本發(fā)明涉及高強度冷軋鋼板及其制造方法，特別是涉及適合作為汽車等的結構部件的零件的高強度冷軋鋼板。

背景技術：

近年來，由于環(huán)境問題嚴重，co2排放限制越來越嚴格，在汽車領域，面對提高油耗效率，車體的輕型化成為了課題。為此，通過將高強度鋼板用于汽車部件而進行薄壁化，逐漸應用拉伸強度(ts)為1150mpa以上的鋼板。另外，對汽車的結構用零件、增強用零件中使用的高強度鋼板還要求成型性優(yōu)異。特別是對于具有復雜形狀的部件的成型，要求伸長率的特性優(yōu)異。另外，拉伸強度(ts)為1150mpa以上的鋼板有可能會因從使用環(huán)境浸入的氫而發(fā)生延遲斷裂(氫脆化)。因此，高強度的冷軋鋼板需要沖壓成型性(以下，也簡稱為成型性。)和耐延遲斷裂特性優(yōu)異。

以往，作為兼具成型性和高強度的高強度冷軋鋼板，已知有具有鐵素體和馬氏體的復合組織的雙相鋼(dp鋼)。例如，在專利文獻1中，提出了一種冷軋鋼板，其將優(yōu)化了鋼成分的ti、nb、mn、ni的添加量而控制了a1和a3相變溫度的冷軋鋼板在a3相變點以上的溫度下進行再結晶退火而得到以平均晶體粒徑為3.5μm以下的微細鐵素體為主體的微細組織，其表示強度和延展性的平衡的拉伸強度(ts)與伸長率(el)之積(ts×el)為17000mpa·％以上。另外，在專利文獻2中，提出了添加質量％為0.08％以上的ti，鋼組織由鐵素體和馬氏體構成，拉伸強度(ts)為590mpa以上的局部延展性優(yōu)異的zn－al－mg系鍍覆鋼板及其制造方法。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1:日本特許第4911122號

專利文獻2:日本特開2010－235989號公報

技術實現要素：

然而，在專利文獻1記載的技術中，馬氏體的面積率為35％以下的鋼中雖得到效果，但是對于為了進一步提高拉伸強度(ts)而使馬氏體面積率超過35％的鋼而言，在γ單相區(qū)退火時連接的粗大馬氏體即便在退火后也殘留，因此得不到充分的微細化效果，得不到高的延展性(伸長率)。此外，在專利文獻2記載的技術中，雖然也存在拉伸強度(ts)為1150mpa以上的例子，但達不到能夠進行復雜形狀的沖壓成型程度的伸長率。另外，兩篇文獻均沒有關于耐延遲斷裂特性的觀點，隨著高強度化，例如在用作汽車用的鋼板時，有可能會因從自然環(huán)境中侵入的氫而發(fā)生延遲斷裂，而專利文獻1、2記載的技術未充分滿足作為汽車用鋼板所需的要求。

如此地，現有的拉伸強度(ts)為1150mpa以上的高強度鋼板中難以既確保成型性優(yōu)異這樣的伸長率又使耐延遲斷裂特性優(yōu)異，實際情況是還未開發(fā)出充分滿足這些特性(拉伸強度、伸長率、耐延遲斷裂特性)的鋼板。

因此，本發(fā)明的目的在于消除上述現有技術的問題點，提供伸長率、耐延遲斷裂特性優(yōu)異的高強度冷軋鋼板及其制造方法。

本發(fā)明人等經過深入研究，結果發(fā)現為了提高伸長率和耐延遲斷裂特性，通過含有特定量的ti和/或nb，并以特定的比率控制鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體的鋼板組織的體積分率，且使各鋼板組織的晶粒微細化，從而能夠使伸長率和耐延遲斷裂特性優(yōu)異。本發(fā)明基于上述的觀點。

為了確保伸長率，重要的是增加軟質鐵素體的體積分率。另一方面，為了確保1150mpa以上的拉伸強度(ts)，需要硬質馬氏體的存在。但是，如果馬氏體的體積分率增加，則馬氏體彼此連接，其結果，鐵素體獨立(被包圍)，從而鐵素體無法充分幫助延展性。為了消除該問題，重要的是不讓馬氏體彼此連接，使馬氏體獨立。另外，氫浸入鋼板內時，如果位錯密度高的馬氏體的體積分率高，則在該馬氏體內或鐵素體與馬氏體的界面，龜裂進展速度加快，耐延遲斷裂特性降低。

因此，本發(fā)明人等經過深入研究，結果發(fā)現為了確保1150mpa以上的拉伸強度(ts)，通過含有特定量的c，能充分提高馬氏體的硬度，并且通過添加ti和/或nb，能使鐵素體和馬氏體的晶粒微細化，控制回火馬氏體的體積分率，防止馬氏體彼此連接而確保伸長率，加之，通過使ti和/或nb的微細碳化物作為氫的捕獲位置發(fā)揮功能，則能有助于提高耐延遲斷裂特性。ti和/或nb的微細碳化物不僅影響氫的捕獲位置，還提高鐵素體的硬度，因此也有助于提高拉伸強度(ts)。而且發(fā)現通過使直至退火溫度為止的升溫速度成為最佳的條件而進行加熱，從而使晶粒微細化，由該效果，伸長率、耐延遲斷裂特性得到提高。并且發(fā)現如果未再結晶鐵素體為特定的體積分率以下，則不影響伸長率、耐延遲斷裂特性的劣化的情況下能使強度上升。

