冷轧钢板及其制造方法转让专利
申请号 : CN201980015505.6
文献号 : CN111788324B
文献日 : 2021-11-02
发明人 : 杨灵玲 , 中垣内达也
申请人 : 杰富意钢铁株式会社
摘要 :
本发明的课题在于提供高r值、r值的面内各向异性小、板宽度方向的材质均匀性优异的冷轧钢板及其制造方法。本发明的冷轧钢板具有特定的成分组成和铁素体晶粒的平均长径比为2.0以下的钢组织，在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位测定下述式(1)表示的r值时，作为平均值的rave值为1.20以上，在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位测定下述式(2)表示的Δr的绝对值|Δr|时，作为平均值的|Δrave|为0.40以下，在该3个部位，|Δr|的最大值与最小值之差为0.15以下。式(1)：r值＝(r0+2r45+r90)/4 式(2)：Δr＝(r0‑2r45+r90)/2在式(1)及(2)中，r0、r45及r90是相对于钢板的轧制方向为0°、45°及90°方向的r值。
权利要求 :
1.一种冷轧钢板，其具有如下成分组成：以质量％计含有
C：0.0003～0.010％、Si：0.01～1.0％、
Mn：0.10～3.0％、
P：0.005～0.15％、S：0.020％以下、
Al：0.01～1.00％、N：0.005％以下，
进一步含有选自以下元素中的任意1种以上，Nb：0.005～0.10％、Ti：0.01～0.10％、B：0.0001～0.0030％，余量为铁及不可避免的杂质，
所述冷轧钢板具有铁素体晶粒的平均长径比为2.0以下的钢组织，在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位测定以下式(1)表示的r值时，作为平均值的rave值为1.20以上，
在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位测定以下式(2)表示的Δr的绝对值|Δr|时，作为平均值的|Δrave|为0.40以下，在该3个部位，|Δr|的最大值与最小值之差为0.15以下，
式(1)：r值＝(r0+2r45+r90)/4式(2)：Δr＝(r0‑2r45+r90)/2在所述式(1)及式(2)中，r0、r45及r90分别是相对于钢板的轧制方向为0°、45°及90°方向的兰克福特值，
所述铁素体晶粒的平均长径比的测定方法如下：用光学电子显微镜扩大至400倍拍摄与钢板的轧制方向平行的板厚截面组织照片，沿板厚方向、轧制方向分别按照以实际长度计为50μm以上的间隔绘制6条线，对晶界与线的交点的数量进行计数，将用轧制方向的总线长度除以交点的数量而得到的值作为每1个铁素体晶粒的线段长度，将用板厚方向的总线长度除以交点的数量而得到的值作为每1个铁素体晶粒的轧制方向的线段长度，然后，将这些轧制方向的线段长度与板厚方向的线段长度之比、即轧制方向的线段长度/板厚方向的线段长度作为长径比， 计算出至少30个长径比，将它们的值进行平均来求出平均长径比。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，所述成分组成进一步含有以下元素中的任意
1种以上，且所述元素以质量％计总计为1％以下：Cr、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、Sr、Cs、Hf及V。
3.根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其在表面具有镀敷层。
4.根据权利要求3所述的冷轧钢板，其中，所述镀敷层为熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。
5.一种冷轧钢板的制造方法，该方法包括：热轧工序，对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢原材料进行热轧，在板宽度方向的卷取温度差为40℃以下的条件下进行卷取；
冷轧工序，对所述热轧工序中得到的热轧钢板以30～75％的冷轧压下率进行冷轧；以及
退火工序，对于所述冷轧工序中得到的冷轧钢板，用具备预热带、加热带、均热带及冷却带的连续退火设备在350～650℃的范围内以35℃/秒以上的平均加热速度进行加热，以均热温度700～900℃及均热时间1～200秒钟进行均热保持，在该均热保持中，用半径100mm以上的辊进行总计4次以上的弯曲及回弯。
6.根据权利要求5所述的冷轧钢板的制造方法，其在所述退火工序后具有进行镀敷处理的镀敷工序。
7.根据权利要求6所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述镀敷处理是形成熔融镀锌层的镀敷处理、或形成合金化熔融镀锌层的镀敷处理。
说明书 :
冷轧钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明主要涉及适宜用于汽车的外板等的冷轧钢板及其制造方法。具体而言，本发明为高r值、r值的面内各向异性小、且板宽度方向的材质均匀性优异的冷轧钢板及其制
造方法。
造方法。
背景技术
[0002] 近年来，例如在汽车行业中，从保护全球环境的观点考虑，为了削减二氧化碳CO2排放量，改善汽车的燃油效率成为了重要课题。为了提高汽车的燃油效率，实现汽车车体的
轻质化是有效的，因此，需要在保持汽车车体的强度的同时实现车体的轻质化。如果能够使
作为汽车部件用原材料的钢板高强度化，简化结构而减少部件数量，则可以实现轻质化。然
