从钢板表面至50μm的区域即表层部的拉伸强度是重要的。
[0015] 本发明鉴于上述情况而做出，其目的在于，提供具有为了将表层部的拉伸强度调节至所期望的范围而调节表面附近的C浓度从而得到的钢板的拉伸强度(使用JIS5号试验片测得的拉伸强度：780MPa以上)、且成型性良好的高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及其制造方法。
[0016] 用于解决问题的手段
[0017] 本申请的发明人在对表层部的拉伸强度在所期望的范围且具有良好的成型性的钢板的构成要件进行研究的过程中，关注到弯曲加工时的相对于板厚方向的应力梯度。在弯曲加工中，板厚方向中央部附近的应力变得无限小，但在板厚方向上从钢板表面至50μm的区域即表层部的应力显著变大。上述应力在板厚方向上连续变化。对弯曲加工部的龟裂(开裂)进行观察，结果发现，与在板厚方向上比50μm深的位置的孔隙密度相比，表层部的孔隙密度极多。
[0018] 另外，如前文所述，在从钢板表面至板厚中央部的范围内应力连续变小。因此，探明了如果不使成为龟裂发生位置的、在板厚方向上从钢板表面至50μm的区域即表层部的硬度也连续变化的话，则会产生应力集中部、成为龟裂的原因。
[0019] 利用由以上研究而得到的以下发现，完成了兼具高强度和良好的成型性的钢板。
[0020] (1)以适当的范围来生成贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相有助于表层部的拉伸强度成为所期望的范围。如后文所述，上述贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的硬度由C、Si、Mn等的含量而决定，但C量的影响最大。
[0021] (2)要使表层部的硬度在板厚方向上连续变化，能够通过使表层部的C浓度连续变化来实现。具体而言，要使成型性良好，当在表层部的C浓度的微分量为0.10质量％/mm以上时，能获得所期望的成型性。
[0023] 本发明是基于上述的发现而完成的，其主旨如下所述。
[0024] [1]一种高强度冷轧钢板，具有如下成分组成和钢组织，
[0025] 所述成分组成以质量％计含有C：0.06％以上且0.20％以下、Si：0.01％以上且2.0％以下、Mn：1.8％以上且5.0％以下、P：0.06％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：
0.008％以下，余部由Fe及不可避免的杂质构成；
0.008％以下，余部由Fe及不可避免的杂质构成；
[0026] 所述钢组织中，从板厚1/4至3/4的区域中的铁素体相的面积百分数为20％以上且80％以下，贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的面积百分数的合计为20％以上且80％以下，
[0027] 在板厚方向上距钢板表面xμm处的由下述式(1)表示的C浓度的微分量为0.10质量％/mm以上；
[0028] 使用JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验时，所述高强度冷轧钢板的拉伸强度为780MPa以上，
[0029] d[％Cx]/dx＝([％Cx]-[％Cx-10μm])/0.01 (1)
[0030] 式(1)中的[％Cx]表示x处的C浓度，x表示距钢板表面的在板厚方向上的距离、其值为50μm以下。
[0031] [2][1]中记载的高强度冷轧钢板，以质量％计，所述成分组成进一步含有Mo：0.01％以上且0.5％以下、Cr：0.01％以上且0.9％以下、Ni：0.01％以上且0.2％以下的1种或2种以上。
[0032] [3][1]或[2]中记载的高强度冷轧钢板，以质量％计，所述成分组成进一步含有Ti：0.01％以上且0.15％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、V：0.01％以上且0.5％以下的1种或2种以上，在所述钢组织中，在板厚方向上从钢板表面至50μm的区域中的，粒径为0.2μm2
以上的夹杂物的密度为500个/mm以下。
以上的夹杂物的密度为500个/mm以下。
[0033] [4][1]～[3]中任一项记载的高强度冷轧钢板，以质量％计，所述成分组成进一步含有B：0.0002％以上且0.0030％以下。
