CN101541993B - 具有高的{222}面聚集度的钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，是Al含量低于6.5质量％的钢板，而且满足(1)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下、和/或(2)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。

Description

具有高的{222}面聚集度的钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及深拉深成形、冲压加工、冲裁加工等加工性优良的钢板、及该钢板的制造方法。 
背景技术
作为汽车用及家电用的钢板，除了要求高强度和轻量化以外，还要求在冲压成形等加工工序中能够不发生裂纹及皱纹地进行加工的优良的加工性。 
钢板的加工性依赖于αFe相及γFe相的织构，尤其通过在钢板表面增加晶体的{222}面聚集度能够提高加工性。因此，提出了几种通过控制织构来提高钢的加工性的方法。 
在日本特开平6-2069号公报中，公开了在高强度冷轧钢板及热浸镀锌钢板中，基于与相对于钢板表面平行的{222}面与{200}面的X射线衍射强度的比的固定关系式来控制Si、Mn及P的各自的含量，确保深拉深性。 
在日本特开平8-13081号公报中，公开了在搪瓷制品用高强度冷轧钢板及其制造方法中，按C量规定Nb量，再通过规定热轧和冷轧的条件，控制(111)织构。 
在日本特开平10-18011号公报中，公开了在合金化热浸镀锌钢板及其制造方法中，如果X射线衍射强度中的{200}面强度与{222}面强度的比I(200)/I(222)低于0.17，则镀膜表面不会发生纹理图案的缺陷，及如果将热轧的精轧温度设为Ar3+30℃以上，则X射线衍射强度比I(200)/I(222)低于0.17。 
在日本特开平11-350072号公报中，公开了在钢中的C含量为0.01％以下的超低碳冷轧钢板中，将从钢板的表面开始的占总板厚的1/10的表层部的铁素体粒度No.设为a，将以板厚中心为中心占总板厚的1/2的内层部的铁素体粒度No.设为b，满足a-b≥0.5、a≥7.0、b≤7.5，而且，如果 在从钢板的表面到总板厚的1/15的部分将来自{222}面与{200}面的X射线衍射强度的比I(222)/I(200)控制在5.0以上，且在钢板的板厚中心部将I(222)/I(200)控制在12以上，则能减轻冲压成形时的钢板的粗糙度。 
这样，以往为了提高钢板的加工性，设计了提高αFe相及γFe相的{222}面聚集度的方法，使得钢板成分、轧制条件、温度条件等最佳化。 
而且，在日本特开2006-144116号公报中，公开了在Al含量为6.5质量％以上且10质量％以下的高含Al钢板中，通过将αFe晶体的{222}面聚集度设定在60％以上且95％以下，或将{200}面聚集度设定在0.01％以上且15％以下，由此来提高加工性。 
在上述公报中进一步公开了如下内容：在高含Al钢板中，作为提高上述特定面的面聚集度的方法，在Al含量为3.5质量％以上且低于6.5质量％的母材钢板的表面，通过热浸镀铝法附着Al合金，并进行冷轧，然后进行扩散热处理。 
此外，对于钢板，作为加工性的一种，要求在冲裁加工时产生于切断面的飞边要小，因此以往提出了抑制飞边产生的各种方法。 
在日本特开平3-277739号公报中公开了一种钢板，其通过使钢板的表层硬化，尽量减小剪切加工时的飞边，使钢板内部具有缓和的硬度分布，使得不损害冲压加工性。具体公开了一种r值(兰克福特值)为1.7～2、冲裁加工时的飞边高度为12～40μm的钢板。 
在日本特开平8-188850号公报中公开了一种冷轧钢板，其在超低碳钢中添加0.003～0.03％的S，以满足规定式，提高了深拉深性和冲裁加工性。具体公开了一种r值为2.2～2.6、冲裁加工时的飞边高度为30～80μm的钢板。 
如上所述，以往设计了通过使钢板成分、轧制条件、温度条件等最佳化来提高αFe相及γFe相的{222}面聚集度的方法，由此来满足提高钢板的加工性的要求。 
但是，为了应对更高的要求，通过现有技术比较困难，需要新的视点。 
也就是说，在{222}面聚集度为以往程度的钢板中，在加工工序中冲裁加工性不良，此外，在复杂的冲压加工中所需的塑性流动性也不足，无法 与高度加工及加工工序的高效率化相对应。 
具体地讲，上述钢板在冲裁加工时在切断面产生飞边，存在需要将产生的飞边除去的磨边工序的问题。 
此外，在用复杂的模具对上述钢板进行冲压加工时，存在模具表面和钢板的滑动不充分，无法加工成比以往复杂的形状的问题。 
日本特开2006-144116号公报中公开的钢板将提高加工性的{222}面聚集度提高到以往以上，具有能够制造形成蜂窝状结构体这样的箔材的程度的加工性，但由于最初Al含量高，所以作为通常的加工用钢板，无法应对高度加工、加工工序的高效率化。 
此外，日本特开平6-2069号公报、日本特开平8-13081号公报、日本特开平10-18011号公报、及日本特开平11-350072号公报中公开的方法是能够使{222}面聚集到某规定的比例为止的方法，但是如果只设定成分条件、或退火等以往工序中的条件，则面聚集度的提高存在界限。 
在日本特开2006-144116号公报公开的方法中，通过在以往工序中增加通过热浸镀铝法使母材表面附着Al合金的工序，提高了{222}面聚集度。 
可是，上述方法是只在使用Al含量为3.5质量％以上且低于6.5质量％的母材时提高{222}面聚集度的方法，如果将该方法单用于Al含量低的钢板，则难以提高或降低特定面的聚集度。 
再者，日本特开平3-277739号公报及日本特开平8-188850号公报中公开的方法成功地将伴随冲裁加工的飞边的产生降低到某种程度，但没有达到能够将除去飞边的磨边加工省略的地步。 
发明内容
为此，本发明进一步研究了对钢板表面实施镀覆等处理来控制织构的技术，其目的在于提供一种具有以往没有的高水平的{222}面聚集度的、冲裁加工时切断面不产生飞边的、加工性优良的“Al含量低于6.5质量％的钢板”。 
此外，本发明的目的在于提供一种用于制造具有以往没有的高的{222}面聚集度的“Al含量低于6.5质量％的钢板”的制造方法。 
本发明者们发现，在Al含量低于6.5质量％的钢板中，如果使(x1) Fe晶体的{222}面聚集度在高的特定范围、和/或使(x2)Fe晶体的{200}面聚集度在低的特定范围，则可得到冲裁加工时切断面不产生飞边的、以往没有的优良的加工性。 
再者，本发明者们发现，在Al含量低于6.5质量％的钢板中，作为使特定晶面以高比例有效地聚集的方法，如下的方法是有效的：(y1)在Al含量低于3.5质量％的母材钢板的表面附着第二层(母材钢板为第一层，设在其表面上的层为第二层)，然后进行热处理，为了使特定晶面高度聚集，将母材钢板中的Cr含量设定在12质量％以下；此外，(y2)在Al含量低于6.5质量％的母材钢板的表面附着第二层，接着进行冷轧，然后将第二层除去，并进行热处理。 
以下，对本发明的要旨进行说明。 
<1>一种具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，是Al含量低于6.5质量％的钢板，且满足下述(1)和/或(2)： 
(1)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上99％以下、及 
(2)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上15％以下中的一方或双方。 
<2>一种具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，在表面的至少单侧附着有第二层，且Al含量低于6.5质量％；并且满足下述(1)和/或(2)： 
(1)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下； 
(2)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
<3>一种具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，在表面的至少单侧形成有第二层，且第二层与钢板部分合金化，Al含量低于6.5质量％；并且满足下述(1)和/或(2)： 
(1)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下； 
(2)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集 度为0.01％以上且15％以下。 
<4>一种具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，在表面的至少单侧上附着的第二层与钢板合金化，且Al含量低于6.5质量％；并且满足下述(1)和/或(2)： 
(1)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下； 
(2)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
<5>根据上述<1>～<4>中任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，所述{222}面聚集度为60％以上且95％以下。 
<6>根据上述<2>～<5>中任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，所述第二层含有Fe、Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的1种以上的元素。 
<7>根据上述<1>～<6>中任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，所述钢板的厚度为5μm以上且5mm以下。 
<8>根据上述<2>～<7>中任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，所述第二层的厚度为0.01μm以上且500μm以下。 
<9>一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下的工序： 
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％的钢板的至少单面上附着第二层的工序； 
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序； 
(c)从冷轧后的钢板除去第二层的工序；及 
(d)对除去了第二层的钢板实施热处理，使钢板再结晶的工序。 
<10>一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下(a)～(c)的工序： 
(a)在作为母材的Al含量低于3.5质量％的钢板的至少单面上附着第二层的工序， 
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，及 
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使钢板再结晶的工序； 
并且，(d)再结晶后的钢板的Al含量低于6.5质量％。 
<11>一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下(a)～(c)的工序： 
(a)在作为母材的Al含量低于3.5质量％的钢板的至少单面上附着第二层的工序， 
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，及 
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使第二层的一部分合金化，并且使钢板再结晶的工序； 
并且，(d)合金化及再结晶后的钢板的Al含量低于6.5质量％。 
<12>一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下(a)～(c)的工序： 
(a)在作为母材的Al含量低于3.5质量％的钢板的至少单面上附着第二层的工序， 
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，及 
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使第二层合金化、并且使钢板再结晶的工序； 
并且，(d)钢板的Al含量低于6.5质量％。 
<13>根据上述<9>～<12>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，按照成为下述(1)和/或(2)的方式进行控制： 
(1)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下； 
(2)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
<14>根据上述<9>～<12>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，按照成为下述(1)和/或(2)的方式进行控制： 
(1)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且95％以下； 
(2)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
