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TWI449797B - Cold rolled steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

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TWI449797B
TWI449797B TW100130095A TW100130095A TWI449797B TW I449797 B TWI449797 B TW I449797B TW 100130095 A TW100130095 A TW 100130095A TW 100130095 A TW100130095 A TW 100130095A TW I449797 B TWI449797 B TW I449797B
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rolled steel
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iron
rolling
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Inventor
Kengo Hata
Toshiro Tomida
Norio Imai
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

冷軋鋼板及其製造方法
本發明係關於冷軋鋼板及其製造方法。更詳細地說，本發明係關於既具有高強度又具有優異的加工性之冷軋鋼板、以及材質穩定性優異的冷軋鋼板之製造方法。
以往，針對於為了提昇冷軋鋼板的機械特性而將鋼板的組織予以細微化的方法，已經有許多的研究與檢討。
這些方法大致上可分為下列的(1)～(3)的方法。
(1)第一種方法係，大量添加用來抑制Ti、Nb、Mo等的晶粒成長的元素，藉以將冷間輥軋後之進行退火時所生成的沃斯田鐵粒予以細微化，再藉由其後的冷卻來將從沃斯田鐵變態而生成的肥粒鐵粒予以細微化的方法。
(2)第二種方法係，將針對於前述退火中的沃斯田鐵單相域的加熱，藉由急速加熱以及保持極短時間的方式來執行，以資防止組織的粗大化之方法。
(3)第三種方法係，針對於在熱間輥軋後隨即進行急速冷卻而得的熱軋鋼板，實施冷間輥軋以及退火的方法。以下，有時也將這種熱軋鋼板的製造方法稱為「輥軋後隨即急速冷卻法」。
有關於上述第一種方法，例如：在專利文獻1中係揭示出：具有以平均粒徑3.5μm以下的肥粒鐵為主體的鋼組織之冷軋鋼板。在專利文獻2中係揭示出：具有由肥粒鐵以及從麻田散鐵、變韌鐵以及殘留γ(殘留沃斯田鐵)的一種或兩種以上所構成的低溫變態相之組織，且這種低溫變態相的平均結晶粒徑為2μm以下，體積率為10～50%之冷軋鋼板。
有關於上述第兩種方法，例如：在專利文獻3中係揭示出：將以500℃以上的溫度進行捲取後的熱軋鋼板進行冷間輥軋之後，在進行退火的時候，從室溫起迄750℃為止係以30℃/秒以上的速度進行急速加熱，並且將750～900℃的範圍的退火溫度的保持時間加以限制，藉以使得未再結晶肥粒鐵變態成細微的沃斯田鐵，而將冷卻時所生成的肥粒鐵予以細微化的方法。在專利文獻4中係揭示出：有關於燒結硬化性高強度冷軋鋼板的製造方法，先針對於以一般的熱間輥軋而製得的熱軋鋼板進行冷間輥軋之後，於進行連續退火時，在500℃以上的溫度域係以300～2000℃/秒的昇溫速度來加熱到730～830℃，並且在該溫度域停留2秒以下來進行退火處理。
有關於上述第3種方法，在專利文獻5中係揭示出：使用藉由以：在熱間輥軋後的短時間內就開始進行冷卻的「輥軋後隨即急速冷卻法」所製造出來的熱軋鋼板來進行冷間輥軋的方法。例如：在熱間輥軋之後的0.4秒以內，就以400℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻至720℃以下為止，藉此而製造出具有：以平均結晶粒徑很小的肥粒鐵為主相之細微組織的熱軋鋼板，將這種熱軋鋼板當作進行冷間輥軋的母材，實施一般的冷間輥軋與退火處理。
在專利文獻5中的定義，係將被結晶方位差(misorientation，也稱為傾角「tilt angle」)為15°以上的大角粒界(high angle grain boundary)所圍繞的區域視為一個結晶粒。因此，在專利文獻5中所揭示的具有細微組織的熱軋鋼板的特徵是：具有許多大角粒界。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2004-250774號公報
[專利文獻2]日本特開2008-231480號公報
[專利文獻3]日本特開2007-92131號公報
[專利文獻4]日本特開平7-34136號公報
[專利文獻5]WO2007/015541號公報
如上所述，在以往技術中已經檢討過許多基於提昇冷軋鋼板的機械特性之目的，而將鋼板的組織予以細微化的方法。但是，如下所述般地，以往的方法都不是可以完全符合的。
在專利文獻1以及專利文獻2所揭示的方法中，必須添加Ti和Nb等，所以就省資源性的觀點而言，依舊是還有課題存在。
專利文獻3所揭示的方法，係如實施例所顯示的這樣，為了獲得由細微的結晶粒例如：由平均粒徑未達3.5μm的肥粒鐵結晶粒所形成的組織，必須將退火時的保持時間選定為10秒鐘以下程度的短時間。雖然在實施例中也顯示出將退火的保持時間選定為30秒鐘或200秒鐘的例子，但是，退火後的平均粒徑則是變成3.8μm或4.4μm，發生急遽的結晶粒成長現象。在退火工序中，為了提高鋼板的製造穩定性，一般都需要數十秒鐘以上的保持時間，所以根據專利文獻3所揭示的方法，就難以同時兼具：製造穩定性以及獲得未達3.5μm的非常細微的組織之兩種效果。
同樣地，專利文獻4所揭示的方法也是將退火時的保持時間規定為2秒鐘以下，必須以極短時間來進行退火處理，因此也具有與專利文獻3相同的問題。
專利文獻5所揭示的利用隨即急速冷卻的方法，是將冷軋鋼板的細微組織予以細微化之優異的手段。但是，冷軋鋼板的肥粒鐵粒徑係變成與其母材也就是熱軋鋼板的肥粒鐵粒徑近乎相同，或者較其更大1～3μm，因此想要將冷軋鋼板的細微組織予以細微化仍然有其限度。
本發明的技術課題就是要解決：與具有細微化組織的冷軋鋼板相關的以往技術的上述問題點。更具體地說，本發明之目的係在於提供：具有細微組織的冷軋鋼板及其製造方法，即使不添加Ti或Nb等，即使退火時的保持時間並未長達到可獲得穩定的材質的程度，還是能夠獲得細微組織，而且冷軋鋼板的肥粒鐵粒徑係與熱軋鋼板的肥粒鐵粒徑同等或更小的程度。
本發明人等，為了解決上述的技術課題而進行了詳細的檢討。
首先，針對於將冷軋鋼板的細微組織予以細微化之優異的手段之專利文獻5所揭示的冷軋鋼板，就該冷軋鋼板的肥粒鐵粒徑為何會與熱軋鋼板的肥粒鐵粒徑近乎相同或較其更大1～3μm的原因加以檢討之後，獲得了下列(a)～(c)的創見。
