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CN104114729A - 冷轧钢板、镀敷钢板和它们的制造方法 - Google Patents

冷轧钢板、镀敷钢板和它们的制造方法 Download PDF

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CN104114729A CN201380008773.8A CN201380008773A CN104114729A CN 104114729 A CN104114729 A CN 104114729A CN 201380008773 A CN201380008773 A CN 201380008773A CN 104114729 A CN104114729 A CN 104114729A
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Nippon Steel Corp
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Abstract

一种冷轧钢板，以质量％计，含有：C：0.020％以上、0.080％以下、Si：0.20％以上、1.00％以下、Mn：0.80％以上、2.30％以下、Al：0.010％以上、0.100％以下，而且含有Nb和Ti中的至少一方，并使得满足0.005％≤Nb+Ti＜0.030％的条件，金属组织包含铁素体、贝氏体和其他相，所述铁素体的面积率为80％以上且小于95％，未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的面积率为1％以上且小于10％，所述贝氏体的面积率为5％～20％，所述其他相的分数的合计不到8％，含有Nb和Ti的一方或两方的碳氮化物的当量圆直径为1nm～10nm，抗拉强度为590MPa以上。

Description

冷轧钢板、镀敷钢板和它们的制造方法
技术领域
本发明涉及适合于汽车用钢板的用途，特别是适合于结构构件(例如，托架)的、延展性和放边性优异的高强度冷轧钢板、镀敷钢板以及它们的制造方法。
本申请基于2012年2月13日在日本申请的专利申请2012-028271号要求优先权，将其内容援引于此。
背景技术
近年来，汽车制造商为了应对2012年欧洲的CO2排放限制强化、2015年日本的油耗限制强化、还有欧洲的碰撞限制强化等，以由车体轻量化带来的燃油经济性提高和碰撞安全性提高为目的，快速推进着使用钢材的高强度化。这样的高强度钢板被称为“高强钢”，主要是抗拉强度为440～590MPa，进而最近超过590MPa的薄钢板的订货量呈逐年增加的趋势。其中，托架等的结构构件，从其加工方法的观点出发要求优异的延展性和放边性。一般认为，在抗拉强度和总伸长率的积为17000MPa·％以上的情况下延展性优异，在抗拉强度为590MPa级的情况下若扩孔率为80％以上则放边性优异。
一般地，若抗拉强度增加则屈服强度也增加，因此延展性降低，进而放边成形性受到损害。以往，含有铁素体和马氏体这两相的DP(双相：Dual Phase)钢的情况下，虽然延展性优异，但是容易引起由在软质相铁素体和硬质相马氏体的界面附近的局部的应变集中导致的微裂纹的产生和进展，所以认为是不利于扩孔性的显微组织形态。因此，认为要提高扩孔性则显微组织间的硬度差越小越有利，铁素体或贝氏体单相钢之类的具有均匀的组织的钢板处于优越地位。从上述观点出发，要使得延展性和扩孔性兼备，则与希望得到的抗拉强度相配的构成相分数的控制变得重要。
迄今为止，作为兼备延展性和放边性的高强度钢板，曾提出了积极地活用了析出强化的钢板(例如，参照专利文献1和2)。
但是，在专利文献1中提出的冷轧钢板，由于大致在铁素体单相区退火，因此基本上无法活用由贝氏体带来的组织强化，因此为了谋求高强度化，为了积极地活用析出强化，必须添加大量的Ti和其他的析出元素。不仅花费合金成本，而且由于Ti、Nb这些析出元素也是抑制再结晶元素，因此如果大量添加那些元素则退火中的再结晶显著延迟，因此为了使未再结晶铁素体的面积率为25％以下，需使退火工序中的升温速度极慢。或者，设想到需要使在最高加热温度下的滞留时间极长，生产率受损。另外，在专利文献2中提出的冷轧钢板，因为与专利文献1同样地积极地活用了析出强化，所以必须添加大量的Ti和其他的析出元素。不仅花费合金成本，而且如果大量添加那些元素则退火中的再结晶显著延迟，因此为了使未再结晶铁素体的面积率为25％以下，需要使退火工序中的最高加热温度极高。或者，在最高加热温度刚刚高于Ac1相变温度的情况使升温速度极慢。或者设想到需要使在最高加热温度下的滞留时间极长，生产率受损。
