冷轧钢板及其制造方法

专利名称：冷轧钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及最适合作为大型液晶电视的背光源底座等制成大型平板形状的部件的构件的、成形性、形状冻结性和实机制造稳定性优良的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术：
在薄型液晶TV和OA设备等中，大多使用通过弯曲、胀形成形为主体的加工而成形的平板状部件。对于在这些部件中使用的构件(材料)，从产品的设计性和薄型化等观点出发，在对部件形状要求加工度的基础上，多数情况下还要求平坦度。然而，在对构件(材料)的平板面进行弯曲、胀形成形时，存在平坦度劣化的倾向。这种平坦度劣化是对构件(材料)进行冲压成形时因构件(材料)的形状冻结性差而产生的现象，因此，对作为构件(材料)的钢板同时要求加工性以及形状冻结性。
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另外，作为使平坦度变差的主要原因，公知的是弯曲加工时产生的棱线翘曲。据称作为其中之一的、在弯曲端部产生的翘曲可以通过降低材料的r值来减少，目前已确立了对材料赋予低r值、低屈服强度的技术。例如，专利文献I中公开了开发具有屈服强度为150MPa、轧制方向的r值为0. 67 (轧制直角方向的r值为I. 45)的冷轧钢板的技术。专利文献2中公开了与板面平行的{100}面和{111}面之比为1.0以上的形状冻结性优良的汽车用铁素体系薄钢板。专利文献3中，为了得到形状冻结性优良的铁素体系薄钢板，公开了如下方案控制{100} < 011 > {223}〈110> 取向组的强度以及{112} < 110 >、{554} < 225 >、{111}
<112 >>{111} < 110 >各取向的强度，使轧制方向的r值及与轧制方向成直角的方向的r值中的至少一个为0. 7以下。现有技术文献专利文献专利文献I :日本专利第3532138号公报专利文献2 :日本特开2008-255491号公报专利文献3 :日本特开2003-55739号公报

发明内容
发明所要解决的问题但是，在专利文献I及3中记载的技术中，通过采用具有{100} < 011 > {223}
<110 >取向的晶粒，能够降低轧制方向及轧制直角方向的r值，但会增大轧制45°方向的r值，因此，具有大量{100} < 011 > ^{223} < 110 >取向的晶粒的钢，在冲压成形后可能会损害平坦度。例如，在对用于薄型液晶电视的背光源底座实施使长度方向为轧制45°方向的细长加强筋形状的胀形成形的情况下，存在加强筋长度方向上产生棱线翘曲以及由于胀形部附近的凸缘部分的材料流入而产生背光源底座翘曲的问题。
另外，在专利文献广3中公开了降低冷轧钢板的冷轧率、具体而言使r值低至40%的情况，但以约40%的极低的冷轧率进行轧制时，出现板形状变差而使最终商品的平坦度劣化之类的问题。另外，上述低冷轧率虽然使形状冻结性提高，但难以制造约I. Omm以下的薄钢板。因此，本发明人着眼于易得到高延展性并且不易产生导致冲压成形时成形断裂及褶皱的拉伸应变的极低碳钢。通常，Ti系IF钢等极低碳钢板在退火工序中容易使对高r值化有利的再结晶粒进行晶粒生长，因此，需要进行低r值化。为了进行低r值化，在进行再结晶、但晶粒不易生长的低温下退火，因此，需要在均热温度充其量仅显示出数摄氏度的变化的条件下控制退火条件。但在实机中，退火时设定的均热温度不同的材料依次通过连续退火设备，因此，存在均热温度变化约数十摄氏度的情况，难以将均热温度控制在数摄氏度以内的范围。因此，存在如下问题在比目标温度高的温度下退火，从而不能实现低r值 化。在专利文献广3中，也存在同样的问题，对于退火温度的条件，虽然有记载，但没有考虑精确地控制退火温度的难度。鉴于上述情况，本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，并提供能够进行深冲加工、弯曲加工、胀形加工的、能够确保大型部件所要求的形状的、成形性和形状冻结性优良并且实机制造稳定性优良的冷轧钢板及其制造方法。用于解决问题的方法为了解决上述问题，发明人反复进行了深入的研究调查。结果，发现以下方面。