CN107429349B - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种冷轧钢板，其具有给定的成分组成和以下的组织：回火马氏体及贝氏体相对于组织总体的面积率总计为95％以上且100％以下，由沿轧制方向伸展和/或点列状分布的1个以上的长轴为0.3μm以上的夹杂物粒子构成的给定夹杂物群为0.8个/mm2以下，以Fe作为主成分的给定尺寸的碳化物为3500个/mm2以下，分布于所述回火马氏体和/或所述贝氏体的内部的直径10～50nm的碳化物为0.7×107个/mm2以上，原γ晶粒的平均粒径为18μm以下。

Description

冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及冷轧钢板，特别涉及适于制造利用冷压进行成型的汽车、家电等的部件的高强度冷轧钢板。另外，本发明还涉及上述冷轧钢板的制造方法。
背景技术
近年来，由于对汽车车身的轻质化需求进一步提高，因此推进了TS为1320～1470MPa级的高强度钢板在中柱R/F(加强件)等车身骨架部件、保险杠、防撞梁部件等(以下也称为部件)中的应用。另外，从使汽车车身进一步轻质化的观点考虑，对于具有TS为1800MPa级(1.8GPa级)及其以上强度的钢板的应用也开始进行了研究。
以往，对于利用在加热下进行压制的热压成型的高强度钢板的应用积极地进行了研究，但最近，从成本、生产性的观点考虑，正在重新对利用冷压成型的高强度钢板的应用进行研究。
然而，在通过冷压对TS为1320MPa级以上的高强度钢板进行成型而制成部件时，存在因部件内的残留应力增加、钢板本身引起的耐滞后破坏特性变差而发生滞后破坏的隐患。
这里，滞后破坏是指以下现象：在对部件施加了高应力的状态下将部件放置于氢侵蚀环境下时，氢侵蚀至构成部件的钢板内，使原子间键合力降低、发生局部变形，由此产生微小裂纹，该微小裂纹扩展而导致破坏。
作为改善这样的耐滞后破坏特性的技术，例如，专利文献1中公开了通过以重量％或重量ppm计含有C：0.08～0.18％、Si：1％以下、Mn：1.2～1.8％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、酸溶Al(sol.Al)：0.01～0.1％、N：0.005％以下、O：0.005％以下、B：5～25ppm、且含有选自Nb：0.005～0.04％、Ti：0.005～0.04％、Zr：0.005～0.04％中的一种或2种以上，并且使Ceq与TS的关系满足TS≥2270×Ceq+260、Ceq≤0.5、Ceq＝C+Si/24+Mn/6，微观组织中以体积率计含有80％以上的马氏体，从而改善耐滞后破坏特性的技术。
另外，专利文献2、3及4中公开了通过将钢中的S量降低至一定水平并添加Ca来防止耐氢诱发断裂的技术。
另外，专利文献5中公开了通过含有C：0.1～0.5％、Si：0.10～2％、Mn：0.44～3％、N≤0.008％、Al：0.005～0.1％、且含有V：0.05～2.82％、Mo：0.1％以上且小于3.0％、Ti：0.03～1.24％、Nb：0.05～0.95％中的一种或2种以上，并使成为氢的捕获位点(trap site)的微细合金碳化物分散，从而改善耐滞后破坏特性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3514276号公报
专利文献2：日本专利第5428705号公报
专利文献3：日本特开昭54-31019号公报
专利文献4：日本特开2013-213242号公报
专利文献5：日本专利第4427010号公报
发明内容
发明要解决的课题
这里，对于经过压制加工的实际的部件而言，上述的滞后破坏基本上产生于通过剪切、冲裁加工而被切断的钢板的端面(以下，也称为剪切端面)。可以认为这是由于，剪切端面中存在已达到极限断裂应变的区域(以下，也称为应变影响部)，而且在应变影响部附近进行了大幅加工硬化(即，增加了比例极限)，因此随后的压制加工后残留的应力也增高。实际上，直接保留剪切端面的钢板的滞后破坏极限应力是通过铰孔加工除去应变影响部的情况下的滞后破坏极限应力的1/3～1/20左右。即，可以认为，对于产生自剪切端面的滞后破坏的耐滞后破坏特性(以下，也称为剪切端面的耐滞后破坏特性)是决定实际的部件的耐滞后破坏特性的主要因素之一。
然而，专利文献1～5的技术均想要改善钢板本身的耐滞后破坏特性而未充分考虑到剪切端面的应变影响部的存在。因此可以认为，基于专利文献1～5的技术得到的钢板未必具有足够的剪切端面耐滞后破坏特性的改善效果。
另外，专利文献2～4原本就以板厚10mm以上的所谓的厚钢板作为对象，不是以成型为汽车部件等的所谓的薄钢板作为对象。另外，对于这样的厚钢板与薄钢板而言，以板厚为代表，制造过程中的累积压下率、微观组织、材料强度、以及压制的加工度均有很大差异。
本发明是鉴于上述情况而开发的，其目的在于提供一种板厚为0.5～2.6mm且具有拉伸强度(TS)为1320MPa以上的高强度、耐滞后破坏特性、特别是剪切端面的耐滞后破坏特性优异的钢板、及其有利的制造方法。
另外，这里所说的“剪切端面的耐滞后破坏特性优异”更具体来说是指，在通过剪切、分切进行的冲切加工或通过冲裁进行的开孔加工后进行冷压成型的情况下、或者在冷压成型后通过剪切进行部件切断或通过冲裁进行开孔加工的情况下，得到的压制成型品可获得优异的耐滞后破坏特性。
解决课题的方法
本发明人等为了解决上述课题而进行了深入研究，结果发现了以下见解。
i)剪切端面的耐滞后破坏特性取决于剪切端面的损伤程度(表层的硬化量及残留应力)和裂纹向内部扩展的难易程度。特别是对于TS≥1320MPa级的高强度钢板而言，在轧制方向伸展超过120μm长度且点列状分布的由MnS、Al2O3、(Nb,Ti)(C,N)、TiN、TiS等形成的巨大夹杂物群对剪切端面的耐滞后破坏特性造成不良影响。
这样的夹杂物不仅使剪切端面内部的局部应变、残留应力增加，而且由于剪切端面的粗糙度增大，因此产生因剪切端面彼此接触或与金属模的接触所导致的擦伤，形成滞后破坏的起点。而且，通过形成了在轧制方向排列的夹杂物群而使裂纹扩展。该夹杂物群多数存在于板厚中央部，因此仅进行表层的处理是不够的，需要减少至板厚中央部所包含的夹杂物群。特别是对于板厚为0.5～2.6mm的冷轧钢板(薄钢板)而言，有时在板厚中央部确认到很多跨度300μm以上且点列状排列的夹杂物群，这对滞后破坏造成严重的不良影响。因此，减少这样的夹杂物群是重要的。
ii)另外，与上述专利文献2～4的厚钢板不同，对于在冷轧后实施退火的冷轧钢板而言，退火工序中渗碳体等以Fe为主成分的碳化物聚集、粗大化，一部分仍以未固溶的状态残留，对剪切端面的滞后破坏造成不良影响。因此，减少这样的以Fe为主成分的碳化物也是重要的。
iii)为了减少上述的粗大夹杂物群，钢中的N、S、O及Mn的含量(在含有Nb、Ti时，也包括它们的含量)和钢坯加热温度的优化是重要的。而且，为了减少上述以未固溶的状态残留的以Fe为主成分的碳化物，连续退火(CAL)工序中的退火条件的优化是重要的。
iv)另外，在压制成型工序中，有时利用剪切机等连续地切下钢板(卷材)进行压制成型，对于经过这样的成型工序制造的所有实际的部件而言，为了确保稳定地获得优异的耐滞后破坏特性，减小钢板的板厚的变化量Δt是重要的。