(a)專利文獻5所揭示的方法，係依據：若將含有許多大角粒界，並且具有熱性穩定的細粒組織之利用隨即急速冷卻法所製得的熱軋鋼板，進行冷間輥軋以及退火的話，會在熱軋鋼板的粒界上發生許多再結晶核，冷軋退火後的組織會更加細微化之技術思想。
(b)但是，從退火時發生在熱軋鋼板的粒界上的再結晶核成長的再結晶粒的粒成長速度係隨著熱軋鋼板的組織的細微化而顯著地增加。
(c)因為這種再結晶粒的活潑的粒成長，導致利用專利文獻5所揭示的方法所製得的冷軋鋼板的組織的細微化效果減退，因此冷軋鋼板的肥粒鐵粒徑就變成與熱軋鋼板的肥粒鐵粒徑近乎相同或者較其更大1～3μm。
因此，本發明人等，又針對於應該如何抑制上述再結晶粒的活潑的粒成長加以檢討之後，獲得下列(d)～(i)之新的創見。
(d)對於具有細微的組織的熱軋鋼板進行冷間輥軋之後實施退火時，因冷間輥軋而成為加工組織後的肥粒鐵在再結晶結束之前，藉由利用肥粒鐵與沃斯田鐵可共存的溫度來執行急速加熱退火，即可獲得具有與熱軋鋼板的肥粒鐵粒徑同等或更小的肥粒鐵粒徑之細微的組織。
(e)這是因為藉由急速加熱退火，會在殘留有未再結晶肥粒鐵的狀態下，從熱軋鋼板的大角粒界的位置(舊粒界)生成許多細微的沃斯田鐵，因為有這些許多的細微的沃斯田鐵粒的生成，可以抑制再結晶肥粒鐵粒的成長超越過熱軋鋼板的舊粒界的現象。
(f)藉由將熱軋鋼板的組織予以細微化，雖然可使得冷間輥軋後的退火時的細微化變成可能，但是愈是將熱軋鋼板的組織予以愈細微化的話，再結晶粒的粒成長速度也會愈增加，所以在退火後想要獲得細微的組織，必須執行更進一步地提高昇溫速度的急速加熱退火。
(g)如果採用這種粒成長抑制機構的話，即使將退火時的保持時間延長為例如：30秒以上～數百秒的程度，還是能夠抑制粒成長，可以維持細微的組織。其結果，可以抑制因為輥軋速度等的製造條件的變動所導致的材質的變動，可獲得具有穩定的材質之冷軋鋼板。
(h)根據這種製造方法所製得的冷軋鋼板，在板厚的1/2深度位置處，係具有集合組織，該集合組織的特徵是：{111}＜145＞、{111}＜123＞、{554}＜225＞之X射線強度的平均值，係非集合組織之亂數型組織的X射線強度的平均值的4.0倍以上。而且具有這種集合組織的冷軋鋼板的凸緣延伸性(擴孔性)很優異。
(i)供進行冷間輥軋用的熱軋鋼板，雖然只要是具有細微的組織之熱軋鋼板即可，但是，熱穩定性優異的熱軋鋼板更佳。
依據這些的新的創見之本發明係如下所述。
(1)一種冷軋鋼板，其特徵為具有：以質量%計，含有C：0.01～0.3%、Si：0.01～2.0%、Mn：0.5～3.5%、P：0.1%以下、S：0.05%以下、Nb：0～0.03%、Ti：0～0.06%、V：0～0.3%、sol. Al：0～2.0%、Cr：0～1.0%、Mo：0～0.3%、B：0～0.003%、Ca：0～0.003%以及REM：0～0.003%以下，其餘部分係由Fe以及雜質所組成的化學組成分，具有：含有主相係肥粒鐵佔50面積%以上、第2相係包含麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵以及雪明碳鐵之一種或兩種以上的低溫變態相合計佔10面積%以上，以及殘留沃斯田鐵佔0～3面積%，且符合下列(1)～(3)式的細微組織，並且在板厚度的1/2深度位置處係具有：{111}＜145＞、{111}＜123＞、{554}＜225＞的X射線強度的平均值，係非集合組織之亂數型組織的X射線強度的平均值的4.0倍以上的集合組織，
dm ＜2.7+10000/(5+300×C+50×Mn+4000×Nb+2000×Ti+400×V)2 　‧‧‧　(1)式
dm ＜4.0　‧‧‧　(2)式
ds ≦1.5　‧‧‧　(3)式
此處，C、Mn、Nb、Ti以及V係各該元素的含量(單位：質量%)，
dm 係傾角(結晶方位差)15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑(單位：μm)，
ds 係第2相的平均粒徑(單位：μm)。
(2)如上述(1)所述的冷軋鋼板，其化學組成分，以質量%計，係含有：由Nb：0.003%以上、Ti：0.005%以上以及V：0.01%以上所組成的群中所選擇的一種或兩種以上，上述細微組織係符合下列的(4)式，
dm ＜3.5　‧‧‧　(4)式
此處，dm 係上述的肥粒鐵的平均粒徑(單位：μm)。
(3)如上述(1)或(2)所述的冷軋鋼板，其化學組成分，以質量%計，係含有：sol. Al：0.1質量%以上。
(4)如上述(1)～(3)之任一項所述的冷軋鋼板，其化學組成分，以質量%計，係含有：由Cr：0.03%以上、Mo：0.01%以上以及B：0.0005%以上所組成的群中所選擇的一種或兩種以上。
(5)如上述(1)～(4)之任一項所述的冷軋鋼板，其化學組成分，以質量%計，係含有：由Ca：0.0005%以上以及REM：0.0005%以上所組成的群中所選擇的一種或兩種。
(6)如上述(1)～(5)之任一項所述的冷軋鋼板，係在鋼板表面具有鍍覆層。
(7)一種冷軋鋼板的製造方法，其特徵為具有下列的工序(A)及(B)：
(A)針對於具有上述(1)～(5)的任一項所述的化學組成分，且具有符合下列的(5)式及(6)式的細微組織之熱軋鋼板進行冷間輥軋以製作成冷軋鋼板之冷間輥軋工序；以及
(B)針對於工序(A)中所製得的冷軋鋼板，以在到達(Ae1 點+10℃)的時點之肥粒鐵未再結晶率佔30面積%以上的條件，昇溫至(Ae1 點+10℃)以上、(0.95×Ae3 點+0.05×Ae1 點)以下的溫度範圍之後，在這個溫度範圍保持30秒鐘以上，藉以實施退火之退火工序，
d＜2.5+6000/(5+350×C+40×Mn)2 ‧‧‧(5)式
d＜3.5　‧‧‧　(6)式
此處，C以及Mn係分別為該元素的含量(單位：質量%)，d係由傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑(單位：μm)。
(8)如上述(7)項所述的冷軋鋼板的製造方法，其中，前述熱軋鋼板係對於具有前述的化學組成分的鋼胚，實施以在Ar3 點以上的條件來結束輥軋的熱間輥軋，並且在輥軋結束後的0.4秒鐘以內，以400℃/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻至750℃以下的溫度範圍的熱間輥軋工序而製得的。
(9)如上述(7)或(8)項所述的冷軋鋼板的製造方法，其中，係在前述工序(B)之後，又具有對於冷軋鋼板實施鍍覆處理的工序。
在本說明書中，所稱的「主相」，意指：體積率(在本發明中，實際上係根據剖面的面積率來評估體積率)最大的相或組織，所稱的「第二相」，意指：主相以外的相以及組織。
肥粒鐵係意指：包含了多角形肥粒鐵以及變韌體化肥粒鐵。低溫變態相係包含：麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵以及雪明碳鐵。此處，麻田散鐵係包含：回火麻田散鐵，變韌鐵係包含：回火變韌鐵。
