CN114867880A - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

该冷轧钢板具有规定的化学组成，距离表面为板厚的1/4的位置处的组织以体积率计包含80.0％以上的回火马氏体、超过2.5％且低于10.0％的残余奥氏体、合计为0％以上且15.0％以下的铁素体及贝氏体、0％以上且3.0％以下的马氏体、及剩余部分组织，在上述组织中，随机比强度Iq的最大为4.0以下，具有与上述随机比强度Iq成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域Rq的平均直径为10.0μm以下，上述区域Rq的面密度为1000个/mm2以上，所述冷轧钢板的抗拉强度为1310MPa以上，均匀延伸率为5.0％以上，TS×λ为35000MPa·％以上。

Description

冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及冷轧钢板及其制造方法。
本申请基于2019年10月10日在日本申请的特愿2019-186743号及2019年10月10日在日本申请的特愿2019-186957号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
在产业技术领域高度分工化的今天，对于在各技术领域中使用的材料，要求特殊且高性能。特别是关于汽车用钢板，从对地球环境的顾虑出发，为了将车体轻量化而提高燃料效率，板厚薄、成形性优异的高张力冷轧钢板的需求显著提高。对于汽车用钢板中特别是车体骨架部件中使用的冷轧钢板，变得要求高强度，进而要求面向适用扩大的高成形性。如果例示出作为汽车用钢板所需的特性，则抗拉强度(TS)为1310MPa以上、均匀延伸率为5.0％以上、TS×λ(扩孔)为35000MPa·％以上。此外，根据加工方法、所适用的部件，还要求90°V弯曲下的极限弯曲R与板厚t之比(R/t)为5.0以下、进而还要求耐氢脆特性优异。
虽然为了确保均匀延伸率等延展性而制成包含铁素体的组织是有效的，但是为了以包含铁素体的组织来得到1310MPa以上的强度，需要使第二相***。然而，硬质的第二相会使扩孔性、弯曲性劣化。
另一方面，作为提高高强度钢板的扩孔性、弯曲性、耐氢脆特性的技术，提出了以回火马氏体作为主相的钢板(例如参照专利文献1及2)。在专利文献1及2中，示出了通过将显微组织设定为回火马氏体单相的组织，从而扩孔性、弯曲性、耐氢脆特性优异。
然而，在专利文献1的发明中，抗拉强度低至低于1310MPa。因此，在以更高强度化为目标的情况下，需要进一步提高伴随于此而劣化的加工性、弯曲性、耐氢脆特性。此外，在专利文献2的发明中，虽然可达成1310MPa以上的高强度，但是由于在淬火时的冷却中冷却至室温附近，因此存在残余奥氏体的体积率少、得不到高的均匀延伸率的课题。
此外，在专利文献3中，作为兼顾高强度化和高成形性的技术，提出了利用由残余奥氏体带来的TRIP效应的钢板。
然而，就专利文献3的钢板而言，由于具有铁素体相，因此难以得到1310MPa以上的高强度，由于具有组织内的强度差，因此扩孔成形性、弯曲性差。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-30091号公报
专利文献2：日本特开2010-215958号公报
专利文献3：日本特开2006-104532号公报
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，以往并未提出具有抗拉强度(TS)为1310MPa以上的高强度及高成形性的钢板、优选进一步具有弯曲性及耐氢脆特性的钢板。
本发明是为了解决上述的问题而进行的，其课题是提供在高强度钢板中成为课题的成形性优异的高强度钢板及其制造方法。本发明中，所谓高强度是指抗拉强度(TS)为1310MPa以上，所谓成形性优异是指均匀延伸率为5.0％以上、并且TS×λ(扩孔)为35000MPa·％以上。
本发明的优选的课题是提供在高强度钢板中成为课题的成形性优异、并且具有充分的弯曲性及耐氢脆特性的高强度钢板及其制造方法。本发明中，所谓弯曲性优异表示90°V弯曲下的极限弯曲R与板厚之比(R/t)为5.0以下。
本发明中，所谓冷轧钢板包含在表面具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板、及在表面具有合金化热浸镀锌层的合金化热浸镀锌钢板。
用于解决课题的手段
本发明人们对化学组成及制造条件对高强度冷轧钢板的机械特性所造成的影响进行了详细的调查。其结果发现：通过在将金属组织设定为包含规定量以上的残余奥氏体的回火马氏体主体的组织的基础上，控制钢板内部(例如距离表面为板厚的1/4的位置)的织构，能够以高水平兼顾强度和成形性。此外发现：通过在控制热轧条件的基础上，进行60％以下的累积压下率的冷轧，之后，以1.0℃/s以上且50℃/s以下的平均加热速度从550℃加热至750℃，进行在γ单相区域中进行均热的退火，从而抑制退火时的再结晶，能够促进逆相变，其结果是，能够得到对成形性有利的随机的织构(random texture)。
进而，本发明人们进行了研究，结果发现：除了上述的控制以外，通过控制表层部的织构，除了强度和成形性以外，还都以高水平得到弯曲性及耐氢脆特性。
本发明是基于上述的见识而进行的。本发明的主旨如下所述。
本发明是基于上述的见识而进行的。本发明的主旨如下所述。
[1]根据本发明的一方案的冷轧钢板，其化学组成以质量％计含有：C：超过0.140％且低于0.400％、Si：超过0.35％且低于1.50％、Mn：超过1.30％且低于3.50％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.100％以下、N：0.0100％以下、Ti：0％以上且低于0.050％、Nb：0％以上且低于0.050％、V：0％以上且0.50％以下、Cu：0％以上且1.00％以下、Ni：0％以上且1.00％以下、Cr：0％以上且1.00％以下、Mo：0％以上且0.50％以下、B：0％以上且0.0100％以下、Ca：0％以上且0.0100％以下、Mg：0％以上且0.0100％以下、REM：0％以上且0.0500％以下、及Bi：0％以上且0.050％以下，剩余部分包含Fe及杂质；距离表面为板厚的1/4的位置处的组织以体积率计包含80.0％以上的回火马氏体、超过2.5％且低于10.0％的残余奥氏体、合计为0％以上且15.0％以下的铁素体及贝氏体、0％以上且3.0％以下的马氏体、及剩余部分组织；在上述组织中，随机比强度Iq的最大为4.0以下，具有与上述随机比强度Iq成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域Rq的平均直径为10.0μm以下，上述区域Rq的面密度为1000个/mm2以上；所述冷轧钢板的抗拉强度为1310MPa以上，均匀延伸率为5.0％以上，TS×λ为35000MPa·％以上。
[2]根据上述[1]所述的冷轧钢板，其中，也可以在从上述表面起沿板厚方向至100μm为止的范围的组织中，随机比强度Is的最大为4.0以下，具有与上述随机比强度Is成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域Rs的平均直径为10.0μm以下，上述区域Rs的面密度为1000个/mm2以上，90°V弯曲下的极限弯曲R与板厚t之比即R/t为5.0以下。
