CN104870678A - 形状冻结性优异的冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供形状冻结性优异的冷轧钢板及其制造方法。对钢材料实施热轧工序、冷轧工序和退火工序，得到以平均粒径：10～30μm的铁素体为主体的组织且比例极限为100MPa以下的形状冻结性优异的冷轧钢板；钢材料以质量％计含有C：0.0010～0.0030％、Si：0.05％以下、Mn：0.1～0.5％、Ti：0.021～0.060％、B：0.0005～0.0050％，以B/C满足0.5以上地含B和C。热轧工序是对钢材料实施精轧结束温度：870～950℃的精轧，在卷取温度：450～630℃卷取；冷轧工序中冷轧压下率：90％以下；退火工序是在冷轧工序后，600℃以上的温度区域以1～30℃/s的平均加热速度加热至700～850℃的均热温度，保持30～200s后，600℃为止的温度区域以平均3℃/s以上的冷却速度冷却。

Description

形状冻结性优异的冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为电机、汽车、建材等领域中的要求形状精度严格的部件的构件的、成型性优异的冷轧钢板及其制造方法，特别涉及形状冻结性(shape fixability)的提高。
背景技术
近年来，从保护地球环境减少CO2排放量这样的观点考虑，要求减少汽车油耗。针对这样的减少油耗的要求，有汽车车体轻型化的趋势，再加上低成本化的要求，希望实现使用的钢材薄壁化，日益期望减少钢材的使用量。但是，如果使钢材(钢板)薄壁化则部件刚性下降，则部件的挠曲、皱缩、翘曲等问题变得明显。此外，在AV、OA设备等家电领域，对部件的尺寸精度的要求也越来越严格，对形状冻结性优异的钢板的要求越来越多。
针对这样的期望，例如专利文献1中记载了形状冻结性优异的铁素体系薄钢。专利文献1记载的技术中，使以质量％计含有C：0.0001～0.05％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～2.0％、P：0.15％以下、S：0.03％以下、Al：0.01％以下、N：0.01％以下、O：0.007％以下的成分组成的钢在Ar3相变点～950℃的总压下率为25％以上，且在950℃以下的热轧中的摩擦系数为0.2以下，在Ar3相变点以上结束热轧，冷却后，在规定的临界温度以下的温度卷取，由此，得到与板面平行的{100}面与{111}面的比为1.0以上的薄钢板。认为这样的薄钢板，能够控制弯曲加工时的滑动体系，在以弯曲加工为主体的成型中能够抑制回弹。
另外，专利文献2中记载了成型品的尺寸精度优异的冲压成型方法。专利文献2记载的技术中记载了使用与板面平行的{100}面与{111}面的比为1.0以上的钢板，边对帽形部件的纵壁部施加材料拉伸强度的40～100％的拉伸应力边进行成型的成型品的尺寸精度优异的冲压成型方法。根据专利文献2记载的技术，帽形弯曲加工性显著提高，能够提供回弹量少、形状冻结性优异的部件。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开WO 00/06791号
专利文献2：日本特开2002－66637号公报
发明内容
然而，专利文献1记载的技术中，进行弯曲加工以外的冲压成型时，形状冻结性的改善程度小，另外，即便进行弯曲加工时，也因晶界滑动等的影响具有回弹变大等问题。另外，专利文献2记载的技术中，进行帽形成型以外的冲压成型时，没有提高成型品的尺寸精度的效果，另外，即便进行帽形成型时，为了对纵壁部施加应力需要增大压边压力，因此需要大幅增加冲压机的能力，具有成本增大这样的问题。
本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，提供尤其是在成型后的部件平坦部不发生大的变形的形状冻结性优异的冷轧钢板及其制造方法。
本发明人等为了实现上述目的，对形状冻结性，尤其是影响成型后的部件平坦部的变形的因素进行了深入研究。其结果，发现成型后的部件平坦部的变形受所使用钢板的比例极限得影响很大。进而得到了如下观点：尤其是比例极限超过100MPa，则成型后的部件平坦部的变形明显增大。并且，进行了更进一步的研究，结果发现为了使比例极限达到100MPa以下，需要设成在极低碳系中必须含有Ti、B的组成，并且调整成B含量与C含量的比B/C满足0.5以上。
首先，对作为本发明的基础的实验结果进行说明。