即，在连续地切下钢板(卷材)进行压制成型的情况下，有时以一定的比例产生发生滞后破坏的部件。其原因是由于，钢板的板厚大幅变化时，即使确保剪切机的间隙恒定，也会导致间隙相对于钢板的板厚的比率(空隙)的变化，产生2次剪切面、产生毛刺，从而使剪切端面的品质变差。因此，对于对钢板进行冷压成型而得到的实际部件而言，为了稳定地获得优异的耐滞后破坏特性，除了减少上述的粗大夹杂物群及上述的以未固溶状态残留的渗碳体以外，对钢板的板厚进行精密控制，确保剪切端面的品质也是重要的。
本发明是基于上述见解并进一步深入研究而完成的。
即，本发明的主旨如下所述。
1.一种冷轧钢板，其板厚为0.5～2.6mm，拉伸强度为1320MPa以上，
所述钢板具有以下成分组成：以质量％计，含有C：0.15％以上且0.40％以下、Si：1.5％以下、Mn：0.9～1.7％、P：0.03％以下、S：小于0.0020％、酸溶Al(sol.Al)：0.2％以下、N：小于0.0055％及O：0.0025％以下，且满足下式(1)的关系，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
5[％S]+[％N]＜0.0115···(1)
式中，[％S]、[％N]分别为钢中S、N的含量(质量％)，
所述钢板具有以下组织：
回火马氏体及贝氏体相对于组织总体的面积率总计为95％以上且100％以下，
轧制方向上全长超过120μm的夹杂物群为0.8个/mm2以下，所述夹杂物群由沿轧制方向伸展和/或点列状分布的1个以上的长轴为0.3μm以上的夹杂物粒子构成，在所述夹杂物群由2个以上该夹杂物粒子构成的情况下，该夹杂物粒子间的距离为30μm以下，
长径比为2.5以下、长轴为0.20μm以上且2μm以下、以Fe作为主成分的碳化物为3500个/mm2以下，
分布于所述回火马氏体和/或所述贝氏体的内部的直径10～50nm的碳化物为0.7×107个/mm2以上，
原γ晶粒的平均粒径为18μm以下。
2.上述1所述的冷轧钢板，其在轧制方向上的板厚变化量为300μm以下。
3.上述1或2所述的冷轧钢板，其中，以质量％计，所述成分组成还含有B：0.0002％以上且小于0.0035％。
4.上述1～3中任一项所述的冷轧钢板，其中，以质量％计，所述成分组成还含有选自Nb：0.002～0.08％及Ti：0.002～0.12％中的一种或2种。
5.上述1～4中任一项所述的冷轧钢板，其中，以质量％计，所述成分组成还含有选自Cu：0.005～1％及Ni：0.01～1％中的一种或2种。
6.上述1～5中任一项所述的冷轧钢板，其中，以质量％计，所述成分组成还含有选自Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01％以上且小于0.3％、V：0.003～0.5％、Zr：0.005～0.2％及W：0.005～0.2％中的一种或2种以上。
7.上述1～6中任一项所述的冷轧钢板，其中，以质量％计，所述成分组成还含有选自Ca：0.0002～0.0030％、Ce：0.0002～0.0030％、La：0.0002～0.0030％及Mg：0.0002～0.0030％中的一种或2种以上。
8.上述1～7中任一项所述的冷轧钢板，其中，以质量％计，所述成分组成还含有选自Sb：0.002～0.1％及Sn：0.002～0.1％中的一种或2种。
9.一种冷轧钢板的制造方法，该方法包括：
将钢坯加热温度设为大于1200℃来对具有上述1、3～8中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧，由此制成热轧钢板，
将压下率设为20～75％对该热轧钢板进行冷轧，使得板厚为0.5～2.6mm，由此制成冷轧钢板，
接着，对该冷轧钢板进行连续退火，在连续退火中，
在大于850℃且910℃以下的退火温度下进行超过300秒钟且900秒钟以下的均热，
从680℃以上的温度至260℃以下的温度以70℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，
根据需要进行再加热，然后在150～260℃的温度范围保持20～1500秒钟。
10.上述9所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述热轧工序中，将精轧温度设为840～950℃进行精轧，然后以40℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃以下的温度，在600～700℃的温度范围保持4秒钟以上后，冷却至500～630℃的温度范围而进行卷取。
发明的效果
根据本发明，可以得到板厚为0.5～2.6mm且具有拉伸强度(TS)为1320MPa以上的高强度、耐滞后破坏特性、特别是剪切端面的耐滞后破坏特性优异的冷轧钢板。另外，由于本发明的冷轧钢板适于伴有剪切、冲裁加工的冷压成型用途，因此在提高部件强度、轻质化、以及成本方面是有利的。
具体实施方式
以下，具体地对本发明进行说明。
首先，对本发明的冷轧钢板中的成分组成进行说明。需要说明的是，成分组成中的元素含量的单位均为“质量％”，以下只要没有特别说明就简写为“％”。
C：0.15％～0.40％
C(碳)是提高淬火性的元素，不仅可确保给定的回火马氏体和/或贝氏体的面积率，还可提高回火马氏体及贝氏体的强度，从确保TS≥1320MPa的观点考虑，含有C。另外，其具有生成在回火马氏体及贝氏体内部作为氢捕获位点的微细碳化物的效果。这里，C量低于0.15％时，无法保持优异的耐滞后破坏特性而获得给定的强度。另一方面，C量超过0.40％时，强度过高，难以获得足够的耐滞后破坏特性。因此，C量设为0.15～0.40％。需要说明的是，从保持优异的耐滞后破坏特性的同时使TS≥1470MPa的观点考虑，优选C量设为大于0.18％。
Si：1.5％以下
Si(硅)是基于固溶强化的强化元素。另外，在200℃以上的温度范围对钢板进行回火时，Si可抑制膜状碳化物的生成而有助于改善耐滞后破坏特性。另外，还可减少Mn在板厚中央部的偏析而有助于抑制MnS的生成。另外，还有助于抑制连续退火时的钢板表层部的氧化所导致的脱碳、及脱B。这里，Si量的下限没有特别限定，为了充分获得上述效果，优选添加0.02％以上的Si。另一方面，Si量过多时，其偏析量增多，耐滞后破坏特性变差。另外，存在增加热轧及冷轧中的轧制负荷、导致韧性降低的隐患。因此，Si量设为1.5％以下。需要说明的是，Si量可以为0％。
Mn：0.9～1.7％
Mn(锰)使钢的淬火性提高，为了确保给定的回火马氏体和/或贝氏体的面积率而含有Mn。另外，Mn以MnS的形式固定钢中的S，具有减轻热脆性的效果。Mn量低于0.9％时，在钢板表层部生成铁素体，剪切端面的耐滞后破坏特性明显变差。另外，为了抑制钢板的板厚1/4位置～板厚中央部的铁素体生成，需要含有0.9％以上的Mn。另一方面，Mn是特别促进板厚中央部的MnS生成、粗大化的元素，在Mn量超过1.7％时，板厚中央部的巨大夹杂物群的数量大幅增加，剪切端面的耐滞后破坏特性明显变差。因此，Mn量设为0.9～1.7％。需要说明的是，从进一步减少板厚中央部的粗大MnS而改善耐滞后破坏特性的观点考虑，Mn量优选设为0.9％以上且1.4％以下。