[3]根据上述[1]或[2]所述的冷轧钢板，其中，上述抗拉强度也可以为1400MPa以上。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的冷轧钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自Ti：0.001％以上且低于0.050％、Nb：0.001％以上且低于0.050％、V：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0100％以下、Mg：0.0001％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％％以上且0.0500％以下、及Bi：0.0005％％以上且0.050％以下中的1种或2种以上。
[5]根据上述[1]～[4]中任一项所述的冷轧钢板，其中，也可以在上述表面具备热浸镀锌层。
[6]根据上述[5]所述的冷轧钢板，其中，上述热浸镀锌层也可以为合金化热浸镀锌层。
[7]根据本发明的另一方案的冷轧钢板的制造方法，其具备下述工序：将具有下述化学组成的铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1100℃以上，以最终段中的轧制温度FT成为920℃以上、压下率成为15％以下的条件进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序，其中，所述化学组成以质量％计含有：C：超过0.140％且低于0.400％、Si：超过0.35％且低于1.50％、Mn：超过1.30％且低于3.50％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.100％以下、N：0.0100％以下、Ti：0％以上且低于0.050％、Nb：0％以上且低于0.050％、V：0％以上且0.50％以下、Cr：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、Mo：0％以上且0.50％以下、B：0％以上且0.0100％以下、Ca：0％以上且0.0100％以下、Mg：0％以上且0.0100％以下、REM：0％以上且0.0500％以下、及Bi：0％以上且0.050％以下，剩余部分包含Fe及杂质；将上述热轧钢板按照在从750℃至650℃的温度区域中以10秒以内通过的方式进行冷却的冷却工序；将上述冷却工序后的上述热轧钢板在650℃以下卷取的卷取工序；将上述卷取工序后的上述热轧钢板进行酸洗，以60％以下的累积压下率进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；将上述冷轧钢板以1.0℃/s以上且50.0℃/s以下的平均加热速度从550℃加热至750℃，并在820℃以上进行均热的退火工序；将上述退火工序后的上述冷轧钢板按照从700℃至600℃的温度区域及从450℃至350℃的温度区域的平均冷却速度成为5℃/s以上的方式冷却至50℃以上且250℃以下的温度的退火冷却工序；和将上述退火冷却工序后的上述冷轧钢板在200℃以上且低于350℃的温度区域中进行1秒以上回火的回火工序。
[8]根据上述[7]所述的冷轧钢板的制造方法，其中，也可以是，在上述热轧工序中，以上述最终段中的上述轧制温度FT成为920℃以上且960℃以下、压下率成为10％以上且15％以下、并且摩擦系数μ成为0.15以上的条件进行上述热轧，在上述退火工序中，将上述冷轧钢板以3.0℃/s以上且50.0℃/s以下的平均加热速度从550℃加热至750℃，并在820℃以上进行均热。
[9]根据上述[7]或[8]所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在上述退火冷却工序中，也可以将上述退火工序后的上述冷轧钢板按照从700℃至600℃的温度区域及从450℃至350℃的温度区域的平均冷却速度成为5℃/s以上的方式冷却至50℃以上且低于220℃的温度。
[10]根据上述[7]～[9]中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自Ti：0.001％以上且低于0.050％、Nb：0.001％以上且低于0.050％、V：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下及B：0.0001％以上且0.0100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0100％以下、Mg：0.0001％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％％以上且0.0500％以下及Bi：0.0005％％以上且0.050％以下中的1种或2种以上。
[11]根据上述[7]～[10]中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在上述退火冷却工序中，也可以进一步以超过450℃且低于600℃的温度区域实施热浸镀锌，并任选地进行合金化处理。
发明效果
根据本发明的上述方案，可得到抗拉强度(TS)为1310MPa以上、均匀延伸率为5.0％以上、TS×λ为35000MPa·％以上的高强度并且成形性优异的冷轧钢板及其制造方法。这样的钢板具有可适用于压制成形等加工的充分的成形性。因此，本发明有助于通过汽车的车体轻量化而能够有助于解决地球环境问题等产业的发展。
此外，根据本发明的优选的方案，可得到抗拉强度(TS)为1310MPa以上、均匀延伸率为5.0％以上、TS×λ为35000MPa·％以上、并且90°V弯曲下的极限弯曲R与板厚t之比(R/t)为5.0以下、耐氢脆特性优异的冷轧钢板及其制造方法。这样的钢板具有可适用于压制成形等加工的充分的成形性，耐氢脆特性优异。因此，本发明有助于通过汽车的车体轻量化而能够有助于解决地球环境问题等产业的发展。
附图说明
图1是表示距离表面为板厚的1/4的位置的织构的随机比强度的最大、及具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的平均直径与TS×λ的关系的图。图1中，〇为TS×λ≥35000MPa·％的钢板，×为TS×λ＜35000MPa·％的钢板。
图2是表示距离表面为板厚的1/4的位置的织构的随机比强度的最大、及具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的面密度与TS×λ的关系的图。图2中，〇为TS×λ≥35000MPa·％的钢板，×为TS×λ＜35000MPa·％的钢板。
图3是表示热轧的终轧温度及卷取温度与距离表面为板厚的1/4的位置的织构的随机比强度的关系的图。图3中，〇为织构的随机比强度≤4.0的钢板，×为织构的随机比强度＞4.0的钢板。
图4是表示退火时的均热温度及卷取温度与距离表面为板厚的1/4的位置的具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的直径及面密度的关系的图。图4中，〇为具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的直径≤10μm并且面密度≥1000个/mm2的钢板，×为具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的直径＞10μm并且面密度＜1000个/mm2的钢板。
图5是表示表层部的织构的随机比强度的最大及具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的平均直径与耐氢脆特性的关系的图。图5中，〇为耐氢脆特性良好的钢板，×为耐氢脆特性不良好的钢板。
图6是表示表层部的织构的随机比强度的最大及具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的面密度与耐氢脆特性的关系的图。图6中，〇为耐氢脆特性良好的钢板，×为耐氢脆特性不良好的钢板。
图7是表示热轧的终轧温度及卷取温度与表层部的织构的随机比强度的关系的图。图7中，〇为织构的随机比强度≤4.0的钢板，×为织构的随机比强度＞4.0的钢板。
