冷轧钢板及其制造方法.pdf

本发明涉及具有抑制退火中的晶粒生长的微细组织的冷轧钢板，其具有：化学组成：以质量%计含有C：0.01～0.3%、Si：0.01～2.0%、Mn：0.5～3.5%、Nb：0～0.03%、Ti：0～0.06%、V：0～0.3%、sol.Al：0～2.0%、Cr：0～1.0%、Mo：0～0.3%、B：0～0.003%、Ca：0～0.003%及REM：0～0.003%以下；显微组织：含有50面积%以上的铁素体作为主相，含有10面积%以上的低温转变相和0～3面积%的残留奥氏体作为第二相，并且满足下述式(1)～(3)；以及特定的集合组织。dm＜2.7+10000/(5+300×C+50×Mn+4000×Nb+2000×Ti+400×V)2…(1)，dm＜4.0…(2)，ds≤1.5…(3)，dm：由倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径(单位：μm)；ds：第二相的平均粒径(单位：μm)。

权利要求书
1.   一种冷轧钢板，其特征在于，其具有：
化学组成：以质量%计含有C：0.01～0.3%、Si：0.01～2.0%、Mn：0.5～3.5%、P：0.1%以下、S：0.05%以下、Nb：0～0.03%、Ti：0～0.06%、V：0～0.3%、sol.Al：0～2.0%、Cr：0～1.0%、Mo：0～0.3%、B：0～0.003%、Ca：0～0.003%及REM：0～0.003%以下，余量由Fe及杂质组成；
显微组织：含有50面积%以上的铁素体作为主相，合计10面积%以上的包含马氏体、贝氏体、珠光体及渗碳体中的1种或者2种以上的低温转变相以及0～3面积%的残留奥氏体作为第二相，且满足下述式(1)～(3)，
dm＜2.7+10000/(5+300×C+50×Mn+4000×Nb+2000×Ti+400×V)2…(1)
dm＜4.0…(2)
ds≤1.5…(3)
其中，C、Mn、Nb、Ti及V分别为该元素的含量，单位为质量%，
dm为由倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径，单位为μm，
而ds为第二相的平均粒径，单位为μm；以及
集合组织：在板厚的1/2深度位置处，｛111｝＜145＞、｛111｝＜123＞、｛554｝＜225＞的X射线强度的平均值为不具有集合组织的无规组织的X射线强度的平均值的4.0倍以上。

2.   根据权利要求1所述的冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量%计含有选自由Nb：0.003%以上、Ti：0.005%以上及V：0.01%以上组成的组中的1种或者2种以上，所述显微组织满足下述式(4)，
dm＜3.5…(4)
其中，dm如权利要求1所述。

3.   根据权利要求1或2所述的冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量%计含有0.1质量%以上的sol.Al。

4.   根据权利要求1～3中任一项所述的冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量%计含有选自由Cr：0.03%以上、Mo：0.01%以上及B：0.0005%以上组成的组中的1种或者2种以上。

5.   根据权利要求1～4中任一项所述的冷轧钢板，其中，所述化学组成以质量%计含有选自由Ca：0.0005%以上及REM：0.0005%以上组成的组中的1种或者2种。

6.   根据权利要求1～5中任一项所述的冷轧钢板，其在钢板表面具有镀覆层。

7.   一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，其具有下述工序(A)及(B)：
(A)冷轧工序，对具有权利要求1～5中任一项所述的化学组成并且具有满足下述式(5)及(6)的显微组织的热轧钢板实施冷轧，从而制成冷轧钢板，
d＜2.5+6000/(5+350×C+40×Mn)2…(5)
d＜3.5…(6)
其中，C及Mn分别为该元素的含量，单位为质量%，
d为由倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径，单位为μm；以及
(B)退火工序，在到达(Ae1点+10℃)时的铁素体未再结晶率为30面积%以上的条件下，将工序(A)中得到的冷轧钢板升温至(Ae1点+10℃)以上且(0.95×Ae3点+0.05×Ae1点)以下的温度范围，然后在该温度范围保持30秒钟以上，由此实施退火。

8.   根据权利要求7所述的冷轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板为通过下述热轧工序而得到的热轧钢板:对具有所述化学组成的板坯实施在Ar3点以上结束轧制的热轧，在轧制结束后0.4秒钟以内以400℃/秒以上的平均冷却速度冷却至750℃以下的温度范围。

