CN103857817A

CN103857817A - 深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN103857817A
Application number: CN201280050634.7A
Authority: CN
Inventors: 木村英之; 长泷康伸; 奥田金晴; 河村健二
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2011-10-13
Filing date: 2012-08-23
Publication date: 2014-06-11
Anticipated expiration: 2032-08-23
Also published as: US9297052B2; JP5408314B2; EP2767604A4; EP2767604A1; CN103857817B; JP2013100594A; WO2013054464A1; TWI456075B; KR20140068183A; TW201315819A; US20140290810A1; KR101600731B1

Abstract

本发明提供一种深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。该钢板的成分组成以质量%计，含有C：0.010～0.060%、Si：大于0.5%且为1.5%以下、Mn：1.0～3.0%、P：0.005～0.100%、S：0.010%以下、sol.Al：0.005～0.500%、N：0.0100%以下、Nb：0.010～0.100%、Ti：0.015～0.150%，并且满足（Nb/93）/（C/12）＜0.20、0.005≤C*≤0.025、（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）≥0.150（C*＝C－（12/93）Nb－（12/48）Ti*，Ti*＝Ti－（48/14）N－（48/32）S），余量由铁和不可避免的杂质构成。该钢板的组织以面积率计，含有70%以上的铁素体相和3%以上马氏体相。此外，拉伸强度为440MPa以上，平均r值为1.20以上。

Description

深拉性和卷材内材质均匀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内外侧板等的深拉性和卷材内材质均匀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，为了限制CO₂的排放量，要求改善汽车的燃料效率。另外，除此以外，为了在车辆碰撞时确保乘车者的安全，还要求提高以汽车车身的碰撞特性为中心的安全性。并且，为了应对这种要求，正在积极推进汽车车身的轻量化和汽车车身的强化。

为了同时满足汽车车身的轻量化和强化，通过对原材料进行高强度化且在刚性不成为问题的范围内进行薄壁化而实现轻量化可以说是有效的，最近正在积极地将高强度钢板应用于汽车部件。

另一方面，以钢板为原材料的汽车部件大部分通过冲压加工来成形，因此，需要汽车用钢板（作为原材料的钢板）具有优良的冲压成形性。但是，高强度钢板与通常的软钢板相比，成形性、特别是深拉性大幅变差，因此，作为在推进汽车轻量化方面的课题，对拉伸强度TS≥440MPa且兼具良好的深拉成形性的钢板的要求不断提高。具体而言，要求以作为深拉性评价指标的兰克福特值（以下称为r值）计平均r值≥1.20的高强度钢板。

另外，对于高强度钢板来说，为了进行高强度化而添加了大量的各种合金元素，由于制造条件的改变，导致存在于钢中的析出物种类和量产生多样的变化，卷材内、特别是卷材长度方向的材质偏差容易变大。当材质偏差大时，在汽车的连续冲压生产线上难以稳定地进行冲压成形，操作性大大下降，因此强烈要求卷材内材质均匀性。

为了解决上述问题，作为在具有高r值的同时进行高强度化的方法，例如，专利文献1中公开了如下方法：在极低碳钢板中，以添加了将固溶在钢中的碳、氮固定的Ti、Nb而IF（无间隙原子，Interstitialatom free）化的钢作为基体，添加Si、Mn、P等固溶强化元素。

然而，以这种极低碳钢作为原材料并添加固溶强化元素的技术中，如果要制造拉伸强度为440MPa以上的高强度钢板，则合金元素的添加量增多，例如当Si的添加量增多时，在连续退火中富集在表面，与气氛中存在的微量水蒸汽反应，在表面形成Si系氧化物，导致化学转化处理性显著变差。此外，当P的添加量增多时，P在晶界产生偏析，导致耐二次加工脆性变差。当Mn的添加量增多时，r值下降，存在越是实现高强度化则r值越下降的问题。

其次，作为对钢板进行高强度化的方法，除了如上所述的固溶强化法以外，还有组织强化法。由软质铁素体和硬质马氏体构成的复合组织钢板一般延展性良好且具有优良的强度-延展性平衡，而且具有屈服强度低这样的特征。因此，冲压成形性比较良好。但是，r值低，深拉性差。其原因认为是由于马氏体形成所需的固溶C阻碍了对高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中公开了如下方法：冷轧后，在再结晶温度～Ac3相变点的温度下进行装箱退火，然后，为了形成复合组织而加热到700～800℃后，进行淬火回火。另外，专利文献3中公开了含有规定的C量、组织中具有以体积率计合计为3%以上的贝氏体、马氏体、奥氏体中的一种以上、平均r值为1.3以上的高强度钢板。然而，专利文献2、3中记载的技术均需要分别进行通过形成Al与N的团簇或析出物而使织构发达以提高r值的退火和用于制作组织的热处理，另外，退火工序中，以装箱退火为基本，需要进行其保持时间为1小时以上的长时间保持。因此，需要进行装箱退火，与连续退火相比，处理时间长，工序数增加，因此效率、生产率非常差，不仅从制造成本的观点而言经济性差，而且在制造工艺上存在多发钢板间的粘附、产生回火色以及炉体内罩的寿命下降等诸多问题。

此外，专利文献4中公开了通过实现C含量与V含量的优化来改善复合组织钢板的r值的技术。该技术中，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降低固溶C，从而实现高r值，接着，在α-γ双相区进行加热，由此使V系碳化物溶解，使C富集在γ中，并在之后的冷却过程中生成马氏体。

然而，在双相区退火中使V系碳化物溶解的方法中，担心会因溶解速度的偏差而引起材质变化，因此，需要对退火温度和退火时间进行高精度的控制，在真机制造中的稳定性方面存在问题。

另外，专利文献5中公开了如下技术：在以质量%计C含量为0.010～0.050%的范围内，控制Nb含量和C含量以使0.2≤（Nb/93）/（C/12）≤0.7，由此兼顾高r值化和复合组织化。该技术中，在热轧板的阶段中，在退火后残留形成马氏体所需的固溶C，并且通过添加Nb所产生的热轧板组织的微细化效果和NbC的析出所产生的固溶C量降低效果而实现高r值化。

然而，专利文献5记载的技术是通过添加Nb所产生的热轧板组织的微细化效果和NbC的析出所产生的固溶C量降低效果而实现高r值化的技术，Nb不仅成本非常高，而且显著延迟奥氏体的再结晶，因此存在热轧时的负荷高这样的问题。另外，由于在热轧板中析出的NbC提高了冷轧时的变形阻力，因此，增大了对辊的负荷而使产生故障的风险增加，并且生产率的下降、能够制造的产品范围受限等也成为问题。此外，在上述C含量范围（0.010～0.050%）内，难以控制热轧卷材内、特别是卷材前后端部的NbC的析出状态，因此在以该成分体系作为原材料的冷轧钢板中，卷材内材质在长度方向上变得不均匀，在卷材内材质均匀性方面存在问题。