另外，曾提出了通过积极地活用未再结晶铁素体，使铁素体和硬质相的硬度差减少，从而使放边性提高的钢板(例如，参照专利文献3～5)。
但是，为了积极地活用未再结晶铁素体，需要大量添加Nb和Ti这些抑制再结晶元素，因此不仅花费合金成本，而且需要加快退火工序中的升温速度，需要设备投资。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2010-285656号公报
专利文献2：日本国特开2010-285657号公报
专利文献3：日本国特开2008-106352号公报
专利文献4：日本国特开2008-190032号公报
专利文献5：日本国特开2009-114523号公报
发明内容
本发明的课题是稳定且不损害生产率地提供延展性和放边性优异的高强度冷轧钢板、镀敷钢板。
本发明是通过为了解决课题而进行的研究而创作的，所述课题是提高抗拉强度为590MPa以上的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板的延展性和放边性。即，通过合金元素量最佳化，特别是主动地添加Si、并将Nb和Ti的添加量最佳化，来使显微组织合适化，并且将退火工序中的最高加热温度控制在Ac1[℃]～(Ac1+40)[℃]的温度范围，并规定退火后的一次冷却的终点温度和冷却速度。由此，尽管活用了贝氏体，但是通过微细地控制含有Nb和Ti的一方或两方的碳氮化物的当量圆直径，能够得到适当控制未再结晶铁素体量的充分的抑制再结晶效果，能够制造与以往相比具有优异的延展性和放边性的钢板，本发明是基于以上见解完成的，其要旨如下。
(1)本发明的第一方式涉及的冷轧钢板，以质量％计，含有：
C：0.020％以上、0.080％以下、
Si：0.20％以上、1.00％以下、
Mn：0.80％以上、2.30％以下、
P：0.0050％以上、0.1500％以下、
S：0.0020％以上、0.0150％以下、
Al：0.010％以上、0.100％以下、
N：0.0010％以上、0.0100％以下，
而且，含有Nb和Ti中的至少一方，并使得满足0.005％≤Nb+Ti＜0.030％的条件，
余量包含铁和不可避免的杂质，
金属组织包含铁素体、贝氏体和其他相，
所述其他相包含珠光体、残余奥氏体和马氏体，
所述铁素体的面积率为80％以上且小于95％，
未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的面积率为1％以上且小于10％，
所述贝氏体的面积率为5％～20％，
所述其他相的分数的合计不到8％，
含有Nb和Ti的一方或两方的碳氮化物的当量圆直径为1nm～10nm，
抗拉强度为590MPa以上。
(2)上述(1)所述的冷轧钢板，以质量％计，也可以还含有
Mo：0.005％以上、1.000％以下、
W：0.005％以上、1.000％以下、
V：0.005％以上、1.000％以下、
B：0.0005％以上、0.0100％以下、
Ni：0.05％以上、1.50％以下、
Cu：0.05％以上、1.50％以下、
Cr：0.05％以上、1.50％以下
中的一种或两种以上。
(3)本发明的第二方式涉及的镀敷钢板，可以在上述(1)或(2)所述的冷轧钢板的表面设有镀层。
(4)本发明的第三方式涉及的冷轧钢板的制造方法，可以包括下述过程：
将具有上述(1)或(2)所记载的化学成分的钢片加热至1150℃～1280℃，
在Ar3℃～1050℃的温度完成终轧，
在450℃～650℃的温度区域卷取，将所卷取的热轧钢板酸洗后，以40％～70％的压下率冷轧，然后以2℃/秒～5℃/秒的速度升温到Ac1℃～(Ac1+40)℃的温度范围内，
将所述冷轧钢板的温度为Ac1℃～(Ac1+40)℃的温度范围内的滞留时间设为10秒～200秒来进行退火，
在所述退火后、直至常温的过程中，在所述退火后紧接着以10℃/秒以下的冷却速度一次冷却到600℃～720℃的钢板温度范围内，
在此，Ar3℃和Ac1℃是由以下的1式和2式求得的Ar3相变温度和Ac1相变温度，
Ar3＝910-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×
([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])…(1式)，
Ac1＝723+212×[C]-10.7×[Mn]+29.1×[Si]…(2式)，
其中，带有[]的元素表示各元素的以质量％计的含量。
(5)本发明的第四方式涉及的镀敷钢板的制造方法，可以将采用上述(4)所述的方法制造的冷轧钢板退火后冷却，接着实施镀敷。