9.   根据权利要求7或8所述的冷轧钢板的制造方法，其还具有在所述工序(B)之后对冷轧钢板实施镀覆处理的工序。

说明书冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及冷轧钢板及其制造方法。更详细而言，本发明涉及具有高强度且具有优异的加工性的冷轧钢板、以及材质稳定性优异的冷轧钢板的制造方法。
背景技术
一直以来，对于为了提高冷轧钢板的机械特性而将钢板的组织微细化的方法进行了大量研究。
这些方法大致分为下述(1)～(3)。
(1)第一种方法为如下方法:通过大量添加Ti、Nb、Mo等抑制晶粒生长的元素，从而将在冷轧之后的退火时生成的奥氏体晶粒微细化，通过之后的冷却将由奥氏体转变生成的铁素体晶粒微细化。
(2)第二种方法为如下方法:通过快速加热和极短时间保持进行上述退火中的奥氏体单相域的加热，防止组织粗大化。
(3)第三种方法为对热轧之后立刻骤冷而得到的热轧钢板实施冷轧及退火的方法。以下，有时也将该热轧钢板的制造方法称为立刻骤冷法。
关于上述第一种方法，例如专利文献1公开了具有以平均粒径3.5μm以下的铁素体为主体的钢组织的冷轧钢板。专利文献2公开了如下的冷轧钢板，其具有包含铁素体以及由马氏体、贝氏体和残留γ(残留奥氏体)的1种或者2种以上形成的低温转变相的组织，该低温转变相的平均晶体粒径为2μm以下且体积率为10～50%。
关于上述第二种方法，例如专利文献3中公开了如下方法：将在500℃以上卷取的热轧钢板冷轧之后，进行退火时，通过自室温以30℃/秒以上快速加热至750℃并限制750～900℃范围的退火温度的保持时间，从而由未再结晶铁素体相变为微细的奥氏体，使冷却时生成的铁素体微细化。专利文献4中涉及烧成固化性高强度冷轧钢板的制造方法，记载了将通过常规热轧而得到的热轧钢板冷轧之后，采用连续退火以300～2000℃/秒加热至500℃以上的温度范围、如730～830℃，并在该温度范围停留2秒钟以下进行退火。
关于上述第三种方法，专利文献5中公开了如下方法：使用通过热轧之后短时间内开始冷却的立刻骤冷法而制造的热轧钢板进行冷轧。例如，热轧之后，在0.4秒钟以内以400℃/秒以上的冷却速度冷却至720℃以下，由此制造以平均晶体粒径小的铁素体作为主相的具有微细组织的热轧钢板，将其作为冷轧的母材进行通常的冷轧和退火。
专利文献5中定义了将由晶体取向差(misorientation，也称为倾角<tilt angle>)为15°以上的大角度晶界(high angle grain boundary)围成的区域视为1个晶粒。因而，专利文献5中公开的具有微细组织的热轧钢板的特征在于，其具有大量的大角度晶界。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2004‑250774号公报
专利文献2:日本特开2008‑231480号公报
专利文献3:日本特开2007‑92131号公报
专利文献4:日本特开平7‑34136号公报
专利文献5:WO2007/015541号公报
发明内容
如上述那样，现有技术中对于以提高冷轧钢板的机械特性为目的而将钢板的组织微细化的方法进行了大量研究。然而，如下面叙述的那样，现有的方法均不完美。
专利文献1及专利文献2所公开的方法中必须添加Ti、Nb等，因而在节省资源性的观点上仍存在问题。
专利文献3所公开的方法如实施例中示出的那样，为了得到由微细的晶粒、例如平均粒径小于3.5μm的铁素体晶粒形成的组织，必须将退火时的保持时间设为10秒钟以下程度的短时间。虽然将退火的保持时间设为30秒钟或者200秒钟的实施例也被示出，但退火后的平均粒径为3.8μm或者4.4μm，发生急剧的晶粒生长。在退火工序中，为了提高钢板的制造稳定性，通常需要数十秒钟以上的保持时间，因此专利文献3所公开的方法难以兼具制造稳定性与小于3.5μm的非常微细的组织。
专利文献4所公开的方法同样也需要将退火时的保持时间规定为2秒钟以下、在极短时间内进行退火，因此具有与专利文献3相同的问题。
专利文献5所公开的利用立刻骤冷的方法作为将冷轧钢板的显微组织微细化的方法是优异的。然而，冷轧钢板的铁素体粒径与其母材即热轧钢板的铁素体粒径大致相同或比其大1～3μm，因此冷轧钢板的显微组织的微细化存有限度。
本发明以下述内容为课题：消除涉及具有微细化的组织的冷轧钢板的现有技术的上述问题点。更具体而言，本发明的目的在于提供如下的冷轧钢板及其制造方法：即使不进行Ti、Nb等的添加，此外即使将退火时的保持时间延长至可得到稳定材质的程度，也可得到微细组织，而且是冷轧钢板的铁素体粒径与热轧钢板的铁素体粒径同等或者为其以下的、具有微细组织的冷轧钢板。
本发明人等为了解决上述问题进行了详细的研究。
首先，针对将冷轧钢板的显微组织微细化的优异方法的专利文献5所公开的冷轧钢板，对于冷轧钢板的铁素体粒径与热轧钢板的铁素体粒径大致相同或比其大1～3μm的原因进行研究，得出以下(a)～(c)的见解。
(a)专利文献5中公开的方法基于下述技术思想：对包含大量的大角度晶界并且具有热稳定的微粒组织的、通过立刻骤冷法而得到的热轧钢板实施冷轧及退火时，在热轧钢板的晶界上产生大量的再结晶核，使冷轧退火之后的组织微细化。
(b)然而，由退火时在热轧钢板的晶界上产生的再结晶核生长的再结晶晶粒的晶粒生长速度随着热轧钢板的组织的微细化而显著地增加。
(c)由于该再结晶晶粒的活跃的晶粒生长，利用专利文献5所公开的方法的冷轧钢板的组织的微细化效果减弱，使得冷轧钢板的铁素体粒径与热轧钢板的铁素体粒径大致相同或比其大1～3μm。
因此，本发明人等对于抑制上述再结晶晶粒的活跃的晶粒生长进行研究，得到以下(d)～(i)的新见解。
(d)在对具有微细组织的热轧钢板进行冷轧而后实施退火的过程中，在通过冷轧而成为加工组织的铁素体完成再结晶之前，进行快速加热退火达到铁素体与奥氏体共存的温度，由此可以得到具有与热轧钢板的铁素体粒径同等或以下的铁素体粒径的微细组织。
(e)这是因为：通过快速加热退火，在未再结晶铁素体残存的状态下从热轧钢板的大角度晶界存在的位置(旧晶界)生成大量的微细的奥氏体，由于该大量的微细的奥氏体晶粒，所以抑制再结晶铁素体晶粒超越热轧钢板的旧晶界地生长。
(f)通过使热轧钢板的组织微细化，从而使冷轧之后退火时的微细化成为可能，热轧钢板的组织越微细化，再结晶晶粒的晶粒生长速度越快，因此为了在退火后得到微细的组织，需要升温速度进一步提高了的快速加热退火。
(g)使用这样的晶粒生长抑制机理时，即使将退火时的保持时间延长至例如30秒钟以上～数百秒钟也可抑制晶粒生长，微细组织得以维持。其结果，可以抑制通板速度（strip running sp eed）等制造条件的变动引起的材质的变动，可得到具有稳定的材质的冷轧钢板。
(h)通过这样的制造方法而得到的冷轧钢板具有如下特征的集合组织：在板厚的1/2深度位置处，｛111｝＜145＞、｛111｝＜123＞、｛554｝＜225＞的X射线强度的平均值为不具有集合组织的无规组织的X射线强度的平均值的4.0倍以上。并且具有这样的集合组织的冷轧钢板的延伸凸缘性(扩孔性)优异。
(i)供给冷轧的热轧钢板只要具有微细的组织即可，优选热稳定性优异的热轧钢板。
基于这些新见解的本发明如下所述。
(1)一种冷轧钢板，其特征在于，其具有：
化学组成：以质量%计含有C：0.01～0.3%、Si：0.01～2.0%、Mn：0.5～3.5%、P：0.1%以下、S：0.05%以下、Nb：0～0.03%、Ti：0～0.06%、V：0～0.3%、sol.Al：0～2.0%、Cr：0～1.0%、Mo：0～0.3%、B：0～0.003%、Ca：0～0.003%及REM：0～0.003%以下，余量由Fe及杂质组成；
显微组织：含有50面积%以上的铁素体作为主相，合计10面积%以上的包含马氏体、贝氏体、珠光体及渗碳体中的1种或者2种以上的低温转变相以及0～3面积%的残留奥氏体作为第二相，并且满足下述式(1)～(3)；以及
集合组织：在板厚的1/2深度位置处，｛111｝＜145＞、｛111｝＜123＞、｛554｝＜225＞的X射线强度的平均值为不具有集合组织的无规组织的X射线强度的平均值的4.0倍以上。
dm＜2.7+10000/(5+300×C+50×Mn+4000×Nb+2000×Ti+400×V)2…(1)
dm＜4.0…(2)
ds≤1.5…(3)
其中，C、Mn、Nb、Ti及V分别为该元素的含量(单位：质量%)；
dm为由倾角(晶体取向差)15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径(单位：μm)，
而ds为第二相的平均粒径(单位：μm)。
(2)根据上述(1)所述的冷轧钢板，其中，上述化学组成以质量%计含有选自由Nb：0.003%以上、Ti：0.005%以上及V：0.01%以上组成的组中的1种或者2种以上，上述显微组织满足下述式(4)。
