CN104245988A - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及延性和拉伸凸缘性优异的高强度冷轧钢板，其具有以质量％计为C：0.06～0.3％、Si：0.4～2.5％、Mn：0.6～3.5％、Ti：0～0.08％、Nb：0～0.04％、Ti+Nb：0～0.10％、sol.Al：0～2.0％、Cr：0～1％、Mo：0～0.3％、V：0～0.3％、B：0～0.005％、Ca：0～0.003％、REM：0～0.003％、余量Fe+杂质的化学组成，含有40面积％以上的铁素体作为主相、合计10面积％以上的低温相变生成相(马氏体和贝氏体中的1种或2种)以及3面积％以上的残留奥氏体(γ)作为第2相，并且倾角15°以上的铁素体的平均粒径为5.0μm以下、低温相变生成相的平均粒径为2.0μm以下、长径比不足5的块状残留γ的平均粒径为1.5μm以下，前述块状残留γ的相对于所有残留γ的面积分数为50％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。更详细而言，本发明涉及具有高强度并且具有优异的加工性的冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

一直以来，作为使冷轧钢板的机械特性提高的方法，研究了实现组织的微细化的方法。

下述专利文献1中公开了具有含有铁素体和包含马氏体、贝氏体以及残留γ(残留奥氏体)中的1种或2种以上的低温相变相的组织，该低温相变相的体积分数为10～50％且平均晶体粒径为2μm以下的冷轧钢板。

专利文献2中公开了使用通过在热轧后短时间内冷却而制造的热轧钢板来制造冷轧钢板的方法。例如，公开了热轧后以400℃/秒以上的冷却速度在0.4秒以内冷却至720℃以下，从而制造具有以平均晶体粒径小的铁素体为主相的微细组织的热轧钢板，对其实施通常的冷轧和退火。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2008-231480号公报

专利文献2：国际公开第2007/015541号小册子

发明内容

根据专利文献1得到具有微细的组织的冷轧钢板。然而，为了实现组织的微细化，需要含有析出元素Ti、Nb以及V中的1种或2种以上。大量地含有这样的析出元素时，损害钢板的延性，因此专利文献1中所公开的冷轧钢板中难以确保优异的延性、因此难以确保优异的加工性。

关于这一点，根据专利文献2中公开的方法，即便不含析出元素也可以实现组织的微细化，可以制造具有优异的延性的冷轧钢板。所得到的冷轧钢板因作为其原材料的热轧钢板具有微细的组织而具有冷轧以及再结晶后的微细的组织。因此，由此产生的奥氏体也是微细的，得到具有微细的组织的冷轧钢板。然而，冷轧后的退火方法为通常的方法，因此退火时的加热工序中发生再结晶，在再结晶终止后，以再结晶后的组织的晶界为成核位点发生奥氏体相变。即热轧钢板中存在的大角度晶界、微细的碳化物颗粒以及低温相变相等奥氏体相变的优先成核位点的大部分在退火时的加热中消失，然后发生奥氏体相变。因此，根据专利文献2中所公开的方法得到的冷轧钢板虽然具有微细的组织，但退火过程中的奥氏体粒的微细化在以再结晶后的组织为前提的方面受到制约，因此难以称之为将热轧钢板具有的微细的组织充分地活用于冷轧以及退火后的组织的微细化。尤其，在奥氏体单相域进行退火时，难以将热轧钢板的微细的组织活用于冷轧以及退火后的组织的微细化。

本发明的目的在于，不依赖于Ti、Nb等析出元素的大量添加，也可以有效地将冷轧以及退火后的组织微细化，由此提供高强度并且具有优异的延性以及拉伸凸缘性的冷轧钢板及其制造方法。

作为高强度且用于得到延性以及拉伸凸缘性的组织，本发明人等关注如下的复合组织，该复合组织以铁素体作为主相、第2相中含有用于确保钢板的强度的低温相变相和得到基于相变诱发塑性的延性上升效果的残留奥氏体。

此外，铁素体那样的软质相和低温相变相、残留奥氏体那样的硬质相混合存在的组织通常担心拉伸凸缘性(扩孔性)的降低，因此基于通过铁素体和硬质相的微细化以及残留奥氏体的形态控制来极力抑制拉伸凸缘性的降低的材质设计思想进行了研究。

作为用于得到这样的组织的手法，冷轧后的退火工序中，新意地尝试在再结晶终止前进行奥氏体相变，而不是在再结晶终止后进行奥氏体相变的以往的退火方法。

其结果，得到以下的新的见解。

1)在再结晶终止后进行奥氏体相变的以往的退火方法中，以再结晶后的组织的晶界为成核位点发生奥氏体相变，因此退火过程中的奥氏体粒(退火后的原奥氏体粒，以下也称为“原奥氏体粒”)的微细化在以源自再结晶后的组织的奥氏体相变为前提的方面受到制约。

与之相对，若采用快速加热至奥氏体生成的温度域而在再结晶终止前进行奥氏体相变的退火方法，由热轧钢板中的作为奥氏体相变的优先成核位点的大角度晶界、微细的碳化物颗粒和低温相变相发生奥氏体相变，因此退火过程中的奥氏体粒被飞跃性地微细化。其结果，退火后的冷轧钢板的组织中的铁素体、低温相变相以及残留奥氏体被有效地微细化。

2)对于冷轧后的退火工序中通过在再结晶终止前进行奥氏体相变的退火方法而得到的钢板，长径比不足5的块状的残留奥氏体在所有残留奥氏体中所占的比率增加。认为这是由于通过原奥氏体粒的微细化，使在原奥氏体晶界上、在包边界(packet boundary)上或块边界上存在的残留奥氏体增加，在贝氏体、马氏体的板条间生成的残留奥氏体减少。与在贝氏体、马氏体的板条间生成的残留奥氏体相比，这样的块状的残留奥氏体在钢板的加工时存在于应力容易集中的晶界。因此，基于相变诱发塑性的延性上升效果高、钢板的延性被有效地提高。

铁素体那样的软质相和残留奥氏体混合存在的组织中通常担心拉伸凸缘性的降低。然而，如上所述，退火后的冷轧钢板的组织中，铁素体、低温相变相以及残留奥氏体被有效地微细化，从而能够抑制拉伸凸缘性的降低。因此，也可以确保优异的拉伸凸缘性。

3)如上所述，对于冷轧后的退火工序中在再结晶终止前进行奥氏体相变的退火方法，由热轧钢板中的作为奥氏体相变的优先成核位点的大角度晶界、微细的碳化物颗粒以及低温相变相生成奥氏体相变的核，实现原奥氏体粒有效的微细化。因此，作为热轧钢板的制造方法，优选为得到高密度地包含这些奥氏体相变的优先成核位点的热轧钢板的、专利文献2中记载的制造方法。通过对采用专利文献2中记载的制造方法而得到的热轧钢板应用上述退火方法，退火过程中的奥氏体粒进一步微细化，退火后的冷轧钢板的组织中的铁素体、低温相变相以及残留奥氏体进一步微细化。