而，高强度化的钢板与软钢板相比，成型性、特别是深冲性大幅变差。另外，在面内各向异性
小时，即使是相同的r值(兰克福特值)也有助于提高成型性，因此根据应用部件，还要求减
小面内各向异性。此外，为了使r值增高，有添加Nb、Ti将固溶碳、氮固定于钢中的方法。在大
量添加合金元素的情况下，生成析出物，卷材内、特别是卷材宽度方向上的材质不均增大。
由于难以稳定地进行压制成型，因此要求卷材在宽度方向的材质均匀性。
轻质化是有效的，因此，需要在保持汽车车体的强度的同时实现车体的轻质化。如果能够使
作为汽车部件用原材料的钢板高强度化，简化结构而减少部件数量，则可以实现轻质化。然
而，高强度化的钢板与软钢板相比，成型性、特别是深冲性大幅变差。另外，在面内各向异性
小时，即使是相同的r值(兰克福特值)也有助于提高成型性，因此根据应用部件，还要求减
小面内各向异性。此外，为了使r值增高，有添加Nb、Ti将固溶碳、氮固定于钢中的方法。在大
量添加合金元素的情况下，生成析出物，卷材内、特别是卷材宽度方向上的材质不均增大。
由于难以稳定地进行压制成型，因此要求卷材在宽度方向的材质均匀性。
[0003] 专利文献1公开了高强度、且深冲性及卷材内材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。另外，专利文献2公开了深冲性优异的冷轧钢板、镀敷钢板及其制造方法。另
外，专利文献3公开了深冲性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
外，专利文献3公开了深冲性优异的高强度熔融镀锌钢板及其制造方法。
[0004] 现有技术文献
[0005] 专利文献
[0006] 专利文献1：日本特开2013‑100594号公报
[0007] 专利文献2：日本特开2014‑28998号公报
[0008] 专利文献3：日本特开2015‑63729号公报
发明内容
[0009] 发明所要解决的课题
[0010] 专利文献1中记载的技术未考虑到板宽度方向的r值及面内各向异性。
[0011] 专利文献2及专利文献3中记载的技术对r值及面内各向异性的控制进行了说明，但并没有说明板宽度方向的材质不均，因此在板宽度方向的材质均匀性方面存在实用上的
问题。
问题。
[0012] 如上所述，现有技术均存在实用上的问题。本发明可有利地解决上述现有技术中存在的问题，其目的在于提供高r值、r值的面内各向异性小、且板宽度方向的材质均匀性优
异的冷轧钢板及其制造方法。
异的冷轧钢板及其制造方法。
[0013] 解决课题的方法
[0014] 为了实现上述目的，本发明人等为了解决上述问题而进行了深入研究，结果获得了下述所示的见解。
[0015] (1)铁素体晶粒的平均长径比越小，r值越高，且r值的面内各向异性越小。
[0016] (2)为了控制上述平均长径比，均热带的弯曲及回弯是有效的。
[0017] (3)板宽度方向的材质容易受到退火温度、冷却速度等的影响。如果板宽度方向的卷取温度差减小，则可以降低板宽度方向的材质不均。另外，在本发明完成时还认识到，通
过加热带的快速加热，可以减小钢板的板宽度方向的材质不均。
过加热带的快速加热，可以减小钢板的板宽度方向的材质不均。
[0018] 本发明是基于以上见解而完成的，上述问题通过以下方式来解决。
[0019] [1]一种冷轧钢板，其具有如下成分组成：
[0020] 以质量％计含有
[0021] C：0.0003～0.010％、
[0022] Si：0.01～1.0％、
[0023] Mn：0.10～3.0％、
[0024] P：0.005～0.15％、
[0025] S：0.020％以下、
[0026] Al：0.01～1.00％、
[0027] N：0.005％以下，
[0028] 进一步含有选自以下元素中的任意1种以上，
[0029] Nb：0.005～0.10％、
[0030] Ti：0.01～0.10％、
[0031] B：0.0001～0.0030％，
[0032] 余量为铁及不可避免的杂质，
[0033] 所述冷轧钢板具有铁素体晶粒的平均长径比为2.0以下的钢组织，
[0034] 在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位测定以下式(1)表示的r值时，作为平均值的rave值为1.20以上，
[0035] 在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位测定以下式(2)表示的Δr的绝对值|Δr|时，作为平均值的|Δrave|为0.40以下，在该3个部位，|Δr|的最大值与最小值之差为
0.15以下，
0.15以下，
[0036] 式(1)：r值＝(r0+2r45+r90)/4
[0037] 式(2)：Δr＝(r0‑2r45+r90)/2
[0038] 在所述式(1)及式(2)中，r0、r45及r90分别是相对于钢板的轧制方向为0°、45°及90°方向的兰克福特值。
[0039] [2]根据[1]所述的冷轧钢板，其中，所述成分组成进一步含有以下元素中的任意1种以上，且所述元素以质量％计总计为1％以下：
[0040] Cr、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、Sr、Cs、Hf及V。
[0041] [3]根据[1]或[2]所述的冷轧钢板，其在表面具有镀敷
[0042] [4]根据[3]所述的冷轧钢板，其中，所述镀敷层为熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。
