CN102348823B - 冷轧钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供在确保优良的耐氢脆化特性的同时也提高拉伸凸缘性的高强度冷轧钢板。本发明的冷轧钢板，含有C：0.03～0.30质量％、Si：3.0质量％以下(包括0质量％)、Mn：超过0.1质量％且2.8质量％以下、P：0.1质量％以下、S：0.005质量％以下、N：0.01质量％以下、以及Al：0.01～050质量％。本发明的冷轧钢板具有如下成分组成：含有V：0.001～1.00质量％或以满足[％C]-[％Nb]/92.9×12-[％Ti]/47.9×12-[％Zr]/91.2×12＞0.03的方式、且以0.01质量％以上的合计量含有Nb、Ti以及Zr中的1种以上，余量由铁和不可避免的杂质构成。本发明的冷轧钢板以面积率计含有回火马氏体50％以上(包括100％)，余量由铁素体构成。另外，本发明的冷轧钢板中，圆当量直径1～10nm的析出物在每1μm2上述回火马氏体中为20个以上，含有V或者含有Nb、Ti以及Zr中的1种以上的圆当量直径20nm以上的析出物在每1μm2上述回火马氏体中为10个以下。

Description

冷轧钢板
技术领域
本发明涉及适于汽车部件等的冷轧钢板，特别涉及耐氢脆化特性以及加工性优良的高强度冷轧钢板。
背景技术
在用于例如汽车的骨架部件等的冷轧钢板中，为了同时实现撞击安全性和由车体轻量化引起的燃油费降低，要求980MPa以上的高强度。与此同时，对于这样的冷轧钢板，为了加工成形状复杂的骨架部件，也要求优良的成形加工性。
以往，广为人知的是：对于多用于螺栓、PC钢丝和线管等用途的高强度钢而言，在拉伸强度达到980MPa以上时，由于氢向钢中的渗透而产生氢脆化(酸洗脆性、镀覆脆性、延迟破坏等)。延迟破坏是在高强度钢中由腐蚀环境或气氛产生的氢向位错、空孔、晶界等缺陷部扩散而使材料脆化、并在赋予应力的状态下产生破坏的现象，引起金属材料的延展性和韧性降低等不利。使耐氢脆化特性提高的技术几乎全部以用于螺栓等的钢材为对象。例如在非专利文献1中记载有：将金属组织回火，形成马氏体主体，如果进行回火且添加显示出软化电阻性的元素(Cr、Mo、V等)，则对耐延迟破坏性的提高有效。其为如下技术：使合金碳化物析出，形成氢的捕集点进行活用，由此抑制将延迟破坏方式从晶界向晶粒内破坏转移的破坏。但是，这些见解是为了在中碳钢中应用的技术，并不能在需要焊接性和加工性的低碳含量的薄钢板中直接利用。
本申请人开发了一种耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板，其满足碳量C：超过0.25且不到0.60质量％，且余量由铁和不可避免的杂质构成(专利文献1)。该超高强度薄钢板的特征在于，在加工率3％的拉伸加工后的金属组织，以相对于全部组织的面积率计，满足：残留奥氏体组织为1％以上、贝氏体铁素体和马氏体合计为80％以上、上述残留奥氏体结晶粒子的平均轴比(长轴/短轴)为5以上。
上述薄钢板显示优良的强度、伸长率和耐氢脆化特性。但是，在上述薄钢板中，残留奥氏体作为破坏的起点，成为使该拉伸凸缘性(stretch-flange formability)降低的重要原因，因而，近年来，对于越来越受到重视的拉伸凸缘性，难以确实地达到期望水平(至少为70％、优选为90％)。
以往技术文献
专利文献1：日本公开专利公报2006-207019
非专利文献1：日本钢铁协会、延迟破坏解明的新开展、1997年1月、p.111～120
发明内容
本发明的目的在于提供在确保优良的耐氢脆化特性的同时也提高拉伸凸缘性的高强度冷轧钢板。
本发明涉及的冷轧钢板，含有C：0.03～0.30质量％、Si：3.0质量％以下(包括0质量％)、Mn：超过0.1质量％且2.8质量％以下、P：0.1质量％以下、S：0.005质量％以下、N：0.01质量％以下以及Al：0.01～0.50质量％，并且含有V：0.001～1.00质量％或以满足下式1的方式以0.01质量％以上的合计量含有Nb、Ti以及Zr中的1种以上，余量由铁和不可避免的杂质构成，其特征在于，具有以面积率计含有回火马氏体50％以上(包括100％)且余量由铁素体构成的组织，圆当量直径1～10nm的析出物在每1μm2上述回火马氏体中为20个以上，含有V或者含有Nb、Ti以及Zr中的1种以上的圆当量直径20nm以上的析出物在每1μm2上述回火马氏体中为10个以下，
[％C]-[％Nb]/92.9×12-[％Ti]/47.9×12-[％Zr]/91.2×12＞0.03……(式1)
(其中，[％C]、[％Nb]、[％Ti]、[％Zr]分别表示C、Nb、Ti、Zr的含量(质量％))。
本发明涉及的冷轧钢板中，优选：以满足上式1的方式以0.01质量％以上的合计量含有Nb、Ti以及Zr中的1种以上，且由结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的铁素体的平均粒径为5μm以下。另外优选：含有V：0.001～0.20质量％，且含有V的圆当量直径20nm以上的析出物在每1μm2上述回火马氏体中为10个以下。
本发明涉及的冷轧钢板中，优选含有Cr：0.01～1.0质量％、Mo：0.01～1.0质量％、Cu：0.05～1.0质量％、以及Ni：0.05～1.0质量％中的1种以上。
本发明涉及的冷轧钢板中，优选含有B：0.0001～0.0050质量％。
本发明涉及的冷轧钢板中，优选含有Ca：0.0005～0.01质量％、Mg：0.0005～0.01质量％、以及REM：0.0004～0.01质量％中的1种以上。
本发明涉及的冷轧钢板中，优选：圆当量直径0.02μm以上且小于0.1μm的渗碳体粒子在每1μm2上述回火马氏体中为10个以上，圆当量直径0.1μm以上的渗碳体粒子在每1μm2上述回火马氏体中为3个以下。
本发明涉及的冷轧钢板中，优选：整个组织中的位错密度为1×1015～1×1016m-2，并且由下式2定义的Si等量满足下式3，
[Si等量]＝[％Si]+0.36[％Mn]+7.56[％P]+0.15[％Mo]+0.36[％Cr]+0.43[％Cu]……(式2)
Figure GDA00002860351600031
根据本发明，在回火马氏体单相组织或由铁素体和回火马氏体构成的二相组织中，适当控制回火马氏体的面积率的同时，适当控制含有V或含有Nb、Ti以及Zr中的1种以上的在回火马氏体中析出的析出物的分布状态。由此，可以确保耐氢脆化特性，并且也改善拉伸凸缘性，从而能够提供耐氢脆化特性和拉伸凸缘性均优良的高强度薄钢。
