CN104040007B - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种冷轧钢板，在将C含量、Si含量及Mn含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，(5×[Si]+[Mn])/[C]>10的关系成立，金属组织含有以面积率计为40％以上且90％以下的铁素体和10％以上且60％以下的马氏体，进一步含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、及以面积率计为20％以下的贝氏体中的1种以上，通过纳米压痕仪测定的所述马氏体的硬度满足H20/H10<1.10及σHM0<20，用抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积表示的TS×λ为50000MPa·％以上。

Description

冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及热锻压前及/或热锻压后的成形性优异的冷轧钢板及其制造方法。本发明的冷轧钢板包含冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板、电镀锌冷轧钢板及镀铝冷轧钢板。

本申请基于2012年1月13日在日本提出申请的特愿2012-004551号并主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

现在，对于汽车用钢板要求提高冲撞安全性与轻量化。现在，不仅要求抗拉强度980MPa级(980MPa以上)、1180MPa级(1180MPa以上)的钢板，还要求更高强度的钢板。例如，要求超过1.5GPa的钢板。在这样的情况下，作为可获得高强度的方法最近受到注目的是热锻压(也称为热压、模压淬火、加压淬火等)。所谓热锻压，是指将钢板在750℃以上的温度下加热后通过热成形(加工)，由此提高高强度钢板的成形性，并通过成形后的冷却进行淬火，得到所期望的材质的成形方法。

作为兼具压力加工性与高强度的钢板，已知由铁素体-马氏体组织所构成的钢板、由铁素体-贝氏体组织所构成的钢板、或在组织中含有残留奥氏体的钢板等。其中，铁素体基质中分散有马氏体的复合组织钢板(由铁素体-马氏体所构成的钢板，所谓DP钢板)是低屈服强度、抗拉强度高，而且拉伸特性优异。但是，该复合组织钢板因应力集中于铁素体与马氏体的界面，容易从此处产生裂纹，因此有扩孔性差的缺点。另外，具有这样的复合组织的钢板不能发挥1.5GPa级的抗拉强度。

例如，专利文献1～3中公开了上述那样的复合组织钢板。另外，专利文献4～6中有关于高强度钢板的硬度与成形性的关系的记载。

然而，即使通过这些现有技术，仍难以应对如今汽车的更轻量化、更高强度化、及部件形状的复杂化的要求。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平6-128688号公报

专利文献2：日本特开2000-319756号公报

专利文献3：日本特开2005-120436号公报

专利文献4：日本特开2005-256141号公报

专利文献5：日本特开2001-355044号公报

专利文献6：日本特开平11-189842号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明是鉴于上述课题而研究得出的。即，本发明的目的是：提供可得到强度和良好的扩孔性的成形性优异的冷轧钢板及其制造方法。此外，本发明的目的是：提供热锻压成形后可确保1.5GPa以上、优选1.8GPa以上、2.0GPa以上的强度，并且可获得更良好的扩孔性的冷轧钢板及其制造方法。

用于解决问题的手段

本发明人等对可确保热锻压前(加热至750℃以上且1000℃以下、并进行加工、冷却的热锻压工序中的加热之前)的强度并且扩孔性等成形性优异的高强度冷轧钢板进行了深入研究。进而，对热锻压后(热锻压工序中的加工、冷却之后)将强度确保为1.5GPa以上、优选1.8GPa以上、2.0GPa以上并且扩孔性等成形性优异的冷轧钢板进行了深入研究。结果发现，(i)关于钢成分，适当地设置Si、Mn及C的含量的关系，(ii)将铁素体、马氏体的分率设为规定分率，且(iii)通过调整冷轧的压下率，将钢板的板厚表层部及板厚中心部(中心部)的马氏体的硬度比(硬度的差)、以及中心部的马氏体的硬度分布分别设定在特定范围内，由此，能够在冷轧钢板中确保目前以上的成形性、即抗拉强度TS与扩孔率λ的积即TS×λ为50000MPa·％以上。另外发现，如果将这样得到的冷轧钢板用于一定条件范围的热锻压，通过在热锻压后也大致维持冷轧钢板的板厚表层部及中心部的马氏体的硬度比、以及板厚中心部的马氏体的硬度分布，在热锻压后也可得到高强度且成形性优异的冷轧钢板(热锻压成形体)。另外还判明，抑制冷轧钢板的板厚中心部的MnS偏析对于提高进行热锻压前的冷轧钢板及进行热锻压后的冷轧钢板的扩孔性均是有效的。

另外还发现，为了控制马氏体的硬度，在利用具有多个轧台的冷轧机进行的冷轧中，将从最上游起至第3段为止的各轧台的冷轧率相对于总冷轧率(累积轧制率)的比例设定在特定范围内是有效的。本发明人等基于上述见识，得知了以下所示发明的各形态。另外，得知即使对该冷轧钢板进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌及镀铝，也不会损害其效果。

(1)即，本发明的一形态的冷轧钢板，以质量％计，含有：C：大于0.150％、0.300％以下、Si：0.010％以上、1.000％以下、Mn：1.50％以上、2.70％以下、P：0.001％以上、0.060％以下、S：0.001％以上、0.010％以下、N：0.0005％以上、0.0100％以下、Al：0.010％以上、0.050％以下，有时选择性地含有：B：0.0005％以上、0.0020％以下、Mo：0.01％以上、0.50％以下、Cr：0.01％以上、0.50％以下、V：0.001％以上、0.100％以下、Ti：0.001％以上、0.100％以下、Nb：0.001％以上、0.050％以下、Ni：0.01％以上、1.00％以下、Cu：0.01％以上、1.00％以下、Ca：0.0005％以上、0.0050％以下、REM：0.0005％以上、0.0050％以下中的1种以上，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；在将C含量、Si含量及Mn含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，下述式1的关系成立，金属组织含有以面积率计为40％以上且90％以下的铁素体和10％以上且60％以下的马氏体，进一步含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、及以面积率计为20％以下的贝氏体中的1种以上，通过纳米压痕仪测定的所述马氏体的硬度满足下述式2a及式3a，用抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积表示的TS×λ为50000MPa·％以上。

(5×[Si]+[Mn])/[C]>10 (式1)

H20/H10<1.10 (式2a)

σHM0<20 (式3a)

其中，H10是所述冷轧钢板的表层部的所述马氏体的平均硬度，H20是所述冷轧钢板的距板厚中心在板厚方向上±100μm的范围即板厚中心部中的所述马氏体的平均硬度，σHM0是所述板厚中心部中存在的所述马氏体的硬度的分散值。

(2)上述(1)记载的冷轧钢板，所述金属组织中存在的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且下述式4a可以成立。

n20/n10<1.5 (式4a)

