CN113272465A - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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    • C21—METALLURGY OF IRON
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Abstract

本发明的目的在于提供强度高并且延展性、扩孔性和电阻焊接性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明的高强度冷轧钢板具有特定的组成以及以体积率计为10％以上且70％以下的铁素体、1％以上且10％以下的残余奥氏体、10％以上且60％以下的贝氏体和2％以上且50％以下的马氏体的钢组织，铁素体的平均结晶粒径为6.0μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为4.0μm以下，贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下，马氏体的平均结晶粒径为4.0μm以下，从高强度冷轧钢板的表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Si的平均浓度相对于高强度冷轧钢板整体中的Si的平均浓度的浓度比以质量比计大于1.00且小于1.30。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有980MPa以上的拉伸强度(TS)、适合作为汽车部件用途的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
在汽车领域，通过车身轻量化来提高燃料效率成为课题，在此期间，汽车用部件的基于高强度冷轧钢板应用的薄壁化得到促进，正在推进拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度冷轧钢板的应用。对汽车的结构构件、增强构件要求成形性优良，希望制造在具有复杂形状的部件的成形中兼顾了高延展性和高延伸凸缘性(扩孔性)的钢板。另外，汽车用钢板主要通过电阻焊(点焊)来接合，因此，还要求电阻焊接性优良(电阻焊时不易在热影响区产生龟裂)。
例如，在专利文献1的权利要求1中公开了“一种电阻焊时的耐表面破裂性优良的高张力镀锌钢板，其中，对拉伸强度为450MPa以上的钢板实施了镀锌，所述钢板的化学组成为：以质量％计C：0.015～0.072％、Si：1.2％以下、Mn：0.5～3.0％、P：0.020％以下、S：0.030％以下、sol.Al：0.002～1.20％，Si、sol.Al、Mn的含量满足下述式的关系，Si+sol.Al+0.4×Mn≤1.4％，余量由Fe和不可避免的杂质构成”，并且专利文献1中记载了上述钢板的电阻焊接性优良。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-294398号公报
发明内容
发明所要解决的问题
在这样的情况下，本发明人参考专利文献1制造出冷轧钢板，结果表明，其强度、延展性、扩孔性和电阻焊接性未必满足最近所要求的水准。
因此，鉴于上述实际情况，本发明的目的在于提供强度高并且延展性、扩孔性和电阻焊接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
作为成形性优良的高强度冷轧钢板，已知软质的铁素体与硬质的马氏体复合的DP钢板、含有残余奥氏体的TRIP钢板，但是，由本发明人的研究可知，这些钢板因拉伸试验、扩孔试验等而发生塑性变形时，在钢板组织中的马氏体或由残余奥氏体加工诱发相变而来的马氏体与软质的铁素体的界面产生空隙并连接，由此生长成龟裂。即，得到了如下见解：硬质相和软质相的体积百分率、结晶粒径等对空隙的产生、连接的行为带来影响，与成形性密切相关。
另外，由本发明人的研究表明，为了兼顾优良的延展性和扩孔性而需要添加Si等，另一方面，钢板表层部的Si过量时，锌等(来源于锌镀层等)的熔点不升高，这些金属熔融而发生液态金属致脆，有时在电阻焊附近的钢板发生破裂。
本发明基于上述见解，其具体构成如下所述。
(1)一种高强度冷轧钢板，其具有：
以质量％计含有C：0.04％以上且0.16％以下、Si：0.15％以上且1.25％以下、Mn：2.00％以上且3.50％以下、P：0.050％以下、S：0.0050％以下、N：0.0100％以下、Al：0.010％以上且2.000％以下、Ti：0.005％以上且0.075％以下、Nb：0.005％以上且0.075％以下和B：0.0002％以上且0.0040％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；以及
以体积率计为10％以上且70％以下的铁素体、1％以上且10％以下的残余奥氏体、10％以上且60％以下的贝氏体和2％以上且50％以下的马氏体的钢组织，
上述铁素体的平均结晶粒径为6.0μm以下，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为4.0μm以下，上述贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下，上述马氏体的平均结晶粒径为4.0μm以下，
从上述高强度冷轧钢板的表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Si的平均浓度相对于上述高强度冷轧钢板整体中的Si的平均浓度的浓度比以质量比计大于1.00且小于1.30。
(2)如上述(1)所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有选自V：0.005％以上且0.200％以下、Cr：0.05％以上且0.20％以下、Mo：0.01％以上且0.20％以下、Cu：0.05％以上且0.20％以下、Ni：0.01％以上且0.20％以下、Sb：0.002％以上且0.100％以下、Sn：0.002％以上且0.100％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