<15>根据上述<9>～<12>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，第二层含有Fe、Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素。 
<16>一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序： 
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％的钢板的至少单面上，附着Fe、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素来作为第二层的工序； 
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序； 
(c)从冷轧后的钢板除去第二层的工序；及 
(d)对除去了第二层的钢板实施热处理，使钢板再结晶的工序。 
<17>一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于具有以下工序： 
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％的钢板的至少单面上，附着Fe、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素来作为第二层的工序； 
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序；及 
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使钢板再结晶的工序。 
<18>一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序： 
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％的钢板的至少单面上，附着Fe、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素来作为第二层的工序； 
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序；及 
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使第二层的一部合分金化，并且使钢板再结晶的工序工序。 
<19>一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于， 具有以下工序： 
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％的钢板的至少单面上，附着Fe、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素来作为第二层的工序； 
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序；及 
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使第二层合金化、并且使钢板再结晶的工序。 
<20>根据上述<9>～<19>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，作为所述母材的钢板的厚度为10μm以上且10mm以下。 
<21>根据上述<9>～<19>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，所述第二层的厚度为0.05μm以上且1000μm以下。 
<22>根据上述<9>～<19>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，在使所述第二层附着之前，对钢板实施预备热处理。 
<23>根据上述<22>中所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，所述预备热处理的温度为700～1100℃。 
<24>根据上述<22>或<23>中所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，所述预备热处理的气氛为真空中、不活泼性气体气氛中及氢气氛中的至少一种。 
<25>根据上述<9>～<19>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，使第二层附着在所述钢板上的工序是利用镀覆法的工序。 
<26>根据上述<9>～<19>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，使第二层附着在所述钢板上的工序是利用轧制包覆(roll cladding)法的工序。 
<27>根据上述<9>～<19>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，实施所述冷轧的工序中的压下率为30％以上且95％以下。 
<28>根据上述<9>～<19>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，实施所述热处理的工序中的热处理温度为600℃以上且1000℃以下，且热处理时间为30秒以上。 
<29>根据上述<9>～<19>中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，实施所述热处理的工序中的热处理温度为高于1000℃。 
本发明的具有高的{222}面聚集度的钢板(本发明钢板)由于Al含量低于6.5质量％、且{222}面聚集度高和/或{200}面聚集度低，因此是冲裁加工时切断面不产生飞边的、以往没有的加工性优良的钢板。 
因此，本发明钢板能够容易地加工成包含从以往形状到特殊形状的多种形状，例如对于以复杂形状的需要冲压成形的汽车用部件及家电制品部件等的外板为主的各种结构材料、功能材料等是有用的。 
本发明的制造方法是如下的方法：其在Al含量低于6.5质量％的钢板中能容易且有效地使{222}面聚集度提高、和/或使{200}面聚集度降低。此外，本发明的制造方法即使不制作新设备，只通过改变现有设备的工序，就能容易地以低成本制造具有高的{222}面聚集度的本发明钢板。 
具体实施方式
以下，对本发明进行详细地说明。 
本发明者们发现，通过使钢板的Al含量为低于6.5质量％，且满足下述(x1)和/或(x2)，能够提供一种冲裁加工时切断面不产生飞边的、以往没有的加工性优良的钢板。所述(x1)为：提高Fe晶相的{222}面聚集度，使其为60％以上且99％以下；所述(x2)为：降低{200}面聚集度，使其在0.01％以上且15％以下。 
本发明者们在日本特开2006-144116号公报中公开了一种“Al含量为6.5质量％以上且10质量％以下的高含Al钢板”，该钢板满足：αFe相的{222}面聚集度为60％以上且95％以下、和/或αFe相的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
上述钢板的制造方法的特征在于：在含有3.5质量％以上且6.5质量％以下的Al的钢板的至少单面上附着Al合金，通过冷轧赋予加工变形，接 着实施使Al扩散的热处理。 
然后，本发明者们对于在Al含量低于6.5质量％的钢板中进一步提高{222}面聚集度的技术开发进行了深入研究并进行了各种实验。 
其结果是，关于使特定晶体面聚集的方法，本发明者们发现，通过使用Al含量低于3.5质量％的母材钢板，使母材钢板的Cr含量为12质量％以下，使不仅由Al形成、还可以由其它金属形成的第二层附着在钢板上，然后实施热处理，使钢板再结晶，由此能够提高{222}面聚集度。 
该结果基于在日本特开2006-144116号公报中公开的发现，即“冷轧时，在钢板中形成的特别的位错组织有效地被形成，通过热处理高效率地由位错组织产生使{222}面织构发达的再结晶核”。 
即，根据本发明，即使钢板的成分系是再结晶后的Al含量低于6.5质量％的成分系，也有提高上述再结晶核的产生频率的倾向，结果能够得到具有更高的{222}面聚集度的钢板。 
再有，在本发明中，母材钢板中的Cr含量优选低于10质量％，在该Cr含量的情况下，能更容易地提高{222}面聚集度。 
在使用Al含量低于6.5质量％的母材钢板的情况下，使第二层附着在钢板表面，并实施冷轧，接着将第二层除去，通过其后的热处理能够得到高的{222}面聚集度。 
认为此现象基本上也是基于上述的再结晶核产生机理而发现的。 
以下，对本发明的详细情况作进一步的说明。 
本发明钢板在常温下由αFe相及γFe相的一方或双方构成，Al含量低于6.5质量％。 
如果Al含量在6.5质量％以上，则不仅不能容易地得到高的{222}面织构，而且拉伸断裂延伸率也下降，即使具有高的{222}面聚集度，也不能得到良好的加工性。 
也就是说，在Al含量为6.5质量％以上的钢板中，即使无论怎样提高{222}面聚集度，而且无论怎样降低{200}面聚集度，在冲裁加工时切断面也会产生飞边。因而，在本发明钢板中，将Al含量设为低于6.5质量％。 
本发明钢板的Al含量优选为0.001质量％以上。如果Al在0.001质量％以上，则制造时的成品率提高。更优选为0.11质量％以上。如果Al在0.11 质量％以上，则{222}面聚集度变得更高，其结果是，能够得到更高的加工性。 
本发明者们发现，通过使第二层附着在Al含量低于3.5质量％的母材钢板的至少单侧，然后实施热处理，使钢板再结晶，能够极高地提高相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度。 
本发明的具有高的{222}面聚集度的钢板(本发明钢板)的深拉深成形、冲裁加工等的加工性优良。 
由于母材钢板的Al含量低于3.5质量％，因此即使在第二层含有Al，在制造过程中，钢板也难发生收缩等变形。母材钢板的Al含量优选为0.001质量％以上。如果Al在0.001质量％以上，则能提高母材钢板的制造成品率。 
本发明钢板由αFe相及γFe相的一方或双方构成。 
αFe相是结构为体心立方的Fe晶相，γFe相是结构为面心立方的Fe晶相。Fe晶相包括其它原子部分置换Fe、或侵入Fe原子间而成的相。 
本发明钢板的特征在于：Al含量低于6.5质量％，且αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下、和/或αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
如果上述面聚集度在本发明的范围内，则能够得到拉深加工性的评价值即平均r值(兰克福特值)为2.5以上、且在冲裁加工时切断面不产生飞边的优良的加工性。 
面聚集度的测定通过采用MoKα射线的X射线衍射来进行。αFe相的{222}面聚集度、及αFe相的{200}面聚集度按如下所述来求出。 
对相对于样品表面平行的Fe的α晶体的11个面：{110}、{200}、{211}、{310}、{222}、{321}、{411}、{420}、{332}、{521}及{442}的积分强度进行测定，将其各个测定值除以随机取向的样品的理论积分强度后，按百分比求出{200}强度或{222}强度的比率。 
例如，{222}强度的比率用下式(1)表示。 
{222}面聚集度＝[{i(222)/I(222)}/{∑i(hkl)/I(hkl)}]×100                (1) 
其中，符号如下所述。 
i(hkl)：测定的样品中的{hkl}面的实测积分强度 
I(hkl)：具有随机取向的样品中的{hkl}面的理论积分强度 
∑：α-Fe晶体的11个面的和 
同样，γFe相的{222}面聚集度及γFe相的{200}面聚集度按如下所述来求出。 
对相对于样品表面平行的Fe的γ晶体的6个面：{111}、{200}、{220}、{311}、{331}及{420}的积分强度进行测定，将其各个测定值除以随机取向的样品的理论积分强度后，按百分比求出{200}强度或{222}强度的比率。 
例如，{222}强度的比率用下式(2)表示。 
{222}面聚集度＝[{i(111)/I(111)}/{∑i(hkl)/I(hkl)}]×100               (2) 
其中，符号如下所述。 
i(hkl)：测定的样品中的{hkl}面的实测积分强度 
I(hkl)：具有随机取向的样品中的{hkl}面的理论积分强度 
∑：γ-Fe晶体的6个面的和 
关于αFe晶粒，也能够另外用EBSP(后方散射电子衍射图像[ElectronBackscattering Diffraction Pattern：EBSP])法求出其{222}面聚集度。 
能够用EBSP法测定的相对于晶面的总面积的{222}的面积率为{222}聚集度。因此，即使根据EBSP法，在本发明钢板中，{222}面聚集度也为60％以上且99％以下。 
在本发明中，并不是必须用所有分析方法得到的值均满足本发明规定的范围，只要用一种分析方法得到的值满足本发明的范围，就可得到本发明的效果。 
此外，在EBSP法中，相对于钢板表面产生{222}面的偏移，但优选偏移在30°以内。 
优选的是，在L截面观察{222}面的偏移，{222}面的偏移为30°以下的晶粒的面积比例为80～99.9％。 
再者，更优选的是，L截面中的{222}面的偏移为0～10°的晶粒的面积比例为40～98％。 