其中，n10是所述冷轧钢板的板厚l/4部分中所述MnS每10000μm²的平均个数密度，n20是所述板厚中心部中所述MnS每10000μm²的平均个数密度。

(3)上述(1)记载的冷轧钢板，进一步进行将其加热至750℃以上且1000℃以下为止、并进行加工、冷却的热锻压之后，通过所述纳米压痕仪测定的马氏体的硬度满足下述式2b及式3b，且所述金属组织含有以面积率计为80％以上的马氏体，有时进一步含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、以面积率计小于20％的铁素体、及以面积率计小于20％的贝氏体中的l种以上，用抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积表示的TS×λ可以为50000MPa·％以上。

H2/H1<1.10 (式2b)

σHM<20 (式3b)

其中，H1是所述热锻压后的所述表层部的所述马氏体的平均硬度，H2是所述热锻压后的所述板厚中心部中的所述马氏体的平均硬度，σHM是所述热锻压后的所述板厚中心部中存在的所述马氏体的硬度的分散值。

(4)上述(3)记载的冷轧钢板，所述金属组织中存在的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且下述式4b可以成立。

n2/n1<1.5 (式4b)

其中，n1是进行所述热锻压后的所述冷轧钢板的板厚l/4部分中所述MnS每10000μm²的平均个数密度，n2是进行所述热锻压后的所述板厚中心部中所述MnS每10000μm²的平均个数密度。

(5)上述(1)～(4)中任一项记载的冷轧钢板，在所述冷轧钢板的表面可以进一步具有热浸镀锌层。

(6)上述(5)记载的冷轧钢板，所述热浸镀锌层可以包含合金化热 浸镀锌层。

(7)上述(1)～(4)中任一项记载的冷轧钢板，在所述冷轧钢板的表面可以进一步具有电镀锌层。

(8)上述(1)～(4)中任一项记载的冷轧钢板，在所述冷轧钢板的表面可以进一步具有镀铝层。

(9)本发明的一形态的冷轧钢板的制造方法，其具有下述工序：铸造工序，其将具有上述(1)记载的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材；加热工序，其加热所述钢材；热轧工序，其使用具有多个轧台的热轧设备对所述钢材实施热轧；卷取工序，其在所述热轧工序后卷取所述钢材；酸洗工序，其在所述卷取工序后对所述钢材进行酸洗；冷轧工序，其在所述酸洗工序后通过具有多个轧台的冷轧机在下述式5成立的条件下对所述钢材实施冷轧；退火工序，其在所述冷轧工序后将所述钢材加热到700℃以上且850℃以下并冷却；以及调质轧制工序，其在所述退火工序后对所述钢材进行调质轧制。

1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0 (5)

其中，将i设为l、2或3时的ri是在所述冷轧工序中的所述多个轧台中从最上游数第i段的轧台中以单位％表示的单独的目标冷轧率，r是所述冷轧工序中以单位％表示的总冷轧率。

(10)上述(9)记载的冷轧钢板的制造方法，在将所述卷取工序的卷取温度以单位℃计表示为CT；将所述钢材的C含量、Mn含量、Cr含量及Mo含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Mn]、[Cr]及[Mo]时；下述式6可以成立。

560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (6)

(11)上述(9)或(10)记载的冷轧钢板的制造方法，在将所述加热工序的加热温度以单位℃计设为T，且将在炉时间以单位分钟计设为t；将所述钢材的Mn含量及S含量以单位质量％计分别设为[Mn]、[S]时；下述式7可以成立。

T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500 (7)

(12)上述(9)～(11)中任一项记载的冷轧钢板的制造方法，在所 述退火工序与所述调质轧制工序之间，可以进一步具有对所述钢材实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。

(13)上述(12)记载的冷轧钢板的制造方法，在所述热浸镀锌工序与所述调质轧制工序之间，可以进一步具有对所述钢材实施合金化处理的合金化处理工序。

(14)上述(9)～(11)中任一项记载的冷轧钢板的制造方法，在所述调质轧制工序之后，可以进一步具有对所述钢材实施电镀锌的电镀锌工序。

(15)上述(9)～(11)中任一项记载的冷轧钢板的制造方法，在所述退火工序与所述调质轧制工序之间，可以进一步具有对所述钢材实施镀铝的镀铝工序。

发明效果

根据本发明的上述形态，适当设定C含量、Mn含量、及Si含量的关系，并且适当设定通过纳米压痕仪测定的马氏体的硬度，因此能够获得具有良好的扩孔性的冷轧钢板。此外，能够获得在热锻压后仍具有良好的扩孔性的冷轧钢板。

此外，使用由上述(1)～(8)的冷轧钢板及上述(9)～(15)的冷轧钢板制造得到的冷轧钢板来制造的热锻压成形体的成形性优异。

附图说明

图1是表示(5×[Si]+[Mn])/[C]与TS×λ的关系的图。

图2A是表示式2a、2b、式3a、3b的根据的图，是表示热锻压前冷轧钢板的H20/H10与σHM0的关系、及热锻压后的冷轧钢板的H2/H1与σHM的关系的图。

图2B是表示式3a、3b的根据的图，是表示热锻压前的σHM0及热锻压后的σHM与TS×λ的关系的图。

图3表示热锻压前的冷轧钢板的n20/n10及热锻压后的冷轧钢板的n2/n1与TS×λ的关系，是表示式4a、4b的根据的图。

图4表示1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r与热锻压前的冷轧钢板的H20/H10及热锻压后的H2/H1的关系，是表示式5的根据的图。

图5A是表示式6与马氏体分率的关系的图。

图5B是表示式6与珠光体分率的关系的图。

图6表示T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])与TS×λ的关系，是表示式7的根据的图。

图7是实施例中使用的热锻压成形体(热锻压后的冷轧钢板)的立体图。

图8是表示本发明的一实施方式的冷轧钢板的制造方法的流程图。

具体实施方式

如前所述，为了提高扩孔性，适当地设定Si、Mn、及C的含量的关系，进而适当地设定钢板的规定部位的马氏体的硬度是重要的。迄今为止，对于热锻压前后的任一种情况，均未进行着眼于冷轧钢板的成形性与马氏体的硬度的关系的研究。

以下对本发明的实施方式进行详细说明。

首先，对本发明的一实施方式的冷轧钢板、及在其制造中使用的钢的化学成分的限定理由进行说明。以下，作为各成分的含量单位的“％”是指“质量％”。

此外，在本实施方式中，为了方便，将未实施热锻压的冷轧钢板仅称作冷轧钢板、热锻压前的冷轧钢板、或本实施方式的冷轧钢板，将实施了热锻压(通过热锻压进行了加工)的冷轧钢板称作热锻压后的冷轧钢板、或本实施方式的热锻压后的冷轧钢板。

