TWI596217B - Cold-rolled steel sheet and its manufacturing method - Google Patents

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Description

冷軋鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種冷軋鋼板，尤其是有關於適合作為汽車用組件等構造構件、住宅、傢具、桌子、家電產品等構造體的素材且加工性優異的冷軋鋼板。而且，本發明有關於所述冷軋鋼板的製造方法。
冷軋鋼板因其優良的成形性而被用作各種各樣的構造體的素材。在使用冷軋鋼板製造複雜形狀的構造體的情況下，一般使用如下方法：對平坦的冷軋鋼板進行壓製（press）而將其加工為複雜的三維形狀，且進一步使獲得的加工品彼此接合。因此，用作構造體的素材的冷軋鋼板需要具有優異的加工性。
因此，以各種觀點進行了加工性優異的冷軋鋼板的開發。例如，專利文獻1中揭示有藉由連續退火及接續該連續退火的回火軋製（temper rolling）來製造加工性良好的無時效性冷軋鋼板的方法。在專利文獻1所記載的所述方法中，減少鋼的C、Mn、Al、N量，並且以50%以上的軋製率進行冷軋之後，在規定條件下進行退火後的冷卻、過時效（overaging）處理及回火軋製，藉此提高冷軋鋼板的耐時效性。
而且，專利文獻2中揭示有如下方法：在規定條件下對含有規定量的C、Mn、S、O及B的鋼進行連續鑄造（continuous casting）後，進行熱軋、冷軋、連續退火，藉此，製造加工性優異的冷軋鋼板。專利文獻3中揭示有如下方法：在對含有規定量的C、Si、Mn、P、Al、N的鋼進行熱軋、冷軋後的連續退火時，進行急速加熱、急速冷卻，藉此，製造耐時效性與加工性優異的冷軋鋼板。專利文獻4中揭示有如下方法：使鋼中的Si與Mn的含量之比處於規定範圍，藉此，對肥粒鐵（ferrite）粒徑與雪明碳鐵（cementite）的析出狀態進行控制，從而製造彎折加工性優異的冷軋鋼板。 [現有技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開昭61-124533號公報 [專利文獻2]日本專利特開平02-267227號公報 [專利文獻3]日本專利特開平07-216459號公報 [專利文獻4]日本專利特開2013-209725號公報
[發明所欲解決之課題] 然而，專利文獻1所記載的方法雖能夠藉由調整回火軋製條件來製造耐時效性良好的鋼板，但若僅調整回火軋製條件，則無法達到目前所需的加工性的水準。
而且，專利文獻2所記載的方法是藉由形成氧化物系夾雜物來控制MnS的大小，因此，需要使鋼中含有60 ppm以上的氧。結果存在如下問題：由於產生大量的氧化物系夾雜物，故而在壓製成形時，以所述夾雜物為起點而產生裂紋。
專利文獻3所記載的方法因進行急速加熱與急速冷卻，難以使鋼板、尤其整個板厚方向上的熱處理條件均一。繼而，結果存在如下問題：鋼板的組織變得不均一，無法使鋼板整體的彎折加工性良好。
專利文獻4所記載的方法使雪明碳鐵在肥粒鐵粒內析出，因此，降伏強度（yield strength）上升，n值降低。結果存在如下問題：由於彎折加工部的應變分佈容易變得不均一，故而不僅無法獲得充分的彎折加工性，而且彎折加工性的不均亦大。
如此，以往的技術難以在工業上穩定地提供彎折加工性良好的冷軋鋼板。本發明是鑒於所述問題點而成的發明，其目的在於提供具有優異的彎折加工性的冷軋鋼板及其製造方法。 [解決課題之手段]