本發明的冷軋鋼板，因為係具有與母材的熱軋鋼板同等以上之細微程度的組織，所以既有高強度又有優異的加工性，很適合當為汽車用鋼板。此外，Nb或Ti之類的稀有金屬不必大量添加，因此省資源性也優異。這種冷軋鋼板係可藉由本發明這種不必將退火時間限定在很短時間的方法來製造，所以具有穩定的材質。
以下將說明本發明的冷軋鋼板及其製造方法。在以下的說明中，關於化學組成分的「%」係指「質量%」。
1.　冷軋鋼板 1.1　化學組成分 C：0.01～0.3%
C係具有提高鋼的強度之作用。此外，在熱間輥軋工序以及退火工序中，係具有將細微組織予以細微化的作用。亦即，C是具有讓變態點降低的作用，因此在熱間輥軋工序中，可使得熱間輥軋在更低溫的範圍內結束，如此一來，可將熱軋鋼板的細微組織予以細微化。此外，在退火工序中，會與C所具有的在昇溫過程中的肥粒鐵的再結晶抑制作用相輔相成，藉由急速加熱而可很容易成為肥粒鐵的未再結晶率保持很高的狀態(Ae1 點+10℃)以上的溫度範圍，如此一來，可將冷軋鋼板的細微組織予以細微化。C的含量若未達0.01%的話，難以獲得因上述的作用所導致的效果。因此，將C的含量選定為0.01%以上。係以0.03%以上為宜，更好的是0.05%以上。另一方面，如果C的含量超過0.3%的話，加工性、焊接性將會明顯地降低。因此，將C的含量選定為0.3%以下。係以0.2%以下為宜，更好的是0.15%以下。
Si：0.01～2.0%
Si係具有提昇鋼的延性以及強度的作用。此外，若是與Mn同時添加的話，將會促進麻田散鐵之類的硬質第2相(較之主相的肥粒鐵更為硬質的相)的生成，具有可使得鋼高強度化的作用。Si的含量若未達0.01%的話，難以獲得因上述的作用所導致的效果。因此，將Si的含量選定為0.01%以上。係以0.03%以上為宜，更好的是0.05%以上。另一方面，如果Si的含量超過2.0%的話，在熱間輥軋工序或退火工序之類的工序中，有時候會在鋼的表面生成氧化物而有損其表面性狀。因此，將Si的含量選定為2.0%以下。係以1.5%以下為宜，更好的是0.5%以下。
Mn：0.5～3.5%
Mn係具有提高鋼的強度之作用。此外，也具有降低變態溫度的作用，因此在退火工序中，可藉由急速加熱而可很容易變成肥粒鐵的未再結晶率保持很高狀態(Ae1 點+10℃)以上的溫度範圍，如此一來，可將冷軋鋼板的細微組織予以細微化。Mn的含量若未達0.5%的話，難以獲得因上述的作用所導致的效果。因此，將Mn的含量選定為0.5%以上。係以0.7%以上為宜，更好的是1%以上。另一方面，如果Mn的含量超過3.5%的話，肥粒鐵變態將會過度地遲延，有時候將無法確保所期望的肥粒鐵面積率。因此，將Mn的含量選定為3.5%以下。係以3.0%以下為宜，更好的是2.8%以下。
P：0.1%以下
P係被當成雜質來含有，會偏析在粒界而具有讓材料變脆的作用。如果P的含量超過0.1%的話，因上述作用所導致的脆化會變得很明顯。因此，將P的含量選定為0.1%以下。係以0.06%以下為宜。因為P的含量是愈低愈好，所以不必限定其下限。但是基於成本考量的觀點，還是將其限定為0.001%以上為宜。
S：0.05%以下
S係被當成雜質來含有，在鋼中會形成硫化物系夾雜物而具有降低鋼的延性的作用。如果S的含量超過0.05%的話，有時候因上述作用所導致的延性的降低會變得明顯。因此，將S的含量選定為0.05%以下。係以0.008%以下為宜，更好的是0.003%以下。因為S的含量是愈低愈好，所以不必限定其下限。但是基於成本考量的觀點，還是將其限定為0.001%以上為宜。
Nb：0～0.03%、Ti：0～0.06%、V：0～0.3%
Nb、Ti以及V係作為碳化物、氮化物而析出在鋼中，可抑制在退火工序的冷卻中從沃斯田鐵變態成肥粒鐵，藉此可提高硬質第2相的面積率，具有提高鋼的強度之作用。因此，在鋼的化學組成分中也可以含有這些元素的一種或兩種以上。但是，各元素的含量若超過上述上限值的話，有時候延性的降低會很明顯。因此，乃將各元素的含量選定為上述的範圍。此處，Ti的含量係選定為0.03%以下為宜。又，Nb以及Ti的合計含量係選定為0.06%以下為宜，0.03%以下更佳。又，Nb、Ti以及V的含量係符合下列的(7)式為宜。此外，為了更確實地獲得上述作用所帶來的效果，係以符合Nb：0.003%以上、Ti：0.005%以上以及V：0.01%以上的其中任何一個條件為宜。
(Nb+0.5×Ti+0.01×V)≦0.02…　(7)式
此處，Nb、Ti以及V分別是該各元素的含量(單位：質量%)。
sol. Al：0～2.0%
Al係具有提高延性的作用。因此，亦可含有Al。但是，因為Al係具有讓變態點上昇的作用，所以如果sol. Al的含量超過2.0%的話，就必須讓熱間輥軋在更高溫範圍內結束。其結果，就難以讓熱軋鋼板的組織細微化，因此，也難以將冷軋鋼板的組織予以細微化。此外，有時候連續鑄造會變得困難。因此，將sol. Al的含量選定為2.0%以下。此外，為了確實地獲得因上述作用所帶來的效果，係將sol. Al的含量選定為0.1%以上為宜。
Cr：0～1.0%、Mo：0～0.3%、B：0～0.003%
Cr、Mo以及B係可提高鋼的淬火性，促進低溫變態相的生成，藉此而具有可提高鋼的強度之作用。因此，亦可含有這些元素的一種或兩種以上。但是，各元素的含量若超過上述上限值的話，肥粒鐵變態會被過度地抑制，有時候會無法確保所期望的肥粒鐵面積率。因此，乃將各元素的含量選定在上述的範圍。此處，係將Mo的含量選定在0.2%以下為宜。此外，為了確實地獲得因上述作用所帶來的效果，係以符合Cr：0.03%以上、Mo：0.01%以上以及B：0.0005%以上的其中任一條件為宜。
Ca：0～0.003%、REM：0～0.003%
Ca以及REM(稀土金屬)，在熔鋼的凝固過程中會將析出的氧化物、氮化物予以細微化，具有提高鑄片的健全性之作用。因此，亦可含有這些元素的一種或兩種。但是，每一種元素都很昂貴，所以將各元素的含量選定為0.003%以下。將這些元素的合計含量選定為0.005%以下為宜。為了確實地獲得因上述作用所帶來的效果，係以將其中任何一種元素的含量選定為0.0005%以上為宜。此處，所稱的「REM」係指：鈧(Sc)、釔(Y)及鑭系元素之合計17種元素，如果是鑭系元素的話，在工業上係以米施金屬(Mischmetall)的形態來添加。本發明中所稱的REM的含量係指這些元素的合計含量。
1.2　細微組織以及集合組織
主相是50面積%以上的肥粒鐵，而且藉由以符合上述(1)式及(2)式的條件之軟質的肥粒鐵來作為主相，可提高冷軋鋼板的延性。再者，因為主相也就是肥粒鐵是很細微並且由傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑dm 係符合上述(1)式及(2)式的條件，藉此，對於鋼板進行加工時可抑制細微裂縫的發生以及進展，可以提昇冷軋鋼板的凸緣延伸性。此外，藉由細粒強化可以提昇鋼的強度。再者，上述(1)式係已經考慮到C、Mn、Nb、Ti以及V所產生的組織的細微化作用之後，用來規定肥粒鐵的細微化程度的指標。
