CN102947476A - 形状冻结性优良的冷轧薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有低比例极限的薄钢板及其制造方法。对冷轧板在退火温度：730~850℃范围的温度下加热30s以上，所述冷轧板具有如下组成，以质量%计，含有C：0.10%以下、Si：0.05%以下、Mn：0.1~1.0%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.02~0.10%、N：小于0.005%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，然后，实施以平均冷却速度：5℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下的温度的退火处理，形成具有以平均结晶粒径d：5~30μm的铁素体相为主体的组织的冷轧退火板，使用表面粗糙度Ra为2.0μm以下的轧辊，对该冷轧退火板实施将表面光轧伸长率与该冷轧退火板的平均结晶粒径d(μm)对应地设定在R=(0.05-0.20)d的范围内的表面光轧。由此，形成比例极限为150MPa以下的冷轧薄钢板。需要说明的是，可以在表面上形成热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层。

Description

形状冻结性优良的冷轧薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于电器制品、营业设备、汽车用构件等的结构构件的冷轧薄钢板，特别是涉及适合用于要求冲压成形后的高尺寸精度的构件的形状冻结性优良的冷轧薄钢板。需要说明的是，在此所谓的“薄钢板”是板厚为0.2~2.0mm的钢板，包括钢板以及钢带。
背景技术
近年来，在电机领域等领域中，随着原料价格的高涨，为了降低成本，强烈要求廉价的原材，作为原材使用的钢板的薄型化正在加速。另外，汽车领域中，除了降低成本以外，从保护地球环境的观点出发，强烈要求提高汽车的燃料效率，为了使汽车车身轻量化，作为原材的钢板的薄型化正不断发展。
但是，通过原材的薄型化减少原材板厚时，存在制品(构件)的刚性降低的问题。针对这样的问题，如下情况增多，即通过赋予构件补强筋或者重新研究构件形状来设法使断面惯性矩增大，从而确保期望的刚性。结果存在构件形状变复杂、冲压成形时成形的部位增加、制品(构件)形状容易发生变形的问题。在制品(部件)形状发生变形的情况下，为了矫正形状，需要进行再冲压成形。但是，进行再冲压成形会导致制造成本的增加，因此强烈期望冲压成形后的形状冻结性优良的钢板。
针对这样的期望，例如，专利文献1中记载了以弯曲加工为主的形状冻结性优良的铁素体系薄钢板，使{100}<011>~{223}<110>取向群的X射线无规强度比的平均值为3.0以上、并且{554}<225>、{111}<112>、{111}<110>三个结晶取向的X射线无规强度比的平均值为3.5以下的特定取向的织构发达，并且，轧制方向的r值以及与轧制方向成直角方向的r值中的至少一个为0.7以下。专利文献1中记载的钢板，弯曲成形性显著提高，弹性回复量少，以弯曲加工为主的形状冻结性优良。
另外，专利文献2中记载了一种形状冻结性优良的高强度钢板，具有在铁素体基体中分散有包含马氏体的岛状组织的组织，具有表面平均粗糙度Ha为0.4~1.8μm、PPI值在0.5μm计数水平下为80以上的表面粗糙度，并且比例极限应力为20kg/mm2以下，即200MPa以下。由此，冲压成形时的凸模型面与钢板的适应性提高，得到冲压成形后的形状冻结性优良的构件(制品)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-303175公报
专利文献2：日本特开昭58-25456号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，对于根据专利文献1中记载的技术制造的钢板而言，在主要受到弯曲加工的制品(构件)的情况下，能够确保期望的形状冻结性，但例如在受到鼓凸成形这样的、弯曲加工以外的加工的制品(构件)的情况下，存在不一定能够确保令人满意的形状冻结性的问题。另外，对于根据专利文献2中记载的技术制造的钢板而言，由于形成在铁素体基体中分散有包含马氏体的岛状组织的组织，因此容易得到硬质化的钢板，在鼓凸高度较高的成形的情况下，存在多数情况下产生裂纹的问题。