对于这种提高冷轧钢板的卷材内材质均匀性的技术，迄今已提出了多种方案。例如，专利文献6中公开了如下技术：通过向C被降低至0.0070%以下的钢中复合添加Ti、Nb并进行卷取温度为620℃以上的热轧而使卷材内材质均匀化。该技术中，使成为材质偏差原因的N以TiN的形式而不是以AlN的形式在精轧之前析出，并且使C以（Ti、Nb）C的复合碳化物的形式析出。然而，在实际操作中，有时卷取温度为600℃以下或者卷材内局部为600℃以下，在这种情况下，存在因卷材内析出行为的变化而导致材质偏差变大的问题。特别是在Ti、Nb相对于C的原子比低时，C的析出固定不充分，在比较容易冷却的卷材前后端部的材质劣化变大。

另外，专利文献7中公开了如下技术：通过使C大于0.0050%且为0.010%以下并控制（Nb%×12）/（C%×93）＝1.6～2.4而减小强度、伸长率等机械特性的卷取温度依赖性。然而，该技术中，作为对象的钢板是以极低碳钢的IF钢（Interstitial free钢，无间隙原子钢）为基体的铁素体单相钢，而对于拉伸强度为440MPa以上的高强度钢板完全没有提及。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公昭57-57945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2003-64444号公报

专利文献4：日本特开2002-226941号公报

专利文献5：日本特开2005-120467号公报

专利文献6：日本特公昭61-032375号公报

专利文献7：日本特开2000-303141号公报

发明内容

发明所要解决的问题

如上所述，在对深拉性优良的软钢板进行高强度化时，以往研究的利用固溶强化进行高强度化的方法中，需要添加大量的合金元素，这在成本、化学转化处理性等方面存在问题，并且r值提高本身也存在问题。

另外，在利用组织强化的方法中，需要两次退火法、高速冷却设备，因此，在制造工艺上存在问题，虽然还公开了利用V和C的方法，但担心会由于V和C的溶解速度偏差而引起材质变化，因此需要对退火温度和退火时间进行高精度的控制，在真机制造中的稳定性方面存在问题。

此外，虽然公开了通过添加Nb所产生的热轧板的微细化效果和NbC的析出所产生的固溶C量降低效果而实现复合组织钢板的高r值化的技术，但Nb不仅成本非常高，而且显著延迟奥氏体的再结晶，因此，热轧时的负荷高，而且在热轧板中析出的NbC提高了冷轧时的变形阻力，因此难以进行稳定的真机制造。此外，对于卷材内材质均匀性而言，由于难以控制热轧卷、特别是卷材前后端部的NbC等析出物的析出状态，因此卷材内材质在长度方向上不均匀。

本发明是为了解决上述问题而进行的，其目的在于提供适合用于汽车车身内外侧板等的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。

用于解决问题的方法

为了解决上述问题，本发明人进行了详细的研究。结果得到了以下见解。

本发明人对于影响钢板的高强度化和深拉性以及在工业上大量生产钢板时的生产率、卷材内材质均匀性的各种因素进行了深入研究。结果得到以下见解，通过以质量%计含有C：0.010～0.060%、N：0.0100%以下、Nb：0.010～0.100%、Ti：0.015～0.150%、S：0.010%以下且将Nb与C的关系限定为（Nb/93）/（C/12）小于0.20，并且将未被Nb和Ti固定的C*（固溶C）量调节至规定范围，而且在退火加热时以平均升温速度小于3℃/秒的低速在700～800℃的温度范围进行加热，能够形成钢板组织含有以面积率计为70%以上的铁素体相和以面积率计为3%以上的马氏体相的组织，能够制造拉伸强度（以下有时也称为TS）为440MPa以上、平均r值为1.20以上的深拉性优良的高强度冷轧钢板。

并且发现，对于卷材内材质均匀性而言，通过限定为（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）≥0.150，并且控制热轧精轧中的精轧后段两道次的轧制率或进一步控制精轧后的冷却条件、卷取温度，能够使热轧卷材内的析出物的生成均匀化，结果，在退火后也能够得到优良的卷材内材质均匀性。

本发明基于上述见解而完成，其要旨如下所述。

一种深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，

其成分组成以质量%计含有C：0.010～0.060%、Si：大于0.5%且为1.5%以下、Mn：1.0～3.0%、P：0.005～0.100%、S：0.010%以下、sol.Al：0.005～0.500%、N：0.0100%以下、Nb：0.010～0.100%、Ti：0.015～0.150%，并且满足下述式（1）、（2）和（3）的关系，余量由铁和不可避免的杂质构成，其组织以面积率计，含有70%以上的铁素体相和3%以上马氏体相，拉伸强度为440MPa以上，平均r值为1.20以上，

（Nb/93）/（C/12）＜0.20···（1）

0.005≤C*≤0.025···（2）

（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）≥0.150···（3）

式（1）、（2）和（3）中的元素M表示元素M的含量（质量%），C*＝C－（12/93）Nb－（12/48）Ti*，Ti*＝Ti－（48/14）N－（48/32）S，其中，当Ti－（48/14）N－（48/32）S≤0时，设Ti－（48/14）N－（48/32）S＝0。

如上述[1]所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有合计为0.50%以下的选自Mo、Cr和V中的一种或两种以上。

如上述[1]或[2]所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有选自Cu：0.30%以下、Ni：0.30%以下中的一种或两种。

如上述[1]～[3]中任一项所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有选自Sn：0.20%以下、Sb：0.20%以下中的一种或两种。

如上述[1]～[4]中任一项所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有Ta：0.01～0.10%，并且满足代替上述式（2）的下述式（4），

0.005≤C*≤0.025···（4）

在此，C*＝C－（12/93）Nb－（12/181）Ta－（12/48）Ti*，Ti*＝Ti－（48/14）N－（48/32）S，其中，当Ti－（48/14）N－（48/32）S≤0时，设Ti－（48/14）N－（48/32）S＝0。

一种深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对具有上述[1]～[5]中任一项所述的成分组成的钢原材进行热轧、冷轧、退火来制造高强度冷轧钢板时，在上述热轧中，将精轧的最终道次的轧制率设定为10%以上，将上述最终道次的前一道次的轧制率设定为15%以上，在上述退火工序中，以小于3℃/秒的平均升温速度在700～800℃的温度范围进行加热，直至800～900℃的温度范围，接着，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。

