CN100453675C - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种高强度冷轧钢板，其具有由平均粒径10μm以下的铁素体晶粒组成的组织，直径50nm以上的Nb(C，N)以单位面积上的平均个数(称为平均面积密度)为7.0×10-2个/μm2以下存在于上述铁素体晶粒内，并且沿上述铁素体晶粒的晶界，形成宽度为0.2-2.4μm且NbC的平均面积密度为在上述铁素体晶粒中央部析出的NbC的平均面积密度的60%以下的区域。例如，以质量%计，本发明的高强度钢板由C：0.004-0.02%、Si：1.5%以下、Mn：3%以下、P：0.15%以下、S：0.02%以下、sol.Al：0.1-1.5%、N：0.001-0.007%、Nb：0.03-0.2%、余量Fe和不可避免的杂质组成。本发明的高强度冷轧钢板具有340MPa以上的拉伸强度，且耐表面变形性和拉伸性优良，因此最适用于汽车面板部件。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于汽车、家电制品等的高强度冷轧钢板，特别是具有340MPa以上拉伸强度TS的冲压成形性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
过去，对于称为侧板或车门内侧板的具有复杂形状且成形困难的汽车面板部件，普遍使用深冲性和拉伸性优良且TS为270Mpa左右的无间隙(interstitial free)(IF)冷轧钢板(270E，F)。
近年来，由于对汽车车体轻量化和高强度化需要的进一步提高，对这些难成形部件也正在进一步采用TS为340MPa以上，特别是390MPa以上的高强度冷轧钢板。而且，对于过去已应用了高强度冷轧钢板的内侧部件等，也同样追求进一步的高强度化，并通过削减增强部件或薄壁化使车体轻量化。
但是，当追求这种难成形部件的高强度化和薄壁化时，屈服强度YS的增大、加工硬化指数n值的下降及薄壁化所造成的表面变形的发生频率极度增加。该表面变形是冲压成形面的起伏或褶皱样的缺陷，这成为冲压成形品的尺寸不良或外观不良的原因。从而，对于象汽车面板部件这样的难成形部件适用高强度冷轧钢板时，钢板必须是耐表面变形性和拉伸性优良的钢板，更具体地说，希望YS≤270MPa，N1-10≥0.20。在这里，N1-10是从在拉伸试验中得到的应力-变形曲线的变形量为1％和10％这两点求出的加工硬化指数。
作为降低屈服比YR(＝YS/TS)的方法，已知的方法是，使用极力减少C和N并添加Ti和Nb的钢，热轧后在680℃以上的温度进行卷取，降低含Ti、Nb的析出物的数量，在冷轧后退火时促进晶粒成长。而且，在特开平6-108155号和特许3291639号公报中公开了控制含Ti钢的C和S含量，使Ti(C，S)析出，并抑制微小的TiC析出，促进晶粒成长的方法。
然而，这些方法虽然对TS为270Mpa左右的软质冷轧钢板效，但由于在促进晶粒生长时，YS降低，同时TS也降低，因而对于TS为340MPa以上的高强度冷轧钢板不一定有效。即，由于必须与TS降低相应地通过添加Si，Mn，P合金元素来补足强度，因而制造成本增加、生成表面缺陷，存在不能得到270MPa以下的YS的问题。例如，在结晶粒径从10μm左右粗大化到20μm左右时，即使通过添加Si，Mn，P补足TS的低下，与具有相同TS的已有高强度冷轧钢板相比，不仅只能得到至多10Mpa左右的较低的YS，而且耐粗糙表面性和耐二次加工脆性恶化。
另一方面，在特开2001-131681号、2002-12943号、2002-12946号中公开了不追求晶粒粗大化地降低YS并得到较高n值的技术。按照该技术，通过使C量为大于已有的超低碳钢板的0.004-0.02％左右，积极地应用细粒强化和析出强化，与已有的超低碳IF钢板相比，YS降低约20MPa。
但是，按照这种技术制造TS为390MPa或440Mpa左右的高强度冷轧钢板时，YS超过270MPa且难于完全抑制表面变形的发生。
发明内容
本发明的目的在于提供YS≤270MPa且n1-10≥0.20，耐表面变形性和拉伸性优良，且TS为340MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法。