图8是表示退火时的均热温度及卷取温度与表层部的具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的直径及面密度的关系的图。图8中，〇为具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的直径≤10μm并且面密度≥1000个/mm2的钢板，×为具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的直径＞10μm并且面密度＜1000个/mm2的钢板。
具体实施方式
对本发明的一实施方式的冷轧钢板(以下，有时称为本实施方式的钢板)进行说明。
以下对本实施方式的钢板中的金属组织、化学组成及可有效、稳定并且经济地制造该钢板的制造方法进行详述。本实施方式的钢板不仅包含在表面不具有镀层的冷轧钢板，还包含在表面具备热浸镀锌层的热浸镀锌钢板、或在表面具备合金化热浸镀锌的合金化热浸镀锌钢板，这些主要条件对于热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板也是共同的。
1.金属组织(显微组织)
首先，对本实施方式的钢板的金属组织进行说明。
在本实施方式的钢板的金属组织的说明中，组织分率以体积率表示。因此，只要没有特别说明，则“％”表示“体积％”。
本实施方式的钢板(包含冷轧钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板)距离表面为板厚的1/4(1/4厚)的位置处的组织以体积率计包含：80.0％以上的回火马氏体、超过2.5％且低于10.0％的残余奥氏体、合计为0％以上且15.0％以下的铁素体及贝氏体、和0％以上且3.0％以下的马氏体。
<回火马氏体：80.0％以上>
回火马氏体与马氏体(所谓的初生马氏体)同样为板条状的晶粒的集合。另一方面，与马氏体不同，是通过回火而在内部包含微细的铁系碳化物的硬质的组织。回火马氏体通过将利用退火后的冷却等而生成的马氏体通过热处理等进行回火而获得。
回火马氏体是与马氏体相比不脆、具有延展性的组织。就本实施方式的钢板而言，为了提高强度、扩孔性、弯曲性及耐氢脆特性，将回火马氏体的体积率设定为80.0％以上。优选以体积率计为85.0％以上。回火马氏体的体积率低于97.5％。
<残余奥氏体：超过2.5％且低于10.0％>
残余奥氏体通过TRIP效应而提高钢板的延展性，有助于均匀延伸率的提高。因此，残余奥氏体的体积率设定为超过2.5％。残余奥氏体的体积率优选为超过3.5％，更优选超过4.5％。
另一方面，如果残余奥氏体的体积率变得过量，则残余奥氏体的粒径变大。这样的粒径大的残余奥氏体在变形后成为粗大并且硬质的马氏体。这种情况下，变得容易产生开裂的起点，扩孔性、弯曲性劣化。因此，残余奥氏体的体积率设定为低于10.0％。残余奥氏体的体积率优选为低于8.0％，更优选低于7.0％。
<铁素体及贝氏体：合计为0％以上且15.0％以下>
铁素体是通过二相区域退火、或退火后的缓慢冷却而得到的软质的相。铁素体在与马氏体那样的硬质相混合存在的情况下会提高钢板的延展性，但为了达成1310MPa以上的高强度，需要限制铁素体的体积率。
此外，贝氏体是通过在退火后在350℃以上且450℃以下保持一定时间而获得的相。贝氏体相对于马氏体为软质，因此具有提高延展性的效果，但为了达成1310MPa以上的高强度，需要与上述的铁素体同样地限制体积率。
因此，铁素体及贝氏体的体积率合计设定为15.0％以下。优选为10.0％以下。铁素体及贝氏体由于也可以不含，因此各自的下限为0％。
此外，铁素体相对于贝氏体为软质，因此在铁素体及贝氏体的合计体积率为15.0％以下的情况下，为了达成1310MPa以上的高强度，铁素体的体积率优选为低于10.0％。
<马氏体：0％以上且3.0％以下>
马氏体(初生马氏体)是通过在最终冷却时由奥氏体相变而生成的板条状的晶粒的集合。马氏体由于硬质且脆，容易成为变形时的开裂起点，因此如果马氏体的体积率多，则扩孔性、弯曲性劣化。因此，马氏体的体积率设定为3.0％以下。马氏体的体积率优选为2.0％以下，进一步优选为1.0％以下。马氏体也可以不含有，因此下限为0％。
在距离表面为板厚的1/4的位置处的组织中，除了上述以外，作为剩余部分组织，还可以包含珠光体。然而，珠光体是在组织内具有渗碳体的组织，会消耗有助于强度的提高的钢中的C(碳)。因此，如果珠光体体积率超过5.0％，则钢板的强度降低。因此，珠光体的体积率优选设定为5.0％以下。珠光体的体积率优选为3.0％以下，更优选为1.0％以下。
本实施方式的钢板的距离表面为板厚的1/4的位置的组织中的体积率如下那样进行测定。
即，铁素体、贝氏体、马氏体、回火马氏体、珠光体的体积率通过相对于钢板的轧制方向、宽度方向从任意位置采集试验片，对与轧制方向平行的纵截面进行研磨，在距离表面为板厚的1/4(1/4厚)的位置处，使用SEM对通过硝酸乙醇腐蚀而呈现的金属组织进行观察。在SEM观察中，以3000倍的倍率对30μm×50μm的视场进行5个视场观察，由所观察的图像测定各组织的面积率，算出其平均值。由于相对于轧制方向在垂直方向(钢板宽度方向)上没有组织变化，与轧制方向平行的纵截面的面积率与体积率相等，因此将组织观察中得到的面积率设定为各自的体积率。
在测定各组织的面积率时，将不呈现下部组织、并且亮度低的区域设定为铁素体。此外，将不呈现下部组织、并且亮度高的区域设定为马氏体或残余奥氏体。此外，将呈现了下部组织的区域设定为回火马氏体或贝氏体。
贝氏体与回火马氏体可以通过进一步对晶粒内的碳化物仔细观察来进行区别。
具体而言，回火马氏体由马氏体板条和在板条内部生成的渗碳体构成。此时，马氏体板条及渗碳体的晶体取向关系由于存在2种以上，因此构成回火马氏体的渗碳体具有多个变体。另一方面，贝氏体被分类为上部贝氏体和下部贝氏体。上部贝氏体由于由板条状的贝氏体铁素体和在板条界面处生成的渗碳体构成，因此可以与回火马氏体容易地区别。下部贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和在板条内部生成的渗碳体构成。此时，贝氏体铁素体及渗碳体的晶体取向关系与回火马氏体不同，为1种，构成下部贝氏体的渗碳体具有同一变体。因此，下部贝氏体与回火马氏体可以基于渗碳体的变体来区别。
另一方面，马氏体与残余奥氏体无法通过SEM观察而明确区别。因此，马氏体的体积率通过从被判断为马氏体或残余奥氏体的组织的体积率减去通过后述的方法而算出的残余奥氏体的体积率来算出。
残余奥氏体的体积率通过从钢板的任意位置采集试验片，对轧制面进行化学研磨至距离钢板表面为板厚的1/4的位置，由利用MoKα射线得到的铁素体的(200)、(210)面积分强度和奥氏体的(200)、(220)及(311)面积分强度进行定量化。
2.织构
2.1距离表面为板厚的1/4的位置处的织构
本实施方式的钢板(钢板包含冷轧钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板)距离表面为板厚的1/4(1/4厚)的位置处的织构通过后述的方法而测定的随机比强度(Iq)的最大为4.0以下，与随机比强度(Iq)成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rq)的平均直径(平均区域直径)为10.0μm以下，并且该区域(具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域：Rq)的面密度为1000个/mm2以上。
<最大的随机比强度：4.0以下>
本实施方式的钢板为回火马氏体主体的金属组织，如上所述，织构的控制对于扩孔性的提高变得有效。
根据本发明人们的调查，通过织构的随机化而扩孔性提高。织构影响扩孔性的机理并不清楚，但推定在织构强的情况下，或者在钢板中存在同取向的晶体取向的粗大区域的情况下，在扩孔试验那样的加工时应变变得容易集中，变得容易引起断裂。即，织构接近随机变得重要。在本实施方式的钢板中，将织构的随机比强度(Iq)的最大设定为4.0以下。更优选随机比强度的最大为3.5以下。