如上述[6]所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，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，在500～700℃的温度下卷取后，以50%以上的轧制率进行冷轧。

另外，本说明书中，表示钢成分的%均为质量%。

发明效果

根据本发明，能够得到拉伸强度（TS）为440MPa以上的高强度且具有由高r值（平均r值≥1.20）带来的优良的深拉性、而且卷材内材质变化小的材质均匀性良好的高强度冷轧钢板。此外，根据本发明，通过将昂贵的Nb与C含量的关系限定为（Nb/93）/（C/12）小于0.20并积极地利用Ti，能够廉价且稳定地制造TS为440MPa以上且平均r值为1.20以上的深拉性优良的高强度冷轧钢板。

因此，在将本发明的高强度钢板应用于汽车内外侧板部件时，能够进行以往难以冲压成形的部件的高强度化，因此能够大大有助于汽车车身的碰撞安全性、轻量化，此外，由于卷材内材质均匀性良好，因此还可以期待冲压成形时操作性的提高。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明

一般而言，为了实现深拉伸用冷轧钢板的高r值化，即，为了使{111}再结晶织构发达，有效的方法是尽量降低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。另一方面，上述现有技术的复合组织钢板（DP钢板）中，需要形成马氏体所需的固溶C，因此无法使母相的{111}再结晶织构发达，具有r值低的缺点。

然而，本发明人进行了深入研究，结果新发现了存在即使生成马氏体{111}再结晶织构也发达、即能够兼顾马氏体的生成和{111}再结晶织构的发达这两者的固溶C量范围。也就是说，通过在将C含量控制为低于以往以低碳钢作为原材料的DP钢板且高于以往的极低碳钢的C：0.010～0.060%范围的基础上，结合该C含量，添加适当量的Nb和Ti量，确保适当量的固溶C量，并且在退火加热时以平均升温速度小于3℃/秒的低速在700～800℃的温度范围进行加热，能够促进退火后{111}再结晶织构的发达而实现高r值化，并且能够在退火后的冷却时生成适当量的马氏体而实现高强度化。

此外，如以往所知，Nb具有延迟再结晶的效果，因此对于使热轧板微细化是有效的，此外，在钢中Nb具有高碳化物形成能力，因此在热轧后的卷取阶段中以NbC的形式在钢中析出，能够降低冷轧前和再结晶退火前的固溶C量，有助于高r值化。但是，Nb是昂贵的元素，而且还是增大轧制负荷、导致制造性变差的元素。因此，本发明中将Nb的含量限制在热轧板的微细化所需的最低限量，在降低固溶C方面利用与Nb同样具有高碳化物形成能力的Ti。也就是说，在本发明中，将Nb与C含量的关系限定为（Nb/93）/（C/12）小于0.20，并且将未被Nb、Ti固定的固溶C量（C*）控制在0.005～0.025的范围。

以往，这种固溶C的存在被认为阻碍了{111}再结晶织构的发达，但本发明中没有将全部的C以NbC或TiC的形式固定而存在形成马氏体所需的固溶C，由此实现了高r值化。虽然能够获得这种效果的原因目前尚未明确，但可以认为在使固溶C量为上述范围时，与固溶C对形成{111}再结晶织构所产生的负面效果相比，除了热轧板的微细化效果以外，在基体中析出微细的NbC、TiC，冷轧时在该析出物附近累积应变从而促进{111}再结晶粒子生成的效果，以及退火加热时以平均升温速度小于3℃/秒的低速在700～800℃的温度范围进行加热从而促进{111}再结晶粒子生成的效果等正面效果更强。

如上所述，在本发明中，通过将钢的成分组成控制在适当范围内从而将固溶C量（C*）控制在0.005～0.025的范围，并且积极利用Ti来代替Nb，能够大幅削减导致热轧、冷轧负荷增大的昂贵的Nb的含量，能够在不造成原料成本上升和生产率下降的情况下在工业上稳定地制造具有高r值的高强度冷轧钢板。

在本发明中，通过进一步将（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）限定在0.150以上，并且将热轧时精轧的最终道次的轧制率和最终道次前一道次的轧制率控制在适当范围内，而且适当地控制精轧后的冷却条件，能够促进在比较容易冷却的热轧卷的前后端部的NbC、TiC的析出，能够降低高强度冷轧钢板的卷材长度方向的材质偏差、特别是TS和平均r值的偏差。

接着，对本发明中钢成分组成的限定理由进行说明。

C：0.010～0.060%

C是使钢固溶强化、并且促进以铁素体为主相且具有包含马氏体的第二相的复合组织的形成从而实现高强度化所需的重要元素。当C含量低于0.010%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TS。另外，当C含量低于0.010%时，在热轧卷取后比较容易冷却的卷材前端部，NbC、TiC的析出容易变得不充分，卷材内的材质偏差有时会增大。另一方面，如果C含量大于0.060%，则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，在本发明中，将C设定为0.010～0.060%的范围，优选为0.020～0.040%。另外，为了使TS达到500MPa以上，C含量优选为0.015%以上，为了使TS达到590MPa以上，C含量优选为0.020%以上。

Si：大于0.5%且为1.5%以下

Si是促进铁素体相变、提高未相变奥氏体中的C含量从而容易形成由铁素体和马氏体构成的复合组织、此外固溶强化能力也优良的元素。因此，在本发明中，为了确保440MPa以上的TS，将Si含量设定为大于0.5%。另一方面，如果Si含量大于1.5%，则在钢板表面形成Si系氧化物，导致化学转化处理性、涂装粘附性、涂装后耐腐蚀性下降。因此，在本发明中，将Si设定为大于0.5%且为1.5%以下。另外，为了使TS达到500MPa以上，Si含量优选大于0.8%，为了使TS达到590MPa以上，Si含量优选为1.0%以上。

Mn：1.0～3.0%

Mn是提高钢的淬透性、促进马氏体形成的元素，因此，在实现高强度化方面是有效的元素。当Mn含量小于1.0%时，难以形成期望量的马氏体，有时无法确保440MPa以上的TS。另一方面，如果Mn含量大于3.0%，则导致原料成本的上升，并且r值和焊接性变差。因此，将Mn含量设定为1.0～3.0%的范围。另外，为了使TS达到500MPa以上，Mn含量优选添加1.2%以上，为了使TS达到590MPa以上，优选添加1.5%以上。

