CN102105614B - 冷轧钢板及其制造方法以及背光源底座 - Google Patents

冷轧钢板及其制造方法以及背光源底座 Download PDF

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Abstract

通过谋求含有成分及r值的优化，提供具备优良的加工性及形状固定性的冷轧钢板及其制造方法、以及背光源底座。所述冷轧钢板的特征在于，含有C：0.0010～0.0030％、Si：0.05％以下、Mn：0.1～0.3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.02～0.10％、N：0.005％以下及Nb：0.010～0.030％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，轧制方向和轧制直角方向的r值均在1.0～1.6的范围内，轧制方向、轧制45°方向及轧制直角方向的延伸率的平均值E1m为40％以上。其中，E1m＝(E1L+2×E1D+E1C)/4，E1L：轧制方向的延伸率，E1D：轧制45°方向的延伸率，E1C：轧制直角方向的延伸率。

Description

冷轧钢板及其制造方法以及背光源底座
技术领域
本发明涉及加工性及平面度优良的冷轧钢板及其制造方法，而且，涉及使用了上述冷轧钢板的背光源底座。
背景技术
近年来，随着液晶电视的大型化，液晶电视的背光源底座也变得大型化。在此，背光源底座是指设置于液晶电视用背光源的背面侧的、用于从背面支撑液晶面板及上述背光源的部件。该背光源底座要求用于支撑光源的刚性、用于使光源不碰撞液晶部、不破裂的平面度、以及没有结块感(べコつき感)，并且，为了实现电视的薄型化和原材料费用的削减，期望进行薄壁化。
但是，随着上述背光源底座的大型化、薄壁化，关于刚性和平面度等的问题变得显著。为了确保上述刚性，认为对上述背光源底座的平板面实施拉伸成型、并形成加强筋的方法是有效的，但可知如果对平板面进行加工，则平面度变差、或结块感增大等问题重新出现。这种背光源底座的平面度的变差等，是由于冲压成型时的形状固定性差而产生的现象，因此背光源底座所使用的钢板要求加工性，而且要求形状固定性。但是，就一直以来使用的钢板而言，虽然具有一定的加工性，但存在无法具有充分的形状固定性的问题。
作为具有上述的形状固定性的钢板，可以列举例如专利文献1所公开的钢板，其通过如下方法制造：抑制集合组织，并使轧制方向或轧制直角方向的r值中的至少1个为0.7以下，由此减小弯曲加工时的回弹量。此外，可以列举例如专利文献2所公开的钢板，其通过控制局部延伸率、均匀延伸率的各向异性，来抑制弯曲加工时的回弹和壁弯曲。另外，还可以列举如专利文献3所公开的铁素体系薄钢板，其通过使{100}面与{111}面的X射线衍射强度比为1.0以上，从而能够抑制弯曲加工时的回弹。
但是，专利文献1、2及3的钢板，虽然均在弯曲加工时具有一定的形状固定性，但例如在拉伸加工这种需要高延展性的加工的情况下，存在无法得到充分的形状固定性的问题，而且，存在形状固定性增高、而钢板的刚性、加工性变差的问题。
专利文献1：日本专利第3532138号公报
专利文献2：日本特开2004-183057号公报
专利文献3：国际公开第2000/6791号小册子
发明内容
本发明的目的在于，通过谋求含有成分和r值的优化，提供具备优良的加工性和形状固定性的冷轧钢板及其制造方法、以及背光源底座。
本发明人为得到能够解决上述问题的冷轧钢板及背光源底座而进行了专心研究，结果发现：将以质量％计，含有C：0.0010～0.0030％、Si：0.05％以下、Mn：0.1～0.3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.02～0.10％、N：0.005％以下及Nb：0.010～0.030％的钢作为原材，使制造条件、特别是退火条件最优化，由此，能够得到具有优良的加工性、轧制方向和轧制直角方向的r值均在1.0～1.6的范围内、形状固定性也优良的冷轧钢板及背光源底座。
本发明基于上述见解而完成，因此其主旨构成如下。
