CN1213011A - 软质冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

软质冷轧钢板,它由以下组成:C:0.06重量%以下、Si:0.1重量%以下、Mn:0.5重量%以下、P:0.03重量%以下、S:0.03重量%以下、N:0.006重量%以下、B:0.009重量%以下。软质冷轧钢板的制造方法,该方法由以下的工序组成:连续铸造钢,制作扁坯的工序;进行热轧,制作热轧钢板的工序;冷轧该热轧钢板,制作冷轧钢板的工序;以及将该冷轧钢板连续退火的工序。

Description

软质冷轧钢板及其制造方法
本发明是关于软质冷轧钢板及其制造方法。
以往，在利用连续退火制造加工用冷轧钢板的方法中，在用于软质化和高r值化的热轧时，进行高温卷取，促进AlN的析出和碳化物的聚集粗大化。但是，若进行高温卷取，则在氧供给容易的板卷两端部造成氧化皮厚度增大，有酸洗性劣化的问题。
特开平2-263932号公报提出利用添加B进行软质化、降低卷取温度的方法。规定Mn/S的加B钢加热至1000～1200℃，在560～650℃卷取，在730～880℃的较高温度进行连续退火，制造深冲用冷轧钢板。
也已提出利用加B钢的良好的晶粒长大性，通过低温卷取、原封不动地进行连续退火，得到良好的加工性的种种方法。特开平7-3332号公报揭示了以在600～700℃卷取加B钢、在740～930℃退火为特征的加工用冷轧钢板的制造方法。特开平9-3550号公报揭示了以在630～720℃卷取加B钢、在800～880℃退火为特征的加工用冷轧钢板的制造方法。特开昭56-156720号公报揭示了规定B和N的关系、进行650℃以下的低温卷取、经受高温退火的加工性优良的冷轧钢板的制造方法。
为了得到高加工性，在特开昭64-15327号公报和特开昭61-266556号公报中揭示了规定B/N和添加元素、扁坯加热温度。在特开昭64-15327号公报中规定以N当量以上添加B的钢扁坯加热温度，在550～700℃卷取，在750～850℃进行退火。在特开昭61-266556号公报中制备添加0.10～0.30％的Cr，将B/N规定在0.5～2.0％的钢。在550～700℃卷取该钢，在800℃左右进行退火，制成冲压成形性优良的冷轧钢板。
但是，对于晶粒长大性优良的加B钢来说，若进行700℃以上的高温退火，就有往往形成复合晶粒组织、加工时的表面质量劣化的问题。近年来，比以往也有所增加，关于表面性状也要求高质量。迄今，由不至于成为大问题的这样的复合晶粒组织而引起的表面性状的劣化正在成为问题。尽管如此，上述以往技术没有揭示对由在700℃以上退火而产生的复合晶粒组织引起的表面质量低下进行改善的对策。
如上所述，对加B钢来说，现状是没有获得提高连续退火中的组织稳定性、防止发生复合晶粒的方法。
在汽车和家电制品等中使用的薄钢板中，要求高成形性，正集中精力推进软质、高r值化。在使用低碳铝镇静钢、通过连续退火制造这样的高成形性薄钢板时，需要通过热轧的高温卷取使C、N作为粗大析出物而固定。但是，即使进行高温卷取，因为板卷纵向端部(T部：板卷的最前部，B部：板卷的尾部)和横向端部直接接触空气，所以冷却速度快，AlN不能充分析出。该未析出的AlN在连续退火中细小地析出，因此纵向·横向端部比板卷中央部发生硬质化，产生所谓的卷材端头性。进而，由于高温卷取，氧化皮的厚度增加，也有酸洗性低下的问题。作为解决这样的卷材端头性和酸洗性的问题的方法，在特开昭48-100314号公报中揭示了通过添加B、使N形成粗大的BN，抑制析出细小AlN而提高晶粒长大性，从而降低卷取温度的方法。
然而，像上述特开昭48-100314号公报的发明那样，通过添加B同样得到卷材端头性改善的效果，但有材质变动增大的问题。
另外，在上述以往的技术中，随着钢中氧量增加，钢发生硬质化，进而即使是相同的氧量，也有出现材质变动的情况。
以往，在通过连续退火制造的加工用冷轧钢板的制造中，在用于软质化和高r值化的热轧时进行高温卷取，促进AlN的析出和碳化物的聚集粗大化。但是，若进行高温卷取，就在氧供给容易的板卷的两端部造成氧化皮厚度增大，有酸洗性劣化的问题。因此，在特开昭48-100314号公报中揭示了用B使N形成粗大的BN而固定，从而降低卷取温度的方法。但这种方法虽然适用于不进行中间加热的轧制，但也得不到卷取温度降低的效果。这是因为加热的炉材中在扁坯中析出的粗大MnS的一部分不再固溶而残留下来，与此相反，不进行中间加热的轧制，所有的MnS都以固溶状态进行轧制，在轧制时析出的细小MnS抑制晶粒长大性。
因此，以不进行中间加热的轧制得到与加热的炉材同等的软质材料作为目的，在特开平7-242995号公报中揭示了使S达到0.004％以下，降低细小MnS量，进行软质化的方法。另外，在特开平9-3550号公报中揭示了在将连续铸造扁坯冷却到Ac3点以下之前开始热轧，从而抑制伴随Fe的相变的轧制前的MnS形态变化、作为析出物的核而促进析出物的粗大化的方法。
但是，按照特开平7-242995号公报中揭示的方法，若使S达到0.004％以下，脱硫的费用就极大，其用途就限于高级钢板。
另外，即使在特开平9-3550号公报揭示的方法中，软质化也是不充分的，必须进行800℃以上的高温退火。
如上所述，在制造软质冷轧钢板时，现状是还没有获得在不进行中间加热的轧制时能够进行低温卷取的方法。
本发明的目的在于，提供适用于汽车和家电制品的软质冷轧钢板及其制造方法。
为了达到上述目的，第1，本发明提供由以下组成的软质冷轧钢板：
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.03重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以化学计算比表示的B/N:0.6～1.5、Al满足下式：
Al≤0.035×(B/N×0.6)1/2余量为Fe和不可避免的杂质。
该C含量较好是0.01～0.04重量％。最好该C含量是0.01～0.03重量％。
该N含量较好是0.005重量％以下。最好该N含量是0.0035重量％以下。
该软质冷轧钢板，进而可以含有从Cu:0.5重量％以下、Ni:0.5重量％以下、Cr:0.5重量％以下、Sn:0.5重量％以下、Ca:0.1重量％以下和O:0.05重量％以下组成的组中选择的至少一种元素。希望该至少一种的元素的含量是2重量％以下。
第2，本发明提供由以下的工序组成的软质冷轧钢板的制造方法：
(a)连续铸造由以下成分组成的钢，制作扁坯的工序；
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.03重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以化学计算比表示的B/N:0.6～1.5、Al满足下式：
Al≤0.035×(B/N×0.6)1/2余量为Fe和不可避免的杂质。
(b)在Ar3点以上的精轧温度、650℃以下的卷取温度热轧该扁坯，制作热轧钢板的工序；
(c)冷轧该热轧钢板，制作冷轧钢板的工序；以及
(d)以1℃/s以上的升温速度而且以700℃以上的均热温度将该冷轧钢板连续退火的工序。
第3，本发明提供由以下组成的软质冷轧钢板：
C:0.06重量％以下、Mn:0.5重量％以下、Si:0.1重量％以下、P:0.025重量％以下、S:0.03重量％以下、酸溶Al:0.1重量％以下、O:0.005重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以原子比表示的B/N:0.5～2.0、0.1μm以下的氧化铝系氧化物量：20ppm以下、余量为Fe和不可避免的杂质。
该氧含量最好是0.003重量％以下。该氧化铝系氧化物量最好是10ppm以下。
第4，本发明提供由以下工序组成的软质冷轧钢板的制造方法：
(a)准备由以下成分组成的钢的工序；
C:0.06重量％以下、Mn:0.5重量％以下、Si:0.1重量％以下、P:0.025重量％以下、S:0.03重量％以下、酸溶Al:0.1重量％以下、O:0.005重量％以下、N:0.06重量％以下、B:0.009重量％以下、以原子比表示的B/N:0.5～2.0、0.1μm以下的氧化铝系氧化物量：20ppm以下、余量为Fe和不可避免的杂质。
(b)在650℃以下的卷取温度热轧该钢，制作热轧钢板的工序；
(c)酸洗该热轧钢板的工序；
(d)冷轧酸洗过的热轧钢板，制作冷轧钢板的工序；以及
(e)将该冷轧钢板连续退火的工序。
该热轧由在连续铸造后进行不经中间加热的轧制组成，该不经中间加热的轧制具有1220℃以下的轧制开始温度和650℃以下的卷取温度。
第5，本发明提供由以下组成的软质冷轧钢板：
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.02重量％以下、酸溶Al:0.04重量％以下、N:0.006重量％以下、满足N重量％S重量％/5、B满足下式：
11/14×N％-0.0004≤B≤11/14×N％0.002余量为Fe和不可避免的杂质。
第6，本发明提供由以下工序组成的软质冷轧钢板的制造方法：
(a)铸造由以下成分组成的钢的工序；
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.02重量％以下、酸溶Al:0.04量％以下、N:0.006重量％以下、满足N重量％S重量％/5、B满足下式：
11/14×N％-0.0004≤B≤11/14×N％0.002余量为Fe和不可避免的杂质。
(b)在Ar3点以上的精轧温度、650℃以下的卷取温度将该钢进行不经中间加热的轧制，制作热轧钢板的工序；
(c)酸洗该热轧钢板的工序；
(d)冷轧酸洗过的热轧钢板，制作冷轧钢板的工序；以及
(e)在低于800℃连续退火该冷轧钢板的工序。
该不进行中间加热的轧制最好由以下组成：
在1000℃以下的温度结束粗轧；
加热到1030℃以上进行精轧；
在Ar3点以上结束精轧。
图1是表示利用有关具体方案1的高温退火产生部分的粗大铁素体晶粒的加B钢的断面组织的显微镜照片。
图2是表示有关具体方案1的B/N比与EL及最大粒径的关系图。
图3是表示有关具体方案1的Al量与EL及最大粒径的关系图。
图4是表示有关具体方案2的钢中氧化铝系氧化物量与抗拉强度(TS)的关系图。
图5是表示有关具体方案3的退火板的N含量与YP(屈服点)的关系图。
