高温延伸特性优异的高强度钢板、温压成型部件以及它们的制造方法与流程

本发明涉及一种高温延伸特性优异的高强度钢板、温压成型部件以及它们的制造方法。

背景技术：

近来，为了汽车的轻量化并提高燃油效率及乘客安全等，需要开发同时满足高强度和高成型性的钢，并且正在进行与此相关的各种研究。

满足上述要求的典型的钢材是奥氏体高锰钢。为了确保奥氏体单相组织，一般添加0.5重量％以上的碳和15重量％以上的mn。

例如，专利文献1中公开了一种方法，该方法中大量添加碳(c)和锰(mn)等奥氏体稳定化元素而确保在常温下钢微细组织为奥氏体单相，利用变形中发生的栾晶来同时确保高强度和优异的成型性。

但是，专利文献1中，因添加大量合金元素而增加钢板的制造成本，而且因奥氏体微细组织的晶粒能量高，镀锌钢板的点焊时，会发生液体金属脆化导致的焊接部裂纹等问题。

并且，专利文献2中，将zn镀覆钢板加热到880℃以上后，通过压力机的热成型及快速冷却而能够确保拉伸强度为1500mpa以上的超高强度部件，而且高温下也能确保优异的成型性。

但是，专利文献2中热成型时的温度为880℃以上，可能发生因zn镀层表面形成的zn氧化物而点焊性和耐裂纹扩展性变差的问题。

因此，需要开发一种可以解决上述奥氏体高锰钢及热成型所存在的问题的钢板。

现有技术文献

(专利文献1)韩国公开专利公报第2007-0023831号

(专利文献2)韩国公开专利公报第2014-0035033号

技术实现要素：

(一)要解决的技术问题

本发明的一方面的目的在于提供一种高温延伸特性优异的高强度钢板、温压成型部件以及它们的制造方法。

另外，本发明要解决的技术问题并不局限于上述内容。可以通过本说明书的整体内容理解本发明要解决的技术问题，只要是本领域技术人员，理解本发明的附加技术问题方面就会毫无困难。

(二)技术方案

本发明的一方面涉及一种高温延伸特性优异的高强度钢板，以重量％计，所述高强度钢板包含：c：0.4～0.9％、cr：0.01～1.5％、p：0.03％以下(不包括0％)、s：0.01％以下(不包括0％)、n：0.01％以下(不包括0％)、sol.al：0.1％以下(不包括0％)、余量fe及不可避免的杂质，并且包含mn：2.1％以下(不包括0％)和si：1.6％以下(不包括0％)中的一种以上，微细组织以面积分数计，包含80％以上的珠光体和20％以下的铁素体，所述珠光体包含长轴的长度为200nm以下的碳化铁。

另外，本发明的另一方面涉及一种高温延伸特性优异的高强度钢板的制造方法，包括以下步骤：将板坯加热到1100～1300℃，所述板坯以重量％计，包含：c：0.4～0.9％、cr：0.01～1.5％、p：0.03％以下(不包括0％)、s：0.01％以下(不包括0％)、n：0.01％以下(不包括0％)、sol.al：0.1％以下(不包括0％)、余量fe及不可避免的杂质，并且包含mn：2.1％以下(不包括0％)和si：1.6％以下(不包括0％)中的一种以上；在ar3+10℃～ar3+90℃的温度范围，对加热的所述板坯实施热终轧而获得热轧钢板；在550～700℃的温度范围，对所述热轧钢板实施收卷；以及以压下率40～80％，对收卷的所述热轧钢板进行冷轧而获得冷轧钢板。

另外，本发明的另一方面涉及一种利用本发明的钢板制造的温压成型部件及其制造方法。

另外，上述解决方案并未列举本发明的全部特征。本发明的各种特征和由其带来的优点和效果可通过以下具体实施例来详细理解。

(三)有益效果

根据本发明，可以提供一种能够同时确保常温下1000mpa以上的拉伸强度和500℃～ac1+30℃的温度范围60％以上的延伸率的钢板。

并且，其效果在于，可以在低于传统的热成型(hotpressforming)温度的500℃～ac1+30℃的温度范围可以成型并且在镀锌钢板或合金化镀锌钢板的成型时也能抑制微细裂纹。