本发明的目的在于，解决这样的现有技术的问题，提供形状冻结性优良的冷轧薄钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
为了实现上述目的，本发明人对影响形状冻结性的各种主要原因进行了深入的研究。本发明人认为冲压成形时的制品(构件)的形状不良是由于冲压成形时引入的弹性应变在从冲压模具中取出制品(构件)时被释放而产生的，着眼于钢板的比例极限。
比例极限是指对弹性体施加外力时能够与应变保持比例关系的应力的极限。应力小时，胡克定律成立，因此能够观察到比例关系。准备具有各种比例极限的钢板，通过冲压成形对特定形状的部件进行成形，对于成形后的形状冻结性进行考察。其结果，为了确保期望的优良的形状冻结性，需要使钢板的比例极限降低至150MPa以下。
对成为本发明的基础的实验结果进行说明。
对具有各种比例极限的板厚为0.8mm的薄钢板(试验材)进行冲压成形，得到图1所示的尺寸的帽形部件。需要说明的是，防皱压力为20吨。成形后，从模具中取出部件，测定帽形的开口量X。图2中示出了钢板的比例极限与开口量X的关系。由图2可知，钢板的比例极限如果为150MPa以下，则开口量X的增加少，能够保持优良的形状冻结性，钢板的比例极限增大到超过150MPa时，开口量X急剧增大，形状冻结性显著降低。
下面，本发明人为了稳定地制造具有上述比例极限的钢板，对影响钢板的比例极限的各种主要原因进行了深入的研究。结果发现，通过对以具有比较大的结晶粒径的铁素体相作为主体的钢板实施使用表面粗糙度小的辊的表面光轧，能够容易地降低比例极限。
下面，对作为上述见解的基础的实验结果进行说明。
对冷轧退火板(板厚为0.8mm)实施轧制伸长率1%的表面光轧，所述冷轧退火板以质量%计，具有0.040%C-0.01%Si-0.20%Mn-0.01%P-0.01%S-0.04%Al-0.003%N-余量Fe的组成，并且具有由平均结晶粒径为10μm的铁素体单相构成的组织。在表面光轧时，使用将表面粗糙度Ra调节至0.2~2.5μm的各种轧辊。从实施过表面光轧的各钢板上分别以拉伸方向为轧制方向的方式裁取JIS 5号试验片，实施拉伸试验，求出各钢板的比例极限。
对于比例极限，使用在平行部双面上粘贴有长度5mm的应变片的拉伸试验片，以拉伸速度为1mm/分钟进行拉伸试验而求出。如图3所示，由应力-应变曲线的斜率(Δσ/Δε)与应力(σ)的关系，将比例极限设为随着应力增加斜率开始减小的点。
将所得到的结果以钢板的比例极限与所使用的轧辊的辊表面粗糙度Ra的关系示于图4中。需要说明的是，辊表面粗糙度Ra基于JIS B0601-2001的规定测定。由图4可知，如果使用辊表面粗糙度Ra为2.0μm以下的轧辊实施表面光轧，则钢板的比例极限容易达到150MPa以下。
对于通过使用上述表面粗糙度小的辊的表面光轧来减小比例极限的机理，目前为止还没有充分地明确，但本发明人推测如下。
可以认为，对于以结晶粒径5~30μm的粗大的铁素体作为主体的钢板，如果使用Ra为2.0μm以下的表面粗糙度较小的轧辊实施表面光轧，则能够在板厚方向上引入均匀的应变，而且能够促进可动位错向铁素体晶粒内的引入，从而能够显著降低比例极限。另一方面，使用表面粗糙度Ra超过2.0μm较大的表面粗糙度的轧辊进行表面光轧的情况下，由于引入的应变集中于钢板表层，位错发生缠结，可动位错减少，无法使比例极限降低。
本发明是基于这样的见解进一步进行研究而完成的。即，本发明的要点如下。
(1)一种形状冻结性优良的冷轧薄钢板，是对薄钢板实施使用表面粗糙度Ra为2.0μm以下的轧辊的表面光轧而成，所述薄钢板具有如下组成，以质量%计，含有C：0.10%以下、Si：0.05%以下、Mn：0.1~1.0%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.02~0.10%、N：小于0.005%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且具有以平均结晶粒径d：5~30μm的铁素体相为主体的组织，所述冷轧薄钢板的特征在于，具有150MPa以下的比例极限。
