本發明涉及具有高屈強比的高強度冷軋鋼板及其制造方法，尤其涉及適合用作汽車等的構造用部件的薄鋼板。此外，屈強比(YR)是表示屈服應力(YS)相對于抗拉強度(TS)的值，以YR＝YS/TS表示。
背景技術：
在汽車領域中由車身的輕量化實現的燃料效率提高逐漸成為重要課題的情況下，正在推行通過對汽車部件應用高強度鋼板實現的薄壁化，TS為980MPa以上的鋼板的應用正在得到推廣。
對汽車的構造用構件、加強用構件所使用的高強度鋼板要求優異的成形性和沖擊吸收能量特性。尤其是對于具有復雜形狀的部件的成形，不僅要求伸長率(elongation)或拉伸翻邊性能(stretch flangeability，以下稱為擴孔性)中的個別特性優異，還要求雙方都優異，這其中，尤其是對于需要彎曲加工等的部件形狀，伸長率需要為20％以上。另外，為了提高沖擊吸收能量特性，提高屈強比是有效的，以低變形量就能高效率地吸收沖擊能量。
以往，作為兼具成形性和高強度的高強度薄鋼板，已知有鐵素體·馬氏體組織的雙相鋼板(DP鋼板)。但是，DP鋼板雖然相對于強度來說其伸長率優秀，但在鐵素體和馬氏體的界面產生應力集中，從而容易產生裂紋(crack)，因此存在彎曲性、擴孔性變差的缺點。因此，例如，專利文獻1中，公開了通過控制鐵素體的結晶粒徑、體積分率以及納米硬度來獲得優秀的伸長率和彎曲性的DP鋼板。另外，作為兼具高強度和優秀的延性的鋼板，已知TRIP鋼板。該TRIP鋼板是含有殘余奧氏體的鋼板組織，若以馬氏體相變開始溫度以上的溫度進行加工使其變形，則通過應力而將殘余奧氏體誘發相變為馬氏體從而得到大的伸長率。但是，該TRIP鋼板在沖切加工時殘余奧氏體向馬氏體轉變，因此具有在與鐵素體的界面產生裂紋而導致擴孔性變差的缺點。因此，專利文獻2中公開了含有貝氏體鐵素體的TRIP鋼板。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利第4925611號公報
專利文獻2：日本專利第4716358號公報
技術實現要素：
但是，一般情況下，DP鋼板在馬氏體相變時，會在鐵素體中導入可動位錯，從而成為低屈強比，沖擊吸收能量特性變低。另外，專利文獻1的鋼板相對于980MPa以上的抗拉強度(TS)來說，伸長率是不充分的，不能說確保了充分的成形性。另外，對于利用了殘余奧氏體的專利文獻2的鋼板來說，在具有980MPa以上的抗伸強度(TS)的情況下，屈強比(YR)低于75％，因此沖擊吸收能量特性低。在這種抗拉強度(TS)為980MPa以上的高強度鋼板中，難以在保持優秀的沖擊吸收能量特性的同時確保可得到優秀的沖壓成形性的伸長率以及擴孔性，實際情況是即使包括其他的鋼板在內，也并沒有開發出兼具這些特性(屈強比、強度抗拉強度、伸長率、擴孔性)的鋼板。
因此本發明的目的在于，解決以上那樣的現有技術的課題，提供一種伸長率和擴孔性優秀、具有高屈強比的高強度冷軋鋼板及其制造方法。
本發明的發明人為解決上述課題而反復進行了研究，結果發現，通過在特定的鋼組成下，將鋼板金屬組織的鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體的體積分率控制在特定的比率，并且控制鐵素體、馬氏體、殘余奧氏體、貝氏體和回火馬氏體的平均結晶粒徑、殘余奧氏體的長徑比(aspect ratio)、硬質相中的回火馬氏體的比例，再有為了確保20％以上的伸長率而控制殘余奧氏體中的C濃度，由此得到在保持高屈強比的同時兼具高延性以及優秀的擴孔性的高強度鋼板。
在擴孔試驗中，在鋼板組織中存在具有高硬度的馬氏體或是殘余奧氏體的情況下，在沖切加工時在其界面尤其是與軟質的鐵素體的界面產生空隙(void)，在之后的擴孔過程中空隙彼此連結、擴展，由此產生裂紋。另一方面，通過在鋼板組織中含有軟質的鐵素體、殘余奧氏體，從而伸長率提高。另外，通過在鋼板組織內含有位錯密度高的貝氏體、回火馬氏體，雖然屈強比變高，但對于伸長率的效果小。因此，以往難以使伸長率和高屈強比的平衡提高。
因此，本發明的發明人反復進行了研究，結果發現，調整作為空隙產生源的軟質相和硬質相的體積分率，并且使殘余奧氏體成為微小且長徑比大的晶體形態，并提高殘余奧氏體中的C濃度而使得即使在沖切加工后也含有未發生馬氏體相變的穩定的殘余奧氏體，由此能夠抑制沖切加工時的空隙生成以及擴孔時的空隙的連結，能夠在確保強度(抗拉強度)、擴孔性的同時，得到伸長率的提高和高屈強比。另外，若含有過剩的淬火元素，則回火馬氏體以及馬氏體的硬度變高，擴孔性劣化，因此通過含有B，能夠在不會使回火馬氏體以及馬氏體的硬度提高的情況下，確保淬火性。再有，通過B的添加，熱軋時的終軋后的冷卻中，也能夠抑制鐵素體、珠光體的生成。另外，明確了通過硬質相中的回火馬氏體的比例，馬氏體的平均結晶粒徑變得微小、擴孔性變得良好的范圍。