上述的组织的微细化和残留奥氏体的形态控制的结果，发现可以使冷轧钢板的延性飞跃性地上升、同时也使延性与拉伸凸缘性的平衡显著上升。

基于上述新见解，本发明涉及一种冷轧钢板，其特征在于，具有以质量％计为C：0.06～0.3％、Si：0.4～2.5％、Mn：0.6～3.5％、P：0.1％以下、S：0.05％以下、Ti：0～0.08％、Nb：0～0.04％、Ti以及Nb的合计含量：0～0.10％、sol.Al：0～2.0％、Cr：0～1％、Mo：0～0.3％、V：0～0.3％、B：0～0.005％、Ca：0～0.003％、REM：0～0.003％、余量为Fe以及杂质的化学组成，具有含有40面积％以上的铁素体作为主相、合计10面积％以上的包含马氏体和贝氏体中的1种或2种的低温相变相以及3面积％以上的残留奥氏体作为第2相、并且满足下述式(1)～(4)的显微组织：

d_F≤5.0···(1)

d_M+B≤2.0···(2)

d_As≤1.5···(3)

r_As≥50···(4)

上述式中，

d_F为以倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径(单位：μm)、

d_M+B为前述低温相变相的平均粒径(单位：μm)、

d_As为长径比不足5的残留奥氏体的平均粒径(单位：μm)、并且

r_As为长径比不足5的残留奥氏体相对于所有残留奥氏体的面积分数(％)。

显微组织中的主相意味着以面积分数计最大的相，第2相意味着包含除此以外的全部相以及组织。平均粒径均意味着使用SEM-EBSD、通过后述的式(6)而求出的当量圆直径平均值。

优选方式中，本发明的冷轧钢板还具有下述(1)～(7)中的1个或2个以上的特征。

(1)在板厚的1/2深度位置，具有以取向组{100}＜011＞～{211}＜011＞的X射线强度的平均相对于不具有织构的无规组织的X射线强度的平均的比计不足6的织构。

(2)前述化学组成以质量％计含有选自由Ti：0.005～0.08％以及Nb：0.003～0.04％组成的组中的1种或2种。

(3)前述化学组成以质量％计含有sol.Al：0.1～2.0％。

(4)前述化学组成以质量％计含有选自由Cr：0.03～1％、Mo：0.01～0.3％以及V：0.01～0.3％组成的组中的1种或2种以上。

(5)前述化学组成以质量％计含有B：0.0003～0.005％。

(6)前述化学组成以质量％计含有选自由Ca：0.0005～0.003％以及REM：0.0005～0.003％组成的组中的1种或2种。

(7)在钢板表面具有镀层。

从另一侧面出发，本发明涉及上述冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具有下述工序(A)以及(B)。

(A)冷轧工序，对具有上述化学组成的热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板；以及

(B)退火工序，在下述条件下对工序(A)中得到的冷轧钢板实施退火，所述条件包括：以15℃/秒以上的平均加热速度进行加热使得在达到(Ac₁点+10℃)时未发生奥氏体相变的区域中占有的未再结晶率为30面积％以上，然后进一步在(0.9×Ac₁点+0.1×Ac₃点)以上且(Ac₃点+100℃)以下的温度域保持30秒钟以上。

在此，前述Ac₁点以及Ac₃点为由以2℃/秒的加热速度升温时的热膨胀曲线求出的相变点。

优选方式中，本发明的冷轧钢板的制造方法还具有下述(8)～(12)中的1个或2个以上的特征。

(8)前述热轧钢板为通过在热轧终止后在300℃以下卷取，然后在500～700℃的温度域实施热处理而得到的。

(9)前述热轧钢板为通过在Ar₃点以上终止轧制的热轧终止后自轧制终止温度至(轧制终止温度-100℃)的温度域以满足下述式(5)的冷却速度(Crate)进行冷却的热轧工序而得到的、以倾角15°以上的大角度晶界规定的BCC相的平均粒径为6μm以下的热轧钢板。

$\begin{array}{c}\mathrm{IC}\left(T\right)=0.1-3\&times;{10}^{-3}\&CenterDot;T+4\&times;{10}^{-5}\&CenterDot;T^2-5\&times;{10}^{-7}\&CenterDot;T^3+5\&times;{10}^{-9}\&CenterDot;T^4-7\&times;{10}^{-11}\&CenterDot;T^5\\ \underset{0}{\overset{-100}{\&Integral;}}\frac{-\mathrm{dT}}{\mathrm{Crate}\left(T\right)\&CenterDot;\mathrm{IC}\left(T\right)}<4\end{array}---\left(5\right)$

上述式中，

Crate(T)为冷却速度(℃/s)(正值)，

T为将轧制终止温度设为零的相对温度(℃、负值)，

存在Crate为零的温度时，将该温度下的停留时间(Δt)除以IC(T)得到的值以该区间的积分的方式相加。

(10)前述(9)记载的温度域下的冷却包括以400℃/秒以上的冷却速度开始冷却，以该冷却速度冷却30℃以上的温度区间。

(11)前述(9)记载的温度域下的冷却包括利用水冷以400℃/秒以上的冷却速度开始冷却，以该冷却速度冷却30℃以上且80℃以下的温度区间之后，设置0.2～1.5秒的水冷停止期间，其间进行板形状的测量，然后以50℃/秒以上的速度冷却。

(12)在前述工序(B)之后，还具有对冷轧钢板实施镀覆处理的工序。

根据本发明，可以实现不依赖于Ti、Nb等析出元素的大量添加也可以将冷轧以及退火后的组织有效微细化，延性以及拉伸凸缘性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明中利用的组织的微细化机理与以往方法的机理不同，因此即便在奥氏体单相域进行退火时也是有效果的，此外即便使退火时的保持时间延长至能够得到稳定的材质的程度也可以得到微细组织。

具体实施方式

以下，对于本发明的冷轧钢板及其制造方法进行说明。以下的说明中，关于化学组成的％只要没有特别指定则指质量％。此外，本发明中的平均粒径均意味着使用SEM-EBSD，通过后述的式(5)而求出的当量圆直径平均值。

1.冷轧钢板

1-1：化学组成

[C：0.06～0.3％]

C具有提高钢的强度的作用。C还具有通过在奥氏体中浓缩从而使奥氏体稳定化、提高冷轧钢板中的残留奥氏体的比率、提高钢的延性的作用。此外，退火工序中，由于基于C的升温过程中的铁素体的再结晶抑制作用，从而容易通过快速加热而保持着未再结晶率高的状态达到(Ac₁点+10℃)以上的温度域，由此可以使冷轧钢板的显微组织微细化。此外，C具有使A₃点降低的作用，因此热轧工序中可以使热轧在更低的温度域下终止，从而容易使热轧钢板的组织微细化。

