CN103201403A - 深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明对具有以质量%计含有C：0.010～0.06%、Si：大于0.5%且在1.5%以下、Mn：1.0～3.0%、Nb：0.010～0.090%、Ti：0.015～0.15%且(Nb/93)/(C/12)＜0.20和固溶C量满足0.005～0.025%的成分组成的钢原材进行热轧、冷轧后，实施以使700～800℃的温度的平均升温速度低于3℃/秒的方式加热至800～900℃的温度并均热后、从所述均热温度开始至500℃以下的冷却停止温度为止以5℃/秒以上进行冷却的退火，形成包含以面积率计为70%以上的铁素体相和3%以上的马氏体相的组织，由此，得到拉伸强度为440MPa以上、平均r值为1.20以上且烧结硬化量为40MPa以上的深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板。

Description

深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合用于汽车车身的外板等的、拉伸强度TS为440MPa以上、平均r值为1.20以上并且BH量为40MPa以上的深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，为了改善汽车的燃料效率，减少CO₂的排放量，强烈要求汽车车身的轻量化。与此同时，从确保碰撞时乘员的安全的观点出发，还强烈要求提高汽车车身的强度。为了应对上述要求，需要同时满足汽车车身的轻量化和高强度化，因此，在刚性不成为问题的范围内使作为汽车车身材料的钢板的板厚薄壁化并且提高钢板强度是有效的。因此，近年来，为了实现上述目的，正积极地进行高强度钢板在汽车构件中的应用。

一般而言，钢板强度越高越能享受到汽车车身的轻量化效果。因此，最近存在将拉伸强度为440MPa以上的高强度钢板用于汽车车身的倾向。另一方面，构成汽车车身的构件大部分通过冲压加工来成形，因此，要求作为材料的钢板具有优良的成形性。即，为了实现汽车车身的轻量化和高强度化，要求拉伸强度为440MPa以上并且深冲性也优良，具体而言，要求作为深冲性指标的兰克福特值(r值)以平均r值计为1.2以上的高强度钢板。

此外，汽车车身的覆盖件还要求具有抗凹性，因而期望涂装烧结后的强度高，因此，需要烧结硬化性(BH性)也优良。但是，现有的BH性得到提高的钢板含有大量固溶C，因此，与通常的软钢板相比，存在成形性、特别是深冲性差的倾向。因此，为了实现汽车车身的轻量化和安全性两者的提高，要求用于汽车车身的钢板在高强度下深冲性优良并且烧结硬化性也优良。

作为实现高r值和高强度的技术，有如下方法：以向极低碳钢中添加Ti、Nb而将固溶C和固溶N固定后的IF(无间隙原子，Interstitialfree)钢作为基体，向其中添加Si、Mn、P等固溶强化元素。例如，专利文献1中公开了一种具有非时效性且成形性优良的高张力冷轧钢板，其具有C：0.002～0.015%、Nb：C×3～(C×8+0.020)%、Si：1.2%以下、Mn：0.04～0.8%、P：0.03～0.10%的成分组成，拉伸强度为35～45kgf/mm²级(340～440MPa级)。但是，在这种极低碳钢材料的情况下，为了使拉伸强度为440MPa以上，需要添加大量的合金元素，因此，存在r值降低或者导致表面性状、镀覆性变差的问题。另外，由于用Ti、Nb来固定固溶C、固溶N，因此还存在二次加工脆性变得显著或者无法得到对确保抗凹性有效的BH性的问题。

作为上述添加固溶强化元素的方法以外的提高钢板强度的方法，有利用组织强化的方法。例如，一般而言，包含软质铁素体相和硬质马氏体相的复合组织钢板(DP钢板)具有延展性良好且具有优良的强度-延展性平衡、并且屈服比低这样的优点。但是，尽管复合组织钢板具有优良的成形性，但另一方面，其由于r值低而存在深冲性差的问题。可以说这是因为存在在结晶取向学上对r值没有贡献的马氏体相并且马氏体相形成所必需的固溶C会阻碍对高r值化有效的{111}再结晶织构的形成。

作为改善这种复合组织钢板的r值的技术，例如，专利文献2中公开了如下技术：对含有C：0.05～0.15%、Si：1.50%以下、Mn：0.30～1.50%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、sol.Al：0.020～0.070%、N：0.0020～0.0080%的钢原材实施预定条件的热轧和冷轧后，在再结晶温度～Ac₃相变点的温度下实施装箱退火，使AlN析出而提高{111}集聚度(集積度)，接着进行表面光轧，进而实施加热至700～800℃并进行均热、淬火、在200～500℃进行回火的连续退火，由此，得到r值为1.3以上、强度为40～60kgf/mm²的复合组织钢板。

另外，专利文献3中提出了如下技术：对含有C：0.20%以下、Si：1.0%以下、Mn：0.8～2.5%、sol.Al：0.01～0.20%、N：0.0015～0.0150%、P：0.10%以下的钢原材进行热轧、冷轧后，在650～800℃的温度范围内实施装箱退火，从而形成r值理想的再结晶织构并且使C、Mn原子向奥氏体相偏析，接着，实施加热至600℃以上并冷却的连续退火，由此，得到包含铁素体-马氏体复合组织的深冲性和形状性优良的钢板。

另外，专利文献4中提出了如下技术：对以质量%计含有C：0.03～0.25%、Si：0.001～3.0%、Mn：0.01～3.0%、P：0.001～0.06%、S：0.05%以下、N：0.001～0.030%、Al：0.005～0.3%的钢原材进行热轧，实施轧制率为30%以上且小于95%的冷轧，对所得钢板实施以4～200℃/小时的平均加热速度加热至600～800℃的最高到达温度的退火，形成Al与N的团簇或析出物，得到期望的织构，进而加热至Ac₁相变点以上且1050℃以下的铁素体-奥氏体双相区，并冷却，由此得到具有包含合计为3～100%的贝氏体、马氏体、奥氏体中的一种或两种以上的组织的深冲性优良的钢板。

但是，上述专利文献2～4中提出的技术需要用于通过形成Al与N的团簇或析出物而使织构发达从而提高r值的退火工序以及用于形成期望的组织的热处理工序。而且，上述退火工序以装箱退火为基本，均热保持时间也为1小时以上，因此需要长时间。即，对于专利文献2～4的技术而言，退火处理时间长，而且工序数多，生产率差。另外，由于在卷材状态下进行高温长时间的退火，因此也存在钢板之间发生紧密粘合或产生回火色等质量上的问题、退火炉的炉体或内罩的寿命降低等制造设备上的问题。

作为改善复合组织钢板的r值的其他技术，例如，专利文献5中提出了如下制造方法：对以重量%计含有C：0.003～0.03%、Si：0.2～1%、Mn：0.3～1.5%、Al：0.01～0.07%、Ti：0.02～0.2%且使(有效Ti)/(C+N)的原子浓度比为0.4～0.8的钢原材进行热轧、冷轧后，实施在Ac₁相变点以上且900℃以下的温度下加热30秒～10分钟后、以30℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的连续退火，制成铁素体中分散有预定量的第二相(马氏体和/或贝氏体)的复合组织钢板。