(2)如(1)所述的冷轧薄钢板，其特征在于，形成如下组成：在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ti：0.005~0.08%、Nb：0.010~0.030%、B：0.0003~0.0030%、Cr：0.1~1.0%、Mo：0.1~1.0%中的一种或两种以上。
(3)一种形状冻结性优良的冷轧薄钢板，其特征在于，通过在(1)或(2)中所述的冷轧薄钢板的至少一个表面上形成热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层而成。
(4)一种形状冻结性优良的冷轧薄钢板的制造方法，对钢原材依次实施热轧工序和冷轧工序，形成冷轧板，对该冷轧板实施退火工序，形成冷轧退火板，上述钢原材具有如下组成，以质量%计，含有C：0.10%以下，Si：0.05%以下，Mn：0.1~1.0%、P：0.05%以下，S：0.02%以下，Al：0.02~0.10%、N：小于0.005%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述制造方法的特征在于，上述退火工序为：对上述冷轧板在退火温度：730~850℃范围的温度下加热30s以上，然后，实施以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度的退火处理，形成具有以平均结晶粒径d：5~30μm的铁素体相为主体的组织的冷轧退火板，在上述退火工序后，使用表面粗糙度Ra为2.0μm以下的轧辊，对上述冷轧退火板实施将表面光轧伸长率与该冷轧退火板的平均结晶粒径d(μm)对应地设定在d/20~d/5%的范围内的表面光轧，形成比例极限为150MPa以下的冷轧薄钢板。
(5)如(4)所述的冷轧薄钢板的制造方法，其特征在于，进行退火-热镀锌处理工序来代替上述退火工序，所述退火-热镀锌处理工序为：对上述冷轧板在退火温度：730~850℃范围的温度下进行退火，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度，实施热镀锌。
(6)如(5)所述的冷轧薄钢板的制造方法，其特征在于，经过上述退火-热镀锌处理工序后，进一步实施对热镀锌层进行合金化处理的合金化处理工序。
(7)如(4)至(6)中任一项所述的冷轧薄钢板的制造方法，其特征在于，形成如下组成：在上述钢原材的组成的基础上，以质量%计还含有选自Ti：0.005~0.08%、Nb：0.010~0.030%、B：0.0003~0.0030%、Cr：0.1~1.0%、Mo：0.1~1.0%中的一种或两种以上。
发明效果
根据本发明，能够廉价并且稳定地制造比例极限为150MPa以下的冷轧薄钢板，成形后的构件的形状冻结性显著提高，在产业上发挥显著的效果。
附图说明
图1是示意地表示帽状部件的形状尺寸的说明图。
图2是表示钢板的比例极限对帽状部件的开口量X所产生的的影响的曲线图。
图3是表示由应力-应变曲线的斜率(Δσ/Δε)与应力(σ)的关系确定比例极限的一例的曲线图。
图4是表示辊表面粗糙度Ra对比例极限产生的影响的曲线图。
图5表示实施过表面光轧的钢板的比例极限(MPa)与R/d的关系。
具体实施方式
首先，对本发明薄钢板的组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，则质量%仅用%表示。
C：0.10%以下
含有超过0.10%的C，使铁素体晶粒微小化，促进渗碳体的形成，难以降低比例极限，并且提高淬透性，促进低温相变相的生成，使强度增加，降低延展性。因此，将C限定为0.10%以下。需要说明的是，优选为0.05%以下。本发明中，无需限定C含量的下限，但过度的降低导致制造成本上涨，因此，优选为0.0010%以上。
Si：0.05%以下
Si是铁素体稳定化元素，是促进铁素体中的C的富集、使渗碳体、马氏体等容易生成而有助于促进硬质化的元素，从提高加工性的观点出发，优选尽可能降低。另外，Si在退火时在表面上形成Si氧化物，对表面性状、化学转化处理性、镀覆性等产生不良影响。由此，将Si限定为0.05%以下。需要说明的是，更优选为0.03%以下。
Mn：0.1~1.0%
