CN107250409B - 高强度冷轧薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种面内各向异性小的高强度冷轧薄钢板及其制造方法。在对钢原材料实施热轧和30％以上的压下率的冷轧后，进一步实施如下工序：加热至800～950℃的温度范围，然后以5℃/秒以上的冷却速度冷却至350～500℃温度范围的冷却停止温度，制成具有马氏体相和贝氏体相总计80体积％以上的组织的钢板，然后进一步加热至700～840℃的温度范围并保持，然后以5～50℃/秒的冷却速度冷却至350～500℃温度范围的冷却停止温度，在该温度范围下保持10～1800秒钟，所述钢原材料具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.20％且0.45％以下、Si：0.50～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％，还含有选自Ti：0.005～0.100％及Nb：0.005～0.100％中的一种或两种。由此，形成以体积分率计含有15％以上且70％以下的铁素体相、大于15％且40％以下的残留奥氏体相、以及30％以下的马氏体相的组织，残留奥氏体相为平均结晶粒径2.0μm以下且长径比2.0以上的针状微粒。由此，制成制造稳定性优异、TS为980MPa以上、且高延展性及面内各向异性小的高强度冷轧薄钢板。

Description

高强度冷轧薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有980MPa以上的拉伸强度TS、适合作为汽车部件用途的高强度冷轧薄钢板及其制造方法，特别是涉及强度及伸长率的面内各向异性的降低、以及制造稳定性的提高。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点考虑，要求改善汽车的油耗，促进了将拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板应用于车身部件等。另外，最近提高了对提高汽车的碰撞安全性的要求，从确保碰撞时乘客的安全性的观点考虑，广泛采用高强度钢板作为车身的车架部分等结构部件用途，对于应用拉伸强度为1180MPa级、1270MPa级这样的极高强度的高强度钢板也进行了研究。
例如，专利文献1中记载了一种制造延展性优异且拉伸强度为1180MPa以上的高强度冷轧钢板的高强度冷轧钢板制造方法，该方法包括：对具有以质量％计含有C：0.16～0.20％、Si：1.0～2.0％、Mn：2.5～3.5％、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.001～0.050％、B：0.0001～0.0050％的组成的钢坯进行热轧，接着进行酸洗，然后作为退火工序，对经过冷轧的冷轧板在800～950℃下进行退火，然后冷却至冷却停止温度：200～500℃，接着，再加热至750～850℃后，以5～50℃/秒的平均冷却速度冷却至350～450℃的冷却停止温度范围，在该温度范围停留100～1000秒钟。专利文献1所记载的技术中，可得到延展性优异、拉伸强度度为1180MPa以上、且强度延展性平衡TS×El为22000MPa％以上高强度冷轧钢板，所述高强度冷轧钢板具有如下组织：以体积分率计，含有铁素体相：40～65％、马氏体相：30～55％、残留奥氏体相：5～15％、且在轧制方向截面中每1μm2的马氏体相数量满足0.5～5.0个。
另外，专利文献2中记载了一种拉伸强度为780～1180MPa、且点焊性及材质稳定性优异的高强度熔融镀锌钢板，其具有如下组成：以质量％计，含有C：0.05～0.12％、Si：0.05％以下、Mn：2.7～3.5％、Cr：0.2～0.5％、Mo：0.2～0.5％，且Al、P、S被限制为Al：0.10％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下，所述高强度熔融镀锌钢板具有以铁素体及马氏体作为主体的复合组织。在专利文献2所记载的技术中，将C降低至0.05～0.12％，使点焊性得到提高，且进一步含有Cr和Mo作为必需成分，由此可制成屈服强度的偏差被抑制为18MPa以下、拉伸强度的偏差被抑制为13MPa以下、总伸长率的偏差被抑制为1.8％以下、且点焊性及材质稳定性优异的钢板。
另外，专利文献3中记载了一种制造拉伸强度为980MPa以上、材质各向异性小且成型性优异的高强度熔融镀锌钢板的高强度熔融镀锌钢板制造方法，该方法包括：在1000～1200℃的温度范围进行第1热轧，所述第1热轧中对钢片进行1次以上压下率为40％以上的轧制，所述钢片具有如下组成：以质量％计，含有C：0.10～小于0.4％、Si：0.5～3.0％、Mn：1.5～3.0％，且O、P、S、Al、N被限制为O：0.006％以下、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：2.0％以下、N：0.01％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，通过第1热轧使奥氏体粒径为200μm以下，在由成分含量的特定关系式所定义的温度T1+30℃以上、且T1+200℃以下的温度范围进行第2热轧，所述第2热轧中进行至少1次1道次的压下率为30％以上的轧制，将第2热轧中的总压下率设为50％以上，在第2热轧中，进行了压下率为30％以上的最终压下后，在等待时间t秒钟满足t≤2.5×t1的条件下开始冷轧前冷却，冷轧前冷却将平均冷却速度设为50℃/秒以上、将温度变化设为40～140℃的范围，在700℃以下的温度范围进行卷取，然后进行压下率40～80％的冷轧，通过连续熔融镀锌线，加热至750～900℃的退火温度，以0.1～200℃/秒从退火温度冷却至500℃，在500～350℃之间保持10～1000秒钟，然后进行熔融镀锌。在专利文献3所记载的技术中，充分利用作为强化元素的Si，得到了材质各向异性小且成型性优异的高强度熔融镀锌钢板，该钢板含有体积分率40％以上的铁素体、8％以上且小于60％的残留奥氏体，剩余部分包含贝氏体或马氏体，且{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的极密度(pole dens ity)的平均值为6.5以下，{332}＜113＞的结晶取向的极密度为5.0以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-153957号公报
专利文献2：日本专利第4325998号公报
专利文献3：日本专利第5321765号公报
发明内容
发明要解决的课题