(1)一种冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.0010～0.0030％、Si：0.05％以下、Mn：0.1～0.3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.02～0.10％、N：0.005％以下及Nb：0.010～0.030％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，轧制方向和轧制直角方向的r值均在1.0～1.6的范围内，轧制方向、轧制45°方向及轧制直角方向的延伸率的平均值E1m为40％以上，其中，
E1m＝(E1L+2×E1D+E1C)/4、
E1L：轧制方向的延伸率、
E1D：轧制45°方向的延伸率、
E1C：轧制直角方向的延伸率。
(2)如上述(1)所述的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板以质量％计，还含有B：0.0003～0.0015％。
(3)如上述(1)所述的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板以质量％计，还含有Ti：0.005～0.020％及B：0.0003～0.0015％。
(4)一种液晶电视用背光源底座，其特征在于，使用上述(1)、(2)或(3)所述的冷轧钢板通过预定的加工而制造。
(5)一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具备如下工序：在1200℃以上加热具有上述(1)、(2)或(3)所述的成分组成的钢坯，之后，实施在870～950℃下使终轧结束的热轧，从而制成热轧板；将所述热轧板在450～750℃下卷取后，实施酸洗，之后，以55～80％的轧制率实施冷轧，从而制成冷轧板；以及退火工序，以1～30℃/秒的速度在600℃至预定的均热温度的温度范围内加热，在所述预定的均热温度下进行30～200秒的均热保持后，使至600℃为止的平均冷却速度为3℃/秒以上进行冷却，并且，在将冷轧时的轧制率记为R、将钢坯中的Nb含量记为n时，所述预定的均热温度在(800-R+500×n)～(800+1000×n)℃的范围内，其中，R以％计，n的单位为质量％。
发明效果
根据本发明，与现有的冷轧钢板相比，能够提供具有优良的加工性及形状固定性的冷轧钢板及其制造方法，而且，能够提供具有优良的加工性及形状固定性的背光源底座。
附图说明
图1是模式地表示模拟了32V型水平的液晶电视用的背光源底座形状的、实施了冲压加工的本发明的冷轧钢板的平面图。
图2是表示对于冷轧钢板而言，轧制方向及轧制直角方向的r值给平面度评分带来的影响的曲线图。
图3是表示对于冷轧钢板而言，使冷轧率为70％(一定值)、使Nb量和均热温度变化时，r值及平均延伸率E1m的优劣结果的曲线图。
图4是表示对于冷轧钢板而言，使Nb量为0.020％(一定值)、使冷轧率和均热温度变化时，r值及平均延伸率E1m的优劣结果的曲线图。
图5是表示对于实施例的供试体1～26而言，将(800-R+500×n)的值记为A、将(800+1000×n)的值记为B时，r值相对于(均热温度-A)/(B-A)的关系的曲线图。
图6是表示对于实施例的供试体1～26而言，将(800-R+500×n)的值记为A、将(800+1000×n)的值记为B时，延伸率的平均值(％)相对于(均热温度-A)/(B-A)的关系的曲线图。
具体实施方式
以下，对本发明的详细内容和限定理由进行说明。
本发明的冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.0010～0.0030％、Si：0.05％以下、Mn：0.1～0.3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.02～0.10％、N：0.005％以下及Nb：0.010～0.030％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，轧制方向和轧制直角方向的r值均在1.0～1.6的范围内。
C：0.0010～0.0030％
本发明的冷轧钢板含有C。C是用于控制r值及提高加工性所必需的成分。在此，C与后述的Nb形成微细的碳化物，抑制冷轧后的退火过程中的铁素体的晶粒生长，并控制铁素体的集合组织，从而能够控制本发明的钢板的r值。
另外，使C含量在0.0010～0.0030％的范围内是因为：C含量小于0.0010％时，由于上述铁素体发生晶粒生长，因此难以将r值控制在较低水平，不能得到所要求的形状固定性；另一方面，如果C含量超过0.0030％，则固溶C残留在热轧后的上述钢板中，冷轧时促进剪切应力向晶粒内导入，结果是存在退火后的r值显著降低的问题，而且，由于固溶C或碳化物的增大，因此上述钢板硬质化，结果是延伸率降低，并导致加工性变差。
