强度和加工性的平衡优异的高强度冷轧钢板及镀敷钢板的制作方法

专利名称：：强度和加工性的平衡优异的高强度冷轧钢板及镀敷钢板的制作方法
技术领域：
：本发明涉及强度和加工性的平衡优异的高强度冷轧钢板和镀敷钢板，并涉及TRIP(TransformationInducedPlasticity:相变诱导塑性)钢板的改良技术。
背景技术：
：当对于构成机动车和工业用机械等的高强度零件进行挤压成形和弯曲加工时，要求供该加工的冷轧钢板兼具优异的强度和加工性。近年来，随着机动车的进一步轻量化，对于更高强度的冷轧钢板的需求提高，作为顺应这一需求的冷轧钢板，TRIP钢板尤其受到注目。TRIP钢板是这样一种钢板，若奥氏体组织残留，并在马氏体相变开始温度(Ms点)以上的温度使之加工变形，则应力导致残留奥氏体(残留Y)诱导相变成马氏体，从而得到大的延伸率。作为该种类可列举几种，例如已知有以多边铁素体为母相，并包含残留奥氏体的钢板；以回火马氏体为母相，并包含残留奥氏体的钢板；以贝氏体铁素体为母相，并包含残留奥氏体的钢板；以贝氏体为母相，并包含残留奥氏体的钢板(例如专利文献l)等。其中贝氏体铁素体为母相，并包含残留奥氏体的钢板，通过硬质的贝氏体铁素体能够轻易地获得高强度，另外，板条状的贝氏体铁素体的边界容易生成微细的残留奥氏体，这样的组织形成会带来优异的延伸率。此外该钢板还有通过1次热处理(连续退火工序或镀敷工序)就能够容易地制造这样的优点。可是在该钢板中，也有伴随着高强度化而加工性降低这样的问题。为了解决这一问题，在专利文献2中提出了一种高强度薄钢板，其是使基本的成分组成中含有规定量的Ni、Cu、Cr、Mo、Nb之中的1种以上，从而提高耐氢脆化、焊接性以及扩孔性。但是，因为其以合金元素为必须，母材由位错密度极高的贝氏体铁素体构成，所以被认为难以进一步提高包括全延伸率在内的延性。另外，从成本和重复利用的观点出发，优选降低合金元素。专利文献l:特开平01-159317号公报专利文献2:特开2004-332100号公报
发明内容本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供一种抗拉强度和加工性的平衡被进一步提高的、抗拉强度为800MPa以上的冷轧钢板及镀敷钢板。所谓本发明的强度和加工性的平衡优异的高强度冷轧钢板具有如下特征以质量％计(关于化学成分，下同)含有C:0.100.25%、Si:1.02.00/0、Mn:1.53.0%、P:0.01%以下(不含0%)、S:0.005%以下(不含0%)、Al:0.013.0%，余量是铁及不可避免的杂质，以相对于全部组织的占空因数计，贝氏体铁素体为70%以上，残留奥氏体为520%，并且，硬度(HV)为270以上，并且，a铁的(200)面上的X射线衍射峰值的半值幅为0.220°以下。上述高强度冷轧钢板，此外可以再含有Mo:0.3%以下(不含0%)，及/或Cr:0.3%以下(不含0%)，另外，也可以含有Ti:0.1%以下(不含0%)及/或Nb:0.1%以下(不含0%)。此外，还可以含有Ca:50质量ppm以下(不含0%)。本发明也包含对上述高强度冷轧钢板的表面实施镀敷的镀敷钢板，作为该镀敷可列举实施镀锌。根据本发明，能够提供一种能够对机动车的高强度零件进行良好加工的、抗拉强度和加工性(全延伸率、延伸凸缘性)的平衡得到进一步提高的高强度冷轧钢板和镀敷钢板。图1是表示均热温度(Tl)和平均冷却速度(CR)带给抗拉强度的影响的曲线图。图2是表示均热温度(Tl)和平均冷却速度(CR)带给延伸率(El)的影响的曲线图。图3是表示均热温度(Tl)和平均冷却速度(CR)带给残留奥氏体的影响的曲线图。图4是说明代表性的热处理模式的概略图。图5是说明另一代表性的热处理模式的概略图。具体实施方式本发明者们，以上述这种易于确保延性的贝氏体铁素体作为母相的TRIP钢板为对象，为了更进一步提高强度和加工性的平衡，着眼于母相而进行了锐意的研究。