[0043] [5]一种冷轧钢板的制造方法，该方法包括：
[0044] 热轧工序，对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢原材料进行热轧，在板宽度方向的卷取温度差为40℃以下的条件下进行卷取；
[0045] 冷轧工序，对所述热轧工序中得到的热轧钢板以30～75％的冷轧压下率进行冷轧；以及
[0046] 退火工序，对于所述冷轧工序中得到的冷轧钢板，用具备预热带、加热带、均热带及冷却带的连续退火设备在350～650℃的范围内以35℃/秒以上的平均加热速度进行加
热，以均热温度700～900℃及均热时间1～200秒钟进行均热保持，在该均热保持中，用半径
100mm以上的辊进行总计4次以上的弯曲及回弯。
热，以均热温度700～900℃及均热时间1～200秒钟进行均热保持，在该均热保持中，用半径
100mm以上的辊进行总计4次以上的弯曲及回弯。
[0047] [6]根据[5]所述的冷轧钢板的制造方法，其在所述退火工序后具有进行镀敷处理的镀敷工序。
[0048] [7]根据[6]所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述镀敷处理是形成熔融镀锌层的镀敷处理、或形成合金化熔融镀锌层的镀敷处理。
[0049] 发明的效果
[0050] 根据本发明，能够提供屈服强度320MPa以上、高r值、r值的面内各向异性小、板宽度方向的材质均匀性优异的冷轧钢板及其制造方法。
具体实施方式
[0051] 以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并不限定于以下的实施方式。
[0052] 首先，对本发明的冷轧钢板的成分组成进行说明。需要说明的是，在下述的成分组成的说明中，成分的含量的单位的“％”表示“质量％”。
[0053] C：0.0003～0.010％
[0054] C(碳)是用于使强度上升所需的元素。C含量小于0.0003％时，晶粒粒径粗大化，屈服强度大幅降低，因此容易在加工时产生缺陷。因此，C含量设定为0.0003％以上。C含量优
选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上，进一步优选为0.0010％以上。另一方面，如果C
含量超过0.010％，则会抑制集合组织的发达，无法得到高r值。另外，如果C含量增加，则析
出物增加，因此容易在进行成型时产生缺陷。因此，C含量定为0.010％以下。C含量优选设定
为0.008％以下、更优选为0.006％以下、进一步优选为0.005％。
选为0.0005％以上，更优选为0.0008％以上，进一步优选为0.0010％以上。另一方面，如果C
含量超过0.010％，则会抑制集合组织的发达，无法得到高r值。另外，如果C含量增加，则析
出物增加，因此容易在进行成型时产生缺陷。因此，C含量定为0.010％以下。C含量优选设定
为0.008％以下、更优选为0.006％以下、进一步优选为0.005％。
[0055] Si：0.01～1.0％
[0056] Si(硅)是具有通过固溶强化来提高钢板的硬度的作用的元素。为了稳定地确保屈服强度，Si需要含有0.01％以上。Si含量优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上，进一步
优选为0.12％以上。另一方面，如果Si含量超过1.0％，则会导致延展性、表面性状及焊接性
变差，因此将其上限设为1.0％。Si含量优选设为0.8％以下、更优选为0.6％以下、进一步优
选为0.5％以下。
优选为0.12％以上。另一方面，如果Si含量超过1.0％，则会导致延展性、表面性状及焊接性
变差，因此将其上限设为1.0％。Si含量优选设为0.8％以下、更优选为0.6％以下、进一步优
选为0.5％以下。
[0057] Mn：0.10～3.0％
[0058] Mn(锰)是具有通过固溶强化来提高钢板的硬度的作用的元素。为了稳定地确保屈服强度，Mn需要含有0.10％以上，优选为0.20％以上，更优选为0.40％以上，进一步优选为
0.60％以上。另一方面，如果Mn含量增多，则由固溶强化导致的延展性变差变得明显，r值降
低，由此使得成型性降低，因此Mn含量设为3.0％以下。Mn含量优选为2.8％以下，更优选为
2.6％以下，进一步优选为2.5％以下。
0.60％以上。另一方面，如果Mn含量增多，则由固溶强化导致的延展性变差变得明显，r值降
低，由此使得成型性降低，因此Mn含量设为3.0％以下。Mn含量优选为2.8％以下，更优选为
2.6％以下，进一步优选为2.5％以下。
[0059] P：0.005～0.15％
[0060] P(磷)作为固溶强化元素，具有提高钢的强度的效果。因此，P含量设为0.005％以上。P含量优选为0.007％以上，更优选为0.010％以上，进一步优选为0.020％以上。另一方
面，其在晶界偏析而使成型性降低。因此，P含量设为0.15％以下。P含量优选为0.12％以下，
更优选为0.10％以下，进一步优选为0.09％以下。
面，其在晶界偏析而使成型性降低。因此，P含量设为0.15％以下。P含量优选为0.12％以下，
更优选为0.10％以下，进一步优选为0.09％以下。
[0061] S：0.020％以下
[0062] S(硫)与Mn键合形成粗大的MnS而使成型性降低。因此，优选减少S含量。在本发明中，S含量可以为0.020％以下。S含量优选为0.017％以下，更优选为0.015％以下，进一步优
选为0.014％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，越少越优选，但为了过度降