[0034] [5]一种高强度镀覆钢板，其具有[1]～[4]中任一项记载的高强度冷轧钢板、和在该高强度冷轧钢板上形成的镀层。
[0035] [6][5]中记载的高强度镀覆钢板，所述镀层为热浸镀层或合金化热浸镀层。
[0036] [7][5]或[6]中记载的高强度镀覆钢板，所述镀层以质量％计含有Fe：5.0～20.0％、Al：0.001％～1.0％，进一步合计含有0～3.5％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的1种或2种以上，余部由Zn及不可避免的杂质构成。
[0037] [8]一种高强度冷轧钢板的制造方法，具有：
[0039] 冷轧工序，在所述热轧工序后，对热轧钢板实施冷轧；和
[0040] 退火工序，在所述冷轧工序后，在连续退火生产线或连续镀覆生产线中，使用燃烧器，在580℃以上且T℃以下的温度区域中空气比为1.05～1.30的条件、730℃以上的温度区域的露点为-40～-15℃的条件下，将冷轧钢板加热至730℃以上的最高到达温度，接着，在700℃至550℃的平均冷却速度为-10℃/s以下的条件下冷却至25～530℃的冷却停止温度，接着根据需要进行加热，从而在200℃至530℃的温度区域进行保持，其中，580＜T≤730。
[0041] [9][8]中记载的高强度冷轧钢板的制造方法，在所述热轧工序中，加热所述钢原料时的气氛满足式(2)，且所述钢原料在1150℃以上的温度区域滞留的时间为30分钟以上，[0042] (pCO+pCO2+pCH4)/(pCO+2pCO2+pH2O+2pO2)≤1 (2)
[0043] 式(2)中的pCO、pCO2、pCH4、pH2O及pO2分别为CO、CO2、CH4、H2O及O2的分压(Pa)。
[0044] [10]一种高强度镀覆钢板的制造方法，具有对通过[8]或[9]中记载的制造方法制得的高强度冷轧钢板实施镀覆的镀覆工序。
[0045] [11][10]中记载的高强度镀覆钢板的制造方法，具有在所述镀覆工序后，进行合金化处理的合金化工序。
[0046] 发明效果
[0047] 根据本发明，可得到表层部的拉伸强度在所期望的范围、且具有良好的成型性的高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板。本发明适用于汽车的结构部件等的用途，且提高汽车零件的轻质化、其可靠性等效果显著。
具体实施方式
[0048] 以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施方式。
[0049] <高强度冷轧钢板>
[0050] 以质量％计，本发明的高强度冷轧钢板含有C：0.06％以上且0.20％以下、Si：0.01％以上且2.0％以下、Mn：1.8％以上且5.0％以下、P：0.06％以下、S：0.005％以下、Al：
0.08％以下、N：0.008％以下。
0.08％以下、N：0.008％以下。
[0051] 另外，除上述成分以外，以质量％计，本发明的高强度冷轧钢板的成分组成还可含有Mo：0.01％以上且0.5％以下、Cr：0.01％以上且0.9％以下、Ni：0.01％以上且0.2％以下的1种或2种以上。
[0052] 另外，除上述成分以外，以质量％计，本发明的高强度冷轧钢板的成分组成可进一步含有Ti：0.01％以上且0.15％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、V：0.01％以上且0.5％以下的1种或2种以上。
[0053] 另外，以质量％计，本发明的高强度冷轧钢板可进一步含有B：0.0002％以上且0.0030％以下。
[0054] 上述以外的余部为Fe及不可避免的杂质。以下，对各成分进行说明。在以下的说明中，成分的含量的“％”为“质量％”。
[0055] C：0.06％以上且0.20％以下
[0056] C具有使担当强度的贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的硬度提高的效果。为使在板厚方向上从钢板表面至50μm的区域即表层部的拉伸强度成为所期望的范围，需要将C含量设为0.06％以上。另一方面，C具有抑制铁素体相生成的淬透性，若C含量超过0.20％，则从板厚1/4至3/4的区域中，铁素体相的面积百分数低于20％，从而失去延展性及弯曲性、在实用上变得困难。因此，C含量设为0.06％以上且0.20％以下。优选的C含量为0.07％以上且0.18％以下。