具体实施方式
本发明人着眼于具有回火马氏体(以下，仅称为“马氏体”)单相、或由铁素体和回火马氏体构成的二相组织的高强度钢板。本发明人认为，通过向其中添加V或者添加Nb、Ti以及Zr中的1种以上作为合金元素，使作为氢的捕集点起作用的V的碳化物以及碳氮化物、或Nb、Ti、Zr的碳化物以及碳氮化物的尺寸适当后，引入马氏体中，由此可以确保耐氢脆化特性，并且改善拉伸凸缘性。另外，本发明人对各种要素给耐氢脆化特性以及拉伸凸缘性带来的影响进行考察等深入的研究。需要说明的是，以下，有时将V的碳化物以及碳氮化物、Nb、Ti、Zr的碳化物以及碳氮化物总称为“含V等的析出物”。
结果本发明人发现，除了使铁素体的比例减少之外，通过使含V等的析出物微细化，可以确保耐氢脆化特性，并且使拉伸凸缘性提高，基于该发现，完成了本发明。
[本发明钢板的组织]
以下，首先对本发明钢板的特征组织进行说明。
如上所述，本发明钢板是以回火马氏体单相、或二相组织(铁素体+回火马氏体)为基质的钢板，特别是其特征在于，控制回火马氏体中的含V等的析出物的分布状态。
<回火马氏体：以面积率计为50％以上(包括100％)>
通过成为回火马氏体主体的组织，可以防止在铁素体与回火马氏体的界面上的破坏，从而能够确保拉伸凸缘性。
为了有效发挥上述作用，回火马氏体以面积率计为50％以上，优选60％以上，进一步优选70％以上(包括100％)。需要说明的是，余量为铁素体。
<圆当量直径1～10nm的析出物：在每1μm2回火马氏体中为20个以上>
使作为氢的捕集点而有效发挥作用的微细的含V等的析出物在组织中适当地分散时，可以使耐氢脆化特性提高，确保加工后的耐延迟破坏性。即，特别是使比表面积大的微细的含V的析出物大量分散时，可以使氢的捕集点增加，如果使含V等的析出物变微细，则对于母相而言在含V等的析出物的周围提供匹配应变场所。由此，可以提高作为相对于容易集中到应变场所的氢而言的捕集点的能力，从而耐氢脆化特性得到改善。另外，在该粒径范围(圆当量直径1～10nm)内不含V、Nb、Ti、Zr中任一种的析出物几乎不存在，因此，本规定中并不限定于下述圆当量直径20nm以上的析出物的情况，而是以所有析出物作为对象。
为了有效发挥上述作用，圆当量直径1～10nm的微细析出物，在每1μm2回火马氏体中为20个以上，优选为50个以上，进一步优选为100个以上。上述微细析出物的尺寸(圆当量直径)的优选范围为1～8nm，进一步优选的范围为1～6nm。
需要说明的是，将上述微细析出物的圆当量直径的下限设为1nm，是因为对于比该下限值更微细的析出物而言作为氢的捕集点的效果变小。<含有V或者含有Nb、Ti以及Zr中的1种以上的圆当量直径20nm以上的析出物：在每1μm2回火马氏体中为10个以下>
VC等含有V的析出物、或NbC、TiC、ZrC等含有Nb、Ti或Zr的析出物，与母相比较刚性以及临界剪切应力非常高，因此，即使析出物的周围变形，析出物自身也难以变形。因此，这些析出物达到20nm以上的尺寸时，在母相与析出物的界面上产生大的应力，产生破坏。因此，20nm以上的粗大析出物大量存在时，拉伸凸缘性变差。因而，通过限制粗大的含V等的析出物的存在密度，能够改善拉伸凸缘性。
为了有效发挥上述作用，将圆当量直径20nm以上的粗大的含V等的析出物限制为在每1μm2回火马氏体中10个以下、优选5个以下、进一步优选3个以下。
本发明钢板的组织需要满足上述规定。另外，在含有Nb、Ti以及Zr中的一种以上的情况下，除该必须组织规定之外，还推荐满足下述的组织规定。
<由结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的铁素体的平均粒径：5μm以下>
通过使有效铁素体微细化，即使在与马氏体的界面上产生疲劳裂纹，裂纹在铁素体粒子内也难以传播。由此，可以改善拉伸凸缘性。
为了有效发挥上述作用，将由结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的铁素体的平均粒径限制为5μm以下、优选10μm以下。
另外，在含有Nb、Ti以及Zr中的一种以上、并且也同时含有V的情况下，V的含量推荐为0.001～0.20质量％。
V与Nb、Ti、Zr同样以微细的碳化物以及碳氮化物的形式在钢中存在，由此，作为氢的捕集点起作用，因此，是有助于耐氢脆化特性提高的元素。V的添加量低于0.001质量％时，不能充分地得到耐氢脆化特性的改善效果。另一方面，在含有Nb、Ti、Zr的情况下，如果V的添加量超过0.20质量％，则在退火时的加热时，钢中以未固溶的形式存在V。由此，生长成粗大的V碳化物或V碳氮化物增加，因此拉伸凸缘性变差。在含有Nb、Ti以及Zr中的一种以上时的V含量的范围，进一步优选为0.01质量％以上且低于0.15质量％、特别优选为0.02质量％以上且低于0.12质量％。
本发明钢板的组织，优选除上述必须组织规定之外，还满足下述推荐组织规定(a)或(b)。
<(a)圆当量直径0.02μm以上且小于0.1μm的渗碳体粒子：在每1μm2回火马氏体中为10个以上、圆当量直径0.1μm以上的渗碳体粒子：在每1μm2回火马氏体中为3个以下>
除控制上述含V等的析出物的分散状态之外，通过控制回火时在马氏体中析出的渗碳体粒子的尺寸和存在数目，可以使伸长率和拉伸凸缘性同时提高。即，使马氏体中大量分散适度微细的渗碳体的粒子，作为位错的增殖源发挥作用，由此使加工固化指数增大，有助于伸长率的提高，并且在拉伸凸缘变形时使成为破坏的起点的粗大渗碳体粒子的数目减少，由此，可以进一步改善拉伸凸缘性。
为了有效发挥上述作用，圆当量直径0.02μm以上且小于0.1μm的适度微细的渗碳体粒子，在每1μm2回火马氏体中为10个以上、进一步优选为15个以上、特别优选为20个以上。相对于此，圆当量直径0.1μm以上的粗大的渗碳体粒子，在每1μm2回火马氏体中限制为3个以下、进一步推荐为2.5个以下、特别推荐为2个以下。
另外，上述适度微细的渗碳体粒子的圆当量直径的下限为0.02μm，这是由于，比该下限值更微细的渗碳体粒子对马氏体的结晶结构不能赋予充分的变形，作为位错的增殖源几乎没有贡献。
<(b)整个组织中的位错密度：1×1015～1×1016m-2、
Figure GDA00002860351600061
Figure GDA00002860351600062
