專利名稱：：深沖性和耐時效性良好的冷軋鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及低碳鎮靜鋼的冷軋鋼板的
技術領域：
，是與其原料熱軋帶鋼同時提出的具有良好深沖性和耐時效性的冷軋鋼板及其制造方法。冷軋鋼板比熱軋鋼板尺寸精度好，并且表面美觀，更具有優良的加工性，因此廣泛用于汽車、家電、建材等。過去，通過種種成分系的調整，或者通過成分系和制造方法的組合，改善并提高出了軟質的、延性(總延伸量E1)及蘭克福特值(r)高的冷軋鋼板，以作為加工性良好的冷軋鋼板。其中具有代表性的，是在煉鋼工序中將鋼中C量減低到50ppm以下、并添加形成Ti和Nb一類的碳化物及氮化物的元素而制造的超低碳鋼板。這些鋼板主要用連續退火法制造，都可達屈服強度(YS)≤200MPa，總延伸量(E1)≥50％，r值≥2.0那樣的優良特性。而且，超低碳鋼由于將造成時效劣化原因的因溶碳和固溶氮完全固定為碳化物及氮化物，所以幾乎不產生因固溶氮引起的N時效、固溶碳引起的C時效而造成的劣化。但是，超低碳鋼要象上述那樣將C量降低至50ppm以下，就要通過脫氣處理加以制造，因此與通常的低碳鎮靜鋼(C0.02～0.06重量％)相比，制造成本高。而且，這種超低碳鋼除加工性以外的特性，特別是如日本鐵鋼協會編，“鐵與鋼”，(1985)-S1269和日本鐵鋼協會編，“材料與工藝”[CurrentAdvancesinMaterialsandProcess]，Vol.1(1988)-946中所揭示的那樣，化學轉化處理性和焊接部強度等也比低碳鎮靜鋼差。因而，存在著許多非低碳鎮靜鋼不可的用途。但是，用低碳鎮靜鋼作材料，用連續退火法制造優良的加工性及耐時效性兼備的冷軋鋼板是不容易的。一般采取如下方法將熱軋后的卷取溫度控制在600℃以上，進行使固溶N固定為AIN的處理，在冷軋后的連續退火中，在再結晶終了后的冷卻過程中施加急速冷卻，并且在300～500℃的溫度區域內保持數分鐘，使滲碳體在晶粒內及晶界析出，從而使固溶C量減少。然而現狀是，即使采用這樣的方法，要制造時效指數(A.I.7.5％拉伸后，在100℃下進行30分鐘時效處理前后的拉伸應力差)在40MPa以下的耐時效性良好的鋼板，也是非常困難的。另外，如上所述，占加工性優良的冷軋鋼板主流的是超低碳鋼，與此相對應，在近年建設的連續退火設備中，過時效處理設備出于人們金屬學的見解而被認為是不必要，另外也備考慮到建設費用的削減等，使過時效處理設備成為非常備設備而被取消。在這樣的連續退火設備中制造低碳鎮靜鋼通用板時，要制造具有A.I.40Mpa以下特性的鋼板，歸根結底被認為是不可能的。因此，為了短時間的過時效處理得到耐時效性良好的制品，進行了研究開發。在特開昭57-126924號公報中，提出了將鋼中的C、Mn設在一定范圍的鋼，在熱軋終了時于400℃以下卷取，借此使滲碳體微細分散在熱軋板中，將極微細的滲碳體作為固溶C的析出位置(析出核)，使固溶C量減少的方法。在特開平2-141534號公報中，提出了對于稍多添加Al、N的低碳鎮靜鋼，或者添加B的鋼，通過確定包括板坯加熱溫度的適宜的熱軋條件，使鋼中的固溶N完全固定成為AIN和BN，將此AIN、BN作為析出位置，使固溶C析出，同時施加高壓下率的調質軋制的方法。但是，在上述特開昭57-126924號公報記載的方法中，由于卷取溫度低造成晶粒細，所以強度(YS)上升時加工性(E1)降低不可避免。而在特開平2-141534號公報記載的方法中，雖然得到了耐時效性良好的冷軋鋼板，但是必須高壓下率的調質軋制，這也又引起YS的上升、EI的降低。不論采用任何方法，要使優良的加工性(特別是延性)和耐時效性兼顧都是困難的。本發明人在對熱軋的卷取條件和冷軋退火后的調質軋制壓下率不進行特別限制的情況下，以低碳鎮靜鋼作為材料，在沒有過時效處理設備的連續退火設備中進行熱處理的場合下，發現了兼備耐時效性和加工性的冷軋鋼板，及其制造方法。作為本發明要點的部分是以下4項。