CN103476960B - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种冷轧钢板，其以质量%计含有C：0.02%以上且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、Al：0.001%以上且2.0%以下，Si量和Al量的合计为1.0～4.5质量%，｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且6.5以下，｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上且5.0以下，显微组织按面积率计含有5%以上且80%以下的铁素体、5%以上且80%以下的贝氏体、2%以上且30%以下的残留奥氏体，在所述显微组织中，将马氏体限制为20%以下，将珠光体限制为10%以下，将回火马氏体限制为60%以下。

Description

冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及延展性及扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。特别是，本发明涉及利用TRIP(TransformationInducedPlasticity：相变致塑性)现象的钢板。

本申请基于2011年3月28日提出的日本专利申请第2011-70725号公报主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

为了使汽车的车体、部件等的轻质化和安全性得以兼顾，一直在进行作为原材料的钢板的高强度化。一般来说，如果提高钢板的强度，则延展性下降，成形性受损。所以为了使用高强度钢板作为汽车用的部件，强度和延展性的平衡是必要的。对于这样的要求，迄今为止提出了利用了残留奥氏体的相变致塑性的所谓TRIP钢板(例如参照专利文献1及2)。

但是，TRIP钢尽管强度、延展性优良，但一般具有扩孔性等局部变形能力低的特点。为了今后进一步进行汽车车体的轻质化，必须将高强度钢板的使用强度水平提高到以往以上。所以，例如为了在汽车的行走部件中使用高强度钢板，必须改善扩孔性等局部变形能力。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭61-217529号公报

专利文献2：日本特开平5-59429号公报

发明内容

发明要解决的问题

因此，本发明的课题是提供TRIP钢中进一步改善了延展性和扩孔性的高强度冷轧钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明者们发现：TRIP钢中的规定的晶体取向(结晶方位)的极密度被控制了的冷轧钢板具有优良的强度、延展性、扩孔性及它们的平衡。此外，本发明者们通过使TRIP钢的化学成分及制造条件最佳化，控制钢板的显微组织，从而成功地制造了强度、延展性、扩孔性优良的钢板。其要点如下。

(1)本发明的一个方案的冷轧钢板是：钢板的化学组成以质量％计含有C：0.02％以上且0.4％以下、Si：0.001％以上且2.5％以下、Mn：0.001％以上且4.0％以下、Al：0.001％以上且2.0％以下，将P限制为0.15％以下，将S限制为0.03％以下，将N限制为0.01％以下，将O限制为0.01％以下，剩余部分包含铁及不可避免的杂质；在所述钢板的化学组成中，Si量和Al量的合计为1.0质量％以上且4.5质量％以下；在5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部，用{100}＜011＞、{116}＜110＞、{114}＜110＞、{112}＜110＞、{223}＜110＞的各晶体取向的极密度的算术平均值表示的极密度即{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且6.5以下，{332}＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上且5.0以下；在所述钢板的显微组织中存在多个晶粒，该显微组织以面积率计含有5％以上且80％以下的铁素体、5％以上且80％以下的贝氏体、2％以上且30％以下的残留奥氏体，在所述显微组织中以面积率计马氏体被限制为20％以下，珠光体被限制为10％以下，回火马氏体被限制为60％以下；与轧制方向成直角的方向的兰克福特值rC为0.70以上且1.10以下，与所述轧制方向成30°角的方向的兰克福特值r30为0.70以上且1.10以下。

(2)根据上述(1)所述的冷轧钢板，其中，所述钢板的化学组成以质量％计可以进一步含有选自以下元素中的1种以上：Ti：0.001％以上且0.2％以下、Nb：0.005％以上且0.2％以下、B：0.0001％以上且0.005％以下、Mg：0.0001％以上且0.01％以下、REM：0.0001％以上且0.1％以下、Ca：0.0001％以上且0.01％以下、Mo：0.001％以上且1.0％以下、Cr：0.001％以上且2.0％以下、V：0.001％以上且1.0％以下、W：0.001％以上且1.0％以下、Ni：0.001％以上且2.0％以下、Cu：0.001％以上且2.0％以下、Co：0.0001％以上且1.0％以下、Sn：0.0001％以上且0.2％以下、Zr：0.0001％以上且0.2％以下、As：0.0001％以上且0.5％以下。

(3)根据上述(1)或(2)所述的冷轧钢板，其中，所述晶粒的体积平均直径可以为2μm以上且15μm以下。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的冷轧钢板，其中，所述{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度可以为1.0以上且5.0以下，所述{332}＜113＞的晶体取向的极密度可以为1.0以上且4.0以下。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的冷轧钢板，其中，所述多个晶粒中的超过35μm的晶粒的面积比例可以被限制为10％以下。

(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的冷轧钢板，其中，所述多个晶粒中的轧制方向的晶粒长度除以板厚方向的晶粒长度而得到的值为3.0以下的晶粒的比例可以为50％以上且100％以下。

(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的冷轧钢板，其中，所述贝氏体的维氏硬度可以为180HV以上，所述残留奥氏体的平均C浓度可以为0.9％以上。

(8)根据上述(1)～(7)中任一项所述的冷轧钢板，其中，所述轧制方向的兰克福特值rL可以为0.70以上且1.10以下，与所述轧制方向成60°角的方向的兰克福特值r60可以为0.70以上且1.10以下。

(9)根据上述(1)～(8)中任一项所述的冷轧钢板，其中，在所述钢板的表面可以具备热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

(10)本发明的一个方案的冷轧钢板的制造方法是：对具有下述化学组成的钢在1000℃以上且1200℃以下的温度范围内进行包含至少1次压下率为40％以上的道次的第1热轧，使所述钢的平均奥氏体粒径为200μm以下，所述化学组成中以质量％计含有C：0.02％以上且0.4％以下、Si：0.001％以上且2.5％以下、Mn：0.001％以上且4.0％以下、Al：0.001％以上且2.0％以下，将P限制为0.15％以下，将S限制为0.03％以下，将N限制为0.01％以下，将O限制为0.01％以下，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，Si量和Al量的合计为1.0质量％以上且4.5质量％以下；对所述钢进行第2热轧，在所述第2热轧中在将由下述式1算出的温度设定为T1℃的情况下，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内包含压下率为30％以上的大压下道次，T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的累积压下率为50％以上，由下述式4算出的Ar₃℃以上且低于T1+30℃的温度范围内的累积压下率被限制为30％以下，轧制结束温度为由下述式4算出的Ar₃℃以上；以从所述大压下道次中的最终道次的结束到冷却开始的等待时间t秒满足下述式2的方式，对所述钢进行一次冷却；在650℃以下的温度范围卷取所述钢；对所述钢进行酸洗；以30％以上且90％以下的轧制率对所述钢进行冷轧；进行在室温～650℃的温度范围内的平均加热速度HR1为0.3℃/秒以上、在超过650℃且由下述式5算出的Ac₁℃以下的温度范围内的平均加热速度HR2以℃/秒为单位计为0.5×HR1以下的两段的加热；将所述钢在Ac₁℃以上且900℃以下的温度范围内保持1秒以上且300秒以下；以1℃/s以上且20℃/s以下的平均冷却速度将所述钢冷却到580℃以上且780℃以下的温度范围；以5℃/s以上且200℃/s以下的平均冷却速度将所述钢冷却到350℃以上且500℃以下的温度范围内的温度T_OA；将所述钢在350℃以上且500℃以下的温度范围内保持由下述式6算出的时间t_OA秒以上且1000秒以下，得到钢板，或者，将所述钢进一步冷却到350℃以下，然后将所述钢再加热到350℃以上且500℃以下的温度范围，然后在350℃以上且500℃以下的温度范围内将所述钢保持由下述式6计算的时间t_OA秒以上且1000秒以下，得到钢板。

T1＝850+10×([C]+[N])×[Mn](式1)

这里，[C]、[N]及[Mn]分别为所述钢中的C、N及Mn量的质量百分率。

t≤2.5×t1(式2)

这里，t1用下述式3表示。

t1＝0.001×((Tf－T1)×P1/100)²－0.109×((Tf－T1)×P1/100)+3.1(式3)

这里，Tf为所述最终道次结束时的所述钢的摄氏温度，P1为所述最终道次中的压下率的百分率。

Ar₃＝879.4－516.1×[C]－65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P](式4)

Ac₁＝723－10.7×[Mn]－16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W](式5)

$t_{OA}={10}^{0.0002{(T_{OA}-425)}^2+1.18}$ (式6)

(11)根据上述(10)所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述钢可以在所述化学组成中以质量％计进一步含有选自以下元素中的1种以上：Ti：0.001％以上且0.2％以下、Nb：0.005％以上且0.2％以下、B：0.0001％以上且0.005％以下、Mg：0.0001％以上且0.01％以下、REM：0.0001％以上且0.1％以下、Ca：0.0001％以上且0.01％以下、Mo：0.001％以上且1.0％以下、Cr：0.001％以上且2.0％以下、V：0.001％以上且1.0％以下、W：0.001％以上且1.0％以下、Ni：0.001％以上且2.0％以下、Cu：0.001％以上且2.0％以下、Co：0.0001％以上且1.0％以下、Sn：0.0001％以上且0.2％以下、Zr：0.0001％以上且0.2％以下、As：0.0001％以上且0.5％以下，并且将由下述式7算出的温度代替由所述式1算出的温度来作为所述T1℃。