C：大于0.150％、0.300％以下

C对于强化铁素体相及马氏体相、提高钢的强度是重要的元素。但是，C的含量为0.150％以下时，不能充分得到马氏体组织，不能充分地提高强度。另一方面，超过0.300％时，伸长率或扩孔性大幅地下降。因此，将C的含量的范围设为大于0.150％、0.300％以下。

Si：0.010％以上、1.000％以下

Si对于抑制有害的碳化物的生成，得到以铁素体和马氏体作为主体的复合组织是重要的元素。但是，Si含量超过1.000％时，除了伸长率或扩孔性下降以外，化学转化处理性也下降。因此，将Si的含量设为1.000％以下。 另外，Si是用以脱氧而添加，但Si的含量小于0.010％时脱氧效果并不充分。因此，将Si的含量设为0.010％以上。

Al：0.010％以上、0.050％以下

Al是作为脱氧剂的重要元素。为了获得脱氧的效果，将Al的含量设为0.010％以上。另一方面，即使过度地添加Al，因上述效果已饱和，反而使钢脆化，使TS×λ降低。因此，将Al的含量设为0.010％以上、0.050％以下。

Mn：1.50％以上、2.70％以下

Mn对于提高钢的淬透性而强化钢是重要的元素。然而，Mn的含量小于1.50％时，不能充分地提高钢的强度。另一方面，Mn的含量超过2.70％时，淬透性变得过剩，伸长率或扩孔性下降。因此，将Mn的含量设为1.50％以上、2.70％以下。伸长率的要求高时，Mn的含量优选设为2.00％以下。

P：0.001％以上、0.060％以下

P的含量多时向晶界偏析，局部伸长率及焊接性劣化。因此，将P的含量设为0.060％以下。P含量少是优选的，但极度减少P含量会造成精炼时的成本增加，因此P的含量优选设为0.001％以上。

S：0.001％以上、0.010％以下

S是形成MnS、使钢的局部伸长率及焊接性显著地劣化的元素。因此，将S的含量的上限设为0.010％。另外，S含量少是优选的，但从精炼成本的问题出发，优选将S含量的下限设为0.001％。

N：0.0005％以上、0.0100％以下

N对于析出A1N等而使晶粒微细化是重要的元素。但是，N的含量超过0.0100％时，残留固溶N(固溶氮)，伸长率或扩孔性下降。因此，将N的含量设为0.0100％以下。此外，N含量少是优选的，但从精炼时的成本的问题出发，优选将N含量的下限设为0.0005％。

本实施方式的冷轧钢板是以包含以上元素和剩余部分的铁及不可避免的杂质的组成作为基本，进而，为了提高强度、控制硫化物或氧化物的形状等，作为以往一直使用的元素，也可以后述的上限以下的含量含有Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM(Rare Earth Metal：稀土类元素)、Cu、Ni、B元素中的任1种或2种以上。这些化学元素不需要必须添加到钢板中，因此 其下限是0％。

Nb、Ti、V是使微细的碳氮化物析出而强化钢的元素。另外，Mo、Cr是提高淬透性而强化钢的元素。为得到上述效果，优选含有Nb：0.001％以上、Ti：0.001％以上、V：0.001％以上、Mo：0.01％以上、Cr：0.01％以上。但是，即使含有Nb：大于0.050％、Ti：大于0.100％、V：大于0.100％、Mo：大于0.50％、Cr：大于0.50％，不仅强度提高的效果饱和，也带来伸长率或扩孔性的下降。因此，将Nb、Ti、V、Mo、Cr的上限分别设为0.050％、0.100％、0.100％、0.50％、0.50％。

钢进一步含有0.0005％以上、0.0050％以下的Ca。Ca可控制硫化物或氧化物的形状，提高局部伸长率或扩孔性。为了得到该效果，优选含有0.0005％以上。但是，过度地含有Ca时，加工性劣化，因此将Ca含量的上限设为0.0050％。基于相同的理由，对于REM(稀土类元素)，也将其下限设为0.0005％、上限设为0.0050％。

钢可以进一步含有Cu：0.01％以上、1.00％以下、Ni：0.01％以上、1.00％以下、B：0.0005％以上、0.0020％以下的范围。这些元素也可提高淬透性，提高钢的强度。然而，为取得该效果，优选含有Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、B：0.0005％以上。为这些以下时，强化钢的效果小。另一方面，即使添加Cu：大于1.00％、Ni：大于1.00％、B：大于0.0020％，强度提高的效果已饱和，而且伸长率或扩孔性下降。因此，将Cu含量、Ni含量及B含量的上限分别设为1.00％、1.00％、0.0020％。

在含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM时，至少含有1种以上。钢的剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，只要是不损害特性的范围内，则可以进一步含有上述以外的元素(例如Sn、As等)。含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM小于前述下限时，作为不可避免的杂质处理。

此外，即使进行热锻压化学成分也不会变化，因此对于热锻压后的钢板，化学成分也满足上述的范围。

另外，由图1可知，本实施方式的冷轧钢板及本实施方式的热锻压后的冷轧钢板中，为了得到充分的扩孔性，在将C含量(质量％)、Si含量(质量％)及Mn含量(质量％)分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，下述式1的关系成立 是重要的。

(5×[Si]+[Mn])/[C]>10 (1)

(5×[Si]+[Mn])/[C]的值为10以下时，TS×λ小于50000MPa·％，不能得到充分的扩孔性。这是因为，C量高时硬质相的硬度变得过高，与软质相的硬度差变大，λ值差，及Si量或Mn量少时TS变低。因此，需要将各元素设定在上述范围，而且对其含量的平衡进行控制。对于(5×[Si]+[Mn])/[C]的值，通过轧制或热锻压没有变化。但是，即使满足(5×[Si]+[Mn])/[C]>10，在后述的马氏体的硬度比(H20/H10、H2/H1)或马氏体硬度的分散(σHM0、σHM)不满足条件时，冷轧钢板或热锻压后的冷轧钢板也不能得到充分的扩孔性。

