本發明涉及高強度冷軋鋼板及其制造方法。本發明的拉伸強度(ts)為1180mpa以上的高強度冷軋鋼板特別適合成為汽車等結構部件的材料。
應予說明，在本說明書中，屈服比(yr)是指表示屈服應力(ys)與拉伸強度(ts)之比的值，由yr＝ys/ts表示。
背景技術：
近年來，由于環境問題嚴重，因此co2排出限制嚴格化，在汽車領域，為了減少co2排出量，針對提高油耗效率的車體的輕量化成為課題。為了解決該課題，正在進行適用于汽車部件的高強度鋼板的薄壁化。例如，正在進行已薄壁化的、ts為1180mpa以上的鋼板的應用。
然而，要求在汽車的結構用部件、加強用部件中使用的高強度鋼板的成型性優異。特別是，對于具有復雜形狀的部件的成型不僅要求伸長率、擴孔性之類的個別特性優異，而且要求多種特性都優異。此外，要求在汽車的結構用部件、加強用部件中使用的高強度鋼板具有優異的碰撞吸收能量特性。為了提高碰撞吸收能量特性，提高屈服比是有效的，如果提高屈服比，則即便是低變形量，也能夠高效地吸收碰撞能量。應予說明，屈服比(yr)是表示屈服應力(ys)與拉伸強度(ts)之比的值，由yr＝ys/ts表示。
另外，在1180mpa以上的鋼板中有時因從使用環境侵入的氫而產生延遲斷裂(氫脆化)的問題。因此，要求1180mpa以上的鋼板的沖壓成型性和耐延遲斷裂特性優異。
以往，作為兼具成型性和高強度的高強度薄鋼板，已知有鐵素體·馬氏體組織的雙相鋼(dp鋼)。例如，在專利文獻1中公開了通過控制回火馬氏體的滲碳體粒子的分布狀態而提高伸長率與拉伸凸緣性的平衡的技術。另外，作為成型性和耐延遲斷裂特性優異的鋼板，在專利文獻2中公開了一種控制了回火馬氏體中的析出物的分布狀態的鋼板。
另外，作為兼具高強度和優異的延展性的鋼板，可舉出含有殘留奧氏體的trip鋼板。該trip鋼板如果以馬氏體相變開始溫度以上的溫度進行加工變形，則因應力而殘留奧氏體誘導相變成馬氏體，得到較大的伸長率。
但是，在該trip鋼板中由于在沖裁加工時殘留奧氏體相變成馬氏體，因此在與鐵素體的界面產生裂紋，存在擴孔性差的缺點。
因此，在專利文獻3中公開了通過以面積率計含有60％以上的貝氏體鐵素體和20％以下的多邊形鐵素體而提高了伸長率和拉伸凸緣性的trip鋼板。另外，在專利文獻4中公開了通過控制鐵素體、貝氏體鐵素體、馬氏體的體積分率而耐氫脆化特性優異的trip鋼板。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2011-52295號公報
專利文獻2：日本專利4712838號公報
專利文獻3：日本專利4411221號公報
專利文獻4：日本專利4868771號公報
技術實現要素：
然而，一般dp鋼在馬氏體相變時會向鐵素體中導入可動位錯，從而變為低屈服比，碰撞吸收能量特性變低。關于專利文獻1，通過提高回火溫度而提高擴孔性，但相對于強度而言伸長率不夠。專利文獻2的鋼板相對于強度而言伸長率也不夠，成型性差。
另外，對于利用了殘留奧氏體的鋼板，專利文獻3的鋼板也因yr低而碰撞吸收能量特性低，并且在1180mpa以上的高強度區域也沒有提高伸長率和擴孔性。專利文獻4的鋼板相對于強度而言伸長率不夠，成型性差。
這樣難以得到具有1180mpa以上的高強度、且保持優異的碰撞吸收能量特性、同時具有可以說沖壓成型優異的程度的伸長率和擴孔性、進而耐延遲斷裂特性優異的鋼板。以往，實際情況是沒有開發出兼具這些特性(屈服比、強度、伸長率、擴孔性、耐延遲斷裂特性)的鋼板。
本發明是為了解決上述課題而進行的，其目的在于提供消除上述現有技術的問題點、兼具上述特性(屈服比、強度、伸長率、擴孔性、耐延遲斷裂特性)的高強度冷軋鋼板及其制造方法。
本發明人等為了解決上述課題而反復進行了深入研究。其結果，發現為了實現1180mpa以上的高強度，并且保持高屈服比，同時提高伸長率、擴孔性和耐延遲斷裂特性，只要使組織微細化，同時控制鐵素體、殘留奧氏體、馬氏體、貝氏體、回火馬氏體的微觀組織的體積分率即可。具體而言，本發明立足于下述見解。