对以质量％计含有0.0010～0.0035％C、0.01～0.03％Si、0.10～0.45％Mn、0.03～0.08％Al、0.022～0.060％Ti、0.0003～0.0048％B、0.0015～0.0040％N的组成的钢材料(板坯)实施热轧、冷轧以及改变各种加热均热冷却条件的退火，制成了冷轧退火板。
以拉伸方向成为轧制方向的方式从得到的冷轧退火板采集JIS 5号试验片，求出比例极限。应予说明，在拉伸试验片的平行部贴附长度5mm的应变计，以拉伸速度：1mm/min的拉伸速度实施拉伸试验，将应力－应变曲线的斜率开始减小的应力作为比例极限。
另外，从得到的冷轧退火板采集试验材(大小：120×120mm)，进行胀形。胀形是用直径20mm的球形凸模使试验材中央部鼓凸8mm的冲压成型。应予说明，胀形中，如图1所示，边以100kN的载荷按压直径28～54mm的区域(斜线部)，边进行成型。接着，如图2示意所示，在平台上放置成型后的试验材，测定凸缘部的最大变形高度。应予说明，对得到的冷轧退火板观察了组织的结果，冷轧退火板均是以铁素体为主体的组织。
将得到的结果示于图3、图4。图3表示凸缘部的最大变形高度与比例极限的关系，图4表示比例极限与B/C的关系。
由图3可知如果比例极限大到超过100MPa，则凸缘部的最大变形高度急剧增加。另外，由图4可知为了使比例极限达到100MPa以下，需要使B/C为0.5以上。
由此发现了通过将具有必须含有Ti、B且B/C为0.5以上的组成和铁素体主体的组织、并且比例极限为100MPa以下的钢板作为材料，从而能提高冲压部件的形状冻结性，尤其是成型后的部件平坦部的变形明显减少。而且，根据本发明人等的深入研究，通过使热轧条件合理化以使C成为固溶状态，进而实施冷轧，并且在退火时使含有C、Fe的B的粗大析出物在晶界乃至粒内析出，则能有效提高形状冻结性。认为如果是这样的组织，则在冲压加工时分散析出的B的粗大析出物适当地固定位错，使变形集中在析出物周围而防止位错集中在晶界，从而抑制位错混杂，由此大幅减少回弹，比例极限变低，形状冻结性显著提高。
本发明是基于上述观点进一步深入研究而完成的。即，本发明的要点如下。
(1)一种形状冻结性优异的冷轧钢板，具有如下组成和以平均粒径：10～30μm的铁素体为主体的组织，比例极限为100MPa以下，所述组成是以质量％计含有：
B：0.0005～0.0050％，且以满足B/C为0.5以上的方式含有B和C，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
(2)根据(1)所述的冷轧钢板，在上述组成的基础上，进一步以质量％计含有Nb：0.009％以下。
(3)根据(1)所述的冷轧钢板，在上述组成的基础上，进一步以质量％计含有Cr：0.06％以下。
(4)根据(1)所述的冷轧钢板，在上述组成的基础上，进一步以质量％计含有Nb：0.009％以下和Cr：0.06％以下。
(5)根据(2)所述的冷轧钢板，上述Nb含量以质量％计为0.001～0.009％。
(6)根据(3)所述的冷轧钢板，上述Cr含量以质量％计为0.001～0.06％。
(7)根据(1)所述的冷轧钢板，上述B/C为0.5～5。
(8)根据(7)所述的冷轧钢板，上述B/C为1.0～3.3。
(9)根据(8)所述的冷轧钢板，上述B/C为1.5～3.3。
(10)根据(1)所述的冷轧钢板，上述比例极限为40MPa～100MPa。
(11)根据(1)所述的冷轧钢板，以上述铁素体为主体的组织是以面积率计含有95％以上的铁素体的组织。
(12)一种形状冻结性优异的冷轧钢板的制造方法，对钢材料依次实施热轧工序、酸洗工序、冷轧工序和退火工序，
上述钢材料是具有如下组成的钢材料，以质量％计含有：
且以满足B/C为0.5以上的方式含有B和C，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
上述热轧工序是对上述钢材料加热后实施粗轧和精轧结束温度：870～950℃的精轧，在卷取温度：450～630℃下进行卷取的工序，
上述冷轧工序是实施压下率：90％以下的冷轧的工序，
上述退火工序是将600℃以上的温度区域以平均1～30℃/s的加热速度加热至700～850℃的范围的均热温度，在该均热温度保持30～200s之后，将到600℃的温度区域以平均3℃/s以上的冷却速度冷却的工序。
(13)根据(12)所述的冷轧钢板的制造方法，在上述组成的基础上，进一步以质量％计含有Nb：0.009％以下。
(14)根据(12)所述的冷轧钢板的制造方法，在上述组成的基础上，进一步以质量％计含有Cr：0.06％以下。
(15)根据(12)所述的冷轧钢板的制造方法，在上述组成的基础上，进一步以质量％计含有Nb：0.009％以下和Cr：0.06％以下。