除控制上述含V等的析出物的分散状态之外，通过控制导入整个组织中的位错密度，可以确保伸长率。与此同时，也可以确保在评价近年来越来越受到重视的撞击安全性的方面重要的屈服强度。即，在具有上述成分组成的C-Si-Mn系的低合金钢中，回火温度超过400℃的马氏体主体的组织的屈服强度，在四个强化机理(固溶强化、析出强化、微细化强化、位错强化)中，特别强地依赖于位错强化。因此，为了确保期望水平的900MPa以上的屈服强度，需要确保整个组织中的位错密度为1×1015m-2以上。
另一方面，伸长率与变形初期的位错密度具有较强的负相关。因此，为了确保10％以上的伸长率，需要将位错密度限制为1×1016m-2以下。
由此，推荐整个组织中的位错密度为1×1015～1×1016m-2。
如上所述，为了确保10％以上的伸长率，在可以导入整个组织中的位错密度中存在上限。于是，进一步进行了研究，结果可知，为了确实地得到900MPa以上的屈服强度，除位错强化之外，还需要活用有助于屈服强度的固溶强化。
首先，作为表示用于确实得到上述900MPa以上的屈服强度所需要的固溶强化量的指标，引入式2所示的Si等量。该Si等量以显示出固溶强化作用的代表元素Si为基准，将Si以外的各元素的固溶强化作用(参照藤田利夫等译：钢铁材料的设计和理论、丸善、(1981)、p.8)换算成Si浓度进行公式化。
[Si等量]＝[％Si]+0.36[％Mn]+7.56[％P]+0.15[％Mo]+0.36[％Cr]+0.43[％Cu]……(式2)
下面，由位错强化产生的屈服强度的上升量Δσ，作为由Bailey-Hirsh式而得的位错密度ρ的函数，用
Figure GDA00002860351600071
表示(参照中岛孝一等：“材料与工艺”、Vol.17、2004年、p.396-399)。通过实验验证由上述固溶强化产生的屈服强度的上升效果与由上述位错强化产生的屈服强度的上升效果的定量关系，结果可知，通过满足下式3，确实地得到900MPa以上的屈服强度。
Figure GDA00002860351600072
以下，对于回火马氏体的面积率、析出物的尺寸及其存在数目、有效铁素体的尺寸、渗碳体粒子的尺寸及其存在数目、以及位错密度的各测定方法进行说明。
[马氏体的面积率的测定方法]
首先，对各供试钢板进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，露出金属组织后，对大约40μm×30μm范围的5个视野，观察倍率为2000倍的扫描型电子显微镜(SEM)像。通过图像分析将不含有渗碳体的区域作为铁素体，将其余的区域作为马氏体，由各区域的面积比率计算出马氏体的面积率。
[析出物的尺寸及其存在数目的测定方法]
为了测定析出物的尺寸及其存在数目，首先通过薄膜法、或提取复制型法制作薄膜样品。使用电场发射型透射电子显微镜(FE-TEM)，在100000倍至300000倍下观察该样品的2μm2以上的区域，从图像的对比度来看，将偏黑的部分作为析出物进行标记。利用图像分析软件由上述标记的各析出物的面积计算出圆当量直径，同时求出每单位面积中存在的规定尺寸的析出物的个数。
其中，对于20nm以上的析出物，使用FE-TEM附带的EDX或EELS，仅对确认析出物中存在V、Nb、Ti、Zr的析出物进行计数。
[渗碳体粒子的尺寸及其存在数目的测定方法]
为了测定渗碳体粒子的尺寸及其存在数目，首先，对各供试钢板进行镜面研磨，用苦醇腐蚀而露出金属组织。其后，为了能够分析马氏体内部的区域，对100μm2区域的视野，观察倍率为10000倍的扫描电子显微镜(SEM)像，从图像的对比度来看，将白的部分判定为渗碳体粒子进行标记。利用图像分析软件由上述标记的各渗碳体粒子的面积计算出圆当量直径，同时求出每单位面积中存在的规定尺寸的渗碳体粒子的个数。
[位错密度的测定方法]
另外，为了测定位错密度，首先，调节试样以便能够测定板厚的1/4深的位置，然后，作为标准试样，将Si粉末涂布到试样表面上。将其加入到X射线衍射装置(理学电机制、RAD-RU300)中，采集X射线衍射图形。以该X射线衍射图形为基础，根据中岛孝一等提出的分析法，计算出位错密度(参照中岛孝一等：“材料与工艺”、Vol.17、2004年、p.396-399)。
[有效铁素体的尺寸的测定方法]
关于结晶方位差为15°以上的大角晶界的方位，用1万倍的TEM(透射电子显微镜)通过电子射线后方散射衍射(EBSD)法对10000μmm2的多个视野进行测定。将由结晶方位差(铁素体的晶界的方位差角)为15°以上的大角晶界包围的铁素体作为有效铁素体。关于有效铁素体的平均粒径，在5000倍的SEM(扫描型电子显微镜：JEOL公司制JSM-5410)中使用TSL公司制OIM(商标)对邻接的结晶粒子和具有15度以上方位差的晶界进行测定，并使用切片法进行测定(参照日本公开专利公报：2005-133155、段落[0021]-[0022])。
下面，对构成本发明钢板的成分组成进行说明。
[C：0.03～0.30质量％]
C是影响马氏体的面积率、且影响强度以及拉伸凸缘性的重要元素。另外，C通过与V或Nb、Ti、Zr结合，形成含V等的析出物。因此，在V含量或Nb、Ti、Zr的含量与C含量的平衡发生变化时，影响热处理中的含V等的析出物的析出、消失、粗大化这样的行为，并且影响氢脆化特性以及拉伸凸缘性。如果C含量低于0.03质量％，则马氏体的面积率不足，因此无法确保强度。另一方面，如果C含量超过0.30质量％，则在退火时的加热时，含V等的析出物变得过度稳定，因此，得不到微细的析出物，无法确保氢脆化特性。C含量的下限优选为0.05质量％，更优选为0.07质量％，进一步优选为0.08质量％。C含量的上限优选为0.25质量％，进一步优选为0.20质量％。
[Si：3.0质量％以下(包括0质量％)]
Si作为固溶强化元素是在不使伸长率变差的情况下能够提高强度的有用的元素。如果Si含量超过3.0质量％，则阻碍加热时的奥氏体的形成，因此，不能确保马氏体的面积率，从而不能确保拉伸凸缘性。Si含量的范围优选为2.5质量％以下，更优选为2.0质量％以下，进一步优选为1.8质量％以下，特别优选为1.5质量％以下(包括0质量％)。
[Mn：超过0.1质量％且2.8质量％以下]
Mn是通过提高淬火性、在退火时的加热后的快速冷却时确保马氏体面积率而具有提高强度和拉伸凸缘性的效果的有用的元素。如果Mn含量为0.1质量％以下，则在用于淬火的快速冷却时形成贝氏体，马氏体面积率不足，因此，不能确保强度和拉伸凸缘性。另一方面，如果Mn含量超过2.8质量％，则在淬火时(退火加热后的冷却时)残存奥氏体，使拉伸凸缘性降低。Mn含量的范围优选为0.30～2.5质量％，进一步优选为0.50～2.2质量％。