T1＝850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V](式7)

这里，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]分别为C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V的质量百分率。

(12)根据上述(10)或(11)所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒可以满足采用了所述t1的下述式8。

0≤t＜t1(式8)

(13)根据上述(10)或(11)所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒可以满足采用了所述t1的下述式9。

t1≤t≤2.5×t1(式9)

(14)根据上述(10)～(13)中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述一次冷却中，冷却开始时的钢温度与冷却结束时的钢温度之差即冷却温度变化可以为40℃以上且140℃以下，所述冷却结束时的钢温度可以为T1+100℃以下。

(15)根据上述(10)～(14)中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述第1热轧可以包含至少1次以上压下率为40％以上的道次，可以使所述钢的平均奥氏体粒径为100μm以下。

(16)根据上述(10)～(15)中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，可以在通过最终轧制机架后、并且在所述一次冷却的结束后在10秒以内开始二次冷却。

(17)根据上述(10)～(16)中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述第2热轧中，可以使T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的各道次间的所述钢的温度上升为18℃以下。

(18)根据上述(10)～(17)中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，可以在轧制机架间进行所述一次冷却。

(19)根据上述(10)～(18)中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其中，可以在所述钢板的表面上形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够提供延展性和扩孔性优良的高强度钢板及其制造方法。使用该钢板，特别是可使汽车的轻质化和冲撞安全性得以兼顾等，对产业上的贡献是非常显著的。

附图说明

图1是表示{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度D1和抗拉强度TS×扩孔率λ的关系的图示。

图2是表示{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度D1和抗拉强度TS×拉伸率EL的关系的图示。

图3是表示{332}＜113＞取向的极密度D2和抗拉强度TS×扩孔率λ的关系的图示。

图4是表示{332}＜113＞取向的极密度D2和抗拉强度TS×拉伸率EL的关系的图示。

图5是表示粗轧中的40％以上的轧制次数和粗轧后的平均奥氏体粒径的关系的图示。

图6是表示实施例及比较例中的抗拉强度TS和扩孔性λ的关系的图示。

图7是表示实施例及比较例中的抗拉强度TS和拉伸率EL的关系的图示。

图8是表示本发明的一个实施方式的冷轧钢板的制造方法的概略(前半部分)的流程图。

图9是表示本发明的一个实施方式的冷轧钢板的制造方法的概略(后半部分)的流程图。

具体实施方式

就作为提高延展性的技术之一的TRIP钢板而言，在退火过程中，通过使奥氏体中的C浓化，残留奥氏体的量及该残留奥氏体中的C量增加，拉伸特性提高。

本发明者们发现：对于这样的TRIP钢板，通过使钢成分及制造过程中的显微组织最佳化，从铁素体及奥氏体的双相区或奥氏体单相区的温度范围开始冷却，控制规定的温度范围内的冷却(两段冷却)，在该温度范围内保持，能够得到强度、延展性和扩孔性的平衡优良的钢板。

以下，对本发明的一个实施方式的冷轧钢板进行详细说明。

首先，对冷轧钢板的晶体取向的极密度进行描述。

晶体取向的极密度(D1及D2)：

关于本实施方式的冷轧钢板，作为两种晶体取向的极密度，对5/8～3/8的板厚范围(与钢板的表面在钢板的板厚方向(深度方向)只相距板厚的5/8～3/8的距离的范围)的板厚中央部中的与轧制方向平行的板厚断面，进行{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度D1(以下有时省略为平均极密度)和{332}＜113＞的晶体取向的极密度D2的控制。

在本实施方式中，平均极密度是特别重要的织构(显微组织中的晶粒的晶体取向)的特征点(取向集聚度、织构的发达度)。再者，平均极密度是用{100}＜011＞、{116}＜110＞、{114}＜110＞、{112}＜110＞、{223}＜110＞的各晶体取向的极密度的算术平均值表示的极密度。

在图1及2中，对5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的断面进行X射线衍射，求出各取向的X射线衍射强度与随机试样的的强度比，从该各强度比求出{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度。

如上述图1及2所示，只要{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度为6.5以下，就可满足钢板最近所要求的行走部件的加工所需的特性(后述的指数TS×λ及TS×EL)。也就是说，作为此特性，抗拉强度TS、扩孔率λ、拉伸率EL可满足TS×λ≥30000(参照图1)及TS×EL≥14000(参照图2)。在更加提高这些指数TS×λ及TS×EL的情况下，该平均极密度优选为4.0以下，更优选为3.5以下，进一步优选为3.0以下。

此外，在平均极密度超过6.5时，钢板的机械特性的各向异性极大地增强。其结果是，只有特定方向的扩孔性得以改善，与该方向不同的方向的扩孔性显著劣化。因此，在此种情况下，对于行走部件的加工所需的特性，钢板没有满足TS×λ≥30000及TS×EL≥14000。

另一方面，如果平均极密度低于1.0，则担心扩孔性的劣化。因此，优选平均极密度为1.0以上。

另外，基于同样的理由，5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的{332}＜113＞的晶体取向的极密度为5.0以下。图3及4中与图1及2同样地示出了通过X射线衍射得到的{332}＜113＞的晶体取向的极密度与各指数(TS×λ及TS×EL)的关系。如该图3及4所示，为了充分确保各指数，该极密度最好为5.0以下。也就是说，只要{332}＜113＞的晶体取向的极密度为5.0以下，关于最近所要求的行走部件的加工所需的特性，钢板就能满足TS×λ≥30000及TS×EL≥14000。在更加提高这些指数TS×λ及TS×EL的情况下，该极密度优选为4.0以下，更优选为3.0以下。此外，如果{332}＜113＞的晶体取向的极密度超过5.0，则钢板的机械特性的各向异性极大地增强。其结果是，只有特定方向的扩孔性得以改善，与该方向不同的方向的扩孔性显著劣化。因此，在此种情况下，关于行走部件的加工所需的特性，钢板没有满足TS×λ≥30000及TS×EL≥14000。

另一方面，如果{332}＜113＞的晶体取向的极密度低于1.0，则担心扩孔性的劣化。因此，{332}＜113＞的晶体取向的极密度优选为1.0以上。

以上所述的晶体取向的极密度对于拉伸率及扩孔加工时的形状冻结性是重要，其理由未必明确，但推测与扩孔加工时的结晶的滑移行为有关系。

极密度与X射线随机强度比的含义相同。X射线随机强度比是在相同条件下利用X射线衍射法等对不具有向特定取向的集聚的标准试样的衍射强度(X射线或电子)和试验材料的衍射强度进行测定，将得到的试验材料的衍射强度除以标准试样的衍射强度而得到的数值。该极密度能够采用X射线衍射或EBSD(电子背散射衍射；ElectronBackScatteringDiffraction)、或电子沟道进行测定。例如，{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的极密度可通过下述步骤得到：从采用利用上述方法测定的{110}、{100}、{211}、{310}极点图中的多个极点图并用级数展开法进行计算而得到的三维织构(ODF)中，求出{100}＜011＞、{116}＜110＞、{114}＜110＞、{112}＜110＞、{223}＜110＞的各取向的极密度，将这些极密度进行算术平均来得到。

关于用作X射线衍射、EBSD、电子沟道的试样，对试样以如下的方式进行调整，按照上述的方法测定极密度即可，所述方式是通过机械研磨等将钢板减厚到规定的板厚，接着通过化学研磨或电解研磨等除去应变，同时将包含板厚的5/8～3/8的范围的适当面作为测定面。关于板宽方向，优选从1/4或3/4的板厚位置(与钢板的端面只相距钢板的板宽的1/4的距离的位置)附近采取试样。

不仅对于板厚中央部，对于尽量多的板厚位置来说，也能够更通过钢板满足上述的极密度，进一步使局部变形能力变好。

但是，上述的板厚中央部的取向集聚最强，对钢板的各向异性的影响大，因此该板厚中央部的材质大体上代表钢板整体的材质特性。因此，规定了5/8～3/8的板厚中央部的{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度和{332}＜113＞的晶体取向的极密度。

这里，{hkl}＜uvw＞表示在用上述方法采取试样时，板面的法线方向与＜hkl＞平行，轧制方向与＜uvw＞平行。再者，晶体的取向通常用(hkl)或{hkl}表示与板面垂直的取向，用[uvw]或＜uvw＞表示与轧制方向平行的取向。{hkl}＜uvw＞是等价的面的总称，(hkl)[uvw]是指各个晶体面。也就是说，在本实施方式中，因为以体心立方结构(bcc结构)为对象，所以例如(111)、(－111)、(1－11)、(11－1)、(－1－11)、(－11－1)、(1－1－1)、(－1－1－1)的各个面是等价的，无法区别。在此种情况下，将这些取向统称为{111}面。ODF表示也用于其它对称性低的晶体结构的取向表示，因此在ODF表示中一般用(hkl)[uvw]表示各个取向，但在本实施方式中，{hkl}＜uvw＞和(hkl)[uvw]的含义相同。