平均r值表示按JIS Z 2254求出的平均塑性变形比，是可按下式算出的值。 
平均r值＝(r0+2r45+r90)/4          (3) 
这里，r0、r45及r90是相对于板面的轧制方向分别在0°、45°及90°的方向采取试验片而测出的塑性变形比。 
再有，具有随机取向的样品的积分强度也可以通过准备样品进行实测来求出。 
在本发明钢板中，(i)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下、和/或(ii)相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
如果{222}面聚集度低于60％、且{200}面聚集度超过15％，则在拉深、弯曲、轧制加工时，容易产生裂纹或断裂，此外，在冲裁加工时切断面产生飞边。 
如果{222}面聚集度超过99％、且{200}面聚集度低于0.01％，则本发明的效果饱和，此外也难以制造。 
因此，对于本发明钢板的织构，按如上所述规定。 
再有，相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度优选为60％以上且95％以下。如果{222}面聚集度在上述范围，则制造变得更容易，且成品率提高。 
相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度优选为0.01％以上且10％以下。如果{200}面聚集度在上述范围，则在冲裁加工时切断面不产生飞边。 
制造本发明钢板的一方法由以下工序构成：使第二层附着在Al含量低于6.5％的母材钢板的至少单面上的工序、对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序、从冷轧后的钢板除去第二层的工序、及对除去了第二层的钢板实施热处理使钢板再结晶的工序。 
为了得到高的{222}面聚集度，必须以附着第二层的状态对母材钢板实施冷轧。 
此时，如果第二层不附着在至少母材钢板的单面，就不能得到高的{222}面聚集度。如果使第二层附着在钢板的两面，并实施冷轧，则能够更加提高本发明的效果。 
在通过实施热处理使钢板再结晶时，也不一定必须附着第二层。也可以在热处理前将附着在钢板上的第二层除去。 
例如，在热处理时，在构成第二层的元素向钢板中扩散而对机械特性等产生不良影响的情况下，如果在热处理前将第二层除去，只能得到提高{222}面聚集度的效果。 
本发明的钢板包括如下所述的钢板：该钢板是在表面的至少单侧附着有第二层的钢板，且相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下、和/或相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
如果{222}面聚集度低于60％、且{200}面聚集度超过15％，则在拉深、弯曲、轧制加工时容易产生裂纹或断裂，此外，在冲裁加工时切断面产生飞边。 
如果{222}面聚集度超过99％、且{200}面聚集度低于0.01％，则本发明的效果饱和，此外，也难以制造。 
这里，如果上述第二层附着在钢板上，则能够防止钢板的内部氧化及腐蚀等，能够使钢板更加高功能化。 
制造该钢板的方法包含：使第二层附着在的Al含量低于3.5质量％的母材钢板的至少单面上的工序、以附着第二层的状态实施冷轧的工序、及对钢板实施热处理使钢板再结晶的工序。 
为得到更高的{222}面聚集度，优选以附着第二层的状态对母材钢板实施冷轧。 
在其后的工序中，在实施热处理使钢板再结晶时，即使在表面的至少单面附着第二层也能够得到本发明的效果。如果第二层附着在母材钢板的两面，则本发明的效果会更高。 
本发明的钢板包括如下钢板：该钢板的第二层与钢板部分合金化，且相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下、和/或相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
如果{222}面聚集度低于60％、且{200}面聚集度超过15％，则在拉深、弯曲、轧制加工时，容易产生裂纹或断裂，此外，在冲裁加工时切断面产 生飞边。 
如果{222}面聚集度超过99％、且{200}面聚集度低于0.01％，则本发明的效果饱和，此外，也难以制造。 
如果在钢板表面附着第二层，且第二层的一部分与钢板合金化，则能够防止钢板的内部氧化及腐蚀等，而且能够防止第二层的剥离，能够使钢板更加高功能化。 
为了得到更高的{222}面聚集度，优选增加以第二层至少附着在单面的状态对母材钢板实施冷轧的工序。如果将第二层附着在母材钢板的两面，则本发明的效果更高。 
在随后的工序中，需要实施热处理使钢板再结晶。此时，附着在单面或两面的第二层的一部分与母材钢板合金化，能够得到更高的{222}面聚集度。 
这里，第二层与钢板部分合金化的意思是指例如在第二层与钢板的界面附近通过相互扩散而部分地合金化。 
本发明的钢板也包括如下所述的钢板：该钢板的上述第二层与钢板合金化，且相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{222}面聚集度为60％以上且99％以下、和/或相对于钢板表面的αFe相及γFe相的一方或双方的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。 
如果{222}面聚集度低于60％、且{200}面聚集度超过15％，则在拉深、弯曲、轧制加工时容易产生裂纹或断裂，此外，冲裁加工时切断面产生飞边。 
如果{222}面聚集度超过99％、且{200}面聚集度低于0.01％，则本发明的效果饱和，此外，也难以制造。 
如果上述第二层附着在钢板表面上，且第二层与钢板合金化，则与构成第二层的元素相应地提高钢板的机械性质或功能性。例如，在构成第二层的元素是Al时，钢板的高温耐氧化性及耐腐蚀性提高。 
为得到更高的{222}面聚集度，优选以第二层附着的状态对母材钢板实施冷轧，然后通过对钢板实施热处理使钢板再结晶。 
冷轧时，必须是第二层至少附着在母材钢板的单面的状态，最好是附着在两面的状态。然后，经过热处理工序，第二层与钢板完全合金化，由 此能够得到更高的{222}面聚集度。 
在具有第二层的本发明钢板中，优选第二层是金属。 
优选的构成第二层的元素，是Fe、Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的至少一种以上的元素。 
以上的元素具有所谓的与Fe合金化的元素的共通的特征。尤其优选固溶于αFe中、且具有使α相稳定化的倾向的Al、Cr、Ga、Mo、Nb、P、Sb、Si、Sn、Ti、V、W及Zn中的至少一种以上的元素。 
另外，更优选固溶于αFe中、且具有使α相更稳定化的倾向的Al、Cr、Mo、Si、Sn、Ti、V、W及Zn中的至少一种以上的元素。 
例如，作为第二层，能够选择Al合金、Zn合金及Sn合金等。 
此外，在本发明钢板的制造方法中，对于施加于母材钢板的表面上的第二层，与上述同样也优选是金属。 
优选的构成第二层的元素是Fe、Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的至少一种以上的元素。 
以上的元素具有所谓的与Fe合金化的元素的共通的特征。尤其优选固溶于αFe中、且具有使α相稳定化的倾向的Al、Cr、Ga、Mo、Nb、P、Sb、Si、Sn、Ti、V、W及Zn中的至少一种以上的元素。 
另外，更优选固溶于αFe中、且具有使α相更稳定化的倾向的Al、Cr、Mo、Si、Sn、Ti、V、W及Zn中的至少一种以上的元素。 
例如，作为第二层，能够选择Al合金、Zn合金及Sn合金等。 
这里，在第二层中含有Al的情况下，母材钢板的优选的Al含量低于3.5质量％。如果在母材钢板的Al浓度为3.5质量％以上、作为第二层附着Al合金的状态下实施热处理，热处理中产生收缩，尺寸精度显著下降。 
因此，在本发明钢板中，在第二层含有Al的情况下，将母材钢板的Al含量设定为低于3.5质量％。 
在第二层不含Al的情况下，将母材钢板的Al含量设定为低于6.5质量％。 
在制造工序包含在至少单面上附着Fe、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、 Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素来作为第二层的工序的情况下，如果母材钢板的Al含量为6.5质量％以上，则得到的钢板的拉伸断裂延伸率下降，即使具有高的{222}面聚集度，也不能得到良好的加工性，在冲裁加工时切断面产生飞边。 
因此，将第二层不含Al时的母材钢板的Al含量设定为低于6.5质量％。 
再有，即使第二层含有Al，只要在热处理前将第二层除去，就不会发生收缩。因此，在热处理前除去第二层的情况下，优选母材钢板的Al含量低于6.5质量％。 
在该制造方法中，将除去第二层的工序省略来提高作业效率的方法也包含在本发明中。 
此外，通过实施热处理使第二层的一部分或全部合金化来制造具有高的{222}面聚集度的钢板的方法也包含在本发明中。 
在本发明中，钢板与第二层的合金化区域按如下所述来定义。 
将第二层中含量最多的元素作为A，将Fe含量比合金化前的第二层的Fe含量高0.5质量％、且A含量比合金化前的母材钢板的A含量高0.1质量％的区域定义为合金化区域。 
另外，合金化的比例为合金化区域在整个区域中所占的比率。在本发明钢板中，通过形成按照上述定义的合金化区域，能够得到更优良的加工性。 
再者，如果Fe含量和/或A含量增多，形成金属间化合物等，则能够得到更高的本发明效果。 
再有，关于合金化比例，例如，通过采用EPMA等，在L截面分析Fe和元素A的含量分布，对合金化区域进行特定，求出其面积，能够求出特定区域面积相对于整体面积的比率。 
本发明钢板的厚度优选为5μm以上且5mm以下。这是包含第二层的厚度。如果钢板的厚度低于5μm，则制造成品率下降，不适合应用。 
如果钢板的厚度超过5mm，有时{222}面聚集度不在本发明的范围内。因此，钢板的厚度优选为5μm以上且5mm以下。 
钢板的厚度更优选为100μm以上且3mm以下。如果钢板的厚度在3mm以下，则在冲裁加工时抑制切断面上的飞边产生的效果更显著。 
如果钢板的厚度在100μm以上，则容易更高地控制{222}面聚集度，同样，抑制上述飞边产生的效果更显著。 
在本发明钢板的厚度中，第二层的厚度优选为0.01μm以上且500μm以下。在钢板与第二层部分合金化的情况下，合金化的部分的厚度包含在第二层的厚度中。当在两面附着第二层的情况下，为两面厚度的合计。 
第二层在制造时具有提高{222}面聚集度的功能，另一方面，如果在制造后不除去，还能够将其用作钢板的防锈保护皮膜。 
如果第二层的厚度超过500μm，则由于发生剥离的可能性增高，因此优选为500μm以下。如果第二层的厚度低于0.01μm，则皮膜容易破碎，防锈保护效果降低。 
因而，第二层的厚度优选为0.01μm以上。优选使钢板的整个厚度都合金化，在此种情况下，可看作第二层消失。 
在本发明钢板的制造方法中，母材钢板的厚度为10μm以上且10mm以下。如果母材钢板的厚度低于10μm，在冷轧以后的工序中，有时制造成品率下降，不适合应用。 
如果母材钢板的厚度超过10mm，则有{222}面聚集度不在本发明的范围内的可能性。 
因此，母材钢板的厚度优选为10μm以上且10mm以下。 
母材钢板的厚度更优选超过130μm且为7mm以下。在该厚度范围，能够预料到{222}面聚集度的高效率且充分的增加，容易制造在冲裁加工时能够进一步抑制飞边产生的钢板。 
冷轧前，附着在母材钢板上的第二层的厚度优选为0.05μm以上且1000μm以下。在钢板与第二层合金化的情况下，合金化的部分的厚度包含在第二层的厚度中。在将第二层附着在两面的情况下，为两面厚度的合计。 
如果第二层的厚度低于0.05μm，则{222}面聚集度降低，有不在本发明的范围内的可能性，因此优选为0.05μm以上。 
在第二层的厚度超过1000μm时，{222}面聚集度降低，有不在本发明的范围内的可能性，因此优选为1000μm以下。 
为了体现本发明的更优良的效果，优选对附着第二层之前的母材钢板实施预备热处理。 
该预备热处理是使在母材钢板的制造过程中蓄积的位错进行再排列的处理，因此，最好使其发生再结晶，但也不一定必须使其发生再结晶。 
预备热处理温度优选为700℃以上且1100℃以下。如果预备热处理温度低于700℃，则难以产生用于得到更优良的本发明的效果的位错结构的变化，因而将预备热处理温度设定为700℃以上。 
如果预备热处理温度超过1100℃，则在钢板表面上形成不优选的氧化皮膜，对后续的第二层的附着、及冷轧产生不良影响，因此将预备热处理温度设定为1100℃以下。 
预备热处理的气氛可以是真空、不活泼性气体气氛、氢气氛、弱氧化性气氛中的任何一种。无论在哪种气氛中都能得到本发明的效果，但所要求的气氛条件是：不会在钢板表面上形成对预备热处理后的第二层的附着、及冷轧产生不良影响的氧化膜。 
预备热处理时间不需要特别限定，但如果考虑到钢板的制造性等，从几秒到几小时以内是适宜的。 
第二层在钢板上的附着可通过热浸镀法、电镀法、干法处理(dryprocess)法、包覆法等来实施。无论采用哪种方法都能得到本发明的效果。此外，也可在附着的第二层中添加所希望的合金元素，同时进行合金化。 
以第二层附着在钢板上的状态实施冷轧，压下率为30％以上且95％以下。 
如果压下率低于30％，则热处理后得到的钢板的{222}面聚集度降低，有时达不到本发明的范围。如果压下率超过95％，面聚集度的增加饱和，制造成本增加。因而，将压下率设定为30％以上且95％以下。 