因此，發現：能夠適量含有C、Mn、B，使熱軋鋼板的鋼板組織為貝氏體均質組織，并在之后的連續退火時通過控制冷卻停止溫度以及冷卻后的均熱保持條件來控制回火馬氏體的比例，在冷卻中或冷卻后的均熱保持中發生的貝氏體相變的過程中，能夠控制殘余奧氏體的平均結晶粒徑、長徑比、C濃度，能夠形成本發明的作為目標的鋼板組織。
因此，通過含有C：0.15～0.25質量％、Mn：1.8～3.0質量％、B：0.0003～0.0050質量％，并以合適的熱軋以及退火條件進行熱處理，從而能夠在使鐵素體和馬氏體的結晶粒徑微小化的同時，控制對于確保伸長率、擴孔性而充分的殘余奧氏體的體積分率、平均結晶粒徑、長徑比、C濃度，并且，通過將鐵素體、貝氏體、回火馬氏體、馬氏體的體積分率控制在不損害強度和延性的范圍內，從而能夠在確保高屈強比的同時，使伸長率和擴孔性提高。
本發明是鑒于以上的發現而完成的，其主要內容如下。
[1]一種高屈強比高強度冷軋鋼板，具有如下鋼組成：以質量％計，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.8～3.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.007％以下、Ti：0.005～0.050％、B：0.0003～0.0050％，剩余部分為Fe以及不可避免的雜質，
具有如下復合組織：鐵素體的體積分率為20～50％，殘余奧氏體的體積分率為7～20％，馬氏體的體積分率為1～8％，剩余部分包含貝氏體和回火馬氏體，
在該復合組織中，鐵素體的平均結晶粒徑為5μm以下，殘余奧氏體的平均結晶粒徑為0.3～2.0μm且長徑比為4以上，馬氏體的平均結晶粒徑為2μm以下，組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結晶粒徑為7μm以下，鐵素體以外的金屬組織的體積分率即V1和回火馬氏體的體積分率即V2滿足下述(1)式，殘余奧氏體中的平均C濃度為0.65質量％以上。
0.60≤V2/V1≤0.85…(1)
[2]在上述[1]的冷軋鋼板中，以質量％計，還含有選自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1種以上。
[3]一種高屈強比高強度冷軋鋼板的制造方法，對于具有上述[1]或[2]的化學成分的鋼板坯，在熱軋開始溫度為1150～1300℃、終軋結束溫度為850～950℃的條件下進行熱軋，在熱軋結束后1秒以內開始冷卻，以80℃/s以上的平均冷卻速度進行1次冷卻并冷卻至650℃以下，接著以5℃/s以上的平均冷卻速度進行2次冷卻并冷卻至550℃以下，隨后進行卷繞、酸洗，隨后進行冷軋，接著，進行連續退火，在該連續退火中，以3～30℃/s的平均加熱速度加熱至750～850℃的溫度范圍，在該750～850℃的溫度范圍保持30秒以上，隨后以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍，接著，加熱至350～500℃的溫度范圍，在該350～500℃的溫度范圍保持30秒以上，隨后冷卻至室溫。
在本發明中，所謂高強度冷軋鋼板，是指抗拉強度(TS)為980MPa以上的冷軋鋼板。另外，在本發明中，高屈強比是指屈強比(YR)為75％以上。
另外，在本發明中，平均冷卻速度是指冷卻開始溫度減去冷卻結束溫度后除以冷卻時間所得到的冷卻速度。另外，平均加熱速度是指加熱結束溫度減去加熱開始溫度后除以加熱時間所得到的加熱速度。
發明的效果
本發明的高強度冷軋鋼板的抗拉強度為980MPa以上，并具有屈強比為75％以上的高屈強比，并且具有伸長率為20.0％以上、擴孔率為35％以上的優秀的伸長率和擴孔性。
另外，根據本發明的制造方法，能夠穩定地制造具有這樣的優秀的性能的高強度冷軋鋼板。
具體實施方式
首先，對本發明的高強度冷軋鋼板的鋼組成進行說明。以下說明中，鋼成分的“％”表示意味著質量％。