(3)如上述(1)或(2)所述的高强度冷轧钢板，其中，从上述高强度冷轧钢板的表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Mn的平均浓度相对于上述高强度冷轧钢板整体中的Mn的平均浓度的浓度比以质量比计大于1.00且小于1.30。
(4)如上述(1)～(3)中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，在表面具有热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层中的任意一种。
(5)一种高强度冷轧钢板的制造方法，其中，将具有上述(1)或(2)所述的成分组成的钢坯在热轧开始温度为1000℃以上且1300℃以下、终轧温度为800℃以上且1000℃以下、压下率35％以上的轧制为1道次以上的条件下进行热轧，接着，在从700℃至冷却停止温度的温度范围内平均冷却速度为5℃/s以上且50℃/s以下的条件下冷却至600℃以下的冷却停止温度，然后，在350℃以上且600℃以下的卷取温度下卷取，接着进行酸洗，然后，以30％以上的冷轧率实施冷轧，接着，退火工序中，在退火温度为750℃以上且900℃以下的温度下保持10秒以上且300秒以下，接着，以5℃/s以上的冷却速度冷却至300℃以上且450℃以下的冷却停止温度，然后在冷却停止温度下保持10秒以上且1800秒以下，然后，进行氧化处理，进一步进行酸洗，由此得到上述(1)～(4)中任一项所述的高强度冷轧钢板。
(6)如上述(5)所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，继上述氧化处理后的酸洗之后，实施热镀锌处理、热镀锌处理和合金化处理、或者电镀锌处理。
发明效果
如下所述，根据本发明，能够提供强度高并且延展性、扩孔性和电阻焊接性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下，对本发明的高强度冷轧钢板及其制造方法进行说明。
需要说明的是，本说明书中，使用“～”表示的数值范围是指包含“～”的前后所记载的数值作为下限值和上限值的范围。
[高强度冷轧钢板]
本发明的高强度冷轧钢板(以下也称为“本发明的钢板”)为如下的高强度冷轧钢板(例如高强度冷轧薄钢板)，其具有：以质量％计含有C：0.04％以上且0.16％以下、Si：0.15％以上且1.25％以下、Mn：2.00％以上且3.50％以下、P：0.050％以下、S：0.0050％以下、N：0.0100％以下、Al：0.010％以上且2.000％以下、Ti：0.005％以上且0.075％以下、Nb：0.005％以上且0.075％以下和B：0.0002％以上且0.0040％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；以及
以体积率计为10％以上且70％以下的铁素体、1％以上且10％以下的残余奥氏体、10％以上且60％以下的贝氏体和2％以上且50％以下的马氏体的钢组织，
上述铁素体的平均结晶粒径为6.0μm以下，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为4.0μm以下，上述贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下，上述马氏体的平均结晶粒径为4.0μm以下，
从上述高强度冷轧钢板的表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Si的平均浓度相对于上述高强度冷轧钢板整体中的Si的平均浓度的浓度比以质量比计大于1.00且小于1.30。
[成分组成]
首先，对本发明的钢板的成分组成进行说明。只要没有特别说明，则成分组成中的“％”表述是指“质量％”。
＜C：0.04％以上且0.16％以下＞
C具有高的固溶强化能力、对钢板强度的增加有效，并且有助于本发明中的残余奥氏体、贝氏体和马氏体的形成。为了得到这样的效果，C量需要含有0.04％以上。C量小于0.04％时，难以得到期望的残余奥氏体和马氏体。另一方面，含有超过0.16％的C量会使残余奥氏体和马氏体过量生成，因此，延展性和扩孔性降低，进而导致焊接性的降低。因此，C量设定为0.04％以上且0.16％以下。在980MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，C量优选为0.04％以上且小于0.10％，更优选为0.06％以上且0.095％以下。在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，C量优选为0.10％以上且0.16％以下，更优选为0.12％以上且0.15％以下。
需要说明的是，980MPa级是指拉伸强度(TS)为980MPa以上且小于1180MPa，1180MPa级是指拉伸强度(TS)为1180MPa以上。
＜Si：0.15％以上且1.25％以下＞
Si在铁素体中具有高的固溶强化能力而有助于钢板强度的增加，并且抑制碳化物(渗碳体)的生成而有助于残余奥氏体的稳定化。另外，固溶在铁素体中的Si使加工硬化能力提高，有助于铁素体本身的延展性提高。为了得到这样的效果，Si量需要含有0.15％以上。另一方面，Si量超过1.25％时，残余奥氏体稳定化的贡献饱和，进而还会导致焊接性的降低。因此，Si量设定为0.15％以上且1.25％以下的范围。需要说明的是，在980MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，Si量优选为0.25％以上且1.15％以下。在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，Si量优选为0.30％以上且1.25％以下，更优选为0.4％以上且1.15％以下。
＜Mn：2.00％以上且3.50％以下＞
Mn通过固溶强化或淬透性提高而有助于钢板的强度增加，并且是奥氏体稳定化元素，因此是用于确保期望的残余奥氏体必不可少的元素。为了得到这样的效果，Mn量需要含有2.00％以上。另一方面，Mn量超过3.50％的含有会使焊接性降低，而且残余奥氏体和马氏体过量生成，进而导致扩孔性的降低。另外，Mn的含有变得过量时，发生Mn偏析，钢板表层的Mn浓度增加，焊接性降低。因此，Mn量设定为2.00％以上且3.50％以下的范围。需要说明的是，在980MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，Mn量优选为2.20％以上且3.30％以下。在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，Mn量优选为2.00％以上且3.00％以下，更优选为2.20％以上且2.80％以下。