接着，对钢板的r值(兰克福特值)进行描述。在本实施方式中，为了进一步提高局部变形能力，最好使各方向的r值(后述的轧制方向的r值rL、与轧制方向成30°角的方向的r值r30、与轧制方向成60°角的方向的r值r60、与轧制方向成直角的方向的r值rC)在规定范围内。这些r值在本实施方式中是重要的。本发明者等进行了锐意研究，结果判明：通过在适当地控制了上述的各极密度后，恰当地控制这些r值，可得到更良好的扩孔性。

与轧制方向成直角的方向的r值(rC)：

也就是说，本发明者等进行了锐意研究，结果发现：通过使上述各极密度在上述的范围内，同时使rC为0.70以上，能够得到良好的扩孔性。因此，rC为0.70以上。

关于rC的上限，为了得到更优良的扩孔性，rC最好为1.10以下。

与轧制方向成30°角的方向的r值(r30)：

本发明者等进行了锐意研究，结果发现：通过使上述各极密度在上述范围内，同时使r30为1.10以下，能够得到良好的扩孔性。因此，r30为1.10以下。

关于r30的下限，为了得到更优良的扩孔性，r30最好为0.70以上。

轧制方向的r值(rL)、与轧制方向成60°角的方向的r值(r60)：

另外，本发明者等进行了锐意研究，结果发现：通过使上述各极密度、rC、r30在上述的范围内，同时使rL及r60分别满足rL≥0.70、r60≤1.10，能够得到更良好的TS×λ。因此，rL最好为0.70以上，r60最好为1.10以下。

关于上述的rL的上限及r60的下限，为了得到更优良的扩孔性，rL最好为1.10以下，r60最好为0.70以上。

关于上述的各r值，通过采用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验进行评价。考虑到通常的高强度钢板的情况，在拉伸应变为5～15％的范围内且在相当于均匀拉伸率的范围内评价r值即可。

可是，通常已知的是一般织构和r值有关系，但对于本实施方式的冷轧钢板，已述的有关晶体取向的极密度的限定和有关r值的限定是含义不同的。所以，只要同时满足两者的限定就能够得到更良好的局部变形能力。

接着，对本实施方式的冷轧钢板的显微组织进行描述。

本实施方式的冷轧钢板的基本的显微组织由铁素体、贝氏体和残留奥氏体构成。在本实施方式中，除了该基本的显微组织的构成要素(代替铁素体、贝氏体、残留奥氏体的一部分)以外，也可以进一步根据需要或不可避免地在显微组织中含有珠光体、马氏体、回火马氏体中的1种以上作为显微组织的选择性构成要素。再者，在本实施方式中，通过面积率评价各个显微组织。

铁素体及贝氏体在残留奥氏体中使C浓化，所以对于利用TRIP效果来提高拉伸率是必需的。而且，铁素体及贝氏体还有助于提高扩孔性。可根据开发目标的强度水平来使铁素体和贝氏体的分率变化，但通过使铁素体为5％以上且80％以下，使贝氏体为5％以上且80％以下，能够得到优良的延展性及扩孔性。因此，铁素体为5％以上且80％以下，贝氏体为5％以上且80％以下。

残留奥氏体是通过相变致塑性来提高延展性、特别是均匀拉伸率的组织，以面积率计2％以上的残留奥氏体是必要的。此外，残留奥氏体通过加工而相变为马氏体，因此还有助于提高强度。残留奥氏体的面积率越高越好，但为了确保以面积率计超过30％的残留奥氏体，有必要增加C、Si量，损害焊接性及表面性状。所以，将残留奥氏体的面积率的上限设定为30％以下。再者，在需要进一步提高均匀拉伸率的情况下，残留奥氏体优选为3％以上，更优选为5％以上，最优选为8％以上。

通过在贝氏体相变开始前的冷却时某种程度地生成马氏体，可得到促进贝氏体相变的效果或使残留奥氏体稳定化的效果。这样的马氏体通过再加热而接受回火，因此也可以根据需要在显微组织中含有回火马氏体。但是，如果回火马氏体以面积率计超过60％，则延展性下降，因此将回火马氏体以面积率计限制为60％以下。

此外，显微组织也可以根据需要以10％以下的范围含有珠光体，以20％以下的范围含有马氏体。如果珠光体及马氏体的量增大，则钢板的加工性及局部变形能力下降，或者使残留奥氏体生成的C的利用率下降。因此，在显微组织中，将珠光体限制为10％以下，将马氏体限制为20％以下。

这里，奥氏体的面积率可通过对1/4的板厚位置附近的与板面平行的表面进行X射线衍射，由得到的衍射强度决定。

此外，铁素体、珠光体、贝氏体及马氏体的面积率可通过利用场致发射型扫描电子显微镜(FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope)观察1/8～3/8的板厚范围(即1/4的板厚位置为中心的板厚范围)、由得到的图像来决定。在该FE-SEM观察中，以钢板的与轧制方向平行的板厚断面为观察面的方式采取试样，对该观察面进行研磨及硝酸乙醇腐蚀。

再者，关于板厚方向，在钢板表面附近及钢板中心附近，有时分别因脱碳及Mn偏析使钢板的显微组织(构成要素)与其它部分大大地不同。因此，在本实施方式中，进行以1/4的板厚位置为基准的显微组织的观察。

此外，在进一步提高拉伸率的情况下，最好使显微组织中的晶粒尺寸、特别是体积平均直径微细化。另外，通过使体积平均直径微细化，汽车用钢板等所要求的疲劳特性(疲劳极限比)提高。

由于与细晶粒相比，粗大晶粒的数量对拉伸率的影响度高，因此拉伸率与以体积的加权平均值算出的体积平均直径的相关性比与个数平均直径的相关性更密切。因此，在得到上述效果的情况下，体积平均直径优选为2～15μm，更优选为2～9.5μm。

再者，据认为，如果体积平均直径减小，则以显微级产生的局部的应变集中被抑制，能够分散局部变形时的应变，拉伸率特别是均匀拉伸率提高。此外，如果体积平均直径减小，则能够适当地控制成为位错运动的势垒的晶界，该晶界对通过位错运动而产生的重复塑性变形(疲劳现象)进行作用，从而使疲劳特性提高。

此外，可以如以下的方式确定各个晶粒(粒子单位)的直径。

珠光体可通过利用光学显微镜的组织观察进行特定。此外，铁素体、奥氏体、贝氏体、马氏体、回火马氏体的粒子单位可通过EBSD进行特定。如果通过EBSD判定的区域的晶体结构为面心立方结构(fcc结构)，就判定该区域为奥氏体。此外，如果通过EBSD判定的区域的晶体结构为体心立方结构(bcc结构)，就判定该区域为铁素体、贝氏体、马氏体、回火马氏体中的任一种。铁素体、贝氏体、马氏体及回火马氏体可采用装备有EBSP-OIM(注册商标，ElectronBackScatterDiffractionPattern-OrientationImageMicroscopy)的KAM(KernelAverageMisorientation)法进行识别。在KAM法中，关于采用测定数据中的某正六边形的像素(中心的像素)和与该像素邻接的6个像素的第一近似(全部7个像素)、或还采用这6个像素的更外侧的12个像素的第二近似(全部19个像素)、或还采用这12个像素的更外侧的18个像素的第三近似(全部37个像素)，将各像素间的取向差(方位差)平均，将得到的平均值确定为上述中心的像素的值，对所有的像素都进行这样的操作。通过以不超过晶界的方式利用该KAM法进行计算，能够制作表现晶粒内的取向变化的图。该图表示基于晶粒内的局部的取向变化的应变的分布。

在本实施方式中，在EBSP-OIM(注册商标)中，通过第三近似计算邻接的像素间的取向差。关于铁素体、贝氏体、马氏体及奥氏体的粒径，例如可通过以1500倍的倍率以0.5μm以下的测定步幅进行上述取向测定，将相邻的测定点的取向差超过15°的位置定为晶粒边界(该晶粒边界不一定局限于一般的晶界)，算出其当量圆直径来得到。在显微组织中含有珠光体的情况下，对于通过光学显微镜得到的图像，可采用二值化处理、切断法等图像处理法算出珠光体的粒径。

对于这样定义的晶粒(粒子单位)，在将当量圆半径(当量圆直径的半值)为r的情况下，可通过4×π×r³/3得到各个晶粒的体积，能够通过该体积的加权平均值求出体积平均直径。

此外，下述的粗大晶粒分率可通过将利用该方法得到的粗大晶粒的面积率除以测定对象的面积来得到。

而且，下述的等轴晶粒分率可通过将利用该方法得到的等轴晶粒的面积率除以测定对象的面积来得到。

另外，在进一步改善扩孔性的情况下，对于显微组织的全部构成要素，最好将在每单位面积中粒径超过35μm的晶粒(粗大晶粒)所占的面积的比例(粗大晶粒分率)限制为10％以下。如果粒径大的晶粒增加，则抗拉强度减小，局部变形能力也下降。所以，优选尽量使晶粒细粒化。而且，可通过全部晶粒均匀且等价地接受应变来改善弯曲性，因此能够通过限制粗大晶粒的量来抑制局部的晶粒的应变。