(16)根据(13)所述的冷轧钢板的制造方法，上述Nb含量以质量％计为0.001～0.009％。
(17)根据(14)所述的冷轧钢板的制造方法，上述Cr含量以质量％计为0.001～0.06％。
(18)根据(12)所述的冷轧钢板的制造方法，上述B/C为0.5～5。
(19)根据(18)所述的冷轧钢板的制造方法，上述B/C为1.0～3.3。
(20)根据(19)所述的冷轧钢板的制造方法，上述B/C为1.5～3.3。
发明的效果
根据本发明，比例极限明显下降，能够容易且低廉地制造成型后的形状冻结性优异的冷轧钢板，产业上发挥优异的效果。另外，根据本发明，还具有能够促进部件的薄壁化这样的效果。
附图说明
图1是示意性地表示胀形用试验片和成型试验时的凸缘按压区域(斜线部)的说明图。
图2是示意性地表示胀形试验后的最大变形高度的测定方法的说明图。
图3是表示最大变形高度与比例极限的关系的图。
图4是表示比例极限与B/C的关系的图。
具体实施方式
首先，对本发明冷轧钢板的组成限定理由进行说明。应予说明，以下，在没有特殊说明的情况下，质量％简单记为％。
C：0.0010～0.0030％
C固溶而促进B的粗大析出物的形成，是有助于降低比例极限的元素。这样的效果通过含有0.0010％以上而变得明显。另一方面，超过0.0030％地大量含有时，固溶C和碳化物增多，强度变得过高而导致延性下降。因此，C限定在0.0010～0.0030％的范围。应予说明，优选为0.0020％以下。
Si：0.05％以下
如果大量含有Si，则因硬质化导致加工性劣化，或者退火时生成Si氧化物，阻碍镀覆性。另外，由于大量含有Si会使奥氏体(γ)→铁素体(α)相变点变成高温，热轧时难以在γ区结束轧制。因此，Si限定在0.05％以下。
Mn：0.1～0.5％
Mn与使热延性明显下降的有害的钢中的S结合，形成MnS，有助于S的无害化，并且具有使钢硬质化的作用。为了得到这样的效果，需含有0.1％以上。另一方面，超过0.5％地大量含有时，因硬质化导致延性下降，抑制退火时的铁素体的再结晶。因此，Mn限定在0.1～0.5％的范围。应予说明，优选为0.3％以下，更优选为0.2％以下。
P：0.05％以下
P具有在晶界偏析使延性下降的作用，所以在本发明中优选尽量少，可允许0.05％为止。因此，P限定在0.05％以下。应予说明，优选为0.03％以下，更优选为0.02％以下。
S：0.02％以下
S作为杂质元素，优选尽量少。S具有使热延性明显下降，引起热裂，使表面性状明显劣化的不良影响，并且S不仅对强度几乎没有帮助，还会形成粗大的MnS使延性下降。这样的不良影响在S超过0.02％时变得明显，因此本发明中S限定在0.02％以下。应予说明，优选为0.01％以下。
Al：0.10％以下
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，为了得到这样的效果，优选含有0.02％以上。另一方面，由于Al具有使钢的γ→α相变点上升的作用，所以超过0.10％的大量含有则热轧时在γ区结束轧制变得困难。因此，Al限定在0.10％以下。
N：0.0050％以下
N与氮化物形成元素结合而形成氮化物，是具有利用析出强化使钢硬质化的作用的元素，超过0.0050％地大量含有时，不仅延性下降，还可能产生热轧中的板坯裂纹，频繁出现表面瑕疵。因此，N限定在0.0050％以下。应予说明，优选为0.0030％以下，更优选为0.0020％以下。
Ti：0.021～0.060％
Ti是具有将N固定成氮化物，抑制固溶N引起的硬质化、时效劣化的作用的元素。为了得到这样的效果，需含有0.021％以上。另一方面，超过0.060％地大量含有则促进碳化物的析出，减少固溶C，因此抑制含有C、Fe的B的粗大析出物的生成，无法实现所希望的比例极限的下降。因此，Ti限定在0.021～0.060％的范围。应予说明，优选为0.050％以下。
B：0.0005～0.0050％
B在本发明中是重要的元素，通过形成粗大的B析出物有助于比例极限的减少。为了得到这样的效果，需含有0.0005％以上。另一方面，超过0.0050％地大量含有则引起板坯裂纹。因此，B限定在0.0005～0.0050％的范围。应予说明，优选为0.0010％以上，更优选为0.0020％以上，进一步优选为0.0030％以上。
B/C：0.5以上
本发明中，含有上述范围的C、B，且以满足B含量与C含量的比B/C为0.5以上的方式调整C、B含量。B/C低于0.5时，难以形成B的粗大的析出物。因此，B/C限定在0.5以上。应予说明，优选为1.0以上，更优选为1.5以上，进一步优选为2.0以上。
