TW201348461A - 冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之延性與延伸凸緣性皆優異的高強度冷軋鋼板，其化學組成分，以質量%計，係含有C：0.06~0.3%、Si：0.6~2.5%、Mn：0.6~3.5%、Ti：0~0.08%、Nb：0~0.04%、Ti+Nb：0~0.10%、sol.Al：0~2.0%、Cr：0~1%、Mo：0~0.3%、V：0~0.3%、B：0~0.005%、Ca：0~0.003%、REM：0~0.003%、其餘部分是Fe和雜質，其金相微觀組織的主相是由合計佔據40面積%以上的麻田散鐵及/或變韌鐵所構成的，其具有集合組織，該集合組織之從{100}＜011＞起迄{211}＜011＞為止的方位群的X射線強度的平均值，相對於不具有集合組織之散亂組織的X射線強度的平均值的比值未達6。

Description

冷軋鋼板及其製造方法
本發明是關於冷軋鋼板及其製造方法。更詳細地說，本發明是關於具有高強度以及優異的加工性之冷軋鋼板、及其穩定性優異的製造方法。
有關於用來提昇冷軋鋼板的機械特性的技術，下列專利文獻1所揭示的延性與延伸凸緣性優異的高強度鋼板，係以變韌鐵化肥粒鐵作為主相，並且是以薄晶狀的沃斯田鐵佔據3%以上、塊狀的沃斯田鐵佔據1%~(薄晶狀殘留沃斯田鐵占積率×1/2)的比率含有沃斯田鐵。然而，這種鋼板中的塊狀沃斯田鐵的粒徑很粗大，是達到2.2μm至20μm的程度，因此被認為會對於鋼板的成形性造成不良影響。
專利文獻2所揭示的方法，是使用在熱軋後很短時間內就開始進行冷卻所製造出來的熱軋鋼板來進行冷軋的方法。例如係揭示出：在熱軋後的0.4秒鐘以內就以400℃/秒以上的冷卻速度，進行冷卻到720℃以下為止，藉此，可製造出：以平均結晶粒徑較小的肥粒鐵當作主相之具有 細微組織的熱軋鋼板，再對於這種熱軋鋼板實施一般通常的冷軋與退火，而製造出冷軋鋼板。以下，係將上述熱軋鋼板的製造方法簡稱為「隨後急冷法」。
〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕
〔專利文獻1〕日本特開2007-321236號公報
〔專利文獻2〕國際公開第2007/015541號公報手冊
根據專利文獻2所揭示的方法，係可製造出：即使不含析出(晶析)元素亦可謀求組織的細微化之具有優異的延性之冷軋鋼板。所製得的冷軋鋼板，因為其原本的素材的熱軋鋼板係具有細微的組織，所以在冷軋以及再結晶後也是具有細微的組織。因此，由該組織所生成的沃斯田鐵也是細微，所以可獲得具有細微的組織之冷軋鋼板。然而，冷軋後的退火方法是採用通常的方法，在進行退火時的加熱工序中，會生成再結晶，再結晶結束之後，會以再結晶後的組織的粒界當作核生成部位而產生沃斯田鐵變態。亦即，存在於熱軋鋼板中的大角粒界、細微的碳化物粒子以及低溫變態相之類的沃斯田鐵變態的優先核生成部位的大部分，會在退火時的加熱過程中消失之後，才產生沃斯田鐵變態。因此，根據專利文獻2所揭示的方法所製得的冷軋鋼板，雖然具有細微的組織，但是，在於：退火過程中的沃斯田鐵粒的細微化必須以再結晶後的組織作為 前提的這一點上，受到了限制，所以無法說是：可將熱軋鋼板所具有的細微的組織充分活用在冷軋以及退火後的組織的細微化。由其是在沃斯田鐵單相域中進行退火的情況下，很難將熱軋鋼板的細微的組織予以活用在冷軋以及退火後的組織的細微化。
本發明之目的，是先將：即使不必大量添加對於組織的細微化有效的Ti、Nb之類的析出(晶析)元素，亦可使得冷軋以及退火後的組織有效地細微化的作法變成可能，藉此，可以提供：既有高強度又兼具優異的延性以及延伸凸緣性之冷軋鋼板及其製造方法。
本發明人等，為了獲得具有高強度且兼具優異的延性以及延伸凸緣性的組織，乃著眼於：作成以低溫變態相也就是麻田散鐵以及變韌鐵的1種或2種為主相之複合組織，並且抑制特定的集合組織的發達之作法。
此外，混合著肥粒鐵之類的軟質相以及殘留沃斯田鐵的組織，一般而言，讓人擔心其延伸凸緣性(擴孔性)會變差，因此，乃根據所謂的「藉由肥粒鐵的細微化、控制殘留沃斯田鐵的形態來儘可能地抑制延伸凸緣性變差」的這種材質設計思想，加以檢討。
針對於應如何才可獲得這種組織的手法，係在冷軋後的退火工序中，並不採用以往之在於再結晶結束後，進行沃斯田鐵變態之傳統的退火方法，而是改採新的想法，嚐試在於再結晶結束前，就進行沃斯田鐵變態，並且又為了抑制特定的集合組織的發達，而在適度的高溫範圍內實施 退火之新的作法。
其結果，係獲得下列的新穎創見。
1)如果是在於再結晶結束後才進行沃斯田鐵變態之傳統的退火方法的話，因為會以再結晶後的組織的粒界作為核生成部位來產生沃斯田鐵變態，所以在退火過程中的沃斯田鐵粒(退火後之舊沃斯田鐵粒，在後續的說明中，也簡稱為「舊沃斯田鐵粒」)的細微化，在於是以「從再結晶後的組織進行沃斯田鐵變態」為前提的這一點，受到了限制。
相對於此，如果是根據：在到達會生成沃斯田鐵的溫度範圍之前，進行急速加熱，在於再結晶結束前就進行沃斯田鐵變態之退火方法的話，就會從位在熱軋鋼板中的沃斯田鐵變態的優先核生成部位也就是大角粒界、細微的碳化物粒子、低溫變態相來產生沃斯田鐵變態，因此，在退火過程中的沃斯田鐵粒將會大幅地細微化。其結果，可有效地將退火後的冷軋鋼板的組織予以細微化。
2)另一方面，如果是在生成這種沃斯田鐵的溫度範圍之前進行急速加熱之後，在於再結晶結束前就進行沃斯田鐵變態之退火方法的話，則很容易有加工肥粒鐵組織殘留下來，因此，特定的集合組織趨於發達而有導致鋼板的加工性變差的傾向。
相對於此，如果是在適度的高溫範圍內實施退火的話，既可維持細微的組織，又可促進加工肥粒鐵組織的再結晶、沃斯田鐵化，所以與組織的細微化相輔相成，可抑 制特定的集合組織的發達，可確保優異的延性以及延伸凸緣性。
3)藉由讓其含有延性佳的肥粒鐵而可提昇冷軋鋼板的延性，但是，含有像肥粒鐵這種軟質相的組織的話，則因為在鋼板進行加工時很容易從軟質相與硬質相的界面產生裂隙，所以一般而言，會被人擔心其延伸凸緣性變差。
但是，根據上述的這種藉由退火後的冷軋鋼板的組織有效地細微化的作法，肥粒鐵也被細微化。藉此，可有效地抑制在鋼板進行加工時所發生的細微的裂隙及其進展，因而可抑制延伸凸緣性變差。因此，藉由使其含有細微的肥粒鐵，可謀求延性的提昇，並且可確保優異的延伸凸緣性。
4)藉由使其含有：具有因加工誘起變態而產生的提昇延性的作用的殘留沃斯田鐵，可更進一步提昇冷軋鋼板的延性。但是，因加工誘起變態的緣故，殘留沃斯田鐵會變態成硬質的麻田散鐵，這將成為在對於鋼板進行加工時之發生裂隙的原因，因此，含有殘留沃斯田鐵的組織，一般而言，是讓人擔心會使得延伸凸緣性變差。
