CN103797135A - 冷轧钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及延性、加工硬化性和拉伸凸缘性优异的高张力冷轧钢板的制造方法，其包括对具有按质量%计含有C：超过0.020%且低于0.30%、Si：超过0.10%且3.00%以下、Mn：超过1.00%且3.50%以下的化学组成的板坯实施最后一道的压下量超过15%且在Ar3点以上的温度范围结束轧制的热轧，在轧制结束后0.4秒钟以内冷却到780℃以下的温度范围，在超过400℃的温度范围进行卷取、或者低于400℃下进行卷取后在300℃以上实施热轧板退火，对所得热轧钢板或热轧退火钢板实施冷轧，接着在（Ac3点-40℃）以上的温度范围实施均热处理后，实施冷却到500℃以下且300℃以上的温度范围并在该温度范围保持30秒钟以上的退火。

Description

冷轧钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及冷轧钢板的制造方法。更具体地涉及通过压制加工等成型为各种形状后利用的冷轧钢板，尤其是延性、加工硬化性和拉伸凸缘性优异的高张力冷轧钢板的制造方法。
背景技术
在产业技术领域高度细分的今天，对在各技术领域中使用的材料要求有特殊且高度的性能。例如，对于通过压制成型加工后使用的冷轧钢板，随着压制形状的多样化，也需要更优异的成型性。另外，要求有高强度，研究了高张力冷轧钢板的应用。尤其是对于汽车用钢板，从对地球环境的考虑出发，为了将车身轻量化而提高燃料消耗效率，对薄壁高成型性的高张力冷轧钢板的需求显著增高。在压制成型中，所使用的钢板的厚度越薄，越容易发生裂纹、皱褶，因此需要延性、拉伸凸缘性更优异的钢板。然而，这种压制成型性与钢板的高强度化是背反的特性，难以同时满足这些特性。
迄今为止，作为改善高张力冷轧钢板的压制成型性的方法，提出了许多有关显微组织的微细粒化的技术。例如专利文献1中公开了热轧工序中在Ar3点附近的温度范围进行总压下率80%以上的轧制的极微细粒高强度热轧钢板的制造方法；专利文献2中公开了热轧工序中连续进行压下率40%以上的轧制的超细粒铁素体钢的制造方法。
通过这些技术，热轧钢板的强度与延性的平衡得到提高，但上述专利文献中对于将冷轧钢板微细粒化而改善压制成型性的方法没有任何记载。根据本发明人等的研究，以通过大压下量轧制而获得的细粒热轧钢板作为母材，进行冷轧和退火时，晶粒容易粗大化，难以获得压制成型性优异的冷轧钢板。尤其是需要在Ac1点以上的高温范围进行退火的、金相组织中包含低温相变生成相、残留奥氏体的复合组织冷轧钢板的制造中，退火时的晶粒的粗大化是显著的，不能享受到延性优异这一复合组织冷轧钢板的优点。
专利文献3中公开了热轧工序中采用5台以上的轧压机进行动态再结晶区下的压下的具有超微细粒的热轧钢板的制造方法。然而，需要极力减少热轧时的温度降低，采用普通的热轧设备难以实施。另外，虽然示出了热轧后进行冷轧和退火的例子，但拉伸强度与扩孔性的平衡差、压制成型性不充分。
关于具有微细组织的冷轧钢板，专利文献4中公开了使平均晶体粒径5μm以下的残留奥氏体分散在平均晶体粒径10μm以下的铁素体中的耐撞击安全性和成型性优异的汽车用高强度冷轧钢板。金相组织中包含残留奥氏体的钢板由于奥氏体在加工中发生马氏体化所产生的相变诱发塑性（TRIP）而显现了很大的伸长率，但硬质的马氏体的生成使扩孔性受损。关于专利文献4中公开的冷轧钢板，通过将铁素体和残留奥氏体微细化，使延性和扩孔性提高，但扩孔比至多1.5，难以称得上具有充分的压制成型性。另外，为了提高加工硬化指数、改善耐撞击安全性，需要使主相为软质的铁素体相，难以获得高拉伸强度。
专利文献5中公开了使由残留奥氏体和/或马氏体构成的第二相微细地分散在晶粒内的、伸长率和拉伸凸缘性优异的高强度钢板。然而，为了使第二相微细化至纳米级并分散在晶粒内，需要大量含有Cu、Ni等昂贵元素且在高温下进行长时间的熔体化处理，制造成本的上升、生产率的下降显著。
专利文献6中公开了使残留奥氏体和低温相变生成相分散在平均晶体粒径10μm以下的铁素体和回火马氏体中的延性、拉伸凸缘性和耐疲劳特性优异的高张力熔融镀锌钢板。回火马氏体对于提高拉伸凸缘性和耐疲劳特性来说是有效的相，将退火马氏体细粒化时，使这些特性进一步提高。然而，为了获得包含回火马氏体和残留奥氏体的金相组织，需要用于生成马氏体的一次退火和用于将马氏体回火而进一步获得残留奥氏体的二次退火，生产率大幅受损。
专利文献7中公开了微细铁素体中分散有残留奥氏体的冷轧钢板的制造方法，该方法在热轧之后立即骤冷至720℃以下，在600～720℃的温度范围保持2秒钟以上，对所得热轧钢板实施冷轧和退火。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭58-123823号公报
专利文献2：日本特开昭59-229413号公报
专利文献3：日本特开平11-152544号公报
专利文献4：日本特开平11-61326号公报
专利文献5：日本特开2005-179703号公报
专利文献6：日本特开2001-192768号公报
专利文献7：国际公开第2007/15541号小册子
发明内容
上述专利文献7中公开的技术在下述方面是优异的，热轧结束后不释放奥氏体中蓄积的加工应变，以加工应变作为驱动力使发生铁素体相变，从而形成微细粒组织，获得加工性和热稳定性提高的冷轧钢板。
然而，由于近年来的进一步高性能化的需求，正在寻找同时具有高强度、良好的延性、良好的加工硬化性和良好的拉伸凸缘性的冷轧钢板。
本发明是针对这种要求而做出的。具体而言，本发明的课题是提供具有优异的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性的拉伸强度为780MPa以上的高张力冷轧钢板的制造方法。
本发明人等针对化学组成和制造条件对高张力冷轧钢板的机械特性的影响进行了详细调查。需要说明的是，本说明书中，表示钢的化学组成中的各元素的含量的“%”全部是指质量%。
一系列供试钢具有按质量%计含有C：超过0.020%且低于0.30%、Si：超过0.10%且3.00%以下、Mn：超过1.00%且3.50%以下、P：0.10%以下、S：0.010%以下、sol.Al：2.00%以下、N：0.010%以下的化学组成。
将具有这种化学组成的板坯加热至1200℃之后，在Ar3点以上的温度范围以各种压下模式热轧至板厚2.0mm，热轧之后以各种冷却条件冷却到780℃以下的温度范围，空冷5～10秒钟之后，以90℃/s以下的冷却速度冷却到各种温度，以该冷却温度作为卷取温度，装入到保持在相同温度的电热炉中，保持30分钟后以20℃/h的冷却速度进行炉中冷却，模拟卷取后的缓慢冷却。将这样获得的部分热轧钢板加热至各种温度后冷却，得到热轧退火钢板。将该热轧钢板或热轧退火钢板酸洗，以50%的轧制率冷轧至板厚1.0mm。使用连续退火模拟实验机将所得冷轧钢板加热至各种温度，保持95秒钟之后冷却，获得退火钢板。
从热轧钢板、热轧退火钢板和退火钢板中采集组织观察用试验片，使用光学显微镜和带有电子背散射图案分析装置（EBSP）的扫描电子显微镜（SEM）在距钢板表面的板厚1/4深度位置处观察金相组织，同时使用X射线衍射装置（XRD）在距退火钢板的钢板表面的1/4深度位置处测定残留奥氏体的体积分数。另外，沿着与轧制方向正交的方向从退火钢板中采集拉伸试验片，进行拉伸试验，根据总伸长率评价延性，根据应变范围为5～10%的加工硬化指数（n值）来评价加工硬化性。此外，从退火钢板中采集100mm见方的扩孔试验片，进行扩孔试验，评价拉伸凸缘性。扩孔试验中，以孔隙率12.5%地开设直径10mm的冲孔，用顶角60°的圆锥形冲头扩展冲孔，测定产生贯通板厚的裂纹时的扩大率（扩孔率）。
这些预备试验的结果获得了如下（A）～（I）所述的认识。
（A）对于历经热轧之后立即通过水冷进行骤冷的所谓立即骤冷工艺而制造的热轧钢板、具体而言对于在自热轧结束起0.40秒钟以内骤冷到780℃以下的温度范围而制造的热轧钢板进行冷轧及退火时，随着退火温度的上升，退火钢板的延性和拉伸凸缘性提高，但退火温度过高时，存在奥氏体晶粒粗大化、退火钢板的延性和拉伸凸缘性急剧劣化的情况。
（B）通过控制热轧条件，将热轧钢板或该热轧钢板退火获得的热轧退火钢板（在本发明中，将实施了热轧板退火的热轧钢板称为“热轧退火钢板”）中的具有bcc结构的晶粒和具有bct结构的晶粒（以下将这些晶粒统称为“bcc晶粒”）微细化，能够抑制冷轧后在高温下进行退火时有可能发生的奥氏体晶粒的粗大化。其原因是不明确的，但推断这是因为，bcc晶粒的晶界作为冷轧后的退火时相变产生的奥氏体的成核位点发挥作用，因此通过将bcc晶粒微细化，成核频率升高，即使退火温度高，奥氏体晶粒的粗大化也被抑制。
（C）在热轧钢板或热轧退火钢板中铁碳化物微细地析出时，能够抑制冷轧后在高温下进行退火时有可能发生的奥氏体晶粒的粗大化。其原因是不明确的，但推断这是由于：(a)铁碳化物在冷轧后的退火中作为向奥氏体逆相变的成核位点发挥作用，因此铁碳化物析出得越微细，成核频率越高，奥氏体越细粒化；(b)未固溶的铁碳化物抑制奥氏体的晶粒生长，因此奥氏体细粒化。
（D）使热轧的最终压下量上升时，能够抑制冷轧后高温下的退火中有可能发生的奥氏体晶粒的粗大化。其原因是不明确的，但推断这是因为：(a)最终压下量越大，热轧钢板或热轧退火钢板中的bcc晶粒越微细化；(b)最终压下量越大，铁碳化物越微细化，其数密度增加。