而且，本发明的冷轧钢板如上所述，使用C含量为0.0010～0.0030％的极低碳钢板，因此在抑制因薄壁化而容易变得明显的背光源底座成型时的褶皱产生方面，比C含量更高的钢板有利。即，屈服延伸率越大的钢板，在伴随薄壁化的上述背光源底座成型时特别容易产生褶皱，而本发明的钢板实现了C含量的优化，能够使固溶C量降低，因此耐时效性优良，能够抑制屈服延伸率的产生。
Si：0.05％以下
另外，本发明的冷轧钢板的Si含量需要为0.05％以下。如果Si含量超过0.05％，则由于硬质化过度因而加工性变差，而且退火时生成Si氧化物，镀敷性可能降低。而且，如果Si的含量高，则热轧时钢由奥氏体相变为铁素体的温度上升，因而在奥氏体区域难以使轧制结束。因此，需要使Si含量为0.05％以下，优选尽量降低其含量。
Mn：0.1～0.3％
另外，本发明的冷轧钢板含有Mn。Mn与上述钢板中的S反应形成MnS，其是为防止由后述的S引起的热裂等问题所必需的成分。
在此，使Mn的含量为0.1～0.3％是由于：如果Mn含量小于0.1％则不能充分防止由上述S引起的问题；另一方面，如果Mn含量超过0.3％则Mn过多，因此可能存在钢板硬质化而加工性变差的问题、或抑制退火时的铁素体的再结晶化。另外，更优选使Mn含量为0.2％以下。
P：0.05％以下
另外，在本发明的冷轧钢板中，使P的含量为0.05％以下是因为：如果P含量超过0.05％，则P偏析，因此可能使上述钢板的延展性或韧性变差。另外，由于相同的理由而优选使P含量为0.03％以下，优选尽量降低其含量。
S：0.02％以下
如果大量含有S，则上述钢板的延展性显著降低，热轧及冷轧时产生裂纹，可能使表面形状显著变差。而且，由于S对上述钢板的强度几乎没有帮助，且存在作为杂质元素形成粗大的MnS而使延伸率降低的问题，因此需要使S的含量为0.02％以下，优选尽量降低其含量。如果超过0.02％，则存在上述问题显著发生的倾向。
Al：0.02～0.10％
另外，本发明的冷轧钢板含有Al。Al与后述的N反应，以氮化物的形式使N固定化，因此是用于抑制由固溶N引起的时效硬化所必需的成分。
在此，使Al的含量为0.02～0.10％是因为：如果Al含量小于0.02％则不能与上述N反应而抑制时效硬化；另一方面，如果Al含量超过0.10％，则在热轧时钢由奥氏体相变为铁素体的温度上升，因此在奥氏体区域难以使热轧结束。
N：0.005％以下
N的含量需要为0.005％以下，优选尽量降低其含量。这是因为：如果N含量超过0.005％，则在热轧中伴随着钢坯破裂，可能产生表面缺陷，而且，在冷轧后及退火后以固溶N的形式存在的情况下，可能引起时效硬化。
Nb：0.010～0.030％
此外，本发明的冷轧钢板含有Nb。在此，Nb与上述C相同，是用于控制r值及提高加工性所必需的成分，与上述C形成微细的碳化物，抑制冷轧后的退火过程中的铁素体的晶粒生长，并控制铁素体的集合组织，从而能够控制本发明钢板的r值。
在此，使Nb的含量为0.010～0.030％是因为：如果Nb含量小于0.010％则上述铁素体发生晶粒生长，因此难以将r值控制在较低水平，不能得到所要求的形状固定性；另一方面，如果Nb含量超过0.030％，则由于Nb的碳氮化物或固溶Nb的增大，因此上述钢板硬质化，结果是延伸率降低，并导致加工性变差。另外，Nb量进一步优选为0.020％以下。
另外，本发明的冷轧钢板，优选以质量％计，还含有B：0.0003～0.0015％，或者还含有Ti：0.005～0.02％及B：0.0003～0.0015％。B：0.0003～0.0015％
B在热轧中，以固溶B的形式存在并抑制奥氏体的再结晶，由此在终轧后的冷却时，促进未再结晶奥氏体相变为铁素体，使有利于低r值化的集合组织生长，能够抑制冷轧、退火后的轧制方向及轧制直角方向的r值的上升。在此，如果B的含量小于0.0003％，则不能发挥上述效果，如果超过0.0015％，则不仅效果饱和，而且导致由再结晶抑制引起的轧制载荷的增大。
Ti：0.005～0.02％及B：0.0003～0.0015％
而且，B以固溶B的形式存在于冷轧后的钢板中的情况下，在冷轧后的退火过程中，能够抑制上述铁素体的晶粒生长，并将r值控制在较低水平。为了得到这种冷轧后的退火过程中的B的效果，在添加了Ti：0.005～0.02％的基础上，还需要添加B：0.0003～0.0015％。这是因为：没有添加Ti时，在热轧后的卷取阶段，B容易形成氮化物，而难以充分地确保固溶B。在此，Ti与上述N结合而形成氮化物，使固溶N减少，因此抑制添加了B时的B的氮化物形成，起到使添加的B作为固溶B而有效利用的效果。