P：0.005～0.100%

P是固溶强化能力高、对于钢的高强度化有效的元素。然而，当P的含量小于0.005%时，其效果不足，反而会导致炼钢工序中脱磷成本提高。另一方面，如果P含量大于0.100%，则P在晶界产生偏析，导致耐二次加工脆性、焊接性下降。因此，将P含量设定为0.005～0.100%的范围，优选为0.010～0.080%的范围，更优选为0.010～0.050%的范围。

S：0.010%以下

S是成为引起热脆性的原因、此外还以硫化物类夹杂物的形式存在于钢中而导致钢板的加工性下降的有害元素。因此，优选尽量降低S，在本发明中，S含量的上限为0.010%。优选为0.008%以下。

Sol.Al：0.005～0.500%

Al是作为脱氧剂而添加的元素，但由于具有固溶强化能力，因此对高强度化具有有效作用。但是，当sol.Al形式的Al含量小于0.005%时，无法获得上述效果。另一方面，如果sol.Al形式的Al含量大于0.500%，则会导致原料成本提高，并且还成为诱发钢板表面缺陷的原因。因此，将sol.Al形式的Al含量设定为0.005～0.500%的范围。优选为0.005～0.100%。

N：0.0100%以下

N含量如果大于0.0100%，则会由于在钢中生成过量的氮化物而导致延展性、韧性下降，此外还导致钢板表面性状变差。因此，将N含量设定为0.0100%以下。

Nb：0.010～0.100%

Nb在本发明中是极其重要的元素，其具有使热轧板组织微细化、并且以NbC的形式在热轧板中析出而将存在于钢中的固溶C的一部分固定的作用，通过这些作用而有助于高r值化。为了得到该效果，需要添加0.010%以上的Nb。另一方面，如果大于0.100%而过量含有，则不仅会导致原料成本的上升，而且会提高热轧、冷轧时的轧制负荷，因此难以稳定地进行制造。此外，如后所述，在本发明中，在退火后的冷却过程中，需要用于形成马氏体的规定量的固溶C，但过量添加Nb会使钢中全部的C以NbC的形式固定，因此阻碍马氏体的形成。因此，将Nb的含量设定为0.010～0.100%。优选为0.010～0.075%，更优选为0.010～0.050%。

Ti：0.015～0.150%

Ti与Nb同样，是通过固定C并以TiC的形式在热轧板中析出而有助于高r值化的本发明的重要元素。为了表现出该效果，需要含有0.015%以上的Ti。另一方面，如果大于0.150%而过量含有，则会导致原料成本上升，并且会提高冷轧时的变形阻力，因此难以稳定地进行制造。另外，过量添加Ti与Nb同样，会减少固溶C而阻碍退火后的冷却过程中的马氏体形成。因此，将Ti含量设定为0.015～0.150%的范围。

本发明的高强度钢板，在满足上述成分组成的基础上，还需要以满足下述式（1）、式（2）和式（3）的方式含有C、Nb、Ti、N和S。

（Nb/93）/（C/12）＜0.20···（1）

0.005≤C*≤0.025···（2）

（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）≥0.150···（3）

在此，C*＝C－（12/93）Nb－（12/48）Ti*，Ti*＝Ti－（48/14）N－（48/32）S。其中，当Ti－（48/14）N－（48/32）S≤0时，设Ti－（48/14）N－（48/32）S＝0（Ti*＝0）。

另外，上述式中，元素M表示元素M的含量（质量%）。

Nb是比Ti昂贵的元素，此外还会增加热轧的轧制负荷而成为损害制造稳定性的原因之一。另外，如后所述，在本发明中，为了在退火后的冷却过程中形成马氏体，需要确保规定量的未被Nb、Ti固定的固溶C量（C*）。因此，在本发明中，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。另外，当Ti、Nb相对于C的原子比低时，在热轧卷取后比较容易冷却的卷材前端部，NbC、TiC等的析出不充分，有时卷材内材质偏差会增大，从确保卷材内材质均匀性的观点出发，需要适当控制（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）。

因此，规定（Nb/93）/（C/12）、C*和（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）的式（1）、式（2）和式（3）是本发明中最重要的指标。

（Nb/93）/（C/12）是Nb与C的原子比，如果该值为0.20以上，则昂贵的Nb含量变多，在成本方面不利，而且热轧时的负荷增大。因此，将（Nb/93）/（C/12）设定为小于0.20。

此外，C*表示未被Nb、Ti固定的固溶C量，当该值小于0.005时，无法确保规定的马氏体量，难以使TS达到440MPa以上。另一方面，如果C*大于0.025，则会阻碍对高r值化有效的铁素体相的{111}再结晶织构的形成，无法获得良好的深拉性。因此，将C*设定为0.005～0.025的范围。另外，为了使平均r值为1.30以上，优选将C*设定为0.020以下，另外，为了使平均r值为1.40以上，更优选将C*设定为小于0.017。

此外，（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）是Ti、Nb与C的原子比，如果该值小于0.150，则在热轧卷取后比较容易冷却的卷材前端部，NbC、TiC等的析出不充分，有时卷材内材质偏差会增大。因此，将（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）设定为0.150以上。

通过以上必须添加的元素，本发明钢能够获得目标特性，除了上述必须添加的元素以外，还可以根据需要添加下述元素。

本发明的钢板可以在上述基本组成的基础上，根据要求的特性进一步含有选自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。

合计为0.50%以下的选自Mo、Cr和V中的一种或两种以上

Mo、Cr和V是昂贵的元素，与Mn同样，是提高淬透性的元素，并且是对于稳定生成马氏体有效的元素。当上述成分的合计含量为0.10%以上时能够显著表现出这种效果，因此优选添加0.10%以上。另一方面，如果Mo、Cr和V的合计含量大于0.50%，则不仅上述效果饱和，而且会导致原料成本的上升。因此，在添加这些元素时，将合计量设定为0.50%以下。

选自Cu：0.30%以下和Ni：0.30%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，在本发明的冷轧钢板中，Cu对钢板特性的不利影响较小，因此如果为0.30%以下的含量，则可以允许。由此，能够使用废料等，能够利用循环原料，因此能够实现原料成本的下降。

Ni与Cu同样，对钢板特性所产生的影响较小，但具有防止因添加Cu而产生表面缺陷的效果。通过含有Cu含量的1/2以上能够表现出上述效果。但是，如果Ni含量过量，则会由于不均匀地生成氧化皮而助长其他表面缺陷的产生，因此在添加时，将Ni含量的上限设定为0.30%。