關於這一點，如果是在冷軋後的退火工序中，利用在於再結晶結束前就進行沃斯田鐵變態的退火方法所製得的鋼板的話，在總殘留沃斯田鐵中所佔據的長寬比未達5之塊狀的殘留沃斯田鐵的百分率會增加。其原因被認為是：藉由舊沃斯田鐵粒的細微化，存在於舊沃斯田鐵粒界上、封包(packet)境界上或者區塊(block)境界上的殘留沃 斯田鐵將會增加，而生成在變韌鐵、麻田散鐵的薄晶間的殘留沃斯田鐵減少之緣故。這種塊狀的殘留沃斯田鐵，與生成在變韌鐵、麻田散鐵的薄晶間的殘留沃斯田鐵互相比較，對於加工變形的穩定性較高而可增加在高變形領域中的加工硬化係數。因此，可有效地提昇鋼板的延性。
並且，藉由：以上述的方式，使得退火後的冷軋鋼板的組織有效地細微化而導致的殘留沃斯田鐵的細微化；以及藉由增加長寬比未達5的塊狀的殘留沃斯田鐵所佔據的百分率，可以抑制冷軋鋼板的延伸凸緣性的變差。因此，藉由使其含有：細微且長寬比較低的殘留沃斯田鐵，可謀求冷軋鋼板之更進一步的提昇延性，並且可確保優異的延伸凸緣性。
5)以上述的方式，在冷軋後的退火工序中，在於再結晶結束前就進行沃斯田鐵變態的退火方法，將會從熱軋鋼板中的沃斯田鐵變態的優先核生成部位也就是：大角粒界、細微的碳化物粒子以及低溫變態相發生沃斯田鐵變態的核生成現象，可有效地謀求舊沃斯田鐵粒的細微化。因此，就作為熱軋鋼板的製造方法的觀點來說，非常適合採用專利文獻2所揭示的可製得：高密度地含有這些沃斯田鐵變態的優先核生成部位的熱軋鋼板之製造方法。對於根據專利文獻2所揭示的製造方法所製得的熱軋鋼板，適用上述退火方法的話，即可使得退火過程中的沃斯田鐵粒更加細微化，使得退火後的冷軋鋼板的組織更為細微化。
本發明人等，找出了一種創見，就是：藉由將上述的 組織予以細微化的結果，除了可大幅地提昇冷軋鋼板的延性之外，並且又可顯著地提昇延性與延伸凸緣性之兩者的均衡性。
根據上述的新創見所發展出來的本發明的冷軋鋼板，其特徵為：其化學組成分，以質量%計，係含有C：0.06~0.3%、Si：0.6~2.5%、Mn：0.6~3.5%、P：0.1%以下、S：0.05%以下、Ti：0~0.08%、Nb：0~0.04%、Ti及Nb的合計含量：0~0.10%、sol.Al：0~2.0%、Cr：0~1%、Mo：0~0.3%、V：0~0.3%、B：0~0.005%、Ca：0~0.003%、REM：0~0.003%、其餘部分是Fe以及雜質；其金相微觀組織中的主相是含有：麻田散鐵及變韌鐵的1種或2種，合計佔據40面積%以上，且具有集合組織，該集合組織在板厚的1/2深度位置之從{100}<011>起迄{211}<011>為止的方位群的X射線強度的平均值，相對於不具有集合組織之散亂組織的X射線強度的平均值的比值未達6。
所稱的金相微觀組織中的主相，係指：面積率最大的相；第2相係指：包含主相以外的所有的相。
在較佳的實施方式中，本發明的冷軋鋼板又具有下列(1)~(8)中的1種或2種以上的特徵。
(1)前述金相微觀組織，其第2相是含有：肥粒鐵佔據3%以上，並且符合下列數式(1)的關係： dF≦4.0．．．(1)
在上述數式中，dF是表示由傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑(單位：μm)。
(2)前述金相微觀組織，其第2相是含有：殘留沃斯田鐵佔據3面積%以上，並且符合下列數式(2)及(3)的關係：dAs≦1.5．．．(2)
rAs≧50．．．(3)
在上述數式中，dAs是表示長寬比未達5的殘留沃斯田鐵的平均粒徑(單位：μm)；rAs是表示長寬比未達5的殘留沃斯田鐵之相對於總殘留沃斯田鐵的面積率(%)。
(3)前述化學組成分，以質量%計，含有從Ti：0.005~0.08%及Nb：0.003~0.04%所構成的群組中所選出的1種或2種。
(4)前述化學組成分，以質量%計，含有sol.Al：0.1~2.0%。
(5)前述化學組成分，以質量%計，含有從Cr：0.03~1%、Mo：0.01~0.3%及V：0.01~0.3%所構成的群 組中所選出的1種或2種以上。
(6)前述化學組成分，以質量%計，含有B：0.0003~0.005%。
(7)前述化學組成分，以質量%計，含有從Ca：0.0005~0.003%及REM：0.0005~0.003%所構成的群組中所選出的1種或2種。
(8)在鋼板表面具有鍍覆層。
從另一方面來說，本發明是以具有下列工序(A)以及(B)作為特徵之冷軋鋼板的製造方法：工序(A)是對於具有上述化學組成分的熱軋鋼板進行冷軋以作成冷軋鋼板的冷軋工序；以及工序(B)是對於在工序(A)中所製得的冷軋鋼板，在下列條件下實施熱處理的退火工序：亦即，係以15℃/秒以上的平均加熱速度的條件來進行加熱，以使得前述冷軋鋼板在到達(Ac1點+10℃)時之尚未進行沃斯田鐵變態的領域中所佔據的未再結晶率為30面積%以上，然後，又在(0.3×Ac1點+0.7×Ac3點)以上(Ac3點+100℃)以下的溫度範圍保持30秒鐘以上，然後，在650℃以下500℃以上的溫度範圍，是以10℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻。
在較佳的實施方式中，本發明的冷軋鋼板的製造方法又具有下列(9)~(13)中的1種或2種以上的特徵。
(9)前述熱軋鋼板是藉由：在熱軋結束後，以300℃以下的溫度條件進行捲取，然後，在500~700℃的溫度範 圍實施熱處理而製得的。
(10)前述熱軋鋼板是在Ar3點以上的條件下，結束進行輥軋之熱軋結束後，藉由：以符合下列數式(4)的冷卻速度(Crate)，在從輥軋結束溫度起迄(輥軋結束溫度-100℃)為止的溫度範圍進行冷卻的熱軋工序而製得的，並且由傾角15°以上的大角粒界所界定的BCC相的平均結晶粒徑是6μm以下。
在上述數式(4)中，Crate(T)是表示冷卻速度(℃/s)(正值)，T是表示將輥軋結束溫度設成零的相對溫度(T=(冷卻中的鋼板的溫度-輥軋結束溫度)℃，負值)，Crate是表示：假設有溫度為零的情況下，將在於該溫度下的滯留時間(△t)除以IC(T)之後的數值，當作該區間的積分來進行加算。
(11)在前述(10)所述的溫度範圍內的冷卻，係包含：以400℃/秒以上的冷卻速度，開始進行冷卻，並且以這個冷卻速度，將30℃以上的溫度區間予以冷卻。
(12)在前述(10)所述的溫度範圍內的冷卻，係包含：以400℃/秒以上的冷卻速度，利用水冷方式開始進行冷卻，並且以這個冷卻速度，將30℃以上80℃以下的溫度區間予以冷卻之後，設置0.2~1.5秒的水冷停止期間， 在該期間進行測定板形狀，然後再以50℃/秒以上的速度進行冷卻。
(13)在前述工序(B)之後，又具有對於冷軋鋼板實施鍍覆處理的工序。
根據本發明，即使不必多量添加Ti、Nb之類的析出(晶析)元素，也是可以將冷軋以及退火後的組織予以有效地細微化，而可達成：延性以及延伸凸緣性優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法。在本發明中所利用的將組織予以細微化的機制，係與傳統方法中所利用的機制不同，因此，在於可獲得穩定的材質的程度下，即使延長退火時的保持時間，還是可以獲得細微組織。
