TWI809136B - 熱軋鋼板之製造方法、高強度冷軋鋼板及其之製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明提供一種冷態時之負載較少且關於成形性及殘留奧氏體之評價滿足一定條件之成形性及延展性優異的高強度冷軋鋼板及成為該高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板以及該等鋼板之製造方法。
本發明中之高強度冷軋鋼板及成為該高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板之製造方法分別包括：第1步驟，其對軋壓素材以合計30%以上之軋縮率將軋壓素材粗軋；第2步驟，其於800℃以上之溫度環境下使用直徑互不相同之複數個異徑輥，以合計40%以上之軋縮率將軋壓素材精軋；及第3步驟，其於700℃以上之溫度環境下進行捲取。

Description

熱軋鋼板之製造方法、高強度冷軋鋼板及其之製造方法
本發明係關於一種成形性優異之高強度之冷軋鋼板及熱軋鋼板，更詳細而言，關於一種具備可承受深引伸加工等嚴格之加工之延展性的高強度冷軋鋼板及用以引出優異之成形性之熱軋鋼板以及該等鋼板之製造方法。
例如，作為現代之移動手段所不可欠缺之汽車使用對強度較高之鋼板進行加壓成形而製造出之零件。於製造此種高強度鋼板時，有時使用所謂熱壓法等製造方法。
熱壓法係由於在高溫環境下使鋼板軟質化並於熱態下進行加壓加工，故而具有彈回之產生量極少從而形狀凍結性良好之優點。又，亦具有藉由熱壓時之淬火效果可高精度地提供具有非常高強度之零件的優點。
然而，於上述熱壓法中，於加壓加工前，必須以成為高溫之方式對鋼板進行加熱，又，於熱壓後需要進行除鏽之作業。因此，熱壓法雖具有上述優點，但一般而言亦存在作業效率非常差從而成本變高之缺點。進而，亦存在因加壓成形用之模具與經加熱之鋼板接觸而模具之壽命相對較短之缺點，上述情況亦成為增加製造成本之一個原因。
另一方面，除上述汽車用零件以外，例如行動電話或筆記型電腦等所使用之顯示器用之框架零件等亦多數情況下使用所謂冷壓而成形為冷軋鋼板。此種冷加工一般係於720℃以下之溫度環境下進行加工之方法，亦具有鋼板 所具有之金屬組織變得緻密等特徵。
此處，近年來對資訊裝置或汽車零件亦有輕量化或小型化之嚴格要求，為了以低成本將該等零件輕量化並小型化，必須使冷軋鋼板變薄。而且，於經薄板化所得之鋼板中若為相同強度則無法確保作為加壓零件之強度，故而必須提供一種薄板且具有高強度之高強度鋼板。另一方面，亦需要考慮如下方面：若僅追求強度，則延展性降低，從而於加壓成形時等產生開裂。
為了應對此種要求，例如提出有如專利文獻1~4所例示之高強度高延展性材料(以下，亦稱為「TRIP鋼」)。
例如，於專利文獻1中揭示有如下情況：以合計60%以上之軋壓率對拉伸強度為1000MPa以下之熱軋鋼板進行冷軋而將其製成冷軋鋼板，進而將均熱溫度設為750℃以上進行退火處理，其後以3℃/s~100℃/s進行冷卻，藉此可獲得拉伸強度為1280MPa以上且斷裂伸長率為3%以上之高強度冷軋鋼板。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利第5717631號公報
[專利文獻2]日本特開2013-76162號公報
[專利文獻3]日本特開2012-41573號公報
[專利文獻4]日本特開2012-214868號公報
然而，包括上述專利文獻1~4之習知技術談不上滿足市場之需求，存在以下所述之課題。
首先，專利文獻1所揭示之高強度冷軋鋼板確實具備兼具強度與延展性之優異之性質，但預測為了進一步輕量化或小型化而尋求兼備更高之延展性之高強度冷軋鋼板。
又，關於揭示TRIP鋼之專利文獻2~4，雖有提及成形性優異，但幾乎未實施例如深引伸成形性等實際之評價，且作為實施例之內容亦停留在一部分文獻中記載有極限引伸比之程度，作為成形性之評價明顯不充分。此外，於該等文獻中，關於TRIP鋼中成為關鍵要素之殘留奧氏體之評價，亦停留在記載有殘留奧氏體量之程度，於此種TRIP鋼中有可能會引起局部之開裂等，故而存在較多改善之餘地。
本發明係鑒於解決此種課題作為一例而成者，本發明之目的在於提供一種冷加工時之負載較少且關於成形性及殘留奧氏體之評價滿足一定條件之成形性及延展性優異的高強度冷軋鋼板及成為該高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板以及該等鋼板之製造方法。
為了解決上述課題，本發明之一實施形態的成為高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板之製造方法其特徵在於，(1)包括：第1步驟，其對軋壓素材以合計30%以上之軋縮率將上述軋壓素材粗軋，該軋壓素材成為如下組成，即，作為以質量%計之含量為C：0.1~0.3%、Si：1.0~2.0%、Mn：1.0~2.5%、Cr：0.5%以下、Ni：1.0%以下、P：0.01%以下、S：0.006%以下、N：0.015%以下、Cu：0.5%以下，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質；第2步驟，其於上述第1步驟之後，為了抑制冷軋、退火後之殘留奧氏體之凝聚或粗粒化而於800℃以上之溫度環境下使用直徑互不相同之複數個異徑輥，以合計40%以上之軋縮率將上述軋壓素材精軋；及第3步驟，其於上述第2步驟之後，於700℃以上之溫度環境下進行上述軋壓素材之捲取，藉此製造拉伸強度為900MPa以下之熱軋鋼板。
再者，於如上述(1)所述之熱軋鋼板之製造方法中，較佳為，(2)於上述第1步驟中，於1100℃以上之溫度環境下對上述軋壓素材進行粗軋。