首先，为了兼顾即使进行复杂的加工也不会产生翘曲的加工性以及高形状冻结性，重要的是使冷轧后的退火板在保持高延展性的状态下控制r值。即，通过增加平均伸长率，能够确保深冲加工、胀形加工时的加工性，并且能够确保部件所要求的形状。进而，通过降低轧制方向、轧制直角方向及轧制45°方向这三个方向的r值并使平均r值在规定范围内，在实施使长度方向为轧制45°方向的细长加强筋形状的胀形成形的情况下也能防止翘曲，能够抑制加工后产生回弹、翘曲，从而能够确保形状冻结性。通过根据轧制率、Nb量和B量来设置退火工序中的均热温度范围，能够在不用精确地控制均热温度的情况下稳定地进行制造。本发明基于上述的见解而完成，其主旨如下。(I) 一种冷轧钢板，其特征在于，具有下述组成以质量％计，C :0. 0010、. 0030%、Si :0. 05% 以下、Mn :0. I 0. 3%、P :0. 05% 以下、S :0. 02% 以下、Al :0. 02 0. 10%、N :0. 005% 以下、Nb :0. 010 0. 030%、B :0. 0010 ( B-11/14XN ( 0. 0050%，余量为铁及不可避免的杂质，并且，由下述(a)式表示的平均伸长率(Elm)为42%以上，由下述(b)式表示的平均r值(rm)为I. 2 I. 6，平均伸长率Elm = (EIl + 2E1d + Elc) /4…(a)平均r 值 rm = (rL + 2rD + rc)/4*** (b)在此，El^轧制方向的伸长率，EId :轧制45°方向的伸长率，Elc :轧制直角方向的伸长率，rL :轧制方向的r值，rD :轧制45°方向的r值，rc :轧制直角方向的r值。(2)如上述⑴所述的冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti 0. 005% 0. 020%,并以 B :0. 0015 < B-IlX (| N/14_Ti/48 | + (N/14_Ti/48))/2 ( 0. 0050%代替上述 B 0. 0010 ( B-11/14XN ( 0. 0050%。
(3) 一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将上述⑴或上述⑵所述组成的钢坯在1150°C以上的加热温度下加热，然后，进行在880 V以上的终轧温度下结束终轧的热车L在700°C以下进行卷取，实施酸洗，以5510%的轧制率进行冷轧，然后，根据该轧制率CR(%) ,Nb量(质量ppm)和B量(质量ppm)，进行在(820 + Nb/15 + B-CR) 860°C的均热温度下保持3(T200秒的退火，接着进行冷却。
需要说明的是，在本说明书中，表示钢的成分的％、ppm均为质量％、质量ppm。另外，作为本发明的对象的冷轧钢板也包括对冷轧钢板实施电镀锌、热镀锌等表面处理而得到的钢板。而且，还包括在此基础上通过化学转化处理等施加了被膜的钢板。另外，本发明的钢板能够广泛用作大型TV的背光源底座、冰箱面板、空调室外机等具有平面部、且实施了弯曲、胀形、轻度深冲加工等的家电用途的一般构件。进而，如果使用本发明，则例如能够利用板厚为0. 8mm的钢板来制造约650mmX约500mm(32V型)以上的背光源底座。发明效果根据本发明，能够得到可进行深冲加工、弯曲加工、胀形加工的成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板。而且，能够在不用精确地控制退火时的均热温度的情况下利用实机稳定地制造成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板。由此，能够确保大型部件所要求的平板形状，从而能够制造大型液晶电视的背光源底座等构件。


图I是表示冷轧率(轧制率)CR与均热温度和性能的关系的图。图2是表示Nb (质量ppm)/15 + B (质量ppm)与均热温度和性能的关系的图。图3是表示退火时的均热温度给平均r值带来的影响的图。图4是表示作为退火时的均热温度是否合适的指标的AT-ATO与平均r值的关系的图。图5是表示作为退火时的均热温度是否合适的指标的AT-ATO与平均伸长率的关系的图。
