材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法

摘要

本发明的目的在于提供具有优异的伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性且材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明涉及的钢板的成分组成是以质量％计含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.7～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.006％以下、Ti：0.003～0.030％、B：0.0002～0.0050％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。另外，钢板的微观组织具有以体积分数计为5～20％的平均晶体粒径为4μm以下的铁素体、以体积分数计为5％以下(包括0％)的残余奥氏体和以体积分数计为80～95％的回火马氏体，且铁素体的平均自由程为3.0～7.5μm。

权利要求

1.一种材质均匀性优异的高强度冷轧钢板，其中，成分组成是以质量％计含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.7～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～

0.10％、N：0.006％以下、Ti：0.003～0.030％、B：0.0002～0.0050％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，钢板的微观组织具有以体积分数计为5～20％的平均晶体粒径为4μm以下的铁素体、以体积分数计为5％以下的残余奥氏体和以体积分数计为80～95％的回火马氏体，且铁素体的平均自由程为3.0～7.5μm，其中，5％以下包括0％。

2.根据权利要求1所述的材质均匀性优异的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，进一步以质量％计含有选自下述A～E中的1组以上，A)Nb：0.05％以下，

B)V：0.01～0.30％，

C)选自Cr：0.30％以下、Mo：0.30％以下中的一种以上，

D)选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上，

E)总计为0.0050％以下的Ca和/或REM。

3.一种材质均匀性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢水进行连续铸造而制成板坯，将连续铸造后的板坯在6h以内冷却至600℃，将冷却后的板坯再加热，在热轧开始温度：1150～1270℃、精轧结束温度：850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下，作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至585℃以下，其后进行卷取，接着进行冷轧，接下来，实施连续退火，所述连续退火是以3～30℃/s的平均加热速度加热至800℃～Ac3相变点的温度区域，在作为第1均热温度的800℃～Ac3相变点的温度区域保持30秒以上后，以1℃/s以上的第3平均冷却速度一次冷却至650℃以上的一次冷却结束温度，再从一次冷却结束温度以100～1000℃/s的第4平均冷却速度冷却至100℃以下，接下来在100～250℃的第2均热温度区域保持120～1800秒。

说明书

材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及高强度冷轧钢板及其制造方法，特别是涉及适合作为汽车等的结构部件的零件的材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

[0002] 从汽车的车体轻型化和碰撞安全性的观点考虑，高强度钢板在汽车的各种结构零件、加强零件中的应用越来越多。为了这些高强度钢板的实用化，对高强度钢板要求提高冲压成型性。特别是对于具有复杂形状的部件的成型，不仅要求伸长率、扩孔性之类的个别特性优异，还要求这两者均优异。

[0003] 另一方面，由于钢板的高强度化、薄壁化使形状冻结性明显下降。因此，预先预测冲压成型时的脱模后的冲压零件的形状变化，估计该形状变化量来设计冲压模具。这里，如果钢板中的拉伸强度变化显著，则与以其为基准预测的形状变化量(估计量)的偏差大，产生形状不良。如果产生形状不良，则在冲压成型后通过板金加工等对各个冲压部件的修复是不可缺少的，使得冲压部件的量产效率明显下降。因此，要求尽可能缩小高强度钢板的强度的偏差，即要求材质均匀性优异。

[0004] 特别是对于拉伸强度(TS)超过1450MPa的高强度的薄钢板而言，担心冲压成型后的残余应力和由从环境侵入的氢引起的延迟断裂。因此，为了使高强度的冷轧钢板适用作如上所述的汽车用薄钢板，在高的冲压成型性，即伸长率、扩孔性(以下，也称为延伸凸缘性)的基础上，还要求材质均匀性和耐延迟断裂特性优异。

[0005] 以往，关于兼得成型性和耐延迟断裂特性，已知有各种技术。例如专利文献1中，公开了一种弯曲加工性和耐延迟断裂特性优异的高强度冷轧钢板，其具有含有Si：1.0～2.0％的规定成分组成，且具有以体积率计为97％以上的回火马氏体相、以体积率计低于
3％的残余奥氏体相(其中，不包括距钢板表面的深度为10μm以内的部分)的金属组织，拉伸强度为1470MPa以上，且0.2％耐力与拉伸强度的比为0.80以上。专利文献1中，记载了通过添加Si，能够提高回火马氏体相的加工硬化能，并且使碳化物在组织中微小·均匀地分散，得到不仅具有1470MPa以上的极高的拉伸强度、而且具有高的弯曲加工性和优异的耐延迟断裂特性的冷轧钢板。

[0006] 另外，专利文献2中，公开了一种耐氢脆化特性和加工性优异的高强度冷轧钢板，其具有含有V：0.001～1.00％的规定成分组成，且具有回火马氏体以面积率计含有50％以上(包括100％)、剩余部分由铁素体构成的组织，析出物在上述回火马氏体中的分布状态是2
当量圆直径1～10nm的析出物在每1μm 上述回火马氏体中为20个以上，当量圆直径20nm以上的含有V的析出物在每1μm2上述回火马氏体中为10个以下。专利文献2中，记载了在回火马氏体单相组织或者由铁素体和回火马氏体构成的二相组织中，通过适当地控制回火马氏体的面积率和在该回火马氏体中析出的含有V的析出物的分布状态，能够确保耐氢脆化特性，还能够改善延伸凸缘性。