P：0.03％以下
P(磷)是强化钢的元素，但其含量多时，耐滞后破坏特性、点焊性明显变差。因此，P量设为0.03％以下，优选为0.01％以下。需要说明的是，P量的下限没有特别限定，目前能够工业实施的下限为0.003％左右。
S：小于0.0020％
S(硫)通过形成MnS、TiS、Ti(C,S)等而对剪切端面的耐滞后破坏特性造成严重不良影响，因此需要严格控制。特别是MnS在热轧工序中随轧制一起被拉伸，而且在冷轧工序中随破碎一起被拉伸。因此，最终产品中可达到80～400μm的长度。在本发明的冷轧钢板这样的薄钢板的情况下，例如，铸造钢坯的厚度约为180～250mm，最终产品板的板厚为0.5～2.6mm，因此累积压下量约为99％。对于薄钢板而言，钢板在轧制方向的伸长率达到厚钢板情况下的5～10倍，因此，MnS的弊病更严重，在剪切端面其不良影响变得明显。另外，特别是在剪切端面，板厚方向所有的区域露出，因此，存在于板厚中央部的Mn偏析部的很多粗大MnS形成巨大的夹杂物群，在这样的情况下，对耐滞后破坏特性造成特别不良的影响。另外，TiS、Ti(C,S)与MnS复合而析出、与MnS接近而析出的情况较多，与MnS一起形成极其粗大的夹杂物群。为了减轻因该夹杂物群导致的弊病，S量需要设为小于0.0020％，优选为0.0014％以下，更优选为0.0009％以下，进一步优选为0.0004％以下。需要说明的是，S量的下限没有特别限定，目前能够工业实施的下限为0.0002％左右。
酸溶Al(sol.Al)：0.2％以下
sol.Al(铝)是为了进行充分的脱氧、减少钢中夹杂物而添加的。这里，为了稳定地进行脱氧，sol.Al量优选为0.01％以上。另一方面，sol.Al量超过0.2％时，热轧后卷取时生成的渗碳体等以Fe为主成分的碳化物在退火工序中难以固溶，耐滞后破坏特性变差。因此，sol.Al量设为0.2％以下。
N：小于0.0055％
N(氮)是在钢中形成TiN、(Nb,Ti)(C,N)、AlN等氮化物、碳氮化物类夹杂物的元素，由于它们的生成而使耐滞后破坏特性变差。通常，它们的夹杂物的长径比为1～5左右，与MnS相比，伸长率低，且长轴长度为1～15μm，也比MnS短。因此，这些夹杂物单独存在时，对滞后破坏的影响程度小，但其一部分与MnS形成点列状，形成巨大的夹杂物群，因此加重了MnS的不良影响，使耐滞后破坏特性变差。为了防止这样的MnS的不良影响所导致的耐滞后破坏特性变差，N量需要设为小于0.0055％，优选为小于0.0045％。需要说明的是，N量的下限没有特别限定，目前能够工业实施的下限为0.0006％左右。
O：0.0025％以下
O(氧)是在钢中形成直径1～20μm的Al2O3、SiO2、CaO、MgO等氧化物类夹杂物的元素，由于它们的生成而使耐滞后破坏特性变差。这些夹杂物通过使由剪切形成的断面的平滑度变差、增加局部残留应力而单独对耐滞后破坏特性造成不良影响。为了减小这样的对耐滞后破坏特性的不良影响，O需要设为0.0025％以下。需要说明的是，O量的下限没有特别限定，目前能够工业实施的下限为0.0005％左右。
5[％S]+[％N]：小于0.0115％
如上所述，S形成MnS等、N形成TiN、(Nb,Ti)(C,N)、AlN等氮化物、碳氮化物这样的夹杂物，它们沿轧制方向伸展、点列状排列而形成大的夹杂物群。为了防止剪切端面的耐滞后破坏特性变差，需要减少这样的夹杂物群，因此需要控制5[％S]+[％N]小于0.0115％，优选为小于0.0100％，进一步优选为小于0.0080％。对于其下限没有特别限定，能够工业实施的下限为0.0010％左右。这里，[％S]及[％N]分别为钢中S及N的含量(质量％)。
以上，对基本成分进行了说明，但本发明的冷轧钢板还可以适当含有以下元素。
B：0.0002％以上且小于0.0035％
B(硼)是提高钢的淬火性的元素，具有即使在Mn量少的情况下也能生成给定面积率的回火马氏体及贝氏体的优点。为了获得这样的B的效果，优选含有0.0002％以上的B，更优选含有0.0005％以上。另外，从固定N的观点考虑，优选复合添加0.002％以上的Ti。另一方面，B量为0.0035％以上时，其效果饱和，而且退火时渗碳体的固溶速度变慢，未固溶的渗碳体等以Fe为主成分的碳化物残留，由此使剪切端面的耐滞后破坏特性变差。因此，B量优选为0.0002％以上且小于0.0035％。
Nb：0.002～0.08％
Nb(铌)通过原γ晶粒的微细化、由其引起的作为回火马氏体及贝氏体的内部结构单元的区段(block)、同一贝恩变体(Bain variant)区域等的尺寸减小，有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善。而且，通过形成作为氢捕获位点的微细Nb类碳化物、碳氮化物而有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善。从这样的观点考虑，优选含有0.002％以上的Nb。但是，在大量含有Nb的情况下，热轧工序中钢坯加热时未固溶而残留的NbN、Nb(C,N)、(Nb,Ti)(C,N)等Nb类粗大析出物增加，使剪切端面的耐滞后破坏特性变差。因此，优选含有0.08％以下的Nb。
Ti：0.002～0.12％
Ti(钛)通过原γ晶粒的微细化、由其引起的作为回火马氏体及贝氏体的内部结构单元的区段、同一贝恩变体区域等的尺寸减小，有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善。另外，通过形成作为氢捕获位点的微细Ti类碳化物、碳氮化物而有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善，而且有助于提高铸造性。从这样的观点考虑，优选含有0.002％以上的Ti。但是，大量含有Ti的情况下，热轧工序中钢坯加热时未固溶而残留的TiN、Ti(C,N)、Ti(C,S)、TiS等Ti类粗大析出物增加，使剪切端面的耐滞后破坏特性变差。因此，优选以0.12％以下含有Ti。
Cu：0.005～1％
Cu(铜)具有提高汽车在使用环境下的耐腐蚀性、且腐蚀生成物包覆钢板表面而抑制氢对钢板的侵蚀的效果。另外，Cu是以废钢作为原料充分利用时混入的元素，通过允许Cu的混入，可以将回收材料作为原材料进行充分利用，能够降低制造成本。从这样的观点考虑，优选含有0.005％以上的Cu，进一步从提高耐滞后破坏特性的观点考虑，更优选含有0.05％以上的Cu。但是，在Cu量过多时，会导致发生表面缺陷，因此Cu量优选设为1％以下。
Ni：0.01～1％
Ni(镍)与Cu同样是具有提高耐腐蚀性的作用的元素。另外，Ni具有抑制在含有Cu时容易发生表面缺陷的作用。因此，优选含有0.01％以上的Ni。但是，在Ni量过多时，加热炉内的氧化皮生成不均匀，反而成为导致发生表面缺陷的原因，而且也导致成本增加。因此，Ni量设为1％以下。
Cr：0.01～1.0％
Cr(铬)具有提高钢的淬火性的效果。为了获得该效果，优选含有0.01％以上的Cr。但是，在Cr量超过1.0％时，退火时渗碳体的固溶速度变慢，未固溶的渗碳体等以Fe作为主成分的碳化物残留，从而使剪切端面的耐滞后破坏特性变差，而且使耐点腐蚀性及化学转化处理性变差。因此，Cr量优选设为0.01～1.0％。需要说明的是，Cr量超过0.2％时，存在耐滞后破坏特性、耐点腐蚀性、化学转化处理性变差的隐患，因此，从防止上述隐患的观点考虑，Cr量更优选设为0.2％以下。