另外，使Ti的含量为0.005～0.02％的范围是因为：如果Ti含量小于0.005％，则不能充分发挥使上述固溶N减少的效果；另一方面，如果Ti含量超过0.02％，则与C结合而形成碳化物，抑制上述Nb的微细碳化物的生成，结果可能无法将r值控制在较低水平。
另外，使添加了Ti时的B的含量为0.0003～0.0015％的范围是因为：如果Ti含量小于0.0003％，则不能充分发挥抑制上述冷轧后的退火过程中的铁素体晶粒生长的效果；另一方面，如果超过0.0015％，则上述铁素体的晶粒生长的抑制效果变得过大，结果可能无法控制铁素体的集合组织。
但是，在仅得到上述的热轧阶段中的固溶B的效果方面，不需要特别添加Ti，另外，即使添加Ti其效果也不会发生变化。
另外，本发明的冷轧钢板的上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。在此，不可避免的杂质是指上述钢板中含有的例如Cr、Ni或Cu等微量元素。
本发明人通过谋求含有成分及r值的优化，进行了具备优良的加工性及形状固定性的冷轧钢板的研究。
其结果发现：通过谋求上述含有成分(C、Si、Mn、P、S、Al、N及Nb)的含量的优化，并使轧制方向和轧制直角方向的r值均在1.0～1.6的范围内，能够得到具备优良的加工性、并且在形状固定性方面确保作为用于背光源底座的充分的平面度的、优良的冷轧钢板。
以下，示出本发明人研究的r值与成形为背光源底座形状时的平面度间的关系。
以将短边侧作为轧制方向的方式，将在具有本发明的成分组成的冷轧钢板上实施了锌系电镀的板厚0.8mm的电镀钢板裁切为图1所示的尺寸，之后，使4边的各10mm的边缘直立成90°，并且以与边缘直立侧相反的面凸起的方式进行冲压加工，赋予图1所示的20mm×700mm且高5mm的1根加强筋和20mm×150mm且高5mm的2根加强筋，由此模拟32V液晶电视用的背光源底座形状。使冲压后的板的边缘直立侧向下而放置在平板上，根据浮起的状态对平面度进行评价。然后，将几乎没有浮起、平面度优良的底座评为评分3；将确认约数mm部分地浮起的底座评为评分2；将部件整体大幅翘曲的底座评为评分1。图2表示轧制方向和轧制直角方向的r值给平面度评分带来的影响。可知通过使r值在本发明的1.0～1.6的范围内，能够确保平面度。
由此，通过使轧制方向和轧制直角方向的r值在1.6以下的范围，在对钢板实施加工时，能够在某种程度上抑制上述钢板材料流入加工部(例如，弯曲加工时的角部等)，结果是具有优良的形状固定性，并能够确保平面度；通过使r值的下限为1.0，由于与板宽方向的变形相比板厚方向的变形增大得到抑制，因此能够抑制伴随上述加工部的板厚减小的刚性降低，确保一定的加工性，并具有高的平面度。
另外，本发明的冷轧钢板需要使下式所表示的轧制方向、轧制45°方向及轧制直角方向的延伸率的平均值E1m为40％以上。
E1m＝(E1L+2×E1D+E1C)/4
E1L：轧制方向的延伸率
E1D：轧制45°方向的延伸率
E1C：轧制直角方向的延伸率
在此，使上述延伸率的平均值为40％以上是因为：如果延伸率小于40％，则确保背光源底座的刚性所需要的拉伸成型变得困难。
另外，通过对本发明的冷轧钢板实施预定的加工，例如弯曲加工、拉伸加工等，能够得到加工性及形状固定性优良的液晶电视用背光源底座。如果使用该背光源底座，则在具有良好的平面度、结块感减少的方面是有效的。另外，本申请发明的冷轧钢板适合作为背光源底座使用，但并不限定为该用途。
另外，本发明的冷轧钢板的制造方法，具备如下工序：在1200℃以上加热具有上述成分组成的钢坯，之后，实施在870～950℃下使终轧结束的热轧，从而制成热轧板；将该热轧板在450～750℃下卷取后，实施酸洗，之后，以55～80％的轧制率实施冷轧，从而制成冷轧板；以及退火工序，以1～30℃/秒的速度在600℃至预定的均热温度的温度范围内加热，在上述预定的均热温度下进行30～200秒的均热保持后，使至600℃为止的平均冷却速度为3℃/秒以上进行冷却。