然而，如上所述，对钢板进行高强度化使其薄层化时，压制成型后的形状固定性明显降低。因此，在压制成型时普遍进行如下工作：预先预测脱模后的形状变化，将形状变化量考虑在内来设计模具。但是，如果钢板的强度、延展性在同一产品内产生偏差，则将其作为恒定值而计算出的预估量会产生很大偏差，产生形状缺陷。因此，在压制成型后，必须对每一个通过钣金加工等进行修整，量产效率明显降低。由于这些原因，要求能够尽可能减小同一产品内的强度和伸长率的偏差的制造稳定性优异、且钢板内的面内各向异性小的高强度钢板。
但是，在专利文献1所记载的技术中没有考虑到制造稳定性、面内各向异性。另外，专利文献2所记载的技术中，拉伸强度TS为980MPa以上且总伸长率El小于15％，不仅没有显著提高延展性，而且完全没有考虑到面内各向异性。另外，专利文献3所记载的技术中存在完全没有考虑到制造稳定性的问题。
本发明的目的在于，有效地解决上述现有技术的问题，提供一种高强度、高延展性、强度及伸长率相对于退火处理时的温度变动偏差小、制造稳定性优异、且强度及伸长率的面内各向异性小的高强度冷轧薄钢板及其制造方法。需要说明的是，这里所谓的“高强度”是指拉伸强度TS为980MPa以上的情况。另外，“高延展性”是指总伸长率El(使用JIS 5号拉伸试验片(GL：50mm))在TS为980MPa级时为20％以上，在TS为1180MPa级时为15％以上，在TS为1270MPa级时为10％以上的情况。另外，“制造稳定性优异”是指，在退火工序中的温度变动为20℃时，拉伸强度TS的变动量为25MPa以下且总伸长率El的变动量为5％以下的情况。
另外，“面内各向异性小”是指下式(1)所定义的δTS为25MPa以下，且下式(2)所定义的δEl为10％以下的情况。
δTS＝(TSL+TSC-2×TSD)/2‥‥(1)
(式中，TSL：与轧制方向平行的方向(L方向)的拉伸强度(MPa)，TSC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的拉伸强度(MPa)，TSD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的拉伸强度(MPa)。)
δEl＝(ELL+ElC-2×ElD)/2‥‥(2)
(式中，ElL：与轧制方向平行的方向(L方向)的总伸长率(％)，ElC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的总伸长率(％)，ElD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的总伸长率(％)。)
另外，这里所谓的“薄钢板”是指板厚为5mm以下的钢板。
解决课题的方法
本发明人等为了实现上述目的，对影响强度、延展性、以及制造稳定性、面内各向异性的各种因素进行了深入研究。结果新发现，通过设为C：大于0.20质量％、且含有Ti和/或Nb的组成，能够在退火处理的宽温度范围(700～840℃)确保希望的高强度，并且能够减小强度及伸长率的变动(偏差)，可以制成制造稳定性优异的高强度薄钢板。另外还发现，除了设为上述组成以外，通过形成在铁素体相中分散有适当量的针状且微细的残留奥氏体的组织，可以制成面内各向异性小的高强度薄钢板。
还发现，具有这样的组织的高强度薄钢板可以通过2步退火处理来制造，在所述2步退火处理中实施如下处理：对具有上述组成且实施压下率为30％以上的冷轧而得到的薄冷轧板进行加热后再进行冷却的退火处理(第1步退火处理)，以及在加热至双相温度范围并短时间保持后冷却至给定的温度范围的冷却停止温度、并在该温度范围保持给定时间的退火处理(第2步退火处理)。通过对冷轧板实施上述第1步退火处理，可以制成具有马氏体相与贝氏体相总计以体积分率计为80％以上的组织的薄冷轧退火板，通过进一步对该薄冷轧退火板实施上述第2步退火处理，可以制成分散有适当量的稳定性高的微细针状残留奥氏体相的薄冷轧退火板(高强度冷轧薄钢板)，由此能够制成面内各向异性小的高强度冷轧薄钢板。
本发明是基于上述见解并进一步进行研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
(1)一种高强度冷轧薄钢板，
所述高强度冷轧薄钢板具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.20％且0.45％以下、Si：0.50～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001～0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01～0.100％，还含有选自Ti：0.005～0.100％及Nb：0.005～0.100％中的一种或两种，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述钢板具有如下组织：以体积分率计，含有15％以上且70％以下的铁素体相和大于15％且40％以下的残留奥氏体相，剩余部分包含30％以下(不包含0％)的马氏体相或进一步包含10％以下(包含0％)的珠光体相和/或碳化物，
所述残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μm以下，且长径比为2.0以上，拉伸强度为980MPa以上，下式(1)所定义的拉伸强度的面内各向异性δTS为25MPa以下，下式(2)所定义的总伸长率的面内各向异性δEl为10％以下，
δTS＝(TSL+TSC-2×TSD)/2‥‥(1)
式中，δTS：拉伸强度TS的面内各向异性(MPa)，TSL：与轧制方向(L方向)平行的方向的拉伸强度(MPa)，TSC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的拉伸强度(MPa)，TSD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的拉伸强度(MPa)，
δEl＝(ElL+ElC-2×ElD)/2‥‥(2)
式中，δEl：总伸长率El的面内各向异性(％)，ElL：与轧制方向(L方向)平行的方向的总伸长率(％)，ElC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的总伸长率(％)，ElD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的总伸长率(％)。
(2)根据(1)所述的高强度冷轧薄钢板，其中，除了上述组成以外，以质量％计，还包含下述A组～D组中的一组或两组以上，
A组：选自B：0.0001～0.0050％、Cr：0.05～1.00％及Cu：0.05～1.00％中的一种或两种以上，
B组：选自Sb：0.002～0.200％、Sn：0.002～0.200％中的一种或两种，