图6是表示伴随有关具体方案3的不进行中间加热的轧制材与加热的炉材的B含量变化的YP(屈服点)变化的图。
具体方案1
具体方案1的软质冷轧钢板由以下组成：
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.03重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以化学计算比表示的B/N:0.6～1.5、Al满足下式：
Al≤0.035×(B/N×0.6)1/2余量为Fe和不可避免的杂质。
该C含量较好是0.01～0.04重量％。最好该C含量是0.01～0.03重量％。
该N含量较好是0.005重量％以下。最好该N含量是0.035重量％以下。
该软质冷轧钢板，进而可以含有从Cu:0.5重量％以下、Ni:0.5重量％以下、Cr:0.5重量％以下、Sn:0.5重量％以下、Ca:0.1重量以下和O:0.05重量％以下组成的组中选择的至少一种元素。希望该至少一种元素的含量是2重量％以下。
具体方案1的软质冷轧钢板的制造方法由以下的工序组成：
(a)连续铸造由以下成分组成的钢，制作扁坯的工序；
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.03重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以化学计算比表示的B/N:0.6～1.5、Al满足下式：
Al≤0.035×(B/N×0.6)1/2余量为Fe和不可避免的杂质。
(b)在Ar3点以上的精轧温度、650℃以下的卷取温度进行热轧该扁坯，制作热轧钢板的工序；
(c)冷轧该热轧钢板，制作冷轧钢板的工序；以及
(d)以1℃/s以上的升温速度而且以700℃以上的均热温度将该冷轧钢板连续退火的工序。
本发明人，为了得到在高温退火中的组织稳定性优良的加B软质冷轧钢板及其制造方法，进行了反复深入研究，结果得到以下的认识。
加B钢因为晶粒长大性优良，所以若进行高温退火，组织就容易成为复合晶粒。在图1中示出一个例子，但若在加热温度1200℃、卷取温度600℃热轧C=0.015％、Al=0.023％、B=0.0007％、N=0.0020％、B/N=0.45的钢，在800℃进行退火，就产生部分粗大的铁素体晶粒。
因此，本发明人，深入研究了在高温退火发生这样的复合晶粒的原因，结果已查明，若在残存某种程度的固溶N的状态进行高温退火，AlN就不均匀地析出，尤其晶粒长大性优良的加B钢容易产生局部的粗大晶粒。于是发现，为了抑制这种复合晶粒，首先规定B/N比、降低热轧板中的固溶N量，进而按照(1)式
Al≤0.035×(B/N×0.6)1/2……(1)表示的关系，组合B/N，从而降低Al量，可以延迟退火时的AlN的析出开始，不局部阻碍高温退火时的再结晶中的晶粒长大，能够制造组织稳定性优良的软质冷轧钢板。
下面示出成为该认识的基础的实验。将含有C=约0.015％、Mn=约0.20％、P=约0.011％、S=约0.008％、Al=约0.010％、B≤0.0035％、N≤0.0035％、变化B/N比的材料加热至1200℃，在Ar3点以上的温度进行精轧，在600℃卷取。接着酸洗、冷轧后，以20℃/s升温，在800℃进行退火，制成板厚1.2mm的退火板，利用断面组织观察和JIS5号拉伸试样测定EL。结果示于图2中。伴随B/N的上升，虽然EL稍微上升，但看到迄今所说的软质化效果，而在B/N是0.2以上看不到显著的效果。但是，关于最大粒径(在断面组织中处于板厚×1mm范围的晶粒内最大的10个晶粒粒径的平均)，在B/N是0.2～0.6的范围显著增大，无正常的晶粒长大性，产生复合晶粒。另外，若B/N超过1.5，则由于固溶B引起的晶粒细化效果和固溶强化使EL降低。接着将含有C=约0.015％、Mn=约0.20％、P=约0.011％、S=约0.008％、B/N=约1、变化Al量的材料加热至1200℃，在Ar3点以上的温度进行精轧，在600℃卷取。接着酸洗、冷轧后，以20℃/s升温，在800℃进行退火，制成板厚1.2mm的退火板，利用断面组织观察和JIS 5号拉伸试样测定EL。结果示于图3中。伴随Al量变化的EL变化缓慢，但在以上述(1)式计算的Al量(0.027％)以上，最大粒径急剧变大，成为复合晶粒组织。
基于以上的认识，本发明人将在加B钢中的添加的B/N比和Al量控制在一定范围内，进而使热轧和退火条件适宜化，发现了在高温退火中的组织稳定性优良的加B软质冷轧钢板及其制造方法，从而完成了本发明。
以下，说明本发明的成分添加理由、成分限定理由和制造条件的限定理由。
(1)成分组成范围
C≤0.06％
C添加若超过0.06％，就大量析出碳化物，使r值和EL降低，损害成形性，因此，上限是0.06％。另外，低于0.01％时，在连续退火中的过时效时碳化物的析出驱动力变小，耐时效性劣化，因此下限最好是0.01％。该C含量较好是0.01～0.04重量％。最好是0.01～0.03重量％。
Si≤0.1％
Si若过剩添加，则强度上升，使成形性劣化，因此，Si是0.1％以下。
Mn≤0.5％
Mn使S以MnS形式固定，有提高热轧性的作用，因此希望添加0.05％以上，但过剩添加造成钢的硬质化，使成形性劣化，因此上限是0.5％。
P≤0.03％
P是固溶强化元素，超过0.03％的添加，造成钢的硬质化，因此上限是0.03％。
S≤0.03％
S是损害热轧性和成形性的元素，因此作为MnS被固定。所以希望要低。超过0.03％的添加关系到Mn量的增加而降低成形性，因此上限是0.03％。
N≤0.006％
在本发明中N作为BN被固定，但若BN量多，则降低加工性，因此上限是0.006％。该N含量较好是0.005重量％以下。最好该N含量是0.0035重量％以下。
B≤0.009％
B是对软质化有效的元素，但若过剩添加，则变形抗力上升，因此上限是0.009％。
B/N比：0.6～1.5
在本发明中，B/N比是极重要的。B/N低于0.6，细小AlN的析出量多，钢已硬质化，因此B/N的下限是0.6。另外，若B/N超过1.5，则钢中产生B，钢发生硬质化，因此B/N的上限是1.5。
酸溶Al≤0.035×(B/N×0.6)1/2……(1)
Al作为脱氧剂使用，因此含有某种程度，但在本发明中，左右退火时的细小AlN的析出开始时间，因此其添加范围是重要的。以往，以使N完全固定为目的大量添加Al，但相反本发明必须要控制低。退火时的AlN的析出与Al量和固溶N量有关。驱动力大，在未再结晶部分早期地开始AlN的析出，因此像加B那样，固溶N若处于适当低的范围，则在未再结晶部分的析出中消耗N，在其他部分难以析出，从而析出变得不均匀。在析出AlN的部分抑制再结晶·晶粒长大，但在其他部分进行晶粒长大，若出现一次粒径差别，则在长大过程中该差别进一步增大，因而成为复合晶粒组织。与此相反，通过按照上述(1)式规定Al量，可延迟AlN的析出，能够避免向未再结晶部分析出，从而可以抑制产生复合晶粒。
另外，本发明也可以以合计2％以下的范围含有从Cu≤0.5％、Ni≤0.5％、Cr≤0.5％、Sn≤0.5％、Ca≤0.1％和O≤0.05％组成的组中选择的至少一种或二种以上元素。
Cu、Ni、Cr、Sn、Ca和O等，在本发明中不妨碍所谋求的组织稳定性，因此可以按照与通常的钢相同的考虑适量添加。即，通过以上述范围添加Cu、Ni、Cr、Sn提高耐蚀性。以上述范围添加Ca促进碳化物聚集，提高耐时效性。O在钢中以氧化物的形式存在，起到MnS、BN的析出核的作用，促进它们的析出。
通过调整成上述的成分组成范围，能够得到在高温退火中的组织稳定性优良的加B软质冷轧钢板。
按照以下的制造方法制造这样性能的钢板。
(2)钢板制造工序
(制造方法)
熔炼调整成上述的成分组成范围的钢，在Ar3点以上的温度区将以连续铸造得到的扁坯进行精轧，在低于650℃卷取。接着，冷轧所卷取的热轧钢板，以1℃/s以上的升温速度且在700℃以上的均热温度进行连续退火。
在本发明中，各工序的温度具有重要的意义，不论缺少其中的一个，本发明的效果都会降低。
a．精轧温度
在本发明中，精轧温度是Ar3点以上。精轧温度低于Ar3点，降低r值的织构发达，因此下限是Ar3点。
b．卷取温度
从酸洗的观点看，卷取温度的上限是650℃。但是低于200℃时，板卷的形状不稳定，因此希望是200℃以上。
c．退火升温速度
在本发明中，升温速度是重要的。本发明规定Al和B/N,AlN的析出比再结晶迟后，但升温速度低于1℃/s时，AlN的析出变得容易，在再结晶结束前，AlN在未再结晶部分析出，部分地抑制再结晶·晶粒长大，因此组织成为复合晶粒。因而升温速度的下限是1℃/s，最好是10℃/s。
d．退火温度
退火温度低于700℃时，不能充分进行软质化，因此退火温度的下限是700℃。但是，超过900℃进行退火，在冷轧中形成的织构成为无规则的，因此最好是900℃以下。
关于扁坯的加热温度没有特别的规定，但从轧制负荷和确保精轧温度的观点看，最好是1050℃以上。另外，即使不将连铸扁坯冷却进行直接轧制的不进行中间加热的轧制也没有问题。即使在粗轧后加热或者保持而进行精轧，也不丧失本发明的效果。另外，即使粗轧后将粗条钢接合在一起，连续进行精轧，也不产生任何问题。进而，即使使用薄扁坯也不改变本发明的效果。关于酸洗后的冷轧，从加工性、特别是深冲性考虑，压下率最好是30～90％。关于光整冷轧的条件没有限制，但若超过2％，则EL急剧降低，因此希望是2％以下。
再者，在本发明钢的成分调整中，转炉和电炉中的哪种炉子都可以使用。
实施例1
在Ar3点以上的温度热轧表1所示成分的钢，在表2所示的卷取温度进行卷取。接着进行酸洗、冷轧，以表2所示的退火条件进行连续退火后，进行压下率为1.2％的光整冷轧，制成板厚0.7mm的板(本发明例No.1～4、6～9、11～14、16、17，比较例No.5、10、15)。
以组织观察评价组织稳定性，测定最大粒径(在断面组织中，处于板厚×1mm范围的晶粒内最大10个晶粒粒径的平均)。关于成形性，使用JIS5号拉伸试样调查抗拉性能。评价结果一并示于表2中。
从表2可知，本发明例No.1～4、6～9、11～14、16、17中的任何一个的组织稳定性和成形性都是良好的。
另一方面，比较例No.5,B/N比低于本发明的范围，比较例No.10,Al量超过本发明的范围，比较例No.15，退火升温速度低于本发明的范围，因此与本发明例相比，组织稳定性都低劣。
从以上可知，按照本发明，即使进行700℃以上的高温退火也能得到组织稳定的钢板。