Mo：0.01％以上且小于0.3％
为了获得提高钢的淬火性的效果、生成作为氢捕获位点的含Mo微细碳化物及进一步改善回火马氏体的微细化所带来的耐滞后破坏特性的效果，可以含有Mo(钼)。为了获得这样的效果，优选含有0.01％以上的Mo。但是，在含有0.3％以上的Mo时，化学法表面处理性明显变差。因此，Mo量优选设为0.01％以上且小于0.3％。
V：0.003～0.5％
为了获得提高钢的淬火性的效果、生成作为氢捕获位点的含V微细碳化物及进一步改善回火马氏体的微细化所带来的耐滞后破坏特性的效果，可以含有V(钒)。为了获得这样的效果，优选含有0.003％以上的V。但是，在含有V超过0.5％时，铸造性明显变差。因此，V量优选设为0.003％～0.5％。
Zr：0.005～0.2％
Zr(锆)通过原γ晶粒的微细化、由其引起的作为回火马氏体及贝氏体的内部结构单元的区段、同一贝恩变体区域等的尺寸减小，有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善。而且，通过形成作为氢捕获位点的微细Zr类碳化物、碳氮化物而有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善。从这样的观点考虑，优选含有0.005％以上的Zr。但是，大量含有Zr的情况下，热轧工序中钢坯加热时未固溶而残留的ZrN、ZrS这样的粗大析出物增加，使剪切端面的耐滞后破坏特性变差。因此，优选以0.2％以下含有Zr。
W：0.005～0.2％
W(钨)通过原γ晶粒的微细化、由其引起的作为回火马氏体及贝氏体的内部结构单元的区段、同一贝恩变体区域等的尺寸减小，有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善。而且，通过形成作为氢捕获位点的微细W类碳化物、碳氮化物而有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善。从这样的观点考虑，优选含有0.005％以上的W。但是，大量含有W的情况下，热轧工序中钢坯加热时未固溶而残留的粗大析出物增加，使剪切端面的耐滞后破坏特性变差。因此，优选以0.2％以下含有W。
Ca：0.0002～0.0030％
Ca(钙)以CaS的形式固定S而有助于耐滞后破坏特性的改善。因此，Ca量优选设为0.0002％以上。但是，大量添加Ca时，表面品质、弯曲性变差，因此Ca量优选设为0.0030％以下。
Ce：0.0002～0.0030％
Ce(铈)与Ca相同，固定S而有助于耐滞后破坏特性的改善。因此，Ce量优选设为0.0002％以上。但是，大量添加Ce时，表面品质、弯曲性变差，因此Ce量优选设为0.0030％以下。
La：0.0002～0.0030％
La(镧)与Ca相同，固定S而有助于耐滞后破坏特性的改善。因此，La量优选设为0.0002％以上。但是，大量添加La时，表面品质、弯曲性变差，因此La量优选设为0.0030％以下。
Mg：0.0002～0.0030％
Mg(镁)以MgO的形式固定O而有助于耐滞后破坏特性的改善。因此，Mg量优选设为0.0002％以上。但是，大量添加Mg时，表面品质、弯曲性变差，因此Mg量优选设为0.0030％以下。
Sb：0.002～0.1％
Sb(锑)抑制钢板表层部的氧化、氮化，抑制由此导致的C、B减少。另外，通过抑制C、B减少，可抑制钢板表层部的铁素体生成，有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善。从这样的观点考虑，优选含有0.002％以上的Sb。但是，含有Sb超过0.1％时，铸造性变差，而且偏析于原γ晶界，使剪切端面的耐滞后破坏特性变差。因此，优选以0.1％以下含有Sb。
Sn：0.002～0.1％
Sn(锡)抑制钢板表层部的氧化、氮化，抑制钢板表层部的氧化、氮化所导致的C、B减少。而且，通过抑制C、B减少，可抑制钢板表层部的铁素体生成，有助于高强度化及耐滞后破坏特性的改善。从这样的观点考虑，优选含有0.002％以上的Sn。但是，含有Sn超过0.1％时，铸造性变差，而且偏析于原γ晶界，使剪切端面的耐滞后破坏特性变差。因此，优选以0.1％以下含有Sn。
需要说明的是，上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。
如上所述，本发明的冷轧钢板具有以下成分组成：含有上述的基本成分，且还根据需要含有给定量的B、Nb、Ti、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Zr、W、Ca、Ce、La、Mg、Sb及Sn这样的上述任意添加元素，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
接下来，对本发明的冷轧钢板中的组织进行说明。
回火马氏体及贝氏体相对于组织总体的面积率总计为95％以上(包含100％)
为了兼顾TS≥1320MPa的高强度和优异的耐滞后破坏特性，将回火马氏体及贝氏体相对于组织总体的面积率设为总计95％以上。低于该面积率时，铁素体、残留γ(残留奥氏体)及马氏体中的任一者增多，耐滞后破坏特性变差。需要说明的是，回火马氏体及贝氏体相对于组织总体的面积率可以总计为100％。
需要说明的是，回火马氏体及贝氏体以外的剩余组织为铁素体、残留γ、马氏体等，其总量可以允许为5％以下，可以为0％。
轧制方向上全长超过120μm的夹杂物群为0.8个/mm2以下，所述夹杂物群由沿轧制方向伸展和/或点列状分布的1个以上的长轴为0.3μm以上的夹杂物粒子构成，在所述夹杂物群由2个以上该夹杂物粒子构成的情况下，该夹杂物粒子间的距离为30μm以下
为了提高剪切端面的耐滞后破坏特性，需要在板厚表层部～板厚中央部的区域、特别是在板厚中央部充分减少由MnS、氧化物、氮化物构成的上述那样的夹杂物群。对于使用了TS≥1320MPa的高强度钢的部件而言，为了抑制源自剪切端面产生的裂纹，需要将这样的夹杂物群减少至0.8个/mm2以下，优选为少于0.6个/mm2。需要说明的是，这样的夹杂物群可以为0个/mm2。
长径比为2.5以下、长轴为0.20μm以上且2μm以下、以Fe作为主成分的碳化物为3500个/mm2以下
对剪切端面的耐滞后破坏特性与夹杂物粒子的关系进行了详细研究，结果表明，在目前为止通常实施的退火条件下，渗碳体等以Fe作为主成分的碳化物未完全固溶，有时残留一定的量。而且发现，该未固溶的以Fe作为主成分的碳化物对剪切端面的耐滞后破坏特性造成不良影响，所述碳化物具体来说是长径比为2.5以下、长轴为0.20μm以上且2μm以下的以Fe作为主成分的粗大碳化物。需要说明的是，如上所述，该粗大碳化物的长径比为2.5以下、长轴为0.20μm以上且2μm以下，与回火过程中析出的晶粒内的微细碳化物、晶界中的膜状的粗大析出物明显不同。
因此，这样的以Fe作为主成分的碳化物需要减少至3500个/mm2以下，优选为2000个/mm2以下。需要说明的是，这样的以Fe作为主成分的碳化物可以为0个/mm2。