C组：Ta：0.001～0.100％，
D组：选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％及REM：0.0005～0.0050％中的一种或两种以上。
(3)根据(1)或(2)所述的高强度冷轧薄钢板，其在表面具有熔融镀锌层、合金化熔融镀锌层或电镀锌层中的任一者。
(4)一种高强度冷轧薄钢板的制造方法，该方法依次对钢原材料实施热轧工序、酸洗工序、冷轧工序和退火工序来制造冷轧薄钢板，其中，
所述钢原材料具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.20％且0.45％以下、Si：0.50～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001～0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01～0.100％，还含有选自Ti：0.005～0.100％及Nb：0.005～0.100％中的一种或两种，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述热轧工序是对所述钢原材料进行加热，制成给定板厚的热轧板的工序，
所述冷轧工序是对所述热轧板实施30％以上的压下率的冷轧，制成给定板厚的薄冷轧板的工序，
所述退火工序是包括如下处理的工序：第1步退火处理，对所述薄冷轧板加热至800～950℃温度范围的退火温度后，以从退火温度至冷却停止温度平均为5℃/秒以上的冷却速度冷却至350～500℃温度范围的冷却停止温度，制成薄冷轧退火板，所述薄冷轧退火板具有马氏体相和贝氏体相总计以体积分率计为80％以上的组织；第2步退火处理，对该薄冷轧退火板再加热至700～840℃温度范围的退火温度，并在该温度范围保持10～900秒钟，然后以从退火温度至冷却停止温度平均为5～50℃/秒的冷却速度冷却至350～500℃的冷却停止温度范围的温度，并在该冷却停止温度范围保持10～1800秒钟。
(5)根据(4)所述的高强度冷轧薄钢板的制造方法，其中，除了上述组成以外，以质量％计，还包含下述A组～D组中的一组或两组以上，
A组：选自B：0.0001～0.0050％、Cr：0.05～1.00％及Cu：0.05～1.00％中的一种或两种以上，
B组：选自Sb：0.002～0.200％、Sn：0.002～0.200％中的一种或两种，
C组：Ta：0.001～0.100％，
D组：选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％及REM：0.0005～0.0050％中的一种或两种以上。
(6)根据(4)或(5)所述的高强度冷轧薄钢板的制造方法，其中，在所述退火工序的所述第2步退火处理后接着实施熔融镀锌处理、或者实施熔融镀锌处理及合金化处理、或者实施电镀锌处理。
发明的效果
根据本发明，可以稳定地制造具有拉伸强度为980MPa以上的高强度和高延展性、且强度及总伸长率相对于退火时温度变动的变动量小的钢板，即强度及总伸长率的面内各向异性小的高强度冷轧薄钢板，在工业上起到显著效果。而且，通过将本发明的高强度冷轧薄钢板应用于汽车结构部件，能够明显有助于汽车车身的轻质化，具有明显有助于改善汽车油耗的效果。
具体实施方式
本发明高强度冷轧薄钢板具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.20％且0.45％以下、Si：0.50～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001～0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01～0.100％，还含有选自Ti：0.005～0.100％及Nb：0.005～0.100％中的一种或两种，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
首先，对组成限定的理由进行说明。以下，没有特别说明时，质量％简称为％。
C：大于0.20％且0.45％以下
C(碳)具有高固溶强化能力，有助于钢板强度的增加。而且，使残留奥氏体相稳定化，确保希望体积分率的残留奥氏体相，有效地有助于提高延展性。为了获得这样的效果，需要含有大于0.20％。C为0.20％以下时，难以得到希望量的残留奥氏体相。另一方面，在大量含有大于0.45％时，韧性降低，有导致焊接性降低、发生滞后断裂(delayed fracture)的隐患。因此，将C限定为大于0.20％且0.45％以下。需要说明的是，优选为0.25％以上，更优选为0.287％以上，优选为0.40％以下，更优选为0.37％以下。
Si：0.50～2.50％
Si(硅)在铁素体相中具有高固溶强化能力，有助于增加钢板强度。而且，在本发明中是抑制碳化物(渗碳体)的生成、且有助于残留奥氏体相稳定化的有用元素。另外，Si使铁素体相中的C(固溶)排出至奥氏体相，使铁素体相纯化，具有有助于提高钢板延展性的作用。另外，固溶于铁素体相中的Si使加工硬化能力提高，有助于提高铁素体相自身的延展性。为了获得这样的效果，需要含有0.50％以上。另一方面，Si大于2.50％时，阻碍残留奥氏体相的生成。因此，Si限定为0.50～2.50％的范围。需要说明的是，优选为0.80％以上，更优选为1.00％以上。优选为2.00％以下，更优选为1.80％以下。
Mn：2.00％以上且小于3.50％
Mn(锰)通过提高固溶强化或淬火性而有助于增加钢板强度。另外，其是奥氏体稳定化元素，是用于确保希望的残留奥氏体量的必需元素。为了获得这样的效果，需要含有2.00％以上。另一方面，在过量地含有3.50％以上时，难以得到希望的残留奥氏体量。由此，将Mn限定为2.00％以上且小于3.50％。需要说明的是，优选为2.30％以上，优选为3.00％以下。
P：0.001～0.100％
P(磷)是通过固溶强化而有助于增加钢板强度的元素，可以根据希望的强度而适量含有。另外，P具有促进铁素体相变的作用，是对复合组织的形成有效的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.001％以上。另一方面，含有大于0.100％时，不仅导致焊接性降低，而且会导致晶界偏析引起的晶界断裂。因此，将P限定为0.001～0.100％的范围。需要说明的是，优选为0.005％以上，优选为0.050％以下。
S：0.0200％以下
S(硫)是在偏析于晶界在热加工时使钢脆化、且以硫化物的形式存在于钢中使局部变形能力降低的元素，优选尽可能减少。但是，如果为0.0200％以下，则上述不良影响是可以允许的。因此，将S限定为0.0200％以下。需要说明的是，由于过度减少会导致生产技术上的限制、精炼成本的高涨，因此优选设为0.0001％以上。