本發明的高強度冷軋鋼板具有如下鋼組成，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.8～3.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.007％以下、Ti：0.005～0.050％、B：0.0003～0.0050％，還根據需要含有選自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1種以上，剩余部分為Fe以及不可避免的雜質。
·C：0.15～0.25％
C是對鋼板的高強度化有效的元素，也有助于本發明中的貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體以及馬氏體的第2相形成，尤其是對提高殘余奧氏體的C濃度是有效的。C的含量低于0.15％的情況下，難以確保所需的貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體以及馬氏體的體積分率、難以確保殘余奧氏體中的C濃度。因此，C的含量設為0.15％以上。優選的是，C的含量設為0.17％以上。另一方面，若過剩地含有C，則鐵素體、回火馬氏體、馬氏體的硬度差變大，從而導致擴孔性降低。因此C的含量設為0.25％以下。優選的是，C的含量設為0.23％以下。
·Si：1.2～2.2％
Si通過在貝氏體相變時抑制碳化物生成而有助于殘余奧氏體的形成，并且是確保殘余奧氏體的長徑比所需的元素。為了形成足夠的殘余奧氏體而需要含有1.2％以上的Si，優選的是，Si的含量設為1.3％以上。但是，若過剩地含有Si則化學轉化處理性降低，因此Si的含量設為2.2％以下。
·Mn：1.8～3.0％
Mn是通過進行固溶強化并使第2相容易生成而有助于高強度化的元素。另外，Mn是使奧氏體穩定化的元素，是第2相的分率控制所需的元素。再有，Mn是為了通過貝氏體相變使熱軋鋼板的組織均質化而所需的元素。為了得到其效果而需要含有1.8％以上的Mn。另一方面，若過剩地含有Mn，則馬氏體的體積分率過剩，再有馬氏體以及回火馬氏體的硬度變高從而擴孔性劣化，因此Mn的含量設為3.0％以下。Mn的含量優選設為2.8％以下，更優選設為2.5％以下。
·P：0.08％以下
P通過固溶強化而有助于高強度化，但在過剩地含有的情況下，向晶界的偏析變得顯著而使晶界脆化、焊接性降低，因此P的含量設為0.08％以下。優選的是，P的含量設為0.05％以下。
·S：0.005％以下
在S的含量多的情況下，MnS等硫化物大量生成，以拉伸翻邊性能為代表的局部伸長率降低，因此S的含量的上限設為0.005％。優選的是，S的含量設為0.0045％以下。下限沒有特別限定，但極低S化會導致制鋼成本上升，因此S的含量的下限優選設為0.0005％左右。
·Al：0.01～0.08％
Al是脫氧所需的元素，為了得到該效果而需要含有0.01％以上，但即使含有超過0.08％的Al，其效果也會飽和，因此Al的含量設為0.08％以下。優選的是，Al的含量設為0.05％以下。
·N：0.007％以下
N會形成粗大的氮化物，導致彎曲性、拉伸翻邊性能劣化，因此必須抑制其含量。若N的含量超過0.007％，則該趨勢變得顯著，因此N的含量設為0.007％以下。優選的是，N的含量設為0.005％以下。
·Ti：0.005～0.050％
Ti是能夠通過形成微小的碳氮化物而有助于強度提高的元素。再有，為了不使本發明所必須的元素B與N反應，Ti也是必要的。為了發揮這樣的效果，Ti的含量需要設為0.005％以上。優選的是，Ti的含量設為0.008％以上。另一方面，若大量含有Ti則伸長率顯著降低，因此Ti的含量設為0.050％以下。優選的是，Ti的含量設為0.030％以下。
·B：0.0003～0.0050％
B是使淬火性提高、通過使第2相容易生成而有助于高強度化、并在確保淬火性的同時不使馬氏體以及回火馬氏體的硬度顯著提高的元素。再有，具有在熱軋時的終軋后進行冷卻時，抑制鐵素體、珠光體的生成的效果。為了發揮該效果，需要使B的含量為0.0003％以上。另一方面，即使含有超過0.0050％的B，其效果也會飽和，因此B的含量設為0.0050％以下。優選為，B的含量設為0.0040％以下。
本發明中，除上述的成分之外，還可以根據需要含有以下成分中的1種或2種以上。
·V：0.10％以下