C含量不足0.06％时，难以得到基于上述作用的效果。因此，C含量设为0.06％以上。优选为0.08％以上、更优选为0.10％以上。另一方面，C含量超过0.3％时，冷轧钢板的加工性、焊接性的降低变得显著。因此，C含量设为0.3％以下。优选为0.25％以下。

[Si：0.4～2.5％]

Si具有通过促进低温相变相的马氏体、贝氏体的生成，从而提高钢的强度的作用。Si还具有通过促进残留奥氏体的生成，从而提高钢的延性的作用。Si含量不足0.4％时，难以得到基于上述作用的效果。因此，Si含量设为0.4％以上。优选为0.6％以上、进一步优选为0.8％以上、特别优选为1.0％以上。另一方面，Si含量超过2.5％时，钢的延性降低变得显著、或其镀覆性受损。因此，Si含量设为2.5％以下。优选为2.0％以下。

[Mn：0.6～3.5％]

Mn具有提高钢的强度的作用。Mn还具有使相变温度降低的作用，因此退火工序中容易通过快速加热而保持着未再结晶率高的状态达到(Ac₁点+10℃)以上的温度域，由此可以使冷轧钢板的组织微细化。Mn含量不足0.6％时，难以得到基于上述作用的效果。因此，Mn含量设为0.6％以上。另一方面，Mn含量超过3.5％时，钢过度地高强度化，其延性显著受损。因此，Mn含量设为3.5％以下。

[P：0.1％以下]

P作为杂质含有，在晶界偏析，具有使钢脆化的作用。P含量超过0.1％时，存在由于上述作用导致脆化显著的情况。因此，P含量设为0.1％以下。优选为0.06％以下。P含量越低越优选，因此不需要设定下限，但从成本的观点出发优选设为0.001％以上。

[S：0.05％以下]

S作为杂质含有，在钢中形成硫化物系夹杂物，具有使钢的延性降低的作用。S含量超过0.05％时，存在由于上述作用导致延性的降低显著的情况。因此，S含量设为0.05％以下。优选为0.008％以下、进一步优选为0.003％以下。S含量越低越优选，因此不需要设定下限，但从成本的观点出发优选设为0.001％以上。

[Ti：0～0.08％、Nb：0～0.04％、Ti以及Nb的合计含量：0～0.10％]

Ti以及Nb为以碳化物、氮化物的方式在钢中析出的析出元素，通过抑制退火工序中的奥氏体的晶粒生长，从而具有促进钢的组织的微细化的作用。因此，可以根据期望含有这些元素中的1种或2种。然而，各元素的含量超过上述上限值或合计含量超过上述上限值时，基于上述作用的效果饱和而在成本上是不利的。因此，各元素的含量以及合计含量如上所述。Ti的含量优选设为0.05％以下，进一步优选设为0.03％以下。Nb的含量优选设为0.02％以下。此外，Nb以及Ti的合计含量优选设为0.05％以下，进一步优选设为0.03％以下。为了更可靠地得到基于这些元素的上述作用的效果，优选任意满足Ti：0.005％以上以及Nb：0.003％以上。

[sol.Al：0～2.0％]

Al具有提高钢的延性的作用。因此，也可以含有Al。然而，Al具有使Ar₃相变点上升的作用，因此sol.Al含量超过2.0％时，必须在更高的温度域终止热轧。其结果，难以使热轧钢板的组织微细化，也难以使冷轧钢板的组织微细化。此外，存在难以连铸的情况。因此，sol.Al含量设为2.0％以下。为了更可靠地得到基于上述作用的Al的效果，优选将sol.Al含量设为0.1％以上。

[Cr：0～1％、Mo：0～0.3％、V：0～0.3％]

Cr、Mo以及V均具有提高钢的强度的作用。此外，Mo具有抑制晶粒的粒生长、促进钢的组织的微细化的作用。V具有促进向铁素体的相变、提高钢板的延性的作用。因此，也可以含有Cr、Mo、V中的1种或2种以上。

然而，Cr含量超过1％时，存在过度地抑制铁素体相变，难以确保作为目标的组织的情况。此外，Mo含量超过0.3％、或V含量超过0.3％时，存在在热轧工序的加热阶段析出物大量生成，使延性显著降低的情况。因此，这些各元素的含量如上所述。需要说明的是，Mo含量优选设为0.25％以下。此外，为了更可靠地得到基于这些元素的上述作用的效果，优选满足Cr：0.03％以上、Mo：0.01％以上以及V：0.01％以上的任意条件。

[B：0～0.005％]

B提高钢的淬透性、促进低温相变相的生成，从而具有提高钢的强度的作用。因此，也可以含有B。然而，B含量超过0.005％时，存在钢过度地硬质化，延性的降低变得显著的情况。因此，B含量设为0.005％以下。为了更可靠地得到基于上述作用的效果，优选将B含量设为0.0003％以上。

[Ca：0～0.003％、REM：0～0.003％]

Ca以及REM具有将在钢水的凝固过程中析出的氧化物、氮化物微细化，提高铸坯的健全性的作用。因此，可以含有这些元素中的1种或2种。然而，任一元素均昂贵，因此各个元素的含量设为0.003％以下。这些元素的合计含量优选设为0.005％以下。为了更可靠地得到基于这些元素的上述作用的效果，优选含有0.0005％以上的任意元素。

在此，REM是指Sc、Y以及镧系元素的合计17种元素，镧系元素的情况下，通常在工业上以混合稀土金属的形态添加。本发明中的REM的含量是指这些元素的合计含量。

除上述以外的余量为Fe以及杂质。

1-2：显微组织以及织构

[主相]

主相为40面积％以上的铁素体、并且满足上述式(1)。

通过使主相为软质的铁素体，可以提高冷轧钢板的延性。此外，通过使以倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径d_F满足上述式(1)，硬质的第2相在铁素体的晶界上微细地分散，抑制加工钢板时微细的裂纹的产生。此外，通过铁素体的微细化从而缓和向微细裂纹前端的应力集中，可以抑制裂纹发展。其结果，冷轧钢板的拉伸凸缘性上升。

铁素体面积分数不足40％时，难以确保优异的延性。因此，铁素体面积分数设为40％以上。铁素体面积分数优选为50％以上。

以倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径d_F不满足上述式(1)时，第2相未均匀地分散，因此难以确保优异的拉伸凸缘性。因此，对于前述铁素体的平均粒径d_F进行设定以满足上述式(1)。d_F的值优选满足下述式(1a)。

d_F≤4.0···(1a)

将由倾角15°以上的大角度晶界围绕的铁素体的平均粒径d_F作为指标，是由于倾角不足15°的小角度晶界为相邻的晶粒间的取向差小的低能量界面，因此第2相不易析出，使第2相微细地分散的效果小、对拉伸凸缘性上升的贡献少。