(6)上述(5)所述的镀敷钢板的制造方法，也可以对所述镀敷钢板在450℃～600℃的温度范围进行10秒以上的热处理。
根据本发明，能够提供抗拉强度为590MPa以上，延展性和放边性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板，产业上的贡献极为显著。
附图说明
图1是表示退火中的最高加热温度、特别是在Ac1相变点以上时与未再结晶铁素体的面积率的关系的说明图。
图2是表示未再结晶铁素体的面积率与扩孔率λ的关系的说明图。
图3是表示退火中的最高加热温度、特别是在Ac1相变点以上时与贝氏体的面积率的关系的说明图。
图4是表示贝氏体的面积率与扩孔率λ的关系的说明图。
图5是表示退火中的最高加热温度、特别是在Ac1相变点以上时与碳氮化物的当量圆直径的关系的说明图。
图6是表示碳氮化物的当量圆直径与未再结晶铁素体的面积率的关系的说明图。
图7是表示其他相的合计与扩孔率λ的关系的说明图。
具体实施方式
以下，对本发明详细地说明。
首先，对本发明中的钢成分的限定理由进行说明。
C是有助于抗拉强度和屈服强度提升的元素，根据作为目标的强度水平添加适当的量。另外，对获得贝氏体也很有效。C量如果不到0.020％，则要得到目标的抗拉强度和屈服强度就变得困难，因此将下限设为0.020％。另一方面，如果C量超过0.080％，则招致延展性、扩孔性和焊接性的劣化，因此以0.080％为上限。另外，为了稳定确保抗拉强度和屈服强度，也可以将C的下限设为0.030％或0.040％，也可以将C的上限设为0.070％或0.060％。
Si是本发明中非常重要的元素。具有通过利用固溶强化使铁素体相硬化，减少与硬质相的硬度差，从而使放边性提高的效果。为了获得其效果，必须将Si量设为0.20％以上，因此将下限设为0.20％。另一方面，Si有时产生施加热浸镀锌时的镀敷润湿性的降低以及由合金化反应的延迟导致的生产率的降低的问题。因此，将Si量的上限设为1.00％。另外，Si是铁素体稳定化元素，为了获得适当的量的贝氏体，也可以将Si的下限设为0.30％或0.40％，也可以将Si的上限设为0.90％或0.80％。
Mn作为有助于固溶强化的元素不仅具有使强度增加的作用，对获得贝氏体也很有效。另外，为了扩孔性的提高，必须含有0.80％以上的Mn。另一方面，如果Mn量超过2.30％，则招致扩孔性和焊接性的劣化，因此以2.30％为上限。另外，为了稳定地获得贝氏体，也可以将Mn的下限设为1.00％、1.20％或1.80％，也可以将Mn的上限设为2.10％或2.00％。
P是杂质，由于在晶界偏析，因此招致钢板的韧性的降低、焊接性的劣化。而且，在热浸镀锌时合金化反应变得极慢，生产率降低。从这些观点出发，将P量的上限设为0.1500％。由于P是廉价地提高强度的元素，所以将P量的下限设为0.0050％以上。另外，为了韧性和焊接性的进一步提高，也可以将P的下限设为0.0060％或0.0070％，也可以将P的上限设为0.1000％或0.0850％。
S是杂质，如果其含量超过0.0150％，则诱发热裂纹，或使可加工性劣化，因此将S量的上限设为0.0150％。在生产成本的制约方面，将S量的下限设为0.0020％。另外，为了可加工性的提高，也可以将S的下限设为0.0025％，也可以将S的上限设为0.0100％或0.0080％。
Al与Si同样是铁素体稳定化元素。另外，还是脱氧元素，下限从脱氧的观点出发设为0.010％以上。另外，过量的Al的添加，会使焊接性劣化，因此将其上限设为0.100％。另外，也可以将Al的下限设为0.015％或0.025％，也可以将Al的上限设为0.080％、0.060％或0.040％。
N是杂质，如果N量超过0.0100％，则韧性、延展性的劣化、钢片的裂纹的发生会变得显著。再者，N与C同样对抗拉强度和屈服强度的提升很有效，因此将N量的上限设为0.0100％来主动地添加。另外，对获得贝氏体也很有效。在生产成本的制约方面，将N量的下限设为0.0010％。另外，也可以将N的下限设为0.0020％或0.0030％，也可以将N的上限设为0.0080％、0.0060％或0.0050％。
而且，Nb和Ti在本发明中是极为重要的元素。这些元素具有使退火工序中的再结晶的进行延迟，使未再结晶铁素体残留的效果。未再结晶铁素体有助于铁素体相的硬化，因此通过适当地控制未再结晶铁素体量从而具有减少与硬质相的硬度差，使放边性提高的效果。Nb和Ti中的至少一方，满足0.005％≤Nb+Ti＜0.030％的条件地含有的情况下，将Nb和Ti中的至少一方的上限设为不到0.030％是因为：如果添加得更多，则未再结晶铁素体过量地残留，延展性降低；将Nb和Ti中的至少一方的下限设为0.005％是因为：若低于该值，则抑制再结晶效果小，难以使未再结晶铁素体残留。另外，为了使放边性提高，也可以将Nb和Ti中的至少一方的下限设为0.010％，也可以将Nb和Ti中的至少一方的上限设为0.025％。