dm＜3.5…(4)
其中，dm如上所述。
(3)根据上述(1)或者(2)所述的冷轧钢板，其中，上述化学组成以质量%计含有0.1质量%以上的sol.Al。
(4)根据上述(1)至(3)中任一项所述的冷轧钢板，其中，上述化学组成以质量%计含有选自由Cr：0.03%以上、Mo：0.01%以上及B：0.0005%以上组成的组中的1种或者2种以上。
(5)根据上述(1)至(4)中任一项所述的冷轧钢板，其中，上述化学组成以质量%计含有选自由Ca：0.0005%以上及REM：0.0005%以上组成的组中的1种或者2种。
(6)根据上述(1)至(5)中任一项所述的冷轧钢板，其在钢板表面具有镀覆层。
(7)一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，其具有下述工序(A)及(B)：
(A)冷轧工序，对具有上述(1)至(5)中任一项所述的化学组成并且具有满足下述式(5)及(6)的显微组织的热轧钢板实施冷轧，从而制成冷轧钢板；以及
(B)退火工序，在到达(Ae1点+10℃)时的铁素体未再结晶率为30面积%以上的条件下，将工序(A)中得到的冷轧钢板升温至(Ae1点+10℃)以上且(0.95×Ae3点+0.05×Ae1点)以下的温度范围，然后在该温度范围保持30秒钟以上，由此实施退火。
d＜2.5+6000/(5+350×C+40×Mn)2…(5)
d＜3.5…(6)
其中，C及Mn分别为该元素的含量(单位：质量%)；
d为由倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径(单位：μm)。
(8)根据上述(7)所述的冷轧钢板的制造方法，其中，上述热轧钢板为通过下述热轧工序而得到的热轧钢板：对具有上述化学组成的板坯实施在Ar3点以上结束轧制的热轧，在轧制结束后0.4秒钟以内以400℃/秒以上的平均冷却速度冷却至750℃以下的温度范围。
(9)根据上述(7)或(8)所述的冷轧钢板的制造方法，其还具有在所述工序(B)之后对冷轧钢板实施镀覆处理的工序。
在本说明书中，主相是指体积率(本发明中实际上用截面的面积率来评价体积率)为最大的相或组织，第二相意指主相以外的相及组织。
铁素体的涵义包括多边形铁素体及贝氏体铁素体（bainiticferrite）。低温转变相包含马氏体、贝氏体、珠光体及渗碳体。其中，马氏体包括回火马氏体，贝氏体包括回火贝氏体。
本发明的冷轧钢板具有与作为母材的热轧钢板同等或以上地被微细化后的组织，因此具有高强度且加工性也优异，适合作为汽车用钢板。此外，由于不需要大量添加Nb、Ti等稀有金属，因而在节省资源性方面优异。由于该冷轧钢板通过不将退火时间设为短时间的本发明的方法来制造，因而具有稳定的材质。
附图说明
图1为显示冷轧钢板的平均粒径与升温速度的关系的图，所述冷轧钢板采用对实施例中使用的钢种A、B、C以各种升温速度加热至750℃且保持该温度60秒钟的方式实施退火而得到。
图2为显示冷轧钢板的拉伸强度与升温速度的关系的图，其中，将以升温速度为10℃/秒时为基准的拉伸强度的上升率作为纵坐标，所述冷轧钢板采用对实施例中使用的钢种B、C以各种升温速度加热至750℃且保持该温度60秒钟的方式实施退火而得到。
图3为显示冷轧钢板的TS×EL(拉伸强度×总伸长率)值与退火时的保持时间的关系的图，所述冷轧钢板采用对实施例中使用的钢种B以500℃/秒加热至750℃之后进行15秒钟～300秒钟的均热保持、然后以50℃/秒冷却至室温的方式实施退火而得到。
具体实施方式
以下，对本发明的冷轧钢板及其制造方法进行叙述。在以下的说明中，化学组成涉及的“%”为“质量%。”
1.冷轧钢板
1.1‑化学组成
C：0.01～0.3%
C具有提高钢的强度的作用。此外，在热轧工序及退火工序中，具有将显微组织微细化的作用。即，C具有使相变点降低的作用，因而在热轧工序中，能够在更低的温度范围内结束热轧，由此可将热轧钢板的显微组织微细化。此外，在退火工序中，辅以由C产生的升温过程中的铁素体的再结晶抑制作用，使得容易通过快速加热在保持铁素体的未再结晶率高的状态下达到(Ae1点+10℃)以上的温度范围，由此可将冷轧钢板的显微组织微细化。C含量小于0.01%时，难以得到由上述作用产生的效果。因此，C含量设为0.01%以上。优选为0.03%以上，更优选为0.05%以上。另一方面，C含量超过0.3%时，加工性、焊接性显著降低。因此，C含量设为0.3%以下。优选为0.2%以下，更优选为0.15%以下。
Si：0.01～2.0%
Si具有使钢的韧性及强度上升的作用。此外，与Mn同时添加时，具有促进马氏体等硬质第二相(比作为主相的铁素体更硬的相)的生成从而使钢高强度化的作用。Si含量小于0.01%时，难以得到由上述作用产生的效果。因此，Si含量设为0.01%以上。优选为0.03%以上，更优选为0.05%以上。另一方面，Si含量超过2.0%时，存在热轧工序、退火工序等中在钢的表面生成氧化物而损坏表面性状的情况。因此，Si含量设为2.0%以下。优选为1.5%以下，更优选为0.5%以下。
Mn：0.5～3.5%
Mn具有提高钢的强度的作用。此外，由于其具有使相变温度降低的作用，因此在退火工序中，容易通过快速加热在保持铁素体的未再结晶率高的状态下达到(Ae1点+10℃)以上的温度范围，由此可微细化冷轧钢板的显微组织。Mn含量小于0.5%时，难以得到由上述作用产生的效果。因此，Mn含量设为0.5%以上。优选为0.7%以上，更优选为1%以上。另一方面，Mn含量超过3.5%时，存在铁素体相变过度延迟从而不能确保作为目标的铁素体面积率的情况。因此，Mn含量设为3.5%以下。优选为3.0%以下，更优选为2.8%以下。
P：0.1%以下
P作为杂质而被含有，具有在晶界处发生偏析而使材料脆化的作用。P含量超过0.1%时，由上述作用产生的脆化变得显著。因此，P含量设为0.1%以下。优选为0.06%以下。P含量越低越好，因此不需要限定下限。从成本的观点出发优选设为0.001%以上。
S：0.05%以下
S作为杂质而被含有，具有在钢中形成硫化物系夹杂物而使钢的韧性降低的作用。S含量超过0.05%时，存在由上述作用产生的韧性的降低变得显著的情况。因此，S含量设为0.05%以下。优选为0.008%以下，进一步优选为0.003%以下。S含量越低越好，因此不需要限定下限。从成本的观点出发优选设为0.001%以上。
Nb：0～0.03%、Ti：0～0.06%、V：0～0.3%
Nb、Ti及V具有如下作用：以碳化物、氮化物的形式在钢中析出，通过抑制退火工序的冷却中奥氏体向铁素体的相变来提高硬质第二相的面积率，从而提高钢的强度。因此，钢的化学组成中还可含有这些元素中的1种或者2种以上。然而，各元素的含量超过上述上限值时，存在韧性的降低变得显著的情况。因此，各元素的含量如上述设置。其中，Ti含量优选设置为0.03%以下。此外，Nb及Ti的总含量优选设置为0.06%以下，更优选设置为0.03%以下。另外，Nb、Ti及V的含量优选满足下述式(7)。需要说明的是，为了更加可靠地获得由上述作用产生的效果，优选满足Nb：0.003%以上、Ti：0.005%以上及V：0.01%以上中的任一项。
(Nb+0.5×Ti+0.01×V)≤0.02…(7)
其中，Nb、Ti及V分别为该元素的含量(单位：质量%)。
sol.Al：0～2.0%
Al具有提高韧性的作用。因此，可含有Al。然而，由于Al具有使相变点上升的作用，因而sol.Al含量超过2.0%时，不得不在更高的温度范围内结束热轧。其结果，难以将热轧钢板的组织微细化，因此也难以将冷轧钢板的组织微细化。此外，存在连续铸造变得困难的情况。因此，sol.Al含量设为2.0%以下。需要说明的是，为了更加可靠地获得由上述作用产生的效果，优选sol.Al含量设为0.1%以上。
Cr：0～1.0%、Mo：0～0.3%、B：0～0.003%
Cr、Mo及B具有通过提高钢的淬透性、促进低温转变相的生成从而提高钢的强度的作用。因此，可以含有这些元素中的1种或者2种以上。然而，各元素的含量超过上述上限值时，存在铁素体相变受到过度抑制从而不能确保作为目标的铁素体面积率的情况。因此，各元素的含量如上述设置。其中，Mo含量优选设置为0.2%以下。需要说明的是，为了更加可靠地获得由上述作用产生的效果，优选满足Cr：0.03%以上、Mo：0.01%以上及B：0.0005%以上中的任一项。
Ca：0～0.003%、REM：0～0.003%
Ca及REM具有将在钢水的凝固过程中析出的氧化物、氮化物微细化从而提高铸坯的健全性的作用。因此，可以含有这些元素中的1种或者2种。然而，由于任一元素均较昂贵，因此各元素的含量设为0.003%以下。优选将这些元素的总含量设为0.005%以下。为了更加可靠地获得由上述作用产生的效果，优选含有0.0005%以上的任一元素。其中，REM是指Sc、Y及镧系元素合计17种元素，镧系元素的情况，在工业上以铈镧合金（mi sh metal）的形式添加。本发明中的REM的含量是指这些元素的总含量。