V能夠通過形成微小的碳氮化物而有助于強度提高，因此能夠根據需要而含有。為了發揮這樣的效果，優選V的含量為0.01％以上。另一方面，即使含有大量的V，超過0.10％的部分的強度提高效果也較小，且反而會導致合金成本的增加。因此，V的含量優選設為0.10％以下。
·Nb：0.10％以下
Nb也與V同樣地，能夠通過形成微小的碳氮化物而有助于強度提高，能夠根據需要而含有。為了發揮這樣的效果，Nb的含量優選設為0.005％以上。另一方面，若大量含有Nb則伸長率顯著降低，因此Nb的含量優選設為0.10％以下。
·Cr：0.50％以下
Cr是通過使第2相容易生成而有助于高強度化的元素，能夠根據需要而含有。為了發揮這樣的效果，Cr的含量優選設為0.10％以上。另一方面，若含有超過0.50％的Cr，則過剩地生成馬氏體，因此Cr的含量優選設為0.50％以下。
·Mo：0.50％以下
Mo是通過使第2相容易生成而有助于高強度化、并且生成一部分碳化物而有助于高強度化的元素，能夠根據需要而含有。為了發揮這些效果，優選含有0.05％以上的Mo。另一方面，即使含有超過0.50％的Mo，其效果也會飽和，因此Mo的含量優選設為0.50％以下。
·Cu：0.50％以下
Cu是通過固溶強化而有助于高強度化、另外通過使第2相容易生成而有助于高強度化的元素，能夠根據需要而含有。為了發揮這些效果而優選含有0.05％以上的Cu。另一方面，即使含有超過0.50％的Cu，其效果也會飽和，另外容易產生因Cu而引起的表面缺陷，因此Cu的含量優選設為0.50％以下。
·Ni：0.50％以下
Ni也與Cu同樣地，是通過固溶強化而有助于高強度化、另外通過使第2相容易生成而有助于高強度化的元素，能夠根據需要而含有。為了發揮這些效果而優選含有0.05％以上。另外，若與Cu同時含有Ni，則具有抑制因Cu而引起的表面缺陷的效果，因此在含有Cu時是有效的。另一方面，即使含有超過0.50％的Ni，其效果也會飽和，因此Ni的含量優選設為0.50％以下。
·Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下
Ca和REM是具有使硫化物的形狀為球狀來降低硫化物對擴孔性的不良影響的效果的元素，能夠根據需要而含有。為了發揮這些效果，優選Ca、REM分別含有0.0005％以上。另一方面，即使含有超過0.0050％的Ca、REM，其效果也會飽和，因此它們的含量優選分別為0.0050％以下。
上述以外的剩余部分為Fe以及不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，例如可以列舉Sb、Sn、Zn、Co等，作為它們的含量的允許范圍，Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。另外，本發明中，即使在通常的鋼組成的范圍內含有Ta、Mg、Zr，也不損害其效果。
接下來，對本發明的高強度冷軋鋼板的金屬組織進行說明。
本發明的高強度冷軋鋼板的金屬組織是鐵素體的體積分率為20～50％、殘余奧氏體的體積分率為7～20％、馬氏體的體積分率為1～8％、剩余部分包含貝氏體和回火馬氏體的復合組織，在該復合組織中，鐵素體的平均結晶粒徑為5μm以下，殘余奧氏體的平均結晶粒徑為0.3～2.0μm且長徑比為4以上，馬氏體的平均結晶粒徑為2μm以下，組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結晶粒徑為7μm以下，鐵素體以外的金屬組織(即貝氏體、殘余奧氏體、馬氏體、回火馬氏體、珠光體等硬質相)的體積分率(V1)和回火馬氏體的體積分率(V2)滿足下述(1)式，殘余奧氏體中的平均C濃度為0.65質量％以上。此外，各金屬相的體積分率是相對于鋼板整體的體積分率。
0.60≤V2/V1≤0.85…(1)
在鐵素體的體積分率低于20％的情況下，軟質的鐵素體少從而伸長率降低，因此鐵素體的體積分率設為20％以上。優選的是，鐵素體的體積分率為25％以上。另一方面，若鐵素體的體積分率超過50％，則由于硬質的第2相變得過多，因此與軟質的鐵素體的硬度差大的部位存在較多，擴孔性降低。另外，也難以確保980MPa以上的強度(抗拉強度)。因此鐵素體的體積分率設為50％以下。優選的是，鐵素體的體積分率設為45％以下。
另外，在鐵素體的平均結晶粒徑超過5μm的情況下，在擴孔時的沖切端面生成的空隙容易在擴孔中連結，因此得不到良好的擴孔性。再有，為了提高屈強比，使鐵素體粒徑微小化是有效的。因此，鐵素體的平均結晶粒徑設為5μm以下。