以下將說明本發明的冷軋鋼板及其製造方法。在以下的說明中，關於化學組成分的%，都是表示質量%。又，本發明中的平均粒徑係指：使用SEM-EBSD電子顯微鏡，依據後述的數式(5)所求出的換算成圓的直徑的平均值。
1.冷軋鋼板 1-1：化學組成分
〔C：0.06~0.3%〕
C是具有提高鋼強度的作用。此外，C是可藉由在沃斯田鐵中進行濃縮而具有讓沃斯田鐵穩定化，提高在冷軋 鋼板中的殘留沃斯田鐵的面積率，提昇鋼的延性的作用。此外，在熱軋工序及退火工序中，係具有可將金相微觀組織予以細微化的作用。
亦即，C是具有降低變態點的作用。其結果，在熱軋工序中，可使得熱軋在較低溫範圍中結束，而可將熱軋鋼板的金相微觀組織予以細微化。在退火工序中，可與C所具有的在昇溫過程中的肥粒鐵的再結晶抑制作用相輔相成，可藉由急速加熱而保持在未再結晶率較高的狀態下，很容易到達(Ac1點+10℃)以上的溫度範圍，藉此，可將冷軋鋼板的金相微觀組織予以細微化。
如果C含量未達0.06%的話，難以獲得上述作用所帶來的效果。因此，C含量是設定在0.06%以上。較好是0.08%以上，更好是0.10%以上。另一方面，如果C含量超過0.3%的話，冷軋鋼板的加工性、焊接性的變差現象會趨於明顯。因此，將C含量設定為0.3%以下。較好是0.25%以下。
〔Si：0.6~2.5%〕
Si是具有：藉由促進作為本發明的冷軋鋼板中的主相的麻田散鐵、變韌鐵之類的硬質相的生成，因而使得鋼變成高強度化的作用。此外，Si也具有：藉由促進殘留沃斯田鐵的生成，因而提昇鋼的延性之作用。
如果Si含量未達0.6%的話，難以獲得上述作用所帶來的效果。因此，將Si含量設定為0.6%以上。較好是0.8%以上，更好是1.0%以上。另一方面，如果Si含量超 過2.5%的話，鋼的延性變差現象趨於明顯，有時候其鍍覆性也會變差。因此，將Si含量設定為2.5%以下。更好是2.0%以下。
〔Mn：0.6~3.5%〕
Mn是具有提昇鋼強度的作用。此外，Mn也具有使得變態溫度降低的作用，所以在退火工序中，可很容易藉由急速加熱而保持在未再結晶率較高的狀態下，到達(Ac1點+10℃)以上的溫度範圍，如此一來，可將冷軋鋼板的組織予以細微化。
如果Mn含量未達0.6%的話，難以獲得上述作用所帶來的效果。因此，將Mn含量設定為0.6%以上。另一方面，如果Mn含量超過3.5%的話，鋼會被過度高強度化，其延性將會明顯變差。因此，乃將Mn含量設定為3.5%以下。
〔P：0.1%以下〕
P是作為雜質含在鋼中，是具有：因偏析在粒界而使得鋼變脆的作用。如果P含量超過0.1%的話，有時候會因為上述作用而使得脆化趨於明顯。因此，將P含量設定在0.1%以下。更好是0.06%以下。因為P含量愈低愈好，所以沒有必要限定其下限值，但是基於成本觀點的考量，將其含量設定為0.001%以上為宜。
〔S：0.05%以下〕
S是作為雜質含在鋼中，是具有：在鋼中形成硫化物系介在物，因而使得鋼的延性變差的作用。如果S含量超 過0.05%的話，有時候會因為上述作用而使得延性變差的現象趨於明顯。因此，將S含量設定為0.05%以下。更好是0.008%以下，0.003%以下更優。因為S含量愈低愈好，所以沒有必要限定其下限值，但是基於成本觀點的考量，將其含量設定為0.001%以上為宜。
〔Ti：0~0.08%、Nb：0~0.04%、Ti以及Nb的合計含量：0~0.10%〕
Ti以及Nb是作為碳化物、氮化物在鋼中晶析出來的析出元素，是具有：藉由抑制在退火工序中的沃斯田鐵的粒成長，而可促進鋼的組織細微化的作用。因此，亦可在鋼的化學組成分中，配合需求來含有Ti及Nb的1種或2種。
但是，如果各元素的含量超過上述上限值的話，或者是合計含量超過上述上限值的話，有時候延性的變差現象會趨於明顯。因此，將各元素的含量以及合計含量設定為如上所述的量。此處，Ti的含量是設定在0.05%以下為宜，更好是0.03%以下。又，Nb的含量是設定在0.02%以下為宜。Ti以及Nb的合計含量是設定在0.05%以下為宜，更好是0.03%以下。為了要確實地獲得這些元素的上述作用所帶來的效果，只要能夠符合Ti：0.005%以上或者Nb：0.003%以上的其中一種條件即可。
〔sol.Al：0~2.0%〕
Al是具有提昇鋼的延性之作用。所以亦可含有Al。但是，因為Al具有使得Ar3變態點上昇的作用，如果 sol.Al含量超過2.0%的話，就不得不讓熱軋在更高溫範圍內結束。其結果，將導致難以將熱軋鋼板的組織予以細微化，也難以將冷軋鋼板的組織予以細微化。此外，有時候會使得連續鑄造變得困難。因此，將sol.Al含量設定在2.0%以下。為了要更確實地獲得Al的上述作用所帶來的效果，將sol.Al含量設定在0.1%以上為宜。
〔Cr：0~1%、Mo：0~0.3%、V：0~0.3%〕
Cr、Mo以及V都是具有提昇鋼的強度之作用。此外，Mo是具有可抑制結晶粒的粒成長，促進鋼的組織細微化的作用。V是具有可促進朝肥粒鐵進行變態，因而提昇鋼板的延性之作用。因此，亦可含有Cr、Mo、V之中的1種或2種以上。
但是，如果Cr含量超過1%的話，肥粒鐵變態會被過度抑制，有時候將無法確保住想要獲得的組織。此外，如果Mo含量超過0.3%，或者V含量超過0.3%的話，在熱軋工序的加熱階段中，將會生成大量的析出物，有時候延性會明顯地變差。因此，乃將這些各元素的含量設定成如上所述的量。此外，Mo含量是設定在0.25%以下為宜。又，為了要確實地獲得這些元素的上述作用所帶來的效果，只要能夠符合Cr：0.03%以上、Mo：0.01%以上或者V：0.01%以上的其中一種條件即可。
〔B：0~0.005%〕
B是具有：可提高鋼的淬火硬化性，藉由促進低溫變態相的生成而可提昇鋼的強度之作用。因此，亦可含有 B。但是，如果B含量超過0.005%的話，鋼將會過度硬質化，有時候延性的變差現象趨於明顯。因此，將B含量設定在0.005%以下。為了更確實地獲得上述作用所帶來的效果，將B含量設定在0.0003%以上為宜。
〔Ca：0~0.003%、REM：0~0.003%〕
Ca以及REM(稀土族金屬)是具有：可將在熔融鋼的凝固過程中析出的氧化物、氮化物予以細微化，提昇鑄片的健全性之作用。因此，亦可含有這些元素的其中1種或2種。但是，這些元素都是高價元素，所以將各元素的含量設定在0.003%以下。將這些元素的合計含量設定在0.005%以下為宜。為了更確實地獲得這些元素的上述作用所帶來的效果，是含有Ca以及REM的其中任何一種元素，含量在0.0005%以上為宜。
此處，REM(稀土族金屬)係指：Sc、Y以及鑭系元素之合計17種元素，如果是鑭系元素的話，在工業上一般是以密鈰合金(Misch metal)的形態來進行添加。在本發明中的REM的含量係指：這些元素的合計含量。
上述以外的其餘部分是Fe以及雜質。
1-2：金相微觀組織以及集合組織
〔主相〕
