CN101960036A - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

提供适合用于离合器盘、环、离合器片等的、具备高的硬度，而且冲孔加工时的端面性状及温度上升时的平面度优良的冷轧钢板。其组成为，以质量％计，含有C：0.01～0.15％、Si：0.03％以下、Mn：0.10～0.70％、P：0.025％以下、S：0.025％以下、Al：0.01～0.05％及N：0.008％以下，并且这些成分满足(C％)+0.15×(Mn％)+0.85×(P％)≥0.21的关系，余量为Fe及不可避免的杂质；铁素体平均粒径为2～10μm，由未再结晶率为25％以上且90％以下的部分再结晶组织构成，硬度以洛氏硬度HRB计为83以上。

Description

冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合用于作为汽车用变速器的机械部件的离合器盘(clutch plates)、同步器环(synchronizer rings)、离合器片(clutch discs)等的、强度和冲孔加工性以及耐热变形性优良的冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

汽车用变速器由离合器盘、同步器环、离合器片等构成，承担着传送驱动力并吸收因摩擦而产生的热的任务。这种部件是通过将钢板冲孔为环状来制造的。变速器是将几片这种环状的盘重叠来传送扭矩的结构，作为其功能，要求耐磨耗性和盘的平面度。因此，作为原材料钢板的必要特性，要求硬度、冲孔加工时的性状(平面度及毛刺等冲孔面性状)、以及加热时的变形少即耐热变形性优良。

一直以来，作为自动变速器(以下称为AT)的离合器盘用原材料，主要使用JIS G3311中规定的机械结构用钢中的S35C冷轧钢板。该S35C冷轧钢板是通过“钢坯→热轧→酸洗→退火→冷轧”的工序制造的。S35C冷轧钢板由于含有较多的C(约0.35质量％)，因而在热轧钢板的状态下硬度高，因此为了在冷轧前进行碳化物的球化和软质化，必须进行数小时以上的长时间的退火。因此，对于要求低价格的汽车部件而言，在成本上非常不利。

专利文献1公开了一种省略冷轧前的热轧钢板的退火的技术。即，提出了耐磨耗性和冲孔加工性优良的AT离合器盘用的冷轧钢板，其通过将C为0.25质量％以下而具有软质性的热轧钢板在50％以上的轧制率下冷轧来确保所要求的硬度和表面粗糙度。但是，这种钢板存在如下问题：由于冷轧时的残留应力，冲孔加工时冲孔端面的形状显著变差，而且，在温度上升时，产生热应变，从而环状制品的平面度显著变差。

专利文献2提出了一种AT离合器盘用冷轧钢板，其中，作为改善上述冷轧后的残留应力的技术，使用辊径为300mm以上的大辊，进一步将冷轧后的钢板在轧制率约1％的轻压下实施轧制，由此降低残留应力。但是，在该方法中，由于降低了导入钢板表里的应变的差，因此冲压冲孔加工时冲孔端面的性状虽然得到改善，但由于钢板内部的残留应力没有得到释放，因此不能避免温度上升时由热应变引起的变形，环状制品的平面度显著降低的情况没有改变。

专利文献3中提出了一种与摩擦材料的粘合性优良的AT离合器盘用钢板，其通过进行酸洗等钢板表面粗糙度调整处理而优化表面粗糙度。该钢板是通过在热轧、酸洗后，优选在为了使碳化物球化而在500～800℃下退火3小时以上，接着在1％以上的轧制率下进行表面光轧或冷轧后，进行钢板表面粗糙度调整处理而得到的，但与专利文献1和专利文献2一样，没有解决由冷轧后的残留应力引起的环状制品的平面度显著降低的问题。

专利文献1：日本特开2003-277883号公报

专利文献2：日本特开2005-200712号公报

专利文献3：日本特开2004-107722号公报

发明内容

本发明顺利地解决了上述问题，其目的在于，提供适合用于离合器盘、环、离合器片等的、具备高的硬度，而且冲孔加工时的端面性状及温度上升时的平面度优良的冷轧钢板及其优选的制造方法。

以下对本发明的研究经过进行说明。

为了消除由现有的离合器盘用钢板所具有的残留应变引起的弊端，没有像以往那样以冷轧的钢板为原材料，而以冷轧后实施退火而使残留应变释放的冷轧退火板为原材料即可。但是，在通过退火而完全再结晶的情况下，不能得到必要的硬度。