通过一种高强度冷轧钢板实现本发明的目的，该钢板由平均粒径10μm以下的铁素体晶粒组成，直径50nm以上的Nb(C，N)以单位面积上的平均个数(以下称为平均面积密度)为7.0×10-2个/μm2以下存在于上述铁素体晶粒内，并且沿上述铁素体晶粒的晶界，形成宽度为0.2-2.4μm且NbC的平均面积密度为在上述铁素体晶粒中央部析出的NbC的平均面积密度的60％以下的区域(以下称为PFZ)。
该高强度冷轧钢板，以质量％计，由C：0.004-0.02％、Si：1.5％以下、Mn：3％以下、P：0.15％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.1-1.5％、N：0.001-0.007％、Nb：0.03-0.2％、余量Fe和不可避免的杂质组成。
该高强度冷轧钢板能够由具有以下工序的制造方法来制造，即，对满足下式(3)和(4)的加热温度SRT下对具有上述组成的钢板坯进行加热后，进行热轧制成热轧钢板的工序、和对该热轧钢板进行酸洗、冷轧后，在再结晶温度以上的由铁素体单相构成的温度区域进行退火的工序；
SRT≤1350℃…(3)
1050℃≤SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃…(4)
其中，[sol.Al]表示sol.Al的含量(质量％)。
附图说明
图1是表示YS、n值、r值和sol.Al量的关系的图。
图2是表示板坯加热温度、sol.Al量和YS的关系的图。
具体实施方式
1.含Nb的析出物的控制
本发明人等在对降低高强度冷轧钢板的YS的方法进行研究时发现，如果形成由平均粒径10μm以下的铁素体晶粒组成的组织，使直径50nm以上的Nb(C，N)以平均面积密度为7.0×10-2个/μm2以下存在于铁素体晶粒上，并且沿铁素体晶粒的晶界，形成宽度为0.2-2.4μm且NbC的平均面积密度为在铁素体晶粒中央部析出的NbC的平均面积密度的60％以下、优选20％以下的区域，即PFZ，则能得到YS为270MPa以下、N1-10为0.20以上、TS为340MPa的高强度冷轧钢板。
其中，上述直径50nm以上的Nb(C，N)是在热轧阶段以直径50nm左右的大小析出，在冷轧后退火时也不会长大，并在铁素体晶粒内均匀地析出的析出物。
而且，在铁素体晶粒中央部析出的NbC是在退火时析出的直径10nm左右的微细析出物，在PFZ析出的NbC是在热轧时均匀析出的直径2nm左右的极微细析出物在退火时进行奥斯特瓦尔德熟成，成长为直径50nm左右的析出物。
另外，关于NbC和Nb(C，N)的平均面积密度测定，使用加速电压300kV的透射电子显微镜，用5610倍的倍率进行观察，如下进行测定。
就铁素体晶粒内大致均匀析出的直径50nm以上的Nb(C，N)而言，选择在铁素体晶粒内的任意50个位置，在各个位置测定在直径2μm正圆内的Nb(C，N)的个数，求出单位面积上的个数(面积密度)，算出平均数。
就铁素体晶粒中央部析出的NbC而言，可以用和上述方法同样的方法求出。
就PFZ内析出的NbC而言，选择进行奥斯特瓦尔德熟成的任意50个，对于各个NbC，设定与NbC和与其临近的晶界内接的内接圆，测定在该正圆内的NbC个数，求出面积密度，算出平均数。
而且，通过对上述50个正圆的直径取平均值，求出PFZ的宽度。
在本发明的高强度冷轧钢板中，形成有直径10nm左右的微细NbC以高密度析出的硬质的铁素体晶粒中央部区域、和沿着直径50nm左右的粗大NbC以低密度析出的软质的铁素体晶界的PFZ，由于该软质的PFZ在变形初期以低应力开始变形，因而认为能得到低YS和高n值。而且，由于铁素体晶粒中央部区域是硬质的，能保持高TS。
而且，如上所述，由于热轧时均匀析出的直径2nm左右的极微细NbC，在冷轧后在连续退火生产线(CAL)和连续镀锌生产线(CGL)进行退火时，在再结晶铁素体晶粒的晶界上进行奥斯特瓦尔德熟成，粗大化成直径50nm左右，因此认为能促进晶界移动，形成PFZ。
为了不使结晶颗粒显著粗大化，优选尽量使再结晶后的铁素体晶粒微细化。而且，由此能更有效地形成PFZ。
2.组成
