TWI475114B - High strength cold rolled steel sheet excellent in workability and impact resistance and a method of manufacturing the same - Google Patents

Description

加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法

本發明係關於主要適用於汽車產業之車架構件用及底盤構件用之成形性優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法。

近年來，基於地球環保的觀點，改善汽車之燃料消耗率成為重要的課題。因此，藉由將車體材料高強度化而謀求薄型化，且將車體本身輕量化的發展變得活絡起來。然而，鋼板的高強度化會造成延性變差(亦即成形加工性變差)，因此期望能開發出兼具高強度和高加工性的材料。

針對這種要求，迄今為止已開發出肥粒鐵、麻田散鐵雙相鋼(以下稱DP鋼)、利用殘留沃斯田鐵的變態誘發塑性之TRIP鋼等各種的複合組織型冷軋鋼板。

例如，專利文獻1揭示一種加工性優異的高強度鋼板之製造方法，是藉由添加多量的Si來確保殘留沃斯田鐵而達成高延性。

然而，該等的DP鋼和TRIP鋼，雖然延伸特性優異但存在著擴孔性差的問題。擴孔性，是將加工孔部擴大而進行凸緣成形時之加工性指標，其和延伸特性都是高強度鋼板所要求的重要特性。

作為凸緣成形性優異的冷軋鋼板製造方法，專利文獻2所揭示的技術，是在退火均熱後進行淬火-回火而形成肥粒鐵和回火麻田散鐵之複合組織，藉此來提昇擴孔性。然而，這種技術雖能獲得高擴孔性，但有延伸性變差的問題。

如此般，依據習知的技術，並無法獲得兼具優異的延伸特性及凸緣成形性之冷軋鋼板。

[專利文獻1]　日本特開平2-101117號公報

[專利文獻2]　日本特開2004-256872號公報

本發明是著眼於上述問題點而開發完成的，其目的是為了提供一種延伸特性及凸緣成形性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法。

本發明人等為了達成上述課題而製造出延伸特性及凸緣成形性優異之高強度冷軋鋼板，從鋼板組成及微組織的觀點進行深入的研究。結果了解到，藉由適當地調整合金元素，在退火過程中從均熱溫度冷卻時強制冷卻至150~350℃的溫度範圍，然後進行再加熱，藉此獲得以面積率計含有肥粒鐵20%以上且回火麻田散鐵10~60%，以體積率計含有殘留沃斯田鐵3~15%之組織，而能具備高延性及凸緣成形性。

一般而言，若存在有殘留沃斯田鐵，利用殘留沃斯田鐵之TRIP效果能提昇延性。但已知，附加的應變會使殘留沃斯田鐵變態而產生非常硬質的麻田散鐵，結果其與主相之肥粒鐵的硬度差變大而造成凸緣成形性變差。

然而在本發明之成分及組織構造下，可兼具高延性和高凸緣成形性。即使存在有殘留沃斯田鐵仍能具有高凸緣成形性的詳細理由雖不甚明白，但藉由使殘留沃斯田鐵和回火麻田散鐵共存，應可減低殘留沃斯田鐵對凸緣成形性的不良影響。

再者了解到，藉由獲得麻田散鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵所構成之低溫變態相的平均結晶粒徑為3μm以下的鋼板組織，除了具有高加工性還能提昇耐衝擊特性。

本發明是根據上述認知而開發完成的，其要旨說明如下。

第一發明之加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板，以質量%計，係含有C：0.05~0.3%、Si：0.3~2.5%、Mn：0.5~3.5%、P：0.003~0.100%、S：0.02%以下、Al：0.010~0.5%，剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成，且具有：以面積率計含有肥粒鐵20%以上、回火麻田散鐵10~60%、麻田散鐵0~10%，以體積率計含有殘留沃斯田鐵3~15%之組織。

第二發明，是在第一發明所記載之加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板中，具有前述麻田散鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵所構成之低溫變態相的平均結晶粒徑為3μm以下的組織。

第三發明，是在第一發明或第二發明所記載之加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板中，進一步含有以質量%計，選自Cr：0.005~2.00%、Mo：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.00%、Cu：0.005~2.00%中之1種或2種以上的元素。