低S含量会费时费力，增加制造成本，因此从制造成本、制造容易性的观点考虑，S含量优选
为0.0001％以上。
选为0.014％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，越少越优选，但为了过度降
低S含量会费时费力，增加制造成本，因此从制造成本、制造容易性的观点考虑，S含量优选
为0.0001％以上。
[0063] Al：0.01～1.00％
[0064] 在钢中存在大量氧化物时，延展性降低，因此脱氧是很重要的。为了获得该效果，Al(铝)含量设为0.01％以上。Al含量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。另一方面，
如果Al含量超过1.00％，则氧化物、氮化物发生凝聚粗大化，延展性降低，使成型性降低。因
此，Al含量设为1.00％以下。Al含量优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选
为0.07％以下。
如果Al含量超过1.00％，则氧化物、氮化物发生凝聚粗大化，延展性降低，使成型性降低。因
此，Al含量设为1.00％以下。Al含量优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选
为0.07％以下。
[0065] N：0.005％以下
[0066] 在含有大量N(氮)时，生成过量的氮化物，钢板的延展性降低。而且会使加工性变差。因此，使N含量为0.005％以下。需要说明的是，N含量的下限没有特别限定，越少越优选，
但过度降低N含量会费时费力，增加制造成本，因此从制造成本、制造容易性的观点考虑，N
含量优选为0.0001％以上。
但过度降低N含量会费时费力，增加制造成本，因此从制造成本、制造容易性的观点考虑，N
含量优选为0.0001％以上。
[0067] 上述成分组成进一步含有Nb：0.005～0.10％、Ti：0.01～0.10％、B：0.0001～0.0030％中的1种以上。
[0068] Nb：0.005～0.10％
[0069] Nb(铌)与C结合，以碳化物NbC的形式析出，将存在于钢中的固溶C的一部分固定，使钢板的集合组织发达，有助于提高r值及减小Δr值的绝对值。另外，Nb的微细的碳氮化物
对硬度提高是有效的。在为了获得该效果而含有Nb的情况下，其含量需要设为0.005％以
上。Nb含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，Nb含量超过0.10％时，不
仅合金的成本增加，而且再结晶结束温度上升，集合组织变得不发达，r值降低。另外，由于
提高轧制负荷，因此难以稳定地进行钢板制造。因此，在含有Nb的情况下，使Nb含量为
0.10％以下。Nb含量优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下，进一步优选为0.05％以下。
对硬度提高是有效的。在为了获得该效果而含有Nb的情况下，其含量需要设为0.005％以
上。Nb含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，Nb含量超过0.10％时，不
仅合金的成本增加，而且再结晶结束温度上升，集合组织变得不发达，r值降低。另外，由于
提高轧制负荷，因此难以稳定地进行钢板制造。因此，在含有Nb的情况下，使Nb含量为
0.10％以下。Nb含量优选为0.08％以下，更优选为0.06％以下，进一步优选为0.05％以下。
[0070] Ti：0.01～0.10％
[0071] Ti(钛)与Nb同样，与C结合，以碳化物TiC的形式析出，将存在于钢中的固溶C的一部分固定，使钢板的集合组织发达，有助于提高r值及减小Δr值的绝对值。另外，Ti的微细
的碳氮化物对硬度提高是有效的。在为了获得该效果而含有Ti的情况下，其含量需要设为
0.01％以上。Ti含量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。另一方面，Ti含量超过
0.10％时，再结晶结束温度上升，集合组织变得不发达，无法提高r值。另外，由于提高轧制
负荷，因此难以稳定地进行钢板制造。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量设为0.10％以下。Ti
含量优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选为0.06％以下。
的碳氮化物对硬度提高是有效的。在为了获得该效果而含有Ti的情况下，其含量需要设为
0.01％以上。Ti含量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上。另一方面，Ti含量超过
0.10％时，再结晶结束温度上升，集合组织变得不发达，无法提高r值。另外，由于提高轧制
负荷，因此难以稳定地进行钢板制造。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量设为0.10％以下。Ti
含量优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选为0.06％以下。
[0072] B：0.0001～0.0030％
[0073] B(硼)是对强化晶界、提高加工性有效的元素。另外，如果含有B，则对提高r值、减小Δr值的绝对值是有效的。在含有B的情况下，其含量需要设为0.0001％以上。B含量优选