以下将以倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径简称为铁素体的平均粒径。本发明中，铁素体的平均粒径为5.0μm以下、优选为4.0μm以下。

[第2相]

第2相含有合计10面积％以上的包含马氏体以及贝氏体中的1种或2种的低温相变相以及3面积％以上的残留奥氏体，并且满足上述式(2)～(4)。

通过在第2相中含有马氏体、贝氏体等由低温相变生成的硬质的相或组织，可以提高钢的强度。另一方面，残留奥氏体具有使钢板的延性上升的作用，因此通过提高残留奥氏体面积分数，可以得到优异的延性。进而，通过使低温相变相以及残留奥氏体分别以满足上述式(2)以及上述式(3)的方式微细，从而抑制在加工钢板时微细的裂纹的产生和发展，钢板的拉伸凸缘性上升。此外，长径比不足5的块状的残留奥氏体在晶界存在的频率高，因而在加工时可以有效地缓和应力集中。由此，通过满足上述式(4)，可以显著地提高钢板的延性(尤其是均匀伸长率)。

包含马氏体以及贝氏体中的1种或2种的低温相变相的合计面积分数不足10％时，难以确保高强度。因此，上述低温相变相的合计面积分数设为10％以上。需要说明的是，作为低温相变相，含有马氏体以及贝氏体这两者并不是必要的，可以含有任意1种。在此，贝氏体包括贝氏体铁素体。

此外，上述低温相变相(马氏体和/或贝氏体)的平均粒径d_M+B不满足上述式(2)时，难以抑制拉伸凸缘加工时的微细裂纹的产生和发展，难以确保优异的拉伸凸缘性。因此，使低温相变相的平均粒径d_M+B满足上述式(2)。d_M+B的值优选满足下述式(2a)：

d_M+B≤1.6···(2a)

残留奥氏体的面积分数不足3％时，难以确保优异的延性。因此，残留奥氏体面积分数设为3％以上。优选为5％以上。

长径比不足5的块状的残留奥氏体的平均粒径d_As不满足上述式(3)时，由于加工钢板时的残留奥氏体的相变导致粗大的块状马氏体生成，因此钢的拉伸凸缘性降低。因此，使长径比不足5的残留奥氏体的平均粒径d_As满足上述式(3)。d_As的值优选满足下述式(3a)。

d_As≤1.0···(3a)

长径比不足5的残留奥氏体的相对于所有残留奥氏体的面积分数r_As不满足上述式(4)时，难以提高延性。因此，使长径比不足5的残留奥氏体的相对于所有残留奥氏体的面积分数r_As满足上述式(4)。r_As的值优选满足下述式(4a)。

r_As≥60···(4a)

通过满足上述式(3)以及(4)，可以最大限度地发挥延性上升效果，并且极力抑制拉伸凸缘性(扩孔性)的降低。

需要说明的是，存在第2相中珠光体、渗碳体混入的情况，它们的合计含量若为10％以下则允许它们的混入。

铁素体的平均粒径D_F使用SEM-EBSD、以倾角15°以上的大角度晶界围绕的铁素体为对象求出其平均粒径。SEM-EBSD为在扫描电子显微镜(SEM)中通过电子背散射衍射(EBSD)进行微小区域的取向测定的方法。通过分析所得到的取向图从而可以算出平均粒径。低温相变相以及长径比不足5的残留奥氏体的平均粒径也可以使用同样的方法来求出。

此外，铁素体以及低温相变相的面积分数也使用SEM-EBSD而求出。残留奥氏体的面积分数为将通过X射线衍射法而求出的奥氏体的体积比率直接作为面积分数。

本发明中，对于以上的任意平均粒径以及面积分数均采用钢板的板厚1/4深度位置的测定值。

[织构]

本发明的冷轧钢板优选在板厚的1/2深度位置具有以取向组{100}＜011＞～{211}＜011＞的X射线强度的平均相对于不具有织构的无规组织的X射线强度的平均的比计不足6的织构。

抑制取向组{100}＜011＞～{211}＜011＞的织构的发展时，钢的加工性上升。因此，通过降低上述的取向组的X射线强度比，使钢的加工性上升。通过使上述的取向组的X射线强度的平均相对于不具有织构的无规组织的X射线强度的平均的比不足6，可以进一步提高延性以及拉伸凸缘性。因此，优选使上述的取向组的X射线强度的平均相对于不具有织构的无规组织的X射线强度的平均的比不足6。上述的比进一步优选不足5、最优选不足4。需要说明的是，织构的{hkl}＜uvw＞表示{hkl}的法线与相对于板面的垂直方向平行、＜uvw＞与轧制方向平行的晶体取向。

该特定取向的X射线强度通过利用氢氟酸将钢板化学研磨至板厚1/2深度之后，在其板面中测定铁素体相的{200}、{110}以及{211}面的正极图，使用它的测定值通过级数展开法分析取向分布函数(ODF)，从而得到。

不具有织构的无规组织的X射线强度通过使用制成粉末状的钢进行与上述同样的测定从而求出。

1-3：镀层

以提高耐蚀性等为目的，可以在上述的冷轧钢板的表面设置镀层，制成表面处理钢板。镀层可以为电镀层，也可以为热浸镀层。作为电镀层，可以例示出电镀锌、电镀Zn-Ni合金等。作为热浸镀层，可以例示出热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、热浸镀Zn-Al合金、热浸镀Zn-Al-Mg合金、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金等。

镀层附着量没有特别限制，可以与以往同样。此外，在镀层表面形成适当的化学转化处理覆膜(例如，通过硅酸盐系的无铬化学转化处理液的涂布和干燥)，可以进一步提高耐蚀性。此外，可以用有机树脂覆膜进行被覆。

2.制造方法

2-1：热轧和轧制后的冷却

本发明中，通过后述的退火将冷轧钢板的组织微细化，因而供于冷轧的热轧钢板可以使用通过常规方法来制造的钢板。然而，为了将冷轧钢板的组织进一步微细化，优选将供于冷轧的热轧钢板的组织微细化，使奥氏体相变的成核位点增大。这具体是指被倾角15°以上的大角度晶界围绕的晶粒的微细化以及使渗碳体、马氏体等第2相微细分散。

在对具有微细组织的热轧钢板实施冷轧之后进行快速加热退火时，通过快速加热从而可以抑制由于加热过程中的再结晶导致的成核位点的消失，因此奥氏体、再结晶铁素体的成核数增大，更容易使最终组织微细。

本发明中，作为冷轧钢板的原材料优选的热轧钢板具体而言是以倾角15°以上的大角度晶界规定的BCC相的平均粒径为6μm以下的热轧钢板。前述BCC相的平均粒径进一步优选为5μm以下。该平均粒径也通过SEM-EBSD而求出。