第四發明，是在第一~第三發明所記載之加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板中，進一步含有以質量%計，選自Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%中之1種或2種的元素。

第五發明，是在第一~第四發明所記載之加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板中，進一步含有以質量%計，B：0.0002~0.005%。

第六發明，是在第一~第五發明所記載之加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板中，進一步含有以質量%計，選自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中之1種或2種的元素。

第七發明之加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有第一~第六發明所記載的成分之鋼胚實施熱軋及冷軋而製造出冷軋鋼板，在將該冷軋鋼板實施連續退火時，在750℃以上的溫度保持10秒以上後，從750℃以平均10℃/s以上的冷卻速度冷卻至150~350℃的溫度範圍後，加熱至350~600℃並保持10~600秒後，冷卻至室溫。

第八發明，是在第七發明所記載之加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法中，在500℃~Ac₁ 變態點以平均加熱速度10℃/s以上進行昇溫。

依據本發明可獲得加工性優異的高強度冷軋鋼板，可同時謀求汽車的輕量化及撞擊安全性的提昇，而對汽車車體的高性能化有很大的幫助。

以下具體地說明本發明。

1.　關於成分組成

首先說明將本發明的鋼成分組成限定在上述範圍的理由。關於成分%的表示，在沒有特別說明的情況是指質量%。

C：0.05~0.3%

C是讓沃斯田鐵穩定化的元素，為了容易生成肥粒鐵以外的相而使鋼板強度提昇，又為了將組織複合化而提昇TS-EL平衡，其是必要的元素。C量未達0.05%時，即使能謀求製造條件之最佳化仍難以確保肥粒鐵以外的相，TS×EL會降低。另一方面，若C量超過0.3%，熔接部及熱影響部的硬化程度變大，熔接部之機械特性變差。基於此觀點，將C量設定在0.05~0.3%的範圍。較佳為0.08~0.15%的範圍。

Si：0.3~2.5%

Si是對鋼的強化有幫助的元素。又其是肥粒鐵生成元素，能促進沃斯田鐵中C之濃化及抑制碳化物的生成，具有促進殘留沃斯田鐵生成的作用。Si量未達0.3%時，其添加效果差，因此將下限定為0.3%。但添加過多會造成表面特性、熔接性變差，因此Si含量設定為2.5%以下。較佳為0.7~2.0%的範圍。

Mn：0.5~3.5%

Mn是對鋼的強化有幫助的元素，可促進回火麻田散鐵等的低溫變態相的生成。這種作用在Mn含量0.5%以上時會出現。然而若Mn添加過多而超過3.5%，起因於第二相分率之過度增加及固溶強化，造成肥粒鐵的延性明顯劣化而使成形性變差。因此，Mn量設定在0.5~3.5%的範圍。較佳為1.5~3.0%的範圍。

P：0.003~0.100%

P是對鋼的強化有幫助的元素，此效果在含量0.003%以上可獲得。但若添加過多而超過0.100%，起因於晶界偏析會引起脆化，造成耐衝擊性變差。因此P量設定在0.003%~0.100%的範圍。

S：0.02%以下

S會變成MnS等的夾雜物，構成耐衝擊性變差和沿著熔接部的金屬流裂開的原因，其含量越低越好，基於製造成本的觀點設定成0.02%以下。

Al：0.010~0.5%

Al具有脫氧劑的作用，是對鋼的清淨度有幫助的元素，較佳為在脫氧步驟中添加。在此，若Al量未達0.01%，其添加效果差，因此將下限定為0.01%。但若大量添加，連續鑄造時之鋼片龜裂發生的危險性增高而使製造性變差。因此Al添加量的上限定為0.5%。

本發明之高強度冷軋鋼板，是以上述成分組成作為基本成分，剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成，按照所期望的特性，可適當地含有以下所敘述的成分。

選自Cr：0.005~2.00%、Mo：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.00%、Cu：0.005~2.00%中之1種或2種以上

