CN103038383B - 热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板及这些钢板的制造方法 - Google Patents

热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板及这些钢板的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103038383B
CN103038383B CN201180036951.9A CN201180036951A CN103038383B CN 103038383 B CN103038383 B CN 103038383B CN 201180036951 A CN201180036951 A CN 201180036951A CN 103038383 B CN103038383 B CN 103038383B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
steel sheet
hot
rolled steel
rolling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201180036951.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103038383A (zh
Inventor
藤田展弘
林邦夫
冈本力
高桥学
岸本哲生
吉田博司
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN103038383A publication Critical patent/CN103038383A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103038383B publication Critical patent/CN103038383B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B35/00—Drives for metal-rolling mills, e.g. hydraulic drives
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/34—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated
    • C25D5/36—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

本发明的热轧钢板中，至少距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值为1.0以上且6.0以下，并且｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为1.0以上且5.0以下，相对于轧制方向成直角的方向的r值即rC为0.70以上且1.10以下，并且与上述轧制方向成30°的方向的r值即r30为0.70以上且1.10以下。

Description

热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板及这些钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及弯曲、放边、翻边(burring)加工等的局部变形能力优异、成形性的取向依赖性小、主要用于汽车零件等的热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板及这些钢板的制造方法。上述热轧钢板包括成为冷轧钢板、镀锌钢板等的原板的热轧钢带。 
本申请基于2010年7月28日在日本申请的日本特愿2010-169670号、2010年7月28日在日本申请的日本特愿2010-169627号、2011年3月4日在日本申请的日本特愿2011-048236号、2010年7月28日在日本申请的日本特愿2010-169230号、2011年3月4日在日本申请的日本特愿2011-048272号、2010年9月13日在日本申请的日本特愿2010-204671号、2011年3月4日在日本申请的日本特愿2011-048246号、2011年3月4日在日本申请的日本特愿2011-048253号主张优先权，并在此援引它们的内容。 
背景技术
为了抑制来自汽车的二氧化碳气体的排放量，正在通过使用高强度钢板来进行汽车车身的轻量化。另外，从确保乘员的安全性的观点出发，汽车车身除软钢板以外也大量使用高强度钢板。但是，为了今后进一步推进汽车车身的轻量化，需要将高强度钢板的使用强度水平提高到以往的强度水平以上。 
但是，通常使钢板高强度化时，成形性会降低。例如非专利文献1中公开了下述内容：由于高强度化而导致对拉深成形、胀形成形很重要的均匀伸长率降低。 
因此，为了将高强度钢板用于汽车车身的行走部分零件、有助于吸收碰撞能量的零件等，改善有助于翻边加工性、弯曲加工性等成形性的局部延展性等局部变形能力很重要。 
对此，非专利文献2中公开了下述方法：通过使钢板的金属组织复合化，即使是相同的强度也能够提高均匀伸长率。 
另外，非专利文献3中公开了下述金属组织控制法：通过控制夹杂物、进行单一组织化、以及降低组织间的硬度差，从而改善以弯曲性、扩孔加工性、翻边加工性为代表的局部变形能力。非专利文献3是通过控制组织来形成单一组织从而改善扩孔性的，为了形成单一组织，非专利文献4中所述的由奥氏体单相进行的热处理是制备方法的基础。 
另外，非专利文献4中还公开了下述技术：利用热轧后的冷却控制来进行金属组织控制，并通过控制析出物及相变组织而得到适当的铁素体与贝氏体的分率，从而兼顾高强度化和延展性的确保。 
但是，上述技术均是依靠组织控制来改善局部变形能力的方法，受到基体的组织形成的影响大。 
另一方面，关于通过增加连续热轧工序中的压下量进行的材质改善，也存在现有公开技术。即所谓的晶粒微细化的技术，例如在非专利文献5的记载中公开了下述技术：在奥氏体区域内的极低温区域进行大压下，使未再结晶奥氏体发生铁素体相变，由此实现产品的主相即铁素体的晶粒微细化，通过细粒化进行高强度化、强韧化。但是，关于本发明要解决的局部变形能力的改善则完全没有考虑。 
现有技术文献 
非专利文献 
非专利文献1：岸田“新日铁技报”(1999)No.371,p.13 
非专利文献2：O.Matsumura et al“Trans.ISIJ”(1987)vol.27,p.570 
非专利文献3：加藤等“制铁研究”(1984)vol.312,p.41 
非专利文献4：K.Sugimoto et al“ISIJ International”(2000)Vol.40,p.920 
非专利文献5：中山制钢所NFG产品介绍 
发明内容
发明要解决的技术问题 
如上所述，为了改善高强度钢板的局部变形能力，主要手段是进行包括夹杂物控制的组织控制。但是，由于依靠组织控制，因此需要对析出物、 铁素体或贝氏体等组织的分率和形态进行控制，使基体的金属组织受到限制。 
因此，在本发明中，通过进行织构的控制而非进行基体组织的控制，由此不受相的种类限制地控制晶粒的尺寸和形态并控制织构，从而提供高强度钢板的局部变形能力优异、成形性取向依赖性小的热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板及这些钢板的制造方法。 
用于解决技术问题的手段 
根据以往的见解，上述那样的扩孔性、弯曲性等的改善是通过夹杂物控制、析出物微细化、组织均质化、单一组织化以及组织间的硬度差的降低等来进行的。但是，仅使用这些技术就不得不限定主要的组织构成。此外，当为了高强度化而添加了作为对提高强度有较大帮助的代表性元素的Nb、Ti等时，各向异性可能会变得极大，因此不得不牺牲其它成形性因素或限定成形前的冲裁方向，从而使用途受到限制。 
因此，本发明人为了提高扩孔性和弯曲加工性，重新着眼于钢板的织构的影响，对其作用效果进行了详细的调查和研究。其结果发现：通过从热轧工序开始对特定的晶体取向组的各取向的X射线随机强度比进行控制，进而对轧制方向的r值、相对于轧制方向成直角的方向的r值、相对于轧制方向成30°或60°的方向的r值进行控制，可以显著提高局部变形能力。 
本发明是基于上述见解而构成的，为了解决上述技术问题而实现所述的目的，本发明采用了以下的手段。 
(1)即，本发明的一个方式的热轧钢板为：以质量%计含有C：0.0001%以上且0.40%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、P：0.001%以上且0.15%以下、S：0.0005%以上且0.03%以下、Al：0.001%以上且2.0%以下、N：0.0005%以上且0.01%以下、O：0.0005%以上且0.01%以下，进一步含有Ti：0.001%以上且0.20%以下、Nb：0.001%以上且0.20%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、B：0.0001%以上且0.0050%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、As：0.0001%以上且0.50%以下、Mg： 0.0001%以上且0.010%以下、Ca：0.0001%以上且0.010%以下、REM：0.0001%以上且0.1%以下中的1种或2种以上，余量由铁及不可避免的杂质构成，至少距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值为1.0以上且6.0以下，并且｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为1.0以上且5.0以下，相对于轧制方向成直角的方向的r值即rC为0.70以上且1.10以下，并且与上述轧制方向成30°的方向的r值即r30为0.70以上且1.10以下。 