实施例2
不冷却表3所示成分的钢，制造后原封不动地在Ar3点以上的温度进行热轧，在表4所示的卷取温度进行卷取。接着进行酸洗、冷轧，以表4所示的退火条件进行连续退火后，以压下率0.8％进行光整冷轧，制成板厚1.6mm的板(本发明例No.1～4、6～9、11～14、16、17，比较例No.5、10、15)。
以组织观察评价组织稳定性，测定最大粒径(在断面组织中，处于板厚×1mm范围的晶粒内最大10个晶粒粒径的平均)。关于成形性，使用JIS5号拉伸试样调查抗拉性能。评价结果一并示于表4中。
从表4可知，本发明例No.1～4、6～9、11～14、16、17中任何一个的组织稳定性和成形性都是良好的。
另一方面，比较例No.5,B量和B/N比超过本发明的范围，与本发明例相比，成形性低劣。较例No.10,Al量超过本发明的范围，比较例No.15,退火升温速度低于本发明的范围，因此与本发明例相比，组织稳定性都低劣。
从以上可知，按照本发明，即使进行780℃以上的高温退火也能得到组织稳定的钢板。
具体方案2
具体方案2的软质冷轧钢板由以下组成：
C:0.06重量％以下、Mn:0.5重量％以下、Si:0.1重量％以下、P:0.025重量％以下、S:0.03重量％以下、酸溶Al:0.1重量％以下、O:0.005重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以原子比表示的B/N:0.5～2.0、0.1μm以下的氧化铝系氧化物量：20ppm以下、余量为Fe和不可避免的杂质。
该O含量最好是0.003重量％以下。该氧化铝系氧化物量最好是10ppm以下。
具体方案2的软质冷轧钢板的制造方法由以下的工序组成：
(a)准备由以下的成分组成的钢的工序；
C:0.06重量％以下、Mn:0.5重量％以下、Si:0.1重量％以下、P:0.025重量％以下、S:0.03重量％以下、酸溶Al:0.1重量％以下、O:0.005重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以原子比表示的B/N:0.5～2.0、0.1μm以下的氧化铝系氧化物量：20ppm以下、余量为Fe和不可避免的杂质。
(b)在650℃以下的卷取温度热轧该钢，制作热轧钢板的工序；
(c)酸洗该热轧钢板的工序；
(d)冷轧酸洗过的热轧钢板，制作冷轧钢板的工序；以及
(e)将该冷轧钢板连续退火的工序。
该热轧在连续铸造后进行不经中间加热的轧制，因此该不经中间加热的轧制具有1220℃以下的轧制开始温度和650℃以下的卷取温度。
在以往技术中，添加B的效果是以粗大的BN取代细小AlN，但本发明人已发现，BN以细小MnS作为核析出，成为粗大的复合析出物，降低抑制细小MnS的晶粒长大效果的效果大。
进而，过去虽然报导过细小MnS成为BN的析出核，但除了细小MnS以外，已认识到0.1μm以下的细小氧化铝系氧化物成为BN的析出核。而且已查明，在由加B而引起的软质化效果小的钢中，该氧化铝系氧化物多，BN以氧化铝系氧化物比细小MnS优先成核地析出，大部分细小MnS不成为BN的析出核而残留下来，阻碍晶粒长大性。
基于这种认识，本发明人进行深入研究，已发现，通过降低0.1μm以下的氧化铝系氧化物量，促进以细小MnS作为析出核的BN析出，使MnS作为粗大的复合析出物，因此稳定添加B的效果。另外，在连铸后原封不动地进行热轧的不经中间加热的轧制中，因为所有的MnS以固溶状态被轧制，所以细小MnS量增加。还发现，为了降低这种细小MnS量，防止大量的固溶MnS在高温的应变诱发析出是有效的。
按照像以上的认识，本发明人发现了下述的方法，即，将加B低碳钢的氧量限定在一定值以下，来降低细小氧化铝系氧化物，稳定由加B而引起的软质化效果，进而规定热轧时的卷取温度的上限，抑制AlN的析出，以达到提高晶粒长大性，最大限度地发挥加B的效果，实现低温卷取，从而酸洗性也提高的、板卷纵向的形状优良的软质冷轧钢板的稳定制造方法，从而完成了本发明。
即，本发明通过将钢组成和制造条件限定在下述的范围，提供使板卷纵向的形状优良的软质冷轧钢板稳定的制造方法。
以下，说明本发明的成分添加理由、成分限定理由和制造条件的限定理由。
(1)成分组成范围
C≤0.06％
C若超过0.06％，则碳化物大量析出，降低r值和EL(延伸率)，损害成形性，因此是0.06％以下。
Mn≤0.5％
Mn使S以MnS形式固定，具有提高热轧性的作用，因此希望添加0.05％以上，但过剩添加造成钢的硬质化而劣化成形性，因此上限是0.5％。
Si≤0.1％
过剩添加Si，虽然强度上升，但成形性劣化，因此是0.1％以下。
P≤0.025％
P是固溶强化元素，过剩添加造成钢硬质化，因此上限是0.025％。
S≤0.03％
S是损害热轧性和成形性的元素，因此作为MnS而固定。因而希望低。另外，若MnS量太多，则导致EL降低，因此上限是0.03％。
酸溶Al≤0.1％
Al作为脱氧剂使用，因此含有某种程度。在本发明中，通过添加B，相当量的N作为BN被固定，因此AlN的析出量少到不成问题的程度，但若过剩地添加Al，则在冷轧后的退火时BN变成AlN，由于产生过剩的B，而发生硬化，因此上限是0.1％。
N≤0.006％
N在本发明中作为BN被固定，BN量多，降低加工性，因此上限是0.006％。
B≤0.009％,B/N(原子比)=0.5～2
B在本发明中是担负重要任务的元素。B在氧化铝系氧化物量被限制的本发明场合，使细小MnS作为BN核的析出，使MnS变成粗大的复合析出物的同时，将N固定，从而抑制细小AlN的析出。其结果，在本发明中，即使低温卷取也能实现以往没有的稳定的晶粒长大性。然而，若过剩地存在B，就产生固溶B而发生硬质化，因此添加量的上限是0.009％。但是，相对于N，即使多量添加，固溶B量也变多，钢发生硬质化，因此B和N的原子％比是0.5～2。尤其为了得到稳定的材质，最好是0.8～1.5。
O:0.005％以下，或者0.003％以下(不进行中间加热的轧制)
钢中的O，通过Al作为Al2O3被固定，但超过0.005％时，在氧化铝系氧化物量增加的同时，生成粗大的Al2O3，导致表面性状和材质劣化，因此，上限是0.005％。在不进行中间加热的轧制时，细小MnS量变多，因此有必要进一步降低氧化铝系氧化物量。因而，在不进行中间加热的轧制时，O的上限是0.003％。
0.1μm以下的氧化铝系氧化物量：20ppm以下，或者10ppm以下(不进行中间加热的轧制时)
氧化铝系氧化物量在本发明中是重要的。若大量产生0.1μm以下的氧化铝系氧化物，则BN以0.1μm以下的氧化铝系氧化物作为核析出，因此不形成细小MnS的粗大复合析出物。由于这样，0.1μm以下的氧化铝系氧化物量的上限是20ppm以下。另外，在不进行中间加热的轧制时，MnS难以粗大化，细小的MnS量增加，因此在不进行中间加热的轧制时，上限是10ppm。以下示出表示它的实验结果。
将含有C=约0.02％、Si=约0.01％、P=约0.015％、S=约0.01％、Al=约0.02％、N=约0.002％、B=约0.0015％、变化氧化铝系氧化物量的钢加热至1250℃，在1200℃开始轧制。轧制后在600℃进行卷取。酸洗所得到的热轧板，然后进行冷轧，在750℃退火。以压下率1.0％轧制退火板，截取JIS5号试样，进行拉伸试验。所得到的TS(抗拉强度)示于图4中。由于0.1μm以下的氧化铝系氧化物量是20ppm以下，所以显著出现由加B而引起的软质化效果。
在作为本发明的对象的钢中，根据各种目的，即使添加Cu、Ni、Cr、Sn、Mo、Pb等也不失去本发明的效果。但是，若添加Ti、V、Nb、Zr等形成细小氮化物的元素，则这些细小析出物阻碍晶粒长大性，进而产生固溶B，导致材质劣化，因此希望这些元素的添加或者混入是0.01％以下。
通过调整在上述的成分范围，能够稳定地得到板卷纵向的形状优良的软质冷轧钢板。
像这样性能的钢板可以采用以下的制造方法进行制造。
(2)钢板制造工序
(2-1)方式1的制造条件
(制造方法)
用转炉熔炼调整在上述成分范围的钢，然后利用连续铸造制成扁坯，在热轧所得到的钢时在650℃以下进行卷取，接着进行酸洗、冷轧、连续退火。
a．卷取温度：650℃以下
在本发明中，卷取温度是重要的。卷取温度高，在析出BN的同时，析出AlN，因此B过剩地作为固溶B而残留下来，在导致钢硬质化的同时，也劣化酸洗性。因此，卷取温度的上限是650℃。但低于300℃时，在卷取后晶粒不能充分长大，同时也在晶内细小析出，造成硬质化，因此希望是300℃以上。
再者，本方式1的制造条件，关于轧制开始温度没有特别的限制，但为了抑制由MnS的再固溶引起的细小析出，轧制开始温度最好是1300℃以下。
(2-2)方式2的制造条件
(制造方法)
用转炉熔炼调整在上述成分范围的钢，然后连续铸造后在进行不冷却、不经中间加热的轧制的热轧中，在1220℃以下的温度开始轧制，在650℃以下卷取，接着进行酸洗、冷轧、连续退火。
a．轧制开始温度：1220℃以下
在进行不经中间加热的轧制的场合，轧制开始温度担负重要的任务。在本发明中，以BN包围细小MnS，达到粗大化，提高晶粒长大性，实现低温卷取。
因此，通过限制轧制开始温度，限制由应变诱发产生的细小MnS量。轧制开始温度超过1220℃时，由应变诱发产生的细小MnS的析出显著，得不到添加B的效果，因此轧制开始温度是1220℃以下。
b．卷取温度：650℃以下
与方式1的制造条件相同。
以上，在本发明中，各工序的温度具有重要的意义，不论缺少其中哪一个，都得不到本发明的效果。
关于加热条件没有特别的限制，即使是1220℃以下也没有任何问题。另外，在轧制前，也可以进行以扁坯表面和内部的温度均匀化为目的的加热。此外，为了去除水冷滑轨造成的黑印和确保精轧温度，在粗轧后将粗条钢加热，或者也可以卷取成带卷开卷。另外，若满足本发明的条件，即使使用铸造薄扁坯，对本发明的效果也没有任何变化。
关于酸洗后的冷轧，从加工性、特别是深冲性考虑，压下率最好是30～90％，关于退火，为了软质化规定为600℃以上，为了抑制粗大晶粒规定为900℃以上。退火方法是连续退火。另外，即使进行热浸镀、电镀、化学处理、有机被覆等表面处理对本发明的效果也不造成任何影响。关于光整冷轧的条件，没有限制，但若过高，FL(延伸率)就急剧降低，因此希望是2％以下。进而，在本发明钢的成分调整中，转炉和电炉中的哪一种炉子都可以使用。