又，於如上述(1)或(2)所述之熱軋鋼板之製造方法中，較佳為，(3)於上述第2步驟中，以精加工前段中之每台軋壓機之平均軋縮率成為40%以上且精加工後段中之藉由軋壓機獲得之軋縮之累積應變成為0.5以上之方式進行精軋。
而且，為了解決上述課題，本發明之一實施形態的高強度冷軋鋼板之製造方法之特徵在於包括：第4步驟，其將藉由上述(1)至(3)中任一項所述之熱軋鋼板之製造法所獲得之熱軋鋼板冷軋而製造冷軋鋼板。
再者，於如上述(4)所述之高強度冷軋鋼板之製造方法中，較佳為，(5)於上述第4步驟中，以合計60%以上之軋縮率將上述熱軋鋼板冷軋。
又，於如上述(5)所述之高強度冷軋鋼板之製造方法中，較佳為，(6)進而具有：第5步驟，其於上述第4步驟之後，以Ac1點以上之均熱溫度將上述冷軋鋼板退火後冷卻保持該冷軋鋼板。
又，於如上述(4)至(6)中任一項所述之高強度冷軋鋼板之製造方法中，較佳為，(7)上述熱軋鋼板之厚度為1.2~3.0mm，上述冷軋鋼板之厚度為0.01~0.6mm。
進而，為了解決上述課題，本發明之一實施形態之熱軋鋼板之特徵在於，(8)具有如下組成，即，作為以質量%計之含量為C：0.1~0.3%、Si：1.0~2.0%、Mn：1.0~2.5%、Cr：0.5%以下、Ni：1.0%以下、P：0.01%以下、S：0.006%以下、N：0.015%以下、Cu：0.5%以下，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質；且厚度為1.2~3.0mm，拉伸強度為900MPa以下。
進而，為了解決上述課題，本發明之一實施形態之高強度冷軋鋼板之特徵在於，(9)具有如下組成，即，作為以質量%計之含量為C：0.1~0.3%、 Si：1.0~2.0%、Mn：1.0~2.5%、Cr：0.5%以下、Ni：1.0%以下、P：0.01%以下、S：0.006%以下、N：0.015%以下、Cu：0.5%以下，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質；將主相設為變韌鐵組織，除上述變韌鐵組織以外，進而包含鐵氧體組織、麻田散鐵組織及殘留奧氏體組織，於每10μm見方之單位面積分散有1個以上之未達10μm之殘留奧氏體粒，拉伸強度TS為700MPa以上且1400MPa以下，且於將斷裂伸長率設為EL%時，滿足TS≧1400-(30×EL)。
再者，為了獲得如上述(9)所述之高強度冷軋鋼板，較佳為將作為以質量%計之含量具有與上述相同之組成、厚度為1.2~3.0mm且拉伸強度為900MPa以下之熱軋鋼板作為素材。
又，於如上述(9)所述之高強度冷軋鋼板中，較佳為，(10)上述高強度冷軋鋼板之表示加工硬化之特性之n值為0.20以上。
又，於如上述(9)或(10)所述之高強度冷軋鋼板中，較佳為，(11)上述殘留奧氏體組織所占之體積比率為8%以上。
又，於如上述(9)至(11)中任一項所述之高強度冷軋鋼板中，較佳為，(12)上述高強度冷軋鋼板之厚度為0.01~0.6mm。
又，於如上述(9)至(12)中任一項所述之高強度冷軋鋼板中，較佳為，(13)上述高強度冷軋鋼板之極限膨出高度為6.5mm以上。
又，於如上述(9)至(13)中任一項所述之高強度冷軋鋼板中，較佳為，(14)上述高強度冷軋鋼板之極限引伸比為2.0以上。
又，於如上述(9)至(14)中任一項所述之高強度冷軋鋼板中，較佳為，(15)上述高強度冷軋鋼板之⊿r為±0.7之範圍。
又，於如上述(9)至(15)中任一項所述之高強度冷軋鋼板中，較佳為，(16)上述高強度冷軋鋼板之突耳率為10%以下。
根據本發明，可實現一種冷加工時之負載較少且可高水準地兼具較高成形性及較高強度的優異之高強度冷軋鋼板。或者，根據本發明，可提供一種成為用以實現此種優異之高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板。
1:精軋機
F1、F2、F3:CVC軋機
F4、F5、F6:異徑輥軋機
1a、1b、4a、4b:工作輥
1c、1d、4c、4d:支承輥
11、12、13:水冷手段
20:輸出輥道
20a、20b:水冷手段
圖1係示意性地表示本實施形態中之精軋機1之圖。
圖2係本實施形態中之冷軋鋼板之利用EBSD法所得之剖面組織照片。
圖3係於本發明之範圍外製成之冷軋鋼板的利用EBSD法所得之剖面組織照片。
發明人等對高強度且延展性亦優異之鋼板進行努力研究，結果發現：藉由採用適當之成分組成、熱軋條件、冷軋條件、及退火條件等，可獲得亦具備理想之延展性之較佳之高強度鋼板。即，獲得如下見解：軋壓藉由熱軋中之粗軋對具有適當之成分範圍之鋼坯實施高壓下軋壓，進而以高溫結束精軋下之後段高應變軋壓，繼而進行特定時間(例如數秒)之空氣冷卻後開始冷卻，其後於適當之溫度環境下捲取經冷卻之鋼板，藉此可獲得容易冷加工且組織之均勻性優異之熱軋鋼板。可明確：藉由進而對該熱軋鋼板實施適當之冷軋，繼而以適當之條件進行最終退火，可製造成形性優異之高強度冷軋鋼板。
以下，對實現上述見解之本實施形態中之鋼板等之詳細內容進行說明。
<軋壓素材>
作為本實施形態之高強度冷軋鋼板及成為該高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板之製造方法所使用的軋壓素材，可使用具有特定組成之鋼坯片。作為上述 組成，可設為：作為以質量%計之含量為C：0.1~0.3%、Si：1.0~2.0%、Mn：1.0~2.5%、Cr：0.5%以下、Ni：1.0%以下、P：0.01%以下、S：0.006%以下、N：0.015%以下、Cu：0.5%以下，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質。