[0007] 现有技术文献

[0008] 专利文献

[0009] 专利文献1:日本特开2010－215958号公报

[0010] 专利文献2:日本特开2010－018862号公报

发明内容

[0011] 然而，专利文献1中，对于确保在上述的成型冲压中重要的扩孔性、材质均匀性没有任何公开。在专利文献1的技术中，特别是由于板坯冷却导致钢板内存在Mn等的偏析，材质均匀性容易劣化。另外，在专利文献2的技术中，相对于1450MPa以上的拉伸强度，伸长率不充分，不能说确保了充分的成型性。

[0012] 对于这样拉伸强度为1450MPa以上的高强度钢板而言，在冲压成型中确保优异的伸长率和扩孔性且确保材质均匀性和耐延迟断裂特性是困难的，目前实际情况是包括其它钢板在内，兼具这些特性(强度、伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性、材质均匀性)的钢板尚未被开发出来。

[0013] 本发明是鉴于这样的情况而进行的，其目的在于消除上述以往技术的问题点，提供具有优异的伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性且材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。

[0014] 本发明人等经过深入研究，结果发现作为主要由铁素体和回火马氏体这2相构成的钢组织，通过特定的比率控制铁素体、回火马氏体和残余奥氏体的体积分数和铁素体的平均晶体粒径，并实施最佳的热处理，能够在得到优异的材质均匀性的基础上兼得优异的伸长率、扩孔性和耐延迟断裂特性。该发明立足于上述的见解。

[0015] 即，本发明人等明确了通过将连续铸造后的钢坯在6小时以内冷却至600℃，能够将板坯内的偏析抑制到最小限度，并且使热轧前的晶粒微细化，其后，通过在热轧工序中控制从精轧结束温度到卷取温度的受热历程，尤其是冷却速度，使钢板的组织内的珠光体均匀分散，能够减少热轧钢板内的材质偏差。此外明确了如果对这样的热轧钢板进行冷轧、退火，则由于退火后的冷轧钢板的铁素体微小地分散，所以能够实现缩小材质的偏差。另外，发现了通过使钢板组织的铁素体微小且均匀地分散，抑制了成为扩孔性劣化的主要因素的空隙的连接，提高了扩孔性。

[0016] 另外，为了得到TS1450MPa以上的高强度钢板，有效的是通过添加Mn提高连续退火时的淬透性。但是，由于Mn量增加，在氢侵入钢板内的情况下，晶界的滑动限制增加，在晶粒间界容易发生裂缝，因此耐延迟断裂特性下降。此外，由于偏析使材质均匀性明显劣化也是问题。发现为了改善这两者，添加B是有效的。即，发现通过添加B使晶界强化，因此添加B对于提高耐延迟断裂特性非常有效，由于B延迟连续退火中的冷却中的从奥氏体向铁素体的相变，所以有助于高强度化，此外，发现通过使B在晶粒间界存在，发挥冷却中的元素分配控制的效果，所以B还有助于材质均匀性的提高。

[0017] 因此，得到如下见解：通过以1.7～2.5％的范围添加Mn，以0.0002％～0.0050％的范围添加B，并且在适当的板坯冷却、热轧和退火条件下实施热处理，能够使铁素体的晶体粒径微细均匀地分散，而且将铁素体、回火马氏体和残余奥氏体的体积分数控制在不损害强度和延性的范围，从而能够得到高伸长率和扩孔性、耐延迟断裂特性被提高且材质均匀性优异的冷轧钢板。

[0018] 本发明基于上述见解，其主旨如下。

[0019] [1]一种材质均匀性优异的高强度冷轧钢板，其中，成分组成是以质量％计含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.7～2.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～
0.10％、N：0.006％以下、Ti：0.003～0.030％、B：0.0002～0.0050％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，钢板的微观组织具有以体积分数计为5～20％的平均晶体粒径为4μm以下的铁素体、以体积分数计为5％以下(包括0％)的残余奥氏体和以体积分数计为80～95％的回火马氏体，且铁素体的平均自由程为3.0～7.5μm。

[0020] [2]根据上述[1]所述的材质均匀性优异的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，进一步以质量％计含有Nb：0.05％以下。

[0021] [3]根据上述[1]或[2]所述的材质均匀性优异的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，进一步以质量％计含有V：0.01～0.30％。

[0022] [4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的材质均匀性优异的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，进一步以质量％计含有选自Cr：0.30％以下、Mo：0.30％以下中的一种以上。

[0023] [5]根据上述[1]～[4]中任一项所述的材质均匀性优异的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，进一步以质量％计含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上。

