专利名称：：深冲性和耐时效性良好的冷轧钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及低碳镇静钢的冷轧钢板的
技术领域：
，是与其原料热轧带钢同时提出的具有良好深冲性和耐时效性的冷轧钢板及其制造方法。冷轧钢板比热轧钢板尺寸精度好，并且表面美观，更具有优良的加工性，因此广泛用于汽车、家电、建材等。过去，通过种种成分系的调整，或者通过成分系和制造方法的组合，改善并提高出了软质的、延性(总延伸量E1)及兰克福特值(r)高的冷轧钢板，以作为加工性良好的冷轧钢板。其中具有代表性的，是在炼钢工序中将钢中C量减低到50ppm以下、并添加形成Ti和Nb一类的碳化物及氮化物的元素而制造的超低碳钢板。这些钢板主要用连续退火法制造，都可达屈服强度(YS)≤200MPa，总延伸量(E1)≥50％，r值≥2.0那样的优良特性。而且，超低碳钢由于将造成时效劣化原因的因溶碳和固溶氮完全固定为碳化物及氮化物，所以几乎不产生因固溶氮引起的N时效、固溶碳引起的C时效而造成的劣化。但是，超低碳钢要象上述那样将C量降低至50ppm以下，就要通过脱气处理加以制造，因此与通常的低碳镇静钢(C0.02～0.06重量％)相比，制造成本高。而且，这种超低碳钢除加工性以外的特性，特别是如日本铁钢协会编，“铁与钢”，(1985)-S1269和日本铁钢协会编，“材料与工艺”[CurrentAdvancesinMaterialsandProcess]，Vol.1(1988)-946中所揭示的那样，化学转化处理性和焊接部强度等也比低碳镇静钢差。因而，存在着许多非低碳镇静钢不可的用途。但是，用低碳镇静钢作材料，用连续退火法制造优良的加工性及耐时效性兼备的冷轧钢板是不容易的。一般采取如下方法将热轧后的卷取温度控制在600℃以上，进行使固溶N固定为AIN的处理，在冷轧后的连续退火中，在再结晶终了后的冷却过程中施加急速冷却，并且在300～500℃的温度区域内保持数分钟，使渗碳体在晶粒内及晶界析出，从而使固溶C量减少。然而现状是，即使采用这样的方法，要制造时效指数(A.I.7.5％拉伸后，在100℃下进行30分钟时效处理前后的拉伸应力差)在40MPa以下的耐时效性良好的钢板，也是非常困难的。另外，如上所述，占加工性优良的冷轧钢板主流的是超低碳钢，与此相对应，在近年建设的连续退火设备中，过时效处理设备出于人们金属学的见解而被认为是不必要，另外也备考虑到建设费用的削减等，使过时效处理设备成为非常备设备而被取消。在这样的连续退火设备中制造低碳镇静钢通用板时，要制造具有A.I.40Mpa以下特性的钢板，归根结底被认为是不可能的。因此，为了短时间的过时效处理得到耐时效性良好的制品，进行了研究开发。在特开昭57-126924号公报中，提出了将钢中的C、Mn设在一定范围的钢，在热轧终了时于400℃以下卷取，借此使渗碳体微细分散在热轧板中，将极微细的渗碳体作为固溶C的析出位置(析出核)，使固溶C量减少的方法。在特开平2-141534号公报中，提出了对于稍多添加Al、N的低碳镇静钢，或者添加B的钢，通过确定包括板坯加热温度的适宜的热轧条件，使钢中的固溶N完全固定成为AIN和BN，将此AIN、BN作为析出位置，使固溶C析出，同时施加高压下率的调质轧制的方法。但是，在上述特开昭57-126924号公报记载的方法中，由于卷取温度低造成晶粒细，所以强度(YS)上升时加工性(E1)降低不可避免。而在特开平2-141534号公报记载的方法中，虽然得到了耐时效性良好的冷轧钢板，但是必须高压下率的调质轧制，这也又引起YS的上升、EI的降低。不论采用任何方法，要使优良的加工性(特别是延性)和耐时效性兼顾都是困难的。本发明人在对热轧的卷取条件和冷轧退火后的调质轧制压下率不进行特别限制的情况下，以低碳镇静钢作为材料，在没有过时效处理设备的连续退火设备中进行热处理的场合下，发现了兼备耐时效性和加工性的冷轧钢板，及其制造方法。作为本发明要点的部分是以下4项。(1)通过将Al含量规定为不足0.010％，使固溶Al减少，退火时晶粒成长性良好，以此规定钢的组成，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，借此避免微细的TiC析出，促进连续退火时的再结晶晶粒成长，使加工性提高。