为0.0003％以上，更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0005％以上。另一方面，在B含量
超过0.0030％时，B形成Fe23(CB)6，使加工性变差。因此，B含量设为0.0030％以下。B含量优
选为0.0028％以下，更优选为0.0026％以下，进一步优选为0.0025％以下。
为0.0003％以上，更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0005％以上。另一方面，在B含量
超过0.0030％时，B形成Fe23(CB)6，使加工性变差。因此，B含量设为0.0030％以下。B含量优
选为0.0028％以下，更优选为0.0026％以下，进一步优选为0.0025％以下。
[0074] 本发明的冷轧钢板的成分组成可以进一步含有Cr、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、Sr、Cs、Hf及V中的任意1种以上，且这些元素总计为1％以下，优选为
0.10％以下，更优选为0.08％以下。需要说明的是，在含有Cr、Cu、Ni、Sn、As、Ca、Mg、Pb、Co、
Ta、W、REM、Zn、Sr、Cs、Hf及V中的任意1种以上的情况下，优选将含有的元素的含量设为
0.0001％以上。
0.10％以下，更优选为0.08％以下。需要说明的是，在含有Cr、Cu、Ni、Sn、As、Ca、Mg、Pb、Co、
Ta、W、REM、Zn、Sr、Cs、Hf及V中的任意1种以上的情况下，优选将含有的元素的含量设为
0.0001％以上。
[0075] 这里，在含有Sb的情况下，从获得表面特性改善的效果的观点考虑，Sb的含量的优选范围为0.005～0.015％。
[0076] 另外，上述以外的成分(余量)为铁及不可避免的杂质。需要说明的是，在包含B、Ti、Nb中的2种以上、且存在以小于下限值的含量包含的成分和以下限值以上的含量包含的
成分的情况下，将以小于下限值包含的成分视为作为不可避免的杂质而包含的成分。
成分的情况下，将以小于下限值包含的成分视为作为不可避免的杂质而包含的成分。
[0077] 接下来，对本发明的冷轧钢板的钢组织进行说明。
[0078] 铁素体晶粒的平均长径比：2.0以下
[0079] 在平均长径比超过2.0的情况下，r值的各向异性容易增大。另外，通过控制板宽度方向铁素体晶粒的平均长径比，容易使板宽度方向的材质变得均匀。为了获得以上的效果，
铁素体晶粒的平均长径比需要为2.0以下。
铁素体晶粒的平均长径比需要为2.0以下。
[0080] 测定上述铁素体晶粒的平均长径比的方法如下所述，用光学电子显微镜扩大至400倍拍摄与钢板的轧制方向平行的板厚截面组织照片，沿板厚方向、轧制方向分别按照以
实际长度计为50μm以上的间隔绘制6条线，对晶界与线的交点的数量进行计数，将用轧制方
向的总线长度除以交点的数量而得到的值作为每1个铁素体晶粒的线段长度，将用板厚方
向的总线长度除以交点的数量而得到的值作为每1个铁素体晶粒的轧制方向的线段长度。
然后，将这些轧制方向的线段长度与板厚方向的线段长度之比(轧制方向的线段长度/板厚
方向的线段长度)作为长径比。计算出至少30个长径比，将它们的值进行平均来求出平均长
径比。
实际长度计为50μm以上的间隔绘制6条线，对晶界与线的交点的数量进行计数，将用轧制方
向的总线长度除以交点的数量而得到的值作为每1个铁素体晶粒的线段长度，将用板厚方
向的总线长度除以交点的数量而得到的值作为每1个铁素体晶粒的轧制方向的线段长度。
然后，将这些轧制方向的线段长度与板厚方向的线段长度之比(轧制方向的线段长度/板厚
方向的线段长度)作为长径比。计算出至少30个长径比，将它们的值进行平均来求出平均长
径比。
[0081] 本发明的钢组织中的铁素体的面积率没有特别限定，为了获得由上述铁素体晶粒的调整所带来的效果，优选为97％以上。
[0082] 本发明的冷轧钢板的钢组织除了铁素体以外，有时包含以面积率计为3％以下的碳氮化物等。
[0083] 接下来，对本发明的冷轧钢板的特性进行说明。
[0084] 本发明的冷轧钢板为高r值且r值的面内各向异性小。关于高r值，用在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位测定以下式(1)表示的r值时作为平均值的rave值进行评价。另
外，关于r值的面内各向异性，用在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位测定以下式(2)
表示的Δr的绝对值|Δr|时作为平均值的|Δrave|进行评价。本发明的冷轧钢板由于rave值
为1.20以上，|Δrave|为0.40以下，在该3个部位，|Δr|的最大值与最小值之差为0.15以下，
因此可以稳定地进行压制成型。另外，rave值的上限没有特别限定，本发明中多为1.80以下。
|Δrave|的绝对值的下限没有特别限定，本发明中多为0.05以上。对上述|Δr|之差的下限
没有特别限定，本发明中多为0.05以上。需要说明的是，在测定板宽度方向上相距200mm间
隔的3个部位时，测定部位设为除钢板端部的非稳定部(unsteady portion)以外的位置，只
要是相距200mm的部位即可，可以是任意选择的3个部位。
外，关于r值的面内各向异性，用在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位测定以下式(2)
表示的Δr的绝对值|Δr|时作为平均值的|Δrave|进行评价。本发明的冷轧钢板由于rave值