在擴孔試驗中，在微觀組織中存在具有高硬度的馬氏體或殘留奧氏體的情況下，沖裁加工時在其界面、特別是軟質鐵素體與它們的界面產生空隙(void)。如果產生空隙，則在其后的擴孔過程中空隙彼此連接、發展，從而產生龜裂。另一方面，因為在微觀組織中含有軟質鐵素體、殘留奧氏體，所以伸長率提高。另外，如果在微觀組織中存在原γ晶界，則在氫侵入到鋼板內時，在原γ晶界氫被捕獲，晶界強度明顯降低，龜裂產生后的龜裂發展速度增加，耐延遲斷裂特性降低。另外，關于屈服比，因為微觀組織內含有位錯密度高的貝氏體、回火馬氏體，所以屈服比變高，但對伸長率的效果小。
因此，本發明人等反復進行深入研究，結果發現通過調整作為空隙產生源的軟質相和硬質相的體積分率，生成作為硬質中間相的回火馬氏體或貝氏體，進一步使晶粒微細化，雖然含有某種程度的軟質鐵素體，也能夠確保強度、擴孔性。本發明人等還發現通過含有作為硬質相的耐延遲斷裂特性優異的回火馬氏體，從而使強度與耐延遲斷裂特性的平衡提高。
特別是，為了抑制因在奧氏體單相區退火所致的晶粒粗大化，以可含有鐵素體的雙相區的退火溫度進行退火。還可知為了使晶粒進一步微細化而使直到退火溫度的升溫速度為最佳條件，從而利用晶粒微細化的效果而使擴孔性、耐延遲斷裂特性提高。
即，本發明提供以下的[1]～[4]。
[1]一種高強度冷軋鋼板，其特征在于，具有如下成分組成，以質量％計，含有c：0.15～0.25％、si：1.2～2.5％、mn：2.1～3.5％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、al：0.01～0.08％、n：0.010％以下、ti：0.002～0.050％、b：0.0002～0.0100％，剩余部分由fe和不可避免的雜質構成；具有如下微觀組織，所述微觀組織為復合組織，其含有以體積分率計10～25％的平均晶體粒徑為2μm以下的鐵素體、以體積分率計5～20％的殘留奧氏體、以體積分率計5～15％以下的平均晶體粒徑為2μm以下的馬氏體，剩余部分包含平均晶體粒徑5μm以下的貝氏體和回火馬氏體，鐵素體以外的硬質相的體積分率(v1)與回火馬氏體的體積分率(v2)的關系滿足下述式(1)的條件。
0.35≤v2/v1≤0.75式(1)
[2]根據[1]所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，上述成分組成為以質量％計進一步含有選自v：0.05％以下和nb：0.05％以下中的一種以上的成分組成。
[3]根據[1]或[2]所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，上述成分組成為以質量％計進一步含有選自cr：0.50％以下、mo：0.50％以下、cu：0.50％以下、ni：0.50％以下、ca：0.0050％以下和rem：0.0050％以下中的一種以上的成分組成。
[4]一種高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，具有如下工序：熱軋工序，將具有[1]～[3]中任一項所述的成分組成的1150～1300℃的鋼坯以精軋結束溫度：850～950℃的條件進行軋制，以在上述軋制結束后1秒以內開始冷卻的、第1平均冷卻速度：80℃/s以上、第1冷卻停止溫度：650℃以下的條件進行第1冷卻，上述第1冷卻后，進行以第2平均冷卻速度：5℃/s以上、第2冷卻停止溫度：小于第1冷卻停止溫度且為550℃以下的條件冷卻的第2冷卻，在上述第2冷卻后進行卷取；酸洗工序，在上述熱軋工序后根據需要進行酸洗；冷軋工序，在上述熱軋工序后(進行酸洗工序時為上述酸洗工序后)進行冷軋；退火工序，在上述冷軋工序后，以任意的第1平均加熱速度、第1加熱到達溫度：250～350℃的條件進行第1加熱，在上述第1加熱后以第2平均加熱速度：6～25℃/s、第2加熱到達溫度：550～680℃的條件進行第2加熱，在上述第2加熱后以第3平均加熱速度：10℃/s以下、第3加熱到達溫度：760～850℃的條件進行第3加熱，在上述第3加熱后以第1均熱溫度：760～850℃、第1均熱時間：30秒以上的條件進行第1均熱，在上述第1均熱后以第3平均冷卻速度：3℃/s以上、第3冷卻停止溫度：100～300℃的條件進行第3冷卻，在上述第3冷卻后以第4加熱到達溫度：350～450℃的條件進行第4加熱，在上述第4加熱后以第2均熱溫度：350～450℃、第2均熱時間：30秒以上的條件進行第2均熱，在上述第2均熱后以第4冷卻停止溫度：0～50℃的條件進行第4冷卻。