根据该专利文献5，对具有以重量%计含有C：0.012%、Si：0.32%、Mn：0.53%、P：0.03%、Al：0.03%、Ti：0.051%的组成的钢原材进行热轧、冷轧后，实施在作为铁素体-奥氏体双相区的870℃下进行2分钟的退火后、以100℃/秒的平均冷却速度进行急速冷却的连续退火，由此，得到r值为1.61、拉伸强度为482MPa的复合组织钢板。

但是，对于上述专利文献5的技术而言，为了确保100℃/秒的冷却速度，需要具备强力的冷却能力的水淬火设备，存在设备成本增高的问题。另外，实施了水淬火的钢板还存在形状性、表面处理性差的问题。此外，通过专利文献5的技术得到的钢板的拉伸强度没有达到500MPa，还存在难以应对制造拉伸强度为500MPa以上、进一步为590MPa以上的高强度钢板的问题。

另外，专利文献6中提出了如下技术：对以质量%计含有C：0.01～0.08%、Si：2.0%以下、Mn：3.0%以下、Al：0.005～0.20%、N：0.02%以下、V：0.01～0.5%且以满足预定关系的方式含有V和C的钢原材进行热轧、冷轧，接着在Ac₁～Ac₃相变点的温度范围内进行连续退火(再结晶退火)，由此，制造具有包含作为主相的铁素体相和面积率为1%以上的马氏体相的组织的、深冲性优良的复合组织型高张力冷轧钢板。

该技术的特征在于，通过优化V和C的含量并在再结晶退火前使钢中的C以V系碳化物的形式析出而尽量减少固溶C来实现高r值，在接着进行的再结晶退火中，加热至铁素体-奥氏体双相区，使V系碳化物溶解而使C在奥氏体中富集，在之后的冷却过程中生成马氏体而实现高强度化。

但是，对于该专利文献6的技术而言，在铁素体-奥氏体双相区使V系碳化物溶解，但V系碳化物的溶解速度产生偏差，因此，需要精度高地控制再结晶退火工序中的退火温度和退火时间，在质量特性的稳定性方面留有问题。

另外，专利文献7中提出了如下的高强度钢板的制造方法：对以质量%计含有C：0.010～0.050%、Si：1.0%以下、Mn：1.0～3.0%、P：0.005～0.1%、S：0.01%以下、Al：0.005～0.5%、N：0.01%以下、Nb：0.01～0.3%且以满足(Nb/93)/(C/12)：0.2～0.7的方式含有Nb和C的钢原材进行热轧、冷轧后，实施加热至800～950℃的铁素体-奥氏体双相区温度并在从上述退火温度开始至500℃为止的温度范围内以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的退火。

该专利文献7的技术的特征在于，通过添加Nb而实现热轧板组织的微细化，并且以使(Nb/93)/(C/12)为0.2～0.7的方式控制Nb和C的含量，使热轧时的钢中C的一部分以NbC形式析出而减少退火前的固溶C，由此，促进{111}再结晶晶粒自退火时的晶界产生而实现高r值化，另一方面，利用未以NbC形式固定的固溶C在退火后的冷却时生成马氏体而实现高强度化。根据该专利文献7，能够制造具有包含面积率为50%以上的铁素体相和面积率为1%以上的马氏体相的组织且平均r值为1.2以上的高强度钢板。

但是，积极利用Nb的专利文献7的技术存在如下列举的多种问题。首先，Nb是非常昂贵的元素，在原料成本方面是不利的。另外，Nb会显著延迟奥氏体的再结晶，因此，存在热轧时的负荷增高的问题。此外，在热轧板中析出的NbC会使冷轧时的变形阻力增高，因此，在专利文献7的实施例中公开的以高轧制率(65%)实施冷轧的情况下，轧制负荷增大、发生故障的风险增高并且生产率降低、能够制造的钢板宽度受到制约等在稳定生产钢板方面存在大量问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭56-139654号公报

专利文献2：日本特公昭55-10650号公报

专利文献3：日本特开昭55-100934号公报

专利文献4：日本特开2003-64444号公报

专利文献5：日本特公平01-35900号公报

专利文献6：日本特开2002-226941号公报

专利文献7：日本特开2005-120467号公报

发明内容

发明所要解决的问题

如上所述，为了实现深冲性优良的软钢板的高强度化，对于以往的利用固溶强化的技术而言，需要添加大量的或过量的合金元素，不仅在r值、BH性方面存在问题，在原料成本方面也存在问题。另外，对于利用组织强化而进行高强度化的技术而言，需要长时间的退火、为了形成期望的组织而需要在退火后另行实施热处理或者需要高速冷却设备等在制造上存在问题。另外，对于利用VC、NbC的析出的技术而言，虽然能够得到具有比较良好的加工特性的高强度钢板，但在质量稳定性、生产率以及成本方面仍然还留有改善的余地。

本发明鉴于上述现有技术存在的问题而完成，其目的在于提供适合用于汽车用钢板等、具有拉伸强度TS为440MPa以上的高强度并且兼具平均r值为1.20以上且烧结硬化量(BH量)为40MPa以上的特性、深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板，并且提出其有利的制造方法。另外，本发明的高强度冷轧钢板除了包括拉伸强度为440MPa以上的冷轧钢板以外，还包括拉伸强度为500MPa以上、进一步为590MPa以上的冷轧钢板。

用于解决问题的方法

发明人为了解决上述问题而对高强度化方法给钢板的深冲性、烧结硬化性和工业上的生产率带来的各种影响进行了深入研究。结果发现，在使用具有包含C：0.010～0.06质量%、N：0.01质量%以下、Nb：0.010～0.090质量%、Ti：0.015～0.15质量%、S：0.01质量%以下且以满足(Nb/93)/(C/12)小于0.20的关系的方式含有Nb和C、并且将未被Nb、Ti固定的固溶C量(C*)调节至预定范围的成分组成的材料来制造冷轧钢板的情况下，能够制造具有含有以面积率计为70%以上的铁素体相和以面积率计为3%以上的马氏体相的钢板组织、平均r值为1.20以上、BH量为40MPa以上、拉伸强度TS为440MPa以上的深冲性和烧结硬化性均优良的高强度冷轧钢板，从而开发了本发明。

即，本发明涉及一种深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板，具有如下成分组成：含有C：0.010～0.06质量%、Si：大于0.5质量%且在1.5质量%以下、Mn：1.0～3.0质量%、P：0.005～0.1质量%、S：0.01质量%以下、sol.Al：0.005～0.5质量%、N：0.01质量%以下、Nb：0.010～0.090质量%、Ti：0.015～0.15质量%且以满足下述(1)式和(2)式的方式含有C、Nb、Ti、N和S，余量为Fe和不可避免的杂质，