本发明的高强度冷轧钢板，以质量％计，例如是由C：0.004-0.02％、Si：1.5％以下、Mn：3％以下、P：0.15％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.1-1.5％、N：0.001-0.007％、Nb：0.03-0.2％、余量Fe和不可避免的杂质组成的冷轧钢板。特别地，由于C、Nb、sol.Al在控制NbC和Nb(C，N)方面起重要作用，因此按照C、Nb、sol.Al的顺序说明限定理由。
C：由于C和Nb结合，因此对于NbC和Nb(C，N)的控制表现出重要作用。为了如上述那样控制NbC和Nb(C，N)，C量必须为0.004-0.02％，更优选为0.004-0.01％。
Nb：为了如上述那样控制NbC和Nb(C，N)，Nb量必须为0.03％以上。而且，由于当Nb量超过0.2％时，轧制负荷增大，生产性降低，成本也增加，因此Nb量必须在0.2％以下。
另外，为了升高r值，优选([Nb]/[C])×(12/93)≥1，更优选([Nb]/[C])×(12/93)为1.5-3.0。
sol.Al量：即使如上述那样C量为0.004-0.02％、Nb量为0.03-0.2％，也不一定得到YS≤270MPa。其原因认为是热轧时所形成的粗大Nb(C，N)所致。即，如上所述，在热轧时形成了直径50nm左右的粗大Nb(C，N)，由于尺寸变大，而且在铁素体晶粒中的固溶度也比NbC小，因此认为在其后的退火时难以进行奥斯特瓦尔德熟成，从而阻碍PFZ形成、妨碍YS降低。
因此，本发明人等在研究抑制直径50nm以上的粗大Nb(C，N)生成、促进有助于形成PFZ的NbC的生成的方法时发现，添加0.1％以上的sol.Al量是有效的。
过去，虽然认为钢中的N与Al结合以AlN的形式存在，但在C量为0.004％以上、Nb量为0.03％以上的钢中，显著促进Nb(C，N)的析出反应，且在AlN析出以前的终轧时进行Nb(C，N)析出。因此，如果含有0.1％以上的Al，在Nb(C，N)析出前使AlN析出，则能够促进析出有助于形成PFZ的NbC。
图1中示出了YS、r值、n值和sol.Al量的关系。
图1的结果表示，通过熔炼含有C：0.0060％、Si：0-0.45％、Mn：1.5-2％、P：0.02％、S：0.002％、N：0.003％、B：0.0005％、Nb：0.11％、sol.Al：0.01-1.7％的钢形成板坯后，在1150℃和1250℃加热该板坯，然后在γ区域热轧成3mm厚，在560℃进行卷取，再冷轧成0.8mm板厚，在820℃进行80sec的退火来制造冷轧钢板，从而测定并求出YS、r值、n值。另外，预先求出的相对每1％的Si、Mn、sol.Al的TS上升量分别为86MPa、33MPa、32.5MPa，通过调整Si、Mn、Al量，设法使TS大致达到440Mpa而为一定。具体地说，[Si]+[Mn]/2.6+[sol.Al]/2.6为1.25％。在这里，[M]表示元素M的含量(质量％)。
而且，作为比较，熔炼含有C：0.0020％、Si：0.75％、Mn：2％、P：O.02％、S：0.002％、N：0.003％、B：0.0005％、Nb：0.015％、Ti：0.03％的钢，并在同样条件下制造的现有的超低碳冷轧钢板的YS、r值、n值也一起示出。
在C量为0.004％以上、Nb为0.03％以上的冷轧钢板中，与现有的超低碳冷轧钢板相比，能明显得到低YS、高n值和r值。特别地，当sol.Al量为0.1-1.5％时，YS为270MPa以下，n1-10为0.20以上。而且，当sol.Al量为0.2-0.6％时，无论板坯的加热温度为1250℃还是1150℃，YS都进一步降低到260MPa以下。另外，和sol.Al量为0.1％以下时相同，铁素体晶粒十分微细。
另外，当sol.Al量低于0.1％时，认为阻碍PFZ形成的直径50nm以上的粗大Nb(C，N)增多，对此，在sol.Al量为0.1-1.5％的范围内，该粗大Nb(C，N)的平均面积密度大幅度减少0-7.0×10-2个/μm2，明显能促进PFZ的形成。
虽然当sol.Al量为0.1％以上时r值大幅度提高的原因还不一定清楚，但认为是因为Al本身造成冷轧时变形带的生成，或是对微量残存的固溶C等带来影响。