(2)根据上述(1)所述的方式，进而可以是：上述轧制方向的r值即rL为0.70以上且1.10以下，并且与上述轧制方向成60°的方向的r值即r60为0.70以上且1.10以下。 
(3)根据上述(1)或(2)所述的方式，进而可以是：在上述热轧钢板中存在贝氏体、马氏体、珠光体及奥氏体中的1种或2种以上，这些组织的晶粒中，上述轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比即dL/dt为3.0以下的粒子的比例为50%以上且100%以下。 
(4)根据上述(1)或(2)所述的方式，可以是：上述热轧钢板的金属组织的总面积中，粒径超过20μm的晶粒的面积比例为0%以上且10%以下。 
(5)本发明的一个方式的冷轧钢板是将上述(1)所述的热轧钢板进行冷轧而成的冷轧钢板，至少上述板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值为1.0以上且低于4.0，并且｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为1.0以上且5.0以下，与上述轧制方向成直角的方向的r值即rC为0.70以上且1.10以下，并且与上述轧制方向成30°的方向的r值即r30为0.70以上且1.10以下。 
(6)根据上述(5)所述的方式，可以为：上述轧制方向的r值即rL为0.70以上且1.10以下，并且与上述轧制方向成60°的方向的r值即r60为0.70以上且1.10以下。 
(7)根据上述(5)或(6)所述的方式，可以为：在上述冷轧钢板中存在贝氏体、马氏体、珠光体及奥氏体中的1种或2种以上，这些组织的晶粒中，上述轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比即dL/dt为3.0以下的粒子的比例为50%以上且100%以下。 
(8)根据上述(5)或(6)所述的方式，可以为：上述冷轧钢板的金属组织的总面积中，粒径超过20μm的晶粒的面积比例为0%以上且10%以下。 
(9)本发明的一个方式的镀锌钢板是在上述(5)所述的冷轧钢板的表面上进一步具备热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的镀锌钢板，至少上述板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值为1.0以上且低于4.0，并且｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为1.0以上且5.0以下，与上述轧制方向成直角的方向的r值即rC为0.70以上且1.10以下，并且与上述轧制方向成30°的方向的r值即r30为0.70以上且1.10以下。 
(10)根据上述(9)所述的方式，可以为：上述轧制方向的r值即rL为0.70以上且1.10以下，并且与上述轧制方向成60°的方向的r值即r60为0.70以上且1.10以下。 
(11)本发明的一个方式的热轧钢板的制造方法为：在1000℃以上且1200℃以下的温度区域对钢锭或板坯进行第1热轧，使奥氏体粒径为200μm以下，所述第1热轧进行至少1次以上的20%以上的压下，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围进行压下率的总计为50%以上的第2热轧，在T1℃以上且低于T1+30℃的温度范围进行压下率的总计低于30%的第3热轧，在Ar3相变温度以上结束热轧，其中，所述钢锭或板坯以质量%计含有C：0.0001%以上且0.40%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、P：0.001%以上且0.15%以下、S：0.0005%以上且0.03%以下、Al：0.001%以上且2.0%以下、N：0.0005%以上且0.01%以下、O：0.0005%以上且0.01%以下，进一步含有Ti：0.001%以上且0.20%以下、Nb：0.001%以上且0.20%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、B：0.0001%以上且0.0050%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、As：0.0001%以上且0.50%以下、Mg：0.0001%以上且0.010%以下、Ca：0.0001%以上且0.010%以下、REM：0.0001%以上且0.1%以下中的1种或2种以上，余量由铁及不可避免的杂质构成。 
这里，上述T1是由钢板成分决定的温度，用下式1表示。 
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V  （式1）。 
(12)根据上述(11)所述的方式，可以为：在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围的上述第2热轧中，在1道次中进行至少1次以上的压下率为30%以上的压下。 
(13)根据上述(11)或(12)所述的方式，可以为：在1000℃以上且1200℃以下的温度区域的上述第1热轧中，进行至少2次以上的压下率为20%以上的压下，使奥氏体粒径为100μm以下。 
(14)根据上述(11)或(12)所述的方式，可以采用下述构成：在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30%以上的道次设为大压下道次的情况下，从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间t满足下式2。 
t1≤t≤t1×2.5  （式2） 
这里，t1用下式3表示。 
t1=0.001×((Tf-T1)×P1)2-0.109×((Tf-T1)×P1)+3.1  （式3） 
这里，Tf为上述最终道次后的温度，P1为上述最终道次中的压下率。 
(15)根据上述(14)所述的方式，可以为：将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的上述第2热轧的各道次间的钢板的温度上升设为18℃以下。 
(16)本发明的一个方式的冷轧钢板的制造方法为：对通过上述(11)所述的热轧钢板的制造方法所得到的上述热轧钢板，在Ar3相变温度以上结束热轧，然后进行酸洗，进行20%以上且90%以下的冷轧，在720℃以上且900℃以下的温度区域以1秒以上且300秒以下的保持时间进行退火，进行从650℃至500℃之间的冷却速度为10℃/秒以上且200℃/秒以下的加速冷却，在200℃以上且500℃以下的温度下进行保持。 
(17)根据上述(16)所述的方式，可以为：在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围的上述第2热轧中，在1道次中进行至少1次以上的压下率为30%以上的压下。 
(18)根据上述(16)或(17)所述的方式，可以为：在1000℃以上且1200℃以下的温度区域的上述第1热轧中，进行至少2次以上的压下率为20%以 上的压下，使奥氏体粒径为100μm以下。 
(19)根据上述(16)或(17)所述的方式，可以采用下述构成：在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30%以上的道次设为大压下道次的情况下，从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间t满足下式4。 
t1≤t≤t1×2.5  （式4） 
这里，t1用下式5表示。 
t1=0.001×((Tf-T1)×P1)2-0.109×((Tf-T1)×P1)+3.1  （式5） 
这里，Tf为上述最终道次后的温度，P1为上述最终道次中的压下率。 
(20)根据上述(16)或(17)所述的方式，可以为：将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的上述第2热轧的各道次间的钢板的温度上升设为18℃以下。 
(21)本发明的一个方式的镀锌钢板的制造方法为：对通过上述(11)所述的热轧钢板的制造方法所得到的上述热轧钢板，在Ar3相变温度以上结束热轧，然后在680℃以下且室温以上的温度区域进行卷取，进行酸洗，进行20%以上且90%以下的冷轧，升温至650℃以上且900℃以下的温度区域，以1秒以上且300秒以下的保持时间进行退火，以0.1℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度冷却至720℃以下且580℃以上的温度区域，进行镀锌处理。 