(3)通过含B(硼)，在热轧板的阶段及冷轧板退火时的冷却阶段使硼系夹杂物(例如Fe2B，Fex(C，B)Y)析出。将其作为析出位置使球状的渗碳体析出、成长，以改善耐时效性。(4)另外，由于热轧板的阶段使渗碳体球状化，使得在冷轧时及其后的再结晶退火时，在冷轧钢板的钢中促进对深冲成形有利的(111)集合组织的形成。本发明通过上4个作用的相乘效果，可得到深冲性和耐时效良好的冷轧钢板。本发明是深冲性和耐时效性良好的冷轧钢板，它含有C超过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)其它残余部分由铁和不可避免的杂质构成。另外，本发明还是用于制造上述冷轧钢板的热轧钢板，它具有上述的钢组成，关于钢板断面的组织，除了珠光体中的渗碳体之外，渗碳体的形状满足特定的条件，即满足用下列(1)式求得的形状参数S1.0～5.0S=(1/n)Σi-1n(LLi/LSi)---(1)]]>式中，LLi第i个渗碳体的长边长度(μm)LSi第i个渗碳体的短边长度(μm)并且，本发明的冷轧钢板作为钢的组成含有Nb，其量以Nb含量和Ti含量总量计为0.001～0.050％(重量)。而且含Cr0.05～1.00％(重量)。另外，本发明的冷轧钢板在上述钢的组成中还含有O(氧)0.002～0.010％(重量)，并且Si含量和Al含量之和特定为0.005％(重量)以上，并且将非金属类杂物的形态特定为平均粒径为0.01～0.50μm的氧化物、硫化物或氮化物，其平均间隔为0.5～5.0μm。另外，本发明还是上述冷轧钢板及热轧钢板的制造方法。即，本发明是热轧钢板的制造方法，所说方法由下列步骤构成将含有C超过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)的钢坯(a)加热或保持在1100℃以下的温度，(b)提供包括粗轧阶段和精轧阶段的热轧工序，并在满足粗轧阶段的最终道次温度T(℃)及压下率R(％)的关系为0.02≤R/T≤0.08的条件下进行粗轧，在热轧精轧阶段于850℃以下进行热轧，(c)卷取所得到的热轧板另外，本发明进而还是深冲性和耐时效性良好的冷轧板的制造方法，所说的方法由上述工序和继续的下列工序构成(d)进行冷轧，(e)将所得的钢板供给连续退火工序，在再结晶温度～850℃的温度范围内保持5分钟以下，进行冷却，在冷却过程中使之在500～300℃的温度范围内滞留5～不足120秒。并且规定，在此制造方法中，在用连续法铸造钢坯的场合，在所铸造的铸坯冷却过程中的1400～1100℃之间，以平均冷却速度10～100℃/分冷却。本发明的详细内容，通过以下的说明及实施例就可明了。附图的简单说明图1是总延伸量(E1)和时效指数(A.I.)的关系图。图2是热轧带钢中渗碳体的形状参数S和总延伸量(E1)、r值、时效指数(A.I.)的关系图。图3是再结晶退火的加热周期图。以下就构成本发明基础的试验进行说明。将具有表1所示钢组成的厚度为30mm的薄板坯加热到板坯加热温度(SRT)1000～1100℃，供热轧。热轧3道次，精轧温度800℃，精轧板厚为3.0mm。对所得的钢板在模拟实际生产线的卷取的600℃下施加保持1小时的热处理后，采用炉冷(约1℃/分)的方式冷却到500℃，然后空冷冷却到室温。对所得的热轧钢板进行酸洗，然后冷轧，轧成板厚0.7mm的冷轧板。进行模拟生产线连续退火工序的热处理(连续退火型热处理)。即，以加热速度10℃/秒加热到800℃保持20秒后，以冷却速度40℃/秒冷却到400℃，再保持120秒。然后以冷却速度10℃/秒冷却到室温。再施加压下率0.8％的调质轧制。采用使试片的长度方向与其钢板的轧制方面一致的JIS5号拉伸试片。测定E1(总延伸量)和A.I.(时效指数)，将其关系示于图1。表1中的记号●、△、…、*、#分别与钢A、B…M、N对应，在图1中使用。结果判明，本发明成分系(低Al、复合添加Ti和B)的钢板与以往成分系的钢板相比，在同一A.I下比较E1特别大，加工性良好。