因此，可优选应用于同时要求高强度和高成型性的汽车内板乃至碰撞部件等。

附图说明

图1是试片号1-1的热轧后用扫描电子显微镜(sem)拍摄微细组织的照片。

图2是试片号2-1的冷轧后用透射电子显微镜(tem)拍摄微细组织的照片。

图3是示出成型部件的示意图。

图4是试片号2-1的温成型后拍摄微细龟裂长度的照片。

最佳实施方式

下面将描述本发明的优选实施例。然而，本发明的实施例可以变形为多种不同的形态，本发明的范围并不局限于以下描述的实施例。并且，本发明的实施例是为了向本领域技术人员更完整地描述本发明而提供。

本发明的发明人为了解决传统的奥氏体高锰钢所存在的问题，如增加制造成本、点焊时因液体金属脆化导致焊接部分产生裂纹等，以及传统的热成型的较高成型温度导致的耐裂纹扩展性及点焊性变差的问题而进行了深入研究。

结果确认，通过适当地控制合金组成及制造方法来确保具有分节的碳化铁(cementite)的珠光体(pearlite)，因此强度和高温(500℃～ac1+30℃)下的延伸率优异，从而可以提供能够在低于传统的热成型(hotpressforming)温度的500℃～ac1+30℃的温度范围实施成型的钢板，并由此完成了本发明。

高温延伸特性优异的高强度钢板

以下，详细描述本发明的一方面的高温延伸特性优异的高强度钢板。

本发明一方面的高温延伸特性优异的高强度钢板以重量％计，包含：c：0.4～0.9％、cr：0.01～1.5％，p：0.03％以下(不包括0％)、s：0.01％以下(不包括0％)、n：0.01％以下(不包括0％)、sol.al：0.1％以下(不包括0％)、余量fe及不可避免的杂质，并且包含mn：2.1％以下(不包括0％)和si：1.6％以下(不包括0％)中的一种以上，微细组织以面积分数计，包含80％以上的珠光体及20％以下的铁素体，所述珠光体包含长轴的长度为200nm以下的碳化铁。

首先，详细描述本发明的合金组成。以下若无特殊说明，各元素含量的单位是重量％。

c：0.4～0.9％

碳(c)是本发明中制造热轧后具有由铁素体和碳化铁构成的珠光体微细组织的钢板所需的重要成分，一般来说，随c含量增加，能够确保更高的珠光体组织分数，c是为了确保钢的强度而添加的必要元素。

当c含量小于0.4％时，存在无法充分确保珠光体的问题。另一方面，当c含量超过0.9％时，珠光体内形成过多碳化物而降低与析出物的相间匹配性，不仅有可能降低热轧性能和常温下的延展性，还有可能急剧增加粒内强度而降低延展性。

因此，c含量可以优选为0.4～0.9％，可以进一步优选为0.5～0.65％。

cr：0.01～1.5％

cr与mn一样起到降低共析组成所需的碳含量的作用。并且，因具有助长碳化铁的形成、减少珠光体的片层间隔的特性而促进碳化铁球化。并且，微量添加也能进一步改善钢板的耐腐蚀性。

当cr含量超过1.5％时，会对机械特性造成不利影响，酸洗时降低表面氧化皮的酸洗性能。

当cr含量小于0.01％时，在热轧状态形成共析珠光体所需的c含量将增加，因c而大大降低点焊性，而且对钢板基本所需的耐腐蚀性也起不了任何影响，因此，cr含量优选为0.01％以上，进一步优选为0.05％以上。

sol.al：0.1％以下(不包括0％)

酸溶铝(sol.al)是为了钢的粒度微细化和脱酸而添加的元素，若其含量超过0.1％，当进行炼钢操作时，不仅由于形成过多夹杂物而增加热浸镀锌钢板表面发生不良的可能性，而且还会增加制造成本。

虽然不必特别限定其下限，但考虑到制造过程中不可避免地添加的程度，不包括0％。

p：0.03％以下(不包括0％)

钢中磷(p)虽然是有利于确保强度的元素，但添加过多会大大增加发生脆性断裂的可能性，增加热轧过程中发生板坯断裂等问题的可能性，成为阻碍镀覆表面特性的元素。

因此，本发明中p作为杂质而控制其上限是重要的，优选地，限制在0.03％以下。但考虑到制造过程中不可避免地添加的程度，不包括0％。

s：0.01％以下(不包括0％)