[0024] [6]根据上述[1]～[5]中任一项所述的材质均匀性优异的高强度冷轧钢板，其中，作为成分组成，进一步以质量％计含有总计为0.0050％以下的Ca和/或REM。

[0025] [7]一种材质均匀性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，对具有上述[1]～[6]中任一项所述的成分组成的钢水进行连续铸造而制成板坯，将连续铸造后的板坯在6h以内冷却至600℃，将冷却后的板坯再加热，在热轧开始温度：1150～1270℃、精轧的结束温度：850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下，作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至585℃以下，其后进行卷取，接着进行冷轧，接下来，实施连续退火，该连续退火是以3～30℃/s的平均加热速度加热至800℃～Ac3相变点的温度区域，在作为第1均热温度的800℃～Ac3相变点的温度区域保持30秒以上后，以1℃/s以上的第3平均冷却速度一次冷却至650℃以上的一次冷却结束温度，再从一次冷却结束温度以100～1000℃/s的第4平均冷却速度冷却至100℃以下，接下来在100～250℃的第2均热温度区域保持120～1800秒。

[0026] 根据本发明，通过控制钢板的成分组成和微观组织，能够稳定地得到拉伸强度为1450MPa以上的高强度、伸长率为10.5％以上、扩孔率为30％以上、在25℃的pH＝2的盐酸浸渍环境下100小时内不发生断裂这样的具有优异的伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性且材质均匀性优异的高强度冷轧钢板。对于TS，将板宽中心部的值与板宽1/8位置的值(板宽1/8位置与两端部对应有2个位置，是指其平均值)的差({(板宽中心部的特性值)－(板宽1/8位置的特性值)}的绝对值)设为ΔTS，本发明中，如果ΔTS≤40MPa，则材质均匀性优异。

具体实施方式

[0027] 首先，对本发明的高强度冷轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。应予说明，以下，成分的“％”表示是指质量％。

[0028] C：0.15～0.25％

[0029] C是对钢板的高强度化有效的元素，有助于本发明中的回火马氏体和残余奥氏体之类的作为铁素体以外的相的第2相形成，此外提高回火马氏体的硬度。C含量低于0.15％时，难以确保铁素体和回火马氏体的体积率。因此，使C含量为0.15％以上。优选C含量为0.16％以上。另一方面，如果超过0.25％地过度添加，则由于铁素体、回火马氏体的硬度差变大，所以扩孔性下降。因此，使C含量为0.25％以下。优选C含量为0.23％以下。

[0030] Si：1.2～2.2％

[0031] Si影响铁素体的固溶强化，有助于高强度化。为了得到该效果，Si含量需为1.2％以上。优选Si含量为1.4％以上。然而，由于Si的过度添加使化学转化处理性下降，所以使Si含量为2.2％以下。优选Si含量为2.0％以下。

[0032] Mn：1.7～2.5％

[0033] Mn是通过固溶强化和生成第2相而有助于高强度化的元素。为了得到该效果，Mn含量需为1.7％以上。优选Mn含量为1.9％以上。另一方面，Mn超过2.5％而过度含有时，马氏体的体积率过度，回火马氏体的硬度增加，扩孔性下降。此外，如果Mn含量超过2.5％，则氢侵入钢板内时，晶界的滑动限制增加，在晶粒间界容易发生裂缝，因此耐延迟断裂特性下降。进一步由于在板坯内偏析而使材质均匀性也下降。因此，使Mn含量为2.5％以下。优选Mn含量为2.3％以下。

[0034] P：0.05％以下

[0035] P通过固溶强化而有助于高强度化。但是，过度添加P时，向晶界的偏析明显而使晶界脆化，焊接性下降。由此，使P含量为0.05％以下。优选P含量为0.03％以下。

[0036] S：0.005％以下

[0037] S的含量多时，MnS等硫化物大量生成，使扩孔性、耐延迟断裂特性下降。因此，使S含量为0.005％以下。优选S含量为0.004％以下。特别是没有下限，但由于极低的S化使炼钢成本上升，所以优选使S含量为0.0005％以上。

[0038] Al：0.01～0.10％

[0039] Al是脱酸所需的元素，为了得到该效果，Al含量需为0.01％以上。另一方面，如果Al含量超过0.10％，则其效果饱和，因此使Al含量为0.10％以下。优选Al含量为0.05％以下。

[0040] N：0.006％以下

[0041] 由于N形成粗大的氮化物，使弯曲性、延伸凸缘性劣化，所以必须抑制其含量。如果N含量超过0.006％，则该趋势变得明显，所以使N含量为0.006％以下。优选N含量为0.005％以下。

[0042] Ti：0.003～0.030％

[0043] Ti是通过形成微细的碳氮化合物能够有助于强度上升的元素。此外为了使本发明中必需的元素B不与N反应，Ti也是必要的。不让B与N反应是由于在钢板中生成BN会使耐延迟断裂特性下降。为了发挥这样的效果，使Ti含量为0.003％以上。优选Ti含量为0.005％以上。另一方面，如果超过0.030％而大量地含有Ti，则伸长率明显下降。因此，使Ti含量为0.030％以下。优选Ti含量为0.025％以下。