也判明，在Ti和B的任一种或两种欠缺时，另外在Al量高的场合，得不到本发明那样的加工性和耐时效性良好的低碳镇静钢。将具有表2所示钢成分的厚度30mm的薄板坯加热到1050℃，经过3道次，按精轧温度810～900℃，精轧板厚3.2mm进行热轧，不进行600℃下保持1小时的与卷取相当的热处理，炉冷冷却到500℃(2℃/分以下)，然后空冷却冷却到室温，得到热轧板。将该热轧板酸洗后，轧成板厚0.8mm的冷轧板，然后进行如下的连续退火型热处理以加热速度6℃/秒加热到800℃保持30秒后，以冷却速度30℃/秒冷却到400℃，在400℃下的保持时间150秒，然后以冷却速度6℃/秒冷却到室温，然后施加压下率0.8％的调质轧制得到冷却退火板。采取相对所得钢板轧制方向0°、45°、90°方向与试片的长度方向一致的JIS5号拉伸试片。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是通过(2)式求出的值。γ值的平均值＝(X0+2X45+X90)/4(2)式中X0相对轧制方向0°方向的特性值X45相对轧制方向45°方向的特性值X90相对轧制方向90°方向的特性值另外，上述热轧板的渗碳体的形状参数S按以下方式求出。用倍率为1000倍的SEM(扫描型电子显微镜)，在相对于热轧板轧制方向平行方向的板的表面到里面的断面上观察渗碳体的形状，用图象解析装置测定析出物的长边、短边，用下列(1)式计算S。S=(1/n)Σi-1n(LLi/LSi)---(1)]]>式中LLi第i个渗碳体的长边长度(μm)LSi第i个渗碳体的短边长度(μm)图2示出了热轧板的渗碳体的形状参数S和冷轧退火板的E1、r值、A.I.的关系。表2中的记号●、▲、…、◇、#，分别与钢O、P、…、X、Z对应，在图2中使用。本发明成分系(低Al，复合添加Ti和B)的钢板，形状参数S在5.0以下的范围时，E1、r值显著升高，A.I.降低。另外判明，为了使S变小，要降低热轧的精轧温度，采用使由卷取到500℃的冷却速度迟缓的方法，促进C的扩散，使渗碳体易于球状化。过去的成分系，即Ti和B的任一种或两种欠缺时，另外在Al量高的场合，得不到本发明那样的加工性和耐时效性良好的低碳镇歌曲钢。另外判明，在本发明的组成下，只要是渗碳体形状参数S1.0～5.0的热轧钢板，进而就能得到深冲性、耐时效性优良的冷轧钢板。因而在本发明的热轧钢板中，最好将除珠光体中的渗碳体外的渗碳体的形状参数S取在1.0～5.0的范围内。其理由如下。在热轧钢板的阶段，若S＞5.0的棒状或板状的渗碳体析出，则由于在冷轧后退火时该棒状或板状渗碳体旋转，所以多生成给予深冲性以恶劣影响的(110)方位的结晶，使加工性降低。在椭圆或球状渗碳体即S≤5.0的场合，(110)方位的生成受抑制，而促进(111)方位的结晶生成及成长，使深冲性提高。将1.0定作下限这一点无须再说明，这是由于(1)式中长边和短边的比不能成为1.0以下。以下，对本发明中限定钢成分和制造方法的理由进行说明。C超过0.015～0.15％(重量)将C的范围定为超过0.015的理由，是由于若要将C量减低到0.015％(重量)以下，炼钢工序中就必须进行脱碳处理，由此会造成成本的显著提高。另外，在超过0.15％(重量)时，晶粒显著变小，E1的值变小，加工性劣化，因此将上限定为0.15％(重量)。优选的范围是超过0.015～0.060％(重量)。Si1.0％(重量)以下将Si的范围定在1.0％(重量)以下的理由，是由于含量超过1.0％(重量)时会使材质硬质化，从而使加工性劣化。另外，在炼钢工序中将硅乃至硅合金作为脱氧剂使用的场合，为了充分脱氧、将其向含Si0.001％(重量)以上的钢中添加为好。优选的范围是0.001～0.050％(重量)。Mn0.01～1.5％(重量)通常，M是作为将造成热脆性原因的S固定为MnS的元素而添加的，但在本发明中，因为用Ti使S固定，所以Mn作为提高强度的元素添加。为了造成这种效果，含量必须在0.01％(重量)以上。另一方面，含量超过1.5％(重量)使晶粒微细化，从而使材质硬化，加工性劣化，而且钢的成本也上升。