主相是含有：硬質的低溫變態相也就是麻田散鐵及變韌鐵的1種或2種，合計佔據40面積%以上。
主相是硬質的低溫變態相也就是麻田散鐵及變韌鐵的 1種或2種，藉此，除了可提昇鋼板的強度之外，又可使得金相微觀組織中的硬度分布平均化，可提昇冷軋鋼板的延伸凸緣性。
如果上述主相的面積率未達40%的話，組織中的硬度分布變大，加工變形時很容易發生細微裂隙，因而難以獲得優異的延伸凸緣性。因此，乃將主相(麻田散鐵及/或變韌鐵)的面積率予以設定在40%以上。這種面積率較好是50%以上，更好是60%以上。主相並不需要同時包含麻田散鐵與變韌鐵兩者，只要含有其中1種即可，當然也可以同時包含2種。變韌鐵係包含：變韌鐵化肥粒鐵。
〔第2相〕
第2相係含有：肥粒鐵佔據3面積%以上，並且符合上述數式(1)的關係為宜。或者，更進一步，含有：殘留沃斯田鐵佔據3面積%以上，並且符合上述數式(2)及(3)的關係為宜。
如果第2相含有3面積%以上的肥粒鐵的話，即可提昇冷軋鋼板的延性。這種情況下，由傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑是很細微，係4.0μm以下(亦即，符合上述數式(1)的關係)，藉此，在對於鋼板進行加工時，可有效地抑制細微的裂隙的發生與進展，所以可更為提昇冷軋鋼板的延伸凸緣性。在後續的說明中，係將被上述大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑，簡稱為「肥粒鐵的平均粒徑」。
殘留沃斯田鐵(殘留γ)係具有提昇鋼板的延性的作 用，所以藉由提昇殘留沃斯田鐵面積率，可提昇延性。藉由將殘留沃斯田鐵面積率設定在3%以上的話，可很容易確保優異的延性，因此第2相是含有面積率3%以上的殘留沃斯田鐵為宜。殘留沃斯田鐵的面積率更好是5%以上。這種情況下，藉由讓長寬比未達5的塊狀的殘留沃斯田鐵(以下，也簡稱為「塊狀的沃斯田鐵」)符合上述數式(2)及(3)的關係(亦即，含有塊狀的沃斯田鐵，相對於總殘留沃斯田鐵的面積率是高達50%以上，並且其平均粒徑是在1.5μm以下的細微粒徑)，可確保更為優異的延伸凸緣性。
佔據殘留沃斯田鐵的大半之塊狀的殘留沃斯田鐵都是很細微的，如此一來，在冷軋鋼板的加工中，在殘留沃斯田鐵變態成麻田散鐵之後，所生成的麻田散鐵也是細微的。因此，可抑制因為麻田散鐵變態所帶來的延伸凸緣性的變差現象。又，塊狀的殘留沃斯田鐵，係有鄰近在肥粒鐵的旁邊來生成的傾向，可使得因加工誘起變態所導致的加工硬化更為明顯。因此，塊狀的殘留沃斯田鐵與麻田散鐵之類的生成在薄晶間之長寬比超過5的細長形狀的麻田散鐵比較的話，可讓延性，尤其是均一延性、n值提昇的效果很高。因為具有這種特性的塊狀的殘留沃斯田鐵係佔據了殘留沃斯田鐵的大半，所以可提昇冷軋鋼板的加工性。基於以上的理由，第2相中所包含的殘留沃斯田鐵，係符合上述數式(2)及(3)的關係為宜。更好是符合下列數式(2a)及(3a)的關係： dAs≦1.0．．．(2a)
rAs≧60．．．(3a)。
此外，有時候在第2相中，會混入波來鐵、雪明鐵，但是這些的合計面積率若是10%以下的話，也是可以被容許。
在第2相中可以含有的肥粒鐵的平均粒徑，係使用SEM-EBSD(電子顯微鏡)，以被傾角15°以上的大角粒界所圍繞的肥粒鐵當作對象，來求出其平均粒徑。SEM-EBSD係指：掃描型電子顯微鏡(SEM)之中，利用電子線後方散亂繞射(EBSD)來進行微小領域的方位測定的方法。藉由將所獲得的方位地圖進行解析，可計算出平均粒徑。
對於長寬比未達5的塊狀的殘留沃斯田鐵的平均粒徑也是可以利用相同的方法來求出來。
主相及肥粒鐵的面積率，亦可藉由：利用了SEM-EBSD的組織解析來進行測定。又，殘留沃斯田鐵的面積率，係直接將利用X射線繞射法所求出的體積百分率當作面積率。
在本發明中，針對於上述的平均粒徑以及面積率，都是採用在鋼板的板厚1/4深度位置處的測定值。
〔集合組織〕
本發明的冷軋鋼板係具有集合組織，該集合組織在板 厚的1/2深度位置處之從{100}<011>起迄{211}<011>為止的方位群的X射線強度的平均值，相對於不具有集合組織的散亂組織的X射線強度的平均值的比值，係未達6。
從{100}<011>起迄{211}<011>為止的方位群的集合組織太發達的話，鋼的加工性會惡化。因此，藉由降低上述方位群的X射線強度比值，可提昇鋼的加工性。上述方位群的X射線強度的平均值之相對於不具有集合組織的散亂組織的X射線強度的平均值的比值，如果是6以上的話，就難以確保良好的延性以及延伸凸緣性。
因此，乃將上述的方位群的X射線強度的平均值之相對於不具有集合組織的散亂組織的X射線強度的平均值之比值，設定為未達6。這個比值，較好是未達5，更好是未達4。此外，所稱的集合組織的{hkl}<uvw>，係表示：對板面呈垂直方向係與{hkl}的法線保持平行，且輥軋方向與<uvw>保持平行的結晶方位。
這種特定方位的X射線強度，是將鋼板利用氟酸進行化學研磨直到板厚1/2深度之後，在該板面上，測定出肥粒鐵相之{200}、{110}以及{211}面的正極點圖，再使用該測定值利用級數展開法，將方位分布函數(ODF)進行解析而獲得的。
不具有集合組織之散亂組織的X射線強度，係使用粉末狀的鋼，進行與上述同樣的測定而求得的。
1-3：鍍覆層
亦可基於提昇上述冷軋鋼板表面的耐蝕性之目的，而設置了鍍覆層來作成表面處理鋼板。鍍覆層既可以是電鍍鍍覆層，也可以是熔融鍍覆層。電鍍鍍覆層，係可舉出：電鍍鋅、電鍍Zn-Ni合金等。熔融鍍覆層係可舉出：熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、熔融鍍鋁、熔融鍍Zn-Al合金、熔融鍍Zn-Al-Mg合金、熔融鍍Zn-Al-Mg-Si合金等。
鍍覆層附著量並未特別限制，亦可與傳統方式相同。此外，亦可在鍍覆層表面形成適當的化成處理皮膜(例如：藉由塗敷矽酸鹽系的不含鉻的化成處理液並且烘乾)，而可更為提昇耐蝕性。此外，亦可披覆有機樹脂皮膜。
2.製造方法 2-1：熱軋與輥軋後的冷卻
本發明因為是藉由容後詳述的退火處理來使得冷軋鋼板的組織細微化，因此供執行冷軋的熱軋鋼板，亦可採用一般常用方法所製造的鋼板。但是，為了使得冷軋鋼板的組織更進一步地細微化，最好是將供執行冷軋的熱軋鋼板的組織予以細微化，使其增大沃斯田鐵變態的核生成部位為佳。具體而言，係指：將由傾角15°以上的大角粒界所圍繞的晶粒予以細微化，以及將雪明鐵、麻田散鐵等的第2相予以細微分散化。
對於具有細微組織的熱軋鋼板實施了冷軋之後，又執 行急速加熱退火的話，藉由急速加熱係可抑制在加熱過程中之因再結晶所產生的核生成部位的消失現象，所以可增大沃斯田鐵、再結晶肥粒鐵的核生成數，可更容易將最終組織予以細微化。
在本發明中適合作為冷軋鋼板的素材之熱軋鋼板，具體而言，其被傾角為15°以上的大角粒界所界定的BCC相的平均粒徑是6μm以下。前述BCC相的平均粒徑更好是5μm以下。這個平均粒徑也是可以利用SEM-EBSD求出來的。