图13是采用满足本发明的成分组成的同一钢种，将后述的热处理模式(图4)的均热温度(Tl)变为870900°C，平均冷却速度(CR)变为l(TC/s和20°C/s而进行制造，并按后述实施例的方式对得到的钢板的抗拉强度(TS)、延伸率[全延伸率(El)]及残留奥氏体(残留Y)进行测定的结果。由该图13可知，抗拉强度不会依附于热处理时的均热温度和平均冷却速度而大体一定(图1)，但是延伸率会根据均热温度和平均冷却速度而有所不同(图2)，特别是均热温度为88(TC时得到的钢材，如图3所示，尽管残留奥氏体量基本上等量，但是平均冷却速度会导致延伸率显著不同。本发明者们对于这些钢材详细地进行调查时发现，上述均热温度为88(TC时得到的钢板之中显示出高的延伸率的(以1(TC/s的CR进行冷却的)，如表1所示，与母相的位错密度有关系，对母相((x铁)进行X射线衍射(按后述实施例的条件测定)而得到的Fe峰值半值幅小。因此，对于以各种条件制造而成的Fe峰值半值幅不同的钢板测定延伸率时，把握住了Fe峰值半值幅越小，显示出的延伸率越高。[表1]<table>tableseeoriginaldocumentpage6</column></row><table>此外，对于Fe峰值半值幅和延伸率的提高而追究其定量的关系时发现，如果上述a铁的(200)面的峰值半值幅(以下称为"Fe峰值半值幅")为0.220°以下(优选为0.205°以下)，则飞跃性地显示出高的延伸率，能够进一步提高强度和加工性的平衡。还有，通过如此降低Fe峰值半值幅，从而延伸率显著提高的机理不尚不明确，但可做如下考虑。即，在TRIP钢板中，虽然如上述，是在进行加工时通过残留奥氏体相变而显示出优异的加工性，但是该加工性被认为在加工(变形)初期与母相的特性有很大关系，母相自身的延伸对钢板的延性有很大影响。在显示出本发明这样小的Fe峰值半值幅的母相的情况下，认为位错密度小的母相的延性会提高，因此认为，在加工的初期阶段，除了母材所具有的延性被充分发挥以外，继而发生的残留奥氏体的TRIP效果进一步有效地发挥，从而综合性地发挥出优异的加工性。艮P，在本发明中，在对母相加以控制，而残留奥氏体等的组织分率与现有相同的钢板中，被认为能够充分地发挥出由该残留奥氏体的变相带来的效果。上述X射线衍射中的Fe峰值半值幅，表示与位错密度相关的应变的导入程度，因此无论测定哪个结晶方位，均会显示出大体相同的倾向，但是在本发明中，是将最能够明确地把握倾向的(200)面的Fe峰值半值幅规定为代表。还有，上述Fe峰值半值幅的下限值没特别设定，但是若考虑到本发明钢板的母相组织不是多边铁素体，而是贝氏体铁素体，则上述Fe峰值半值幅的下限认为约处于0.180°。为了充分发挥上述效果，以确实地提高强度和加工性的平衡，本发明钢板的组织需要满足下述要件。(贝氏体铁素体(BF):70%以上)本发明如上述，是以易于确保延性的贝氏体铁素体作为母相的TRIP钢板为对象，该贝氏体铁素体相对于全部组织的占空因数计占70%以上。优选占80%以上，更优选占90%以上。其上限可以根据与其他组织(残留奥氏体等)的平衡来决定，不含后述的残留奥氏体以外的组织(马氏体等)时，其上限控制为95%。本发明的上述所谓"贝氏体铁素体"，指的是具有位错密度高的板条状下部组织和粒状下部组织的组织，其与组织内具有形成了一定的生成形态的碳化物的贝氏体组织明显不同。另外，其与没有位错密度或位错密度极少的多边铁素体组织也不同(通过日本钢铁协会基础研究会发行"钢的贝氏体照片-l")。(残留奥氏体(残留y):520%)残留奥氏体有助于全延伸率的提高，为了有效地发挥这样的作用，需要使其相对于全部组织以占空因数计而存在5%(优选为8%以上，更优选为10%以上，进一步优选为15%以上)。另一方面，若其大量存在，则延伸凸缘性劣化，因此将上限定为20%。此外，优选上述化中的C浓度(Cyr)为0.8%以上。这是由于OyR对TRIP(应变诱导相变加工)的特性有很大影响，若C化为0.8。/。以上，则延伸率和延伸凸缘性提高。更优选为1.0%以上，进一步优选为1.2%以上。还有，上述C化高的程度虽然为优选，但是在实际操作上，可以调整的上限被认为大概是1.5%。