因而本发明中将其定在0.01～1.50％(重量)的范围。优选的范围是0.05～0.50％(重量)。P0.10％(重量)以下P是置换型固溶元素，含量超过0.10％(重量)使材质硬质化，使加工性劣化。因而，本发明中定作0.10％(重量)以下。优选为0.001～0.030(％)重量。S0.003～0.050％(重量)S通常是热脆性的原因，所以是钢中应当尽可能少的杂质元素。但是在本发明的情况下，S含量不足0.003％(重量)时，形成微细的硫化物，因此使材质劣化。另外，在超过0.050％(重量)时，析出硫化物变多，使加工性劣化。因而，本发明中将S的范围定作0.003～0.050％(重量)。为维持加工性，并且将硫化物作为析出位置促进渗碳体的析出，使耐时效性得到改善，所以优选在0.005～0.030％(重量)的范围。Al0.001～不足0.010％(重量)在通常的Al镇静钢中，Al作为炼钢工序的脱氧剂，另外是为了析出AIN以避免钢中的固溶N引起的N时效而添加的。但在本发明中，因为添加了氮化物形成元素Ti和B。所以主要是为了脱氧或是调整氧含量而添加。因此有必要添加Al，使含量为0.001％(重量)以上。另一方面，Al含量超过0.010％(重量)，使Al2O3那样的非金属类杂物增大，这些非金属类杂物在冲压加工时有成为裂纹起点的危险性。另外，多量地含有Al使固溶N增大，阻碍退火时的晶粒成长性，使加工性劣化。因而本发明中的Al含量定为0.001～不足0.010％(重量)。优选的范围是0.003～0.010％(重量)。N0.0001～0.0050％(重量)在通常的软钢板中，N引起N时效，使材质劣化，因此必须尽可能限度地降低。但是在本发明中，由于也可利用氮化物作为渗碳体析出的位置，所以N是必要元素。在不足0.0001％(重量)时，不能期待其作为渗碳体析出核的效果。另一方面，超过0.0050％(重量)时，为了使N固定，就必须多量添加高价的Ti，使钢水的成本显著上升。本发明中将N量规定为0.0001～0.0050％(重量)。优选范围是0.0001～0.0030％(重量)。B0.0001～0.0050％(重量)为了在连续退火的冷却过程中利用B系析出物(Fe2B，Fex(C，B)Y)作为渗碳体的析出位置，必须含有至少0.0001％(重量)的B。另外，B含量超过0.0050％(重量)时，固溶B引起材质劣化。较佳的是，对于N满足0.5×N(重量％)～3.0×N(重量％)，更佳是定为1.5×N(重量％)～3.0×N(重量％)。在此范围的原因是为了促进由硼系析出物造成的渗碳体的析出效果。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，在本发明中作为TiN使N固定，并且这些Ti系非金属类杂物构成连续退火时的渗碳体的析出位置，因此必须含有0.001％(重量)以上的Ti。由于MnS使成形性劣化，所以为了尽可能不使其析出，必须规定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，是由于与MnS相比，TiS、Ti4C2S2是粒状，因此使外卷边劣化少。另外，Ti含量使得Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]＞1.0时，析出直径0.050μm以下的超微细TiC，不仅延迟连续退火时的再结晶举动，而且抑制其后的晶粒成长，使加工性显著劣化。因而在本发明中将Ti含量的范围规定为0.001％(重量)以上，并且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤1。优选的范围是0.001％(重量)以上并且Ti(重量％)/[1.5×S(重量％)+3.4×N(重量％)]≤0.8。Nb与Ti的合计量为0.001～0.050％(重量)Nb形成氧化物(NbxOy)，促进氮化物(TiN、BN等)的析出，并且将该氮化物作为析出位置而析出渗碳体，使耐时效性改善，因此含Nb是有好处的。为引出这种效果，希望最好以Ti和Nb的总量计含有0.001～0.050％(重量)。这是因为不足0.001％(重量)时这种效果小，而超过0.050％(重量)时会析出微细的NbC，使深冲性劣化。