[0044] B：0.0002～0.0050％

[0045] B是提高淬透性、通过生成第2相而有助于高强度化、能够在不使回火马氏体的硬度变硬的情况下确保淬透性的元素。此外B通过晶界强化对耐延迟断裂特性有效。另外，B在热轧时的精轧后的冷却时，对于珠光体的分散也有效果。为了得到这样的效果，使B含量为0.0002％以上。另一方面，由于B含量即便超过0.0050％其效果也达到饱和，所以使B含量为
0.0050％以下。优选B含量为0.0040％以下。

[0046] 另外，本发明中，在上述的成分的基础上，进一步根据下述的理由，可以分别或同时添加Nb：0.05％以下，V：0.01～0.30％，选自Cr：0.30％以下、Mo：0.30％以下中的一种以上，选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下中的一种以上，总计为0.0050％以下的Ca和/或REM。

[0047] Nb：0.05％以下

[0048] Nb通过形成微细的碳氮化合物能够有助于强度上升，因此具有与Ti同样的效果，可以根据需要添加。为了发挥这样的效果，优选使Nb含量为0.005％以上。另一方面，如果超过0.05％大量地添加Nb，则伸长率明显下降。因此，使Nb含量为0.05％以下。

[0049] V：0.01～0.30％

[0050] V与Nb同样地通过形成微细的碳氮化合物能够有助于强度上升。为了具有这样的作用，使V含量为0.01％以上。另一方面，即便超过0.30％而含有大量的V，超过0.30％的部分的强度上升效果也较小，而且还会导致合金成本的增加。因此，使V含量为0.30％以下。

[0051] Cr：0.30％以下

[0052] Cr是通过生成第2相而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥该效果，优选使Cr含量为0.10％以上。另一方面，如果Cr含量超过0.30％，则过度生成回火马氏体。因此，使Cr含量为0.30％以下。

[0053] Mo：0.30％以下

[0054] Mo是通过生成第2相而有助于高强度化、并且通过生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选使Mo含量为0.05％以上。另一方面，即便Mo超过0.30％而含有，效果也达到饱和，因此使Mo含量为0.30％以下。

[0055] Cu：0.50％以下

[0056] Cu与Mo同样地是通过生成第2相而有助于高强度化的元素，另外，是通过固溶强化而有助于高强度化的元素。Cu也进一步提高延迟断裂特性，因此可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选使Cu含量为0.05％以上。另一方面，即便Cu超过0.50％而含有，效果也达到饱和，另外容易产生Cu引起的表面缺陷。因此，使Cu含量为0.50％以下。

[0057] Ni：0.50％以下

[0058] Ni与Cu同样地也是通过生成第2相而有助于高强度化、通过固溶强化而有助于高强度化的元素，可以根据需要添加。为了发挥这些效果，优选使Ni含量为0.05％以上。另外，如果与Cu同时添加，则具有抑制Cu引起的表面缺陷的效果，因此Ni在添加Cu时是有效的。另一方面，即便超过0.50％而含有，效果也达到饱和，因此使Ni含量为0.50％以下。

[0059] Ca和/或REM总计为0.0050％以下

[0060] Ca和REM是使硫化物的形状球状化、有助于改善硫化物对扩孔性产生的不良影响的元素，可以根据需要添加。为了发挥该效果，优选总计含有0.0005％以上的Ca和/或REM。另一方面，如果Ca和/或REM的含量总计超过0.0050％，则其效果饱和。因此，Ca、REM在单独添加、复合添加的任一情况下，都使其含量的总计为0.0050％以下。

[0061] 上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如，可举出Sb、Sn、Zn、Co等，作为这些含量的允许范围，Sb:0.01％以下，Sn：0.05％以下，Zn：0.01％以下，Co：0.10％以下。另外，本发明中，即便在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，也不损害其效果。

[0062] 接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的微观组织进行详细说明。

[0063] 本发明的高强度冷轧钢板具有如下的微观组织，该微观组织具有以体积分数计为5～20％的平均晶体粒径为4μm以下的铁素体、以体积分数计为5％以下(包括0％)的残余奥氏体和以体积分数计为80～95％的回火马氏体，且铁素体的平均自由程为3.0～7.5μm。应予说明，以下，体积分数是相对于钢板整体的体积分数。

[0064] 以体积分数计为5～20％的平均晶体粒径为4μm以下的铁素体

[0065] 如果铁素体的体积分数超过20％，则由于冲裁时的空隙生成量增加，所以难以兼得强度和扩孔性。因此，使铁素体的体积分数为20％以下。优选铁素体的体积分数为17％以下，进一步优选为15％以下。另一方面，铁素体的体积分数低于5％时，伸长率劣化。因此，使铁素体的体积分数为5％以上。优选铁素体的体积分数为7％以上。另外，铁素体的平均晶体粒径超过4μm时，由于在扩孔时的冲裁端面生成的空隙在扩孔中容易连接，所以得不到良好的扩孔性。因此，使铁素体的平均晶体粒径为4μm以下。优选铁素体的平均晶体粒径为3μm以下。