[P：0.1质量％以下]
P作为杂质元素不可避免地存在，通过固溶强化有助于强度的提高。但是，P在旧奥氏体晶界中偏析，使晶界脆化，从而使拉伸凸缘性变差，因此，设为0.1质量％以下。P含量优选为0.05质量％以下，进一步优选为0.03质量％以下。
[S：0.005质量％以下]
S也作为杂质元素不可避免地存在，通过形成MnS夹杂物而在扩孔时成为裂纹的起点，从而使拉伸凸缘性降低，因此，设为0.005质量％以下。S含量更优选为0.003质量％以下。
[N：0.01质量％以下]
N也作为杂质元素不可避免地存在，由于应变时效而使伸长率和拉伸凸缘性降低。因此，N含量越低越优选，设为0.01质量％以下。
[Al：0.01～0.50质量％]
Al与N结合形成AlN，使有助于应变时效产生的固溶N降低，由此，在防止拉伸凸缘性变差的同时，通过固溶强化有助于强度提高。如果Al含量低于0.01质量％，则在钢中固溶N残存，因此引起应变时效，无法确保伸长率和拉伸凸缘性。另一方面，如果Al含量超过0.50质量％，则阻碍加热时的奥氏体的形成，因此，不能确保马氏体的面积率，从而无法确保拉伸凸缘性。
[含有V：0.001～1.00质量％、或者以0.01质量％以上的合计量含有Nb、Ti以及Zr中的一种以上、并且满足[％C]-[％Nb]/92.9×12-[％Ti]/47.9×12-[％Zr]/91.2×12＞0.03]
(V：0.001～1.00质量％)
V即使在大气中生成的铁锈中也热力学稳定，在促进具有保护性的氧化铁α-FeOOH生成的同时，以微细的碳化物以及碳氮化物的形式在钢中存在，由此作为氢的捕集点发挥作用。因此，V是用于提高耐氢脆化特性的重要元素。如果V含量低于0.001质量％，则不能充分地得到耐氢脆化特性的改善效果。另一方面，如果V含量超过1.00质量％，则在退火时的加热时在钢中以未固溶形式存在，生长为粗大的V碳化物或V碳氮化物增加，因此拉伸凸缘性变差。V含量的范围优选为0.01质量％以上且低于0.50质量％，进一步优选为0.02质量％以上且低于0.30质量％。
如上所述，在含有Nb、Ti以及Zr中的一种以上、并且也同时含有V的情况下，V的含量推荐为0.001～0.20质量％。
(Nb、Ti以及Zr中的一种以上：合计为0.01质量％以上、并且[％C]-[％Nb]/92.9×12-[％Ti]/47.9×12-[％Zr]/91.2×12＞0.03)
Nb、Ti以及Zr以微细的碳化物以及碳氮化物的形式在钢中存在，由此作为氢的捕集点起作用，因而是用于提高耐氢脆化特性的重要元素。另外，这些元素在退火时的加热时以微细的碳化物/碳氮化物的形式作为阻碍奥氏体的生长的粒子发挥作用，由此，有助于有效铁素体的微细化。如果Nb、Ti和Zr的合计含量低于0.01质量％，则不能充分地得到耐氢脆化特性的改善效果。另一方面，在[％C]-[％Nb]/92.9×12-[％Ti]/47.9×12-[％Zr]/91.2×12≤0.03的情况下，在退火时的加热时溶入奥氏体中的碳量不足，得不到充分的马氏体硬度。Nb、Ti与Zr的合计含量的范围优选为0.02质量％以上且低于0.10质量％、进一步优选为0.03质量％以上且低于0.10质量％。
本发明的钢基本上含有上述成分，余量实质上为铁和杂质，此外，在不损害本发明的作用的范围内可以添加以下的允许成分。
[Cr：0.01～1.0质量％、
Mo：0.01～1.0质量％、
Cu：0.05～1.0质量％、以及
Ni：0.05～1.0质量％中的一种以上]
这些元素提高淬火性而有助于确保马氏体面积率，由此，对于提高强度与拉伸凸缘性有用。这些元素中，Cr和Mo在回火时形成可成为氢的捕集点的合金碳化物以及碳氮化物。Cu和Ni与V同样促进α-FeOOH的生成。它们均具有改善耐氢脆化特性的效果。各元素的添加量低于上述各下限值时，无法有效地发挥如上所述的作用。另一方面，Cr、Mo、Cu的各添加量超过1.0质量％时，马氏体的硬度变得过高。另外，Ni的添加量超过1.0质量％时，在淬火时奥氏体残存。由此，拉伸凸缘性降低。
[B：0.0001～0.0050质量％]
B在钢中以固溶状态在奥氏体晶界存在，由此，是对于提高淬火性、并且提高马氏体面积率有用的元素。如果B的添加量低于0.0001质量％，则无法有效地发挥如上所述的作用。另一方面，如果B的添加量超过0.0050质量％而变得过剩，则形成Fe23(CB)6，固溶B不存在，从而得不到淬火性改善效果。
[Ca：0.0005～0.01质量％、
Mg：0.0005～0.01质量％、以及
REM：0.0004～0.01质量％中的一种以上]
这些元素通过使夹杂物微细化，减少破坏的起点，从而对提高拉伸凸缘性有用。如果Ca、Mg的添加量低于0.0005质量％、或REM的添加量低于0.0004％，则无法有效地发挥如上所述的作用。另一方面，如果各元素的添加量超过0.01质量％，则相反夹杂物变粗大，拉伸凸缘性降低。
需要说明的是，REM是指希土元素、即元素周期表的3A属元素。
接着，以下对用于得到本发明钢板的优选的制造方法进行说明。
为了制造本发明的冷轧钢板，首先，将具有上述成分组成的钢进行熔制，通过铸锭或连铸形成平板后，进行热间轧(热轧)。
[热轧条件]
作为热轧条件，在含有V的情况下，将热轧加热温度设定为900℃以上，在含有Nb、Ti、Zr的情况下，将热轧加热温度设定为1200℃以上。另外，在含有V的情况下，将热轧精轧温度设为800℃以上，在含有Nb、Ti、Zr的情况下，将热轧精轧温度设为850℃以上，进行适当冷却后，推荐在450℃以下的温度进行卷取。
通过在这样的温度条件下进行热轧，在加热阶段使V、或Nb、Ti、Zr完全固溶，抑制在热轧中的析出和卷取中的含V等的析出物的析出，在退火时的加热时，可以不使粗大的含V等的析出物残存。
[冷轧条件]
在热轧结束后，酸洗后进行冷轧，冷轧率为约30％以上即可。
上述冷轧后，接着退火，再进行回火。
[退火条件]
1)含有V的情况