在殘余奧氏體的體積分率低于7％的情況下，伸長率降低，因此為了確保良好的伸長率，殘余奧氏體的體積分率設為7％以上。優選的是，殘余奧氏體的體積分率設為9％以上。另一方面，若殘余奧氏體的體積分率超過20％，則擴孔性劣化，因此殘余奧氏體的體積分率設為20％以下。另外，優選的是，殘余奧氏體的體積分率設為15％以下。
另外，在殘余奧氏體的平均結晶粒徑低于0.3μm的情況下，對伸長率的貢獻小，因此難以確保20％以上的伸長率。另一方面，在平均結晶粒徑超過2.0μm的范圍，擴孔試驗時的空隙生成后容易產生空隙的連結。因此，殘余奧氏體的平均結晶粒徑設為0.3～2.0μm。
在殘余奧氏體的晶體形態的長徑比低于4的情況下，擴孔試驗時的空隙生成后容易產生空隙的連結。因此，殘余奧氏體的晶體形態的長徑比設為4以上。另外，優選設為5以上。
另外，在殘余奧氏體中的平均C濃度低于0.65質量％的情況下，在擴孔試驗的沖切時容易發生馬氏體相變，空隙的生成增加，從而導致擴孔性降低。因此，殘余奧氏體中的平均C濃度設為0.65質量％以上。優選為0.68質量％以上，更優選為0.70質量％以上。
為了在確保期望的擴孔性的同時得到980MPa以上的抗拉強度，馬氏體的體積分率需要為1％以上。另一方面，為了確保良好的擴孔性，馬氏體的體積分率需要設為8％以下。因此，馬氏體的體積分率設為1～8％。
另外，若馬氏體的平均結晶粒徑超過2μm，則在與鐵素體的晶面生成的空隙容易連結，擴孔性劣化。因此，馬氏體的平均結晶粒徑設為2μm以下。此外，此處所說的馬氏體為，在連續退火時的第2均熱處理中以均熱溫度350～500℃保持后也未發生相變的奧氏體在冷卻至室溫時生成的馬氏體。
為了以高強度得到高屈強比，在鋼板的金屬組織中存在貝氏體以及回火馬氏體是重要的。另外，為了確保良好的擴孔性、高屈強比，需要在金屬組織中含有平均結晶粒徑為7μm以下的貝氏體以及回火馬氏體。若組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結晶粒徑超過7μm，則在擴孔時的沖切時生成的軟質的鐵素體與硬質的殘余奧氏體、馬氏體的界面生成大量空隙，在其端面生成的空隙在擴孔中容易連結，因此得不到良好的擴孔性。因此，剩余部分的組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結晶粒徑設為7μm以下。優選的是，組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結晶粒徑設為6μm以下。
此外，所謂回火馬氏體是指，在連續退火時的直到冷卻停止溫度(100～250℃)為止的冷卻中未發生相變的奧氏體的一部分發生馬氏體相變、之后在加熱至350～500℃的溫度范圍時被回火的馬氏體。
另外，鐵素體以外的金屬組織(即貝氏體、殘余奧氏體、馬氏體、回火馬氏體、珠光體等硬質相)的體積分率(V1)與回火馬氏體的體積分率(V2)滿足下述(1)式。
0.60≤V2/V1≤0.85…(1)
冷卻時生成的馬氏體通過再加熱時以及之后的均熱保持而被回火從而成為回火馬氏體，通過該回火馬氏體的存在，促進均熱保持中的貝氏體相變，能夠使最終冷卻至室溫時生成的馬氏體微小化且能夠調整至目標的體積分率。在(1)式的V2/V1低于0.60的情況下，不能充分地得到基于回火馬氏體的效果，因此(1)式的V2/V1的下限設為0.60。另一方面，若(1)式的V2/V1超過0.85，則能夠發生貝氏體相變的未相變奧氏體少，從而得不到足夠的殘余奧氏體，伸長率降低，因此(1)式的V2/V1的上限設為0.85。優選的是，(1)式的V2/V1設為0.80以下。
另外，本發明的冷軋鋼板的金屬組織具有除鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體、貝氏體以及回火馬氏體以外，還含有珠光體的情況，但即使在該情況下也不會損害本發明的效果。其中，珠光體的體積分率優選設為5％以下。
各金屬相的體積分率、平均結晶粒徑、殘余奧氏體的長徑比和平均C濃度能夠由后述的實施例所記載的方法測定、計算。另外，各金屬相的體積分率、平均結晶粒徑、殘余奧氏體的長徑比和平均C濃度能夠通過設為特定的成分組成、在熱軋時及/或連續退火時對鋼板組織進行控制來進行調整。
接下來，對本發明的高強度冷軋鋼板的制造方法進行說明。