上述成分是基本的成分，本发明中，在基本组成的基础上，根据需要可以进一步含有Nb：0.009％以下和/或Cr：0.06％以下作为选择元素。
Nb：0.009％以下
Nb是与Ti同样地与N结合形成氮化物，固定N而抑制固溶N引起的硬质化、时效劣化，有助于形状冻结性提高的元素，可根据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上，但超过0.009％地大量含有导致晶粒的细粒化。因此，含有时，Nb优选限定在0.009％以下。
Cr：0.06％以下
Cr是使固溶状态的C不稳定化而促进含有C的B的粗大析出物生成的元素，可根据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有0.001％以上。另一方面，超过0.06％地大量含有Cr则反而阻碍含有C的B的粗大析出的生成。因此，含有时，Cr优选限定在0.06％以下。
上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
接下来，对本发明冷轧钢板的组织限定理由进行说明。
本发明冷轧钢板具有以平均粒径：10～30μm的铁素体为主体的组织。通过成为以铁素体为主体的组织，能够使钢板软质化而提高加工性。应予说明，这里提及的“以铁素体为主体的组织”是指铁素体(多边形铁素体)以面积率计占95％以上，优选占100％的组织。
铁素体以外的第二相优选为渗碳体、贝氏体。另外，通过使铁素体的平均粒径为10μm以上，能够在成型时抑制变形集中在晶界，使变形集中在析出物周围，从而能减少比例极限。另一方面，如果铁素体的平均粒径大到超过30μm，则冲压加工时表面粗糙等表面模样明显化。
因此，铁素体的平均粒径限定在10～30μm的范围。应予说明，优选为15～25μm。
接下来，对本发明冷轧钢板的优选的制造方法进行说明。
将上述组成的钢材料(板坯)作为起始材料。
钢材料的制造方法不需要特别限定，优选将上述组成的钢液用常用的转炉、电炉等熔炼之后，用常用的连续铸造法、铸锭－开坯法制成板坯(钢材料)。如果为连续铸造制板坯，铸造后，保持有能够进行热轧的热，则优选不冷却至室温而直接或者一次性地装入加热炉，保热之后，实施热轧，或者，冷却至室温后装入加热炉，再加热至优选1100～1250℃的范围的温度后，实施热轧。
接下来对被加热的钢材料实施热轧工序。
热轧工序中，实施由粗轧、精轧构成的热轧，接着进行卷取。
粗轧中，只要能够确保所希望的尺寸形状的薄板坯即可，其条件没有特别限定。接着，对薄板坯实施精轧，制成热轧板。
精轧是精轧结束温度为870～950℃的轧制。
如果精轧结束温度低于870℃，则轧制中途组织从奥氏体转变成铁素体，轧制机的载荷控制变得困难，因此通板过程中发生断裂等的危险性增大。应予说明，如果从精轧的入口侧在铁素体区进行轧制，则能够避免如上所述的通板过程中的断裂等，但由于轧制温度的下降，热轧板的组织变成未再结晶铁素体，所以存在冷轧时的载荷增大这样的问题。另一方面，如果精轧结束温度高达超过950℃，则热轧板的铁素体粒径变大。因此，冷轧退火板的铁素体粒径也变得过大。因此，精轧结束温度限定在870～950℃的范围的温度。精轧结束后，热轧板被卷取。应予说明，精轧后、卷取前的冷却没有特别限定，只要具有空冷以上的冷却速度就够，根据需要，即便进行100℃/s以上的骤冷也没有特别问题。
精轧结束后的卷取温度设为450～630℃的范围的温度。
卷取温度低于450℃时，生成针状铁素体，钢板硬质化，其后的冷轧的载荷变高，导致热轧在操作上困难。另一方面，卷取温度超过630℃的高温会促进碳化物的析出，使固溶C量下降，在热轧阶段无法确保所希望的固溶C量。因此，卷取温度限定在450～630℃的范围的温度。
接下来对卷取的热轧板实施通常的酸洗工序后，实施冷轧工序，制成冷轧板。
冷轧工序中，实施冷轧压下率：90％以下的冷轧，制成冷轧板。
如果冷轧压下率大到超过90％，则退火后的再结晶铁素体粒微细化，但同时冷轧载荷增大，导致冷轧在操作上困难。因此，冷轧压下率限定在90％以下。应予说明，优选为80％以下。另一方面，冷轧压下率的下限没有特别规定，当冷轧压下率小时，对应规定的产品厚度，需要减小热轧板的板厚，热轧、酸洗中的生产率下降，因此冷轧压下率优选为50％以上。
接下来对冷轧板实施退火工序，制成冷轧退火板。
退火工序是在600℃以上的温度区域以平均1～30℃/s的加热速度加热至700～850℃的范围的均热温度，在该均热温度保持30～200s之后，以3℃/s以上的冷却速度冷却至600℃以下的工序。退火工序中，使冷轧过的加工铁素体再结晶，制成所希望的平均粒径的铁素体，并且使粗大的含有C、Fe的B析出物在晶界、粒内分散析出。