C(碳)為用以使本實施形態中之特徵即殘留奧氏體組織穩定化的重要元素。如上所述，作為C量，必須為0.1~0.3%之含量。於C量未達0.1%之情形時，無法獲得所需之殘留奧氏體組織之穩定度。另一方面，於C量超過0.3%之情形時，例如存在於焊接鋼板之情形時焊接部過度硬化而容易自焊接部斷裂等問題，故而不佳。
Si(矽)亦為用以使殘留奧氏體組織穩定化之重要元素。如上所述，作為Si量，必須為1.0~2.0%之含量。又，Si亦為有助於藉由固溶強化提高鋼板強度之元素。Si量越增加，鋼板之殘留奧氏體組織之穩定性及其體積比率越增加，但於本實施形態中，如上所述規定Si量，其原因如下。即，於Si量未達1.0%之情形時，無法獲得本實施形態所需之鋼板之複合組織及材料特性。另一方面，於Si量超過2.0%之情形時，無法獲得本實施形態所需之鋼板之強度與延展性的較佳之平衡。又，就減少成本之觀點而言，於本實施形態中，將Si量之上限設為2.0%。
Mn(錳)為用以提高鋼板強度所需之元素。如上所述，作為Mn量，必須為1.0~2.5%。於Mn量未達1.0之情形時，鐵氧體量增加，從而無法獲得較高之鋼板強度。另一方面，於Mn量超過2.5%之情形時，變得容易產生麻田散鐵，從而無法獲得於本實施形態中所需之複合組織。因此，於本實施形態中，規定上述Mn量。
如上所述，Cr(鉻)量必須為0.5%以下。其原因在於存在如下問題，即，於Cr量超過0.5%之情形時，Ac1變態點上升，於Ac1變態點以上進行退火時成本上升。因此，於本實施形態中，規定上述Cr量。
如上所述，Ni(鎳)量必須為1.0%以下。藉由Ni之添加，可提高鋼板之強度。於Ni量超過1.0%之情形時，變得容易產生麻田散鐵，從而無法獲得於本實施形態中所需之複合組織。又，就成本之觀點而言，於本實施形態中如上所述規定Ni。
為了提高鋼板之焊接性，P(磷)必須儘可能減少。因此，於本實施形態中，將P量設為0.01%以下。
為了提高鋼板之焊接性，S(硫黃)亦必須儘可能減少。因此，於本實施形態中，將S量設為0.006%以下。
N(氮)與碳同樣為使奧氏體組織穩定化所需之元素。另一方面，於本實施形態中，將N量設為0.015%以下，作為其原因係由於在超過0.015%之情形時會降低鋼板之焊接性。
Cu(銅)為用以藉由固溶強化或析出強化提高強度所需之元素，故而可添加一定量。另一方面，於本實施形態中，將Cu量設為0.5%以下，作為其原因係由於有引起熱軋時之脆化之疑慮。
作為本實施形態之軋壓素材之組成，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質。所謂不可避免之雜質係指即便不刻意添加亦會包含之成分。作為此種不可避免之雜質之具體例，可列舉：0.03%以下之Zn、0.3%以下之Sn：等。
<高強度冷軋鋼板及成為該高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板之製造方法>
本實施形態中之高強度冷軋鋼板之製造方法具有如下所述之熱軋之製程，進而具有冷軋之製程。又，特別是本實施形態之高強度冷軋鋼板及成為該高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板之製造方法之特徵在於，於上述熱軋之製程中包括：第1步驟，其對由上述組成所構成之軋壓素材以合計30%以上之軋縮率將上述軋壓素材粗軋；第2步驟，其於上述第1步驟之後，為了抑制冷軋、退火後之 殘留奧氏體之凝聚或粗粒化而於800℃以上之溫度環境下使用直徑互不相同之複數個異徑輥，以合計40%以上之軋縮率將上述軋壓素材精軋；及第3步驟，其於上述第2步驟之後，於700℃以上之溫度環境下進行上述軋壓素材之捲取，藉此製造拉伸強度為900MPa以下之熱軋鋼板。
以下，對於該高強度冷軋鋼板及成為該高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板之製造方法詳細地進行說明。
<製鋼>
首先，藉由公知之方法，準備調整為上述成分範圍之鋼坯(軋壓素材)。對於鋼坯之準備可使用轉爐或電爐等公知之設備。
<熱軋>
如下所述，本實施形態中之熱軋之製程包括粗軋之製程、精軋之製程、及捲取之製程。
將所獲得之軋壓素材首先加熱至1100℃以上，其後，以合計30%以上之軋縮率進行粗軋(第1步驟)。於軋壓素材之加熱溫度未達1100℃之情形時，由於N之積極分解固溶不足，且熱軋負載變高，故而不佳。
於上述第1步驟之後，於800℃以上之溫度環境下使用直徑互不相同之複數個異徑輥，以合計40%以上之軋縮率精軋上述軋壓素材(第2步驟)。具體而言，例如較佳為使用6台軋壓機或7台軋壓機進行精軋。
此時，可使用精加工前段軋壓機1~3軋壓機(於6台軋壓機之情形時)、或精加工前段軋壓機1~4軋壓機(於7台軋壓機之情形時)，以每台精加工前段軋壓機之平均軋縮率40%以上進行軋壓。又，此時，精加工後段3軋壓機之軋縮之累積應變較佳為0.5以上。其原因在於：於上述累積應變未達0.5之情形時，由於殘留奧氏體之凝聚及粒變大，且上述殘留奧氏體粒之形狀成為進行軋壓而成之扁平，成為各向異性較大之原因，故而不佳。
再者，上述所謂「累積應變」係考慮到對金屬組織之影響強度將後段3個機架之各段(各道次)中之應變進行加權累計所得者，於將最終段(最終道次)及其前段(前道次)、前前段(前前道次)中之應變分別設為εn、εn-1、εn-2時，係指
εC=εn+εn-1/2+εn-2/4
所表示之εC。
又，應變ε能夠以各機架(各段、或粗軋時之各道次)之送入側之鋼板之厚度h0與送出側之厚度h1之差除以兩者之平均厚度所得之ε=(h0-h1)/{(h0+h1)/2}進行表示。