＜P：0.050％以下＞
P是通过固溶强化而有助于钢板的强度增加的元素。另一方面，P量超过0.050％的含有会导致焊接性的降低，并且助长因晶界偏析引起的晶间断裂。因此，P量设定为0.050％以下。
＜S：0.0050％以下＞
S是在晶界偏析而在热加工时使钢脆化、并且以MnS等硫化物的形式存在于钢中而使局部变形能力降低的元素。S量超过0.0050％的含有会导致扩孔性的降低。因此，S量限定为0.0050％以下。
＜N：0.0100％以下＞
N是以氮化物的形式存在于钢中而使局部变形能力降低的元素。N量超过0.0100％的含有会导致扩孔性的降低。因此，N量限定为0.0100％以下。
＜Al：0.010％以上且2.000％以下＞
Al是铁素体生成元素，与Si同样是抑制碳化物(渗碳体)的生成而有助于残余奥氏体的稳定化的元素。为了得到这样的效果，Al量需要含有0.010％以上。另一方面，Al量超过2.000％时，效果饱和，因此，Al量设定为2.000％以下。从本发明的效果更优良的理由考虑，Al量优选为0.015％以上且1.500％以下，更优选为0.020％以上且1.000％以下。
＜Ti：0.005％以上且0.075％以下＞
Ti是不仅形成微细的碳化物、氮化物、而且抑制晶粒的粗大化、通过加热后的钢板组织的微细化而有助于强度的升高的元素。此外，为了不使B与N反应，添加Ti是有效的。为了得到这样的效果，Ti量需要含有0.005％以上。另一方面，Ti量超过0.075％时，碳化物、氮化物过量生成，导致延展性的降低。因此，Ti量设定为0.005％以上且0.075％以下的范围。从本发明的效果更优良的理由考虑，Ti量优选为0.010％以上且0.065％以下，更优选为0.020％以上且0.050％以下。
＜Nb：0.005％以上且0.075％以下＞
Nb不仅形成微细的碳化物、氮化物，而且抑制晶粒的粗大化，通过加热后的钢板组织的微细化而有助于强度的升高。为了得到这样的效果，Nb量需要含有0.005％以上。另一方面，Nb量超过0.075％时，碳化物、氮化物过量生成，导致延展性的降低。因此，Nb量设定为0.005％以上且0.075％以下的范围。Nb量优选为0.010％以上且0.065％以下，更优选为0.020％以上且0.050％以下。
＜B：0.0002％以上且0.0040％以下＞
B是使淬透性提高、有助于强度的升高的有效元素。为了得到这样的效果，B量需要含有0.0002％以上。另一方面，B量超过0.0040％时，马氏体过量生成，因此，延展性和扩孔性降低。因此，B量设定为0.0002％以上且0.0040％以下的范围。从本发明的效果更优良的理由考虑，B量优选为0.0005％以上且0.0035％以下，更优选为0.0010％以上且0.0030％以下。
＜其他＞
上述成分为基本的成分，但本发明中，可以在基本的组成的基础上还含有选自V：0.005％以上且0.200％以下、Cr：0.05％以上且0.20％以下、Mo：0.01％以上且0.20％以下、Cu：0.05％以上且0.20％以下、Ni：0.01％以上且0.20％以下、Sb：0.002％以上且0.100％以下、Sn：0.002％以上且0.100％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
V通过生成V系的析出物而有助于钢板的强化，并且有助于钢板组织的微细粒化、均匀化。为了得到这样的效果，V量需要含有0.005％以上。另一方面，V量超过0.200％时，V系的析出物过度生成，因此，延展性有时降低。因此，在含有的情况下，V量优选限定为0.005％以上且0.200％以下的范围。
Cr通过固溶强化而有助于钢板的强度增加，并且使淬透性提高，通过促进马氏体的生成而有助于强度增加。为了得到这样的效果，Cr量需要含有0.05％以上。另一方面，Cr量超过0.20％时，马氏体过量生成，延展性、扩孔性有时降低。因此，在含有的情况下，Cr量优选限定为0.05％以上且0.20％以下的范围。
Mo通过固溶强化而有助于钢板的强度增加，并且使淬透性提高，通过促进马氏体的生成而有助于强度增加。为了得到这样的效果，Mo量需要含有0.01％以上。另一方面，Mo量超过0.20％时，马氏体过量生成，延展性、扩孔性有时降低。因此，在含有的情况下，Mo量优选限定为0.01％以上且0.20％以下的范围。
Cu通过固溶强化而有助于钢板的强度增加，并且使淬透性提高，通过促进马氏体的生成而有助于强度增加。为了得到这样的效果，Cu量需要含有0.05％以上。另一方面，Cu量超过0.20％时，强度增加的效果变得过度，延展性、扩孔性有时降低。因此，在含有的情况下，Cu量优选限定为0.05％以上且0.20％以下的范围。
Ni是使残余奥氏体稳定化的元素，对确保冷轧钢板的良好的延展性有效，并且是通过固溶强化使制成冷轧钢板时的强度升高的元素。从得到该添加效果的观点考虑，Ni量优选为0.01％以上。另一方面，Ni量超过0.20％时，硬质的马氏体的面积率有时变得过大。还成为成本升高的主要原因。因此，在添加Ni的情况下，Ni量优选为0.01％以上且0.20％以下。
Sb和Sn具有抑制因钢板表面的氮化、氧化产生的钢板表层(约几十μm的区域)的脱碳的作用。如果抑制这样的钢板表层的氮化、氧化，则能够防止钢板表面中马氏体的生成量减少，对确保期望的钢板强度是有效的。为了得到这样的效果，Sb量、Sn量需要各自含有0.002％以上。另一方面，Sb量、Sn量各自超过0.100％时，其效果饱和。因此，在含有的情况下，Sb量、Sn量各自优选限定为0.002％以上且0.100％以下的范围。
Ca、Mg和REM(Rare Earth Metal，稀土金属)均是用于脱氧的元素，并且是具有使硫化物的形状球状化、改善硫化物对局部延展性和扩孔性的不良影响的作用的元素。为了得到这样的效果，Ca量、Mg量、REM量各自需要含有0.0005％以上。另一方面，Ca量、Mg量、REM量各自超过0.0050％而过量含有时，导致夹杂物等的增加，产生表面缺陷、内部缺陷，由此，延展性和扩孔性有时降低。因此，在含有的情况下，优选Ca量、Mg量、REM量各自限定为0.0005％以上且0.0050％以下的范围。
＜余量＞