加热速度：1～30℃/s
在到达600℃以上的均热温度为止的温度区域的平均的加热速度低于1℃/s时，铁素体粒的粒生长显著，无法制成所希望的平均粒径的铁素体。另一方面，如果加热速度大到超过30℃/s，则TiC析出，代替加热中途的B析出物的生成，难以形成所希望的B的粗大析出物。因此，在600℃以上的温度区域的加热速度以平均值计限定在1～30℃/s的范围。应予说明，优选为5℃/s以上，更优选为10℃/s以上。
均热温度：700～850℃
退火工序中，由于需要完成冷加工铁素体的再结晶，所以均热温度设为700℃以上。另一方面，如果均热温度高达超过850℃，则铁素体粒粗大化，无法制成具有所希望的平均粒径的铁素体。因此，均热温度限定在700～850℃。
均热保持时间：30～200s
为了完成冷加工铁素体的再结晶，将均热保持时间设为30s以上。
如果均热保持时间短，则无法完成再结晶，或者铁素体粒变得微细。另一方面，如果均热保持时间超过200s成为长时间，则铁素体粒过度生长。因此，均热保持时间限定在30～200s。
冷却速度：3℃/s以上
如果均热保持后的冷却速度小，则促进铁素体粒的生长。因此，从均热温度到600℃的温度区域的平均的冷却速度限定在3℃/s以上。应予说明，冷却速度的上限不需要特别限定，由冷却设备的能力决定。如果为通常的冷却设备，则冷却速度的上限为30℃/s左右。
应予说明，如果冷却至600℃，则能够抑制铁素体的粒生长引起的组织的粗大化，能够得到以具有所希望的平均粒径的铁素体为主体的组织。另外，600℃以下的冷却条件不需要特别限定，任意的冷却都没有特别问题。
应予说明，冷却停止后，根据需要，可以进行在480℃附近的热浸镀锌。另外，热浸镀锌后，可以再加热至500℃以上使热浸镀锌合金化。另外，可以在冷却中途实施保温等热历程。并且，根据需要，可以实施0.5～2％左右的调质轧制。另外，没有实施镀覆时，为了提高耐腐蚀性可以进行电镀锌等。此外，可以通过化学转化处理等在冷轧钢板、镀覆钢板上形成皮膜。
以下，根据实施例，对本发明进一步进行说明。
实施例
将具有表1所示的组成的钢材料(板坯)作为起始材料。将这些板坯加热至1200℃后，对该板坯依次实施热轧工序、酸洗工序、冷轧工序、以及退火工序，制成冷轧退火板。热轧工序中，对钢材料实施粗轧制成薄板坯后，对薄板坯实施精轧结束温度为表2所示的温度(FT)的精轧，在表2所示的卷取温度(CT)进行卷取，制成表2所示的板厚的热轧板。接着，对热轧板实施酸洗工序后，实施表2所示的冷轧压下率的冷轧，制成表2所示的板厚的冷轧板。
接着，对冷轧板实施退火工序，制成冷轧退火板。退火工序中，以表2所示的加热速度、均热温度、均热保持时间、冷却速度实施退火。应予说明，即便在600℃以下也以同样的冷却速度冷却至室温。应予说明，实施退火工序后，进行压下率：1.0％的调质轧制。
对得到的冷轧退火板(冷轧钢板)实施组织观察、拉伸试验、胀形试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从得到的冷轧退火板采集组织观察用试验片，对轧制方向截面(L截面)进行研磨、腐蚀，使用光学显微镜(倍率：100倍)和扫描式电子显微镜(倍率：1000倍)观察组织，进行摄像，通过图像解析，测定铁素体的平均粒径、铁素体的百分比、第二相的种类和百分比。应予说明，对应铁素体，在300×300μm的区域求出铁素体粒在轧制方向和板厚方向的平均切片长度，分别设为A、B，将2/(1/A+1/B)的值作为平均粒径。另外，对300×300μm的区域进行铁素体百分比的测定。
(2)拉伸试验
以拉伸方向成为轧制方向的方式从得到的冷轧退火板采集JIS 5号试验片，求出比例极限。应予说明，在拉伸试验片的平行部贴附应变计，以拉伸速度：1mm/min的拉伸速度实施拉伸试验，求出拉伸特性(比例极限、拉伸强度、伸长率)。应予说明，比例极限设为应力－应变曲线的斜率开始减小的应力。
(3)胀形试验
从得到的冷轧退火板采集试验材(大小：120×120mm)，进行胀形。胀形是用直径20mm的球形凸模使试验材中央部鼓凸8mm的冲压成型。应予说明，胀形中，如图1所示，边以100kN的载荷按压直径28～54mm的区域(斜线部)，边进行成型。成型后，如图2示意所示，在平台上放置试验材，测定凸缘部的最大变形高度。
将得到的结果示于表3。
本发明例中均具有100MPa以下的低的比例极限，胀形部件的平坦部的最大变形高度为0.8mm以下，是形状冻结性优异的冷轧钢板。另一方面，脱离本发明的范围的比较例中比例极限超过100MPa，或者最大变形高度超过0.8mm，形状冻结性下降。

Claims (20)