在此，在形成上述热轧板的工序中，使上述钢坯的加热温度为1200℃以上是因为：在进行热轧时，需要在加热中使Nb的碳化物暂时固溶、并在卷取后微细析出，为了使上述Nb的碳化物固溶，需要1200℃以上的温度。另外，使上述终轧的结束温度在870～950℃的范围内。如果终轧的结束温度低于870℃，则存在上述热轧板的组织处于铁素体区域的状态时终轧结束的情况，由于在终轧途中由奥氏体区域变为铁素体区域，因此轧制载荷急剧降低，轧机的载荷控制变得困难，可能引起断裂等。另外，如果以铁素体区域从终轧输入侧进行通板则能够避免断裂的危险，但由于轧制温度降低，上述热轧板的组织变为未再结晶铁素体，存在冷轧时的载荷增大的问题。另一方面，如果高于950℃，则奥氏体的晶粒粗大化，之后，相变的铁素体的晶粒粗大化，从而冷轧时的结晶旋转(Crystal rotation)变得不充分，结果是铁素体的集合组织的生长受到抑制，r值降低。
而且，在上述冷轧板的形成工序中，使上述卷取温度为450～750℃是因为：如果温度低于450℃，则生成针状铁素体，因此钢板硬质化，可能在之后的冷轧时带来不良影响；另一方面，如果高于750℃，则存在NbC的析出物粗大化的倾向，因此在上述冷轧后的上述退火工序中，难以控制上述微细碳化物的形成，不能使r值降低。另外，卷取温度优选为680℃以下。另外，为了除去热轧板表面的锈皮而实施酸洗，酸洗条件根据通常的方法即可。另外，使上述冷轧时的轧制率为55～80％的范围是因为：如果轧制率低于55％，则由轧制引起的结晶旋转变得不充分，因此不能使铁素体的集合组织充分生长；另一方面，如果高于80％，则上述集合组织过度生长，结果是轧制方向和轧制直角方向的r值超过上限1.6。
而且，在上述退火工序中，使600℃至均热温度为止的加热速度为1～30℃/秒是因为：如果加热速度小于1℃/秒，则加热速度过慢，因此上述微细的碳化物粗大化，不能发挥上述铁素体晶粒生长的抑制效果；另一方面，如果加热速度超过30℃/秒，则加热速度过快，加热途中的恢复受到抑制，结果是在之后的均热时上述铁素体的晶粒生长变得容易进行，从而无法抑制铁素体的集合组织。另外，使上述均热保持的时间为30～200秒。这是因为：如果时间少于30秒，则存在上述铁素体的再结晶面没有完成的情况，另外，由于晶粒生长受到抑制，因此无法控制r值，而且延伸率也降低；另一方面，如果时间超过200秒，则均热时间长，上述晶粒大幅过度生长，因此无法控制铁素体的集合组织。另外，使上述均热温度至600℃为止的平均冷却速度为3℃/秒以上是因为：如果速度小于3℃/秒，则促进上述铁素体晶粒的生长，无法控制上述铁素体的集合组织。另外，上述冷却速度的上限没有特别限定，但由于冷却设备的关系，优选约为30℃/秒。
而且，本发明的冷轧钢板的制造方法的特征在于，在将冷轧时的轧制率记为R(％)、将钢坯中的Nb含量记为n(质量％)时，上述预定的均热温度在(800-R+500×n)～(800+1000×n)℃的范围内。本发明人从r值及延伸特性的观点出发，对均热温度做出了如下考虑。首先，在加热后的均热中，使再结晶结束，并使晶粒稍许生长，由此能够控制r值，并能够提高延伸率。而且，冷轧的轧制率(也称为冷轧率)低，Nb量越多再结晶越难进行，晶粒生长也难以进行，因此需要更高温下的均热。因此，需要使均热温度达到与冷轧率R(％)和Nb量(％)相对应的预定温度以上。另一方面，如果均热温度高，则晶粒生长、增大，因此变得无法控制集合组织。而且，由于Nb量越少晶粒生长越容易进行，因此需要使均热温度达到与Nb量(％)相对应的预定温度以下。
基于上述研究，对Nb量、冷轧率、均热温度与r值和延伸率间的关系进行了研究。图3表示冷轧率为70％时，r值及平均延伸率E1m与Nb量和均热温度间的关系；图4表示Nb量为0.020％时，r值、平均延伸率与冷轧率和均热温度间的关系。使用的是其他的条件全部在本发明的范围内制造的厚0.6～1.0mm的冷轧板。轧制方向和轧制直角方向的r值均为1.0～1.6，并且，将延伸率的平均值E1m为40％的点表示为○，将r值和延伸率中的任意一个偏离本发明的范围的情况表示为×。
由图3及图4可知，在将Nb含量记为n(质量％)、将冷轧率记为R(％)时，通过使均热温度为(800-R+500×n)～(800+1000×n)，能够使r值和延伸率在本发明的范围内。如果均热温度低于(800-R+500×n)或高于(800+1000×n)，则不能够实现本发明范围的r值、延伸率。
通过使上述均热温度为上述范围，使铁素体的再结晶结束，并优化上述铁素体的晶粒生长，可以将r值控制在较低水平，并能够提高延伸特性。