接着，叙述本实施方式的冷轧钢板及本实施方式的热锻压后的冷轧钢板的金属组织的限定理由。

一般而言，在具有以铁素体及马氏体为主体的金属组织的冷轧钢板中，支配扩孔性等成形性的与其说是铁素体不如说是马氏体。本发明人等着眼于马氏体的硬度与伸长率或扩孔性等成形性的关系进行了深入研究，结果发现：如图2A、图2B所示，在冷轧钢板及热锻压后的冷轧钢板中，如果板厚表层部与板厚中心部之间的马氏体的硬度比(硬度的差)、及板厚中心部的马氏体的硬度分布为规定的状态，则伸长率或扩孔性等成形性变得良好。另外发现：相对于成形性良好的冷轧钢板，在通过热锻压进行了淬火的热锻压后的冷轧钢板中，大致维持热锻压前的冷轧钢板中的马氏体硬度比及马氏体的硬度分布，其结果是，伸长率或扩孔性等成形性良好。这是因为，热锻压前的冷轧钢板中产生的马氏体的硬度分布在热锻压后仍大幅地产生影响。具体而言，在板厚中心部浓化的合金元素即使进行热锻压仍保持在中心部浓化的状态。即，对于热锻压前的钢板，板厚表层部与板厚中心部的马氏体的硬度比大时、或板厚中心部的马氏体硬度的分散值大时，在热锻压后也为同样的硬度比及分散值。

本发明人等还得知，关于用HYSITRON公司的纳米压痕仪以1000倍的倍率测定的马氏体的硬度测定，在热锻压前的冷轧钢板中通过使下述式2a及式3a成立，成形性提高。另外，本发明人等得知，关于该关系，在热锻压后的冷轧钢板中同样地通过使下述式2b及式3b成立，成形性提高。

H20/H10<1.10 (2a)

σHM0<20 (3a)

H2/H1<1.10 (2b)

σHM<20 (3b)

此处，H10是热锻压前的冷轧钢板的距最表层在板厚方向200μm以内即板厚表层部的马氏体的硬度。H20是热锻压前的冷轧钢板的板厚中心部、即板厚方向上距板厚中心±100μm以内的范围的马氏体的硬度。σHM0是热锻压前的冷轧钢板的距板厚中心在板厚方向上±100μm的范围内存在的马氏体的硬度的分散值。

另外，H1是热锻压后的冷轧钢板的距最表层在板厚方向200μm以内即板厚表层部的马氏体的硬度。H2是热锻压后的冷轧钢板的板厚中心部、即板厚方向上距板厚中心±100μm以内的范围的马氏体的硬度。σHM是热锻压后的冷轧钢板的距板厚中心在板厚方向上±100μm的范围内存在的马氏体的硬度的分散值。

关于硬度，分别测量了300点。距板厚中心在板厚方向上±100μm的范围，是以板厚中心作为中心的板厚方向的尺寸是200μm的范围。

另外，此处，硬度的分散值σHM0或σHM通过以下的式8求得，是表示马氏体的硬度分布的值。此外，式中的σHM代表σHM0，记为σHM。

$\mathrm{\&sigma;HM}=\frac{1}{n}\underset{i=1}{\overset{n}{\mathrm{\&Sigma;}}}{(x_{\mathrm{ave}}-x_i)}^2---\left(8\right)$

X_ave是测定的马氏体的硬度的平均值，X_i表示第i号的马氏体的硬度。此外，将σHM置换成σHM0也相同。

图2A中示出热锻压前的冷轧钢板及热锻压后的冷轧钢板的表层部的马氏体硬度与板厚中心部的马氏体硬度的比。另外，图2B中一并示出热锻压前的冷轧钢板及热锻压后的冷轧钢板的距板厚中心在板厚方向上±100μm的范围内存在的马氏体的硬度的分散值。由图2A和图2B可知，热锻压前的冷轧钢板的硬度比与热锻压后的冷轧钢板的硬度比大致相同。另外，在热锻压前的冷轧钢板和热锻压后的冷轧钢板中，板厚中心部的马氏体硬度的分散值也大致相同。因此，可知热锻压后的冷轧钢板的成形性与热锻压前的冷轧钢板的成形性同样地优异。

H20/H10或H2/H1的值为1.10以上，表示在热锻压前的冷轧钢板或热锻压后的冷轧钢板中，板厚中心部的马氏体的硬度为板厚表层部的马氏体的硬度的1.10倍以上。即，表示板厚中心部的硬度变得过高。由图2A可知，H20/H10为1.10以上时，σHM0为20以上，H2/H1为1.10以上时，σHM为20以上。此时，为TS×λ＜50000MPa·％，在淬火前(即热锻压前)、淬火后(即热锻压后)均未能获得充分的成形性。此外，关于H20/H10及H2/H1的下限，只要未进行特殊的热处理，理论上，板厚中心部与板厚表层部是相同的情况，但实际地考虑到生产率的生产工序中，是直到例如1.005左右。

分散值σHM0或σHM为20以上，表示在热锻压前的冷轧钢板或热锻压后的冷轧钢板中，马氏体的硬度偏差大，局部地存在硬度过高的部分。此时，为TS×λ＜50000MPa·％，未能得到充分的成形性。

接着，叙述本实施方式的冷轧钢板(热锻压前)、及本实施方式的热锻压后的冷轧钢板的金属组织。

本实施方式的冷轧钢板的金属组织中，铁素体面积率是40％～90％。铁素体面积率小于40％时，从热锻压前起强度变得过高，有时钢板的形状恶化，有时切断变得困难。因此，将铁素体面积率设为40％以上。另一方面，本实施方式的冷轧钢板中，合金元素的添加较多，因此将铁素体面积率设为大于90％是困难的。在金属组织中，除了铁素体以外，还含有马氏体，其面积率是10～60％。铁素体面积率与马氏体面积率的和优选为60％以上。金属组织中还可以进一步含有珠光体、贝氏体及残留奥氏体中的1种以上。但是，金属组织中残留有残留奥氏体时，2次加工脆性及延迟破坏特性容易下降，因此优选实质上不含有残留奥氏体。但也可不可避免地含有体积率5％以下的残留奥氏体。珠光体是硬且脆的组织，因此优选不含有，但可容许不可避免地含有以面积率计达到10％。贝氏体是可产生作为剩余组织的组织，从强度或成形性来看是中间组织，可以不含有，但可容许含有以面积率计达到最大20％。在本实施方式中，关于金属组织，通过硝酸酒精溶液侵蚀观察了铁素体、贝氏体、珠光体，通过里培拉侵蚀(Lepera etching)观察了马氏体。在上述情况下均以1000倍用光学显微镜观察了板厚1/4部分。残留奥氏体是在将钢板研磨至板厚1/4位置后，通过X射线衍射装 置测定了体积分率。