上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。
[钢组织]
接着，对本发明的钢板的钢组织(显微组织)进行说明。
＜铁素体：体积率为10％以上且70％以下、并且平均结晶粒径为6.0μm以下＞
铁素体是有助于提高延展性(伸长率)的组织。为了得到这样的效果，铁素体需要以体积率计设定为10％以上。但是，体积率超过70％时，难以得到980MPa以上的TS，因此，铁素体以体积率计设定为10％以上且70％以下的范围。需要说明的是，在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，铁素体的体积率优选为10％以上且30％以下。
另外，铁素体的平均结晶粒径超过6.0μm时，在扩孔时的冲裁断面生成的空隙在扩孔中容易连接，因此得不到良好的扩孔性。因此，铁素体的平均结晶粒径设定为6.0μm以下的范围。需要说明的是，在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，铁素体的平均结晶粒径优选为4.0μm以下。
＜残余奥氏体：体积率为1％以上且10％以下、并且平均结晶粒径为4.0μm以下＞
残余奥氏体是发生应变诱发相变而有助于提高延展性的组织，有助于提高延展性和提高强度-延展性平衡。为了得到这样的效果，残余奥氏体需要以体积率计设定为1％以上。另一方面，体积率增加而超过10％时，导致扩孔性的降低。因此，残余奥氏体以体积率计设定为1％以上且10％以下的范围。
另外，残余奥氏体的平均结晶粒径超过4.0μm时，容易发生扩孔试验时产生的空隙的生长，导致扩孔性的降低。因此，残余奥氏体的平均结晶粒径设定为4.0μm以下的范围。需要说明的是，在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，残余奥氏体的平均结晶粒径优选为2.0μm以下。
＜贝氏体：体积率为10％以上且60％以下、并且平均结晶粒径为6.0μm以下＞
贝氏体是有助于提高扩孔性的组织。因此，在组织中以体积率计设定为10％以上且60％以下的范围。需要说明的是，在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，贝氏体的体积率优选为20％以上且60％以下。
另外，贝氏体的平均结晶粒径超过6.0μm时，在扩孔时的冲裁断面附近生成的空隙在扩孔中容易连接，因此得不到良好的扩孔性。因此，贝氏体的平均结晶粒径设定为6.0μm以下的范围。需要说明的是，在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，贝氏体的平均结晶粒径优选为4.0μm以下。
＜马氏体：体积率为2％以上且50％以下、并且平均结晶粒径为4.0μm以下＞
为了得到980MPa以上的拉伸强度，马氏体需要以体积率计为2％以上。另一方面，超过50％时，在扩孔试验时容易在与铁素体的界面产生空隙，导致扩孔率的降低。因此，马氏体以体积率计设定为2％以上且50％以下的范围。需要说明的是，在980MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，马氏体的体积率优选为2％以上且40％以下。
另外，马氏体的平均结晶粒径超过4.0μm时，容易发生扩孔试验时产生的空隙的生长，导致扩孔性的降低。因此，马氏体的平均结晶粒径设定为4.0μm以下的范围。需要说明的是，在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，马氏体的平均结晶粒径优选为3.0μm以下。
另外，除了上述组织以外，有时还生成未再结晶铁素体、珠光体、渗碳体，但只要满足上述所限定的组织，就能够实现本发明的目的。但是，从本发明的效果更优良的理由考虑，优选以体积率计未再结晶铁素体为10％以下、珠光体为5％以下、渗碳体为5％以下、回火马氏体小于20％。
[优选方式]
对于本发明的钢板而言，在980MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，优选C的含量以质量％计为0.04％以上且小于0.10％，马氏体的体积率为2％以上且40％以下。
另外，对于本发明的钢板而言，在1180MPa级的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，优选C的含量以质量％计为0.10％以上且0.16％以下，Si的含量以质量％计为0.30％以上且1.25％以下，Mn的含量以质量％计为2.00％以上且3.00％以下，铁素体的体积率为10％以上且30％以下，贝氏体的体积率为20％以上且60％以下，铁素体的平均结晶粒径为4.0μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下，贝氏体的平均结晶粒径为4.0μm以下，马氏体的平均结晶粒径为3.0μm以下。
[浓度比]
＜Si浓度比＞
如上所述，本发明的钢板中，从高强度冷轧钢板的表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Si的平均浓度相对于高强度冷轧钢板整体中的Si的平均浓度的浓度比以质量比计大于1.00且小于1.30。以下，将上述浓度比也称为“Si浓度比”。
本发明的钢板的Si浓度比在上述范围内，因此认为强度、延展性、扩孔性和电阻焊接性(电阻焊时不易产生龟裂)的平衡极为优良。需要说明的是，电阻焊接性优良的原因认为是因为不易发生液态金属致脆。
从本发明的效果更优良的理由考虑，上述Si浓度比优选为1.25以下，更优选为1.20以下，进一步优选为1.15以下。从本发明的效果更优良的理由考虑，Si浓度比的下限优选为1.05以上，更优选为1.10以上。
需要说明的是，高强度冷轧钢板整体中的Si的平均浓度是指上述的Si的成分组成。
＜Mn浓度比＞
本发明的钢板中，从高强度冷轧钢板的表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Mn的平均浓度相对于高强度冷轧钢板整体中的Mn的平均浓度的浓度比没有特别限制，但从本发明的效果更优良的理由考虑，优选以质量比计大于1.00且小于1.30。以下，将上述浓度比也称为“Mn浓度比”。
从本发明的效果更优良的理由考虑，上述Mn浓度比优选为1.25以下，更优选为1.20以下，进一步优选为1.15以下。从本发明的效果更优良的理由考虑，Mn浓度比的下限优选为1.05以上，更优选为1.10以上。