本发明的高强度冷轧钢板可以在上述成分组成的基础上，进一步添加选自Sn和Sb中的一种或两种和/或Ta。

选自Sn：0.20%以下、Sb：0.20%以下中的一种或两种

从抑制钢板表面的氮化、氧化或因氧化产生的钢板表面的数十微米区域的脱碳的观点出发，优选含有Sn、Sb。通过抑制这种氮化、氧化，防止钢板表面上马氏体生成量的减少，改善疲劳特性、表面品质。从抑制氮化、氧化的观点出发，在含有Sn或Sb时设定为0.01%以上。另一方面，如果大于0.20%，则会导致韧性变差，因此优选设定为0.20%以下。

Ta：0.01%以上且0.10%以下，并且0.005≤C*≤0.025

C*＝C－（12/93）Nb－（12/181）Ta－（12/48）Ti*，Ti*＝Ti－（48/14）N－（48/32）S。其中，当Ti－（48/14）N－（48/32）S≤0时，设Ti－（48/14）N－（48/32）S＝0。

Ta与Nb、Ti同样，是通过以TaC的形式在热轧板中析出而具有固定C的作用并且通过这些作用而有助于高r值化的元素。从这样的观点出发，优选含有0.01%以上的Ta。另一方面，如果含有大于0.10%的过量Ta，则不仅导致成本增加，而且与Nb、Ti同样，在退火后的冷却过程中可能会妨碍马氏体的形成，此外，在热轧板中析出的TaC提高冷轧时的变形阻力，有时难以进行稳定的真机制造。因此，在含有Ta时，设定为0.10%以下。

在添加Ta时，以满足下述式（4）来代替上述式（2）的方式含有Nb、Ta、Ti、N和S。

0.005≤C*≤0.025···（4）

在此，C*＝C－（12/93）Nb－（12/181）Ta－（12/48）Ti*，Ti*＝Ti－（48/14）N－（48/32）S。其中，当Ti－（48/14）N－（48/32）S≤0时，设Ti－（48/14）N－（48/32）S＝0（Ti*＝0）。

当上述式（4）中的C*小于0.005时，无法确保规定的马氏体量，难以得到440MPa以上的拉伸强度。另一方面，如果C*大于0.025，则会阻碍对高r值化有效的铁素体相的{111}再结晶织构的形成，无法获得良好的深拉性。因此，将C*设定为0.005～0.025的范围。另外，为了使平均r值为1.30以上，优选将C*设定为0.020以下，另外，为了使平均r值为1.40以上，更优选将C*设定为小于0.017。

上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。但是，只要是不损害本发明效果的范围，则并不排斥含有其他成分。但是，由于氧（O）会形成非金属夹杂物而对钢板品质产生不利影响，因此优选将其含量降低至0.003%以下。

接着，对本发明的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板的组织进行说明。

本发明的高强度冷轧钢板中，为了同时满足钢板强度和冲压成形性（特别是深拉性），需要含有相对于钢板组织整体以面积率计为70%以上的铁素体相和以面积率计为3%以上的马氏体相。另外，本发明的高强度冷轧钢板有时含有珠光体、贝氏体、残余奥氏体和碳化物等作为铁素体相和马氏体相以外的余量组织，只要这些组织的合计面积率为5%以下，则可以允许。

铁素体相：以面积率计为70%以上

铁素体相是确保钢板的冲压成形性、特别是深拉性所需的软质相，本发明中，通过使铁素体相的{111}再结晶织构发达而实现高r值化。当铁素体相的面积率小于70%时，难以使平均r值达到1.20以上，无法获得良好的深拉性。因此，将铁素体相的面积率设定为70%以上。另外，为了实现平均r值的进一步提高，铁素体相的面积率优选为80%以上。另一方面，如果铁素体相的面积率大于97%，则钢板强度下降，难以确保440MPa以上的TS。另外，在本发明中，“铁素体”除了包含多边形铁素体以外，还包含由奥氏体相变所得的位错密度高的贝氏体铁素体。

马氏体相：以面积率计为3%以上

马氏体相是确保本发明的钢板的强度所需的硬质相。当马氏体相的面积率小于3%时，钢板强度下降，难以确保440MPa以上的TS，因此将马氏体相的面积率设定为3%以上。另外，为了使TS达到500MPa以上或590MPa以上，优选将马氏体相的面积率设定为5%以上。另一方面，如果马氏体的面积率大于30%，则使r值提高的铁素体相的面积率下降，难以确保良好的深拉性、烘烤硬化性。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。

另外，上述面积率可以如下求出：在对钢板的L截面（与轧制方向平行的垂直截面）进行研磨后，用硝酸乙醇溶液腐蚀，使用SEM（扫描电子显微镜）以2000倍的倍率观察5个视野，并对拍摄的组织照片进行图像分析。在组织照片中，铁素体为稍呈黑色衬度的区域，珠光体为层状生成碳化物的区域，贝氏体为点列状生成碳化物的区域，马氏体和残余奥氏体（残余γ）为带有白色衬度的粒子。

由上所得的本发明的高强度冷轧钢板具有以下特性。

TS≥440MPa

对于迄今为止的软钢～340MPa强度水平的内外侧板等而言，为了兼顾轻量化和碰撞安全性，通过使原材料强度高强度化并且减小板厚而使其轻量化是有效的，为了获得该轻量化效果，将本发明的高强度钢板的TS限定为440MPa以上。

平均r值：1.20以上

TS为440MPa以上的高强度钢板与软钢板相比，冲压成形性、特别是深拉性大大降低，因此，为了应对内外侧板、行走部件等拉伸成形主体的构件，将本发明钢的平均r值限定为1.20以上。

接着，对本发明的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板的制造方法（一种实施方式）进行说明。

本发明的高强度冷轧钢板通过下述方法制造：对调节至上述化学成分范围的钢进行熔炼而形成板坯，接着将精轧的最终道次的轧制率设定为10%以上、将上述最终道次的前一道次的轧制率设定为15%以上而进行热轧，并进行冷轧，接着以小于3℃/秒的平均升温速度在700～800℃的温度范围进行加热，直至800～900℃的温度范围，再以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至500℃以下的冷却停止温度而进行退火。

为了防止成分的宏观偏析，本发明的制造方法中使用的钢板坯优选通过连铸法制造，但也可以采用铸锭法、薄板坯连铸法来制造。另外，在制造钢板坯后，除了先冷却至室温、然后再次加热的传统方法以外，也可以没有问题地应用不进行冷却而在热板状态下直接装入到加热炉中并进行热轧的直接热轧、或者在稍进行保温后立即进行热轧的直接热轧/直接轧制、在高温状态下直接装入到加热炉中从而省略一部分再加热工序的方法（装入热板）等节能工艺。