即，本發明的主要構成如下所述。 1. 一種冷軋鋼板，其含有如下成分組成， 所述成分組成以質量%計，含有： C：0.010%以上且為0.035%以下； Si：0.10%以下； Mn：0.35%以下； P：0.035%以下； S：0.020%以下； N：0.010%以下； Al：0.005%以上且為0.030%以下；以及 B：0.0001%以上且為0.005%以下， 剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質， 所述冷軋鋼板具有肥粒鐵平均粒徑為20 μm以下的組織， BN與AlN以滿足下述式（1）的條件的方式析出， 應變域5%～10%中的n值為0.15以上。   0＜[BN]/[AlN]≦0.5 …（1） （此處，[BN]及[AlN]分別為以相同單位表示的BN及AlN的個數密度）
2. 如所述1所記載的冷軋鋼板，其中於板寬度方向上的端部、1/4部及中央部的各位置，從鋼板表面算起的深度為10 μm處的板面{111}的X射線隨機方位強度比為5.0以下。
3. 如所述1或2所記載的冷軋鋼板，其中所述成分組成進而合計含有1質量%以下的選自由Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Ti、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr及Hf所組成的群組中的一種以上的元素。
4. 如所述1至3中任一項所記載的冷軋鋼板，其進而包括形成於所述冷軋鋼板表面的鍍敷皮膜。
5. 一種冷軋鋼板的製造方法，其包含如下步驟： 準備具有所述1或3所記載的成分組成的鋼素材； 對所述鋼素材實施包含最終精軋溫度為800℃以上且為950℃以下的條件下的精軋的熱軋，獲得熱軋鋼板； 以30℃/s以上且為110℃/s以下的平均冷卻速度，對所述熱軋鋼板進行水冷； 以600℃以上且為780℃以下的捲繞溫度，捲繞所述水冷後的熱軋鋼板； 除去所述熱軋鋼板表面的鏽皮； 以50%以上的軋製率對除去所述鏽皮後的熱軋鋼板進行冷軋，獲得冷軋鋼板；以及 在退火溫度為650℃以上的條件下，對所述冷軋鋼板進行退火， 在從所述熱軋結束算起的0.5秒以上且為3.0秒以內，開始所述水冷。
6. 如所述5所記載的冷軋鋼板的製造方法，其中在所述精軋之前，先利用片條加熱器（sheet bar heater）對所述鋼素材進行加熱。 [發明的效果]
根據本發明，能夠獲得具有優異的彎折加工性的冷軋鋼板。
[成分組成] 其次，具體地對實施本發明的方法進行說明。 對於本發明而言，重要的是冷軋鋼板具有所述成分組成。此處，首先說明在本發明中，以所述方式對鋼材的成分組成進行限定的理由。再者，與成分組成相關的「%」符號只要無特別說明，則是指「質量%」。
C：0.010%～0.035% 若C含量少，則固溶C的析出驅動力會降低，因此，固溶C增加。若固溶C增加，則容易產生應變時效（strain aging），結果是彎折加工性下降。因此，在本發明中，將C含量設為0.010%以上。C含量更佳設為0.015%以上。另一方面，若C含量超過0.035%，則會在肥粒鐵粒內過剩地生成雪明碳鐵，因此，不僅降伏強度上升，n值降低，而且肥粒鐵與雪明碳鐵的界面上的空隙產生位置（site）增加，因此，彎折加工性顯著地變差。因此，C含量設為0.035%以下。C含量更佳設為0.030%以下，進而更佳設為0.025%以下。
Si：0.10%以下 Si為抑制生成雪明碳鐵的元素，其抑制固溶C的雪明碳鐵化。因此，藉由添加Si來增加固溶C量，結果是能夠使鋼板表層中的肥粒鐵織構（ferrite texture）的板面{111}的X射線隨機方位強度比降低。另一方面，若Si含量超過0.10%，則會過剩地抑制雪明碳鐵的生成，固溶C量增加，延展性下降，並且彎折性變差。因此，Si含量設為0.10%以下。Si含量較佳設為0.05%以下，更佳設為0.03%以下。再者，Si含量的下限並無特別限定，但較佳為將Si含量設為0.001%以上，更佳設為0.005%以上。
Mn：0.35%以下 Mn為溶解於雪明碳鐵中且具有抑制生成粗大雪明碳鐵的效果的元素。為了獲得所述效果，Mn含量較佳設為0.01%以上，更佳設為0.10%以上。另一方面，若Mn含量超過0.35%，則會伴隨Mn的偏析而導致MnS偏析，結果是彎折加工性變差。因此，Mn含量設為0.35%以下。Mn含量較佳設為0.30%以下，更佳設為0.25%以下。