[0057] Si：0.01％以上且2.0％以下
[0058] Si是通过固溶强化而有助于高强度化的元素。另一方面，Si使C的扩散延迟从而使得不易产生C的浓度梯度。因此，对于Si含量而言，存在最优值。若Si含量超过2.0％，则在表层部中将得不到所期望的C浓度梯度。因此，将Si含量的上限设为2.0％。另一方面，0.01％左右的Si会不可避免地混入钢中，因此将Si含量的下限设为0.01％。优选的Si含量为0.02％以上且1.6％以下。
[0059] Mn：1.8％以上且5.0％以下
[0060] Mn是通过固溶强化而有助于高强度化、且抑制铁素体相的生成的元素。为使表层部的拉伸强度处于所期望的范围，需要将Mn含量设为1.8％以上。另一方面，若Mn含量大于5.0％，则在从板厚1/4至3/4的区域中，铁素体相的面积百分数低于20％，另外，弯曲加工性变差。因此，Mn含量的上限设为5.0％。优选的Mn含量的范围为1.9％以上且3.5％以下。
[0061] P：0.06％以下
[0062] P在晶界偏析从而成为弯曲成型时的开裂的起点，因此是对成型性带来不良影响的元素。因而，优选的是，尽量减少P含量。在本发明中，为避免上述问题，将P含量设为0.06％以下。优选的P含量为0.03％以下。虽然优选的是尽量减少P含量，但在制造上，不可避免地混入0.002％的情况较多。
[0063] S：0.005％以下
[0064] S在钢中以MnS等夹杂物的形式存在。上述夹杂物通过热轧及冷轧而成为楔状的形态。若为如上所述的形态，则夹杂物易于成为孔隙生成的起点、成型性降低。因而，在本发明中，优选尽量减少S含量，设为0.005％以下。优选的S含量为0.003％以下。虽然优选的是尽量减少S含量，但在制造上，不可避免地混入0.0005％的情况较多。
[0065] Al：0.08％以下
[0066] 当在制钢的阶段中添加Al作为脱氧剂的情况下，含有0.02％以上的Al。另一方面，若Al含量超过0.08％，则由于氧化铝等粗大的夹杂物的影响而成型性会变差。因而，Al含量设为0.08％以下。优选的Al含量为0.07％以下。
[0067] N：0.008％以下
[0068] 本发明中，N与Ti结合从而以粗大的Ti系氮化物的形式析出。该粗大的Ti系氮化物由于对成型性带来不良影响，因此需要尽量减少N含量，将上限量设为0.008％。优选的N含量为0.006％以下。虽然优选的是尽量减少N含量，但在制造上，不可避免地混入0.0005％的情况较多。
[0069] 如前文所述，除上述成分以外，可含有以下的成分。
[0070] Mo：0.01％以上且0.5％以下、Cr：0.01％以上且0.9％以下、Ni：0.01％以上且0.2％以下的1种或2种以上
[0071] Mo、Cr及Ni是除了固溶强化以外，还具有促进贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的生成的效果的元素。因而，上述元素实质上有助于高强度化。另一方面，当过度地含有上述元素的情况下，成型性变差。从以上内容考虑，设为Mo：0.01％以上且0.5％以下、Cr：0.01％以上且0.9％以下、Ni：0.01％以上且0.2％以下。
[0072] Ti：0.01％以上且0.15％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、V：0.01％以上且0.5％以下的1种或2种以上
[0073] Ti、Nb及V是与碳结合从而生成析出物的元素。由该析出物带来的强化使得钢板的拉伸强度在板厚方向整体的范围强化。另一方面，与贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相相比，表层附近的软化更加困难。即Ti、Nb、V量若超过本发明规定的上限的话，由上述析出物带来的强化的程度过度地变大。结果，即便在后文所述那样的、将在板厚方向上自表面至50μm的C浓度的微分量设为0.10质量％/mm以上的情况下，在板厚方向上从表面至50μm的表层部的成型性也会变差，将得不到本发明中作为特征的良好的弯曲加工性(成型性)。因此，设为Ti：0.01％以上且0.15％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下、V：0.01％以上且0.5％以下。此时，存在由于包含Ti、Nb及V的粗大碳氮化物生成的影响而成型性变差的情况。从该观点考虑，当以上述含量包含上述元素的情况下，在板厚方向上从钢板表面至50μm的区域即表层部中的、粒径为0.2μm以上的夹杂物的密度设为500个/mm2以下。需要说明的是，优选的夹杂物密度上限为350个/mm2以下。另一方面，从促进冲压加工时的剪切面的龟裂生成的观点考虑，优选为50个/mm2以上。