需要说明的是，高强度冷轧钢板整体中的Mn的平均浓度是指上述的Mn的成分组成。
＜Si浓度比/Mn浓度比＞
上述的Si浓度比相对于Mn浓度比的比例(Si浓度比/Mn浓度比)没有特别限制，但从本发明的效果更优良的理由考虑，优选为0.5～2，更优选为0.8～1.2，进一步优选为0.9～1.1。
[镀层]
本发明的钢板可以为了提高耐腐蚀性而进一步在表面具有镀层。作为镀层，优选设定为热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层中的任意一种。关于热镀锌层、合金化热镀锌层、电镀锌层，公知的热镀锌层、合金化热镀锌层、电镀锌层均适合。
[板厚]
本发明的钢板的板厚没有特别限定，例如，优选为0.1mm以上且5.0mm以下，更优选为0.5mm以上且3.0mm以下。
[高强度冷轧钢板的制造方法]
接着，对本发明的钢板的优选制造方法(以下也称为“本发明的方法”)进行说明。
本发明的方法中，对上述组成的钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序、退火工序、氧化工序和酸洗工序，制成高强度冷轧钢板。
通过上述氧化工序，表面的Si、Mn等被氧化，使表面的Si、Mn等富集，通过接下来的酸洗工序，将表面的Si、Mn等的氧化物等除去。Si浓度比和Mn浓度比例如可以通过氧化工序和酸洗工序的平衡来控制。
[热轧工序]
关于供于热轧的钢坯，通过转炉等常用的熔炼方法对上述组成的钢水进行熔炼，从不易产生成分的偏析的观点考虑，优选通过连续铸造法制成规定尺寸的钢坯等铸片(钢原材)。需要说明的是，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法得到。
对上述组成的钢原材实施热轧工序，制成热轧钢板。
热轧工序中，除了对上述组成的钢原材进行再加热而实施热轧的方式以外，还可以应用将铸造后的钢坯不进行冷却而直接以温片的状态插入到加热炉中进行再加热来进行轧制的方式、将钢坯不进行冷却而在进行保热后立即进行轧制的方式、将钢坯在铸造后立即进行轧制的方式等。
＜热轧开始温度：1000℃以上且1300℃以下＞
热轧开始温度低于1000℃时，轧制负荷增大，生产率降低，不仅如此，还难以消除钢坯中的元素偏析。另一方面，在1300℃以上时，仅仅是加热成本增大。因此，热轧开始温度设定为1000℃以上且1300℃以下的范围。从对于所得到的钢板而言本发明的效果更优良的理由考虑，热轧开始温度优选为1100℃以上且1300℃以下。需要说明的是，以下，将“对于所得到的钢板而言本发明的效果更优良”也简称为“本发明的效果更优良”。
＜使压下率35％以上的轧制为1道次以上＞
压下率小于35％时，钢板的奥氏体区中的再结晶变得不充分，因此，退火工序后的钢板组织变得不均匀，不仅如此，还无法充分消除元素偏析。因此，通过经过1道次以上的压下率35％以上的轧制，再结晶得到均匀促进，在退火工序后得到微细的钢板组织。另一方面，压下率超过70％时，其效果饱和。因此，压下率的上限优选设定为70％以下。
＜终轧温度：800℃以上且1000℃以下＞
终轧温度低于800℃时，钢板组织变得不均匀，退火工序后的延展性、扩孔性降低。因此，通过将终轧温度设定为800℃以上，在奥氏体单相区完成轧制，可以得到均质的钢板组织。另一方面，终轧温度超过1000℃时，热轧钢板的组织变得粗大，在退火工序后得不到具有期望的结晶粒径的组织。因此，终轧温度设定为800℃以上且1000℃以下。
＜热轧后从700℃至冷却停止温度的平均冷却速度：5℃/s以上且50℃/s以下＞
通过将热轧后从700℃至冷却停止温度的平均冷却速度设定为5℃/s以上且50℃/s以下，热轧钢板被控制以贝氏体作为主体的组织。平均冷却速度小于5℃/s时，在热轧钢板的组织中过量生成铁素体或珠光体。另一方面，平均冷却速度超过50℃/s时，抑制铁素体或珠光体的生成的效果饱和。
＜热轧后的冷却停止温度：600℃以下＞
热轧后的冷却停止温度设定为600℃以下。需要说明的是，在制造980MPa级的钢板的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，热轧后的冷却停止温度优选为500℃以下。
＜热轧后的卷取温度：350℃以上且600℃以下＞
热轧后与上述的冷却条件一起将冷却停止温度和卷取温度设定为600℃以下，由此，热轧钢板被均质化为贝氏体主体的组织，退火工序后的钢组织、特别是铁素体、贝氏体、马氏体微细化，而且板宽方向的材质变得均匀。另一方面，卷取温度超过600℃时，在热轧钢板的钢组织中过量生成铁素体或珠光体，因此，退火工序后的钢组织变得不均质，得不到具有期望的平均结晶粒径的铁素体或马氏体。另外，热轧后的卷取温度为350℃以下时，在热轧钢板的组织中过量生成硬质的马氏体，冷轧时的轧制负荷增大。需要说明的是，在制造980MPa级的钢板的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，卷取温度优选为350℃以上且450℃以下。另外，在制造1180MPa级的钢板的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，卷取温度优选为400℃以上且600℃以下。
＜酸洗＞
接着，对所得到的热轧钢板实施酸洗，将钢板表层的氧化皮除去。酸洗条件没有必要特别限定，使用盐酸、硫酸等的常用的酸洗方法均可以应用。
[冷轧工序]
冷轧工序是对酸洗后的热轧钢板实施冷轧而制成规定板厚的冷轧钢板的工序。
＜冷轧率：30％以上＞
冷轧中，通过向钢板导入加工应变，在作为下一工序的退火工序中，促进退火温度范围内的再结晶，控制最终组织的结晶粒径。冷轧压下率小于30％时，对钢板施加的加工应变不足，在退火工序不会充分地再结晶，因此，最终组织的钢组织过量地得到未再结晶铁素体，因此，延展性和扩孔性劣化。需要说明的是，冷轧率的上限没有特别限制，超过60％时，这些效果饱和，因此优选为60％以下。
[退火工序]
接着，对所得到的冷轧钢板实施退火工序。
退火工序是为了使钢板形成期望的铁素体、残余奥氏体、贝氏体和马氏体而实施，由此制成兼具高延展性、高扩孔性的高强度冷轧钢板。该退火工序中，加热至退火温度为750℃以上且900℃以下的温度后，以从退火温度至冷却停止温度为5℃/s以上的冷却速度冷却至300℃以上且450℃以下，进行保持。
＜退火温度：750℃以上且900℃以下＞