P：0.035%以下 P會在肥粒鐵粒界（grain boundary）偏析，在彎折加工時，助長於肥粒鐵粒界產生空隙，因此，較為理想的是P的含量低。因此，將P含量設為0.035%以下。P含量較佳設為0.025%以下。另一方面，P含量的下限並無特別限定，只要為0%以上即可，在工業上可設為超過0%。然而，若過度地降低P含量，則會導致精煉時間增加或成本上升，因此，P含量較佳設為0.001%以上。
S：0.020%以下 S在本發明中為與Mn結合而形成MnS的元素。若S含量高，則會大量地生成MnS，在彎折加工時，助長對肥粒鐵粒界的破壞。因此，本發明中，將S含量設為0.020%以下。S含量較佳設為0.015%以下。另一方面，S含量的下限並無特別限定，只要為0%以上即可，在工業上可設為超過0%。然而，若過度地降低S含量，則會導致精煉時間增加或成本上升，因此，S含量較佳設為0.0005%以上。
N：0.010%以下 N與Al或B結合而形成AlN或BN。若N含量高，則會過剩地析出微細的AlN，因此n值降低。而且，微細的AlN成為位錯產生源，使結晶粒在冷軋時容易多重滑移，從而形成微細且均一的退火前組織。結果是在冷軋後進行的退火再結晶時，板面{111}的X射線隨機方位強度比增大，彎折加工性變差。因此，較佳為N含量低，在本發明中，將N含量設為0.010%以下。N含量較佳設為0.004%以下。另一方面，N含量的下限並無特別限定，只要為0%以上即可，在工業上能夠超過0%。然而，若過度地降低N含量，則會導致精煉時間增加或成本上升，因此，N含量較佳設為0.0005%以上，更佳設為0.0010%以上。
Al：0.005%以上且為0.03%以下 Al促進固溶C從肥粒鐵粒內排出，且於粒界形成雪明碳鐵。結果是降伏強度降低，n值增加。為了充分地獲得所述效果，將Al含量設為0.005%以上。另一方面，若Al含量過高，則微細的AlN、或Al與不可避免的雜質O結合而產生的氧化物會析出，彎折加工性下降。因此，Al含量設為0.030%以下。Al含量較佳設為0.020%以下。
B：0.0001%以上且為0.005%以下 B與N結合而形成BN，且抑制微細的AlN析出。而且，BN是以MnS為核而析出，因此，能夠減少微細的MnS的量。這些析出物混入肥粒鐵粒內，結果是成為彎折加工時的空隙產生源的肥粒鐵粒界的氮化物量減少，因此，彎折加工性提高。為了獲得所述效果，將B含量設為0.0001%以上。另一方面，若B含量超過0.005%，則會在粒界產生微細的Fe23 (CB)6 ，彎折加工性下降。因此，B含量設為0.005%以下。B含量較佳設為0.001%以下，更佳設為0.0007%以下。
本發明的冷軋鋼板包含以上的成分與剩餘部分的Fe及不可避免的雜質。再者，所謂「包含剩餘部分的Fe及不可避免的雜質」，是指在不損害本發明的作用、效果的範圍內，含有以不可避免的雜質為代表的其他微量元素的冷軋鋼板包含於本發明的範圍內。
本發明的冷軋鋼板除了能夠含有所述元素之外，進而亦能夠任意地含有以下所述的元素。
選自由Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Ti、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr及Hf所組成的群組中的一種以上的元素：合計為1%以下 Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Ti、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr及Hf均為在提高耐腐蝕性方面有用的元素。因此，藉由添加這些元素中的一種元素或組合地添加兩種以上的元素，能夠提高鋼板的耐腐蝕性。另一方面，若這些元素的合計含量超過1%，則這些元素會在粒界偏析，導致彎折加工時，自粒界產生空隙。因此，在添加這些元素的情況下，將合計含量設為1%以下。再者，所述合計含量較佳設為0.5%以下。另一方面，所述元素為任意添加的元素，因此，所述合計含量的下限並無特別限定，其可為0%。然而，在添加所述元素的情況下，根據獲得提高耐腐蝕性的效果的觀點，較佳為將所述合計含量設為0.05%以上，更佳設為0.1%以上。