(22)根据上述(21)所述的方式，可以为：在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围的上述第2热轧中，在1道次中进行至少1次以上的压下率为30%以上的压下。 
(23)根据上述(21)或(22)所述的方式，可以为：在1000℃以上且1200℃以下的温度区域的上述第1热轧中，进行至少2次以上的压下率为20%以上的压下，使奥氏体粒径为100μm以下。 
(24)根据上述(21)或(22)所述的方式，可以采用下述构成：在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30%以上的道次设为大压下道次的情况下，从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间t满足下式6。 
t1≤t≤t1×2.5  （式6） 
这里，t1用下式7表示。 
t1=0.001×((Tf-T1)×P1)2-0.109×((Tf-T1)×P1)+3.1  （式7） 
这里，Tf为上述最终道次后的温度，P1为上述最终道次中的压下率。 
(25)根据上述(24)所述的方式，可以为：将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的上述第2热轧的各道次间的钢板的温度上升设为18℃以下。 
发明效果 
根据本发明可以得到下述热轧钢板、冷轧钢板及镀锌钢板：不限定主要的组织构成，即使添加了Nb、Ti等元素，对各向异性的影响也小，局部变形能力优异，成形性的取向依赖性小。 
附图说明
图1是表示热轧钢板的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图2是表示热轧钢板的｛332｝＜113＞取向组的X射线随机强度比与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图3表示热轧钢板的相对于轧制方向成直角的方向的r值即rC与板厚/最小弯曲半径的关系。 
图4是表示热轧钢板的相对于轧制方向成30°的方向的r值即r30与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图5是表示热轧钢板的轧制方向的r值即rL与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图6是表示热轧钢板的相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图7是表示冷轧钢板的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图8是表示冷轧钢板的｛332｝＜113＞取向组的X射线随机强度比与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图9是表示冷轧钢板的相对于轧制方向成直角的方向的r值即rC与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图10是表示冷轧钢板的相对于轧制方向成30°的方向的r值即r30与板 厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图11是表示冷轧钢板的轧制方向的r值即rL与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图12是表示冷轧钢板的相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图13是表示镀锌钢板的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图14是表示镀锌钢板的｛332｝＜113＞取向组的X射线随机强度比与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图15是表示镀锌钢板的相对于轧制方向成直角的方向的r值即rC与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图16是表示镀锌钢板的相对于轧制方向成30°的方向的r值即r30与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图17是表示镀锌钢板的轧制方向的r值即rL与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图18是表示镀锌钢板的相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60与板厚/最小弯曲半径的关系的图。 
图19是表示粗轧后的奥氏体粒径与热轧钢板的相对于轧制方向成直角的方向的r值即rC的关系的图。 
图20是表示粗轧后的奥氏体粒径与热轧钢板的相对于轧制方向成30°的方向的r值即r30的关系的图。 
图21是表示粗轧中20%以上的压下率下的压下次数与粗轧后的奥氏体粒径的关系的图。 
图22是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的总压下率与热轧钢板的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值的关系的图。 
图23是表示T1℃以上且低于T1+30℃的温度区域的总压下率与热轧钢板的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值的关系的图。 
图24是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的总压下率与热 轧钢板的｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比的关系的图。 
图25是表示T1℃以上且低于T1+30℃的温度区域的总压下率与热轧钢板的｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比的关系的图。 
图26是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下时的各道次间的钢板的最大温度上升量、以及将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30%以上的道次设为大压下道次时从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间与热轧钢板的轧制方向的r值即rL的关系的图。 
图27是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下时的各道次间的钢板的最大温度上升量、以及将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30%以上的道次设为大压下道次时从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间与热轧钢板的相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60的关系的图。 
图28是表示粗轧后的奥氏体粒径与冷轧钢板的与轧制方向成直角的方向的r值即rC的关系的图。 
图29是表示粗轧后的奥氏体粒径与冷轧钢板的相对于轧制方向成30°的方向的r值即r30的关系的图。 
图30是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的压下率与冷轧钢板的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值的关系的图。 
图31是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的总压下率与冷轧钢板的｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比的关系的图。 
图32是表示粗轧后的奥氏体粒径与镀锌钢板的与轧制方向成直角的方向的r值即rC的关系的图。 
图33是表示粗轧后的奥氏体粒径与镀锌钢板的相对于轧制方向成30°的方向的r值即r30的关系的图。 
图34是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的总压下率与镀锌钢板的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值的关系的图。 
图35是表示T1℃以上且低于T1+30℃的温度区域的总压下率与镀锌钢 板的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值的关系的图。 
图36是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的总压下率与镀锌钢板的｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比的关系的图。 
图37是表示T1℃以上且低于T1+30℃的温度区域的总压下率与镀锌钢板的｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比的关系的图。 