1.2‑显微组织及集合组织
主相：为50面积%以上的铁素体，并且满足上述式(1)及(2)。
通过将软质的铁素体作为主相，从而可以提高冷轧钢板的韧性。进而，由于主相的铁素体微细、由倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径dm满足上述式(1)及(2)，因此加工钢板时微细的裂纹的产生与发展受到抑制，冷轧钢板的延伸凸缘性提高。此外，通过微粒强化从而提高钢的强度。需要说明的是，上述式(1)为在考虑由C、Mn、Nb、Ti及V产生的组织的微细化作用的基础上用来规定铁素体的微细化程度的指标。
铁素体面积率小于50%时，难以确保优异的韧性。因此，铁素体面积率设为50%以上。铁素体面积率优选为60%以上，更优选为70%以上。
此外，上述铁素体的平均粒径dm不满足上述式(1)及(2)中的至少一个时，主相不足够的微细，因而难以确保优异的延伸凸缘性、或者不能充分得到通过微粒强化产生的强度上升的作用。因此，上述铁素体平均粒径dm以满足上述式(1)及(2)的方式设定。
将由倾角15°以上的大角度晶界围成的铁素体的平均粒径作为指标是因为：倾角小于15°的小角度晶界的相邻的晶粒间的取向差小，堆积位错的效果小，因而对强度增加的贡献少。以下，将由倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径简称为铁素体的平均粒径。
在具有含有选自由Nb：0.003%以上、Ti：0.005%以上及V：0.01%以上组成的组中的1种或者2种以上的化学组成的情况下，铁素体的平均粒径dm优选满足上述式(4)。
第二相：含有合计为10面积%以上的包含马氏体、贝氏体、珠光体及渗碳体的低温转变相以及0～3面积%的残留奥氏体，并且满足上述式(3)。
由于使第二相含有由低温转变生成的硬质相或组织，该由低温转变生成的硬质相或组织包含马氏体、贝氏体、珠光体及渗碳体，因而能够提高钢的强度。此外，残留奥氏体具有使钢板的延伸凸缘性降低的作用，因而通过限制残留奥氏体面积率，从而能够确保优异的延伸凸缘性。进而，由于第二相如满足上述式(3)那样地微细，因而加工钢板时微细的裂纹的产生与发展受到抑制，钢板的延伸凸缘性提高。此外，通过微粒强化从而提高钢的强度。
包含马氏体、贝氏体、珠光体及渗碳体的低温转变相的合计面积率小于10%时，难以确保高强度。因此，低温转变相的合计面积率设为10%以上。需要说明的是，低温转变相并不需要含有马氏体、贝氏体、珠光体及渗碳体的全部，只要含有其中至少1种即可。
此外，残留奥氏体面积率超过3%时，难以确保优异的延伸凸缘性。因此，残留奥氏体面积率设为0～3%。优选为2%以下。
此外，第二相的平均粒径ds不满足上述式(3)时，第二相不足够的微细，因此难以确保优异的延伸凸缘性。此外，不能充分得到通过微粒强化产生的钢的强度上升作用。因此，设定第二相的平均粒径ds满足上述式(3)。
主相的铁素体的平均粒径如下求出：如在实施例中更详细地说明的，使用SEM‑EBSD，将由倾角15°以上的大角度晶界围成的铁素体作为对象求出其平均粒径。SEM‑EBSD是指在扫描电子显微镜(SEM)中通过电子背散射衍射(EBSD)而进行微小区域的取向测定的方法。由所得到的取向图（orientation map）可测定晶体粒径。
第二相的平均粒径可如下求出：通过SEM截面观察而测定第二相的晶粒数N，进而使用第二相的面积率A，由r=(A/Nπ)1/2求出。
主相及第二相的面积率可通过SEM截面观察而测定。此外，残留奥氏体的面积率为将通过X射线衍射法求出的体积分率直接作为面积率。通过从上述第二相的面积率中减去如此求出的残留奥氏体的面积率，从而可求出第二相中的低温转变相的合计面积率。
本发明中，以上所有的平均粒径及面积率均采用钢板的板厚1/4深度的测定值。
集合组织：在板厚的1/2深度位置处，｛111｝＜145＞、｛111｝＜123＞及｛554｝＜225＞方位的X射线强度的平均值为不具有集合组织的无规组织的X射线强度的平均值的4.0倍以上
通过使板厚的1/2深度位置处｛111｝＜145＞、｛111｝＜123＞及｛554｝＜225＞的聚集度如上述那样地增加，从而提高延伸凸缘性。在板厚的1/2深度位置处，｛111｝＜145＞、｛111｝＜123＞及｛554｝＜225＞取向的X射线强度的平均值小于不具有集合组织的无规组织的X射线强度的平均值的4.0倍时，难以确保优异的延伸凸缘性。因此，设定冷轧钢板具有上述集合组织。
该特定取向的X射线强度由如下方法而得到：将钢板用氢氟酸化学抛光至板厚1/2深度之后，在其板面测定铁素体相的｛200｝、及｛110｝、｛211｝面的正极图，使用该测定值通过级数展开法分析取向分布函数(ODF)。
不具有集合组织的无规组织的X射线强度通过使用制成粉末状的钢，进行与上述同样的测定而求出。
由于满足上述显微组织及集合组织，当为拉伸强度(TS)小于800MPa的钢板时，可得到满足下述式(8)的高加工性。此外，当为拉伸强度(TS)为800MPa以上的钢板时，可得到满足下述式(9)的高加工性。
3×TS×El+TS×λ＞105000…(8)
3×TS×El+TS×λ＞85000…(9)
其中，TS为拉伸强度(MPa)、El为总伸长率(=断裂伸长率、%)、λ为日本钢铁联盟标准JFS T1001‑1996所规定的扩孔率(%)。
1.3‑镀覆层
出于提高耐腐蚀性等目的，可在上述冷轧钢板的表面设置镀覆层从而制成表面处理钢板。镀覆层可以为电镀覆层也可以为熔融镀覆层。作为电镀覆层，可例示出电镀覆锌、电镀覆Zn‑Ni合金等。作为熔融镀覆层，可例示出熔融镀覆锌、合金化熔融镀覆锌、熔融镀覆铝、熔融镀覆Zn‑Al合金、熔融镀覆Zn‑Al‑Mg合金、熔融镀覆Zn‑Al‑Mg‑Si合金等。镀覆附着量没有特别限制，可以与以往相同。此外，在镀覆表面形成适当的化学转化处理覆膜(例如，通过硅酸盐系的无铬化学转化处理液的涂布与干燥)，可进一步提高耐腐蚀性。此外，可用有机树脂覆膜覆盖。
2.冷轧钢板的制造方法
2.1‑化学组成
化学组成如上述1.1所述那样。
2.2‑冷轧工序
对具有满足上述式(5)及(6)的、大角度晶界大量存在的微细组织的热轧钢板在冷轧后实施快速加热退火时，在未再结晶铁素体残存的状态下从热轧钢板的大角度晶界存在的位置生成大量的微细奥氏体。生成的大量的微细的奥氏体晶粒抑制再结晶铁素体晶粒超过热轧钢板的旧晶界地生长，因此可以得到具有微细组织的冷轧钢板。
供给冷轧的热轧钢板中由大角度晶界规定的铁素体的平均粒径d不满足上述式(5)或者(6)的情况下，即使在冷轧后实施快速加热退火，核生成位点也少，因而由加工组织生成的晶粒为少量的粗奥氏体晶粒。该少量的粗奥氏体晶粒对抑制再结晶铁素体的晶粒生长几乎没有贡献，因而冷轧钢板的组织变为粗大的组织。
因此，供给冷轧的热轧钢板的组织设为满足上述式(5)及(6)的组织。
在式(5)中，根据C及Mn的含量规定铁素体平均粒径d是因为：由于冷轧钢板的韧性随着C及Mn的含量升高而降低，因而通过将供给冷轧的热轧钢板制成具有更微细的组织的钢板，从而使冷轧钢板的组织形成更微细的组织、确保优异的韧性。
热轧钢板的铁素体平均粒径d越小越好，因而不需要特别规定下限，但通常为1.0μm以上。对于冷轧钢板也是同样，铁素体平均粒径dm通常为1.0μm以上。
冷轧只要根据通常方法进行即可。虽然冷轧中的压下率(冷轧率)没有特别规定，但从促进退火工序中的再结晶使冷轧钢板的加工性提高的观点出发，优选设为30%以上。此外，从减轻冷轧设备的负荷的观点出发，优选设为85%以下。
从抑制因摩擦在表面产生过多应变的累积、防止退火时的表面处的异常晶粒生长的观点出发，冷轧也可使用润滑油进行。
2.3‑退火工序
在到达(Ae1点+10℃)时的铁素体未再结晶率为30面积%以上的条件下，将由上述冷轧工序而得到的冷轧钢板升温至(Ae1点+10℃)以上且(0.95×Ae3点+0.05×Ae1点)以下的温度范围，然后在该温度范围保持30秒钟以上，由此实施退火。
退火温度比(Ae1点+10℃)低时，用来抑制再结晶晶粒生长的奥氏体晶粒未大量生成，因而难以得到本发明作为目标的具有微细组织的冷轧钢板。因此，退火温度设为(Ae1点+10℃)以上。优选为(Ae1点+30℃)以上。
另一方面，退火温度高于(0.95×Ae3点+0.05×Ae1点)时，出现奥氏体晶粒急剧的晶粒生长，存在最终组织粗大化的情况。尤其是为了确保制造稳定性而实施30秒钟以上的退火时，组织的粗大化容易进行。因此，退火温度设为(0.95×Ae3点+0.05×Ae1点)以下。优选为(0.8×Ae3点+0.2×Ae1点)以下。