硫(s)是钢中的杂质元素，是不可避免地添加的元素，钢中s会增加发生红热脆性的可能性，因此优选地，将其含量控制在0.01％以下。但考虑到制造过程中不可避免地添加的程度，不包括0％。

n：0.01％以下(不包括0％)

氮(n)是钢中的杂质元素，是不可避免地添加的元素，优选地，将其含量控制在操作条件允许的范围0.01％以下。但考虑到制造过程中不可避免地添加的程度，不包括0％。

除了上述的成分之外，还包括mn：2.1％以下(不包括0％)及si：1.6％以下(不包括0％)中的一种以上。

mn：2.1％以下(不包括0％)

mn是与cr一样起到降低共析组成所需的碳含量的作用。并且，mn是起到抑制先共析铁素体产生的作用的元素。

当mn含量超过2.1％时，可能在冷却过程中诱发低温组织。

si：1.6％以下(不包括0％)

si除了具有固溶强化效果之外，还起到稳定珠光体组织内层状结构而抑制强度降低的作用。

当si含量超过1.6％时，可能降低延伸率，降低钢的表面及镀覆质量。

本发明的剩余成分是铁(fe)。但通常在制造过程中，可能会从原料或周围环境无意地混入杂质，并且无法排除这些杂质。这些杂质是本领域技术人员周知的，因此，在本说明书中不会具体提及它们。

其中，不仅满足上述的各元素含量，而且c、cr、mn及si含量满足以下关系式1。

关系式1：

0.7≤c+cr/2+mn/3+si/4≤3.0

(所述关系式1中各元素符号是将各元素含量以重量％表示的值，不包含的情况计算为0。)

所述关系式1是考虑到用于制造本发明所要求的共析组成及其相应的组成体系的钢的各元素的影响度而设计的。

当关系式1小于0.7时，难以确保热轧后80面积％以上的珠光体。另一方面，当该值超过3.0时，因大量合金元素的添加而可能降低延伸率，降低热成型时的耐裂纹扩展性。

本发明的钢板的微细组织以面积分数包含80％以上的珠光体和20％以下的铁素体，所述珠光体包含长轴的长度为200nm以下的碳化铁。

这是因为，当珠光体小于80％时，难以确保高强度，高温成型时延伸率将下降。

珠光体分数越高，有利于确保高强度及高温延伸率，因此不特别限定其上限，优选为珠光体单相。

珠光体包含长轴的长度为200nm以下的碳化铁，因此在温成型或退火工艺中，使所述分节的碳化铁易于球化，可以确保优异的高温延伸率及最终延展性。

其中，所述珠光体的碳化铁中基于以下关系式2的n值可以为60％以上。

关系式2：

n(％)＝nx/(nx+ny)*100

(所述关系式2中，nx表示长轴的长度为200nm以下的碳化铁的数量，ny表示长轴的长度超过200nm的碳化铁的数量。)

所述关系式2中，nx，即长轴的长度以200nm以下分节的碳化铁的数量越多，温成型或退火工艺中所述分节的碳化铁越易于球化，可以确保优异的高温延伸率及最终延展性。

因此，所述n值可以优选为60％以上，可以进一步优选为75％以上。

另外，本发明的钢板的拉伸强度可以为1000mpa以上，高温(500℃～ac1+30℃)下的延伸率可以为60％以上。

通过确保这种物理性质，能够制造出即使在低于传统的热成型温度的500℃～ac1+30℃的温度范围实施成型，成型过程中也不会发生断裂的高强度温压成型部件。

其中，所述ac1温度可以由以下关系式3定义。

关系式3：

ac1(℃)＝723-10.7*mn-16.9*ni+29.1*si+16.9*cr+290*as+6.38*w

(所述关系式3中各元素符号是将各元素含量以重量％表示的值，不包含的情况计算为0。)

并且，本发明的钢板可以在表面进一步形成镀铝层、镀锌层及合金化镀锌层中的一种。

高温延伸特性优异的高强度钢板的制造方法

下面详细描述本发明的另一方面的高温延伸特性优异的高强度钢板的制造方法。

本发明的另一方面的高温延伸特性优异的高强度钢板的制造方法包括以下步骤：将具有上述合金组成的板坯加热到1100～1300℃；在ar3+10℃～ar3+90℃的温度范围，对加热的所述板坯实施热终轧而获得热轧钢板；在550～700℃的温度范围，对所述热轧钢板实施收卷；以及以压下率40～80％，对收卷的所述热轧钢板实施冷轧而获得冷轧钢板。