N：0.0100％以下
N(氮)是使钢的耐时效性降低的元素，优选尽可能减少。但是，如果为0.0100％以下，则其不良影响是可以允许的。因此，将N限定为0.0100％以下。需要说明的是，优选为0.0070％以下。需要说明的是，由于过度减少会导致生产技术上的限制、精炼成本的高涨，因此优选设为0.0005％以上。
Al：0.01～0.100％
Al(铝)是铁素体生成元素，是提高强度与延展性的平衡(强度延展性平衡)的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.01％以上。另一方面，含有大于0.100％时，导致表面性状降低。因此，将Al限定为0.01～0.100％。需要说明的是，优选为0.03％以上，更优选为0.055％以上。优选为0.08％以下，更优选为0.07％以下。
选自Ti：0.005～0.100％及Nb：0.005～0.100％中的一种或两种
Ti(钛)、Nb(铌)均可抑制退火工序等加热时的晶粒粗大化，有效地有助于退火后的钢板组织的细粒化、均匀化，降低强度及总伸长率相对于退火工序中的温度变动的偏差，在使制造稳定性提高的本发明中是有效的元素。由此，在本发明中，含有选自Ti、Nb中的一种或两种。为了获得上述这样的效果，需要分别含有Ti：0.005％以上、Nb：0.005％以上。另一方面，分别大于Ti：0.100％、Nb：0.100％而含有时，铁素体相中过量生成Ti系、Nb系的析出物，因此延展性(总伸长率)降低。因此，将Ti限定为0.005～0.100％的范围，将Nb限定为0.005～0.100％的范围。需要说明的是，Ti优选为0.010％以上。优选为0.080％以下。Nb优选为0.010％以上。优选为0.080％以下。
上述成分组成是基本的成分组成，在本发明中，除了基本的成分组成以外，作为选择元素，还可以含有选自以下所示的A组～D组中的1组或2组以上。
A组：选自B：0.0001～0.0050％、Cr：0.05～1.00％及Cu：0.05～1.00％中的一种或两种以上
A组：B、Cr、Cu均是有助于增加钢板强度的元素，可以根据需要含有一种或两种以上。
B(硼)是通过提高淬火性而有助于钢板强化的有效元素。为了获得这样的效果，需要含有0.0001％以上。另一方面，在含有大于0.0050％时，马氏体相的含量变得过多，强度增加过大，有导致延展性降低的隐患。因此，在含有的情况下，优选将B限定为0.0001～0.0050％的范围。需要说明的是，更优选为0.0005％以上，更优选为0.0030％以下。
Cr(铬)通过固溶强化而有助于钢板强化。而且，在退火工序中冷却时，使奥氏体相稳定化，易于组织的复合化。为了获得这样的效果，需要含有0.05％以上。另一方面，在大量含有且大于1.00％时，成型性降低。因此，在含有的情况下，优选将Cr限定为0.05～1.00％的范围。
Cu(铜)通过固溶强化而有助于钢板强化。而且，在退火工序中冷却时，使奥氏体相稳定化，易于组织的复合化。为了获得这样的效果，需要含有0.05％以上。另一方面，在大量含有且大于1.00％时，成型性降低。因此，在含有的情况下，优选将Cu限定为0.05～1.00％的范围。
B组：选自Sb：0.002～0.200％、Sn：0.002～0.200％中的一种或两种
B组：Sb、Sn均是具有抑制表层脱碳作用的元素，可以根据需要含有一种或两种。
Sb(锑)及Sn(锡)具有抑制因钢板表面的氮化、氧化而发生的钢板表层(数十μm左右的范围)脱碳的作用。如果可抑制这样的钢板表层的氮化、氧化，则能够防止钢板表面的马氏体相的生成量减少，可以确保希望的钢板强度，可以减少因退火时的温度变动而导致的强度、拉伸率的偏差，可有效地确保制造稳定性。为了获得这样的效果，需要分别含有Sb、Sn各0.002％以上。另一方面，在过量地含有Sb、Sn分别大于0.200％时，导致韧性降低。因此，在含有的情况下，优选将Sb、Sn分别限定为0.002～0.200％的范围。
C组：Ta：0.001～0.100％
C组：Ta(钽)生成碳化物、碳氮化物而有助于钢板的高强度化。为了获得这样的效果，需要含有0.001％以上。另一方面，在过量地含有大于0.100％时，材料成本增加，无法期待与含量相符的效果，在经济上是不利的。因此，在含有的情况下，优选将Ta限定为0.001～0.100％的范围。
D组：选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％及REM：0.0005～0.0050％中的一种或两种以上
D组：Ca(钙)、Mg(镁)、REM(稀土元素)均是具有使硫化物的形状球状化而改善硫化物对局部延展性及拉伸凸缘性的不良影响的作用的元素，可以根据需要含有一种或两种以上。为了获得这样的效果，Ca、Mg、REM需要分别含有0.0005％以上。另一方面，在过量地含有大于0.0050％时，导致夹杂物等增加，发生表面缺陷及内部缺陷。因此，在含有的情况下，优选将Ca、Mg、REM分别限定为0.0005～0.0050％的范围。
上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。
接下来，对本发明的高强度冷轧薄钢板的组织限定的理由进行说明。
本发明的高强度冷轧薄钢板具有以铁素体相为母相、且在该母相中分散有残留奥氏体相的复合组织。具体而言，在板厚方向上距表面相当于板厚1/4的位置(板厚1/4位置)，具有包含如下组织的复合组织：以体积分率计，15％以上且70％以下的铁素体相，大于15％且40％以下的残留奥氏体相，剩余部分包含30％以下(不包含0％)的马氏体相或进一步包含10％以下(包含0％)的珠光体相和/或碳化物。
铁素体相：以体积分率计，15％以上且70％以下
铁素体相有助于提高延展性(伸长率)。因此，在本发明中，形成以体积分率计含有15％以上的铁素体相的组织。铁素体相以体积分率计低于15％时，难以确保希望的延展性。另一方面，在大于70％时，无法确保希望的高强度。因此，铁素体相限定为以体积分率计15％以上且70％以下的范围。需要说明的是，优选为20～65％。这里所谓的“铁素体相”包括多边形铁素体相、针状铁素体相及贝氏体铁素体相。
残留奥氏体相：以体积分率计，大于15％且40％以下
残留奥氏体相是自身延展性高的相，是进行应变诱导相变可进一步有助于提高延展性的组织，有助于提高延展性及提高强度与延展性的平衡。为了获得这样的效果，残留奥氏体相需要以体积分率计大于15％。另一方面，大量且大于40％时，强度降低，无法确保希望的高强度。因此，残留奥氏体相限定为以体积分率计大于15％且40％以下。需要说明的是，优选为20％以上。
需要说明的是，在本发明中，残留奥氏体相形成平均结晶粒径为2.0μm以下且长径比为2.0以上的针状微细粒。通过使残留奥氏体相形成这样的针状微细粒，易于C、合金元素的移动(扩散)，形成更稳定的残留奥氏体相，显著提高延展性(伸长率)，且减小强度及伸长率的面内各向异性。