Mo、W和V都是抑制再结晶元素，可以根据需要添加1种或2种以上。为了得到强度提高的效果，优选分别以Mo：0.005％、W：0.005％、V：0.005％为下限进行添加。另一方面，由于过量的添加会招致合金成本的增加，因此优选将各自的上限设为Mo：1.000％、W：1.000％、V：1.000％。
B、Ni、Cu和Cr都是提高淬火性的元素，可以根据需要添加1种或2种以上。为了得到强度提高的效果，优选分别以B：0.0005％、Ni：0.05％、Cu：0.05％、Cr：0.05％为下限进行添加。另一方面，由于过量的添加会招致合金成本的增加，因此优选将各自的上限设为B：0.0100％、Ni：1.50％、Cu：1.50％、Cr：1.50％。
含有以上的化学成分的高强度冷轧钢板，可以在以铁为主成分的余量不损害本发明的特性的范围内，含有在制造过程等中不可避免地混入的杂质。
以下，对制造方法的限定理由进行说明。
将具有上述成分组成的钢片加热至1150℃以上的温度。钢片可以是刚刚由连铸设备制造后的板坯，可以是由电炉制造的板坯。规定为1150℃以上的理由，是为了使碳氮化物形成元素和碳在钢材中充分地分解溶解。为了使析出碳氮化物溶解，优选为1200℃以上。但是，在生产成本上并不优选加热温度超过1280℃，所以以1280℃为上限。
热轧中的终轧温度，如果不到Ar3相变温度，则表层的碳氮化物的析出、粒径的粗大化会进展，退火后的抗拉强度和放边性降低，所以以Ar3相变温度为下限。为了使碳氮化物的析出物的当量圆直径为10nm以下而稳定地析出，优选为900℃以上。终轧温度的上限，从板坯加热温度来看，实质上1050℃成为上限。
在此，Ar3℃是由以下的1式求出的Ar3相变温度。
Ar3＝910-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]
-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])…(1式)
其中，带有[]的元素表示各元素的以质量％计的含量。
终轧后的卷取温度，是本发明中极为重要的制造条件。在本发明中，通过将卷取温度设为650℃以下来控制在热轧钢板的阶段中的碳氮化物的析出是重要的，通过至此为止的历程，不会损害本发明的特性。如果卷取温度超过650℃，则热轧钢板中的碳氮化物的析出和粗大化会进行，无法充分地获得退火中的抑制再结晶效果，所以以650℃为上限。另外，如果卷取温度变得不到450℃，则热轧钢板强度变高，冷轧时的轧制负荷变高，所以以450℃为下限。
采用常规方法酸洗后的冷轧时的压下率，设为40％～70％。如果压下率不到40％，则退火时的再结晶的驱动力变小，因此在退火后未再结晶铁素体过量地残留，招致延展性的降低，所以将下限设为40％。另外，如果压下率超过70％，则由于退火时的再结晶的驱动力变大，因此退火后的未再结晶铁素体量变少，招致抗拉强度和放边性的降低，因此将上限设为70％。
为了控制加热温度和加热时间，退火优选采用连续退火设备进行。退火中的最高加热温度，是本发明中极为重要的制造条件。最高加热温度的下限设为Ac1相变温度，上限设为Ac1相变温度+40℃。最高加热温度不到Ac1相变温度的情况下，不能充分地获得硬质相和未再结晶铁素体，会招致抗拉强度的降低。另一方面，如果最高加热温度超过Ac1相变温度+40℃，则如图1所示未再结晶铁素体量减少，因此如图2所示放边性降低。由于如图3所示贝氏体增加，因此如图4所示放边性降低。由于如图5所示招致碳氮化物的粗大化，因此如图6所示未再结晶铁素体量减少，如图2所示放边性降低，所以以Ac1相变温度+40℃为上限。
在此，Ac1℃是由以下的2式求出的Ac1相变温度。
Ac1＝723+212×[C]-10.7×[Mn]+29.1×[Si]…(2式)
其中，带有[]的元素表示各元素的以质量％计的含量。
退火中的升温速度设为2～5℃/秒。升温速度不到2℃/秒的情况下，不仅损害生产率，而且再结晶充分进行从而未再结晶铁素体量减少，抗拉强度和放边性降低，因此将下限设为2℃/秒。另外，升温速度超过5℃/秒的情况下，未再结晶铁素体会过量地残留，延展性降低，因此将上限设为5℃/秒。
退火中的最高加热温度下的滞留时间，是本发明中极为重要的制造条件。在Ac1相变温度以上且(Ac1相变温度+40)℃以下的温度范围内的钢板的滞留时间设为10～200秒。这是因为如果钢板在最高加热温度下的滞留时间不到10秒，则未再结晶铁素体会过量地残留，因此招致延展性的降低。另一方面，如果钢板在最高加热温度下的滞留时间变长，则不仅招致生产率的降低，而且未再结晶铁素体量减少，招致抗拉强度和放边性的降低，因此以200秒为上限。