(Nb/93)/(C/12)＜0.20…(1)

0.005≤C*≤≤0.025…(2)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)，

具有包含以面积率计70%以上的铁素体相和3%以上的马氏体相的组织，并且

拉伸强度为440MPa以上，平均r值为1.20以上，BH量为40MPa以上。

本发明的高强度冷轧钢板的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有合计为0.5质量%以下的选自Mo、Cr和V中的一种或两种以上。

另外，本发明的高强度冷轧钢板的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有选自Cu：0.3质量%以下、Ni：0.3质量%以下中的一种或两种。

另外，本发明的高强度冷轧钢板的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有选自Sn：0.2质量%以下和Sb：0.2质量%以下中的一种或两种。

另外，本发明的高强度冷轧钢板的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有Ta：0.005～0.1质量%并且以满足下述(3)式代替上述(2)式的方式含有C、Nb、Ta、Ti、N和S，

0.005≤C*≤0.025…(3)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。

另外，本发明提出了一种深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，对钢原材进行热轧、冷轧、退火来制造高强度冷轧钢板，其特征在于，在下述条件下进行上述退火：以使700～800℃的温度范围内的平均升温速度低于3℃/秒的方式加热至800～900℃的退火温度后，从上述退火温度开始至500℃以下的冷却停止温度Tc为止以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，

所述钢原材具有如下成分组成：含有C：0.010～0.06质量%、Si：大于0.5质量%且在1.5质量%以下、Mn：1.0～3.0质量%、P：0.005～0.1质量%、S：0.01质量%以下、sol.Al：0.005～0.5质量%、N：0.01质量%以下、Nb：0.010～0.090质量%、Ti：0.015～0.15质量%且以满足下述(1)式和(2)式的方式含有C、Nb、Ti、N和S，余量为Fe和不可避免的杂质，

(Nb/93)/(C/12)＜0.20…(1)

0.005≤C*≤0.025…(2)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。

本发明的制造方法中的钢原材的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有合计为0.5质量%以下的选自Mo、Cr和V中的一种或两种以上。

另外，本发明的制造方法中的钢原材的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有选自Cu：0.3质量%以下、Ni：0.3质量%以下中的一种或两种。

另外，本发明的制造方法中的钢原材的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有选自Sn：0.2质量%以下和Sb：0.2质量%以下中的一种或两种。

另外，本发明的制造方法中的钢原材的特征在于，在上述成分组成的基础上，还含有Ta：0.005～0.1质量%并且以满足下述(3)式代替上述(2)式的方式含有C、Nb、Ta、Ti、N和S，

0.005≤C*≤0.025…(3)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。

另外，本发明的制造方法的特征在于，上述热轧的精轧中的最终道次的轧制率设定为10%以上，并且将上述最终道次的前一道次的轧制率设定为15%以上。

另外，本发明的制造方法的特征在于，在上述热轧的精轧结束后3秒以内开始冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至720℃以下的温度范围，在500～700℃的温度下卷取后，以50%以上的轧制率进行冷轧。

发明效果

根据本发明，将C的含量设定为0.010～0.06质量%的范围，并且将Nb的添加量以与C含量的关系计限制为(Nb/93)/(C/12)小于0.20，不像以往的极低碳IF钢那样彻底减少给深冲性带来不利影响的固溶C，进而将未被Nb和Ti固定的固溶C量(C*)控制在预定范围内，由此，能够稳定地制造拉伸强度TS为440MPa以上且平均r值为1.20以上、BH量为40MPa以上的深冲性、烧结硬化性均优良的高强度冷轧钢板。

此外，根据本发明，通过尽量减少昂贵的Nb并积极地利用Ti，不仅拉伸强度为440MPa以上的高强度钢板、而且500MPa以上、进一步为590MPa以上的高强度钢板也能够廉价且稳定地制造平均r值为1.20以上、BH量为40MPa以上的深冲性和烧结硬化性优良的高强度钢板。

因此，在将本发明的高强度冷轧钢板应用于汽车部件的情况下，能够实现迄今为止难以进行冲压成形的构件的高强度化，因此，能够大大有助于汽车车身的碰撞安全性和轻量化。

具体实施方式

首先，对本发明的基本技术构思进行说明。

一般而言，为了使深冲用冷轧钢板高r值化，即为了使{111}再结晶织构发达，认为尽量减少冷轧前和再结晶退火前的固溶C量以及使热轧板组织微细化是有效的。因此，对于上述的现有技术的复合组织钢板(DP钢板)而言，由于马氏体的生成需要大量的固溶C，因此具有{111}再结晶织构不发达、r值低的缺点。

但是，发明人新发现存在能够使{111}再结晶织构发达以及马氏体生成的绝妙的固溶C量的范围。即，本发明新发现：将C的含量控制在低于以往的以低碳钢为材料的DP钢板且高于以往的极低碳钢板的C：0.010～0.06质量%的范围，并且以与该C含量匹配的方式添加适当量的Nb和Ti来确保适当量的固溶C量，由此，促进退火时{111}再结晶织构的发达而提高r值，并且在退火后的冷却时生成适当量的马氏体而实现高强度化，进而能够在退火后也确保高的烧结硬化量(BH量)。

另外，Nb具有延迟再结晶的效果，因此，对于使热轧板组织微细化是有效的。此外，Nb具有高的碳化物形成能力，在热轧后的卷取阶段中在钢中以NbC形式析出，因此，能够减少冷轧前和再结晶退火前的固溶C量。但是，Nb是昂贵的元素，并且也是使制造性(轧制性)变差的元素。因此，本发明中，将Nb的添加量限制为热轧板组织的微细化所需的最低限度的量，固溶C的减少中有效利用具有与Nb同样高的碳化物形成能力的Ti。即，本发明中，以与C含量的关系计使(Nb/93)/(C/12)小于0.20的方式添加Nb，并且将未被Nb和Ti固定的固溶C量(C*)控制为0.005～0.025质量%的范围。

以往认为这种固溶C的存在会阻碍{111}再结晶织构的发达，但在本发明中，未将全部C以NbC或TiC的形式固定，而是存在马氏体的形成所需的固溶C，在此基础上实现高r值。能够得到这种效果的原因目前还不明确，但认为是因为，在将固溶C量设定为上述范围的情况下，与固溶C给{111}再结晶织构形成带来的负面效果相比，热轧板的微细化效果、以及微细的NbC和TiC在基质中析出、冷轧时在该析出物附近蓄积应变而促进{111}再结晶晶粒的产生的正面效果更大。