Si：Si是通过固溶强化使强度上升的元素，可以根据需要而添加。然而，由于当其量超过1.5％时，延展性和耐二次加工脆性恶化，导致YS上升，因此Si量应为1.5％以下。另外，由于添加Si导致冷轧钢板的化成处理性恶化和热镀锌钢板的外观不良，因此希望Si量为0.5％以下。另外，为了提高强度，Si量优选为0.003％以上。
Mn：Mn和Si同样是通过固溶强化使强度上升的元素，而且，由于还是防止红热脆性的元素，因此可以根据需要添加。然而，由于当其量超过3％时，导致延展性降低，YS上升，因此Mn量应为3％以下。另外，在镀锌钢板中，为了得到良好的镀层外观，希望Mn量为2％以下。另外，为了提高强度，Mn量优选为0.1％以上。
P：P是对钢强化有效的元素。然而，由于当其过量添加时，耐二次加工脆性和延展性恶化，导致YS上升，因此P量应为0.15％以下。而且，在镀锌钢板中，由于使合金化处理性显著恶化，导致镀层密合不良，因此希望P量为0.1％以下。另外，为了提高强度，P量优选为0.01％以上。
S：S以硫化物形式存在于钢中。由于当其含量过多时导致延展性恶化，因此S量应为0.02％以下。从除锈皮性的观点出发，希望S量为0.004％以上，而且，从延展性的观点出发，希望S量为0.01％以下。
N：由于必须由上述0.1-1.5％的sol.Al使N完全以AlN形式析出，因此N量应为0.007％以下。而且，虽然N量越少越好，但由于根据现有炼钢技术，不满0.001％是不可能的，因此N量应为0.001％以上。
另外，余量是Fe和不可避免的杂质。
除以上元素以外，根据下面的理由，优选含有选自B：0.0001-0.003％、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.3％以下、Cr：0.5％以下、Ti：0.04％以下、Sb：0.2％以下、Sn：0.2％以下中的至少一种元素。
B：为了提高耐二次加工脆性，B量为0.0001％以上是有效的。然而，由于当其含量超过0.003％时其效果变小且导致轧制负荷增大，因此B量应为0.0001-0-003％。
Cu、Ni、Mo、Cr：为了提高强度、改善耐二次加工脆性和提高r值，可以添加Cu量为0.5％以下、Ni量为0.5％以下、Mo量为0.3％以下、Cr量为0.5％以下的范围。然而，Cu、Cr、Ni不仅是高价元素，而且当超过0.5％时表面质量恶化。Mo虽然不使耐二次加工脆性恶化而使强度上升，但超过0.3％时使YS增加。另外，当添加Cu、Cr、Ni时，优选任意一种的量都为0.03％以上。而且，当添加Mo时，Mo量优选为0.05％以上。当添加Cu时，优选使Ni和Cu等量含有。
Ti：为了提高r值，可添加Ti量为0.04％以下的范围。然而，当Ti量超过0.04％时，粗大的含Ti析出物增加，不仅导致强度降低，而且含Ti析出物可置换一部分AlN，从而阻碍YS降低。另外，当添加Ti时，Ti量优选为0.005％以上。
Sb、Sn：为了提高镀锌钢板的镀层外观、镀层密合性、耐疲劳特性、深冲部的韧性等，在Sb量为0.2％以下、Sn量为0.2％以下的范围且满足0.002≤[Sb]+1/2×[Sn]≤0.2的条件下进行添加是有效的。其中，[Sb]和[Sn]分别表示Sb和Sn和含量(质量％)。由于通过添加Sb和Sn，在加热钢板时、在热轧后进行卷取时、在通过CAL和CGL进行退火时以及在附加的中间退火时能防止表层氮化和氧化，因此在抑制镀层不均匀的同时，能改善镀层密合性。而且，由于能防止镀浴中的锌氧化物的附着，还能改善镀层外观。然而，当其量超过0.2％时，Sb、Sn本身使镀层密合性恶化，使韧性也降低。
3.制造方法
本发明的高强度冷轧钢板可以通过具有以下工序的制造方法来制造：在满足下述式(3)和(4)的加热温度SRT下对处于本发明范围的成分组成的钢板坯进行加热后，进行热轧而制成热轧钢板的工序；对热轧钢板进行酸洗、冷轧后，在再结晶温度以上的由铁素体单相构成的温度区域进行退火的工序，
SRT≤1350℃…(3)
1050℃≤SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃…(4)
其中，[sol.Al]表示sol.Al的含量(质量％)。