以上，對鋼板的成分組成進行了說明，但為了獲得本發明中所期望的效果，若僅將成分組成調整至所述範圍，則並不充分，需要使肥粒鐵粒徑、BN及AlN的析出形態、以及應變域5%～10%中的n值處於所述範圍。藉此，能夠顯著地提高冷軋鋼板的彎折加工性。以下，對所述各項目的限定理由進行說明。
[肥粒鐵平均粒徑] 肥粒鐵平均粒徑：20 μm以下 若肥粒鐵平均粒徑超過20 μm，則彎折加工中的應變會集中於肥粒鐵粒界，容易從肥粒鐵粒界產生龜裂，因此，彎折加工性下降。因此，在本發明中，將肥粒鐵平均粒徑設為20 μm以下。肥粒鐵平均粒徑較佳設為15 μm以下。另一方面，所述肥粒鐵平均粒徑的下限雖並無特別限定，但若肥粒鐵平均粒徑過小，則強度會過度地上升，延展性有可能會下降。因此，肥粒鐵平均粒徑較佳設為4 μm以上，更佳設為8 μm以上。所述肥粒鐵平均粒徑能夠利用實施例所記載的方法來測定。
再者，在本發明中，較佳為將冷軋鋼板的金屬組織設為肥粒鐵單相。此處所謂的「肥粒鐵單相」，不僅包含肥粒鐵相以面積百分率計為100%的情況，而且亦包含面積百分率為95%以上的實質上的肥粒鐵單相的情況。
[析出物] 0＜[BN]/[AlN]≦0.5 對於本發明的冷軋鋼板而言，重要的是BN與AlN以滿足下述式（1）的條件的方式析出。 0＜[BN]/[AlN]≦0.5 …（1） （此處，[BN]及[AlN]分別為以相同單位表示的BN及AlN的個數密度）
對BN與AlN的生成自由能（free energy of formation）進行比較後，認為更容易生成AlN，但在實際的熱軋步驟中，以粒狀的MnS為核而優先生成BN。而且，此時，藉由形成粗大的BN，能夠抑制伴隨彎折加工的龜裂的發展。而且，利用B來固定N，藉此，AlN會在所生成的BN的周圍析出，因此，能夠抑制由AlN的析出強化引起的降伏強度的上升。在本發明中，為了獲得所述效果，以滿足式（1）的條件的方式來控制BN的分散形態。
式（1）對在鋼中析出的BN與AlN的個數密度的關係進行限定。例如，若BN的析出量固定，則BN的個數密度[BN]越小，所析出的各個BN越粗大。而且，以滿足式（1）的條件的方式來對BN與AlN的個數密度進行控制，藉此，能夠促進以BN為起點的AlN析出，且使降伏強度降低。而且，以如上所述的方式使BN析出，藉此，雪明碳鐵會在以BN為核而析出的AlN的周圍優先析出，因此，能夠減少粒內雪明碳鐵，進而減小降伏強度。[BN]及[AlN]的值只要滿足所述式（1）的關係，則並無特別限定而能夠設為任意值，例如[BN]能夠設為0.0005個/μm2 ～0.01個/μm2 。再者，此處，所述[BN]與[AlN]的值為鋼板的板寬度方向中央、板厚1/4t位置的值，具體能夠利用實施例所記載的方法來測定。
[n值] 應變域5%～10%中的n值：0.15以上 與拉伸成形等應變量小的成形不同，彎折變形會使表層產生大應變，因此，要求在較高的應變域中，加工硬化量高。因此，在本發明中，將冷軋鋼板的應變域5%～10%中的n值（加工硬化指數）設為0.15以上。另一方面，所述n值的上限並無特別限定而能夠設為任意值，但一般為0.4以下。再者，此處，所述n值設為鋼板的板寬度方向中央的值。
[織構（texture）] 板面{111}的X射線隨機方位強度比：5.0以下 進而，對於本發明的冷軋鋼板而言較佳為，將於板寬度方向的端部、1/4部及中央部的全部位置，從鋼板表面算起的深度為10 μm處的板面{111}的X射線隨機方位強度比設為5.0以下。