1.一种形状冻结性优异的冷轧钢板，具有如下组成和以平均粒径：10～30μm的铁素体为主体的组织，比例极限为100MPa以下，
所述组成是以质量％计含有：
B：0.0005～0.0050％，且以满足B/C为0.5以上的方式含有B和C，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，在所述组成的基础上，进一步以质量％计含有Nb：0.009％以下。
3.根据权利要求1所述的冷轧钢板，在所述组成的基础上，进一步以质量％计含有Cr：0.06％以下。
4.根据权利要求1所述的冷轧钢板，在所述组成的基础上，进一步以质量％计含有Nb：0.009％以下和Cr：0.06％以下。
5.根据权利要求2所述的冷轧钢板，其中，所述Nb含量以质量％计为0.001～0.009％。
6.根据权利要求3所述的冷轧钢板，其中，所述Cr含量以质量％计为0.001～0.06％。
7.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，所述B/C为0.5～5。
8.根据权利要求7所述的冷轧钢板，其中，所述B/C为1.0～3.3。
9.根据权利要求8所述的冷轧钢板，其中，所述B/C为1.5～3.3。
10.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，所述比例极限为40MPa～100MPa。
11.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，所述以铁素体为主体的组织是以面积率计含有95％以上的铁素体的组织。
12.一种形状冻结性优异的冷轧钢板的制造方法，对钢材料依次实施热轧工序、酸洗工序、冷轧工序和退火工序，
所述钢材料是具有如下组成的钢材料，即，以质量％计含有：
且以满足B/C为0.5以上的方式含有B和C，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述热轧工序是对所述钢材料进行加热，实施粗轧和精轧结束温度：870～950℃的精轧，在卷取温度：450～630℃下进行卷取的工序，
所述冷轧工序是实施压下率：90％以下的冷轧的工序，
所述退火工序是在600℃以上的温度区域以平均1～30℃/s的加热速度加热至700～850℃的范围的均热温度，在该均热温度保持30～200s之后，将600℃为止的温度区域以平均3℃/s以上的冷却速度进行冷却的工序。
13.根据权利要求12所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，进一步以质量％计含有Nb：0.009％以下。
14.根据权利要求12所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，进一步以质量％计含有Cr：0.06％以下。
15.根据权利要求12所述的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，进一步以质量％计含有Nb：0.009％以下和Cr：0.06％以下。
16.根据权利要求13所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述Nb含量以质量％计为0.001～0.009％。
17.根据权利要求14所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述Cr含量以质量％计为0.001～0.06％。
18.根据权利要求12所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述B/C为0.5～5。
19.根据权利要求18所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述B/C为1.0～3.3。
20.根据权利要求19所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述B/C为1.5～3.3。
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Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101819358B1 (ko) * 2016-08-12 2018-01-17 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