根據本發明，高強度冷軋鋼板具有極高的拉伸強度，同時具有基于高伸長率和擴孔性的優異的加工性、高屈服比。另外，本發明的高強度冷軋鋼板在成型加工成部件后也具有不易產生由從環境侵入的氫引起的延遲斷裂的優異的耐延遲斷裂特性。
例如能夠穩定地得到伸長率、擴孔性、耐延遲斷裂特性優異的高強度冷軋鋼板，上述高強度冷軋鋼板具有拉伸強度為1180mpa以上、屈服比為70％以上的高屈服比，具有伸長率為17.5％以上和擴孔率為40％以上，在20℃的ph＝1的鹽酸浸漬環境下以負載了應力的狀態100小時不發生斷裂。
具體實施方式
以下，對本發明的實施方式進行說明。應予說明，本發明不限定于以下的實施方式。在以下的說明中，成分含量的“％”表示“質量％”。
＜高強度冷軋鋼板＞
本發明的高強度冷軋鋼板以質量％計，含有c：0.15～0.25％、si：1.2～2.5％、mn：2.1～3.5％、p：0.05％以下、s：0.005％以下、al：0.01～0.08％、n：0.010％以下、ti：0.002～0.050％、b：0.0002～0.0100％。
c：0.15～0.25％
c是對鋼板的高強度化有效的元素，也有助于本發明中的貝氏體、回火馬氏體、殘留奧氏體和馬氏體的第二相形成。此外，c提高馬氏體和回火馬氏體的硬度。c含量小于0.15％時，難以確保必要的貝氏體、回火馬氏體、殘留奧氏體和馬氏體的體積分率。優選的c含量為0.17％以上。另一方面，如果過量地添加c，則鐵素體、回火馬氏體、馬氏體的硬度差變大，因此擴孔性降低。因此，c含量為0.25％以下。優選的c含量為0.22％以下。
si：1.2～2.5％
si使鐵素體固溶強化，降低軟質相與硬質相的硬度差，因此si使擴孔率增加。為了得到該效果，需要含有1.2％以上的si。優選的si含量為1.3％以上。然而，si的過量添加使化學轉化處理性降低。因此，si含量為2.5％以下。優選為2.2％以下。
mn：2.1～3.5％
mn是通過固溶強化和生成第二相而有助于高強度化的元素。另外，mn是使奧氏體穩定化的元素，是第二相的分率控制所需的元素。為了得到該效果，需要使mn含量為2.1％以上。另一方面，過量含有mn時，馬氏體的體積分率變得過量，進而馬氏體和回火馬氏體的硬度會增加，擴孔性降低。另外，過量含有mn時，如果氫侵入到鋼板內，晶界的滑移束縛增加，晶界中的龜裂容易發展，因此耐延遲斷裂特性會降低。因此，mn含量為3.5％以下。優選為3.0％以下。
p：0.05％以下
p通過固溶強化而有助于高強度化。但是，如果過量添加p，則p向晶界的偏析變得顯著而使晶界脆化，或者使焊接性降低。因此，使p含量為0.05％以下。優選為0.04％以下。
s：0.005％以下
在s含量多的情況下，大量生成mns等硫化物，以擴孔性為代表的局部伸長率降低。因此，使s含量的上限為0.005％。優選為0.0040％以下。下限不特別限定，但極低s化導致制鋼成本上升，因此優選含有0.0002％以上。
al：0.01～0.08％
al是脫氧所需的元素，為了得到該效果，需要使al含量為0.01％以上。另外，即使al含量超過0.08％，效果也飽和，因此al含量為0.08％以下。優選為0.05％以下。
n：0.010％以下
n會形成粗大的氮化物，使彎曲性、拉伸凸緣性劣化，因此需要控制其含量。這些問題在n含量超過0.010％時表現顯著。因此，使n含量為0.010％以下。優選為0.0050％以下。
ti：0.002～0.050％
ti是能夠通過形成微細的碳氮化物而有助于強度上升的元素。此外，為了不使作為本發明所必需的元素的b與n反應，ti也是必要的。為了發揮這樣的效果，使ti含量為0.002％以上。優選為0.005％以上。另一方面，如果大量添加ti，則伸長率顯著降低，因此其含量為0.050％以下。優選為0.035％以下。
b：0.0002％～0.0100％
b是使淬透性提高、通過生成第二相而有助于高強度化、在確保淬透性的同時不使馬氏體相變開始點降低的元素。此外，b有在熱軋時的精軋后進行冷卻時抑制鐵素體、珠光體的生成的效果。為了發揮該效果，需要使b含量為0.0002％以上。另一方面，即使b含量超過0.0100％，效果也飽和，因此使其含量為0.0100％以下。優選為0.0050％以下。
本發明的高強度冷軋鋼板以質量％計可以進一步含有選自v：0.05％以下和nb：0.05％以下中的一種以上。