[0066] 铁素体的平均自由程为3.0～7.5μm

[0067] 钢板组织中的铁素体的平均自由程低于3.0μm时，由于在冲裁时生成的空隙数增加，所以在扩孔中空隙容易连接，使扩孔性劣化，而且材质均匀性下降。因此，使铁素体的平均自由程为3.0μm以上。优选铁素体的平均自由程为3.2μm以上。另一方面，在铁素体的平均自由程超过7.5μm超的情况下，虽然冲裁时的空隙数少，但空隙面积增加，因此扩孔中的空隙容易连接，使扩孔性劣化。此外材质均匀性也下降。因此，使铁素体的平均自由程为7.5μm以下。优选铁素体的平均自由程为7.3μm以下。

[0068] 这里，铁素体的平均自由程是根据下述式(1)计算的值。

[0069]

[0070] 其中，式中的LM：平均自由程，dM：铁素体的平均晶体粒径(μm)，π：圆周率，f：铁素体的体积分数(＝铁素体的体积分数(％)÷100)。

[0071] 以体积分数计为5％以下(包括0％)的残余奥氏体

[0072] 如果残余奥氏体的体积分数超过5％，则扩孔性劣化。因此，使残余奥氏体的体积分数为5％以下。优选残余奥氏体的体积分数为3％以下，残余奥氏体的体积分数可以为0％。

[0073] 以体积分数计为80～95％的回火马氏体

[0074] 回火马氏体的体积分数低于80％时，难以确保1450MPa以上的拉伸强度，而且扩孔时空隙容易连接而导致扩孔性下降。为了确保1450MPa以上的拉伸强度，确保优异的扩孔性，使回火马氏体的体积分数为80％以上。优选回火马氏体的体积分数为85％以上。另一方面，如果回火马氏体的体积分数超过95％，则得不到对于确保伸长率而言充分的铁素体。因此，使回火马氏体的体积分数为95％以下。优选回火马氏体的体积分数为92％以下。应予说明，回火马氏体是指将以连续退火时的第4平均冷却速度冷却至100℃以下时生成的马氏体在第2均热温度区域回火而得的马氏体。

[0075] 另外，在本发明的微观组织中，除上述的铁素体、回火马氏体、残余奥氏体以外，有时生成贝氏体、珠光体等，只要满足上述的铁素体、残余奥氏体和回火马氏体的体积分数、铁素体的平均晶体粒径和平均自由程，就能够实现本发明的目的。但是，珠光体、贝氏体等上述的铁素体、残余奥氏体和回火马氏体以外的组织的体积分数总计优选为5％以下。

[0076] 接下来对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。

[0077] 本发明的高强度冷轧钢板可以通过实施如下工序而制造，即，对具有适合上述的成分组成范围的成分组成的钢水进行连续铸造而制成板坯，将连续铸造后的板坯在6h以内冷却至600℃，将冷却后的板坯再加热，在热轧开始温度：1150～1270℃、精轧的结束温度：850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下，作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至585℃以下，其后进行卷取，接着进行冷轧，接下来，实施连续退火，该连续退火是以3～
30℃/s的平均加热速度加热至800℃～Ac3相变点的温度区域，在作为第1均热温度的800℃～Ac3相变点的温度区域保持30秒以上后，以1℃/s以上的第3平均冷却速度一次冷却至650℃以上的一次冷却结束温度，从一次冷却结束温度以100～1000℃/s的第4平均冷却速度冷却至100℃以下，接下来在100～250℃的第2均热温度区域保持120～1800秒。

[0078] 如上所述，本发明的高强度冷轧钢板可以通过对钢坯依次实施进行热轧、冷却、卷绕的热轧工序，进行冷轧的冷轧工序和进行连续退火的退火工序来制造。以下，对各制造条件进行详细说明。

[0079] 本发明中，首先板坯通过连续铸造法被铸造。这是由于连续铸造法与铸模铸造法等其它的铸造法相比较生产效率高。这里，连续铸造机优选为垂直弯曲型。这是由于垂直弯曲型使设备成本和表面品质的平衡优异，且显著发挥表面龟裂的抑制效果。经过该连续铸造制成板坯后，在6h(6小时)以内冷却至600℃。连续铸造后，如果冷却至600℃的时间超过6h，则Mn等的偏析明显，且晶粒粗大化，因此特别是铁素体的平均自由程增大，使材质均匀性劣化。因此，连续铸造后的钢坯的冷却设定成在6h以内冷却至600℃。优选在5h以内冷却至600℃，进一步优选在4h以内冷却至600℃。应予说明，只要冷却至600℃，则其后，可以在冷却至室温后再加热而实施热轧，也可以不冷却至室温而直接、即将温片直接再加热而实施热轧。

[0080] [热轧工序]