CN109715842B (zh) * 2016-12-21 2020-03-06 日本制铁株式会社 H型钢及其制造方法
KR20210079460A (ko) * 2019-12-19 2021-06-30 주식회사 포스코 경도와 가공성이 우수한 구조부용 냉연강판 및 그 제조방법
WO2023140239A1 (ja) * 2022-01-21 2023-07-27 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06116648A (ja) * 1992-10-02 1994-04-26 Nippon Steel Corp 焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法
JP2002167645A (ja) * 2000-11-30 2002-06-11 Nkk Corp 焼付け硬化型冷延鋼板およびその製造方法
CN101400817A (zh) * 2006-03-16 2009-04-01 杰富意钢铁株式会社 冷轧钢板及其制造方法、电池及其制造方法
JP2010077513A (ja) * 2008-09-29 2010-04-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
WO2011162135A1 (ja) * 2010-06-23 2011-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3105380B2 (ja) * 1993-06-21 2000-10-30 新日本製鐵株式会社 耐デント性ならびに耐面ひずみ性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH0770650A (ja) * 1993-09-02 1995-03-14 Kawasaki Steel Corp 極めて深絞り性に優れる冷延鋼板の製造方法
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
JP2002066637A (ja) 2000-08-31 2002-03-05 Nippon Steel Corp 成形品の寸法精度に優れたプレス成形方法
JP3908954B2 (ja) * 2001-06-05 2007-04-25 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およびその製造方法
JP5407591B2 (ja) * 2008-07-22 2014-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板及びその製造方法並びにバックライトシャーシ
JP5515732B2 (ja) * 2009-12-25 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耳割れのない熱延鋼板の製造方法および耳割れのない冷延鋼板の製造方法
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
JP5541243B2 (ja) * 2011-07-15 2014-07-09 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06116648A (ja) * 1992-10-02 1994-04-26 Nippon Steel Corp 焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法
JP2002167645A (ja) * 2000-11-30 2002-06-11 Nkk Corp 焼付け硬化型冷延鋼板およびその製造方法
CN101400817A (zh) * 2006-03-16 2009-04-01 杰富意钢铁株式会社 冷轧钢板及其制造方法、电池及其制造方法
JP2010077513A (ja) * 2008-09-29 2010-04-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板およびその製造方法
WO2011162135A1 (ja) * 2010-06-23 2011-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法

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