[0074] 可含有B：0.0002％以上且0.0030％以下。
[0075] B具有在转变前的奥氏体的晶界偏析、显著地延迟铁素体相的成核的效果、且具有抑制铁素体相的生成的效果。为了得到上述效果，B需要含有0.0002％以上。另一方面，若超过0.0030％，则淬透性的效果不仅会发生饱和，还会对延展性带来不良影响。从以上内容考虑，B含量设为0.0002％以上且0.0030％以下。优选的B含量为0.0005％以上且0.0020％以下。
[0076] 上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。需要说明的是，当以小于下限值来包含上述任意成分的情况下，认为上述元素作为不可避免的杂质而被包含。
[0077] 接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的钢组织进行说明。本发明的高强度冷轧钢板的钢组织中，板厚1/4～3/4的区域中的铁素体相的面积百分数为20％以上且80％以下，贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的面积百分数的合计为20％以上且80％以下，在板厚方向上距钢板表面xμm(其中，x为50μm以下)处的由上述式(1)表示的C浓度的微分量为0.10质量％/mm以上。在本发明中，板厚1/4～3/4的区域中的铁素体相的面积百分数为20％以上且80％以下，贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的面积百分数的合计设为20％以上且80％以下。除此以外，通过将在板厚方向上距钢板表面xμm(其中，x为50μm以下)处的由上述式(1)表示的C浓度的微分量设为0.10质量％/mm以上，首次通过本发明实现了预期的弯曲加工性。
[0078] 板厚1/4～3/4的区域中的铁素体相
[0079] 通过使用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验而得到的拉伸强度由相对于板厚方向而言的1/4至3/4的区域的组织来决定。铁素体相是软质组织，若上述铁素体相的面积百分数超过80％，则拉伸强度低于780MPa。另外，若通过使上述铁素体相的面积百分数超过80％而使上述拉伸强度低于780MPa，则即便在表层部，铁素体相的含量也会变多，因此不能将表层部的拉伸强度调节至所期望的范围。另一方面，铁素体相由于是提高成型性的组织，因此若上述面积百分数低于20％的话，成型性会显著降低，还会损失延展性。从该观点考虑，铁素体相的面积百分数设为20％以上且80％以下。优选的铁素体相的面积百分数为30％以上且70％以下。
[0080] 板厚1/4～3/4的范围的贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的面积百分数的合计[0081] 贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相由于比铁素体相更硬，因此含有这些相的金属组织适于高强度化。为将表层部的拉伸强度设为所期望的范围，需要将这些金属组织的面积百分数设为合计为20％以上。另一方面，这些相的延展性不足，含有这些相一般会降低成型性。在本发明中，关注到这些金属组织的硬度很大程度上取决于C含量，且具有通过使表层部的C浓度连续降低从而改善了成型性的特征。然而，若贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的面积百分数合计超过80％的话，则即便改变表层部的C浓度也得不到所期望的成型性，因此，将上述组织的面积百分数合计设为80％以下。贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的面积百分数的合计的优选范围为30％以上且70％以下。
[0082] 在板厚方向上距钢板表面xμm处的由式(1)表示的C浓度的微分量