板坯加热步骤

为了对具有上述合金组成的板坯实施热轧而加热到1100～1300℃。

当加热温度低于1100℃时，难以均匀处理板坯的组织及成分，当加热温度超过1300℃时，可能发生表面氧化及设备劣化的问题。

热轧步骤

在ar3+10℃～ar3+90℃的温度范围，对加热的所述板坯实施热终轧而获得热轧钢板。

当热终轧温度低于ar3+10℃时，存在铁素体和奥氏体的双相区域轧制可能性，可能对钢表层混合晶粒组织及板形状的控制方面造成困难，而且有可能导致材质不均匀。

另一方面，当热终轧温度超过ar3+90℃时，容易发生热轧材的晶粒粗大化现象。

因此，实施热终轧时，优选在ar3+10℃～ar3+90℃的温度范围即奥氏体单相区实施。通过在所述温度范围实施热终轧，由单相奥氏体晶粒构成的微细组织中能够具有更均匀的变形而增加组织内均匀性。

其中，所述ar3温度可以由以下关系式4定义。

关系式4：

ar3(℃)＝910-95*(c^0.5)-15.2*ni+44.7*si+104*v+31.5*mo-(15*mn+11*cr+20*cu-700*p-400*al-400*ti)

(所述关系式4中各元素符号是将各元素含量以重量％表示的值，不包含的情况计算为0。)

收卷步骤

在550～700℃的温度范围，对所述热轧钢板实施收卷。

当收卷温度低于550℃时，会生成低温相变组织即贝氏体或马氏体而造成热轧钢板强度的过度上升，冷轧时因过大负荷而可能发生形状不良等问题，难以获得本发明的目的即珠光体微细组织。

另一方面，当收卷温度超过700℃时，容易发生过度的热轧材晶界氧化，因此可能出现酸洗性变差的问题。

其中，为了根据需求减少冷轧之前的轧制负荷，在所述收卷步骤之后，可以进一步包括以下步骤：在200～700℃的温度范围，实施罩式退火(batchannealing)。

当罩式退火温度低于200℃时，热轧组织未充分软化而对减少轧制负荷起不了多大影响，当超过700℃时，因发生基于高温退火的珠光体分解而无法充分发挥本发明所要求的珠光体球化特性。

另外，罩式退火热处理时间不会起到多大影响，因此本发明中无需特别限定。

冷轧步骤

以压下率40～80％，对收卷的所述热轧钢板实施冷轧而获得冷轧钢板。

当所述压下率小于40％时，可能难以确保目标厚度，并且可能难以充分确保长轴的长度为200nm以下的碳化铁。对于热轧钢板，如果珠光体相变时的生长时间足够，一般具有修长形态的层状碳化铁。但是，根据热轧后的收卷工艺条件，未能获得充分的珠光体相变时间，则热轧钢板中也像图1一样出现一部分分节的形态的碳化铁，但无法充分确保分节的珠光体。因此，本发明中实施压下率40％以上的冷轧而充分确保长轴的长度为200nm以下的碳化铁。冷轧后，层状形态的碳化铁在轧制方向上延伸或分节而出现，碳化铁之间的层状距离变短。

另一方面，当压下率超过80％时，冷轧钢板边缘(edge)部产生裂纹的可能性较高，会增加冷轧的负荷。

其中，冷轧可以在常温下进行。

本发明中，冷轧后不实施特别的退火而直接实施温成型的情况下，也能确保本发明所要求的特性。

但是，为了确保更加稳定的材质特性，可以进一步包括以下步骤：在ac1-70℃～ac1+70℃的温度范围，对冷轧钢板实施连续退火或罩式退火。

通过在所述温度范围实施连续退火或罩式退火，热轧时形成的层状(lamellar)形态的碳化铁将球化成球状。碳化铁的球化热处理方法主要有在ac1温度下实施的亚临界退火(subcriticalannealing)方法和在ac1～ac3温度之间实施的临界退火(intercriticalannealing)方法两种方法。subcriticalannealing时，在层状组织内碳化铁缺陷部等中，以基于曲率半径差的浓度梯度进行球化。另一方面，亚临界退火(intercriticalannealing)时，一定分数的铁素体开始转变为奥氏体，珠光体内碳化铁粒子保持未固溶状态，即由奥氏体和未溶解碳化铁组织构成，以这种未溶解碳化铁为核而进行球化。