通过将热轧钢板的前述BCC相的平均粒径设为6μm以下，可以将冷轧钢板的组织进一步微细化，可以使机械特性进一步提高。需要说明的是，热轧钢板的BCC相的平均粒径越小越优选，因此对于下限没有规定，通常为1.0μm以上。在此所谓BCC相包含铁素体、贝氏体以及马氏体并由其中1种或2种以上形成。马氏体准确而言不是BCC相，但在通过对上述粒径进行SEM-EBSD分析而求出平均粒径的关系上，方便起见作为BCC相来处理。

这种具有微细组织的热轧钢板可以按照以下说明的方法通过进行热轧以及冷却而制作。

通过连铸，制作具有前述的化学组成的板坯，将其供于热轧。此时，板坯可以维持着连铸时的高温来使用，也可以先冷却至室温之后，进行再加热来使用。

供于热轧的板坯的温度优选设为1000℃以上。板坯的加热温度低于1000℃时，对于轧机施加过大的载荷，并且轧制中钢的温度降低至铁素体相变温度，担心以组织中包含相变的铁素体的状态进行轧制。因此，供于热轧的板坯的温度优选足够高温以保证可以在奥氏体温度域终止热轧。

热轧使用可逆式轧机或串列式轧机来进行。从工业生产率的观点出发，优选至少最终的数段使用串列式轧机。为了在轧制中将钢板维持在奥氏体温度域，轧制终止温度优选设为Ar₃点以上。

热轧的压下量优选以被轧材的温度处于自Ar₃点至(Ar₃点+150℃)的温度范围时的板厚减少率计为40％以上。该压下量更优选为60％以上。轧制不需要以1道次来进行，也可以为连续的多道次的轧制。通过将压下量增大，向奥氏体导入更多的应变能量，可以提高向BCC相的相变驱动力，可以使热轧钢板的组织进一步微细粒化。为了避免过度增加对轧制设备的载荷，每1道次的压下量优选设为60％以下。

轧制终止后的冷却优选以以下详细叙述的方法来进行。

自轧制终止温度开始的冷却中，优选自轧制终止温度至(轧制终止温度-100℃)的温度域以满足下述式(5)的冷却速度(Crate)进行冷却。

$\begin{array}{c}\mathrm{IC}\left(T\right)=0.1-3\&times;{10}^{-3}\&CenterDot;T+4\&times;{10}^{-5}\&CenterDot;T^2-5\&times;{10}^{-7}\&CenterDot;T^3+5\&times;{10}^{-9}\&CenterDot;T^4-7\&times;{10}^{-11}\&CenterDot;T^5\\ \underset{0}{\overset{-100}{\&Integral;}}\frac{-\mathrm{dT}}{\mathrm{Crate}\left(T\right)\&CenterDot;\mathrm{IC}\left(T\right)}<4\end{array}---\left(5\right)$

在此，T为将轧制终止温度设为零的相对温度(T＝(冷却中的钢板的温度-轧制终止温度)℃、负值)，Crate(T)为温度T下的冷却速度(℃/秒)(正值)。存在Crate为零的温度时，将该温度下的停留时间(Δt)除以IC(T)得到的值以该区间的积分的方式相加。

上述式(5)表示用于在通过热轧而累积到钢板中的应变能量因热轧终止后的回复/再结晶而消耗之前冷却至奥氏体未再结晶温度域(轧制终止温度-100℃)的条件。详细而言，IC(T)为由关于Fe原子的体扩散的计算而求出的值，表示自热轧终止至奥氏体的回复开始的时间。此外，(1/(Crate(T)·IC(T)))表示用IC(T)将以冷却速度(Crate(T))冷却1℃所需要的时间标准化的值，即冷却时间相对于直至应变能量因回复/再结晶而消失的时间的比率。因此在T＝0～-100℃之间对(1/Crate(T)·IC(T))进行积分而求出的值作为表示冷却中的应变能量的消失量的指标。通过限制该值，从而规定为了在应变能量消失一定量之前冷却100℃所需要的冷却条件(冷却速度和停留时间)。上述式(5)的右边的值优选为3.0、更优选为2.0、进一步优选为1.0。

满足上述式(5)的优选冷却方法中，优选通过对于自轧制终止温度开始的1次冷却以400℃/秒以上的冷却速度开始冷却，以该冷却速度冷却30℃以上的温度区间来进行。该温度区间优选为60℃以上。不设置后述的水冷停止期间的情况下，进一步优选设为100℃以上。1次冷却的冷却速度进一步优选设为600℃/秒以上、特别优选设为800℃/秒以上。该1次冷却可以于轧制终止温度保持5秒以下的短时间之后开始。自轧制终止至1次冷却开始的时间优选设为不足0.4秒以便满足上述式(5)。

此外，优选刚轧制终止之后利用水冷以400℃/秒以上的冷却速度开始冷却，以该冷却速度冷却30℃以上且80℃以下的温度区间之后，设置0.2～1.5秒的水冷停止期间，其间进行板厚以及板宽等板形状的测量，然后以50℃/秒以上的速度进行冷却(2次冷却)。通过如此进行板形状的测定，可以进行板形状的反馈控制，生产率上升。上述水冷停止期间优选设为1秒以下。水冷停止期间中可以为放置冷却也可以为空气冷却。

上述1次冷却以及2次冷却在工业上均采用水冷来实施。

通过使自轧制终止温度至(轧制终止温度-100℃)的温度的轧制之后的冷却满足上述式(5)，极力抑制通过热轧而导入到奥氏体中的应变因回复和再结晶而消耗，可以将钢中累积的应变能量作为自奥氏体向BCC相的相变驱动力来最大限度地利用。将刚轧制之后的冷却速度设为400℃/秒以上的理由与上述同样地也是为了使相变驱动力增大。由此，可以使自奥氏体向BCC相的相变成核数增加，将热轧钢板的组织微细化。通过将如此操作而制造的具有微细组织的热轧钢板作为原材料，可以将冷轧钢板的组织更进一步微细化。

在如上所述地进行1次冷却或1次冷却以及2次冷却之后、进行至卷取温度的冷却之前，可以将钢板在任意的温度域保持任意的时间，进行铁素体相变、包含Nb、Ti的微细颗粒的析出等的组织控制。在此所谓“保持”包括放置冷却、保温。作为适于组织控制的温度域以及保持时间，例如为在600～680℃的温度域进行3～15秒左右放置冷却，通过如此操作，可以将微细的铁素体导入到热轧板组织中。

然后，冷却至钢板的卷取温度。此时的冷却方法可以利用选自水冷、喷雾冷却、以及气体冷却(包含空气冷却)的方法以任意的冷却速度进行冷却。钢板的卷取温度从将组织更可靠地微细化的观点出发优选设为650℃以下。