（E）在立即骤冷后的卷取工序中，使卷取温度升高至超过400℃时，能够抑制冷轧后在高温下进行退火时有可能发生的奥氏体晶粒的粗大化。其原因是不明确的，但推断这是因为：通过立即骤冷，热轧钢板细粒化，因此随着卷取温度的升高，热轧钢板中的铁碳化物的析出量显著增加。
（F）对于立即骤冷后的卷取工序中使卷取温度为低于400℃的低温而制造的热轧钢板实施加热至300℃以上的温度范围的热轧板退火，也能够抑制冷轧后在高温下进行退火时有可能发生的奥氏体晶粒的粗大化。其原因是不明确的，但推断这是因为，通过立即骤冷，热轧钢板的金相组织中低温相变生成相微细化，因此将热轧钢板退火时，铁碳化物在低温相变生成相中微细地析出。
（G）钢中的Si含量越多，防止奥氏体晶粒的粗大化的效果越强。其原因是不明确的，但推断这是因为随着Si含量的增加，铁碳化物微细化，其数密度增加。
（H）抑制奥氏体晶粒的粗大化的同时在高温下均热、冷却时，获得了以微细的低温相变生成相作为主相、第二相中包含微细的残留奥氏体、粗大的奥氏体晶粒少的金相组织。
图1所示为退火钢板中残留奥氏体的粒径分布的调查结果图，该退火钢板如下获得：通过按板厚减少率计最终压下量为42%、轧制结束温度为900℃、骤冷停止温度为660℃、从轧制结束到骤冷停止的时间为0.16秒的立即骤冷来进行热轧，将卷取温度设定为520℃，对热轧钢板进行冷轧，在均热温度850℃下进行退火而获得。图2所示为退火钢板中残留奥氏体的粒径分布的调查结果图，所述退火钢板是采用常法对具有相同化学组成的板坯进行热轧、冷轧、退火但未进行立即骤冷而获得的。从图1与图2的比较可知，经过适当的立即骤冷工艺所制造的退火钢板（图1）中，粗大的残留奥氏体晶粒的生成被抑制，残留奥氏体微细地分散。
（I）具有这种金相组织的冷轧钢板是高强度的，同时显示了良好的延性、良好的加工硬化性和良好的拉伸凸缘性。
从以上的结果判明，对于含有一定量以上Si的钢进行提高最终压下率地热轧，然后立即骤冷，高温下卷取为卷状或者低温下卷取为卷状之后进行热轧板退火，由此获得具有微细金相组织的热轧钢板或热轧退火钢板，对它们进行冷轧，高温下将所得冷轧钢板退火之后冷却，从而可以具有下述金相组织的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性优异的冷轧钢板，所述金相组织的主相为低温相变生成相、第二相中包含微细的残留奥氏体、粗大的奥氏体晶粒少。
一方面，本发明是冷轧钢板的制造方法（第一技术方案），该冷轧钢板具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织，所述制造方法的特征在于包括下述工序（A）和（B）：
（A）冷轧工序，对热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板，所述热轧钢板具有按质量%计C：超过0.020%且低于0.30%、Si：超过0.10%且3.00%以下、Mn：超过1.00%且3.50%以下、P：0.10%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0%以上且2.00%以下、N：0.010%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1.0%以下、Mo：0%以上且0.50%以下、B：0%以上且0.010%以下、Ca：0%以上且0.010%以下、Mg：0%以上且0.010%以下、REM：0%以上且0.050%以下、Bi：0%以上且0.050%以下、以及余量由Fe和杂质构成的化学组成，并且被取向差15°以上的晶界包围的具有bcc结构的晶粒和具有bct结构的晶粒的平均粒径为6.0μm以下；以及
（B）退火工序，在（Ac3点-40℃）以上的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却到500℃以下且300℃以上的温度范围，在该温度范围保持30秒钟以上。
上述热轧钢板优选是其金相组织中存在的铁碳化物的平均数密度为1.0×10-1个/μm2以上的钢板。
根据另一方面，本发明是冷轧钢板的制造方法（第二技术方案），该冷轧钢板具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织，所述制造方法的特征在于包括下述工序（C）～（E）：
（C）热轧工序，对具有上述化学组成的板坯实施最后一道的压下量超过15%、在Ar3点以上的温度范围结束轧制的热轧，形成热轧钢板，在上述轧制结束后0.40秒钟以内将上述热轧钢板冷却到780℃以下的温度范围，在超过400℃的温度范围进行卷取；
（D）冷轧工序，对由上述工序（C）获得的热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板；
（E）退火工序，在（Ac3点-40℃）以上的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却至500℃以下且300℃以上的温度范围，在该温度范围保持30秒钟以上。
此外，根据另一方面，本发明是冷轧钢板的制造方法（第三技术方案），该冷轧钢板具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织，所述制造方法的特征在于包括下述工序（F）～（I）：
（F）热轧工序，对具有上述化学组成的板坯实施在Ar3点以上的温度范围结束轧制的热轧，形成热轧钢板，在上述轧制结束后0.40秒钟以内将上述热轧钢板冷却到780℃以下的温度范围，在低于400℃的温度范围进行卷取；
（G）热轧板退火工序，对由上述工序（F）获得的热轧钢板实施加热至300℃以上的温度范围的热轧板退火，制成热轧退火钢板；
（H）冷轧工序，对上述热轧退火钢板实施冷轧而制成冷轧钢板；以及
（I）退火工序，在（Ac3点-40℃）以上的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却至500℃以下且300℃以上的温度范围，在该温度范围保持30秒钟以上。
在上述冷轧钢板的金相组织中，优选的是第二相包含残留奥氏体和多边形铁素体。
在上述冷轧工序（A）、（D）或（H）中，优选以超过50%的总压下率实施上述冷轧。
在上述退火工序（B）、（E）或（I）中，优选的是，在（Ac3点-40℃）以上且低于（Ac3点+50℃）的温度范围实施上述均热处理、和/或在上述均热处理后以低于10.0℃/s的冷却速度冷却50℃以上。
在优选实施方式中，上述化学组成进一步含有下述元素（%均为质量%）中的至少一种：
选自由Ti：0.005%以上且低于0.050%、Nb：0.005%以上且低于0.050%和V：0.010%以上且0.50%以下组成的组中的一种或两种以上；和/或
选自由Cr：0.20%以上且1.0%以下、Mo：0.05%以上且0.50%以下和B：0.0010%以上且0.010%以下组成的组中的一种或两种以上；和/或
选自由Ca：0.0005%以上且0.010%以下、Mg：0.0005%以上且0.010%以下、REM：0.0005%以上且0.050%以下和Bi：0.0010%以上且0.050%以下组成的组中的一种或两种以上。
根据本发明，可制造具有能够适应压制成型等加工的充分的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性的高张力冷轧钢板。因此，本发明通过使汽车车身轻量化而能够有助于解决地球环境问题等，对产业发展的贡献很大。
附图说明
图1所示为经由立即骤冷工艺制造的退火钢板中残留奥氏体的粒径分布图。
图2所示为不经由立即骤冷工艺而制造的退火钢板中残留奥氏体的粒径分布图。
具体实施方式
以下详细描述由本发明的方法制造的高张力冷轧钢板中的金相组织、化学组成以及能够有效、稳定且经济地制造该钢板的本发明方法中的轧制、退火条件等。
1.金相组织
本发明的冷轧钢板具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织。这是因为适合在保持拉伸强度的同时提高延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。主相为并非低温相变生成相的多边形铁素体时，难以确保拉伸强度和拉伸凸缘性。
主相是指体积分数最大的相或组织，第二相是指主相以外的相和组织。低温相变生成相是指马氏体、贝氏体等通过低温相变而生成的相和组织。作为这些以外的低温相变生成相，可例示出贝氏体铁素体、回火马氏体。贝氏体铁素体在呈现板条状或板状的形态方面和位错密度高的方面与多边形铁素体相区别，在内部和界面处不存在铁碳化物的方面与贝氏体相区别。该低温相变生成相可以包含两种以上的相和组织，例如包含马氏体和贝氏体铁素体。低温相变生成相包含两种以上的相和组织时，将这些相和组织的总体积分数作为低温相变生成相的体积分数。
为了提高延性，残留奥氏体相对于全部组织的体积分数优选超过4.0%。该体积分数进一步优选超过6.0%，特别优选超过9.0%，最优选超过12.0%。另一方面，残留奥氏体的体积分数过剩时，拉伸凸缘性劣化。因此，残留奥氏体的体积分数优选低于25.0%。进一步优选低于18.0%，特别优选低于16.0%，最优选低于14.0%。