本实施方式的热锻压后的冷轧钢板的金属组织中，以面积率计马氏体为80％以上。马氏体的面积率小于80％时，不能得到近年热锻压成形体所要求的充分的强度(例如1.5GPa以上)。因此，优选将马氏体面积率设为80％以上。热锻压后的冷轧钢板的金属组织的全部或主要的部分被马氏体占据，但作为其他的金属组织，有时含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、以面积率计小于20％的铁素体、以面积率计小于20％的贝氏体中的1种以上。根据热锻压条件，铁素体存在0％以上且小于20％，但只要是该范围，则热锻压后的强度没有问题。另外，金属组织中残留有残留奥氏体时，2次加工脆性及延迟破坏特性容易下降。因此，优选实质上不含有残留奥氏体。但也可不可避免地含有以体积率计为5％以下的残留奥氏体。珠光体是硬且脆的组织，因此优选不含有，但可容许不可避免地以面积率计达到10％。出于与前述同样的理由，贝氏体可容许以面积率计最大达到小于20％。关于金属组织，与热锻压前的冷轧钢板的情况相同，对铁素体、贝氏体、珠光体进行硝酸酒精溶液侵蚀，对马氏体进行里培拉侵蚀，用光学显微镜以1000倍观察了板厚1/4部分。残留奥氏体是在将钢板研磨至板厚1/4位置后，通过X射线衍射装置测定了体积分率。

此外，热锻压可以按照通常方法进行，例如加热至750℃以上且1000℃以下、进行加工、进行冷却即可。

在本实施方式中，对于热锻压前的冷轧钢板及热锻压后的冷轧钢板，通过纳米压痕仪规定了以1000倍的倍率测定的马氏体的硬度(压痕硬度(GPa或N/mm²)、或由压痕硬度换算为维氏硬度(HV)的值)。在通常的维氏硬度试验中，所形成的压痕比马氏体更大。因此，虽可得到马氏体及其周围的组织(铁素体等)的微观的硬度，但不能得到马氏体本身的硬度。马氏体本身的硬度大大影响扩孔性等成形性，因此仅通过维氏硬度难以充分地评价成形性。与此相对，在本实施方式中，将通过纳米压痕仪测定的马氏体本身的硬度比、分散状态控制在适当的范围内，因此能够获得极良好的成形性。

在本实施方式的冷轧钢板的板厚1/4的位置(距表面板厚1/4深度的 位置)及板厚中心部观察了MnS。结果可知，当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且如图3所示，下述式4a成立在更良好且稳定地得到TS×λ≥50000MPa·％方面是优选的。认为这是因为，在实施扩孔试验时，当存在当量圆直径为0.1μm以上的MnS时，因应力集中在其周围，容易产生裂纹。未计算当量圆直径小于0.1μm的MnS，是因为其对应力集中的影响小。另一方面，大于10μm的MnS过大，本身变得不适合加工。此外，0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率大于0.01％时，因应力集中产生的微细裂纹变得容易传播。因此，有时扩孔性降低。

n20/n10<1.5 (4a)

其中，n10是热锻压前的冷轧钢板的板厚1/4部分的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS每单位面积(10000μm²)的个数密度(个/10000μm²)。n20是热锻压前的冷轧钢板的板厚中心部的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS每单位面积的个数密度(平均个数密度)。

另外，本发明人等在本实施方式的热锻压后的冷轧钢板的板厚1/4的位置(距表面板厚1/4深度的位置)及板厚中心部观察了MnS。结果可知，与热锻压前的冷轧钢板同样，当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且如图3所示，下述式4b成立在更良好且稳定地得到TS×λ≥50000MPa·％方面是优选的。

n2/n1<1.5 (4b)

其中，n1是热锻压后的冷轧钢板的板厚1/4部分的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS每单位面积的个数密度。n20是热锻压后的冷轧钢板的板厚中心部的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS每单位面积的个数密度(平均个数密度)。

当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率大于0.01％时，如上所述，由于应力集中成形性容易下降。MnS的面积率的下限未特别规定，但根据后述的测定方法及倍率或视野的限制、脱硫处理能力及本身的Mn或S的含量，存在0.0001％以上。

另一方面，n20/n10或n2/n1的值为1.5以上，表示热锻压前的冷轧钢板或热锻压后的冷轧钢板的板厚中心部的MnS的个数密度为板厚1/4部分的MnS的个数密度的1.5倍以上。此时，由于板厚中心部的MnS偏析， 成形性容易下降。

本实施方式中，MnS的当量圆直径及个数密度使用JEOL公司的Fe-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope：场致发射扫描电子显微镜)来测定。设定为倍率是1000倍，1视野的测定面积是0.12×0.09mm²(＝10800μm²≈10000μm²)。在距表面板厚1/4深度的位置(板厚1/4部分)观察10视野，在板厚中心部观察10视野。MnS的面积率使用粒子解析软件算出。在本实施方式中，对于热锻压前的冷轧钢板及热锻压后的冷轧钢板，观察了MnS，相对于热锻压前的冷轧钢板的MnS的形态(形状及个数)，热锻压后的冷轧钢板的MnS的形态几乎没有变化。图3是表示热锻压前冷轧钢板的n20/n10及热锻压后的冷轧钢板的n2/n1与TS×λ的关系的图。可知热锻压前的n20/n10与热锻压后的n2/n1大致一致。这是因为，通常热锻压时加热的温度下MnS的形态并未变化。

本实施方式的冷轧钢板具有优异的成形性。而且，对这样的冷轧钢板进行了热锻压后得到的热锻压后的冷轧钢板，具有1500MPa(1.5GPa)到2200MPa的抗拉强度，且显示出优异的成形性。特别是1800MPa到2000MPa左右的高强度，与以往的冷轧钢板相比可得到显著的成形性提高的效果。

在本实施方式的冷轧钢板及本实施方式的热锻压后的冷轧钢板的表面，如果实施了镀锌，例如热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锌，或者实施了镀铝，则在防锈方面是优选的。即使进行这些镀覆，仍无损本实施方式的效果。这些镀覆可通过公知的方法来实施。

以下对本实施方式的冷轧钢板的制造方法进行说明。

在制造本实施方式的冷轧钢板时，作为通常的条件，将熔炼成具有上述化学成分的钢水在转炉后连续铸造制成板坯。在连续铸造时，铸造速度快时，Ti等析出物变得过于微细。另一方面，铸造速度慢时，生产率差，而且前述析出物粗大化，且粒子数变少，有时成为无法控制延迟破坏等其他特性的形态。因此，铸造速度优选设为1.0m/分钟～2.5m/分钟。

熔炼及铸造后的板坯可直接供于热轧。或者，在冷却至小于1100℃时，可以用隧道炉等再加热至1100℃以上、1300℃以下，再供于热轧。热轧时的板坯的温度小于1100℃的温度时，在热轧时难以确保最终温度，成为伸长率下降的原因。另外，在添加有Ti、Nb的钢板中，因加热时的析出物的熔解变的不充分，成为强度下降的原因。另一方面，板坯的温度大于1300℃时，氧化皮的生成增多，有可能不能使钢板的表面性状良好。