Cr、Mo、V、Ni、Cu，在從退火溫度冷卻時可抑制珍珠狀組織的生成，可促進低溫變態相的生成而有助於鋼的強化。此效果，藉由讓Cr、Mo、V、Ni、Cu之至少1種的含量為0.005%以上即可獲得。但若Cr、Mo、V、Ni、Cu各成分超過2.00%，其效果達飽和而造成成本上昇。因此將Cr、Mo、V、Ni、Cu的含量分別設定在0.005~2.00%的範圍。

選自Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%中之1種或2種

Ti、Nb會形成碳氮化物，藉由析出強化具有將鋼高強度化的作用。這種效果在含量為0.01%以上時會出現。另一方面，Ti、Nb各含量即使超過0.20%，會因過度的高強度化而造成延性降低。因此Ti、Nb的含量分別設定在0.01~0.20%的範圍。

B：0.0002~0.005%

B可抑制從沃斯田鐵晶界生成肥粒鐵，具有讓強度上昇的作用。此效果在含量0.0002%以上可獲得。但若B量超過0.005%，其效果達飽和而造成成本上昇。因此將B含量設定在0.0002~0.005%的範圍。

選自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中之1種或2種

Ca、REM都能控制硫化物的形態而具有改善加工性的效果，按照需要能以0.001%以上的含量含有Ca、REM之1種或2種。但過添加過多會對清淨度造成不良影響，因此分別設定在0.005%以下。

2.　關於組織

接著說明鋼的組織。

肥粒鐵的面積率：20%以上

若肥粒鐵的面積率未達20%，TS×EL會降低，因此設定為20%以上。又較佳為50%以上。

回火麻田散鐵的面積率：10~60%

回火麻田散鐵，是將麻田散鐵在Ac₁ 變態點以下(較佳為比Ac₁ 變態點更低的溫度)加熱而獲得之高差排密度的肥粒鐵和雪明碳鐵(cementite)之複合組織，對鋼的強化有幫助。此外，將麻田散鐵在超過Ac₁ 變態點的溫度下加熱而獲得的組織，是在肥粒鐵中不含雪明碳鐵組織，基本上是和本發明之回火麻田散鐵不同的。

此外，回火麻田散鐵對擴孔性的不良影響比麻田散鐵小，是不致明顯降低擴孔性而有助於確保強度之相。回火麻田散鐵的面積率未達10%時，要確保強度變困難，若超過60%時TS×EL降低，因此將回火麻田散鐵的面積率設定在10~60%。

麻田散鐵的面積率：0~10%

麻田散鐵有助於鋼的高強度化，若其面積率超過10%會造成凸緣成形性明顯降低。因此將麻田散鐵的面積率設定在0~10%。

殘留沃斯田鐵的體積率：3~15%

殘留沃斯田鐵不僅有助於鋼的強化，且有助於鋼之TS×EL的提高。這種效果在體積率3%以上可獲得。此外，若殘留沃斯田鐵超過15%，擴孔性會變差。因此將殘留沃斯田鐵的體積率設定在3~15%。

麻田散鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵所構成之低溫變態相的平均結晶粒徑：3μm以下

麻田散鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵所構成之低溫變態相，有助於耐衝擊特性的提昇。特別是藉由讓低溫變態相微細地分散，可提昇耐衝擊特性，低溫變態相的平均結晶粒徑為3μm以下時其效果顯著。因此將低溫變態相的平均結晶粒徑設定為3μm以下。

此外，作為麻田散鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵以外的相，雖然可能含有珍珠狀組織及變韌鐵，但只要滿足上述的相構造就沒有問題。但基於確保延性及擴孔性的觀點，珍珠狀組織含量宜為3%以下。

3.　關於製造條件

將調整成上述成分組成之鋼使用轉爐等進行熔製，使用連續鑄造法等獲得鋼胚。將該鋼胚材實施熱軋及冷軋後，進行連續退火。關於鑄造、熱軋、冷軋之製造方法並沒有特別的限定，以下是說明較佳的製造方法。

鑄造條件

所使用之鋼胚，為了防止成分之微偏析宜採用連續鑄造法來製造，但藉由造塊法、薄鋼胚鑄造法來製造亦可。此外，在製造鋼胚之後，一旦冷卻至室溫然後再度加熱，除了此習知方法以外，也能毫無問題地採用：不冷卻到室溫而以溫片的狀態***加熱爐，或是進行稍微的保溫之後馬上實施輥軋之直送輥軋、直接輥軋等之省能源的製程。