<具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的平均直径为10.0μm以下，并且该区域的面密度为1000个/mm2以上>
在本实施方式的钢板中，不仅随机比强度(Iq)的最大，而且将与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rq)的平均区域直径设定为10.0μm以下，并且将具有与随机比强度(Iq)成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rq)的面密度设定为1000个/mm2以上。
如果具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rq)的平均直径超过10.0μm，则在该区域内变得容易引起扩孔试验时的应变的集中，扩孔性劣化。
此外，成为那样的区域的面密度变得低于1000个/mm2那样的晶体取向未被随机化的组织的情况也同样容易引起扩孔试验时的应变的集中，扩孔性劣化。
优选的是：与随机比强度(Iq)成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rq)的平均区域直径为8.0μm以下，并且那样的区域的面密度为1200个/mm2以上；更优选的是：与随机比强度(Iq)成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rq)的平均区域直径为6.0μm以下，并且那样的区域的面密度为1500个/mm2以上。
在本实施方式的钢板的距离表面为板厚的1/4的位置处的织构中，随机比强度的最大值、具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的平均直径及面密度如下那样操作而进行测定。即，对与轧制方向平行的纵截面的以距离表面为板厚的1/4的位置作为中心的厚度方向100μm、长度方向1000μm的范围通过EBSD(电子背散射衍射；Electron Back Scattering Diffraction)进行测定，使用EBSD中附属的软件即TSL OIMAnalysis进行ODF计算，评价ODF空间中的Φ2＝45°截面中的最大强度，由该最大强度求出随机比强度的最大、具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的平均直径及面密度。
2.2表层部的织构
本实施方式的钢板优选在距离表面为板厚的1/4的位置具有上述的织构的基础上，具有下述织构：在从表面至100μm为止的范围(表层部)内，通过后述的方法而测定的随机比强度(Is)的最大为4.0以下，具有与随机比强度(Is)成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rs)的平均直径(平均区域直径)为10.0μm以下，并且该区域(具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域：Rs)的面密度为1000个/mm2以上。
<最大的随机比强度：4.0以下>
本发明人们进行了深入研究，结果获知：在从表面至100μm为止的范围即表层部中，通过将织构随机化，弯曲性和耐氢脆特性提高。弯曲性及耐氢脆特性提高的机理并不清楚，但推定在织构强的情况下，或者在钢板中存在该取向的晶体取向的粗大区域的情况下，在弯曲试验那样的加工时应变变得容易集中，变得容易引起弯曲试验中的断裂。此外，认为耐氢脆特性评价中的预应变中的弯曲变形中变形最偏向的是钢板表面，通过该钢板表面为软质、成为开裂的起点的表层部的硬质相减少、并且被微细均匀化而开裂起点变少，从而抑制氢脆。
即，表层织构随机是重要的，在本实施方式的钢板中，在表层部中，优选将织构的随机比强度(Is)的最大设定为4.0以下。更优选随机比强度(Is)的最大为3.5以下。
<具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的平均直径为10.0μm以下，并且该区域的面密度为1000个/mm2以上>
在本实施方式的钢板中，优选不仅随机比强度(Is)的最大值，而且将具有与随机比强度(Is)成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rs)的平均直径(平均区域直径)设定为10.0μm以下，并且将那样的区域的面密度设定为1000个/mm2以上。
如果具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rs)的平均直径超过10.0μm，则在该区域内变得容易引起弯曲试验时的应变的集中，弯曲性、耐氢脆特性不会充分提高。
此外，在成为那样的区域的面密度变得低于1000个/mm2那样的晶体取向未被随机化的组织的情况下，也同样容易引起弯曲试验时的应变的集中，弯曲性、耐氢脆特性不会充分提高。
更优选的是：与随机比强度(Is)成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rs)的平均区域直径为8.0μm以下，并且那样的区域的面密度为1200个/mm2以上。进一步优选的是：与随机比强度(Is)成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域(Rs)的平均区域直径为6.0μm以下，并且那样的区域的面密度为1500个/mm2以上。
本实施方式的钢板的从表面至100μm为止的织构如下那样进行测定。即，对与轧制方向平行的纵截面的从表面至100μm、长度方向1000μm的范围通过EBSD(电子背散射衍射；Electron Back Scattering Diffraction)进行测定，使用EBSD中附属的软件即TSL OIMAnalysis进行ODF计算，评价ODF空间中的Φ2＝45°截面中的最大强度，由该最大强度求出随机比强度的最大、具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的平均直径及面密度。
3.钢板的化学组成
接着，对本实施方式的钢板所具有的化学组成进行说明。以下，化学组成中的表示各元素的含量的“％”只要没有特别说明，则全部是指质量％。
C：超过0.140％且低于0.400％
C含量为0.140％以下时，变得难以获得上述的金属组织，变得无法达成所期望的抗拉强度。此外，扩孔性(λ)、弯曲性降低。因此，C含量设定为超过0.140％。优选为超过0.160％，更优选为超过0.180％。
另一方面，C含量为0.400％以上时，焊接性劣化，并且扩孔性(λ)、弯曲性劣化。此外耐氢脆特性也劣化。因此，C含量设定为低于0.400％。优选为低于0.350％，更优选为低于0.300％。
Si：超过0.35％且低于1.50％
Si是对于通过固溶强化而增大钢板的强度有用的元素。此外，Si由于抑制渗碳体的生成，因此是对于促进C向奥氏体中的浓化、在退火后生成残余奥氏体有效的元素。Si含量为0.35％以下时，变得难以获得由上述作用带来的效果，达成均匀延伸率的目标变得困难，而且耐氢脆特性劣化。因此，Si含量设定为超过0.35％。优选为超过0.40％，更优选为超过0.45％。
另一方面，如果Si含量为1.50％以上，则有时退火工序中的加热时的奥氏体相变变慢，不会充分引起由铁素体向奥氏体的相变。这种情况下，在退火后在组织中过量残存铁素体，变得无法达成作为目标的抗拉强度，而且扩孔性(λ)、弯曲性劣化。此外，如果Si含量为1.50％以上，则钢板的表面性状劣化。进而，化学转化处理性及镀覆性显著劣化。因此，Si含量设定为低于1.50％。Si含量优选为低于1.25％，更优选为低于1.00％，进一步优选为0.90％以下或0.85％以下。特别是通过将Si含量设定为低于1.00％，镀覆密合性提高。