在本發明的制造方法中，對于具有上述成分組成(化學成分)的鋼板坯，在熱軋開始溫度為1150～1300℃、終軋結束溫度為850～950℃的條件下進行熱軋，在熱軋結束后1秒以內開始冷卻，以80℃/s以上的平均冷卻速度進行1次冷卻并冷卻至650℃以下，接著，以5℃/s以上的平均冷卻速度進行2次冷卻并冷卻至550℃以下，隨后進行卷繞、酸洗，隨后進行冷軋，接著，進行連續退火，在該連續退火中，以3～30℃/s的平均加熱速度加熱至750～850℃的溫度范圍，在該750～850℃的溫度范圍保持30秒以上(第1均熱處理)，隨后以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍，接著，加熱至350～500℃的溫度范圍，在該350～500℃的溫度范圍保持30秒以上(第2均熱處理)，隨后冷卻至室溫。此處，室溫是指－5～40℃。
[熱軋工序]
供于熱軋的鋼板坯出于不容易產生成分的宏觀偏析的觀點而優選以連續鑄造法而得到的鋼板坯，但也可以是由鑄錠法、薄板坯鑄造法得到的鋼板坯。另外，作為將鋼板坯供給至熱軋工序的工藝，除了在鑄造后對暫時冷卻至室溫的鋼板坯進行再加熱并進行軋制的方式之外，還能夠無問題地應用節能工藝，例如(i)對所鑄造的鋼板坯不進行冷卻而保持熱板坯(hot slab)的狀態裝入加熱爐，進行再加熱并進行軋制的方式；(ii)對所鑄造的鋼板坯不進行冷卻而是在進行保溫后立即軋制的方式；(iii)將所鑄造的鋼板坯直接軋制的方式(直送軋制/直接軋制方式)等。
·熱軋開始溫度：1150～1300℃
在熱軋開始溫度低于1150℃的情況下，軋制負載增大而生產性降低，另一方面，若熱軋開始溫度超過1300℃則只不過是加熱成本增大，因此熱軋開始溫度設為1150～1300℃。為了以這樣的溫度開始熱軋，所鑄造的鋼坯以上述那樣的工藝供給至熱軋工序。
·終軋結束溫度：850～950℃
熱軋通過鋼板內的組織均勻化、材質的各向異性降低而使退火后的伸長率以及擴孔性提高，因此需要在奧氏體單相區結束，所以終軋結束溫度設為850℃以上。另一方面，若終軋結束溫度超過950℃則熱軋組織變得粗大，退火后的特性降低。因此，終軋結束溫度設為850～950℃。
·終軋后的冷卻條件：從熱軋結束后到冷卻開始為1秒以內、1次冷卻的平均冷卻速度為80℃/s以上、冷卻溫度為650℃以下、2次冷卻的平均冷卻速度為5℃/s以上、冷卻溫度為550℃以下
熱軋結束后，不使其產生鐵素體相變，而是急速冷卻至貝氏體相變的溫度范圍，控制熱軋鋼板的鋼板組織。通過該均質化后的熱軋組織的控制，能夠得到使最終的鋼板組織、主要使鐵素體、馬氏體微小化的效果。為此，終軋后，在軋制結束后1秒以內開始冷卻，以80℃/s以上的平均冷卻速度進行1次冷卻并冷卻至650℃以下。在該1次冷卻中的平均冷卻速度低于80℃/s的情況下，開始鐵素體相變，因此熱軋鋼板的鋼板組織變得不均勻，退火后的擴孔性降低。另外，若該1次冷卻中的冷卻溫度超過650℃則珠光體過剩地生成，在該情況下，熱軋鋼板的鋼板組織也變得不均勻，退火后的擴孔性降低。另外，若從軋制結束起超過1秒而開始1次冷卻，則鐵素體或珠光體過剩地生成，導致退火后的擴孔性降低。
1次冷卻后，接著，以5℃/s以上的平均冷卻速度進行2次冷卻并冷卻至550℃以下。在該2次冷卻中，若平均冷卻速度低于5℃/s或冷卻溫度超過550℃，則熱軋鋼板的鋼板組織中過剩地生成鐵素體或珠光體，退火后的擴孔性降低。
·卷繞溫度：550℃以下
如上所述地2次冷卻溫度為550℃以下，所以卷繞溫度也必然為550℃以下，通過將卷繞溫度設為550℃以下，能夠防止鐵素體以及珠光體過剩地生成。另外，優選的卷繞溫度為500℃以下。卷繞溫度的下限沒有特別限制，但若卷繞溫度過于低溫，則硬質的馬氏體過剩地生成，冷軋負載增大，因此卷繞溫度優選設為300℃以上。
[酸洗工序]
對由熱軋得到的熱軋鋼板進行酸洗，除去鋼板表層的氧化層。該酸洗條件沒有特別的限制，按照常規方法實施即可。
[冷軋工序]
將酸洗后的熱軋鋼板冷軋至規定的板厚，得到冷軋鋼板。冷軋條件沒有特別的限制，按照常規方法實施即可。
[連續退火工序]
為了使再結晶進行、并且為了在鋼板組織中形成貝氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體、馬氏體以實現高強度化，而對冷軋鋼板進行連續退火。在該連續退火中，以3～30℃/s的平均加熱速度加熱至750～850℃的溫度范圍，在該750～850℃的溫度范圍保持30秒以上(第1均熱處理)，隨后以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍，接著，加熱至350～500℃的溫度范圍，在該350～500℃的溫度范圍保持30秒以上(第2均熱處理)，隨后冷卻至室溫。