如果肥粒鐵面積率未達50%的話，難以確保優異的延性。因此，將肥粒鐵的面積率選定為50%以上。肥粒鐵的面積率係以60%以上為宜，更好的是70%以上。
又，前述肥粒鐵的平均粒徑dm 如果未符合上述(1)式以及(2)式的至少其中一方的話，主相並無法充分地細微化，因此變得難以確保優異的凸緣延伸性，或無法充分獲得因細粒強化所帶來的強度提昇作用。因此，前述肥粒鐵的平均粒徑dm 係選定為符合上述(1)式以及(2)式。
將被傾角15°以上的大角粒界所圍繞的肥粒鐵的平均粒徑當作指標的作法，是因為：傾角15°未達的小角粒界，其相隣接的結晶粒之間的方位差很小，令轉位堆積的效果很小，因此對於強度增加帶來的貢獻很少。在以下的說明當中，係將被傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑，單純地稱為肥粒鐵的平均粒徑。
在具有：包含由Nb：0.003%以上、Ti：0.005%以上以及V：0.01%以上所組成的群所選擇的一種或兩種以上的化學組成分的情況下，肥粒鐵的平均粒徑dm 係符合上述(4)式為宜。
第2相係含有麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵以及雪明碳鐵的低溫變態相，合計10面積%以上以及含有殘留沃斯田鐵0～3面積%，並且符合上述(3)式的條件。
藉由令第2相中含有：由包含麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵以及雪明碳鐵的低溫變態所生成的硬質相或組織，就可以提高鋼的強度。此外，殘留沃斯田鐵係具有降低鋼板的凸緣延伸性的作用，所以藉由限制殘留沃斯田鐵的面積率，就可確保優異的凸緣延伸性。此外，藉由使第2相達到可符合上述(3)式的細微程度，在進行鋼板加工時可抑制細微的裂縫的發生與進展，而可提昇鋼板的凸緣延伸性。再者，利用細粒強化而可提昇鋼的強度。
包含了麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵以及雪明碳鐵的低溫變態相之合計面積率如果未達10%的話，難以確保高強度。因此，低溫變態相的合計面積率必須選定為10%以上。此外，低溫變態相並不一定要包含麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵以及雪明碳鐵的全部，只要含有其中的至少一種即可。
又，殘留沃斯田鐵的面積率如果超過3%的話，難以確保優異的凸緣延伸性。因此，將殘留沃斯田鐵的面積率選定為0～3%，係以2%以下為宜。
又，第2相的平均粒徑ds 如果未符合上述的(3)式的話，則因為第2相不夠充分地細微的緣故，難以確保優異的凸緣延伸性。此外，也無法充分地獲得因細粒強化所帶來的鋼的強度提昇作用。因此，第2相的平均粒徑ds 必須選定為符合上述(3)式。
主相也就是肥粒鐵的平均粒徑，係如實施例中詳細地說明那樣，使用「SEM-EBSD」來針對於被傾角15°以上的大角粒界所圍繞的肥粒鐵作為對象，求出其平均粒徑。所謂的「SEM-EBSD」，係在掃描型電子顯微鏡(SEM)之中，利用所謂的「電子線後方散亂繞射(EBSD)」來進行微小領域的方位測定之方法。從所獲得的方位圖可以測定出結晶粒徑。
第2相的平均粒徑係利用SEM斷面觀察，測定出第2相的粒子數N，進而使用第2相的面積率A，而可求出r=(A/Nπ)1/2 。
主相以及第2相的面積率係可利用SEM斷面觀察來進行測定。又，殘留沃斯田鐵的面積率係採用：以X射線繞射法所求得的體積分率，將該體積分率直接作為面積率。將這種方法所求得的殘留沃斯田鐵的面積率從前述第2相的面積率減掉，就可以求出在第2相之中的低溫變態相的合計面積率。
在本發明中，以上所述的任何一種平均粒徑以及面積率，都是採用在鋼板的板厚度的1/4深度位置的測定值。
集合組織：在板厚度的1/2深度位置，{111}＜145＞、{111}＜123＞以及{554}＜225＞方位的X射線強度的平均值，係非集合組織的亂數型組織的X射線強度的平均值的4.0倍以上。
在板厚度的1/2深度位置，將{111}＜145＞、{111}＜123＞以及{554}＜225＞的集積度以上述的方式進行增加，藉此可提昇凸緣延伸性。在板厚度的1/2深度位置，{111}＜145＞、{111}＜123＞以及{554}＜225＞方位的X射線強度的平均值，如果未達到非集合組織的亂數型組織的X射線強度的平均值的4.0倍的話，就難以確保優異的凸緣延伸性。因此，冷軋鋼板必須具有上述的集合組織。
這種特定方位的X射線強度，係將鋼板利用氟酸進行化學研磨直到板厚度的1/2深度位置之後，在該板面上測定肥粒鐵相的{200}、以及{110}、{211}面的正極點圖，使用該測定值，利用級數展開法來解析方位分布函數(ODF)而獲得的。
非集合組織的亂數型組織的X射線強度，係使用粉末狀的鋼，進行與上述同樣的測定程序而求得的。
藉由符合上述細微組織以及集合組織的條件，若在拉伸強度(TS)未達800 MPa的鋼板的話，係可獲得符合下列(8)式的很高的加工性。此外，若在拉伸強度(TS)為800 MPa以上的鋼板的話，則可獲得符合下列(9)式的很高的加工性。
3×TS×EL+TS×λ＞105000　‧‧‧　(8)式
3×TS×EL+TS×λ＞85000　‧‧‧　(9)式
此處，TS係拉伸強度(MPa)、EL係整體伸長率(=斷裂伸長率；%)、λ係日本鐵鋼連盟規格JFS T 1001-1996所規定的擴孔率(%)。
1.3　鍍覆層
亦可在上述的冷軋鋼板的表面，基於提昇耐腐蝕性之類的目的，設有鍍覆層，而作成為表面處理鋼板。鍍覆層既可以是電氣鍍覆層(電鍍層)，也可以是熔融鍍覆層。電氣鍍覆層(電鍍層)係可例舉出：鋅電鍍、Zn-Ni合金電鍍等。熔融鍍覆層係可例舉出：熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、熔融鍍鋁、熔融鍍Zn-Al合金、熔融鍍Zn-Al-Mg合金、熔融鍍Zn-Al-Mg-Si合金等。鍍覆層的附著量並沒有特別的限制，只要與傳統方式相同即可。此外，也可以在鍍覆層表面又形成適當的化成處理披覆膜(例如：利用矽酸鹽系的無鉻化成處理液的塗布與乾燥而形成的)，而可更為提高耐腐蝕性。此外，也可以披覆有機樹脂披覆膜。
2.　冷軋鋼板的製造方法 2.1　化學組成分
化學組成分係如上述1.1所記載的內容。
2.2　冷間輥軋工序
針對於符合上述(5)式及(6)式之具有：大角粒界大量地存在的細微組織的熱軋鋼板進行冷間輥軋之後，實施急速加熱退火的話，在殘存有未再結晶肥粒鐵的狀態下，會從熱軋鋼板的大角粒界的位置生成許多細微的沃斯田鐵。所生成的許多細微的沃斯田鐵粒係可抑制再結晶肥粒鐵粒的成長超過熱軋鋼板的舊粒界，因此可獲得具有細微的組織之冷軋鋼板。