如图1所示，当sol.Al量为0.1-0.6％时，使热轧之前的板坯的加热温度SRT为1150℃时，比为1250℃时能得到更低的YS。
因此，使用用于得到图1的结果的上述钢，改变SRT，制作冷轧钢板，研究SRT、sol.Al量和YS的关系。
如图2所示，当sol.Al为0.1-0.6％且SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃时，可知可以得到260MPa以下的较低的YS。这是因为，通过控制SRT而抑制AlN的熔化，可以在热轧时完全抑制Nb(C，N)的析出。而且，此时能得到粒径为10μm以下的微细铁素体晶粒。
由于SRT不满1050℃时，轧制负荷变高而生产效率降低，超过1350℃时，表面氧化显著，表面质量恶化，因此SRT≤1350℃且1050℃≤SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃是必要的。
为了得到优良的表面质量，优选不仅充分除去板坯加热时生成的一次锈皮，而且也要充分除去热轧时生成的二次锈皮。另外，在热轧时能通过棒加热器进行加热。
热轧后的卷取温度给PFZ形成和r值带来影响。为了更有效地形成PFZ，必须使微细的NbC析出，为了得到高r值，必须充分降低固溶C。为此，卷取温度优选为480-700℃，更优选为500-600℃。
虽然冷轧时的冷轧率优选高些，但由于当超过85％时轧制负荷升高，生产性降低，因此优选为85％以下。
退火温度越高越促进晶界附近的NbC粗大化，可以得到较低的YS和较高的n值，因而优选为820℃以上。退火温度未达到再结晶温度时，由于不能得到足够低的YS和高的n值，退火温度必须至少在再结晶温度以上。但是，当超过Ac1相变点时，由于奥氏体生成并通过随后的向铁素体的相变而显著细粒化，从而使YR升高，因此退火温度必须在Ac1相变点以下的铁素体单相的温度区域。
由于退火时间越长晶界移动越显著，越促进PFZ生成，因此希望有40秒以上的均匀加热时间。
对退火后的冷轧钢板，也可以通过电镀或热镀得到镀锌类钢板。镀后也能得到同样的成形性。作为镀锌类，例如有镀纯锌、合金化镀锌(镀锌后进行合金化加热处理的镀锌)、镀锌-镍合金等。而且，镀层后实施有机被膜处理也能得到同样的成形性。
实施例1
熔炼含有表1所示成分的钢A-V后，将其连续铸造成230mm厚的板坯。将该板坯加热至1090-1325℃后，在表2所示热轧条件下进行热轧，形成板厚为3.2mm的热轧板。对该热轧板进行冷轧形成板厚0.8mm的冷轧板，接着在表2所示退火条件下连续地通过连续退火生产线(CAL)、热镀锌生产线(CGL)、装箱退火(BAF)进行退火，再进行延伸率为0.5％的表面光轧，制作试样1-27。
在CGL中，退火后在460℃进行热镀锌处理，然后在串联合金化处理炉中加热至500℃，进行镀层的合金化处理。此时，镀层的单位面积重量为每单面45g/m2。
从制作的试样上，在轧制方向、相对于轧制方向成45°的方向、相对于轧制方向成90°的方向采取JIS5号试验片，进行拉伸试验，由下式求出YS、N1-10、r值、TS各特性的平均值。
特性V的平均值＝([V0]+2[V45]+[V90])/4
其中，[V0]表示钢板轧制方向的特性V的值，[V45]表示相对轧制方向成45°的方向的特性V的值，[V90]表示相对于轧制方向成90°的方向的特性V的值。
而且，在和轧制方向平行的板厚截面中，利用JIS切断法，测定轧制方向、板厚方向、和轧制方向成45°的方向的粒径，由它们的平均值求出铁素体晶粒的结晶粒径。利用上述方法求出NbC和Nb(C，N)的大小和平均面积密度。
结果示于表2中。
在作为本发明例的试样1-19中，都能得到270MPa以下的YS和0.20以上的N1-10。而且，r值为1.8以上而较高。特别是，sol.Al在0.1-0.6％范围内时，在板坯加热温度适当的试样2-6、9-11、15-17、19中，能得到260MPa以下的YS。另外，在本发明例中，阻碍PFZ形成的直径50nm以上的粗大Nb(C，N)的平均面积密度都是7.0×10-2个/μm2以下，在晶界部分上都形成具有0.2-2.4μm宽度的PFZ。