需要说明的是，如后面所述，回火过程中析出的晶粒内的微细碳化物、晶界中的膜状的粗大析出物在SEM反射电子图像中不呈现黑色，因此能够与呈现黑色的以Fe作为主成分的碳化物区别开。
原γ晶粒的平均粒径：18μm以下
为了兼顾TS≥1320MPa的高强度和优异的耐滞后破坏特性，需要使原γ晶粒微细化。原γ晶粒粗大化时，容易发生晶界断裂，回火马氏体、贝氏体内部结构也粗大化而容易发生准解理断裂(pseudo cleavage fracture)。另外，强度也降低。因此，原γ晶粒的平均粒径设为18μm以下。需要说明的是，对于其下限没有特别限定，优选设为2μm左右。
分布于回火马氏体和/或贝氏体的内部的直径10～50nm的碳化物：0.7×107个/mm2以上
分布于回火马氏体和/或贝氏体的内部的微细碳化物主要是回火过程中析出的以Fe作为主体的碳化物。这些碳化物提高剪切加工中的断面的平滑度，而且可以作为氢侵蚀环境下的氢捕获位点而充分利用。因此，分布于回火马氏体和/或贝氏体的内部的直径10～50nm的碳化物设为0.7×107个/mm2以上。需要说明的是，对于其上限没有特别限定，优选设为7×107个/mm2左右。在其以上时，强度过高，耐滞后破坏特性变差。
接下来，对上述组织的分析/测定方法进行说明。
首先，回火马氏体及贝氏体的总面积率、以及作为剩余部分的铁素体、残留γ及马氏体等的面积率可以通过以下方式测定：将钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后用硝酸乙醇溶液腐蚀，在钢板的板厚1/4位置用SEM以2000倍的倍率观察4个视野，对拍摄的组织照片进行图像分析。这里，回火马氏体及贝氏体是指在SEM中呈现灰色、且伴有在内部析出微细的碳化物的组织。另外，根据区段晶粒的面取向和蚀刻的程度，有时难以露出内部的碳化物，因此，在该情况下需要确认充分进行蚀刻。
另一方面，铁素体是在SEM中呈现黑色对比度的区域，残留γ及马氏体(不发生包括连续冷却中的自回火在内的在大约150℃以上停留一定时间而引起的回火的马氏体)为接近白色的灰色组织。在它们内部用SEM基本上观察不到可观察的尺寸的碳化物。需要说明的是，回火马氏体及贝氏体的内部包含微量的碳化物、氮化物、硫化物及氧化物，很难将其除去，因此，将包含它们的区域的面积率作为回火马氏体及贝氏体的面积率。
另外，轧制方向上全长超过120μm的夹杂物群的每1mm2个数(分布密度)可以通过以下方式求出：对钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，不进行腐蚀，在钢板的板厚1/5位置～4/5位置的区域中、即在从距钢板表面相对于板厚为1/5位置起、包夹板厚中央、直至4/5位置的区域中，用SEM连续拍摄至少2mm2、优选为8mm2的区域，根据拍摄得到的SEM照片测定这样的夹杂物群的个数，所述夹杂物群由沿轧制方向伸展和/或点列状分布的1个以上的长轴为0.3μm以上的夹杂物粒子构成，在所述夹杂物群由2个以上该夹杂物粒子构成的情况下，该夹杂物粒子间的距离为30μm以下。
需要说明的是，测定上述区域是由于在钢板表面附近基本上不存在上述夹杂物群。也就是说，在钢板表面附近，Mn、S的偏析少，即，这是由于在钢坯加热时温度充分升高而使Mn、S的固溶进行，不易发生它们的析出。
这里，SEM图像优选为反射电子图像。另外，拍摄的倍率设为500～2000倍即可。但是，在倍率为500～2000倍下难以准确获得夹杂物粒子的尺寸、夹杂物粒子间的距离时，可以适当将各个夹杂物粒子放大至3000～10000倍来划定上述的夹杂物群。
需要说明的是，夹杂物粒子间的距离是长轴为0.3μm以上的最接近夹杂物粒子彼此的表面间距离。另外，这里由于以沿轧制方向伸展的夹杂物作为对象，因此将粒子间距离的测定方向限定为轧制方向或轧制方向±30度的范围的情况。
另外，在夹杂物群由2个以上的夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物群在轧制方向上的全长是位于夹杂物群轧制方向两端的夹杂物群粒子彼此在轧制方向外端部之间的沿轧制方向的长度。另外，在夹杂物群由1个夹杂物粒子构成的情况下，夹杂物群在轧制方向上的全长是该夹杂物粒子在轧制方向上的长度。
另外，形成该夹杂物群的各个夹杂物粒子主要是Mn、Ti、Zr、Ca、REM类的硫化物、Al、Ca、Mg、Si、Na类的氧化物、Ti、Zr、Nb、Al类的氮化物、Ti、Nb、Zr、Mo类的碳化物。这些夹杂物群多数是在铸造工序中生成，然后在钢坯加热时未固溶而存在的，其余的是在随后的热轧、卷取、退火工序中与其复合或接近而再析出形成的。需要说明的是，该夹杂物中不包含以Fe作为主成分的碳化物。
另外，长径比为2.5以下、长轴为0.20μm以上且2μm以下的以Fe作为主成分的碳化物(以下，也称为碳化物A)的每1mm2个数(分布密度)可以通过以下方式测定：对钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，不进行腐蚀，或者用硝酸乙醇腐蚀液进行极轻微的腐蚀，在钢板的板厚1/4位置使用SEM以2000倍拍摄5个视野进行测定。
这里，SEM图像优选为反射电子图像，碳化物A是在反射电子图像中呈现黑色的粒子。需要说明的是，后面叙述的分布于回火马氏体和/或贝氏体内部的直径10～50nm的碳化物(以下，也称为碳化物B)在反射电子图像中不呈现黑色，因此能将它们区分进行测定。
另外，在倍率为2000倍下难以准确获得碳化物A的尺寸时，可以适当将倍率放大至3000～10000倍来确认碳化物A的尺寸。另外，是否是以Fe作为主体的碳化物可以通过使用EDX对该粒子进行元素分析来确认。
原γ晶粒的平均粒径可以通过以下方式测定：对钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，用腐蚀原γ晶界的试剂(例如，饱和苦味酸水溶液或其中添加有氯化铁的饱和苦味酸水溶液)进行腐蚀，在钢板的板厚1/4位置用光学显微镜以400倍的倍率任意观察4个视野，测定原γ晶粒粒径。
另外，分布于回火马氏体和/或贝氏体内部的直径10～50nm的碳化物(以下，也称为碳化物B)的个数(分布密度)可以通过如下方式测定：使用由在各相面积率测定中使用的硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后的试样，在钢板的板厚1/4位置用SEM的2次电子图像以10000倍的倍率拍摄4个视野，使用放大至25000倍的倍率的照片进行测定。
需要说明的是，碳化物B是存在于马氏体、贝氏体晶粒内、呈现白色的粒子。另外，对于碳化物B的直径而言，在将长轴设为a、短轴设为b时，以换算为等效圆直径的(a×b)0.5的形式求出。
另外，对于本发明的冷轧钢板而言，将板厚及拉伸强度TS设为以下的范围。
板厚：0.5～2.6mm
板厚增厚时，难以进行汽车部件所要求的弯曲成型。例如，在板厚超过2.6mm时，无法以5mm以下的弯曲半径得到90度以上的弯曲角度，难以应用于汽车用部件。另一方面，将TS≥1320MPa以上的高强度钢板减薄至板厚小于0.5mm而制造时，由于轧制负荷增大的问题是及其困难的。因此，板厚设为0.5～2.6mm的范围。