再者，按照本发明的钢板，不仅纵向的材质稳定性，而且横向的材质也稳定。进而，按照本发明，起因于横向材质变动的形状不良，例如，横向的两边缘起因于发生硬质化时的伸长也降低。
以下，例举本发明的实施例证实本发明的效果。
实施例1
连续铸造表5所示成分的钢(本发明钢：No.1～11，比较钢：No.12～16)，一旦冷却到室温后就插入加热炉中，在表5所示的轧制开始温度和卷取温度进行热轧。接着酸洗热轧板，进行冷轧，在700℃进行连续退火，以压下率1％进行光整冷轧，制成冷轧钢板。将所得到的冷轧钢板加工成JIS5号拉伸试样，进行拉伸试验，测定在板卷纵向中央部和端部的TS(抗拉强度)。本发明钢No.1～11是软质的，卷材端头性，中央部和端部的TS差别也是30N/mm2以下，是良好的。
另一方面，比较钢No.12,B/N比低，卷材端头性大。比较钢No.13，轧制开始温度高，由加B引起的软质化效果不充分。比较钢No.15的氧量高，比较钢No.16的0.1μm以下的氧化铝系氧化物量高，因此分别是硬质的。另外，比较钢No.14的卷取温度高，发生硬质化而且卷材端头性也大。
实施例2
连续铸造表6所示成分的钢(本发明钢：No.1～11，比较钢：No.12～15)，不进行冷却原封不动地在表6所示的轧制开始温度和卷取温度进行不经中间加热轧制的热轧。接着酸洗热轧板，进行冷轧，在750℃连续退火，以压下率0.8％进行光整冷轧，制成冷轧钢板。将所得到的冷轧钢板加工成JIS 5号拉伸试样，进行拉伸试验，测定在板卷纵向中央部的横向中央部和边缘25mm位置(端部)的TS。本发明钢No.1～11是软质的，卷材端头性中央部和端部的TS差别也是30N/mm2以下，是良好的。
另一方面，比较钢No.12,B量高，发生硬质化。比较钢No.13，轧制开始温度高，由加B引起的软质化效果不充分。比较钢No.15的氧量高，是硬质的。另外，比较钢No.14的卷取温度高，发生硬质化而且卷材端头性也大。
具体方案3
具体方案3的软质冷轧钢板由以下组成：
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.02重量％以下、酸溶Al:0.04重量％以下、N:0.006重量％以下、满足N重量％S重量％/5、B满足下式：
11/14×N％-0.0004≤B≤11/14×N％0.002余量为Fe和不可避免的杂质。
具体方案3的软质冷轧钢板的制造方法由以下的工序组成：
(a)铸造由以下成分组成的钢的工序；
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.02重量％以下、酸溶Al:0.04量％以下、N:0.006重量％以下、满足N重量％S重量％/5、B满足下式：
11/14×N％-0.0004≤B≤11/14×N％0.002余量为Fe和不可避免的杂质。
(b)在Ar3点以上的精轧温度、650℃以下的卷取温度将该钢进行不经中间加热的轧制，制作热轧钢板的工序；
(c)酸洗该热轧钢板的工序；
(d)冷轧酸洗过的热轧钢板，制作冷轧钢板的工序；以及
(e)在低于800℃连续退火该冷轧钢板的工序。
该不进行中间加热的轧制最好由以下组成：
在1000℃以下的温度结束粗轧；
加热到1030℃以上进行精轧；
在Ar3点以上结束精轧。
以往，为了降低细小MnS量，一般是将S降低至0.004％以下的方法。与此相反，本发明人对含有S为0.005％以上的加B钢即使进行不经中间加热的轧制也发生软质化的方法进行了深入研究的结果，发现了通过使在进行不经中间加热的轧制时大量产生的全部细小MnS与BN复合析出，使全部的析出物粗大化的条件。这是相对于S添加量使N成为S/5≤N地进行添加，进而相对于该N添加B。其理由虽然还不清楚，但可推断：在进行不经中间加热的轧制时析出的MnS比轧制加热的炉材产生的MnS容易成为BN的析出核，相对于S量若最适当地添加N，则细小MnS全部与BN形成复合析出物，即使不经中间加热的轧制也能与加热的炉材软质化至相同的水平。进而，在分开进行粗轧和精轧时，在1000℃以下结束粗轧，使MnS处于过冷状态后，通过加热至1030℃以上，在精轧前使Mns完全析出，作为BN的核，因此该效果是显著的。
基于以上的认识，本发明人发现了下述的方法，即，规定相对加B钢的S添加量的N量，进而根据该N量将B量控制在一定的范围内，规定在进行不经中间加热的轧制时的精轧温度，以及进行粗轧时进而规定粗轧终了温度和粗条钢加热温度，即使在通过不进行中间加热的轧制制造软质冷轧钢板的场合，与加热的炉材也是同等的材质，能够进行低温卷取的方法，从而完成了本发明。
即，本发明通过将钢组成和制造条件限定在下述的范围内，能够提供加工性优良的软质冷轧钢板，以及即使在利用不进行中间加热的轧制制造该软质冷轧钢板时也和加热的炉材是同等材质、能进行低温卷取的方法。
以下，说明本发明的成分添加理由、成分限定理由以及制造条件的限定理由。
(1)成分组成范围
C≤0.06％
若C超过0.06％添加，则大量析出碳化物，降低r值和EL，损坏成形性，因此是0.06％以下。另外，低于0.01％时，在连续退火的过时效时碳化物的析出驱动力变小，耐时效性劣化，因此希望是0.01％以上。
Si≤0.1％
过剩的添加Si使强度上升，劣化成形性，因此是0.1％以下。
Mn≤0.5％
Mn使S以MnS形式固定，具有提高热轧性的作用，因此希望添加0.5％以上，但过剩的添加造成钢的硬质化，使成形性劣化，因此上限是0.5％。
P≤0.03％
P是固溶强化元素，超过0.03％的添加，造成钢的硬质化，因此上限是0.03％。
S≤0.02％
S是损害热轧性和成形性的元素，因此作为MnS被固定。超过0.02％添加，关系到Mn量的增加，降低加工性，因此，上限是0.02％。另外，为了使S降低至0.004％以下，需要花费大的制钢费用，因此最好将下限规定为0.005％。
酸溶Al≤0.04％
酸溶Al作为脱氧剂使用，因此含有某种程度，但在本发明中，Al通过析出AlN，抑制BN的析出，阻碍细小MnS粗大化，因此添加量是0.1％以下。
N:0.006％以下，而且N％S％/5
在本发明中，N作为BN被固定，但若BN量少，即N量低于0.001％，则细小MnS不能全部粗大化，得不到本发明的软质化效果，因此下限最好是0.001％。另一方面，若过多，则由于大量的BN，使加工性变差别，因此上限规定为0.006％，但希望是0.004％以下。从实验结果说明相对于S以N％S％/5添加N的理由。
铸造含有C=约0.02％、Si=约0.01％、Mn=约0.2％、P=约0.015％、S=约0.01％、Al=约0.02％，变化N量，进而相对N使B/N=约1地添加B的钢，在精轧温度为870℃、卷取温度为630℃进行不经中间加热的轧制。然后进行酸洗、冷轧、连续退火、光整冷轧，制成板厚0.8mm的退火板。退火温度达到720℃。从所得到的退火板截取JIS5号拉伸试样，进行拉伸试验。在图5中，相对于N绘制YP(屈服点)曲线。YP随N量变多而降低，在N％S％/5达到饱和。因此，为了得到本发明的软质化效果，N量是N％S％/5。
B:11/14×N％-0.0004≤B≤11/14×N％0.002
B与N结合而形成粗大的BN，因此对软质化是有效的元素，对于相对S添加的N来说，要满足11/14×N％-0.0004≤B≤11/14×N％0.002地添加，能够使MnS全部与BN复合。另一方面，若超过11/14×N％0.002添加B，则引起由固溶B而产生的硬质化，因此上限是11/14×N％0.002。
用实验结果说明像以上确定B添加量的理由。
铸造含有C=约0.020％、Si=约0.01％、Mn=约0.20％、P=约0.015％、S=约0.010％、Al=约0.020％、N=约0.0025％，变化B量的钢，在精轧温度为870℃、卷取温度为600℃进行不经中间加热的轧制。作为比较，也同样地轧制1250℃加热的炉材。然后，进行酸洗、冷轧、连续退火、光整冷轧，制成板厚0.8mm的退火板。退火温度达到750℃。从所得到的退火板截取JIS 5号拉伸试样，进行拉伸试验。图6是表示伴随B量的变化的不进行中间加热的轧制材和加热的炉材的YP(屈服强度)的变化图。不进行中间加热的轧制材的YP随B添加的增加，接近于加热的炉材，在添加0.0016％B(相对N=0.0025％，成为B=11/14×N％-0.0004的点)时，不进行中间加热的轧制材和加热的炉材大体上没有差别，即使再添加B也保持其差别。
另一方面，超过0.004％(相对N=0.0025％，成为B=11/14×N％-0.002的点)添加B，不进行中间加热的轧制材和加热的炉材的YP急剧上升(即，引起由固溶B而产生的硬化)，得不到本发明的软质化效果。因此，B添加量是11/14×N％-0.0004≤B≤11/14×N％+0.002。
再者，在1000℃以下结束粗轧，至1050℃以上进行粗条钢加热的场合，在BN析出之前，MnS完全析出，促进添加B的效果，若以11/14×N％-0.001计算的值以上添加B，则不进行中间加热的轧制材和加热的炉材没有材质差别，因此B的下限是11/14×N％-0.001以上。
另外，即使添加Cu、Ni、Cr、Sn、Ca和O等，也不妨碍在本发明中谋求的软质化，因此可以以和普通钢相同的考虑进行适量添加。添加Cu、Ni、Cr、Sn提高耐蚀性，添加Ca促进碳化物聚集，提高耐时效性。
O在钢中以氧化物的形式存在，起MnS、BN的析出核的作用，促进它们的析出。进而在以废钢作为熔化原料而使用的场合，混入的Sb、As也不影响本发明的效果。
通过调整在上述的成分组成范围内，能够得到加工性优良的软质冷轧钢板，以及即使在以不进行中间加热的轧制制造该软质冷轧钢板时也能与加热的炉材是同等材质、能够进行低温卷取的方法。
具有这样性能的钢板可以通过以下的制造方法制造。
(2)软质冷轧钢板的制造工序
在本发明中，以下所示的各工序的温度具有重要的意义，不论缺少其中的哪一个，本发明的效果都降低。
(2-1)方式1的制造条件
(制造方法)
在铸造具有上述(1)的组成的钢后，进行不经中间加热的轧制时，在Ar3点以上结束精轧，在650℃以下进行卷取，制成热轧板后，接着进行酸洗、冷轧，然后在低于800℃进行连续退火。
a．精轧温度
在本发明中，精轧温度是Ar3点以上。精轧温度低于Ar3点，使r值降低的织构发达，因此下限是Ar3点。
b．卷取温度
从酸洗性的观点看，卷取温度的上限是650℃。但是，低于450℃时，碳化物细小地析出，引起r值显著降低，因此最好是450℃以上，可能的话，希望是550℃以上。
c．退火温度