於精軋時，自上述軋壓素材之最頂部之對軋壓機之咬入處起5m以內需要抑制鋼板對軋輥之咬入不良。因此，較佳為視需要對前段軋壓機1~5軋壓機(於精軋機為6段之情形時)或前段軋壓機1~6軋壓機(於精軋機為7段之情形時)附加該軋壓機之預定軋縮量(用於特定軋壓之原本之軋縮量)之10%以下之軋縮量而將上述軋壓素材之最頂部軋縮。
進而，為了防止軋壓中軋壓素材與軋輥發生滑動，作為自精加工最終軋壓機算起之1~3軋壓機之作業輥，較佳為使用特殊高夾持力輥。再者，關於上述特殊高夾持力輥，可適當地使用日本專利5214905號公報所揭示之輥等。
其次，對於上述異徑輥進行說明。本實施形態所使用之異徑輥例如可使用如日本特開2007-331017號公報所揭示之公知之異徑輥。即，所謂異徑輥係指上下一對工作輥之直徑不等且各對工作輥之平均輥徑以直徑計未達600mm者。由於此種異徑輥之工作輥徑較小，故而能夠以較低之軋壓負重進行高壓下之軋壓。
於圖1中，對本實施形態中較佳之精軋機之例示意性地進行圖示。
精軋機1係6段(6個機架)之精軋機。如圖所示，由軋機F1~F6構成，首先，於前段之3個機架設置有所謂CVC軋機F1、F2、F3。如圖1所示，軋機F1設為由工作輥1a、1b與支承輥1c、1d所構成之4重軋壓機，於工作輥1a、1b，在輥表面賦予有藉由向軸長方向相對移動(位移)而可控制鋼板形狀之適當之隆起(CVC即直徑之連續變化)。以上構成於其他2段CVC軋機F2、F3中亦可設為相同。藉由使用此種軋機F1、F2、F3，可提高經由後段之軋機F4、F5、F6獲得之鋼板之形狀精度。
作為接下來之後段之3個機架，配置有所謂異徑輥軋機F4、F5、F6。如圖1所示，作為自軋機1數起之第4個機架之異徑輥軋機F4設為由工作輥4a、4b與支承輥4c、4d所構成之4重軋壓機，使用如圖所示直徑互不相同者作為工作輥4a、4b。而且，藉由馬達等(未圖示)僅將工作輥4a、4b中之位於下部之大徑之輥4b旋轉驅動，對於上部之小徑之輥4a，設為自由旋轉而不施加驅動力。又，此種構成於設置於後方之其他2段異徑輥軋機F5、F6中亦可設為相同。關於後方之軋機，亦可與前方之軋機相同地設為CVC軋機。全部6個機架之機架間隔分別可相同，亦可不同。
由於該等後方3個機架之異徑輥軋機F4、F5、F6之輥徑較細，且因僅驅動其中一個工作輥(4b等)而剪斷力作用於鋼板，故而即便為相對較低之軋壓負重亦可實施軋縮率較高之軋壓。具體而言，例如可實現接近軋縮率50%之軋壓。作為其結果，具有如下優點：由於軋壓負重較小，故而不會發生輥扁平或邊緣掉落等問題。
亦可於配置於後段之3個機架之異徑輥軋機F4、F5、F6之各送出側配置帷幕牆型水冷手段11、12、13。又，亦可於配置於精軋機1之下游側之輸出輥道20中，亦配置水冷手段20a及20b以便可有效地冷卻鋼板。
再者，精軋機之出口側之鋼板之溫度較佳為成為800℃以上。
對以上述方式進行精軋之鋼板於數秒左右(例如2秒~6秒)期間進行空氣冷卻後，進行水冷冷卻，並進行捲取。於本實施形態中，主要特徵在於將此時之捲取溫度設定為700℃以上。於該捲取溫度未達700℃之情形時，會引起鋼板之高強度化，故而於繼熱軋之後進行之冷軋產生不良，因此不佳。就以上之觀點而言，於本實施形態中，將熱軋後之捲取溫度設為700℃以上較為重要。另一方面，作為本實施形態中之捲取溫度之上限，較佳為成為900℃以下。作為規定此種捲取溫度之上限之原因係由於若過於提高溫度，則會促進鏽皮產生，從而對其後之酸洗中之除鏽需要花費時間。
藉由以上所述之熱軋之製程，可獲得厚度1.2mm~3.0mm之熱軋鋼板作為一例。該熱軋鋼板之厚度亦可未達1.2mm，但於厚度未達1.2mm之情形時，需要注意有時施加於熱軋時之軋輥之負載過度增加之方面。再者，熱軋鋼板之厚度亦可超過3.0mm，但於超過3.0mm之情形時，需要注意於其後繼續之冷軋之製程中施加於軋輥之負載仍過度增加之方面。
又，以上述方式獲得之熱軋鋼板之拉伸強度較佳為900MPa以下。若拉伸強度超過900MPa，則於繼熱軋之後所進行之冷軋之製程時，施加於軋輥之負載增大，故而不佳。
<酸洗>
所獲得之熱軋鋼板為了去除於熱軋壓程中產生之表面之鏽皮，而藉由公知之方法進行酸洗。
<冷軋>
繼而，對以上述方式獲得之熱軋鋼板實施冷軋。於本實施形態中之冷軋鋼板之製程中，較佳為1次或分為多次以合計60%以上之軋壓率(軋縮率)實施冷軋。又，於本實施形態中，冷軋之方法或冷軋之次數並無特別限制，可根據目標之板厚進行適當選擇。
作為最終獲得之冷軋鋼板之厚度，並不受嚴格限制，但例如較佳為0.01mm~0.6mm之範圍。再者，於最終之冷軋鋼板之厚度未達0.01mm之情形時，需要注意所獲得之冷軋鋼板之剛度變小之方面。因此，於用於汽車之汽油引擎之墊片等製品時，亦注意形狀容易變形之方面。另一方面，於上述厚度超過0.6mm之情形時，需要注意如下方面：存在製成製品時重量大於設計值，或無法實現所要求之小型化之情形。
<退火>
繼上述冷軋鋼板之製程之後，進行退火，藉此可使經加工硬化之鋼板軟質化，或去除冷軋鋼板時之鋼板之應變。本實施形態中之退火之製程可為連續退火亦可為分批退火。又，於上述冷軋之製程中，於進行多次冷軋之情形時，可每次均進行退火。
作為退火時之溫度，較佳為500℃以上。其原因在於：於未達500℃之情形時，於鋼板中不會引起再結晶，於未軟質化之情形時下一製程之軋壓負載增大，故而不佳。
再者，於本實施形態中，較佳為於最後之退火中，具有均熱步驟及冷卻步驟。藉由該均熱步驟及冷卻步驟，可(1)將鋼板之組織中超過50%之比率之主相設為變韌鐵，進而具有例如鐵氧體相、麻田散鐵相、殘留奧氏體相等作為除變韌鐵以外之相，並且(2)成為於鋼板之任意區域中具有未達10μm之殘留奧氏體粒之狀態。
進而，藉由上述均熱步驟及冷卻步驟，可成為於上述鋼板組織中均勻地分散有上述殘留奧氏體粒之狀態。而且，於本實施形態中，藉由將殘留奧氏體粒控制為如上所述之分散狀態，可獲得具有較高之強度及良好之成形性之高強度冷軋鋼板。