[0081] 热轧开始温度：1150～1270℃

[0082] 如果热轧开始温度低于1150℃，则轧制负荷增大，生产率下降。因此，使热轧开始温度为1150℃以上。另一方面，热轧开始温度高于1270℃时，加热成本增大。因此，使热轧开始温度为1270℃以下。

[0083] 精轧的结束温度：850～950℃

[0084] 热轧通过使钢板内的组织均匀化、减少材质的各向异性而提高退火后的伸长率和扩孔性，因此需要在奥氏体单相区域结束。因此，使热轧的精轧的结束温度为850℃以上。另一方面，如果精轧的结束温度超过950℃，则热轧钢板的组织变得粗大，退火后的特性下降。因此，使精轧的结束温度为950℃以下。

[0085] 热轧后的冷却条件：在热轧结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下，作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至585℃以下。

[0086] 热轧结束后，抑制铁素体相变，在贝氏体相变的同时快速冷却至使珠光体微细分散的温度区域，控制热轧钢板的钢板组织。通过这样控制热轧钢板的组织，具有使热轧钢板的组织均质化，在最终的钢板组织中主要使铁素体微细分散化的效果。因此，精轧后，即热轧后，在热轧结束后1秒以内开始冷却，作为1次冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下。第1平均冷却速度低于80℃/s时铁素体相变量增加，因此热轧钢板的钢板组织变得不均质，退火后的扩孔性和材质均匀性下降。因此，使第1平均冷却速度为80℃/s以上。另外，1次冷却中的冷却的终点温度(1次冷却的冷却停止温度)超过650℃时珠光体过量，且粗大地生成，使热轧钢板的钢板组织变得不均质，退火后的扩孔性和材质均匀性下降。因此，精轧后的1次冷却是以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下。1次冷却的冷却停止温度优选为600℃以上。应予说明，这里，第1平均冷却速度是指从热轧结束到1次冷却的冷却停止温度为止的平均冷却速度。

[0087] 在上述的1次冷却后，接下来作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至585℃以下。在作为2次冷却的平均冷却速度的第2平均冷却速度低于5℃/s或超过585℃的冷却中，热轧钢板的钢板组织中铁素体或珠光体过量，且粗大地生成，退火后的扩孔性和材质均匀性下降。因此，作为2次冷却，以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至585℃以下。2次冷却的平均冷却速度优选为40℃/s以下。应予说明，这里，第2平均冷却速度是指从1次冷却的冷却停止温度到卷取温度为止的平均冷却速度。

[0088] 卷取温度：585℃以下

[0089] 如上所述，1次冷却后，将以5℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至585℃以下作为2次冷却，其后进行卷取。即，使卷取温度为585℃以下。卷取温度超过585℃时，铁素体和珠光体过度生成。因此，使卷取温度为585℃以下。优选卷取温度为570℃以下。卷取温度的下限没有特别规定，但如果卷取温度过低，则硬质的马氏体过度生成，使冷轧负荷增大，因此卷取温度优选为300℃以上。

[0090] 在上述的热轧工序后，优选实施将得到的热轧钢板酸洗的酸性工序，除去热轧板表层的氧化皮。酸洗工序没有特别限定，可以根据常规方法实施。

[0091] [冷轧工序]

[0092] 对热轧工序中得到的热轧钢板、优选实施过酸洗的热轧钢板进行轧制为规定板厚而制成冷轧板的冷轧工序。冷轧的条件没有特别限定，可以按照常规方法实施。

[0093] [退火工序]

[0094] 退火工序是为了进行再结晶和在钢板组织中形成回火马氏体获得高强度而实施的。因此，退火工序实施连续退火，即，以3～30℃/s的平均加热速度加热至800℃～Ac3相变点的温度区域，在作为第1均热温度的800℃～Ac3相变点的温度区域保持30秒以上后，以1℃/s以上的第3平均冷却速度一次冷却至650℃以上的温度区域，从一次冷却结束温度以100～1000℃/s的第4平均冷却速度冷却至100℃以下，接下来在100～250℃的第2均热温度区域保持120～1800秒。

[0095] 平均加热速度：3～30℃/s

[0096] 通过使由退火的升温过程中的再结晶而生成的铁素体、奥氏体的核生成的速度比再结晶的晶粒生长速度快，能够使再结晶晶粒微细化。为了得到这样的效果，控制连续退火中的加热速度是重要的。平均加热速度低于3℃/s时，铁素体粒粗大化而得不到规定的平均粒径。因此，使平均加热速度为3℃/s以上。优选平均加热速度为5℃/s以上。另一方面，如果平均加热速度超过30℃/s而进行快速加热，则再结晶难以进行。因此，使平均加热速度为30℃/s以下。

[0097] 第1均热温度：800℃～Ac3相变点

[0098] 第1均热温度是在作为铁素体和奥氏体这2相区域的温度区域均热。第1均热温度低于800℃时，由于退火中的奥氏体的体积分数少，所以无法得到回火马氏体的体积分数。因此，使第1均热温度为800℃以上。优选第1均热温度为820℃以上。另一方面，如果第1均热温度超过Ac3相变点，则得不到伸长率所需的铁素体的体积分数，而且晶粒粗大化。因此，使第1均热温度为Ac3相变点以下。