这里，发明人为了解决该问题而反复进行了专心研究，结果得到如下见解：没有通过冷轧后的退火使钢组织成为完全的再结晶组织，而成为残留有一部分未再结晶组织的部分再结晶组织，由此确保了所要求的硬度，而且减轻了由残留应变引起的问题、即减轻了冲孔加工时端面性状的变差以及由温度上升时的热应变引起的平面度的变差。

即，发现在使再结晶组织和未再结晶组织共存的情况下，由于再结晶组织中没有残留轧制应变，因此该部分在冲孔加工时端面性状的变差、温度上升时平面度的变差得到减轻，而且，由于再结晶组织中残留有轧制应变，因此该部分残留应变和再结晶晶粒的微细化相互作用，能确保必要的硬度。

而且还发现，对于钢板的硬度而言，钢成分中、特别是C、Mn及P的贡献大，通过适量含有这些成分，能够稳定地得到必要的强度。

本发明是基于上述见解反复进行了各种研究而开发得到的。

本发明的主旨构成如下。

1.一种冷轧钢板，其特征在于，组成为，以质量％计，含有C：0.01～0.15％、Si：0.03％以下、Mn：0.10～0.70％、P：0.025％以下、S：0.025％以下、Al：0.01～0.05％及N：0.008％以下，并且这些成分满足下式(1)的关系，余量为Fe及不可避免的杂质；铁素体平均粒径为2～10μm，由未再结晶率为25％以上且90％以下的部分再结晶组织构成，硬度以洛氏硬度HRB计为83以上，

(C％)+0.15×(Mn％)+0.85×(P％)≥0.21  …(1)

其中，(M％)表示元素M的含量(质量％)。

2.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯在Ar₃相变点以上的终轧温度下进行热轧，在580～750℃的卷取温度下进行卷取，接着在酸洗后，以65％以上的轧制率进行冷轧，然后通过连续退火在680℃以下的温度下进行退火，所述钢坯的组成为，以质量％计，含有C：0.01～0.15％、Si：0.03％以下、Mn：0.10～0.70％、P：0.025％以下、S：0.025％以下、Al：0.01～0.05％及N：0.008％以下，并且这些成分满足下式(1)的关系，余量为Fe及不可避免的杂质，

(C％)+0.15×(Mn％)+0.85×(P％)≥0.21  …(1)

其中，(M％)表示元素M的含量(质量％)

附图说明

图1是表示C^*＝(C％)+0.15×(Mn％)+0.85×(P％)与硬度(HRB)的关系的图。

具体实施方式

首先，在本发明中，对如上限定钢板的组织的理由进行说明。

铁素体平均粒径：2～10μm

为了确保充分的硬度，需要铁素体平均粒径在适当范围内，若铁素体平均粒径超过10μm，则不能得到所要求的硬度。另一方面，若小于2μm，则硬度过度上升，冲压冲孔性降低。优选的铁素体平均粒径为4～8μm的范围。

另外，在本发明中，铁素体平均粒径通过观察钢板的轧制方向的板厚截面并根据JIS G0551(附录)中记载的切割法求出。

未再结晶率：25以上且90％以下

本发明的冷轧钢板，其最大的特征在于，由未再结晶组织和再结晶组织构成部分再结晶组织。为了确保钢板的硬度，需要含有一定量的残留有冷轧时赋予钢板的轧制应变的未再结晶晶粒。为了使冲孔加工性及耐热变形性提高，需要含有一定量的再结晶组织。即，为了兼具高的硬度、冲孔加工性及耐热变形性，未再结晶组织和再结晶组织的比例是重要的。

这里，为了通过轧制应变的效果得到所要求的硬度，需要使未再结晶率为25％以上。但是，未再结晶率若超过90％，则再结晶晶粒显著减少，冲孔加工性变差，并且残留应力变得过大，平面度也变差，因此使未再结晶率为90％以下。更优选为40％以上且80％以下的范围。