到该退火温度的升温通过快速加热进行。此时的升温条件是基于前述的新见解的条件，由后述的实施例2的结果导出，因此下面对该点进行详述。
图1图示了相对于退火时的升温速度的表5记载的钢种A～C的一部分冷轧钢板的铁素体的平均粒径dm。如图1中示出那样，冷轧钢板的铁素体平均粒径随着升温速度的增加而减少。并如前述情况，冷轧钢板的铁素体平均粒径变小时，拉伸强度上升。
关于该点，在图2中示出以升温速度为10℃/秒时的拉伸强度为基准的拉伸强度的上升率与退火时的升温速度的关系。如图2中示出的那样，升温速度为50℃/秒以上时，稳定地实现2%以上的拉伸强度的上升率。即，升温速度设为50℃/秒时，可稳定地享有基于使升温速度增加的效果。
越增大冷轧钢板的退火时的升温速度，到达退火温度时未再结晶的铁素体的比例(铁素体未再结晶率)越高。因此，调查升温速度与在(Ae1点+10℃)的温度下的铁素体未再结晶率的关系，结果升温速度为50℃/秒以上时铁素体未再结晶率为30面积%以上。换言之，通过在(Ae1点+10℃)的温度下铁素体未再结晶率为30面积%以上的条件下，升温至上述退火温度范围，可稳定地享有在对具有微细的组织的热轧钢板实施冷轧及快速加热退火时的微细化组织的作用效果。
因此，通过满足在(Ae1点+10℃)的温度下的铁素体未再结晶率为30面积%以上的条件的快速加热，将上述冷轧工序而得到的冷轧钢板升温至(Ae1点+10℃)以上的退火温度范围。此时的铁素体未再结晶率的上限没有特别限定。达到(Ae1点+10℃)的温度时的铁素体未再结晶率小于30%时，难以稳定地享有在对具有微细组织的热轧钢板实施冷轧及快速加热退火时的微细化组织的作用效果。快速加热只要进行到铁素体与奥氏体开始共存的(Ae1点+10℃)的温度即可，其后可采用缓慢加热或等温保持。
升温速度是用于调整在(Ae1点+10℃)下的铁素体未再结晶率的手段，因而不需要特别规定，优选设为50℃/秒以上，进一步优选设为80℃/秒以上，特别优选设为150℃/秒以上，最优选设为300℃/秒。升温速度的上限也没有特别规定，从退火温度的温度控制的观点出发，优选设为1500℃/秒以下。
上述的快速加热只要从到达再结晶开始温度之前的温度开始即可。具体而言，将以10℃/秒的升温速度测定的软化开始温度设为Ts，只要从(Ts‑30℃)开始快速加热即可。实际上只要从600℃开始快速加热即可，至此的升温速度可任意设置。即使从室温开始快速加热，也不会对退火后的冷轧钢板带来不良影响。
加热方法只要可实现需要的升温速度就没有特别限制。虽然优选使用电阻加热、感应加热，但只要满足上述升温条件，也可采用使用辐射管的加热。通过应用这样的加热装置，还可期待如下效果：大幅缩短钢板的加热时间，可使退火设备更小型化，降低设备方面的投资费用；等。此外，也可在现有的连续退火操作线或者熔融镀覆操作线中增设加热装置。
退火温度在(Ae1点+10℃)以上且(0.95×Ae3点+0.05×Ae1点)以下的温度范围的情况下，退火时间小于30秒钟时，再结晶未完成，组织中大部分晶界由15°以下的小角度晶界构成，或为由冷轧引入的位错残留的状态。此时，冷轧钢板的加工性显著劣化，因此为了充分进行再结晶，退火时间设为30秒钟以上。优选为45秒钟以上，更优选为60秒钟以上。
虽然退火时间的上限不需要特别规定，但从更加可靠地抑制铁素体再结晶晶粒的晶粒生长的观点出发，优选设为小于10分钟。
图3图示了相对于退火保持时间的冷轧钢板的TS×El值的变化，所述冷轧钢板是将表5记载的实施例2中特别是钢种B的冷轧钢板以500℃/秒的升温速度加热至750℃并保持15秒钟～300秒钟而得到的。由该结果可知，根据本发明制造的冷轧钢板即使将退火时间设为300秒钟左右的长时间，也可抑制晶粒生长、得到稳定的材质。另一方面，退火时间小于30秒钟时，出现下述情况：钢板的组织未完成再结晶，晶体粒径处于增加的途中；相转变未达到平衡状态，组织转变处于途中的状态。因此，加工性(伸长率)劣化并且难以在实机操作中稳定得到均一的组织。
退火后的冷却可以采用任意的速度进行，通过冷却速度的控制，可使钢中的珠光体、贝氏体、马氏体的所谓第二相析出。冷却方法可以采用任意的方法进行，例如可用气体、雾、水进行冷却。此外，自退火温度冷却至任意温度之后，若需要则可进行附加的再加热，保持200℃以上且600℃以下的任意温度，进行过时效处理（overaging heat treatment）。或者，将退火后的钢板冷却至任意温度之后，也可实施镀覆等表面处理。具体而言，可对经退火的钢板实施熔融镀覆锌、合金化熔融镀覆锌、电镀覆锌从而制成锌镀覆钢板。
2.4‑热轧工序
供给冷轧工序的热轧钢板具有满足冷轧工序项中叙述的条件、即满足上述化学组成与(5)及(6)式的显微组织。虽然其制造方法没有特别规定，但优选的是，使用的热轧钢板的热稳定性上优异。优选的热轧钢板可通过如下的热轧工序来制造：对具有上述化学组成的板坯实施在Ar3点以上结束轧制的热轧，在轧制结束后0.4秒钟以内以400℃/秒以上的平均冷却速度冷却至750℃以下的温度范围。
通过采用这样的热轧工序，可由轧制在奥氏体中引入应变，并且极力抑制所导入的应变被恢复和再结晶消耗。其结果，可最大限度地将钢中累积的应变能用作奥氏体转变为铁素体的驱动力，使奥氏体转变为铁素体的核生成的数量增加，将热轧钢板的组织微细化并且形成热稳定性优异的组织。
可将这样操作而制造的热轧钢板供给冷轧，然后通过实施上述的退火，高效地实现冷轧钢板的微细粒化。
从生产率的观点出发，供给热轧的板坯优选通过连续铸造而制造。板坯可使用连续铸造后的处于高温状态的板坯，也可将先冷却至室温的板坯再加热后使用。从减轻轧制设备的负荷、容易确保轧制结束温度的观点出发，优选供给热轧的板坯的温度设为1000℃以上。此外，从抑制由氧化皮损耗导致的成品率降低的观点出发，优选供给热轧的板坯的温度设为1400℃以下。
热轧使用可逆式轧机或串列式轧机进行即可。从工业生产率的观点出发，至少最终的数段优选使用串列式轧机。
轧制中需要将钢板维持在奥氏体温度范围，因而轧制结束温度设为Ar3点以上。为了极力抑制奥氏体中引入的加工应变因热而恢复，轧制结束温度优选设为略高于Ar3，具体而言优选设为(Ar3点+50℃)以下。
热轧的压下量优选板坯的温度处于Ar3点～(Ar3点+100℃)的温度范围时的板厚减少率为40%以上。该温度范围下的板厚减少率更优选为60%以上。
轧制不必要以1道次进行，也可为连续多道次的轧制。加大压下量可将更多的应变能引入到奥氏体中，使铁素体相变的驱动力增大，可更微细粒化铁素体，故此优选。然而，由于使轧制设备的负荷增加，因而每1道次的压下量的上限优选设为60%。
轧制结束后的冷却优选如上述那样，在轧制结束后0.4秒钟以内以400℃/秒以上的平均冷却速度冷却至750℃以下的温度范围。
将由轧制结束到冷却至750℃以下所需要的时间设为更短的时间、设置更大的冷却速度并且冷却至更低的温度，可使热轧钢板的组织更微细，故而进一步优选。具体而言，自轧制结束起到冷却至750℃以下的温度范围的时间进一步优选设置为0.2秒钟以内。在轧制结束后0.4秒钟以内冷却至750℃以下的温度范围时的平均冷却速度进一步优选设置为600℃/秒以上，特别优选设置为800℃/秒以上。进一步优选在轧制结束后0.4秒钟以内以400℃/秒以上的平均冷却速度冷却至720℃以下的温度范围。冷却的温度范围优选设为Ms点以上。冷却方法优选为水冷。
进行上述冷却之后，通过将钢板在600～720℃的温度下保持任意的时间，使铁素体相变进行从而可控制组织中的铁素体面积率。为了在热轧钢板中充分地生成等轴晶铁素体，优选使钢板在600～720℃的温度下停留3秒钟以上。
然后，至进行钢板的卷取为止，可通过水冷却、雾冷却或者气体冷却以任意的冷却速度进行冷却。此外，钢板的卷取可以采用任意的温度进行。
供给冷轧钢板的热轧钢板的组织优选将铁素体作为主相，还可含有选自珠光体、贝氏体及马氏体中的1种以上的硬质相作为第二相。
2.5‑镀覆处理
以提高耐腐蚀性等为目的，还可使通过上述制造方法而得到的冷轧钢板的表面具备上述那样的镀覆层，从而形成表面处理钢板。镀覆采用通常方法实施即可。此外，还可在镀覆后实施适当的化学转化处理。
实施例1
本例例示出本发明的冷轧钢板。
将具有表1所示化学组成的钢种AA～AN的钢锭在真空感应炉内熔炼。在表1中还示出了各钢种的Ae1点及Ae3点。这些相变温度由下述热膨胀曲线求出，所述热膨胀曲线是将根据后述的制造条件进行至冷轧后的钢板以5℃/秒的升温速度升温至1000℃时而测定的。表1中还进一步示出了(Ae1点+10℃)的值及(0.05Ae1+0.95Ae3)的数值、以及上述式(1)及式(5)右边的计算值。
式(1)右边=2.7+10000/(5+300×C+50×Mn+4000×Nb+2000×Ti+400×V)2
式(5)右边=2.5+6000/(5+350×C+40×Mn)2
[表1]