[0099] 应予说明，本发明中Ac3相变点(℃)由下述式(2)求得。

[0100] Ac3＝910－203×[C]0.5+44.7×[Si]－30×[Mn]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]+104×[V]+31.5×[Mo]－11×[Cr]－20×[Cu]－15.2×[Ni]···(2)

[0101] 这里，[M]表示元素M的含量(质量％)。

[0102] 在第1均热温度的保持时间：30秒以上

[0103] 为了在上述的第1均热温度下进行再结晶以及使部分奥氏体相变，在第1均热温度的保持时间(第1保持时间)需为30秒以上。优选第1保持时间为100秒以上。第1保持时间的上限没有特别限定，优选为600秒以下。

[0104] 从第1均热温度到650℃以上的一次冷却结束温度以1℃/s以上的第3平均冷却速度进行一次冷却

[0105] 为了得到所需的铁素体和回火马氏体的体积分数，从第1均热温度到650℃以上的温度区域以1℃/s以上的平均冷却速度(第3平均冷却速度)进行一次冷却(退火工序中的第一次冷却)。一次冷却的终点温度(一次冷却结束温度)低于650℃、或作为该一次冷却的平均冷却速度的第3平均冷却速度低于1℃/s时，由于铁素体的体积分数增加，珠光体过度生成，所以得不到所需的体积分数。因此使一次冷却结束温度为650℃以上，使第3平均冷却速度为1℃/s以上。优选一次冷却结束温度为740℃以下。另外，为了确保铁素体的体积分数，优选第3平均冷却速度为20℃/s以下。

[0106] 以100～1000℃/s的第4平均冷却速度从一次冷却结束温度冷却至100℃以下[0107] 接着上述一次冷却，以100～1000℃/s的平均冷却速度(第4平均冷却速度)二次冷却(退火工序中的第二次冷却)至100℃以下。为了抑制珠光体相变、贝氏体相变，从一次冷却后到100℃以下的温度区域需要以100～1000℃/s的平均冷却速度进行冷却。从一次冷却结束温度到100℃以下的平均冷却速度低于100℃/s时，由于贝氏体和残余奥氏体过度生成，所以得不到所需的体积分数。因此，使第4平均冷却速度为100℃/s以上。另一方面，如果二次冷却中的平均冷却速度超过1000℃/s，则可能产生冷却导致的钢板的收缩裂纹。因此，使第4平均冷却速度为1000℃/s以下。应予说明，作为二次冷却，优选进行水淬。

[0108] 在100～250℃的第2均热温度区域保持120～1800秒

[0109] 本发明中，在第2均热温度区域的保持处理相当于回火处理。该回火处理是为了使马氏体相软质化来提高加工性而进行的。即，在上述的二次冷却后，为了将马氏体相回火，在100～250℃的温度区域保持120～1800秒。回火温度低于100℃时，马氏体相的软质化不充分，无法期待加工性的提高效果。因此，使第2均热温度区域为100℃以上。优选第2均热温度区域为120℃以上。另一方面，如果回火温度超过250℃，则不仅使再加热的成本增加，还会导致明显的强度下降，无法得到所需的效果。因此，使第2均热温度区域为250℃以下。优选第2均热温度区域为230℃以下。另外，如果作为回火时间的在第2均热温度区域的保持时间少于120秒，则由于在第2均热温度区域的马氏体软质化没有充分发生，所以无法期待加工性的提高效果。因此，使在第2均热温度区域的保持时间为120秒以上。优选该保持时间为200秒以上。另一方面，如果该保持时间超过1800秒，则马氏体的软质化过度进行导致强度明显下降，而且由于再加热时间的增加导致制造成本的增加。因此，使在第2均热温度区域的保持时间为1800秒以下。优选该保持时间为1500秒以下。应予说明，在100～250℃的第2均热温度区域保持后的冷却手法和速度没有限定。

[0110] 另外，在连续退火后可以实施调质轧制。伸长率的优选范围为0.1％～2.0％。应予说明，只要为本发明的范围内，则在退火工序中可以实施热浸镀锌而制成热浸镀锌钢板，另外，在热浸镀锌后可以实施合金化处理而制成合金化热浸镀锌钢板。此外可以对本冷轧钢板进行电镀而制成电镀钢板。

[0111] 实施例1

[0112] 以下，对本发明的实施例进行说明。但是，本发明当然不受下述实施例限制，也可以在适合本发明的主旨的范围加入适当的变更来实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