在本发明中，即使不进行中间加热的轧制也呈现良好的晶粒长大性，因此没有必要进行高温退火。因此，为了防止伴随高温退火的生率降低，产生粗大的晶粒，退火温度是800℃以下。但是，若退火温度过低，则不发生再结晶，因此希望是680℃以上。关于均热时间没有特别的限制，但为了使组织稳定化，最好是60秒以上。
(2-2)方式2的制造条件
在铸造具有上述(1)中记载的组成的钢后，在进行直接轧制的不经中间加热的轧制时，在1000℃以下结束粗轧，然后加热至1050℃以上进行精轧，在Ar3点以上结束精轧，在650℃卷取，制成热轧钢板后，接着进行酸洗、冷轧，然后在低于800℃进行连续退火。
a．粗轧终了温度，粗条钢的加热温度
在1000℃以下结束粗轧的场合，MnS处于过冷状态，因此通过将粗条钢加热至1030以上，在BN析出之前使MnS完全析出，从而增大本发明的效果。粗条钢的加热温度低于1030℃时，MnS的析出不充分，因此粗条钢的加热温度的下限是1030℃。粗条钢的加热方法没有特别的限制，但可以使用感应加热、气体加热、隧道式炉等。
粗轧后，将粗条钢接合在一起，即使连续地进行精轧也不会产生任何问题。进而，即使使用薄扁坯而省略粗轧，本发明的效果也不改变。在此情况下，粗条钢加热相当于扁坯加热。
b．精轧温度
与方式1的制造条件相同。
c．卷取温度
与方式1的制造条件相同。
d．退火温度
与方式1的制造条件相同。
再者，关于酸洗后的冷轧，从加工性，尤其深冲性看，压下率最好是30～90％。关于光整冷轧的条件没有特别的限制，但超过2％，使EL急剧降低，因此希望是2％以下。另外，在本发明钢成分调整中，可以使用转炉和电炉中的任何种炉子。进而，在本发明钢中，即使进行镀锌、镀锡、铬酸盐处理、磷酸锌处理等化学处理对效果也不造成任何影响。
以下，例举本发明的实施例证实本发明的效果。
实施例1
铸造表7所示成分的钢(No.3～8、12～16、19～21、23～26：本发明例，No.1、2、9～11、17、18、22、27：比较例)后，直接开始进行热轧。在热轧时，在Ar3点以上的温度进行精轧，在表8所示的卷取温度(CT)进行卷取(不进行中间加热的轧制材)。接着进行酸洗、冷轧，在795℃进行连续退火后，以压下率0.8％进行光整冷轧，制成板厚0.8mm的板。另外，将相同炉料的扁坯冷却至室温后，进行1200℃的加热，以相同的条件进行轧制(加热的炉材)。以按照JIS 5号拉伸试样的拉伸试验评价所得到的退火板的性能。不进行中间加热的轧制材的TS(抗拉强度)、EL(延伸率)以及不进行中间加热的轧制材和加热的炉材的EL的差别示于表8中。
NO.1～No.9(本发明例No.3～8，比较例No.1、2、9)是变化B添加量，但比较例No.1、2的B量少，与加热的炉材的EL差别大。另外，比较例No.9的B量多，与加热的炉材的EL没有差别，但由固溶B引起的硬质化显著。
比较例No.10、11也同样是B量少，与加热的炉材的EL差别大，比较例No.17的B量多，由固溶B引起的硬质化显著。
NO.18～22(本发明例No.19～21，比较例No.18、22)是变化N量，但比较例No.18相对于S量N量少，大量残留没有与BN复合的细小MnS，因此与加热的炉材的EL差别大。比较例No.22的N量多，析出大量的BN，因此EL低。
NO.23～27(本发明例No.23～26，比较例No.27)是变化S量，但比较例No.27的S量同样也多，EL降低显著。
另一方面，满足本发明的成分范围的本发明例NO.3～8、12～16、19～21、23～26都得到加工性良好的材质(不进行中间加热的轧制材的TS、EL，与加热的炉材的EL差别)。
如上所述，按照本发明，即使不进行中间加热的轧制也能够得到与通常的加热的炉材同等的材质，也能够低温卷取。
实施例2
铸造表9所示成分的钢(本发明例No.1～12)后开始热轧，以表10的条件进行热轧。
除了一部分钢(本发明例No.5、9、12)，有关热轧，粗轧后，以感应加热进行粗条钢的加热，使精轧温度达到Ar3点以上。接着进行酸洗、冷轧，在750℃进行连续退火后，以压下率0.8％进行光整冷轧，制成板厚1.0mm的板。另外，将相同炉料的扁坯冷却至室温后，进行1200℃的加热，以相同的条件进行轧制(加热的炉材)。以按照JIS5号拉伸试样的拉伸试验评价所得到的退火板的性能。不进行中间加热的轧制材的TS(抗拉强度)、EL(延伸率)以及不进行中间加热的轧制材和加热的炉材的EL的差别示于表10中。
本发明例NO.1～No.5是变化B添加量，但与本发明例NO.1～4和本发明例NO.5相比可知，通过粗条钢加热促进本发明的效果。本发明例NO.6～9是变化N量，但与本发明例NO.6～8和本发明例NO.9相比可知，通过粗条钢加热促进本发明的效果。本发明例NO.10～12是变化S添加量，即使这样，也证实粗条钢加热的效果。
如上所述，按照本发明，即使不进行中间加热的轧制也能够得到与通常的加热的炉材同等的材质，通过粗条钢加热增大效果。
                                            表1
条件No.                               化    学    成    分(重量％)
   C   Si   Mn  P  S  Al  N  B  B/N  其他
 1  0.016  0.02  0.15  0.012  0.009  0.014  0.0020  0.0022  1.4     -
 2  0.014  0.02  0.06  0.013  0.009  0.015  0.0018  0.0009  0.7     -
 3  0.015  0.01  0.15  0.010  0.008  0.015  0.0018  0.0012  0.9     -
 4  0.014  0.02  0.14  0.012  0.010  0.014  0.0015  0.0012  1.0     -
5 0.013 0.01 0.15 0.011 0.009 0.015 0.0015 0.0003 0.3 -
 6  0.023  0.08  0.44  0.021  0.025  0.005  0.0019  0.0012  0.8     -
 7  0.021  0.08  0.43  0.020  0.026  0.012  0.0028  0.0017  0.8     -
 8  0.022  0.08  0.45  0.022  0.027  0.015  0.0021  0.0012  0.7     -
 9  0.021  0.07  0.45  0.023  0.024  0.020  0.0023  0.0016  0.9     -
 10  0.021  0.07  0.45  0.022  0.026  0.045  0.0025  0.0015  0.8     -
 11  0.025  0.02  0.22  0.004  0.015  0.004  0.0026  0.0020  1.0    Cu:0.07,Ni:0.03
 12  0.045  0.03  0.20  0.003  0.015  0.005  0.0025  0.0019  1.0    Cu:0.1,Ni:0.06
 13  0.027  0.03  0.21  0.003  0.016  0.008  0.0050  0.0042  1.1    Cr:0.01,Ni:0.01
 14  0.028  0.02  0.21  0.004  0.015  0.007  0.0020  0.0016  1.0    Cu:0.2,Sn:0.03
 15  0.012  0.08  0.05  0.028  0.005  0.019  0.0020  0.0012  0.8     -
 16  0.013  0.08  0.05  0.026  0.003  0.016  0.0022  0.0013  0.8     -
 17  0.013  0.01  0.05  0.027  0.003  0.019  0.0020  0.0012  0.8     -
注)号表示在本发明的范围以外。
                                                                  表2
条件No. 卷取温度(℃)          退火             条件     最大粒径(μm)     TS(N/mm2)     EL(％)     备    注
升温速度(℃) 退火温度(℃)
    1     580     12     820     18     本发明例
    2     580     20     820     14     本发明例
    3     580     30     820     16     本发明例
    4     580     50     820     16     本发明例
    5     600     20     820     115     比较例(发生复合晶粒，B/N比小)
    6     600     35     800     20     本发明例
    7     600     40     800     19     本发明例
    8     600     8     800     21     本发明例
    9     600     3     800     22     本发明例
    10     600     30     800     130     比较例(发生复合晶粒，Al高)
    11     550     200     840     15     本发明例
    12     580     100     840     16     本发明例
    13     600     60     840     19     本发明例
    14     630     20     840     23     本发明例
    15     620     0.5     800     108   比较例(发生复合晶粒，升温速度慢)
    16     620     20     820     15     本发明例
    17     620     60     850     16     本发明例