關於鋼板的織構，藉由使板面進行{111}//ND配向來提高r值（蘭克福德（Lankford）值）的再結晶織構控制技術已為人所知。對於深衝（deep drawing）成形而言，需要具有與板面平行的方向上的高變形能力，另一方面，需要在板厚方向上不易變形，因此，具有高r值的鋼板有利。相對於此，彎折成形在與彎折稜線平行的方向上存在變形限制。因此，為了使鋼板在與彎折稜線垂直的方向（彎折方向）上變形，若認為體積固定，則較為理想的是該鋼板在板厚方向上具有高變形能力。因此，藉由將鋼板表層中的肥粒鐵織構的板面{111}的X射線隨機方位強度比控制為5.0以下，能夠更充分地獲得在板厚方向上變形所需的滑移系統（slip system）。再者，如下所述，在熱軋步驟中，利用片條加熱器來對用於精軋的鋼素材的表層部及寬度端部進行加熱，藉此，能夠在整個寬度方向上獲得滿足所述條件的織構。另一方面，所述X射線隨機方位強度比的下限並無特別限定而能夠設為任意值，但理論上的下限為1，根據製造上的觀點，所述X射線隨機方位強度比可為1.2以上。
再者，能夠根據三維結晶方位分佈函數（orientation distribution function，ODF）求出所述X射線隨機方位強度比。利用化學研磨除去鋼板表面的殘留應力後，根據X射線繞射（舒爾茨（Schultz）法），以5°的間隔來測定正極圖（pole figure），從而能夠根據測定出的3個極圖（{110}、{200}、{211}）獲得ODF。再者，所謂隨機方位強度比，是指測定對象試樣的X射線繞射強度相對於結晶方位隨機的標準試樣的X射線繞射強度之比。
[鍍敷皮膜] 本發明的冷軋鋼板能夠進而在其表面具有鍍敷皮膜。藉由在鋼板表面形成鍍敷皮膜，能夠提高冷軋鋼板的耐腐蝕性。再者，所述鍍敷皮膜能夠使用以任意鍍敷方法形成的皮膜，例如能夠使用熔融鍍敷皮膜、合金化熔融鍍敷皮膜、電鍍皮膜等。而且，所述鍍敷皮膜的材質能夠設為鋅、鋅系合金等各種材質。作為能夠較佳地使用的鍍敷皮膜的例子，可列舉熔融鍍鋅皮膜、合金化熔融鍍鋅皮膜、電鍍鋅皮膜、Zn-Ni合金電鍍皮膜等。
[製造方法] 其次，對本發明的冷軋鋼板的製造方法進行說明。本發明的冷軋鋼板能夠依照以下的順序製造。 （1）準備具有所述成分組成的鋼素材， （2）對所述鋼素材實施包含精軋溫度為800℃以上且為950℃以下的條件下的精軋的熱軋，獲得熱軋鋼板， （3）以30℃/s以上且為110℃/s以下的平均冷卻速度，對所述熱軋鋼板進行水冷， （4）以600℃以上且為780℃以下的捲繞溫度，捲繞所述水冷後的熱軋鋼板， （5）除去所述熱軋鋼板表面的鏽皮（scale）， （6）以50%以上的軋製率對除去所述鏽皮後的熱軋鋼板進行冷軋，獲得冷軋鋼板， （7）在退火溫度為650℃以上的條件下，對所述冷軋鋼板進行退火。 以下，具體地說明所述各步驟。
[鋼素材] 在本發明中，能夠藉由通常方法對鋼進行熔製且進行鑄造，從而製造所述鋼素材（鋼坯）。所述熔製能夠藉由轉爐、電爐、感應爐等任意方法進行。而且，關於所述鑄造，根據生產性的觀點，較佳為採用連續鑄造法。為了獲得具有所述成分組成的冷軋鋼板，使所述鋼素材的成分組成與所述冷軋鋼板的成分組成相同。
[熱軋] 其次，對所述鋼素材進行熱軋。可在利用加熱爐對鋼坯進行再加熱後進行所述熱軋，而且亦可在以溫度補償為目的而於加熱爐中進行短時間加熱後，進行所述熱軋。所述熱軋可為包含粗軋與精軋的熱軋，而且亦可為不進行粗軋而僅進行精軋的熱軋。
精軋溫度：800℃以上且為950℃以下 若精軋溫度超過950℃，則會在一部分產生肥粒鐵的粗大粒，肥粒鐵粒徑不均。因此，精軋溫度設為950℃以下。另一方面，若在肥粒鐵域（Ar3 點以下）中進行軋製，則會產生粗大的肥粒鐵粒。因此，在本發明中，將精軋溫度設為800℃以上。再者，此處，精軋溫度是指精軋出料側溫度。
利用片條加熱器進行的加熱 再者，在本發明中，較佳為在所述熱軋中的精軋之前，先利用片條加熱器對用於精軋的鋼素材進行加熱。藉此，使板寬度方向上的溫度分佈均一化，結果是能夠獲得如下織構，在該織構的整個板寬度方向上，板面{111}的X射線隨機方位強度比為5.0以下。再者，當在精軋之前，先進行粗軋時，對粗軋後的片條（粗條）等進行所述加熱。