本發(fā)明是基于上述的觀點而進行的，其主旨如下。

[1]一種高強度冷軋鋼板，具有如下成分組成：以質量％計含有c：0.16～0.30％、si：1.2～2.2％、mn：1.5～2.5％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、al：0.10％以下、n：0.007％以下，進一步含有ti和nb中的至少一個，ti+nb為0.04～0.15％，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成，

并且，具有如下復合組織：含有以體積分率計為45～65％的平均晶體粒徑為3μm以下的鐵素體、以體積分率計為35～55％的平均晶體粒徑為2μm以下的回火馬氏體和以體積分率計為5％以下(包括0％)的平均晶體粒徑為5μm以下的未再結晶鐵素體。

[2]根據上述[1]所述的高強度冷軋鋼板，其中，作為上述成分組成，以質量％計進一步含有b：0.010％以下。

[3]根據上述[1]或[2]所述的高強度冷軋鋼板，其中，作為上述成分組成，以質量％計進一步含有選自v：0.50％以下、cr：0.50％以下、mo：0.50％以下、cu：0.50％以下、ni：0.50％以下、ca：0.0050％以下、rem：0.0050％以下中的一種以上。

[4]一種高強度冷軋鋼板的制造方法，是上述[1]～[3]中任一項所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，

將鋼坯在精軋的結束溫度：850～950℃下進行熱軋而制成熱軋鋼板，

在上述熱軋結束后1秒以內對上述熱軋鋼板開始冷卻，

作為1次冷卻，以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至600～700℃的1次冷卻停止溫度，

作為2次冷卻，以5℃/s以上的第2平均冷卻速度冷卻至620℃以下的2次冷卻停止溫度，其后，

卷取上述熱軋鋼板，

接下來進行冷軋而制成冷軋鋼板，

在對上述冷軋鋼板實施連續(xù)退火時，

在加熱至250～350℃后，

以5～25℃/s的第1平均加熱速度加熱至660℃，

其后以10℃/s以下的第2平均加熱速度加熱至680～750℃，

在作為第1均熱溫度的680～750℃的溫度下保持180秒以上后，

作為3次冷卻，以1℃/s以上的第3平均冷卻速度冷卻至650～720℃的3次冷卻停止溫度，其后，

作為4次冷卻，以100～1000℃/s的第4平均冷卻速度冷卻至100℃以下的4次冷卻停止溫度，

接下來在作為第2均熱溫度的100～250℃的溫度下保持120～1800秒。

本發(fā)明中，高強度冷軋鋼板是指拉伸強度(ts)為1150mpa以上的冷軋鋼板。

另外，本發(fā)明中，延遲斷裂是指在將鋼板成型加工為零件后，由浸入零件的氫引起的延遲斷裂。

另外，本發(fā)明中，第1～第4平均冷卻速度分別是指由1～4次冷卻中的冷卻開始溫度減去冷卻結束溫度而得的溫度除以冷卻時間而得的值。另外，第1、第2平均加熱速度分別是指由加熱結束溫度減去加熱開始溫度而得的溫度除以加熱時間而得的值。

根據本發(fā)明，能夠得到具有1150mpa以上的拉伸強度(ts)且具有高伸長率和伴隨高伸長率的優(yōu)異的成型性的高強度冷軋鋼板。另外，該高強度冷軋鋼板具有優(yōu)異的耐延遲斷裂特性。根據本發(fā)明，例如，能夠穩(wěn)定地得到伸長率為15.0％以上、在25℃的ph＝1的鹽酸浸漬環(huán)境下負載應力的狀態(tài)下100小時不發(fā)生斷裂的伸長率、耐延遲斷裂特性優(yōu)異的高強度冷軋鋼板。

具體實施方式

以下，對本發(fā)明進行具體說明。本發(fā)明的高強度冷軋鋼板具有如下成分組成：以質量％計含有c：0.16～0.30％、si：1.2～2.2％、mn：1.5～2.5％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、al：0.10％以下、n：0.007％以下，進一步含有ti和nb中的至少一個，ti+nb為0.04～0.15％，剩余部分由fe和不可避免的雜質；并且具有如下復合組織：含有以體積分率計為45～65％的平均晶體粒徑為3μm以下的鐵素體、以體積分率計為35～55％的平均晶體粒徑為2μm以下的回火馬氏體和以體積分率計為5％以下(包括0％)的平均晶體粒徑為5μm以下的未再結晶鐵素體。

首先，對本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的成分組成的限定理由進行說明。以下，成分的“％”表示質量％。

c：0.16～0.30％

c是對鋼板的高強度化有效的元素，還有助于本發(fā)明中的第2相的回火馬氏體的生成，并且提高回火馬氏體的硬度。c含量低于0.16％時，難以使回火馬氏體的體積分率為35％以上，因此難以使拉伸強度(ts)為1150mpa以上。因此，使c含量為0.16％以上。c含量優(yōu)選為0.20％以上。另一方面，如果含有超過0.30％的c，則回火馬氏體的體積分率和硬度變高，得不到充分的伸長率和耐延遲斷裂特性。因此，使c含量為0.30％以下。c含量優(yōu)選為0.26％以下。