另外，未再结晶率可以如下得到：通过观察钢板的轧制方向的板厚，求出未再结晶组织占组织整体的比例(面积率)，并将其作为未再结晶率。

接着，在本发明中，对如上限定钢板的成分组成的理由进行论述。另外，关于成分的“％”，只要没有特殊说明则表示质量％。

C：0.01～0.15％

从冷轧钢板的硬度及耐磨耗性的观点出发C是重要的元素，若C量增高则硬度及耐磨耗性都上升。因此，为了得到所要求的硬度及耐磨耗性，使C量为0.01％以上。另一方面，若C量超过0.15％则冲孔加工性变差。另外，冲孔加工时表里的变形应变差别增大，而且，升温时由热应变引起的变形增大，因此冲孔材料的平面度变差。因此，C量限定在0.01～0.15％的范围内。优选的C量为0.05～0.15％的范围，更优选0.10～0.15％的范围。

Si：0.03％以下

若Si量超过0.03％，则热轧钢板的表面容易产生由锈皮引起的缺陷，而且，即使在热轧后进行酸洗，也难以完全除去锈皮。因此，热轧钢板表面上容易产生由锈皮引起的缺陷，使钢板的表面状态变差，其结果是，给冷轧后的退火结束后的钢板的表面性状带来不良影响。因此，将Si量限定在0.03％以下。优选为0.02％以下，也可以是0％。另外，在现有的精炼技术中，伴随着显著的炼钢成本的上升，Si量的下限为约0.005％。

Mn：0.10～0.70％

Mn将钢中作为杂质存在的S以析出物(MnS)的形式固定，是具有降低由S引起的不良影响的作用的元素。为了得到该效果，需要使Mn量为0.10％以上。另一方面，若Mn量超过0.70％，则钢板的硬度过度上升，导致冲孔加工性的降低。这是因为Mn固溶强化而使钢强化。另外，若Mn量超过0.70％，则热轧钢板的表面上产生由锈皮引起的缺陷，而且，即使在热轧后进行酸洗，仍难以完全除去锈皮。其结果是，给冷轧后的退火结束后的钢板的表面性状带来不良影响，不能得到所要求的表面粗糙度。因此，将Mn量限定在0.10～0.70％的范围内。另外，Mn量优选为0.50％以下，进一步优选的Mn量为0.20～0.50％的范围。

P：0.025％以下

P是通过固溶强化来强化钢的元素。但是，若P量超过0.025％，则成为产生钢坯裂纹、钢板的表面缺陷的原因。而且，导致钢的硬度的显著上升，冲孔加工性变差。因此，P量限定为0.025％以下。优选的P量为0.023％以下。另外，在P量小于0.01％的情况下，其对于强化的效果不足，因此优选为0.01％以上。

S：0.025％以下

S是在钢中作为杂质存在的元素。特别是若含有超过0.025％的S，则形成粗大的夹杂物，夹杂物成为起点并成为加工裂纹的原因，从而导致冲孔加工性的显著降低。另外，S给热轧钢板的锈皮剥离性带来影响，若S量超过0.025％，则酸洗后的表面性状变差，其结果是，冷轧后的退火结束后的钢板的表面粗糙度变得粗糙。因此，S量限制在0.025％以下。优选为0.020％以下。

Al：0.01～0.05％

Al是为了钢的脱氧而含有的元素。若Al量小于0.01％，则不能得到充分的脱氧效果。另一方面，即使Al量超过0.05％，脱氧效果饱和。因此，Al量限制在0.01～0.05％的范围内。优选的Al量为0.03～0.05％的范围。

N：0.008％以下

N是在钢中作为杂质存在的元素，若N量超过0.008％，则钢板过度硬化而使冲孔加工性降低。因此，N量限制在0.008％以下。优选为0.005％以下。

以上，对必需成分进行了说明，但在本发明中，各成分若仅满足上述的组成范围则并不充分，特别是对于C、Mn、P而言，需要满足下式(1)。

C^*＝(C％)+0.15×(Mn％)+0.85×(P％)≥0.21  …(1)

在本发明中，对钢板的硬度影响较大的元素为C、Mn及P，该C^*在本发明的钢板中为硬度的指标。关于C^*的限定理由，使用基于后述的实施例1制成的图1进行说明。C^*和硬度(HRB)之间具有如图1所示的比例关系，C^*的值为0.21以上时，硬度达到所要求的83HRB以上。因此，在本发明中，使C^*满足上述式(1)的条件。

在本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。但是，只要是在不损害本发明的效果的范围内，则并不拒绝含有上述以外的成分。