将所得到的钢锭热锻造之后，为了供给热轧，切割成板坯状的钢坯。将这些板坯在1000℃以上的温度下加热约1小时之后，使用试验用小型轧机，在表2中示出的结束温度、自轧制结束至750℃的冷却时间、冷却速度(水冷)、卷取温度的条件下进行热轧和冷却，制造板厚1.5～3.0mm的热轧钢板。
在表2中示出该热轧钢板的铁素体平均粒径d。热轧钢板的铁素体晶体粒径如下测定：用SEM‑EBSD装置(日本电子株式会社制造，JSM‑7001F)观察钢板的板厚1/4深度的宽度方向的截面组织，通过分析由倾角15°以上的大角度晶界形成的晶粒而求出。
将所得到的热轧钢板用盐酸进行酸洗，以在表2中示出的冷轧率(均为30%以上)进行冷轧，使钢板的板厚成为0.6mm～1.0mm之后，利用实验室规模的退火设备，以表2中示出的加热速度(升温速度)、退火温度(均热温度)及退火保持时间(均热时间)进行退火，得到冷轧钢板。均热后的冷却用氦气进行。
[表2]

下划线：意味着处于本发明的范围以外；RT＝室温
如下那样研究如上制造的冷轧钢板的显微组织及机械的特性。
冷轧钢板的铁素体平均粒径dm与热轧钢板有关描述相同地用SEM‑EBSD在钢板的板厚1/4深度的宽度方向的截面组织处求出。第二相的平均粒径ds由钢板的板厚1/4深度的宽度方向的截面组织处的第二相的晶粒数N与第二相的面积率A根据r=(A/Nπ)1/2而求出。
铁素体面积率及铁素体以外的相即第二相的面积率通过在钢板的板厚1/4深度处、沿宽度方向拍摄的SEM截面组织照片上用计点法(point count method)而求出。此外，通过X射线衍射法求出奥氏体相的体积率，将其作为残留奥氏体(残留γ)的面积率，从上述的第二相的面积率中减去该面积率，从而求出硬质第二相即低温转变相的面积率。该低温转变相包含马氏体、贝氏体、珠光体及渗碳体中的至少1种。
冷轧钢板的集合组织的测定通过板厚1/2深度平面的X射线衍射而进行。利用由铁素体的｛200｝、｛110｝、｛211｝的正极图的测定结果分析得到的ODF(取向分布函数)，求出｛111｝＜145＞、｛111｝＜123＞及｛554｝＜225＞三个取向的X射线强度的平均值。另外由粉末状的钢的X射线衍射求出不具有集合组织的无规组织的X射线强度的平均值，求出上述三个取向的X射线强度的平均值与该无规组织的平均X射线强度的比，将该比作为平均X射线强度。使用装置为Rigaku Corporation制造的RINT‑2500HL/PC。
退火后的冷轧钢板的机械特性通过拉伸试验和扩孔试验来调查。拉伸试验使用1/2尺寸ASTM拉伸试验片进行，求出屈服强度、拉伸强度(TS)及断裂伸长率(总伸长率、El)。扩孔试验通过将冲孔直径d0为10mm的孔用顶角60°的圆锥冲头扩大而进行，由冲孔端面的龟裂达到板的两表面时的孔径d1根据λ=(d1‑d0)/d0×100求出扩孔率λ(%)。
在表3中示出冷轧钢板的组织及机械特性的调查结果。此外，式(1)～式(4)的符合度以○(符合全部式子)和×(不符合至少1个式子)表示。
[表3]