注)号表示在本发明的范围以外。
                                                           表3
条件No.                                            化    学    成    分(重量％)
    C    Si     Mn     P     S     Al     N       B     B/N     其他
 1  0.010  0.01    0.08    0.013    0.008  0.015    0.0018  0.0009  0.7       -
 2  0.011  0.02    0.07    0.015    0.008  0.014   0.0022  0.0015  0.9       -
 3  0.012  0.02    0.08    0.014    0.007  0.015   0.0026  0.0024  1.2       -
 4  0.012  0.02    0.06    0.013    0.007  0.015   0.0012  0.0013  1.4       -
 5  0.012  0.01    0.07    0.014    0.008     0.015   0.0018  0.0040  2.9       -
 6  0.029  0.01    0.40    0.018    0.025  0.003   0.0013  0.0010  1.0       -
 7  0.020  0.01    0.35    0.017    0.026  0.010   0.0019  0.0015  1.0       -
 8  0.020  0.01    0.39    0.017    0.026  0.019   0.0026  0.0020  1.0       -
 9  0.021  0.01    0.42    0.016    0.023  0.025   0.0020  0.0016  1.0       -
 10  0.019  0.01    0.39    0.016    0.024  0.050   0.0023  0.0018  1.0       -
 11  0.023  0.05    0.18    0.008    0.011  0.022   0.0026  0.0026  13     O:0.008
 12  0.024  0.06    0.17    0.009    0.010  0.023   0.0023  0.0023  13     Ca:0.08
 13  0.024  0.06    0.18    0.009    0.012  0.023   0.0021  0.0019  12     O:0.03,Ca:0.01
 14  0.025  0.07    0.15    0.010    0.010  0.025   0.0019  0.0017  12     Cu:0.2,Ni:0.1
 15  0.027  0.04    0.12    0.027    0.009  0.018   0.0023  0.0014  0.8       -
 16  0.026  0.03    0.11    0.023    0.004  0.017   0.0015  0.0009  0.8       -
 17  0.027  0.03    0.13    0.021    0.006  0.019   0.0016  0.0010  0.8       -
注)号表示在本发明的范围以外。
                                                            表4
条件No. 卷取温度(℃)           退火            条件     最大粒径(μm)     TS(N/mm2)     EL(％)           备    注
升温速度(℃) 退火温度(℃)
    1     560     30     850     12     285     43     本发明例
    2     560     60     850     14     284     43     本发明例
    3     560     250     850     15     291     42     本发明例
    4     560     200     850     17     289     42     本发明例
    5     560     20     850     9     356     37     比较例(发生复合晶粒，B/N比大)
    6     620     15     700     21     310     42     本发明例
    7     602     13     790     19     308     43     本发明例
    8     620     30     790     23     315     42     本发明例
    9     620     35     790     25     307     43     本发明例
    10     620     15     790     116     311     40     比较例(发生复合晶粒，Al高)
    11     540     30     800     15     323     40     本发明例
    12     600     20     800     17     318     41     本发明例
    13     620     25     800     21     312     42     本发明例
    14     640     30     800     23     306     43     本发明例
    15     580     0.8     810     136     320     41     比较例(发生复合晶粒，升温速度慢)
    16     580     30     830     13     312     42     本发明例
    17     580     25     860     15     306     43     本发明例
注)号表示在本发明的范围以外。
                                                                      表5
钢No.                                           化学成分(重量    ％) 轧制开始温度(℃) 卷取温度(℃) 中央都TS(N/mm2) 端部TS(N/mm2)     备注
C Si Mn P S Al N B O  0.1μm以下的氧化铝系氧化量(ppm) B/N
1  0.012     0.01    0.15     0.012     0.008     0.021  0.0024  0.0010  0.0025     8  0.54  1200  620  328  345 本发明钢
2  0.012     0.01    0.06     0.012     0.009     0.023  0.0023  0.0015  0.0023     7  0.85  1200  620  317  332 本发明钢
3  0.011     0.01    0.15     0.011     0.008     0.022  0.0024  0.0023  0.0021     7  1.25  1200  620  310  314 本发明钢
4  0.012     0.01    0.15     0.012     0.008     0.021  0.0050  0.0059  0.0022     8  1.53  1200  620  321  323 本发明钢
5  0.012     0.02    0.15     0.011     0.007     0.023  0.0025  0.0037  0.0023     8  1.92  1200  620  330  336 本发明钢
6  0.021     0.05    0.23     0.020     0.025     0.087  0.0015  0.0012  0.0043     2  1.04  1190  620  338  340 本发明钢
7  0.023     0.04    0.25     0.019     0.023     0.076  0.0018  0.0013  0.0039     2  0.94  1190  520  331  346 本发明钢
8  0.022     0.05    0.24     0.021     0.024     0.081  0.0019  0.0014  0.0039     2  0.96  1190  580  323  333 本发明钢
9  0.018     0.02    0.38     0.008     0.016     0.045  0.0028  0.0030  0.0016     14  139  1210  640  318  320 本发明钢
10  0.018     0.01    0.39     0.007     0.014     0.045  0.0027  0.0029  0.0016     14  1.40  1210  600  316  319 本发明钢
11  0.019     0.02    0.38     0.006     0.015     0.048  0.0028  0.0028  0.0017     14  1.30  1210  600  320  324 本发明钢