另外，上述制造条件以外的条件按照常法即可。例如，熔炼方法可适当使用通常的转炉法、电炉法等。熔炼后的钢在铸造成钢坯后，直接或在冷却后进行加热，实施热轧。在热轧中，通过上述的终轧条件进行终轧，之后在上述的卷取温度下卷取。终轧后，到卷取为止的冷却速度没有特别规定，但只要是空冷以上的冷却速度就已足够。此外，根据需要，可以进行100℃/秒以上的急冷。之后，在通常的酸洗后，实施上述冷轧。关于退火，进行上述条件下的加热、冷却。低于600℃的范围内的冷却速度是任意的，可以根据需要，在480℃附近通过熔融锌进行镀敷。另外，镀敷后，可以再加热至500℃以上并使镀层合金化。或者，还可以采用在冷却途中进行保持等的热历史。而且，可以根据需要，实施约0.5％～约2％的表面光轧。此外，在退火途中没有实施镀敷的情况下，为了提高耐腐蚀性，还可以实施电镀锌等。而且，可以通过化学转化处理等在冷轧钢板或镀敷钢板上形成覆膜。
上述内容仅表示本发明的实施方式的一例，本发明可以在请求保护的范围内增加各种变更。
实施例
对本发明的实施例进行说明。
将含有表1-1及表1-2所示成分的钢坯熔炼后，在表中的加热温度(℃)下将钢坯加热1小时，之后，实施在表1-1及表1-2所示的终轧温度(℃)下使终轧结束的热轧，得到热轧板(板厚：2.0～3.5mm)。之后，在表1-1及表1-2所示的卷取温度(℃)下将该热轧板卷取，实施酸洗后，以表1-1及表1-2所示的轧制率实施冷轧，得到冷轧板(板厚：0.6～1.0mm)。冷轧后，以表1-1及表1-2所示的、600℃至均热温度为止的平均加热速度(℃/秒)、均热温度(℃)、均热时间(秒)及均热温度至600℃为止的平均冷却速度(℃/秒)进行退火工序，得到供试体1～45。另外，在600℃之后，以相同的冷轧速度冷却至室温。另外，退火后实施了轧制率为1.0％的表面光轧。
将供试体1～45各自的、含有元素的组成(C、Si、Mn、P、S、Al、N、Nb、Ti及B)、制造条件(热轧的加热温度、终轧温度及卷取温度、冷轧时的轧制率、以及退火时的加热温度、均热温度、均热时间、冷却速度、A：(800-R+500×n)及B：(800+1000×n))示于表1-1及表1-2。
(评价)
对于所得的各供试体，进行如下评价。
(1)对于各供试体，从轧制方向及轧制直角方向裁切JIS 5号拉伸试验片，测定标点间距(L0)及板宽(W0)，在拉伸速度10mm/分钟、预应变(延伸率)15％的条件下进行拉伸试验后，再次测定标点间距(L)及板宽(W)，并由下式算出r值。
r＝ln(W/W0)/ln(W0L0/WL)
(2)对于各供试体，从轧制方向、轧制45°方向及轧制直角方向裁切JIS 5号拉伸试验片，分别以10mm/分钟的拉伸速度进行拉伸试验后，测定延伸率，通过下式算出延伸率的平均值E1m(％)。
E1m＝(E1L+2×E1D+E1C)/4
E1L：轧制方向的延伸率，E1D：轧制45°方向的延伸率，E1C：轧制直角方向的延伸率
将由(1)及(2)得到的r值及平均延伸率的结果示于表1-1及表1-2。
而且，对于供试体1～26，制成将(800-R+500×n)的值记为A、将(800+1000×n)的值记为B时的、表示r值相对于(均热温度-A)/(B-A)的关系的曲线图(图5)、以及表示延伸率的平均值(％)相对于(均热温度-A)/(B-A)的关系的曲线图(图6)。(均热温度-A)/(B-A)为0～1.0的情况为本发明的范围。
Figure BPA00001306659700161
Figure BPA00001306659700171
根据表1-1及表1-2可知，各实施例的冷轧钢板的r值包含在1.0～1.6的范围内，并且平均延伸率的平均值达到40％以上，具有优良的加工性及形状固定性。
另外，由图5可知，(均热温度-A)/(B-A)的值在0～1.0的范围内时，r值在1.0～1.6的范围内。而且，由图6可知，(均热温度-A)/(B-A)的值在0～1.0的范围内时，延伸率的平均值达到40％以上。
由以上的结果可知，均热温度的值包含在A～B((800-R+500×n)～(800+1000×n))的范围内时，各冷轧钢板的r值及延伸率的平均值分别达到所要求的范围。
另外，使用本发明的冷轧钢板成型为32V型液晶电视用背光源底座，能够使加工性及平面性不存在问题地进行成型。
产业上的利用可能性
根据本发明，与现有的冷轧钢板相比，能够提供具有优良的加工性及形状固定性的冷轧钢板及其制造方法，而且，能够提供具有优良的加工性及形状固定性的背光源底座。