下面，对在本发明中如上限定钢板的硬度及表面粗糙度的理由进行论述。

硬度(HRB)：83以上

变速器为重叠几片将钢板冲孔为环状的盘来传送扭矩的结构。因此，所使用的钢板要求耐磨耗性，并要求能够确保耐磨耗性的硬度(HRB)为83以上。硬度小于83HRB时，产生耐磨耗性降低的问题，因此需要使硬度为83HRB以上。另外，若硬度超过95HRB，则产生冲孔形状不良、或在冲孔时钢板产生裂纹、断裂，因此优选使硬度为95HRB以下。

另外，为了提高耐磨耗性，优选表面粗糙度小，在本发明的钢板中，优选使表面粗糙度以算术平均粗糙度Ra计为0.3μm以下。另外，作为在不使制造成本显著上升的范围内所能够实现的表面粗糙度的下限值，在现有技术水平下为约0.1μm。

下面，对本发明的冷轧钢板的制造方法进行说明。

将具有上述成分组成的钢坯在Ar₃相变点以上的终轧温度下进行热轧，在580～750℃的卷取温度下进行卷取，然后将该热轧钢板酸洗，接着以65％以上的轧制率进行冷轧，然后在连续退火炉中在680℃以下的温度下进行退火。

关于钢坯的制造方法，没有特殊限制，根据通常的方法制造即可。钢坯的熔炼和铸造，从生产效率及钢坯品质的观点出发，优选使用转炉及连续铸造机来进行。

从热轧钢板的品质及热轧的效率等方面出发，热轧需要使终轧温度在Ar₃相变点以上。终轧温度低于Ar₃相变点时，热轧钢板中的铁素体相变得到促进，产生在表层形成粗大晶粒、硬度降低的问题。之后的卷取需要使卷取温度在580～750℃的范围内。若卷取温度低于580℃，则晶粒过度微细化，并且由于冷却应变，热轧钢板硬质化而阻碍冷轧性。另一方面，在卷取温度超过750℃的情况下，卷取后铁素体平均粒径粗大化，并过度地促进钢板表面的锈皮生成，表面性状变差，表面粗糙度显著变差。优选的卷取温度为600～720℃的范围。另外，Ar₃相变点能够通过使用了差示热膨胀计等的热膨胀测定求出。

热轧钢板根据常用方法进行酸洗，除去钢板表面的锈皮，然后提供给冷轧。冷轧的轧制率需要设为65％以上。这是在冷轧后实施的退火中使铁素体晶粒微细来提高硬度、并减小表面粗糙度所需要的。另一方面，轧制率的上限没有特殊规定，但在超过85％的高轧制率下进行了冷轧的情况下，可能导致轧制后的钢板的形状不良、板厚精度降低、由冷轧机的轧制负荷变得过大引起的生产率的降低等。因此，轧制率优选为85％以下。

实施了冷轧的钢板通过连续退火炉实施退火。在本发明中，冷轧后在再结晶结束温度以下进行退火是特别重要的。退火温度若超过再结晶结束温度，则退火后的组织几乎100％成为再结晶组织，因此冷轧时导入的轧制应变消失。因此，不能得到所要求的高硬度。因此，通过使退火温度为再结晶结束温度以下，能够制成混合了未再结晶晶粒和再结晶晶粒的部分再结晶组织。

在本发明的方法中，未再结晶率的比率是由退火温度决定的，通过使退火温度为680℃以下，能够使未再结晶率达到25％以上。退火温度的下限没有特殊限定，但从连续炉的温度及气氛气的控制性和生产率的观点出发，优选设为500℃以上。另外，退火后的冷却速度没有特殊限定，但优选为约5℃/s～约25℃/s。而且，在该冷却的中途，在320～420℃的温度范围内实施保温处理在如下方面是有利的：钢板的形状稳定性方面；在实施表面光轧的情况下通过表面光轧调整表面粗糙度的方面。

另外，未再结晶率可以通过退火温度来适当调节。未再结晶率和退火温度之间的关系，例如，预先求出如下求出的表观未再结晶率与得到该未再结晶率的退火温度之间的关系，然后基于该关系，调节至得到所要求的未再结晶率的退火温度即可。

(表观未再结晶率)＝(HRB(P)-HRB(S))/(HRB(H)-HRB(S))×100(％)

其中，

HRB(P)：在预定温度下进行退火后的钢板的洛氏硬度(B级)

HRB(S)：在完全成为再结晶组织的温度下进行退火后的钢板的洛氏硬度(B级)

HRB(H)：在完全没有引起再结晶的温度下进行退火后的洛氏硬度(B级)