v：0.05％以下
v通過形成微細的碳氮化物而有助于強度上升。為了具有這樣的作用，優選使v含量為0.01％以上。另一方面，即使添加大量的v，超過0.05％的部分相應的強度上升效果也小，而且，還會導致合金成本增加。因此，v的含量優選0.05％以下。
nb：0.05％以下
nb也與v同樣地能夠通過形成微細的碳氮化物而有助于強度上升，因此可以根據需要而添加。為了發揮這樣的效果，優選使nb含量為0.005％以上。另一方面，如果大量添加nb，則伸長率顯著降低，因此在含有nb時，其含量為0.05％以下。
另外，本發明的高強度冷軋鋼板以質量％計也可以含有選自cr：0.50％以下、mo：0.50％以下，cu：0.50％以下、ni：0.50％以下、ca：0.0050％以下和rem：0.0050％以下中的一種以上。
cr:0.50％以下
cr是通過生成第二相而有助于高強度化的元素，可以根據需要而添加。為了發揮該效果，優選使cr含量為0.10％以上。另一方面，如果cr含量超過0.50％，則過量生成馬氏體。因此，含有cr時，其含量為0.50％以下。
mo：0.50％以下
mo是通過生成第二相而有助于高強度化、還生成一部分碳化物而有助于高強度化的元素，可以根據需要而添加。為了發揮這些效果，優選使mo含量為0.05％以上。另外，如果mo含量超過0.50％，則效果飽和，因此其含量優選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、還通過生成第二相而有助于高強度化的元素，可以根據需要而添加。為了發揮這些效果，優選使cu含量為0.05％以上。另一方面，即使cu含量超過0.50％，效果也飽和，而且容易產生由cu引起的表面缺陷。因此，cu含量優選0.50％以下。
ni：0.50％以下
ni也是與cu同樣地通過固溶強化而有助于高強度化、還通過生成第二相而有助于高強度化的元素，可以根據需要而添加。為了發揮這些效果，優選使ni含量為0.05％以上。另外，如果與cu同時添加，則具有抑制由cu引起的表面缺陷的效果，因此在添加cu時添加ni是有效的。另一方面，即使ni含量超過0.50％，效果也飽和，因此其含量優選0.50％以下。
ca：0.0050％以下
ca是使硫化物的形狀球狀化、改善硫化物對擴孔性的不良影響的元素，可以根據需要而添加。為了發揮這些效果，優選使ca含量為0.0005％以上。另一方面，如果ca含量超過0.0050％，則ca的硫化物使彎曲性劣化。因此，ca含量為0.0050％以下。
rem：0.0050％以下
rem也與ca同樣地是使硫化物的形狀球狀化、改善硫化物對擴孔性的不良影響的元素，可以根據需要而添加。為了發揮這些效果，優選使rem含量為0.0005％以上。另一方面，即使rem含量超過0.0050％，效果也飽和，因此優選使其含量為0.0050％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，它們的含量的允許范圍為sb：0.01％以下、sn：0.1％以下、zn：0.01％以下、co：0.1％以下。另外，本發明即使在通常的鋼組成的范圍內含有ta、mg、zr，也不喪失其效果。
接下來，對本發明的高強度冷軋鋼板的微觀組織進行詳細說明。
本發明的高強度冷軋鋼板的微觀組織是含有鐵素體、殘留奧氏體、馬氏體且剩余部分包含貝氏體和回火馬氏體的復合組織。
具體而言，鐵素體的平均晶體粒徑為2μm以下，體積分率為10～25％的范圍，殘留奧氏體的體積分率為5～20％，馬氏體的平均晶體粒徑為2μm以下，體積分率為5～15％的范圍，剩余部分為平均晶體粒徑5μm以下的貝氏體和回火馬氏體。鐵素體以外的硬質相(表示鐵素體以外的相。)與回火馬氏體的體積分率的關系為式(1)表示的范圍。在此闡述的體積分率是相對于鋼板整體的體積分率，以下相同。應予說明，體積分率、平均晶體粒徑的值采用由實施例中記載的方法而得到的值。
0.35≤v2/v1≤0.75式(1)
在式(1)中，鐵素體以外的硬質相的體積分率為v1，回火馬氏體的體積分率為v2。
鐵素體(平均晶體粒徑2μm以下的鐵素體)