(1)通過將Al含量規定為不足0.010％，使固溶Al減少，退火時晶粒成長性良好，以此規定鋼的組成，使加工性提高。(2)以形成氮化物和硫化物所必需的量限定、添加Ti含量，借此避免微細的TiC析出，促進連續退火時的再結晶晶粒成長，使加工性提高。(3)通過含B(硼)，在熱軋板的階段及冷軋板退火時的冷卻階段使硼系夾雜物(例如Fe2B，Fex(C，B)Y)析出。將其作為析出位置使球狀的滲碳體析出、成長，以改善耐時效性。(4)另外，由于熱軋板的階段使滲碳體球狀化，使得在冷軋時及其后的再結晶退火時，在冷軋鋼板的鋼中促進對深沖成形有利的(111)集合組織的形成。本發明通過上4個作用的相乘效果，可得到深沖性和耐時效良好的冷軋鋼板。本發明是深沖性和耐時效性良好的冷軋鋼板，它含有C超過0.015～0.150％(重量)，Si1.0％(重量)以下，Mn0.01～1.50％(重量)，P0.10％(重量)以下，S0.003～0.050％(重量)，Al0.001～不足0.010％(重量)，N0.0001～0.0050％(重量)，Ti0.001％(重量)以上，并且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤1.0，B0.0001～0.005％(重量)其它殘余部分由鐵和不可避免的雜質構成。另外，本發明還是用于制造上述冷軋鋼板的熱軋鋼板，它具有上述的鋼組成，關于鋼板斷面的組織，除了珠光體中的滲碳體之外，滲碳體的形狀滿足特定的條件，即滿足用下列(1)式求得的形狀參數S1.0～5.0S=(1/n)Σi-1n(LLi/LSi)---(1)]]>式中，LLi第i個滲碳體的長邊長度(μm)LSi第i個滲碳體的短邊長度(μm)并且，本發明的冷軋鋼板作為鋼的組成含有Nb，其量以Nb含量和Ti含量總量計為0.001～0.050％(重量)。而且含Cr0.05～1.00％(重量)。另外，本發明的冷軋鋼板在上述鋼的組成中還含有O(氧)0.002～0.010％(重量)，并且Si含量和Al含量之和特定為0.005％(重量)以上，并且將非金屬類雜物的形態特定為平均粒徑為0.01～0.50μm的氧化物、硫化物或氮化物，其平均間隔為0.5～5.0μm。另外，本發明還是上述冷軋鋼板及熱軋鋼板的制造方法。即，本發明是熱軋鋼板的制造方法，所說方法由下列步驟構成將含有C超過0.015～0.150％(重量)，Si1.0％(重量)以下，Mn0.01～1.50％(重量)，P1.0％(重量)以下，S0.03～0.050％(重量)，Al0.001～不足0.010％(重量)，N0.0001～0.0050％(重量)，Ti0.001％(重量)以上，并且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤1.0，B0.0001～0.0050％(重量)的鋼坯(a)加熱或保持在1100℃以下的溫度，(b)提供包括粗軋階段和精軋階段的熱軋工序，并在滿足粗軋階段的最終道次溫度T(℃)及壓下率R(％)的關系為0.02≤R/T≤0.08的條件下進行粗軋，在熱軋精軋階段于850℃以下進行熱軋，(c)卷取所得到的熱軋板另外，本發明進而還是深沖性和耐時效性良好的冷軋板的制造方法，所說的方法由上述工序和繼續的下列工序構成(d)進行冷軋，(e)將所得的鋼板供給連續退火工序，在再結晶溫度～850℃的溫度范圍內保持5分鐘以下，進行冷卻，在冷卻過程中使之在500～300℃的溫度范圍內滯留5～不足120秒。并且規定，在此制造方法中，在用連續法鑄造鋼坯的場合，在所鑄造的鑄坯冷卻過程中的1400～1100℃之間，以平均冷卻速度10～100℃/分冷卻。本發明的詳細內容，通過以下的說明及實施例就可明了。附圖的簡單說明圖1是總延伸量(E1)和時效指數(A.I.)的關系圖。圖2是熱軋帶鋼中滲碳體的形狀參數S和總延伸量(E1)、r值、時效指數(A.I.)的關系圖。圖3是再結晶退火的加熱周期圖。以下就構成本發明基礎的試驗進行說明。