本发明者们追究了更高的局部变形能力，结果发现：在上述各极密度(及r值)满足上述条件后，在晶粒的等轴性优良的情况下，扩孔加工的方向依赖性小，局部变形能力进一步提高。因此，在进一步提高局部变形能力的情况下，表示该等轴性的指标即等轴晶粒分率最好为50％以上且100％以下。只要等轴晶粒分率为50％以上，轧制方向即L方向的变形能和与轧制方向成直角的方向即C方向的变形能变得比较均匀，局部变形能力提高。再者，等轴晶粒分率是钢板的显微组织中的晶粒(例如全部晶粒)中轧制方向的晶粒长度dL除以板厚方向的晶粒长度dt而得到的值(dL/dt)为3.0以下的等轴性优良的晶粒(等轴晶粒)的比例。

贝氏体的维氏硬度影响拉伸特性。伴随着贝氏体相变的进行，残留奥氏体稳定化，该残留奥氏体有助于提高拉伸率。而且，如果贝氏体的硬度为180HV以上，则能够进一步改善抗拉强度及扩孔性。为了得到良好的抗拉强度和扩孔性的平衡以及抗拉强度和拉伸率的平衡，最好将贝氏体的维氏硬度规定为180HV以上。再者，关于维氏硬度，可采用显微维氏测定机进行测定。

残留奥氏体中的C(平均C浓度)非常有助于残留奥氏体的稳定性。如果残留奥氏体中的平均C浓度为0.9％以上，则可得到充分的残留奥氏体的稳定性，因此能够有效地得到TRIP效果，使拉伸率提高。因此，残留奥氏体中的平均C浓度最好为0.9％以上。

残留奥氏体的平均C浓度可通过X射线衍射来求出。也就是说，可以在利用Cu-Kα射线的X射线分析中从奥氏体的(200)面、(220)面、(311)面的反射角求出晶格常数a(单位为埃)，按照以下的(式10)来算出残留奥氏体的碳浓度Cγ。

Cγ＝(a－3.572)/0.033(式10)

接着，对本实施方式的冷轧钢板的化学成分(化学元素)的限定理由进行描述。以下，各化学成分的“％”意味着“质量％”。

C：0.02％以上且0.4％以下

C对于确保高强度且确保残留奥氏体是必需的。为了得到足够的残留奥氏体量，钢中最好含有0.02％以上的C量。另一方面，如果钢板过剩地含有C，则损害焊接性，所以将C量的上限规定为0.4％。在进一步提高强度和拉伸率的情况下，C量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.12％以上。此外，在进一步提高焊接性的情况下，C量优选为0.38％以下，更优选为0.36％以下。

Si：0.001％以上且2.5％以下

Si是脱氧剂，在钢中优选含有0.001％以上的Si。此外，Si在退火时使铁素体稳定化，并且对贝氏体相变时(在规定温度范围内保持时)的渗碳体析出进行抑制。因此，Si将提高奥氏体的C浓度，有助于确保残留奥氏体。Si量越大，其效果就越提高，但如果在钢中过剩地添加Si，则表面性状、涂装性、焊接性等劣化。因此，将Si量的上限规定为2.5％。在使得到稳定的残留奥氏体的效果通过Si充分显现的情况下，Si量优选为0.02％以上，更优选为0.50％以上，最优选为0.60％以上。此外，在进一步确保表面性状、涂装性、焊接性等的情况下，Si量优选为2.2％以下，更优选为2.0％以下。

Mn：0.001％以上且4.0％以下

Mn是使奥氏体稳定化，提高淬火性的元素。为了确保良好的淬火性，钢中最好含有0.001％以上的Mn。另一方面，如果在钢中过剩地添加Mn，则损害延展性，所以将Mn量的上限规定为4.0％。在确保更高的淬火性的情况下，Mn量优选为0.1％以上，更优选为0.5％以上，最优选为1.0％以上。此外，在确保更高的延展性的情况下，Mn量优选为3.8％以下，更优选为3.5％以下。

P：0.15％以下

P是杂质，如果在钢中过剩地含有P，则损害延展性及焊接性。所以，将P量的上限规定为0.15％。再者，P作为固溶强化元素起作用，会不可避免地包含在钢中，因此P量的下限不需要特别限制，为0％。此外，如果考虑到现行的一般的精炼(包括二次精炼在内)，则P量的下限也可以为0.001％。在进一步提高延展性及焊接性的情况下，P量优选为0.10％以下，更优选为0.05％以下。

S：0.03％以下

S是杂质，如果在钢中过剩地含有S，则生成通过热轧而被拉伸的MnS，延展性及扩孔性等成形性劣化。所以，将S量的上限规定为0.03％。再者，S会不可避免地包含在钢中，因此S量的下限不需要特别限制，为0％。此外，如果考虑到现行的一般的精炼(包括二次精炼在内)，则S量的下限也可以为0.0005％。在进一步提高延展性及扩孔性的情况下，S量优选为0.020％以下，更优选为0.015％以下。

N：0.01％以下

N是杂质，如果N量超过0.01％，则延展性劣化。所以，将N量的上限规定为0.01％以下。再者，N会不可避免地包含在钢中，因此N量的下限不需要特别限制，为0％。此外，如果考虑到现行的一般的精炼(包括二次精炼在内)，则N量的下限也可以为0.0005％。在进一步提高延展性的情况下，N量优选为0.005％以下。

Al：0.001％以上且2.0％以下

Al是脱氧剂，如果考虑到现行的一般的精炼(包括二次精炼在内)，则优选在钢中含有0.001％以上的Al。此外，Al在退火时使铁素体稳定化，并且对贝氏体相变时(在规定温度范围内保持时)的渗碳体析出进行抑制。因此，Al将提高奥氏体的C浓度，有助于确保残留奥氏体。Al量越多，其效果越大，但如果在钢中过剩地添加Al，则表面性状、涂装性、焊接性等劣化。因此，将Al量的上限规定为2.0％。在使得到稳定的残留奥氏体的效果通过Al充分显现的情况下，Al量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。此外，在进一步确保表面性状、涂装性、焊接性等的情况下，Al量优选为1.8％以下，更优选为1.5％以下。

O：0.01％以下

O(氧)是杂质，如果O量超过0.01％，则延展性劣化。所以，将O量的上限规定为0.01％。再者，O会不可避免地包含在钢中，因此O量的下限不需要特别的限制，为0％。此外，如果考虑到现行的一般的精炼(包括二次精炼在内)，则O量的下限也可以为0.0005％。

Si+Al：1.0％以上且4.5％以下

这些元素如上所述是脱氧剂，Si量和Al量的合计优选为1.0％以上。此外，Si、Al两者都在退火时使铁素体稳定化，并且对贝氏体相变时(在规定温度范围内保持时)的渗碳体析出进行抑制。因此，这些元素将提高奥氏体的C浓度，有助于确保残留奥氏体。可是，如果在钢中过剩地添加这些元素，则表面性状、涂装性、焊接性等劣化，因此将Si量和Al量的合计规定为4.5％以下。在进一步提高表面性状、涂装性、焊接性等的情况下，该合计优选为4.0％以下，更优选为3.5％以下，进一步优选为3.0％以下。

以上的化学元素为本实施方式中的钢的基本成分(基本元素)，该基本元素被控制(含有或限制)、剩余部分包含铁及不可避免的杂质的化学组成为本实施方式的基本组成。但是，除了该基本成分以外(代替剩余部分的Fe的一部分)，在本实施方式中，也可以根据需要在钢中进一步含有以下的化学元素(选择性元素)。再者，这些选择性元素即使不可避免地(例如低于各选择性元素的量的下限的量)混入到钢中，也不会损害本实施方式中的效果。

也就是说，为了通过例如夹杂物控制或析出物微细化来提高局部成形能力，本实施方式的冷轧钢板也可以含有Ti、Nb、B、Mg、REM、Ca、Mo、Cr、V、W、Ni、Cu、Co、Sn、Zr、As中的任1种以上作为选择性元素。

Ti、Nb、B、Cu、W通过碳及氮的固定、析出强化、显微组织控制、细粒强化等机理来改善材质。因此，也可以根据需要在钢中添加Ti、Nb、B、Cu、W中的任1种以上。在此种情况下，关于各个化学元素的量的下限，优选Ti量为0.001％以上，Nb量为0.005％以上，B量为0.0001％以上，Cu量为0.001％以上，W量为0.001％以上。但是，即使在钢中过度地添加这些化学元素也得不到格外的效果，甚至还使加工性或制造性劣化，因此对于各个化学元素的量的上限，将Ti量限制为0.2％以下，将Nb量限制为0.2％以下，将B量限制为0.005％以下，将Cu量限制为2.0％以下，将W量限制为1.0％以下。此外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些化学元素，Ti、Nb、B、Cu、W的量的下限都为0％。