鐵素體的體積分率小于10％時，難以確保伸長率。因此，鐵素體的體積分率的下限為10％。優選鐵素體的體積分率超過12％。另外，如果鐵素體的體積分率超過25％，則沖裁時的空隙生成量增加。另外，如果鐵素體的體積分率超過25％，則為了確保強度，還需要提高馬氏體、回火馬氏體的硬度，難以兼得強度和擴孔性。因此鐵素體的體積分率為25％以下。優選為22％以下，進一步優選為小于20％。
另外，鐵素體的平均晶體粒徑超過2μm時，在擴孔時的沖裁端面生成的空隙容易在擴孔中連接，因此得不到良好的擴孔性。因此，鐵素體的平均晶體粒徑為2μm以下。
殘留奧氏體
為了確保良好的延展性，需要使殘留奧氏體的體積分率為5～20％的范圍。殘留奧氏體的體積分率小于5％時伸長率降低。因此，殘留奧氏體的體積分率為5％以上。優選為8％以上。另外，殘留奧氏體的體積分率超過20％時，擴孔性劣化。因此，殘留奧氏體的體積分率為20％以下。優選為18％以下。
馬氏體(平均晶體粒徑為2μm以下的馬氏體)
為了確保所希望的強度和延展性，并且確保擴孔性，使馬氏體的體積分率為5～15％以下。馬氏體的體積分率小于5％時，對加工固化的貢獻低，因此難以兼得強度和延展性。優選為6％以上。另外，馬氏體的體積分率超過15％時，沖裁時在馬氏體周邊生成空隙，因此不僅擴孔性劣化，屈服比也降低。因此，馬氏體的體積分率的上限為15％。優選12％為上限。
另外，在本發明中，使馬氏體的平均晶體粒徑為2μm以下。馬氏體的平均晶體粒徑超過2μm時，在與鐵素體的界面生成的空隙容易連接，擴孔性劣化。因此，馬氏體的平均晶體粒徑的上限為2μm。應予說明，這里所說的馬氏體是指在作為連續退火時的第2均熱溫度區域的350～450℃的溫度區域保持后也未相變的奧氏體在冷卻至室溫時生成馬氏體。
剩余部分
為了確保良好的擴孔性、高屈服比，需要在上述的鐵素體、殘留奧氏體、馬氏體以外的剩余部分中含有貝氏體和回火馬氏體。貝氏體和回火馬氏體的平均晶體粒徑為5μm以下。平均晶體粒徑超過5μm時，在與鐵素體的界面生成的空隙容易連接，擴孔性劣化。因此，貝氏體和回火馬氏體的平均晶體粒徑的上限為5μm。
另外，貝氏體的體積分率優選10～40％的范圍，回火馬氏體的體積分率優選20～60％的范圍。應予說明，這里所說的貝氏體的體積分率是指貝氏體·鐵素體(位錯密度高的鐵素體)在觀察面中所占的體積比例。另外，回火馬氏體是指在退火時的直到100～300℃的冷卻(后述的第3冷卻)中未相變的奧氏體一部分進行馬氏體相變，在加熱到350～450℃的溫度區域后保持時(第2均熱時)進行回火的馬氏體。
0.35≤v2/v1≤0.75
另外，鐵素體相以外的硬質相的體積分率(v1)與回火馬氏體的體積分率(v2)需要滿足式(1)的關系。冷卻時生成的馬氏體通過再加熱時和其后的均熱保持而進行回火，從而成為回火馬氏體。通過該回火馬氏體的存在，能夠促進均熱保持中的貝氏體相變，使最終冷卻至室溫時生成的馬氏體變得微細，且將馬氏體的體積分率調整為目標體積分率。在式(1)中，v2/v1的值小于0.35時，其效果弱，因此下限為0.35。另外，v2/v1的值為0.75以上時，可貝氏體相變的未相變的奧氏體少，因此得不到足夠的殘留奧氏體，伸長率降低。因此，其上限為0.75。優選為0.70以下。
0.35≤v2/v1≤0.75式(1)
另外，在本發明中，除鐵素體、貝氏體、回火馬氏體、殘留奧氏體和馬氏體以外，有時微觀組織包含珠光體。只要滿足上述的鐵素體、殘留奧氏體和馬氏體的體積分率，鐵素體、馬氏體的平均晶體粒徑，即使含有珠光體也能夠實現本發明的目的。但是，珠光體的體積分率優選3％以下。
＜高強度冷軋鋼板的制造方法＞
接下來，對本發明的高強度冷軋鋼板的制造法進行說明。
本發明的高強度冷軋鋼板的制造方法具有熱軋工序、酸洗工序、冷軋工序和退火工序。以下，對各工序進行說明。應予說明，在以下說明中平均冷卻速度由式(2)計算，平均加熱速度由式(3)計算。
平均冷卻速度＝(冷卻開始表面溫度-冷卻結束表面溫度)/冷卻時間(2)
平均加熱速度＝(加熱結束表面溫度-加熱開始表面溫度)/加熱時間(3)
熱軋工序
熱軋工序是指如下工序：對具有上述成分組成的1150～1300℃的鋼坯以精軋結束溫度：850～950℃的條件進行軋制，進行在上述軋制結束后1秒以內以第1平均冷卻速度：80℃/s以上、第1冷卻停止溫度：650℃以下的條件開始冷卻的第1冷卻，在上述第1冷卻后，進行以第2平均冷卻速度：5℃/s以上、第2冷卻停止溫度：小于第1冷卻停止溫度且為550℃以下的條件冷卻的第2冷卻，在上述第2冷卻后進行卷取。各條件的限定理由如下。