作为含有V的情况的退火条件，退火加热温度：[-9500/{log([％C]·[％V])-6.72}-273]℃以上、并且加热至[(Ac1+Ac3)/2]以上且1000℃以下，退火保持时间：保持20～3600秒。之后，以50℃/秒以上的冷却速度从退火加热温度直接快速冷却至Ms点以下的温度即可。或者，以1℃/秒以上且低于50℃/秒的冷却速度(第一冷却速度)从退火加热温度缓慢冷却至低于退火加热温度且600℃以上的温度(第一冷却结束温度)，然后，以50℃/秒以上的冷却速度(第二冷却速度)快速冷却至Ms点以下的温度(第二冷却结束温度)即可。需要说明的是，在此[％C]、[％V]为钢材中的C含量、V含量(均为质量％)。
[退火加热温度Ta(℃)：[-9500/{log([％C]·[％V])-6.72}-273]℃以上、并且为[(Ac1+Ac3)/2]以上且1000℃以下、退火保持时间：20～3600秒]
设定为Ta(℃)≥[-9500/{log([％C]·[％V])-6.72}-273]℃是由于：通过在退火加热时使V碳化物等完全固溶，使20nm以上的粗大的含V的析出物的存在密度降低，并且通过在退火加热时充分相变为奥氏体，在之后的冷却时确保从奥氏体相变生成的马氏体的面积率为50％以上。
在Ta(℃)＜[-9500/{log([％C]·[％V])-6.72}-273]℃的情况、即在log[％V]＜[-9500/(Ta+273)]-log[％C]时，在退火加热时未固溶的V碳化物等残存，其变粗大，在拉伸凸缘性变形时破坏的起点增加，因此拉伸凸缘性降低，因而不优选。需要说明的是，上述Ta(℃)≥[-9500/{log([％C]·[％V])-6.72}-273]℃的关系式，通过读取日本钢铁协会编、第3版钢铁便览、第I卷基础、p.412的图7.43中示出的、表示[V]·[C]的溶解度乘积的温度依赖性的直线图，并将其以能够计算V完全固溶的温度的方式进行变形而求得。
在Ta(℃)＜[(Ac1+Ac3)/2]℃的情况下，在退火加热时向奥氏体的相变量不足，因此，在之后的冷却时从奥氏体相变生成的马氏体的量减少，无法确保面积率为50％以上，因此不优选。另一方面，在Ta(℃)＞1000℃时，奥氏体组织变粗大，钢板的弯曲性和韧性变差，并且引起退火设备的劣化，因此不优选。
退火保持时间低于20秒时，不能使V碳化物等完全固溶，另一方面，超过3600秒时，生产率极端变差，因此不优选。
2)含有Nb、Ti、Zr的情况
作为含有Nb、Ti、Zr的情况下的退火条件，退火加热温度：满足下式4、并且加热至[(Ac1+Ac3)/2]以上且1000℃以下；退火保持时间：保持20～3600秒。之后，以50℃/秒以上的冷却速度从退火加热温度直接快速冷却至Ms点以下的温度即可。或者，以1℃/秒以上且低于50℃/秒的冷却速度(第一冷却速度)从退火加热温度缓慢冷却至低于退火加热温度且600℃以上的温度(第一冷却结束温度)，然后，以50℃/秒以上的冷却速度(第二冷却速度)快速冷却至Ms点以下的温度(第二冷却结束温度)即可。
Figure GDA00002860351600151
[退火加热温度：满足Pf＞0.0010、并且[(Ac1+Ac3)/2]以上且1000℃以下，退火保持时间：20～3600秒]
使退火加热温度为Pf＞0.0010是为了在退火加热时通过使Nb、Ti、Zr的碳化物等完全固溶，使20nm以上的粗大的含V的析出物的存在密度降低，并且在退火加热时通过充分地相变成奥氏体，在之后的冷却时确保由奥氏体相变生成的马氏体的面积率为50％以上。
上式4的左边Pf作为表示退火加热时的Nb、Ti以及Zr的固溶量的参数，由以热力学方式表现Nb、Ti以及Zr的析出溶解行为的式子得到(参照日本钢铁协会编、第3版钢铁便览、第I卷基础、p.412)。如果以满足Pf＞0.0010的方式设定退火加热温度，则可以确保充分的固溶Nb以及Ti量。
在退火加热温度Ta(℃)＜[(Ac1+Ac3)/2]℃时，退火加热时向奥氏体的相变量不足，因此，在之后的冷却时由奥氏体相变生成的马氏体的量减少，不能确保面积率50％以上，因此不优选。另一方面，在Ta(℃)＞1000℃时，奥氏体组织变粗大，钢板的弯曲性和韧性变差，并且引起退火设备的劣化，因此不优选。
退火保持时间低于20秒时，不能使Nb、Ti、Zr的碳化物等完全固溶，另一方面，超过3600秒时，生产率极端变差，因此不优选。
以后的退火条件，在含有V的情况下以及在含有Nb、Ti、Zr的情况下相同。
[以50℃/秒以上的冷却速度快速冷却至Ms点以下的温度]
由此，在冷却中抑制由奥氏体形成铁素体和贝氏体组织，从而能够得到马氏体组织。
在比Ms点高的温度下结束快速冷却，或者在冷却速度低于50℃/秒时形成贝氏体，不能确保钢板的强度。
[以1℃/秒以上且低于50℃/秒的冷却速度缓慢冷却至低于加热温度且600℃以上的温度]
由此，通过形成以面积率计低于50％的铁素体组织，在确保拉伸凸缘性的状态下实现伸长率的改善。
在低于600℃的温度、或低于1℃/秒的冷却速度时，没有形成铁素体，无法确保强度和拉伸凸缘性。
对于以上说明的热轧条件以及退火条件的推荐条件，不论组织规定如何，对所有的钢板均相同。
但是，对于回火条件的推荐条件，仅满足上述必须组织规定的钢板、与除上述必须组织规定之外还满足上述推荐组织规定(a)或(b)的钢板不同，因此以下分别进行说明。
[仅满足必须组织规定的钢板的回火条件]
1)含有V的情况
在含有V的情况下，作为仅满足必须组织规定的钢板的回火条件，从上述退火冷却后的温度开始回火加热温度Tt(℃)为480℃以上，并且在回火保持时间t(秒)达到Pg＝exp[-13123/(Tt+273)]×t＜1.8×10-5的条件下保持后进行冷却即可。
为了在回火中使V碳化物等析出，需要加热至480℃以上，为了控制析出物的尺寸，需要适当地控制加热温度与保持时间的关系。
在此，关于Pg＝exp[-13123/(Tt+273)]×t，是以在杉本孝一等、材料组织学、朝仓书店出版、p106的式(4.18)中记载的析出物的粒子生长模型为基础、且进行变量的设定以及简化的规定析出物的尺寸的参数。
在Pg＝exp[-13123/(Tt+273)]×t≥1.8×10-5的条件下，析出物的粗大化进行，从而20nm以上的粗大的析出物的个数变得过多，因此不能确保拉伸凸缘性。
2)含有Nb、Ti、Zr的情况
在含有Nb、Ti、Zr的情况下，作为仅满足必须组织规定的钢板的回火条件，从上述退火冷却后的温度开始回火加热温度Tt(℃)为480℃以上且低于600℃、并且在回火保持时间t(秒)达到Pg＝exp[-13520/(Tt+273)]×t＜1.00×10-5的条件下保持，然后进行冷却即可。
为了在回火中使Nb、Ti、Zr的碳化物等析出，需要加热至480℃以上，为了控制析出物的尺寸，需要适当地控制加热温度与保持时间的关系。