[0083] 如前文所述，本发明的高强度冷轧钢板的强度很大程度上取决于C浓度。因而，表面附近的C浓度即上述C浓度与表层部的拉伸强度具有关联性。通过调节上述C浓度、与使用JIS5号试验片测得的拉伸强度为780MPa以上的组合，表层部的拉伸强度能够表现出所期望的范围。另外，当C浓度局部地降低的情况下，该部分的加工性将会变得良好。此外，对于弯曲加工而言，由于应力相对于板厚方向而连续变化，因此，例如即便仅使钢板表面的硬度降低，也会发生在硬度高的位置处由延展性不足引起的龟裂、由硬度差引起的龟裂。为了避免上述不良影响，在板厚方向上距钢板表面xμm处的(其中，x为50μm以下)由下述式(1)表示的C浓度的微分量设为0.10质量％/mm以上即可。另一方面，若上述微分量超过6.5质量％/mm，则相对于板厚方向的硬度差变大、存在导致龟裂的可能性。因此，优选的是，将C浓度的微分量设为6.5质量％/mm以下。
[0084] 另外，由于上述微分量在板厚方向上越深则变得越小，因此当x＝50μm时、若为0.10质量％/mm以上的话，即可说上述微分量在本发明范围内。
[0085] 另外，x＜20μm处的上述微分量是由弯曲加工导致的应变最大的区域，因此微分量优选为大，x＝20μm处的上述微分量优选为3.5～6.5质量％/mm。当低于3.5质量％/mm的情况下，表层部的软化不足，在成型时易于产生从表层向板厚方向延伸的龟裂。另一方面，在超过6.5质量％/mm的情况下，材料的形变能力梯度变得过大，相对于板厚方向的变形发生不均匀，在成型时易于产生在与板面方向平行的方向上延伸的龟裂。需要说明的是，实际上，虽然x为0μm以上且小于20μm是应变最大的区域，但在0μm以上且小于10μm的区域的C浓度的计测由于污染等的影响而误差大，因此在本发明中，优选对x为20μm以上的区域对C浓度的微分量进行规定。
[0086] x＝30μm～50μm，随着x增加，C浓度的微分量阶段性地变小，由此能够在板厚方向适当地吸收弯曲加工时的应变，结果能够抑制弯曲加工时的龟裂的产生。即x＝30μm的上述微分量优选为2.0～3.5质量％/mm。x＝40μm的上述微分量优选为0.5～2.0质量％/mm。x＝50μm的上述微分量优选为0.12～0.5质量％/mm。
[0087] <高强度镀覆钢板>
[0088] 本发明的高强度镀覆钢板由上述高强度冷轧钢板、和在其上形成的镀层构成。
[0089] 对镀层进行说明。在本发明的高强度镀覆钢板中，对构成镀层的成分没有特别限定，可以是一般的成分。例如，以质量％计，镀层含有Fe：5.0～20.0％、Al：0.001％～1.0％，且进一步合计含有0～3.5％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的1种或2种以上，余部由Zn及不可避免的杂质构成。另外，镀层也可以是热浸镀层或合金化的镀层。
[0090] <高强度冷轧钢板的制造方法>
[0091] 下面，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。本发明的高强度冷轧钢板的制造方法包含热轧工序、冷轧工序和退火工序。以下，对各工序进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，若无特别说明，则温度为表面温度。另外，平均冷却速度为((冷却后的表面温度-冷却前的表面温度)/冷却时间)。
[0092] 所谓热轧工序，是如下工序：将具有上述成分组成的钢原料加热至1150℃以上，实施粗轧、终轧结束温度为800℃以上的终轧，于350℃以上且720℃以下的卷绕温度进行卷绕。
[0093] 对用于上述钢原料制造的熔炼方法没有特别限定，能够采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，也可通过真空脱气炉进行2次精炼。之后，从生产性、品质上的问题考虑，优选利用连续铸造法制成板坯(钢原料)。另外，可通过铸锭-开坯轧制法(ingot-bloom rolling method)、薄板坯连续铸造法等公知的铸造方法来制成板坯。
[0094] 在以下条件下对按上述方式得到的钢原料进行加热。
[0095] 钢原料的加热温度：1150℃以上
[0096] 在本发明中，需要在粗轧之前，对钢原料进行加热，从而使钢原料的钢组织成为实质上均质的奥氏体相。另外，为抑制粗大的夹杂物的生成，加热温度的控制是重要的。若加热温度低于1150℃，则不能够使在终轧温度为800℃以上完成热轧。另一方面，若加热温度超过1400℃，则会过度地生成氧化皮、成品率降低，因此加热温度优选为1400℃以下。