再者，於本實施形態中，所謂「於鋼板組織中均勻地分散有殘留 奧氏體粒」係定義為意指於鋼板之任意區域中包含一定個數以上之未達10μm之殘留奧氏體粒。更具體而言，將如下情形設為均勻地分散：於將鋼板之任意10μm×10μm之區域設為單位面積之情形時，每任意單位面積包含1個以上之殘留奧氏體粒。
此時，進而較佳為殘留奧氏體組織於鋼板中所占之比率為一定以上。更具體而言，於上述均勻地分散之狀態下，殘留奧氏體組織於鋼板中所占之體積比率為8%以上之情況可謂進而較佳。
如此，於本實施形態中，歸結為如下方面：為了高水準地兼具較高之強度及優異之延展性，例如超過0.1μm之數μm級(超過0.1μm且未達10μm之大小，更佳為影響特別大之超過1μm~未達10μm之大小)之殘留奧氏體粒以上述狀態分散於鋼板組織中較為重要。
再者，於本實施形態中，上述「殘留奧氏體粒之大小」意指粒徑。具體而言，於在每任意單位面積包含1個殘留奧氏體粒之情形時，將該粒之最長之部分設為粒徑。又，於在每任意單位面積包含複數個殘留奧氏體粒之情形時，對該等各者依據上述1個之情形測定粒徑，並採用該等之平均值。
首先，對於上述均熱步驟詳細地進行說明。於本實施形態中之均熱步驟中，較佳為將鋼板之均熱溫度設為Ac1變態點以上1000℃以下，進行30秒以上之均熱保持。於上述均熱溫度未達Ac1變態點之情形時，鋼板成為以鐵氧體為母相之組織形態，故而無法獲得本實施形態中所要求之鋼板之強度。另一方面，於上述均熱溫度超過1000℃之情形時，並無特別優點，且於成本上成為缺點，故而於本實施形態中將均熱溫度規定為1000℃。
其次，對於上述冷卻步驟進行說明。本實施形態中之冷卻步驟係繼上述均熱步驟之後之步驟，較佳為將上述鋼板以冷卻速度10℃/s~100℃/s冷卻至保持溫度350~500℃之後保持60秒以上~720秒以下之步驟。其原因如下。於 上述冷卻速度未達10℃/s之情形時，鋼板成為以鐵氧體為主相之組織形態，故而無法獲得本實施形態中所要求之鋼板之強度。另一方面，於上述冷卻速度超過100℃/s之情形時，需要水冷等之冷卻設備等而並非氣體冷卻之冷卻設備，成本增加，故而不佳。又，若上述保持時間少於60秒或超過720秒，則TRIP效應所需之殘留奧氏體量(γR量)降低。
又，於上述保持溫度未達350℃之情形時，麻田散鐵組織之比率增加，而無法獲得本實施形態中所要求之鋼板之伸長。另一方面，於上述保持溫度超過500℃之情形時，鋼板之鐵氧體相增加，故而無法獲得本實施形態所要求之鋼板之強度。
<調質軋壓等>
以上述方式獲得之冷軋鋼板可視需要進行用以調節表面粗度之調質軋壓、或用以防銹之Zn、Ni、Sn等之電鍍及化學處理。
<層壓>
以上述方式獲得之調質軋壓板、實施電鍍及化學處理所獲得之冷軋鋼板可視需要於該鋼板之至少單面側被覆熱塑性樹脂膜或熱固性樹脂膜。
作為此種用於膜之熱塑性樹脂，可列舉：(1)聚乙烯、聚丙烯、乙烯-丙烯共聚物、乙烯-乙酸乙烯酯共聚物、乙烯-丙烯酸酯共聚物、離子聚合物等烯烴系樹脂膜；(2)聚對苯二甲酸乙二酯、聚萘二甲酸乙二酯、聚對苯二甲酸丁二酯、對苯二甲酸乙二酯/間苯二甲酸酯共聚物等聚酯；(3)尼龍6、尼龍6/6、尼龍11、尼龍12等聚醯胺；(4)聚氯乙烯、聚偏二氯乙烯等；作為熱固性樹脂，可列舉：環氧樹脂、乙烯酯樹脂等。
又，以改善該等熱塑性樹脂、熱固性樹脂之強度等特性為目的，亦可混入：玻璃纖維、碳纖維、硼纖維、碳化矽纖維、氧化鋁纖維等無機纖維；醯胺纖維(aramid fiber)、聚對伸苯基苯并雙
Figure 108122857-A0305-02-0017-5
唑纖維(poly p-phenylenebenzobisoxazole fiber)等之有機纖維；鋁纖維、氧化鋁纖維、SUS纖維、銅纖維等金屬纖維之類的纖維強化劑。作為強化纖維之形態，可列舉：不織布、短纖、不織布與織物或針織物之組合等。
又，除上述纖維強化劑之外，亦可混入染料、阻燃劑、抗菌劑、抗氧化劑、塑化劑、潤滑劑等眾所周知之添加劑。
該等熱塑性樹脂膜、熱固性樹脂膜於耐熱性、耐蝕性、耐衝擊性、與鋼板之接著性之方面分別具有不同之特徵，可根據用途分開使用。
又，於藉由該等熱塑性樹脂膜、熱固性樹脂膜被覆鋼板之情形時，可視需要使用接著劑，例如亦可介置環氧系接著劑、酚系接著劑、醯胺系接著劑、胺酯系接著劑、酸改質烯烴樹脂系接著劑、共聚醯胺系接著劑、共聚酯系接著劑、該等之摻合物等。
<加壓成形>
以上述方式獲得之冷軋鋼板可應用為加壓成形用之素材。
<冷軋鋼板>
其次，對於本實施形態中之冷軋鋼板詳細地進行說明。本實施形態之冷軋鋼板係藉由如上所述之製造方法而獲得者。
作為本實施形態中之冷軋鋼板之組成，具有如下組成，即，作為以質量%計之含量為C：0.1~0.3%、Si：1.0~2.0%、Mn：1.0~2.5%、Cr：0.5%以下、Ni：1.0%以下、P：0.01%以下、S：0.006%以下、N：0.015%以下、Cu：0.5%以下，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質。關於各元素之含量，由於與上述軋壓素材中之說明相同，故而此處省略說明。
本實施形態中之冷軋鋼板之特徵在於：於其組織中，將主相設為變韌鐵組織，進而具有例如鐵氧體相、麻田散鐵相、殘留奧氏體相作為除上述變韌鐵以外之相。進而，本實施形態中之冷軋鋼板之特徵在於：於鋼板之任意 區域中存在未達10μm之殘留奧氏體粒。
進而，本實施形態中之冷軋鋼板之特徵在於：上述殘留奧氏體粒均勻地分散。即，於本實施形態之冷軋鋼板中，特徵在於：於任意區域中包含一定個數以上之粒徑未達10μm之殘留奧氏體粒。具體而言，特徵在於：於將本實施形態之冷軋鋼板之任意10μm×10μm之區域設為單位面積之情形時，於每任意單位面積包含1個以上之粒徑未達10μm之大小之殘留奧氏體粒。