当在热处理前除去第二层的情况下，作为除去法，可采用利用研磨等的机械除去法、及利用强酸或强碱水溶液溶解的化学除去法。 
例如，在镀铝钢板的情况下，只要将钢板浸渍在烧碱水中就能除去镀膜成分。其结果是，能够在热处理工序中排除Al成分的影响。 
使钢板再结晶的热处理能够在真空气氛、Ar气氛、H2气氛等非氧化性气氛中进行。此时，热处理温度优选为600℃以上且1000℃以下、且热处理时间优选为30秒以上。 
如果热处理温度为600℃以上，则{222}面聚集度进一步提高，且容易 达到本发明的范围。如果热处理温度为1000℃以下，且热处理时间低于30秒，同样，{222}面聚集度进一步提高，并容易达到本发明的范围。 
因此，热处理温度优选为600℃以上且1000℃以下，且热处理时间优选为30秒以上。 
如果热处理温度超过1000℃，则不用限制热处理时间，就能够得到高的{222}面聚集度。特别是如果超过1000℃，即使是低于30秒的热处理时间，也能够容易增加{222}面聚集度。 
再有，更优选热处理温度为1300℃以下。如果热处理温度在1300℃以下，则钢板的平坦性等板形状更加优良。 
热处理时的升温速度优选为1℃/分以上且1000℃/分以下。如果升温速度在1000℃/分以下，能够容易得到更高的{222}面聚集度。如果升温速度在1℃/分以上，生产率格外提高。 
因而，升温速度优选为1℃/分以上且1000℃/分以下。 
以附着第二层的状态进行的热处理的目的在于，除了使钢板再结晶之外，还使第二层中所含的元素向钢中扩散。 
如果第二层中所含的元素向钢中扩散，则{222}面聚集度进一步提高，且高温耐氧化性及机械特性也提高，因此在本发明钢板的制造方法中，对在第二层中所含的元素的扩散进行积极利用。 
关于母材钢板，在上述的Al含量下，优选将Cr含量设定为12质量％以下。更优选Cr含量低于10质量％。 
此外，母材钢板是C含量在2.0质量％以下的钢板，作为杂质含有微量的Mn、P及S等。例如，碳素钢包含在本发明的母材钢板中。再者，除了C以外，含有Ni或Cr等合金元素的合金钢也包含在本发明的母材钢板中。 
母材钢板可含的合金元素为Si、Al、Mo、W、V、Ti、Nb、B、Cu、Co、Zr、Y、Hf、La、Ce、N及O等。 
实施例 
以下，通过实施例对本发明进行更详细地说明。 
(实施例1) 
通过变更母材钢板的Al含量，研究了制造性和{222}面聚集度。 
按5种不同Al含量的成分系制造了母材钢板。将该成分系设定为：以质量％计，Al含量：3.0％(成分A)、3.4％(成分E)、4.0％(成分B)、6.0％(成分C)、7.5％(成分D)；其它含有C：0.008％；Si：0.2％；Mn：0.4％；Cr：20.0％；Zr：0.08％；La：0.08％；余量为铁及不可避免的杂质。 
在这些成分系中，通过真空熔融来熔炼铸锭，对铸锭实施热轧，试验了3.0mm厚的薄型化。 
在成分A、B、C及E的情况下，能够容易地热轧成3.0mm厚的钢板，但在成分D的情况下，钢板在热轧中频繁断裂，不能连续热轧。 
这样，如果母材钢板的Al含量脱离本发明的范围，在6.5％以上，则制造变得困难。因此，放弃制造成分D的钢板，接着，将成分A、B、C及E的钢板冷轧到0.4mm厚。 
成分A、B、C及E的钢板的常温下的主相是αFe相。利用X射线衍射测定母材钢板的αFe相的织构，与上述同样地算出面聚集度。 
确认了{222}面聚集度在成分A中为32％、在成分B中为31％、在成分C中为31％、在成分E中为30％，{200}面聚集度在成分A中为16％、在成分B中为15％、在成分C中为16％、在成分E中为16％。 
在氢气氛中，在形成第二层之前，对各钢板实施了800℃×10sec的热处理。然后，采用热浸镀法，使Al合金附着在母材钢板的表面上。 
镀液的组成按质量％计为90％Al-10％Si，Al合金的附着在钢板的两面进行。 
附着量按如下所述控制：在整个钢板中，以质量％计，Al含量为3.5％(成分A)、4.5％(成分B)、6.4％(成分C)、6.4％(成分E)。 
以附着了Al合金作为第二层的状态，对各钢板按70％的压下率实施了冷轧。接着，在真空中，在1000℃×120min的条件下实施热处理，使钢板再结晶。 
此时，成分B及C的钢板在热处理中发生收缩，尺寸精度显著下降。 
在第二层含有Al的情况下，可以确认，如果母材钢板的Al含量为本发明范围外的3.5％以上，则在热处理中发生收缩，难以供于应用。 
另一方面，如果母材钢板的Al含量为本发明范围内的低于3.5％，则不发生收缩，能供于应用。 
使不含Al的第二层附着在Al含量为3.5％以上的母材钢板上，并实施了同样的热处理。在此种情况下，在热处理中没有发生收缩。 
在将成分A及E的钢板作为母材钢板的情况下，得到的钢板的{222}面聚集度分别为82％及83％，{200}面聚集度分别为0.5％及0.8％，两个聚集度都在本发明的范围内。 
再者，对这些钢板测定了平均r值，确认平均r值处于2.5以上的高水平。这些钢板具有优良的拉深加工性。 
这样，确认了由本发明的制造方法制造的钢板在如下的本发明的范围内：相对于钢板表面平行的αFe相的{222}面聚集度为60％以上、或相对于钢板表面平行的{200}面聚集度为15％以下。 
(实施例2) 
采用Al合金作为第二层，制作了具有高的{222}面聚集度的钢板，并示出了其结果。 
母材钢板的成分为下述成分系，该成分系按质量％计含有Al：1.5％、C：0.008％、Si：0.1％、Mn：0.2％、Cr：18％、Ti：0.1％，余量为铁及不可避免的杂质。 
母材钢板是通过真空熔融法来熔炼铸锭，对铸锭实施热轧，制成3.8mm厚的钢板，接着通过冷轧形成0.8mm厚的钢板。 
母材钢板的常温下的主相是αFe相。利用X射线衍射测定了母材钢板的αFe相的织构，确认{222}面聚集度为36％、{200}面聚集度为20％。 
在镀覆前，在氢气氛中对部分母材钢板实施了800℃×10sec的热处理。采用热浸镀法，使Al合金附着在母材钢板的表面上。 
镀液的组成按质量％计为90％Al-10％Si，对钢板的两面进行了Al合金的附着。附着的Al合金的厚度被控制成在钢板表面内均匀。 
对附着有Al合金的钢板实施冷轧。然后，在非氧化气氛中实施热处理。在热处理前根据需要将附着在表面上的Al合金除去。 
关于Al合金的除去，通过将钢板浸渍在加热的烧碱10％水溶液中，使Al合金溶解于溶液中来进行。 
作为比较例，对在使Al合金附着后不实施冷轧的情况也进行了研究。 
Figure G2007800432215D00231
表1中示出了在各种条件下制造的钢板的合金化比例、αFe相的{222}面聚集度、αFe相的{200}面聚集度、及Al含量。面聚集度是通过X射线衍射进行测定、并由上述的计算处理法算出的。 
按如下所述求出了钢板的合金化比例。在L截面中，在L方向1mm×总厚度的视野下，采用EPMA(电子探针显微分析)法测定了Fe含量的面分布、和Al含量的面分布。 
另外，将Fe≥0.5质量％、且Al≥1.6质量％的区域作为合金化区域，求出其面积，作为合金化面积。将合金化面积除以L方向1mm×总厚度的面积算出了合金化比例。 
在No.1的比较例1中，为了使钢板全体的Al含量达到3.2％，通过调整镀膜厚度控制Al合金的附着量。不经过镀覆后的冷轧就将Al合金除去，再在950℃×10min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，{222}面聚集度、及{200}面聚集度脱离本发明的范围。得到的钢板中的Al含量由于将Al合金除去，因此与母材钢板相同，为1.5％。 
在No.2的比较例2中，省略了使Al合金附着来作为第二层的工序。按50％的压下率，对母材钢板实施冷轧，然后，在950℃×10min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
在此种情况下，{222}面聚集度、及{200}面聚集度也脱离本发明的范围。 
在No.3的发明例中，按使Al合金的附着量达到钢板整体的3.2％的方式调整镀膜厚度来进行控制。在镀覆后，对钢板按50％的压下率实施冷轧，接着除去Al合金，再在950℃×0.1min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，{222}面聚集度脱离本发明的范围，但{200}面聚集度在本发明的范围内。得到的钢板中的Al含量由于将Al合金除去，因此与母材相同，为1.5％。 
在No.4及5的发明例1及2中，在800℃下对钢板实施热处理，然后，以整个钢板Al含量达到3.2％的方式，使Al合金附着在钢板表面上。然后，对钢板按50％的压下率实施冷轧，进行薄型化。 
在将Al合金除去后，在No.4中，在950℃×1min的条件下，对钢板 实施热处理，此外，在No.5中，在950℃×10min的条件下对钢板实施热处理，使各钢板再结晶。 
其结果是，确认在No.4及5的发明例1及2中，{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。得到的钢板中的Al含量由于将Al合金除去，因此与母材钢板相同，为1.5％。 
No.6的发明例3与No.5的发明例相比省略了使Al合金附着前的热处理，但确认{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
得到的钢板中的Al含量由于将Al合金除去，因此与母材钢板相同，为1.5％。 
在No.7及8的发明例4及5中，在使Al合金附着前，在800℃下对钢板实施热处理，接着使Al合金附着。 
No.7的Al合金附着量按照整个钢板中Al含量达到3.2％的方式进行控制。No.8的Al合金附着量也同样地按照整个钢板中Al含量达到6.0％的方式进行控制。然后，对两钢板以50％的压下率实施冷轧，进行薄型化。 
省略Al合金的除去，在将钢板表面的轧制油除去后，在1000℃×120min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。通过该热处理，使附着在钢板表面上的Al合金完全与钢板合金化。 
确认得到的{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
在No.9的比较例4中，与No.7及8的发明例相比，增加了第二层的附着量。Al合金附着量按照整个钢板中Al含量达到7.5％的方式进行控制。 
其它工序与No.7及8的发明例相同，通过热处理使附着于钢板表面上的Al合金完全与钢板合金化。 
其结果是，钢板的Al含量达到7.5％，脱离了本发明的范围。该钢板的{222}面聚集度有相当的提高，但未达到本发明的范围。 
拉伸试验的结果表明，断裂延伸率为10％以下，韧性低。由此得出No.9的钢板不适合应用。 
在No.10的比较例5中，以在整个钢板中使Al含量达到3.2％的方式，使Al合金附着在钢板表面上。省略了附着Al合金后的冷轧。在使Al合金 附着后，在1050℃×0.17min的条件下对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，{222}面聚集度、及{200}面聚集度都脱离本发明的范围。 
在No.11及12的发明例6及7中，在使Al合金附着前，在800℃下对钢板实施热处理，按照使整个钢板中Al含量达到3.2％的方式使Al合金附着在钢板表面上。 
然后，在No.11的发明例6中，按50％的压下率对钢板实施冷轧，进行薄型化。在No.12的发明例7中，按75％的压下率对钢板实施冷轧，进行薄型化。 
将Al合金的除去省略，在1050℃×0.17min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，在所有的钢板中，确认{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
对上述钢板进行了耐飞边性的试验。采用10.0mmφ的阳模、和10.3mmφ的阴模进行了冲裁加工，用尖头千分尺测定了冲裁加工孔周边的飞边高度。 
其结果是，确认飞边的高度在比较例中处于23～65μm的高水平，而在发明例中处于4～9μm的极低的水平。 
对以上的实施例的钢板测定了平均r值，确认了在发明例的钢板中，平均r值处于2.5以上的高水平，而在比较例的钢板中，平均r值低于2.5、或不可测定。 
因此，发明例的钢板具有优良的拉深加工性。此外，对发明例的钢板进行了杯突试验，观察了挤出表面，确认冲压加工性也优良。 
这样，确认了由本发明的制造方法制造的钢板在如下的本发明的范围内：相对于钢板表面平行的αFe相的{222}面聚集度为60％以上、或相对于钢板表面平行的αFe相的{200}面聚集度为15％以下。 
其结果是，确认了在由本发明的制造方法制造的钢板中，可以兼顾优良的耐飞边性和拉深加工性。 
(实施例3) 
作为附着物(第二层)采用Zn合金，制造了具有高的{222}面聚集度的钢板，并示出了其结果。 
母材钢板是按照下述方法得到的钢板：通过真空熔融法熔炼如下成分系的铸锭，并通过热轧而形成3.2mm厚，接着冷轧到1.8mm厚；所述成分系按质量％计含有：Al：0.01％、C：0.005％、Si：0.2％、Mn：0.5％、Ti：0.05％，余量为铁及不可避免的杂质。 
母材钢板的常温下的主相是αFe相。用X射线衍射测定了母材钢板的αFe相的织构，确认{222}的面聚集度为28％、{200}的面聚集度为19％。 
在镀覆之前，在氢气氛中对部分母材钢板实施了770℃×5sec的热处理。 
采用电镀法使Zn合金附着在母材钢板的表面上。作为镀液，采用硫酸系酸性溶液，附着的镀膜按质量％计为94％Zn-6％Ni的合金。附着的Zn合金的厚度控制成在钢板表面内均匀。 