即，本发明的一个特征在于，通过将钢的成分组成控制为适当范围，将固溶C量(C*)控制为0.005～0.025质量%的范围，由此实现了高r值化、高BH化和复合组织化所带来的高强度化。另外，本发明的第二特征在于，通过将(Nb/93)/(C/12)控制为小于0.20并积极地利用Ti作为其替代物，大幅削减使热轧和冷轧的负荷增大的昂贵的Nb的添加量，由此，能够在不导致原料成本升高和生产率降低的情况下在工业上稳定地制造具有高r值且具有高BH性的高强度冷轧钢板。

另外，本发明还发现：在由Nb带来的热轧板组织的微细化效果的基础上，在将热轧中的精轧的最终道次的轧制率和最终道次的前一道次的轧制率控制在适当范围内、进而将精轧后的冷却条件控制在适当范围内的情况下，热轧板的晶粒的微细化更显著地进行，冷轧、退火后的组织也得到微细化，而且，该退火后组织的微细化还会增大晶界面积、使烧结硬化性提高的晶界偏析C量也增大，因此，能够得到高的烧结硬化量(BH量)。

本发明在上述新发现的基础上进一步进行研究而完成。

接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的成分组成进行说明。

C：0.010～0.06质量%

C是使钢固溶强化并且促进包含铁素体作为主相且包含马氏体作为第二相的复合组织的生成而实现高强度化所需的重要元素。C含量低于0.010质量%时，难以确保充分量的马氏体，无法得到本发明期望的440MPa以上的拉伸强度。另一方面，C含量超过0.06质量%时，生成的马氏体量增加，无法得到期望的平均r值(1.20以上)。因此，本发明中，将C设定为0.010～0.06质量%的范围。优选为0.020～0.045质量%的范围。

Si：大于0.5质量%且在1.5质量%以下

Si是促进铁素体相变、提高未相变奥氏体中的C含量而使包含铁素体与马氏体的复合组织容易形成的元素，而且也是固溶强化能力优良的元素。因此，本发明中，为了确保440MPa以上的拉伸强度，添加大于0.5质量%的Si。另一方面，Si添加量大于1.5质量%时，钢板表面形成Si系氧化物，使制品钢板的化学转化处理性、涂装密合性、涂装后耐腐蚀性降低。因此，本发明中，将Si设定为大于0.5质量%且在1.5质量%以下。另外，为了使拉伸强度为500MPa以上，优选Si含量大于0.8质量%，进而为了使拉伸强度为590MPa以上，优选将Si含量设定为1.0质量%以上。

Mn：1.0～3.0质量%

Mn是提高钢的淬透性、促进马氏体生成的元素，因此是在实现高强度化方面有效的元素。Mn的含量低于1.0质量%时，难以生成期望量的马氏体，可能无法确保440MPa以上的拉伸强度。另一方面，Mn含量大于3.0质量%时，会导致原料成本升高，并且使r值和焊接性降低。因此，将Mn的含量设定为1.0～3.0质量%的范围。另外，为了使拉伸强度为500MPa以上，优选添加1.2质量%以上的Mn，为了使拉伸强度为590MPa以上，优选添加1.5质量%以上的Mn。

P：0.005～0.1质量%

P是固溶强化能力高、对钢的高强度化有效的元素。但是，P的含量低于0.005质量%时，其效果不充分，况且还需要在炼钢工序中脱磷，从而导致制造成本升高。另一方面，P的含量超过0.1质量%时，P向晶界偏析，导致耐二次加工脆性和焊接性降低。另外，P向晶界偏析时，有助于高BH化的向晶界偏析的C量降低，因此，可能无法确保期望的BH量。因此，将P的含量设定为0.005～0.1质量%的范围。另外，为了可靠地确保BH量，优选使P为0.08质量%以下，更优选为0.05质量%以下。

S：0.01质量%以下

S是引起热脆性的有害元素，而且也是在钢中以硫化物系夹杂物的形式存在而降低钢板的加工性的有害元素。因此，优选尽量减少S，本发明中，将S的上限设定为0.01质量%。优选为0.008质量%以下。

sol.Al：0.005～0.5质量%

Al是作为脱氧剂添加的元素，但由于其具有固溶强化能力，因此对高强度化有效地发挥作用。但是，以sol.Al计的Al含量低于0.005质量%时，无法得到上述效果。另一方面，以sol.Al计的Al含量超过0.5质量%时，会导致原料成本升高，并且也会成为诱发钢板的表面缺陷的原因。因此，将以sol.Al计的Al的含量设定为0.005～0.5质量%的范围。优选为0.005～0.1质量%。

N：0.01质量%以下

N的含量超过0.01质量%时，由于在钢中生成过量的氮化物而使延展性、韧性降低，并且还导致钢板的表面性状变差。因此，将N设定为0.01质量%以下。

Nb：0.010～0.090质量%

Nb是本发明中极其重要的元素，其具有使热轧板组织微细化并且通过在热轧板中以NbC形式析出而固定一部分存在于钢中的固溶C的作用，并通过这些作用有助于高r值化。另外，由Nb添加带来的热轧板组织的微细化会使冷轧、退火后的钢板组织微细化而增大晶界面积，因此，还具有使C向晶界的偏析量增大而提高BH量的效果。为了得到这种效果，需要添加0.010质量%以上的Nb。另一方面，超过0.090质量%的过量添加不仅会导致原料成本升高，而且会使热轧和冷轧中的轧制负荷增高，因此难以进行稳定的制造。另外，如后所述，本发明中，为了在退火后的冷却过程中生成马氏体，需要预定量的固溶C，但Nb的过量添加会使钢中的全部C以NbC形式固定，因此会阻碍马氏体的生成。因此，将Nb的添加量设定为0.010～0.090质量%的范围。优选为0.010～0.075质量%，更优选为0.010～0.05质量%的范围。

Ti：0.015～0.15质量%

Ti是本发明中的重要元素，其与Nb同样地通过固定C且以TiC形式在热轧板中析出而有助于高r值化。另外，虽然与Nb相比效果小，但Ti也具有使热轧板组织微细化的作用，因而通过冷轧、退火后的钢板组织的微细化和晶界面积的增大来增大C向晶界的偏析量，因此还具有提高BH量的效果。为了表现出这种效果，需要添加0.015质量%以上的Ti。另一方面，超过0.15质量%的过量添加会导致原料成本升高，并且增高冷轧时的变形阻力，因此难以进行稳定的制造。另外，过量添加Ti时，与Nb同样地减少固溶C，阻碍退火后的冷却过程中马氏体的生成。因此，将Ti的添加量设定为0.015～0.15质量%的范围。

本发明的高强度冷轧钢板在满足上述成分组成基础上，还需要以满足下述(1)式和(2)式的方式含有C、Nb、Ti、N和S。

(Nb/93)/(C/12)＜0.20…(1)

0.005≤C*≤0.025…(2)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。其中，Ti-(48/14)N-(48/32)S≤0时，设为Ti-(48/14)N-(48/32)S=0。