將具有表1所示鋼組成的厚度為30mm的薄板坯加熱到板坯加熱溫度(SRT)1000～1100℃，供熱軋。熱軋3道次，精軋溫度800℃，精軋板厚為3.0mm。對所得的鋼板在模擬實際生產線的卷取的600℃下施加保持1小時的熱處理后，采用爐冷(約1℃/分)的方式冷卻到500℃，然后空冷冷卻到室溫。對所得的熱軋鋼板進行酸洗，然后冷軋，軋成板厚0.7mm的冷軋板。進行模擬生產線連續退火工序的熱處理(連續退火型熱處理)。即，以加熱速度10℃/秒加熱到800℃保持20秒后，以冷卻速度40℃/秒冷卻到400℃，再保持120秒。然后以冷卻速度10℃/秒冷卻到室溫。再施加壓下率0.8％的調質軋制。采用使試片的長度方向與其鋼板的軋制方面一致的JIS5號拉伸試片。測定E1(總延伸量)和A.I.(時效指數)，將其關系示于圖1。表1中的記號●、△、…、*、#分別與鋼A、B…M、N對應，在圖1中使用。結果判明，本發明成分系(低Al、復合添加Ti和B)的鋼板與以往成分系的鋼板相比，在同一A.I下比較E1特別大，加工性良好。也判明，在Ti和B的任一種或兩種欠缺時，另外在Al量高的場合，得不到本發明那樣的加工性和耐時效性良好的低碳鎮靜鋼。將具有表2所示鋼成分的厚度30mm的薄板坯加熱到1050℃，經過3道次，按精軋溫度810～900℃，精軋板厚3.2mm進行熱軋，不進行600℃下保持1小時的與卷取相當的熱處理，爐冷冷卻到500℃(2℃/分以下)，然后空冷卻冷卻到室溫，得到熱軋板。將該熱軋板酸洗后，軋成板厚0.8mm的冷軋板，然后進行如下的連續退火型熱處理以加熱速度6℃/秒加熱到800℃保持30秒后，以冷卻速度30℃/秒冷卻到400℃，在400℃下的保持時間150秒，然后以冷卻速度6℃/秒冷卻到室溫，然后施加壓下率0.8％的調質軋制得到冷卻退火板。采取相對所得鋼板軋制方向0°、45°、90°方向與試片的長度方向一致的JIS5號拉伸試片。求出r值的平均值、E1及A.I.。另外，E1、A.I.是0°方向的特性，而r值的平均值r是通過(2)式求出的值。γ值的平均值＝(X0+2X45+X90)/4(2)式中X0相對軋制方向0°方向的特性值X45相對軋制方向45°方向的特性值X90相對軋制方向90°方向的特性值另外，上述熱軋板的滲碳體的形狀參數S按以下方式求出。用倍率為1000倍的SEM(掃描型電子顯微鏡)，在相對于熱軋板軋制方向平行方向的板的表面到里面的斷面上觀察滲碳體的形狀，用圖象解析裝置測定析出物的長邊、短邊，用下列(1)式計算S。S=(1/n)Σi-1n(LLi/LSi)---(1)]]>式中LLi第i個滲碳體的長邊長度(μm)LSi第i個滲碳體的短邊長度(μm)圖2示出了熱軋板的滲碳體的形狀參數S和冷軋退火板的E1、r值、A.I.的關系。表2中的記號●、▲、…、◇、#，分別與鋼O、P、…、X、Z對應，在圖2中使用。本發明成分系(低Al，復合添加Ti和B)的鋼板，形狀參數S在5.0以下的范圍時，E1、r值顯著升高，A.I.降低。另外判明，為了使S變小，要降低熱軋的精軋溫度，采用使由卷取到500℃的冷卻速度遲緩的方法，促進C的擴散，使滲碳體易于球狀化。過去的成分系，即Ti和B的任一種或兩種欠缺時，另外在Al量高的場合，得不到本發明那樣的加工性和耐時效性良好的低碳鎮歌曲鋼。另外判明，在本發明的組成下，只要是滲碳體形狀參數S1.0～5.0的熱軋鋼板，進而就能得到深沖性、耐時效性優良的冷軋鋼板。因而在本發明的熱軋鋼板中，最好將除珠光體中的滲碳體外的滲碳體的形狀參數S取在1.0～5.0的范圍內。其理由如下。在熱軋鋼板的階段，若S＞5.0的棒狀或板狀的滲碳體析出，則由于在冷軋后退火時該棒狀或板狀滲碳體旋轉，所以多生成給予深沖性以惡劣影響的(110)方位的結晶，使加工性降低。在橢圓或球狀滲碳體即S≤5.0的場合，(110)方位的生成受抑制，而促進(111)方位的結晶生成及成長，使深沖性提高。將1.0定作下限這一點無須再說明，這是由于(1)式中長邊和短邊的比不能成為1.0以下。以下，對本發明中限定鋼成分和制造方法的理由進行說明。