本发明的钢板虽然也可以只由上述组织(即贝氏体铁素体和残留奥氏体)构成，但是在不损害本发明的作用的范围内，也可以含有作为其他组织的马氏体和碳化物。它们是在本发明的制造过程中不可避免地形成的组织，但是越少的程度越为优选，在本发明中要抑制15%以下。优选在10%以下。本发明的钢板，如上述其母相为贝氏体铁素体，因为没有很多地包含现有这样的多边铁素体，所以钢板的维氏硬度(Hv)显示为270以上。若大量含有多边铁素体，则母相成为极其软质，加工时在多边铁素体和残留奥氏体的界面产生孔穴，由残留奥氏体的相变带来的加工性提高效果将难以被充分地发挥。本发明如上述，特别是在控制组织的要点上具有特征，但是为了使该组织易于形成以提高抗拉强度和加工性的平衡，需要使钢板的成分组成处于下述范围。(C:0.100.25%)c是用于确保高强度，且确保残留奥氏体所必须的元素。详细地说，使奥氏体相中固溶充分的c，是为了即使在室温下仍使期望的奥氏体相残留，c则是这方面重要的元素，有助于提高强度-加工性的平衡。因而c量为0.10%以上。优选为0.15%以上，更优选为0.18%以上。但是，若C量变得过剩，则焊接性劣化，因此在本发明中将C量抑制在0.25。/。以下。优选在0.23%以下。(Si:1.02.00/0)Si除了作为固溶强化元素有用以外，也是有效地抑制残留奥氏体分解、碳化物生成的元素。从这一观点出发，在本发明中Si量为1.0%以上。优选为1.2%以上。但是若Si变得过剩，则给加工性带来不良影响，因此将其抑制在2.0%以下。优选为1.8%以下。(Mn:1.53.0%)Mn是使奥氏体稳定化，从而得到期望的残留奥氏体所需要的元素。为了有效地发挥这样的作用而需要使之含有1.5%以上。优选为1.8%以上。另一方面，若Mn变得过剩，则残留奥氏体减少，并且还会成为铸片裂纹的原因，因此Mn量为3.0。/。以下，优选为2.7%以下。(P:0.01%以下(不含0%))因为P使加工性劣化，所以越低越好，可以抑制在0.01%以下。(S:0.005%以下(不含0%))S形成MnS等硫化物系夹杂物，是成为裂纹的起点而使加工性(特别是延伸凸缘性)的有害的元素，优选极力降低。因此S抑制在0.005%以下，优选抑制在0.003%以下。(Al:0.013.0%)Al是为了钢中的脱氧而被添加的元素，若进行利用A1的脱氧，则钢中Al量为0.0P/。以上。但是，若A1含量增加，则氧化铝等的夹杂物增加，加工性劣化，因此将3.0°/。作为上限。本发明规定的含有元素如上所述，余量部分实质上是Fe，但是作为根据原料、物资、制造设备等的状况而混进钢中的不可避免的杂质，当然还允许0.01M以下的N(氮)的混入，在不会给前述本发明的作用造成不良影响的范围内，也可以发下述这样再积极地含有其他的元素。(Mo:0.3%以下(不含0%)，及/或Cr:0.3%以下(不含0%))Mo、O作为钢的强化元素有效，并且也是有效地使残留奥氏体稳定化的元素。为了发挥这样的作用，可以分别含有0.05%以上(特别在0.1%以上)。但是，即使过剩地添加，其效果也是饱和，因此Mo和Cr分别为0.3%以下。(Ti:0.1%以下(不含0%)及/或Nb:0.1%以下(不含0%))Ti、Nb具有析出强度和组织微细化效果，是有助于高强度化的元素。为了有效地发挥这样的作用，推荐分别使之含有0.01%以上(特别是0.02%以上)。但是即使过剩地添加，其效果也是饱和，从而经济性降低，因此分别为0.1%以下(优选为0.08%以下，更优选为0.05%以下)。(Ca:50质量ppm以下(不含0%))Ca控制钢中硫化物的形态，是在加工性提高上有效的元素。为了有效地发挥上述作用，推荐使Ca含有5ppm以上(特别是10ppm以上)。但是即使过剩地添加，其效果也是饱和而不经济，因此优选抑制在50ppm以下(特别是在30ppm以下)。本发明虽然没有规定所要达到的制造条件，但是采用满足上述成分组成的钢材，并为了形成能够发挥出高强度且优异的加工性的上述组织，推荐在冷轧之后按下述要领进行热处理。即，推荐将满足前述成分组成的钢，在(Ac3点+20。C)(AC3点+70。