退火温度低于750℃时，在退火中奥氏体的体积百分率减少，因此，不仅过量地得到铁素体，而且再结晶也不会充分进行，因此，未再结晶铁素体也变得过量，扩孔性降低。另一方面，退火温度超过900℃时，在退火中奥氏体晶粒过度粗大化，难以得到期望的结晶粒径。因此，退火温度设定为750℃以上且900℃以下。从本发明的效果更优良的理由考虑，退火温度优选为770℃以上且880℃以下。
＜退火温度下的保持时间：10秒以上且300秒以下＞
退火温度下的保持时间少于10秒时，不仅再结晶不会充分进行，而且在退火中不会充分生成奥氏体，最终过量地得到未再结晶铁素体和铁素体。另外，即使保持超过300秒，也不会对最终得到的钢板组织、机械特性产生影响，并且由于Si、Mn等的氧化物的生成而容易在钢板表层富集Si、Mn。因此，退火温度下的保持时间设定为10秒以上且300秒以下的范围。
＜从退火温度至冷却停止温度的平均冷却速度：5℃/s以上＞
从退火温度至冷却停止温度的平均冷却速度小于5℃/s时，在冷却中不仅过量生成铁素体，而且过量生成珠光体。需要说明的是，关于冷却，优选气体冷却，但也可以组合炉冷、雾化冷却、辊冷却、水冷等来进行。
＜冷却停止温度：300℃以上且450℃以下＞
冷却停止温度低于300℃时，在冷却停止时生成大量的马氏体，因此，延展性降低。另一方面，冷却停止温度超过450℃时，不仅最终得到的贝氏体变得过量，而且马氏体的生成变得过少，难以得到充分的强度。因此，冷却停止温度设定为300℃以上且450℃以下。
＜冷却停止温度下的保持时间：10秒以上且1800秒以下＞
冷却停止温度下的保持时间少于10秒时，不发生充分的贝氏体相变，最终得到的马氏体变得过量，延展性降低。另一方面，即使超过1800秒也不会对钢板组织产生影响。因此，冷却停止温度下的保持时间设定为10秒以上且1800秒以下。
另外，冷却停止温度下的保持后的冷却无需特别规定，可以通过放冷等任意方法冷却至室温等期望的温度。
[氧化工序]
氧化工序是对退火工序后的冷轧钢板进行氧化的氧化工序。由此，钢板表面的Si、Mn等被氧化，表面的Si、Mn等富集。
氧化的方法没有特别限制，可以列举例如在氧化气氛中(空气中等)放置(从本发明的效果更优良的理由考虑，为100～400℃、1～100分钟)的方法等。
[酸洗工序]
酸洗工序是对氧化工序后的冷轧钢板实施酸洗的工序。由此，钢板表层的Si、Mn等的氧化物等被除去，电阻焊接性得到改善。需要说明的是，本说明书中，酸洗工序是指氧化工序后的酸洗。
酸洗条件无需特别限定，使用盐酸、硫酸等的常用的酸洗方法均可以应用，但从本发明的效果更优良的理由考虑，优选pH为1.0以上且4.0以下、温度为10℃以上且100℃以下(特别是20℃以上且50℃以下)、浸渍时间为5秒以上且200秒以下(特别是5秒以上且50秒以下)。
＜第一优选方式＞
关于酸洗中使用的酸，从本发明的效果更优良的理由考虑，优选使用盐酸或硝酸，更优选使用盐酸，进一步优选组合使用盐酸与硝酸。
上述盐酸的浓度没有特别限制，从本发明的效果更优良的理由考虑，优选为1～100g/L，更优选为10～20g/L。上述硝酸的浓度没有特别限制，从本发明的效果更优良的理由考虑，优选为1～300g/L，更优选为100～200g/L。
在组合使用盐酸与硝酸的情况下，从本发明的效果更优良的理由考虑，盐酸/硝酸(质量比)优选为0.01～1.0。
另外，从本发明的效果更优良的理由考虑，酸洗的温度优选为10℃以上且100℃以下(特别是20℃以上且50℃以下)。
另外，从本发明的效果更优良的理由考虑，酸洗的时间优选为5秒以上且200秒以下(特别是5秒以上且50秒以下)。
＜第二优选方式＞
酸洗工序中，从本发明的效果更优良的理由考虑，优选在酸洗(第一次酸洗)后进行再酸洗(第二次酸洗)。
(第一次酸洗)
第一次酸洗的条件没有特别限制，作为优选方式，可以列举例如上述的第一优选方式。
(第二次酸洗)
第二次酸洗中使用的酸没有特别限制，例如有盐酸、硫酸、磷酸、焦磷酸、甲酸、乙酸、柠檬酸、氢氟酸、草酸或它们中的两种以上的混合酸等，可以使用任意一种，但从本发明的效果更优良的理由考虑，可以优选使用炼铁业中通常使用的盐酸、硫酸。其中，盐酸是挥发性的酸，因此，不易像硫酸那样在水洗后的钢板表面残留硫酸根等残留物，并且由氯离子产生的氧化物破坏效果大等，因此优选。另外，也可以使用盐酸与硫酸的混合酸。
另外，从本发明的效果更优良的理由考虑，关于再酸洗液的浓度，在使用盐酸的情况下，优选盐酸浓度为0.1～50g/L，在使用硫酸的情况下，优选硫酸浓度为0.1～150g/L，在使用盐酸与硫酸的混合酸的情况下，优选盐酸浓度为0.1～20g/L、硫酸浓度为0.1～60g/L。另外，本发明中的再酸洗中，从本发明的效果更优良的理由考虑，在使用上述任意一种再酸洗液的情况下，都优选将再酸洗液的温度设定为20～70℃(特别是30～50℃)的范围、将处理时间设定为1～30秒来进行。
[其他工序]
本发明的方法中，可以实施平整轧制。该平整轧制中的延伸率没有特别规定，但过度的延伸会使延展性降低，因此优选为0.1％以上且2.0％以下。
另外，上述酸洗工序后，可以进一步实施镀覆处理而在表面形成镀层。作为镀覆处理，优选设定为热镀锌处理、或热镀锌处理和合金化处理、或者电镀锌处理。对于热镀锌处理、热镀锌处理和合金化处理、电镀锌处理而言，公知的处理方法均适合。
实施例
以下，通过实施例对本发明进一步详细地进行说明，但本发明不限于这些实施例。
[高强度冷轧钢板的制造]
将下述表1所示的成分组成(余量由Fe和不可避免的杂质构成的)的钢水利用转炉进行熔炼，通过连续铸造法得到230mm厚的钢坯。对于所得到的钢坯，在表2所示的条件下进行热轧，得到热轧钢板。然后，进行酸洗(盐酸)，接着，以表2所示的冷轧率进行冷轧，进一步在表2所示的条件下进行退火。然后，对于表2中的氧化工序的栏中记载为“有”的例子，进行氧化处理(在250℃的空气中放置30分钟)。然后，在表2中的酸洗工序的栏所示的条件下进行酸洗。需要说明的是，对于表2中的酸洗工序的栏中记载为“无”的例子，不进行酸洗。由此得到冷轧钢板。
＜酸洗工序＞
关于表2中的酸洗工序的栏，如下所述。
(条件1)
在下述条件下进行酸洗。
酸：盐酸(浓度：15g/L)
温度：35℃
处理时间：10秒
(条件2)
在下述条件(2-1)的条件下进行酸洗后，在下述条件(2-2)的条件下进行再酸洗。
·条件(2-1)
酸：盐酸(浓度：15g/L)+硝酸(浓度：150g/L)
温度：35℃
处理时间：10秒
·条件(2-2)