更好的是它与Ti的合计量为0.001～0.030％(重量)。Cr0.05～1.00％(重量)本发明的冷轧钢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，具有改善耐时效性的效果。为引出这种效果，最好至少含0.05％(重量)以上，但是Cr含量超过1.00％(重量)时会使钢的成本增高。因而在含Cr的场合，将Cr的范围定为0.05～1.00％(重量)。更佳则规定为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)作为硫化物(Ti4C2S2，TiS，MnS)和氮化物(TiN，BN)的析出位置，进而可利用这些硫化物和氮化物作为渗碳体的析出位置，所以含氧化物有好处。因此规定氧量最低限为0.002％(重量)为佳，另一方面，含量超过0.010％(重量)时，氧化物过多，易引起类杂物造成的冲压裂纹。因此将氧含量的范围规定为0.002～0.010％(重量)为佳。在积极地利用氧化物，特别是SixOy、AlxOy作为硫化物和氮化物析出位置，进而作为渗碳体析出位置的场合，将Si量和Al量之和定为0.005％(重量)以上为佳。不足0.005％(重量)时，这种效果小，因此将Si量和Al量之和的下限定为0.005％(重量)。更佳为0.010～0.050％(重量)。氧化物、硫化物、氮化物的分布状态将氧化物、硫化物、氮化物的平均粒径规定为0.01～0.50μm，并且将其平均间隔规定为0.5～5.0μm为佳。平均粒径不足0.01μm时过于微细，超过0.50μm则过于粗大，会使渗碳体的析出受到抑制。另外，平均间隔不足0.5μm时分布过密，会抑制晶粒成长，使拉伸等材质特性劣化。平均间隔超过5.0μm时则间隔过大，对渗碳体的析出不利。对制造条件不作特别限定，但最好按照以下所述制造。板坯特定温度范围中的冷却速度，最好规定在这样的范围内即足够左右构成冷轧退火时渗碳体析出位置的非金属类杂物即氧化物、氮化物、硫化物的生成那样大的范围。特定温度范围为1400～1100℃。在该温度范围内的冷却速度不足10℃/分时，析出物粗大且稀疏分散。另一方面，在超过100℃/份时，使氧化物、氮化物、硫化物的生成被抑制，没有各自作为渗碳体析出位置的效果。由于这些理由，板坯的冷却速度最好规定为10～100℃/分。关于热轧工序，热轧工序之前的板坯加热温度在1100℃以下的低温时，热轧工序中的精轧温度设在Ar3变态点以上对制造El、r值良好的钢板是有利的。另外，即使实行不将板坯一次冷却到室温的直接轧制(HDR)或热装料轧制(HCR)、润滑轧制、以及具备薄板坯连接装置的全连轧等种种轧制方法，使用本发明也没有任何问题。另外，在加热或保持在1100℃以下继续进行的热轧工序中，在粗轧及850℃以下的精轧时，关于粗轧最终道次时的温度T(℃)和压下率R(％)的关系，以满足0.02≤R/T≤0.08的条件进行热轧，在550～750℃的温度范围进行卷取为佳。在R/T＜0.02的条件下，冷轧退火后进行冲压加工时，易发生被称为“隆起”的筋状表面缺陷，另一方面，在R/T＞0.08的条件下，粗轧的压下率太大，使设备负荷过大。另外在750℃以上的高温进行卷取时，氧化皮生成量增大，使酸洗性恶化，因此定为700℃以下为佳。另外，由卷取终了到500℃间的冷却速度，为了有利于使渗碳体球状化，定为1.5℃/分以下为佳。冷轧条件不必特别限制，但为了制造高r值材料，规定高压下率是有利的，40％以上更好，定为60％以上为佳。另外，在进行再结晶退火时，以采用连续退火为佳。这是因为由此使退火前的洗涤设备和退火后的调质轧制设备成为可能，不仅使板卷的物料流动变好，而且与过去的箱式退火相比，制造的所需天数可以大幅度削减。再结晶退火温度为再结晶温度～850℃的温度范围，保持5分钟以下为佳。不足再结晶温度时，残余加工应变，成为高强度、低伸长的材质，施加成形加工时易产生裂纹。另一方面，在超过850℃的温度下，(111)再结晶集合组织开始无规则化，在施加冲压成地易引起冲压裂纹。在连续退火的冷却过程中，为使加热过程中固溶的C析出，在有利的温度区域(300～500℃)滞留在较长的时间为佳。