具体实施例方式下面，对本发明进行详细说明。首先，对本发明的钢板的化学成分进行说明。需要说明的是，在下面的说明中，成分元素的含量％、ppm均表示质量％、质量ppm。C 0. 0010 0. 0030%C具有降低r值的效果，因此，从低r值化的观点出发，优选大量添加，使其为0. 0010%以上。但是，过量的添加会带来成为冲压成形时产生褶皱的原因的拉伸应变，并且由于固溶强化、碳化物的形成所引起的分散强化而使钢板高强度化，伸长率降低。因此，使C为0. 0010%以上且0. 0030%以下。Si :0. 05% 以下Si是固溶强化能力高的元素，提高屈服强度并且大幅降低伸长率。因此，使Si为0. 05%以下。Mn 0. I 0. 3%
Mn是形成硫化物而改善热脆性的元素。为了得到该效果，需要添加0. 1%以上。另一方面，由于是固溶强化能力高的元素，使屈服强度提高而使延展性变差，因此，使上限为0. 3%。P :0. 05% 以下P是固溶强化元素，使屈服强度提高而使延展性变差。因此，使P为0. 05%以下。S :0. 02% 以下S在热轧板的阶段形成硫化物，成为使延展性变差的原因。因此，使S为0. 02%以下。、Al :0. 02 0. 10%Al与N的亲和力强，具有使冷轧工序时的固溶N量降低、抑制时效硬化的效果。另夕卜，析出的AlN微细析出的倾向较高，在退火工序中抑制晶粒生长。为了得到这些效果，需要添加0. 02%以上。但是，过量的添加导致制造成本升高，热轧时，使从奥氏体相变为铁素体的温度升高，因此，难以在奥氏体区完成轧制。因此，需要使Al为0. 10%以下。N :0. 005% 以下N大量含有时，在钢中固溶，成为拉伸应变的原因。因此，使N为0.005%以下。Nb :0. 010 0. 030%Nb将固溶C以析出物的形式固定，抑制拉伸应变。进而，还具有析出物即NbC微细析出而抑制退火时的晶粒生长的倾向。为了得到这些效果，需要添加0.010%以上。但是，在过量添加的情况下，使再结晶温度过度升高。另外，导致成本增加，因此，将上限设定为0. 030%。B :0. 0010 ( B-11/14XN ( 0. 0050%(在添加 Ti 的情况下，0.0015< B-IlX (|N/14-Ti/48 + (N/14_Ti/48))/2 彡 0. 0050%)B是在本发明中作为重要条件的元素，通过使其在钢中以固溶B的形式存在，能够在冷轧后的退火过程中抑制铁素体的晶粒生长，即使在高均热温度下也能够控制r值。为了得到这种效果，需要在热轧时在高温下析出BN之后存在0.0010%以上的固溶B。但是，过量添加时，与C形成析出物，使伸长率降低。基于以上理由，设定为0. 0010 ( B-11/14 X N ( 0. 0050%。优选为 0. 0015 < B-11/14XN ( 0. 0050%。进而，在添加Ti的情况下，比NbC粗大的TiC析出，退火时的晶粒生长性提高，因此，需要使具有抑制晶粒生长的效果的固溶B量超过0. 0015%。但是，过量添加时，与C形成析出物，使伸长率降低。基于上述理由，采用0.0015% < B-IlX (|N/14-Ti/48| +(N/14-Ti/48))/2 ( 0. 0050% 代替上述 B :0. 0010 ( B-11/14XN ( 0. 0050% 的关系式。优选为 0. 0020% 彡 B-IlX (|N/14-Ti/48| + (N/14_Ti/48))/2 彡 0. 0050%。在本发明中，在上述元素的基础上，可以以下述目的而在0. 0059T0. 020%的范围内含有Ti。Ti与N的亲和力强，在高温下形成析出物，具有抑制固溶N的固溶强化、由AlN的微细析出引起的分散强化的效果。另外，也可以在要特别提高伸长率的情况下进行添加。为了发挥这些效果，优选添加0. 005%以上。但是，过量的添加会促进TiC的析出，不仅降低由NbC带来的抑制退火时的晶粒生长的效果，而且导致制造成本升高，因此，使添加时的上限为 0. 020%。
除上述以外的成分由铁及不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，可以列举例如容易从废料混入的0. 05%以下的Cu、Cr，以及除此以外的0. 01%以下的Sn、Mo、W、V、