C)的温度下加热保持20500秒后，再以52(TC/s的平均冷却速度冷却至48035(TC的温度区域，并在该温度区域保持100400秒或进行缓冷。以下，一边参照显示了热处理模式的概略图(图4)，一边对于各处理进行详述。首先，将满足前述成分组成的钢，在(Ac3点+20°C)(Ac3点+70°C)的温度下(图4中，Tl)加热保持(均热)20500秒(图4中tl)。在此，Tl(均热温度)对于确保残留奥氏体极其重要，若T1过高，则难以确保残留奥氏体，另外组织还容易变成贝氏体。另一方面，若T1过低，则位错密度变高而难以获得强度与加工性的平衡优异的钢板。此外，若进行tl(均热时间)超过500秒的长时间的均热，则生产性降低。另外，当tl低于20秒时，则奥氏体化未充分进行而残存有渗碳体和其他的合金碳化物。若考虑到这一点，则优选T1为850。C以上、90(TC以下。在上述均热后对钢板进行冷却，但是在本发明中，首先以520'C/s的平均冷却速度(图4中，CR)冷却至480350'C的温度区域(图4中，Ts)。上述平均冷却速度(CR)的控制，对于获得满足本发明规定的Fe峰值半值幅的钢板很重要。为此将平均冷却速度抑制在2(TC/s以下。更优选在15°C/s以下。另一方面，若冷却速度太慢，则冷却时会形成软质的多边铁素体，而贝氏体铁素体则未被充分形成。因此，该平均冷却速度优选为5°C/s以上。更优选为8°C/s以上。如上述，以520°C/s的平均冷却速度(CR)冷却至48035(TC的温度区域(Ts)后，在该温度区域(图4中，TsTf)保持100400秒(图4中，t2)或进行缓慢冷却(等温淬火处理)。通过在该温度区域保持或缓慢冷却，能够充分确保残留奥氏体。若在比该温度区域更高的温度区域进行等温淬火处理，则不能确保充分的残留奥氏体。另外，在比该温域低的温度区域进行等温淬火时，则因为残留奥氏体减少而不为优选。另外，若等温淬火处理时间(t2)超过400秒，则得不到规定的残留奥氏体。另一方面，若上述t2低于100秒，则得不到满足本发明规定的Fe峰值半值幅的位错密度低的钢板。优选上述t2为120秒以上、350秒以下(更优选为300秒以下)，从这些倾向出发，最优选t2为150300秒。关于等温淬火处理后的冷却方法没有特别限定，能够进行空冷(AC)、急冷、气水冷却等。若考虑到实际作业，则上述热处理采用连续退火设备进行较为简便。另外，对冷轧板实施镀锌，例如实施熔融镀锌时，可以在前述的适当条件下进行热处理等之后进行熔融镀锌，在此之后再进行合金化热处理，不过，镀锌条件或其合金化热处理条件的一部分也可以以满足上述热处理条件的方式进行设定，从而在该镀敷工序中进行上述热处理。另外，热处理前的热轧工序和冷轧工序未被特别限定，通过适宜选择并采用通常所实施的条件。具体来说，作为上述热轧工序能够采用的条件是，例如在Ac3点以上结束热轧后，以约3(TC/s的平均冷却速度进行冷却，在约500600'C的温度巻取等。另外，当热轧后的形状欠佳时，出于形状修正的目的，也可以进行冷轧。在此，推荐冷轧率为3070%。这是由于冷轧率超过70%的冷轧，轧制载荷增大而轧制困难。本发明是以冷轧钢板为对象，但是制品的形态并未特别限定，除了进行冷轧，退火而得到的钢板以外，也包含进一步实施化成处理，通过熔融镀、电镀、蒸镀等而实施了镀敷的钢板。作为上述镀敷的种类，一般的镀锌、镀铝等均可以。另外，镀敷的方法作为熔融镀及电镀均可以。此外，也可以在镀敷后再实施合金化热处理，也可以实施多层镀敷。另外，也可以在非镀敷钢板上和镀敷钢板上实施层合薄膜(filmlaminate)处理。本发明的高强度钢板，最适合柱、侧梁等需要高强度且高加工性，以及需要耐冲击性的机动车零件的制造。即使在这样成形加工而得到的零件中，仍可发挥充分的材质特性(强度)。以下，列举实施例更具体地说明本发明，但是本发明当然不受下述实施例的限制，也可以在符合前*后述宗旨的范围适当地加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。