为使渗碳体析出，在这一温度区域内至少5秒以上为好。但是，在要求120秒以上的时间的情况下，则必需长而大的设备，或者必须放慢生产线速度，必然会升高设备费或者显著降低生产率，因此必须加以避免。以下对实施例进行详细说明。实施例1将具有表3-a、b、c所示钢组成的厚度为300～320mm的板坯，如表4-a，b，c所示那样加热到900～1250℃后，经3个道次的粗轧，使最终道次的温度和压下率作种种变化，轧成25～30mm的薄板坯，用7机架的精轧机，以精轧温度700～900℃，精轧板厚3.0～3.5mm进行热轧。接着在700℃以下的温度卷取，酸洗后进行冷轧，轧成板厚0.8mm的冷轧板。然后在表4-a、b、c所示那样的连续退火条件下进行再结晶退火，施加压下率为0.8％的调质轧制，由所得到的这些钢板上将相对于轧制方向0°、45°、90°的方向作为试片的长度方向取JIS5号拉伸试片，求出r值的平均值及A.I.，另外，YS、TS、E1仅求出0°方向的机械特性，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相对于轧制方向0°方向的特性值X45相对于轧制方向45°方向的特性值X90相对于轧制方向90°方向的特性值另外，在相对热轧钢板轧制方向平行的断面上，用倍率1000倍的SEM观察热轧板钢板的渗碳体，用图象解析装置测定析出物的长边、短边，用(1)式计算形算形状参数S。结果，由具有本发明的化学组成和渗碳体形状的热轧带钢作原料的冷轧钢板，E1≥45％、A.I.≤40MPa、r值≥1.5，可以看出是加工性和耐时效性良好的钢板。实施例2将由表5所示种种钢组成所构成的厚度为250mm的钢坯经过铸法铸造，在其冷却过程中的1400℃～1100℃的区间内，用水冷并以平均冷却速度8～200℃/分的种种冷却速度进行冷却。此时，板坯的温度用辐射温度计测定。然后将此板坯导入均热炉，加热到900～1080℃后，经过表6所示的3道次的粗轧，并且使最终道次的温度和压下率加以种种变化，轧成30mm的薄板坯，用7机架的精轧机，以精轧温度750～820℃，精轧板厚3.5mm进行热轧，接着在700℃以下的温度下卷取，酸洗后进行冷轧，轧成板厚0.8mm的冷轧板。然后按表6所示的条件进行再结晶退火，施加压下率0.8％的调质轧制。调查所得钢板的机械特性，将结果示于表7。判明了满足本发明的钢组成及制造条件的钢板，满足良好的加工性和耐时效性。实施例3将具有表8所示钢组成的厚度为300mm的板坯按表9所示那样加热到900～1250℃，经过3道次的粗轧并且对最终道次的温度和压下率作种种变化，轧成30mm的薄板坯，用7机架精轧机，按照精轧温度700～900℃，精轧板厚3.5mm进行热轧。接着，在700℃以下的温度进行卷取，酸洗后进行冷轧，轧成板厚0.8mm的冷轧板。然后，按表9所示的条件进行再结晶退火，施加压下率0.8％的调质轧制。调查所得钢板的机械特性，将结果示于表10。可判明满足本发明的成分或制造条件的钢板满足良好的加工性和耐时效性。另外，在本发说明中，在有关非金属类杂物分布状态的计测的叙述中，为方便起见仅列举了氧化物、硫化物、氮化物3种非金属类杂物，而实际上除这3种非金属类杂物之外，在钢中还存在氧氮化物、氧硫化物、碳氮化物等，因此这些复合非金属类杂物也包括作为计测的对象。按照本发明制造的冷轧钢板，其深冲性、耐时效性这些材质的机械特性优良。除此之外，由于将低碳镇静钢作为材料，所以化学转化处理性、焊接强度等特性与超低碳钢相比非常良好。另外在材料本身的廉价方面，由于在连续退火设备中的操作性良好、易于使线速度高速化、可大量生产，所以能够进一步降低制造成本。表1(wt％)表2(wt％)<>表3-b(wt％)表4-b1<>表4-c1</tables>表5(wt％)<>表6<>*平均冷却速度1400→1100℃表7<>表8(wt％)<>表9表10权利要求1.具有良好深冲性和耐时效性的冷轧钢板，其特征在于，该种钢板含有C超过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)、其它剩余部分由铁以及不可避免的杂质构成。