Mn形成MnS，是有效防止由S引起的热裂纹的元素，优选根据所含有的S量而含有。为了得到这样的效果，需要含有0.1%以上。另外，Mn发生固溶而使钢的强度增加，并且提高淬透性，是有助于晶粒的微小化的元素，大量含有的情况下，促进马氏体等低温相变相的生成，或使铁素体晶粒微小化，难以降低比例极限，并且显著降低延展性，使加工性劣化。这样的倾向在含有超过1.0%的情况下变显著。因此，将Mn限定为0.1~1.0%的范围。需要说明的是，在要求更良好的加工性的用途中，优选为0.5%以下。
P：0.05%以下
P作为钢中不可避免的杂质含有，具有向晶界偏析而使晶界强度降低的作用。因此，本发明中，优选尽可能降低，可容许至0.05%。因此，将P限定为0.05%以下。需要说明的是，优选为0.03%以下。
S：0.02%以下
S是使热环境下的钢的延展性显著降低、诱发热裂纹使表面性状显著劣化的元素。另外，S形成粗大的硫化物，降低钢的延展性、韧性。因此，S优选尽可能降低，但只要为约0.02%以下，则能够容许。由此，将S限定为0.02%以下。需要说明的是，优选为0.01%以下。
Al：0.02~0.10%
Al作为钢的脱氧剂发挥作用，具有提高钢的清净度的作用，并且强力地固定N，具有抑制由N引起的时效硬化的作用。为了得到这样的效果，需要含有0.02%以上。另一方面，含有超过0.10%的情况下，导致由氧化铝的生成引起的夹杂物量的增加等、表面性状的劣化。因此，将Al限定为0.02~0.10%的范围。需要说明的是，优选为0.05%以下。
N：小于0.005%
对于N而言，发生固溶而有助于钢的强度增加，是具有使比例极限增加的倾向的元素，并且大量含有时产生钢坯的热裂纹，是具有使钢坯的表面性状劣化的倾向的元素，本发明中，优选尽可能降低，但只要小于0.005%则能够容许。因此，将N限定为小于0.005%。
上述成分为基本的成分，在基本组成的基础上，根据需要，还可以选择含有选自Ti：0.005~0.08%、Nb：0.010~0.030%、B：0.0003~0.0030%、Cr：0.1~1.0%、Mo：0.1~1.0%中的一种或两种以上。
选自Ti：0.005~0.08%、Nb：0.010~0.030%、B：0.0003~0.0030%、Cr：0.1~1.0%、Mo：0.1~1.0%中的一种或两种以上
Ti、Nb、B、Cr、Mo均形成氮化物和/或碳化物，是有助于使耐时效性劣化的固溶C、N减少的元素，根据需要，可以选择含有一种或两种以上。为了得到这样的效果，优选分别含有Ti：0.005%以上、Nb：0.010%以上、B：0.0003%以上、Cr：0.1%以上、Mo：0.1%以上，以分别超过Ti：0.08%、Nb：0.030%、B：0.0030%、Cr：1.0%、Mo：1.0%的方式含有时，通过析出物的增加和淬透性的提高，促进低温相变相的增加等，使钢发生硬质化，降低延展性。因此，在含有的情况下，优选分别限定为Ti：0.005~0.08%、Nb：0.010~0.030%、B：0.0003~0.0030%、Cr：0.1~1.0%、Mo：0.1~1.0%的范围。
上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。
另外，本发明薄钢板，具有上述组成，还具有以平均结晶粒径：5~30μm的铁素体相为主体的组织。在此所谓的“为主体”，是指相对于组织整体的体积率为95%以上、优选98%以上、更优选100%的情况。作为主体的相以外的第二相为渗碳体、珠光体或贝氏体等。第二相的体积率为5%以下。第二相增多至超过5%时，钢板发生硬质化，成形性(加工性)降低。
另外，铁素体相的平均结晶粒径小于5μm时，晶界增多，因此，表面光轧时的应变特别集中于晶界三重点，位错容易发生缠结，因此，具有比例极限增加的倾向。另一方面，铁素体相的平均结晶粒径超过30μm而晶粒变粗大时，在冲压成形时被称为桔皮表面的凹凸变显著，构件的表面性状降低，并且难以将比例极限的降低所必需的可动位错引入至晶界附近。由此，将铁素体相的平均结晶粒径限定为5~30μm。
另外，本发明冷轧薄钢板是通过对具有上述组成和上述组织的薄钢板实施使用表面粗糙度Ra为2.0μm以下的轧辊的表面光轧而成的薄钢板。表面光轧中使用的轧辊的表面粗糙度Ra粗糙至超过2.0μm的情况下，在表面光轧时引入的应变集中于钢板表层，无法在板厚方向上引入均匀的应变，不能得到期望的比例极限的降低。因此，本发明中，对具有上述组成和上述组织的薄钢板实施使用表面粗糙度Ra为2.0μm以下的轧辊的表面光轧。
接着，对本发明薄钢板的优选的制造方法进行说明。