在供冷間輥軋用的熱軋鋼板中，如果被大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑d未符合上述(5)式或(6)式的情況下，即使在冷間輥軋之後，實施急速加熱退火，也因為核生成基點很少，所以從加工組織所生成的只有少數粗大的沃斯田鐵粒而已。這些少數粗大的沃斯田鐵粒，對於抑制再結晶肥粒鐵的粒成長方面，幾乎沒有任何貢獻，因而冷軋鋼板的組織也變成粗大的組織。
因此，供冷間輥軋用的熱軋鋼板的組織必須選定為符合上述(5)式以及(6)式的條件者。
在(5)式中，根據C及Mn的含量來規定肥粒鐵的平均粒徑d的理由是因為：隨著C及Mn的含量昇高，冷軋鋼板的延性會降低，所以將供冷間輥軋用的熱軋鋼板限定為具有較細微的組織的熱軋鋼板的話，可使得冷軋鋼板的組織變成更細微，而得以確保優異的延性。
雖然熱軋鋼板的肥粒鐵的平均粒徑d是愈小愈好，而不必特別地規定其下限值，但是，一般是1.0μm以上。針對於冷軋鋼板也是同樣地，肥粒鐵的平均粒徑dm 一般是1.0μm以上。
冷間輥軋係只要根據一般常用的方法來進行即可。進行冷間輥軋時的輥軋率(冷間輥軋率)雖然並沒有特別地規定，但是基於在退火工序中促進再結晶而可提昇冷軋鋼板的加工性的觀點，係選定為30%以上為宜。此外，基於減輕冷間輥軋設備負荷的觀點，係選定為85%以下為宜。
此外，基於：抑制因摩擦所帶來的對於表面之過度變形的累積，防止退火時在表面上的異常粒成長的觀點，冷間輥軋也可以使用潤滑油來進行。
2.3　退火工序
針對於執行了上述冷間輥軋工序而獲得的冷軋鋼板，以在到達(Ae1 點+10℃)的時點之肥粒鐵未再結晶率為30面積%以上的條件，進行昇溫到達(Ae1 點+10℃)以上、(0.95×Ae3 點+0.05×Ae1 點)以下的溫度範圍之後，實施在這個溫度範圍保持30秒鐘以上的退火處理。
退火溫度若低於(Ae1 點+10℃)的話，則因為無法大量生成可抑制再結晶粒的成長之沃斯田鐵粒，因而難以獲得本發明所期目的之具有細微的組織之冷軋鋼板。因此，退火溫度係選定為(Ae1 點+10℃)以上。更好的是(Ae1 點+30℃)以上。
另一方面，如果退火溫度高於(0.95×Ae3 點+0.05×Ae1 點)的話，有時候會發生沃斯田鐵粒之急遽的粒成長，而使得最終組織變得粗大化。尤其是為了確保製造穩定性而實施30秒鐘以上的退火處理的話，組織容易變得粗大化。因此，退火溫度係選定為(0.95×Ae3 點+0.05×Ae1 點)以下。更好的是(0.8×Ae3 點+0.2×Ae1 點)以下。
對於這種退火溫度的昇溫係藉由急速加熱來進行的。此時的昇溫條件，雖然係依據前述的新創見來決定的，但是也可從後述的實施例2的結果來導出來，關於這一點，容後詳細說明如下。
第1圖係顯示出針對於表5所記載的鋼種A～C的冷軋鋼板的其中一部分，其肥粒鐵的平均粒徑dm 與退火時的昇溫速度的關係之圖。如第1圖所示，隨著昇溫速度的增加，冷軋鋼板的肥粒鐵的平均粒徑逐漸減少。並且當冷軋鋼板的肥粒鐵平均粒徑變小的話，拉伸強度將會上昇。
關於這一點，第2圖係顯示出：以昇溫速度為10℃/秒的時候的拉伸強度作為基準之拉伸強度的上昇率與退火時的昇溫速度的關係。如第2圖所示，昇溫速度變成50℃/秒以上的話，2%以上的拉伸強度的上昇率係可穩定地達成。亦即，將昇溫速度設定為50℃/秒的話，可穩定地獲得因昇溫速度增加所帶來的效果。
冷軋鋼板之退火時的昇溫速度愈增大的話，在到達退火溫度的時點之尚未再結晶的肥粒鐵的比例(肥粒鐵之未再結晶率)變得愈高。因此，在針對昇溫速度與(Ae1 點+10℃)的溫度時的肥粒鐵的未再結晶率之關係進行調査後發現，昇溫速度為50℃/秒以上的話，肥粒鐵的未再結晶率就會變成30面積%以上。換言之，藉由以在(Ae1 點+10℃)的溫度之肥粒鐵未再結晶率變成30面積%以上的條件，來進行昇溫到達上述退火溫度範圍的話，在對於具有細微的組織之熱軋鋼板實施冷間輥軋以及急速加熱退火的時候，可以穩定地獲得使組織細微化的作用效果。
因此，對於上述冷間輥軋工序所獲得的冷軋鋼板，實施可符合在(Ae1 點+10℃)的溫度時的肥粒鐵未再結晶率為30面積%以上的條件之急速加熱，以使其昇溫到達(Ae1 點+10℃)以上的退火溫度範圍。此時的肥粒鐵未再結晶率的上限並未特別限定。如果在到達(Ae1 點+10℃)的溫度時的肥粒鐵未再結晶率未達30%的話，就很難以穩定地獲得：對於具有細微的組織之熱軋鋼板實施冷間輥軋以及急速加熱退火時之令組織細微化的作用效果。急速加熱係只要進行到達肥粒鐵與沃斯田鐵開始共存之(Ae1 點+10℃)的溫度為止即可，在該溫度以後只要緩慢加熱或等溫保持即可。
昇溫速度係作為調整在(Ae1 點+10℃)時的肥粒鐵未再結晶率的手段，雖然並不必特別地規定，但是以選定為50℃/秒以上為宜，以80℃/秒以上為佳，以150℃/秒以上更佳，最好是300℃/秒。雖然昇溫速度的上限也沒有特別的規定，但是基於退火溫度的溫度控制之觀點，係以選定為1500℃/秒以下為宜。
上述的急速加熱，只要是從到達再結晶開始溫度之前的溫度開始進行即可。具體而言，將利用10℃/秒的昇溫速度條件所測定到的軟化開始溫度當成Ts，只要從(Ts-30℃)的溫度開始進行急速加熱即可。實際上是從600℃開始進行急速加熱即可，在此之前的昇溫速度係可隨意地設定。即使從室溫就開始進行急速加熱，也不會對於退火後的冷軋鋼板帶來不良影響。
至於加熱方法，只要是可達成必要的昇溫速度的話即可，並未特別地限制。雖然可以採用例如：通電加熱、感應加熱等方法，但只要是能夠符合上述昇溫條件的話，也可以採用以輻射管來進行加熱的方法。藉由應用這種加熱裝置，可大幅縮短鋼板的加熱時間，可使得退火設備更為緊緻小型化，亦可期待其具有降低設備投資費用的效果。此外，也可以在既有的連續退火生產線或熔融鍍覆生產線上增設加熱裝置。
退火溫度為(Ae1 點+10℃)以上、(0.95×Ae3 點+0.05×Ae1 點)以下的溫度範圍的情況下，如果退火時間未達30秒鐘的話，再結晶尚未結束，組織中的結晶粒界的大部分還都是由15°以下的小角粒界所構成的，或者還殘留著由冷間輥軋所導入的轉位的狀態。這種情況下，冷軋鋼板的加工性會明顯地惡化，因此，想要讓再結晶充分地進行的話，退火時間必須為30秒鐘以上。更好是45秒以上，更加好的是60秒以上。
雖然退火時間的上限並不必特別地規定，但是基於可更確實地抑制肥粒鐵再結晶粒的粒成長之觀點，係以未達10分鐘為宜。
第3圖的圖表是顯示：表5所記載的實施例2之中，特別是針對於鋼種B的冷軋鋼板以500℃/秒的昇溫速度加熱至750℃，並保持15秒鐘～300秒鐘後的冷軋鋼板，其TS×EL值的變化與退火保持時間的關係。由這個結果可得知，本發明的冷軋鋼板即使將退火時間延長成300秒鐘程度的較長時間，亦可抑制粒成長，可獲得穩定的材質。另一方面，如果退火時間未達30秒鐘的話，鋼板的組織中的再結晶尚未結束，還是在結晶粒徑增加的途中，或者金相變態尚未達到平衡狀態還正在組織變態的中途狀態。因此，除了加工性(伸長率)不佳之外，實際作業上也難以獲得穩定均一的組織。