熱軋開始溫度(相當于被軋制的鋼坯的溫度)為1150～1300℃。可以對鋼坯在鑄造后不進行再加熱而以1150～1300℃開始熱軋，也可以將板坯再加熱到1150～1300℃后開始熱軋。即，在本發明中，除了在制造鋼坯之后暫時冷卻至室溫、其后進行再加熱的現有方法以外，不進行冷卻而以溫片的狀態裝入到加熱爐中、或者進行保熱后立即進行軋制、或者鑄造后直接進行軋制的直送軋制·直接軋制等節能工藝也都可以沒有問題地應用。應予說明，鋼坯為了防止成分的宏觀偏析而優選利用連續鑄造法進行制造，但也可以利用鑄錠法、薄板坯鑄造法進行制造。
上述熱軋開始溫度如果低于1150℃，則軋制負載增大而生產率降低，高于1300℃時加熱成本增大。因此，設為1150～1300℃。
精軋結束溫度為850～950℃。熱軋通過鋼板內的組織均勻化、材質的各向異性降低而使退火后的伸長率和擴孔性提高，因此需要在奧氏體單相區結束。因此，精軋結束溫度為850℃以上。另一方面，精軋結束溫度超過950℃時，熱軋組織變得粗大，退火后的特性降低，因此精軋結束溫度為850～950℃。
精軋結束后的第1冷卻是以在上述軋制結束后1秒以內開始、第1平均冷卻速度：80℃/s以上、第1冷卻停止溫度：650℃以下的條件進行的冷卻。
精軋結束后，進行驟冷直到不進行鐵素體相變而進行貝氏體相變的溫度區域，控制熱軋鋼板的鋼板組織。通過用于使其均質化的上述鋼板組織的控制，從而有使最終的鋼板組織、主要是鐵素體或馬氏體微細化的效果。因此，在精軋結束后1秒以內開始冷卻，以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至第1冷卻停止溫度：650℃以下。
第1冷卻速度小于80℃/s時開始鐵素體相變，因此熱軋鋼板的鋼板組織變得不均質，退火后的擴孔性降低。另外，第1冷卻停止溫度超過650℃時過量生成珠光體，熱軋鋼板的鋼板組織變得不均質，退火后的擴孔性降低。因此，精軋后的第1冷卻以80℃/s以上的第1平均冷卻速度冷卻至650℃以下。
第1冷卻后的第2冷卻為以第2平均冷卻速度：5℃/s以上、第2冷卻停止溫度：小于第1冷卻停止溫度且為550℃以下的條件進行的冷卻。
為第2平均冷卻速度小于5℃/s或第2冷卻停止溫度超過550℃的冷卻時，在熱軋鋼板的鋼板組織中過量生成鐵素體或珠光體，退火后的擴孔性降低。因此，設為第2平均冷卻速度：5℃/s以上、第2冷卻停止溫度：小于第1冷卻停止溫度且為550℃以下。
在第2冷卻后進行的卷取時的卷取溫度優選為550℃以下。卷取溫度超過550℃時，存在過量生成鐵素體和珠光體的情況。因此，卷取溫度的上限優選550℃。優選為500℃以下。卷取溫度的下限沒有特別規定，但如果卷取溫度過低，則有時過量生成硬質的馬氏體，冷軋負載增大。因此，卷取溫度的下限優選300℃。
酸洗工序
優選在熱軋工序后實施酸性工序而除去熱軋板表層的氧化皮(scale)。酸洗工序的條件沒有特別限定，只要按照常規方法實施即可。
冷軋工序
是在熱軋工序后(進行酸洗工序時在酸洗工序后)對熱軋板實施冷軋的工序。冷軋工序沒有特別限定，只要按照常規方法實施即可。
退火工序
退火工序是為了使再結晶進行，并且在鋼板組織中形成貝氏體、回火馬氏體、殘留奧氏體或馬氏體以實現高強度化而實施的。為此的退火工序由第1加熱、第2加熱、第3加熱、第1均熱、第3冷卻、第4加熱、第2均熱、第4冷卻構成。具體而言如下。
第1加熱以任意的第1平均加熱速度、第1加熱到達溫度：250～350℃的條件進行。具體而言，以任意的第1平均加熱速度將室溫的冷軋鋼板加熱到250～350℃。第1加熱是直到開始因退火所致的再結晶的250～350℃的溫度的加熱，只要按照常規方法實施即可。如上所述，第1平均加熱速度為任意的，其值沒有特別限定，但通常第1平均加熱速度為0.5～50℃/s。
第2加熱在上述第1加熱后以第2平均加熱速度：6～25℃/s、第2加熱到達溫度：550～680℃的條件進行。第2加熱是在本發明中有助于重要的晶粒微細化的規定，通過使在加熱到變為雙相區的溫度之前體現的由再結晶生成的鐵素體的核的生成速度比生成的晶粒生長、即粗大化的速度快，能夠使退火后的晶粒微細化。如果迅速加熱，則難以進行再結晶，因此在最終的鋼板組織中殘留未再結晶，延展性不足。因此，第2平均加熱速度的上限為25℃/s。另外，如果加熱速度過小，則鐵素體相粗大化而得不到規定的平均晶體粒徑，因此需要6℃/s以上的第2平均加熱速度。優選為8℃/s以上。