12  0.020     0.03    0.25     0.016     0.007     0.056  0.0026  0.0005  0.0021     3 0.25  1190  630  363  398  比较钢(B/N比低)
13  0.019     0.03    0.23     0.016     0.007     0.055  0.0025  0.0020  0.0023     3  1.04  1350  630  361  363  比较钢(轧制开始温度高)
14  0.022     0.04    0.24     0.015     0.008     0.054  0.0024  0.0020  0.0020     3  1.08  1210  680  362  328  比较钢(卷取温度高)
15  0.020     0.05    0.25     0.016     0.009     0.053  0.0026  0.0022 0.0068     3  1.10  1200  630  351  353  比较钢(O高)
16  0.012     0.01    0.15     0.01     0.01     0.02  0.0022  0.009  0.0023   35  0.53  1200  620  371  370  比较钢(氧化铝系氧化物量高)
注)号表示在本发明的范围以外。
                                                                     表6
钢No.                                   化学成分(重量    ％) 轧制开始温度(℃) 卷取温度(℃) 中央部TSN/mm2) 端部TS(N/mm2)     备注
C Si Mn P S Al N B O B/N
1  0.020  0.02  0.17  0.017  0.007  0.030  0.0020  0.0008  0.0025  0.52  1200  580  326  339     本发明钢
2  0.022  0.02  0.18  0.017  0.007  0.029  0.0023  0.0017  0.0022  0.96  1190  580  315  332     本发明钢
3  0.021  0.02  0.18  0.017  0.006  0.031  0.0019  0.0021  0.0021  1.44  1180  580  318  320     本发明钢
4  0.023  0.02  0.17  0.017  0.007  0.030  0.0022  0.0029  0.0020  1.71  1190  580  330  331     本发明钢
5  0.021  0.02  0.18  0.017  0.008  0.029  0.0021  0.0032  0.0019  1.98  1190  580  339  340     本发明钢
6  0.045  0.07  0.29  0.010  0.015  0.041  0.0015  0.0010  0.0025  0.87  1160  560  346  360     本发明钢
7  0.044  0.07  0.28  0.010  0.015  0.040  0.0016  0.0007  0.0028  0.57  1170  620  339  350     本发明钢
8  0.046  0.07  0.29  0.010  0.016  0.039  0.0018  0.0009  0.0027  0.65  1180  640  328  342     本发明钢
9  0.013  0.01  0.41  0.022  0.021  0.020  0.0025  0.0035  0.0019  1.82  1190  600  326  326     本发明钢
10  0.013  0.01  0.41  0.022  0.021  0.019  0.0026  0.0038  0.0018  1.90  1130  600  316  316     本发明钢
11  0.013  0.01  0.42  0.022  0.021  0.018  0.0028  0.0040  0.0018  1.86  1110  600  320  322     本发明钢
12  0.030  0.05  0.21  0.012  0.008  0.030  0.0022  0.0054  0.0025 3.19  1190  600  372  374     比较钢(B高)
13  0.032  0.05  0.21  0.012  0.008  0.065  0.0019  0.0020  0.0026  1.37  1250  600  354  358     比较钢(轧制开始温度高)
14  0.033  0.05  0.22  0.012  0.009  0.020  0.0020  0.0023  0.0027  1.50  1200  700  357  324     比较钢(卷取温度高)
15  0.030  0.05  0.23  0.012  0.010  0.067  0.0018  0.0021 0.0075  1.52  1200  600  362  363     比较钢(O高)
注)号表示在本发明的范围以外。
                                                                         表7
条件No.                                                        化学成分(重量％)
    C     Si     Mn     P     S 酸溶Al     N     B  11/14N-0.0004  11/14N+0.002
    123456789     0.0200.0210.0210.0220.0220.0230.0230.0200.019     0.020.020.010.010.010.010.020.010.01     0.190.200.210.200.200.190.210.190.21     0.0160.0140.0140.0140.0140.0150.0140.0160.015     0.0080.0070.0070.0070.0070.0080.0090.0070.007     0.0230.0240.0250.0230.0250.0230.0250.0260.024  0.00220.00240.00230.00220.00230.00230.00250.00250.0025  0.00050.00120.00150.00190.00220.00260.00360.00380.0050     0.00130.00150.00140.00130.00140.00140.00160.00160.0016     0.00370.00390.00380.00370.00380.00380.00400.00400.0040
    1011121314151617     0.0280.0260.0280.0270.0270.0280.0280.026     0.030.030.010.020.010.010.010.02     0.250.260.230.210.220.230.190.22     0.0100.0100.0120.0110.0110.0110.0120.012     0.0170.0160.0170.0160.0170.0170.0160.019     0.0350.0360.0300.0340.0360.0370.0340.034  0.00360.00370.00350.00360.00360.00330.00350.0036  0.00100.00200.00250.00290.00360.00350.00450.0059     0.00240.00250.00240.00240.00240.00220.00240.0024     0.00480.00490.00480.00480.00480.00460.00480.0048
    1819202122     0.0150.0150.0160.0180.016     0.050.080.070.060.06     0.350.330.360.340.35     0.0280.0250.0260.0270.026     0.0100.0100.0100.0090.010     0.0210.0220.0230.0220.019  0.00100.00150.00280.00350.0046  0.00060.00150.00200.00290.0035     0.00040.00080.00180.00240.0032     0.00280.00320.00420.00480.0056
                                                            表7(续)
条件No.                                                      化学成分(重量％)
    C     Si     Mn     P     S 酸溶Al     N     B  11/14N-0.0004  11/14N+0.002
 2324252627  0.0190.0180.0190.0180.016  0.020.020.030.010.02  0.180.170.180.170.17  0.0090.0090.0090.0090.009  0.0040.0080.0110.0150.036     0.0130.0130.0130.0130.013     0.00350.00350.00350.00350.0035     0.00290.00280.00280.00280.0028     0.00240.00240.00240.00240.0024     0.00480.00480.00480.00480.0048
注)号表示在本发明的范围以外。