2.一种用于制造权利要求1所述冷轧钢板的热轧带钢，其特征在于，该热轧带钢含有C超过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)、关于其断面组织，除了珠光体中的渗碳体之外的渗碳体的形状均能满足根据下列式(1)求出的形状参数S1.0～5.0，S=(1/n)Σi-1n(LLi/LSi)---(1)]]>其中LLi第i个渗碳体的长边长(微米)LSi第i个渗碳体的短边长(微米)。3.根据权利要求1所述的具有良好深冲性和耐时效性的冷轧钢板，其特征在于，该冷轧钢板中还含有Nb，其量以Nb和Ti的总含量表示为0.001～0.050重量％。4.根据权利要求3所述的具有良好深冲性和耐时效性的冷轧钢板，其特征在于，该冷轧钢板还含有0.05～1.00重量％的Cr。5.根据权利要求1、3、4中任一项所述的具有良好深冲性和耐时效性的冷轧钢板，其特征在于，该冷轧钢板还含有，0∶0.002～0.010重量％，而且Si和Al的总含量为0.005重量％以上，并以0.5～5.0微米的平均间隔、含有由平均粒径为0.01～0.5微米的氧化物、硫化物以及氮化物中的至少一种构成的非金属夹杂物。6.一种具有良好深冲性和耐时效性的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，它由以下步骤构成，将含有C超过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)、的钢坯(a)加热或保持在1100℃以下的温度，(b)供给包括粗轧阶段和精热轧阶段的热轧工序，并在满足粗轧阶段的最终道次温度T(℃)以及压下率R(％)的关系为0.02≤R/T≤0.08的条件下进行粗轧，在精热轧阶段于850℃以下的温度进行热轧，(c)将得到的热轧钢板卷取，(d)进行冷轧，(e)将得到的钢板供给连续退火工序，在再结晶温度～850℃的温度范围内保持5分钟以下，进行冷却，在冷却过程中使之在500～300℃的温度范围内滞留5～不足120秒。7.根据权利要求6所述的具有良好深冲性和耐时效性的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯组份中还含有Nb，其量以Nb和Ti的总含量表示为0.001～0.050重量％。8.根据权利要求7所述的具有良好深冲性和耐时效性的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，该冷轧钢板还含有0.05～1.00重量％的Cr。9.根据权利要求6、7以及8中任何一项所述的具有良好深冲性和耐时效性的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，用连续铸造法铸造钢坯，将铸造的钢坯在冷却过程中，以10～100℃/分的平均冷却速度在1400～1100℃之间进行冷却后，进行热轧。10.权利要求2所述热轧钢板的制造方法，其特征在于，它由以下的步骤构成，将含有C超过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)、的钢坯(a)加热或保持在1100℃以下的温度，(b)供给包括粗轧阶段和精热轧阶段的热轧工序，并在满足粗轧阶段的最终道次温度T(℃)以及压下率R(％)的关系为0.02≤R/T≤0.08的条件下进行粗轧，在精热轧阶段于850℃以下的温度进行热轧。全文摘要具有优良的深冲性和耐时效性的冷轧钢板及其制造方法,该钢板含有C:超过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,使退火时的晶粒成长性良好,仅保留为形成硫化物必要量的Ti,避免微细的TiC析出,含有B,在热轧钢材阶段及冷轧退火时的冷却阶段使硼系析出物(Fe文档编号C22C38/00GK1192481SQ97122578公开日1998年9月9日申请日期1997年9月27日优先权日1997年2月10日发明者大泽一典,森田正彦,古君修,小原隆史申请人:川崎制铁株式会社