实施例采用由表2所述的成分组成构成的的钢种No.113进行熔炼而成为钢板后，遵循下述工序(热轧一冷轧一连续退火)，得到板厚3.2mm的热轧钢板后，通过酸洗除去表面氧化皮，之后冷轧至L2mm厚。(热轧工序)开始温度(SRT):以11501250。C保持30分钟终轧温度(FDT):850°C冷却速度40°C/s巻取温度550°C(冷轧工序)冷轧率50%(连续退火工序)对于各钢材进行前述图4的热处理模式。g卩，以表3中的T1(°C)保持200秒(tl)后，以表3中的CR(平均冷却速度)冷却(水冷)至表3中的Ts(°C)后，从Ts(°C)到Tfrc)用2秒钟进行缓慢冷却。其后进行空冷而得到钢板。表3的实验No.28是实施了镀Zn的例子，不过这时在如图5所示的均热后，以CR(平均冷却速度)冷却至480'C以下之后，以46(TC实施镀Zn处理，其后与上述同样地进行缓慢冷却而得到镀Zn钢板。按下述要领，分别对于如此得到的各钢板的金属组织、X射线衍射的Fe峰值半值幅、屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、延伸率[全延伸率(El)]、扩孔率("及硬度(Hv)进行调查。(金属组织的观察)贝氏体铁素体的占空因数为，对制品板厚1/4的位置与轧制面平行的面上的任意的测定区域(约50pmX50nm，测定间隔O.lpm)进行LePera(^《，一)腐蚀并进行光学显微镜观察(倍率1000倍)后，进行电解研磨，并通过透射型电子显微镜(TEM)观察(倍率15000倍)鉴定组织，以该TEM观察所鉴定出的组织情报为基础，根据前述光学显微镜观察的测定结果，计算出各组织的面积率。然后在任意选择的10个视野中进行同样的测定，求得平均值。另夕卜，残留奥氏体的占空因数(体积率)根据饱和磁化测定法测定[参照特开2003-90825号公报，R&D神户制钢技报/vol.52，No.3(Dec.2002)]。其他组织(马氏体等)是从全部组织(100%)中减去上述组织所占的占空因数而求得。(X射线衍射下Fe峰值半值幅)由实验材的板宽中央提取30WX30L的试样，为了测定l/4(t:板厚)部，通过金刚砂研削而减厚后，实施化学研磨。然后，作为X射线衍射装置使用理学(Rigaku)电机(株)RINT-1500，根据6—29法对于构成母相的Fe(a铁)的峰值半值幅进行X射线分析，求得(200)面上的26.131.1°附近的峰值的半值幅。上述测定在任意选择的3处进行，求其平均值。还有，X射线衍射以外的条件如下述。(x射线衍射的测定条件)耙材MO加速电压50kV加速电流200mA切口(slit):DS…r、RS…0.15mm、SS…T扫瞄速度r/分(抗拉强度(TS)及延伸率(El)的测定)拉伸试验使用JIS5号试验片进行，测定抗拉强度(TS)及延伸率(E1)。还有，拉伸试验的应变速度为lmm/sec。(扩孔率a)的测定)为了测定扩孔率a)而进行延伸凸缘性试验。延伸凸缘性试验的进行使用直径100mm、板厚2.0mm的圆盘状试验片，用冲孔机钻出0lOmm的孔后，用圆锥冲头使毛口向上进行扩孔加工，测定龟裂贯通时刻的扩孔率a)(钢铁联盟规格JFSTIOOI)。(硬度(Hv)的测定)使用维氏硬度计，在载荷9.8N时，对于各钢材的5处进行3点测定，求得平均值。这些结果显示在表4中。[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>※余量是铁和不可避免的杂质[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>由24能够进行如下考察(还有，下述No.表示表3、4的实验No.)。表3、4组A调査了C量的影响，但是，因为No.24满足本发明的要件，所以能够得到强度-加工性平衡优异的钢板。相对于此，No.l因为C量过少，所以钢板的硬度低，也不能确保残留奥氏体，强度与加工性的平衡差。组B调查了Si量的影响，因为No.6满足本发明的要件，所以能够得到强度-加工性平衡优异的钢板。但是，No.5因为Si量不足，所以残留奥氏体不足，全延伸率不充分，强度-加工性平衡差。