残留奥氏体相的平均结晶粒径：2.0μm以下
残留奥氏体相的平均结晶粒径增大且大于2.0μm时，对应变的稳定性降低，因此无法确保希望的高延展性(总伸长率值)。因此，残留奥氏体相的平均结晶粒径限定为2.0μm以下。需要说明的是，优选为1.5μm以下。而且，为了确保希望的高强度，更有选设为0.5μm以下。
残留奥氏体相的长径比：2.0以上
通过如上所述使残留奥氏体相形成微细粒、且形成长径比为2.0以上的针状，可显著提高延展性(伸长率)，且进一步减小强度及伸长率的面内各向异性。因此，在本发明中，残留奥氏体相的长径比限定为2.0以上。需要说明的是，优选为2.5以上。长径比增大且大于5.0时，反而会导致面内各向异性增大，因此优选设为5.0以下。这里所谓的“长径比”是指残留奥氏体粒的长径与短径之比(长径相对于短径之比)。
在本发明高强度冷轧钢板中，上述的铁素体相、残留奥氏体相以外的剩余部分包含以体积分率计相对于组织总量为30％以下(不包含0％)的马氏体相。这里所谓的“马氏体相”包括新鲜马氏体相、回火马氏体相。
马氏体相以体积分率计增多且大于30％时，延展性降低，无法确保希望的高延展性。需要说明的是，为了确保希望的高强度，马氏体相不为0，优选为3％以上。
需要说明的是，对于铁素体相、残留奥氏体相以外的剩余部分而言，除了上述的马氏体相以外，还可以含有以体积分率计相对于组织总量为10％以下(包含0％)的珠光体相和/或碳化物。需要说明的是，碳化物包含渗碳体、Ti系碳化物、Nb系碳化物。
以上的上述组织可以通过对制造条件、特别是第1步退火工序及第2步退火工序进行控制而形成。另外，上述组织可以通过后面叙述的实施例中记载的方法来进行测定。
为了提高耐腐蚀性，具有上述组成及组织的高强度冷轧薄钢板可以进一步在表面形成镀敷层。作为镀敷层，优选为熔融镀锌层、合金化熔融镀锌层或电镀锌层中的任一者。熔融镀锌层、合金化熔融镀锌层、电镀锌层优选为公知的熔融镀锌层、合金化熔融镀锌层、电镀锌层中的任一者。
接下来，对本发明的高强度冷轧薄钢板的优选制造方法进行说明。
在本发明中，依次对上述组成的钢原材料实施热轧工序、酸洗工序、冷轧工序和退火工序来制造高强度冷轧薄钢板。
对于钢原材料的制造方法不需要特别限定，优选通过转炉等常用的熔炼方法对上述组成的钢水进行熔炼，并通过常用的连续铸造法制成给定尺寸的钢坯等铸片(钢原材料)。需要说明的是，当然也可以通过铸锭-开坯轧制制成钢片(钢原材料)。
接着对上述组成的钢原材料实施热轧工序，制成热轧板。
热轧工序只要能够对上述组成的钢原材料进行加热、实施热轧而制成给定尺寸的热轧板即可，不需要特别限定，可以使用常用的热轧方法中的任一种。例如，可以示例出如下热轧方法：实施加热至加热温度1100～1250℃范围的温度、且热轧送出侧温度设为850～950℃的热轧，在热轧结束后实施适当的轧制后冷却，具体而言，实施以450～950℃温度范围平均为40～100℃/秒范围的冷却速度进行冷却的轧制后冷却，在450～650℃的卷取温度下进行卷取，制成给定尺寸形状的热轧板。
接着，对得到的热轧板实施酸洗工序。酸洗工序只要能够酸洗至可对热轧板实施冷轧的程度即可，不需要特别限定。可以利用使用盐酸、硫酸等的常用酸洗方法中的任一种。
接着，对经过酸洗工序的热轧板实施冷轧工序。
冷轧工序是对经过酸洗工序的热轧板实施30％以上的压下率的冷轧而制成给定板厚的薄冷轧板的工序。
冷轧的压下率：30％以上
冷轧的压下率设为30％以上。压下率小于30％时，加工量不足，在作为下一工序的退火工序中无法充分实现加工后铁素体的再结晶，难以确保希望的高延展性、良好的强度与延展性的平衡。因此，冷轧的压下率限定为30％以上。需要说明的是，压下率的上限取决于冷轧机的能力，在大于70％的高压下率的情况下，轧制负荷增高，生产性降低。因此，压下率的上限优选设为70％左右。另外，对于轧制道次的次数、每道次的压下率不需要特别限定。
接着，对得到的薄冷轧板实施退火工序。
在本发明中，退火工序包括第1步退火工序及第2步退火工序。
在第1步退火工序中，对薄冷轧板加热至退火温度为800～950℃的温度范围的温度后，以从退火温度至冷却停止温度平均为5℃/秒以上的冷却速度冷却至350～500℃温度范围的冷却停止温度，制成薄冷轧退火板，所述薄冷轧退火板具有马氏体相和贝氏体相总计以体积分率计为80％以上的组织。
退火温度T1：800～950℃温度范围的温度
在退火温度低于800℃时，退火时铁素体相的生成量过多，无法确保希望的马氏体相和贝氏体相的总量。其结果是，第2步退火工序后的薄冷轧退火板中无法得到希望量的残留奥氏体相，难以确保希望的高强度及高延展性。另一方面，退火温度高于950℃时，奥氏体粒过度粗大化，第2步退火工序时铁素体的生成受到抑制。因此，在第2步退火工序后的薄冷轧退火板中无法生成希望量的微细残留奥氏体相，难以确保希望的高延展性，强度延展性平衡变差。因此，在第1步退火工序中，退火温度Tl限定为800～950℃温度范围的温度。
平均冷却速度：5℃/秒以上
在从退火温度至冷却停止温度的平均冷却速度低于5℃/秒时，在冷却中生成铁素体相和珠光体相，难以确保希望量的马氏体相和贝氏体相。因此，从退火温度的冷却限定为平均5℃/秒以上的冷却速度。需要说明的是，冷却速度的上限不需要特别限定，优选设为50℃/秒以下。为了确保大于50℃/秒的冷却速度，需要过大的冷却装置。从生产技术、设备投资等的观点考虑，冷却速度的上限优选设为平均50℃/秒以下。需要说明的是，冷却优选为气冷，也可以组合炉冷、喷雾冷却等来进行。
冷却停止温度T2：350～500℃温度范围的温度
为了使冷却后的组织形成总计以体积分率计为80％以上的马氏体相和贝氏体相，将冷却停止温度设为350～500℃温度范围的温度。冷却停止温度为高于500℃的温度时，无法使冷却后的组织形成希望的上述组织。另一方面，冷却停止温度低于350℃时，在第2步退火工序后的薄冷轧退火板中难以得到残留奥氏体相的平均结晶粒径为2μm以下、长径比为2.0以上的组织，难以确保希望的高延展性，强度延展性平衡变差。
需要说明的是，冷却停止后，可以接着实施第2步退火工序。另外，也可以在冷却停止后进行自热冷却，暂时冷却至室温，然后实施第2步退火工序。
马氏体相和贝氏体相的总计：以体积分率计80％以上
第1步退火工序后的组织中的马氏体相与贝氏体相总计以体积分率计低于80％时，对于第2步退火工序后的薄冷轧退火板而言，难以确保希望的微细针状残留奥氏体相，无法确保希望的高延展性及良好的强度延展性平衡，而且难以确保优异的制造稳定性。
另外，在第2步退火工序中，对上述的薄冷轧退火板进一步实施如下处理：在700～840℃温度范围的退火温度保持10～900秒钟，接着，以从退火温度至冷却停止温度平均为5～50℃/秒的冷却速度冷却至350～500℃冷却停止温度范围的温度，在该冷却停止温度范围保持10～1800秒钟，然后进行自然冷却。