Ni等。就本发明的钢板而言，使通过下述(a)式求出的平均伸长率为42%以上。伸长率与成形性具有良好的相关性，伸长率越大，例如能够胀形成形至越高。因此，需要的伸长率越大越好，通过使平均伸长率增大至42%以上，能够进行深冲加工、胀形加工，从而能够确保部件所要求的形状。需要说明的是，平均总伸长率可以通过下面的方法测定而求出。从轧制方向、轧制45°方向和轧制直角方向上分别切下JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验。然后，通过下述(a)式求出。平均伸长率Elm = (EIl + 2E1d + Elc) /4…(a)在此，El^轧制方向的伸长率，EId :轧制45°方向的伸长率，Elc :轧制直角方向的·伸长率。对于本发明的钢板而言，使通过下述(b)式求出的平均r值为1.2 1.6。r值与弯曲成形、胀形成形后产生的翘曲具有相关性。在弯曲成形中，弯曲方向的r值增大，由此，沿着弯曲线明显产生鞍型翘曲。另外，在胀形成形中，通过使用高r值材料，来自胀形部周围的凸缘部的材料流入变得显著，在凸缘部产生残余应力和变形。因此，为了通过低r值化来提高冲压成形后的形状冻结性，在本发明中，使平均r值为1.6以下。另一方面，过度的低r值化会使伸长率极度降低，因此，使平均r值的下限为I. 2。需要说明的是，平均r值可以通过下面的方法进行测定而求出。从轧制方向、轧制45°方向和轧制直角方向上分别切下JIS5号拉伸试验片，以15%的预应变依据JIS Z 2254进行塑性应变比试验。然后，通过下述(b)式求出。平均r 值 rm = (rL + 2rD + rc)/4*** (b)在此，IY :轧制方向的r值，rD :车L制45°方向的r值，r。轧制直角方向的r值。另外，例如，在对用于薄型液晶电视的背光源底座实施使长度方向为轧制45°方向的细长加强筋形状的胀形成形的情况下，在加强筋长度方向上产生的棱线翘曲及因胀形部附近的凸缘部分的材料流入产生的背光源底座的翘曲，在轧制45 °方向的r值高时变大。因此，重要的是降低轧制方向、轧制直角方向和轧制45°方向这三个方向的r值，优选在平均I■值为I. 2 I. 6的基础上，优选轧制方向、轧制直角方向和轧制45°方向这三个方向中的最大r值小于2. O。下面，对本发明的冷轧钢板的制造方法进行说明。在本发明中，将具有上述组成的钢坯在1150°C以上的加热温度下加热，然后，进行在880°C以上的终轧温度下结束终轧的热轧，在700°C以下进行卷取，实施酸洗，接着以55 80%的轧制率进行冷轧，然后，根据该轧制率CR(%)、Nb量(质量ppm)和B量(质量ppm)，进行在(820 + Nb/15 + B-CRr860°C的均热温度下保持30 200秒的退火，接着进行冷却，由此，能够得到高伸长率、低r值。加热温度1150°C以上将调整了成分的钢材料加热至1150°C以上而使析出物固溶。在低于1150°C的加热中，N、C在未固溶的状态下残留，在卷取处理时或退火时，碳化物、氮化物未微细析出而无法充分发挥抑制退火时的晶粒生长的效果。因此，加热温度越高越好，为1150°C以上，优选为1200°C以上。但是，过度进行加热时，在钢表面上生成厚的氧化皮，从而增加酸洗处理的成本，因此，优选为1300°C以下。终轧温度880°C以上接着进行热轧。在终轧时的终轧机架上，需要在奥氏体区单相时进行轧制。在奥氏体和铁素体的双相区进行轧制的情况下，轧制载荷随相变而发生较大变化，因此，难以控制轧制机架的载荷，有可能导致板断裂。另外，在铁素体区单相的轧制会促进未再结晶的残留，从而使接下来的冷轧中的轧制载荷过度增加，由此可能导致制造成本升高。基于以上理由，将终轧温度设定为880°C以上，在奥氏体区单相时进行终轧。需要说明的是，终轧温度过高时，氧化皮变厚，酸洗处理的成本增大，因此，优选使其为950°C以下。