图38是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下时的各道次间的钢板的最大温度上升量、以及将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30%以上的道次设为大压下道次时从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间与镀锌钢板的轧制方向的r值即rL的关系的图。 
图39是表示T1+30℃以上且T1+200℃以下温度区域的压下时的各道次间的钢板的最大温度上升量、以及将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30%以上的道次设为大压下道次时从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间与镀锌钢板的相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60的关系的图。 
图40是表示本实施方式的热轧钢板和比较钢的强度与扩孔性的关系的图。 
图41是表示本实施方式的热轧钢板和比较钢的强度与弯曲性的关系的图。 
图42是表示本实施方式的热轧钢板和比较钢的强度与成形性的各向异性的关系的图。 
图43是表示本实施方式的冷轧钢板和比较钢的强度与扩孔性的关系的图。 
图44是表示本实施方式的冷轧钢板和比较钢的强度与弯曲性的关系的图。 
图45是表示本实施方式的冷轧钢板和比较钢的强度与成形性的各向异性的关系的图。 
具体实施方式
以下对本发明的一个实施方式进行详细说明。 
1.关于热轧钢板 
（1）距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值、｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比： 
距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值在本实施方式中是特别重要的特性值。 
如图1所示，对距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的板面进行X射线衍射，求出随机试样的各取向的强度比，此时当｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均值为6.0以下时，满足行走部分零件、骨架零件的加工所需的板厚/最小弯曲半径即d/Rm为1.5以上。进而，在需要扩孔性、小的极限弯曲特性的情况下，优选为4.0以下，进一步优选低于3.0。当｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均值超过6.0时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，其结果是，即使某一方向的局部变形能力得到改善，与该方向不同的方向上的材质也会显著劣化，因此无法满足上述的板厚/最小弯曲半径≥1.5。当为冷轧钢板或镀锌钢板的原板即热轧钢带时，上述X射线随机强度比优选低于4.0。 
另一方面，虽然在现行的普通的连续热轧工序中难以实现，但X射线随机强度比低于1.0时，局部变形能力可能会劣化。 
进而，基于同样的理由，当距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比如图2所示为5.0以下时，满足行走部分零件的加工所需的板厚/最小弯曲半径≥1.5。进一步优选为3.0以下。当该｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比超过5.0时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，其结果是，即使仅某一方向的局部变形能力得到改善，与该方向不同的方向上的材质也会显著劣化，因此无法切实地满足板厚/最小弯曲半径≥1.5。另一方面，虽然在现行的普通的连续热轧工序中难以实现，但X射线随机强度比低于1.0时，局部变形能力可能会劣化。 
以上所述的晶体取向的X射线随机强度比对弯曲加工时的形状冻结性很重要的理由尚不明确，但据推测与弯曲变形时的晶体的滑移行为有关。 
（2）与轧制方向成直角的方向的r值即rC： 
该rC在本实施方式中很重要。即，本发明人等经过深入的研究，结果发现：仅仅上述各种晶体取向的X射线随机强度比是合适的，并不一定能够得到良好的扩孔性、弯曲性。如图3所示，在满足上述X射线随机强度比的同时，需要rC为0.70以上。 
通过将上述rC的上限设为1.10，能够得到更优异的局部变形能力。 
（3）相对于轧制方向成30°的方向的r值即r30： 
该r30在本实施方式中很重要。即，本发明人等经过深入的研究，结果发现：即使上述各种晶体取向的X射线强度比是合适的，也不一定能够得到良好的局部变形能力。如图4所示，在满足上述X射线强度比的同时，需要r30为1.10以下。 
通过将上述r30的下限设为0.70，能够得到更优异的局部变形能力。 
（4）轧制方向的r值即rL及相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60： 
进而，本发明人等经过深入的研究，结果发现：不单限定上述各种晶体取向的X射线随机强度比和rC及r30，还如图5、图6所示那样进一步限定轧制方向的rL为0.70以上并且相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60为1.10以下时，满足板厚/最小弯曲半径≥2.0。 
通过使上述rL值及r60值分别是rL为1.10以下、r60为0.70以上，能够得到更优异的局部变形能力。 
另外，已知通常织构与r值具有相关性，但在本实施方式的热轧钢板中，上述关于晶体取向的X射线强度比的限定与关于r值的限定的意义互不相同，不同时满足双方的限定是无法得到良好的局部变形能力的。 
（5）贝氏体、马氏体、珠光体及奥氏体粒的dL/dt比： 
本发明人进一步对局部变形能力进行了研究，结果发现：在满足上述织构及r值的基础上，当晶粒的等轴性优异时，弯曲加工的方向依赖性几乎消失。作为表示该等轴性的指标，这些组织中的晶粒的热轧方向的长度即dL与板厚方向的长度即dt之比dL/dt为3.0以下的等轴性优异的粒子的比例在这些晶粒中为50%以上且100%以下。当低于50%时，轧制方向即L方向或相对于轧制方向成直角的方向即C方向的弯曲性R会劣化。 
各组织的判断可如下来进行。 
通过用光学显微镜进行的组织观察，确定珠光体。接着，使用EBSD（Electron Back Scattering Diffraction；电子背散射衍射法），对晶体结构进行判断，将fcc结构的晶体定为奥氏体。bcc结构的铁素体、贝氏体及马氏体可通过装配于EBSP-OIMTM的Kernel Average Misorientation（局域取向错配角）、即KAM法进行识别。关于KAM法，将测定数据中的某一正六边形的像素的相邻的6个即第一近似、或其更外侧的12个即第二近似、或其进一步外侧的18个即第三近似的像素间的取向差进行平均，将该值作为其中心的像素的值，并对各像素进行如此计算，由此来算出值。以不超过晶界的方式实施该计算，可制作表现粒内的取向变化的图。该图示出了基于粒内的局域取向变化的应变的分布。 
在本发明的实施例中，将EBSP-OIMTM中计算邻接的像素间的取向差的条件设为第三近似，将该取向差设为5°以下，在上述取向差第三近似中，将超过1°定义为低温相变产物即贝氏体或马氏体，将1°以下定义为铁素体。这是因为：高温下相变后的多边形的先共析铁素体（也称为初析铁素体）通过扩散相变而生成，所以位错密度小，粒内的应变小，因此晶体取向的粒内差小，根据至今为止发明人所实施的各种调查结果，用光学显微镜观察得到的铁素体体积分率与用由KAM法测定的取向差第三近似1°所得到的区域的面积分率几乎良好的一致。 
（6）粒径超过20μm的晶粒的比例： 
进而，还发现：弯曲性受晶粒的等轴性的影响大，其效果很大。虽然其理由尚不明确，但可以认为：弯曲变形是应变局部集中的模式，全部晶粒均匀且等效地接受应变的状态对弯曲性是有利的。当粒径大的晶粒多时，即使各向同性化和等轴粒化是充分的，也会由于局部的晶粒应变而因该局部应变的晶粒的取向导致弯曲性产生较大偏差，从而引起弯曲性降低。因此，为了利用各向同性化和等轴粒化的效果来抑制应变的局部化而提高弯曲性，以总面积中粒径超过20μm的晶粒所占的面积比例小为宜，需要为0%以上且10%以下。当多于10%时，弯曲性劣化。这里所说的晶粒是指铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体及奥氏体的晶粒。 
本发明可适用于所有热轧钢板，只要满足上述的限定，即可不受组织 的组合限制地显著提高热轧钢板的弯曲加工性、扩孔性等局部成形能力。 
2.关于冷轧钢板 
（1）距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值、｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比： 
距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值在本实施方式中是特别重要的特性值。 