第2步退火工序中的退火温度T3：700～840℃
第2步退火工序中的退火温度低于700℃时，无法在退火时确保足够量的奥氏体相，最终无法确保希望量的残留奥氏体相，无法确保希望的高延展性及良好的强度延展性平衡。另一方面，退火温度高于840℃时，形成奥氏体单相区域，因此，最终无法生成希望量的微细针状残留奥氏体相，难以确保希望的高延展性及良好的强度延展性平衡。因此，第2步退火工序中的退火温度限定为700～840℃温度范围的温度。需要说明的是，优选为720～820℃。
退火温度下的保持时间：10～900秒钟
退火温度下的保持时间小于10秒钟时，无法在退火时确保足够量的奥氏体相，最终无法确保希望量的残留奥氏体相，无法确保希望的高延展性及良好的强度延展性平衡。另一方面，保持时间大于900秒钟且为长时间时，发生晶粒的粗大化，最终无法生成希望量的微细针状残留奥氏体相，无法确保希望的高延展性及良好的强度延展性平衡。进而，阻碍生产性。由此，第2步退火工序中退火温度下的保持时间限定为10～900秒钟的范围。
平均冷却速度：5～50℃/秒
从退火温度至冷却停止温度的平均冷却速度小于5℃/秒时，在冷却中生成大量的铁素体相，难以确保希望的高强度。另一方面，在大于50℃/秒的骤冷中，过量生成马氏体相、贝氏体相等低温相变相，无法确保希望的高延展性及良好的强度延展性平衡。由此，第2步退火工序中从退火温度的冷却限定为平均冷却速度为5～50℃/秒的范围。需要说明的是，冷却优选为气冷，也可以组合炉冷、喷雾冷却等来进行。
冷却停止温度T4：350～500℃的冷却停止温度范围的温度
冷却停止温度低于350℃时，在冷却停止后的保持中生成大量的马氏体相，无法确保希望的组织。其结果是无法确保希望的高延展性及良好的强度延展性平衡。另一方面，冷却停止温度高于500℃时，在冷却停止后的保持中生成大量的铁素体相及珠光体相，无法确保希望的组织，无法确保希望的高延展性及良好的强度延展性平衡。由此，第2步退火工序中的冷却停止温度限定为350～500℃的冷却停止温度范围的温度。
冷却停止温度范围下的保持：10～1800秒钟
冷却停止温度范围下的保持时间小于10秒钟时，用于使C富集于奥氏体相的时间不足，最终难以确保希望量的残留奥氏体相。另一方面，即使进行大于1800秒钟的长时间停留，不仅残留奥氏体量的增加少，而且一部分残留奥氏体分解为铁素体相和渗碳体。由此，冷却停止温度的温度范围下的保持时间限定为10～1800秒钟的范围。需要说明的是，这里“保持”除了包括恒温保持以外，还包括在该温度范围内的缓慢冷却、加热。
另外，冷却停止温度范围下的保持后的冷却不需要特别限定，可以通过自然冷却等任意方法冷却至室温等希望的温度。
上述退火工序中的第2步退火工序后可以进一步实施镀敷处理，在表面形成镀敷层。作为镀敷处理，优选为熔融镀锌处理、或者熔融镀锌处理及合金化处理、或者电镀锌处理。作为熔融镀锌处理、熔融镀锌处理及合金化处理、电镀锌处理，可优选为公知的熔融镀锌处理、熔融镀锌处理及合金化处理、电镀锌处理中的任一者。需要说明的是，当然可以在镀敷处理前实施脱脂、磷酸盐处理等前处理。
例如，作为熔融镀锌处理，优选为如下处理：利用常用的连续熔融镀锌线，将实施了上述第2步退火工序的薄冷轧退火板浸渍于熔融镀锌浴，在表面形成给定量的熔融镀锌层。需要说明的是，浸渍于镀敷浴时，优选通过再加热或冷却将薄冷轧退火板的温度调整为(熔融镀锌浴温度-50℃)～(熔融镀锌浴温度+80℃)的范围内。需要说明的是，熔融镀锌浴的温度优选设为440℃以上，且优选设为500℃以下。熔融镀锌浴除了纯锌以外，还可以含有Al、Fe、Mg、Si等。需要说明的是，对于熔融镀锌层的附着量而言，调整气体吹扫等来形成希望的附着量，优选为每一面45g/m2左右。
通过上述熔融镀锌处理形成的镀敷层(熔融镀锌层)可以根据需要实施常用的合金化处理，形成合金化熔融镀锌层。合金化处理优选设为460℃以上，且优选设为600℃以下。需要说明的是，从确保希望的镀敷外观的观点考虑，在形成合金化熔融镀锌层的情况下，优选将镀敷浴中的有效Al浓度调整为0.10～0.22质量％的范围。
另外，作为电镀锌处理，优选为利用常用的电镀锌线在表面形成给定量的电镀锌层的处理。对于镀敷层的附着量而言，调整板通过速度、电流值等设为给定的附着量，优选为每一面30g/m2左右。
以下，基于实施例进一步对本发明进行说明。
实施例
用转炉对表1所示的组成的钢水进行熔炼，通过连续铸造法制成钢坯(钢原材料：壁厚230mm)。在表2所示的条件下对得到的钢原材料实施热轧工序，制成表2所示的板厚的热轧板。对得到的热轧板实施酸洗工序，以表3～表7所示的压下率实施冷轧工序，得到了薄冷轧板(板厚：1.4mm)。需要说明的是，酸洗使用了盐酸。
接着，在表3～表7所示的条件下对得到的薄冷轧板实施退火工序，制成薄冷轧退火板(薄冷轧钢板)。需要说明的是，退火工序是包括第1步退火工序和第2步退火工序的两步工序。在第1步退火工序结束后，采集组织观察用试验片，对钢板组织进行观察。
需要说明的是，在退火工序结束后，进一步对一部分薄冷轧钢板实施熔融镀锌处理，在表面形成熔融镀锌层，制成熔融镀锌薄钢板(GI)。熔融镀锌处理利用连续熔融镀锌线，根据需要对实施了退火工序的薄冷轧退火板再加热至430～480℃范围的温度，浸渍于熔融镀锌浴(浴温：470℃)，将镀敷层附着量调整为每一面45g/m2。需要说明的是，将浴组成设为Zn-0.18质量％Al。另外，对于一部分熔融镀锌钢板而言，将浴组成设为Zn-0.14质量％Al，在镀敷处理后于520℃下实施合金化处理，制成合金化熔融镀锌薄钢板(GA)。需要说明的是，镀敷层中的Fe浓度为9质量％以上、且12质量％以下。
另外，对于一部分薄冷轧钢板而言，在退火工序结束后，进一步利用电镀锌线实施电镀锌处理，使得镀敷附着量为每一面30g/m2，制成电镀锌薄钢板(EG)。
表2
从得到的薄冷轧钢板(包括熔融镀锌薄钢板、合金化熔融镀锌薄钢板、电镀锌薄钢板)中采集试验片，实施了组织观察、拉伸试验。试验方法如下所述。
(1)组织观察
首先，从实施了退火工序(第1步退火工序及第2步退火工序)、或进一步实施了镀敷处理的薄冷轧钢板中采集组织观察用试验片，进行抛光，使得轧制方向截面(L截面)上相当于板厚1/4的位置成为观察面，进行腐蚀(3体积％硝酸乙醇液腐蚀)，使用扫描电子显微镜SEM(倍率：2000倍)，对组织观察各10个视野以上，进行拍摄，得到了SEM图像。使用得到的SEM图像，通过图像分析，求出各相的组织分率(面积率)，将其值作为体积分率处理，作为该钢板的各相的组织分率。需要说明的是，在图像分析中，作为分析软件，使用了MediaCybernetics公司的“Image-Pro”(商品名)。需要说明的是，在SEM图像中，铁素体相呈现灰色，马氏体相及残留奥氏体相呈现白色，因此根据其色调来判断各相，另外，将观察到铁素体相中残留奥氏体、渗碳体为微细的点状或线状的组织作为贝氏体相。珠光体相、渗碳体相根据其组织形态来判断。因此，从呈现白色的相的体积分率中减去另行求出的残留奥氏体相的体积分率，作为马氏体相的体积分率。