优选在终轧后进行水冷却。已知在冷轧前使C、N固溶和降低r值，为了抑制C、N的析出，并且为了使析出的碳化物、氮化物微细化而抑制退火时的晶粒生长，优选进行上述冷却。卷取温度700°C以下作为热轧的最终工序，在700°C以下对热轧卷材进行卷取。卷取温度超过700°C时，Al、Nb、Ti在高温下形成碳化物、氮化物，从确保给降低r值带来影响的冷轧前的固溶C、固溶N的观点出发是不优选的。需要说明的是，卷取温度过低时，卷材的卷绕形状变差，因此，优选使其为400°C以上。冷轧时的轧制率(CR) =55^80%利用通常的方法对热轧板进行酸洗。接着，进行轧制率(CR)为55%以上且80%以下的冷轧，成形为期望的板厚。轧制率(CR)小于55%时，组织形成混合晶粒而使延展性极度降低。另一方面，轧制率(CR)高于80%时，退火后易形成对降低r值不利的织构。均热温度(820+ Nb/15 + B-CR) 860° C，保持时间30 200 秒接着，作为退火工序，根据轧制率CR(%)、Nb量(质量ppm)和B量(质量ppm)，在(820 + Nb/15 + B-CRr860°C的范围的均热温度下保持30 200秒。然后进行冷却。在退火工序中，通过再结晶使因冷轧引入的应变消失，从而使钢板软质化。轧制率(CR)越高，而且添加元素特别是Nb、B的量越少，完成再结晶的温度越低。因此，为了防止因未再结晶组织的残留而使伸长率降低，需要使均热温度为(820 + Nb/15 + B-CR)以上。该均热温度的限定理由在后面进行说明。另一方面，过度地升高再结晶温度时，除了制造成本升高以外，铁素体相变为奥氏体，且接着在冷却时从奥氏体向铁素体相变，由此使组织过度微细化而发生高强度化，而且伸长率随之降低。因此，需要使均热温度为860°C以下。另外，均热保持时间过短时，未再结晶组织残留，过长时，晶粒生长过度进行而使r值增加。因此，需要使保持时间为30秒以上且200秒以下。另外，均热后的冷却防止r值因过度的晶粒生长而增加，因此，优选以3°C /秒以上的速度进行冷却。在此，对将退火时的均热温度设定为(820 + Nb/15 + B-CR)以上的理由具体地进行说明。通常，提高轧制率时，再结晶的驱动力增加，退火时完成再结晶的温度(下面，称为再结晶温度)向低温侧移动。另一方面，增加添加的Nb、B的量时，再结晶显著受到抑制，再结晶温度向高温侧移动。根据本发明人的实验，再结晶温度与轧制率(CR)、添加的Nb量、B量具有相关关系。图I是表示轧制率(CR)与均热温度和性能的关系的图，图2是表示Nb (质量ppm)/15 + B(质量ppm)与均热温度和性能的关系的图。在此，图I中供试材料的化学组成为Nb :150ppm、B 30ppm,图2中轧制率(CR)为70%。除退火时的均热温度以夕卜，均为在本发明的范围内制作的退火板的特性值。另外，各图中，将平均伸长率为42%以上且平均r值为I. 2^1. 6的情况记作〇，将不满足上述值的情况记作X。各图中的直线为均热温度=(820 + Nb/15 + B-CR) (V )的直线，并且是将〇和X分开的好的界线。根据图I及图2，在退火时的均热温度为(820 + Nb/15 + B-CR) (V )以上时，能够制造平均伸长率为42%以上且平均r值为I. 2^1. 6的成形性和形状冻结性优良的冷轧钢板。基于以上理由，将退火时的均热温度设定为(820 + Nb/15 + B-CR)以上。需要说明的是，在实施本发明时，熔炼方法可以适当使用通常的转炉法、电炉法等。将熔炼后的钢铸造成钢坯后，直接实施热轧或者冷却后在上述的加热温度下进行加热、然后实施热轧。在热轧中，在上述的终轧温度下进行终轧后，在上述的卷取温度下进行卷取。终轧后至卷取为止的冷却速度没有特别规定，只要有空冷以上的冷却速度即足够。另夕卜，可以根据需要进行100°c/秒以上的急冷。然后，在通常的酸洗后实施上述的冷轧。退火(加热-均热处理-冷却)中，在上述的条件下进行加热 冷却。为了提高耐腐蚀性，可以根据需要在480°c附近通过热镀锌进行镀覆。另外，镀覆后，也可以再加热至500°C以上而使镀层合金化。或者，可以采用在冷却中途进行保持等的热历程。进而，可以根据需要以2%以下的伸长率进行表面光轧或整平。另外，在退火中途未实施镀覆的情况下，可以进行电镀锌等。进而，还可以在冷轧钢板和镀覆钢板上通过化学转化处理等赋予被膜。如上制造本发明的冷轧钢板。(实施例I)对本发明的实施例进行说明。对具有表I所示化学组成的钢进行熔炼，在表2、3所示的制造条件下制作供试材料。表I中，固溶B是指B-11/14XN的值。但在添加Ti的情况下，是指8-11父(陳14-!1/48| + (N/14-Ti/48))/2的值。另外，在算出的值为0以下的情况下记为O。制造条件的详细情况如下。首先，在热轧工序中，将熔解钢在1250°C下加热I小时，进行粗轧、终轧。表2、3所示的FT、CT分别是终轧温度和卷取温度。