應予說明，本發(fā)明中，上述的第2相是指除鐵素體以外的相，包括回火馬氏體。另外，該第2相可以包括貝氏體、殘余奧氏體、珠光體。

si：1.2～2.2％

si使鐵素體固溶強化。如果si含量低于1.2％，則無法確保鐵素體的體積分率為45～65％，并且使拉伸強度(ts)為1150mpa。因此，使si含量為1.2％以上。si含量優(yōu)選為1.3％以上。另一方面，如果含有超過2.2％的si，則熱軋時在鐵素體與奧氏體的混在區(qū)域軋制，因此晶體粒徑粗大化，得不到充分的伸長率。因此，使si含量為2.2％以下。si含量優(yōu)選為2.0％以下。

mn：1.5～2.5％

mn是固溶強化的同時使第2相容易生成而有助于高強度化的元素。另外，mn是使奧氏體穩(wěn)定化的元素。如果mn含量低于1.5％，則無法在退火時使奧氏體的體積分率成為所希望的值并將回火馬氏體的體積分率控制在35％以上。因此，使mn含量為1.5％以上。另一方面，如果含有超過2.5％的mn，則回火馬氏體的體積分率超過55％，伸長率降低，而且氫浸入鋼板內時，粒界的滑動限制增加，在晶粒間界的龜裂容易發(fā)展，由此耐延遲斷裂特性降低。因此，使mn含量為2.5％以下。mn含量優(yōu)選為2.3％以下。

p：0.05％以下

p通過固溶強化而有助于高強度化，如果含有超過0.05％的p，則p向粒界的偏析變顯著而使粒界脆化，耐延遲斷裂特性降低。因此，使p含量為0.05％以下。p含量優(yōu)選為0.04％以下。

s：0.005％以下

如果含有超過0.005％的s，則mns等硫化物大量生成，成為延遲斷裂的龜裂起點，耐延遲斷裂特性降低。因此，使s含量為0.005％以下。s含量優(yōu)選為0.004％以下。另一方面，下限沒有特別限制，s含量低于0.0002％的極低s化會導致制鋼成本上升。因此，s含量優(yōu)選為0.0002％以上。

al：0.10％以下

al是脫氧所需的元素，即便含有超過0.10％的al，該脫氧效果也飽和。因此，使al含量為0.10％以下。al含量優(yōu)選為0.08％以下。另一方面，為了得到該脫氧效果，al含量優(yōu)選為0.01％以上。

n：0.007％以下

n形成粗大的氮化物，成為延遲斷裂的龜裂附近的起點，使耐延遲斷裂特性劣化，因此需要抑制n含量。n含量超過0.007％時，得不到所希望的耐延遲斷裂特性。因此，使n含量為0.007％以下。n含量優(yōu)選為0.005％以下。

含有ti、nb中的至少一個，ti+nb為0.04～0.15％

ti是通過形成微細的碳氮化合物而能夠有助于強度上升的元素。另外，ti各自在退火加熱中以tic的形式析出，使鋼板的再結晶溫度上升，在退火中從未再結晶的加工鐵素體生成奧氏體，由此使鋼組織明顯微細化。但是，ti含量低于0.04％時不僅該效果小，而且導致組織的不均勻化，使拉伸強度與伸長率之積、即拉伸強度(ts)和伸長率(el)的平衡劣化。此外由于作為氫的捕獲位置的功能也不充分，所以耐延遲斷裂特性劣化。因此，含有ti和nb中的至少任一方且含有ti時，使ti含量為0.04％以上。另一方面，如果ti含量超過0.15％，則不僅微細化的效果飽和，而且對微細化、強度上升均無益的粗大碳化物在板坯加熱后仍殘留，因此拉伸強度與伸長率之積、即拉伸強度(ts)和伸長率(el)的平衡劣化。因此，含有ti和nb中的至少任一方且含有ti時，使ti含量為0.15％以下。

另外，nb也是通過形成微細的碳氮化合物而能夠有助于強度上升的元素。并且，nb各自在退火加熱中以nbc的形式析出，使鋼板的再結晶溫度上升，在退火中從未再結晶的加工鐵素體生成奧氏體，由此使鋼組織顯著微細化。但是，nb含量低于0.04％時，不僅該效果小，而且導致組織的不均勻化，使拉伸強度與伸長率之積、即拉伸強度(ts)和伸長率(el)的平衡劣化。此外由于作為氫的捕獲位置的功能也不充分，所以耐延遲斷裂特性劣化。因此，含有ti和nb中的至少任一方且含有nb時，使nb含量為0.04％以上。另一方面，如果nb含量超過0.15％，則不僅微細化的效果飽和，而且對微細化、強度上升均無益的粗大碳化物在板坯加熱后仍殘留，因此使拉伸強度與伸長率之積、即拉伸強度(ts)和伸長率(el)的平衡劣化。因此，含有ti和nb中的至少任一方且含有nb時，使nb含量為0.15％以下。

上述以外的剩余部分為fe和不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，例如，可舉出sb、sn、zn、co等，作為這些的含量的允許范圍，sb：0.01％以下、sn：0.10％以下、zn：0.01％以下、co：0.10％以下。另外，本發(fā)明中，即便以通常的鋼組成的范圍內含有ta、mg、zr，也不損害其效果。