在具有低温相变生成相为主相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织的冷轧钢板中，将残留奥氏体细粒化时，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性显著提高，因此优选将残留奥氏体的平均粒径设定为小于0.80μm。进一步优选将该平均粒径设定为小于0.70μm，特别优选设定为小于0.60μm。对残留奥氏体的平均粒径的下限没有特别限制，但为了微细化至0.15μm以下，需要显著提高热轧的最终压下量，制造负担显著增高。因此，残留奥氏体的平均粒径的下限优选设定为超过0.15μm。
在具有低温相变生成相为主相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织的冷轧钢板中，即使残留奥氏体的平均粒径小，而粗大的残留奥氏体晶粒大量存在时，加工硬化性和拉伸凸缘性容易受损。因此，粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的数密度优选设定为3.0×10-2个/μm2以下。进一步优选为2.0×10-2个/μm2以下，特别优选为1.5×10-2个/μm2以下。最优选为1.0×10-2个/μm2以下。
为了进一步提高延性和加工硬化性，优选的是，第二相中除了残留奥氏体以外还包含多边形铁素体。多边形铁素体相对于全部组织的体积分数优选设定为超过2.0%。进一步优选超过8.0%，特别优选超过13.0%。另一方面，多边形铁素体的体积分数过剩时，拉伸凸缘性劣化。因此，多边形铁素体的体积分数优选设定为低于27.0%。进一步优选低于24.0%，特别优选低于18.0%。
多边形铁素体粒度越细，延性和加工硬化性的提高效果越强，因此，多边形铁素体的平均粒径优选设定为小于5.0μm。进一步优选小于4.0μm，特别优选小于3.0μm。
为了进一步提高拉伸凸缘性，低温相变生成相中包含的回火马氏体的体积分数相对于全部组织优选设定为低于50.0%。进一步优选低于35.0%，特别优选低于10.0%。
为了提高拉伸强度，优选的是，低温相变生成相包含马氏体。该情况下，马氏体相对于全部组织的体积分数优选设定为超过4.0%。进一步优选超过6.0%，特别优选超过10.0%。另一方面，马氏体的体积分数过剩时，拉伸凸缘性劣化。因此，马氏体在全部组织中所占的体积分数优选设定为低于15.0%。
本发明的冷轧钢板的金相组织如下测定。即，关于低温相变生成相和多边形铁素体的体积分数，从钢板中采集试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行研磨，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀处理之后，在距钢板表面的板厚1/4深度位置处使用SEM观察金相组织，通过图像处理，测定低温相变生成相和多边形铁素体的面积分数，以面积分数与体积分数相等的方式求出各自的体积分数。关于多边形铁素体的平均粒径，将视场中所有多边形铁素体所占的面积除以多边形铁素体的晶粒数，求出圆当量直径并作为平均粒径。
关于残留奥氏体的体积分数，从钢中采集试验片，将轧制面化学研磨至距钢板表面的板厚1/4深度位置处，使用XRD测定X射线衍射强度而求出。
残留奥氏体晶粒的粒径和残留奥氏体的平均粒径如下测定。即，从钢板中采集试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行电解研磨，在距钢板表面的板厚1/4深度位置使用具有EBSP的SEM观察金相组织。观察由面心立方晶型晶体结构构成的相（fcc相），将被母相包围的区域视作一个残留奥氏体晶粒，通过图像处理，测定残留奥氏体晶粒的数密度（每单位面积的晶粒数）和各个残留奥氏体晶粒的面积分数。由视场中各个残留奥氏体晶粒所占的面积求出各个奥氏体晶粒的圆当量直径，将它们的平均值作为残留奥氏体的平均粒径。
利用EBSP的组织观察中，在板厚方向50μm以上、轧制方向100μm以上的区域中，间隔0.1μm地照射电子束，进行相的判定。另外，将所得测定数据内可靠性指数为0.1以上的数据作为有效数据，用于粒径测定。为了防止由于测定噪声而使残留奥氏体的粒径被过小评价，仅以圆当量直径0.15μm以上的残留奥氏体晶粒作为有效的晶粒来进行残留奥氏体的平均粒径的计算。
另外，本发明中，冷轧钢板的情况下，在距钢板表面的板厚1/4深度位置处规定上述金相组织；镀敷钢板的情况下，在距基材钢板与镀层的边界的基材钢板的板厚1/4深度位置处规定上述金相组织。
作为基于以上的金相组织方面的特征所能实现的机械特性，本发明的钢板为了确保冲击吸收性，优选在与轧制方向正交的方向上具有780MPa以上的拉伸强度（TS），进一步优选为950MPa以上。另外，为了确保延性，TS优选低于1180MPa。
从压制成型性的观点考虑，将根据下述式（1）将与轧制方向正交的方向的总伸长率（El0）换算为相当于板厚1.2mm的总伸长率而获得的值设定为El、将根据日本工业标准JIS Z2253使应变范围为5～10%并使用5%和10%这两点的公称应变及与它们对应的试验力算出的加工硬化指数设定为n值、将根据日本钢铁联盟标准JFST1001测定的扩孔率设定为λ时，优选的是，TS×El的值为15000MPa%以上，TS×n值的值为150MPa以上，TS1.7×λ的值为4500000MPa1.7%以上。
El=El0×(1.2/t0)0.2    （1）
式中的El0表示使用JIS5号拉伸试验片测定的总伸长率的实测值，t0表示供于测定的JIS5号拉伸试验片的板厚，El是相当于板厚为1.2mm时的总伸长率的换算值。
TS×El是用于根据强度与总伸长率的平衡来评价延性的指标，TS×n值是用于根据强度与加工硬化指数的平衡来评价加工硬化性的指标，TS1.7×λ是用于根据强度与扩孔率的平衡来评价扩孔性的指标。
进一步优选的是，TS×El的值为19000MPa%以上，TS×n值的值为160MPa以上，TS1.7×λ的值为5500000MPa1.7%以上；特别优选的是，TS×El的值为20000MPa%以上，TS×n值的值为165MPa以上，且TS1.7×λ的值为6000000MPa1.7%以上。
因为将汽车部件压制成型时发生的应变为5～10%左右，因此加工硬化指数用拉伸试验中对应于应变范围5～10%的n值表示。钢板的总伸长率高而n值低的情况下，在汽车部件的压制成型中，应变传播性不充分，容易发生局部板厚减少等成型不良。另外，从形状保持性的观点出发，屈服比优选低于80%，进一步优选低于75%，特别优选低于70%。
2.钢的化学组成
C：超过0.020%且低于0.30%
C含量为0.020%以下时，难以获得上述金相组织。因此，C含量设定为超过0.020%。优选超过0.070%，进一步优选超过0.10%，特别优选超过0.14%。另一方面，C含量为0.30%以上时，不仅钢板的拉伸凸缘性受损，而且焊接性劣化。因此，C含量设定为低于0.30%。优选低于0.25%，进一步优选低于0.20%，特别优选低于0.17%。
Si：超过0.10%且3.00%以下
Si通过抑制退火中奥氏体晶粒生长而具有改善延性、加工硬化性和拉伸凸缘性的作用。另外，具有提高奥氏体的稳定性的作用，对于获得上述金相组织来说是有效的元素。Si含量为0.10%以下时，难以获得上述作用产生的效果。因此，Si含量设定为超过0.10%。优选超过0.60%，进一步优选超过0.90%，特别优选超过1.20%。另一方面，Si含量超过3.00%时，钢板的表面性状劣化。此外，化学转化处理性和镀敷性显著劣化。因此，Si含量设定为3.00%以下。优选低于2.00%，进一步优选低于1.80%，特别优选低于1.60%。
后述的含有Al的情况下，Si含量与sol.Al含量优选满足下述式（2），进一步优选满足下述式（3），特别优选满足下述式（4）。
Si+sol.Al＞0.60    （2）
Si+sol.Al＞0.90    （3）
Si+sol.Al＞1.20    （4）
其中，式中的Si表示按质量%计的钢中的Si含量，sol.Al表示按质量%计的酸可溶性的Al含量。
Mn：超过1.00%且3.50%以下
Mn具有提高钢的淬火性的作用，对于获得上述金相组织来说是有效的元素。Mn含量为1.00%以下时，难以获得上述金相组织。因此，Mn含量设定为超过1.00%。优选超过1.50%，进一步优选超过1.80%，特别优选超过2.10%。Mn含量过剩时，热轧钢板的金相组织中，沿轧制方向伸展的粗大低温相变生成相生成，冷轧和退火后的金相组织中，粗大的残留奥氏体晶粒增加，加工硬化性和拉伸凸缘性劣化。因此，Mn含量设定为3.50%以下。优选低于3.00%，更优选低于2.80%，特别优选低于2.60%。
P：0.10%以下
P是作为杂质在钢中含有的元素，在晶界处偏析而使钢脆化。因此，P含量越少越优选。因此，P含量设定为0.10%以下。优选低于0.050%，进一步优选低于0.020%，特别优选低于0.015%。
S：0.010%以下
S是作为杂质在钢中含有的元素，形成硫化物系夹杂物，使拉伸凸缘性劣化。因此，S含量越少越优选。因此，S含量设定为0.010%以下。优选低于0.005%，进一步优选低于0.003%，特别优选低于0.002%。
sol.Al：2.00%以下