对于本发明薄钢板的制造方法而言，首先，对钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序、以及退火工序，形成冷轧退火板。
将所使用的钢原材设定为具有与上述钢板的组成同样的组成，即：以质量%计，含有C：0.10%以下，Si：0.05%以下、Mn：0.1~1.0%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.02~0.10%、N：小于0.005%，或者，还含有选自Ti：0.005~0.08%、Nb：0.010~0.030%、B：0.0003~0.0030%、Cr：0.1~1.0%、Mo：0.1~1.0%中的一种或两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
钢原材的制造方法无需特别限定，优选通过转炉等常用的熔炼方法对上述组成的钢水进行熔炼，通过连铸法等常用的铸造方法形成钢坯等钢原材。对于钢原材的铸造方法而言，优选用于防止成分的宏观偏析的连铸法，但采用铸锭法、薄钢坯铸造法也没有任何问题。
首先，根据常规方法，对上述组成的钢原材依次实施热轧工序和冷轧工序，形成冷轧板。
本发明中，热轧工序为，加热钢原材，实施热轧，之后实施卷取工序，只要能够制造期望的尺寸形状的热轧板即可，无需特别限定其条件。
接着，对所得到的热轧板实施冷轧工序，形成冷轧板。冷轧工序中，对热轧板实施酸洗，接着，实施冷轧，形成冷轧板。关于酸洗，常用的酸洗方法均适用。另外，对于冷轧而言，只要能够形成预定的尺寸形状的冷轧板即可，常用的冷轧条件均能够适用。
接着，对所得到的冷轧板实施退火工序，形成冷轧退火板。
将退火工序设定为如下工序：对冷轧板在退火温度：730~850℃范围的温度下加热30s以上，然后，实施以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度的退火处理。由此，形成具有以平均结晶粒径d：5~30μm的铁素体相为主体的组织的冷轧退火板。
退火温度小于730℃时，不仅通过冷轧加工的铁素体的再结晶的完成变困难，而且无法确保平均结晶粒径：5μm以上的粗大铁素体晶粒。另一方面，退火温度超过850℃达到高温时，进行向奥氏体的相变，在冷却时相变成微小的铁素体或者相变成低温相变相，铁素体百分率减小。因此，优选将退火温度限定为730~850℃范围的温度。需要说明的是，优选使退火温度下的保持(加热)时间为30s以上。保持(加热)时间小于30s时，再结晶未完成，或者即使完成晶粒生长也受到抑制，无法确保期望的粗大铁素体晶粒。需要说明的是，加热时间的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为约200s以下。
另外，退火工序中的退火后的冷却，优选从退火温度开始以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至600℃以下。退火后的冷却速度平均小于5℃/s时，促进铁素体晶粒的生长，不能得到期望的粒径范围的铁素体组织。另一方面，退火后冷轧速度的上限无需特别限定，但由于以超过30℃/s的急速冷却进行快速冷却的情况下需要特別的冷却设备，因此优选以30℃/s以下的冷却速度进行冷却。需要说明的是，冷却停止温度超过600℃达到高温时，在之后的冷却中有可能形成低温相变相。因此，使退火后的冷却为，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至600℃以下。需要说明的是，600℃以下的冷却速度无需特别进行规定。
需要说明的是，可以在所得到的薄冷轧退火板上形成电镀锌、化学转化处理膜。
另外，本发明中，可以进行退火-热镀锌处理工序来代替上述退火工序，所述退火-热镀锌处理工序为：对上述冷轧板在退火温度：730~850℃范围的温度下进行退火，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度，实施热镀锌。对于退火-热镀锌处理工序而言，可以利用连续热镀锌生产线，在退火后实施在通常的480℃附近的热镀锌浴中进行连续浸渍的热镀锌处理。需要说明的是，也可以进一步实施将热镀锌层形成为合金化热镀锌层的镀层的合金化处理工序。合金化处理为根据常规方法再加热至500℃以上且低于600℃的温度范围内的处理即可。