另外，退火后以10℃/秒以下的冷却速度一次冷却到600℃～720℃的钢板温度范围后，通过采用水等、冷媒的喷射、送风、雾等的强制冷却，来适当冷却控制到常温即可，在途中根据需要施加过时效和/或回火。若不到600℃，则贝氏体的组织分数不足，抗拉强度降低，如果超过720℃则贝氏体的组织分数变得过量，延展性降低。另外，冷却速度超过10℃/秒的情况下，铁素体的析出变少，贝氏体的组织分数变得过量，因此延展性降低。冷却速度的下限，没有特别的规定，但从生产率、冷却控制性出发，优选为1℃/秒以上。
在退火后的冷却后，实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌的情况下，镀锌层的组成并没有特别限定，除了Zn以外，也可以根据需要添加Fe、Al、Mn、Cr、Mg、Pb、Sn、Ni等。再者，镀敷，可以按与退火分开的工序来进行，但是从生产率的角度出发，优选采用连续地进行退火、冷却和镀敷的连续退火-热浸镀锌生产线进行。在不进行后述的合金化处理的情况下，在镀敷后将钢板冷却至常温。
在进行合金化处理的情况下，优选：在上述的镀覆后在450～600℃的温度范围进行，其后将钢板冷却至常温。这是因为，如果不到450℃则合金化不能充分地进行，另外，如果超过600℃则合金化会过度地进行，镀层脆化，有时引起由压制等的加工导致镀层剥离等的问题。合金化处理的时间，如果不到10秒则有时合金化未充分进行，因此优选为10秒以上。另外，合金化处理的时间的上限，没有特别的规定，但从生产效率的观点出发优选为100秒以内。
另外，从生产率的观点出发，优选：在连续退火-热浸镀锌生产线上连续设置合金化处理炉，来连续进行退火、冷却、镀敷和合金化处理、冷却。
镀层，在实施例中例示性地示出了热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层，但是也包括电镀锌层。
调质轧制(表皮光轧)是为了形状矫正和表面性状确保而进行的，优选在伸长率0.2～2.0％的范围进行。将调质轧制的伸长率的下限设为0.2％的理由是因为如果不到0.2％则得不到充分的表面粗糙度的改善，所以以0.2％为下限。另一方面，如果进行超过2.0％的调质轧制，则钢板过于加工硬化，压制成形性劣化，因此以2.0％为上限。
接着，对金属组织进行说明。
采用本发明得到的钢板的显微组织，主要由铁素体和贝氏体组成。如果铁素体的面积率不到80％，则贝氏体增加，得不到充分的延展性，因此将铁素体的面积率的下限设为80％。如果铁素体的面积率为95％以上则存在无法确保抗拉强度为590MPa以上的情况，因此将铁素体的面积率的上限设为不到95％。再者，优选为90％以下。
未再结晶铁素体有助于铁素体相的硬化，因此通过将未再结晶铁素体的面积率适当地控制在1％以上且不到10％的范围，从而具有减少与贝氏体的硬度差，使放边性提高的效果。如果未再结晶铁素体在上述铁素体中所占的比例不到1％，则无助于铁素体的硬质化，因此将未再结晶铁素体的面积率的下限设为1％以上。如果未再结晶铁素体在上述铁素体中所占的比例变为10％以上，则招致扩孔率等的降低，因此将上限设为不到10％。
贝氏体虽然有助于高强度化，但如果过量地存在则招致延展性的降低，因此将下限设为5％、上限设为20％。
另外，如图7所示，作为其他相，有珠光体、残余奥氏体和马氏体，如果它们的分数(面积率或体积率)的合计为8％以上，则与铁素体的硬度差变大，因此招致扩孔率等的降低，所以将珠光体、残余奥氏体和马氏体的分数的合计的上限设为不到8％。如果在本发明的成分范围能够得到本发明的组织，就能够达成590MPa以上的抗拉强度。抗拉强度上限没有特别的规定，但从本发明的铁素体的面积率下限来看，有时780MPa左右成为上限。
将含有Nb和Ti的一方或两方的碳氮化物的当量圆直径设为10nm以下。如图6所示，上述碳氮化物的平均粒子尺寸，对于适当地控制未再结晶铁素体量是极为重要的，如果当量圆直径超过10nm则得不到充分的抑制再结晶效果，无法获得适当的未再结晶铁素体量，因此将上限设为10nm。另外，下限由于测定精度的关系，设为1nm以上。