使用钢种AA制造的钢板序号A1～A3中，对于以粒径小于3.5μm的热轧钢板作为母材、退火时的加热速度为50℃/秒以上的A2及A3，得到处于本发明范围内的具有显微组织的冷轧钢板。另一方面，对于A1，退火时的加热速度低，冷轧钢板的铁素体及第二相的粒径粗大，作为集合组织的指标的上述取向的平均X射线强度小于4。结果，发明例A2和A3中可以得到满足上述(8)式的高加工性。
对于其它钢种也得到同样的结果，根据拉伸强度(TS)小于800MPa或者为800MPa以上，得到满足式(8)或者式(9)的高加工性。添加Nb、Ti、V中的1种或者2种以上的A10、A13、A14、A17～A20、A23～A26、A29～A32中，加热速度为50℃/秒以上时，得到铁素体粒径满足式(4)(小于3.5μm)的具有优选的显微组织的冷轧钢板。
另一方面，对于A8、A9，母材热轧钢板的粒径粗大达6.4μm，因而尽管通过快速加热进行退火，但冷轧钢板的显微组织仍粗大化，铁素体平均粒径与第二相的平均粒径均超过本发明中规定的上限。此外，集合组织的X射线强度也低于4.0。其结果，机械特性变得不足够。
对于A15、A16，Mn含量为0.37%，无法充分起到抑制退火中的晶粒生长，冷轧钢板变为粗大粒。其结果，得不到良好的机械特性。
对于A27、A28，Nb含量为0.052%，退火中的再结晶的核生成被抑制，冷轧钢板中残留有加工组织。这样的加工组织的残留在增加退火时的加热速度的情况下更加显著。结果造成无论加热速度如何冷轧钢板的机械特性均较低。
实施例2
本例例示本发明的冷轧钢板的制造方法。
将具有表4所示化学组成的钢种A～K的钢锭在真空感应炉中熔炼，热锻造所得到的钢锭之后，为了供给热轧，切割成板坯状的钢坯。将这些板坯在1000℃以上的温度下加热约1小时之后，使用试验用小型轧机，在表5中示出的结束温度、自轧制结束至750℃的冷却时间，冷却速度(水冷)、停留时间、骤冷停止温度的条件下进行热轧，然后冷却至室温，制造板厚1.5mm～3.0mm的热轧钢板。
在表4中也一并记载了由实施例1所述的方法求出的各钢种的Ae1点及Ae3点、(Ae1点+10℃)的值、(0.05Ae1+0.95Ae3)的值、以及式(1)及式(5)右边的计算值。
[表4]