只要能夠進行所述加熱，則能夠使用任意加熱器作為所述片條加熱器。所述片條加熱器可對鋼素材（或粗條）的整個寬度方向進行加熱，而且亦可僅對寬度方向端部進行加熱（邊緣加熱器）。然而，根據使板寬度方向上的溫度分佈均一化的觀點，較佳為使用能夠對鋼素材的整個寬度方向進行加熱的加熱器。例如較佳為使用螺線管（solenoid）型感應加熱裝置作為能夠對鋼素材的整個寬度方向進行加熱的加熱器，該螺線管型感應加熱裝置是將加熱用的線圈捲繞為筒狀，藉由使鋼素材通過該線圈來對該鋼素材進行感應加熱。在使用有螺線管型感應加熱裝置的情況下，鋼板的表層部與寬度方向端部均會被加熱。
[水冷] 從熱軋結束至水冷開始為止的時間：0.5秒以上且為3.0秒以內 在所述熱軋後，開始對所獲得的熱軋鋼板進行水冷。若從所述熱軋結束至所述水冷開始為止的時間不足0.5秒，則無法析出足量的BN，結果是大量地產生微細的AlN，降伏強度增大。因此，在本發明中，將從熱軋結束至水冷開始為止的時間設為0.5秒以上。從熱軋結束至水冷開始為止的時間更佳設為0.8秒以上。另一方面，若直至所述水冷開始為止的時間超過3.0秒，則生成的BN的數量會增大，容易產生以BN為起點的龜裂或空隙。因此，將從熱軋結束至水冷開始為止的時間設為3.0秒以內。從熱軋結束至水冷開始為止的時間更佳設為2.5秒以內。
平均冷卻速度：30℃/s以上且為110℃/s以下 所述水冷過程中的冷卻速度會大幅度地影響BN的析出形態。因此，對於本發明而言，重要的是對所述水冷過程中的平均冷卻速度進行控制。若平均冷卻速度不足30℃/s，則BN的生成量會過多，彎折加工性變差。因此，將平均冷卻速度設為30℃/s以上。所述平均冷卻速度較佳設為50℃/s以上，更佳設為70℃/s。另一方面，若平均冷卻速度超過110℃/s，則有可能無法穩定地確保所期望的捲繞溫度。因此，將所述平均冷卻速度設為110℃/s以下。
[捲繞] 捲繞溫度：600℃以上且為780℃以下 在所述水冷結束後，呈卷狀地捲繞熱軋鋼板。對於本發明而言，重要的是將此時的捲繞溫度設為600℃以上且為780℃以下。若捲繞溫度不足600℃，則無法充分地使氮化物粗大化，從而無法獲得本發明所規定的BN、AlN的析出形態。因此，捲繞溫度設為600℃以上。所述捲繞溫度較佳設為630℃以上。另一方面，若捲繞溫度超過780℃，則會生成粗大化的AlN，助長龜裂在彎折加工時的發展。因此，捲繞溫度設為780℃以下。所述捲繞溫度較佳設為750℃以下，更佳設為720℃以下。
[除去鏽皮] 其次，將形成於所述熱軋鋼板表面的鏽皮除去。除去鏽皮的方法並無特別限定，能夠以任意方法進行，但一般利用酸洗來除去鏽皮。較佳為使用連續酸洗生產線進行所述酸洗。在使用連續酸洗生產線來除去鏽皮的情況下，能夠一面將卷捲回，一面連續地進行酸洗。
[冷軋] 軋製率：50%以上 其次，對除去所述鏽皮後的熱軋鋼板進行冷軋而獲得冷軋鋼板。若所述冷軋過程中的所述軋製率不足50%，則鋼板表層的加工度不足，因軋製而導入的應變少，因此，之後的退火過程中的位錯的再排列、再結晶會受到抑制。結果是導致肥粒鐵粒徑變得粗大。因此，在本發明中，將所述冷軋過程中的軋製率設為50%以上。所述軋製率較佳設為55%以上。另一方面，所述軋製率的上限並無特別限定，但若軋製率過高，則存在板形狀變差的情況，因此，較佳設為98%以下，更佳設為95%以下。
[退火] 退火溫度：650℃以上 其次，對進行所述冷軋而獲得的冷軋鋼板進行退火。對於本發明而言，重要的是將所述退火時的溫度設為650℃以上。若退火溫度不足650℃，則再結晶不會完成，因此，將退火溫度設為650℃以上。所述退火溫度較佳設為680℃以上，更佳設為700℃以上。另一方面，若退火溫度超過900℃，則會產生沃斯田鐵（austenite），該沃斯田鐵成為混合粒，因此，退火溫度較佳設為900℃以下，更佳設為850℃以下，進而更佳設為800℃以下。再者，亦可利用連續退火與封盒退火（批次退火）中的任一種方法進行所述退火。在利用連續退火進行所述退火的情況下，亦能夠在連續退火生產線中進行過時效處理。
[回火軋製] 雖不會對本發明的效果產生影響，但亦能夠在所述退火後，任意地進行回火軋製。若所述回火軋製過程中的軋製率不足0.5%，則降伏點伸長（yield point elongation）不會消失，而且，若軋製率超過1.5%，則鋼會硬質化，因此，所述回火軋製過程中的軋製率較佳設為0.5%以上且為1.5%以下。