·連續退火開始時的平均加熱速度：3～30℃/s
通過使由基于退火的再結晶生成的鐵素體、奧氏體的核的生成比所生成的晶粒的生長即粗大化更快地發生，能夠使退火后的晶粒微小化。尤其是鐵素體粒徑的微小化具有提高屈強比的效果，因此控制連續退火開始時的加熱速度很重要。若急速地加熱則再結晶難以進行，因此平均加熱速度的上限設為30℃/s。另外，若平均加熱速度過小則鐵素體晶粒粗大化而得不到規定的平均粒徑，因此需要3℃/s以上的平均加熱速度。優選的是，平均加熱速度為5℃/s以上。
·第1均熱處理條件：均熱溫度為750～850℃、保持(均熱)時間為30秒以上
在第1均熱處理中，在鐵素體和奧氏體的雙相區或奧氏體單相區的溫度范圍進行均熱。在均熱溫度低于750℃的情況下，退火中的奧氏體的體積分率少，因此無法得到能夠確保高屈強比的貝氏體、回火馬氏體的體積分率，因此均熱溫度的下限設為750℃。另一方面，若均熱溫度超過850℃，則鐵素體以及奧氏體的晶粒粗大化而得不到規定的平均粒徑，因此均熱溫度的上限設為850℃。
為了在上述的均熱溫度下使再結晶進行并使一部分或全部發生奧氏體相變，需要將保持(均熱)時間設為30秒以上。保持(均熱)時間的上限沒有特別限制，但即使保持超過600秒，也不會對之后的鋼板組織、機械性質產生影響，因此出于節能的觀點，保持(均熱)時間優選設為600秒以內。
·第1均熱處理后的冷卻條件：平均冷卻速度為3℃/s以上、冷卻停止溫度為100℃～250℃
出于高屈強比、擴孔性的觀點，為了生成回火馬氏體，通過從均熱溫度冷卻至馬氏體相變開始溫度以下而使在第1均熱處理中生成的奧氏體的一部分發生馬氏體相變，為此，以3℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至100～250℃的冷卻停止溫度范圍。在平均冷卻速度低于3℃/s的情況下，鋼板組織中過剩地生成珠光體、球狀滲碳體，因此平均冷卻速度的下限設為3℃/s。平均冷卻速度的上限雖沒有特別限制，但為了在一定程度上促進貝氏體相變，平均冷卻速度優選設為100℃/s以下。另外，在冷卻停止溫度低于100℃的情況下，冷卻時馬氏體過剩地生成，因此未相變的奧氏體減少，貝氏體相變、殘余奧氏體減少，從而伸長率降低。另一方面，若冷卻停止溫度超過250℃，則回火馬氏體減少，擴孔性降低。因此，冷卻停止溫度設為100～250℃。優選的是，冷卻停止溫度為150℃以上。另外，優選的是，上述冷卻停止溫度為220℃以下。
·第2均熱處理條件：均熱溫度為350～500℃、保持(均熱)時間為30秒以上
為了對在冷卻中途生成的馬氏體進行回火使其成為回火馬氏體、并為了使未相變的奧氏體進行貝氏體相變來在鋼板組織中生成貝氏體以及殘余奧氏體，而在從第1均熱處理進行冷卻后再度加熱，作為第2均熱處理而在350～500℃的溫度范圍保持30秒以上。在該第2均熱處理中的均熱溫度低于350℃的情況下，馬氏體的回火不充分，與鐵素體以及馬氏體的硬度差變大，因此擴孔性劣化。另一方面，若第2均熱處理中的均熱溫度超過500℃則珠光體過剩地生成，因此伸長率降低。因此，均熱溫度設為350～500℃。另外，在保持(均熱)時間低于30秒的情況下貝氏體相變進行得不充分，因此未相變的奧氏體大量殘留，最終馬氏體過剩地生成，擴孔性降低。因此，保持(均熱)時間需要為30秒以上。保持(均熱)時間的上限雖沒有特別限制，但即使保持超過2000秒，也不會對之后的鋼板組織、機械性質產生影響，所以從節能的觀點出發，保持(均熱)時間優選設為2000秒以內。
另外，在本發明的制造方法中，也可以在連續退火后實施平整軋制(temper rolling)。該平整軋制中的伸長率的優選范圍為0.1～2.0％。
此外，若在本發明的范圍內，則在退火工序中，也可以實施熱鍍鋅而制成熱鍍鋅鋼板，另外，也可以在熱鍍鋅后實施合金化處理而制成合金化熱鍍鋅鋼板。再有，也可以對本發明的冷軋鋼板進行電鍍，制成電鍍鋼板。
實施例
對表1所示的化學組成的鋼進行熔煉而鑄造230mm厚的板坯，對于該鋼板坯，在熱軋開始溫度為1250℃且表2以及表3所示的條件下進行熱軋，得到板厚3.2mm的熱軋鋼板。在該熱軋工序中，終軋結束后，在規定時間內開始冷卻，以規定的平均冷卻速度進行1次冷卻并冷卻至規定的冷卻溫度后，接著，以規定的平均冷卻速度進行2次冷卻并冷卻至規定的冷卻溫度(與卷繞溫度相同的溫度)，進行卷繞。