於本實施形態中，更佳為於上述單位面積包含1個以上之粒徑0.1μm~未達10μm(進而較佳為影響特別大之超過1μm~未達10μm)之大小之殘留奧氏體粒。更佳為8個以上。如此，藉由具有上述範圍之粒徑之殘留奧氏體粒分佈於冷軋鋼板，可獲得更高強度及高延展性之冷軋鋼板。其結果發現，即便在使本實施形態之冷軋鋼板之厚度變得更薄之情形時、或成形為小型零件時，亦可兼顧成形性及強度。
再者，於本實施形態中，上述粒徑可使用EBSD法(測定裝置：使用TSL Solutions股份有限公司製造之OIM analysis作為一例；測定範圍：50×50μm；測定步長(STEP)：0.1μm；CI值：0.05以上；清除(Clean UP)處理：藉由晶粒膨脹(Grain Dilation)進行測定)進行測定。圖2係本發明之於本發明之範圍內製成的冷軋鋼板(實施例10)之利用EBSD法所得之剖面組織照片。於本例中，以白色表示殘留奧氏體，而示出在每10μm×10μm之單位面積包含1個以上之粒徑未達10μm之大小之殘留奧氏體粒(參照圖2右側)。圖3係於本發明之範圍外製成之冷軋鋼板(比較例11)的利用EBSD法所得之剖面組織照片。由該圖可確認，於每10μm×10μm之單位面積未存在1個以上之粒徑未達10μm之大小之殘留奧氏體粒。
進而，於本實施形態之冷軋鋼板中，較佳為上述殘留奧氏體粒於鋼板組織中所占之比率為一定以上。即，於存在較多殘留奧氏體粒之情形時， 呈現TRIP現象，而可獲得良好之強度及成形性。於本實施形態中，較佳為殘留奧氏體組織於鋼板所占之體積比率為8%以上。藉由設為此種組成，可獲得高水準地兼具目標之鋼板強度及延展性之冷軋鋼板。
本實施形態之冷軋鋼板進而特徵在於：拉伸強度TS為700MPa以上1400MPa以下。進而，特徵在於：於將斷裂伸長率設為EL%時，滿足以下之式。
TS≧1400-(30×EL)
再者，上述拉伸強度及斷裂伸長率可依據JIS Z 2241進行測定。
又，本實施形態之冷軋鋼板進而較佳為作為表示加工硬化之特性之值之加工硬化指數n值為0.20以上。再者，該加工硬化指數n值係越大則彎曲加工性變得越良好之數值，取0≦n≦1之值(須藤一著：材料試驗法，內田老鶴圃公司，(1976)，p.34)。於本實施形態之冷軋鋼板中，為了實現優異之強度及延展性、成形性等，尤佳為與軋壓方向平行之方向上之加工硬化指數(n值)為0.20以上。
本實施形態之冷軋鋼板進而具有如上所述之構成，故而於加工時具有優異之成形性。具體而言，本實施形態之冷軋鋼板較佳為極限膨出高度為6.5mm以上。即，於基於JIS Z 2247進行膨出試驗而測定時，將於膨出時產生開裂時之高度設為極限膨出高度，極限膨出高度較佳為6.5mm以上。
本實施形態之冷軋鋼板進而較佳為極限引伸比為2.0以上。即，將於深引伸成形試驗中所獲得之於未斷裂之情況下引伸延展之最大胚料直徑D與衝頭直徑d之比(D/d)設為極限引伸比(LDR)。於本實施形態中，將LDR≧2.0之情形判斷為深引伸性良好。
本實施形態之冷軋鋼板進而較佳為下述所表示之⊿r之值為±0.7之範圍。⊿r之值若較大，則於成形時產生不需要之突耳，故而較佳為取儘可能 小之值。
⊿r=(r0-r90)/2-r45
此處，r0係自冷軋退火板從L方向(軋壓方向)切出5號試驗片，並依據JIS Z 2254之規定所求得之值。又，r45、r90亦相同地係自冷軋退火板從D方向(與軋壓方向呈45°之方向)及C方向(與軋壓方向呈90°之方向)分別切出5號試驗片，並依據JIS Z 2254之規定所求得之值。
本實施形態之冷軋鋼板進而較佳為深引伸成形後之突耳率為10%以下。即，於深引伸成形試驗中進行圓筒引伸試驗，測定成形後之突耳之高度，測定下式所表示之突耳率。
突耳率=⊿h(hMax-hMin)/hAve×100
hMax：最大突耳高度；hMin：最少突耳高度；hAve：平均突耳高度
突耳率之值越低則為越平坦之突耳，而越可判斷為成形性良好。於本實施形態中，突耳率較佳為10%以下。
<實施例>
以下列舉實施例對於本發明具體地進行說明，本發明並不限定於該等實施例。
<實施例1>
藉由連續鑄造法將具有表1所示之成分之鋼液製成鋼坯(軋壓素材)。鋼坯之厚度設為230mm。繼而，將該鋼坯加熱至1250℃之後，以80%之軋縮率進行粗軋。其後，使用圖1所示之6台軋壓機於1050℃進行精軋。使用精加工前段軋壓機1~3軋壓機，將每台精加工前段軋壓機之平均軋縮率設為43%。精加工後段3軋壓機之軋縮之累積應變設為0.5。精軋機之出口側之鋼板之溫度設為900℃。
對以上述方式進行精軋所得之鋼板進行3秒之空氣冷卻之後，進行水冷冷卻，並於750℃進行捲取。以此方式獲得厚度1.8mm之熱軋鋼板。所獲 得之熱軋鋼板之拉伸強度為700MPa。
對以上述方式獲得之熱軋鋼板進行酸洗之後，分為2次以合計83%之軋壓率進行冷軋。於冷軋後之退火中，於800℃中60秒之均熱步驟後，以冷卻速度60℃/s冷卻至保持溫度400℃，其後，經由保持180秒之冷卻步驟，最終獲得厚度0.3mm之冷軋鋼板。
[殘留奧氏體粒之體積比率之測定]
所獲得之冷軋鋼板中之殘留奧氏體粒之體積比率之測定係藉由X射線繞射法而進行。測定機器使用XRD：Rigaku公司製造之SmartLab。
將對所獲得之冷軋鋼板自表面濕式研磨至1/4厚度之位置之後藉由化學研磨進行精加工研磨所得者設為測定試樣。X射線源使用Cu球管，測定設為40~140°(2θ/θ)，送入側狹縫設為2mm，送入側、受光狹縫設為1/5deg.。
進而，測定鐵氧體相之(200)、(211)面與奧氏體相之(200)、(220)、(311)面之5個方位之積分強度之後，以Rigaku RINT2000/PC軟體依照殘留奧氏體定量程式處理說明書所述之順序，分別實施平滑化處理、背景去除、強度計算、定量計算，從而求出殘留奧氏體之體積比率。