另外，在计算上述的表观未再结晶率时，为了排除由退火后的冷却条件引起的硬度变化，优选将冷轧后的钢板退火后进行水淬火，然后测定钢板的硬度，进而求出表观未再结晶率。

另外，也可以预先求出如上求得的表观未再结晶率与钢板硬度的关系，基于该关系，由退火后的钢板的硬度求出表观未再结晶率，从而推测钢板的未再结晶率。

也可以通过表面光轧在轻压下对退火后的冷轧钢板进行轧制。这是为了调整表面粗糙度并进一步改善硬度。例如，为了得到优选的表面粗糙度Ra≤0.3μm，优选使轧制率以伸长率计为2％以上。另外，轧制率的上限没有特殊限制，但在过高的轧制率下，钢板的形状产生偏差。另外，若考虑进行表面光轧的轧机的能力，则优选使轧制率以伸长率计为5％以下。

实施例

实施例1

将具有表1所示成分组成的钢坯加热至1200℃后，使终轧温度为Ar₃相变点以上进行热轧，接着在输出辊道上进行冷却并在600℃下卷取，使热轧钢板的板厚为5mm。接着，通过酸洗除去锈皮后，在70％的轧制率下进行冷轧，制成板厚1.5mm的冷轧钢板。将该冷轧钢板脱脂后，通过连续退火炉在650℃下进行退火。退火时间为1分钟。退火后，以10℃/s的速度将钢板冷却，然后在320～420℃下保温2.5分钟后冷却至室温。然后，通过表面光轧生产线，以3.0％的轧制率(伸长率)在轻压下进行轧制。

对如此得到的钢板的铁素体平均粒径、未再结晶率、表面粗糙度、硬度、冲孔加工性及耐热变形性进行调查，并将结果同时一同记于表1。

另外，通过如下示出的方法对各调查项目进行测定。

铁素体平均粒径

从钢板上切下试样(轧制方向的板厚截面)并研磨后，使铁素体结晶晶界出现，通过电子显微镜在800倍的倍率下观察并拍摄照片，然后根据钢的铁素体粒度试验方法(JIS G 0552(1998))求出，其中，上述钢由由JIS G 0551(附录)中记载的切割法得到。

未再结晶率

未再结晶率，与计算铁素体平均粒径时同样地，在800倍下观察轧制方向的板厚截面，求出未再结晶组织的面积率，并以其作为未再结晶率。

表面粗糙度

根据JIS B0601中规定的测定方法求出算术平均粗糙度Ra。

硬度(HRB)

从钢板上切下20×60mm大小的试样，根据JIS Z 2245中规定的洛氏硬度试验方法进行测定。在B级下对10个点进行测定，并以其平均值作为硬度(HRB)。

冲孔加工性

利用冲压式的冲孔机，在冲孔尺寸：内径140mm×外径160mm、间距：板厚的10％(板厚1.5mm)的条件下，制作冲孔后的环状试验片，然后通过倍率为10～20倍的光学显微镜观察钢板轧制截面处的冲孔端面，并根据以下的标准进行评价。

良好(○)：没有在冲孔端面上发现断裂、孔穴，没有产生毛刺、极端的塌边。

不良(×)：在冲孔端面上发现断裂、孔穴，或产生毛刺。

耐热变形性

在300℃下，将与评价冲孔加工性的试验片相同的环状试验片加热30分钟后，以空冷至室温时试验片的翘曲量进行评价。若翘曲量为0.1mm以下，则认为良好。

另外，翘曲量的测定如下进行。通过#800以上的金刚砂纸对加热/空冷后的试验材料的双面进行研磨，然后放置在平台上，使用接触式的高度游标卡尺测定圆周方向10个位置的高度，求出与通过千分尺测定的同一位置的板厚的差，并将其最大值作为翘曲量。

如表1所示，发明钢均能够得到所要求的铁素体平均粒径、未再结晶率、表面粗糙度，因而确认了硬度(HRB)、冲孔加工性及耐热变形性优良。

实施例2

将具有表2所示成分组成的钢坯加热至1250℃后，在表3所示的终轧温度下进行热轧，在输出辊道上冷却并在650℃下卷取。使热轧钢板的板厚为3～10mm。接着，通过酸洗除去锈皮后，在50～80％范围的轧制率下进行冷轧，制成板厚1.5mm的冷轧钢板。将该冷轧钢板脱脂后，通过连续退火炉进行退火。退火温度设为680℃以下的各种温度，退火时间设为1分钟。退火后，将钢板以10℃/s的速度冷却后，在320～420℃的温度范围内保温2.5分钟，然后冷却至室温。然后，通过表面光轧生产线，以0～3.5％范围的轧制率(伸长率)在轻压下进行轧制。