藉由使得熱軋鋼板的前述BCC相的平均粒徑保持在6μm以下的話，可使得冷軋鋼板的組織更為細微化，可更進一步提昇機械特性。此外，因為熱軋鋼板的BCC相的平均粒徑愈小愈好，因此並未規定其下限值，但是通常其下限值是1.0μm以上。此處所稱的BCC相，係指：包含肥粒鐵、變韌鐵以及麻田散鐵，由其中的1種或2種以上所構成的。麻田散鐵正確地說，並不是BCC相，但是因為係將上述粒徑利用SEM-EBSD解析而求出平均粒徑的關係，為了方便起見，乃將麻田散鐵當作BCC相來處理。
具有這種細微組織的熱軋鋼板，係可依據以下所說明的方法，藉由執行熱軋以及冷卻來製作出來。
利用連續鑄造來製作成具有前述的化學組成分之鋼胚，提供此鋼胚進行熱軋。此時，鋼胚係可使用還維持在連續鑄造時的高溫狀態的鋼胚，也可以使用先冷卻至室溫 之後，再經過加熱的鋼胚。
供熱軋用的鋼胚的溫度是1000℃以上為宜。如果鋼胚的加熱溫度低於1000℃的話，會對於輥軋機造成過大的負荷，在進行輥軋中，鋼的溫度會下降到達肥粒鐵變態溫度，因此係有：在組織中含有變態後的肥粒鐵的狀態下進行輥軋之虞慮。因此，鋼胚的加熱溫度，最好是維持在充分的高溫狀態，並且是在沃斯田鐵溫度範圍內結束熱軋的工作。
熱軋係使用可逆式輥軋機或者串列式輥軋機來進行的。基於工業生產性的觀點而言，至少在最終的數段係使用串列式輥軋機為佳。因為在輥軋中必須將鋼板維持在沃斯田鐵溫度範圍內，輥軋結束溫度係設定在Ar3點以上為佳。
熱軋的輥軋量，當被輥軋材的溫度處於Ar3點起迄(Ar3點+150℃)的溫度範圍時，以板厚減少率計，係設定在40%以上為宜。這種輥軋量更好是60%以上。輥軋不必限定為單一次過板(one pass)進行輥軋，亦可採用連續的複數次過板的輥軋。藉由將輥軋量加大，可將更多的變形能量導入到沃斯田鐵，可提高朝向BCC相產生變態的驅動力量，可將熱軋鋼板的組織更為細微粒化。為了避免對於輥軋設備的負荷之過度增加，一次過板的輥軋量係設定在60%為宜。
輥軋結束後的冷卻係採用如下詳述的方法來進行為宜。
從輥軋結束溫度起算的冷卻，係採用：符合下列數式(4)的條件的冷卻速度(Crate)，來將從輥軋結束溫度起迄(輥軋結束溫度-100℃)為止的溫度範圍予以進行冷卻為宜。
在數式(4)中的記號所代表的含義，是如上所述。
上述數式(4)係表示：熱軋過程中，原本蓄積在鋼板中的變形能量在被熱軋結束後的回復和再結晶所消耗之前，用來冷卻至沃斯田鐵未再結晶溫度範圍(輥軋結束溫度-100℃)為止的條件。更詳細說明的話，IC(T)係從與Fe原子的體擴散相關的計算所求出的數值，係表示：從熱軋結束起迄沃斯田鐵開始回復為止的時間。此外，(1/(Crate(T)．IC(T)))係表示：將依據冷卻速度(Crate(T))來冷卻1℃所需的時間利用IC(T)來予以規格化後的數值，亦即，冷卻時間相對於因回復和再結晶而使得變形能量消失為止的時間之百分率。因此，將(1/Crate(T)．IC(T))在T=0~-100℃的區間進行積分而求出的數值，就成為表示：冷卻中的變形能量的消失量的指標。藉由限制這個數值，來規定出：在一定量的變形能量消失之前，進行100℃冷卻所需的冷卻條件(冷卻速度和滯留時間)。上述數式(4)的右邊的數值，是設定在3.0為宜；更好是2.0；更優是1.0。
可符合上述數式(4)之較佳的冷卻方法，從輥軋結束溫度起算的1次冷卻，是以400℃/秒以上的冷卻速度開始進行冷卻，最好是以這種冷卻速度來對於30℃以上的溫度區間進行冷卻為宜。這個溫度區間更好是60℃以上。如果是未設置後述的水冷停止期間的情況下，將其設定成100℃以上更好。將1次冷卻的冷卻速度設定在600℃/秒以上更好，設定在800℃/秒以上更優。
這種1次冷卻，亦可在輥軋結束溫度做5秒以下的短時間保持之後才開始進行1次冷卻。從輥軋結束至開始進行1次冷卻之前的時間，是以可符合上述數式(4)的關係，設定在未達0.4秒為宜。
又，以400℃/秒以上(較好是600℃/秒以上、更好是800℃/秒以上)的冷卻速度以水冷方式開始進行冷卻，以這種冷卻速度來將30℃以上80℃以下的溫度區間進行冷卻之後，設置了0.2秒以上1.5秒以下(較好是1秒以下)的水冷停止期間，在這個期間進行測定板厚以及板寬度等的鋼板形狀，然後再以50℃/秒以上的速度進行冷卻(2次冷卻)的作法也是可以的。藉由以這種方式來測定鋼板形狀，可進行鋼板形狀的回饋控制，而提昇生產性。水冷停止期間中，可採用放冷或者空冷。
上述的1次冷卻以及2次冷卻，以工業規模而言，都是利用水冷方式來實施的。
藉由將從輥軋結束溫度起迄(輥軋結束溫度-100℃)的溫度為止的冷卻條件設定成符合上述數式(4)的條 件，可極力地抑制因實施熱軋而被導入到沃斯田鐵的變形的回復以及再結晶所消耗的能量，可將累積在鋼中的變形能量予以最大限度地利用當作從沃斯田鐵變態成BCC相時的變態驅動力。將從輥軋結束溫度起算的1次冷卻的冷卻速度設定為400℃/秒以上的理由也是與上述同樣地，是因為想要增大變態驅動力的緣故。藉此，可使其增加從沃斯田鐵變態成BCC相之變態核的生成數目，可將熱軋鋼板的組織予以細微化。藉由採用以這種方式來製造的具有細微組織的熱軋鋼板作為素材，可將冷軋鋼板的組織予以更進一步地細微化。
以上述的方式執行1次冷卻或者1次冷卻和2次冷卻之後，在執行降低溫度到捲取溫度為止的冷卻之前，亦可藉由將鋼板在任意的溫度範圍內保持任意的時間，來進行由肥粒鐵變態、Nb、Ti所構成的細微粒子的析出之類的組織控制。此處所稱的「保持」係包含：放冷、保溫等。適合於進行組織控制的溫度範圍以及保持時間，例如：在600~680℃的溫度範圍內實施3~15秒程度的放冷，利用這種作法，可將細微的肥粒鐵導入熱軋板組織中。
然後，進行冷卻直到鋼板的捲取溫度為止。此時的冷卻方法，係可採用從水冷、霧滴冷卻以及氣體冷卻(包含：空冷)所選出的方法，以任意的冷卻速度來進行冷卻。鋼板的捲取溫度，基於可使組織更確實地細微化的觀點考量，係設定在650℃以下為宜。
依照以上所述的熱軋工序來製作的熱軋鋼板，係被導 入充分數量的大角粒界，而會成為：由傾角為15°以上的大角粒界所界定的平均粒徑是6μm以下，而且可令麻田散鐵、雪明鐵之類的第2相呈細微地分散的組織。是以，對於這種存在著大量的大角粒界，而且第2相呈細微地分散的熱軋鋼板，很適合實施冷軋以及退火。因為這些大角粒界、細微的第2相都是沃斯田鐵變態的優先核生成部位，因此，可藉由急速加熱退火，而從這些的位置生成許多沃斯田鐵以及再結晶肥粒鐵，以資謀求組織的細微化。
熱軋鋼板的組織，其第2相可以是：含有波來鐵的肥粒鐵組織、由變韌鐵以及麻田散鐵所構成的組織、或者由這些組織混合而成的組織。
2-2：熱軋鋼板的熱處理
亦可針對於上述的熱軋鋼板，以500~700℃的溫度實施退火。這種退火，尤其是適合以300℃以下的溫度進行捲取的熱軋鋼板。