为了使TiC等析出物粗大化而使{111}再结晶织构发达从而改善深拉性，板坯加热温度优选较低。但是，当加热温度低于1000℃时，轧制负荷增大，热轧时发生故障的风险增大，因此优选将板坯加热温度设定为1000℃以上。另外，从氧化皮损耗随着氧化量的增加而增大等观点出发，板坯加热温度的上限优选设定为1300℃。

对由上述得到的钢板坯实施进行粗轧和精轧的热轧。首先，通过粗轧将钢板坯制成薄板坯。另外，粗轧的条件不需要特别规定，可以按照常规方法进行。另外，从降低板坯加热温度、并且防止热轧时的故障的观点出发，利用对薄板坯进行加热的所谓薄板坯加热器是有效的方法。

接着，对薄板坯进行精轧，形成热轧板。

在本发明中，将精轧的最终道次和最终道次前一道次的轧制率控制在适当范围内。也就是说，通过将精轧的最终道次的轧制率设定为10%以上，在原奥氏体晶粒内导入了很多剪切带，增加了铁素体相变的成核位点，从而实现了热轧板的微细化，并且还促进了在比较容易冷却的热轧卷的前后端部的NbC、TiC的析出。该热轧板的微细化使冷轧后的退火时{111}再结晶织构的优先成核位点增加，因此对于提高r值是有效的，并且，促进NbC、TiC的析出对于提高卷材内材质均匀性是有效的。另一方面，当最终道次的轧制率小于10%时，铁素体晶粒的微细化效果、促进NbC、TiC析出的效果不充分，可能无法获得上述的高r值效果、卷材内材质均匀性效果。因此，将最终道次的轧制率设定为10%以上。优选设定为13%以上。

此外，为了进一步提高高r值化、卷材内材质均匀化的效果，在控制上述最终道次的轧制率的基础上，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，进一步提高了应变累积效果，在原奥氏体晶粒内导入了很多剪切带，铁素体相变的成核位点进一步增加，热轧板组织更加微细化。此外，对于促进NbC、TiC的析出也是有效的，进一步提高了高r值化、卷材内材质均匀化的效果。当最终道次的前一道次的轧制率小于15%时，铁素体晶粒的微细化效果、促进NbC、TiC析出的效果不充分，可能无法获得上述的高r值化效果、卷材内材质均匀性效果。因此，将最终道次的前一道次的轧制率设定为15%以上。优选设定为18%以上。

另外，从轧制负荷的观点出发，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优选设定为小于40%。

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

当最终道次的轧制温度低于800℃时，由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成为沿轧制方向伸长的不均匀的组织，有时加工性下降。

另外，如果最终道次的前一道次的轧制温度超过980℃，则由于回复而导致应变累积效果不充分，因此热轧板组织难以微细化，并且促进NbC、TiC析出的效果下降，因此可能无法获得高r值化、卷材内材质均匀化的效果。

结束上述热轧后的热轧板，从通过晶粒微细化而实现r值提高以及通过促进NbC、TiC的析出而实现卷材内材质均匀化的观点出发，优选在精轧结束后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，并在500～700℃的温度下进行卷取。

直到开始冷却的时间超过3秒、平均冷却速度小于40℃/秒、或者冷却停止温度高于720℃时，热轧板组织变得粗大，有时无法获得高r值化效果。

另外，如果卷取温度超过700℃，则热轧板组织粗大化，担心冷轧退火后的强度会下降，并且可能会阻碍高r值化。另一方面，当卷取温度低于500℃时，NbC、TiC的析出变得困难，固溶C增加，因此，有时不利于高r值化，并且也不利于卷材内材质的均匀化。

接着，适当进行酸洗，并实施冷轧，形成冷轧板。

酸洗不是必须的，可以适当进行。另外，在进行酸洗时，可以按照通常的条件进行。

冷轧条件只要能够形成期望的尺寸形状的冷轧板即可，没有特别限定，但冷轧时的轧制率优选至少为50%以上。高冷轧轧制率对于高r值化是有效的，当轧制率小于50%时，铁素体相的{111}再结晶织构不发达，有时难以获得优良的深拉性。另一方面，虽然在本发明中轧制率越高则r值越提高，但如果大于90%，则不仅其效果饱和，而且轧制时对辊的负荷也增大，可能会产生通板故障，因此上限优选设定为90%。

接着，对本发明中作为重要条件的退火工序进行详细说明。

然后，对上述冷轧后的钢板进行退火，赋予期望的强度和深拉性。为此，需要以小于3℃/秒的平均升温速度在700～800℃的温度范围进行加热，直至800～900℃的温度范围，接着，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。

在本发明中，由于在热轧板的阶段中使NbC、TiC在钢中析出，因此冷轧后的钢板的再结晶温度比较高。因此，在加热冷轧板时，从促进再结晶、使对高r值化有效的{111}再结晶织构发达的观点以及得到均匀的再结晶组织、抑制材质偏差的观点出发，需要以平均升温速度小于3℃/秒的低速在700～800℃的温度范围进行加热。当平均升温速度为3℃/秒以上时，{111}再结晶织构不够发达，不仅难以高r值化，而且有时会因不均匀的组织而产生加工性的下降、材质的偏差。另外，从提高生产率的观点出发，平均升温速度优选设定为0.5℃/秒以上。

为了使本发明的退火后的钢板组织成为包含期望面积率的铁素体相和马氏体相的复合组织，退火温度需要为铁素体相和奥氏体相的双相区温度，而且还需要得到均匀的再结晶组织，从而抑制材质偏差。因此，将退火温度设定为800～900℃的温度范围。当退火温度低于800℃时，在退火后的冷却后无法获得期望的马氏体量，而且在退火中未充分完成再结晶，因此，铁素体相的{111}再结晶织构不发达，有时无法确保1.20以上的平均r值，而且有时还会因不均匀的组织而产生加工性的下降、材质的偏差。另一方面，如果退火温度超过900℃，则会形成奥氏体单相域，因此根据之后的冷却速度，第二相（马氏体相、贝氏体相、珠光体相）增加至必要量以上，无法获得期望面积率的铁素体相，从而无法获得良好的r值。另外，还存在导致生产率下降、能量成本增加的等问题。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，关于退火时的均热保持时间，从使C等元素向奥氏体中充分富集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，优选设定为15秒以上。另一方面，如果均热保持时间超过300秒，则晶粒粗大化，可能会产生强度下降、钢板表面性状变差等对钢板各种特性的不利影响。因此，退火时的均热保持时间优选为15～300秒的范围。更优选为15～200秒的范围。