第3加熱在第2加熱后以第3平均加熱速度：10℃/s以下、第3加熱到達溫度：760～850℃的條件進行。在第2加熱到達溫度以下生成微細的鐵素體。因為在達到ac1點以上的溫度為雙相區，所以開始生成奧氏體的核。為了使再結晶完全結束而使從第2加熱到達溫度到第3加熱到達溫度的第3平均加熱速度為10℃/s以下。第3平均加熱速度超過10℃/s時，優先生成奧氏體的核，在最終的鋼板組織中殘留未再結晶，延展性不足，因此第3平均加熱速度的上限為10℃/s。下限沒有特別限制，但小于0.5℃/s時，鐵素體相有可能粗大化。因此，第3平均加熱速度優選0.5℃/s以上。應予說明，通常，第3加熱到達溫度為下述的第1均熱溫度。
第1均熱在第3加熱后以第1均熱溫度：760～850℃、第1均熱時間：30秒以上的條件進行。第1均熱溫度設定在鐵素體和奧氏體的雙相區的溫度區域。第1均熱溫度小于760℃時，鐵素體分率變多，因此難以兼得強度和擴孔性。因此，第1均熱溫度的下限為760℃。如果第1均熱溫度過高，則成為在奧氏體單相區的退火，耐延遲斷裂特性降低，因此第1均熱溫度為850℃以下。另外，因為在上述的第1均熱溫度下，進行再結晶并且一部分或全部進行奧氏體相變，因此第1均熱時間需要保持30秒以上。上限沒有特別限定，優選600秒以內。
第3冷卻在第1均熱后以第3平均冷卻速度：3℃/s以上、第3冷卻停止溫度：100～300℃的條件進行。從高屈服比、擴孔性的觀點考慮，通過生成回火馬氏體，從第1均熱溫度冷卻至馬氏體相變開始溫度以下，從而使在均熱帶生成的奧氏體一部分進行馬氏體相變，因此以3℃/s以上的第3冷卻速度冷卻至100～300℃的第3冷卻停止溫度。如果冷卻速度小于3℃/s時，在鋼板組織中過量生成珠光體、球狀滲碳體，因此第3冷卻速度的下限為3℃/s。另外，第3冷卻停止溫度小于100℃時，冷卻時過量生成馬氏體，因此未相變的奧氏體減少，貝氏體相變、殘留奧氏體減少，因此伸長率降低。冷卻停止溫度超過300℃時，回火馬氏體減少，擴孔性降低。因此，第3冷卻停止溫度為100～300℃。優選為150～280℃。
第4加熱在第3冷卻后以第4加熱到達溫度：350～450℃的條件進行。該第4加熱是為了加熱到第2均熱溫度而進行的。
第2均熱在第4加熱后以第2均熱溫度：350～450℃、第2均熱時間：30秒以上的條件進行。第2均熱基于以下目的而進行：通過對在冷卻中途生成的馬氏體進行回火而制成回火馬氏體，使未相變的奧氏體進行貝氏體相變，使鋼板組織中生成貝氏體和殘留奧氏體。第2均熱溫度小于350℃時馬氏體的回火不充分，與鐵素體和馬氏體的硬度差變大，因此擴孔性劣化。另外，第2均熱溫度超過450℃時過量生成珠光體，因此伸長率降低。因此，第2均熱溫度為350～450℃。另外，第2均熱時間小于30秒時，貝氏體相變充分進行，因此大量殘留未相變的奧氏體，最終會過量生成馬氏體，擴孔性降低。因此，第2均熱時間為30秒以上。另外，出于確保馬氏體的體積分率的理由，第2均熱時間優選3600秒以下。
第4冷卻在第2均熱后以第4冷卻停止溫度：0～50℃的條件進行。第4冷卻可以為不積極冷卻的方法，例如通過放置進行的空冷。
調質軋制工序
在退火工序后，可以實施調質軋制。調質軋制的伸長率優選的范圍為0.1％～2.0％。
應予說明，只要是本發明的范圍內，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，也可以在熱浸鍍鋅后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。本發明的高強度冷軋鋼板也包括這些鍍覆鋼板。
實施例
以下，對本發明的實施例進行說明。