這種退火，可以利用將熱軋鋼帶卷通過連續退火處理線來實施退火的方法，也可以利用維持著熱軋鋼帶卷的狀態下，使用整批式退火爐來進行退火的方法來實施。在對於熱軋鋼板進行加熱時，在抵達500℃的退火溫度之前的加熱速度，係可以在10℃/小時程度的緩慢加熱速度至30℃/秒的急速加熱速度的範圍內，以任意的加熱速度來進行加熱。
均熱保持溫度(退火溫度)係設定在500~700℃的溫 度範圍。在這個溫度範圍的保持時間雖然沒有必要特別地限定，但是係設定在3小時以上為宜。基於抑制碳化物粗大化的觀點考量，保持時間的上限係在15小時以下為宜，更好是10小時以下。
藉由執行這種熱軋鋼板的退火，可使得細微的碳化物分散在熱軋鋼板中的粒界、封包(packet)境界、區塊(block)境界，並且藉由與上述熱軋結束隨後的極短時間的急冷之組合，可使得碳化物更進一步細微地分散。其結果，在退火中可使得沃斯田鐵的核生成部位的數量增加，可將最終組織予以細微化。熱軋鋼板的退火也具有：將熱軋鋼板軟化進而減輕冷軋設備的負荷之作用。
2-3：酸洗暨冷軋
將依據上述方法來製作的熱軋鋼板予以酸洗之後，就進行冷軋。這些都只要採用一般常用方法來實施即可。冷軋亦可使用潤滑油來進行。又，冷軋率的下限並無特別地規定之必要，但通常是在20%以上。如果冷軋率超過85%的話，對於冷軋設備的負担會加大，因此冷軋率係設定在85%以下為宜。
2-4：退火
經過上述的冷軋而製得的鋼板之退火，係以15℃/秒以上的平均加熱速度來進行加熱，以資使得在到達(Ac1點+10℃)時之在尚未進行沃斯田鐵變態的區域中所佔據 的未再結晶率係30面積%以上。
以這種方式，保持著具有未再結晶組織的狀態，進行加熱至(Ac1點+10℃)，藉此，可以熱軋鋼板的大角粒界、第2相當作核生成部位，而可使得細微的沃斯田鐵生成許多的核。此時，熱軋鋼板的組織很細微的話，可獲得更多數的核生成，因此是比較好的。藉由使得沃斯田鐵的核生成數目增加，可使得退火中的沃斯田鐵粒明顯地細粒化，而可使得其後所生成的肥粒鐵、低溫變態相以及殘留沃斯田鐵變得細微化。
另一方面，如果在到達(Ac1點+10℃)時之在尚未進行沃斯田鐵變態的區域中所佔據的未再結晶率未達30面積%的話，再結晶結束後，已經進行過沃斯田鐵變態的區域將會變成佔據大部分。其結果，在這種區域中，又會從再結晶粒的粒界進行沃斯田鐵變態，因此，退火中的沃斯田鐵粒會變粗大，最終組織也會粗大化。
因此，乃將平均加熱速度設定在15℃/秒以上，以資使得在到達(Ac1點+10℃)時之在尚未進行沃斯田鐵變態的區域中所佔據的未再結晶率係30面積%以上。平均加熱速度，較好是30℃/秒以上，更好是80℃/秒以上，特優是100℃/秒以上。平均加熱速度的上限雖然沒有特別地限定，但是考量到溫度控制變得困難之理由，係設在1000℃/秒以下為宜。
開始進行上述的15℃/秒以上的急速加熱時的溫度，只要是落在再結晶開始之前的話即可，係可任意的溫度， 相對於在10℃/秒的加熱速度下所測定到的軟化開始溫度(再結晶開始溫度)Ts，亦可為Ts-30℃。在其以前的溫度範圍內的加熱速度係任意的加熱速度。例如：即使從600℃程度開始進行急速加熱，亦可獲得充分的細粒化效果。又，即使是從室溫開始進行急速加熱，也不會對於本發明造成不良影響。
為了要獲得足夠的急速加熱速度，加熱方法係採用：通電加熱、感應加熱、直火加熱為宜，但只要是能夠符合本發明的要件的話，亦可採用：以輻射管來進行加熱。此外，藉由應用這些加熱裝置，鋼板的加熱時間可大幅縮短，可將退火設備更為小型緊緻化，可提昇生產性，亦可期待具有降低設備投資費用之效果。此外，亦可在既有的連續退火處理線以及熔融鍍覆處理線上，增設急速加熱裝置來實施上述加熱。
加熱到達(Ac1點+10℃)之後，再進行加熱直到(0.3×Ac1點+0.7×Ac3點)以上、(Ac3點+100℃)以下的範圍內的退火溫度(均熱溫度)為止。在這個溫度區間的加熱速度係可採用任意的速度。藉由放慢在這個溫度區間的加熱速度，可取得充分的時間，亦可促進肥粒鐵的再結晶。此外，也可以只在最初的部分進行急速加熱(例如：與上述急速加熱相同的速度)，然後，再以較低的加熱速度的方式，來改變加熱速度。
在退火過程中，充分地進行沃斯田鐵變態，將加工肥粒鐵組織予以消滅，並且使鋼板中的碳化物熔解。因此， 係將退火溫度設定在(0.3×Ac1+0.7×Ac3點)以上。如果是以較之這種溫度更低的溫度來進行退火的話，在退火中，有時候會無法變成沃斯田鐵單相狀態，有時候無法導致肥粒鐵的再結晶，因此，會有加工肥粒鐵組織殘留下來。如此一來，冷軋鋼板的集合組織中之從{100}<011>起迄{211}<011>為止的方位群的配向變強，鋼板的加工性會變差。另一方面，若以超過(Ac3點+100℃)的溫度，來進行退火的話，將會導致沃斯田鐵粒之急遽的粒成長，最終組織會變成粗粒化。基於這種理由，乃將退火溫度設定在(Ac3點+100℃)以下，更好是(Ac3點+50℃)以下。
本發明中的Ac1點以及Ac3點，是從：將進行過冷軋的鋼板以2℃/秒的加熱速度進行昇溫至1100℃時所測定的熱膨脹曲線來求得的數值。
保持在上述退火溫度範圍的退火時間(均熱保持時間)若是30秒鐘以下的話，碳化物的熔解與沃斯田鐵變態並未充分進行，因此，冷軋鋼板的加工性會變差。又，很容易產生退火中的溫度分布不均現象，對於製造上的安定性會有問題。因此，必須將退火的保持時間設定在30秒鐘以上，好讓碳化物的熔解以及沃斯田鐵變態充分地進行。保持時間的上限雖然沒有特別規定，但是如果過度長時間保持的話，則會因為沃斯田鐵粒的成長而難以符合本發明所規定的最終粒徑為5μm以下的條件，因此，退火保持時間係設定在未達10分鐘為宜。
均熱保持後的冷卻，係將650℃以下500℃以上的溫度範圍以10℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻。藉由將上述溫度範圍中的冷卻速度設定為10℃/秒以上，可使冷軋鋼板組織中的低溫變態相的面積率增加。另一方面，如果冷卻速度未達10℃/秒的話，在冷卻過程中會生成多量的肥粒鐵，會使得延伸凸緣性惡化。因此，乃將退火後之在上述溫度範圍中的冷卻速度設定為10℃/秒以上。更好是20℃/秒以上。
在冷卻的途中，可進行過時效處理或者熔融鍍覆處理(例如：熔融鍍鋅或者合金化熔融鍍鋅)。藉由控制均熱保持溫度、保持時間等，可使得冷軋鋼板中生成適當的面積率的低溫變態相，並且促進碳原子擴散到未變態沃斯田鐵中，藉此，使其生成殘留沃斯田鐵。在進行過時效處理的情況下的較佳熱處理條件，溫度是在300~500℃的範圍內，保持時間是在100~600秒的範圍內。
以過度低速的冷卻速度或者執行高溫長時間的均熱保持的話，將無法獲得所期望的組織百分率，因殘留沃斯田鐵變態成碳化物等等理由，都將成為導致鋼板的加工性惡化的原因。
因此，冷卻途中的保持時間(包含：鍍覆處理及/或過時效處理)是以未達2000秒鐘為宜。冷卻方法係可採用任意的方法來執行，例如：可利用氣體、霧滴、或者水來進行冷卻。