Nb是与Ti相比更昂贵的元素，并且增大热轧的轧制负荷，成为损害制造稳定性的原因之一。另外，如后所述，本发明中，为了在退火后的冷却过程中生成马氏体，需要确保预定量的未被Nb和Ti固定的固溶C量(C*)。因此，本发明中，从原料成本、制造稳定性、钢板组织和钢板特性的观点出发，需要将(Nb/93)/(C/12)和C*控制在适当范围内。因此，上述用于规定(Nb/93)/(C/12)和C*的(1)式和(2)式在本发明中是最重要的指标。

(Nb/93)/(C/12)是Nb相对于C的原子比，该值为0.20以上时，不仅NbC的析出量增大而使热轧时的负荷增大，而且使昂贵的Nb添加量增大，因此，在原料成本方面也变得不利。因此，将(Nb/93)/(C/12)设定为小于0.20。

另外，C*表示未被Nb和Ti固定的固溶C量，该值小于0.005质量%时，无法确保预定的马氏体量，难以使拉伸强度达到440MPa以上。另一方面，C*超过0.025质量%时，会阻碍对高r值化有效的铁素体相的{111}再结晶织构的形成，不仅无法得到良好的深冲性，而且可能会随着马氏体相增加而无法得到期望的BH量。因此，将C*设定为0.005～0.025质量%的范围。另外，为了使BH量为50MPa以上，优选使C*为0.020质量%以下，为了使BH量为60MPa以上，优选使C*为0.015质量%以下。

本发明的高强度冷轧钢板中，在上述基本组成的基础上，还可以根据所要求的特性添加选自Mo、Cr和V中的一种或两种以上和/或选自Cu和Ni中的一种或两种。

选自Mo、Cr和V中的一种或两种以上：合计为0.5质量%以下

Mo、Cr和V是昂贵的元素，但与Mn同样是提高淬透性的元素，并且是对使马氏体稳定生成有效的元素。这种效果在上述成分的合计添加量为0.1质量%以上时显著表现，因此优选添加0.1质量%以上。另一方面，Mo、Cr和V的合计添加量超过0.5质量%时，不仅上述效果饱和，而且会导致原料成本升高。因此，在添加这些元素的情况下，优选使它们合计为0.5质量%以下。

选自Cu：0.3质量%以下和Ni：0.3质量%以下中的一种或两种

Cu是在热轧时引起裂纹而成为产生表面缺陷的原因的有害元素。但是，对于本发明的冷轧钢板而言，Cu给钢板特性带来的不利影响小，因此，能够容许0.3质量%以下的含量。由此，能够使用废金属等而有效利用再生原料，因此，能够实现原料成本的减少。

Ni与Cu同样给钢板特性带来的影响小，但其具有防止由添加Cu导致的产生表面缺陷的效果。上述效果在添加Cu含量的1/2以上时能够显现。但是，Ni的添加量过量时，会助长因氧化皮的不均匀生成而产生其他表面缺陷，因此，优选将Ni添加量的上限设定为0.3质量%。

本发明的高强度冷轧钢板中，在上述成分的基础上，还可以添加选自Sn和Sb中的一种或两种和/或Ta。

Sn：0.2质量%以下、Sb：0.2质量%以下

为了抑制钢板表面的氮化、氧化或因氧化产生的钢板表面数十微米区域的脱碳，可以添加Sn、Sb。通过抑制这种氮化、氧化、脱碳，钢板表面的马氏体生成量减少受到抑制，从而使疲劳特性、表面质量得到改善。为了得到上述效果，优选添加各自为0.005质量%以上的Sn和/或Sb。但是，超过0.2质量%的添加可能会导致韧性变差，因此，在添加的情况下，优选各自以0.2质量%作为上限。

Ta：0.005～0.1质量%

Ta与Nb和Ti同样地具有在热轧板中以TaC形式析出而固定C的作用，因此是有助于高r值化的元素。为了得到该效果，优选添加0.005质量%以上。但是，超过0.1质量%的添加不仅会增加原料成本，而且与Nb和Ti同样地阻碍退火后的冷却过程中马氏体的形成，或者在热轧板中析出的TaC增大冷轧时的变形阻力从而使制造性变差。因此，在添加Ta的情况下，优选设定为0.005～0.1质量%的范围。

另外，在添加Ta的的情况下，以满足下述(3)式代替上述(2)式的方式含有C、Nb、Ta、Ti、N和S，

0.005≤C*≤0.025…(3)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。

上述(3)式中的C*小于0.005时，无法确保预定的马氏体量，难以得到440MPa以上的拉伸强度。另一方面，C*大于0.025时，会阻碍对高r值化有效的铁素体相的{111}再结晶织构的形成，因此，不仅无法得到良好的深冲性，而且可能会随着马氏体相的增加而无法确保期望的BH量。另外，为了使BH量为50MPa以上，优选使C*为0.020以下，另外，为了使BH量为60MPa以上，优选使C*为0.015以下。

本发明的冷轧钢板中，上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。但是，只要在不损害本发明效果的范围内，则可以含有其他成分。但是，氧(O)会形成非金属夹杂物而给钢板质量带来不利影响，因此优选将其含量降低至0.003质量%以下。

接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的钢组织(显微组织)进行说明。

为了使本发明的高强度冷轧钢板同时满足钢板强度和冲压成形性(特别是深冲性)、烧结硬化性，需要具有相对于钢板组织整体含有以面积率计为70%以上的铁素体相和以面积率计为3%以上的马氏体相的钢板组织。另外，对于本发明的高强度冷轧钢板而言，作为铁素体相和马氏体相以外的余量组织，有时含有珠光体、贝氏体、残留奥氏体和碳化物等，这些余量组织的合计只要以面积率计为5%以下则可以容许。

＜铁素体相：以面积率计70%以上>

铁素体相是用于确保钢板的冲压成形性、特别是深冲性所需的软质相，本发明中，通过使铁素体相的{111}再结晶织构发达来实现高r值化。铁素体相的面积率低于70%时，难以使平均r值达到1.20以上，无法得到良好的深冲性。另外，烧结硬化性与铁素体中的固溶C量相关，铁素体相的面积率低于70%时，难以使BH量达到40MPa以上。因此，将铁素体相设定为以面积率计70%以上。另外，为了进一步提高平均r值和BH量，优选铁素体相的面积率为80%以上。另一方面，铁素体相的面积率超过97%时，钢板强度降低，难以确保拉伸强度440MPa以上。另外，本发明中“铁素体”除了包含多边形铁素体以外，还包含由奥氏体相变而来的位错密度高的贝氏体铁素体。

＜马氏体相：以面积率计3%以上>

马氏体相是用于确保本发明的冷轧钢板的强度所需的硬质相。马氏体相的面积率低于3%时，钢板强度降低，难以确保拉伸强度440MPa以上，因此，将马氏体相的面积率设定为3%以上。另外，为了使拉伸强度为500MPa以上或590MPa以上，优选使马氏体相以面积率计为5%以上。另一方面，马氏体相的面积率超过30%时，使r值和BH性提高的铁素体相的面积率降低，难以确保良好的深冲性、烧结硬化性。因此，将马氏体相的面积率设定为30%以下，优选设定为20%以下。