C超過0.015～0.15％(重量)將C的范圍定為超過0.015的理由，是由于若要將C量減低到0.015％(重量)以下，煉鋼工序中就必須進行脫碳處理，由此會造成成本的顯著提高。另外，在超過0.15％(重量)時，晶粒顯著變小，E1的值變小，加工性劣化，因此將上限定為0.15％(重量)。優選的范圍是超過0.015～0.060％(重量)。Si1.0％(重量)以下將Si的范圍定在1.0％(重量)以下的理由，是由于含量超過1.0％(重量)時會使材質硬質化，從而使加工性劣化。另外，在煉鋼工序中將硅乃至硅合金作為脫氧劑使用的場合，為了充分脫氧、將其向含Si0.001％(重量)以上的鋼中添加為好。優選的范圍是0.001～0.050％(重量)。Mn0.01～1.5％(重量)通常，M是作為將造成熱脆性原因的S固定為MnS的元素而添加的，但在本發明中，因為用Ti使S固定，所以Mn作為提高強度的元素添加。為了造成這種效果，含量必須在0.01％(重量)以上。另一方面，含量超過1.5％(重量)使晶粒微細化，從而使材質硬化，加工性劣化，而且鋼的成本也上升。因而本發明中將其定在0.01～1.50％(重量)的范圍。優選的范圍是0.05～0.50％(重量)。P0.10％(重量)以下P是置換型固溶元素，含量超過0.10％(重量)使材質硬質化，使加工性劣化。因而，本發明中定作0.10％(重量)以下。優選為0.001～0.030(％)重量。S0.003～0.050％(重量)S通常是熱脆性的原因，所以是鋼中應當盡可能少的雜質元素。但是在本發明的情況下，S含量不足0.003％(重量)時，形成微細的硫化物，因此使材質劣化。另外，在超過0.050％(重量)時，析出硫化物變多，使加工性劣化。因而，本發明中將S的范圍定作0.003～0.050％(重量)。為維持加工性，并且將硫化物作為析出位置促進滲碳體的析出，使耐時效性得到改善，所以優選在0.005～0.030％(重量)的范圍。Al0.001～不足0.010％(重量)在通常的Al鎮靜鋼中，Al作為煉鋼工序的脫氧劑，另外是為了析出AIN以避免鋼中的固溶N引起的N時效而添加的。但在本發明中，因為添加了氮化物形成元素Ti和B。所以主要是為了脫氧或是調整氧含量而添加。因此有必要添加Al，使含量為0.001％(重量)以上。另一方面，Al含量超過0.010％(重量)，使Al2O3那樣的非金屬類雜物增大，這些非金屬類雜物在沖壓加工時有成為裂紋起點的危險性。另外，多量地含有Al使固溶N增大，阻礙退火時的晶粒成長性，使加工性劣化。因而本發明中的Al含量定為0.001～不足0.010％(重量)。優選的范圍是0.003～0.010％(重量)。N0.0001～0.0050％(重量)在通常的軟鋼板中，N引起N時效，使材質劣化，因此必須盡可能限度地降低。但是在本發明中，由于也可利用氮化物作為滲碳體析出的位置，所以N是必要元素。在不足0.0001％(重量)時，不能期待其作為滲碳體析出核的效果。另一方面，超過0.0050％(重量)時，為了使N固定，就必須多量添加高價的Ti，使鋼水的成本顯著上升。本發明中將N量規定為0.0001～0.0050％(重量)。優選范圍是0.0001～0.0030％(重量)。B0.0001～0.0050％(重量)為了在連續退火的冷卻過程中利用B系析出物(Fe2B，Fex(C，B)Y)作為滲碳體的析出位置，必須含有至少0.0001％(重量)的B。另外，B含量超過0.0050％(重量)時，固溶B引起材質劣化。較佳的是，對于N滿足0.5×N(重量％)～3.0×N(重量％)，更佳是定為1.5×N(重量％)～3.0×N(重量％)。在此范圍的原因是為了促進由硼系析出物造成的滲碳體的析出效果。Ti0.001％(重量)以上，并且Ti(重量％)/[1.5×S(重量)+3.4×N(重量)]≤1.0Ti是形成碳化物、氮化物和硫化物的元素，在本發明中作為TiN使N固定，并且這些Ti系非金屬類雜物構成連續退火時的滲碳體的析出位置，因此必須含有0.001％(重量)以上的Ti。