对附着有Zn合金的钢板实施冷轧，然后，在非氧化气氛中实施了热处理。在热处理前，根据需要将附着在钢板表面上的Zn合金除去。Zn合金的除去通过将钢板浸渍在加热的盐酸10％水溶液中，使Zn合金溶解于溶液中来进行。 
作为比较例，还研究了在使Al合金附着后不实施冷轧的情况。 
Figure G2007800432215D00281
表2中示出了按各种条件制造的钢板的合金化比例、αFe相的{222}面聚集度、αFe相的{200}面聚集度、及Al含量。再有，面聚集度是通过X射线衍射进行测定、并由上述的计算处理法算出的。 
按如下所述求出了钢板的合金化比例。在L截面中，在L方向1mm×总厚度的视野下，采用EPMA法测定了Fe含量的面分布、和Zn含量的面分布。 
另外，将Fe≥0.5质量％、且Zn≥0.1质量％的区域作为合金化区域，求出其面积，作为合金化面积。将合金化面积除以L方向1mm×总厚度的面积算出了合金化比例。 
再有，记载了面积比例，该面积比例是通过EBSP法另外在L截面上对相对于钢板表面的{222}面的偏移为0～30°的晶粒、及相对于钢板表面的{222}面的偏移为0～10°的晶粒进行观察而得出的。 
此外，对上述钢板进行了耐飞边性的试验。采用30.0mmφ的阳模、和30.6mmφ的阴模进行了冲裁加工，用尖头千分尺测定了冲裁加工孔周边的飞边高度。 
在No.13的比较例6中，使厚度为0.8μm的Zn合金附着在钢板表面上。省略冷轧，除去Zn合金，然后，在1050℃×0.1min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，该钢板的{222}面聚集度、及{200}面聚集度都脱离本发明的范围。 
在No.14的比较例7中，将Zn合金的附着省略，对钢板按70％的压下率实施了冷轧。然后，在1050℃×0.1min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。在此种情况下，{222}面聚集度、及{200}面聚集度也都脱离本发明的范围。 
在No.15的发明例8中，在770℃实施了热处理后，使厚度为0.8μm的Zn合金附着在钢板表面上。然后，按70％的压下率，对钢板实施冷轧来进行薄型化。再者，在将Zn合金除去后，在1050℃×0.1min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，确认{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
在No.16的发明例9中，从No.15的发明例省略了使Zn合金附着之前的热处理，但确认{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
在No.17及18的发明例10及11中，在使Zn合金附着之前，在770℃实施热处理，接着，使Zn合金附着。 
在No.17中，使厚度为0.8μm的Zn合金附着在钢板表面上。在No.18中，使厚度为0.4μm的Zn合金附着在钢板表面上。然后，对两钢板按70％的压下率实施冷轧，进行薄型化。 
将Zn合金的除去省略，在将钢板表面的轧制油除去后，在1050℃×0.1min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。通过该热处理，使附着在钢板表面上的Zn合金的一部分与钢板合金化。 
合金化的比例在No.17中为30％、在No.18中为60％。确认得到的{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
在No.19的比较例8中，使厚度为0.8μm的Zn合金附着在钢板表面上。省略了使Zn合金附着后的冷轧。在使Zn合金附着后，在750℃×10min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，{222}面聚集度、及{200}面聚集度都脱离本发明的范围。 
在No.20及21的发明例12及13中，在使Zn合金附着之前，在770℃下对钢板实施热处理，接着，使厚度为0.8μm的Zn合金附着在钢板表面。 
然后，在No.20中，按30％的压下率，对钢板实施冷轧，进行薄型化。在No.21中，按87％的压下率，对钢板实施冷轧，进行薄型化。 
将Al合金的除去省略，在750℃×10min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，能够确认在所有的钢板中，{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
确认在比较例的钢板中，飞边高度为82～92μm的高水平，而在发明例的钢板中，飞边高度为7～9μm的极低的水平。 
对以上的实施例的钢板测定了平均r值，结果在发明例的钢板中，确认平均r值为2.5以上的高水平，但在比较例的钢板中为低于2.5的结果。 
从这些结果可以确认，在由本发明的制造方法制造的钢板中，可以兼顾优良的耐飞边性和拉深加工性。 
此外，对由本发明的制造方法制造的钢板通过杯突试验观察挤出表面，确认冲压加工性也优良。 
这样，确认由本发明的制造方法制造的钢板在如下的本发明的范围内：相对于钢板表面平行的αFe相的{222}面聚集度为60％以上、或相对于钢板表面平行的αFe相的{200}面聚集度为15％以下。 
(实施例4) 
作为附着物(第二层)采用Cu，制造了具有高的{222}面聚集度的钢板，并示出了其结果。 
母材钢板的成分为下述成分系，该成分系按质量％计含有Al：0.015％、C：0.15％、Si：0.1％、Mn：1.5％、Mo：0.5％，余量为铁及不可避免的杂质。 
作为母材钢板，采用如下所述得到的钢板：通过真空熔融法熔炼铸锭，对铸锭实施热轧，形成厚度为15mm、10mm及3.8mm。 
此外，对3.8mm厚的钢板实施冷轧，形成厚度为2.0mm、1.0mm、0.1mm、0.01mm及0.005mm的冷轧板，也采用该冷轧板作为母材钢板。 
母材钢板的常温下的主相是αFe相。通过X射线衍射测定了母材钢板的αFe相的织构，确认{222}的面聚集度为36～40％、{200}的面聚集度为17～22％。 
在附着Cu之前，在氢气氛中，对母材钢板实施了850℃×10sec的热处理。然后，使不同厚度的Cu附着在母材钢板的两面。关于Cu的附着，采用包覆法、电镀法或溅射法来进行。 
关于Cu的厚度的变更，在包覆法中，通过变化贴合的Cu板的厚度来进行，在镀覆法中，通过变化通电电流和浸渍时间来进行，此外在溅射法中，通过变化溅射时间来进行。作为镀液采用硫酸系溶液。 
对附着了Cu的钢板实施冷轧，然后在非氧化气氛中对钢板实施热处理。 
Figure G2007800432215D00321
表3中示出了按各种条件制造的钢板的αFe相的{222}面聚集度、及αFe相的{200}面聚集度。再有，面聚集度是通过X射线衍射进行测定、并由上述的计算处理法算出的。 
在No.22～27的发明例14～19中，如表3所示，采用包覆法、电镀法或溅射法，按本发明的范围内的厚度，使Cu附着在厚度为2.0mm的母材钢板上。 
以附着Cu的状态，按压下率60％对钢板实施冷轧。接着，将第二层的除去省略，在1020℃×0.3min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
在所有的钢板中，{222}面聚集度都在本发明的范围内，但是在附着第二层时的第二层的厚度超过1000μm的No.22、和第二层的厚度低于0.05μm的No.27中，{222}面聚集度稍微下降，{222}面聚集度超过15％。 
在No.22的发明例14中，制造后的第二层的厚度超过500μm，为稍微容易剥离的状态。在No.27的发明例19中，制造后的第二层的厚度低于0.01μm，皮膜容易破碎，在防锈这点上为稍微有问题的状态。 
在No.28～33的发明例20～25中，用电镀法使2μm的Cu附着在厚度为0.005～15mm的母材钢板上。接着，以附着Cu的状态按压下率50％对钢板实施了冷轧。将第二层的除去省略，在900℃×60min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
在所有的钢板中，{222}面聚集度都在本发明的范围内，但在附着时的母材钢板的厚度超过10mm的No.28、和母材钢板的厚度低于10μm的No.33中，{222}面聚集度稍微下降，而且{222}面聚集度超过15％。 
对以上的发明例的钢板测定了平均r值，确认发明例的钢板的平均r值处于2.5以上的高水平。因而，发明例的钢板具有优良的拉深加工性。 
这样，确认采用本发明的制造方法制造的钢板在下述本发明的范围内：相对于钢板表面平行的αFe相的{222}面聚集度为60％以上、或相对于钢板表面平行的αFe相的{200}面聚集度为15％以下。 
(实施例5) 
作为附着物(第二层)采用Cr，制造了具有高的{222}面聚集度的钢板，并示出了其结果。 
母材钢板的成分为下述成分系，该成分系按质量％计含有Al：0.02％、C：0.06％、Si：0.2％、Mn：0.4％、Cr：13.1％、Ni：11.2％，余量为铁及不可避免的杂质。 
母材钢板是如下所述制得的钢板：通过真空熔融法熔炼铸锭，然后对铸锭进行热轧，轧至3.0mm厚，再通过冷轧轧至0.8mm厚。 
母材钢板的常温下的主相是γFe相。通过X射线衍射测定了母材钢板的γFe相的织构，与上述同样地算出了面聚集度。确认{222}的面聚集度为24％、{200}的面聚集度为21％。 
在镀Cr前，在氢气氛中，对部分母材钢板实施950℃×10sec的热处理。 
采用电镀法使Cr附着在母材钢板的表面上。作为镀液采用硫酸铬溶液。附着的Cr的厚度为0.6μm，控制成在钢板表面内均匀。 
对附着了Cr的钢板实施冷轧，然后在非氧化气氛中，对钢板实施了热处理。在热处理前，根据需要将附着在钢板表面上的Cr除去。通过机械研磨进行Cr的除去。 
Figure G2007800432215D00351
表4中示出了按各种条件制造的钢板的合金化比例、γFe相的{222}面聚集度、γFe相的{200}面聚集度、及Al含量。再有，面聚集度是通过X射线衍射进行测定、并由上述的计算处理法算出的。 
按如下所述求出了钢板的合金化比例。在L截面中，在L方向1mm×总厚度的视野下，采用EPMA法测定了Fe含量的面分布、和Cr含量的面分布。 
另外，将Fe≥0.5质量％、且Cr≥13.2质量％的区域作为合金化区域，求出其面积，作为合金化面积。将合金化面积除以L方向1mm×总厚度的面积算出了合金化比例。 
在No.34的比较例9中，在钢板表面上附着了厚度为0.6μm的Cr。省略了冷轧，将Cr除去，然后在1050℃×0.2min的条件对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，该钢板的{222}面聚集度、及{200}面聚集度都脱离本发明的范围。 
在No.35的比较例10中，将Cr的附着省略，没有附着物，按75％的压下率对钢板实施了冷轧。然后，在1050℃×0.2min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
在此种情况下，{222}面聚集度、及{200}面聚集度也都脱离本发明的范围。 
在No.36的发明例26中，在950℃下实施了热处理后，使厚度为0.6μm的Cr附着在钢板表面上。然后，对钢板按75％的压下率实施冷轧，进行薄型化。 
再者，在将Cr除去后，在1050℃×0.2min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
其结果是，确认{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
此外，通过拉伸试验，确认发明例26的钢板具有高的韧性。 
在No.37的发明例27中，与No.36的发明例相比，将附着Cr之前的热处理省略，但确认{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
在No.38的比较例11中，在附着Cr之前在950℃下对钢板实施热处理，接着附着Cr，然后在附着Cr的状态下按75％的压下率实施冷轧，进行薄型化。 
将Cr的除去省略，在将钢板表面的轧制油除去后，在400℃×0.2min的条件下，对钢板实施了热处理。此时，没有使钢板再结晶。 
其结果是，得到的{222}面聚集度、及{200}面聚集度都不在本发明的范围内。 
在No.39～41的发明例28～30中，在附着Cr之前，在950℃下对钢板实施热处理，接着附着Cr。都按75％的压下率对钢板实施冷轧，进行薄型化。 
将Cr的除去省略，在将钢板表面的轧制油除去后，在No.39中在1050℃×0.2min的条件下，在No.40中在1100℃×0.2min的条件下，此外在No.41中在1150℃×0.2min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
附着的Cr的一部分与钢板合金化。合金化的比例在No.39中为10％、在No.40中为30％、在No.41中为60％。 
确认得到的{222}面聚集度、及{200}面聚集度都被控制在本发明的范围内，Al含量也在本发明的范围内。 
对以上的实施例的钢板测定了平均r值，结果在发明例的钢板中，确认平均r值处于2.5以上的高水平，但在比较例的钢板中为低于2.5的结果。 
其结果表明发明例的钢板具有优良的拉深加工性。 
这样，确认由本发明的制造方法制造的钢板在下述的本发明的范围内：相对于钢板表面平行的γFe相的{222}面聚集度为60％以上、或相对于钢板表面平行的γFe相的{200}面聚集度为15％以下。 