退火後的冷卻係可以隨意的速度來執行，亦可藉由控制冷卻速度來使得波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵之類的第2相在鋼中析出。冷卻方法係可採用一般常用的方法，例如：氣冷、霧冷、水冷。此外，從退火溫度冷卻到所期的溫度之後，有必要的話也可以執行附加性的再加熱，保持在200℃以上、600℃以下之所期的溫度來進行過時效處理。或者亦可將退火後的鋼板冷卻到所期的溫度之後，實施鍍覆之類的表面處理。具體而言，也可以針對已經執行過退火後的鋼板，實施熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、鋅電鍍等，而製作成鍍鋅鋼板。
2.4　熱間輥軋工序
供冷間輥軋工序用的熱軋鋼板，係具有可符合在冷間輥軋工序的項目中所述的條件，亦即，具有可符合前述的化學組成分與(5)式及(6)式的條件的細微組織。其製造方法並未特別地規定，但所採用的熱軋鋼板係以熱穩定性優異者為佳。較佳的熱軋鋼板係針對於具有上述化學組成分的鋼胚，實施在Ar3 點以上的溫度結束輥軋處理的熱間輥軋，並且可藉由在輥軋結束後0.4秒鐘以內，以400℃/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻至750℃以下的溫度範圍的熱間輥軋工序來予以製造。
藉由採用這種熱間輥軋工序，係可藉由輥軋而將變形導入到沃斯田鐵，並且可極力地抑制被導入的變形，因為恢復和再結晶的原因而被消耗掉。其結果，可將累積在鋼中的變形動能當作從沃斯田鐵變態成肥粒鐵的變態驅動力，予以最大限的利用，使得從沃斯田鐵變態成肥粒鐵的變態核的生成數量增加，不僅可使熱軋鋼板的組織細微化，並且可製作成熱穩定性優異的組織。
將這種方式製造出來的熱軋鋼板，供冷間輥軋使用，然後再藉由實施上述的退火處理，就可有效地達成冷軋鋼板的細微粒化。
供熱間輥軋用的鋼胚，基於生產性的觀點，係採用連續鑄造方式來製作為宜。鋼胚也可以採用連續鑄造後之尚處於高溫狀態的鋼胚，或者也可以將已經冷卻至室溫後的鋼胚予以再加熱來使用。基於減輕輥軋設備的負荷，可容易確保輥軋結束溫度的觀點，供熱間輥軋用的鋼胚的溫度係設定在1000℃以上為宜。此外，基於要抑制因鏽皮損耗所導致的良率降低之觀點，供熱間輥軋用的鋼胚溫度係設定在1400℃以下為宜。
熱間輥軋，係使用可逆式軋機或者串列式軋機來進行即可。基於工業生產性的觀點，至少在最終的幾段輥軋係使用串列式軋機為佳。
在進行輥軋中，必須將鋼板維持在沃斯田鐵溫度域，所以將輥軋結束溫度予以設定在Ar3 點以上。為了極力地抑制：被導入到沃斯田鐵中的加工變形因受到加熱而恢復原狀，輥軋結束溫度係較之Ar3 點更高一點，具體而言，係設定在(Ar3 點+50℃)以下為佳。
熱間輥軋的輥軋量，係設定成：當鋼胚的溫度處於從Ar3 點起迄(Ar3 點+100℃)的溫度範圍時的板厚度減少率為40%以上為宜。在這個溫度範圍時的板厚度減少率，更好的是60%以上。
輥軋並不需要只進行單一次輥軋，亦可進行連續的複數次輥軋。輥軋量愈大的話就可以將更多的變形動能導入到沃斯田鐵內，而可增大其變態成肥粒鐵的驅動力量，可使得肥粒鐵更細微粒化，因此輥軋量愈大愈好。但是，因為會導致輥軋設備負荷的增加，所以每一次輥軋的輥軋量的上限係設定在60%為宜。
輥軋結束後的冷卻，係如上所述般地，係在輥軋結束後0.4秒鐘以內，以400℃/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻至750℃以下的溫度範圍為宜。
從輥軋結束起至冷卻到750℃以下所需的時間，最好是以較短的時間，以更大的冷卻速度，且冷卻至更低溫的作法為宜，因為這樣可使熱軋鋼板的組織更細微。具體而言，從輥軋結束起至冷卻到750℃以下的溫度範圍為止的時間設定在0.2秒鐘以內的話為宜。將輥軋結束後0.4秒鐘以內，進行冷卻到750℃以下的溫度範圍時的平均冷卻速度設定在600℃/秒以上更好，設定在800℃/秒以上更加良好。從輥軋結束後0.4秒鐘以內，以400℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻到720℃以下的溫度範圍的作法更好。進行冷卻的溫度範圍係設定在Ms 點以上為宜。冷卻方法係採用水冷方式為宜。
在執行過上述冷卻之後，藉由將鋼板保持在600～720℃的溫度達所期望的時間，可使得肥粒鐵進行變態而可用來控制組織中的肥粒鐵面積率。想要讓熱軋鋼板中充分地生成等軸粒肥粒鐵，係將鋼板保持在600～720℃溫度的時間設定在3秒鐘以上為宜。
然後，在執行鋼板的捲取作業之前，可以利用水冷、霧卻或氣冷方式，以所期的冷卻速度來進行冷卻。此外，鋼板的捲取作業係可在所期的溫度下來進行。
供冷軋鋼板用的熱軋鋼板的組織，係以肥粒鐵為主相者較適合，組織中含有從波來鐵、變韌鐵以及麻田散鐵之中所選出的一種類以上的硬質相來作為第2相者亦可。
2.5　鍍覆處理
在根據上述製造方法所製得的冷軋鋼板的表面上，基於提昇耐腐蝕性等的目的，亦可使其具備上述的這種鍍覆層而使它變成表面處理鋼板。鍍覆方法係採用一般常用的方法來實施即可。又，在鍍覆之後，亦可實施適當的化成處理。
[實施例1]
本實施例1係就本發明的冷軋鋼板來舉例。
將具有表1所示的化學組成分的鋼種AA～AN的鋼塊利用真空感應加熱爐予以熔解。表1中也顯示出各鋼種的Ae1 點以及Ae3 點。這些的變態溫度係從：將根據後述的製造條件來執行到冷間輥軋為止的鋼板，以5℃/秒的昇溫速度予以昇溫到1000℃為止時所測定的熱膨脹曲線求取出來的。表1中也顯示出(Ae1 點+10℃)的數值及(0.05Ae1 +0.95Ae3 )的數值、以及前述(1)式以及(5)式的右邊的計算值。
(1)式右邊=2.7+10000/(5+300×C+50×Mn+4000×Nb+2000×Ti+400×V)2
(5)式右邊=2.5+6000/(5+350×C+40×Mn)2
將所獲得的鋼塊予以進行熱間鍛造之後，為了供熱間輥軋使用，乃將其裁切成鋼胚狀的鋼片。將這些鋼胚以1000℃以上的溫度加熱約1小時之後，以試驗用的小型軋機根據表2所示的輥軋結束溫度、從輥軋結束起迄750℃為止的冷卻時間、冷卻速度(水冷)、捲取時的溫度等各種條件，進行熱間輥軋與冷卻，製作成板厚度1.5～3.0mm的熱軋鋼板。
將這種熱軋鋼板的肥粒鐵平均粒徑d顯示於表2。熱軋鋼板的肥粒鐵結晶粒徑的測定方法，係使用SEM-EBSD裝置(日本電子株式會社製的JSM-7001F型電子顯微鏡暨電子線後方散亂繞射裝置)，針對鋼板的板厚度1/4深度處的寬度方向的斷面組織，藉由對於被傾角15°以上的大角粒界所圍繞的結晶粒進行解析而求出來的。
將所製得的熱軋鋼板以鹽酸進行酸洗，以表2所示的冷間輥軋率(皆為30%以上)來進行冷間輥軋，將鋼板的板厚度製作成0.6mm～1.0mm之後，利用實驗室規模的退火設備，根據表2所示的加熱速度(昇溫速度)、退火溫度(均熱溫度)以及退火保持時間(均熱時間)來進行退火處理而製得冷軋鋼板。均熱後的冷卻是利用氦氣來進行的。