對得到的熱軋鋼板酸洗后，實施冷軋，得到板厚1.4mm的冷軋鋼板。此后，以表2以及表3所示的條件進行連續退火。在該連續退火中，以規定的平均加熱速度進行加熱，以規定的均熱溫度以及保持(均熱)時間進行第1均熱處理，隨后以規定的平均冷卻速度冷卻至規定的冷卻停止溫度，接著進行加熱，以規定的均熱溫度以及保持(均熱)時間進行第2均熱處理，隨后冷卻至室溫(25℃)。
從所制造的冷軋鋼板以使軋制直角方向(即與軋制垂直的方向)成為長邊方向(拉伸方向)的方式采集JIS5號拉伸試驗片，通過拉伸試驗(JIS Z2241(1998))，測定屈服強度(YS)、抗拉強度(TS)、總伸長率(EL)、屈強比(YR)。分別將抗拉強度(TS)為980MPa以上、總伸長率(EL)為20.0％以上、屈強比(YR)為75％以上稱為“良好”。
關于擴孔性，遵照日本鋼鐵聯盟標準(JFS T1001(1996))，以12.5％的間隙(clearance)沖切φ10mm的孔，并以毛邊(burr)位于沖模(die)側的方式放置在試驗機后，利用60°的圓錐沖頭進行成形，由此測定擴孔率λ(％)。擴孔率λ(％)為35％以上則被稱為擴孔性“良好”。
關于鋼板的鐵素體、馬氏體的體積分率，對與鋼板的軋制方向平行的板厚截面進行研磨后，用3％硝酸酒精溶液進行腐蝕，使用SEM(掃描電子顯微鏡)以2000倍、5000倍的倍率進行觀察，根據數點法(遵照ASTM E562-83(1988))測定面積率，并將該面積率作為體積分率。對于鐵素體以及馬氏體的平均結晶粒徑，能夠使用Media Cybernetics公司生產的“Image-Pro”，通過獲取預先從鋼板組織照片分別識別了鐵素體以及馬氏體晶粒的照片來計算各相的面積，計算當量圓直徑，并對它們的值求平均而求得鐵素體以及馬氏體的平均結晶粒徑。
就殘余奧氏體的體積分率而言，將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，并通過該板厚1/4面的衍射X射線強度而求得殘余奧氏體的體積分率。具體來說，以Mo的Kα射線為射線源，以加速電壓50keV利用X射線衍射法(裝置：Rigaku公司生產“RINT2200”)，測定鐵的鐵素體的{200}面、{211}面、{220}面和奧氏體的{200}面、{220}面、{311}面的X射線衍射線的積分強度，并使用這些測定值，根據《X射線衍射手冊》(2000年，理學電機株式會社)p.26，62-64所記載的公式求得殘余奧氏體的體積分率。對于殘余奧氏體的平均結晶粒徑，使用EBSD(電子背散射衍射法)以5000倍的倍率進行觀察，使用上述的“Image-Pro”來計算當量圓直徑，并對它們的值求平均而求得。關于殘余奧氏體的長徑比，使用SEM(掃描電子顯微鏡)以及TEM(透射電子顯微鏡)以5000倍、10000倍、20000倍的倍率進行觀察，求得10處的平均長徑比。表4以及表5中，殘余奧氏體的長徑比為4以上的為“○”，低于4的為“×”。殘余奧氏體中的平均C濃度([Cγ％])能夠將使用CoKα射線從fcc鐵的衍射面(220)求得的晶格常數a和[Mn％]、[Al％]代入下述(2)式來計算而求得。
a＝3.578+0.033[Cγ％]+0.00095[Mn％]+0.0056[Al％]
…(2)
在此，[Cγ％]為殘余奧氏體中的平均C濃度(質量％)，[Mn％]、[Al％]分別為Mn、Al的含量(質量％)。
另外，通過SEM(掃描電子顯微鏡)、TEM(透射電子顯微鏡)、FE－SEM(場發射掃描電子顯微鏡)觀察鋼板組織，決定鐵素體、殘余奧氏體、馬氏體以外的鋼組織的種類。關于組合了貝氏體和回火馬氏體的金屬相的平均結晶粒徑，使用上述的“Image-Pro”，根據鋼板組織照片計算當量圓直徑，對它們的值求平均而求得。
各鋼板的金屬組織示于表4以及表5，另外，拉伸特性和擴孔率的測定結果示于表6。
根據表6，本發明例的鋼板均能在確保980MPa以上的抗拉強度和75％以上的屈強比的同時，得到20.0％以上的伸長率和35％以上的擴孔率這樣良好的加工性。與此相對，比較例的抗拉強度、屈強比、伸長率、擴孔率中的至少一個特性較差。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
※下劃線部：不在目標范圍內。