在此，关于Pg＝exp[-13520/(Tt+273)]×t，是以在杉本孝一等、材料组织学、朝仓书店出版、p106的式(4.18)中记载的析出物的粒子生长模型为基础、且进行变量的设定以及简化的规定析出物的尺寸的参数。
在Pg＝exp[-13520/(Tt+273)]×t≥1.00×10-5的条件下，析出物的粗大化进行，从而20nm以上的粗大的析出物的个数变得过多，因此不能确保拉伸凸缘性。
[除必须组织规定之外还满足上述推荐组织规定(a)的钢板的回火条件]
作为除必须组织规定之外还满足上述推荐组织规定(a)的钢板的回火条件，推荐含有V的情况、以及含有Nb、Ti、Zr的情况均满足上述[仅满足必须组织规定的钢板的回火条件]，并且还满足以下条件。
即，从上述退火冷却后的温度开始在100～325℃之间以5℃/秒以上的平均加热速度加热至第一阶段的回火加热温度：325～375℃。第一阶段的回火保持时间：保持50秒以上，然后，加热至第二阶段的回火加热温度T：400℃以上。在第二阶段的回火保持时间t(秒)达到3.2×10-4＜P＝exp[-9649/(T+273)]×t＜1.2×10-3的条件下保持，然后进行冷却。需要说明的是，在第二阶段的保持中使温度T变化时，可以使用下式5。
Figure GDA00002860351600181
保持在从马氏体中渗碳体的析出最快的温度范围即350℃付近，在马氏体组织中使渗碳体粒子均匀地析出后，加热至更高的温度范围并保持，由此，可以使渗碳体粒子生长成适当的尺寸。
[在100～325℃之间以5℃/秒以上的平均加热速度加热至第一阶段的回火加热温度：325～375℃]
在第一阶段的回火加热温度低于325℃或超过375℃的情况下、或者在100～325℃之间的平均加热速度低于5℃/秒的情况下，引起马氏体中渗碳体粒子的析出不均匀。因此，通过之后的第二阶段的加热、保持中的生长，粗大的渗碳体粒子的比例增加，得不到拉伸凸缘性。
[加热至第二阶段的回火加热温度T：400℃以上，在第二阶段的回火保持时间t(秒)达到3.2×10-4＜P＝exp[-9649/(T+273)]×t＜1.2×10-3的条件下保持]
在此，P＝exp[-9649/(T+273)]×t，是以在杉本孝一等、材料组织学、朝仓书店出版、p106的式(4.18)中记载的析出物的粒子生长模型为基础、且进行变量的设定以及简化的规定作为析出物的渗碳体粒子的尺寸的参数。
使第二阶段的回火加热温度T低于400℃时，为了使渗碳体粒子生长为充分的尺寸而需要的保持时间t变得过长。
在P＝exp[-9649/(T+273)]×t≤3.2×10-4时，渗碳体粒子不能充分生长，无法确保适当微细的渗碳体粒子的数目，因此不能确保伸长率。
在P＝exp[-9649/(T+273)]×t≥1.2×10-3时，渗碳体粒子变粗大，0.1μm以上的渗碳体粒子的数目变得过多，因此无法确保拉伸凸缘性。
[除必须组织规定之外还满足上述推荐组织规定(b)的钢板的回火条件]
作为除必须组织规定之外还满足上述推荐组织规定(b)的钢板的回火条件，推荐含有V的情况、以及含有Nb、Ti、Zr的情况均满足上述[仅满足必须组织规定的钢板的回火条件]，并且还满足以下条件。
即，从上述退火冷却后的温度开始回火加热温度：加热至550～650℃，在相同温度范围内保持回火保持时间为3～30秒后，冷却即可。
在回火时，加热温度越高、保持时间越长，则位错密度减小。另外，保持时间越长，则10nm以下的微细的析出物的存在密度增加。
但是，相对于位错密度的减小速度、以及微细的析出物的存在密度的增加速度的温度依赖性以及时间依赖性大大不同。位错密度的减小速度对时间依赖性强，相对于此，微细的析出物的存在密度的增加速度对温度依赖性强。
因此，为了使位错密度和微细析出物的存在密度这两个参数的值均在适当范围内，与现有钢相比提高位错密度，因此在比对现有钢的回火保持时间更短的保持时间内进行保持是有效的。这样，即使是较短保持时间的回火，为了使微细的析出物的存在密度增加为20个/μm2以上，在比对现有钢的回火加热温度高的加热温度下进行回火是有效的。
其中，在超过650℃的温度下进行回火时，即使进行短时间处理，位错密度也快速减小而变得不足。另外，在超过30秒的保持时间下进行保持时，位错密度过度减小而不足，仍然得不到屈服强度。另一方面，在低于550℃的温度、或者低于3秒的保持时间下进行回火时，不能使微细的析出物充分增加，耐氢脆化特性不充分。
实施例
1)实施例1(含有V的情况)
将下表1所示的成分的钢熔制，制作厚度120mm的铸锭。
通过热轧使其厚度为25mm后，再次通过热轧使其厚度为3mm。对其进行酸洗，然后，进行冷轧至厚度1.2mm，得到供试材料，在表2～4所示的条件下实施热处理。
Figure GDA00002860351600211
Figure GDA00002860351600221
Figure GDA00002860351600231
Figure GDA00002860351600241
对于上述热处理后的各钢板，通过上述的测定方法进行组织的定量化。具体而言，对于在表2～4所示的各热处理条件下进行热处理后的全部钢板，测定马氏体的面积率、以及析出物的尺寸及其存在数目(存在密度)。对于在表3所示的热处理No.a-1～e-1的条件下进行热处理后的钢板，仅测定渗碳体粒子的尺寸及其存在数目(存在密度)。另外，对于在表4所示的热处理No.a-2～e-2的条件下进行热处理后的钢板，仅测定位错密度。
另外，对于上述各钢板，为了评价机械特性，测定拉伸强度TS、伸长率El、拉伸凸缘性λ。另外，为了评价耐氢脆化特性，测定氢脆化危险度指数。
需要说明的是，关于拉伸强度TS和伸长率El，在与轧制方向成直角的方向取长轴，制作JIS Z2201中记载的5号试验片，根据JIS Z2241进行测定。
另外，关于拉伸凸缘性λ，根据铁连规格JFST1001，实施扩孔试验，进行扩孔率的测定，将其作为拉伸凸缘性。
关于氢脆化危险度指数，使用板厚1.2mm的平板试验片，进行应变速度为1×10-4/秒的低应变速度拉伸试验(SSRT：Slow Strain RateTechnique，慢应变速率技术)，由下述的定义式计算出氢脆化危险度指数。
氢脆化危险度指数(％)＝100×(1-E1/E0)
在此，E0表示实质上在钢中不含氢的状态的试验片在断裂时的伸长率，E1表示在硫酸中以电化学方式使氢填充(charge)的钢材(试验片)在断裂时的伸长率。需要说明的是，上述氢填充通过将钢材(试验片)浸渍到H2SO4(0.5mol/L)与KSCN(0.01mol/L)的混合溶液中，在室温且恒定电流(100A/m2)的条件进行。