为1.20以上，|Δrave|为0.40以下，在该3个部位，|Δr|的最大值与最小值之差为0.15以下，
因此可以稳定地进行压制成型。另外，rave值的上限没有特别限定，本发明中多为1.80以下。
|Δrave|的绝对值的下限没有特别限定，本发明中多为0.05以上。对上述|Δr|之差的下限
没有特别限定，本发明中多为0.05以上。需要说明的是，在测定板宽度方向上相距200mm间
隔的3个部位时，测定部位设为除钢板端部的非稳定部(unsteady portion)以外的位置，只
要是相距200mm的部位即可，可以是任意选择的3个部位。
[0085] 式(1)：r值＝(r0+2r45+r90)/4
[0086] 式(2)：Δr＝(r0‑2r45+r90)/2
[0087] r0、r45及r90分别是相对于钢板的轧制方向为0°、45°及90°方向的r值(兰克福特值)。
[0088] 本发明的冷轧钢板可以是在表面具有镀敷层的冷轧钢板。作为镀敷层，可以示例出熔融镀锌层、电镀锌层、熔融镀铝层等中的任一种。另外，镀敷层还可以是在熔融镀锌之
后实施合金化处理而成的合金化熔融镀锌层。
后实施合金化处理而成的合金化熔融镀锌层。
[0089] 接着，对本发明的冷轧钢板的制造方法进行说明。
[0090] 以下，本发明的冷轧钢板的制造方法具有热轧工序、冷轧工序、退火工序。另外，在制造具有镀敷层的冷轧钢板的情况下，在退火工序后具有镀敷工序。需要说明的是，在没有
特别说明的情况下，以下所示的温度是指板坯(钢原材料)、钢板等的表面温度。
特别说明的情况下，以下所示的温度是指板坯(钢原材料)、钢板等的表面温度。
[0091] 热轧工序是对具有上述成分组成的钢原材料进行热轧、并在板宽度方向的卷取温度差为40℃以下的条件下进行卷取的工序。
[0092] 钢原材料的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，在熔炼后，由于偏析等的问题，优选通过连铸法来制成板坯(钢原材料)，也可以通过铸
锭‑开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法来制成板坯。需要说明的是，在铸造后对
板坯进行热轧时，可以用加热炉将板坯再加热后进行轧制，在保持了给定温度以上的温度
时，也可以不加热板坯而进行直接轧制。
锭‑开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法来制成板坯。需要说明的是，在铸造后对
板坯进行热轧时，可以用加热炉将板坯再加热后进行轧制，在保持了给定温度以上的温度
时，也可以不加热板坯而进行直接轧制。
[0093] 对上述得到的钢原材料实施粗轧及精轧，但在本发明中，需要在粗轧前将钢原材料中的碳化物熔化。在加热板坯的情况下，为了使碳化物熔化、防止轧制负荷的增大，优选
加热至1000℃以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大，板坯的加热温度优选设为1200℃以
下。另外，如上所述，在粗轧前的钢原材料保持了给定温度以上的温度、且钢原材料中的碳
化物已熔化的情况下，可以省略粗轧前对钢原材料进行加热的工序。需要说明的是，对于粗
轧条件及精轧条件，无需特别限定。在本发明中，优选将精轧结束温度设定为800℃以上且
1000℃以下进行精轧。
加热至1000℃以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大，板坯的加热温度优选设为1200℃以
下。另外，如上所述，在粗轧前的钢原材料保持了给定温度以上的温度、且钢原材料中的碳
化物已熔化的情况下，可以省略粗轧前对钢原材料进行加热的工序。需要说明的是，对于粗
轧条件及精轧条件，无需特别限定。在本发明中，优选将精轧结束温度设定为800℃以上且
1000℃以下进行精轧。
[0094] 接着，对精轧后的钢板进行卷取。在本发明中，卷取温度无需特别限定，优选将卷取温度设为470～750℃。
[0095] 板宽度方向的卷取温度差为40℃以下
[0096] 在卷取时生成碳化物。将板宽度方向的卷取温度差减小时，可以降低由碳化物导致的宽度方向延展性的不均。其结果是，板宽度方向的材质的均匀性提高。为了获得该效
果，将卷取温度差设为40℃以下。另外，板宽度方向的卷取温度差通过从板宽度端部至板宽
度中央的1/8位置与板宽度方向中央部的温度差进行评价。该温度差通过如下方式计算：分
别测定从一个端部至板宽度中央的1/8位置与中央部的温度差、以及从另一端部至板宽度
中央的1/8位置与中央部的温度差，将这2个温度差进行平均而计算。
果，将卷取温度差设为40℃以下。另外，板宽度方向的卷取温度差通过从板宽度端部至板宽
度中央的1/8位置与板宽度方向中央部的温度差进行评价。该温度差通过如下方式计算：分
别测定从一个端部至板宽度中央的1/8位置与中央部的温度差、以及从另一端部至板宽度
中央的1/8位置与中央部的温度差，将这2个温度差进行平均而计算。
[0097] 冷轧工序是对热轧工序中得到的热轧钢板以30～75％的冷轧压下率进行冷轧的工序。需要说明的是，冷轧工序后的钢板(冷轧钢板)的板厚优选为0.8～2.4mm。
[0098] 如果冷轧工序中的冷轧压下率为30％以上，则集合组织发达，具有提高r值的效果。另外，如果该冷轧压下率为75％以下，则具有抑制板形状变差的效果。
[0099] 退火工序是指，对于冷轧工序中得到的冷轧钢板，用具备预热带、加热带、均热带及冷却带的连续退火设备在350～650℃的范围内以35℃/秒以上的平均加热速度进行加
热，以均热温度700～900℃及均热时间1～200秒钟进行均热保持，在该均热保持中，用半径