Al具有使钢水脱氧的作用。在本发明中，由于含有与Al同样具有脱氧作用的Si，因此并不一定需要含有Al。即，可以无限接近0%。为了促进脱氧的而目的含有时，可以含有0.0050%以上的sol.Al。sol.Al含量进一步优选超过0.020%。另外，Al与Si同样地具有提高奥氏体的稳定性的作用，对于获得上述金相组织来说是有效的元素，因此出于该目的也可以含有Al。该情况下，sol.Al含量优选超过0.040%，进一步优选超过0.050%，特别优选超过0.060%。另一方面，sol.Al含量过高时，不仅容易发生氧化铝引起的表面瑕疵，而且相变点大幅上升，难以获得以低温相变生成相作为主相的金相组织。因此，sol.Al含量设定为2.00%以下。优选低于0.60%，进一步优选低于0.20%，特别优选低于0.10%。
N：0.010%以下
N是作为杂质在钢中含有的元素，使延性劣化。因此，N含量越少越优选。因此，N含量设定为0.010%以下。优选为0.006%以下，进一步优选为0.005%以下。
由本发明的方法制造的钢板可以含有下列元素作为任意元素。
选自由Ti：低于0.050%、Nb：低于0.050%和V：0.50%以下组成的组中的一种或两种以上
Ti、Nb和V具有通过抑制热轧工序中再结晶而增大加工应变、将热轧钢板的金相组织微细化的作用。另外，具有以碳化物或氮化物形式析出、抑制退火中的奥氏体的粗大化的作用。因此，可以含有这些元素中的一种或两种以上。然而，即使过量含有它们，上述作用产生的效果已饱和，从而变得不经济。不仅如此，退火时的再结晶温度上升，退火后的金相组织变得不均一，拉伸凸缘性也受损。此外，碳化物或氮化物的析出量增加，屈服比上升，形状保持性也劣化。因此，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。Ti含量优选低于0.040%、进一步优选低于0.030%，Nb含量优选低于0.040%、进一步优选低于0.030%，V含量优选为0.30%以下、进一步优选低于0.050%。为了更可靠地获得上述作用产生的效果，优选满足Ti：0.005%以上、Nb：0.005%以上和V：0.010%以上中的任一者。含有Ti时，Ti含量进一步优选为0.010%以上，含有Nb时，Nb含量进一步优选为0.010%以上，含有V时，V含量进一步优选为0.020%以上。
选自由Cr：1.0%以下、Mo：0.50%以下和B：0.010%以下组成的组中的一种或两种以上
Cr、Mo和B具有提高钢的淬火性的作用，对于获得上述金相组织来说是有效的元素。因此，可以含有这些元素中的一种或两种以上。然而，即使过量含有它们，上述作用产生的效果已饱和，从而变得不经济。因此，Cr含量设定为1.0%以下，Mo含量设定为0.50%以下，B含量设定为0.010%以下。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。为了更可靠地获得上述作用产生的效果，优选满足Cr：0.20%以上、Mo：0.05%以上和B：0.0010%以上中的任一者。
选自由Ca：0.010%以下、Mg：0.010%以下、REM：0.050%以下和Bi：0.050%以下组成的组中的一种或两种以上
Ca、Mg和REM通过调整夹杂物的形状而具有改善拉伸凸缘性的作用，Bi通过将凝固组织微细化也具有改善拉伸凸缘性的作用。因此，可以含有这些元素中的一种或两种以上。然而，即使过量含有它们，上述作用产生的效果已饱和，从而变得不经济。因此，Ca含量设定为0.010%以下，Mg含量设定为0.010%以下，REM含量设定为0.050%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。为了更可靠地获得上述作用，优选满足Ca：0.0005%以上、Mg：0.0005%以上、REM：0.0005%以上和Bi：0.0010%以上中的任一者。其中，REM是指稀土元素，是Sc、Y和镧系的总计17种元素的总称，REM含量是这些元素的总含量。
3.制造条件
（第一技术方案中的冷轧工序）
冷轧工序中，对如下热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板，所述热轧钢板具有上述化学组成，同时被取向差15°以上的晶界包围的具有bcc结构的晶粒和具有bct结构的晶粒（如上所述，将这些晶粒统称为bcc晶粒）的平均粒径为6.0μm以下，进一步优选金相组织中存在的铁碳化物的平均数密度为1.0×10-1个/μm2以上。
其中，bcc晶粒的平均粒径用以下的方法算出。即，从钢板中采集试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行电解研磨，在距钢板表面的板厚1/4深度位置处使用具有EBSP的SEM观察金相组织。观察由体心立方晶型晶体结构构成的相（bcc相），将被取向差15°以上的边界包围的区域视作一个晶粒，将由下述式（5）算出的值作为bcc晶粒的平均粒径。其中，N表示平均粒径评价区域中包含的晶粒的数目，Ai表示第i个（i=1，2，…，N）晶粒的面积，di表示第i个晶粒的圆当量直径。
D = Σ i = 1 N A i × d i Σ i = 1 N A i - - - ( 5 )
需要说明的是，马氏体的晶体结构严格来说是体心正方晶格（bct），在利用EBSP的金相组织评价中，由于不考虑晶格常数，所以在本发明的粒径评价中，也将马氏体视作bcc相来处理。
此处的利用EBSP的组织评价中，对于大小为板厚方向50μm、轧制方向（与板厚方向垂直的方向）100μm的区域中，间隔0.1μm地控制电子束，进行相的判定。将所得测定数据内可靠性指数0.1以上的数据作为有效数据，用于粒径测定。此外，为了防止由于测定噪声导致的粒径过小评价，在bcc晶粒的评价中，与上述残留奥氏体的情况不同，仅将粒径0.47μm以上的bcc晶粒作为有效晶粒来进行上述粒径计算。
之所以将具有15°以上的取向差的晶界作为有效的晶界来定义晶体粒径，是因为取向差15°以上的晶界成为逆相变奥氏体晶粒的有效成核位点，抑制冷轧后的退火时的奥氏体晶粒的粗大化，大大有助于冷轧钢板的加工性提高。另外，热轧钢板的组织为微细晶粒和粗大晶粒混杂的混合晶粒组织时，部分粗大晶粒在冷轧后的退火时容易粗大化，使延性、加工硬化性和拉伸凸缘性降低。采用一般用作金相组织的晶体粒径评价的切断法评价这种混合晶粒组织的粒径时，存在粗大晶粒的影响被过小地评价的情况。本发明中，作为考虑了粗大晶粒的影响的晶体粒径的计算法，使用权量了各个晶粒的面积的上述式（5）。
钢板中存在的铁碳化物量通过平均数密度（单位：个/μm2）来规定，该铁碳化物的平均数密度如下测定。即，从钢板中采集试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行研磨，在距钢板表面的板厚1/4深度位置处使用光学显微镜或SEM观察金相组织，使用俄歇电子能谱装置（AES）进行析出物的组成分析，将含有Fe和C作为构成元素的析出物视作铁碳化物，测定金相组织中的铁碳化物的数密度。本发明的铁碳化物的数密度评价中，在倍率5000倍下观察5个102μm2的视场，测定各视场中金相组织中存在的铁碳化物的数目，由5个视场的平均值算出平均数密度。此处的铁碳化物主要是指由Fe和C构成的化合物，可例示出Fe3C、Fe3(C,B)、Fe23(C,B)6、Fe2C、Fe2.2C、Fe2.4C等。为了有效地抑制奥氏体的粗大化，铁碳化物优选为Fe3C。另外，Mg、Cr等钢成分可以固溶在这些铁碳化物中。
关于供于冷轧的热轧钢板，通过上述方法算出的bcc晶粒的平均粒径超过6.0μm时，冷轧和退火后的金相组织粗大化，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性受损。因此，bcc晶粒的平均粒径设定为6.0μm以下，该平均粒径优选为4.0μm以下，进一步优选为3.5μm以下。
关于供于冷轧的热轧钢板，金相组织中存在的铁碳化物的平均数密度优选为1.0×10-1个/μm2以上。由此，能够抑制冷轧后的退火工序中奥氏体的粗大化，显著提高冷轧钢板的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。铁碳化物的平均数密度进一步优选设定为5.0×10-1个/μm2以上，特别优选设定为8.0×10-1个/μm2以上。
对构成热轧钢板的相和组织的种类及其体积分数没有特别限制，可以是选自由多边形铁素体、针状铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、珠光体、残留奥氏体、马氏体、回火贝氏体、回火马氏体组成的组中的一种或两种以上混合存在。然而，出于下述方面的考虑，优选软质的热轧钢板，能够减轻冷轧的负荷，同时能够进一步提高冷轧率而使退火后的金相组织变得微细。
对上述热轧钢板的制造方法没有特别限制，优选采用后述第二技术方案中的热轧工序或者后述第三技术方案中的热轧工序。上述热轧钢板也可以是在热轧后实施了退火的热轧退火钢板。
冷轧本身按照常法实施即可。冷轧之前可以通过酸洗等对热轧钢板进行除氧化皮。为了促进再结晶、将冷轧和退火后的金相组织均一化、进一步提高拉伸凸缘性，冷轧优选将冷压率（冷轧的总压下率）设定为40%以上。冷压率进一步优选设定为超过50%。由此，退火后的金相组织进一步细粒化，同时集合组织得到改善，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性进一步提高。从该观点考虑，冷压率特别优选设定为超过60%，最优选设定为超过65%。另一方面，冷压率过高时，轧制负荷增大，轧制变得困难，因此优选将冷压率的上限设定为低于80%，进一步优选设定为低于70%。