[板厚] 本發明的冷軋鋼板的板厚並無特別限定而能夠設為任意厚度。然而，根據用於建築材料這一觀點，若所述板厚過薄，則剛性有可能會下降，因此，較佳為將板厚設為0.1 mm以上。另一方面，若所述板厚過厚，則彎折加工性有可能會變差，因此，較佳為將板厚設為4.0 mm以下，更佳設為3.0 mm以下。
而且，在本發明中，亦可對以所述方式製造出的冷軋鋼板實施鍍敷處理，藉此在鋼板表面形成鍍敷皮膜。例如作為鍍敷處理，可實施熔融鍍鋅處理而在鋼板表面形成熔融鍍鋅皮膜，亦可在熔融鍍鋅處理後實施合金化處理，藉此形成合金化熔融鍍鋅皮膜。此時，亦可在一條生產線內進行熔融鍍鋅與退火。此外，亦可藉由Zn-Ni合金電鍍等電鍍來形成鍍敷皮膜。在實施鍍敷的情況下，所述回火軋製亦可在生成鍍敷皮膜後進行。 [實施例]
其次，基於實施例來更具體地對本發明進行說明。以下的實施例表示本發明的較佳的一例，本發明完全不受該實施例限定。
對具有表1所記載的成分組成的供試鋼A～供試鋼X進行真空熔製，從而獲得鋼坯。在對所述鋼坯進行熱軋後，進行水冷且實施模擬捲繞的處理。對所獲得的熱軋鋼板進行酸洗處理而除去表面鏽皮之後，以使最終板厚達到1.0 mm的方式進行冷軋。其次，實施連續退火且進行酸洗。在表2所示的條件下實施所述各處理。再者，在一部分的例子中，於熱軋步驟中的精軋之前，先利用片條加熱器對粗條進行加熱。使用螺線管型感應加熱裝置作為所述片條加熱器。
從以所述方式獲得的各個冷軋鋼板中選取測試片，根據以下的方法實施對於金屬組織的觀察、拉伸測試及彎折測試。
[肥粒鐵平均粒徑] 將所獲得的冷軋鋼板的與軋製方向平行的板厚剖面研磨為鏡面，使用硝酸浸蝕液（nital）使組織顯現之後，以100倍的倍率來拍攝光學顯微鏡組織照片。在所獲得的照片中，分別在板厚方向、軋製方向上，以實際長度上的50 μm以上的間隔劃出15條線，數出粒界與線的交點的數量。將總線長除以交點數量，藉此求出每一個肥粒鐵粒的線段長，將1.13乘以該線段長而求出美國材料試驗協會（American Society for Testing and Materials，ASTM）肥粒鐵平均粒徑。
[BN與AlN的個數密度] 依照以下的順序來對鋼板的板寬度方向中央、板厚1/4t位置的BN與AlN的個數密度進行測定。首先，使用添加有少量丁基賽路蘇（butyl cellosolve）的過氯酸乙醇溶液，對所獲得的冷軋鋼板的與軋製方向平行的板厚剖面進行電解研磨。其次，藉由碳提取複製法，在碳膜上提取析出物而製成試樣，利用穿透式電子顯微鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）對該試樣進行觀察。對每400 μm2 中的BN及AlN的個數進行測定，將以5個視野測定出的值的平均值設為各析出物的個數密度。
[織構] 從所獲得的冷軋鋼板的板寬度方向上的端部、1/4部及中央部的各位置獲取觀察用樣本（sample）。利用化學研磨將各樣本的板面除去10 μm之後，根據X射線繞射（舒爾茨法），以5°的間隔來測定正極圖（pole figure）。根據測定出的3個極圖（{110}、{200}、{211}）求出三維結晶方位分佈函數（ODF），獲得以隨機方位強度比表示的{111}體積量。
[n值] 從所獲得的冷軋鋼板的板寬度方向中央，獲取將與軋製方向平行的方向作為拉伸方向的JIS（日本工業標準（Japanese Industrial Standards））5號拉伸測試片（JIS Z 2201），進行以JIS Z 2241的規定為依據的拉伸測試，算出5%～10%的應變域中的n值。