当退火温度低于ac1-70℃时，难以实现所需程度的碳化铁的球化，当退火温度超过ac1+70℃时，因未溶解碳化铁等，碳化铁的形态可能变得不均匀。因此优选地，在ac1-70℃～ac1+70℃的温度范围实施连续退火或罩式退火。

另外，还可进一步包括镀覆所述冷轧钢板的步骤。即使在通常的操作条件下，镀覆方法和镀覆种类也不会对材质特性造成大影响，因此不做特别限定。

例如，可以用铝、锌、铝合金、锌合金等实施镀覆，可以利用热浸镀覆法，电镀法等实施镀覆。

其中，还可进一步包括对所述镀覆的冷轧钢板实施合金化处理的步骤。与所述镀覆的步骤相同地，即使在通常的操作条件下，也不会对材质特性造成大影响，因此不做特别限定。

例如，可以在400～600℃的温度范围实施合金化处理。

温压成型部件

下面详细描述本发明另一方面的使用上述本发明的钢板制造的温压成型部件。

本发明另一方面的温压成型部件通过对上述本发明的高强度钢板实施温成型而制造，其合金组成及微细组织相同而保持不变。因此，能够确保拉伸强度1000mpa以上的高强度。但是，通过温成型，基于以下关系式2的n值将高于钢板，n值为70％以上。

关系式2：n(％)＝nx/(nx+ny)*100

(所述关系式2中，nx表示长轴的长度为200nm以下的碳化铁的数量，ny表示长轴的长度超过200nm的碳化铁的数量。)

另外，所述成型部件的表面可以进一步形成镀铝层、镀锌层或合金化镀锌层。

并且，即使在进一步形成镀锌层或合金化镀锌层的情况下，部件内微细龟裂长度还可以是10μm以下。

因在低于传统热成型温度的500℃～ac1+30℃的温度范围通过温成型制造，能够减少成型时发生的微细龟裂(microcrack)的长度。

温压成型部件的制造方法

下面详细描述本发明的另一方面的温压成型部件的制造方法。

本发明的另一方面的温压成型部件的制造方法包括以下步骤：加热通过上述高温延伸特性优异的高强度钢板的制造方法制造的钢板，然后在500℃～ac1+30℃的温度范围用压力机成型。

当所述温成型温度低于500℃时，无法使碳化铁充分球化而高温延伸特性可能不充分。另一方面，当温成型温度超过ac1+30℃时，钢板表面会产生氧化物而温成型后需要进一步实施喷丸处理(shotblast)工艺，对形成镀锌层或合金化镀锌层的钢板实施成型时，zn液相化的倾向较高，会扩散移动到基材铁晶界而最终发生微细龟裂的可能性较高。

在已知的传统热压成形(hpf：hotpressforming)或模压淬火钢(phs：presshardeningsteel)产品的热成型部件的情况下，为了获得最终微细组织为马氏体，加热炉退火温度为ac3以上的奥氏体单相区热处理是必需的，在临界冷却速度以上的冷却条件下，最终冷却组织形成为马氏体，因此耐冲击特性可能较差。

并且，因基于ac3以上的高温退火的钢板表面的镀层内熔融zn容易扩散到基材铁晶界而移动，热成型时最终发生微细龟裂的可能性非常高，难以将其长度控制在10μm以下。

如上述，本发明的钢板具有高温(500℃～ac1+30℃)下延伸率优异的特性，因此即使在低于传统热成型温度的500℃～ac1+30℃的温度范围实施成型，成型过程中也不会发生断裂而能够制造温压成型部件。

并且，无需加热到奥氏体单相区，成型后也能确保柱状珠光体而不是马氏体，因此耐冲击特性优异。

进而，即使在成型之前钢板表面进一步形成镀锌层或合金化镀锌层的情况下，也能在低于传统热成型温度的500℃～ac1+30℃的温度范围通过温成型而制造，能够减少成型时发生的微细龟裂(microcrack)的长度。

详细描述基于镀锌层或合金化镀锌层的zn的微细龟裂发生机制，一般而言，在fe-zn相图中，液相zn从包晶(peritectic)温度(约780℃)开始生成。当传统加热炉热处理温度为ac3以上时，高于所述包晶(peritectic)温度而在钢板表面的镀锌层或合金化镀锌层形成液相zn，所述zn的奥氏体晶界扩散变得容易而后续热成型时容易在成型部件的侧面部分(图2的微细龟裂观察面)发生微细龟裂，其长度也难以控制在10μm以下。