將所獲得之結果示於表3。再者，於本發明中，於殘留奧氏體粒之體積比率為8%以上之情形時，可判斷為良好之相構成。
[殘留奧氏體粒之分佈狀態及粒徑之測定]
殘留奧氏體粒之分佈狀態係藉由利用掃描電子顯微鏡(SEM)所進行之EBSD(electron back scattering diffraction)法而進行測定。測定機器使用TSL Solutions股份有限公司製造之OIM analysis。使用與上述X射線繞射法中之測定試樣相同之試樣進行掃描電子顯微鏡(日立高新技術公司製造之FE-SEM(SU8020))之測定。
再者，於實施例1中，作為一例，將每任意10μm×10μm之單位面積中包含8 個以上之粒徑未達10μm之殘留奧氏體粒之情形設為○，將不包含8個以上之該殘留奧氏體粒之情形設為×。又，算出於上述每單位面積中所觀察到之全部殘留奧氏體粒之粒徑之平均值。將結果示於表3。
[機械特性(拉伸試驗)]
自所獲得之冷軋鋼板，以拉伸方向成為與鋼板之軋壓方向平行之方向之方式採取樣品，而準備JIS13B號試驗片。使用所獲得之試驗片，依據JIS Z 2241進行拉伸試驗，測定拉伸強度(TS)、斷裂伸長率(EL)。根據所獲得之拉伸強度(TS)及斷裂伸長率(EL)之值，將滿足「拉伸強度(TS)≧1400-30×斷裂伸長率(EL)」之式之情形設為○，將不滿足該式之情形設為×。將結果示於表3。
[機械特性(n值)]
使用藉由上述拉伸試驗所獲得之結果，基於JIS Z 2253算出n值。將所獲得之n值之結果示於表3。再者，於本發明中，可將n值為0.20以上之情形判斷為成形性良好。
[成形性評價(極限膨出高度)]
使用所獲得之冷軋鋼板，基於JIS Z 2247進行膨出試驗，獲得極限膨出高度之值。膨出試驗係使用衝頭直徑為10mm者進行。將於膨出時產生開裂時之高度設為極限膨出高度。將所獲得之數值示於表3。
再者，根據膨出試驗，可評價由鋼板之整體伸長特性及局部延展性之兩者所得之複合效果。又，於本發明中，於極限膨出高度為6.5mm以上之情形時，可判斷為成形性良好。
[成形性評價(極限引伸比)]
使用所獲得之冷軋鋼板進行深引伸成形試驗，獲得極限引伸比(LDR)之值。深引伸成形試驗係藉由圓筒引伸試驗而進行。作為試驗條件，設為衝頭直徑：30mm、Rp：3.0mm、模具直徑：30.7mm、Rd：2.5mm、壓褶壓力：10kN、 成形速度：2.5mm/s。潤滑係使用潤滑油及聚乙烯片，於高潤滑條件下實施。將未斷裂而引伸之最大胚料直徑D與衝頭直徑d之比(D/d)設為極限引伸比(LDR)。將所獲得之結果示於表3。再者，於本發明中，可將LDR≧2.0以上之情形判斷為深引伸性良好。
[成形性評價(⊿r)]
⊿r之值係以如下方式獲得。使用所獲得之冷軋鋼板，自L方向(軋壓方向)、D方向(與軋壓方向呈45°之方向)及C方向(與軋壓方向呈90°之方向)分別切出5號試驗片。依據JIS Z 2254之規定，求出各自之r值(rL=r0、rD=r45、rC=r90)，並藉由下述式算出⊿r值。
⊿r=(r0-r90)/2-r45
將所獲得之結果示於表3。再者，於本發明中，⊿r為±0.7之範圍內之情形可判斷為成形性良好。
[成形性評價(突耳率)]
突耳率係以如下方式算出。使用所獲得之冷軋鋼板，與上述相同地進行深引伸成形試驗。測定深引伸成形後之突耳之高度，並使用下述式算出突耳率。
突耳率=⊿h(hMax-hMin)/hAve×100
hMax：最大突耳高度；hMin：最少突耳高度；hAve：平均突耳高度
將所獲得之結果示於表3。再者，於本發明中，於突耳率為10%以下之情形時，成形性可判斷為良好。
<實施例2~實施例21、比較例1~比較例13>
與實施例1同樣地進行實施例2~實施例21、及比較例1~比較例13。所使用之冷軋鋼板使用表1所示之成分者，於表3或表4所示之條件下進行軋壓，除此以外，設為與實施例1同樣之條件。將所獲得之結果分別示於表3及表4。又，將熱軋後之熱軋鋼板之機械特性示於表2。
Figure 108122857-A0305-02-0025-1
Figure 108122857-A0305-02-0025-2
Figure 108122857-A0305-02-0026-3
Figure 108122857-A0305-02-0027-4
關於表1所示之鋼坯片之鋼種，鋼種1~3係落入本發明之成分範圍之鋼坯片，鋼種4~6係本發明之成分範圍外之鋼坯片。使用該等鋼種1~6之鋼坯片獲得實施例及比較例之各值。
關於表2所示之熱軋後之熱軋鋼板之機械特性，對鋼種2及鋼種4顯示特性。鋼種2由於捲取溫度(CT)為700℃以上，故而可獲得拉伸強度(TS)為900MPa以下之特性。
另一方面，鋼種4由於捲取溫度(CT)較低為480℃，故而拉伸強度(TS)高達1034MPa。其結果，於其後之冷軋時無法變薄至目標之0.6mm以下，若增加軋壓次數及軋壓負重則產生開裂，故而中止冷軋。再者，關於鋼種5~7，由於捲取溫度較低故而有可能硬質化而於冷軋時產生開裂，因此不實施改變捲取溫度之試驗。於本發明中，為了降低冷軋時之負載，將熱軋後之拉伸強度為900MPa以下之情形判斷為良好。
又，於表2中，「FT(Finishing Temperature)」表示精軋機送出側之鋼卷溫度，「YP(Yield Point)」表示降伏點，「EL(Elongation)表示斷裂伸長率。
關於表4所示之結果，比較例1、3、4、7由於均熱步驟時之保持溫度較低為300℃，故而主相成為麻田散鐵。其結果，無法確保一定以上之殘留奧氏體粒，結果由於伸長不足故而成為不佳之結果。
比較例2及比較例9由於在繼均熱步驟之後之冷卻步驟中，未進行一定時間之保持，故而無法確保一定以上之殘留奧氏體粒，從而不滿足特性。