拉伸强度TS：1320MPa以上
剪切端面的耐滞后破坏特性变差在钢板的拉伸强度为1320MPa以上变得特别明显。因此，这里将拉伸强度为1320MPa以上的钢板作为对象。
另外，对于本发明的冷轧钢板而言，优选将轧制方向的板厚改变量Δt控制为给定的范围。
轧制方向的板厚改变量Δt：300μm以下
在压制成型工序中，有时用剪切机等连续地切下钢板(卷材)进行冷压成型，对于经过这样的成型工序制造的实际部件而言，存在以一定比例发生滞后破坏的隐患。对此进行详细研究的结果表明，在1天实施数百～数千个压制的压制成型工序中，钢板的板厚大幅改变时，即使保持剪切机的间隙恒定，也会导致间隙相对于钢板的板厚的比率(空隙)的变化，产生2次剪切面、产生毛刺，而且使模具的磨损加快，从而使剪切端面的耐滞后破坏特性变差。另外，由于压制模具的空隙的改变，回弹量发生变化，这会增加部件内的残留应力，使压制成型后的部件的耐滞后破坏特性变差。
通过将钢板在轧制方向上的板厚变化量Δt控制为300μm以下，上述的通过用剪切机等连续切下钢板(卷材)进行冷压成型而制造的部件的耐滞后破坏特性的稳定性显著提高。因此，Δt优选为300μm以下，更优选为250μm以下。
需要说明的是，Δt是在钢板(卷材)的宽度方向(与轧制方向成直角的方向)的中央部或宽度方向上卷材宽度的1/4位置，沿轧制方向(卷材长度方向)连续测定板厚时卷材全长中最大值与最小值之差。在将卷材沿轧制方向分割时，以分割后的卷材全长作为对象。板厚的变化通常以约10～15m周期表现为锯齿状，因此，通过在30m区间内测定板厚，可以测定各部位的板厚变化量(最大值与最小值之差)。卷材全长中的Δt与各部位的板厚变化量的最大值基本一致。板厚的测定可以使用X射线、激光等非接触式测定仪器，也可以使用千分尺等那样的接触式测定仪器。在难以连续测定的情况下，也可以以1～70mm的间距进行测定。
接下来，对本发明的冷轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的冷轧钢板的制造方法包括：将钢坯加热温度设为大于1200℃来对具有上述成分组成的钢坯进行热轧，由此制成热轧钢板，将压下率设为20～75％对该热轧钢板进行冷轧，使得板厚为0.5～2.6mm，由此制成冷轧钢板，接着，对该冷轧钢板进行连续退火，在连续退火中，在大于850℃且910℃以下的退火温度下进行超过300秒钟且900秒钟以下的均热，从680℃以上的温度至260℃以下的温度以70℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，根据需要进行再加热，然后在150～260℃的温度范围保持20～1500秒钟。
另外，作为上述的热轧工序，优选将精轧温度设为840～950℃进行精轧，然后以40℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃以下的温度，在600～700℃的温度范围保持4秒钟以上后，冷却至500～630℃进行卷取。
以下，对这些条件进行说明。
(热轧工序)
钢坯加热温度：大于1200℃
作为对钢坯进行热轧的方法，可以列举：对钢坯加热后进行轧制的方法、对连续铸造后的钢坯不加热而直接进行轧制的方法、对连续铸造后的钢坯实施短时间加热处理后再进行轧制的方法等，在本发明的制造方法中，将钢坯加热温度设为大于1200℃是极其重要的。这是由于，通过将钢坯加热温度设为大于1200℃，可实现促进硫化物的固溶和减少Mn偏析，可实现上述的夹杂物群的大小、个数的减少。因此，钢坯加热温度设为大于1200℃。
另外，钢坯加热时的加热速度可以设为5～15℃/分，钢坯均热时间可以设为30～100分钟。
需要说明的是，作为MnS类夹杂物的夹杂物群的长轴伸长应变ε2(在破碎的情况下，是包括了由此导致的夹杂物间距离的增加在内的长径的增加量)相对于由轧制率计算出的钢的伸长应变ε1(假设没有宽度方向的变化时的真应变(true strain))的比率ε2/ε1在热轧工序及冷轧工序中分别为0.60、0.65，可知在任一工序中均被拉伸。
这意味着，与热轧工序中的压下率相比，通过减小冷轧工序中的压下率可以降低夹杂物的伸长率，但基于压下率的分配调整的效果差，累积压下率是主要的。即，相对于最终产品板的板厚，减薄钢坯的铸造厚度是重要的。但是，在实际中，减薄钢坯会损害生产性，因此，钢坯铸造厚度设为100～250mm的范围，特别优选设为150～200mm。需要说明的是，根据常规方法，950℃以上的温度范围的累积压下率可以为90～98％，包括冷轧在内的950℃以下的累积压下率可以为50～92％。
将精轧温度设为840～950℃进行精轧，然后以40℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃以下的温度，在600～700℃的温度范围保持4秒钟以上后，冷却至500～630℃的温度范围进行卷取
另外，为了抑制钢板(卷材)的板厚变化，优选将热轧的精轧温度设为840～950℃，在精轧后以40℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃以下的温度，在600～700℃的温度范围保持4秒钟以上后，冷却至500～630℃的温度范围进行卷取。
C量为0.15质量％以上时，热轧中的相变开始变慢，因此，在通常的热轧条件下，以保持了一定量未相变γ的状态被卷取。其结果是，由于热轧中的冷却不均所导致的卷材内温度变化、卷取后的卷材各位置的冷却速度不同而在卷材长度方向、即轧制方向上产生相变组织的不均匀，导致热轧卷材内的强度变化。这会导致卷材长度方向上的板厚变化，使部件的耐滞后破坏特性变差。
为了减小这样的卷材长度方向上的板厚变化，在热轧的精轧后以40℃/秒以上的冷却速度将钢板冷却至700℃以下的温度，然后在600～700℃的相变鼻温度(transformation nose temperature)范围停留4秒钟以上是有效的。由此，冷却水的冲击面压增高，能够抑制成为卷材内局部温度降低的原因的水在钢板表面的聚集，而且可以促进铁素体相变，使铁素体相变在卷材内均匀地进行。
需要说明的是，更优选的冷却速度为50℃/秒以上。需要说明的是，对于其上限没有特别限定，通常为250℃/秒左右。
另外，600～700℃的温度范围的保持时间的上限也没有特别限定，通常为10秒钟左右。
另外，随后通过在500～630℃的温度范围进行卷取，可以在卷材全长上得到铁素体+珠光体或铁素体+贝氏体为主体的均匀的组织。其结果是，可得到在卷材全长上轧制变形阻力的变动小的热轧卷材，显著提高冷轧后的板厚精度。需要说明的是，从减少长径比为2.5以下、长轴为0.20μm以上且2μm以下的以Fe作为主成分的碳化物的量的观点考虑，优选卷取温度(CT)低，具体来说优选设为600℃以下。
另外，从促进相变的观点考虑，精轧温度FT优选设为840～950℃的范围，且降低温度至不低于Ar3相变点的范围。
另外，轧制后的骤冷优选在精轧结束后2秒钟以内开始，具有促进相变的效果的930℃以下温度范围的累积压下量优选设为20％以上。
接着，根据需要一边使卷取后的卷材旋转，一边进行水冷，从卷绕机中取出。此时，优选尽量缩短水冷时间，更优选不实施水冷。对于在500～630℃温度范围内卷取的卷材而言，通过保持60秒钟以上，可使相变基本结束，因此，从抑制随后的表面氧化的观点考虑，可以以卷材的状态进行水冷，或者开卷后用水或气体进行冷却。