另一方面，本发明的温成型温度范围为500℃～ac1+30℃，低于所述fe-zn包晶(peritectic)温度而能够使液相及固相的zn的晶界扩散最小化，可以减少热成型后发生的微细龟裂的量和长度。

其中，以0.001/s以上的变形速度实施所述成型。

当变形速度小于0.001/s时，高温延伸率方面可能更加有利，但现场可操作性会非常低而可能降低生产率，因此优选以0.001/s以上的变形速度实施。

具体实施方式

下面将通过实施例更详细地描述本发明。然而，以下实施例只是通过示例更详细地描述本发明，而不是限制本发明的权利范围。本发明的权利范围由权利要求书中记载的事项和由此合理推导的事项所确定。

(实施例1)

在1180℃加热炉中，对具有以下表1中所示的成分组成的板坯实施1小时热处理，然后以表2中记载的条件制造冷轧钢板。以下表2中退火温度表示冷轧后退火温度，'-'表示冷轧后不进行退火。

测量制造的所述冷轧钢板的微细组织、n值、拉伸强度及高温延伸率并记载到表2中。

对于微细组织，利用扫描电子显微镜(sem)并应用硝酸浸蚀液腐蚀法后进行观察，以下表2及表3中p表示珠光体，f表示铁素体，b表示贝氏体，m表示马氏体。冷轧钢板中基于微细组织内长轴的长度的碳化铁的数量如以下图1所示分别使用扫描电子显微镜(sem)和透射电子显微镜(tem)微细组织观察照片进行了测量。

对于高温延伸率，加工高温拉伸试验用试片之后，在以下表2中记载的不同的实验温度，0.001/s的变形速度条件下，使用高温拉伸试验机分别测量三次，记载总延伸率的平均值。

以下表1中各元素含量的单位是重量％。

[表1]

[表2]

在同时满足本发明中提出的合金组成和制造条件的发明例中，微细组织以面积分数包含80％以上的珠光体和20％以下的铁素体，n值为60％以上，可以确认拉伸强度及高温拉伸延伸率优异。

另一方面，当不满足本发明提出的合金组成或制造条件时，无法充分确保珠光体，或者n值小于60％而拉伸强度或高温拉伸延伸率较差。

(实施例2)

对实施例1中制造的冷轧钢板(试片号相同)实施电镀锌，以使单面镀覆量为60g/m²，然后装入加热炉中加热，在以下表3中记载的成型温度下，用压力机进行成型及冷却而制造如图3所述的hat模样的成型部件。

将所述成型部件的拉伸强度、微细组织、n值、部件内微细龟裂长度及成型中断裂与否记载到以下表3中。但是，发生断裂的情况下，未测量拉伸强度和微细龟裂长度，仅测量了发明例的n值。

拉伸试验使用jis5号试片规格，以每分钟10mm的试验速度实施。

对于微细组织，利用扫描电子显微镜(sem)并应用硝酸浸蚀液腐蚀法后观察，成型前和成型后的微细组织相同的，用'＝'表示。

并且，对于部件内微细龟裂长度，如图4所示地对从部件和镀层界面贯通部件的微细龟裂的深度进行光学图像分析，测量10个微细龟裂的平均龟裂深度。

[表3]

在500℃～ac1+30℃的温度范围对同时满足本发明中提出的合金组成和制造条件的冷轧钢板实施成型的情况下，可以确认成型中未发生断裂，观察到的微细龟裂长度为10μm以下。

但是，即使使用同时满足本发明中提出的合金组成和制造条件的冷轧钢板，成型温度低的试片号2-5及4-3的成型部件都发生了断裂。

并且，即使使用同时满足本发明中提出的合金组成和制造条件的冷轧钢板，成型温度高的试片号5-3的成型部件中观察到的微细龟裂长度超过10μm。

当使用不满足本发明中提出的合金组成或制造条件的冷轧钢板时，与是否满足本发明中提出的成型温度无关地，成型中发生了断裂，或者微细龟裂长度超过10μm。

以上参照实施例详细描述了本发明，在不脱离权利要求书中记载的本发明的技术思想及领域的范围内，本领域技术人员能够理解可以对本发明实施多种修改及变更。