熱軋條件 ＜鋼胚加熱溫度：1100℃以上＞

鋼胚加熱溫度，從能量的觀點宜為低溫加熱，當加熱溫度未達1100℃時會產生：碳化物無法充分地固溶、輥軋負荷的增大造成熱軋時發生阻礙的可能性增加等的問題。此外，基於氧化重量的增加所伴生之氧化鱗皮損失之增加等，鋼胚加熱溫度宜為1300℃以下。

又基於即使降低鋼胚加熱溫度仍能防止熱軋時的阻礙之觀點，亦可活用將板片(sheet bar)加熱之所謂板片加熱器。

＜精軋結束溫度：Ar₃ 變態點以上＞

若精軋結束溫度未達Ar₃ 變態點，在輥軋中會生成肥粒鐵和沃斯田鐵，在鋼板容易生成條帶狀組織，該條帶狀組織即使在冷軋後或退火後仍會殘留，而可能使材料特性產生異向性，或成為加工性變差的原因。因此，精軋結束溫度宜為Ar₃ 變態點以上。

＜捲取溫度：450~700℃＞

若捲取溫度未達450℃，捲取溫度的控制變難而容易產生溫度不均，結果可能發生冷軋性變差等的問題。又捲取溫度超過700℃時，可能在鐵表層發生脫碳等的問題。因此捲取溫度宜設定在450~700℃的範圍。

又在本發明的熱軋步驟，為了減少熱軋時之輥軋負荷，精軋的一部分或全部可實施潤滑輥軋。基於鋼板形狀的均一化、材料均一化的觀點，進行潤滑輥軋是有效的。又在潤滑輥軋時的摩擦係數較佳為0.25~0.10的範圍。又較佳為採用：將陸續送來的板片彼此接合而連續地進行精軋之連續精軋製程。基於熱軋之作業穩定性的觀點，宜採用連續精軋製程。

接著，較佳為將熱軋鋼板表面之氧化鱗皮經由酸洗除去之後，實施冷軋而成為既定板厚的冷軋鋼板。在此之酸洗條件及冷軋條件並沒有特別的限制，依據通常的方法即可。冷軋之軋縮率宜為40%以上。

＜500℃~Ac₁ 變態點之平均加熱速度：10℃/s以上＞

本發明的鋼，將再結晶溫度範圍(500℃~Ac₁ 變態點)之平均加熱速度設定為10℃/s以上，可抑制加熱昇溫時的再結晶，有助於在Ac₁ 變態點以上所生成之沃斯田鐵的微細化，進而有助於退火冷卻後之組織的微細化，而能使低溫變態相的平均粒徑成為3μm以下。

當平均加熱速度未達10℃/s時，在加熱昇溫時會產生α的再結晶，導入肥粒鐵中的應變會被釋放而無法達成充分的微細化。因此，將500℃~Ac₁ 變態點之平均加熱速度設定為10℃/s以上。該平均加熱速度之較佳範圍為20℃/s以上。

＜在750℃以上的溫度保持10秒以上＞

當加熱溫度未達750℃或保持時間未達10秒時，退火時的沃斯田鐵的生成不足，在退火冷卻後無法確保充分量的低溫變態相。保持溫度及保持時間的上限雖沒有特別的規定，但保持溫度900℃以上及保持時間600秒以上時效果達飽和而造成成本上昇，因此較佳為保持溫度未達900℃及保持時間未達600秒。

＜從750℃以10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至150~350℃的溫度範圍＞

從750℃的冷卻速度，未達10℃/s時會生成珍珠狀組織，TS×EL及擴孔性會變差。因此，從750℃的冷卻速度設定為10℃/s以上。冷卻到達溫度條件是本技術最重要的條件之一。冷卻停止時沃斯田鐵的一部分會變態成麻田散鐵，剩餘的成為未變態的沃斯田鐵。接著經由再加熱、電鍍及合金化處理後，冷卻至室溫，麻田散鐵成為回火麻田散鐵，未變態沃斯田鐵則成為殘留沃斯田鐵或麻田散鐵。從退火之冷卻到達溫度越低，冷卻中生成的麻田散鐵量越多，未變態沃斯田鐵量越少，因此藉由控制冷卻到達溫度，來決定最後麻田散鐵及殘留沃斯田鐵和回火麻田散鐵的面積率。