100mm以上的辊进行总计4次以上的弯曲及回弯的工序。本发明中所谓的“弯曲及回弯”是
指，将钢板沿一个方向弯曲后，再沿与该一个方向相反的方向回弯。这里，将弯曲及回弯这
一系列工序合并计为1次。
热，以均热温度700～900℃及均热时间1～200秒钟进行均热保持，在该均热保持中，用半径
100mm以上的辊进行总计4次以上的弯曲及回弯的工序。本发明中所谓的“弯曲及回弯”是
指，将钢板沿一个方向弯曲后，再沿与该一个方向相反的方向回弯。这里，将弯曲及回弯这
一系列工序合并计为1次。
[0100] 在预热带对冷轧钢板进行加热。基于通过在恢复进行之前使其再结晶、使集合组织发达而使r值增高的原因，预热带是需要的。在预热带的加热温度优选设为350～650℃。
[0101] 在350～650℃的范围内以35℃/秒以上的平均加热速度进行加热
[0102] 在加热带，在350～650℃的范围内以35℃/秒以上的平均加热速度进行加热。应变能降低并恢复的温度约为350～650℃。这里，平均加热速度是用350℃与650℃的温度差除
以加热所需要的时间来计算出的。在以35℃/秒以上的平均加热速度进行加热的情况下，
{111}<112>的晶粒优先生成核，集合组织发达，r值增高。另外，在保持高应变能的状态下进
行退火中的弯曲及回弯时，铁素体晶粒的平均长径比容易为2.0以下。另外，平均加热速度
为35℃/秒以上时，ΔYP容易减小，且Δr容易减小。可以认为，获得这些效果是由于铁素体
晶粒的平均长径比为2.0以下。因此，将平均加热速度设为35℃/秒以上。在使用横置式IH的
情况下，加热速度上升，因此优选为45℃/秒以上，更优选为60℃/秒以上，进一步优选为80
℃/秒以上。从获得本发明效果的观点考虑，平均加热速度的上限没有特别限定。从宽度方
向特性的均匀性的观点考虑，平均加热速度优选为200℃/秒以下，更优选为100℃/秒以下。
在使将平均加热速度设为35℃/秒以上的温度为低于350℃或高于650℃的情况下，难以促
进{111}<112>的晶粒的成核，因此设为350～650℃。
以加热所需要的时间来计算出的。在以35℃/秒以上的平均加热速度进行加热的情况下，
{111}<112>的晶粒优先生成核，集合组织发达，r值增高。另外，在保持高应变能的状态下进
行退火中的弯曲及回弯时，铁素体晶粒的平均长径比容易为2.0以下。另外，平均加热速度
为35℃/秒以上时，ΔYP容易减小，且Δr容易减小。可以认为，获得这些效果是由于铁素体
晶粒的平均长径比为2.0以下。因此，将平均加热速度设为35℃/秒以上。在使用横置式IH的
情况下，加热速度上升，因此优选为45℃/秒以上，更优选为60℃/秒以上，进一步优选为80
℃/秒以上。从获得本发明效果的观点考虑，平均加热速度的上限没有特别限定。从宽度方
向特性的均匀性的观点考虑，平均加热速度优选为200℃/秒以下，更优选为100℃/秒以下。
在使将平均加热速度设为35℃/秒以上的温度为低于350℃或高于650℃的情况下，难以促
进{111}<112>的晶粒的成核，因此设为350～650℃。
[0103] 退火条件(均热带)：以均热温度700～900℃及均热时间1～200秒钟进行均热保持
[0104] 为了将r值及|Δr|设为希望的范围，需要使{111}<112>再结晶集合组织发达。在均热温度(退火温度)低于700℃或均热时间(退火时间)小于1秒钟的情况下，残留未再结晶
(non‑recrystallization)，{111}<112>无法充分发达，r值不在希望的范围。另一方面，在
均热温度高于900℃或均热时间超过200秒钟的情况下，铁素体过度进行晶粒生长，强度降
低。因此，将退火条件设为均热温度700～900℃且均热时间1～200秒钟。
(non‑recrystallization)，{111}<112>无法充分发达，r值不在希望的范围。另一方面，在
均热温度高于900℃或均热时间超过200秒钟的情况下，铁素体过度进行晶粒生长，强度降
低。因此，将退火条件设为均热温度700～900℃且均热时间1～200秒钟。
[0105] 用半径100mm以上的辊进行4次以上的弯曲及回弯
[0106] 本发明首次认识到，为了使铁素体晶粒的平均长径比为2.0以下，需要在进行上述均热保持的期间用半径100mm以上的辊进行4次以上的弯曲和回弯。在半径小于100mm的辊
的情况下，弯曲应变量增大，钢板被进一步拉伸，结果是铁素体晶粒的平均长径比容易大于
2.0。因此，辊的半径设为100mm以上。辊的半径优选为200mm以上，更优选为半径300mm以上，
进一步优选为400mm以上。如果进一步增大辊的半径，则弯曲应变量减小，铁素体晶粒的平
均长径比也减小，因此辊半径的上限没有限定。另外，在小于4次时，弯曲应变量减小，{111}
<112>再结晶集合组织变得不发达，因此设为4次以上。弯曲及回弯的次数优选为5次以上，
更优选为6次以上。弯曲及回弯的次数的上限没有限定，多数情况下设为10次以下。
的情况下，弯曲应变量增大，钢板被进一步拉伸，结果是铁素体晶粒的平均长径比容易大于
2.0。因此，辊的半径设为100mm以上。辊的半径优选为200mm以上，更优选为半径300mm以上，
进一步优选为400mm以上。如果进一步增大辊的半径，则弯曲应变量减小，铁素体晶粒的平
均长径比也减小，因此辊半径的上限没有限定。另外，在小于4次时，弯曲应变量减小，{111}
<112>再结晶集合组织变得不发达，因此设为4次以上。弯曲及回弯的次数优选为5次以上，
更优选为6次以上。弯曲及回弯的次数的上限没有限定，多数情况下设为10次以下。
[0107] 在冷却带的冷却条件没有特别限定，可以在通常的条件下进行冷却。