[極限彎折半徑] 從所獲得的冷軋鋼板的板寬度方向上的端部、1/4部及中央部的各位置，獲取尺寸為100 mm×35 mm的長條狀的測試片。以使彎折稜線向軋製直角方向彎折的方式，對所述測試片的長邊方向中央進行彎折測試，從而對冷軋鋼板的彎折加工性進行評價。在所述彎折測試中，使用了頂角為90°的彎折測試夾具。使彎折測試夾具的頂角的曲率半徑發生變化，求出測試片表面未出現裂紋的最小的測試夾具前端半徑（R），將所獲得的半徑（R）除以板厚（t），藉此算出極限彎折半徑（R/t）。該值越小，則具有越優異的彎折加工性。而且，對於未因彎折90°而產生裂紋的測試片，利用虎頭鉗夾住已彎折90°的測試片，進一步進行180°完全密合彎折，將在所述密合彎折中仍未產生裂紋的測試片的極限彎折半徑設為0。
將利用以上的方法而獲得的各測定值表示於表3。根據表3所示的結果，已知滿足本發明的條件的冷軋鋼板的極限彎折半徑（R/t）均為0.5以下，且彎折成形性優異。再者，出現與寬度中央部相比較，寬度端部的極限彎折半徑的值更差的傾向，原因在於：在溫度容易降低的寬度端部，BN的析出量降低。
[表1] * 剩餘部分為Fe及不可避免的雜質
[表2] *1 在精軋之前進行的利用片條加熱器進行的加熱 *2 從熱軋結束至冷卻開始為止的時間
[表3] *1 應變域5%～10%中的n值
無
無
無

Claims (7)

  1. 一種冷軋鋼板，其含有如下成分組成，所述成分組成以質量%計，含有；C：0.010%以上且為0.035%以下；Si：0.001%以上且為0.10%以下；Mn：0.01%以上且為0.35%以下；P：超過0%且為0.035%以下；S：超過0%且為0.020%以下；N：0.0005%以上且為0.010%以下；Al：0.005%以上且為0.030%以下；以及B：0.0001%以上且為0.005%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，所述冷軋鋼板具有肥粒鐵平均粒徑為20μm以下的組織，BN與AlN以滿足下述式(1)的條件的方式析出，應變域5%~10%中的n值為0.15以上，0<[BN]/[AlN]≦0.5…(1)此處，[BN]及[AlN]分別為以相同單位表示的BN及AlN的個數密度。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的冷軋鋼板，其中於板寬度方向上的端部、1/4部及中央部的各位置，從鋼板表面算起的深度為10μm處的板面{111}的X射線隨機方位強度比為5.0以下。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的冷軋鋼板，其中所述成分組成進而含有合計1質量%以下的選自由Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Ti、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr及Hf所組成的群組中的一種以上的元素。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的冷軋鋼板，其進而包括形成於所述冷軋鋼板表面的鍍敷皮膜。
  5. 如申請專利範圍第3項所述的冷軋鋼板，其進而包括形成於所述冷軋鋼板表面的鍍敷皮膜。
  6. 一種冷軋鋼板的製造方法，其包含如下步驟：準備具有如申請專利範圍第1項或第3項所述的成分組成的鋼素材；對所述鋼素材實施包含精軋溫度為800℃以上且為950℃以下的條件下的精軋的熱軋，獲得熱軋鋼板；以30℃/s以上且為110℃/s以下的平均冷卻速度，對所述熱軋鋼板進行水冷；以600℃以上且為780℃以下的捲繞溫度，捲繞水冷後的所述熱軋鋼板；除去所述熱軋鋼板表面的鏽皮；以50%以上的軋製率對除去所述鏽皮後的所述熱軋鋼板進行冷軋，獲得冷軋鋼板；以及在退火溫度為650℃以上的條件下，對所述冷軋鋼板進行退火；並且 在從所述熱軋結束算起的0.5秒以上且為3.0秒以內，開始所述水冷。
  7. 如申請專利範圍第6項所述的冷軋鋼板的製造方法，其中在所述精軋之前，先利用片條加熱器對所述鋼素材進行加熱。
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