经过这样的热轧工序、冷轧工序、退火工序或者退火-热镀锌处理工序的冷轧退火板(镀层板)，成为具有以平均结晶粒径为5μm以上且30μm以下的铁素体相为主体的组织的冷轧退火板(镀层板)。需要说明的是，可以在所得到的冷轧退火板(镀层板)上进一步形成化学转化处理膜。
本发明中，接着，使用表面粗糙度Ra为2.0μm以下的轧辊，对冷轧退火板(镀层板)实施表面光轧。
所使用的轧辊的表面粗糙度Ra超过2.0μm变粗糙时，如图4所示，无法稳定地确保150MPa以下的比例极限。所使用的轧辊的表面粗糙度Ra的下限无需特别限定，但所使用的轧辊的表面粗糙度Ra变小时，所得到的钢板的表面粗糙度也变小，钢板的摩擦阻力变得过小，卷取成卷材状时，卷材上出现卷绕错位而容易坍塌。因此，优选使所使用的轧辊的表面粗糙度Ra为0.2μm以上。需要说明的是，表面粗糙度Ra使用基于JIS B 0601-2001的规定测定的值。
另外，在将被轧制材料即冷轧退火板的平均结晶粒径设定为d(μm)时，可以将表面光轧中的伸长率(表面光轧伸长率)R(%)设为(0.05~0.20)d。其理由如下。通过实施表面光轧，引入可动位错，比例极限降低。但是，由于由表面光轧引入的可动位错容易被引入至晶界附近，因此，为了将期望的比例极限的降低所需要的可动位错有效地引入至晶界附近，铁素体粒径越大，需要越增大表面光轧伸长率。即，根据铁素体平均粒径d(μm)调节表面光轧伸长率R(%)很重要。将实施过表面光轧的钢板的比例极限(MPa)与R/d的关系示于图5。需要说明的是，图5是使用铁素体平均结晶粒径d为5~20μm的钢板、并且使用表面粗糙度Ra为0.2~1.8μm的轧辊进行表面光轧的结果。由图5可知，R/d在0.05~0.20之间时，钢板的比例极限达到150MPa以下。
表面光轧伸长率R(%)小于0.05d时，表面光轧的轧制量不足，无法引入所期望的可动位错，从而无法确保期望的低比例极限。另一方面，超过0.20d而轧制量增多时，引入的位错发生缠结，有效有助于比例极限降低的可动位错不足，不能确保所期望的低比例极限。由此，将表面光轧伸长率R(%)与铁素体平均结晶粒径d对应地限定为(0.05~0.20)d的范围。
以下，基于实施例，进一步对本发明进行说明。
实施例
对表1所示的组成的钢原材实施如下热轧工序：加热至1200℃，实施将最终道次的输出侧温度设定为900℃的热轧，在550℃下卷取，形成板厚为2.6mm的薄热轧板。对所得到的薄热轧板实施酸洗后，进行实施冷轧而形成板厚0.8mm的冷轧板的冷轧工序。接着，在表2所示的退火温度、保持时间以及冷却速度的条件下，对所得到的冷轧板实施进行退火处理的退火工序，形成薄冷轧退火板。需要说明的是，冷却速度为从退火温度至600℃的平均值。
对于一部分钢板，在表2所示的条件下实施退火-热镀锌处理工序来代替退火处理。退火-热镀锌处理工序中，在退火处理之后，实施在镀浴温度为480℃的热镀锌浴中连续地进行浸渍的热镀锌处理。需要说明的是，对于一部分钢板，在热镀锌处理后，在表2所示的温度下实施合金化处理。
从所得到的薄冷轧退火板(薄镀层板)上，以与轧制方向平行的断面作为观察面的方式裁取组织观察用试验片，进行研磨、硝酸乙醇溶液腐蚀，求出铁素体相的平均结晶粒径、组织百分率。使用光学显微镜(倍率：100倍)，对200×200μm的区域，通过切割法求出铁素体相的平均结晶粒径。另外，使用光学显微镜(倍率：100倍)，对200×200μm的区域拍摄2张照片，使用图像分析装置，计算出铁素体相的组织百分率。需要说明的是，对于铁素体以外的第二相也进行观察。将组织观察结果一并记载于表2。
接着，使用表2所示的表面粗糙度Ra(μm)的轧辊，以表2所示的表面光轧伸长率R(%)对所得到的冷轧退火板(镀层板)实施表面光轧。轧辊的表面粗糙度Ra基于JIS B 0601-2001的规定进行测定。需要说明的是，对于没有实施热镀锌处理的一部分钢板，在表面光轧后实施电镀锌处理。
从实施过表面光轧的薄钢板(薄镀层钢板)上，以试验方向为轧制方向的方式裁取JIS5号试验片(GL：50mm)，基于JIS Z 2241的规定，进行拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、伸长率El)。另外，从所得到的薄钢板上，以试验方向为轧制方向的方式，裁取JIS5号试验片，实施拉伸试验，求出比例极限。