Mg、REM(稀土金属；RareEarthMetal)、Ca对于将夹杂物控制在无害的形态是重要的选择性元素。因此，也可以根据需要在钢中添加Mg、REM、Ca中的任1种以上。在此种情况下，优选各个化学元素的量的下限都为0.0001％。另一方面，如果在钢中过剩地添加这些化学元素，则清洁度恶化，因此对于各个化学元素的量的上限，将Mg量限制为0.01％以下，将REM量限制为0.1％以下，将Ca量限制为0.01％以下。此外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些化学元素，Mg、REM、Ca的量的下限都为0％。

Mo、Cr具有提高机械强度的效果或改善材质的效果，也可以根据需要在钢中添加Mo、Cr中的任1种以上。在此种情况下，对于各个化学元素的量的下限，优选Mo量为0.001％以上，Cr量为0.001％以上，可是，如果在钢中过度地添加这些化学元素，反而使加工性劣化，因此对于各个化学元素的量的上限，将Mo量限制为1.0％，将Cr量限制为2.0％。此外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些化学元素，Mo、Cr的量的下限都为0％。

V对于析出强化是有效的，由该析出强化引起的扩孔性的劣化代价小，因此在高强度下需要更好的扩孔性的情况下是有效的选择性元素。因此，也可以根据需要在钢中添加V。在此种情况下，优选V量为0.001％以上。但是，如果在钢中过剩地添加V，则加工性劣化，所以将V量限制为1.0％以下。此外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加V，V量的下限为0％。

Ni、Co、Sn、Zr、As是提高强度的选择性元素，因此可以根据需要在钢中添加Ni、Co、Sn、Zr、As中的任1种以上。在此种情况下，作为有效的各化学元素的含量(量的下限)，优选Ni量为0.001％以上，Co量为0.0001％以上，Sn量为0.0001％以上，Zr量为0.0001％以上，As量为0.0001％以上。但是，如果在钢中过剩地添加这些化学元素，则损害成形性，因此对于各个化学元素的量的上限，将Ni量限制为2.0％以下，将Co量限制为1.0％以下，将Sn量限制为0.2％以下，将Zr量限制为0.2％以下，将As量限制为0.5％以下。此外，为了降低合金成本，不需要有意在钢中添加这些化学元素，Ni、Co、Sn、Zr、As的量的下限都为0％。

如以上所述，本实施方式的冷轧钢板具有含有上述基本元素、剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成，或者具有含有上述基本元素和选自上述选择性元素中的至少1种、剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的化学组成。

在本实施方式中，通过对以上说明的冷轧钢板的表面实施热浸镀锌处理或镀锌后实施合金化处理，从而冷轧钢板也可以在其表面具备热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

而且，在本实施方式中，冷轧钢板(包含热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板)也可以进行各种表面处理(电镀、热浸镀、蒸镀、铬酸盐处理、无铬酸盐处理、层合处理、各种盐类处理等)，也可以在其表面具备金属被膜(镀覆等)或有机被膜(层合薄膜等)。

再者，在本实施方式中，冷轧钢板的板厚没有特别的限制，例如可以为0.5～2.5mm，也可以为0.5mm以上且低于2.0mm。此外，冷轧钢板的强度也没有特别的限制，例如抗拉强度也可以为440～1500MPa。

接着，对本发明的一个实施方式的冷轧钢板的制造方法进行描述。

为了实现优良的扩孔性及拉伸率，重要是形成具有各向异性少的极密度的织构(未发达的织构)。因此，以下对用于制造的冷轧钢板满足上述各极密度的条件的制造条件的详细情况进行描述。

热轧前的制造方法没有特别的限定。例如，通过利用高炉或电炉、转炉等进行熔炼及精炼之后，接着进行各种二次精炼，从而对满足上述化学组成的钢进行熔炼，能够得到钢(钢水)。接着，为了从该钢得到钢锭或板坯，例如，可以采用通常的连续铸造法、铸锭法、薄板坯铸造法等铸造方法来铸造钢。在采用连续铸造的情况下，可以将钢一次性冷却到低温(例如室温)，在再加热后对该钢进行热轧，也可以将刚刚铸造后的钢(铸造板坯)紧接着连续地进行热轧。再者，也可以使用废料作为钢(钢水)的原料。

此外，在后述的热轧中，也可以在粗轧后进行薄板坯接合，连续地进行精轧。此时，也可以将粗棒材暂时卷成卷状，根据需要存放在具有保温功能的罩内，在再度开卷后进行接合。

为了得到局部变形能力优良的高强度钢板，最好满足以下的主要条件。

首先，为了提高局部变形能力，粗轧后即精轧前的奥氏体粒径是重要的。也就是说，优选精轧前的奥氏体粒径小，判明只要平均奥氏体粒径为200μm以下，对于确保充分的局部变形能力就有效果。而且，在将rC及r30分别更高效率地控制在0.70以上及1.10以下的情况下，精轧前的平均奥氏体粒径最好为200μm以下。

为了得到该200μm以下的精轧前的平均奥氏体粒径，如图5所示，最好在1000℃以上且1200℃以下(优选1150℃以下)的温度范围的粗轧(第1热轧)中以40％以上的压下率对钢进行1次(1道次)的轧制。

压下率及压下的次数越大，越能得到更微细的奥氏体晶粒。例如，优选在粗轧中将平均奥氏体粒径控制在100μm以下，为了进行该粒径控制，优选将1道次的压下率为40％以上的轧制进行2次(2道次)以上。但是，在粗轧中，通过将1道次的压下率限制为70％以下，或将压下次数(道次数)限制为10次以下，能够降低对温度下降及过剩生成氧化皮的担心。因此，在粗轧中，1道次的压下率也可以为70％以下，压下次数(道次数)也可以为10次以下。

这样，减小精轧前的奥氏体粒径对于促进后面精轧中的奥氏体的再结晶、改善扩孔性是有效的。此外，减小该精轧前的奥氏体粒径在控制rC、r30方面也是有效的。

据推测这是因为粗轧后(即精轧前)的奥氏体晶界作为精轧中的一个再结晶核起作用。

为了确认粗轧后的奥氏体粒径，优选以尽可能大的冷却速度对进入精轧前的钢(钢板)进行急速冷却。例如，以10℃/s以上的平均冷却速度对钢板进行冷却。另外，对从通过冷却而得到的该钢板采取的板片的断面进行腐蚀，使显微组织中的奥氏体晶界露出来，用光学显微镜进行测定。此时，对于以50倍以上的倍率的20个以上的视场，用图像解析或切断法测定奥氏体的粒径，将各奥氏体粒径平均来得到平均奥氏体粒径。

此外，作为用于将5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度和{332}＜113＞的晶体取向的极密度控制在上述范围的一个条件，在粗轧后的精轧(第2热轧)中，以通过钢的化学组成(质量％)按照下述(式11)确定的温度T1(℃)为基准来控制轧制。

T1＝850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V](式11)

再者，在该(式11)中，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]分别为C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V的质量百分率。此外，(式11)中不含的化学元素(化学成分)的量以0％计算。因此，就只含上述基本成分的基本组成而言，也可以使用下述(式12)来代替上述(式11)。

T1＝850+10×([C]+[N])×[Mn](式12)

此外，在钢含有选择性元素的情况下，有必要用由(式11)算出的温度代替由(式12)算出的温度来作为T1(℃)。

在精轧时，以通过上述(式11)或(式12)得到的温度T1(℃)为基准，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围(优选在T1+50℃且T1+100℃以下的温度范围)确保大的压下率，在Ar₃℃以上且低于T1+30℃的温度范围内，将压下率限制为小的范围(包括0％在内)。通过在上述粗轧之外进行这样的精轧，能够提高最终制品的局部变形能力。

也就是说，通过在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围确保大的压下率，在Ar₃℃以上且低于T1+30℃的温度范围限制压下率，对板厚中央部中的{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度和{332}＜113＞的晶体取向的极密度进行充分控制，从而飞跃般地改善最终制品的扩孔性。

该温度T1本身是凭经验求出的。本发明者们通过实验凭经验得知，能够以温度T1为基准来确定促进各钢的在奥氏体区的再结晶的温度范围。为了得到更良好的局部变形能力，重要是通过压下来蓄积大量的应变，因此T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的累积压下率为50％以上。而且，从通过应变蓄积来促进再结晶的观点出发，该累积压下率优选为70％以上。此外，通过限制累积压下率的上限，能够更充分地确保轧制温度，进一步抑制轧制载荷。因此，累积压下率也可以为90％以下。

另外，为了提高钢(热轧卷板)的均质性，将最终制品的拉伸率和局部延展性提高到极限，以在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内包含压下率为30％以上的大压下道次的方式控制精轧。这样，在精轧中，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内，进行至少1次压下率为30％以上的压下。特别是，如果考虑到后述的冷却控制，则该温度范围内的最终道次的压下率优选为30％以上，也就是说最终道次优选为大压下道次。在要求更高的加工性的情况下，最好将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的最终的2道次的压下率分别规定为30％以上。在进一步提高热轧板的均质性的情况下，大压下道次(1道次)的压下率最好为40％以上。此外，在得到更良好的钢板形状的情况下，大压下道次(1道次)的压下率最好为70％以下。