上述氢脆化危险度指数超过15％时，具有在使用中引起氢脆化的危险，因此，本发明中将氢脆化危险度指数为15％以下的钢材评价为耐氢脆化特性优良。
将上述机械特性以及耐氢脆化特性的测定结果示于表5～7。
[表5]
(之一)
Figure GDA00002860351600261
○：TS≥980Mpa、λ≥70％、氢跪化危险度指数≤15％
×：TS＜980Mpa或λ＜70％或氢脆化危险度指数＞15％
Figure GDA00002860351600271
Figure GDA00002860351600281
首先，如表5所示可知，满足本发明的必须结构要素(上述成分组成规定以及上述必须组织规定)的发明钢(钢No.2～4、6、7、10、11、14～16、21～25、30)均满足拉伸强度TS为980MPa以上、拉伸凸缘性(扩孔率)λ为70％以上、并且氢脆化危险度指数为15％以下。因此，得到兼具有加工性和耐氢脆化特性的高强度冷轧钢板。
相对于此，缺少本发明的必须结构要素中的至少一个的比较钢(钢No.1、5、8、9、12、13、17、20、26～29、31、32)中，上述机械特性和耐氢脆化特性中的任意一个特性变差。需要说明的是，钢No.18、19虽然也满足任意一个特性，但成分组成[P]或[S]在本发明的规定范围之外，因此为比较钢。
例如，钢No.1中由于圆当量直径1～10nm的微细析出物的存在数目(存在密度)不足，因此虽然拉伸强度和拉伸凸缘性优良，但耐氢化脆化特性变差。
另外，钢No.5中V含量过高，由此圆当量直径20nm以上的粗大析出物的数目变得过大。因此，虽然拉伸强度和耐氢化脆化特性优良，但拉伸凸缘性变差。
另外，钢No.8中Si含量过高，由此马氏体面积率不足。因此，虽然耐氢化脆化特性优良，但拉伸强度和拉伸凸缘性变差。
另外，钢No.9中C含量过低，由此马氏体面积率不足。因此，虽然耐氢化脆化特性优良，但拉伸强度和拉伸凸缘性变差。
另外，钢No.12中C含量过高，由此20nm以上的粗大析出物的数目变得过大。因此，虽然拉伸强度和耐氢化脆化特性优良，但拉伸凸缘性变差。
另外，钢No.13中Mn含量过低，由此马氏体面积率不足。因此，虽然耐氢化脆化特性优良，但拉伸强度和拉伸凸缘性变差。
另外，钢No.17中Mn含量过高，由此残留奥氏体残存。因此，虽然拉伸强度优良，但拉伸凸缘性和耐氢化脆化特性变差。
另外，钢No.20中Al含量过高，因此，虽然耐氢化脆化特性优良，但拉伸强度和拉伸凸缘性变差。
钢No.26～29、31、32的退火条件或回火条件在推荐范围之外，由此，不满足规定本发明的组织的要素中的至少一个，任一特性变差。
下面，如表6所示可知，除本发明的必须结构要素之外还满足上述推荐组织规定(a)的推荐钢(钢No.34、40、42、44、46)均满足：拉伸强度TS为980MPa以上、伸长率El为10％以上、拉伸凸缘性(扩孔率)λ为100％以上、并且氢脆化危险度指数为15％以下。因此，得到与上述发明钢相比加工性更加优良的高强度冷轧钢板。
另外，如表7所示可知，除本发明的必须结构要素之外还满足上述推荐组织规定(b)的推荐钢(钢No.48、53、55、57、58)均满足：屈服强度为900MPa以上、拉伸强度TS为980MPa以上、伸长率El为10％以上、拉伸凸缘性(扩孔率)λ为90％以上、并且氢脆化危险度指数为15％以下。因此，得到与上述发明钢相比加工性更加优良、并且撞击安全性也优良的高强度冷轧钢板。
2)实施例2(含有Nb、Ti、Zr的情况)
将表8所示的成分的钢熔制，制作厚度120mm的铸锭。通过热轧使厚度为25mm后，再次通过热轧使厚度为3mm。对其进行酸洗，然后，进行冷轧至厚度1.2mm，得到供试材料，在表9～11所示的条件下实施热处理。
Figure GDA00002860351600311
Figure GDA00002860351600331
Figure GDA00002860351600341
对于上述热处理后的各钢板，通过上述测定方法进行组织的定量化。具体而言，对于在表9～11所示的各热处理条件下进行热处理后的全部钢板，测定马氏体的面积率及其硬度、析出物的尺寸及其存在数目(存在密度)、以及有效铁素体的平均粒径。对于在表10所示的热处理No.a′-1～e′-1条件下进行热处理后的钢板，仅测定渗碳体粒子的尺寸及其存在数目(存在密度)，对于在表11所示的热处理No.a′-2～f′-2条件下进行热处理后的钢板，仅测定位错密度。
另外，对于上述各钢板，为了评价机械特性，测定拉伸强度TS、屈服强度YP、伸长率El、拉伸凸缘性λ。另外，对于上述各钢板，为了评价耐氢脆化特性，测定氢脆化危险度指数。
需要说明的是，关于拉伸强度TS、屈服强度YP和伸长率El，在与轧制方向成直角的方向取长轴，制作JIS Z2201中记载的5号试验片，根据JIS Z2241进行测定。
另外，关于拉伸凸缘性λ，根据铁连规格JFST1001，实施扩孔试验，进行扩孔率的测定，将其作为拉伸凸缘性。
关于氢脆化危险度指数，使用板厚1.2mm的平板试验片，进行应变速度为1×10-4/秒的低应变速度拉伸试验(SSRT：Slow Strain RateTechnique，慢应变速率技术)，由下述的定义式计算出氢脆化危险度指数。
氢脆化危险度指数(％)＝100×(1-E1/E0)
在此，E0表示实质上在钢中不含氢的状态的试验片在断裂时的伸长率，E1表示在硫酸中以电化学方式使氢填充的钢材(试验片)在断裂时的伸长率。需要说明的是，上述氢填充通过将钢材(试验片)浸渍到H2SO4(0.5mol/L)与KSCN(0.01mol/L)的混合溶液中，在室温且恒定电流(100A/m2)的条件进行。
上述氢脆化危险度指数超过15％时，具有在使用中引起氢脆化的危险，因此，本发明中将氢脆化危险度指数为15％以下的钢材评价为耐氢脆化特性优良。
将上述机械特性以及耐氢脆化特性的测定结果示于表12～14。
[表12]
(之一)
Figure GDA00002860351600361
○：TS≥980Mpa、λ≥70％、氢脆化危险度指数≤15％
×：TS＜980Mpa或λ＜70％或氢脆化危险度指数＞15％
Figure GDA00002860351600371
Figure GDA00002860351600381