酸：盐酸(浓度：10g/L)
温度：35℃
处理时间：10秒
(条件3)
在下述条件(3-1)的条件下进行酸洗后，在下述条件(3-2)的条件下进行再酸洗。需要说明的是，与条件2的差异仅是再酸洗的温度。
·条件(3-1)
酸：盐酸(浓度：15g/L)+硝酸(浓度：150g/L)
温度：35℃
处理时间：10秒
·条件(3-2)
酸：盐酸(浓度：10g/L)
温度：50℃
处理时间：10秒
＜镀覆处理＞
需要说明的是，对于表3的“钢板的种类”的栏中记载为“GI”的例子，在酸洗工序结束后，进一步实施热镀锌处理，在表面形成热镀锌层，制成热镀锌钢板(GI)。热镀锌处理中，利用连续热镀锌生产线，对实施退火后的冷轧退火板(CR)根据需要再加热至430～480℃的范围的温度，在热镀锌浴(浴温：470℃)中浸渍，以使镀层附着量为每单面45g/m2的方式进行调整。需要说明的是，热镀锌浴组成设定为Zn-0.18质量％Al。另外，对于表3的“钢板的种类”的栏中记载为“GA”的例子，在上述热镀锌处理中，热镀锌浴组成设定为Zn-0.14质量％Al，在镀覆处理后，在520℃下实施合金化处理，制成合金化热镀锌钢板(GA)。需要说明的是，镀层中的Fe浓度设定为9质量％以上且12质量％以下。
另外，对于表3的“钢板的种类”的栏中记载为“EG”的例子，在退火工序结束后，进一步利用电镀锌生产线，以使镀层附着量为每单面30g/m2的方式实施电镀锌处理，制成电镀锌钢板(EG)。
[评价]
从所得到的冷轧钢板(包括热镀锌钢板、合金化热镀锌钢板、电镀锌钢板)上裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、扩孔试验、焊接试验。试验方法如下所述。
＜组织观察＞
首先，从所得到的冷轧钢板的板宽中央部裁取组织观察用试验片，以使轧制方向截面(L截面)中相当于板厚的1/4的位置成为观察面的方式进行研磨，进行腐蚀(3体积％硝酸乙醇溶液腐蚀)。使用SEM(扫描电子显微镜)，以5000倍的倍率进行观察，使用所得到的SEM图像，通过图像解析求出各相的组织百分率(面积率)，将其值作为体积率来对待。需要说明的是，图像解析中，使用Media Cybernetics公司的“Image-Pro”(商品名)作为解析软件。另外，SEM图像中，铁素体呈灰色，马氏体、残余奥氏体和渗碳体呈白色，并且贝氏体呈灰色与白色的中间色，因此，根据其色调来判断各相。另外，将在铁素体中以微细的线状或点状观察到碳化物的组织设定为贝氏体。另外，使用所得到的SEM图像，通过图像解析求出铁素体晶粒和贝氏体晶粒的面积，由该面积算出等效圆直径，对它们的值进行算术平均，作为平均结晶粒径。
另外，利用SEM-EBSD(电子背散射衍射)对与上述SEM图像相同视野的部位进行观察，将SEM图像中呈白色的组织内根据相图(Phase Map)被识别为Fe的bcc结构的组织作为马氏体。另外，使用所得到的SEM图像和相图(Phase Map)，通过图像解析求出马氏体晶粒的面积，由该面积算出等效圆直径，对它们的值进行算术平均，作为平均结晶粒径。
另外，关于残余奥氏体晶粒的平均结晶粒径，使用TEM(透射电子显微镜)，以15000倍的倍率进行观察，由所得到的TEM图像，通过图像解析求出残余奥氏体晶粒的面积，由该面积算出等效圆直径，对它们的值进行算术平均，作为平均结晶粒径。
另外，从所得到的冷轧钢板上裁取X射线衍射用试验片，以使相当于板厚的1/4的位置成为测定面的方式进行磨削和研磨，通过X射线衍射法，由衍射X射线强度求出残余奥氏体的体积率。需要说明的是，入射X射线使用CoKα射线。残余奥氏体的体积率的计算时，对奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面与铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的全部组合计算强度比，求出它们的平均值，算出该钢板的残余奥氏体的体积率。
将结果示于表3中。
＜从表面起至厚度10μm为止的元素浓度测定＞
从所得到的冷轧钢板上裁取钢板表层部的元素浓度测定用的EPMA(电子探针显微分析仪)试样，在轧制方向截面(L截面)中从表面起至深度方向10μm为止的范围内实施3个视野的线分析，求出从表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Si的平均浓度。然后，求出从表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Si的平均浓度相对于钢板整体中的Si的平均浓度(表1中的成分组成)的浓度比(Si浓度比)。同样地，对于Mn，也求出从表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Mn的平均浓度相对于钢板整体中的Mn的平均浓度(表1中的成分组成)的浓度比(Mn浓度比)。将结果示于表3中。
＜拉伸试验＞
从所得到的冷轧钢板上，以使拉伸方向为与轧制方向成直角的方向(C方向)的方式裁取JIS 5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241：2011的规定实施拉伸试验，求出拉伸特性(拉伸强度TS、断裂伸长率El)。将结果示于表3中。
在此，在TS≥980MPa时，可以说强度高。
另外，如果在980MPa级时El≥15％、在1180MPa级时El≥12％，可以说延展性优良。
＜扩孔试验＞
从所得到的冷轧钢板上裁取100mmW×100mmL尺寸的试验片，依据JIS Z 2256：2010的规定，以12.5％的间隙率冲裁出10mmφ的孔，使60°的圆锥冲头上升而扩孔时，在龟裂贯通板厚方向时停止冲头的上升，由龟裂贯通后的孔径和试验前的孔径测定扩孔率λ(％)。将结果示于表3中。λ为35％以上时，可以说扩孔性优良。
＜焊接试验＞
使用一张从所得到的冷轧钢板裁取的150mmW×50mmL尺寸的试验片，另一张使用590MPa级热镀锌钢板，实施电阻焊(点焊)。关于焊接机，对于重叠两张钢板而成的板组，使用以安装于焊枪的伺服电机加压式、单相交流电(50Hz)的电阻焊机，在使板组倾斜3°的状态下实施电阻点焊。焊接条件设定为加压力为4.0kN、保持时间为0.2秒。焊接电流和焊接时间以使熔核直径为4√t mm(t：冷轧钢板的板厚)的方式进行调整。焊接后，将试验片切成两半，利用光学显微镜对截面进行观察，基于以下的评价基准对电阻焊接性进行评价。将结果示于表3中。在实用上，优选为○或△，更优选为○。