（第一技术方案中的退火工序）
由上述冷轧获得的冷轧钢板根据需要按照公知的方法实施脱脂等处理之后进行退火。退火中的均热温度的下限设定为（Ac3点-40℃）以上。这是为了获得主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织。为了增加低温相变生成相的体积分数、提高拉伸凸缘性，均热温度优选设定为超过（Ac3点-20℃），进一步优选设定为超过Ac3点。然而，均热温度过高时，奥氏体过度粗大化，同时多边形铁素体的生成被抑制，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性容易劣化。因此，均热温度的上限优选设定为低于（Ac3点+100℃）。进一步优选设定为低于（Ac3点+50℃），特别优选设定为低于（Ac3点+20℃）。另外，为了促进微细的多边形铁素体的生成、提高延性和加工硬化性，均热温度的上限优选设定为低于（Ac3点+50℃），进一步优选设定为低于（Ac3点+20℃）。
对均热温度下的保持时间（均热时间）不必特别限定，但为了获得稳定的机械特性，优选设定为超过15秒钟，进一步优选设定为超过60秒钟。另一方面，保持时间太长时，奥氏体过度粗大化，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性容易劣化。因此，保持时间优选设定为低于150秒钟，更优选设定为低于120秒钟。
退火的加热过程中，为了促进再结晶而使退火后的金相组织均一化、提高拉伸凸缘性，优选将从700℃到均热温度的加热速度设定为低于10.0℃/s。该加热速度更优选设定为低于8.0℃/s，特别优选设定为低于5.0℃/s。
退火的均热后的冷却过程中，为了促进微细的多边形铁素体的生成，提高延性和加工硬化性，优选进行以低于10.0℃/s的冷却速度自均热温度起冷却50℃以上。该均热后的冷却速度更优选低于5.0℃/s。进一步优选低于3.0℃/s，特别优选低于2.0℃/s。为了进一步增加多边形铁素体的体积分数，进一步优选以低于10.0℃/s的冷却速度自均热温度起冷却80℃以上。进一步优选冷却100℃以上，特别优选冷却120℃以上。
为了获得以低温相变生成相为主相的金相组织，优选以15℃/s以上的冷却速度进行温度范围为650～500℃的冷却。进一步优选温度范围650～450℃以15℃/s以上的冷却速度进行冷却。冷却速度越快，低温相变生成相的体积分数越高，因此进一步优选将冷却速度设定为超过30℃/s，特别优选设定为超过50℃/s。另一方面，冷却速度过快时，钢板的形状受损，因此优选将温度范围650～500℃的冷却速度设定为200℃/s以下。进一步优选低于150℃/s，特别优选低于130℃/s。
此外，为了获得残留奥氏体，在500～300℃的温度范围保持30秒钟以上。为了提高残留奥氏体的稳定性，进一步提高延性、加工硬化性和拉伸凸缘性，优选将保持温度范围设定为475～320℃。进一步优选将保持温度范围设定为450～340℃，特别优选设定为430～360℃。另外，保持时间越长，残留奥氏体的稳定性越高，因此优选将保持时间设定为60秒钟以上。进一步优选设定为120秒钟以上，特别优选设定为超过300秒钟。
制造电镀钢板时，对由上述方法制造的冷轧钢板根据需要实施表面的清洁化和用于调整的公知的预处理之后，按照常法进行电镀即可，对镀敷膜的化学组成和附着量没有限定。作为电镀的种类，可例示出电镀锌、Zn-Ni合金电镀等。
制造熔融镀敷钢板时，按照上述方法进行至退火工序，在500～300℃的温度范围保持30秒钟以上之后，根据需要加热钢板，然后在镀浴中浸渍，实施熔融镀敷。为了提高残留奥氏体的稳定性而使延性、加工硬化性和拉伸凸缘性提高，优选将保持温度范围设定为475～320℃。进一步优选设定为450～340℃，特别优选设定为430～360℃。另外，保持时间越长，残留奥氏体的稳定性越高，因此优选将保持时间设定为60秒钟以上。进一步优选设定为120秒钟以上，特别优选设定超过300秒钟。可以在熔融镀敷后再加热，进行合金化处理。对镀敷膜的化学组成和附着量没有限制。作为熔融镀敷的种类，可例示出熔融镀锌、合金化熔融镀锌、熔融镀铝、熔融Zn-Al合金镀敷、熔融Zn-Al-Mg合金镀敷、熔融Zn-Al-Mg-Si合金镀敷等。
镀敷钢板为了进一步提高其耐蚀性可以在镀敷后实施适当的化学转化处理。化学转化处理优选使用无铬型的化学转化处理液（例如硅酸盐系、磷酸盐系等）代替现有的铬酸盐处理来实施。
对这样获得的冷轧钢板和镀敷钢板还可以按照常法进行平整轧制。然而，平整轧制的伸长率高时，导致延性的劣化，因此平整轧制的伸长率优选设定为1.0%以下。伸长率进一步优选为0.5%以下。
（第二技术方案中的热轧工序）
通过公知的手段将具有上述化学组成的钢熔炼之后，通过连铸法制成钢锭、或者通过任意铸造法制成钢锭，然后通过初轧方法等来制成钢坯。在连铸工序中，为了抑制夹杂物引起的表面缺陷的发生，优选在铸模内使钢水中发生电磁搅拌等外部附加的流动。钢锭或钢坯可以先冷却后再加热而供于热轧，也可以将连铸后的处于高温状态的钢锭或初轧后的处于高温状态的钢坯直接或保温后或者进行辅助加热之后供于热轧。在本说明书中，将这种钢锭和钢坯作为热轧的原料并统称为“板坯”。为了防止奥氏体的粗大化，供于热轧的板坯的温度优选低于1250℃，更优选为1200℃以下。对于供于热轧的板坯的温度的下限不必特别限制，如后述地为能够在Ar3点以上结束热轧的温度即可。
为了在轧制结束之后使奥氏体相变从而将热轧钢板的金相组织微细化，使热轧在Ar3点以上的温度范围结束。轧制结束的温度过低时，热轧钢板的金相组织中，沿轧制方向伸展的粗大的低温相变生成相生成，冷轧和退火后的金相组织粗大化，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性容易劣化。因此，热轧的结束温度优选设定为Ar3点以上且超过820℃。进一步优选为Ar3点以上且超过850℃，特别优选是在Ar3点以上且超过880℃。另一方面，轧制结束的温度过高时，加工应变的蓄积变得不充分，难以将热轧钢板的金相组织微细化。因此，热轧的结束温度优选低于950℃，进一步优选低于920℃。另外，为了减轻制造负担，优选提高热轧的结束温度而使轧制负荷降低。从该观点出发，优选将热轧的结束温度设定为Ar3点以上且超过780℃，进一步优选设定为Ar3点以上且超过800℃。
需要说明的是，热轧由粗轧和精轧构成时，为了在上述温度结束精轧，还可以在粗轧与精轧之间加热粗轧材。此时，理想的是，通过以使得粗轧材后端的温度高于前端的方式进行加热，将精轧开始时的粗轧材的总长范围内的温度变动抑制在140℃以下。由此，卷材内的制品特性的均一性提高。
粗轧材的加热方法使用公知的手段进行即可。例如，可以在粗轧机与精轧机之间设置电磁线圈式感应加热装置，根据该感应加热装置上游侧的粗轧材纵向的温度分布等来控制加热升温量。
关于热轧的压下量，按板厚减少率计将最后一道的压下量设定为超过15%。这是为了使奥氏体中引入的加工应变量增加，将热轧钢板的金相组织微细化，将冷轧和退火后的金相组织微细化，使延性、加工硬化性和拉伸凸缘性提高。最后一道的压下量优选设定为超过25%，进一步优选设定为超过30%，特别优选设定为超过40%。压下量过高时，轧制负荷上升，轧制变得困难。因此，最后一道的压下量优选设定为低于55%，更优选设定为低于50%。为了降低轧制负荷，可以进行在轧辊与钢板之间供给轧制用油使摩擦系数降低来轧制的所谓润滑轧制。
热轧之后，在轧制结束后0.40秒钟以内骤冷到780℃以下的温度范围。这是为了抑制通过轧制引入到奥氏体中的加工应变的释放，以加工应变作为驱动力使奥氏体相变，将热轧钢板的金相组织微细化，将冷轧和退火后的金相组织微细化，使延性、加工硬化性和拉伸凸缘性提高。到停止骤冷的时间越短，越能够抑制加工应变的释放，因此轧制结束后到停止骤冷的时间优选在0.30秒钟以内，进一步优选在0.20秒钟以内。停止骤冷的温度越低，热轧钢板的金相组织越细粒化，因此轧制结束后优选骤冷到760℃以下的温度范围，进一步优选轧制结束后骤冷到740℃以下的温度范围，特别优选轧制结束后骤冷到720℃以下的温度范围。另外，骤冷中的平均冷却速度越快，越能够抑制加工应变的释放，因此优选将骤冷中的平均冷却速度设定为300℃/s以上，由此可以将热轧钢板的金相组织进一步微细化。进一步优选将骤冷中的平均冷却速度设定为400℃/s以上，特别优选设定为600℃/s以上。另外，对于从轧制结束到开始骤冷的时间及期间的冷却速度不必特别规定。
对进行骤冷的设备没有特别规定，在工业上适合使用水量密度高的喷水装置，可例示出在轧板输送辊之间配置喷水头、从轧板上下喷射充分水量密度的高压水的方法。
骤冷停止后在超过400℃的温度范围卷取钢板。通过使卷取温度超过400℃，热轧钢板中铁碳化物充分析出，该铁碳化物具有抑制冷轧和退火后的金相组织的粗大化的效果。卷取温度优选超过500℃，进一步优选超过550℃，特别优选超过580℃。另一方面，卷取温度过高时，热轧钢板中，铁素体变得粗大，冷轧和退火后的金相组织粗大化。因此，卷取温度优选设定为低于650℃，进一步优选设定为低于620℃。对于从骤冷停止到卷取的条件没有特别规定，骤冷停止后优选在720～600℃的温度范围保持1秒钟以上。由此，促进了微细的铁素体的生成。另一方面，保持时间太长时，生产率受损，因此优选将720～600℃的温度范围的保持时间的上限设定为10秒钟以内。在720～600℃的温度范围保持之后，为了防止所生成的铁素体的粗大化，优选以20℃/s以上的冷却速度冷却到卷取温度。