如上所述，通过将精轧温度设为840～950℃进行精轧，然后以40℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃以下的温度，在600～700℃的温度范围保持4秒钟以上后，冷却至500～630℃的温度范围进行卷取，可以将轧制方向上的板厚变化量Δt降低至300μm以下。
此外，为了除去钢板表面生成的1次氧化皮及2次氧化皮，优选进行除氧化皮。除氧化皮优选在冲击压力为500MPa以上的高压下实施。由此可以减少红色氧化皮的残留和2次氧化皮的生成厚度，能够减少热轧工序中的卷取中氧化皮中的氧进入钢板内所导致的钢板表面氧化。其结果是，能够降低最终产品中表层的氧化层厚度，有助于提高耐腐蚀性。另外，可以防止由钢板表层部的C、B的氧化所导致的这些元素在表层部附近的减少，可以抑制在后面叙述的连续退火中在钢板的表层部生成铁素体。其结果是可改善剪切端面的耐滞后破坏特性。
需要说明的是，优选在对热轧卷材进行冷轧前充分进行酸洗来减少氧化皮的残留。另外，从减小冷轧中的负荷的观点考虑，可以根据需要实施热轧板退火。
(冷轧工序)
在冷轧中，只要将压下率设为20～75％、将冷轧后的钢板的板厚设为0.5～2.6mm即可，除此以外的条件按照常规方法即可。
(连续退火(CAL)工序)
在连续退火(CAL)中对冷轧后的钢板实施退火和回火处理，然后根据需要实施调质轧制。这里，重要的是调整钢组织以实现以下的(1)～(4)。
(1)确保给定的回火马氏体及贝氏体的面积率，
(2)减少未固溶碳化物(长径比为2.5以下、长轴为0.20μm以上且2μm以下的以Fe作为主成分的碳化物)(促进退火时碳化物的固溶)，
(3)保持微细的原γ晶粒，
(4)使回火马氏体和/或贝氏体内部的碳化物微细分散。
这里，为了实现(1)～(4)，要点如下所述。
进行高温/长时间退火(与(1)和(2)对应)、避免过度高温/长时间的退火(与(3)对应)、在退火后从高温进行骤冷(与(1)对应)、在特定的温度范围进行给定时间的回火(与(4)对应)。
在大于850℃且910℃以下的退火温度下进行超过300秒钟且900秒钟以下的均热
如上所述，长径比为2.5以下、长轴为0.20μm以上且2μm以下的以Fe作为主成分的碳化物(SEM的反射电子图像中呈现黑色的Fe系碳化物粒子)是在退火后未固溶而残留下来的渗碳体粒子等的碳化物，为了充分减少这样的碳化物，需要进行高温/长时间的退火，具体而言，需要进行退火温度超过850℃且超过300秒钟的均热。另一方面，在退火温度超过910℃、或者均热时间超过900秒钟时，会导致原γ晶粒粗大化，反而使耐滞后破坏特性变差。因此，在大于850℃且910℃以下的退火温度下进行超过300秒钟且900秒钟以下的均热，更优选在870～900℃的退火温度下进行350～600秒钟的均热。
从680℃以上的温度至260℃以下的温度以70℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，
为了减少铁素体、残留γ、马氏体这样的剩余组织，使回火马氏体及贝氏体的总面积率为95％以上，需要在从680℃以上的温度至260℃以下的温度以70℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。冷却开始温度低于680℃时，大量生成铁素体，且碳富集于γ，Ms点降低，从而使未实施回火处理的马氏体(新鲜马氏体)增加。另外，冷却速度慢时，生成上部、下部贝氏体，残留γ、马氏体增加。
需要说明的是，冷却速度优选为100℃/秒以上，更优选为500℃/秒以上。其上限没有特别限定，通常为2000℃/秒左右。
根据需要进行再加热，然后在150～260℃的温度范围保持20～1500秒钟
分布于回火马氏体和/或贝氏体内部的直径10～50nm的碳化物是在淬火后的低温范围保持中生成的碳化物，为了使其分布密度为0.7×107个/mm2以上，在室温附近进行淬火后再加热至150～260℃并保持、或者将冷却停止温度控制为150～260℃并将保持时间控制为20～1500秒钟是有利的。
保持温度低于150℃、或者保持时间少于20秒钟时，回火马氏体和/或贝氏体内部的碳化物的分布密度不足。另一方面，保持温度超过260℃时，原γ晶粒内及原γ晶界中的碳化物发生粗大化，微细的碳化物的个数减少。
需要说明的是，保持时间优选为120秒钟以上且1200秒钟以下。
从调整表面粗糙度、板形状的平坦化等使压制成型性稳定化的观点考虑，可以根据需要对上述的150～260℃温度范围保持20～1500秒钟后冷却至室温而得到的钢板实施调质轧制(表皮光轧)。在该情况下，表皮光轧伸长率优选设为0.1～0.6％。在该情况下，从形状平坦化的观点考虑，优选表皮光轧辊为毛面辊(dull roll)，将钢板的粗糙度Ra调整为0.8～1.8μm。
实施例
对表1所示的钢符号A～AF的钢进行熔炼后，铸造成130～230mm厚的钢坯。按照表2所示的条件，将钢坯加热温度(SRT)设为1100～1260℃、均热时间设为60分钟、精轧温度(FT)设为850～910℃，对铸造得到的钢坯进行热轧，然后，将至700℃为止的平均冷却速度(冷却速度)设为30～200℃/秒进行冷却，将保持温度设为620～730℃、保持时间设为2～10秒钟进行保持后，再次进行冷却，在卷取温度(CT)为490～620℃下进行卷取。对得到的热轧板进行酸洗，以44～72％的轧制率实施冷轧，制成了板厚0.5～2.0mm的冷轧钢板。
在连续退火线中，按照表2所示的条件，将退火温度(AT)设为850～910℃、均热时间设为120～960秒钟，对得到的冷轧钢板进行退火，然后将冷却开始温度设为675～820℃、冷却开始温度～冷却停止温度之间的平均冷却速度设为40～2000℃/秒、冷却停止温度设为室温(R.T.)～200℃，进行冷却，根据需要进行再加热后，将保持温度设为20～480℃、保持时间设为60～1500秒钟，进行了回火处理。并且，随后进行伸长率为0.1％的调质轧制，得到了最终的冷轧钢板。
表2
通过上述方法对于这样得到的钢板进行了钢组织的分析、测定。
另外，如下所述进行了1)拉伸试验、2)耐滞后破坏特性的评价、3)耐滞后破坏特性的稳定性的评价、4)轧制方向上的钢板(卷材)的板厚变化量的研究。
需要说明的是，将这些结果一并记载于表3。
1)拉伸试验
在拉伸试验中，在宽度方向上的卷材宽度的1/4位置切下JIS5号拉伸试验片，使得轧制直角方向为长度，按照JIS Z2241实施拉伸试验，对屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)、伸长率(El)进行了评价。
2)耐滞后破坏特性的评价