[0097] 为稳定地向表层部赋予C浓度梯度，优选控制钢原料的加热的气氛、温度及滞留时间。如加热炉内的气氛为(pCO+pCO2+pCH4)/(pCO+2pCO2+pH2O+2pO2)≤1、温度为1150℃以上、滞留时间为30分钟以上的话，能够稳定地对表层部赋予C的浓度梯度。这里，pCO、pCO2、pCH4、pH2O及pO2分别为CO、CO2、CH4、H2O及O2的分压(Pa)。
[0098] 对上述加热后的粗轧的粗轧条件没有特别限定。
[0099] 终轧温度：800℃以上
[0100] 若终轧温度低于800℃，则终轧中开始铁素体转变从而成为铁素体晶粒伸展的组织，成为铁素体晶粒部分地生长而成的混晶组织。因此，小于800℃的终轧温度对冷轧时的板厚精度带来不良影响。因而，终轧温度设为800℃以上。优选的终轧温度为820℃以上。另外，对于终轧温度而言，基于由氧化皮的咬入(biting)导致的表面性状变差的理由，终轧温度优选为940℃以下。终轧后，优选在从终轧温度至560℃的平均冷却速度为-30℃/s以下的条件下进行冷却。在平均冷却速度超过-30℃/s的情况下，由于输出辊道(runout table)长度的限制，因此难以在低温进行卷绕。上述终轧后的冷却中的冷却停止温度可以与卷绕温度一致，也可以不一致。在不一致的情况下，进一步地，需要冷却或加热至卷绕温度。
[0101] 卷绕温度：350℃以上且720℃以下
[0102] 对于将卷绕温度设定为低于350℃的温度的情况而言，由于输出辊道长度的限制，因此是困难的。另外，若卷绕温度小于350℃的话，则板的形状变差、冷轧变得困难。另一方面，若卷绕温度超过720℃，则卷绕机由于高温带来的影响而发生损伤、对设备带来不良影响。从以上内容考虑，卷绕温度设为350℃以上且720℃以下。优选为450℃以上且680℃以下。
[0103] 接着进行的冷轧工序是在上述热轧工序后对热轧钢板进行冷轧的工序。为得到所期望的板厚，需要对热轧工序后的热轧钢板实施冷轧。对冷轧率没有限制，但从生产线的限制考虑，冷轧率优选设为30％以上且80％以下。
[0104] 接着进行的退火工序是在冷轧工序后，在连续退火生产线或连续镀覆生产线中，使用燃烧器，在580～T℃(580＜T≤730)的温度区域中空气比为1.05～1.30的条件、730℃以上的温度区域的露点为-40～-15℃的条件下，将冷轧钢板加热至730℃以上的最高到达温度，接着，在700℃至550℃的平均冷却速度为-10℃/s以下的条件下冷却至25～530℃的冷却停止温度，接着根据需要进行加热，从而在200℃至530℃的温度区域进行保持的工序。
[0105] 580～T℃的空气比：1.05～1.30
[0106] 在空气比为1.05以上的情况下成为氧化气氛，通过钢板表面的C与氧的反应从而产生钢板表面的C浓度的梯度。此时的反应速度随温度而变化，在连续退火生产线或连续镀覆生产线中，为得到充分的反应速度，需要在空气比为1.05以上使用燃烧器在580～T℃的温度区域加热。另一方面，若空气比超过1.30，则由晶界氧化导致的晶界开裂导致的成型性降低的不良影响变得显著，因此将上述温度区域的燃烧器的空气比设为1.30以下。优选的上述空气比的范围为1.07～1.26。
[0107] 由于上述不良影响在高温加热时也存在发生的情况，因此将T℃设为730℃以下。另外，只要利用燃烧器而在580～T℃的温度区域加热时的空气比在上述范围内即可，T接近
580℃的情况(将空气比控制成1.05～1.30的区域狭小的情况)也在本发明范围内，但为充分地获得由空气比的控制带来的效果，T℃优选为600～700℃。需要说明的是，此时的退火炉可考虑直接加热炉(direct heating furnace)中的氧化炉、或无氧炉中的氧化炉，只要是使用直焰式燃烧器的加热方法即可，均能适用。
580℃的情况(将空气比控制成1.05～1.30的区域狭小的情况)也在本发明范围内，但为充分地获得由空气比的控制带来的效果，T℃优选为600～700℃。需要说明的是，此时的退火炉可考虑直接加热炉(direct heating furnace)中的氧化炉、或无氧炉中的氧化炉，只要是使用直焰式燃烧器的加热方法即可，均能适用。
[0108] 730℃以上的温度区域的露点：-40～-15℃