接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。

本发明的高强度冷轧钢板依次经过如下工序来制造：将调节为上述化学成分组成的钢利用转炉等进行熔炼并通过连铸等制成钢原材(钢坯)的炼钢工序；通过由粗轧和精轧构成的热轧将上述钢坯制成热轧板的热轧工序；对上述热轧板进行冷轧而制成冷轧板的冷轧工序；以及对上述冷轧板进行退火而得到预定强度和深冲性、烧结硬化性的退火工序。

(炼钢工序)

本发明的制造方法中，钢的熔炼方法可以采用例如对利用转炉或电炉等得到的钢水进行真空脱气处理等二次精炼而得到预定成分组成的公知的熔炼工艺，没有特别限制。另外，从偏析等问题考虑，将钢水制成钢坯的方法优选使用连铸法，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等方法制成钢坯。

(热轧工序)

＜钢坯再加热>

然后，优选对以上述方式得到的钢坯进行再加热、热轧。从通过使TiC等析出物粗大化而使{111}再结晶织构发达、从而改善深冲性的观点出发，上述钢坯的再加热温度越低越优选。但是，加热温度低于1000℃时，热轧中的轧制负荷增大，可能会产生轧制故障，因此，优选将钢坯加热温度设定为1000℃以上。另外，从抑制由氧化引起的氧化皮损失增大的观点出发，优选将加热温度的上限设定为约1300℃。另外，在对钢坯进行热轧时，一般将钢坯装入加热炉中再加热至预定温度后进行轧制，但在连铸后的钢坯为预定温度以上的情况下，可以采用不对钢坯进行再加热而直接进行轧制(直送轧制)，或者在高温状态下装入加热炉中而省略一部分再加热的方法(温片装入)。

＜粗轧>

对在上述条件下再加热后的钢坯进行粗轧而制成薄板坯。在此，粗轧的条件根据常规方法进行即可，没有特别规定。另外，在降低了钢坯加热温度的情况下，从确保预定的热轧温度或者防止轧制故障的观点出发，可以有效利用薄板坯加热器来实现薄板坯的升温，这是不言而喻的。

＜精轧>

然后，对上述粗轧后的薄板坯进行精轧而制成热轧板，但在本发明中，优选将上述精轧的最终道次和最终道次的前一道次的轧制率控制在适当范围内。即，优选将精轧的最终道次的轧制率设定为10%以上，向原奥氏体晶粒内引入多个剪切带，增加铁素体相变的成核位点，从而实现热轧板组织的微细化。该热轧板组织的微细化会使冷轧后的退火时{111}再结晶织构的优先成核位点增加，因此，不仅对提高r值有效，而且会使退火后的钢板组织微细化，增大晶界面积而使晶界偏析C量增大，因此，对提高烧结硬化性也有效。另一方面，最终道次轧制率低于10%时，铁素体晶粒发生粗大化，因此，可能得不到上述的高r值化、高BH化的效果。因此，优选将最终道次的轧制率设定为10%以上，更优选为13%以上。

此外，为了进一步提高高r值化、高BH化的效果，在控制上述最终道次的轧制率的基础上，优选将最终道次的前一道次的轧制率设定为15%以上。通过控制该最终道次的前一道次的轧制率，应变累积效果进一步提高，向原奥氏体晶粒内引入多个剪切带，因此，铁素体相变的成核位点进一步增加，热轧板组织进一步微细化，从而使r值和BH性进一步提高。最终道次的前一道次的轧制率低于15%时，热轧板组织的微细化效果变得不充分，可能无法充分得到上述的r值、BH性的提高效果。因此，优选将最终道次的前一道次的轧制率设定为15%以上，更优选为18%以上。

另外，从轧制负荷的观点出发，优选将上述最终道次和最终道次的前一道次这两个道次的轧制率的上限分别设定为低于40%。

另外，对于最终道次和最终道次的前一道次的轧制温度没有特别限制，但最终道次的轧制温度优选800℃以上，更优选830℃以上。另外，最终道次的前一道次的轧制温度优选980℃以下，更优选950℃以下。

最终道次的轧制温度低于800℃时，从未再结晶奥氏体向铁素体的相变增多，冷轧退火后的钢板组织受到热轧板组织的影响而形成沿轧制方向伸长的不均匀组织，从而使加工性降低。

另外，这是因为，最终道次的前一道次的轧制温度超过980℃时，由于回复而使应变累积效果变得不充分，因此，热轧板组织难以微细化，可能会无法得到高r值化、高BH化的效果。

＜热轧后的冷却条件和卷取温度>

从利用晶粒微细化实现r值提高、BH性提高的观点出发，优选将结束上述热轧后的热轧板在精轧结束后3秒以内开始冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至720℃以下的温度范围，在500～700℃的温度下卷取成卷材。

直至开始冷却的时间超过3秒、平均冷却速度低于40℃/秒、或者冷却停止温度高于720℃的情况下，热轧板组织变得粗大，有时无法得到提高r值、提高BH性的效果。

另外，卷取温度超过700℃时，热轧板组织可能会发生粗大化而担心强度降低，并且可能会阻碍冷轧退火后的高r值化、高BH化。另一方面，卷取温度低于500℃时，NbC、TiC的析出变得困难，固溶C增加，因此仍然对高r值化不利。

(冷轧工序)

然后，根据常规方法对上述热轧的钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧板。此时的冷轧的轧制率优选设定为50～90%的范围，但为了实现高r值化，更优选将冷轧轧制率设定得较高。这是因为，轧制率低于50%时，铁素体相的{111}再结晶织构不充分发达，可能会无法得到优良的深冲性。另一方面，轧制率超过90%时，冷轧的负荷增大，可能会发生通板故障。

(退火工序)

然后，对上述冷轧后的钢板进行退火，赋予期望的强度和深冲性、烧结硬化性。为此，如下所述进行上述退火，将700～800℃温度范围的平均升温速度设定为低于3℃/秒，加热至800～900℃的退火温度，进行均热后，从上述退火温度(均热温度)开始至500℃以下的冷却停止温度Tc为止，以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。作为满足上述条件的退火方法，优选使用连续退火。

＜平均升温速度>

本发明中，在热轧板的阶段中使TiC、NbC在钢中析出，因此，冷轧后的钢板的再结晶温度达到较高的温度。因此，对冷轧板进行加热时，从促进再结晶而使对高r值化有效的{111}再结晶织构发达的观点出发，需要在700～800℃温度范围内以平均升温速度低于3℃/秒的低速进行加热。平均升温速度为3℃/秒以上时，{111}再结晶织构的发达不充分，可能难以进行高r值化。另外，从提高生产率的观点出发，优选将平均升温速度设定为0.5℃/秒以上。