(实施例6) 
作为第二层采用Al合金，通过变化第二层的厚度，制造了具有高的{222}面聚集度的钢板，并示出了其结果。 
母材钢板的成分下述成分系，该成分系按质量％计含有Al：0.039％、C：0.0019％、Si：0.011％、Mn：0.13％、N：0.002％、Ti：0.061％、Cr：0.002％以下，余量为铁及不可避免的杂质。 
母材钢板是通过真空熔融法熔炼铸锭后对铸锭实施热轧而制造的厚度 为3.0mm的钢板。再有，通过酸洗将钢板表面的氧化皮除去。 
母材钢板的常温下的主相是αFe。通过X射线衍射测定了母材钢板的αFe相的织构，与上述同样地算出了面聚集度。其结果是，确认{222}的面聚集度为19％、{200}的面聚集度为17％。 
在镀膜前，在氢气氛中对该母材钢板实施780℃×10sec的热处理。用热浸镀法使Al合金附着在母材钢板的表面上。镀液的组成按质量％计为90％Al-10％Si，附着在钢板的两面上。 
镀膜附着量的控制按照如下所述来进行：通过在镀膜凝固前，用摩擦闭合喷嘴(wiping nozzle)向钢板表面吹喷氮，将不需要的镀膜吹跑。 
对附着有Al合金的钢板实施冷轧，薄型化到0.8mm。然后，在非氧化气氛中对该钢板实施热处理，使钢板再结晶，同时进行Al扩散。 
Figure G2007800432215D00391
表5中示出了各种制造条件、制造的钢板的合金化比例、αFe相的{222}面聚集度、αFe相的{200}面聚集度、及Al含量。各面聚集度是通过X射线衍射进行测定、并由上述的计算处理法算出的。 
按如下所述求出了钢板的合金化比例。在L截面中，在L方向1mm×总厚度的视野下，采用EPMA法测定了Fe含量的面分布、和Al含量的面分布。 
另外，将Fe≥0.5质量％、且Al≥0.139质量％的区域作为合金化区域。求出其面积，作为合金化面积。将合金化面积除以L方向1mm×总厚度的面积算出了合金化比例。 
再有，记载了下述面积比例，该面积比例是通过EBSP法另外在L截面上对相对于钢板表面的{222}面的偏移为0～30°的晶粒、及相对于钢板表面的{222}面的偏移为0～10°的晶粒进行观察而求出的。 
关于耐飞边性的试验，通过采用10.0mmφ的阳模、和10.3mmφ的阴模进行冲裁加工，用尖头千分尺测定冲裁加工孔周边的飞边高度来进行。 
在No.42～44的比较例12～14中，省略了使Al合金附着的工序，在没有附着物的情况下按73％的压下率对钢板实施冷轧。然后，在700～1010℃的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
在此种情况下，{222}面聚集度、及{200}面聚集度都脱离本发明的范围。飞边高度显示为51～57μm的较大的值。 
在No.45～47的发明例31～33中，按正反面合计附着了5μm厚的Al合金。另外，冷轧到0.8mm厚，然后在700～1010℃的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
在此种情况下，{222}面聚集度、及{200}面聚集度都在本发明的范围内。飞边的高度为12～14μm，与比较例相比显著减少。 
在No.48～57的发明例34～40中，按正反面合计，附着了10～40μm的Al合金。然后，冷轧到0.8mm，然后，在700～1010℃的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。此时，使升温速度变化。 
在所有的情况下，{222}面聚集度、及{200}面聚集度都在本发明的范围内。飞边的高度显示为5～8μm的非常小的值。 
对以上的实施例的钢板测定了平均r值，结果在发明例的钢板中，确认 平均r值处于2.5以上的高水平，但在比较例的钢板中，为低于2.5的结果。 
其结果表明发明例的钢板具有优良的拉深加工性。 
此外，进行了杯突试验，观察了挤出表面，确认发明例的钢板的冲压加工性也优良。 
这样，确认由本发明的制造方法制造的钢板在下述的本发明的范围内：相对于钢板表面平行的αFe相的{222}面聚集度为60％以上、或相对于钢板表面平行的αFe相的{200}面聚集度为15％以下；且该钢板兼顾优良的耐飞边性和拉深加工性。 
(实施例7) 
通过变更母材钢板的Cr含量，研究了制造性和{222}面聚集度，并示出了其结果。 
按4种不同的Cr含量的成分系制造了母材钢板。将成分系设定为：以质量％计，Cr含量：13.0％(成分F)、11.9％(成分G)、6.0％(成分H)、及0.002％以下(检测界限以下)(成分I)，其它含有C：0.083％、Si：0.11％、Mn：0.23％、Al：0.002％、N：0.003％，余量为铁及不可避免的杂质。 
按这些成分系，通过真空熔融来熔炼铸锭，对铸锭实施热轧，薄型化到3.5mm厚。接着，将4种钢板冷轧到1.3mm厚。 
成分F、G、H及I的钢板的常温下的主相是αFe相。用X射线衍射测定了母材钢板的αFe相的织构，与上述同样地算出了面聚集度。 
确认{222}的面聚集度在成分F中为8％、在成分G中为9％、在成分H中为9％、在成分I中为8％，{200}的面聚集度在成分F中为28％、在成分G中为30％、在成分H中为31％、在成分I中为29％。 
采用电镀法，作为第二层使Sn附着在母材钢板的表面上。镀液为硫酸酸性溶液，按照每面的单位面积重量达到1g/m2的方式进行控制，在两面进行了电镀。在电镀前没有实施预备热处理。 
在附着Sn作为第二层的状态下，对各钢板按40％的压下率实施冷轧，制成厚度为0.78mm的钢板。为了比较，对成分F、G、H及I的没有附着Sn的钢板也按40％的压下率实施了冷轧。 
接着，在真空中，在升温速度为100℃/分、1100℃×60min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。此时，在所有的钢板中，钢板表面的 Sn向钢中扩散，完全合金化。 
为了比较，对没有附着Sn的钢板也实施了同样的热处理。 
测定了得到的8种钢板的{222}面聚集度、及{200}面聚集度。附着Sn的钢板的{222}面聚集度在成分F中为65％、在成分G中为75％、在成分H中为79％、在成分I中为85％，{200}面聚集度在成分F中为12％、在成分G中为4％、在成分H中为2.5％、在成分I中为1.4％。 
所有面聚集度都包含在本发明的范围内，但如果含有的Cr按质量％计低于12.0％，则能得到特别高的{222}面聚集度。 
另一方面，没有附着Sn的钢板的{222}面聚集度在成分F中为21％、在成分G中为12％、在成分H中为11％、在成分I中为12，{200}面聚集度在成分F中为16％、在成分G中为17％、在成分H中为16％、在成分I中为16％。 
关于耐飞边性的评价，采用10.0mmφ的阳模、和10.3mmφ的阴模进行冲裁加工，用尖头千分尺测定冲裁加工孔周边的飞边高度来进行。 
确认附着Sn的钢板的飞边高度在成分F中为9μm、在成分G中为7μm、在成分H中为6μm、在成分I中为5μm，所有钢板都具有优良的特性。 
没有附着Sn的钢板的飞边高度在成分F中为46μm、在成分G中为52μm、在成分H中为63μm、在成分I中为68μm，确认在所有的钢板中都产生大的飞边。 
再者，对这些钢板测定了平均r值，结果确认附着Sn的钢板的平均r值处于2.5以上的高水平。没有附着Sn的钢板的平均r值为1.1左右。 
由此得出，附着Sn的钢板具有优良的拉深加工性。此外，进行了杯突试验，观察了挤出表面，结果确认附着Sn的钢板的冲压加工性也优良。 
这样，确认由本发明的制造方法制造的钢板在下述的本发明的范围内：相对于钢板表面平行的αFe的{222}面聚集度为60％以上、或相对于钢板表面平行的{200}面聚集度为15％以下。 
(实施例8) 
通过变更母材钢板的Al含量，研究了制造性和{222}面聚集度，并示出了其结果。 
按4种Al含量不同的成分系制造了母材钢板。将成分系设定为：以质 量％计，Al含量为7.5％(成分J)、6.4％(成分K)、3.4％(成分L)、及0.002％以下(ICP检测界限以下)(成分M)，其它含有C：0.083％、Si：0.11％、Mn：0.23％、Cr：0.002％以下(ICP分析检测界限以下)、N：0.003％，余量为铁及不可避免的杂质。 
按这些成分系，试验了通过真空熔融来熔炼铸锭，对铸锭实施热轧，薄型化到2.8mm厚。 
成分K、L及M的铸锭容易热轧到钢板，但成分J的铸锭在热轧中频繁断裂，不能继续热轧。 
这样，如果母材钢板的Al含量是超过本发明的范围的6.5％以上，则制造困难，因此放弃了制造成分J的钢板。接着，将成分K、L及M的钢板冷轧到1.6mm厚。 
成分K、L及M的钢板的常温下的主相是αFe相。用X射线衍射测定了母材的αFe相的织构，与上述同样地算出了面聚集度。确认{222}的面聚集度在成分K中为11％、在成分L中为12％、在成分M中为12％，{200}的面聚集度在成分K中为8％、在成分L中为7％、在成分M中为8％。 
在形成第二层之前，在氢气氛中对该母材钢板实施750℃×10sec的热处理。然后，采用热浸镀法，使Zn合金附着在母材钢板的表面上。 
镀液的组成为95％Zn-5％Fe，在钢板的两面进行Zn合金的附着。附着量按正反面合计为80g/m2，使正反面的附着量尽量均等。 
在附着Zn合金作为第二层的状态下，按50％的压下率对各钢板实施冷轧，得到厚度为0.80mm的钢板。 
为了比较，对成分K、L及M的未附着Zn合金的钢板也按50％的压下率实施冷轧，使厚度达到0.80mm。 
接着，在真空中，在升温速度为10℃/分、1100℃×60min的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。此时，在所有的钢板中，钢板表面的Zn合金向钢中扩散，完全合金化。 
为了比较，对没有附着Zn合金的钢板也实施了同样的热处理。 
测定了得到的8种的钢板的{222}面聚集度、及{200}面聚集度。附着Zn合金的钢板的{222}面聚集度在成分K中为78％、在成分L中为85％、在成分M中为90％、在成分I中为85％，{200}面聚集度在成分K中为1.4％、 在成分L中为0.6％、在成分M中为0.4％。 
所有的面聚集度都含在本发明的范围内，但是如果含有的Al按质量％计低于3.5％，则尤其可得到高的{222}面聚集度。 
另一方面，没有附着Zn合金的钢板的{222}面聚集度在成分K中为36％、在成分L中为32％、在成分M中为25％，{200}面聚集度在成分K中为17％、在成分L中为19％、在成分M中为16％。 
关于耐飞边性的评价，通过采用10.0mmφ的阳模、和10.3mmφ的阴模进行冲裁加工，用尖头千分尺测定冲裁加工孔周边的飞边高度来进行。 
附着Zn的钢板的飞边高度在成分K中为7μm、在成分L中为5μm、在成分M中为5μm，确认都具有优良的特性。 
没有附着Zn合金的钢板的飞边高度在成分K中为52μm、在成分L中为57μm、在成分M中为65μm，确认都产生大的飞边。 
再者，对这些钢板测定了平均r值。确认附着Zn合金的钢板的平均r值处于2.5以上的高水平，而没有附着Zn合金的钢板的平均r值为1.1左右。 
由此得出，附着Zn合金的钢板具有优良的拉深加工性。 
此外，对上述钢板进行了杯突试验，观察了挤出表面，确认附着Zn合金的钢板的冲压加工性也优良。 
这样，确认由本发明的制造方法制造的钢板在下述的本发明的范围内：相对于钢板表面平行的αFe相的{222}面聚集度为60％以上、或相对于钢板表面平行的{200}面聚集度为15％以下。 
(实施例9) 
作为第二层的附着物，采用Mo、Cr、Ge、Si、Ti、W及V金属，制造了具有高的{222}面聚集度的钢板，并示出了其结果。 
采用实施例8中使用的成分K、L及M的厚度为2.8mm的热轧板作为母材钢板。将成分K、L及M的钢板冷轧到0.4mm厚。 
成分K、L及M的钢板的常温下的主相为αFe相。利用X射线衍射测定母材钢板的αFe相的织构，与上述同样地算出了面聚集度。 
确认{222}面聚集度在成分K中为15％、在成分L中为17％、在成分M中为16％，{200}面聚集度在成分K中为7％、在成分L中为6％、在成 分M中为8％。 
在进行用于附着第二层的溅射之前，在Ar气氛中对母材钢板实施620℃×60sec的热处理。采用溅射法，使Mo、Cr、Ge、Si、Ti、W及V金属作为第二层附着在母材钢板的表面上。 
分别准备纯度为99.9％以上的金属靶材，按照单面的厚度控制在1μm的方式在两面形成了皮膜。 
在附着由各金属构成的第二层的的状态下，按62.5％的压下率对各钢板实施冷轧，得到了厚度为0.15mm的钢板。 
为了比较，对没有附着由各金属构成的第二层的、成分K、L及M的钢板，也按62.5％的压下率实施了冷轧，厚度为0.15mm。 
接着，通过在真空中，在升温速度为500℃/分、1150℃×15sec的条件下，对钢板实施热处理，使钢板再结晶。 
此时，在所有的钢板中，钢板表面的第二层金属向钢中扩散，完全合金化。为了比较，对没有附着第二层金属的钢板也实施了同样的热处理。 
Figure G2007800432215D00461
表6中示出了各种制造条件、制造的钢板的合金化比例、αFe相的{222}面聚集度、αFe相的{200}面聚集度、及Al含量。面聚集度是通过X射线衍射进行测定、并由上述的计算处理法算出的。 
按如下所述求出了钢板的合金化比例。在L截面中，在L方向0.5mm×总厚度的视野下，采用EPMA法，测定了Fe含量的面分布、和选自Mo、Cr、Ge、Si、Ti、W及V中的附着的金属元素的含量的面分布。 
另外，将Fe≥0.5质量％、且选自Mo、Cr、Ge、Si、Ti、W及V中的附着的金属元素的含量≥0.1质量％的区域作为合金化区域，求出其面积，作为合金化面积。将合金化面积除以L方向0.5mm×总厚度的面积算出了合金化比例。 