另外，表2所示的Ar₃相变点如下测定：从各钢坯上裁取试验片，在1250℃下加热保持30分钟后，以1℃/秒的冷却速度进行冷却，再通过差示热膨胀计进行测定。

对如此得到的钢板的铁素体平均粒径、未再结晶率、表面粗糙度、硬度(HRB)、冲孔加工性及耐热变形性进行调查，并将结果一同记于表3。

如表3所示，作为发明钢的钢种类A、I及J，当热轧时的终轧温度、冷轧时的轧制率、退火温度及表面光轧时的轧制率(伸长率)均在适当范围内时，能够得到所要求的铁素体平均粒径、未再结晶率及表面粗糙度，能够确认可以得到优良的硬度(HRB)、冲孔加工性及耐热变形性。

与此相对，比较钢的钢种类B～H，即使热轧时的终轧温度、冷轧时的轧制率、退火温度均在适当范围内，铁素体平均粒径、未再结晶率及表面粗糙度也均在适当范围以外，其结果是不能得到本发明所期待的良好的硬度(HRB)、冲孔加工性及耐热变形性。

另外，在实施例1、2中，如下求出了表观未再结晶率，并得到了与如上求出的表观未再结晶率相同的结果。

(表观未再结晶率)＝((HRB(P))-(HRB(S))’)/((HRB(H))-(HRB(S))’)×100(％)

其中，

(HRB(P))’：具有部分再结晶组织的钢板的洛氏硬度(B级)

(HRB(S))’：完全成为再结晶组织的钢板的洛氏硬度(B级)

(HRB(H))’：完全不含有再结晶组织的钢板的洛氏硬度(B级)

另外，(HRB(S))’和(HRB(H))’如下计算。在580℃和780℃下将退火前的冷却钢板加热100秒以下的时间，然后进行水淬火，对各试样进行硬度(HRB)测定和组织观察。对于加热温度为580℃的试样而言，在确认完全不含有再结晶组织后进行硬度(HRB)测定，并将其作为(HRB(H))’。另一方面，对于加热温度为780℃的试样而言，在确认完全成为再结晶组织后进行硬度(HRB)测定，并将其作为(HRB(S))’。

产业上的利用可能性

根据本发明，在调整了钢成分后，使钢组织成为部分再结晶组织，由此能够得到适合用于以离合器盘为代表的汽车用变速器的构成部件的、高强度(高硬度)且冲孔加工性及耐热变形性优良的冷轧钢板。根据本发明，冷轧后的退火可以为小于1小时的较短时间，而且能够通过生产效率极高的连续退火炉来进行，因此本发明的冷轧钢板能够不导致较大的成本上升地进行制造，因此优选用于价格竞争激烈的汽车部件。

Claims (2)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，组成为，以质量％计，含有C：0.01～0.15％、Si：0.03％以下、Mn：0.10～0.70％、P：0.025％以下、S：0.025％以下、Al：0.01～0.05％及N：0.008％以下，并且这些成分满足下式(1)的关系，余量为Fe及不可避免的杂质；铁素体平均粒径为2～10μm，由未再结晶率为25％以上且90％以下的部分再结晶组织构成，硬度以洛氏硬度HRB计为83以上，

(C％)+0.15×(Mn％)+0.85×(P％)≥0.21  …(1)

其中，(M％)表示元素M的含量(质量％)。

2.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯在Ar₃相变点以上的终轧温度下进行热轧，在580～750℃的卷取温度下进行卷取，接着在酸洗后，以65％以上的轧制率进行冷轧，然后通过连续退火在680℃以下的温度下进行退火，所述钢坯的组成为，以质量％计，含有C：0.01～0.15％、Si：0.03％以下、Mn：0.10～0.70％、P：0.025％以下、S：0.025％以下、Al：0.01～0.05％及N：0.008％以下，并且这些成分满足下式(1)的关系，余量为Fe及不可避免的杂质，

(C％)+0.15×(Mn％)+0.85×(P％)≥0.21  …(1)

其中，(M％)表示元素M的含量(质量％)。