Claims (5)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.0010～0.0030％、Si：0.05％以下、Mn：0.1～0.3％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.02～0.10％、N：0.005％以下及Nb：0.010～0.030％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
轧制方向和轧制直角方向的r值均在1.0～1.6的范围内，轧制方向、轧制45°方向及轧制直角方向的延伸率的平均值Elm为40％以上，其中，
Elm＝(ElL+2×ElD+ElC)/4、
ElL：轧制方向的延伸率、
ElD：轧制45°方向的延伸率、
ElC：轧制直角方向的延伸率。
2.一种冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.0010～0.0030％、Si：0.05％以下、Mn：0.1～0.3％、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％及B：0.0003～0.0015％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
轧制方向和轧制直角方向的r值均在1.0～1.6的范围内，轧制方向、轧制45°方向及轧制直角方向的延伸率的平均值Elm为40％以上，其中，
Elm＝(ElL+2×ElD+ElC)/4、
ElL：轧制方向的延伸率、
ElD：轧制45°方向的延伸率、
ElC：轧制直角方向的延伸率。
3.一种冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.0010～0.0030％、Si：0.05％以下、Mn：0.1～0.3％、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％、Ti：0.005～0.020％及B：0.0003～0.0015％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
轧制方向和轧制直角方向的r值均在1.0～1.6的范围内，轧制方向、轧制45°方向及轧制直角方向的延伸率的平均值Elm为40％以上，其中，
Elm＝(ElL+2×ElD+ElC)/4、
ElL：轧制方向的延伸率、
ElD：轧制45°方向的延伸率、
ElC：轧制直角方向的延伸率。
4.一种液晶电视用背光源底座，其特征在于，使用权利要求1、2或3所述的冷轧钢板通过预定的加工而制造。
5.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具备如下工序：在1200℃以上加热具有权利要求1、2或3所述的成分组成的钢坯，之后，实施在870～950℃下使终轧结束的热轧，从而制成热轧板；将所述热轧板在450～750℃下卷取后，实施酸洗，之后，以55～80％的轧制率实施冷轧，从而制成冷轧板；以及退火工序，以1～30℃/秒的速度在600℃至预定的均热温度的温度范围内加热，在所述预定的均热温度下进行30～200秒的均热保持后，使至600℃为止的平均冷却速度为3℃/秒以上进行冷却，
并且，在将冷轧时的轧制率记为R、将钢坯中的Nb含量记为n时，所述预定的均热温度在(800-R+500×n)～(800+1000×n)℃的范围内，其中，R以％计，n的单位为质量％。
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5051247B2 (ja) * 2010-01-15 2012-10-17 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP5056863B2 (ja) * 2010-01-15 2012-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
KR101284662B1 (ko) 2011-04-20 2013-07-17 주식회사 포스코 내식성 및 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
CN104870678A (zh) * 2012-10-11 2015-08-26 杰富意钢铁株式会社 形状冻结性优异的冷轧钢板及其制造方法