＜退火温度>

为了使本发明的钢板的退火后的钢板组织形成包含期望面积率的铁素体相和马氏体相的复合组织，需要将退火温度(均热温度)设定为铁素体相与奥氏体相的双相区温度。因此，本发明中，将退火温度设定为800～900℃的温度范围。退火温度低于800℃时，退火后的冷却后得不到期望的马氏体量，并且在退火中再结晶无法充分完成，因此，铁素体相的{111}再结晶织构不发达，可能无法确保1.20以上的平均r值。另一方面，退火温度超过900℃时，铁素体中的固溶C量减少，可能无法确保40MPa以上的BH量。另外，退火温度超过900℃时，根据之后的冷却条件，第二相(马氏体相、贝氏体相、珠光体相)增加至必要以上，得不到期望面积率的铁素体相，可能无法得到良好的r值。另外，还存在导致生产率降低、能源成本增加等问题。因此，将退火温度设定为800～900℃的范围，优选为820～880℃的范围。

另外，从使C等元素向奥氏体中的富集充分进行的观点以及充分促进铁素体相的{111}再结晶织构的发达的观点出发，优选将退火中的均热保持时间设定为15秒以上。另一方面，均热保持时间超过300秒时，不仅晶粒发生粗大化而得不到高BH量，而且可能会使强度降低或钢板表面性状变差等给钢板的各特性带来不利影响。因此，优选将退火中的均热保持时间设定为15～300秒的范围。更优选为15～200秒的范围。

＜冷却速度>

然后，需要将上述退火中再结晶完成后的钢板从退火温度(均热温度)开始以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下的冷却停止温度Tc。平均冷却速度低于5℃/秒时，难以确保马氏体相相对于钢板组织整体以面积率计为3%以上，可能得不到期望的强度(拉伸强度440MPa以上)。另外，冷却停止温度超过500℃时，仍然可能无法确保以面积率计为3%以上的马氏体相。另外，平均冷却速度优选为8℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上，另外，冷却停止温度Tc优选为400～450℃的范围。另外，平均冷却速度超过100℃/秒时，需要水冷等特殊设备，可能会导致制造成本增加或者导致钢板形状变差，因此，将平均冷却速度的上限设定为约100℃/秒。

另外，本发明中，对于冷却停止温度Tc以后的冷却条件没有特别限定，从使马氏体相的回火适当进行而恢复延展性和韧性的观点出发，优选在从冷却停止温度Tc开始至200℃为止的温度范围内以0.2～10℃/秒的平均冷却速度进行冷却。即，上述温度范围的平均冷却速度低于0.2℃/秒时，马氏体相的回火过度进行，可能得不到期望的强度。另一方面是因为，上述温度范围的平均冷却速度超过10℃/秒时，马氏体相的回火不充分进行，不能太期待延展性和韧性的恢复效果。更优选的平均冷却速度为0.5～6℃/秒的范围。

然后，可以以形状矫正或表面粗糙度调节等为目的对以上述方式制造的本发明的冷轧钢板实施表面光轧、整平加工等。另外，在进行表面光轧的情况下，优选将伸长率设定为约0.3%～约1.5%。

实施例1

通过经过转炉、真空脱气处理等的公知的熔炼工艺对具有表1所示成分组成的A～V的钢进行熔炼，通过连铸制成厚度为260mm的钢坯。将这些钢坯加热至1220℃后，进行热轧，制成板厚为3.8mm的热轧板。另外，将上述热轧的精轧中的最终道次和最终道次的前一道次的轧制温度和轧制率、从精轧结束后的冷却开始至720℃为止的平均冷却速度和卷取温度示于表2，将从精轧结束后至开始冷却为止的时间设定为3秒以内。

接着，对上述热轧板进行酸洗，在表2所示的条件下进行冷轧而制成板厚1.2mm的冷轧板后，在表2所示的条件下进行连续退火，然后，实施伸长率0.5%的表面光轧，制成冷轧钢板(制品)。

从以上述方式得到的各冷轧钢板上裁取样品材料，通过下述方法进行组织观察、拉伸试验，进行钢板组织的鉴定并测定铁素体相和马氏体相的面积率、拉伸强度、伸长率、平均r值和烧结硬化量(BH量)。

＜组织观察>

从上述样品材料上裁取组织观察用试验片，对试验片的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)进行机械研磨，用硝酸乙醇溶液腐蚀后，利用扫描电子显微镜(SEM)以2000倍的倍率拍摄得到组织照片(SEM照片)，根据所得组织照片进行钢板组织的鉴定并测定铁素体相和马氏体相的面积率。另外，利用上述组织照片鉴定钢板组织时，铁素体为稍黑色反差的区域，珠光体为碳化物生成为层状的区域，贝氏体为碳化物生成为点列状的区域，马氏体和残余奥氏体(残余γ)为带有白色反差的粒子。此外，对上述试验片实施250℃×4小时的回火处理后，以同样的方式得到组织照片，将碳化物生成为层状的区域作为热处理前为珠光体的区域，将碳化物生成为点列状的区域作为热处理前为贝氏体或马氏体的区域，再次求出其面积率，将仍然残留白色反差的微粒作为残余γ进行测定，由其与回火处理前的带有白色反差的粒子(马氏体和残余奥氏体)的面积率之差求出马氏体相的面积率。另外，对于各相的面积率而言，在透明的OHP片上按各相分层，并使其着色，得到图像后进行二值化，利用图像分析软件(微软公司制造，Digital Image-ProPlus ver.4.0)求出面积率。

＜拉伸试验、烧结硬化量(BH量)的测定>

从上述样品材料上裁取以相对于轧制方向为90°的方向(C方向)为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，依据JIS Z2241的规定进行拉伸试验，测定拉伸强度TS、总伸长率El。

另外，对于烧结硬化量(BH量)而言，赋予2%的拉伸预应变后，实施与170℃×20分钟的涂装烧结条件相当的热处理，然后，再次进行拉伸试验，从热处理后的上屈服点减去预应变赋予时的公称应力，求出差值，将其作为BH量。

＜平均r值的测定>

从上述样品材料上裁取以相对于轧制方向为0°的方向(L方向)、相对于轧制方向为45°的方向(D方向)、相对于轧制方向为90°的方向(C方向)作为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片，测定对这些试验片赋予10%的单向拉伸应变时的各试验片的宽度方向真应变和厚度方向真应变，由这些测定值依据JIS Z2254的规定计算出平均r值(平均塑性应变比)。

将上述测定的结果示于表3中。

No.3～13和16～22的钢板是钢成分组成和制造条件符合本发明的发明例，形成具有拉伸强度TS为440MPa以上、平均r值为1.20以上、BH量为40MPa以上的特性、同时满足强度、深冲性和烧结硬化性的冷轧钢板。其中，固溶C量(C*)为0.020质量%以下的No.8、12、13和22的钢板的BH量均为50MPa以上，此外，C*为0.015%以下的No.3～7和16～20的钢板的BH量达到60MPa以上，具有极高的烧结硬化量。