由以上的热轧工序制作的热轧钢板被导入足够大量的大角度晶界，形成以倾角15°以上的大角度晶界规定的平均粒径为6μm以下，使马氏体、渗碳体等的第2相微细地分散的组织。如此，优选对大角度晶界大量存在、第2相微细地分散的热轧钢板实施冷轧以及退火。这是由于，这些大角度晶界、微细的第2相为奥氏体相变的优先成核位点，因此通过快速加热退火从而自这些位置生成大量的奥氏体以及再结晶铁素体，可以实现组织的微细化。

热轧钢板的组织可以为包含珠光体作为第2相的铁素体组织、包含贝氏体以及马氏体的组织、或它们混合的组织。

2-2：热轧钢板的退火

对于上述的热轧钢板可以在500～700℃的温度下进行退火。该退火特别适于在300℃以下卷取的热轧钢板。

对于退火的方法，可以将热轧卷材穿过连续退火生产线来进行、也可以以卷材原样使用分批退火炉来进行。加热热轧钢板时，至500℃的退火温度为止的加热速度可以以自10℃/小时左右的缓慢加热至30℃/秒的快速加热的任意速度进行。

退火温度(均热保持温度)设为500～700℃的温度范围。该温度域的保持时间不必特别限定，优选设为3小时以上。保持时间的上限从抑制碳化物的粗大化的观点来看优选为15小时以下、更优选为10小时以下。

通过进行这样的热轧钢板的退火，可以使微细的碳化物分散于热轧钢板中的晶界、包边界、块边界，通过与上述的刚热轧终止之后的极短时间的骤冷组合，可以使碳化物进一步微细地分散。其结果，在退火中可以使奥氏体的成核位点增加，将最终组织微细化。热轧钢板的退火也具有使热轧钢板软化、减轻冷轧设备的载荷的作用。

2-3：酸洗和冷轧

将由上述的方法制作的热轧钢板酸洗后、进行冷轧。它们可以利用常规方法。冷轧可以使用润滑油来进行。此外，冷轧率的下限不必特别规定，通常为20％以上。冷轧率超过85％时，对冷轧设备的负担变大，因此冷轧率优选设为85％以下。

2-4：退火

对于由上述的冷轧得到的钢板的退火，以15℃/秒以上的平均加热速度进行加热使得在达到(Ac₁点+10℃)时未发生奥氏体相变的区域中占有的未再结晶率为30面积％以上。

如此，通过以残留未再结晶组织的状态加热至(Ac₁点+10℃)，可以将热轧钢板的大角度晶界、第2相作为成核位点使微细的奥氏体大量成核。此时，若热轧钢板的组织微细，则可以使更大量的核得以生成，因此优选。通过使奥氏体的成核数增加，可以使退火中的奥氏体粒显著地细化，可以使此后生成的铁素体、低温相变相以及残留奥氏体微细化。

另一方面，达到(Ac₁点+10℃)时未发生奥氏体相变的区域中占有的未再结晶率不足30％时，在再结晶终止后奥氏体相变进行的区域会占据大部分。其结果，所述区域中奥氏体相变自再结晶粒的晶界开始进行，因此退火中的奥氏体粒变粗大，最终组织也粗大化。

因此，平均加热速度设为15℃/秒以上使得在达到(Ac₁点+10℃)时未发生奥氏体相变的区域中占有的未再结晶率为30面积％以上。平均加热速度优选为30℃/秒以上、进一步优选为80℃/秒以上、特别优选为100℃/秒以上。平均加热速度的上限没有特别设定，但考虑到温度控制变得困难而优选设为1000℃/秒以下。

开始上述的15℃/秒以上的快速加热的温度只要在再结晶开始前则是任意的，相对于在10℃/秒的加热速度下测定的软化开始温度(再结晶开始温度)T_s，可以为T_s-30℃。其以前的温度域的加热速度是任意的。例如，即便自600℃左右开始快速加热，也可以得到足够的细粒化效果。此外，即便自室温开始快速加热，也不会对本发明造成不良影响。

对于加热方法，为了得到足够快速的加热速度，优选使用电阻加热、感应加热、火焰加热，只要满足本发明的技术特征则也可以利用辐射管的加热。此外，通过这些加热装置的应用，可以将钢板的加热时间大幅缩短，将退火设备进一步小型化，也可以期待生产率的上升、设备投资费用的降低的效果。此外，可以在已知的连续退火生产线以及热浸镀生产线中增设快速加热装置来实施上述加热。

加热至(Ac₁点+10℃)之后，加热至(0.9×Ac₁点+0.1×Ac₃点)以上且(Ac₃点+100℃)以下的退火温度。该温度区间的加热速度可以设为任意的速度。通过降低在该温度区间的加热速度，还可以获取足够的时间、促进铁素体的再结晶。此外，也可以改变加热速度，如仅将最初的一部分设为快速加热(例如与上述快速加热相同的速度)、然后设为较低的加热速度。

退火过程中，充分地进行向奥氏体的相变，并且使钢板中的碳化物溶解。因此，退火温度设为(0.9×Ac₁+0.1×Ac₃点)以上。退火温度优选为(0.3×Ac₁点+0.7×Ac₃点)以上，此情况下特别是冷轧钢板的织构中取向组{100}＜011＞～{211}＜011＞的强度降低、钢板的加工性上升。另一方面，将退火温度设为超过(Ac₃点+100℃)的温度进行均热保持时，产生奥氏体粒的剧烈的晶粒生长，最终组织粗粒化。因此，退火温度设为(Ac₃点+100℃)以下、优选为(Ac₃点+50℃)以下。

本发明中的Ac₁点以及Ac₃点为由将进行了冷轧的钢板以2℃/秒的加热速度升温至1100℃时测定的热膨胀曲线而求出的值。

保持在上述退火温度域的退火时间为30秒钟以下时，碳化物的溶解和向奥氏体的相变未充分进行，因此冷轧钢板的加工性降低。此外，易发生退火中的温度不均、制造稳定性出现问题。因此，退火时间设为30秒钟以上，使碳化物的溶解和向奥氏体的相变充分地进行。退火时间的上限不必特别的规定，从更可靠地抑制奥氏体的晶粒生长的观点出发，优选设为不足10分钟。

退火后的冷却中，通过控制冷却速度、低温保持的温度和时间等的温度历程，使恰当的面积分数的铁素体、低温相变相以及残留奥氏体生成，从而控制冷轧钢板的组织。退火后的冷却中的冷却速度过慢时，低温相变相减少至不足10面积％，钢板的强度降低。因此，自650℃至500℃的温度域的平均冷却速度优选设为1℃/秒以上。另一方面，冷却速度过快时，低温相变相的面积分数过度增加，损害钢板的延性。因此，上述温度域的平均冷却速度优选设为60℃/秒以下。上述的冷却可以采用任意的方法进行。例如可以为利用气体、喷雾、水、或它们的组合的冷却。