由于MnS使成形性劣化，所以為了盡可能不使其析出，必須規定Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤1.0，以使Ti系硫化物(TiS、Ti4C2S2)析出。即，是由于與MnS相比，TiS、Ti4C2S2是粒狀，因此使外卷邊劣化少。另外，Ti含量使得Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]＞1.0時，析出直徑0.050μm以下的超微細TiC，不僅延遲連續退火時的再結晶舉動，而且抑制其后的晶粒成長，使加工性顯著劣化。因而在本發明中將Ti含量的范圍規定為0.001％(重量)以上，并且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤1。優選的范圍是0.001％(重量)以上并且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤0.8。Nb與Ti的合計量為0.001～0.050％(重量)Nb形成氧化物(NbxOy)，促進氮化物(TiN、BN等)的析出，并且將該氮化物作為析出位置而析出滲碳體，使耐時效性改善，因此含Nb是有好處的。為引出這種效果，希望最好以Ti和Nb的總量計含有0.001～0.050％(重量)。這是因為不足0.001％(重量)時這種效果小，而超過0.050％(重量)時會析出微細的NbC，使深沖性劣化。更好的是它與Ti的合計量為0.001～0.030％(重量)。Cr0.05～1.00％(重量)本發明的冷軋鋼板除上述成分之外也可含有Cr。Cr形成碳化物而不使加工性劣化，具有改善耐時效性的效果。為引出這種效果，最好至少含0.05％(重量)以上，但是Cr含量超過1.00％(重量)時會使鋼的成本增高。因而在含Cr的場合，將Cr的范圍定為0.05～1.00％(重量)。更佳則規定為0.05～0.50％(重量)。氧量0.002～0.010％(重量)，Si量和Al量之和0.005％(重量)以上由于可以利用氧化物(SixOy，AlxOy，MnxOy，TixOy，NbxOy，BxOy等)作為硫化物(Ti4C2S2，TiS，MnS)和氮化物(TiN，BN)的析出位置，進而可利用這些硫化物和氮化物作為滲碳體的析出位置，所以含氧化物有好處。因此規定氧量最低限為0.002％(重量)為佳，另一方面，含量超過0.010％(重量)時，氧化物過多，易引起類雜物造成的沖壓裂紋。因此將氧含量的范圍規定為0.002～0.010％(重量)為佳。在積極地利用氧化物，特別是SixOy、AlxOy作為硫化物和氮化物析出位置，進而作為滲碳體析出位置的場合，將Si量和Al量之和定為0.005％(重量)以上為佳。不足0.005％(重量)時，這種效果小，因此將Si量和Al量之和的下限定為0.005％(重量)。更佳為0.010～0.050％(重量)。氧化物、硫化物、氮化物的分布狀態將氧化物、硫化物、氮化物的平均粒徑規定為0.01～0.50μm，并且將其平均間隔規定為0.5～5.0μm為佳。平均粒徑不足0.01μm時過于微細，超過0.50μm則過于粗大，會使滲碳體的析出受到抑制。另外，平均間隔不足0.5μm時分布過密，會抑制晶粒成長，使拉伸等材質特性劣化。平均間隔超過5.0μm時則間隔過大，對滲碳體的析出不利。對制造條件不作特別限定，但最好按照以下所述制造。板坯特定溫度范圍中的冷卻速度，最好規定在這樣的范圍內即足夠左右構成冷軋退火時滲碳體析出位置的非金屬類雜物即氧化物、氮化物、硫化物的生成那樣大的范圍。特定溫度范圍為1400～1100℃。在該溫度范圍內的冷卻速度不足10℃/分時，析出物粗大且稀疏分散。另一方面，在超過100℃/份時，使氧化物、氮化物、硫化物的生成被抑制，沒有各自作為滲碳體析出位置的效果。由于這些理由，板坯的冷卻速度最好規定為10～100℃/分。