另外，为了降低MnS的面积率，在将钢的Mn含量(质量％)、S含量(质量％)分别表示为[Mn]、[S]时，如图6所示，对于实施热轧前的加热炉的温度T(℃)、在炉时间t(分钟)、[Mn]及[S]，优选下述式7成立。

T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500 (7)

T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])的值为1500以下时，有时MnS的面积率变大，且板厚1/4部分的MnS的个数、与板厚中心部的MnS的个数的差也变大。此外，实施热轧前的加热炉温度是加热炉出口侧取出温度，在炉时间是将板坯***热轧加热炉起至取出的时间。如前所述，MnS随着轧制或热锻压并未变化，因此在板坯的加热时满足式7即可。此外，上述ln表示自然对数。

接着，按照通常方法进行热轧。此时，优选将最终温度(热轧结束温度)设为Ar₃温度以上、970℃以下对板坯进行热轧。最终温度小于Ar₃温度时，为铁素体(α)和奥氏体(γ)双相区轧制，有可能造成伸长率下降，另一方面，大于970℃时，奥氏体粒径***大，且铁素体分率变小，有可能伸长率下降。

Ar₃温度能够通过进行Formastor试验、测定随着温度变化的试验片的长度变化、由其折转点推测得出。

热轧后，以20℃/秒以上且500℃/秒以下的平均冷却速度冷却钢，并以规定的卷取温度CT℃进行卷取。冷却速度小于20℃/秒时，容易生成成为伸长率下降原因的珠光体，因而不优选。

另一方面，冷却速度的上限并未特别限定。从设备说明的观点出发，优选将上限设为500℃/秒左右，但并未限定为此。

卷取后进行酸洗，进行冷轧制(冷轧)。此时，如图4所示，为了得到满足前述式2a的范围，在下述式5成立的条件下进行冷轧。通过进行上述轧制后进而满足后述退火、冷却等条件，可得到TS×λ≥50000MPa·％的冷轧钢板。另外，该冷轧钢板在实施了加热至750℃以上且1000℃以下为止、并进行加工及冷却的热锻压之后，也为TS×λ≥50000MPa·％。冷轧优选使用通过将多台轧机直线地配置在一个方向上连续轧制而得到规定厚度的 串联轧机。

1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0 (5)

其中，ri(i＝1，2，3)是在所述冷轧中从最上游数第i(i＝1，2，3)段的轧台中的单独的目标冷轧率(％)，r是所述冷轧中的目标总冷轧率(％)。总轧制率即所谓累积轧制率，是以最初的轧台的入口板厚为基准，相对于该基准的累积压下量(最初的道次前的入口板厚与最终道次后的出口板厚的差)的百分率。

在上述式5成立的条件下进行冷轧时，冷轧前即使存在大的珠光体，通过冷轧也能够充分地分割珠光体。其结果是，通过冷轧后进行的退火，可使珠光体消失、或将珠光体的面积率抑制于最小限度。因此，容易得到满足式2a及式3a的组织。另一方面，在式5不成立时，上游侧的轧台的冷轧率不充分，容易残留大的珠光体。其结果是，在退火工序中不能生成具有所期望的形态的马氏体。

另外，发明人等得知，在满足式5进行轧制的冷轧钢板中，退火后得到的马氏体组织的形态(硬度比及分散值)即使在之后进行热锻压，仍可维持大致相同的状态，即使是热锻压后也对伸长率或扩孔性有利。本实施方式的冷轧钢板在以热锻压加热至奥氏体区时，包含马氏体的硬质相成为C浓度高的奥氏体组织，铁素体相成为C浓度低的奥氏体组织。如果之后冷却，奥氏体相成为包含马氏体的硬质相。即，如果满足式5、使前述H20/H10为规定的范围，则在热锻压后仍可维持其状态，H2/H1为规定的范围，热锻压后的成形性优异。

在对本实施方式的冷轧钢板进行热锻压时，如果按照通常方法加热至750℃以上且1000℃以下，并进行加工、冷却，则在热锻压后也显示优异的成形性。优选例如在以下的条件下进行。首先，以升温速度为5℃/秒以上且500℃/秒以下加热至750℃以上且1000℃以下，在1秒以上120秒以下之间进行加工(成形)。为了实现高强度，加热温度优选大于Ac₃点。Ac₃点可以通过进行Formastor试验、测定随着温度变化的试验片的长度变化、由其折转点推测得出。加工后，优选例如以冷却速度为10℃/秒以上且1000℃/秒以下冷却至常温以上且300℃以下。

加热温度小于750℃时，马氏体分率不充分，有可能不能确保强度。另 一方面，加热温度大于1000℃时组织过度软化，而且在钢板表面实施有镀覆时，特别是镀有锌时，锌有可能蒸发、消失，因而不优选。因此，热锻压的加热温度优选为700℃以上且1000℃以下。在升温速度小于5℃/秒时，其控制较难，且生产率显著下降，因此优选以5℃/秒以上的升温速度进行加热。另一方面，虽然没有必要限定升温速度上限，但考虑到目前加热能力的话，优选将升温速度的上限设定为500℃/秒。加工后的冷却速度小于10℃/秒时，该速度控制较难，生产率也显著下降。另一方面，虽然没有必要限定冷却速度上限，但考虑到目前冷却能力的话，优选为1000℃/秒。将至升温后热锻压的优选时间设为1秒以上且120秒以下，是为了避免在钢板表面实施热浸镀锌等时该锌等蒸发。将优选冷却停止温度设为常温以上且300℃以下，是为了充分确保马氏体，以确保热锻压后的强度。

本实施方式中，r、r1、r2、r3是目标冷轧率。通常按照使目标冷轧率与实际冷轧率为大致相同的值的方式来控制、进行冷轧。徒然地使实际冷轧率相对于目标冷轧率背离而进行冷轧是不优选的。在目标轧制率与实际轧制率大大背离时，如果实际冷轧率满足上述式5，则可视为实施了本发明。实际的冷轧率优选控制在目标冷轧率的±10％以内。

冷轧后进行退火。通过进行退火，可在钢板中生成再结晶，生成所期望的马氏体。关于退火，优选通过通常方法在700℃以上且850℃以下的温度范围加热，并冷却至常温或进行热浸镀锌等表面处理的温度。通过在该温度范围内退火，铁素体及马氏体达到规定的面积率，且铁素体面积率与马氏体面积率的和达到60％以上，因此TS×λ提高。

退火温度以外的条件并未特别规定，但为了确实地得到规定的组织，700℃以上且850℃以下的保持时间优选设定在1秒以上、不阻碍生产率的范围内，例如设定为10分钟左右。升温速度优选适当地设为1℃/秒以上、且设备能力上限例如500℃/秒以下，冷却速度优选适当地设为1℃/秒以上、且设备能力上限例如500℃/秒以下。