在上述温度域的冷却之后，通过停止冷却或缓慢冷却而保持在低温域，在冷轧钢板中生成恰当的面积分数的低温相变相，并且促进碳原子向未相变奥氏体的扩散，从而生成残留奥氏体。

上述退火之后直至常温的冷却过程中，可以实施热浸镀而制成热浸镀钢板，也可以在直至常温的冷却之后于其它工序中实施热浸镀、电镀而制成热浸镀钢板、电镀钢板。直至常温的冷却过程中，实施热浸镀而制成热浸镀钢板的情况下，也可以在热浸镀之前保持温度高于或低于热浸镀浴。热浸镀层、电镀层以及镀层附着量如上所述。此外，为了进一步提高耐蚀性，可以在镀覆后实施适当的化学转化处理。

实施例

将具有表1所示的化学组成的钢种A～N的钢锭在真空感应炉中进行熔炼。表1中一并示出钢种A～N的Ac₁点以及Ac₃点。这些相变温度是由将根据后述的制造条件实施至冷轧为止的钢板以2℃/秒的加热速度升温至1100℃时测定的热膨胀曲线而求出的温度。表1还进一步示出(Ac₁点+10℃)、(0.9×Ac₁点+0.1×Ac₃点)以及(Ac₃点+100℃)的值。

[表1]

对这些钢锭进行热锻之后供于热轧，因此裁切为板坯状的钢坯。将这些钢坯加热1小时至1000℃以上的温度之后，使用试验用小型轧机，实施在表2所示的轧制终止温度(表2中表示为FT)下终止轧制的热轧，以同一表中示出的冷却条件以及卷取温度制作板厚2.0～2.6mm的热轧钢板。

轧制终止后的冷却按照以下任意方法实施：

1)刚轧制终止之后以至少100℃的温度降低量只进行1次冷却；

2)在轧制终止温度(FT)下保持规定时间(放置冷却)之后以至少100℃的温度降低量只进行1次冷却；或

3)刚轧制终止之后进行1次冷却，自轧制终止温度(FT)冷却30～80℃的阶段中停止1次冷却，该温度下进行规定时间温度保持(放置冷却)之后，进行2次冷却。

只进行1次冷却的情况下为1次冷却停止后、进行2次冷却的情况下为2次冷却停止后，放置冷却3～15秒钟，然后以30～100℃/秒的冷却速度进行水冷，冷却至卷取温度。然后，将钢板装入炉中，实施模拟卷取的缓慢冷却。卷取的卷材进行放置冷却。在表2中一并示出式(5)的左边值以及热轧钢板的BCC相的平均粒径。

对于热轧钢板的BCC相的平均晶体粒径的测定，对与钢板的轧制方向以及板厚方向平行的截面的组织使用SEM-EBSD装置(日本电子株式会社制造、JSM-7001F)，分析以倾角15°以上的大角度晶界规定的BCC相的粒径从而求出。BCC相的平均粒径d使用下述的式(6)来求出。在此，Ai表示第i个粒的面积、di表示第i个粒的当量圆直径。

$d=\frac{\underset{i}{\mathrm{\&Sigma;}}\mathrm{Ai}\&times;\mathrm{di}}{\underset{i}{\mathrm{\&Sigma;}}\mathrm{Ai}}---\left(6\right)$

对于一部分热轧钢板使用加热炉以表2所示的条件实施热轧板退火。

对如此操作所得到的热轧钢板根据常规方法实施用盐酸的酸洗及以表2所示的压下率的冷轧，将钢板的板厚制成1.0～1.2mm。然后，利用实验室规模的退火设备，以表2所示的加热速度、退火温度、退火时间进行退火，650℃～500℃的温度域以表2所示的冷却速度进行冷却，进而实施以下的A～I所示的热处理之后，以2℃/秒冷却至常温，得到冷轧钢板。需要说明的是，退火后的冷却利用氮气进行。表2以及表3中，下划线部分的数值意味着本发明的范围外。

A：在375℃下保持330秒；

B：在400℃下保持330秒；

C：在425℃下保持330秒；

D：在480℃下保持15秒之后，冷却至460℃，模拟热浸镀锌浴浸渍，进而加热至500℃，模拟合金化处理；

E：在480℃下保持60秒之后，冷却至460℃，模拟热浸镀锌浴浸渍，进而加热至520℃，模拟合金化处理；

F：在480℃下保持60秒之后，冷却至460℃，模拟热浸镀锌浴浸渍，进而加热至540℃，模拟合金化处理；

G：在375℃下保持60秒之后，加热至460℃，模拟热浸镀锌浴浸渍，进而加热至500℃，模拟合金化处理；

H：在400℃下保持60秒之后，加热至460℃，模拟热浸镀锌浴浸渍，进而加热至500℃，模拟合金化处理；

I：在425℃下保持60秒之后，加热至460℃，模拟热浸镀锌浴浸渍，进而加热至500℃，模拟合金化处理。

表2中一并记入在达到(Ac₁点+10℃)时未发生奥氏体相变的区域中占有的未再结晶率。该值通过以下的方法求出。即，使用根据本发明的制造条件实施至冷轧的钢板，以各钢板编号中所示的加热速度升温至(Ac₁点+10℃)之后，立即水冷。利用SEM拍摄其组织，对于在组织照片上除去马氏体的区域、即除去在达到(Ac₁点+10℃)时发生了奥氏体相变的区域的区域，测定再结晶组织和加工组织的比率，从而求出未再结晶率。

[表2-1]

[表2-2]

对如此制造的冷轧钢板的显微组织以及机械特性如下地进行调查。在表3中总结示出调查结果。

对于冷轧钢板的铁素体平均粒径、低温相变相的平均粒径以及长径比不足5的残留奥氏体的平均粒径，在钢板的板厚1/4深度位置的与轧制方向以及板厚方向平行的截面组织中使用SEM-EBSD装置而求出。对于铁素体以及低温相变相的面积分数也使用SEM-EBSD分析结果来求出。此外，使用后述的装置通过X射线衍射法求出奥氏体相的体积分数，将其作为残留奥氏体(残留γ)的面积分数。需要说明的是，包含残留奥氏体相的组织的EBSD分析中，存在由于试样调整时的干扰(残留奥氏体相变为马氏体等)而不能准确测定残留奥氏体的担心。因此，本实施例中，作为分析精度的指标，将通过EBSD分析得到的残留奥氏体的面积比率(γEBSD)相对于通过X射线衍射法得到的残留奥氏体的体积比率(γXRD)满足(γEBSD/γXRD)＞0.7作为评价的前提。