關于熱軋工序，熱軋工序之前的板坯加熱溫度在1100℃以下的低溫時，熱軋工序中的精軋溫度設在Ar3變態點以上對制造El、r值良好的鋼板是有利的。另外，即使實行不將板坯一次冷卻到室溫的直接軋制(HDR)或熱裝料軋制(HCR)、潤滑軋制、以及具備薄板坯連接裝置的全連軋等種種軋制方法，使用本發明也沒有任何問題。另外，在加熱或保持在1100℃以下繼續進行的熱軋工序中，在粗軋及850℃以下的精軋時，關于粗軋最終道次時的溫度T(℃)和壓下率R(％)的關系，以滿足0.02≤R/T≤0.08的條件進行熱軋，在550～750℃的溫度范圍進行卷取為佳。在R/T＜0.02的條件下，冷軋退火后進行沖壓加工時，易發生被稱為“隆起”的筋狀表面缺陷，另一方面，在R/T＞0.08的條件下，粗軋的壓下率太大，使設備負荷過大。另外在750℃以上的高溫進行卷取時，氧化皮生成量增大，使酸洗性惡化，因此定為700℃以下為佳。另外，由卷取終了到500℃間的冷卻速度，為了有利于使滲碳體球狀化，定為1.5℃/分以下為佳。冷軋條件不必特別限制，但為了制造高r值材料，規定高壓下率是有利的，40％以上更好，定為60％以上為佳。另外，在進行再結晶退火時，以采用連續退火為佳。這是因為由此使退火前的洗滌設備和退火后的調質軋制設備成為可能，不僅使板卷的物料流動變好，而且與過去的箱式退火相比，制造的所需天數可以大幅度削減。再結晶退火溫度為再結晶溫度～850℃的溫度范圍，保持5分鐘以下為佳。不足再結晶溫度時，殘余加工應變，成為高強度、低伸長的材質，施加成形加工時易產生裂紋。另一方面，在超過850℃的溫度下，(111)再結晶集合組織開始無規則化，在施加沖壓成地易引起沖壓裂紋。在連續退火的冷卻過程中，為使加熱過程中固溶的C析出，在有利的溫度區域(300～500℃)滯留在較長的時間為佳。為使滲碳體析出，在這一溫度區域內至少5秒以上為好。但是，在要求120秒以上的時間的情況下，則必需長而大的設備，或者必須放慢生產線速度，必然會升高設備費或者顯著降低生產率，因此必須加以避免。以下對實施例進行詳細說明。實施例1將具有表3-a、b、c所示鋼組成的厚度為300～320mm的板坯，如表4-a，b，c所示那樣加熱到900～1250℃后，經3個道次的粗軋，使最終道次的溫度和壓下率作種種變化，軋成25～30mm的薄板坯，用7機架的精軋機，以精軋溫度700～900℃，精軋板厚3.0～3.5mm進行熱軋。接著在700℃以下的溫度卷取，酸洗后進行冷軋，軋成板厚0.8mm的冷軋板。然后在表4-a、b、c所示那樣的連續退火條件下進行再結晶退火，施加壓下率為0.8％的調質軋制，由所得到的這些鋼板上將相對于軋制方向0°、45°、90°的方向作為試片的長度方向取JIS5號拉伸試片，求出r值的平均值及A.I.，另外，YS、TS、E1僅求出0°方向的機械特性，而r值的平均值r由(2)式求出，列于表4。r值的平均值＝(X0+2X45+X90)/4(2)式中X0相對于軋制方向0°方向的特性值X45相對于軋制方向45°方向的特性值X90相對于軋制方向90°方向的特性值另外，在相對熱軋鋼板軋制方向平行的斷面上，用倍率1000倍的SEM觀察熱軋板鋼板的滲碳體，用圖象解析裝置測定析出物的長邊、短邊，用(1)式計算形算形狀參數S。結果，由具有本發明的化學組成和滲碳體形狀的熱軋帶鋼作原料的冷軋鋼板，E1≥45％、A.I.≤40MPa、r值≥1.5，可以看出是加工性和耐時效性良好的鋼板。實施例2將由表5所示種種鋼組成所構成的厚度為250mm的鋼坯經過鑄法鑄造，在其冷卻過程中的1400℃～1100℃的區間內，用水冷并以平均冷卻速度8～200℃/分的種種冷卻速度進行冷卻。此時，板坯的溫度用輻射溫度計測定。然后將此板坯導入均熱爐，加熱到900～1080℃后，經過表6所示的3道次的粗軋，并且使最終道次的溫度和壓下率加以種種變化，軋成30mm的薄板坯，用7機架的精軋機，以精軋溫度750～820℃，精軋板厚3.5mm進行熱軋，接著在700℃以下的溫度下卷取，酸洗后進行冷軋，軋成板厚0.8mm的冷軋板。