显微组织，以平行于轧制方向的板厚截面为观察面制取样品，研磨观察面，用硝酸酒精腐蚀溶液(nital)腐蚀，根据需要采用LePera溶液(偏重亚硫酸钠溶液与苦味酸溶液的混合液)腐蚀，用光学显微镜观察即可。另外，显微组织观察，对于从钢板的任意位置制取的样品，将板厚方向的1/4部以1000倍拍摄300×300μm的范围。可通过将采用光学显微镜得到的显微组织照片二值化为白和黑来进行图像分析，将珠光体、贝氏体和马氏体之中的任一种或两种以上的面积率的合计量作为铁素体以外的相的面积率求出。再者，组织分数，对从钢板的任意位置制取的样品，将板厚方向的1/4部以1000倍拍摄300×300μm的范围，拍摄视场设为3处以上，采用上述的方法进行了测定。残余奥氏体，虽然在光学显微镜下与马氏体的区分是困难的，但可以采用X射线衍射法进行残余奥氏体的体积率的测定。再者，残余奥氏体的组织分数，也使用上述的显微组织观察的样品来获得。另外，未再结晶铁素体和其以外的铁素体，可以通过用KAM法(KernelAverage Misorientation)分析EBSP(Electron Backscatter DiffractionPattern)的晶体取向测定数据来进行判别。在未再结晶铁素体的晶粒内，虽然位错回复了，但是由冷轧时的塑性变形而产生的晶体取向的连续的变化仍存在。另一方面，未再结晶铁素体以外的铁素体的晶粒内的晶体取向变化极小。在KAM法中，能够定量地显示与相邻的测定点的晶体取向差。因此，在本发明中，将与相邻的测定点的平均晶体取向差为1°以内，且在将平均晶体取向差为5°以上的测定点间定义为晶界时晶体粒径超过0.5μm的晶粒定义为未再结晶铁素体以外的铁素体。即，从总铁素体面积率减去未再结晶铁素体以外的铁素体的面积率所得到的面积率为未再结晶铁素体的面积率。再者，由显微组织求出的面积率，与体积率相同。
含有Nb和Ti的一方或两方的碳氮化物的平均粒子尺寸的测定方法，可通过从钢板的任意部分的从表面起算板厚1/4位置，作成萃取复型样品，使用透射型电子显微镜(TEM)求出成为对象的碳氮化物的平均当量圆直径从而得到。再者，倍率为10000倍，以10×10μm的范围拍摄，通过随机地计算100个合金碳化物从而求出了平均粒子尺寸。1nm的尺寸难以计算，虽然没有由小到大地排序，但是随机地计算了100个更大的粒子。
以下示出各机械特性的试验方法。从制造后的钢板，以宽度方向(称为TD方向。)为长度方向，制取JIS Z2201的5号拉伸试样，依照JIS Z2241评价了TD方向的拉伸特性。另外，放边性依照日本钢铁联盟标准JFST1001进行了评价。将得到的各钢板切割成100mm×100mm后，使间隙为板厚的12％，冲裁出直径10mm的孔后，使用内径75mm的冲模，以用88.2kN的压边力压紧的状态，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹发生临界的孔直径，由下述(3式)求出临界扩孔率[％]，由该临界扩孔率评价了放边性。
临界扩孔率λ[％]＝{(Df-D0)/D0}×100…(3式)
在此，Df为裂纹发生时的孔直径[mm]，D0为初始孔直径[mm]。另外，镀层密着性的评价，依照JIS H0401，目视评价了通过弯曲试验而弯曲了的部分的镀膜的表面状态。
实施例
炼制具有表1所示的组成的钢，进行铸造得到钢片，将该钢片以表2-1、表2-2所示的条件进行钢板的制造。再者，表1中的[-]意指成分的分析值低于检测界限。另外，在表1中，也示出了Ar3[℃]和Ac1[℃]的计算值。
从制造后的钢板，以宽度方向(称为TD方向。)为长度方向制取JISZ2201的5号拉伸试样，依照JIS Z2241评价了TD方向的拉伸特性。另外，放边性依照日本钢铁联盟标准JFST1001进行了评价。将得到的各钢板切割成100mm×100mm后，使间隙为板厚的12％，冲裁出直径10mm的孔后，使用内径75mm的冲模，以用88.2kN的压边力压紧的状态，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹发生临界的孔直径，由下述(3式)求出临界扩孔率[％]，由该临界扩孔率评价了放边性。
临界扩孔率λ[％]＝{(Df-D0)/D0}×100…(3式)
在此，Df为裂纹产生时的孔直径[mm]，D0为初始孔直径[mm]。另外，镀层密着性的评价，依照JIS H0401，目视评价了通过弯曲试验而弯曲了的部分的镀膜的表面状态。
钢板的板厚截面的显微组织观察，用上述的方法观察，贝氏体的面积率，作为铁素体和其他相以外的相的合计求出。
将结果示于表3-1、表3-2。再者，在本发明中，将作为延展性的指标的抗拉强度TS[MPa]与总伸长率El[％]的积、即TS×El[MPa·％]为17000[MPa·％]以上的样品评价为良好。另外，将作为扩孔性的指标的扩孔率λ[％]为75％以上、优选为80％以上的样品评价为良好。另外，热浸镀锌钢板、或合金化热浸镀锌钢板的情况下，镀层密着性也作为评价的对象。镀层密着性依照JIS H0401，目视评价了通过弯曲试验而弯曲了的部分的镀膜的表面状态。