对于冷轧钢板，在上述退火温度下完成再结晶后的钢板之后需要以5℃/秒以上的平均冷却速度从退火温度冷却至500℃以下的冷却停止温度。当平均冷却速度小于5℃/秒时，难以确保以相对于钢板组织整体的面积率计为3%以上的马氏体相，从而无法获得期望的强度（TS为440MPa以上）。另外，如果冷却停止温度超过500℃，则还是可能无法确保以面积率计为3%以上的马氏体相。另外，平均冷却速度优选设定为8℃/秒以上，更优选设定为10℃/秒以上。另外，冷却停止温度优选设定为400～450℃的范围。另外，如果平均冷却速度超过100℃/秒，则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，因此平均冷却速度的上限优选设定为100℃/秒。

另外，在本发明中，对于冷却停止温度以后的冷却条件没有特别限定，但从适度地进行马氏体相的回火、从而恢复延展性、韧性的观点出发，优选以0.2～10℃/秒的平均冷却速度在从冷却停止温度至200℃的温度范围进行冷却。也就是说，如果上述温度范围的平均冷却速度小于0.2℃/秒，则马氏体相的回火过度进行，可能无法获得期望的强度。另一方面，如果上述温度范围的平均冷却速度超过10℃/秒，则马氏体相的回火未充分进行，不能太期待延展性、韧性的回复效果。更优选的平均冷却速度为0.5～6℃/秒的范围。

对于由上制造的本发明的冷轧钢板，出于形状矫正、表面粗糙度调节等目的，之后可以实施表面光轧、整平加工等。另外，在进行表面光轧时，延伸率优选设定为约0.3～约1.5%。

如上所述，能够得到本发明的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板。另外，本发明的钢板可以实施电镀等表面处理。作为镀敷处理，除了纯锌镀以外，还可以列举：以锌为主要成分并添加合金元素的锌系合金镀处理、或者Al镀、以Al作为主要成分并添加合金元素的Al系合金镀处理等。

实施例1

以下，通过实施例进一步说明本发明。

在转炉中熔炼由表1所示成分组成构成的钢水，并采用连铸法形成板坯。将这些钢板坯加热至1220℃后，进行热轧，并卷取成卷，形成板厚为4.0mm的热轧板。另外，上述热轧的精轧时的最终道次和最终道次的前一道次的轧制温度和轧制率、精轧结束后从冷却开始到720℃的平均冷却速度、卷取温度如表2所示。另外，从精轧结束到开始冷却的时间为3秒以内。

接着，对由上所得的热轧板进行酸洗，然后在表2所示的条件下进行冷轧，形成板厚为1.2mm的冷轧钢板。接着，在表2所述的条件下连续退火，实施延伸率为0.5%的表面光轧，形成冷轧钢板（制品）。

对于由上所得的冷轧钢板，从卷材长度方向的中央部（M部）采集样品，并采用下述方法进行组织观察、拉伸试验，鉴定钢板组织，测定铁素体相和马氏体相的面积率、TS、伸长率（以下也称为El）、平均r值。另外，从冷轧钢板的卷材长度方向的前端部（T部：距离卷材前端2米的位置）和后端部（B部：距离卷材后端2米的位置）也采集样品，求出卷材T部、M部、B部的TS最大值与最小值之差，将TS的变化量作为ΔTS。进而，将卷材T部、M部、B部的伸长率的最大值与最小值之差作为El的变化量ΔEl，将卷材T部、M部、B部的平均r值的最大值与最小值之差作为平均r值的变化量Δ平均r值，评价卷材内材质均匀性。

组织观察

从所得的冷轧钢板上采集组织观察用试验片，对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，使用扫描电子显微镜（SEM）以2000倍的倍率进行拍摄，由拍摄的组织照片（SEM照片）鉴定钢板组织并测定铁素体相和马氏体相的面积率。另外，对于由上述组织照片进行的钢板组织的鉴定，铁素体为稍呈黑色衬度的区域，珠光体为层状生成碳化物的区域，贝氏体为点列状生成碳化物的区域，马氏体和残余奥氏体（残余γ）为带有白色衬度的粒子。进而，对上述试验片在250℃下实施4小时的回火处理后，同样地得到组织照片，层状生成碳化物的区域是热处理前为珠光体的区域，点列状生成碳化物的区域是热处理前为贝氏体或马氏体的区域，再次求出其面积率，将保持白色衬度原样残留的微粒作为残余γ进行测定，由其与回火处理前带有白色衬度的粒子（马氏体和残余γ）的面积率之差求出马氏体相的面积率。另外，关于各相的面积率，在透明的OHP片上按各相分层使其着色，获取图像后进行二值化，并利用图像分析软件（微软公司制，Digital Image Pro Plus ver.4.0）求出面积率。

拉伸试验

从所得的冷轧钢板上采集以相对于轧制方向为90°的方向（C方向）作为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片（JIS Z2201），按照JIS Z2241（1998年）的规定进行拉伸试验，测定TS、总伸长率El。另外，求出卷材长度方向上的TS的最大值与最小值之差、El的最大值与最小值之差，并分别作为ΔTS、ΔEl。

平均r值

从所得的冷轧钢板上采集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%的单轴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，并由这些测定值按照JIS Z2254（2008年）的规定计算出平均r值（平均塑性应变比）。另外，求出卷材长度方向上的平均r值的最大值与最小值之差，作为Δ平均r值。所得的结果示于表3。

表1

表2

表3

由表3可知，No.3～13、16～22的钢板是钢成分组成和制造方法符合本发明的发明例，TS为440MPa以上，平均r值为1.20以上，形成了强度和深拉性均满足的冷轧钢板。另外，ΔTS小于20MPa，ΔEl小于2.0%，Δ平均r值小于0.20，形成了卷材长度方向的材质均匀性优良的冷轧钢板。其中，固溶C量（C*）为0.020以下的No.5、9、11、22的平均r值为1.30以上，C*小于0.017的No.3、4、6～8、12、13、16～20的平均r值为1.40以上，显示出极其良好的深拉性。