另外，从实施了退火工序(第1步退火工序及第2步退火工序)、或进一步实施了镀敷处理的薄冷轧钢板中采集X射线衍射用试验片，进行磨削及抛光，使得相当于板厚1/4的位置为测定面，通过X射线衍射法，根据衍射X射线强度求出了残留奥氏体量。需要说明的是，入射X射线使用了CoKα射线。在计算残留奥氏体量时，对于奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面和铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的所有组合计算了强度比，求出它们的平均值，计算出该钢板的残留奥氏体量(体积分率)。
另外，从实施了退火工序(第1步退火工序及第2步退火工序)、或进一步实施了镀敷处理的薄冷轧钢板中采集透射电子显微镜观察用试验片，进行磨削、抛光(机械抛光及电解抛光)，使得相当于板厚1/4的位置为观察位置，得到了薄膜试样。对于得到的薄膜试样，使用透射电子显微镜TEM(倍率：15000倍)对组织进行观察，拍摄20个视野以上，得到了TEM图像。使用得到的TEM图像，通过图像分析求出了残留奥氏体相的平均结晶粒径、平均长径比。需要说明的是，对于残留奥氏体相的平均结晶粒径而言，求出各残留奥氏体相的晶粒面积，根据该面积计算出等效圆直径，对这些值进行算数平均，作为该钢板中的残留奥氏体相的平均结晶粒径。在计算平均结晶粒径时，对各视野中20个以上的残留奥氏体相的晶粒进行了测定。另外，使用得到的TEM图像，通过图像分析求出各残留奥氏体相的晶粒的长径、短径，计算出各残留奥氏体相的晶粒的长径比，对得到的值进行算术平均，作为该钢板中的残留奥氏体相的晶粒的长径比(平均)。需要说明的是，进行TEM图像的图像分析时，同样地使用了Media Cybernetics公司的“Image-Pro”(商品名)作为分析软件。
(2)拉伸试验
从实施了退火工序(第1步退火工序及第2步退火工序)、或进一步实施了镀敷处理的薄冷轧钢板中采集JIS 5号拉伸试验片，使得拉伸方向为与轧制方向垂直的方向(C方向)，按照JIS Z 2241(2011)的规定，实施拉伸试验，求出了拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、总伸长率El)。进而，根据得到的拉伸特性计算出强度延展性平衡TS×El。需要说明的是，分别将如下情况作为良好的强度延展性平衡，并评价为“○”：在TS为980MPa级时，El为20％以上、TS×El为19600MPa·％以上的情况；TS：1180MPa级时，El为15％以上、TS×El为17700MPa·％以上的情况；TS：1270MPa级时，El为10％以上、TS×El为12700MPa·％以上的情况，除此以外评价为“×”。
另外，从薄冷轧钢板采集拉伸方向为与轧制方向垂直的方向(C方向)的JIS 5号拉伸试验片，并采集拉伸方向为与轧制方向平行(L方向)、45°方向(D方向)的JIS 5号拉伸试验片，按照JIS Z 2241(2011)的规定实施拉伸试验，测定了拉伸强度TS及总伸长率El。
根据得到的拉伸强度TS和总伸长率El，计算出下述式(1)、下述式(2)所定义的δTS、δEl，对强度、伸长率的面内各向异性进行了评价。需要说明的是，在(TSL+TSC-2×TSD)、(ElL+ElC-2×ElD)为负值的情况下使用其绝对值。将δTS为25MPa以下、δEl为10％以下的情况作为面内各向异性小，并评价为“○”，除此以外评价为“×”。
δTS＝(TSL+TSC-2×TSD)/2‥‥(1)
(式中，δTS：拉伸强度TS的面内各向异性(MPa)，TSL：与轧制方向(L方向)平行的方向的拉伸强度(MPa)，TSC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的拉伸强度(MPa)，TSD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的拉伸强度(MPa))
δEl＝(ElL+ElC-2×ElD)/2‥‥(2)
(式中，δEl：总伸长率El的面内各向异性(％)，ElL：与轧制方向(L方向)平行的方向的总伸长率(％)，ElC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的总伸长率(％)，ElD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的总伸长率(％))
将得到的结果示于表8～表12。
本发明例均形成了高强度冷轧薄钢板，所述钢板具有如下组织：含有适当量的铁素体相、适当量的微细针状残留奥氏体相，且剩余部分包含马氏体相，具有拉伸强度TS为980MPa以上的高强度，且具有在TS为980MPa级时总伸长率El为20％以上、在TS为1180MPa级时总伸长率El为15％以上、在TS为1270MPa级时总伸长率El为10％以上的高延展性，且强度、伸长率的面内各向异性小。相比之下，在本发明范围以外的比较例无法得到希望的组织，强度不足、或延展性不足、或面内各向异性大。
接着，使用得到的拉伸特性，对制造稳定性进行了评价。根据得到的TS、El计算出在退火工序中的温度变动为20℃时拉伸强度TS的变动量及总伸长率El的变动量。作为退火工序中的温度，以第1步退火工序中的退火温度T1及冷却停止温度T2、第2步退火工序中的退火温度T3及冷却停止温度T4作为对象。
具体而言，对于在退火工序中的温度T1以外的条件相同且仅温度T1不同的制造条件下制造的冷轧钢板的TS、El进行比较，求出TS、El的变动量，根据该变动量计算出退火工序中温度每变动20℃时的变动量(ΔTS、ΔEl)。另外，同样地，对退火工序中的温度T2、T3、T4也分别计算出温度每变动20℃时的变动量(ΔTS、ΔEl)。
将得到的结果示于表13。
本发明例的温度每变动20℃时的TS变动量均为25MPa以下，El变动量均为5％以下，即使在退火工序中温度变动，强度及总伸长率的变动量也小，可以认为是制造稳定性优异的薄冷轧钢板。在比较例中，特别是对于Ti、Nb含量低于本发明的范围的组成的冷轧钢板(比较例)而言，温度每变动20℃时的TS变动量大于25MPa，El变动量大于5％，制造稳定性降低。
由此，本发明例是高强度、高延展性、强度延展性平衡优异、且面内各向异性小、材质稳定性也优异的高强度冷轧薄钢板。

Claims (6)

1.一种高强度冷轧薄钢板，