表5显示了与实施例1所述同样地操作而求出的热轧钢板的由倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径d的值。
将该热轧钢板用盐酸酸洗，以30%以上的轧制率(示于表5)进行冷轧，将钢板的板厚减少至0.6mm～1.4mm之后，使用实验室规模的退火设备以表5所示的加热速度(升温速度)、退火温度及退火时间进行退火，得到冷轧钢板。均热后的冷却与实施例1同样地进行。
在表5中示出在Ae1点+10℃的温度下的铁素体未再结晶率(以下，简称为铁素体未再结晶率)。该值通过以下的方法求出。使用根据各实施例的制造条件进行到冷轧为止的钢板，以在各实施例中示出的加热速度，使其升温到Ae1点+10℃前后的温度(误差为±15℃)之后，立刻进行水冷。用SEM拍摄其组织，通过测定组织照片上再结晶铁素体和加工铁素体的分率，求出加工铁素体的分率作为铁素体未再结晶率。由表5可知，铁素体未再结晶率与退火时的加热速度相关，加热速度若为50℃/秒以上，则铁素体未再结晶率为40%以上。虽然在实施例1中未测定铁素体未再结晶率，但可确定存在与实施例2相同的倾向。
将如此制造的冷轧钢板加工为1/2尺寸ASTM拉伸试验片之后供给拉伸试验，求出屈服强度、拉伸强度及断裂伸长率(总伸长率)。总伸长率以20%为基准来判定是否合格。钢板强度严重依赖于组成，因而比较由同一钢种制造的不同制造方法的钢材之间的强度，以其结果为基准判定制造方法是否合格。此外，与实施例1中所述同样地求出退火后的冷轧钢板的由倾角15°以上的大角度晶界规定的铁素体的平均粒径dm。在表5中一并记载这些测定结果。
[表5‑1]

[表5‑2]

关于使用钢种A制造的冷轧钢板序号1～7，根据本发明制造的序号2～4得到拉伸强度大至697～710MPa的值。此外，总伸长率均超过20%。另一方面，钢板序号1的钢材由于冷轧后的退火时的加热速度慢，因而铁素体未再结晶率小于30%，所以铁素体晶体粒径大、拉伸强度降低。钢板序号5～7由于退火温度过高，因而铁素体晶体粒径未落入本发明中规定的范围内，拉伸强度也比钢板序号2～4低100MPa左右。
在使用钢种B制造的冷轧钢板中也可看到同样的倾向。此外，钢种B的钢板序号14由于退火时间过短，因而与使用相同钢种B的其它的冷轧钢板相比总伸长率的值低，而且即使在与序号14相同条件下多次制造钢材也不能稳定的制造，并且即使在同一钢板中特性也依部位不同而存在波动。钢种B的钢板序号17由于冷轧后的退火温度低至650℃，因而不能充分形成奥氏体，铁素体晶体粒径变大、拉伸强度降低。钢种B的钢板序号20～23由于热轧之后的快速冷却不充分，因而供给冷轧的热轧钢板的铁素体晶体粒径大。因此，实施冷轧之后的铁素体晶体粒径也变大，拉伸强度降低。
在使用化学组成在本发明范围内的其余的钢种C～J制造的冷轧钢板中可同样地看到钢种A及B的冷轧钢板中看到的上述倾向。
使用钢种K制造的钢板No.45～47不具有本发明中规定的化学组成，因而即使通过立刻骤冷实施热轧的热轧钢板的铁素体晶体粒径也变大。其结果，即使改变退火温度变化也不能进行冷轧钢板的铁素体晶粒的微细化，拉伸强度变得非常低。