由上述热轧获得的热轧钢板通过上述方法算出的bcc晶粒的平均粒径优选为6.0μm以下。进一步优选为4.0μm以下，特别优选为3.5μm以下。
另外，金相组织中存在的铁碳化物的平均数密度优选为1.0×10-1个/μm2以上。进一步优选为5.0×10-1个/μm2以上，特别优选为8.0×10-1个/μm2以上。
（第二技术方案中的冷轧工序）
按照常法对由上述热轧获得的热轧钢板进行冷轧。冷轧之前可以通过酸洗等对热轧钢板进行除氧化皮。为了促进再结晶、将冷轧和退火后的金相组织均一化、进一步提高拉伸凸缘性，冷轧优选将冷压率设定为40%以上。进一步优选将冷压率设定为超过50%。由此，将退火后的金相组织进一步细粒化，同时集合组织得到改善，延性、加工硬化性和拉伸凸缘性进一步提高。从该观点考虑，特别优选将冷压率设定为超过60%，最优选设定为超过65%。另一方面，冷压率过高时，轧制负荷增大，轧制变得困难，因此优选将冷压率的上限设定为低于80%，进一步优选设定为低于70%。
（第二技术方案中的退火工序）
与第一技术方案中的退火工序同样地对由上述冷轧获得的冷轧钢板进行退火。
（第三技术方案中的热轧工序）
直至热轧及其后的立即骤冷为止与第二技术方案中的热轧工序同样。骤冷停止后在低于400℃的温度范围卷取钢板，对所得热轧钢板实施热轧板退火。
通过将卷取温度设定为低于400℃，可以在后续的热轧板退火时使铁碳化物微细地析出，冷轧及其后的退火后的金相组织微细化。该情况下的卷取温度优选低于300℃，进一步优选低于200℃，特别优选低于100℃。卷取温度也可以是室温。
对如此在低于400℃的温度下卷取的热轧钢板根据需要按照公知的方法实施脱脂等处理之后进行退火。将对热轧钢板实施的退火称为热轧板退火，将热轧板退火后的钢板称为热轧退火钢板。在热轧板退火之前，可以通过酸洗等进行除氧化皮。该热轧板退火中的加热温度越高，Mn、Cr越富集在铁碳化物中，铁碳化物带来的防止奥氏体晶粒粗大化的作用越强，因此将加热温度的下限设定为超过300℃。加热温度的下限优选设定为超过400℃，进一步优选设定为超过500℃，特别优选设定为超过600℃。另一方面，加热温度过高时，发生铁碳化物的粗大化、再固溶，防止奥氏体晶粒粗大化的效果受损，因此优选将加热温度的上限设定为低于750℃。进一步优选设定为低于700℃，特别优选设定为低于650℃。
对于热轧板退火中的保持时间不必特别限定。关于经过适当的立即骤冷工艺制造的热轧钢板，由于金相组织是微细的，铁碳化物的析出位点多，铁碳化物快速析出，因此可以不用长时间保持。保持时间延长时，生产率劣化，因此保持时间的上限优选少于20小时。进一步优选少于10小时，特别优选少于5小时。
由上述方法获得的热轧退火钢板通过上述方法算出的bcc晶粒的平均粒径优选为6.0μm以下。进一步优选为4.0μm以下，特别优选为3.5μm以下。
另外，金相组织中存在的铁碳化物的平均数密度优选为1.0×10-1个/μm2以上。进一步优选为5.0×10-1个/μm2以上，特别优选为8.0×10-1个/μm2以上。
（第三技术方案中的冷轧工序）
与第二技术方案中的冷轧工序同样地对由上述热轧获得的热轧钢板进行冷轧。
（第三技术方案的退火工序）
与第一技术方案和第二技术方案中的退火工序同样地将由上述冷轧获得的冷轧钢板退火。
以下实施例用于例示本发明，但不限制本发明。
实施例1
本实施例是显示热轧钢板的金相组织中被取向差15°以上的晶界包围的bcc晶粒的平均粒径为6.0μm以下时的例子。
使用实验用真空熔化炉，将具有表1所示化学组成的钢熔化、铸造。通过热锻造将这些钢锭制成厚度30mm的钢坯。使用电热炉将钢坯加热至1200℃，保持60分钟之后，按照表2所示的条件进行热轧。
具体而言，使用实验用热轧机，在Ar3点以上的温度范围进行6道轧制，精加工为厚度2～3mm。最后一道的压下率按板厚减少率计为12～42%。热轧后，使用水喷淋以各种冷却条件冷却至650～720℃，接着放冷5～10秒钟之后，以60℃/s的冷却速度冷却至各种温度，将该温度作为卷取温度，装入到保持在相同温度的电热炉中，保持30分钟之后，以20℃/h的冷却速度炉中冷却到室温，模拟卷取后的缓慢冷却，由此获得热轧钢板。
从所得热轧钢板中采集EBSP测定用试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行电解研磨之后，在距钢板表面的板厚1/4深度位置处观察金相组织，通过图像分析，测定bcc晶粒的平均粒径。具体而言，使用TSL制造的OIMTM5作为EBSP测定装置，在大小为板厚方向50μm、轧制方向100μm的区域中，间隔0.1μm地照射电子束，将所得测定数据内可靠性指数为0.1以上的数据作为有效数据，进行bcc晶粒的判定。观察bcc晶粒，将被取向差15°以上的晶界包围的区域视作一个bcc晶粒，求出各个bcc晶粒的圆当量直径和面积，按照上述式（5）算出bcc晶粒的平均粒径。其中，在计算平均粒径时，将圆当量直径为0.47μm以上的bcc晶粒作为有效的bcc晶粒。如上所述，在利用EBSP的金相组织评价中，由于不考虑晶格常数，因此马氏体之类的bct（体心正方晶格）结构的晶粒也被一起测定。因此，bcc晶粒包括bcc结构的晶粒和bct结构的晶粒这两者。
将所得热轧钢板酸洗，制成冷轧母材，按照冷压率50～60%实施冷轧，获得厚度1.0～1.2mm的冷轧钢板。使用连续退火模拟实验机，以10℃/s的加热速度将所得冷轧钢板加热至550℃，然后以2℃/s的加热速度加热至表2所示的各种温度，均热95秒钟。此后，将自700℃起的平均冷却速度设定为60℃/s，冷却到表2所示的各种冷却停止温度，该温度下保持330秒钟之后，冷却到室温，获得退火钢板。
[表1]
Figure BDA0000473796150000271
[表2]
1)热轧钢板的板厚。2)从轧制结束到骤冷停止的时间。
3)骤冷中的平均冷却速度。
从退火钢板中采集SEM观察用试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行研磨之后，观察距钢板表面的板厚1/4深度位置处的金相组织，通过图像处理，测定低温相变生成相和多边形铁素体的体积分数。另外，将所有多边形铁素体所占的面积除以多边形铁素体的晶粒数，求出多边形铁素体的平均粒径（圆当量直径）。
另外，从退火钢板中采集XRD测定用试验片，将轧制面化学研磨至距钢板表面的板厚1/4深度位置处之后，进行X射线衍射试验，测定残留奥氏体的体积分数。具体而言，使用Rigaku Corporation制造的RINT2500作为X射线衍射装置，入射Co-Kα射线，测定α相（110）、（200）、（211）衍射峰和γ相（111）、（200）、（220）衍射峰的积分强度，求出残留奥氏体的体积分数。
此外，从退火钢板中采集EBSP测定用试验片，对于与轧制方向平行的纵截面进行电解研磨之后，在距钢板表面的板厚1/4深度位置处观察金相组织，通过图像分析，测定残留奥氏体晶粒的粒径分布和残留奥氏体的平均粒径。具体而言，使用TSL制造的OIMTM5作为EBSP测定装置，在板厚方向50μm、轧制方向100μm的区域中，间隔0.1μm地照射电子束，将所得测定数据内可靠性指数为0.1以上的数据作为有效数据，进行fcc相的判定。观察fcc相，将被母相所包围的区域视作一个残留奥氏体晶粒，求出各个残留奥氏体晶粒的圆当量直径。关于残留奥氏体的平均粒径，将圆当量直径为0.15μm以上的残留奥氏体晶粒作为有效的残留奥氏体晶粒，以各个有效的残留奥氏体晶粒的圆当量直径的平均值形式算出。另外，求出粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的每单位面积的数密度（NR）。
关于屈服应力（YS）和拉伸强度（TS），通过沿着与轧制方向正交的方向从退火钢板中采集JIS5号拉伸试验片，以拉伸速度10mm/分钟进行拉伸试验而求出。关于总伸长率（El），对于沿着与轧制方向正交的方向采集的JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验，使用所得实测值（El0），根据上述式（1）求出相当于板厚为1.2mm时的换算值。关于加工硬化指数（n值），对于沿着与轧制方向正交的方向采集的JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验，将应变范围设定为5～10%而求出。具体而言，使用对应于公称应变5%和10%的试验力，通过2点法算出。
拉伸凸缘性通过用以下的方法测定扩孔率（λ）来评价。从退火钢板中采集100mm见方的正方形原料板，以孔隙率12.5%地开设直径10mm的冲孔，用顶角60°的圆锥形冲头从下垂侧扩展冲孔，测定产生贯通板厚的裂纹时的孔的扩大率，将其作为扩孔率。
表3中示出了退火后的冷轧钢板的金相组织观察结果和性能评价结果。需要说明的是，在表1～表3中，带有*的地方表示在本发明的范围之外。
[表3]