在冷卻到達溫度比350℃更高的溫度，冷卻停止時麻田散鐵變態不足且未變態沃斯田鐵量過多，最後會生成過量之麻田散鐵或殘留沃斯田鐵，而使擴孔性變差。此外，若冷卻到達溫度比150℃更低，冷卻中沃斯田鐵大部分變態成麻田散鐵而使未變態沃斯田鐵量減少，無法獲得3%以上的殘留沃斯田鐵。因此將冷卻到達溫度設定在150~350℃的範圍。關於冷卻的方法，只要能達成目標的冷卻速度及冷卻停止溫度即可，可採用氣體噴射冷卻、噴霧冷卻、水冷、金屬淬火等任何的冷卻方法。

＜加熱至350~600℃並保持10~600秒＞

在150~350℃的溫度範圍冷卻後，在350~600℃的溫度範圍保持10秒以上，藉此使前述冷卻時生成的麻田散鐵回火而成為回火麻田散鐵以提昇擴孔性，進一步使在前述冷卻時未變態成麻田散鐵之未變態沃斯田鐵穩定化，而最後獲得3%以上的殘留沃斯田鐵以提昇延性。

藉由再加熱保持使未變態沃斯田鐵穩定化的機制之詳細內容雖不甚明白，但應是從固溶有過飽和的C之麻田散鐵讓C往未變態沃斯田鐵擴散而使未變態沃斯田鐵中的C濃化，藉此使沃斯田鐵穩定化。這時，若麻田散鐵中之雪明碳鐵的析出比C的擴散更早，未變態沃斯田鐵中C的濃化會變得不足，因此讓雪明碳鐵的析出延後是重要的，於是必須添加0.3%以上的Si。

再加熱溫度未達350℃時，麻田散鐵的回火及沃斯田鐵之穩定化不足，擴孔性及延性變差。若再加熱溫度超過600℃，冷卻停止時未變態沃斯田鐵會變態成珍珠狀組織，最後無法獲得3%以上的殘留沃斯田鐵。因此將加熱溫度設定為350~600℃。

在保持時間未達10秒時，沃斯田鐵的穩定化不足，又若超過600秒，冷卻停止時的未變態沃斯田鐵會變態成變韌鐵，最後無法獲得3%以上的殘留沃斯田鐵。因此將再加熱溫度設定為350~600℃的範圍，且將該溫度範圍的保持時間設定為10~600秒。

又對於退火後的鋼板，為了矯正形狀、調整表面粗度等，可實施調質輥軋。此外，即使實施樹脂、油脂被覆、各種塗裝等的處理也沒有任何的問題。

[實施例1]

將具有表1所示的成分組成且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質構成之鋼，使用轉爐熔製並藉由連續鑄造法製得鑄片。將所得的鑄片熱軋成板厚3.0mm。熱軋條件，是在精軋溫度900℃、輥軋後的冷卻速度10℃/s、捲取溫度600℃下進行。接著，將熱軋鋼板酸洗後，冷軋成板厚1.2mm，製得冷軋鋼板。

接著，對於該等冷軋鋼板，在連續退火線上依表2所示的條件實施退火處理。

針對所製得的鋼板之截面微組織、拉伸特性及擴孔性進行調查。結果如表3所示。

鋼板之截面微組織，是使用3%硝太(Nital)溶液(3%硝酸+乙醇)讓組織顯現出，使用掃描式電子顯微鏡觀察深度方向板厚1/4的位置，使用所拍攝的組織相片進行影像解析處理，將肥粒鐵相的分率定量化(影像解析處理可使用市售的影像處理軟體)。麻田散鐵面積率、回火麻田散鐵面積率，是按照組織的細度而拍攝1000~3000倍之適當倍率的SEM相片，使用影像處理軟體予以定量化。低溫變態相的平均粒徑，是將所觀察的視野之低溫變態相的面積除以低溫變態相的個數而求出平均面積，將其開根號而獲得平均粒徑。