另外，本發(fā)明中，在上述的成分的基礎上也可以含有1種或者2種以上的以下成分。

b：0.010％以下

b提高淬透性，使第2相容易生成而有助于高強度化，因此可根據需要含有。為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.0003％以上的b。另一方面，即便含有超過0.010％的b，其效果也飽和，因此含有b時，b含量優(yōu)選為0.010％以下。b含量更優(yōu)選為0.005％以下。

v：0.50％以下

v通過形成微細的碳氮化合物而有助于強度上升，因此可根據需要含有。為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.01％以上的v。另一方面，即便含有大量的v，超過0.50％的部分的強度上升效果也小，而且還會導致合金成本的增加，含有v時，v含量優(yōu)選為0.50％以下。

cr：0.50％以下

cr是使第2相容易生成而有助于高強度化的元素，因此可根據需要含有。為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.10％以上的cr。另一方面，如果含有超過0.50％的cr，則回火馬氏體過度生成，因此含有cr時，cr含量優(yōu)選為0.50％以下。

mo：0.50％以下

mo是使第2相容易生成而有助于高強度化、并且生成部分碳化物而有助于高強度化的元素，因此可根據需要含有。為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.05％以上的mo。另一方面，即便含有0.50％的mo，其效果也飽和。因此，含有mo時，mo含量優(yōu)選為0.50％以下。

cu：0.50％以下

cu是通過固溶強化而有助于高強度化、并且通過使第2相容易生成而有助于高強度化的元素，因此可根據需要含有。為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.05％以上的cu。另一方面，即便含有超過0.50％的cu，其效果也飽和，另外容易產生由cu引起的表面缺陷。因此，含有cu時，cu含量優(yōu)選為0.50％以下。

ni：0.50％以下

ni與cu同樣，也是通過固溶強化而有助于高強度化，并且通過使第2相容易生成而有助于高強度化的元素，因此可根據需要含有。為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.05％以上的ni。另外，如果與cu同時含有ni，則具有抑制由cu引起的表面缺陷的效果，在添加cu時有效。另一方面，即便含有超過0.50％的ni，其效果也飽和，因此含有ni時，ni含量優(yōu)選為0.50％以下。

ca：0.0050％以下

ca使硫化物的形狀球狀化，有助于改善硫化物對伸長率的不良影響，因此可根據需要含有。為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.0005％以上的ca。另一方面，如果含有超過0.0050％的ca，則其硫化物使彎曲性劣化。因此，含有ca時，ca含量優(yōu)選為0.0050％以下。

rem：0.0050％以下

rem也與ca同樣地使硫化物的形狀球狀化，有助于改善硫化物對伸長率的不良影響，因此可根據需要含有。為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選含有0.0005％以上的rem。另一方面，即便含有超過0.0050％的rem，其效果也飽和。因此，含有rem時，rem含量優(yōu)選為0.0050％以下。

接下來，對本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的組織進行詳細說明。本發(fā)明的高強度冷軋鋼板具有鐵素體、回火馬氏體。另外，本發(fā)明的高強度冷軋鋼板可以具有未再結晶鐵素體。鐵素體的平均晶體粒徑為3μm以下，體積分率在45～65％的范圍。另外，回火馬氏體的平均晶體粒徑為2μm以下，體積分率在35～55％的范圍。此外，未再結晶鐵素體的平均晶體粒徑為5μm以下，體積分率為5％以下(包括0％)。這里提及的體積分率是相對于鋼板整體的體積分率，以下相同。

如果上述的鐵素體的體積分率低于45％，則難以確保鋼板的伸長率。因此，使鐵素體的體積分率的下限為45％。鐵素體的體積分率優(yōu)選超過50％。另外，如果上述的鐵素體的體積分率超過65％，則即便回火馬氏體變硬也難以確保1150mpa以上的拉伸強度(ts)。因此，鐵素體的體積分率為65％以下。鐵素體的體積分率優(yōu)選為60％以下。另外，鐵素體的平均晶體粒徑超過3μm時，難以實現基于晶粒微細化的拉伸強度(ts)的提高。因此，使鐵素體的平均晶體粒徑為3μm以下。鐵素體的平均晶體粒徑優(yōu)選為2.5μm以下。

上述的回火馬氏體的體積分率低于35％時，即便提高回火馬氏體的硬度也難以確保1150mpa以上的拉伸強度(ts)，因此使其下限為35％。另一方面，如果回火馬氏體的體積分率超過55％，則回火馬氏體彼此容易連接，得不到充分的伸長率。因此，回火馬氏體的體積分率為55％以下?；鼗瘃R氏體的體積分率優(yōu)選為50％以下。另外，回火馬氏體的平均晶體粒徑超過2μm時，即便使回火馬氏體的體積分率為35～55％，回火馬氏體彼此也連接，伸長率降低。因此，使回火馬氏體的平均晶體粒徑為2μm以下?；鼗瘃R氏體的平均晶體粒徑優(yōu)選為1.5μm以下。