[0109] 炉内的水蒸气与钢板表层部的C的反应也会产生钢板表层部的C浓度的梯度。为了表现出该效果，使加热时的、730℃以上的温度区域的露点为-40～-15℃。若上述温度区域的露点超过-15℃的话，则由于晶界氧化的影响而导致的晶界开裂带来的成型性降低的不良影响变得显著。另一方面，当在上述温度区域中露点低于-40℃的情况下，炉内的水蒸气不会与钢板表层部的C发生反应，得不到所期望的C浓度梯度。优选的露点的范围为-35～-20℃。另外，为防止水蒸气与钢板表层部的C不充分地反应，需要至少在730℃以上的温度区域控制露点。另外，在直至最高到达温度，将露点设为上述范围。
[0110] 最高到达温度：730℃以上
[0111] 如上文所述，若最高到达温度小于730℃的话，则存在不能适当地形成C浓度梯度的情况、得不到所期望的钢组织的情况。从C浓度梯度形成的观点考虑，最高到达温度优选为750℃以上。需要说明的是，最高到达温度的上限没有特别限制，但若使最高到达温度成为过高的温度，则会对退火炉的设备带来由热导致的损伤、或导致染料消耗率的降低，因此最高到达温度的上限优选为880℃以下。
[0112] 700℃至550℃的平均冷却速度：-10℃/s以下
[0113] 700℃至550℃是铁素体转变进行的温度区域，且若该温度区域的平均冷却速度超过-10℃/s的话，铁素体相的面积百分数会超过80％，得不到所期望的钢板强度。因而，700℃至550℃的平均冷却速度设为-10℃/s以下。优选地，700℃至550℃的温度区域的平均冷却速度为-20℃/s以下。
[0114] 冷却停止温度：25～530℃
[0115] 为充分地得到贝氏体相、马氏体相，需要冷却至530℃以下。只要满足上述平均冷却速度的条件的话，冷却方法可以是喷气冷却装置、水冷等中的任一者。为了稳定地将贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相的面积百分数的合计设为20％以上，优选将冷却停止温度设为520℃以下。在本发明中，由于不必冷却至低于室温的温度，因此将冷却停止温度的下限设为相当于室温的25℃。
[0116] 保持温度：200℃至530℃
[0117] 对在前工序中得到的马氏体相进行回火、或者为了促进贝氏体转变而在200℃至530℃保持。当与保持温度相比上述冷却停止温度一者更低的情况下，需要加热，加热方法可使用IH加热、气体加热装置等。在200℃以下的情况下，马氏体不能充分地回火，会失去钢板的延展性。另一方面，在超过530℃的情况下，发生铁素体转变，将得不到所期望的钢板强度。优选的保持温度的范围为250℃以上且520℃以下。另外，上述保持只要是钢板温度处于上述温度区域即可，不限于定温保持。另外，保持时间没有特别限定，但从上述目的的观点考虑，保持时间优选为20～1200秒。
[0118] <高强度镀覆钢板的制造方法>
[0119] 接着进行的镀覆工序是在上述退火工序后实施镀覆、在退火板上形成镀层的工序。例如，作为镀覆处理，在进行多用于汽车用钢板的热浸镀的情况下，在连续热浸镀生产线中进行上述退火，接续于退火后的冷却而在热浸镀浴中浸渍，从而在表面形成镀层即可。另外，在上述镀覆工序后，根据需要，可设置进行合金化处理的合金化工序。需要说明的是，镀覆的种类优选为镀锌。
[0120] 实施例1
[0121] 对具有表1所示的成分组成的、壁厚250mm的钢原料在表2所示的条件下实施热轧工序从而制成热轧钢板，在表2所示的冷轧条件下实施冷轧工序从而制成板厚1.0mm以上且2.0mm以下的冷轧钢板。然后，在表2所示的条件下，分别在连续退火生产线或连续热浸镀生产线中，实施退火工序。之后，实施镀覆处理、根据需要实施合金化处理。这里，在连续热浸镀生产线中浸渍的镀浴(镀覆组成：Zn-0.13质量％Al)的温度为460℃，镀覆附着量对于GI件(热浸镀钢板)、GA件(合金化热浸镀钢板)均为每单面45～65g/m2，镀层中含有的Fe量为6～14质量％的范围。
[0122] 从由上述而得到的冷轧钢板、热浸镀钢板或合金化热浸镀钢板采集试验片，通过以下的方法评价。
[0123] (i)组织观察像