其结果如表3-1、表3-2所示，通过将具有本发明的化学成分的钢以适当的条件热轧、冷轧和退火，能够得到延展性和放边性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板。
另一方面，钢No.M由于C量多，因此总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，钢No.N由于C量少，因此贝氏体的面积率减少，抗拉强度降低，抗拉强度和总伸长率的积降低。
另外，钢No.O由于Si量少，因此扩孔率降低。
另外，钢No.P由于Si量多，因此贝氏体的面积率减少，抗拉强度、总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，镀层密着性也降低。
另外，钢No.Q由于Mn量少，因此贝氏体的面积率减少，抗拉强度、总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，钢No.R由于Mn量多，因此贝氏体的面积率增加，抗拉强度上升，总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，钢No.S由于Al量多，因此贝氏体的面积率减少，抗拉强度降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，钢No.T由于N量多，因此贝氏体的面积率增加，总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，钢No.U由于Ti+Nb量少，因此未再结晶铁素体的面积率减少，抗拉强度和扩孔率降低。
另外，钢No.V由于Ti+Nb量多，因此未再结晶铁素体的面积率增加，总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，钢No.W由于Nb量少，因此未再结晶铁素体的面积率减少，抗拉强度和扩孔率降低。
另外，钢No.X由于Ti量多，因此未再结晶铁素体的面积率增加，总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，钢No.Y由于Nb量多，因此未再结晶铁素体的面积率增加，总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，制造No.3由于热轧时的加热温度低，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再结晶效果变小，因此未再结晶铁素体的面积率减少，抗拉强度和扩孔率降低。
另外，制造No.6由于热轧时的终轧温度稍低，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再结晶效果变小，因此未再结晶铁素体的面积率减少，抗拉强度和扩孔率降低。
另外，制造No.9由于热轧时的终轧温度稍低，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再结晶效果变小，因此未再结晶铁素体的面积率减少，抗拉强度和扩孔率降低。
另外，制造No.12由于热轧时的终轧温度低，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再结晶效果变小，因此未再结晶铁素体的面积率减少，抗拉强度和扩孔率降低。
另外，制造No.15由于卷取温度高，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再结晶效果变小，因此未再结晶铁素体的面积率减少，抗拉强度和扩孔率降低。
另外，制造No.18，冷轧率低，未再结晶铁素体的面积率增加，总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，制造No.21由于退火时的最高加热温度高，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再结晶效果变小，因此未再结晶铁素体的面积率减少，贝氏体的面积率增加，所以扩孔率降低。
另外，制造No.24由于退火时的最高加热温度低，贝氏体的面积率减少，因此抗拉强度、总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，制造No.25，退火一次冷却终点温度过高，铁素体的面积率没有达到规定的值，相对地，贝氏体的面积率变多，扩孔率降低。