Mn：超过1.30％且低于3.50％
Mn是具有提高钢的淬火性的作用、对于获得上述的金属组织有效的元素。Mn含量为1.30％以下时，变得难以获得上述的金属组织。这种情况下，变得得不到充分的抗拉强度。因此，Mn含量设定为超过1.30％。Mn含量优选为超过1.50％，更优选为超过2.00％。
另一方面，Mn含量为3.50％以上时，不仅因Mn的偏析而淬火性提高的效果变小，而且导致原材料成本的上升。因此，Mn含量设定为低于3.50％。Mn含量优选为低于3.25％，更优选为低于3.00％。
P：0.100％以下
P是作为杂质而含有于钢中的元素，是在晶界中偏析而使钢脆化的元素。因此，P含量越少越优选，也可以为0％，但也考虑P的除去时间、成本，P含量设定为0.100％以下。P含量优选为0.020％以下，更优选为0.015％以下。
S：0.010％以下
S是作为杂质而含有于钢中的元素，是形成硫化物系夹杂物而使弯曲性劣化的元素。因此，S含量越少越优选，也可以为0％，但也考虑S的除去时间、成本，S含量设定为0.010％以下。S含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，进一步优选为0.001％以下。
Al：0.100％以下
Al是具有将钢液脱氧的作用的元素。在出于脱氧目的而含有Al的情况下，为了可靠地进行脱氧，Al含量优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。此外，Al由于与Si同样地是具有提高奥氏体的稳定性的作用、对于获得上述的金属组织有效的元素，因此也可以含有。
另一方面，如果Al含量过高，则不仅变得容易产生起因于氧化铝的表面缺陷，而且相变点大大上升，铁素体的体积率变多。这种情况下，变得难以获得上述的金属组织，变得得不到充分的抗拉强度。因此，Al含量设定为0.100％以下。Al含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下，进一步优选为0.030％以下。在本实施方式的钢板中，由于含有与Al同样地具有脱氧作用的Si，因此Al不一定必须含有，Al含量也可以为0％。
N：0.0100％以下
N是作为杂质而含有于钢中的元素，是生成粗大的析出物而使扩孔性、弯曲性劣化的元素。因此，N含量设定为0.0100％以下。优选为0.0060％以下，进一步优选为0.0050％以下。N含量越少越优选，也可以为0％。
本实施方式的钢板也可以含有上述的元素，剩余部分为Fe及杂质，但也可以进一步含有1种或2种以上的以下列记的影响强度、扩孔性、弯曲性的元素作为任选元素。然而，这些元素由于不一定必须含有，因此其下限也都为0％。
Ti：0％以上且低于0.050％
Nb：0％以上且低于0.050％
V：0％以上且0.50％以下
Cu：0％以上且1.00％以下
Ti、Nb、V、Cu是具有通过析出硬化而提高钢板的强度的作用的元素。因此，也可以含有这些元素。为了充分获得上述的效果，优选Ti、Nb含量分别设定为0.001％以上，V、Cu的含量分别设定为0.01％以上。更优选的Ti、Nb含量分别为0.005％以上，更优选的V、Cu的含量分别为0.05％以上。获得上述的效果不是必需的。因此，没有必要特别限制Ti、Nb、V、Cu的含量的下限，它们的下限为0％。
另一方面，如果过量地含有这些元素，则再结晶温度上升，冷轧钢板的金属组织不均匀化，扩孔性、弯曲性受损。因此，在含有的情况下，Ti含量设定为低于0.050％，Nb含量设定为低于0.050％，V含量设定为0.50％以下，Cu含量设定为1.00％以下。Ti含量优选为低于0.030％，更优选为低于0.020％。Nb含量优选为低于0.030％，更优选为低于0.020％。V含量优选为0.30％以下。Cu含量优选为0.50％以下。
Ni：0％以上且1.00％以下
Cr：0％以上且1.00％以下
Mo：0％以上且0.50％以下
B：0％以上且0.0100％以下
Ni、Cr、Mo及B是提高淬火性、有助于钢板的高强度化的元素，是对于获得上述的金属组织有效的元素。因此，也可以含有这些元素。为了充分获得上述的效果，优选将Ni、Cr、Mo的含量分别设定为0.01％以上、和/或将B含量设定为0.0001％以上。更优选Ni、Cr、Mo的含量分别为0.05％以上、B含量为0.0010％以上。获得上述的效果不是必需的。因此，没有必要特别限制Ni、Cr、Mo、B的含量的下限，它们的下限为0％。
另一方面，即使过量地含有这些元素，由上述作用带来的效果也饱和，而且变得不经济。因此，在含有这些元素的情况下，Ni含量、Cr含量设定为1.00％以下，Mo含量设定为0.50％以下，B含量设定为0.0100％以下。Ni含量、Cr含量优选为0.50％以下，Mo含量优选为0.20％以下，B含量优选为0.0030％以下。
Ca：0％以上且0.0100％以下
Mg：0％以上且0.0100％以下
REM：0％以上且0.0500％以下
Bi：0％以上且0.050％以下
Ca、Mg及REM是具有通过调整夹杂物的形状而改善强度、弯曲性的作用的元素。Bi是具有通过将凝固组织微细化而改善强度、弯曲性的作用的元素。因此，也可以含有这些元素。为了充分获得上述的效果，优选Ca及Mg的含量分别设定为0.0001％以上、REM及Bi的含量分别设定为0.005％以上。更优选Ca及Mg的含量分别为0.0008％以上、REM及Bi的含量分别为0.007％以上。获得上述的效果不是必需的。因此，没有必要特别限制Ca、Mg、Bi及REM的含量的下限，它们的下限为0％。
另一方面，即使过量地含有这些元素，由上述作用带来的效果也饱和，变得不经济。因此，在含有这些元素的情况下，Ca含量设定为0.0100％以下，Mg含量设定为0.0100％以下，REM含量设定为0.0500％以下，Bi含量设定为0.050％以下。优选的是：Ca含量为0.0020％以下，Mg含量为0.0020％以下，REM含量为0.0020％以下，Bi含量为0.010％以下。所谓REM是指稀土类元素，是Sc、Y及镧系元素的合计17种元素的总称，REM含量是这些元素的合计含量。
4.机械特性
[抗拉强度为1310MPa以上、均匀延伸率为5.0％以上]
[TS×λ为35000MPa·％以上]
[90°V弯曲下的极限弯曲R与板厚t之比(R/t)为5.0以下]
在本实施方式的钢板中，作为有助于汽车的车体轻量化的强度，将抗拉强度(TS)设定为1310MPa以上。如果从冲击吸收性的观点出发，则钢板的强度优选为1350MPa以上，更优选为1400MPa以上，进一步优选为1470MPa以上。
此外，从成形性的观点出发，均匀延伸率(uEl)设定为5.0％以上。为了使成形性更好，均匀延伸率(uEl)更优选为5.5％以上。此外，从成形性的观点考虑，抗拉强度与扩孔性之积即TS×λ设定为35000MPa·％以上。为了使成形性更好，TS×λ优选为45000MPa·％以上，更优选为50000MPa·％以上。
TS×λ在抗拉强度低(例如低于1310MPa)的情况下，比较容易满足TS×λ≥35000MPa·％，但随着抗拉强度变高，变得难以满足。特别是抗拉强度为1400MPa以上或1470MPa以上时，不容易满足TS×λ≥35000MPa·％。
此外，从弯曲性的观点考虑，90°V弯曲下的极限弯曲R与板厚t之比(R/t)优选设定为5.0以下。为了使弯曲性更好，(R/t)更优选为4.0以下，进一步优选为3.0以下。
抗拉强度(TS)及均匀延伸率(uEl)通过从钢板沿与轧制方向垂直方向采集JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241：2011进行拉伸试验来求出。
此外，关于扩孔性(λ)，按照JIS Z 2256：2010中记载的扩孔试验方法来进行评价。