然后按表6所示的條件進行再結晶退火，施加壓下率0.8％的調質軋制。調查所得鋼板的機械特性，將結果示于表7。判明了滿足本發明的鋼組成及制造條件的鋼板，滿足良好的加工性和耐時效性。實施例3將具有表8所示鋼組成的厚度為300mm的板坯按表9所示那樣加熱到900～1250℃，經過3道次的粗軋并且對最終道次的溫度和壓下率作種種變化，軋成30mm的薄板坯，用7機架精軋機，按照精軋溫度700～900℃，精軋板厚3.5mm進行熱軋。接著，在700℃以下的溫度進行卷取，酸洗后進行冷軋，軋成板厚0.8mm的冷軋板。然后，按表9所示的條件進行再結晶退火，施加壓下率0.8％的調質軋制。調查所得鋼板的機械特性，將結果示于表10。可判明滿足本發明的成分或制造條件的鋼板滿足良好的加工性和耐時效性。另外，在本發說明中，在有關非金屬類雜物分布狀態的計測的敘述中，為方便起見僅列舉了氧化物、硫化物、氮化物3種非金屬類雜物，而實際上除這3種非金屬類雜物之外，在鋼中還存在氧氮化物、氧硫化物、碳氮化物等，因此這些復合非金屬類雜物也包括作為計測的對象。按照本發明制造的冷軋鋼板，其深沖性、耐時效性這些材質的機械特性優良。除此之外，由于將低碳鎮靜鋼作為材料，所以化學轉化處理性、焊接強度等特性與超低碳鋼相比非常良好。另外在材料本身的廉價方面，由于在連續退火設備中的操作性良好、易于使線速度高速化、可大量生產，所以能夠進一步降低制造成本。表1(wt％)表2(wt％)<>表3-b(wt％)表4-b1<>表4-c1</tables>表5(wt％)<>表6<>*平均冷卻速度1400→1100℃表7<>表8(wt％)<>表9表10權利要求1.具有良好深沖性和耐時效性的冷軋鋼板，其特征在于，該種鋼板含有C超過0.015～0.150％(重量)、Si1.0％(重量)以下、Mn0.01～1.50％(重量)、P0.10％(重量)以下、S0.003～0.050％(重量)、Al0.001～不足0.010％(重量)、N0.0001～0.0050％(重量)、Ti0.001％(重量)以上、而且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤1.0，B0.0001～0.0050％(重量)、其它剩余部分由鐵以及不可避免的雜質構成。2.一種用于制造權利要求1所述冷軋鋼板的熱軋帶鋼，其特征在于，該熱軋帶鋼含有C超過0.015～0.150％(重量)、Si1.0％(重量)以下、Mn0.001～1.50％(重量)、P0.10％(重量)以下、S0.003～0.050％(重量)、Al0.001～不足0.010％(重量)、N0.0001～0.0050％(重量)、Ti0.001％(重量)以上，而且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤1.0，B0.0001～0.0050％(重量)、關于其斷面組織，除了珠光體中的滲碳體之外的滲碳體的形狀均能滿足根據下列式(1)求出的形狀參數S1.0～5.0，S=(1/n)Σi-1n(LLi/LSi)---(1)]]>其中LLi第i個滲碳體的長邊長(微米)LSi第i個滲碳體的短邊長(微米)。3.根據權利要求1所述的具有良好深沖性和耐時效性的冷軋鋼板，其特征在于，該冷軋鋼板中還含有Nb，其量以Nb和Ti的總含量表示為0.001～0.050重量％。4.根據權利要求3所述的具有良好深沖性和耐時效性的冷軋鋼板，其特征在于，該冷軋鋼板還含有0.05～1.00重量％的Cr。5.根據權利要求1、3、4中任一項所述的具有良好深沖性和耐時效性的冷軋鋼板，其特征在于，該冷軋鋼板還含有，0∶0.002～0.010重量％，而且Si和Al的總含量為0.005重量％以上，并以0.5～5.0微米的平均間隔、含有由平均粒徑為0.01～0.5微米的氧化物、硫化物以及氮化物中的至少一種構成的非金屬夾雜物。6.