所述高强度冷轧薄钢板具有如下组成：以质量％计，含有C：0.25～0.45％、Si：0.50～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001～0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01～0.100％，还含有选自Ti：0.005～0.100％及Nb：0.005～0.100％中的一种或两种，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述钢板具有如下组织：以体积分率计，含有15％以上且70％以下的铁素体相和大于15％且40％以下的残留奥氏体相，剩余部分包含大于0％且30％以下的马氏体相或进一步包含10％以下的珠光体相和/或碳化物，
所述残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μm以下，且长径比为2.0以上，拉伸强度为980MPa以上，下式(1)所定义的拉伸强度的面内各向异性δTS为25MPa以下，下式(2)所定义的总伸长率的面内各向异性δEl为10％以下，
δTS＝(TSL+TSC－2×TSD)/2‥‥(1)
式中，δTS：拉伸强度TS的面内各向异性(MPa)，TSL：与轧制方向平行的方向(L方向)的拉伸强度(MPa)，TSC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的拉伸强度(MPa)，TSD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的拉伸强度(MPa)，
δEl＝(ElL+ElC－2×ElD)/2‥‥(2)
式中，δEl：总伸长率El的面内各向异性(％)，ElL：与轧制方向平行的方向(L方向)的总伸长率(％)，ElC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的总伸长率(％)，ElD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的总伸长率(％)。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧薄钢板，其中，除了上述组成以外，以质量％计，还包含下述A组～D组中的一组或两组以上，
A组：选自B：0.0001～0.0050％、Cr：0.05～1.00％及Cu：0.05～1.00％中的一种或两种以上，
B组：选自Sb：0.002～0.200％、Sn：0.002～0.200％中的一种或两种，
C组：Ta：0.001～0.100％，
D组：选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％及REM：0.0005～0.0050％中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧薄钢板，其在表面具有熔融镀锌层、合金化熔融镀锌层或电镀锌层中的任一者。
4.一种高强度冷轧薄钢板的制造方法，该方法依次对钢原材料实施热轧工序、酸洗工序、冷轧工序和退火工序来制造冷轧薄钢板，其中，
所述钢原材料具有如下组成：以质量％计，含有C：0.25％～0.45％、Si：0.50～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001～0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01～0.100％，还含有选自Ti：0.005～0.100％及Nb：0.005～0.100％中的一种或两种，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述钢板具有如下组织：以体积分率计，含有15％以上且70％以下的铁素体相和大于15％且40％以下的残留奥氏体相，剩余部分包含大于0％且30％以下的马氏体相或进一步包含10％以下的珠光体相和/或碳化物，
所述残留奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μm以下，且长径比为2.0以上，拉伸强度为980MPa以上，下式(1)所定义的拉伸强度的面内各向异性δTS为25MPa以下，下式(2)所定义的总伸长率的面内各向异性δEl为10％以下，
δTS＝(TSL+TSC－2×TSD)/2‥‥(1)
式中，δTS：拉伸强度TS的面内各向异性(MPa)，TSL：与轧制方向平行的方向(L方向)的拉伸强度(MPa)，TSC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的拉伸强度(MPa)，TSD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的拉伸强度(MPa)，
δEl＝(ElL+ElC－2×ElD)/2‥‥(2)
式中，δEl：总伸长率El的面内各向异性(％)，ElL：与轧制方向平行的方向(L方向)的总伸长率(％)，ElC：与轧制方向垂直的方向(C方向)的总伸长率(％)，ElD：与轧制方向成45°的方向(D方向)的总伸长率(％)，
所述热轧工序是对所述钢原材料进行加热，制成给定板厚的热轧板的工序，
所述冷轧工序是对所述热轧板实施30％以上的压下率的冷轧，制成给定板厚的薄冷轧板的工序，
所述退火工序是包括如下处理的工序：第1步退火处理，对所述薄冷轧板加热至800～950℃温度范围的退火温度后，以从退火温度至冷却停止温度平均为5℃/秒以上的冷却速度冷却至350～500℃温度范围的冷却停止温度，制成薄冷轧退火板，所述薄冷轧退火板具有马氏体相和贝氏体相总计以体积分率计为80％以上的组织；第2步退火处理，对该薄冷轧退火板再加热至700～840℃温度范围的退火温度，并在该温度范围保持10～900秒钟，然后以从退火温度至冷却停止温度平均为5～50℃/秒的冷却速度冷却至350～500℃的冷却停止温度范围的温度，并在该冷却停止温度范围保持10～1800秒钟。
5.根据权利要求4所述的高强度冷轧薄钢板的制造方法，其中，除了上述组成以外，以质量％计，还包含下述A组～D组中的一组或两组以上，
A组：选自B：0.0001～0.0050％、Cr：0.05～1.00％及Cu：0.05～1.00％中的一种或两种以上，
B组：选自Sb：0.002～0.200％、Sn：0.002～0.200％中的一种或两种，
C组：Ta：0.001～0.100％，
D组：选自Ca：0.0005～0.0050％、Mg：0.0005～0.0050％及REM：0.0005～0.0050％中的一种或两种以上。
6.根据权利要求4或5所述的高强度冷轧薄钢板的制造方法，其中，在所述退火工序的所述第2步退火处理后接着实施熔融镀锌处理、或者实施熔融镀锌处理及合金化处理、或者实施电镀锌处理。
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