                                  表8
条件No. CT(℃)     TS(N/mm2) EL(％) 与炉材的EL差别(％)     备注
 123456789  600600600600600600600600600     360343321313316318328335368  38.340.243.045.243.043.442.141.239.3     863223232 比较例(B量少，硬质，EL差别大)比较例(B量少，硬质，EL差别大)本发明例本发明例本发明例本发明例本发明例本发明例比较例(B量多，硬质)
1011121314151617  580080580580580580580580     3730368340336335336346390  37.037.540.641.141.241.139.932.3     107323322 比较例(B量少，硬质，EL差别大)比较例(B量少，硬质，EL差别大)本发明例本发明例本发明例本发明例本发明例比较例(B量多，硬质)
1819202122  640640640640640     350329308310313  39.441.944.844.534.4     83222 比较例(N量少，EL差别大)本发明例本发明例本发明例比较例(N量多，EL低)
2324252627  620620620620620     368356323326328  37.538.842.742.330.5     33324 本发明例本发明例本发明例本发明例比较例(S量多，EL低)
                                                         表9
条件No.                                                    化学成分(重量％)
    C     Si     Mn     P     S 酸溶Al     N     B  11/14NN-0.0004  11/14N+0.002
 12345     0.0170.0180.0180.0170.017     0.020.020.020.020.01     0.150.130.140.130.14     0.0070.0070.0080.0070.008     0.0070.0060.0070.0050.006     0.0340.0330.0300.0310.030     0.00170.00180.00160.00190.0018     0.00100.00120.00120.00180.0026     0.00090.00100.00090.00110.0010     0.00330.00340.00330.00350.0034
 6789     0.0260.0260.0270.025     0.030.030.010.02     0.230.220.210.23     0.0130.0150.0160.015     0.0080.0080.0080.008     0.0210.0220.0230.020     0.00180.00230.00280.0036     0.00160.00190.00220.0029     0.00100.00140.00180.0024     0.00340.00380.00420.0048
101112     0.0120.0130.014     0.050.060.06     0.410.430.40     0.0210.0210.022     0.0050.0090.013     0.0140.0130.014     0.00330.00320.0031     0.00280.00290.0026     0.00220.00210.0020     0.00460.00450.0044
                                                    表10
条件No.     粗轧终了温度(℃)     粗条钢加热温度(℃)     CT(℃)     TS(N/mm2)     EL(％)     与炉材的EL差别(％) 备注
    12345     980970980980不使用     1060106010501060不使用     630630630630630     320318322320322     43.143.442.943.141.1     0-1013     本发明例本发明例本发明例本发明例本发明例
    6789     960960970不使用     106010601060不使用     590590590590     335331336341     41.241.741.140.1     0-1-13     本发明例本发明例本发明例本发明例
    101112     980990不使用     10701070不使用     620620620     316315328     43.743.840.6     0-13     本发明例本发明例本发明例

Claims (17)

1．软质冷轧钢板，它基本上由以下成分组成：
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.03重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以化学计算比表示的B/N:0.6～1.5、Al满足下式：
Al≤0.035×(B/N×0.6)1/2余量为Fe和不可避免的杂质。
2．权利要求1所述的软质冷轧钢板，其中，该C含量是0.01～0.04重量％。
3．权利要求2所述的软质冷轧钢板，其中，该C含量是0.01～0.03重量％。
4．权利要求1所述的软质冷轧钢板，其中，该N含量是0.005重量％以下。
5．权利要求4所述的软质冷轧钢板，其中，该N含量是0.0035重量％以下。
6．权利要求1所述的软质冷轧钢板，它进而含有从Cu:0.5重量％以下、Ni:0.5重量％以下、Cr:0.5重量％以下、Sn:0.5重量％以下、Ca:0.1重量％以下和O:0.05重量％以下组成的组中选择的至少一种元素，该至少一种元素的含量是2重量％以下。
7．软质冷轧钢板的制造方法，该方法由以下的工序组成：
(a)连续铸造由以下成分组成的钢，制作扁坯的工序；C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.03重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以化学计算比表示的B/N:0.6～1.5、Al满足下式：
Al≤0.035×(B/N×0.6)1/2余量为Fe和不可避免的杂质；
(b)在Ar3点以上的精轧温度、650℃以下的卷取温度热轧该扁坯，制作热轧板的工序；
(c)冷轧该热轧钢板，制作冷轧钢板工序；
(d)以1℃/s以上、且均热温度700℃以上将该冷轧钢板连续退火的工序。
8．软质冷轧钢板，它基本上由以下成分组成；
C:0.06重量％以下、Mn:0.5重量％以下、Si:0.1重量％以下、P:0.025重量％以下、S:0.03重量％以下、酸溶Al:0.1重量％以下、O:0.005重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以原子比表示的B/N:0.5～2.0、0.1μm以下的氧化铝系氧化物量：20ppm以下、余量为Fe和不可避免的杂质。
9．权利要求8所述的软质冷轧钢板，其中，该O含量是0.003重量％以下。
10．权利要求8所述的软质冷轧钢板，其中，该氧化铝系氧化物量是10ppm以下。
11．软质冷轧钢板的制造方法，该方法由以下的工序组成：
(a)准备由以下成分组成的钢的工序；
C:0.06重量％以下、Mn:0.5重量％以下、Si:0.1重量％以下、P:0.025重量％以下、S:0.03重量％以下、酸溶Al:0.1重量％以下、O:0.005重量％以下、N:0.006重量％以下、B:0.009重量％以下、以原子比表示的B/N:0.5～2.0、0.1μm以下的氧化铝系氧化物量：20ppm以下、余量为Fe和不可避免的杂质；
(b)在650℃以下的卷取温度热轧该钢，制作热轧钢板的工序；
(c)酸洗该热轧钢板的工序；
(d)冷轧酸洗过的热轧钢板，制作冷轧钢板的工序；
(e)将该冷轧钢板连续退火工序。
12．权利要求11所述的方法，其中，准备钢的工序由连续铸造该钢、在连铸后进行不经中间加热的轧制组成，该不经中间加热的轧制具有1220℃以下的轧制开始温度和650℃以下的卷取温度。
13．权利要求11所述的方法，其中，该O含量是0.003重量％以下。
14．权利要求11所述的方法，其中，该氧化铝系氧化物量是10ppm以下。
15．软质冷轧钢板，它基本上由以下成分组成；
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.02重量％以下、酸溶Al:0.04重量％以下、N:0.006重量％以下、满足N重量％≥S重量％/5、B满足下式：
11/14×N％-0.0004≤B≤11/14×N％+0.002余量为Fe和不可避免的杂质。
16．软质冷轧钢板的制造方法，该方法由以下的工序组成：
(a)铸造由以下成分组成的钢的工序；
C:0.06重量％以下、Si:0.1重量％以下、Mn:0.5重量％以下、P:0.03重量％以下、S:0.02重量％以下、酸溶Al:0.04重量％以下、N:0.006重量％以下、满足N重量％≥S重量％/5、B满足下式：
11/14×N％-0.0004≤B≤11/14×N％+0.002余量为Fe和不可避免的杂质；
(b)在Ar3点以上的精轧温度、650℃以下的卷取温度将该钢进行不经中间加热的轧制，制作热轧板的工序；
(c)酸洗该热轧钢板的工序；
(d)冷轧酸洗过的热轧钢板，制作冷轧钢板的工序；
(e)在低于800℃将该冷轧钢板连续退火的工序。
17．权利要求16所述的方法，其中，该不经中间加热的轧制由以下组成：
在1000℃以下的温度结束粗轧；
加热至1030℃以上进行精轧；
在Ar3点以上结束精轧。
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