退火后对钢材进行调质轧制。调质轧制可以通过通常方法进行。调质轧制的伸长率通常是0.2～5％左右，如果是可避免屈服点伸长，可矫正钢板形状的程度则优选。

作为本发明更优选的条件，在将钢的C含量(质量％)、Mn含量(质量％)、 Si含量(质量％)及Mo含量(质量％)分别表示为[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]时，关于上述卷曲工序中的卷取温度CT，优选下述式6成立。

560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (6)

如图5A所示，卷取温度CT小于560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]、即CT-(560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo])小于0时，马氏体过剩地生成，钢板变得过硬，有时之后进行的冷轧变得困难。另一方面，如图5B所示，卷取温度CT大于830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]、即CT-(830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo])大于0时，容易生成铁素体及珠光体组成的带状组织，而且，板厚中心部中珠光体的比例容易变高。因此，在之后的退火工序中生成的马氏体的分布的均匀性下降，上述式2a难以成立。另外，有时难以生成充分量的马氏体。

满足式6时，如前所述，热锻压前的冷轧钢板中铁素体相与硬质相为理想的分布形态。而且，此时，以热锻压进行加热、冷却后，C等也容易均匀地扩散。因此，热锻压后的冷轧钢板中马氏体的硬度的分布形态接近于理想。即，如果可满足6而更确实地确保前述金属组织，则在热锻压前后成形性均优异。

此外，以提高防锈能力为目的，优选在上述退火工序与调质轧制工序之间具有实施热浸镀锌的热浸镀锌工序，在冷轧钢板的表面实施热浸镀锌。并且，为了使热浸镀锌合金化，得到合金化热浸镀锌，也优选在热浸镀锌工序和调质轧制工序之间具有实施合金化处理的合金化处理工序。在实施合金化处理时，可以进一步实施使合金化热浸镀锌表面与水蒸气等使镀覆表面氧化的物质接触，以增厚氧化膜的处理。

除热浸镀锌工序、合金化处理工序以外，也优选具有例如在调质轧制工序后在冷轧钢板表面实施电镀锌的电镀锌工序。另外，也优选代替热浸镀锌，在退火工序与调质轧制工序之间具有实施镀铝的镀铝工序，在冷轧钢板表面实施镀铝。镀铝一般是热浸镀铝，是优选的。

如上述，如果满足前述条件，就能够制造可确保强度并可发挥更良好的扩孔性的冷轧钢板。而且，该冷轧钢板在热锻压后仍可维持硬度分布或组织，在热锻压后可确保强度并可得到更良好的扩孔性。

此外，图8中示出上述说明了的制造方法的一例的流程图(工序S1～S9及工序S11～S14)。

实施例

以铸造速度1.0m/分钟～2.5m/分钟连续铸造表1所示的成分的钢后，直接、或在暂时冷却后在表2的条件下以通常方法用加热炉加热板坯，在910～930℃的最终温度下进行热轧，制成热轧钢板。之后，以表2所示的卷取温度CT卷取该热轧钢板。之后进行酸洗，去除钢板表面的氧化皮，通过冷轧制成板厚1.2～1.4mm。此时，进行冷轧以使式5的值达到如表2所示的值。冷轧后，用连续退火炉以表3、表4所示的退火温度进行退火。一部分的钢板进一步在连续退火炉均热后的冷却途中实施热浸镀锌，其中的一部分进一步在之后实施合金化处理来实施合金化热浸镀锌。另外，在一部分的钢板中，实施电镀锌或镀铝。调质轧制是以伸长率1％按照通常方法进行轧制。在该状态下采集用以评价冷轧钢板(热锻压前)的材质等的试样，进行材质试验等。之后，为了调查热锻压后的冷轧钢板的特性，进行下述热锻压：将冷轧钢板以升温速度10～100℃/秒进行升温，加热至表5、表6的热处理温度，保持10秒后，以冷却速度100℃/秒冷却至200℃以下，从而得到图7所示的形态的热锻压成形体。由图7的位置从所得到的成形体切出试样，进行材质试验、组织观察，求出各组织分率、MnS的个数密度、硬度、抗拉强度(TS)、伸长率(EI)、扩孔率(λ)等。在表3～表8中示出该结果。表3～表6中的扩孔率λ通过以下的式11求得。

λ(％)＝{(d’-d)/d}×100 (式11)

d’：龟裂贯穿板厚时的孔径

d：孔的初期径

在表5、表6中的镀覆种类中，CR是无镀覆的冷轧钢板。GI表示对冷轧钢板实施热浸镀锌，GA表示对冷轧钢板实施合金化热浸镀锌，EG表示对冷轧钢板实施电镀，AI表示对冷轧钢板实施镀铝。

表1中的含量“0”表示含量在测定界限以下。

表2、表7、表8中判定的G、B分别是以下的意思。

G：满足作为对象的条件式。

B：不满足作为对象的条件式。

表2

由表1～表8可知，只要满足本发明要件，则可得到满足TS×λ≥50000MPa·％的高强度冷轧钢板。

另外可知，通过在规定的热锻压条件下进行热锻压，本发明的冷轧钢板在热锻压后也满足TS×λ≥50000MPa·％。

产业上的可利用性

根据本发明，适当设定C含量、Mn含量、及Si含量的关系，并且适当设定通过纳米压痕仪测定的马氏体的硬度，因此能够提供可获得良好的扩孔性的冷轧钢板。

符号说明

S1 熔炼工序

S2 铸造工序

S3 加热工序

S4 热轧工序

S5 卷取工序

S6 酸洗工序

S7 冷轧工序

S8 退火工序

S9 调质轧制工序

S11 热浸镀锌工序

S12 合金化处理工序

S13 镀铝工序

S14 电镀锌工序

Claims (22)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有：

C：大于0.150％、0.300％以下、

Si：0.010％以上、1.000％以下、

Mn：1.50％以上、2.70％以下、

P：0.001％以上、0.060％以下、

S：0.001％以上、0.010％以下、

N：0.0005％以上、0.0100％以下、

Al：0.010％以上、0.050％以下，

剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；

在将C含量、Si含量及Mn含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Si]及[Mn]时，下述式1的关系成立，

金属组织含有以面积率计为40％以上且90％以下的铁素体和10％以上且60％以下的马氏体，进一步含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、及以面积率计为20％以下的贝氏体中的l种以上，

通过纳米压痕仪测定的所述马氏体的硬度满足下述式2a及式3a，

用抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积表示的TS×λ为50000MPa·％以上，

(5×[Si]+[Mn])/[C]>10 (1)

1.005≤H20/H10<1.10 (2a)

σHM0<20 (3a)