如图7所示，对距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的板面进行X射线衍射，求出随机试样的各取向的强度比，此时当｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均值低于4.0时，满足骨架零件的加工所需的板厚/最小弯曲半径≥1.5。进而，在需要扩孔性、小的极限弯曲特性的情况下，优选低于3.0。当｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均值为4.0以上时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，其结果是，仅某一方向的局部变形能力得到改善，但与该方向不同的方向上的材质会显著劣化，因此无法满足上述的板厚/最小弯曲半径≥1.5。 
另一方面，虽然在现行的普通的连续热轧工序中难以实现，但X射线随机强度比低于1.0时，局部变形能力可能会劣化。 
进而，基于同样的理由，当距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比如图8所示为5.0以下时，满足骨架零件的加工所需的板厚/最小弯曲半径≥1.5。进一步优选为3.0以下。当该｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比超过5.0时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，其结果是，仅某一方向的局部变形能力得到改善，但与该方向不同的方向上的材质会显著劣化，因此无法切实地满足板厚/最小弯曲半径≥1.5。另一方面，虽然在现行的普通的连续热轧工序中难以实现，但X射线随机强度比低于1.0时，局部变形能力可能会劣化。 
以上所述的晶体取向的X射线随机强度比对弯曲加工时的形状冻结性很重要的理由尚不明确，但据推测与弯曲变形时的晶体的滑移行为有关。 
（2）与轧制方向成直角的方向的r值即rC： 
该rC值在本实施方式中很重要。即，本发明人等经过深入的研究，结果发现：仅仅上述各种晶体取向的X射线随机强度比是合适的，并不一定能够得到良好的扩孔性、弯曲性。如图9所示，在满足上述X射线随机强度比的同时，需要rC为0.70以上。 
通过将上述rC的上限设为1.10，能够得到更优异的局部变形能力。 
（3）相对于轧制方向成30°的方向的r值即r30： 
该r30在本实施方式中很重要。即，本发明人等经过深入的研究，结果发现：即使上述各种晶体取向的X射线随机强度比是合适的，也并不一定能够得到良好的局部变形能力。如图10所示，在满足上述X射线随机强度比的同时，需要r30为1.10以下。 
通过将上述r30的下限设为0.70，能够得到更优异的局部变形能力。 
（4）轧制方向的r值即rL、相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60： 
进而，本发明人等经过深入的研究，结果发现：不单限定上述各种晶体取向的X射线随机强度比和rC及r30，还如图11、图12所示那样进一步限定轧制方向的rL及相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60分别是rL为0.70以上并且r60为1.10以下时，更良好地满足板厚/最小弯曲半径≥2.0。 
关于上述rL及r60，通过使rL为1.10以下、r60为0.70以上，能够得到更优异的局部变形能力。 
另外，已知通常织构与r值具有相关性，但在本发明的冷轧钢板中，上述关于晶体取向的X射线强度比的限定与关于r值的限定的意义互不相同，不同时满足双方的限定是无法得到良好的局部变形能力的。 
（5）贝氏体、马氏体、珠光体及奥氏体粒的dL/dt比： 
本发明人进一步对局部变形能力进行了研究，结果发现：在满足上述织构及r值的基础上，当晶粒的等轴性优异时，弯曲加工的方向依赖性几乎消失。作为表示该等轴性的指标，这些组织中的晶粒的冷轧方向的长度即dL与板厚方向的长度即dt之比dL/dt为3.0以下的等轴性优异的粒子的比例在这些晶粒中为50%以上且100%以下。当低于50%时，轧制方向即L方向或相对于轧制方向成直角的方向即C方向的弯曲性R会劣化。 
各组织的判断可如下来进行。 
通过用光学显微镜进行的组织观察，确定珠光体。接着，使用EBSD 对晶体结构进行判断，将fcc结构的晶体定为奥氏体。bcc结构的铁素体、贝氏体及马氏体可通过装配于EBSP-OIMTM的Kernel Average Misorientation、即KAM法进行识别。关于KAM法，将测定数据中的某一正六边形的像素的相邻的6个即第一近似、或其更外侧的12个即第二近似、或其进一步外侧的18个即第三近似的像素间的取向差进行平均，将该值作为其中心的像素的值，并对各像素进行如此计算，由此来算出值。以不超过晶界的方式实施该计算，可制作表现粒内的取向变化的图。该图示出了基于粒内的局域取向变化的应变的分布。 
在本发明的实施例中，将EBSP-OIMTM中计算邻接的像素间的取向差的条件设为第三近似，将该取向差设为5°以下，在上述取向差第三近似中，将超过1°定义为低温相变产物即贝氏体或马氏体，将1°以下定义为铁素体。这是因为：高温下相变后的多边形的先共析铁素体通过扩散相变而生成，所以位错密度小，粒内的应变小，因此晶体取向的粒内差小，根据至今为止发明人所实施的各种调查结果，用光学显微镜观察得到的铁素体体积分率与用由KAM法测定的取向差第三近似1°所得到的区域的面积分率几乎良好的一致。 
（6）粒径超过20μm的晶粒的比例： 
进而，还发现：弯曲性受晶粒的等轴性的影响大，其效果很大。虽然其理由尚不明确，但可以认为：弯曲变形是应变局部集中的模式，全部晶粒均匀且等效地接受应变的状态对弯曲性是有利的。当粒径大的晶粒多时，即使各向同性化和等轴粒化是充分的，也会由于局部的晶粒应变而因该局部应变的晶粒的取向导致弯曲性产生较大偏差，从而引起弯曲性降低。因此，为了利用各向同性化和等轴粒化的效果来抑制应变局部化而提高弯曲性，以总面积中粒径超过20μm的晶粒所占的面积比例小为宜，需要为0%以上且10%以下。当多于10%时，弯曲性劣化。这里所说的晶粒是指铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体及奥氏体的晶粒。 
本发明可适用于所有冷轧钢板，只要满足上述的限定，即可不受组织的组合限制地显著提高冷轧钢板的弯曲加工性、扩孔性等局部变形能力。 
3.关于镀锌钢板 
（1）距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜ 011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值、｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比： 
距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值在本实施方式中是特别重要的特性值。如图13所示，对距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的板面进行X射线衍射，求出随机试样的各取向的强度比，此时当｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均值低于4.0时，满足最近所要求的行走部分零件的加工所需的板厚/最小弯曲半径≥1.5。进而，在需要扩孔性、小的极限弯曲特性的情况下，优选低于3.0。当｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均值为4.0以上时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，其结果是，仅某一方向的局部变形能力得到改善，但与该方向不同的方向上的材质会显著劣化，因此无法满足板厚/最小弯曲半径≥1.5。 
另一方面，虽然在现行的普通的连续热轧工序中难以实现，但X射线随机强度比低于1.0时，局部变形能力可能会劣化。 
进而，基于同样的理由，当距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比如图14所示那样为5.0以下时，满足最近所要求的行走部分零件的加工所需的板厚/弯曲半径≥1.5。优选为3.0以下。当该｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比超过5.0时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，其结果是，仅某一方向的局部变形能力得到改善，但与该方向不同的方向上的材质会显著劣化，因此无法切实地满足板厚/弯曲半径≥1.5。另一方面，虽然在现行的普通的连续热轧工序中难以实现，但X射线随机强度比低于1.0时，局部变形能力可能会劣化。 
以上所述的晶体取向的X射线随机强度比对弯曲加工时的形状冻结性很重要的理由虽然尚不明确，但据推测与弯曲变形时的晶体的滑移行为有关。 
与轧制方向成直角的方向的r值即rC： 
该rC在本实施方式中很重要。即，本发明人等经过深入的研究，结果发现：仅仅上述各种晶体取向的X射线随机强度比是合适的，并不一定能够得到良好的扩孔性、弯曲性。如图15所示，在满足上述X射线随机强度 比的同时，需要rC为0.70以上。 