CN107287505A (zh) * 2017-08-04 2017-10-24 蒙城信和汽车有限公司 一种汽车面板用钢及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1141352A (zh) * 1995-03-16 1997-01-29 川崎制铁株式会社 冲压成型性优良的薄钢板及其制造方法
CN1793405A (zh) * 2005-12-30 2006-06-28 武汉钢铁(集团)公司 冷轧耐候深冲汽车板及其制备方法
CN101135025A (zh) * 2006-08-31 2008-03-05 宝山钢铁股份有限公司 一种罩式炉生产冷轧高强度超深冲钢板及其制造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07110976B2 (ja) * 1989-09-11 1995-11-29 川崎製鉄株式会社 面内異方性の小さい深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH0765117B2 (ja) * 1990-03-29 1995-07-12 川崎製鉄株式会社 スポット溶接性に優れた深絞り用溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH09310150A (ja) * 1996-05-22 1997-12-02 Kawasaki Steel Corp 加工性、ノンイヤリング性および耐肌荒れ性に優れる缶用鋼板ならびにその製造方法
JPH10280089A (ja) * 1997-04-03 1998-10-20 Kawasaki Steel Corp ２ピース変形缶用鋼板および２ピース変形缶体、ならびにそれらの製造方法
JPH11158580A (ja) * 1997-11-27 1999-06-15 Kobe Steel Ltd 加工性および耐肌荒れ性に優れた極低炭素冷延鋼板
JP4157279B2 (ja) * 1998-07-27 2008-10-01 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板
JP3534023B2 (ja) * 1999-11-05 2004-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP3532138B2 (ja) 2000-04-25 2004-05-31 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板及びその製造方法
JP4519373B2 (ja) * 2000-10-27 2010-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性、歪時効硬化特性および耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP3911226B2 (ja) * 2002-10-09 2007-05-09 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法
JP4189209B2 (ja) 2002-12-04 2008-12-03 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた鋼板及びその製造方法
WO2006100796A1 (ja) * 2005-03-24 2006-09-28 Jfe Steel Corporation 軟質缶用鋼板およびその製造方法
JP4779737B2 (ja) * 2006-03-17 2011-09-28 Ｊｆｅスチール株式会社 極薄缶用鋼板の製造方法および極薄缶用鋼板

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1141352A (zh) * 1995-03-16 1997-01-29 川崎制铁株式会社 冲压成型性优良的薄钢板及其制造方法
CN1793405A (zh) * 2005-12-30 2006-06-28 武汉钢铁(集团)公司 冷轧耐候深冲汽车板及其制备方法
CN101135025A (zh) * 2006-08-31 2008-03-05 宝山钢铁股份有限公司 一种罩式炉生产冷轧高强度超深冲钢板及其制造方法

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