按照本发明规定的条件制造的冷轧钢板的所有试验结果中，TS×El的值为15000MPa%以上，TS×n值的值为150以上，TS1.7×λ的值为4500000MPa1.7%以上，显示了良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。尤其是热轧钢板的金相组织中被取向差15°以上的晶界包围的bcc晶粒的平均粒径为4.0μm以下、退火后的冷却停止温度为340℃以上的所有试验结果中，TS×El的值为19000MPa%以上，TS×n值的值为160以上，TS1.7×λ的值为5500000MPa1.7%以上，显示了特别良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。
实施例2
本实施例是显示热轧钢板的金相组织中被取向差15°以上的晶界包围的bcc晶粒的平均粒径为6.0μm以下、铁碳化物的平均数密度为1.0×10-1个/μm2以上时的例子。
使用实验用真空熔化炉，将具有表4所示化学组成的钢熔化、铸造。通过热锻造将这些钢锭制成厚度30mm的钢坯。使用电热炉将钢坯加热至1200℃，保持60分钟之后，按照表5所示的条件进行热轧。
具体而言，使用实验用热轧机，在Ar3点以上的温度范围进行6道轧制，精加工为厚度2～3mm。最后一道的压下率按板厚减少率计为22～42%。热轧后，使用水喷淋以各种冷却条件冷却至650～720℃，接着放冷5～10秒钟之后，以60℃/s的冷却速度冷却至各种温度，将该温度作为卷取温度，装入到保持在相同温度的电热炉中，保持30分钟之后，以20℃/h的冷却速度炉中冷却到室温，模拟卷取后的缓慢冷却，由此获得热轧钢板。
以50℃/h的加热速度将所得热轧钢板加热至表5所示的各种加热温度，保持各种时间之后、或者不保持，以20℃/h的冷却速度冷却到室温，获得热轧退火钢板。
采用实施例1记载的方法测定所得热轧退火钢板的bcc晶粒的平均粒径。另外，通过上述使用SEM和俄歇电子能谱装置的方法求出热轧退火钢板的铁碳化物的平均数密度。
接着，将所得热轧退火钢板酸洗，制成冷轧母材，按照冷压率50～60%实施冷轧，获得厚度1.0～1.2mm的冷轧钢板。使用连续退火模拟实验机，以10℃/s的加热速度将所得冷轧钢板加热至550℃，然后以2℃/s的加热速度加热至表5所示的各种温度，均热95秒钟。此后，将自700℃起的平均冷却速度设定为60℃/s，冷却到表2所示的各种冷却停止温度，该温度下保持330秒钟之后，冷却到室温，获得退火钢板。
[表4]
Figure BDA0000473796150000331
[表5]
Figure BDA0000473796150000341
对于所得退火钢板，如实施例1所述地测定低温相变生成相、残留奥氏体和多边形铁素体的体积分数、残留奥氏体的平均粒径、粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的每单位面积的数密度（NR）、屈服应力（YS）、拉伸强度（TS）、总伸长率（El）、加工硬化指数（n值）、扩孔率（λ）。表6中示出了退火后的冷轧钢板的金相组织观察结果和性能评价结果。需要说明的是，在表4～6中，带有*的地方表示在本发明的范围之外。
[表6]
Figure BDA0000473796150000361
按照本发明规定的方法制造的所有冷轧钢板中，TS×El的值为16000MPa%以上，TS×n值的值为155以上，TS1.7×λ的值为5000000MPa1.7%以上，显示了良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。热轧钢板的金相组织中被取向差15°以上的晶界包围的bcc晶粒的平均粒径为4.0μm以下、铁碳化物的平均数密度为8.0×10-1个/μm2以上、退火后的冷却停止温度为340℃以上的所有例子中，TS×El的值为19000MPa%以上，TS×n值的值为160以上，TS1.7×λ的值为5500000MPa1.7%以上，显示了特别良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。
实施例3
本实施例是显示在利用立即骤冷法的热轧工序中将卷取温度设定为超过400℃时的例子。
使用实验用真空熔化炉，将具有表7所示化学组成的钢熔化、铸造。通过热锻造将这些钢锭制成厚度30mm的钢坯。使用电热炉将钢坯加热至1200℃，保持60分钟之后，按照表8所示的条件进行热轧。
具体而言，使用实验用热轧机，在Ar3点以上的温度范围进行6道轧制，精加工为厚度2～3mm。最后一道的压下率按板厚减少率计为12～42%。热轧后，使用水喷淋以各种冷却条件冷却至650～730℃，接着放冷5～10秒钟之后，以60℃/s的冷却速度冷却至各种温度，将该温度作为卷取温度，装入到保持在相同温度的电热炉中，保持30分钟之后，以20℃/h的冷却速度炉中冷却到室温，模拟卷取后的缓慢冷却，由此获得热轧钢板。
采用实施例1记载的方法测定所得热轧钢板的bcc晶粒的平均粒径。
接着，将所得热轧钢板酸洗，制成冷轧母材，按照冷压率50～69%实施冷轧，获得厚度0.8～1.2mm的冷轧钢板。使用连续退火模拟实验机，以10℃/s的加热速度将所得冷轧钢板加热至550℃，然后以2℃/s的加热速度加热至表8所示的各种温度，均热95秒钟。此后，一次冷却到表8所示的各种温度，进而将平均冷却速度设定为60℃/s，从一次冷却温度二次冷却到表8所示的各种温度，该温度下保持330秒钟之后，冷却到室温，获得退火钢板。
[表7]
[表8]
Figure BDA0000473796150000391
1)热轧钢板的板厚。2)从轧制结束到骤冷停止的时间。3)骤冷中的平均冷却速度。
对于所得退火钢板，如实施例1所述地测定低温相变生成相、残留奥氏体和多边形铁素体的体积分数、残留奥氏体和多边形铁素体的平均粒径、粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的每单位面积的数密度（NR）、屈服应力（YS）、拉伸强度（TS）、总伸长率（El）、加工硬化指数（n值）、扩孔率（λ）。表9中示出了退火后的冷轧钢板的金相组织观察结果和性能评价结果。需要说明的是，在表7～9中，带有*的地方表示在本发明的范围之外。
[表9]
1)冷压率:冷轧的总压下率;2)Nn:粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的数密度；3)El:换算成相当于板厚1.2mm的总伸长率λ:扩孔率、n值:加工硬化指数
按照本发明规定的方法制造的所有冷轧钢板中，TS×El的值为15000MPa%以上，TS×n值的值为150以上，TS1.7×λ的值为4500000MPa1.7%以上，显示了良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。热轧的最后一道的压下量超过25%、退火后的二次冷却停止温度为340℃以上的所有例子中，TS×El的值为19000MPa%以上，TS×n值的值为160以上，TS1.7×λ的值为5500000MPa1.7%以上，显示了更良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。热轧的最后一道的压下量超过25%、退火中的均热处理温度为（Ac3点-40℃）以上且低于（Ac3点+50℃）、均热处理后以低于10.0℃/s的冷却速度自均热温度起冷却50℃以上、二次冷却停止温度为340℃以上的所有例子中，TS×El的值为20000MPa%以上，TS×n值的值为165以上，TS1.7×λ的值为6000000MPa1.7%以上，显示了特别良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。
实施例4
本实施例是显示对于在利用立即骤冷法的热轧工序中将卷取温度设定为400℃以下而获得的热轧钢板实施热轧板退火时的例子。
使用实验用真空熔化炉，将具有表10所示化学组成的钢熔化、铸造。通过热锻造将这些钢锭制成厚度30mm的钢坯。使用电热炉将钢坯加热至1200℃，保持60分钟之后，按照表11所示的条件进行热轧。
具体而言，使用实验用热轧机，在Ar3点以上的温度范围进行6道轧制，精加工为厚度2～3mm。最后一道的压下率按板厚减少率计为22～42%。热轧后，使用水喷淋以各种冷却条件冷却至650～720℃，接着放冷5～10秒钟之后，以60℃/s的冷却速度冷却至各种温度，将该温度作为卷取温度，装入到保持在相同温度的电热炉中，保持30分钟之后，以20℃/h的冷却速度炉中冷却到室温，模拟卷取后的缓慢冷却，由此获得热轧钢板。
以50℃/h的加热速度将所得热轧钢板加热至表11所示的各种加热温度，保持各种时间之后、或者不保持，以20℃/h的冷却速度冷却到室温，获得热轧退火钢板。
采用实施例1记载的方法测定所得热轧退火钢板的bcc晶粒的平均粒径。另外，通过上述使用SEM和俄歇电子能谱装置的方法测定热轧退火钢板的铁碳化物的平均数密度。
接着，将所得热轧退火钢板酸洗，制成冷轧母材，按照冷压率50～69%实施冷轧，获得厚度0.8～1.2mm的冷轧钢板。使用连续退火模拟实验机，以10℃/s的加热速度将所得冷轧钢板加热至550℃，然后以2℃/s的加热速度加热至表11所示的各种温度，均热95秒钟。此后，一次冷却到表11所示的各种温度，进而将平均冷却速度设定为60℃/s，从一次冷却温度二次冷却到表11所示的各种温度，该温度下保持330秒钟之后，冷却到室温，获得退火钢板。