对于比例极限，使用在平行部双面上粘贴有应变片(片长度：5mm)的拉伸试验片，以拉伸速度为1mm/分钟进行拉伸试验，由应力-应变曲线的斜率(Δσ/Δε)与应力(σ)的关系，根据图3所示的要点求出。
需要说明的是，也对实施过表面光轧的薄钢板进行组织观察，可以确认具有与冷轧退火板(镀层板)没有变化的组织。将所得到的结果示于表3。
表1
Figure BDA00002638131100151
表2
Figure BDA00002638131100161
*直到600℃的平均值
表3
Figure BDA00002638131100171
*)F：铁素体、B：贝氏体、P：珠光体
本发明例均得到具有以平均结晶粒径：5~30μm的铁素体相为主体的组织、且具有150MPa以下的低比例极限的薄钢板。另一方面，脱离本发明的范围的比较例的比例极限超过150MPa。

Claims (7)

1.一种形状冻结性优良的冷轧薄钢板，对薄钢板实施使用表面粗糙度Ra为2.0μm以下的轧辊的表面光轧而成，所述薄钢板具有如下组成，以质量%计，含有C：0.10%以下、Si：0.05%以下、Mn：0.1~1.0%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Al：0.02~0.10%、N：小于0.005%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且具有以平均结晶粒径d：5~30μm的铁素体相为主体的组织，所述冷轧薄钢板的特征在于，具有150MPa以下的比例极限。
2.如权利要求1所述的冷轧薄钢板，其特征在于，形成如下组成：在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ti：0.005~0.08%、Nb：0.010~0.030%、B：0.0003~0.0030%、Cr：0.1~1.0%、Mo：0.1~1.0%中的一种或两种以上。
3.一种形状冻结性优良的冷轧薄钢板，其特征在于，通过在权利要求1或2所述的冷轧薄钢板的至少一个表面上形成热镀锌层、合金化热镀锌层或电镀锌层而成。
4.一种形状冻结性优良的冷轧薄钢板的制造方法，对钢原材依次实施热轧工序和冷轧工序，形成冷轧板，对该冷轧板实施退火工序，形成冷轧退火板，所述钢原材具有如下组成，以质量%计，含有C：0.10%以下，Si：0.05%以下，Mn：0.1~1.0%、P：0.05%以下，S：0.02%以下，Al：0.02~0.10%、N：小于0.005%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述制造方法的特征在于，
所述退火工序为：对所述冷轧板在退火温度：730~850℃范围的温度下加热30s以上，然后，实施以平均冷却速度：5℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下的温度的退火处理，形成具有以平均结晶粒径d：5~30μm的铁素体相为主体的组织的冷轧退火板，
在所述退火工序后，使用表面粗糙度Ra为2.0μm以下的轧辊，对所述冷轧退火板实施将表面光轧伸长率(%)与该冷轧退火板的平均结晶粒径d(μm)对应地设定在(0.05~0.20)d(%)的范围内的表面光轧，形成比例极限为150MPa以下的冷轧薄钢板。
5.如权利要求4所述的冷轧薄钢板的制造方法，其特征在于，进行退火-热镀锌处理工序来代替所述退火工序，所述退火-热镀锌处理工序为：对所述冷轧板在退火温度：730~850℃范围的温度下进行退火，以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度，实施热镀锌。
6.如权利要求5所述的冷轧薄钢板的制造方法，其特征在于，经过所述退火-热镀锌处理工序后，进一步实施对热镀锌层进行合金化处理的合金化处理工序。
7.如权利要求4至6中任一项所述的冷轧薄钢板的制造方法，其特征在于，形成如下组成：在上述钢原材的组成的基础上，以质量%计还含有选自Ti：0.005~0.08%、Nb：0.010~0.030%、B：0.0003~0.0030%、Cr：0.1~1.0%、Mo：0.1~1.0%中的一种或两种以上。
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