再有，记载了面积比例，该面积比例是通过EBSP法，另外对相对于钢板表面的{222}面的偏移为0～30°的晶粒、及相对于钢板表面的{222}面的偏移为0～10°的晶粒，基于L截面的观察而算出的。 
此外，对上述钢板进行了耐飞边性的试验。采用10.00mmφ的阳模、和10.15mmφ的阴模进行冲裁加工，用尖头千分尺测定了冲裁加工孔周边的飞边高度。 
No.60～62的比较例15～17将第二层的金属的附着省略。在此种情况下，{222}面聚集度、及{200}面聚集度都脱离本发明的范围，飞边高度显示为42～63μm的较大的值。 
No.63～65的发明例43～45作为第二层附着了Mo金属。{222}面聚集度、及{200}面聚集度都在本发明的范围内，飞边高度为8～9μm，与比较例相比显著减少。 
No.66～68的发明例46～48作为第二层附着了Cr金属。{222}面聚集度、及{200}面聚集度都在本发明的范围内，飞边高度为7～8μm，与比较例相比显著减少。 
No.69～71的发明例49～51作为第二层附着了Si金属。{222}面聚集度、及{200}面聚集度都在本发明的范围内，飞边高度为7～8μm，与比较例相比显著减少。 
No.72～74的发明例52～54作为第二层附着了Ge金属。{222}面聚集度、及{200}面聚集度都在本发明的范围内，飞边高度为8～9μm，与比较 例相比显著减少。 
No.75～77的发明例55～57作为第二层附着了Ti金属。{222}面聚集度、及{200}面聚集度都在本发明的范围内，飞边高度为7～8μm，与比较例相比显著减少。 
No.78～80的发明例58～60作为第二层附着了W金属。{222}面聚集度、及{200}面聚集度都在本发明的范围内，飞边高度为7～9μm，与比较例相比显著减少。 
No.81～83的发明例60～63作为第二层附着了V金属。{222}面聚集度、及{200}面聚集度都在本发明的范围内，飞边高度为6～8μm，与比较例相比显著减少。 
对以上的实施例的钢板测定了平均r值，能够确认在发明例的钢板中，平均r值处于2.5以上的高水平。在比较例的钢板中，为低于2.5的结果。 
因而，可知发明例的钢板具有优良的拉深加工性。 
这样，能够确认由本发明的制造方法制造的钢板在下述的本发明的范围内：相对于钢板表面平行的αFe相的{222}面聚集度在60％以上、或相对于钢板表面平行的αFe相的{200}面聚集度在15％以下；且该钢板兼顾优良的耐飞边性和拉深加工性。 
如上所述，本发明钢板具有在冲裁加工时切断面不产生飞边的、以往没有的优良的加工性，因此容易加工成包含从以往的形状到特殊形状的多种形状。 
因此，本发明钢板对于例如以形状复杂的需要冲压成形的汽车用部件及家电制品部件等的外板为主的各种结构材料、功能材料等是有用的。 
此外，本发明的制造方法对于Al含量低于6.5质量％的钢板，也能容易且有效地进行{222}面聚集度的提高、和/或{200}面聚集度的降低。 
因此，根据本发明的制造方法，即使不制作新设备，只通过替换现有设备的工序，就能容易地以低成本制造具有高的{222}面聚集度的钢板(本发明钢板)。 
因而，本发明在利用各种结构材料及功能材料的制造工业中具有高的利用可能性。 

Claims (28)

1.一种具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，该钢板是Al含量低于6.5质量％且C含量在2.0质量％以下的钢板，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相，且满足下述(1)和/或(2)：
(1)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{222}面聚集度为60％以上且99％以下；
(2)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。
2.一种具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，该钢板在表面的至少单侧附着有第二层，所述第二层含有Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的1种以上的元素、或者含有Fe和Zn；且该钢板的Al含量低于6.5质量％且C含量在2.0质量％以下，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相；并且满足下述(1)和/或(2)：
(1)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{222}面聚集度为60％以上且99％以下；
(2)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。
3.一种具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，该钢板在表面的至少单侧形成有第二层，且第二层与钢板部分合金化，所述第二层含有Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的1种以上的元素、或者含有Fe和Zn；该钢板的Al含量低于6.5质量％且C含量在2.0质量％以下，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相；并且满足下述(1)和/或(2)：
(1)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{222}面聚集度为60％以上且99％以下；
(2)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。
4.一种具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，该钢板在表面的至少单侧上附着的第二层与钢板合金化，所述第二层含有Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的1种以上的元素、或者含有Fe和Zn；且该钢板的Al含量低于6.5质量％且C含量在2.0质量％以下，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相；并且满足下述(1)和/或(2)：
(1)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{222}面聚集度为60％以上且99％以下；
(2)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。
5.根据权利要求1～4中任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，所述{222}面聚集度为60％以上且95％以下。
6.根据权利要求1～4中任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，所述钢板的厚度为5μm以上且5mm以下。
7.根据权利要求2～4中任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板，其特征在于，所述第二层的厚度为0.01μm以上且500μm以下。
8.一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下的工序：
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％且C含量在2.0质量％以下的钢板的至少单面上附着第二层的工序，该钢板中，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相，所述第二层含有Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的1种以上的元素、或者含有Fe和Zn；
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，所述冷轧的压下率为30％以上；
(c)从冷轧后的钢板除去第二层的工序；及
(d)对除去了第二层的钢板实施热处理，使钢板再结晶的工序。
9.一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下(a)～(c)的工序：
(a)在作为母材的Al含量低于3.5质量％且C含量在2.0质量％以下的钢板的至少单面上附着第二层的工序，该钢板中，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相，所述第二层含有Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的1种以上的元素、或者含有Fe和Zn，
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，所述冷轧的压下率为30％以上，及
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使钢板再结晶的工序；
并且，(d)再结晶后的钢板的Al含量低于6.5质量％。
10.一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下(a)～(c)的工序：
(a)在作为母材的Al含量低于3.5质量％且C含量在2.0质量％以下的钢板的至少单面上附着第二层的工序，该钢板中，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相，所述第二层含有Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的1种以上的元素、或者含有Fe和Zn，
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，所述冷轧的压下率为30％以上，及
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使第二层的一部分合金化，并且使钢板再结晶的工序；
并且，(d)合金化及再结晶后的钢板的Al含量低于6.5质量％。
11.一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下(a)～(c)的工序：
(a)在作为母材的Al含量低于3.5质量％且C含量在2.0质量％以下的钢板的至少单面上附着第二层的工序，该钢板中，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相，所述第二层含有Al、Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的1种以上的元素、或者含有Fe和Zn，
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，所述冷轧的压下率为30％以上，及
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使第二层合金化、并且使钢板再结晶的工序；
并且，(d)钢板的Al含量低于6.5质量％。
12.根据权利要求8～11中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，制得的钢板满足下述(1)和/或(2)：
(1)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{222}面聚集度为60％以上且99％以下；
(2)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。
13.根据权利要求8～11中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，制得的钢板满足下述(1)和/或(2)：
(1)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{222}面聚集度为60％以上且95％以下；
(2)相对于钢板表面的αFe相或γFe相的{200}面聚集度为0.01％以上且15％以下。
14.一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％且C含量在2.0质量％以下的钢板的至少单面上，附着Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素、或者附着Fe和Zn来作为第二层的工序，该钢板中，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相；
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，所述冷轧的压下率为30％以上；
(c)从冷轧后的钢板除去第二层的工序；及
(d)对除去了第二层的钢板实施热处理，使钢板再结晶的工序。
15.一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％且C含量在2.0质量％以下的钢板的至少单面上，附着Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素、或者附着Fe和Zn来作为第二层的工序，该钢板中，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相；