通过将上述rC的上限设为1.10，能够得到更优异的局部变形能力。 
相对于轧制方向成30°的方向的r值即r30： 
该r30在本实施方式中很重要。即，本发明人等经过深入的研究，结果发现：即使上述各种晶体取向的X射线随机强度比是合适的，也并不一定能够得到良好的局部变形能力。如图16所示，在满足上述X射线随机强度比的同时，需要r30为1.10以下。 
通过将上述r30的下限设为0.70，能够得到更优异的局部变形能力。 
轧制方向的r值即rL、相对于轧制方向成60°的方向的r值即r60： 
进而，本发明人等经过深入的研究，结果发现：不单限定上述各种晶体取向的X射线随机强度比和rC及r30，还如图17、图18所示那样进一步限定轧制方向的rL及相对于轧制方向成60°的方向的r60分别是rL为0.70以上并且r60为1.10以下时，能够更良好地满足板厚/最小弯曲半径≥2.0。 
关于上述rL值及r60值，通过使rL为1.10以下、r60为0.70以上，能够得到更优异的局部变形能力。 
另外，虽然已知通常织构与r值具有相关性，但在本发明的镀锌钢板中，上述关于晶体取向的X射线强度比的限定与关于r值的限定的意义互不相同，不同时满足双方的限定是无法得到良好的局部变形能力的。 
本发明可适用于所有镀锌钢板，只要满足上述限定，即可不受组织的组合限制地显著提高镀锌钢板的弯曲加工性、扩孔性等局部变形能力。 
上述｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组中包含的主要取向为｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛113｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛335｝＜110＞及｛223｝＜110＞。 
这些各取向的X射线随机强度比可通过X射线衍射、EBSD（Electron Back Scattering Diffraction；电子背散射衍射法）等方法来测定。具体来说，可以由基于｛110｝极点图通过矢量法计算出的三维织构、或者｛110｝、｛100｝、｛211｝、｛310｝极点图中使用多个极点图（优选为3个以上）通过级数展开法计算出的三维织构来求出。 
例如，对于EBSD法中的上述各晶体取向的X射线随机强度比，可以直接使用三维织构的φ2=45゜截面中的（001）［1-10］、（116）［1-10］、 （114）［1-10］、（113）［1-10］、（112）［1-10］、（335）［1-10］、（223）［1-10］的强度。表示负1的带上划线的1用-1表示。 
另外，｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均值是指上述各取向的算术平均。当无法得到上述全部取向的强度时，也可以用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各取向的算术平均来代替。 
关于供至X射线衍射或EBSD的试样，通过机械研磨等将钢板从表面减少至规定的板厚，接着，通过化学研磨、电解研磨等除去应变，同时在板厚的5/8～3/8的范围以使合适的面为测定面的方式根据上述方法对试样进行调节，从而进行测定。关于板宽方向，优选在距离端部为1/4或3/4的位置进行采集。 
虽然是理所当然的，但通过使上述X射线强度的限定不仅针对板厚1/2附近而是使尽可能多的厚度满足该限定，能够使局部变形能力变得更加良好。但是，对距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部进行测定，即可大体上代表钢板整体的材质特性，因此对距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值、以及｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比进行规定。用｛hkl｝＜uvw＞表示的晶体取向是指板面的法线方向与｛hkl｝平行、轧制方向与＜uvw＞平行。 
另外，上述各r值通过使用了JIS5号抗拉试验片的抗拉试验进行评价。关于抗拉应变，通常在高强度钢板的情况下，在5～15%的范围、均匀伸长率的范围进行评价即可。 
实施弯曲加工的方向根据加工零件不同而各异，因此没有特别限定，根据本发明，在任意的弯曲方向上均能得到相同的特性。 
关于珠光体的dL/dt及粒径，在光学显微镜中的组织观察中，通过二值化处理、计数法即可求出。 
另外，关于铁素体、贝氏体、马氏体及奥氏体的粒径，在上述基于EBSD法的钢板的取向的解析中，例如以1500倍的倍率、以0.5μm以下的测定步进进行取向测定，将相邻的测定点的取向差超过了15°的位置定为晶界，求出其当量圆直径即可获得。此时，对于轧制方向及板厚方向的粒子的长度， 也可以同时求出，从而获得dL/dt。 
接着，对钢板成分的限定条件进行描述。含量的%为质量%。 
本发明的冷轧钢板及镀锌钢板由于以本发明的热轧钢板为原板，因此关于钢板的成分，对于热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板中的任一种来说均如下所述。 
C是基本上含有的元素，将其下限设为0.0001%是因为采用了实用钢中可得到的下限值。关于上限，当超过0.40%时，加工性、焊接性变差，因此设为0.40%。另外，过量添加C会使点焊性显著劣化，因此进一步优选为0.30%以下。 
Si是对提高钢板的机械强度有效的元素，但超过2.5%时，加工性劣化、或产生表面缺陷，因此将2.5%设为上限。另一方面，在实用钢中难以使Si低于0.001%，因此将0.001%设为下限。 
Mn是对提高钢板的机械强度有效的元素，但超过4.0%时，加工性劣化，因此将4.0%设为上限。另一方面，在实用钢中难以使Mn低于0.001%，因此将0.001%设为下限。但是，为了避免制钢成本过于升高，优选设为0.01%以上。由于Mn会抑制铁素体生成，因此在想要通过使组织包含铁素体相来确保伸长率的情况下，优选设为3.0%以下。另外，除Mn以外，没有充分添加抑制由S引起的热裂的Ti等元素时，优选以重量%计添加达到Mn/S≥20的Mn量。 
关于P和S的上限，为了防止加工性的劣化、热轧或冷轧时的开裂，P设为0.15%以下，S设为0.03%以下。关于各自的下限，作为现行的普通的精炼（包括二次精炼）中能实现的值，P设为0.001%，S设为0.0005%。另外，关于S，由于极端脱硫会使成本变得过高，因此进一步优选为0.001%以上。 
关于Al，为了脱氧而添加0.001%以上。但是，在需要充分脱氧的情况下，进一步优选添加0.01%以上。另外，Al由于会使γ→α相变点显著提高，因此特别是针对Ar3点以下的热轧时，Al是有效的元素。但是，过多时焊接性会变差，因此将上限设为2.0%。 
N和O是杂质，为了不使加工性变差，均设为0.01%以下。关于下限，两元素均设为在现行的普通的精炼（包括二次精炼）中能实现的0.0005%。 但是，为了抑制制钢成本过度提高，优选设为0.001%以上。 
进而，为了通过析出强化提高机械强度，或者为了使局部变形能力提高而进行夹杂物控制、析出物微细化，也可以含有作为以往使用的元素的Ti、Nb、B、Mg、REM、Ca、Mo、Cr、V、W、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、As中的任1种或2种以上。为了得到析出强化，生成微细的碳氮化物是有效的，Ti、Nb、V、W的添加是有效的。另外，Ti、Nb、V、W作为固溶元素还具有有助于晶粒的微细化的效果。 
为了通过添加Ti、Nb、V、W来得到析出强化的效果，Ti需要添加0.001%以上，Nb需要添加0.001%以上，V需要添加0.001%以上，W需要添加0.001%以上。在特别需要析出强化的情况下，进一步优选Ti添加0.01%以上、Nb添加0.005%以上、V添加0.01%以上、W添加0.01%以上。进而，Ti、Nb除了析出强化外还具有通过碳、氮的固定、组织控制、细粒强化等机理来改善材质的效果。另外，V对析出强化有效，且因添加引起的强化所致的局部变形能力的劣化程度比Mo、Cr更小，在需要高强度且更好的扩孔性、弯曲性的情况下，V是有效的添加元素。但是，即使过度添加，强度提高也会达到饱和，而且会抑制热轧后的再结晶而难以控制晶体取向，因此Ti及Nb需要设为0.20%以下，V及W需要设为1.0%以下。但是，在特别需要伸长率的情况下，V进一步优选设为0.50%以下，W进一步优选设为0.50%以下。 
为了提高组织的淬火性并通过进行第二相控制来确保强度，添加B、Mo、Cr、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、As中的1种或2种以上是有效的。进而，B除上述以外还具有通过碳、氮的固定、析出强化、细粒强化等机理来改善材质的效果。另外，Mo、Cr除了提高机械强度的效果以外还具有改善材质的效果。 
为了得到这些效果，B需要添加0.0001%以上，Mo、Cr、Ni、Cu需要添加0.001%以上，Co、Sn、Zr、As需要添加0.0001%以上。但是，过度添加反而会使加工性劣化，因此B的上限设为0.0050%，Mo的上限设为1.0%，Cr、Ni、Cu的上限设为2.0%，Co的上限设为1.0%，Sn、Zr的上限设为0.2%，As的上限设为0.50%。在特别要求强加工性的情况下，B的上限优选设为0.005%，Mo的上限优选设为0.50%。另外，从成本的观点出发，上 述添加元素中，进一步优选选择B、Mo、Cr、As。 