[0124] 各相的面积百分数利用以下的方法评价。以成为观察面的方式从钢板切出平行于轧制方向的板厚截面，以1％硝酸乙醇对观察面进行腐蚀使之露出，利用扫描电子显微镜放大2000倍从而以10个视野对板厚1/4～3/4的区域进行拍照。铁素体相是具有在晶粒内观察不到腐蚀痕、渗碳体的形态的组织，贝氏体相是在晶粒内可识别出腐蚀痕、大的碳化物的组织。马氏体相是在晶粒内识别不到碳化物、且是以白的对比度(contrast)观察到的组织。回火马氏体是在晶粒内可识别出腐蚀痕、在板条间可识别出微细的碳化物的组织。利用图像解析将它们分离为铁素体相、贝氏体相、马氏体相及回火马氏体相，相对于观察视野求出面积百分数。结果示于表3。
[0125] (ii)夹杂物密度测定
[0126] 夹杂物密度测定利用以下的方法评价。以成为观察面的方式从钢板切出平行于轧制方向的板厚截面，利用扫描电子显微镜放大2000倍从而观察1mm2的、在板厚度方向上从钢板表层至50μm的区域观察，对0.5μm以上的夹杂物的数目进行计数，测定夹杂物密度。结果示于表3。
[0127] (iii)X射线测定
[0128] 在平行于轧制方向的板厚截面中，对从钢板表面在板厚方向上板厚1/4～3/4的区域进行研磨加工，实施200μm以上的化学研磨，利用研磨面的X射线衍射强度对残余奥氏体量进行定量。关于入射线源，使用MoKα线，从(200)α、(211)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ的峰来测定，求出体积百分数。需要说明的是，在本发明中，将得到的体积百分数作为面积百分数。
[0129] (iv)钢板表层部的C浓度测定
[0130] 在板厚方向上对钢板表面逐次研磨，通过对露出的表面进行火花放电发射光谱分析，从而求出其表面的C浓度。通过由此根据研磨量进行多次测定，从而能够测定板厚方向的C浓度分布。
[0131] 首先，为将钢板表面的污染等的误差起因除去，实施10μm研磨加工。接着，以10μm为间隔对深度10μm至50μm进行5次测定，从而导出C浓度的微分量(d[％Cx]/dx)。这里，[％Cx]是在板厚方向上距表面为深度(xμm)的位置的C浓度。此处，得到(d[％C20]/dx)、(d[％C30]/dx)、(d[％C40]/dx)、(d[％C50]/dx)。结果示于表3。
[0132] 需要说明的是，在相对的与各测定点而能够以±1％以下的误差范围来导出近似式的情况下，可以对该近似式进行微分从而求出从钢板表面至深50μm的上述C浓度的微分量。
[0133] 为从钢板的表层排出C，多数情况下(d[％C20]/dx)的值最大，(d[％C50]/dx)的值最小。
[0134] (v)拉伸试验
[0135] 在相对于轧制方向而言为垂直方向上从得到的钢板制作JIS5号拉伸试验片(其为原本的厚度，试验片包含表层)，对根据JISZ2241(2011)的规定的拉伸试验进行5次，求出平均的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(E1)。拉伸试验的十字头速度为10mm/分钟。当屈服强度为连续屈服的情况下读出0.2％屈服点的值，当为不连续屈服的情况下读出下屈服点。在表3中，将拉伸强度：780MPa以上、且总伸长率：8％以上作为本发明中寻求的钢板的特性。这里，之所以设为总伸长率：8％以上，是由于低于8％的情况下，由于成型性变差、在冲压加工等中因钢板的延展性不足而开裂等的问题而不能实用。需要说明的是，屈服强度优选为490MPa以上。
[0136] (vi)弯曲试验(成型性评价)
[0137] 以相对于钢板的板厚方向而言为垂直方向成为试验片的长度方向的方式，采集JISZ2248中记载的3号试验片，并通过V型块法进行弯曲试验。用在弯曲棱线识别出开裂时的推压配件前端的半径除以板厚从而求出临界弯曲半径(R/t)。实际上，所求得的弯曲性随强度而不同。因此，当(R/t)/TS为2.0×10-3以下时作为非常良好的结果评价为“○”，当为大于2.0×10-3且2.5×10-3以下时作为良好的结果评价为“△”，将它们作为本发明所寻求的-3范围。当(R/t)/TS超过2.5×10 的情况下，评价为“×”，并作为本发明寻求的范围之外。
[0138] 由以上得到的结果示于表3。
[0139]
[0140]
[0141]
[0142] 对于本发明例而言，可知，均为拉伸强度TS：780MPa以上且得到了良好的成型性。另一方面，对于在本发明的范围外的比较例而言，当金属组织在本发明范围外的情况下，拉伸强度低于780MPa、或得不到所期望的成型性。特别的，当表层部的C浓度梯度在本发明的范围外的情况下，结果为成型性低。
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