另外，受含有ti和/或nb的影響，根據退火溫度和退火時間有時生成未再結晶鐵素體。未再結晶鐵素體由于位錯密度高而有助于拉伸強度(ts)的上升，但與伸長率無關。如果未再結晶鐵素體的平均晶體粒徑為5μm以下，則能夠防止周圍的回火馬氏體的連接。因此，使未再結晶鐵素體的平均晶體粒徑為5μm以下。另外，如果未再結晶鐵素體的體積分率超過5％，則難以確保伸長率。因此，使未再結晶鐵素體的體積分率為5％以下(包括0％)。未再結晶鐵素體的體積分率優(yōu)選為3％以下，更優(yōu)選為1％以下。

另外，本發(fā)明的高強度冷軋鋼板中，除鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體以外，有時生成殘余奧氏體或珠光體，但只要滿足上述的鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體的體積分率、平均晶體粒徑，就能夠實現本發(fā)明的目的。但是，優(yōu)選殘余奧氏體和珠光體的體積分率合計為3％以下。另外，本發(fā)明的高強度冷軋鋼板可以具有貝氏體。具有貝氏體時，優(yōu)選殘余奧氏體、珠光體和貝氏體的體積分率合計為3％以下。

應予說明，上述的鋼板的復合組織例如可以使用sem(掃描式電子顯微鏡)觀察。具體而言，首先，對與鋼板的軋制方向平行的板厚截面進行研磨后，用硝酸酒精溶液(含有硝酸的乙醇溶液)腐蝕。接下來，用掃描式電子顯微鏡拍攝倍率2000倍的組織照片，在得到的組織照片數據中通過圖像解析抽取所希望的區(qū)域，使用圖像解析軟件(mediacybernetics公司制，image－prover.7)，判定出鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體、珠光體、殘余奧氏體或者貝氏體。

對于鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體，上述的所希望的體積分率可以利用點計數法(基于astme562－83(1988))測定面積率，將其面積率作為體積分率。另外，對于鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體，可以從鋼板組織照片計算當量圓直徑，將它們的值進行平均而求出上述的所希望的平均晶體粒徑。

對于鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體，上述的所希望的體積分率、平均晶體粒徑可以通過含有ti和nb中的至少一個和/或控制熱軋后的鋼板組織而調整。

接下來，對本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法進行說明。

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法中，將具有上述成分組成(化學成分)的鋼坯在精軋的結束溫度：850～950℃下進行熱軋而制成熱軋鋼板，在熱軋結束后1秒以內對熱軋鋼板開始冷卻，作為1次冷卻，以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至600～700℃的1次冷卻停止溫度，作為2次冷卻，以5℃/s以上的第2平均冷卻速度冷卻至620℃以下的2次冷卻停止溫度，其后卷取熱軋鋼板，接下來進行冷軋而制成冷軋鋼板，在對冷軋鋼板實施連續(xù)退火時，在加熱至250～350℃后，以5～25℃/s的第1平均加熱速度的范圍加熱至660℃，其后以10℃/s以下的第2平均加熱速度加熱至680～750℃的溫度區(qū)域，在作為第1均熱溫度的680～750℃的溫度下保持180秒以上后，作為3次冷卻，以1℃/s以上的第3平均冷卻速度冷卻至650～720℃的3次冷卻停止溫度，其后，作為4次冷卻，以100～1000℃/s的第4平均冷卻速度冷卻至100℃以下的4次冷卻停止溫度，接下來在作為第2均熱溫度的100～250℃的溫度下保持120～1800秒。

[熱軋工序]

在熱軋工序中，可以對具有上述成分組成(化學成分)的鑄造后的鋼坯不進行再加熱而直接在1150～1300℃開始熱軋，或者再加熱至1150～1300℃后，開始熱軋。為了防止成分的宏觀偏析，優(yōu)選用連續(xù)鑄造法制造所使用的鋼坯，但也可以利用鑄錠法、薄板坯鑄造法來制造。本發(fā)明中，除了使用在制造鋼坯之后暫時冷卻至室溫，其后再次加熱的現有方法以外，還可以使用不進行冷卻而直接將溫片裝入加熱爐、或者進行保熱后立即軋制、或者鑄造后直接軋制的直送軋制·直接軋制等節(jié)能工序，這些均無問題。

(熱軋開始溫度：1150～1300℃)

熱軋中，可以首先對鋼坯進行粗軋。如果熱軋開始溫度低于1150℃則有時軋制負載增大，生產率降低。另一方面，熱軋開始溫度高于1300℃時，有時加熱成本增大。因此，熱軋開始溫度優(yōu)選為1150～1300℃。

(精軋的結束溫度：850～950℃)

熱軋中，在對鋼坯進行粗軋后，可以進行精軋而得到熱軋鋼板。熱軋通過鋼板內的組織均勻化、減少材質的各向異性而提高退火后的伸長率。如果精軋的結束溫度低于850℃，則無法在奧氏體單相區(qū)結束熱軋。另一方面，精軋的結束溫度超過950℃時，熱軋組織變得粗大，退火后得不到充分的特性。因此，使精軋的結束溫度為850～950℃。

(1次冷卻)

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法中，對熱軋鋼板在上述的精軋的結束后1秒以內開始冷卻，首先，作為1次冷卻，以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至600～700℃。