另外，作为上述rL及r60分别满足rL≥0.70、r60≤1.10的一个条件，优选的是，除了适当地控制后述的等待时间t以外，还将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的压下时的各道次间的钢板的温度上升抑制在18℃以下。

再者，通过对在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内轧制的各道次间的钢板的温度上升进行抑制，能够得到均匀的再结晶奥氏体。

另外，为了促进由蓄积的应变的释放而形成的均匀的再结晶，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的压下结束后，将Ar₃℃以上且低于T1+30℃(优选T1℃以上且低于T1+30℃)的温度范围内的加工量抑制在尽量小。因此，将Ar₃℃以上且低于T1+30℃的温度范围内的累积压下率限制为30％以下。在该温度范围内，在确保优良的板形状的情况下，优选10％以上的累积压下率，但在更重视扩孔性的情况下，累积压下率优选为10％以下，更优选为0％。也就是说，在Ar₃℃以上且低于T1+30℃的温度范围内，不需要进行压下，即使在进行压下的情况下累积压下率也在30％以下。

此外，如果Ar₃℃以上且低于T1+30℃的温度范围内的压下率大，则再结晶的奥氏体晶粒伸展，扩孔性劣化。

也就是说，在本实施方式的制造条件下，通过在精轧中使奥氏体均匀且微细地再结晶，能够控制制品的织构来改善扩孔性。

如果在低于Ar₃℃的温度范围进行轧制，或者在Ar₃℃以上且低于T1+30℃的温度范围内的累积压下率过大，则奥氏体的织构发达。其结果是，最终得到的钢板在其板厚中央部，没有满足{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且6.5以下的条件和{332}＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上且5.0以下的条件中的至少一方。另一方面，在精轧中，如果在高于T1+200℃的温度范围内进行轧制，或者累积压下率过小，则显微组织中含有粗大晶粒或混合晶粒，或显微组织为混合晶粒(粗细晶粒混存)。此外，在此种情况下，粗大晶粒分率或体积平均直径增加。

这里，压下率能够从轧制载荷或板厚的测定等通过实际成绩或计算来求出。此外，关于轧制温度(例如上述各温度范围)，能够利用轧制机架间温度计进行实测，或从线速度(linespeed)或压下率等通过考虑到加工发热的计算模拟进行计算，或通过进行上述两者(实测及计算)来得到。此外，在上述中，1道次的压下率为相对于通过轧制机架前的入口板厚的1道次的压下量(通过轧制机架前的入口板厚和通过轧制机架后的出口板厚之差)的百分率。累积压下率为以上述各温度范围内的轧制中的最初道次前的入口板厚为基准，相对于该基准的累积压下量(上述各温度范围内的轧制中的最初道次前的入口板厚和上述各温度范围内的轧制中的最终道次后的出口板厚之差)的百分率。另外，Ar₃温度可通过以下的式13来求出。

Ar₃＝879.4－516.1×[C]－65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P](式13)

在按以上方式进行的热轧(精轧)中，在Ar₃℃以上的温度下结束热轧。如果在低于Ar₃(℃)的温度下结束热轧，则在奥氏体和铁素体的双相区域(双相区)钢被轧制，因此晶体取向向{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的集聚增强，结果扩孔性显著劣化。这里，如果精轧的轧制结束温度为T1℃以上，则能够减小T1℃以下的温度范围内的应变量从而进一步减低各向异性。因此，精轧的轧制结束温度也可以为T1℃以上。

此外，T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的轧制的最后的大压下道次(轧制机架的压下)后的冷却(一次冷却)对奥氏体的粒径施加大的影响，该奥氏体的粒径对冷轧及退火后的显微组织的等轴晶粒分率及粗大晶粒分率施加强的影响。

以从上述热轧中的大压下道次(如上所述，大压下道次为T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的压下率为30％以上的压下(道次))中的最终道次结束到开始一次冷却的等待时间t(秒)满足下述(式14)的方式，在相当于大压下道次中的最终道次的轧制机架后对钢进行冷却(一次冷却)。这里，(式14)中的t1能够由下述(式15)求出。(式15)中的Tf为大压下道次的最终道次结束时的钢板的温度(℃)，P1为大压下道次中的最终道次的压下率(％)。这里，在考虑到操作性(例如形状矫正或二次冷却的控制性)的情况下，最好在轧制机架间进行一次冷却。

如果等待时间t超过(式14)的右边的值(t1×2.5)，则再结晶基本上结束，而晶粒显著生长，从而晶粒粒径增加，因而r值(例如rC及r30)及拉伸率显著下降。因此，通过以等待时间t满足下述(式14)的方式控制冷却开始，对于适当地控制粒径来确保充分的拉伸率是有效的。

t≤2.5×t1(式14)

t1＝0.001×((Tf－T1)×P1/100)2－0.109×((Tf－T1)×P1/100)+3.1(式15)

通过进一步将等待时间t限定在低于t1秒(下述式16)，能够大幅度地抑制晶粒生长。在此种情况下，对于使最终制品的体积平均直径进一步降低从而控制在15μm以下是有效的。其结果是，即使再结晶没有充分进行，也能够进一步提高钢板的拉伸率，同时能够提高疲劳特性。

t＜t1(式16)

另一方面，通过进一步将等待时间t限定在t1秒以上且2.5×t1秒以下(下述式17)，与等待时间t低于t1秒时相比，体积平均直径增加，但再结晶充分发展，晶体取向发生无规化，因此能够充分提高钢板的拉伸率，同时能够大大地提高各向同性。

t1≤t≤2.5×t1(式17)

再者，上述一次冷却可以在轧制机架间或最后的机架后进行。也就是说，也可以在进行了一次冷却后，在Ar₃℃以上(例如Ar₃(℃)～T1+30(或Tf)(℃))的温度范围内进行低压下率(例如30％以下(或低于30％))的轧制。

一次冷却中的冷却开始时的钢板温度(钢温度)和冷却结束时的钢板温度(钢温度)之差即冷却温度变化优选为40℃以上且140℃以下。此外，一次冷却的冷却结束时的钢板温度T2优选为T1+100℃以下。只要该冷却温度变化在40℃以上，就能够进一步抑制再结晶的奥氏体晶粒的晶粒生长，能够提高强度及拉伸率。只要冷却温度变化在140℃以下，就能够更充分地进行再结晶，能够进一步改善极密度，从而能够进一步提高扩孔性。

此外，通过将冷却温度变化限制为140℃以下，不仅能够比较容易地控制钢板的温度，而且能够更有效地控制变量选择(变量限制的避免)，还能够进一步抑制织构的发达。所以，在此种情况下，能够进一步提高各向同性，能够进一步减小加工性的方向依赖性。另外，如果一次冷却的冷却结束时的钢板温度T2为T1+100℃以下，则可得到更充分的冷却效果。通过该冷却效果，能够抑制晶粒生长，能够进一步抑制晶粒粒径增加。

此外，一次冷却中的平均冷却速度优选为50℃/秒以上。如果该一次冷却中的平均冷却速度为50℃/秒以上，则能够进一步抑制再结晶的奥氏体晶粒的晶粒生长。另一方面，不需要特别限定平均冷却速度的上限，但从板形状的观点出发，平均冷却速度可以为200℃/秒以下。

此外，对从一次冷却的结束到开始卷取之间(二次冷却)的其它冷却条件没有特别的限制，可根据目的来设定冷却模式，在上述显微组织的范围内能够柔软地控制显微组织。再者，例如，在进一步微细地保持奥氏体粒径的情况下，也可以在通过精轧机的最终轧制机架后进行冷却(该冷却包含在二次冷却中)。这样，在一次冷却后接着进行二次冷却的情况下，最好在一次冷却结束后10秒以内开始二次冷却。这样，如果在一次冷却结束后10秒以内开始二次冷却，能够使晶粒更微细。

另外，在将钢冷却到650℃以下的温度后(该冷却包含在二次冷却中)，在650℃以下的温度范围卷取钢(热轧卷板)。如果在达到650℃以下的温度前卷取钢，则冷轧后的钢板的各向异性增大，扩孔性显著下降。卷取温度的下限没有特别的限制，但为了抑制生成马氏体并抑制冷轧的载荷，也可以为350℃以上。

在将按上述方式制造的热轧卷板冷却、酸洗后，以30％以上且90％以下的轧制率(冷轧率)进行冷轧。在轧制率低于30％时，在其后的退火工序中产生再结晶变得困难，后述的利用再结晶铁素体来进行的织构控制(极密度控制)变得困难。而且，在此种情况下，在等轴晶粒分率下降时退火后的晶粒粗大化。此外，如果轧制率超过90％，则在退火时织构发达，因而晶体取向的各向异性增强。因此，将冷轧的轧制率规定为30％以上且90％以下。为了进一步提高等轴晶粒分率，将晶粒控制得更微细，优选冷轧的轧制率为40％以上。此外，为了进一步减低晶体取向的各向异性，冷轧的轧制率优选为80％以下，更优选为70％以下，进一步优选为60％以下。