針對於以這種方法所製造而得的冷軋鋼板的細微組織以及機械特性，以下列方式進行調查。
冷軋鋼板的肥粒鐵平均粒徑dm 係與針對於熱軋鋼板所說明過的相同方式，使用SEM-EBSD，針對於鋼板的板厚度1/4深度處的寬度方向的斷面組織，來求取出來。第2相的平均粒徑ds ，係針對於鋼板的板厚度1/4深度處的寬度方向的斷面組織，從第2相的粒子數N以及第2相面積率A，根據r=(A/Nπ)1/2 的關係式求取出來的。
肥粒鐵面積率以及肥粒鐵以外的相(也就是第2相)的面積率，係從針對於鋼板的板厚度1/4深度處的寬度方向攝影的SEM斷面組織照片上，依據點計數法(point counting)而求取出來的。又，沃斯田鐵相的體積率係根據X射線繞射法來求得，以這個當成殘留沃斯田鐵(殘留γ)的面積率，藉由從上述的第2相的面積率減去這個面積率，即可求得硬質第2相(也就是低溫變態相)的面積率。這種低溫變態相係含有：麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵以及雪明碳鐵的至少其中一種。
冷軋鋼板的集合組織的測定方法，係針對板厚度1/2深度處的平面，利用X射線繞射來進行測定。係將{111}＜145＞、{111}＜123＞以及{554}＜225＞之三個方位的X射線強度的平均值，利用從肥粒鐵的{200}、{110}、{211}的正極點圖的測定結果所解析後的ODF(方位分布函數)來求得的。另外，又利用X射線繞射法針對於粉末狀的鋼(鋼粉末)，求出非集合組織之亂數型組織的X射線強度的平均值，進而求出上述三方位的X射線強度的平均值相對於這個亂數型組織的平均X射線強度之比值，將這個比值當作平均X射線強度。所使用的裝置係理學電子社製的RINT-2500H L/PC裝置。
退火後的冷軋鋼板的機械特性，係根據拉伸試驗與擴孔試驗來進行調査的。拉伸試驗係採用1/2尺寸的ASTM拉伸試驗片來進行的，以資求出：降伏強度、拉伸強度(TS)以及斷裂伸長率(整體伸長率(EL))。擴孔試驗係使用頂角60°的圓錐型衝頭來對於穿孔口徑d0 為10mm的孔進行擴孔，從位在穿孔端面上的龜裂抵達鋼板的兩表面時的孔徑d1 來求出擴孔率λ(%)，係利用λ=(d1 -d0 )/d0 ×100的公式來求出。
將冷軋鋼板的組織以及機械特性的調査結果顯示於表3。又，○係表示符合(1)式～(4)式的全部公式者，×係表示至少不符合其中一個公式者。
使用鋼種AA來製造的鋼板No.A1～A3的例子中，將粒徑未達3.5μm的熱軋鋼板當作母材，於進行退火時的加熱速度為50℃/秒以上的A2以及A3的例子，係可以獲得具有依照本發明的細微組織之冷軋鋼板。另一方面，A1的例子則是因為進行退火時的加熱速度較低，冷軋鋼板的肥粒鐵以及第2相的粒徑都粗大，集合組織的指標(也就是上述方位的平均X射線強度)並未達到4。由此結果顯示出本發明例的A2與A3的例子係可獲得符合上述(8)式之很高的加工性。
同樣的結果，從其他的鋼種亦可獲得，依照其拉伸強度(TS)是未達800 MPa或是800 MPa以上的差異，可分別獲得符合(8)式或(9)式之很高的加工性。添加了Nb、Ti、V的其中一種或兩種以上之A10、A13、A14、A17～A20、A23～A26、A29～A32的例子中，如果加熱速度為50℃/秒以上的話，係可獲得具有：肥粒鐵粒徑可符合(4)式的條件(亦即，未達3.5μm)之良好的細微組織的冷軋鋼板。
另一方面，A8、A9的例子，則是因為母材熱軋鋼板的粒徑為6.4μm較為粗大，即使利用急速加熱來執行退火處理，冷軋鋼板的細微組織依舊是粗大化，肥粒鐵平均粒徑與第2相的平均粒徑都超過本發明所規定的上限。此外，集合組織的X射線強度也都低於4.0。此一結果係顯示出其機械特性不夠充分。
A15、A16的例子，Mn的含量係0.37%，無法充分地抑制退火中的粒成長，冷軋鋼板係形成粗大粒徑。其結果係無法獲得良好的機械特性。
A27、A28的例子，Nb的含量係0.052%，退火中的再結晶的核生成受到抑制，在冷軋鋼板中殘留了加工組織。這種加工組織的殘留現象，在增加了退火時的加熱速度的情況下，更為明顯。其結果，冷軋鋼板的機械特性沒有因為加熱速度而變得更好，還是屬於低等級。
[實施例2]
本實施例2，係舉例說明本發明的冷軋鋼板的製造方法。
將具有表4所示的化學組成分的鋼種A～K的鋼塊利用真空感應加熱爐予以熔解，將所製得的鋼塊進行熱間鍛造之後，為了供進行熱間輥軋之用，將其裁切成鋼胚狀的鋼片。將這些鋼胚以1000℃以上的溫度進行約1小時的加熱之後，使用試驗用的小型軋機，依據表5所示的條件，亦即，結束溫度、從輥軋結束起迄750℃為止的冷卻時間、冷卻速度(水冷)、滯留時間、急速冷卻的停止溫度等各種條件來進行熱間輥軋，然後冷卻至室溫為止，製作成板厚度為1.5mm～3.0mm的熱軋鋼板。
在表4中也一併顯示出：以實施例1所述的方法所求出的各鋼種的Ae1 點以及Ae3 點、(Ae1 點+10℃)的數值、(0.05Ae1 +0.95Ae3 )的數值、以及(1)式以及(5)式的右邊的計算數值。
將與實施例1所述的同樣方式所求得的熱軋鋼板之被傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑d的值顯示於表5。
以鹽酸對於這種熱軋鋼板進行酸洗，以30%以上的輥軋率(顯示於表5)來進行冷間輥軋而將鋼板的板厚度減少到0.6mm～1.4mm之後，使用實驗室規模的退火設備，依據表5所示的加熱速度(昇溫速度)、退火溫度以及退火時間來進行退火處理，而製得冷軋鋼板。均熱後的冷卻處理係執行與實施例1同樣的處理。
表5中係顯示出在Ae1 點+10℃的溫度時的肥粒鐵之未再結晶率(以下，簡稱為肥粒鐵未再結晶率)。這個數值係利用以下的方法求出來的。使用依據各實施例的製造條件來進行到冷間輥軋為止的鋼板，以各實施例所示的加熱速度，進行昇溫到達Ae1 點+10℃前後的溫度(誤差±15℃)之後，隨即進行水冷。將其組織利用SEM加以攝影，藉由測定組織照片上顯示的再結晶肥粒鐵與加工肥粒鐵的分率，將其視為與加工肥粒鐵的分率相等以資求出肥粒鐵未再結晶率。由表5可得知，肥粒鐵未再結晶率係與退火時的加熱速度相關，如果加熱速度為50℃/秒以上的話，肥粒鐵未再結晶率將變為40%以上。在實施例1中雖然並未測定肥粒鐵未再結晶率，但是確實具有與實施例2相同的傾向。
將這種方式製造而得的冷軋鋼板，加工成1/2尺寸的ASTM拉伸試驗片之後，提供進行拉伸試驗之用，以求出其降伏強度、拉伸強度以及斷裂伸長率(整體伸長率)。整體伸長率係以20%當作基準來判定合格與否。因為鋼板的強度主要係受到組成分的不同所左右，因此針對於使用同一鋼種但卻又利用不同製造方法來製造的鋼材之間，比較各鋼材的強度，依據其結果來判定該製造方法是否合用。此外，以與實施例1所述的相同方式，求出退火後的冷軋鋼板之被傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑dm 。將這些的測定結果也一併顯示於表5。