关于冷轧钢板的织构的测定，对于板厚1/2深度位置的平面进行X射线衍射试验，根据铁素体的{200}、{110}、{211}的正极图的测定结果进行ODF(取向分布函数)分析而求出。根据该分析结果，求出{100}＜011＞、{411}＜011＞、{211}＜011＞的各取向相对于不具备织构的无规组织的强度比，将它们的平均值作为取向组{100}＜011＞～{211}＜011＞的平均强度比。不具有织构的无规组织的X射线强度利用粉末状的钢的X射线衍射而求出。X射线衍射中使用的装置为Rigaku Corporation制造的RINT-2500HL/PC。

退火后的冷轧钢板的机械特性利用拉伸试验和扩孔试验来调查。拉伸试验使用JIS5号拉伸试验片来进行，求出拉伸强度(TS)以及断裂伸长率(总伸长率、El)。扩孔试验基于JIS Z 2256：2010来进行，求出扩孔率λ(％)。作为强度与延性的平衡的指标算出TS×El的值，此外作为强度与拉伸凸缘性的平衡的指标算出TS×λ的值，分别在表3中示出。

[表3-1]

(注释)1)F＝铁素体

2)块状残留γ＝长径比不足5的残留γ相对于所有残留γ的面积分数

3)织构＝取向组{100}<011>～{211}<011>的X射线平均强度比

[表3-2]

(注释)1)F＝铁素体

2)块状残留γ＝长径比不足5的残留γ相对于所有残留γ的面积分数

3)织构＝取向组{100}<011>～{211}<011>的X射线平均强度比

钢板编号5、8、11、14、16、19、22、25、27、32、34、36、40、42、47、49的退火时的加热速度不足15℃/秒，因此Ac₁+10℃下未再结晶率不足30％。因此，冷轧钢板的显微组织粗大化、铁素体平均粒径超过本发明中规定的上限。其结果，机械特性差。

钢板编号4、29的退火时的加热速度为15℃/秒以上，但退火温度超过Ac₃+100℃，因此冷轧钢板的显微组织粗大化、铁素体粒径超过本发明中规定的上限。其结果，机械特性差。

钢板编号45、46的Nb含量超过上限值，因此钢过度地硬质化、加工性劣化。作为结果，冷轧钢板的机械特性无论加热速度如何都低。

钢板编号47、48的Si含量低于下限值，因此冷轧钢板中未生成残留奥氏体。因此，延性等级低。作为结果，冷轧钢板的机械特性无论加热速度如何都低。

与之相对，具有本发明中规定的化学组成以及组织的钢板与相同钢种相比时，可知为高强度，并且与比较例相比特别是延性显著优异、而且拉伸凸缘性也良好。

Claims (14)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，该冷轧钢板具有如下的化学组成：以质量％计，C：0.06～0.3％、Si：0.4～2.5％、Mn：0.6～3.5％、P：0.1％以下、S：0.05％以下、Ti：0～0.08％、Nb：0～0.04％、Ti以及Nb的合计含量：0～0.10％、sol.Al：0～2.0％、Cr：0～1％、Mo：0～0.3％、V：0～0.3％、B：0～0.005％、Ca：0～0.003％、REM：0～0.003％，余量为Fe以及杂质；

具有如下的显微组织：含有40面积％以上的铁素体作为主相、合计10面积％以上的包含马氏体和贝氏体中的1种或2种的低温相变相以及3面积％以上的残留奥氏体作为第2相，并且满足下述式(1)～(4)，

d_F≤5.0···(1)

d_M+B≤2.0···(2)

d_As≤1.5···(3)

r_As≥50···(4)

上述式中，

d_F为以倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径(单位：μm)、

d_M+B为所述低温相变相的平均粒径(单位：μm)、

d_As为长径比不足5的残留奥氏体的平均粒径(单位：μm)、并且

r_As为长径比不足5的残留奥氏体相对于所有残留奥氏体的面积分数(％)。

2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，在板厚的1/2深度位置，具有以取向组{100}＜011＞～{211}＜011＞的X射线强度的平均相对于不具有织构的无规组织的X射线强度的平均的比计不足6的织构。

3.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自由Ti：0.005～0.08％以及Nb：0.003～0.04％组成的组中的1种或2种。

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sol.Al：0.1～2.0％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自由Cr：0.03～1％、Mo：0.01～0.3％以及V：0.01～0.3％组成的组中的1种或2种以上。

6.根据权利要求1～5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B：0.0003～0.005％。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的冷轧钢板，所述化学组成以质量％计含有选自由Ca：0.0005～0.003％以及REM：0.0005～0.003％组成的组中的1种或2种。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的冷轧钢板，其中，在钢板表面具有镀层。

9.一种权利要求1～8中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具有下述工序(A)以及(B)：

(A)冷轧工序，对具有权利要求1和3～7中任一项所述的化学组成的热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板；以及

(B)退火工序，在下述条件下对工序(A)中得到的冷轧钢板实施退火，所述条件包括：以15℃/秒以上的平均加热速度进行加热使得在达到(Ac₁点+10℃)时未发生奥氏体相变的区域中占有的未再结晶率为30面积％以上，然后进一步在(0.9×Ac₁点+0.1×Ac₃点)以上且(Ac₃点+100℃)以下的温度域保持30秒钟以上。

10.根据权利要求9所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板为通过在热轧终止后在300℃以下卷取，然后在500～700℃的温度域实施热处理而得到的。

11.根据权利要求9或10所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板为通过在Ar₃点以上终止轧制的热轧终止后自轧制终止温度至(轧制终止温度-100℃)的温度域以满足下述式(5)的冷却速度(Crate)进行冷却的热轧工序而得到的、以倾角15°以上的大角度晶界规定的BCC相的平均粒径为6μm以下的钢板，

IC(T)＝0.1-3×10^-3·T+4×10^-5·T²-5×10^-7·T³+5×10-⁹·T⁴-7×10^-11·T⁵

$\underset{0}{\overset{-100}{\&Integral;}}\frac{-\mathrm{dT}}{\mathrm{Crate}\left(T\right)\&CenterDot;\mathrm{IC}\left(T\right)}<4---\left(5\right)$

上述式中，

Crate(T)为冷却速度(℃/s)(正值)，

T为将轧制终止温度设为零的相对温度(℃、负值)，

存在Crate为零的温度时，将该温度下的停留时间(Δt)除以IC(T)得到的值以该区间的积分的方式相加。

12.根据权利要求11所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述温度域的冷却包括以400℃/秒以上的冷却速度开始冷却，以该冷却速度冷却30℃以上的温度区间。

13.根据权利要求11所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述温度域的冷却包括利用水冷以400℃/秒以上的冷却速度开始冷却，以该冷却速度冷却30℃以上且80℃以下的温度区间之后，设置0.2～1.5秒的水冷停止期间，其间进行板形状的测量，然后以50℃/秒以上的速度冷却。

14.根据权利要求9～13中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其在所述工序(B)之后还具有对冷轧钢板实施镀覆处理的工序。