其中，H10是所述冷轧钢板的表层部的所述马氏体的平均硬度，H20是所述冷轧钢板的距板厚中心在板厚方向上±100μm的范围即板厚中心部中的所述马氏体的平均硬度，σHM0是所述板厚中心部中存在的所述马氏体的硬度的分散值。

2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，进一步含有：

B：0.0005％以上、0.0020％以下、

Mo：0.01％以上、0.50％以下、

Cr：0.01％以上、0.50％以下、

V：0.001％以上、0.100％以下、

Ti：0.001％以上、0.100％以下、

Nb：0.001％以上、0.050％以下、

Ni：0.01％以上、1.00％以下、

Cu：0.01％以上、1.00％以下、

Ca：0.0005％以上、0.0050％以下、

REM：0.0005％以上、0.0050％以下中的l种以上。

3.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，所述金属组织中存在的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且下述式4a成立，

n20/n10<1.5 (4a)

其中，n10是所述冷轧钢板的板厚l/4部分中所述MnS每10000μm²的平均个数密度，n20是所述板厚中心部中所述MnS每10000μm²的平均个数密度。

4.根据权利要求2所述的冷轧钢板，其特征在于，所述金属组织中存在的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且下述式4a成立，

n20/n10<1.5 (4a)

其中，n10是所述冷轧钢板的板厚l/4部分中所述MnS每10000μm²的平均个数密度，n20是所述板厚中心部中所述MnS每10000μm²的平均个数密度。

5.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，进一步进行将其加热至750℃以上且1000℃以下为止、并进行加工、冷却的热锻压之后，通过所述纳米压痕仪测定的马氏体的硬度满足下述式2b及式3b，且所述金属组织含有以面积率计为80％以上的马氏体，有时进一步含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、以面积率计小于20％的铁素体、及以面积率计小于20％的贝氏体中的l种以上，用抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积表示的TS×λ为50000MPa·％以上，

1.005≤H2/H1<1.10 (2b)

σHM<20 (3b)

其中，H1是所述热锻压后的所述表层部的所述马氏体的平均硬度，H2是所述热锻压后的所述板厚中心部中的所述马氏体的平均硬度，σHM是所述热锻压后的所述板厚中心部中存在的所述马氏体的硬度的分散值。

6.根据权利要求2所述的冷轧钢板，其特征在于，进一步进行将其加热至750℃以上且1000℃以下为止、并进行加工、冷却的热锻压之后，通过所述纳米压痕仪测定的马氏体的硬度满足下述式2b及式3b，且所述金属组织含有以面积率计为80％以上的马氏体，有时进一步含有以面积率计为10％以下的珠光体、以体积率计为5％以下的残留奥氏体、以面积率计小于20％的铁素体、及以面积率计小于20％的贝氏体中的l种以上，用抗拉强度TS与扩孔率λ的乘积表示的TS×λ为50000MPa·％以上，

1.005≤H2/H1<1.10 (2b)

σHM<20 (3b)

其中，H1是所述热锻压后的所述表层部的所述马氏体的平均硬度，H2是所述热锻压后的所述板厚中心部中的所述马氏体的平均硬度，σHM是所述热锻压后的所述板厚中心部中存在的所述马氏体的硬度的分散值。

7.根据权利要求6所述的冷轧钢板，其特征在于，所述金属组织中存在的当量圆直径为0.1μm以上且10μm以下的MnS的面积率为0.01％以下，且下述式4b成立，

n2/n1<1.5 (4b)

其中，n1是进行所述热锻压后的所述冷轧钢板的板厚l/4部分中所述MnS每10000μm²的平均个数密度，n2是进行所述热锻压后的所述板厚中心部中所述MnS每10000μm²的平均个数密度。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的冷轧钢板，其特征在于，在所述冷轧钢板的表面进一步具有热浸镀锌层。

9.根据权利要求8所述的冷轧钢板，其特征在于，所述热浸镀锌层包含合金化热浸镀锌层。

10.根据权利要求1～7中任一项所述的冷轧钢板，其特征在于，在所述冷轧钢板的表面进一步具有电镀锌层。

11.根据权利要求1～7中任一项所述的冷轧钢板，其特征在于，在所述冷轧钢板的表面进一步具有镀铝层。

12.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，其具有下述工序：

铸造工序，其将具有权利要求1或2所述的化学成分的钢水进行铸造来制成钢材，

加热工序，其加热所述钢材，

热轧工序，其使用具有多个轧台的热轧设备对所述钢材实施热轧，

卷取工序，其在所述热轧工序后卷取所述钢材，

酸洗工序，其在所述卷取工序后对所述钢材进行酸洗，

冷轧工序，其在所述酸洗工序后通过具有多个轧台的冷轧机在下述式5成立的条件下对所述钢材实施冷轧，

退火工序，其在所述冷轧工序后将所述钢材加热到700℃以上且850℃以下并冷却，以及

调质轧制工序，其在所述退火工序后对所述钢材进行调质轧制；

1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0 (5)

其中，将i设为l、2或3时的ri是在所述冷轧工序中的所述多个轧台中从最上游数第i段的轧台中以单位％表示的单独的目标冷轧率，r是所述冷轧工序中以单位％表示的总冷轧率。

13.根据权利要求12所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在将所述卷取工序的卷取温度以单位℃计表示为CT，

将所述钢材的C含量、Mn含量、Cr含量及Mo含量以单位质量％计分别表示为[C]、[Mn]、[Cr]及[Mo]时，下述式6成立，

560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo] (6)。

14.根据权利要求12或13所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在将所述加热工序的加热温度以单位℃计设为T，且将在炉时间以单位分钟计设为t，

将所述钢材的Mn含量及S含量以单位质量％计分别设为[Mn]、[S]时，下述式7成立，

T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500 (7)。

15.根据权利要求12或13所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序与所述调质轧制工序之间，进一步具有对所述钢材实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。

16.根据权利要求15所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述热浸镀锌工序与所述调质轧制工序之间，进一步具有对所述钢材实施合金化处理的合金化处理工序。

17.根据权利要求12或13所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述调质轧制工序之后，进一步具有对所述钢材实施电镀锌的电镀锌工序。

18.根据权利要求12或13所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序与所述调质轧制工序之间，进一步具有对所述钢材实施镀铝的镀铝工序。

19.根据权利要求14所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序与所述调质轧制工序之间，进一步具有对所述钢材实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。

20.根据权利要求19所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述热浸镀锌工序与所述调质轧制工序之间，进一步具有对所述钢材实施合金化处理的合金化处理工序。

21.根据权利要求14所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述调质轧制工序之后，进一步具有对所述钢材实施电镀锌的电镀锌工序。

22.根据权利要求14所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序与所述调质轧制工序之间，进一步具有对所述钢材实施镀铝的镀铝工序。