關於使用鋼種A來製造的冷軋鋼板No.1～7，依據本發明來製造的No.2～4係可獲得拉伸強度很大的697～710 MPa的數值。又，每一個冷軋鋼板的整體延伸長度都超過20%。另一方面，鋼板No.1的鋼材在冷間輥軋後的退火時之加熱速度較慢，因此，肥粒鐵的未再結晶率並未達到30%，所以肥粒鐵結晶粒徑很大，拉伸強度降低。鋼板No.5～7是因為退火溫度太高，所以肥粒鐵的結晶粒徑未進入本發明所規定的範圍內，拉伸強度也較之鋼板No.2～4更低100 MPa的程度。
同樣的傾向在使用鋼種B來製造冷軋鋼板的情況下也被觀察到。此外，鋼種B的鋼板No.14則是因為退火時間太短，所以與使用了相同鋼種B的其他冷軋鋼板相比較，整體延伸長度值較低，而且即使採用與No.14同一條件來進行製造鋼材好幾次，也都無法穩定地製造，而且即使在同一鋼板中，因其部位的不同也會有特性上的差異。鋼種B的鋼板No.17係因為冷間輥軋後的退火溫度較低係為650℃，所以無法充分形成沃斯田鐵，肥粒鐵的結晶粒徑變大，拉伸強度降低。鋼種B的鋼板No.20～23係因為熱間輥軋後的急速冷卻不夠充分，所以供冷間輥軋用的熱軋鋼板的肥粒鐵的結晶粒徑很大。因此，在實施冷間輥軋後的肥粒鐵的結晶粒徑也變大，拉伸強度降低。
在鋼種A及B的冷軋鋼板所觀察到的上述的傾向，即使是使用化學組成分落在本發明的範圍內的其餘的鋼種C～J來製造的冷軋鋼板中，也被同樣地觀察到。
使用鋼種K來製造的鋼板No.45～47，因為並不具有本發明所規定的化學組成分，所以即使利用輥軋後隨即急速冷卻法來實施熱間輥軋，熱軋鋼板的肥粒鐵的結晶粒徑也是變大。其結果是改變了退火溫度，冷軋鋼板的肥粒鐵結晶粒無法細微化，拉伸強度變得非常低。
第1圖的圖表係顯示出針對於實施例所採用的鋼種A，B，C以各種昇溫速度加熱至750℃並且藉由在該溫度保持60秒鐘來實施了退火後的冷軋鋼板的平均粒徑與昇溫速度的關係。
第2圖的圖表係顯示出針對於實施例所採用的鋼種B，C以各種昇溫速度加熱至750℃並且藉由在該溫度保持60秒鐘來實施了退火後的冷軋鋼板的拉伸強度與昇溫速度的關係，以昇溫速度10℃/秒的情況作為基準的拉伸強度的上昇率當作縱軸來表示。
第3圖的圖表係顯示出針對於實施例所採用的鋼種B，以500℃/秒的速度加熱到750℃之後又執行15秒鐘至300秒鐘的保持均熱之後，以50℃/秒的速度冷卻至室溫，藉以實施了退火處理後的冷軋鋼板之TS×EL(拉伸強度×整體伸長率)值與退火時的保持時間之關係。

Claims (9)

  1. 一種冷軋鋼板，其特徵為：具有：以質量%計，含有C：0.01~0.3%、Si：0.01~2.0%、Mn：0.5~3.5%、P：0.1%以下、S：0.05%以下、Nb：0~0.03%、Ti：0~0.06%、V：0~0.3%、sol.Al：0~2.0%、Cr：0~1.0%、Mo：0~0.3%、B：0~0.003%、Ca：0~0.003%以及REM：0~0.003%以下，其餘部分是由Fe以及雜質所組成的化學組成分，且具有：主相是肥粒鐵佔50面積%以上，第2相是含有麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵以及雪明碳鐵的一種或兩種以上之低溫變態相合計是佔10面積%以上、以及含有殘留沃斯田鐵佔0~3面積%，而且符合下列(1)式~(3)式的細微組織，並且在板厚度的1/2深度位置處，具有：{111}<145>、{111}<123>、{554}<225>的X射線強度的平均值係非集合組織之亂數型組織的X射線強度的平均值的4.0倍以上的集合組織，dm <2.7+10000/(5+300×C+50×Mn+4000×Nb+2000×Ti+400×V)2 ‧‧‧(1)式 dm <4.0‧‧‧(2)式 ds ≦1.5‧‧‧(3)式此處，C、Mn、Nb、Ti以及V分別是該元素的含量(單位：質量%)，dm 是由傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平 均粒徑(單位：μm)，ds 是第2相的平均粒徑(單位：μm)。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之冷軋鋼板，其中，上述的化學組成分係含有：以質量%計，由Nb：0.003%以上、Ti：0.005%以上以及V：0.01%以上所組成的群中所選擇的一種或兩種以上，上述細微組織係符合下列(4)式的關係，dm <3.5‧‧‧(4)式此處，dm 係如申請專利範圍第1項所述。
  3. 如申請專利範圍第1或第2項所述之冷軋鋼板，其中，上述的化學組成分係含有：以質量%計，sol.Al：0.1質量%以上。
  4. 如申請專利範圍第1或第2項所述之冷軋鋼板，其中，上述的化學組成分係含有：以質量%計，由Cr：0.03%以上、Mo：0.01%以上以及B：0.0005%以上所組成的群中所選擇的一種或兩種以上。
  5. 如申請專利範圍第1或第2項所述之冷軋鋼板，其中，上述的化學組成分係含有：以質量%計，由Ca：0.0005%以上以及REM：0.0005%以上所組成的群中所選擇的一種或兩種。
  6. 如申請專利範圍第1或第2項所述之冷軋鋼板，其中，係在鋼板表面具有鍍覆層。
  7. 一種冷軋鋼板的製造方法，其特徵為具有下列的工序(A)以及工序(B)： 工序(A)係對於具有如申請專利範圍第1項至第5項的任一項所述的化學組成分，並且具有符合下列(5)式及(6)式的條件的細微組織之熱軋鋼板進行冷間輥軋，以製作成冷軋鋼板的冷間輥軋工序；以及工序(B)係對於工序(A)中所製得的冷軋鋼板，以到達(Ae1 點+10℃)的時點之肥粒鐵未再結晶率為30面積%以上的條件，進行昇溫到達(Ae1 點+10℃)以上、(0.95×Ae3 點+0.05×Ae1 點)以下的溫度範圍之後，藉由在這個溫度範圍保持30秒鐘以上來實施退火的退火工序；d<2.5+6000/(5+350×C+40×Mn)2 ‧‧‧(5)式 d<3.5‧‧‧(6)式此處，C以及Mn分別是該元素的含量(單位：質量%)；d係由傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑(單位：μm)。
  8. 如申請專利範圍第7項所述之冷軋鋼板的製造方法，其中，前述熱軋鋼板係對於具有前述的化學組成分的鋼胚，實施以在Ar3 點以上的條件來結束輥軋的熱間輥軋，並且在輥軋結束後的0.4秒鐘以內，以400℃/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻至750℃以下的溫度範圍的熱間輥軋工序而製得的。
  9. 如申請專利範圍第7或第8項所述之冷軋鋼板的製造方法，其中，在前述工序(B)之後，又具有對於冷軋鋼板實施鍍覆處理的工序。
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