殘留沃斯田鐵的體積率，是將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，依據該板厚1/4面的繞射X射線強度來求出。入射X射線是使用MoKα線，對於殘留沃斯田鐵相的{111}、{200}、{220}、{311}面和肥粒鐵相之{110}、{200}、{211}面之峰值的積分強度所有的組合求出強度比，以其等的平均值作為殘留沃斯田鐵的體積率。

此外，拉伸特性，是使用JIS 5號試驗片(以拉伸方向成為與鋼板的輥軋方向垂直的方式進行取樣)，依據JIS Z2241進行拉伸試驗，測定TS(拉伸強度)、EL(伸長率)，求出以強度和伸長率的乘積(TS×EL)來表示之強度-伸長率的平衡值。

再者，作為評價凸緣成形性的指標，是測定擴孔率λ。擴孔率λ是依據日本鋼鐵聯盟規格JFST1001來進行擴孔試驗，根據衝壓時之孔的初期孔徑(10mmΦ)和進行擴孔加工後孔緣的龜裂貫穿板厚時之孔徑的比值來求出。

衝擊吸收特性，是使用從與鋼板的輥軋方向垂直的方向取樣之平行部寬度5mm、長度7mm的試驗片，以應變速度2000/s進行拉伸試驗，將所採取的應力-真應變曲線在應變量0~10%的範圍進行積分，算出吸收能量並進行評價(參照：鋼與鐵83(1997) p.748)。

本發明例的鋼板，顯示TS×EL為22000MPa‧%以上，λ為70%以上之優異的強度、延性及凸緣成形性。

相對於此，偏離本發明的範圍之比較例的鋼板，TS×EL未達22000MPa‧%且(或)λ未達70%，無法獲得像本發明例的鋼板那麼優異的強度、延性及凸緣成形性。再者，藉由使低溫變態相的平均粒徑成為3μm以下，能獲得吸收能量與TS的比值(AE/TS)為0.063以上之優異的耐衝擊特性。

本發明，作為加工性及耐衝擊性優異的高強度冷軋鋼板，有助於汽車之輕量化及降低燃料消耗率。

Claims (5)

1. 一種加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板，以質量%計，係含有C：0.05~0.3%、Si：0.3~2.5%、Mn：0.5~3.5%、P：0.003~0.100%、S：0.02%以下、Al：0.010~0.5%，剩餘部分為鐵及不可避免的雜質所構成，且具有：以面積率計含有肥粒鐵20%以上、回火麻田散鐵10~60%、麻田散鐵0~10%，以體積率計含有殘留沃斯田鐵3~15%之組織。
2. 如申請專利範圍第1項記載的加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板，其中，具有前述麻田散鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵所構成之低溫變態相的平均結晶粒徑為3μm以下的組織。
3. 如申請專利範圍第1或2項記載的加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板，其中，進一步含有選自A群~D群之至少任一元素，A群：以質量%計，選自Cr：0.005~2.00%、Mo：0.005~2.00%、V：0.005~2.00%、Ni：0.005~2.00%、Cu：0.005~2.00%中之1種或2種以上的元素；B群：以質量%計，選自Ti：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.20%中之1種或2種的元素；C群：以質量%計，B：0.0002~0.005%；D群：以質量%計，選自Ca：0.001~0.005%、REM：0.001~0.005%中之1種或2種的元素。
4. 一種加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板之 製造方法，其特徵在於：將具有申請專利範圍第1至3項中任一項記載的成分之鋼胚實施熱軋及冷軋而製造出冷軋鋼板，在將該冷軋鋼板實施連續退火時，在750℃以上的溫度保持10秒以上後，從750℃以平均10℃/s以上的冷卻速度冷卻至150~350℃的溫度範圍後，加熱至350~600℃並保持10~600秒後，冷卻至室溫。
5. 如申請專利範圍第4項記載的加工性及耐衝擊性優異之高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，在500℃~Ac₁ 變態點以平均加熱速度10℃/s以上進行昇溫。