另一方面，在比较例的试样20-27中，由于直径50nm以上的粗大Nb(C，N)的平均面积密度和PFZ中任一个得不到满足，因而YS高、n值低。即，在sol.Al量少的试样20中，YS超过270MPa，n值不足0.20，r值不足1.8。在过量添加sol.Al的试样21中，YS超过270MPa，n值不足0.20。而且，在C、Si、Mn、P含量在本发明范围外的试样23、24、25、26中，YS大大超过270MPa。在Nb含量在本发明范围外的试样27中，YS大大超过270MPa，n值低得不足0.20，r值也大幅度降低。
在相当于现有的超低碳高强度钢板的试样22中，YS大大超过270Mpa，n值不足0.20。
另外，作为本发明例的试样1-19的铁素体粒径都不足10μm，与作为现有例的试样22的铁素体粒径11.4μm相比是微细的。因此，作为本发明例的试样1-19的耐表面粗糙性和耐二次加工脆性也是优良的。
Figure C20048001143500181

Claims (12)

1.一种高强度冷轧钢板，其包含大于0.1质量％且1.5质量％以下的sol.Al，并由平均粒径10μm以下的铁素体晶粒组成，直径50nm以上的Nb(C，N)以单位面积上的平均个数，即平均面积密度为7.0×10-2个/μm2以下存在于所述铁素体晶粒内，并且沿所述铁素体晶粒的晶界，形成宽度为0.2-2.4μm且NbC的平均面积密度为在所述铁素体晶粒中央部析出的NbC的平均面积密度的60％以下的区域。
2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，以质量％计，由C：0.004-0.02％、Si：1.5％以下、Mn：3％以下、P：0.15％以下、S：0.02％以下、N：0.001-0.007％、Nb：0.03-0.2％、余量Fe和不可避免的杂质组成。
3.如权利要求2所述的高强度冷轧钢板，其中sol.Al：0.2-0.6％。
4.如权利要求2所述的高强度冷轧钢板，满足下式(1)：
([Nb]/[C])×(12/93)≥1…(1)
其中，[Nb]和[C]分别表示Nb和C的质量百分比含量。
5.如权利要求3所述的高强度冷轧钢板，满足下式(1)：
([Nb]/[C])×(12/93)≥1…(1)
其中，[Nb]和[C]分别表示Nb和C的质量百分比含量。
6.如权利要求2所述的高强度冷轧钢板，还含有B：0.0001-0.003％。
7.如权利要求5所述的高强度冷轧钢板，还含有B：0.0001-0.003％。
8.如权利要求2所述的高强度冷轧钢板，还含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.3％以下、Cr：0.5％以下、Ti：0.04％以下中的至少一种元素。
9.如权利要求7所述的高强度冷轧钢板，还含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.3％以下、Cr：0.5％以下、Ti：0.04％以下中的至少一种元素。
10.如权利要求2所述的高强度冷轧钢板，还含有Sb：0.2％以下、Sn：0.2％以下中的至少一种元素，并且满足下式(2)：
0.002≤[Sb]+1/2×[Sn]≤0.2…(2)
其中，[Sb]和[Sn]分别表示Sb和Sn和质量百分比含量。
11.如权利要求9所述的高强度冷轧钢板，还含有Sb：0.2％以下、Sn：0.2％以下中的至少一种元素，并且满足下式(2)：
0.002≤[Sb]+1/2×[Sn]≤0.2…(2)
其中，[Sb]和[Sn]分别表示Sb和Sn和质量百分比含量。
12.一种高强度冷轧钢板的制造方法，具有如下所述工序：
在满足下式(3)和(4)的加热温度SRT下对具有权利要求2-11所述的任一组成的钢板坯进行加热后，进行热轧制成热轧钢板的工序；和
对所述热轧钢板进行酸洗、冷轧后，在再结晶温度以上的由铁素体单相构成的温度区域进行退火的工序；
SRT≤1350℃…(3)
1050℃≤SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃…(4)
其中，[sol.Al]表示sol.Al的质量百分比含量。
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