〔實施例〕
使用真空感應爐熔製出具有表1所示的化學組成分之鋼種A~M的鋼塊。在表1中也一併標示出鋼種A~M的Ac1點以及Ac3點。這些變態溫度的數值係從：將依照後述的製造條件進行至冷軋為止後的鋼板，以2℃/秒的加熱速度昇溫到達1100℃時所測定的熱膨脹曲線所求出來的。表1中也標示出(Ac1點+10℃)、(0.3×Ac1點+0.7×Ac3點)以及(Ac3點+100℃)的數值。
將這些鋼塊進行熱鍛造之後，為了供進行熱軋之用，將其裁切成鋼胚狀的鋼片。將這些鋼片在1000℃以上的溫度加熱1個小時之後，使用試驗用小型輥軋機，依照表2所示的輥軋結束溫度來實施熱軋作業。輥軋結束後，再依照表2所示的冷卻時間、水冷速度、捲取溫度的條件，製作成：板厚2.0~2.6mm的熱軋鋼板。
輥軋結束後的冷卻都是採用水冷方式，利用下列的其中一種方法來實施：1)輥軋結束後，隨即以至少100℃的溫度降下量僅進行1次冷卻；2)在輥軋結束溫度(FT)保持預定的時間(放冷)之後，以至少100℃的溫度降下量僅進行1次冷卻；或者3)輥軋結束後，隨即進行1次冷卻，在從輥軋結束溫度(FT)冷卻至30~80℃的階段，停止1次冷卻，在該溫度下保持預定的時間(放冷)之後，進行2次冷卻。
僅進行了1次冷卻的情況下，是在1次冷卻停止後，而進行了2次冷卻的情況下，是在2次冷卻停止後，實施3~15秒鐘的放冷，然後再以30~100℃/秒的冷卻速度進行水冷，冷卻至捲取溫度為止。然後，將鋼板裝入爐內，實施了模擬捲取之緩慢冷卻。在表2也標示出數式(4)的左邊數值以及熱軋鋼板的BCC相的平均結晶粒徑。
熱軋鋼板的BCC相的平均結晶粒徑的測定方式，是將鋼板之與輥軋方向以及板厚方向保持平行的剖面的組織，使用SEM-EBSD裝置(日本電子株式會社製的型號 JSM-7001F的SEM-EBSD裝置)，針對於被傾角為15°以上的大角粒界所界定的BCC相的粒徑進行解析而求出來的。BCC相的平均粒徑d係使用下列的數式(5)來求得的。此處，Ai係表示第i號粒子的面積，di係表示第i號粒子之換算成圓的直徑。
針對於一部分的熱軋鋼板，使用加熱爐依照表2所示的條件實施了熱軋鋼板退火處理。
針對於以這種方式來製得的熱軋鋼板，依照一般常用方法，以鹽酸實施酸洗，並且以表2所示的輥軋率實施冷軋，製作成板厚為1.0~1.2mm的鋼板。然後，利用實驗室規模的退火設備，依照表2所示的加熱速度、均熱溫度(退火溫度)、均熱時間(保持時間)來實施退火處理，在650℃起迄500℃的溫度範圍的冷卻速度，係依照可成為表2所示的「冷卻速度」的條件來進行冷卻，而製得冷軋鋼板。均熱後的冷卻是利用氮氣來進行的。此外，針對於各鋼板，在冷卻過程中，如表2所示地，實施了模擬過時效處理或合金化熔融鍍鋅處理之下列的A~F所示的熱處理之後，以2℃/秒的速度進行冷卻到達常溫為止，而製得冷軋鋼板。這些熱處理的條件如下所示。
A：在375℃保持330秒；B：在400℃保持330秒； C：在425℃保持330秒；D：在480℃保持15秒後，冷卻至460℃之後，模擬浸泡在熔融鍍鋅槽，並且再加熱到500℃，模擬進行合金化處理；E：在480℃保持60秒後，冷卻至460℃之後，模擬浸泡在熔融鍍鋅槽，並且再加熱到520℃，模擬進行合金化處理；F：在480℃保持60秒後，冷卻至460℃之後，模擬浸泡在熔融鍍鋅槽，並且再加熱到540℃，模擬進行合金化處理；表2中也標示出：在到達(Ac1點+10℃)時之在肥粒鐵之尚未進行沃斯田鐵變態的區域中所佔據的未再結晶率。這個數值是利用下述的方法所求得的。亦即，依照本發明的製造條件直到完成冷軋為止，再使用該鋼板，依照各鋼板編號所示的加熱速度予以昇溫到達(Ac1點+10℃)之後，隨即進行水冷。利用SEM來拍攝鋼板組織，在鋼板組織的照片上，針對於麻田散鐵以外的區域，亦即，在到達(Ac1點+10℃)時之尚未進行沃斯田鐵變態的區域以外的區域，藉由測定：再結晶組織與加工組織的百分率，而可求出未再結晶率。
針對於以這種方式製造出來的冷軋鋼板的金相微觀組織以及機械的特性，係利用下述的方式進行了調查。將調查結果匯整標示於表3。
冷軋鋼板的肥粒鐵平均粒徑、以及長寬比未達5的殘留沃斯田鐵的粒徑的測定方式，係與熱軋鋼板所採用的測定方式同樣地，係針對於在鋼板的板厚1/4深度位置處之輥軋方向的剖面組織，使用SEM-EBSD裝置來測定出來的。此外，在進行包含殘留沃斯田鐵相在內的組織的EBSD解析時，會擔心受到試料調整時的外部干擾因素(殘留沃斯田鐵變態成麻田散鐵等)所影響，而無法正確地測定出殘留沃斯田鐵。因此，在本實施例中，作為解析精度的指標，係以根據EBSD解析所獲得的殘留沃斯田鐵的面積百分率(γEBSD)相對於根據X射線繞射法所獲得的殘留沃斯田鐵的體積百分率(γXRD)，係符合(γEBSD/γXRD)>0.7的條件，來作為評量的前提。
針對肥粒鐵以及低溫變態相的面積率，也是使用SEM-EBSD的解析結果來求得的。又，沃斯田鐵相的體積率係使用後述的裝置，利用X射線繞射法求得的，將這個體積率當成殘留沃斯田鐵(殘留γ)的面積率。
冷軋鋼板的集合組織的測定方式，係針對板厚1/2深度位置的平面進行X射線繞射試驗。從{100}<011>起迄{211}<011>為止的方位群的平均強度比，係從肥粒鐵的{200}、{110}、{211}的正極點圖的測定結果，進行ODF(方位分布函數)解析而求得的。再從這個解析 結果，針對於{100}<011>、{411}<011>、{211}<011>的各個方位，求出相對於不具有集合組織之散亂組織的強度比，將這些強度比的平均值當作：從{100}<011>起迄{211}<011>為止的方位群的平均強度比。不具有集合組織之散亂組織的X射線強度，係針對粉末狀的鋼，利用X射線繞射而求得的。X射線繞射所採用的裝置是理學電子社製的型號RINT-2500HL/PC的機器。
退火後的冷軋鋼板的機械特性，是利用拉伸試驗與擴孔試驗來進行調查。拉伸試驗係使用日本工業規格JIS5號拉伸試驗片來進行的，藉此而求出拉伸強度(TS)以及斷裂拉伸量(總拉伸長度，El)。擴孔試驗係依據日本工業規格JIS Z 2256：2010的規定來進行的，藉此而求出擴孔率λ(%)。作為強度與延性的均衡性的指標，係計算出TS×El的數值，作為強度與延伸凸緣性的均衡性的指標，係計算出TS×λ的數值，並且分別予以標示於表3。
使用鋼種A來製造的鋼板編號No.1~10之中，退火時的加熱速度是15℃/秒以上的鋼板編號No.1~3及6、7、9、10，係可獲得：具有本發明所要求的金相微觀組織的冷軋鋼板。尤其是以符合數式(4)的熱軋後的冷卻條件之細微粒熱軋鋼板當作母材的鋼板編號No.1~3、6、7，與不符合數式(4)的條件之鋼板編號No.9、10比較時，係可獲得更細微的殘留沃斯田鐵粒。