[0113] 将具有表1所示的成分组成(化学成分)且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢用转炉熔炼，用连续铸造法制成板坯，用表2所示的冷却时间进行冷却至600℃后，冷却至室温。其后，将得到的板坯再加热，在热轧开始温度为1250℃、精轧结束温度(FDT)为表2所示的条件下进行热轧，以表2中所示的第1平均冷却速度(冷速1)冷却至第1冷却温度后，以第2平均冷却速度(冷速2)冷却，在卷取温度(CT)下制成卷取热轧钢板。接下来，对得到的热轧钢板进行酸洗后，实施冷轧，制得冷轧板。其后，实施连续退火，即，以表2所示的平均加热速度加热，在表2所示的第1均热温度保持表2所示的保持时间(第1保持时间)后，以表2所示的第3平均冷却速度(冷速3)冷却至一次冷却结束温度，接下来以表2所示的第4平均冷却速度(冷速4)冷却至二次冷却温度，其后，加热至表2所示的回火温度，保持表2所示的回火时间，冷却至室温。

[0114] 对如此制造的冷轧钢板如下进行特性评价。将结果示于表3。

[0115] [钢板的微观组织]

[0116] 钢板的铁素体、回火马氏体的体积分数是通过如下方式求出的，所述方式是对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，用3％硝酸酒精腐蚀，使用SEM(扫描式电子显微镜)在2000倍的倍率下观察，使用Media Cybernetics公司的Image－Pro求出。具体而言，利用点计数法(基于ASTM E562－83(1988))测定面积率，将其面积率作为体积分数。铁素体的平均晶体粒径是通过使用上述的Image－Pro，利用钢板组织照片预先获取识别各铁素体晶粒的照片而计算各晶粒的面积，进而计算其当量圆直径，将它们的值平均而求出的。

[0117] 残余奥氏体的体积分数是将钢板研磨至板厚方向的1/4面，根据该板厚1/4面的衍射X射线强度求出的。将Mo的Kα射线作为射线源，在加速电压50keV下，利用X射线衍射法(装置：Rigaku公司制RINT 2200)，测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面以及奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，使用这些测定值，根据“X射线衍射手册”(2000年)理学电机株式会社，p.26、62－64中记载的计算式求出残余奥氏体的体积分数。

[0118] 铁素体的平均自由程是使用上述的Image－Pro，求出铁素体的重心，在没有太大的偏差而均匀分散的前提下根据下述式(1)计算的。

[0119]

[0120] 其中，式中的LM：平均自由程，dM：铁素体的平均晶体粒径(μm)，π：圆周率，f：铁素体的体积分数(＝铁素体的体积分数(％)÷100)。

[0121] [拉伸特性]

[0122] 从得到的冷轧钢板的板宽中心部和距两个宽边分别为1/8宽度的位置(总宽度的1/8位置)，以拉伸方向与轧制方向平行的方式采集JIS5号试件，基于JIS Z2241(2010年)进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)。对于这样测定的TS、EL，求出板宽中心部和
1/8宽度的位置(距两端部分别为总宽度的1/8位置)这3个位置的平均值，将这些值作为制得的冷轧钢板的TS、EL，示于表3。

[0123] 另外，对于如上所述测定的TS，将板宽中心部的值与板宽1/8位置的值(板宽1/8位置与两端部对应有2个位置，是指其平均值)的差({(板宽中心部的特性值)－(板宽1/8位置的特性值)}的绝对值)分别算作ΔTS。本发明中，从材质均匀性的观点考虑，将ΔTS≤40MPa的情况判定为良好。

[0124] [扩孔性(延伸凸缘性)]

[0125] 关于扩孔性，基于日本钢铁联盟标准(JFS T1001(1996))，进行扩孔试验测定扩孔率(λ)，扩孔试验是以间隔(クリアランス)：板厚的12.5％冲裁出10mmφ的孔，以毛边(かえり)朝向模侧的方式安装于试验机后，用60°的圆锥形冲头进行成型。将λ(％)具有30％以上的钢板评价为具有良好扩孔性(延伸凸缘性)的钢板。

[0126] [耐延迟断裂特性]

[0127] 使用以得到的冷轧钢板的轧制方向为长边剪切成30mm×100mm并对端面进行研削加工而得的试件，用前端的曲率半径为10mm的冲头对试件实施180°弯曲加工。用螺钉以内侧间隔成为20mm的方式扣紧实施该弯曲加工的试件产生的回弹，对试件负荷应力之后，在25℃浸渍于pH＝2的盐酸，测定产生断裂的时间，最长测定到100小时。将100小时以内试件没有产生裂缝的情况评价为耐延迟断裂特性良好(○)，将试件产生裂缝的情况评价为耐延迟断裂特性差(×)。

[0128] 根据表3所示的结果，判断本发明例在具有1450MPa以上的拉伸强度、10.5％以上的总伸长率和30％以上的扩孔率这样良好的加工性的基础上，耐延迟断裂特性和材质均匀性优异。另一方面，比较例中，钢板组织不满足本发明范围，其结果，拉伸强度、伸长率、扩孔率、耐延迟断裂特性、材质均匀性中至少1个特性差。

[0129] [表1]

[0130]

[0131] [表2]

[0132]

[0133] [表3]

[0134]