耐滞后破坏特性的评价如下所述进行。即，在得到的钢板(卷材)的宽度方向上卷材宽度的1/4位置采集轧制直角方向100mm、轧制方向30mm的长方形试验片后实施。通过剪切加工切出长度为100mm的长边侧的端面，在保持剪切加工的状态(未实施除去毛刺的机械加工)下实施弯曲加工，使得毛刺处于弯曲外周侧，保持该弯曲成型时的试验片形状，用螺栓固定试验片。剪切加工的空隙设为13％、前角设为2度。将前端弯曲半径设为R并将钢板的板厚设为t时，以R/t＝3.0的弯曲半径(例如，在板厚为2.0mm时用前端半径为6.0mm的冲头进行弯曲成型)、且弯曲顶点内侧的角度为90度(V弯曲)的方式进行了弯曲加工。冲头使用了前端半径与上述的前端弯曲半径R相同的U字形状(前端R部分为半圆形且冲头身部的厚度为2R)的冲头，冲模使用了模肩(die shoulder)R为30mm的冲模。然后，调整冲头压入钢板的深度，进行成型，使得前端的弯曲角度(弯曲顶点内侧的角度)为90度(V字形状)。用液压千斤顶夹住试验片并锁定，在该状态下用螺栓固定，使得其与压力机下死点(press bottomdead center)的形状相同(以抵消因回弹导致的直片部的开口)。将螺栓从预先设置在距长方形试验片的短边边缘10mm内侧的椭圆形(短轴10mm、长轴15mm)孔中穿过并固定。将每一个得到的螺栓固定后的试验片浸渍于1L以上的pH1的盐酸(氯化氢水溶液)中，在水溶液温度为20℃的条件下，控制pH恒定，实施了耐滞后破坏特性评价试验。通过肉眼观察或相机确认了有无能够通过肉眼观察确认的水平(约1mm长度)的微小裂纹(滞后破坏的初期状态)，以从试验片开始浸渍至开始产生微小裂纹为止的时间作为滞后破坏时间进行了测定。其中，将试验片浸渍开始后经过200小时也未观察到微小裂纹的情况判断为“无破坏”。
这里，将TS为1320MPa以上且小于1530MPa判断为“无破坏”，将以下情况判断为耐滞后破坏特性优异：TS为1530MPa以上且小于1550MPa时滞后破坏时间为24小时以上，TS为1550MPa以上且小于1570MPa时滞后破坏时间为12小时以上，TS为1570MPa以上且小于1610MPa时滞后破坏时间为9小时以上，TS为1610MPa以上且小于1960MPa时滞后破坏时间为1.0小时以上，TS为1960MPa以上时滞后破坏时间为0.2小时以上。
3)耐滞后破坏特性的稳定性的评价
耐滞后破坏特性的稳定性的评价如下所述进行。即，通过切分将760mm宽的卷材平分为宽度380mm，然后在卷材长度方向上连续剪切1350mm的长度，制成坯料后，取出各三张与卷材顶部、卷材中部、卷材底部对应的坯料，分别冷压成型为侧梁R/F部件形状(主要以90度弯曲加工为主体的成型)，得到了9个压制成型品。将由此得到的压制成型品浸渍于150L、pH1的盐酸中，通过肉眼观察或相机确认了有无能够通过肉眼观察确认的水平(约1mm长度)的微小裂纹(滞后破坏的初期状态)，以从试验片开始浸渍至开始产生微小裂纹为止的时间进行了测定。然后，根据9个压制成型品中最早产生裂纹的样品的裂纹产生开始时间，对耐滞后破坏特性的稳定性进行了评价。
需要说明的是，耐滞后破坏特性的稳定性的评价基准也与上述的钢板的耐滞后破坏特性的评价基准相同。
4)轧制方向上的钢板(卷材)的板厚变化量的研究
使用X射线厚度计对钢板的全长进行测量，将全长中的板厚变化量作为轧制方向上的卷材的板厚变化量△t。
表3
*TM：回火马氏体，B：贝氏体，F：铁素体
根据表3可知，发明例中均得到了具有拉伸强度(TS)为1320MPa以上的高强度、且具有优异的耐滞后破坏特性的冷轧钢板。
而且，在将轧制方向上的钢板的板厚变化量降低至300μm以下的发明例中，耐滞后破坏特性的稳定性也均优异。
另一方面，比较例中未获得足够的强度、或者耐滞后破坏特性不足。

Claims (5)

1.一种冷轧钢板，其板厚为0.5～2.6mm，拉伸强度为1320MPa以上，
所述钢板具有以下成分组成：以质量％计，含有C：0.15％以上且0.40％以下、Si：1.5％以下、Mn：0.9～1.7％、P：0.03％以下、S：小于0.0020％、酸溶Al：0.2％以下、N：小于0.0055％及O：0.0025％以下，且满足下式(1)的关系，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
5[％S]+[％N]＜0.0115···(1)
式中，[％S]、[％N]分别为钢中S、N的含量(质量％)，
所述钢板具有以下组织：
回火马氏体及贝氏体相对于组织总体的面积率总计为95％以上且100％以下，
轧制方向上全长超过120μm的夹杂物群为0.8个/mm2以下，所述夹杂物群由沿轧制方向伸展和/或点列状分布的1个以上的长轴为0.3μm以上的夹杂物粒子构成，在所述夹杂物群由2个以上该夹杂物粒子构成的情况下，该夹杂物粒子间的距离为30μm以下，
长径比为2.5以下、长轴为0.20μm以上且2μm以下、以Fe作为主成分的碳化物为3500个/mm2以下，
分布于所述回火马氏体和/或所述贝氏体的内部的直径10～50nm的碳化物为0.7×107个/mm2以上，
原γ晶粒的平均粒径为18μm以下。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其在轧制方向上的板厚变化量为300μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，所述成分组成还含有选自下述(A)～(F)中的至少之一：
(A)以质量％计，B：0.0002％以上且小于0.0035％；
(B)以质量％计，选自Nb：0.002～0.08％及Ti：0.002～0.12％中的一种或2种；
(C)以质量％计，选自Cu：0.005～1％及Ni：0.01～1％中的一种或2种；
(D)以质量％计，选自Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01％以上且小于0.3％、V：0.003～0.5％、Zr：0.005～0.2％及W：0.005～0.2％中的一种或2种以上；
(E)以质量％计，选自Ca：0.0002～0.0030％、Ce：0.0002～0.0030％、La：0.0002～0.0030％及Mg：0.0002～0.0030％中的一种或2种以上；
(F)以质量％计，选自Sb：0.002～0.1％及Sn：0.002～0.1％中的一种或2种。
4.一种冷轧钢板的制造方法，该方法包括：
将钢坯加热温度设为大于1200℃对具有权利要求1或3所述的成分组成的钢坯进行热轧，由此制成热轧钢板，
将压下率设为20～75％对该热轧钢板进行冷轧，使得板厚为0.5～2.6mm，由此制成冷轧钢板，
接着，对该冷轧钢板进行连续退火，在连续退火中，
在大于850℃且910℃以下的退火温度下进行超过300秒钟且900秒钟以下的均热，
从680℃以上的温度至260℃以下的温度以70℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，
根据需要进行再加热，然后在150～260℃的温度范围保持20～1500秒钟。
5.根据权利要求4所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述热轧工序中，将精轧温度设为840～950℃进行精轧，然后以40℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃以下的温度，在600～700℃的温度范围保持4秒钟以上后，冷却至500～630℃的温度范围而进行卷取。
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