在冷轧的钢(钢板)中强的织构发达，即使进行其后的退火，上述织构也容易延续给退火后的显微组织。其结果是，有时延展性及扩孔性劣化。因此，在进行冷轧的情况下，除了控制热轧钢板的织构以外，还有必要通过控制退火条件使冷轧中发达的织构减弱。该退火的效果通过进行满足式19及式20的两段的加热而得以发挥。通过该两段的加热能够适当地控制钢板的织构或机械特性的详细的理由尚不明确，但据认为减弱织构的效果与冷轧时导入的位错的回复和再结晶有关联。也就是说，如果650℃～Ac₁℃的温度范围内的加热速度快，则铁素体不会再结晶，在逆相变时加工状态下的未再结晶铁素体残留下来。此外，如果在由铁素体及奥氏体构成的双相区对含有0.01质量％以上的C的钢进行退火，则形成的奥氏体会妨碍再结晶铁素体的生长，在退火后未再结晶铁素体更容易残留。该未再结晶铁素体由于具有强的织构，而对局部变形能力产生不良影响，同时由于较多含有位错而使延展性大幅度劣化。因此，优选650℃～Ac₁℃的温度范围内的加热速度慢。但是，由于再结晶的驱动力为通过轧制而蓄积的应变，所以在直到650℃之前的加热速度慢时，通过冷轧而导入的位错恢复，不产生再结晶。其结果是，冷轧时发达的织构原样残留，导致局部变形能力的劣化。特别是，在室温(例如25℃)～650℃的温度范围内的加热速度慢时，在再结晶开始时显微组织所含的位错的密度变小。其结果是，再结晶需要长时间，因此有必要减小650℃～Ac₁℃的温度范围内的加热速度(延长钢在产生再结晶的温度区的滞留时间)。因此，在退火中进行满足式19及式20的两段的加热。也就是说，室温(例如25℃)～650℃的温度范围(前段)内的平均加热速度HR1(℃/秒)为0.3℃/秒以上，超过650℃且Ac₁℃以下的温度范围(后段)内的平均加热速度HR2(℃/秒)为0.5×HR1℃/秒以下。这里，前段中的平均加热速度HR1的上限及后段中的平均加热速度HR2的下限没有特别的限制，例如，HR1可以为200℃/秒以下，HR2可以为0.15℃/秒以上。此外，可通过连续退火设备、连续热浸镀锌设备及连续合金化热浸镀锌设备进行上述两段的加热。

但是，热轧卷板中发达的织构在冷轧及退火后也被延续，因此在没有适当地控制热轧卷板的织构的情况下，即使将退火时的加热条件控制在上述条件，钢板的局部变形能力也劣化。因此，作为冷轧及退火前的前提条件，只要在将热轧控制在上述条件来使热轧卷板的织构无规化后，将退火时的加热条件控制在上述条件，就能使优良的延展性及扩孔性充分提高。

另外，通过上述两段加热而被加热的钢在Ac₁℃以上且900℃以下的温度范围保持1秒以上且300秒以下。在比该Ac₁℃低的温度或比该1秒短的时间时，从铁素体等低温相向奥氏体的逆相变没有充分进行，不能够在其后的冷却工序中得到第二相，不能得到充分的强度。而且，在此种情况下，冷轧后的织构与铁素体等低温相一起原样残留，导致局部变形能力的劣化。另一方面，在高于900℃的温度或大于300秒的时间时，通过保持而使晶粒粗大化，r值及拉伸率下降。

这里，Ac₁、前段的平均加热速度HR1及后段的平均加热速度HR2可分别通过以下的式18、式19及式20得到。

Ac₁＝723－10.7×[Mn]－16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W](式18)

HR1≥0.3(式19)

HR2≤0.5×HR1(式20)

然后，以1℃/s以上且20℃/s以下的平均冷却速度将钢冷却到580℃以上且780℃以下的温度范围(三次冷却，第一段冷却)。如果平均冷却速度低于1℃/s或冷却终点温度为780℃以上，则得不到需要的铁素体分率，拉伸率下降。另一方面，如果平均冷却速度为20℃/s以上或冷却终点温度低于580℃，则生成珠光体，因而扩孔性下降。

然后，以5℃/s以上且200℃/s以下的平均冷却速度将钢冷却到350℃以上且500℃以下的温度范围(四次冷却，第二段冷却)。在该冷却后，一种方法是，直接在350℃以上且500℃以下的温度范围内将钢保持t_OA秒以上且1000秒以下。此外，另一种方法是，在上述冷却后，直接将钢进一步冷却到350℃以下(五次冷却)，然后将钢再加热到350℃以上且500℃以下的温度范围，在350℃以上且500℃以下的温度范围内将钢保持t_OA秒以上且1000秒以下。如果以短于t_OA秒的时间或低于350℃或超过500℃的温度范围保持钢，则贝氏体相变没有充分进行，不能得到良好的扩孔性。其中，如果以短于t_OA秒的时间或低于350℃的温度范围保持钢，则大量生成马氏体，因此除了扩孔性以外，拉伸率也下降。此外，如果以超过500℃的温度范围保持钢，则大量生成珠光体，因此使扩孔性进一步降低。而且，通过使上述四次冷却的平均冷却速度为5℃/s以上，能够进一步抑制珠光体的生成。再者，四次冷却的平均冷却速度的上限不需要特别的限制，但为了提高温度控制的精度，也可以规定为200℃/s。

这里，t_OA能够通过下述的(式21)求出。

$t_{OA}={10}^{0.0002{(T_{OA}-425)}^2+1.18}$ (式21)

这里，T_OA为350℃以上且500℃以下的温度范围内的保持温度。

再者，也可以根据需要对得到的热轧钢板进行表皮光轧。通过该表皮光轧(skinpassrolling)，能够防止加工成形时发生的拉伸变形，或者矫正钢板形状。

另外，可以根据需要对按照以上方式制造的冷轧钢板进行热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理，从而在冷轧钢板的表面上形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。在此种情况下，最好在形成镀层之前，以水蒸气分压p_H2O与氢分压p_H2之比的对数(log(pH₂O/pH₂))满足－3.0～0.0的方式控制炉内气氛来进行退火(例如根据上述规定的条件来进行加热或在规定温度范围内保持)。通过这样的退火，能够抑制含Si的钢板中容易产生的未镀覆部分的生成，或促进合金化，能够进一步提高镀覆品质。

而且，也可以对得到的冷轧钢板实施上述的各种表面处理。

为了参考，图9及10中示出了表示本实施方式的冷轧钢板的制造方法的概略的流程图。

实施例

下面举出本发明的实施例对本发明的技术内容进行说明。

对采用具有表1～表3所示的化学组成(剩余部分为铁及不可避免的杂质)的钢No.A～Y及钢No.a～g进行研究而得到的结果进行说明。

在将这些钢熔炼及铸造后，直接进行热轧或者暂时冷却到室温后对钢进行再加热，加热至900℃～1300℃的温度范围，然后以表4～表7所示的制造条件在控制钢板温度的同时进行热轧。在Ar₃以上的温度下结束热轧后对钢进行冷却，卷取该钢而制成2～5mm厚的热轧卷板。然后，在将该钢(热轧卷板)酸洗后，冷轧到达到1.2～2.3mm厚，为了退火进行加热和保持。然后，分两段对得到的钢板进行冷却并保持，对该钢板以0.5％的轧制率进行表皮光轧，得到冷轧钢板。这里，以热轧后的制造条件满足表8～表11所示的制造条件的方式制造冷轧钢板。此外，关于制造No.A1，除未镀覆的冷轧钢板(冷轧卷板)以外，还通过形成热浸镀锌层及合金化热浸镀锌层来制成热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板。再者，在制造No.O2中，没有在T1+30℃～T1+200℃下进行压下率为30％以上的压下，因而不能算出t1。因此，在该制造No.O2中，使用T1+30℃～T1+200℃的最终道次的压下率作为P1。

表1～表3示出了各钢的化学成分，表4～表7、表8～表11示出了各制造条件。此外，表12～表15示出了所得到的钢板的显微组织及机械特性。再者，表12～表15中F、B、残留γ、M、P及t-M分别表示铁素体、贝氏体、残留奥氏体、马氏体、珠光体及回火马氏体的面积率。

此外，关于所得到的结果，图6中示出了强度TS和扩孔性λ的关系，图7中示出强度TS和拉伸率EL的关系。

再者，通过按照JISZ2241的拉伸试验，确定抗拉强度TS、拉伸率(总拉伸率)EL、各方向的r值(rL、rC、r30、r60：按照JISZ2254(2008)(ISO10113(2006)))。此外，通过按照日本铁钢联盟标准JFST1001的扩孔试验，确定扩孔性λ。再者，r值的测定中的其它条件与上述实施方式的条件相同。