首先，如表12所示可知，满足本发明的必须结构要素(上述成分组成规定以及上述必须组织规定)的发明钢(钢No.61～63、65、66、69、70、73～75、80～84、89、92、93、119、120)均满足：拉伸强度TS为980MPa以上、拉伸凸缘性(扩孔率)λ为70％以上、并且氢脆化危险度指数为15％以下，兼具有加工性和耐氢脆化特性。
相对于此，缺少本发明的必须结构要素中的至少一个的比较钢(钢No.60、64、67、68、71、72、76、79、85～88、90、91、121)中，上述机械特性与耐氢脆化特性中的任一特性变差(需要说明的是，钢No.77、78也满足任一特性，但成分组成[P]或[S]在本发明的规定范围之外，因此为比较钢)。
例如，钢No.60中不含Nb、Ti或Zr，不存在圆当量直径1～10nm的微细析出物，因此，虽然拉伸强度和拉伸凸缘性优良，但耐氢化脆化特性变差。
另外，钢No.64、121中Nb、Ti或Zr的含量过高，由此圆当量直径20nm以上的粗大析出物的数目变得过大，因此，虽然耐氢化脆化特性优良，但拉伸强度和拉伸凸缘性变差。
钢No.67中Si含量过高，由此马氏体面积率不足，因此，虽然耐氢化脆化特性优良，但拉伸强度和拉伸凸缘性变差。
钢No.68中C含量过低，由此马氏体面积率不足，因此，虽然拉伸凸缘性和耐氢化脆化特性优良，但拉伸强度变差。
钢No.71中C含量过高，由此20nm以上的粗大析出物的数目变得过大，因此，虽然拉伸强度和耐氢化脆化特性优良，但拉伸凸缘性变差。
钢No.72中Mn含量过低，由此马氏体面积率不足，因此，虽然氢化脆化特性优良，但拉伸强度和拉伸凸缘性变差。
钢No.76中Mn含量过高，由此残留奥氏体残存，因此，虽然拉伸强度优良，但拉伸凸缘性和耐氢化脆化特性变差。
钢No.79中Al含量过高，由此马氏体面积率不足，因此，虽然耐氢化脆化特性优良，但拉伸强度和拉伸凸缘性变差。
钢No.85～88、90、91中退火条件或回火条件在推荐范围之外，由此，不满足规定本发明组织的要素中的至少一个，任一特性变差。
接着，如表13所示可知，除本发明的必须结构要素之外还满足上述推荐组织规定(a)的推荐钢(钢No.93’、99、101、103、105、123)均满足：拉伸强度TS为980MPa以上、伸长率El为10％以上、拉伸凸缘性(扩孔率)λ为100％以上、并且氢脆化危险度指数为15％以下。由此，得到与上述发明钢相比加工性更加优良的高强度冷轧钢板。
另外，如表14所示可知，除本发明的上述必须结构要素之外还满足上述推荐组织规定(b)的推荐钢(钢No.107、112、114、116、125)均满足：屈服强度为900MPa以上、拉伸强度TS为980MPa以上、伸长率El为10％以上、拉伸凸缘性(扩孔率)λ为90％以上、并且氢脆化危险度指数为15％以下。由此，得到与上述发明钢相比加工性更加优良、并且撞击安全性也优良的高强度冷轧钢板。
如上所述，对本发明详细地或参考特定的实施方式进行说明，但在不脱离本发明的精神和范围的情况下可以进行各种变更和修改，这对于本领域技术人员而言是显而易见的。本申请基于2009年3月27日提交的日本专利申请(特愿2009-079775)，其内容在此作为参考而引入。

Claims (8)

1.一种冷轧钢板，含有C：0.03～0.30质量％、Si：0质量％～3.0质量％、Mn：超过0.1质量％且2.8质量％以下、P：0.1质量％以下、S：0.005质量％以下、N：0.01质量％以下、以及Al：0.01～0.50质量％，并且，
含有V：0.001～1.00质量％或以满足下式1的方式、且以0.01质量％以上的合计量含有Nb、Ti及Zr中的1种以上，
余量由铁和不可避免的杂质构成，其中，
具有以面积率计含有回火马氏体50％～100％、且余量由铁素体构成的组织，
圆当量直径1～10nm的析出物在每1μm2所述回火马氏体中为20个以上，
含有V或者含有Nb、Ti以及Zr中的1种以上的圆当量直径20nm以上的析出物在每1μm2所述回火马氏体中为10个以下，
[％C]-[％Nb]/92.9×12-[％Ti]/47.9×12-[％Zr]/91.2×12＞0.03……(式1)
式中，[％C]、[％Nb]、[％Ti]、[％Zr]分别表示C、Nb、Ti、Zr的含量，单位为质量％。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，以满足所述式1的方式、且以0.01质量％以上的合计量含有Nb、Ti以及Zr中的1种以上，
由结晶方位差为15°以上的大角晶界包围的铁素体的平均粒径为5μm以下。
3.根据权利要求2所述的冷轧钢板，其中，含有V：0.001～0.20质量％，且含有V的圆当量直径20nm以上的析出物在每1μm2所述回火马氏体中为10个以下。
4.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，含有Cr：0.01～1.0质量％、Mo：0.01～1.0质量％、Cu：0.05～1.0质量％及Ni：0.05～1.0质量％中的1种以上。
5.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，含有B：0.0001～0.0050质量％。
6.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，含有Ca：0.0005～0.01质量％、Mg：0.0005～0.01质量％及REM：0.0004～0.01质量％中的1种以上。
7.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，圆当量直径0.02μm以上且小于0.1μm的渗碳体粒子在每1μm2所述回火马氏体中为10个以上，
圆当量直径0.1μm以上的渗碳体粒子在每1μm2所述回火马氏体中为3个以下。
8.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，整个组织中的位错密度为1×1015～1×1016m-2，
并且由下式2定义的Si等量满足下式3，
[Si等量]＝[％Si]+0.36[％Mn]+7.56[％P]+0.15[％Mo]+0.36[％Cr]+0.43[％Cu]……(式2)
[Si等量]≥4.0-5.3×10-8
Figure FDA0000089934160000021
[位错密度]……(式3)。
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