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，所述冷轧的压下率为30％以上；及
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使钢板再结晶的工序。
16.一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％且C含量在2.0质量％以下的钢板的至少单面上，附着Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素、或者附着Fe和Zn来作为第二层的工序，该钢板中，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相；
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，所述冷轧的压下率为30％以上；及
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使第二层的一部分合金化，并且使钢板再结晶的工序。
17.一种具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
(a)在作为母材的Al含量低于6.5质量％且C含量在2.0质量％以下的钢板的至少单面上，附着Co、Cu、Cr、Ga、Hf、Hg、In、Mn、Mo、Nb、Ni、Pb、Pd、Pt、Sb、Si、Sn、Ta、Ti、V、W、Zn及Zr中的一种以上的元素、或者附着Fe和Zn来作为第二层的工序，该钢板中，作为杂质含有微量的Mn、P及S，该钢板的主相为αFe相或γFe相；
(b)对附着有第二层的钢板实施冷轧的工序，所述冷轧的压下率为30％以上；及
(c)对冷轧后的钢板实施热处理，使第二层合金化、并且使钢板再结晶的工序。
18.根据权利要求8～11、14～17中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，作为所述母材的钢板的厚度为10μm以上且10mm以下。
19.根据权利要求8～11、14～17中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，所述第二层的厚度为0.05μm以上且1000μm以下。
20.根据权利要求8～11、14～17中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，在使所述第二层附着之前，对钢板实施预备热处理。
21.根据权利要求20中所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，所述预备热处理的温度为700～1100℃。
22.根据权利要求20中所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，所述预备热处理的气氛为真空、不活泼性气体气氛及氢气氛中的至少一种。
23.根据权利要求21中所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，所述预备热处理的气氛为真空、不活泼性气体气氛及氢气氛中的至少一种。
24.根据权利要求8～11、14～17中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，使第二层附着在所述钢板上的工序是利用镀覆法的工序。
25.根据权利要求8～11、14～17中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，使第二层附着在所述钢板上的工序是利用轧制包覆法的工序。
26.根据权利要求8～11、14～17中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，实施所述冷轧的工序中的压下率为30％以上且95％以下。
27.根据权利要求8～11、14～17中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，实施所述热处理的工序中的热处理温度为600℃以上且1000℃以下，且热处理时间为30秒以上。
28.根据权利要求8～11、14～17中的任何一项所述的具有高的{222}面聚集度的钢板的制造方法，其特征在于，实施所述热处理的工序中的热处理温度为高于1000℃。
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Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5062985B2 (ja) 2004-10-21 2012-10-31 新日鉄マテリアルズ株式会社 加工性に優れた高Ａｌ含有鋼板及びその製造方法
JP5037412B2 (ja) * 2008-04-16 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 鋼板
JP5186989B2 (ja) * 2008-04-21 2013-04-24 新日鐵住金株式会社 コア用軟磁性鋼板及びコア用部材
JP5136196B2 (ja) * 2008-05-14 2013-02-06 新日鐵住金株式会社 制振鋼板およびその製造方法
IN2012DN03845A (zh) * 2009-10-28 2015-08-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
JP5648335B2 (ja) * 2010-06-17 2015-01-07 新日鐵住金株式会社 部分的に結晶方位が制御されたＦｅ系金属板
JP5278626B2 (ja) 2011-04-27 2013-09-04 新日鐵住金株式会社 Ｆｅ系金属板及びその製造方法
CA2850091C (en) * 2011-09-30 2016-06-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and small material anisotropy with ultimate tensile strength of 980 mpa or more and manufacturing method therefor
DE102013004905A1 (de) 2012-03-23 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Zunderarmer Vergütungsstahl und Verfahren zur Herstellung eines zunderarmen Bauteils aus diesem Stahl
JP6176040B2 (ja) * 2012-10-05 2017-08-09 新日鐵住金株式会社 Ｃｒ添加高耐食性鋼板及びその製造方法
JP6303301B2 (ja) * 2013-06-26 2018-04-04 新日鐵住金株式会社 Ｆｅ系金属板及びその製造方法
CN103752610B (zh) * 2013-12-25 2016-03-23 马钢(集团)控股有限公司 一种改善汽车外板用钢表面质量的2250热连轧生产方法
EP3130688B1 (en) * 2014-04-08 2021-02-17 JFE Steel Corporation Ferritic stainless-steel foil and process for producing same

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001294977A (ja) * 2001-03-16 2001-10-26 Kawasaki Steel Corp 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN1363710A (zh) * 2000-12-25 2002-08-14 日新制钢株式会社 一种具有良好加工性能的铁素体不锈钢板及其制造方法
JP2003277886A (ja) * 2002-03-22 2003-10-02 Toyo Kohan Co Ltd 絞りしごき缶用樹脂被覆鋼板、絞りしごき缶用樹脂被覆鋼板の製造方法およびそれを用いて作製した絞りしごき缶
JP2006144116A (ja) * 2004-10-21 2006-06-08 Nippon Steel Corp 加工性に優れた高Ａｌ含有鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
NL272925A (zh) * 1960-12-29
JPH0674460B2 (ja) * 1985-06-26 1994-09-21 日新製鋼株式会社 電磁鋼板の製造法
JPH068486B2 (ja) * 1989-03-27 1994-02-02 新日本製鐵株式会社 製造性に優れた耐熱、耐酸化性Ｆｅ―Ｃｒ―Ａ▲ｌ▼系合金
JP2796732B2 (ja) * 1989-06-13 1998-09-10 日新製鋼株式会社 高Ａ▲ｌ▼含有フエライト系ステンレス鋼板またはその成形品の製造法
JPH03277739A (ja) 1990-03-28 1991-12-09 Nippon Steel Corp プレス成形時の耐バリ性の優れた高ｒ値複合鋼板およびその製造方法
JPH0794692B2 (ja) * 1990-07-12 1995-10-11 新日本製鐵株式会社 高造形性冷延鋼板の製造方法
EP0572666B1 (en) * 1991-02-20 1998-05-06 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and galvanized cold-rolled steel sheet which are excellent in formability and baking hardenability, and production thereof
JP2948416B2 (ja) 1992-06-22 1999-09-13 川崎製鉄株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板
JP3336079B2 (ja) * 1993-07-14 2002-10-21 川崎製鉄株式会社 深絞り性及び化成処理性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3383415B2 (ja) 1994-06-30 2003-03-04 川崎製鉄株式会社 超深絞り性を有するほうろう用高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2998582B2 (ja) 1995-01-10 2000-01-11 住友金属工業株式会社 深絞り性、打ち抜き加工性に優れた冷延鋼板とその製造方法
JP3339615B2 (ja) 1996-07-02 2002-10-28 川崎製鉄株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH1150211A (ja) * 1997-08-05 1999-02-23 Kawasaki Steel Corp 深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板およびその製造方法
JP3546286B2 (ja) * 1997-09-03 2004-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 良成形性冷延鋼板用の熱延母板およびその製造方法、ならびに良成形性冷延鋼板の製造方法
JPH11350072A (ja) 1998-06-04 1999-12-21 Kobe Steel Ltd 加工性および耐肌荒れ性に優れた極低炭素冷延鋼板
WO2004046406A1 (ja) * 2002-11-20 2004-06-03 Nippon Steel Corporation 高Al含有ステンレス鋼板及び複層板、およびそれらの製造方法並びに、それらを用いてなるハニカム体及びその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1363710A (zh) * 2000-12-25 2002-08-14 日新制钢株式会社 一种具有良好加工性能的铁素体不锈钢板及其制造方法
JP2001294977A (ja) * 2001-03-16 2001-10-26 Kawasaki Steel Corp 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP2003277886A (ja) * 2002-03-22 2003-10-02 Toyo Kohan Co Ltd 絞りしごき缶用樹脂被覆鋼板、絞りしごき缶用樹脂被覆鋼板の製造方法およびそれを用いて作製した絞りしごき缶
JP2006144116A (ja) * 2004-10-21 2006-06-08 Nippon Steel Corp 加工性に優れた高Ａｌ含有鋼板及びその製造方法

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