此外，关于极限弯曲半径(R/t)，通过使用90°V弯曲模具，以0.5mm间距来改变半径R，求出不引起开裂的最少弯曲R并除以板厚t来求出。
在本实施方式的钢板中，也可以在表面具备热浸镀锌层。通过在表面具备镀层，耐蚀性提高。汽车用钢板如果有由腐蚀引起的穿孔的顾虑，则即使高强度化，有时也无法薄壁化至某一定板厚以下。由于钢板的高强度化的目的之一是利用薄壁化的轻量化，因此即使开发高强度钢板，如果耐蚀性低则适用部位也受限。作为解决这些课题的方法，考虑对钢板实施耐蚀性高的热浸镀锌等镀覆。本实施方式的钢板由于如上述那样控制了钢板成分，因此能够进行热浸镀锌。
热浸镀锌层也可以为合金化热浸镀锌层。
5.制造条件
本发明人们进行了研究，结果判明：通过控制热轧条件，将热轧后的组织制成粗大的晶粒，从而减少成为再结晶核的晶界面积，并且通过使碳化物微细均匀地分散，从而使逆相变核分散而促进逆相变，抑制退火加热时的再结晶，促进逆相变而在奥氏体单相区域中进行退火，从而抑制织构的发达，能够达成接近随机的织构。以下进行详细说明。
具体而言，本实施方式的钢板能够通过包含以下的工序(I)～(VII)的制造方法来制造。
(I)将具有规定的化学组成的铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1100℃以上，按照最终段的轧制温度成为920℃以上、压下率成为15％以下的方式进行热轧而制成热轧钢板的热轧工序；
(II)将热轧钢板按照在从750℃至650℃的温度区域中以10秒以内通过的方式进行冷却的冷却工序；
(III)将热轧钢板在650℃以下进行卷取的卷取工序；
(IV)将热轧钢板进行酸洗，以60％以下的累积压下率进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；
(V)将冷轧钢板以1.0℃/s以上且50.0℃/s以下的平均加热速度从550℃加热至750℃，并在820℃以上进行均热的退火工序；
(VI)退火后，按照在从700℃至600℃的温度区域及从450℃至350℃的温度区域中平均冷却速度成为5℃/s以上的方式冷却至50℃以上且250℃以下的温度的退火冷却工序；
(VII)对退火冷却工序后的冷轧钢板在200℃以上且低于350℃的温度区域中进行1秒以上回火的回火工序。
以下，对各工序进行说明。
[热轧工序]
在热轧工序中，将具有上述的化学组成的铸造板坯加热，热轧而制成热轧钢板。在铸造板坯的温度高的情况下，也可以不暂且冷却至室温附近而直接供于热轧。热轧中的板坯加热条件没有限定，但优选加热至1100℃以上。加热温度低于1100℃时，材料的均质化容易变得不充分。
为了控制距离表面为板厚的1/4的位置的织构，热轧时的精轧最终段(最终道次)中的轧制温度(FT)设定为920℃以上，最终段中的压下率设定为15％以下。如果最终段的轧制温度低，或者如果最终段的压下率高，则最终段中的轧制后的热轧板组织变得微细。如果将微细的组织的热轧板组织进行冷轧、及退火，则由于加热时的再结晶进展，因此织构不会变得随机，扩孔性劣化。因而，最终段的轧制温度设定为920℃以上。最终段的轧制温度优选为930℃以上。此外，最终段的压下率设定为15％以下。最终段的压下率优选为13％以下。为了使织构变得随机，在原理上下限值为零，但如果考虑制造性，则最终段的压下率优选为5％以上，更优选为8％以上，进一步优选为10％以上。
另一方面，在控制表层部的织构的情况下，优选的是：热轧时的精轧最终段中的轧制温度(FT)设定为960℃以下，最终段中的压下率设定为10％以上，最终段的轧制时的摩擦系数μ设定为0.15以上。如果热轧时的精轧最终段中的轧制温度高，则剪切变形的效果减少，不会制成表层织构，弯曲性、耐氢脆特性不会充分提高。因而，最终段的轧制温度优选设定为960℃以下。最终段的轧制温度更优选为940℃以下。此外，如果最终段的压下率低、另外最终段轧制时的摩擦系数低，则由于表层部不会受到剪切变形，不会制成表层部的织构，因此弯曲性及耐氢脆特性不会充分提高。因而，优选将热轧时的精轧最终段中的摩擦系数μ设定为0.15以上。更优选摩擦系数μ为0.20以上。此外，最终段的压下率优选设定为10％以上，更优选为12％以上。
即，在如上述那样同时控制距离表面为板厚的1/4的位置及表层部的织构的情况下，在热轧工序中，优选：热轧时的精轧最终段(最终道次)中的轧制温度(FT)设定为920℃以上且960℃以下，最终段中的压下率设定为10％以上且15％以下，最终段的轧制时的摩擦系数μ设定为0.15以上。
[冷却工序]
热轧后，按照在从750℃至650℃的温度区域中通过的时间(热轧钢板在该温度区域中滞留的时间)成为10秒以下的方式，冷却至卷取温度。如果该温度区域中的冷却速度慢，则因生成粗大的铁素体，不会成为碳化物微细均匀地分散的组织。这种情况下，冷轧退火后的织构不会充分地变得随机，扩孔性劣化。
[卷取工序]
如上述那样冷却至卷取温度后，进行卷取。卷取温度设定为650℃以下。如果卷取温度超过650℃，则热轧钢板的组织成为粗大的铁素体·珠光体组织，不会成为碳化物微细均匀地分散的组织。这种情况下，冷轧及退火后的织构不会充分地变得随机，扩孔性劣化，并且退火后的钢板的金属组织变得不均匀，弯曲性劣化。卷取温度优选为630℃以下，更优选为620℃以下，进一步优选为600℃以下。
另一方面，如果卷取温度低于500℃，则热轧钢板的强度变高，冷轧时的负荷变高。因此，卷取温度优选为500℃以上。在热轧钢板的强度高的情况下，也可以在冷轧前实施BAF等软化热处理。
[冷轧工序]
在冷轧工序中，将热轧后的热轧钢板通过酸洗等而进行脱氧化皮后，以压下率(累积压下率)为60％以下的条件进行冷轧而制成冷轧钢板。如果冷轧中的压下率高则退火时的再结晶被促进，退火后的织构不会变得随机，扩孔性、弯曲性、耐氢脆特性劣化。因而冷轧中的压下率设定为60％以下。压下率优选为55％以下，更优选为50％以下。
[退火工序]
冷轧工序后的冷轧钢板根据需要按照公知的方法实施脱脂等处理后，以1.0℃/s以上且50.0℃/s以下的平均加热速度从550℃加热至750℃，并进行在820℃以上进行均热的退火。
在退火工序中，从550℃至750℃为止的加热速度设定为1.0℃/s以上且50℃/s以下。如果加热速度慢则再结晶进展，退火后的织构不会充分地变得随机，扩孔性劣化。因而加热速度设定为1.0℃/s以上。加热速度优选为1.5℃/s以上，进一步优选为2.0℃/s以上。在退火后使织构充分地随机化直至表层部的情况下，至750℃为止的平均加热速度优选设定为3.0℃/s以上。从表层部的织构的随机化的观点考虑，至750℃为止的平均加热速度更优选为5.0℃/s以上。
另一方面，如果平均加热速度过快，则由于奥氏体细粒化，因此铁素体相变被过度促进。这种情况下，在最终得到的钢板中，得不到作为目的的组织，强度、扩孔性、弯曲性降低。因而加热速度设定为50.0℃/s以下。加热速度优选为30.0℃/s以下，更优选为10.0℃/s以下。
退火工序中的均热温度(退火温度)设定为820℃以上。如果均热温度低则不仅不会成为奥氏体单相退火、且织构不会充分地变得随机，而且铁素体的体积率变多，扩孔性、弯曲性劣化。因而均热温度设定为820℃以上。均热温度优选为830℃以上或835℃以上。均热温度高时，虽然容易确保扩孔性、弯曲性，但如果均热温度过高则制造成本变高，因此均热温度优选为900℃以下。均热温度更优选为880℃以下，进一步优选为870℃以下。
均热时间没有限定，但优选为30～450秒。如果均热时间低于30秒，则有时奥氏体化没有充分进行。因此，均热时间优选为30秒以上。另一方面，如果均热时间超过450秒，则生产率降低，因此均热时间优选为450秒以下。
[退火冷却工序]
为了获得上述那样的金属组织，将退火后的冷轧钢板按照从700℃至600℃的铁素体相变温度区域的平均冷却速度及从450℃至350℃的贝氏体相变温度区域的平均冷却速度都成为5℃/s以上的方式冷却至50℃以上且250℃以下的温度。如果上述温度区域中的冷却速度慢，则距离表面为板厚的1/4的位置处的铁素体、贝氏体的体积率变高，回火马氏体的体积率降低。其结果是，抗拉强度降低，并且扩孔性、弯曲性、耐氢脆特性劣化。因而从700℃至600℃及从450℃至350℃的平均冷却速度设定为5℃/s以上。平均冷却速度优选为10℃/s以上，进一步优选为20℃/s以上。