[表10]
Figure BDA0000473796150000431
[表11]
Figure BDA0000473796150000441
对于所得退火钢板，如实施例1所述地测定低温相变生成相、残留奥氏体和多边形铁素体的体积分数、残留奥氏体和多边形铁素体的平均粒径、粒径1.2μm以上的残留奥氏体晶粒的每单位面积的数密度（NR）、屈服应力（YS）、拉伸强度（TS）、总伸长率（El）、加工硬化指数（n值）、扩孔率（λ）。表12中示出了退火后的冷轧钢板的金相组织观察结果和性能评价结果。需要说明的是，在表10～12中，带有*的地方表示在本发明的范围之外。
[表12]
按照本发明规定的方法制造的所有冷轧钢板中，TS×El的值为15000MPa%以上，TS×n值的值为150以上，TS1.7×λ的值为4500000MPa1.7%以上，显示了良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。热轧的最后一道的压下量超过25%、退火后的二次冷却停止温度为340℃以上的所有例子中，TS×El的值为19000MPa%以上，TS×n值的值为160以上，TS1.7×λ的值为5500000MPa1.7%以上，显示了更良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。热轧的最后一道的压下量超过25%、冷轧的总压下率超过50%、退火中的均热处理温度为（Ac3点-40℃）以上且低于（Ac3点+50℃）、均热处理后以低于10.0℃/s的冷却速度自均热温度起冷却50℃以上、二次冷却停止温度为340℃以上的所有例子中，TS×El的值为20000MPa%以上，TS×n值的值为165以上，TS1.7×λ的值为6000000MPa1.7%以上，显示了特别良好的延性、加工硬化性和拉伸凸缘性。

Claims (11)

1.一种冷轧钢板的制造方法，该冷轧钢板具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织，所述制造方法的特征在于包括下述工序（A）和（B）：
（A）冷轧工序，对热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板，所述热轧钢板具有按质量%计C：超过0.020%且低于0.30%、Si：超过0.10%且3.00%以下、Mn：超过1.00%且3.50%以下、P：0.10%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0%以上且2.00%以下、N：0.010%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1.0%以下、Mo：0%以上且0.50%以下、B：0%以上且0.010%以下、Ca：0%以上且0.010%以下、Mg：0%以上且0.010%以下、REM：0%以上且0.050%以下、Bi：0%以上且0.050%以下、以及余量由Fe和杂质构成的化学组成，并且被取向差15°以上的晶界包围的具有bcc结构的晶粒和具有bct结构的晶粒的平均粒径为6.0μm以下；以及
（B）退火工序，在（Ac3点-40℃）以上的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却到500℃以下且300℃以上的温度范围，在该温度范围保持30秒钟以上。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板是其金相组织中存在的铁碳化物的平均数密度为1.0×10-1个/μm2以上的钢板。
3.一种冷轧钢板的制造方法，该冷轧钢板具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织，所述制造方法的特征在于包括下述工序（C）～（E）：
（C）热轧工序，对具有下述化学组成的板坯实施最后一道的压下量超过15%、在Ar3点以上的温度范围结束轧制的热轧，形成热轧钢板，在上述轧制结束后0.40秒钟以内将上述热轧钢板冷却到780℃以下的温度范围，在超过400℃的温度范围进行卷取，所述化学组成按质量%计C：超过0.020%且低于0.30%、Si：超过0.10%且3.00%以下、Mn：超过1.00%且3.50%以下、P：0.10%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0%以上且2.00%以下、N：0.010%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1.0%以下、Mo：0%以上且0.50%以下、B：0%以上且0.010%以下、Ca：0%以上且0.010%以下、Mg：0%以上且0.010%以下、REM：0%以上且0.050%以下、Bi：0%以上且0.050%以下、以及余量由Fe和杂质构成；
（D）冷轧工序，对由上述工序（C）获得的热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板；以及
（E）退火工序，在（Ac3点-40℃）以上的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却至500℃以下且300℃以上的温度范围，在该温度范围保持30秒钟以上。
4.一种冷轧钢板的制造方法，该冷轧钢板具有主相为低温相变生成相、第二相中包含残留奥氏体的金相组织，所述制造方法的特征在于包括下述工序（F）～（I）：
（F）热轧工序，对具有下述化学组成的板坯实施在Ar3点以上的温度范围结束轧制的热轧，形成热轧钢板，在上述轧制结束后0.40秒钟以内将上述热轧钢板冷却到780℃以下的温度范围，在低于400℃的温度范围进行卷取，所述化学组成按质量%计C：超过0.020%且低于0.30%、Si：超过0.10%且3.00%以下、Mn：超过1.00%且3.50%以下、P：0.10%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0%以上且2.00%以下、N：0.010%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1.0%以下、Mo：0%以上且0.50%以下、B：0%以上且0.010%以下、Ca：0%以上且0.010%以下、Mg：0%以上且0.010%以下、REM：0%以上且0.050%以下、Bi：0%以上且0.050%以下、以及余量由Fe和杂质构成；
（G）热轧板退火工序，对由上述工序（F）获得的热轧钢板实施加热至300℃以上的温度范围的热轧板退火，制成热轧退火钢板；
（H）冷轧工序，对上述热轧退火钢板实施冷轧而制成冷轧钢板；以及
（I）退火工序，在（Ac3点-40℃）以上的温度范围对上述冷轧钢板实施均热处理后，冷却至500℃以下且300℃以上的温度范围，在该温度范围保持30秒钟以上。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在上述冷轧钢板的金相组织中，第二相包含残留奥氏体和多边形铁素体。
6.根据权利要求1～5的任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在上述冷轧工序（A）、（D）或（H）中，以超过50%的总压下率实施上述冷轧。
7.根据权利要求1～6的任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在上述退火工序（B）、（E）或（I）中，在（Ac3点-40℃）以上且低于（Ac3点+50℃）的温度范围实施上述均热处理。
8.根据权利要求1～7的任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在上述退火工序（B）、（E）或（I）中，在上述均热处理后以低于10.0℃/s的冷却速度冷却50℃以上。
9.根据权利要求1～8的任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述化学组成按质量%计含有选自由Ti：0.005%以上且低于0.050%、Nb：0.005%以上且低于0.050%和V：0.010%以上且0.50%以下组成的组中的一种或两种以上。
10.根据权利要求1～9的任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述化学组成按质量%计含有选自由Cr：0.20%以上且1.0%以下、Mo：0.05%以上且0.50%以下和B：0.0010%以上且0.010%以下组成的组中的一种或两种以上。
11.根据权利要求1～10的任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述化学组成按质量%计含有选自由Ca：0.0005%以上且0.010%以下、Mg：0.0005%以上且0.010%以下、REM：0.0005%以上且0.050%以下和Bi：0.0010%以上且0.050%以下组成的组中的一种或两种以上。
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