○：没有观察到0.3mm以上的龟裂
△：没有观察到0.4mm以上的龟裂
×：观察到0.4mm以上的龟裂
Figure BDA0003143197670000271
Figure BDA0003143197670000281
Figure BDA0003143197670000291
Figure BDA0003143197670000301
Figure BDA0003143197670000311
Figure BDA0003143197670000321
Figure BDA0003143197670000331
Figure BDA0003143197670000341
Figure BDA0003143197670000351
Figure BDA0003143197670000361
上述表1、表2和表3中，下划线部表示本发明的范围外。
另外，平均冷却速度*1是指从700℃至冷却停止温度的温度范围内的平均冷却速度，平均冷却速度*2是指在退火温度范围内的保持后至冷却停止温度为止的平均冷却速度。
由表3-1(980MPa级)可知，具有特定的成分组成和特定的钢组织并且上述Si浓度比大于1.00且小于1.30的本发明例显示出高强度、以及优良的延展性、扩孔性和电阻焊接性。其中，Si浓度比为1.20以下的No.1-1～No.1-13、No.1-32和No.1-36显示出更优良的电阻焊接性。
根据No.1-1和No.1-32～No.1-33的对比(仅Si浓度比和Mn浓度比不同的方式彼此的对比)，Si浓度比为1.10以上的No.1-1和No.1-33显示出更优良的扩孔性。其中，Si浓度比为1.20以下的No.1-1显示出进一步优良的扩孔性。
同样地，根据No.1-2和No.1-36～No.2-37的对比(仅Si浓度比和Mn浓度比不同的方式彼此的对比)，Si浓度比为1.10以上的No.1-2和No.1-37显示出更优良的扩孔性。其中，Si浓度比为1.20以下的No.1-2显示出进一步优良的扩孔性。
另一方面，对于成分组成偏离特定的范围的No.1-14～No.1-22、钢组织偏离特定的范围的No.1-23～No.1-30、Si浓度比为1.00以下的No.1-31和No.1-35、以及Si浓度比为1.30以上的No.1-34和No.1-38而言，强度、延展性、扩孔性和电阻焊接性中的至少一项不充分。
由表3-2(1180MPa级)可知，在1180MPa级下也观察到与表3-1(980MPa级)同样的倾向。

Claims (6)

1.一种高强度冷轧钢板，其具有：
以质量％计含有C：0.04％以上且0.16％以下、Si：0.15％以上且1.25％以下、Mn：2.00％以上且3.50％以下、P：0.050％以下、S：0.0050％以下、N：0.0100％以下、Al：0.010％以上且2.000％以下、Ti：0.005％以上且0.075％以下、Nb：0.005％以上且0.075％以下和B：0.0002％以上且0.0040％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；以及
以体积率计为10％以上且70％以下的铁素体、1％以上且10％以下的残余奥氏体、10％以上且60％以下的贝氏体和2％以上且50％以下的马氏体的钢组织，
所述铁素体的平均结晶粒径为6.0μm以下，所述残余奥氏体的平均结晶粒径为4.0μm以下，所述贝氏体的平均结晶粒径为6.0μm以下，所述马氏体的平均结晶粒径为4.0μm以下，
从所述高强度冷轧钢板的表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Si的平均浓度相对于所述高强度冷轧钢板整体中的Si的平均浓度的浓度比以质量比计大于1.00且小于1.30。
2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计还含有选自V：0.005％以上且0.200％以下、Cr：0.05％以上且0.20％以下、Mo：0.01％以上且0.20％以下、Cu：0.05％以上且0.20％以下、Ni：0.01％以上且0.20％以下、Sb：0.002％以上且0.100％以下、Sn：0.002％以上且0.100％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
3.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其中，从所述高强度冷轧钢板的表面起在深度方向上至10μm为止的区域中的Mn的平均浓度相对于所述高强度冷轧钢板整体中的Mn的平均浓度的浓度比以质量比计大于1.00且小于1.30。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中，在表面具有热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层中的任意一种。
5.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其中，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯在热轧开始温度为1000℃以上且1300℃以下、终轧温度为800℃以上且1000℃以下、压下率35％以上的轧制为1道次以上的条件下进行热轧，接着，在从700℃至冷却停止温度的温度范围内平均冷却速度为5℃/s以上且50℃/s以下的条件下冷却至600℃以下的冷却停止温度，然后，在350℃以上且600℃以下的卷取温度下卷取，接着进行酸洗，
然后，以30％以上的冷轧率实施冷轧，
接着，退火工序中，在退火温度为750℃以上且900℃以下的温度下保持10秒以上且300秒以下，接着，以5℃/s以上的冷却速度冷却至300℃以上且450℃以下的冷却停止温度，然后在冷却停止温度下保持10秒以上且1800秒以下，
然后，进行氧化处理，
进一步进行酸洗，
由此得到权利要求1～4中任一项所述的高强度冷轧钢板。
6.如权利要求5所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，继所述氧化处理后的酸洗之后，实施热镀锌处理、热镀锌处理和合金化处理、或者电镀锌处理。
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