组C调查了Mn量的影响，因为No.8及No.6满足本发明的要件，所以能够得到强度-加工性平衡优异的钢板。但是，No.7因为Mn量少，所以残留奥氏体不足，因此不能够确保残留奥氏体，导致强度-加工性平衡差的结果。组D调查了选择元素的影响，但即使是适量添加了Mo、Cr、Ti、Nb、Ca的任意一种元素的情况下，都能够得到强度-加工性平衡优异的钢板。组EII表示使用成分组成满足本发明的要件的钢种No.6的钢材，并改变制造条件而制造钢板的例子。组E调查了均热温度的影响，因为No.16、17以推荐的温度加热，所以能够得到期望的组织，从而发挥出优异的强度-加工性平衡。相对于此，No.14、15因为均热温度过高，所以不能充分确保残留奥氏体，另外，No.18因为均热温度过低，所以Fe峰值半值幅变大，均导致强度-加工性平衡差的结果。组F调查了均热后的冷却速度的影响，No.2022因为以推荐的冷却速度进行冷却，所以能够得到期望的组织，发挥出优异的强度-加性平衡。相对于此，No.19因为冷却速度慢，所以不能充分确保贝氏体铁素体，导致强度-加工性平衡差的结果。另夕卜，No.23因为冷却速度快，所以Fe峰值半值幅变大，强度-加工性平衡差。组G调査了热处理条件的影响，No.25因为以推荐的条件进行等温淬火处理，所以能够得到期望的组织，发挥出优异的强度-加性平衡。相对于此，No.24因为等温淬火处理时间太短，所以不能确保残留奥氏体，另外，Fe峰值半值幅变大，强度-加工性平衡差。No.26因为等温淬火处理时间太况下仍不能确保残留奥氏体，另外，Fe峰值半值幅变大，强度-加工性平衡差。No.27因为等温淬火处理温度区域高，所以不能确保残留奥氏体，强度-加工性平衡差。组H(No.28)实施了镀Zn，在这样实施了镀Zn处理的钢板中，可知本发明的效果也得到充分地发挥。权利要求1.一种强度与加工性的平衡优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计含有C0.10～0.25％、Si1.0～2.0％、Mn1.5～3.0％、P0.01％以下但不含0％、S0.005％以下但不含0％、Al0.01～3.0％，余量是铁及不可避免的杂质，并且，以相对于全部组织的占空因数计，贝氏体铁素体为70％以上，残留奥氏体为5～20％，并且，硬度HV为270以上，并且，α铁的(200)面的X射线衍射峰值的半值幅为0.220°以下。2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有Mo:0.3%以下但不含0%及/或&:0.3%以下但不含0%。3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量。/。计还含有Ti:0.1。/。以下但不含0。/。及/或Nb:0.1%以下但不含0%。4.根据权利要求13中任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，以质量ppm计，还含有Ca:50ppm以下但不含0%。5.—种镀敷钢板，其特征在于，其是在权利要求14中任一项所述的高强度冷轧钢板的表面实施了镀敷的钢板。6.根据权利要求5所述的钢板，其特征在于，所述镀敷为镀锌。全文摘要一种强度与加工性的平衡优异的高强度冷轧钢板，以质量％计，满足C0.10～0.25％、Si1.0～2.0％、Mn1.5～3.0％、P0.01％以下(不含0％)、S0.005％以下(不含0％)、Al0.01～3.0％，余量由铁及不可避免的杂质构成，其中，以相对于全部组织的占空因数计，贝氏体铁素体为70％以上，残留奥氏体为5～20％，并且，硬度(HV)为270以上，并且，α铁的(200)面上的X射线衍射峰值的半值幅为0.220°以下。文档编号C22C38/00GK101155940SQ20068001093公开日2008年4月2日申请日期2006年3月29日优先权日2005年3月30日发明者向井阳一,杉本公一,赤水宏,鹿岛高弘申请人:株式会社神户制钢所;株式会社信州Tlo