精軋結束后，為了得到退火工序中的晶粒的微細化的效果，需要使tic和/或nbc微細地析出。因此，對熱軋鋼板在精軋的結束后1秒以內開始冷卻，作為1次冷卻，以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至600～700℃的1次冷卻停止溫度。第1平均冷卻速度低于80℃/s時，在1次冷卻中開始鐵素體相變，因此熱軋鋼板的鋼板組織變得不均質，退火后得不到所希望的伸長率。另外，1次冷卻停止溫度低于600℃時，貝氏體等低溫生成相不均勻地生成，因此退火后得不到充分的伸長率。另一方面，1次冷卻停止溫度超過700℃時，珠光體過度生成，熱軋鋼板的鋼板組織變得不均質，晶粒粗大化，退火后的伸長率降低。因此，在精軋后的1次冷卻中，以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至600～700℃的1次冷卻停止溫度。1次冷卻停止溫度優(yōu)選為650℃以上。

(2次冷卻)

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法中，在上述的1次冷卻之后，將熱軋鋼板以5℃/s以上的第2平均冷卻速度冷卻至620℃以下的2次冷卻停止溫度作為2次冷卻。在該2次冷卻中，低于第2平均冷卻速度：5℃/s和/或超過2次冷卻停止溫度：620℃的冷卻使鋼板內析出的tic和/或nbc粗大化，不利于退火時的晶粒的微細化，因此鋼板的伸長率降低。因此，在2次冷卻中，以5℃/s以上的第2平均冷卻速度冷卻至620℃以下的2次冷卻停止溫度。

(卷取)

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法中，在上述的2次冷卻之后，進行熱軋鋼板的卷取。卷取溫度超過620℃時，有時鋼板內析出的tic和/或nbc粗大化，對退火時的晶粒微細化沒作用。因此，卷取溫度的上限優(yōu)選為620℃。卷取溫度更優(yōu)選為600℃以下。卷取溫度的下限也沒有特別限定，如果卷取溫度低于400℃，則硬質的馬氏體過度生成，冷軋負載增大，因此優(yōu)選為400℃以上。

[酸洗工序]

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法中，在上述的熱軋工序后，可以對熱軋鋼板實施酸洗。優(yōu)選通過酸洗除去熱軋鋼板表層的氧化皮。酸洗方法沒有特別限定，可以根據常規(guī)方法實施。

[冷軋工序]

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法中，在上述的酸洗后，進行軋制成規(guī)定板厚的冷軋板的冷軋，得到冷軋鋼板。冷軋方法沒有特別限定，可以用常規(guī)方法實施。

[退火工序]

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法中，在上述的冷軋后，對冷軋鋼板進行退火。在退火工序中，需要進行再結晶的同時為了高強度化而在鋼板組織形成鐵素體、回火馬氏體。因此，在退火工序中加熱至250～350℃后，以5～25℃/s的第1平均加熱速度的范圍加熱至660℃，其后以10℃/s以下的第2平均加熱速度加熱至680～750℃的溫度區(qū)域，在作為第1均熱溫度的680～750℃的溫度下保持180秒以上后，作為3次冷卻，以1℃/s以上的第3平均冷卻速度冷卻至650～700℃的3次冷卻停止溫度，其后作為4次冷卻，以100～1000℃/s的第4平均冷卻速度冷卻至100℃以下的4次冷卻停止溫度，接下來在作為第2均熱溫度的100～250℃的溫度下保持120～1800秒。

(加熱至250～350℃)

加熱至因退火而開始再結晶的250～350℃的溫度的方法沒有特別限定，可以根據常規(guī)方法實施。應予說明，這里的加熱可以從室溫(0～35℃)開始。

(直至660℃為止的第1平均加熱速度：5～25℃/s)

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法的退火工序中，在上述的加熱后，控制直至660℃為止的第1平均加熱速度。由此，在加熱至兩相區(qū)之前，生成再結晶的鐵素體的核，且再結晶的鐵素體的核的生成比核的粗大化快，能夠使粒生長而使退火后的晶粒微細化。如果使第1平均加熱速度超過25℃/s而進行加熱，則再結晶難以進行，未再結晶鐵素體過度殘留在最終的鋼板組織中，伸長率不足。因此，使第1平均加熱速度的上限為25℃/s。另外，如果使第1平均加熱速度低于5℃/s而進行加熱，則鐵素體粗大化而得不到規(guī)定的平均晶體粒徑。因此，使第1平均加熱速度為5℃/s以上。第1平均加熱速度優(yōu)選為7℃/s以上。

(直至第1均熱溫度(680～750℃)為止的第2平均加熱速度：10℃/s以下)

在660℃為止，生成微細的鐵素體，在變成ac1點以上的溫度即變成兩相區(qū)的溫度下，奧氏體的核開始生成。加熱至660℃后，為了使再結晶化在所希望的范圍結束，使直至第1均熱溫度(680～750℃)為止的第2平均加熱速度為10℃/s以下。第2平均加熱速度超過10℃/s時，奧氏體的核優(yōu)先生成，未再結晶鐵素體過度殘留在最終的鋼板組織中而延展性變不足，因此使第2平均加熱速度的上限為10℃/s。第2平均加熱速度的下限沒有特別限制，但低于0.5℃/s時鐵素體有可能粗大化。因此，第2平均加熱速度優(yōu)選為0.5℃/s以上。

(第1均熱溫度(保持溫度)：680～750℃)