另外，制造No.28由于退火时的最高加热温度下的滞留时间短，贝氏体减少，未再结晶铁素体的面积率增加，因此总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，制造No.29，退火一次冷却终点温度过低，铁素体的面积率过量，相对地，贝氏体的面积率过于变少，虽然扩孔率满足，但是不能达到规定的抗拉强度，而且抗拉强度和总伸长率的平衡性差，它们的积也降低。
另外，制造No.32由于退火时的最高加热温度下的滞留时间长，碳氮化物粗大化，退火中的抑制再结晶效果变小，因此未再结晶铁素体的面积率减少，贝氏体的面积率增加，由此导致扩孔率降低。
另外，制造No.33，退火一次冷却速度过大，铁素体的面积率没有达到规定的值，相对地，贝氏体的面积率变多，扩孔率降低，而且抗拉强度和总伸长率的平衡性差，它们的积也降低。
另外，制造No.34由于卷取温度低，由碳氮化物带来的退火中的抑制再结晶效果大，因此未再结晶铁素体的面积率增加，总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
另外，制造No.39由于退火时的升温速度快，因此未再结晶铁素体的面积率增加，总伸长率降低，抗拉强度和总伸长率的积降低，扩孔率也降低。
产业上的利用可能性
根据本发明，能够提供抗拉强度为590MPa以上，延展性和放边性优异的高强度冷轧钢板、镀敷钢板，产业上的贡献极为显著。

Claims (6)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有：
C：0.020％以上、0.080％以下、
Si：0.20％以上、1.00％以下、
Mn：0.80％以上、2.30％以下、
P：0.0050％以上、0.1500％以下、
S：0.0020％以上、0.0150％以下、
Al：0.010％以上、0.100％以下、
N：0.0010％以上、0.0100％以下，
而且，含有Nb和Ti中的至少一方，并使得满足0.005％≤Nb+Ti＜0.030％的条件，
余量包含铁和不可避免的杂质，
金属组织包含铁素体、贝氏体和其他相，
所述其他相包含珠光体、残余奥氏体和马氏体，
所述铁素体的面积率为80％以上且小于95％，
未再结晶铁素体在所述铁素体中所占的面积率为1％以上且小于10％，
所述贝氏体的面积率为5％～20％，
所述其他相的分数的合计不到8％，
含有Nb和Ti的一方或两方的碳氮化物的当量圆直径为1nm～10nm，
抗拉强度为590MPa以上。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有
Mo：0.005％以上、1.000％以下、
W：0.005％以上、1.000％以下、
V：0.005％以上、1.000％以下、
B：0.0005％以上、0.0100％以下、
Ni：0.05％以上、1.50％以下、
Cu：0.05％以上、1.50％以下、
Cr：0.05％以上、1.50％以下
中的一种或两种以上。
3.一种镀敷钢板，其特征在于，在权利要求1或2所述的冷轧钢板的表面设有镀层。
4.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，包括下述过程：
将具有权利要求1或2所记载的化学成分的钢片加热至1150℃～1280℃，
在Ar3℃～1050℃的温度完成终轧，
在450℃～650℃的温度区域卷取，将所卷取的热轧钢板酸洗后，以40％～70％的压下率冷轧，然后以2℃/秒～5℃/秒的速度升温到Ac1℃～(Ac1+40)℃的温度范围内，
将所述冷轧钢板的温度为Ac1℃～(Ac1+40)℃的温度范围内的滞留时间设为10秒～200秒来进行退火，
在所述退火后、直至常温的过程中，在所述退火后紧接着以10℃/秒以下的冷却速度一次冷却到600℃～720℃的钢板温度范围内，
在此，Ar3℃和Ac1℃是由以下的1式和2式求得的Ar3相变温度和Ac1相变温度，
Ar3＝910-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×
([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])…(1式)，
Ac1＝723+212×[C]-10.7×[Mn]+29.1×[Si]…(2式)，
其中，带有[]的元素表示各元素的以质量％计的含量。
5.一种镀敷钢板的制造方法，其特征在于，将采用权利要求4所述的方法制造的冷轧钢板退火后冷却，接着实施镀敷。
6.根据权利要求5所述的镀敷钢板的制造方法，其特征在于，对所述镀敷钢板在450℃～600℃的温度范围进行10秒以上的热处理。
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