此外，采用前述的EBSD，对板宽方向的1/4处的与轧制方向平行的板厚断面为5/8～3/8的区域的板厚中央部，以0.5μm间距测定极密度。

如图6及7所示，可知：适当地控制了钢板的化学组成和显微组织(特别是各晶体取向的极密度)的钢板同时具有优良的扩孔性和延展性。此外，在从制造No.A1得到的热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板中，各镀覆钢板的显微组织及机械特性与和制造No.对应的冷轧卷板(表12～表15)的显微组织及机械特性相同。

表1

表2

表3

表4

表5

表6

表7

表8

表9

表10

表11

表12

表13

表14

表15

以上，对本发明的优选的实施例进行了说明，但本发明并不限定于这些实施例。在不脱离发明要旨的范围内，能够进行构成的添加、省略、置换及其它的变更。本发明不由上述的说明限定，只由权利要求范围限定。

工业上的可利用性

能够提供TRIP钢中延展性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。

Claims (18)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，钢板的化学组成以质量％计含有C：0.02％以上且0.4％以下、Si：0.001％以上且2.5％以下、Mn：0.001％以上且4.0％以下、Al：0.001％以上且2.0％以下，将P限制为0.15％以下，将S限制为0.03％以下，将N限制为0.01％以下，将O限制为0.01％以下，剩余部分包含铁及不可避免的杂质；

在所述钢板的化学组成中，Si量和Al量的合计为1.0质量％以上且4.5质量％以下；

在5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部，用{100}＜011＞、{116}＜110＞、{114}＜110＞、{112}＜110＞、{223}＜110＞的各晶体取向的极密度的算术平均值表示的极密度即{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且3.0以下，{332}＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上且5.0以下；

在所述钢板的显微组织中存在多个晶粒，该显微组织以面积率计含有5％以上且80％以下的铁素体、5％以上且80％以下的贝氏体、2％以上且30％以下的残留奥氏体，在所述显微组织中以面积率计马氏体被限制为20％以下，珠光体被限制为10％以下，回火马氏体被限制为60％以下；

与轧制方向成直角的方向的兰克福特值rC为0.75以上且1.10以下，与所述轧制方向成30°角的方向的兰克福特值r30为0.70以上且1.10以下，

所述轧制方向的兰克福特值rL为0.72以上且1.10以下，与所述轧制方向成60°角的方向的兰克福特值r60为0.70以上且1.10以下。

2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，所述钢板的化学组成以质量％计进一步含有选自以下元素中的1种以上：

Ti：0.001％以上且0.2％以下、

Nb：0.005％以上且0.2％以下、

B：0.0001％以上且0.005％以下、

Mg：0.0001％以上且0.01％以下、

REM：0.0001％以上且0.1％以下、

Ca：0.0001％以上且0.01％以下、

Mo：0.001％以上且1.0％以下、

Cr：0.001％以上且2.0％以下、

V：0.001％以上且1.0％以下、

W：0.001％以上且1.0％以下、

Ni：0.001％以上且2.0％以下、

Cu：0.001％以上且2.0％以下、

Co：0.0001％以上且1.0％以下、

Sn：0.0001％以上且0.2％以下、

Zr：0.0001％以上且0.2％以下、

As：0.0001％以上且0.5％以下。

3.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，所述晶粒的体积平均直径为2μm以上且15μm以下。

4.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，所述{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且3.0以下，所述{332}＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上且4.0以下。

5.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，所述多个晶粒中的超过35μm的晶粒的面积比例被限制为10％以下。

6.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，所述多个晶粒中的轧制方向的晶粒长度除以板厚方向的晶粒长度而得到的值为3.0以下的晶粒的比例在50％以上且100％以下。

7.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，所述贝氏体的维氏硬度为180HV以上，所述残留奥氏体的平均C浓度为0.9％以上。

8.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其特征在于，在所述钢板的表面上具备热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

9.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对具有下述化学组成的钢在1000℃以上且1200℃以下的温度范围内进行包含至少1次压下率为40％以上的道次的第1热轧，使所述钢的平均奥氏体粒径为200μm以下，所述化学组成中以质量％计含有C：0.02％以上且0.4％以下、Si：0.001％以上且2.5％以下、Mn：0.001％以上且4.0％以下、Al：0.001％以上且2.0％以下，将P限制为0.15％以下，将S限制为0.03％以下，将N限制为0.01％以下，将O限制为0.01％以下，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，Si量和Al量的合计为1.0质量％以上且4.5质量％以下；

对所述钢进行第2热轧，在所述第2热轧中在将由下述式1算出的温度设定为T1℃的情况下，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内包含压下率为30％以上的大压下道次，T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的累积压下率为50％以上，由下述式4算出的Ar₃℃以上且低于T1+30℃的温度范围内的累积压下率被限制为30％以下，轧制结束温度为由下述式4算出的Ar₃℃以上；

以从所述大压下道次中的最终道次的结束到冷却开始的等待时间t秒满足下述式2的方式，对所述钢进行一次冷却；

在650℃以下的温度范围卷取所述钢；

对所述钢进行酸洗；

以30％以上且90％以下的轧制率对所述钢进行冷轧；

进行在室温～650℃的温度范围内的平均加热速度HR1为0.3℃/秒以上、在超过650℃且由下述式5算出的Ac₁℃以下的温度范围内的平均加热速度HR2以℃/秒为单位计为0.5×HR1以下的两段的加热；

将所述钢在Ac₁℃以上且900℃以下的温度范围内保持1秒以上且300秒以下；

以1℃/s以上且20℃/s以下的平均冷却速度将所述钢冷却到580℃以上且780℃以下的温度范围；

以5℃/s以上且200℃/s以下的平均冷却速度将所述钢冷却到350℃以上且500℃以下的温度范围内的温度T_OA；

将所述钢在350℃以上且500℃以下的温度范围内保持由下述式6算出的时间t_OA秒以上且1000秒以下，得到钢板，或者，将所述钢进一步冷却到350℃以下，然后将所述钢再加热到350℃以上且500℃以下的温度范围，然后在350℃以上且500℃以下的温度范围内将所述钢保持由下述式6计算的时间t_OA秒以上且1000秒以下，得到钢板，

T1＝850+10×([C]+[N])×[Mn](式1)

这里，[C]、[N]及[Mn]分别为所述钢中的C、N及Mn量的质量百分率，

t≤2.5×t1(式2)

这里，t1用下述式3表示，

t1＝0.001×((Tf－T1)×P1/100)²－0.109×((Tf－T1)×P1/100)+3.1

(式3)

这里，Tf为所述最终道次结束时的所述钢的摄氏温度，P1为所述最终道次中的压下率的百分率，

Ar₃＝879.4－516.1×[C]－65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P]

(式4)

Ac₁＝723－10.7×[Mn]－16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W](式5)

$t_{\mathrm{OA}}={10}^{0.0002{(T_{\mathrm{OA}}-425)}^2+1.18}$ (式6)。

10.根据权利要求9所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢在所述化学组成中以质量％计进一步含有选自以下元素中的1种以上：

Ti：0.001％以上且0.2％以下、

Nb：0.005％以上且0.2％以下、

B：0.0001％以上且0.005％以下、

Mg：0.0001％以上且0.01％以下、

REM：0.0001％以上且0.1％以下、

Ca：0.0001％以上且0.01％以下、

Mo：0.001％以上且1.0％以下、

Cr：0.001％以上且2.0％以下、

V：0.001％以上且1.0％以下、

W：0.001％以上且1.0％以下、

Ni：0.001％以上且2.0％以下、

Cu：0.001％以上且2.0％以下、

Co：0.0001％以上且1.0％以下、

Sn：0.0001％以上且0.2％以下、

Zr：0.0001％以上且0.2％以下、

As：0.0001％以上且0.5％以下，

并且，将由下述式7算出的温度代替由所述式1算出的温度来作为所述T1℃，

T1＝850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V](式7)

这里，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]分别为C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V的质量百分率。

11.根据权利要求9或10所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述等待时间t秒满足采用了所述t1的下述式8，

0≤t＜t1(式8)。

12.根据权利要求9或10所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述等待时间t秒满足采用了所述t1的下述式9，

t1≤t≤2.5×t1(式9)。

13.根据权利要求9或10所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述一次冷却中，冷却开始时的钢温度与冷却结束时的钢温度之差即冷却温度变化为40℃以上且140℃以下，所述冷却结束时的钢温度为T1+100℃以下。

14.根据权利要求9或10所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述第1热轧包含至少2次以上压下率为40％以上的道次，使所述钢的平均奥氏体粒径为100μm以下。

15.根据权利要求9或10所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在通过最终轧制机架后、并且在所述一次冷却的结束后在10秒以内开始二次冷却。

16.根据权利要求9或10所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述第2热轧中，使T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的各道次间的所述钢的温度上升为18℃以下。

17.根据权利要求9或10所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在轧制机架间进行所述一次冷却。

18.根据权利要求9或10所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述钢板的表面上形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。