与此相对，比较例的No.1的钢板由于C含量、Si含量和C*落在本发明的范围之外，因此无法获得期望的马氏体量，TS小于440MPa，而且由于C含量小于0.010%，因此热轧卷取后的NbC、TiC的析出量产生变化，从而导致作为卷材内材质偏差指标的ΔTS、ΔEl和Δ平均r值超出了本发明的范围。另外，比较例的No.2的钢板由于Mn含量落在本发明的范围之外，因此无法获得期望的马氏体量，TS小于440MPa，而且由于（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）小于0.150，因此热轧卷取后的NbC、TiC的析出量产生变化，从而导致作为卷材内材质偏差指标的ΔTS、ΔEl和Δ平均r值超出了本发明的范围。另外，比较例的No.14、15的钢板由于C*超出本发明的范围，因此对高r值化有效的铁素体相的面积率低，平均r值小于1.20，而且由于No.15的（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）小于0.150，因此ΔTS和ΔEl超出了本发明的范围。

实施例2

在转炉中熔炼具有表1所示的钢D、G和L的成分组成的钢，并采用连铸法形成钢板坯。将这些钢板坯加热至1220℃后，进行热轧，并卷取成卷，形成板厚为4.0mm的热轧板。另外，上述热轧的精轧时的最终道次和最终道次的前一道次的轧制温度和轧制率、精轧结束后从冷却开始到720℃的平均冷却速度和卷取温度如表4所示。另外，从精轧结束到开始冷却的时间为3秒以内。

接着，对所得的热轧板进行酸洗，然后在表4所示的条件下进行冷轧，形成板厚为1.2mm的冷轧钢板。接着，在表4所述的条件下连续退火，实施延伸率为0.5%的表面光轧，形成冷轧钢板（制品）。

对所得的冷轧钢板，与实施例1同样地从卷材长度方向的中央部（M部）采集试验片，进行组织观察、拉伸试验，并测定铁素体相和马氏体相的面积率、TS、伸长率、平均r值。另外，评价卷材长度方向的TS、El、平均r值的变化量、ΔTS、ΔEl、Δ平均r值。

上述测定结果示于表5。

表4

表5

由表5可知，满足本发明制造条件的No.23～33、36、37、39、40的发明例的钢板中，TS为440MPa以上，平均r值为1.20以上，并且ΔTS小于20MPa，ΔEl小于2.0%，Δ平均r值小于0.20，形成了强度、深拉性和卷材内材质均匀性优良的冷轧钢板。

其中，出于通过热轧板组织的微细化而实现高r值化的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30的钢板，与将精轧结束后的平均冷却速度设定为小于40℃/秒的其他钢板相比，得到了更高的平均r值，而且作为卷材内材质偏差指标的ΔTS、ΔEl和Δ平均r值大幅减小。另外，出于通过热轧板阶段的NbC、TiC的析出促进效果而提高卷材内材质均匀化的目的而将精轧的最终道次和最终道次的前一道次的轧制率分别设定为10%以上、15%以上的No.23～30、32、33、36、37、39和40的钢板，与最终道次和最终道次的前一道次的轧制率分别为小于10%、小于15%的No.31相比，ΔTS、ΔEl和Δ平均r值较小，卷材内材质均匀性优良。此外，将精轧的最终道次和最终道次的前一道次的轧制率分别设定为13%以上、18%以上的No.23、25～27、29、30、39的ΔTS、ΔEl和Δ平均r值更小，卷材内材质均匀性非常优良。

另一方面，比较例的No.34的钢板由于退火温度低于本发明的范围，因此无法获得期望的马氏体量，TS小于440MPa，并且由于未完成再结晶，因此对高r值化有效的{111}再结晶织构不够发达，平均r值小于1.20，而且由于无法获得均匀的再结晶组织，因此作为卷材内材质偏差指标的ΔTS、ΔEl和Δ平均r值超出了本发明的范围。

另外，比较例的No.35的钢板由于退火温度超过了本发明的范围而成为在奥氏体单相域中的退火，因此在之后的冷却过程中未生成对高r值化有效的铁素体相，平均r值小于1.20。

另外，比较例的No.38的钢板由于从退火温度到冷却停止温度的平均冷却速度低于本发明的范围，因此无法获得期望的马氏体量，TS小于440MPa。此外，比较例的No.41的钢板由于退火加热时在700～800℃中的平均升温速度超过了本发明的范围，因此铁素体相的{111}再结晶织构不够发达，平均r值小于1.20，而且由于无法获得均匀的再结晶组织，因此作为卷材内材质偏差指标的ΔTS、ΔEl和Δ平均r值超出了本发明的范围。

产业上的可利用性

本发明的高强度冷轧钢板不限于汽车用构件，还能够适合用于高强度且要求深拉性的其他用途。因此，还适合作为家电部件、钢管等的原材料。

Claims

1.一种深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，

其成分组成以质量%计含有C：0.010～0.060%、Si：大于0.5%且为1.5%以下、Mn：1.0～3.0%、P：0.005～0.100%、S：0.010%以下、sol.Al：0.005～0.500%、N：0.0100%以下、Nb：0.010～0.100%、Ti：0.015～0.150%，并且满足下述式（1）、（2）和（3）的关系，余量由铁和不可避免的杂质构成，

其组织以面积率计含有70%以上的铁素体相和3%以上的马氏体相，

拉伸强度为440MPa以上，平均r值为1.20以上，

（Nb/93）/（C/12）＜0.20···（1）

0.005≤C*≤0.025···（2）

（Nb/93＋Ti*/48）/（C/12）≥0.150···（3）

式（1）、（2）和（3）中的元素M表示元素M的质量%含量，C*＝C－（12/93）Nb－（12/48）Ti*，Ti*＝Ti－（48/14）N－（48/32）S，其中，当Ti－（48/14）N－（48/32）S≤0时，设Ti－（48/14）N－（48/32）S＝0。

2.如权利要求1所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有合计为0.50%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所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有选自Cu：0.30%以下、Ni：0.30%以下中的一种或两种。

4.如权利要求1～3中任一项所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有选自Sn：0.20%以下、Sb：0.20%以下中的一种或两种。

5.如权利要求1～4中任一项所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有Ta：0.01～0.10%，并且满足代替所述式（2）的下述式（4），

0.005≤C*≤0.025···（4）

6.一种深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢原材进行热轧、冷轧、退火来制造高强度冷轧钢板时，在所述热轧中，将精轧的最终道次的轧制率设定为10%以上，将所述最终道次的前一道次的轧制率设定为15%以上，在所述退火工序中，以小于3℃/秒的平均升温速度在700～800℃的温度范围进行加热，直至800～900℃的温度范围，接着，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。

7.如权利要求6所述的深拉性和卷材内材质均匀性优良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，在500～700℃的温度下卷取后，以50%以上的轧制率进行冷轧。