比較例5及比較例8由於冷卻步驟中之保持溫度過高，故而無法確保一定以上之殘留奧氏體粒，故而不滿足特性。
比較例6由於均熱步驟中之均熱溫度為Ac3變態點以上，故而相構成與Ac3變態點以下之情形不同，結果無法滿足殘留奧氏體粒之量。
比較例10及比較例11由於對鋼坯片添加有一定量以上之Cr，故而Ac1變態點上升。其結果，於800℃之均熱溫度下，無法獲得變韌鐵相及奧氏體相而鐵氧體相成為主相。結果無法獲得滿足強度、延展性平衡之冷軋鋼板。
比較例12由於鋼坯片中作為奧氏體穩定元素之Si不足，故而無法確保一定之殘留奧氏體粒。結果無法獲得滿足強度、延展性平衡之冷軋鋼板。
比較例13由於C量及Si量較少，故而無法獲得一定之殘留奧氏體粒而鐵氧體成為主相。其結果，無法獲得滿足強度之冷軋鋼板。
根據以上內容可明確，於本發明之實施例中，藉由滿足表所示之相構成、機械特性值、成形性之基準，可獲得成形性優異之高強度冷軋鋼板。另一方面，於比較例中，由於未以適當之條件進行製造，故而不滿足相構成、機械特性、成形性之基準中之任一者，從而判斷為不足以成為成形性優異之高強度冷軋鋼板。
再者，上述實施形態及各實施例當然可於不脫離本發明之主旨之範圍內進行各種變形。
[產業上之可利用性]
如以上所說明般，根據本發明之熱軋鋼板及冷軋鋼板以及該等鋼板之製造方法，可獲得成形性優異之高強度冷軋鋼板或成為該高強度冷軋鋼板之素材之熱軋鋼板。其中，本發明之高強度冷軋鋼板即便在作為薄板而藉由加壓成形等成形為小型零件等之情形時，亦不會產生開裂而成形性優異。進而，本發明之高強度冷軋鋼板可實現成形品之小型化及輕量化之要求，從而產業上之可利用性極高。
本發明之高強度冷軋鋼板可用於汽車之汽油引擎之墊片、筆記型電腦或智慧型手機之殼體、電子機器之框架零件等。
1:精軋機
1a、1b、4a、4b:工作輥
1c、1d、4c、4d:支承輥
11、12、13、20a、20b:水冷手段
20:輸出輥道
F1、F2、F3:CVC軋機
F4、F5、F6:異徑輥軋機

Claims (15)

  1. 一種熱軋鋼板之製造方法，其包括：第1步驟，其對軋壓素材以合計30%以上之軋縮率將上述軋壓素材粗軋，該軋壓素材為如下組成，即，以質量%計之含量為C：0.1~0.3%、Si：1.0~2.0%、Mn：1.0~2.5%、Cr：0.5%以下、Ni：1.0%以下、P：0.01%以下、S：0.006%以下、N：0.015%以下、Cu：0.5%以下，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質；第2步驟，其於上述第1步驟之後，於800℃以上之溫度環境下使用直徑互不相同之複數個異徑輥，以合計40%以上之軋縮率將上述軋壓素材精軋；及第3步驟，其於上述第2步驟之後，於700℃以上之溫度環境下進行上述軋壓素材之捲取，藉此製造拉伸強度為900MPa以下之熱軋鋼板。
  2. 如請求項1所述之熱軋鋼板之製造方法，其於上述第1步驟中，於1100℃以上之溫度環境下對上述軋壓素材進行粗軋。
  3. 如請求項1或2所述之熱軋鋼板之製造方法，其於上述第2步驟中，以精加工前段中之每台軋壓機之平均軋縮率成為40%以上且精加工後段中之藉由軋壓機獲得之軋縮之累積應變成為0.5以上之方式進行精軋。
  4. 一種高強度冷軋鋼板之製造方法，其包括：第4步驟，其將藉由請求項1至3中任一項所述之熱軋鋼板之製造方法所獲得之熱軋鋼板冷軋而製造冷軋鋼板。
  5. 如請求項4所述之高強度冷軋鋼板之製造方法，其於上述第4步驟中，以合計60%以上之軋縮率將上述熱軋鋼板冷軋。
  6. 如請求項5所述之高強度冷軋鋼板之製造方法，其進而具有：第5步驟，其於上述第4步驟之後，以Ac1點以上之均熱溫度將上述冷軋鋼板退火後冷卻保持該冷軋鋼板。
  7. 如請求項4至6中任一項所述之高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，上述熱軋鋼板之厚度為1.2~3.0mm，上述冷軋鋼板之厚度為0.01~0.6mm。
  8. 一種高強度冷軋鋼板，其具有如下組成：以質量%計之含量為C：0.1~0.3%、Si：1.0~2.0%、Mn：1.0~2.5%、Cr：0.5%以下、Ni：1.0%以下、P：0.01%以下、S：0.006%以下、N：0.015%以下、Cu：0.5%以下，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質；將主相設為變韌鐵組織，除上述變韌鐵組織以外，進而包含鐵氧體組織、麻田散鐵組織及殘留奧氏體組織，於每10μm見方之單位面積分散有1個以上之未達10μm之殘留奧氏體粒，拉伸強度TS為700MPa以上且1400MPa以下，且於將斷裂伸長率設為EL%時，滿足TS≧1400-(30×EL)。
  9. 如請求項8所述之高強度冷軋鋼板，其中，上述高強度冷軋鋼板之表示加工硬化之特性之n值為0.20以上。
  10. 如請求項8或9所述之高強度冷軋鋼板，其中，上述殘留奧氏體組織所占之體積比率為8%以上。
  11. 如請求項8或9所述之高強度冷軋鋼板，其中，上述高強度冷軋鋼板之厚度為0.01~0.6mm。
  12. 如請求項8或9所述之高強度冷軋鋼板，其中，上述高強度冷軋鋼板之極限膨出高度為6.5mm以上。
  13. 如請求項8或9所述之高強度冷軋鋼板，其中，上述高強度冷軋鋼板之極限引伸比(Limiting drawing ratio)為2.0以上。
  14. 如請求項8或9所述之高強度冷軋鋼板，其中，上述高強度冷軋鋼板之⊿r為±0.7之範圍。
  15. 如請求項8或9所述之高強度冷軋鋼板，其中，上述高強度冷軋鋼板之突耳率為10%以下。
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