[0108] 在表面具有镀敷层的冷轧钢板的制造方法的情况下，在退火工序后，进一步具有镀敷工序。
[0109] 镀敷工序是对冷轧钢板的表面实施镀敷处理的工序。镀敷处理的方法可以根据待形成的镀敷层而采用通常的方法。镀敷处理例如为形成熔融镀锌层的镀敷处理、或形成合
金化熔融镀锌层的镀敷处理。
金化熔融镀锌层的镀敷处理。
[0110] 实施例
[0111] 在表2所示的条件下对表1所示的成分组成的板坯实施热轧、冷轧、退火，制造了板厚1.0mm的冷轧钢板。需要说明的是，表2中的精轧结束温度、卷取温度及均热温度是指板宽
度方向中央部的钢板表面的温度。
度方向中央部的钢板表面的温度。
[0112] 在表2的No.1～29及32的制造条件下，通过连续熔融镀敷线对上述冷轧钢板的表面进行熔融镀锌处理及合金化处理，制造了合金化熔融镀锌钢板(GA)。
[0113] 在表2的No.33的制造条件下，通过连续熔融镀敷线对上述冷轧钢板的表面进行熔融镀锌处理，制造了熔融镀锌钢板(GI)。
[0114] 在表2的No.30及31的制造条件下，未进行镀敷处理，保持冷轧钢板(CR)不变。
[0115] 为了调查如上所述制造的各钢板的板宽度方向的材质均匀性，从板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位的位置采集样品，调查了材质特性。通过板宽度方向上相距200mm间
隔的3个部位的材质差异(最大值－最小值)的绝对值进行了评价。调查方法如下所述。
隔的3个部位的材质差异(最大值－最小值)的绝对值进行了评价。调查方法如下所述。
[0116] (1)组织观察
[0117] 对与得到的钢板的轧制方向平行的板厚截面进行抛光，利用3体积％的硝酸乙醇溶液进行腐蚀露出。用光学电子显微镜扩大至400倍，在从表面至板厚1/4t部(t为板厚)的
区域内拍摄了10个视场。沿板厚方向、轧制方向分别按照以实际长度计为50μm以上的间隔
绘制6条线，对沿轧制方向绘制的线与晶界的交点的数量进行计数，将用轧制方向的总线长
度除以交点数量而得到的值作为每1个铁素体晶粒的轧制方向的线段长度。另外，同样地求
出了每1个铁素体晶粒的板厚方向的线段长度。然后，将这些轧制方向的线段长度与板厚方
向的线段长度之比(轧制方向的线段长度/板厚方向的线段长度)作为长径比。计算至少30
个长径比，将这些值进行平均来计算出平均长径比。
区域内拍摄了10个视场。沿板厚方向、轧制方向分别按照以实际长度计为50μm以上的间隔
绘制6条线，对沿轧制方向绘制的线与晶界的交点的数量进行计数，将用轧制方向的总线长
度除以交点数量而得到的值作为每1个铁素体晶粒的轧制方向的线段长度。另外，同样地求
出了每1个铁素体晶粒的板厚方向的线段长度。然后，将这些轧制方向的线段长度与板厚方
向的线段长度之比(轧制方向的线段长度/板厚方向的线段长度)作为长径比。计算至少30
个长径比，将这些值进行平均来计算出平均长径比。
[0118] (2)拉伸特性
[0119] 使用以与轧制方向成90°的方向作为长度方向(拉伸方向)的JIS Z 2201中记载的5号试验片，进行5次依据JIS Z 2241(1998)的拉伸试验，求出了平均的屈服强度(YP)、拉伸
强度(TS)。需要说明的是，将板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位的平均值示于表3。
强度(TS)。需要说明的是，将板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位的平均值示于表3。
[0120] (3)r值及|Δr|测定
[0121] 为了计算rave值，在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位计算出r值。然后，将在该3个部位测得的r值进行平均，求出了rave值。
[0122] 为了计算|Δrave|，在板宽度方向上相距200mm间隔的3个部位计算出Δr。接着，在该3个部位分别计算出Δr的绝对值|Δr|。然后，将这3个部位的|Δr|进行平均，计算出|Δ
rave|。
rave|。
[0123] 另外，用上述3个部位的|Δr|的最大值减去最小值，计算出|Δr|的最大值与最小值之差。|Δr|的最大值与最小值之差在表3中表示为Δ|Δr|。
[0124] 需要说明的是，使用JIS Z 2201中记载的5号试验片，通过预应变15％的拉伸试验求出相对于轧制方向平行的方向(0°方向、L方向)的r0、相对于轧制钢板为45°方向(D方向)
的r45、相对于轧制方向垂直的方向(90°方向、C方向)的r90，将它们用于上述的计算。r值和
Δr如下所述。
的r45、相对于轧制方向垂直的方向(90°方向、C方向)的r90，将它们用于上述的计算。r值和
Δr如下所述。
[0125] r值＝(r0+2r45+r90)/4
[0126] Δr＝(r0‑2r45+r90)/2
[0127] 将这些结果汇总示于表3。
[0128] 另外，对于TS、YP、r值，与|Δr|之差同样地计算出最大值与最小值之差，将结果示于表3。
[0129] 本发明例(符合钢)的|Δr|之差为0.15以下，而且ΔTS为13MPa以下，ΔYP为13MPa以下，Δr值为0.4以下，板宽度方向的材质均匀性优异。另一方面，比较例(比较钢)不满足
这些项目中的至少任一项。
这些项目中的至少任一项。
[0130] 另外，本发明例的钢板由于板宽度方向的材质均匀性优异，因此，如果使用该钢板，则能够稳定地进行压制成型。需要说明的是，No.14的比较例由于光泽不均的问题大、表
面性状差，因此不适合作为汽车部件。
面性状差，因此不适合作为汽车部件。
[0131]
[0132]
[0133]