第1均熱溫度是鐵素體和奧氏體這兩相區(qū)的溫度區(qū)域。低于680℃時無法到達兩相區(qū)，得不到1150mpa以上的拉伸強度(ts)。因此，使第1均熱溫度的下限為680℃。如果第1均熱溫度超過750℃，則回火馬氏體的體積分率變高，回火馬氏體相連接。因此，使第1均熱溫度為750℃以下。

(在第1均熱溫度下的保持時間：180秒以上)

在上述的第1均熱溫度：680～750℃下，為了進行再結晶和使一部分奧氏體相變，保持時間需要為180秒以上。在第1均熱溫度下的保持時間低于180秒時，未再結晶鐵素體變多，伸長率降低。在第1均熱溫度下的保持時間的上限沒有特別限定，為了抑制在第1均熱溫度下的保持導致的能量消耗，優(yōu)選為3600秒。

(3次冷卻)

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法中，在上述的第1均熱溫度下的保持后進行的3次冷卻中的3次冷卻停止溫度低于650℃和/或第3平均冷卻速度低于1℃/s時，鐵素體的體積分率增加，珠光體過度生成，因此得不到所希望的體積分率。另一方面，如果3次冷卻停止溫度超過720℃，則鐵素體的體積分率減少，得不到充分的伸長率。因此，作為該3次冷卻，以1℃/s以上的第3平均冷卻速度冷卻至650～720℃的3次冷卻停止溫度。另外，為了使c和mn在奧氏體中充分濃化，上述的第3平均冷卻速度優(yōu)選為100℃/s以下。3次冷卻停止溫度優(yōu)選為720℃以下。

(4次冷卻)

在本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的制造方法中，在上述的3次冷卻后進行的4次冷卻中，如果使第4平均冷卻速度低于100℃/s而進行冷卻，則貝氏體和殘余奧氏體過度生成，因此得不到所希望的體積分率。另一方面，如果第4平均冷卻速度大于1000℃/s，則可能因冷卻而產生鋼板的收縮裂紋。另外，如果4次冷卻停止溫度超過100℃，則不能充分進行馬氏體相變，因此拉伸強度(ts)不足。因此，作為該4次冷卻，以100～1000℃/s的第4平均冷卻速度冷卻至100℃以下的4次冷卻停止溫度。應予說明，作為4次冷卻，優(yōu)選進行水淬。

(回火)

在上述的4次冷卻后，對冷軋鋼板進行回火處理。該回火處理是為了得到高韌性的回火馬氏體，防止延遲裂紋等而進行的?；鼗饻囟鹊陀?00℃時，回火馬氏體的韌性不充分，有延遲裂紋的可能性。另一方面，如果回火溫度超過250℃，則不僅導致用于再加熱的成本增加，有時還導致拉伸強度(ts)降低，無法得到所希望的效果。由此，為了回火馬氏體，使回火溫度(以下，也記為第2均熱溫度。)為100～250℃。

另外，如果在第2均熱溫度下的保持時間(以下，也記為回火時間。)少于120秒，則保持溫度下的馬氏體的改質化不能充分發(fā)生，無法期待成型性的提高效果。另一方面，如果在第2均熱溫度下的保持時間超過1800秒，則馬氏體的軟質化過度進行，因此得不到1150mpa以上的拉伸強度(ts)，而且再加熱時間的增加導致制造成本的增加。因此，使在第2均熱溫度下的保持時間為120～1800秒。應予說明，在第2均熱溫度下保持后的冷卻方法和速度沒有限定。

另外，可以在退火后實施調質軋制。伸長率的優(yōu)選范圍為0.1％～2.0％。

應予說明，只要在本發(fā)明的范圍內，在退火工序中，可以實施熱浸鍍鋅而制成熱浸鍍鋅鋼板，另外，在熱浸鍍鋅后可以實施合金化處理而制成合金化熱浸鍍鋅鋼板。此外可以對本冷軋鋼板進行電鍍而制成電鍍鋼板。

實施例

以下，對本發(fā)明的實施例進行說明。但是，本發(fā)明不受下述實施例限制，也可以在可適合本發(fā)明的主旨的范圍內適當加入變更而實施，這些均包含在本發(fā)明的技術范圍內。

將具有表1所示的成分組成且剩余部分由fe和不可避免的雜質構成的鋼用轉爐熔煉，用連續(xù)鑄造法制成鋼坯，冷卻至室溫后，將得到的板坯進行再加熱，使熱軋開始溫度為1250℃，在表2所示的精軋的結束溫度(fdt)下進行熱軋，制成熱軋鋼板后，以表2所示的冷卻開始時間開始冷卻，在表2所示的條件下，作為1次冷卻，以第1平均冷卻速度(冷卻速度1)冷卻至1次冷卻停止溫度(tq1)后(1次冷卻)，以第2平均冷卻速度(冷卻速度2)冷卻至2次冷卻停止溫度(tq2，卷取溫度(ct))(2次冷卻)，在該卷取溫度(ct)下進行卷取。

接下來，將得到的熱軋鋼板進行酸洗后，實施冷軋，制造冷軋鋼板。

其后，從室溫(25℃)加熱至300℃，以表2所示的第1平均加熱速度(c1)加熱至660℃，以表2所示的第2平均加熱溫度(c2)加熱至均熱溫度，以表2所示的第1均熱溫度和第1均熱時間(第1保持時間)退火后，以表2所示的第3平均冷卻速度(冷卻速度3)冷卻至3次冷卻停止溫度(tq3)(3次冷卻)，其后，以表2所示的第4平均冷卻速度(冷卻速度4)冷卻至4次冷卻停止溫度(tq4)(4次冷卻)，其后，加熱至表2所示的回火溫度(第2均熱溫度)，以表2所示的回火時間(第2保持時間)保持，冷卻至室溫。