另一方面，鋼板編號No.4是因為退火時的均熱溫度太高，鋼板編號No.5、8則是因為退火時的加熱速度太低，所以長寬比未達5的塊狀殘留γ之相對於殘留沃斯田鐵(殘留γ)的比率未達50%，無法符合上述數式(2)的條件，而且第2相的肥粒鐵的粒徑也是很粗大。
同樣的結果在其他的鋼種身上也可以獲得，本發明的每一個發明例都可以獲得很高的加工性。
另一方面，鋼板編號No.5、8、11、14、16、19、22、25、28、33、35、37、41、43、48、50、52，因為退火時的加熱速度未達15℃/秒，所以Ac1+10℃時的未再結晶率未達30%。因此，冷軋鋼板的金相微觀組織變得粗大化，肥粒鐵平均粒徑超出本發明所規定的上限。其結果，機械特性不夠充分。
鋼板編號No.4、30，雖然在退火時執行了急速加熱，但是，退火溫度超過Ac3+100℃，所以冷軋鋼板的金相微觀組織變得粗大化，肥粒鐵粒徑超出本發明所規定的上限。其結果，無法獲得良好的機械特性。
鋼板編號No.27，退火溫度低於(0.3×Ac1+0.7×Ac3)，所以集合組織不符合本發明的規定。其結果，無法獲得良好的機械特性。
鋼板編號No.46、47，Nb含量為0.123%，鋼過度硬質化，加工性惡化。其結果，冷軋鋼板的機械特性不因為加熱速度而有所改善，屬於機械特性較低的鋼板。
此外，鋼板編號No.48、49，Si含量為0.06%，在冷軋鋼板中並未生成殘留沃斯田鐵。因此，不僅強度很低，延性也是保持在低水準。其結果，冷軋鋼板的機械特性不因為加熱速度而有所改善，屬於機械特性較低的鋼板。

Claims (15)

  1. 一種冷軋鋼板，其特徵為：其化學組成分，以質量%計，係含有C：0.06~0.3%、Si：0.6~2.5%、Mn：0.6~3.5%、P：0.1%以下、S：0.05%以下、Ti：0~0.08%、Nb：0~0.04%、Ti以及Nb的合計含量：0~0.10%、sol.Al：0~2.0%、Cr：0~1%、Mo：0~0.3%、V：0~0.3%、B：0~0.005%、Ca：0~0.003%、REM：0~0.003%、其餘部分是Fe以及雜質；其金相微觀組織的主相，係含有麻田散鐵以及變韌鐵的1種或2種，合計佔據40面積%以上；其具有集合組織，該集合組織在板厚的1/2深度位置處之從{100}<011>起迄{211}<011>為止的方位群的X射線強度的平均值，相對於不具有集合組織的散亂組織的X射線強度的平均值的比值未達6。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的冷軋鋼板，其中，前述金相微觀組織的第2相，係含有肥粒鐵佔據3面積%以上，且符合下列數式(1)的關係：dF≦4.0．．．(1)在數式(1)中，dF是由傾角15°以上的大角粒界所界定的肥粒鐵的平均粒徑(單位：μm)。
  3. 如申請專利範圍第1或第2項所述的冷軋鋼板， 其中，前述金相微觀組織的第2相，係含有殘留沃斯田鐵佔據3面積%以上，且符合下列數式(2)及(3)的關係：dAs≦1.5．．．(2) rAs≧50．．．(3)在數式(2)及(3)中，dAs是長寬比未達5的殘留沃斯田鐵的平均粒徑(單位：μm)，rAs是長寬比未達5的殘留沃斯田鐵之相對於總殘留沃斯田鐵的面積率(%)。
  4. 如申請專利範圍第1至第3項之任何一項所述的冷軋鋼板，其中，前述化學組成分，以質量%計，係含有從Ti：0.005~0.08%以及Nb：0.003~0.04%所構成的群組中所選出的1種或2種。
  5. 如申請專利範圍第1至第4項之任何一項所述的冷軋鋼板，其中，前述化學組成分，以質量%計，係含有sol.Al：0.1~2.0%。
  6. 如申請專利範圍第1至第5項之任何一項所述的冷軋鋼板，其中，前述化學組成分，以質量%計，係含有從Cr：0.03~1%、Mo：0.01~0.3%以及V：0.01~0.3%所構成的群組中所選出的1種或2種以上。
  7. 如申請專利範圍第1至第6項之任何一項所述的 冷軋鋼板，其中，前述化學組成分，以質量%計，係含有B：0.0003~0.005%。
  8. 如申請專利範圍第1至第7項之任何一項所述的冷軋鋼板，其中，前述化學組成分，以質量%計，係含有從Ca：0.0005~0.003%以及REM：0.0005~0.003%所構成的群組中所選出的1種或2種。
  9. 如申請專利範圍第1至第8項之任何一項所述的冷軋鋼板，其中，是在鋼板表面具有鍍覆層。
  10. 一種冷軋鋼板的製造方法，其特徵為，具有下列的工序(A)及(B)：工序(A)係對於具有如申請專利範圍第1項以及第4項至第8項中的任何一項所述的化學組成分的熱軋鋼板，進行冷軋以作成冷軋鋼板之冷軋工序；工序(B)係對於在工序(A)中所獲得的冷軋鋼板，依下列條件實施熱處理的退火工序：以15℃/秒以上的平均加熱速度條件來進行加熱，以使得前述冷軋鋼板在到達(Ac1點+10℃)時之在尚未進行沃斯田鐵變態的領域中所佔據的未再結晶率是30面積%以上，然後，在(0.3×Ac1點+0.7×Ac3點)以上(Ac3點+100℃)以下的溫度範圍保持30秒鐘以上，然後，在650℃以下500℃以上的溫度範圍，以10℃/秒以上的平均冷卻速度將該鋼板予以冷卻。
  11. 如申請專利範圍第10項所述的冷軋鋼板的製造方法，其中，前述熱軋鋼板是：在熱軋結束後，在300℃ 以下的溫度條件下進行捲取，然後，在500~700℃的溫度範圍實施熱處理而製得的。
  12. 如申請專利範圍第10或第11項所述的冷軋鋼板的製造方法，其中，前述熱軋鋼板是：在Ar3點以上的溫度條件下結束輥軋之熱軋結束後，利用以符合下列數式(4)的冷卻速度(Crate)，將從輥軋結束溫度起迄(輥軋結束溫度-100℃)為止的溫度範圍予以冷卻的熱軋工序而製得的鋼板，其中，由傾角15°以上的大角粒界所界定的BCC相的平均粒徑是6μm以下： 在上述數式(4)中，Crate(T)是冷卻速度(℃/s)(正值)，T是將輥軋結束溫度設成零的相對溫度(℃、負值)，Crate是假設溫度為零的情況存在時，將在該溫度下的滯留時間(△t)除以IC(T)後的數值，作為該區間的積分進行加算。
  13. 如申請專利範圍第12項所述的冷軋鋼板的製造方法，其中，在前述溫度範圍的冷卻，是包含：以400℃/秒以上的冷卻速度開始進行冷卻，以這個冷卻速度來將30℃以上的溫度區間進行冷卻。
  14. 如申請專利範圍第12項所述的冷軋鋼板的製造 方法，其中，在前述溫度範圍的冷卻，是包含：以400℃/秒以上的冷卻速度以水冷方式開始進行冷卻，以這個冷卻速度來將30℃以上80℃以下的溫度區間予以進行冷卻後，設置0.2~1.5秒的水冷停止期間，在該期間進行測定鋼板的形狀，然後，再以50℃/秒以上的速度進行冷卻。
  15. 如申請專利範圍第10項至第14項的任何一項所述的冷軋鋼板的製造方法，其中，在前述工序(B)之後，又具有：對於冷軋鋼板實施鍍覆處理的工序。
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