与此相对，比较例No.1的钢板的C、Si含量和C*偏离本发明范围，另外，比较例No.2的钢板的Mn含量偏离本发明范围，因此，得不到期望的马氏体量，拉伸强度低于440MPa。另外，比较例No.14、15的钢板的C*超出本发明范围，因此，对高r值化、高BH化有效的铁素体相的面积率低，平均r值小于1.20，BH量也低于40MPa。

实施例2

将具有表1所述的钢D、G和L的成分组成的钢坯加热至1220℃后，进行热轧而制成板厚3.8mm的热轧板。另外，热轧中的精轧条件、冷却条件、卷取温度示于表4中。另外，从精轧结束至冷却开始的时间设定为3秒以内。接着，对上述热轧板进行酸洗，在表4所示的条件下进行冷轧而制成板厚1.2mm的冷轧板，然后，同样在表4所示的条件下进行连续退火，实施伸长率0.5%的表面光轧而制成冷轧钢板(制品)。

从以上述方式得到的冷轧钢板上与实施例1同样地裁取试验片，进行组织观察、拉伸试验，测定铁素体、马氏体等的面积率、拉伸强度、伸长率、平均r值和烧结硬化量。

将上述测定的结果示于表5中。由该表可知，满足本发明的制造条件的No.23～29、31、32、35、36、38和39的发明例的钢板，形成拉伸强度TS为440MPa以上、平均r值为1.20以上且BH量为40MPa以上、同时满足强度和深冲性、烧结硬化性的钢板。其中，以利用热轧板的组织微细化实现高r值化、高BH化为目的而将精轧结束后的平均冷却速度设定为40℃/秒以上的No.25、26和29的钢板与将精轧结束后的平均冷却速度设定为低于40℃/秒的其他钢板相比，得到了更高的平均r值、BH量。

与此相对，对于比较例No.30的钢板而言，精轧中的最终道次轧制率和最终道次的前一道次的轧制率低于本发明范围，因此，得不到由热轧板的组织微细化带来的高r值化、高BH化的效果，平均r值小于1.20，并且BH量低于40MPa。

另外，比较例的No.33的钢板的退火温度低于本发明范围，因此，得不到期望的马氏体量，拉伸强度低于440MPa，并且再结晶未完成，因此，对高r值化有效的{111}再结晶织构的发达变得不充分，平均r值小于1.20。

另外，比较例No.34的钢板的退火温度超出本发明范围而在奥氏体单相区进行退火，因此，在之后的冷却过程中未生成对高r值化、高BH化有效的铁素体相，平均r值小于1.20，并且BH量低于40MPa。

另外，对于比较例No.37的钢板，从退火温度开始至冷却停止温度Tc为止的平均冷却速度低于本发明范围，因此，得不到期望的马氏体量，拉伸强度低于440MPa。此外，对于比较例No.40的钢板，退火加热时700～800℃内的平均升温速度超出本发明范围，因此，铁素体相的{111}再结晶织构的发达变得不充分，平均r值也小于1.20。

产业上的可利用性

本发明的高强度冷轧钢板的用途并不限定于汽车用构件，能够适合用于要求高强度以及深冲性和烧结硬化性的其他用途。因此，也适合作为家电部件和钢管等的材料。

Claims (12)

1.一种深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板，

具有如下成分组成：含有C：0.010～0.06质量%、Si：大于0.5质量%且在1.5质量%以下、Mn：1.0～3.0质量%、P：0.005～0.1质量%、S：0.01质量%以下、sol.Al：0.005～0.5质量%、N：0.01质量%以下、Nb：0.010～0.090质量%和Ti：0.015～0.15质量%，并且以满足下述(1)式和(2)式的方式含有C、Nb、Ti、N和S，余量为Fe和不可避免的杂质，

具有包含以面积率计70%以上的铁素体相和3%以上的马氏体相的组织，并且

拉伸强度为440MPa以上，平均r值为1.20以上，BH量为40MPa以上，

(Nb/93)/(C/12)＜0.20…(1)

0.005≤C*≤0.025…(2)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。

2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，还含有合计为0.5质量%以下的选自Mo、Cr和V中的一种或两种以上。

3.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，还含有选自Cu：0.3质量%以下、Ni：0.3质量%以下中的一种或两种。

4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，还含有选自Sn：0.2质量%以下和Sb：0.2质量%以下中的一种或两种。

5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述成分组成的基础上，还含有Ta：0.005～0.1质量%并且以代替上述(2)式满足下述(3)式的方式含有C、Nb、Ta、Ti、N和S，

0.005≤C*≤0.025…(3)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。

6.一种深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，对钢原材进行热轧、冷轧、退火来制造高强度冷轧钢板，其特征在于，在下述条件下进行所述退火：以使700～800℃的温度范围内的平均升温速度低于3℃/秒的方式加热至800～900℃的退火温度后，从所述退火温度开始至500℃以下的冷却停止温度Tc为止以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，

所述钢原材具有如下成分组成：含有C：0.010～0.06质量%、Si：大于0.5质量%且在1.5质量%以下、Mn：1.0～3.0质量%、P：0.005～0.1质量%、S：0.01质量%以下、sol.Al：0.005～0.5质量%、N：0.01质量%以下、Nb：0.010～0.090质量%、Ti：0.015～0.15质量%且以满足下述(1)式和(2)式的方式含有C、Nb、Ti、N和S，余量为Fe和不可避免的杂质，

(Nb/93)/(C/12)＜0.20…(1)

0.005≤C*≤0.025…(2)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。

7.如权利要求6所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述成分组成的基础上，还含有合计为0.5质量%以下的选自Mo、Cr和V中的一种或两种以上。

8.如权利要求6或7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述成分组成的基础上，还含有选自Cu：0.3质量%以下、Ni：0.3质量%以下中的一种或两种。

9.如权利要求6～8中任一项所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述成分组成的基础上，还含有选自Sn：0.2质量%以下和Sb：0.2质量%以下中的一种或两种。

10.如权利要求6～9中任一项所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述成分组成的基础上，还含有Ta：0.005～0.1质量%并且以满足下述(3)式代替上述(2)式的方式含有C、Nb、Ta、Ti、N和S，

0.005≤C*≤0.025…(3)

其中，C*=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素符号表示各元素的含量(质量%)。

11.如权利要求6～10中任一项所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将所述热轧的精轧中的最终道次的轧制率设定为10%以上，并且将所述最终道次的前一道次的轧制率设定为15%以上。

12.如权利要求6～11中任一项所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述热轧的精轧结束后3秒以内开始冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至720℃以下的温度范围，在500～700℃的温度下卷取后，以50%以上的轧制率进行冷轧。