冷却停止温度设定为50℃以上且250℃以下。如果冷却停止温度高则在接下来的回火工序后的冷却中(未被回火的)马氏体增加，扩孔性、弯曲性、耐氢脆特性劣化。因而冷却停止温度设定为250℃以下。另一方面，如果冷却停止温度低则残余奥氏体分率降低，得不到作为目的的均匀延伸率。因而冷却停止温度设定为50℃以上。冷却停止温度优选为75℃以上，进一步优选为100℃以上。
[热浸镀锌工序]
[合金化工序]
在制造在表面具备热浸镀锌层的冷轧钢板(热浸镀锌钢板)的情况下，在退火冷却工序中，也可以进一步在超过450℃且低于600℃的温度区域中将冷轧钢板浸渍于热浸镀浴中而实施热浸镀锌。此外，在制造在表面具备合金化热浸镀锌的冷轧钢板(合金化热浸镀锌钢板)的情况下，也可以紧接着热浸镀锌工序，实施合金化处理而将镀覆设定为合金化热浸镀锌。
[回火工序]
退火冷却工序后的冷轧钢板通过被冷却至50℃以上且250℃以下的温度而未相变的奥氏体相变为马氏体。之后，冷轧钢板通过在200℃以上且低于350℃的温度下进行1秒以上回火(回火工序)，在距离表面为板厚的1/4的位置处得到回火马氏体主体的组织。
在进行热浸镀锌工序和/或合金化工序的情况下，将热浸镀锌工序后的冷轧钢板或热浸镀锌工序及合金化工序后的冷轧钢板冷却至50℃以上且250℃以下的温度后，在200℃以上且低于350℃的温度下进行1秒以上回火。如果回火温度为350℃以上则钢板强度降低。因而回火温度设定为低于350℃。回火温度优选为325℃以下，更优选为300℃以下。在想要进一步提高抗拉强度的情况下，优选降低回火温度，例如在将抗拉强度设定为1400MPa以上的情况下，回火温度优选设定为275℃以下，在将抗拉强度设定为1470MPa以上的情况下，回火温度优选设定为250℃以下。
另一方面，如果回火温度低于200℃则回火变得不充分，扩孔性、弯曲性、耐氢脆特性劣化。因而回火温度设定为200℃以上。从扩孔性、弯曲性、耐氢脆特性的观点考虑，回火温度优选为220℃以上，更优选为250℃以上。
回火时间只要为1秒以上即可，为了进行稳定的回火处理，优选为5秒以上，进一步优选为10秒以上。另一方面，在长时间的回火时有时钢板的强度降低。因此，回火时间优选为750秒以下，进一步优选为500秒以下。
[表皮光轧工序]
回火工序后的冷轧钢板也可以在冷却至可表皮光轧的温度后，进行表皮光轧。在退火后的冷却为使用水的水喷雾冷却、浸渍冷却、汽水冷却等的情况下，为了除去通过在高温下与水接触而形成的氧化膜及提高钢板的化学转化处理性，优选在表皮光轧前进行酸洗及接下来进行微量的Ni、Fe、Co、Sn、Cu中的1种或2种以上的镀覆。这里所谓微量是指在钢板表面为3～30mg/m2左右的镀覆量。
通过表皮光轧，可以整理钢板的形状。表皮光轧的延伸率优选为0.10％以上。更优选为0.15％以上。另一方面，如果表皮光轧的延伸率高，则残余奥氏体的体积率减少，延展性劣化。因此，延伸率优选设定为1.00％以下。延伸率更优选为0.75％以下，进一步优选为0.50％以下。
实施例
参照实施例对本发明更具体地进行说明。
将具有表1中所示的化学组成的板坯进行铸造。将铸造后的板坯加热至1100℃以上，热轧至2.8mm，卷取后冷却至室温。热轧条件、冷却条件、卷取温度如表2-1～表2-2中记载的那样。
之后，通过酸洗而除去氧化皮，冷轧至1.4mm后，以表2-1～表2-2中所示的均热温度进行120秒退火。退火加热时的550～750℃的加热速度设定为表2-1～表2-2那样。
退火后，按照从700℃至600℃的温度区域及从450℃至350℃的温度区域的平均冷却速度成为20℃/s以上的方式，冷却至50℃以上且250℃以下的冷却停止温度后，实施以表2-1～表2-2中所示的回火温度进行1秒～500秒回火的热处理。
关于一部分例子，在退火冷却中进行了热浸镀锌及合金化。表5-1～5-2中所示的“CR”为未进行镀锌的冷轧钢板，“GI”为热浸镀锌钢板，“GA”为合金化热浸镀锌钢板。关于合金化热浸镀锌钢板，以超过450℃且低于600℃的温度实施35～65g/m2左右的热浸镀锌后，进一步以超过450℃且低于600℃的温度被合金化。
[表1]
Figure BDA0003579283720000241
[表2-1]
Figure BDA0003579283720000251
[表2-2]
Figure BDA0003579283720000261
从所得到的退火钢板，如上述那样采集SEM观察用试验片，对与轧制方向平行的纵截面进行研磨后，对板厚的1/4的位置(t/4)处的金属组织进行观察，通过图像处理，测定了各组织的体积率。此外，采集X射线衍射用试验片，以如上述那样从表层化学研磨至1/4厚为止的面通过X射线衍射来测定了残余奥氏体的体积率。
此外，按照上述的要领通过EBSD测定来分别测定了距离表面为板厚的1/4的位置、及表层部的织构(随机比强度的最大值、具有与随机比强度成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域的平均直径及面密度)。
将结果示于表3-1～表3-2及表4-1～表4-2中。
此外，按照以下所示的要领，评价了抗拉强度(TS)、及均匀延伸率(uEl)、扩孔率(λ)、极限弯曲半径(R/t)、耐氢脆特性。
抗拉强度(TS)及均匀延伸率(uEl)通过从退火钢板相对于轧制方向沿垂直方向采集JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241：2011进行拉伸试验来求出。
将结果示于表5-1～表5-2中。
关于扩孔率(λ)，通过JIS Z 2256：2010记载的方法来评价。
将结果示于表5-1～表5-2中。
关于作为弯曲性的指标的极限弯曲半径(R/t)，通过使用90°V弯曲模具，以0.5mm间距来改变半径R，求出不引起开裂的最少弯曲R并除以板厚(1.4mm)来求出。
将结果示于表5-1～表5-2中。
作为耐氢脆特性评价，进行了下记的试验。
即，将对端面进行了机械磨削的试验片通过压弯法弯曲成U字，制作半径5R的U弯曲试验片，按照非弯曲部变得平行的方式用螺栓紧固而使其弹性变形后，浸渍于pH为1的盐酸中，进行了使氢侵入钢板中的延迟断裂促进试验。将即使浸渍时间达到100小时也不产生开裂的钢板评价为具有良好(OK)的耐延迟断裂特性的钢板，将产生了开裂的钢板评价为不良(NG)。为了除去镀覆的影响，对于镀覆材在试验前利用含有缓蚀剂的盐酸除去镀层后，评价了耐氢脆特性。
将结果示于表5-1～表5-2中。
[表3-1]
Figure BDA0003579283720000281
[表3-2]
Figure BDA0003579283720000291
[表4-1]
Figure BDA0003579283720000301
[表4-2]
Figure BDA0003579283720000311
[表5-1]
Figure BDA0003579283720000321
[表5-2]
Figure BDA0003579283720000331
本发明钢均达到TS为1310MPa以上，uE1为5.0％以上，TS×λ为35000MPa·％以上，为高强度并且成形性优异。
此外，本发明钢中，表层的织构被优选地控制的情况下，TS为1310MPa以上，uEl为5.0％以上，TS×λ为35000MPa·％以上，进而，极限弯曲半径(R/t)为5.0以下，耐氢脆特性也良好。
与此相对，就化学组成、制造方法中的任一者为本发明的范围外、金属组织、织构成为本发明范围外的试验编号(比较例)而言，抗拉强度、均匀延伸率、TS×λ中的某一者未达成目标。
产业上的可利用性