對表1所示的成分組成的鋼進行熔煉鑄造而制造板坯，以熱軋開始溫度為1250℃、精軋結束溫度(表2的fdt)進行熱軋，制成板厚：3.2mm的熱軋鋼板。在該軋制結束后1秒以內，以表2中示出的第1平均冷卻速度(表2的冷速1)冷卻至第1冷卻停止溫度(表2的冷停溫1)后，以第2平均冷卻速度(表2的冷速2)冷卻至卷取溫度(表2的ct)(該卷取溫度相當于第2冷卻停止溫度)，以該卷取溫度進行卷取。接下來，對得到的熱軋鋼板進行酸洗后，實施冷軋，制造冷軋鋼板(板厚：1.4mm)。其后，以第1平均加熱速度為640℃/s、第1加熱到達溫度為300℃的條件進行第1加熱。接著，以表2所示的第2平均加熱速度(表2的c2)加熱至680℃(第2加熱到達溫度)。接著，以第3平均加熱速度(表2的c3)加熱到第1均熱溫度(亦為第3加熱到達溫度)，以表2所示的第1均熱溫度(表2的均溫1)和第1均熱時間(表2的保持1)進行第1均熱。其后，以第3平均冷卻速度(表2的冷速3)冷卻至第3冷卻停止溫度(表2的ta)，其后，進行第4加熱直到表2所示的第2均熱溫度(表2的tb)，以表2所示的第2均熱溫度和第2均熱時間(表2的保持2)進行第2均熱，最后，冷卻至室溫(0～50℃)。
從制造的鋼板以沿軋制直角方向成為長邊方向(拉伸方向)的方式采取jis5號拉伸試驗片，通過拉伸試驗(jisz2241(1998))來測定屈服強度(ys)、拉伸強度(ts)、總伸長率(el)、屈服比(yr)。
關于拉伸凸緣性，按照日本鋼鐵聯盟標準(jfst1001(1996))，以間隙12.5％沖裁
對于耐延遲斷裂試驗，使用以得到的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所產生的回彈進行緊固以使內側間隔為20mm，在對試驗片負載應力后，浸漬于20℃、ph＝1的鹽酸，測定到產生斷裂為止的時間直到最長100小時。將100小時以內試驗片不產生龜裂的情況記為“良”，試驗片產生龜裂的情況記為“不合格”。
對于鋼板的鐵素體、馬氏體的體積分率而言，對與鋼板的軋制方向平行的板厚截面進行研磨后，用3％硝酸酒精溶液進行腐蝕，使用sem(掃描式電子顯微鏡)以2000倍、5000倍的倍率觀察截面，利用點計數法(按照astme562-83(1988))來測定面積率，將該面積率記為體積分率。對于鐵素體和馬氏體的平均晶體粒徑，可以使用mediacybernetics公司的image-pro，獲取預先從鋼板組織照片識別出各鐵素體和馬氏體晶粒的照片，從而能夠算出各相的面積，算出其當量圓直徑，求出這些值作為平均晶體粒徑(表中的平均粒徑)。
對于殘留奧氏體的體積分率而言，將鋼板研磨至板厚方向的1/4面為止，由該板厚1/4面的衍射x射線強度而求出。將mo的kα射線作為射線源，在加速電壓50kev下，利用x射線衍射法(裝置：rigaku公司制rint2200)測定鐵的鐵素體的{200}面、{211}面、{220}面和奧氏體的{200}面、{220}面、{311}面的x射線衍射線的積分強度，使用這些測定值，根據“x射線衍射手冊”(2000年)理學電機株式會社，p.26，62-64中記載的計算公式求出殘留奧氏體的體積分率。
另外，利用sem(掃描式電子顯微鏡)、tem(透射式電子顯微鏡)、fe-sem(場發射掃描電子顯微鏡)來觀察鋼板組織，決定鐵素體、殘留奧氏體、馬氏體以外的鋼組織的種類。作為貝氏體和/或回火馬氏體的組織的平均晶體粒徑，使用上述的image-pro，根據鋼板組織照片算出當量圓直徑，將這些值平均而求出。
將測定的拉伸特性、擴孔率、耐延遲斷裂特性、鋼板組織的測定結果示于表3(合并表3-1和表3-2為表3)。
根據表3所示的結果，確認了本發明例都具有如下復合組織：以體積分率計含有10～25％的平均晶體粒徑小于2μm的鐵素體，殘留奧氏體的體積分率為5～20％，以體積分率計含有5～15％的平均晶體粒徑為2μm以下的馬氏體，剩余部分包含平均晶體粒徑為5μm以下的貝氏體和回火馬氏體，其結果，確保1180mpa以上的拉伸強度和70％以上的屈服比，并且得到17.5％以上的伸長率和40％以上的擴孔率這樣良好的加工性，在延遲斷裂特性評價試驗中不發生100小時斷裂，具有優異的耐延遲斷裂特性。另一方面，比較例的鋼板組織不滿足本發明范圍，其結果，拉伸強度、屈服比、伸長率、擴孔率、耐延遲斷裂特性中的至少一種特性差。
[表1]
[表2]
[表2]
劃線部分：制造方法發明的制造條件范圍外
[表3-1]
[表3-1]
劃線部分：本發明范圍外或評價為基準以下
剩余部分組織：b-貝氏體、tm-回火馬氏體、p-珠光體、uf-未再結晶鐵素體
[表3-2]
[表3-2]
劃線部分：本發明范圍外或評價為基準以下
剩余部分組織：b-貝氏體、tm-回火馬氏體、p-珠光體、uf-未再結晶鐵素體。