Mg、REM、Ca是对于使夹杂物无害化、进一步提高局部变形能力而言重要的添加元素。为了得到该效果，添加量的下限分别设为0.0001%，但在需要控制夹杂物的形态的情况下，优选分别添加0.0005%以上。另一方面，过度添加会使清洁度恶化，因此Mg以0.010%为上限，REM以0.1%为上限，Ca以0.010%为上限。 
即使对本发明的热轧钢板及冷轧钢板实施表面处理，也不会失去局部变形能力改善效果，即使实施电镀、热浸镀、蒸镀、有机皮膜形成、薄膜层压、有机盐类/无机盐类处理以及无铬处理等中的任一种，也能够得到本发明的效果。 
另外，本发明的镀锌钢板是在本发明的冷轧钢板的表面具有通过镀锌处理而得到的镀锌层的钢板，但关于镀锌，采用热浸镀锌、电镀锌中的任一种均可获得效果。另外，也可以在镀锌后进行合金化处理而制成以汽车用途为代表的合金化镀锌钢板。 
此外，即使对本发明的高强度镀锌钢板进一步进行表面处理也不会失去本发明的效果，采用有机皮膜形成、薄膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等中的任一种均可获得本发明的效果。 
2.关于制造方法 
接着，对本实施方式的热轧钢板的制造方法进行描述。 
为了实现优异的局部变形能力，形成具有规定的X射线随机强度比的织构、满足各方向的r值的条件、以及控制粒子形状很重要。以下记载用于满足它们的制造条件的详细情况。 
热轧之前的制造方法没有特别限定。即，利用高炉、电炉等进行熔炼，然后进行各种二次冶炼，接着，通过普通的连续铸造、基于钢锭法的铸造、或薄板坯铸造等方法进行铸造即可。在连续铸造的的情况下，可以先冷却至低温，然后再加热后进行热轧，也可以不将铸造板坯冷却至低温而在铸造后直接进行热轧。原料可以使用废钢。 
在满足以下要件的情况下，可以得到本实施方式的热轧钢板。 
为了满足rC为0.70以上且r30为1.10以下这样的上述规定的值，粗轧后、即精轧前的奥氏体粒径很重要。如图19、图20所示，精轧前的奥氏体 粒径只要为200μm以下即可。 
为了得到200μm以下的精轧前的奥氏体粒径，如图21所示，只要通过在1000℃以上且1200℃以下的温度区域内的轧制来进行粗轧、并且在该温度区域内以至少20%以上的压下率压下1次以上即可。但是，为了进一步提高均质性、提高伸长率、局部变形能力，优选在1000℃以上且1200℃以下的温度区域内以至少40%以上的压下率轧制1次以上。 
奥氏体粒径更优选设为100μm以下，为此，优选以20%以上的压下率进行2次以上的压下。理想的是以40%以上的压下率进行2次以上。压下率及该压下的次数越大，越能得到细粒，但超过70%的压下、或超过10次的粗轧可能会导致温度降低或氧化皮的过度生成。如此减小精轧前的奥氏体粒径通过促进后面的精轧中的奥氏体再结晶，而对特别是通过rL、r30的控制来改善局部变形能力是有效的。 
作为奥氏体粒径的微细化给局部变形能力带来影响的理由，据推测是因为：粗轧后、即精轧前的奥氏体晶界作为1个精轧中的再结晶核起作用。 
为了确认粗轧后的奥氏体粒径，优选将进入精轧前的板片尽可能地骤冷，以10℃/秒以上的冷却速度冷却板片，对板片截面的组织进行蚀刻，使奥氏体晶界凸出，用光学显微镜进行测定。此时，通过图像解析、计数法以50倍以上的倍率对20个视野以上进行测定。 
另外，为了使距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值、｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为上述值的范围，在粗轧后的精轧中，以由钢板成分决定的上述式1中记载的T1温度为基准，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域、优选在T1+50℃以上且T1+100℃以下的温度区域内，进行大压下率的加工，在T1℃以上且低于T1+30℃内进行小压下率的加工。如上所述，能够确保最终热轧产品的局部变形能力和形状。图22～图25表示各温度区域内的压下率与各取向的X射线随机强度比的关系。 
即，如图22和图24所示的T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域内的大压下和如图23、图25所示的之后的T1℃以上且低于T1+30℃内的轻压下控制距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜ 011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值、及｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比，显著改善最终热轧产品的局部变形能力。 
该T1温度本身是通过经验求出的，发明人等通过实验发现了以T1温度为基准各钢的奥氏体区域的再结晶得到促进。 
为了得到更良好的局部变形能力，通过大压下积累应变、或每次压下时反复进行再结晶很重要。为了积累应变，压下率的总计为50%以上，优选为70%以上，进而，优选将道次间的钢板的温度上升设为18℃以下。另一方面，从温度确保、过大的轧制负荷的观点出发，不优选压下率的总计超过90%。进而，为了提高热轧板的均质性、将伸长率、局部延展性提高到极限，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域内的轧制中，至少1道次以30%以上、优选以40%以上的压下率进行压下。另一方面，1道次超过70%时，可能在形状上会产生问题。在要求更高的加工性的情况下，进一步优选将最终的2道次设为30%以上。 
进而，为了通过释放所积累的应变而促进均匀的再结晶，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的大压下之后，需要将T1℃以上且低于T1+30℃的温度区域内的加工量抑制为尽可能少，将T1℃以上且低于T1+30℃内的压下率的总计设为低于30%。从板形状的观点出发，优选10%以上的压下率，在更重视局部变形能力的情况下，压下率优选0%。T1℃以上且低于T1+30℃内的压下率超过规定的范围时，再结晶后的奥氏体粒会伸展，停留时间短时，再结晶不能充分地进行而导致局部变形能力劣化。即，在本实施方式的制造条件中，为了改善扩孔性、弯曲性等局部变形能力，通过在精轧中使奥氏体均匀且微细地再结晶来控制热轧产品的织构是很重要的。 
在比上述规定的温度区域低的温度下进行轧制或采用比规定的压下率大的压下率时，奥氏体的织构发达，在最终得到的热轧钢板中，不能得到至少距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值为6.0以下、并且｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为5.0以下这样的各晶体取向的X射线随机强度比。 
另一方面，在比规定的温度区域高的温度下进行轧制或采用比规定的 压下率小的压下率时，会成为粗粒化、混晶的原因，粒径超过20μm的晶粒的面积率增大。关于是否进行了上述规定的轧制，压下率可由轧制负荷、板厚测定等根据实际或计算来求出。另外，关于温度，只要有机架间温度计即可进行实测，或者可以基于线速度、压下率等并考虑了加工放热等而进行计算模拟，因此可通过任一者或两者来获得。 
如上所述进行的热轧在Ar3以上的温度下结束。当热轧的结束温度低于Ar3时，由于包含奥氏体区域和铁素体区域这二相区域轧制，因此向｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的聚集变强，结果局部变形能力显著劣化。 
当rL及r60分别是rL为0.70以上、r60为1.10以下时，更良好地满足板厚/最小弯曲半径≥2.0。因此，在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域内的压下率为30%以上的道次设为大压下道次的情况下，优选：从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间t（秒）满足上述式2，各道次间的钢板的温度上升为18℃以下。 
图26、图27表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的压下时的道次间的钢板的温度上升量、上述等待时间t与rL及r60的关系。当T1+30℃以上且T1+200℃以下的各道次间的钢板的温度上升为18℃以下、且t满足上述式2时，可得到rL为0.70以上、r60为1.10以下的均匀的再结晶奥氏体。 
当上述等待时间t超过t1×2.5时，发生粗粒化，伸长率显著降低。另外，当比t1更短时，各向异性变大，等轴粒分率降低。 
在T1+30℃以上且T1+200℃以下的钢板的温度上升过低而在T1+30℃以上且T1+200℃以下的范围内不能得到规定的压下率的情况下，再结晶会受到抑制。另外，当上述等待时间t（秒）不满足上述式2时，在长时间侧会形成粗大粒，在短时间侧不会进行再结晶化，无法得到充分的局部变形能力。 
关于轧制后的冷却模式，没有特别规定。即使采用用于进行满足各自目的的组织控制的冷却模式，也能够得到本发明的效果。 
在热轧中，可以在粗轧后接合薄板坯，连续进行精轧。此时，可以先将粗钢条卷成卷状，根据需要储存在具有保温功能的罩盖下，再开卷，然后进行接合。 