一種具有良好深沖性和耐時效性的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，它由以下步驟構成，將含有C超過0.015～0.150％(重量)、Si1.0％(重量)以下、Mn0.01～1.50％(重量)、P0.10％(重量)以下、S0.003～0.050％(重量)、Al0.001～不足0.010％(重量)、N0.0001～0.0050％(重量)、Ti0.001％(重量)以上，而且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤1.0B0.0001～0.0050％(重量)、的鋼坯(a)加熱或保持在1100℃以下的溫度，(b)供給包括粗軋階段和精熱軋階段的熱軋工序，并在滿足粗軋階段的最終道次溫度T(℃)以及壓下率R(％)的關系為0.02≤R/T≤0.08的條件下進行粗軋，在精熱軋階段于850℃以下的溫度進行熱軋，(c)將得到的熱軋鋼板卷取，(d)進行冷軋，(e)將得到的鋼板供給連續退火工序，在再結晶溫度～850℃的溫度范圍內保持5分鐘以下，進行冷卻，在冷卻過程中使之在500～300℃的溫度范圍內滯留5～不足120秒。7.根據權利要求6所述的具有良好深沖性和耐時效性的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述鋼坯組份中還含有Nb，其量以Nb和Ti的總含量表示為0.001～0.050重量％。8.根據權利要求7所述的具有良好深沖性和耐時效性的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，該冷軋鋼板還含有0.05～1.00重量％的Cr。9.根據權利要求6、7以及8中任何一項所述的具有良好深沖性和耐時效性的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，用連續鑄造法鑄造鋼坯，將鑄造的鋼坯在冷卻過程中，以10～100℃/分的平均冷卻速度在1400～1100℃之間進行冷卻后，進行熱軋。10.權利要求2所述熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，它由以下的步驟構成，將含有C超過0.015～0.150％(重量)、Si1.0％(重量)以下、Mn0.01～1.50％(重量)、P0.10％(重量)以下、S0.003～0.050％(重量)、Al0.001～不足0.010％(重量)、N0.0001～0.0050％(重量)、Ti0.001％(重量)以上，而且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤1.0，B0.0001～0.0050％(重量)、的鋼坯(a)加熱或保持在1100℃以下的溫度，(b)供給包括粗軋階段和精熱軋階段的熱軋工序，并在滿足粗軋階段的最終道次溫度T(℃)以及壓下率R(％)的關系為0.02≤R/T≤0.08的條件下進行粗軋，在精熱軋階段于850℃以下的溫度進行熱軋。全文摘要具有優良的深沖性和耐時效性的冷軋鋼板及其制造方法,該鋼板含有C:超過0.015～0.15%(重量)、Si:1.0%(重量)以下、Mn:0.01～1.50%(重量)、P:0.10%(重量)以下、S:0.003～0.050%(重量)、Al:0.001～不足0.010%(重量)、N:0.0001～0.0050%(重量)、Ti:大于0.001%(重量)。而且Ti(重量%)/[1.5×S(重量%)+3.4×N(重量%)]≤1.0和B:0.0001—0.0050重量%。少量保有固溶Al的含量,使退火時的晶粒成長性良好,僅保留為形成硫化物必要量的Ti,避免微細的TiC析出,含有B,在熱軋鋼材階段及冷軋退火時的冷卻階段使硼系析出物(Fe文檔編號C22C38/00GK1192481SQ97122578公開日1998年9月9日申請日期1997年9月27日優先權日1997年2月10日發明者大澤一典,森田正彥,古君修,小原隆史申請人:川崎制鐵株式會社