利用sem(掃描式電子顯微鏡)、tem(透射式電子顯微鏡)、fe－sem(場發(fā)射掃描電子顯微鏡)觀察鋼板組織，決定鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體的鋼組織以及除它們以外的鋼組織的種類。

鋼板的鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體的體積分率如下求出：對與鋼板的軋制方向平行的板厚截面進行研磨后，用3％硝酸酒精溶液腐蝕，使用sem(掃描式電子顯微鏡)以2000倍的倍率觀察，使用mediacybernetics公司的image－pro求出。具體而言，利用點計數法(基于astme562－83(1988))，測定面積率，將該面積率作為體積分率。鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體的平均晶體粒徑如下求出：可以使用上述的image－pro，獲取預先從鋼板組織照片中識別出各個鐵素體、回火馬氏體、未再結晶鐵素體的晶粒的照片，算出各相的面積，算出其當量圓直徑，將這些值進行平均而求出。另外，貝氏體、殘余奧氏體的組織的平均晶體粒徑是使用上述的image－pro，從鋼板組織照片算出當量圓直徑，將這些值進行平均而求出的。

從制造的鋼板從軋制直角方向以成為長邊方向(拉伸方向)的方式采取jis5號拉伸試驗片，通過拉伸試驗(jisz2241(1998))，測定拉伸強度(ts)、伸長率(el)。

作為耐延遲斷裂特性，使用以得到的冷軋鋼板的軋制方向為長邊切斷成30mm×100mm并對端面進行研削加工而成的試驗片，以沖頭前端的曲率半徑10mm對試驗片實施180°彎曲加工。用螺栓對實施了該彎曲加工的試驗片產生的回彈進行緊固以使內側間隔成為20mm，從而對試驗片負載應力后，浸漬在25℃、ph＝1的鹽酸中，測定產生斷裂為止的時間，最長測定100小時。將100小時以內試驗片不產生龜裂的情況記為○，將試驗片產生龜裂的情況記為×。

將測定的鋼板組織、拉伸強度(ts)、伸長率(el)、耐延遲斷裂特性的測定結果示于表3。

根據表3所示的結果，確認了本發(fā)明例均具有如下復合組織：含有以體積分率計為45～65％的平均晶體粒徑為3μm以下的鐵素體、以體積分率計為35～55％的平均晶體粒徑為2μm以下的回火馬氏體，剩余部分是以體積分率計為5％以下的平均晶體粒徑為5μm以下的未再結晶鐵素體，其結果，得到1150mpa以上的拉伸強度(ts)和15.0％以上的伸長率(el)這樣的良好的成型性，在延遲斷裂特性評價試驗中100小時不發(fā)生斷裂，具有優(yōu)異的耐延遲斷裂特性。

另一方面，比較例12、15、17中，鐵素體的平均晶體粒徑超過3.0μm，另外，回火馬氏體的平均晶體粒徑超過2.0μm，伸長率(el)低于15.0％。另外，比較例13、14、16中，回火馬氏體的平均晶體粒徑超過2μm，伸長率(el)低于15.0％。比較例18中，未再結晶鐵素體的體積分率超過5％，伸長率(el)低于15.0％。

比較例19中，回火馬氏體的平均晶體粒徑超過2μm，未再結晶鐵素體的體積分率超過5％，伸長率(el)低于15.0％，耐延遲斷裂特性差。比較例20中，鐵素體的體積分率低于45％，平均晶體粒徑超過3μm，另外，回火馬氏體的體積分率超過55％，平均晶體粒徑超過2μm，伸長率(el)低于15.0％，耐延遲斷裂特性差。

比較例21中，鐵素體的體積分率超過65％，平均晶體粒徑超過3μm，另外，回火馬氏體的體積分率低于35％，拉伸強度(ts)低于1150mpa，伸長率(el)低于15.0％。比較例22中，鐵素體的體積分率超過65％，另外，回火馬氏體的體積分率低于35％，拉伸強度(ts)低于1150mpa。比較例23中，回火馬氏體的平均晶體粒徑超過2μm，拉伸強度(ts)低于1150mpa。

比較例24中，鐵素體的體積分率超過65％，平均晶體粒徑超過3μm，另外，回火馬氏體的體積分率低于35％，拉伸強度(ts)低于1150mpa。比較例25中，回火馬氏體的體積分率超過55％，平均晶體粒徑超過2μm，伸長率(el)低于15.0％，耐延遲斷裂特性差。

比較例26中，鐵素體的體積分率超過65％，平均晶體粒徑超過3μm，拉伸強度(ts)低于1150mpa。比較例27中，鐵素體的體積分率低于45％，另外，回火馬氏體的體積分率超過55％，平均晶體粒徑超過2μm，伸長率(el)低于15.0％，耐延遲斷裂特性差。

比較例28、29中，回火馬氏體的平均晶體粒徑超過2μm，伸長率(el)低于15.0％，耐延遲斷裂特性差。