根据本发明，可得到抗拉强度(TS)为1310MPa以上、均匀延伸率为5.0％以上、TS×λ为35000MPa·％以上、成形性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。这样的钢板由于具有可适用于压制成形等加工的充分的成形性，因此本发明大大有助于通过汽车的车体轻量化而能够有助于解决地球环境问题等产业的发展。

Claims (11)

1.一种冷轧钢板，其化学组成以质量％计含有：
C：超过0.140％且低于0.400％、
Si：超过0.35％且低于1.50％、
Mn：超过1.30％且低于3.50％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.100％以下、
N：0.0100％以下、
Ti：0％以上且低于0.050％、
Nb：0％以上且低于0.050％、
V：0％以上且0.50％以下、
Cu：0％以上且1.00％以下、
Ni：0％以上且1.00％以下、
Cr：0％以上且1.00％以下、
Mo：0％以上且0.50％以下、
B：0％以上且0.0100％以下、
Ca：0％以上且0.0100％以下、
Mg：0％以上且0.0100％以下、
REM：0％以上且0.0500％以下、及
Bi：0％以上且0.050％以下，
剩余部分包含Fe及杂质；
距离表面为板厚的1/4的位置处的组织以体积率计包含：
80.0％以上的回火马氏体、
超过2.5％且低于10.0％的残余奥氏体、
合计为0％以上且15.0％以下的铁素体及贝氏体、
0％以上且3.0％以下的马氏体、及
剩余部分组织；
在所述组织中，
随机比强度Iq的最大为4.0以下，
具有与所述随机比强度Iq成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域Rq的平均直径为10.0μm以下，
所述区域Rq的面密度为1000个/mm2以上；
所述冷轧钢板的抗拉强度为1310MPa以上，均匀延伸率为5.0％以上，TS×λ为35000MPa·％以上。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，在从所述表面起沿板厚方向至100μm为止的范围的组织中，
随机比强度Is的最大为4.0以下，
具有与所述随机比强度Is成为最大的晶体取向相差10°以内的取向的区域Rs的平均直径为10.0μm以下，
所述区域Rs的面密度为1000个/mm2以上，
90°V弯曲下的极限弯曲R与板厚t之比即R/t为5.0以下。
3.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，所述抗拉强度为1400MPa以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自Ti：0.001％以上且低于0.050％、Nb：0.001％以上且低于0.050％、V：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0100％以下、Mg：0.0001％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％％以上且0.0500％以下、及Bi：0.0005％％以上且0.050％以下中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的冷轧钢板，其中，在所述表面具备热浸镀锌层。
6.根据权利要求5所述的冷轧钢板，其中，所述热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。
7.一种冷轧钢板的制造方法，其具备下述工序：
将具有下述化学组成的铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1100℃以上，以最终段中的轧制温度FT成为920℃以上、压下率成为15％以下的条件进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序，其中，所述化学组成以质量％计含有：C：超过0.140％且低于0.400％、Si：超过0.35％且低于1.50％、Mn：超过1.30％且低于3.50％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.100％以下、N：0.0100％以下、Ti：0％以上且低于0.050％、Nb：0％以上且低于0.050％、V：0％以上且0.50％以下、Cr：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、Mo：0％以上且0.50％以下、B：0％以上且0.0100％以下、Ca：0％以上且0.0100％以下、Mg：0％以上且0.0100％以下、REM：0％以上且0.0500％以下、及Bi：0％以上且0.050％以下，剩余部分包含Fe及杂质；
将所述热轧钢板按照在从750℃至650℃的温度区域中以10秒以内通过的方式进行冷却的冷却工序；
将所述冷却工序后的所述热轧钢板在650℃以下卷取的卷取工序；
将所述卷取工序后的所述热轧钢板进行酸洗，以60％以下的累积压下率进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；
将所述冷轧钢板以1.0℃/s以上且50.0℃/s以下的平均加热速度从550℃加热至750℃，并在820℃以上进行均热的退火工序；
将所述退火工序后的所述冷轧钢板按照从700℃至600℃的温度区域及从450℃至350℃的温度区域的平均冷却速度成为5℃/s以上的方式冷却至50℃以上且250℃以下的温度的退火冷却工序；和
将所述退火冷却工序后的所述冷轧钢板在200℃以上且低于350℃的温度区域中进行1秒以上回火的回火工序。
8.根据权利要求7所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述热轧工序中，以所述最终段中的所述轧制温度FT成为920℃以上且960℃以下、压下率成为10％以上且15％以下、并且摩擦系数μ成为0.15以上的条件进行所述热轧，
在所述退火工序中，将所述冷轧钢板以3.0℃/s以上且50.0℃/s以下的平均加热速度从550℃加热至750℃，并在820℃以上进行均热。
9.根据权利要求7或8所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述退火冷却工序中，将所述退火工序后的所述冷轧钢板按照从700℃至600℃的温度区域及从450℃至350℃的温度区域的平均冷却速度成为5℃/s以上的方式冷却至50℃以上且低于220℃的温度。
10.根据权利要求7～9中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述化学组成以质量％计含有选自Ti：0.001％以上且低于0.050％、Nb：0.001％以上且低于0.050％、V：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下及B：0.0001％以上且0.0100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0100％以下、Mg：0.0001％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％％以上且0.0500％以下及Bi：0.0005％％以上且0.050％以下中的1种或2种以上。
11.根据权利要求7～10中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述退火冷却工序中，进一步以超过450℃且低于600℃的温度区域实施热浸镀锌，并任选地进行合金化处理。
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