热轧板的板厚为2.(T3. 5_。接着，在冷轧工序前进行酸洗，在室温下轧制至板厚为0.6 I. 0_。接着，作为退火工序，以20°C /秒的加热速度加热至各均热温度，在均热温度下保持3(T200秒后，以200C /秒的冷却速度冷却至室温。表2、3所示的CR、AT、ATO分别表示冷轧的轧制率、均热温度、(820 + Nb/15 + B-CR)。退火后，进行伸长率为I. 0%的表面光轧，得到供试材料。对于得到的供试材料，调查平均伸长率(Elm)和平均!值OJ。需要说明的是，对于平均伸长率(Elm)和平均r值(rm)而言，从供试材料的轧制方向(L方向)、轧制45°方向(D方向)、轧制直角方向(C方向)上分别切下JIS5号拉伸试验片，伸长率通过依据JIS Z 2241的拉伸试验进行测定，r值如上所述依据JIS Z2254以15%的预应变进行测定。然后，通过上述的(a)式及(b)式，求出平均伸长率(Elm)和平均!值OJ。将得到的结果示于图3、图4、图5中，并且将结果与制造条件一并不于表2、表3中。T-H
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权利要求
1.一种冷轧钢板，其特征在于， 具有下述组成以质量 ％ 计，C :0. 0010^0. 0030%、Si :0. 05% 以下、Mn :0. I 0. 3%、P :0. 05% 以下、S :0. 02% 以下、Al :0. 02 0. 10%、N :0. 005% 以下、Nb :0. 010 0. 030%、B 0.0010 ( B-11/14XNS 0. 0050%，余量为铁及不可避免的杂质， 并且，由下述(a)式表示的平均伸长率(Elm)为42%以上，由下述(b)式表示的平均r值(rm)为 I. 2 I. 6， 平均伸长率 Elm = (EIl + 2E1d + Elc)/4- (a)平均 r 值 rm = (rL + 2rD + rc)/4…(b) 在此，EIl :轧制方向的伸长率，EId :轧制45°方向的伸长率，Elc :轧制直角方向的伸长率，rL :轧制方向的r值，rD :轧制45°方向的r值，rc :轧制直角方向的r值。
2.如权利要求I所述的冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Ti:0.005% 0. 020%,并以 B :0. 0015 < B-IlX (| N/14_Ti/48 | + (N/14_Ti/48))/2 ( 0. 0050%代替所述 B 0. 0010 ( B-11/14 X N ( 0. 0050%。
3.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将权利要求I或2所述组成的钢坯在1150°C以上的加热温度下加热，然后，进行在880°C以上的终轧温度下结束终轧的热轧，在7000C以下进行卷取，实施酸洗，以55 80%的轧制率进行冷轧，然后，根据该轧制率CR(%)、Nb量(质量ppm)和B量(质量ppm)，进行在(820 + Nb/15 + B-CR) 860°C的均热温度下保持3(T200秒的退火，接着进行冷却。
全文摘要
本发明提供成形性和形状冻结性优良且实机制造稳定性优良的冷轧钢板及其制造方法。所述冷轧钢板的组成为C0.0010~0.0030%、Si0.05%以下、Mn0.1~0.3%、P0.05%以下、S0.02%以下、Al0.02~0.10%、N0.005%以下、Nb0.010~0.030%、B0.0010≤B-11/14×N≤0.0050%，余量为铁及不可避免的杂质。而且，平均伸长率(Elm)为42%以上，平均r值(rm)为1.2~1.6。进而，根据轧制率CR(%)、Nb量(质量ppm)和B量(质量ppm)，进行在(820＋Nb/15＋B-CR)~860℃的均热温度下保持30~200秒的冷轧后的退火，由此，能够在不用精确控制均热温度的情况下利用实机稳定地进行制造。
文档编号C21D9/46GK102712983SQ201180006238
公开日2012年10月3日 申请日期2011年1月7日 优先权日2010年1月15日
发明者木津太郎, 花泽和浩, 藤田耕一郎, 高城重宏 申请人:杰富意钢铁株式会社