另外，在热轧后可以进行卷取。 
对于热轧钢板，根据需要可以实施表皮光轧。表皮光轧具有防止加工成形时产生的拉伸应变、矫正形状的效果。 
本实施方式中得到的热轧钢板的组织以铁素体为主体，但作为铁素体以外的金属组织也可以含有珠光体、贝氏体、马氏体、奥氏体及碳氮化物等化合物。马氏体、贝氏体的晶体结构与铁素体的晶体结构相同或类似，因此即使以这些组织代替铁素体作为主体也是没有问题的。 
另外，本发明的钢板不仅适用于弯曲加工，还适用于弯曲、胀形、拉深等以弯曲加工为主体的复合成形。 
接着，对本实施方式的冷轧钢板的制造方法进行描述。为了实现优异的局部变形能力，在冷轧结束后的钢板中形成具有规定的X射线随机强度比的织构、满足各方向的r值的条件、以及控制粒子形状很重要。以下详细记载用于满足它们的制造条件。 
热轧之前的制造方法没有特别限定。即，利用高炉、电炉等进行熔炼，然后进行各种二次冶炼，接着，通过普通的连续铸造、基于钢锭法的铸造、或薄板坯铸造等方法进行铸造即可。在连续铸造的的情况下，可以先冷却至低温，然后再加热后进行热轧，也可以不将铸造板坯冷却至低温而在铸造后直接进行热轧。原料可以使用废钢。 
在满足以下要件的情况下，可以得到本实施方式的局部变形能力优异的冷轧钢板。 
为了使rC及r30满足上述规定的值，粗轧后、即精轧前的奥氏体粒径很重要。如图28、图29所示，精轧前的奥氏体粒径优选较小，当为200μm以下时，满足上述的值。 
为了得到200μm以下的精轧前的奥氏体粒径，如图21所示，只要在1000℃以上且1200℃以下的温度区域内进行粗轧、并且以至少20%以上的压下率压下1次以上即可。压下率及该压下的次数越大，越能够得到细粒。 
奥氏体粒径更优选设为100μm以下，为此，优选以20%以上的压下率进行2次以上的压下。理想的是以40%以上的压下率进行2次以上。压下率及该压下的次数越大，越能得到细粒，但超过70%的压下、或超过10次的粗轧可能会导致温度降低或氧化皮的过度生成。如此减小精轧前的奥氏体粒径通过促进后面的精轧中的奥氏体再结晶，而对特别是通过rL、r30的控制来改善局部变形能力是有效的。 
作为奥氏体粒径的微细化给局部变形能力带来影响的理由，据推测是因为：粗轧后、即精轧前的奥氏体晶界作为1个精轧中的再结晶核起作用。为了确认粗轧后的奥氏体粒径，优选将进入精轧前的板片尽可能地骤冷，以10℃/秒以上的冷却速度冷却板片，对板片截面的组织进行蚀刻，使奥氏体晶界凸出，用光学显微镜进行测定。此时，通过图像解析、计数法以50倍以上的倍率对20个视野以上进行测定。 
另外，为了使距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值、及｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为上述值的范围，在粗轧后的精轧中，以由钢板成分决定的上述T1温度为基准，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域、优选在T1+50℃以上且T1+100℃以下的温度区域内，进行大压下率的加工，在T1℃以上且低于T1+30℃内进行小压下率的加工。如上所述，能够确保最终冷轧产品的局部变形能力。图30～图31表示T1+30℃以上且200℃以下的温度区域内的压下率与各取向的X射线随机强度比的关系。 
即，通过如图30和图31所示那样进行T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域内的大压下后、进行T1℃以上且低于T1+30℃内的轻压下，如后述的表7及表8所示，控制距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值及｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比，显著改善最终热轧产品的局部变形能力。T1温度本身是通过经验求出的，发明人等通过实验发现了以T1温度为基准各钢的奥氏体区域的再结晶得到促进。 
为了得到更良好的局部变形能力，通过大压下积累应变很重要，压下率的总计为50%以上，进一步优选为60%以上，更优选为70%以上。另一方面，从温度确保、过大的轧制负荷的观点出发，不优选压下率的总计超过90%。进而，为了提高热轧板的均质性、将伸长率、局部延展性提高到极限，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域内的轧制中，至少1道次以30%以上、优选以40%以上的压下率进行轧制。另一方面，1道次超过70%时，可能在形状上会产生问题。在要求更高的加工性的情况下，进一步优选将最终的2道次设为30%以上。 
进而，为了通过释放所积累的应变来促进均匀的再结晶，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的大压下之后，需要将T1℃以上且低于T1+30℃的温度区域内的加工量抑制为尽可能少，将T1℃以上且低于T1+30℃内的压下率的总计设为低于30%。从板形状的观点出发，优选10%以上的压下率，在更重视局部变形能力的情况下，压下率优选0%。当T1℃以上且低于T1+30℃内的压下率超过规定的范围时，再结晶后的奥氏体粒会伸展，停留时间短时，再结晶不能充分地进行而导致局部变形能力劣化。即，在本实施方式的制造条件中，通过在精轧中使奥氏体均匀且微细地再结晶来控制热轧产品的织构，从而改善扩孔性、弯曲性等局部变形能力。 
当在比上述规定的温度区域低的温度下进行轧制或采用比规定的压下率大的压下率时，奥氏体的织构发达，在最终得到的冷轧钢板中，不能得到至少距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值为低于4.0、并且｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为5.0以下这样的各晶体取向的X射线随机强度比。 
另一方面，当在比上述规定的温度区域高的温度下进行轧制或采用比规定的压下率小的压下率时，会成为粗粒化、混晶的原因，粒径超过20μm的晶粒的面积率增大。关于是否进行了上述规定的轧制，压下率可由轧制负荷、板厚测定等根据实际或计算来求出。另外，关于温度，只要有机架间温度计即可进行实测，或者可以基于线速度、压下率等并考虑了加工放热等而进行计算模拟，因此可通过任一者或两者来获得。 
如上所述进行的热轧在Ar3以上的温度下结束。当以低于Ar3结束热轧时，由于包含奥氏体区域和铁素体区域这二相区域轧制，因此向｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的聚集变强，其结果是局部变形能力显著劣化。 
当rL及r60分别是rL为0.70以上、r60为1.10以下时，更良好地满足板厚/最小弯曲半径≥2.0。为此，优选将T1+30℃以上且T1+200℃以下的压下时的各道次间的钢板的温度上升控制在18℃以下，优选采用机架间冷却等。 
进而，用T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围内的轧制的最后的轧制机架进行压下后的冷却会给奥氏体的粒径带来较大的影响，其会对冷轧退火后的组织的等轴粒分率、粗大粒分率造成较强的影响。因此，在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域内的压下率为30%以上的道次设为大压下道次的情况下，从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间t需要满足上述式4。与其相比，在长时间侧，发生粗粒化，伸长率显著降低。与其相比，在短时间侧，不能充分得到再结晶，各向异性变大。因此，不能满足板厚/最小弯曲半径≥2.0。 
另外，关于热轧后的冷却模式，没有特别规定，即使采用用于进行满足各自目的的组织控制的冷却模式，也能够得到本发明的效果。 
在热轧中，可以在粗轧后接合薄板坯，连续进行精轧。此时，可以先将粗钢条卷成卷状，根据需要储存在具有保温功能的罩盖下，再开卷，然后进行接合。 
对结束了上述热轧的钢板，进行压下率为20%以上且90%以下的冷轧。当低于20%时，在之后的退火工序中难以引起再结晶，不仅等轴粒分率会降低，而且退火后的晶粒会变得粗大化。当压下率超过90%时，由于退火时的织构发达，因此各向异性变强。由此，将冷轧时的压下率设为20%以上且90%以下。 
冷轧后的钢板接着在720℃以上且900℃以下的温度区域保持1～300秒。与其相比为低温或短时间时，铁素体的逆相变不能充分地进行，无法在之后的冷却工序中得到第二相，因此不能得到充分的强度。另一方面，当超过900℃、或持续保持300秒以上时，晶粒会变得粗大化，因此粒径为20μm以下的晶粒的面积率增大。然后，以从650℃至500℃之间的冷却速度为10℃/秒以上且200℃/秒以下的冷却速度冷却至500℃以下的温度。当冷却速度低于10℃/秒、或冷却结束温度超过500℃时，会生成珠光体，因此局部变形能力降低。而当冷却速度超过200℃/秒时，珠光体抑制效果饱和，反而冷却结束温度的控制性显著劣化，因此设为200℃/秒以下。 
本实施方式中得到的冷轧钢板的组织含有铁素体，但也可以含有珠光体、贝氏体、马氏体、奥氏体及碳氮化物等化合物作为铁素体以外的金属组织。但是，珠光体由于会使局部延展性劣化，因此优选为5%以下。马氏 体、贝氏体的晶体结构与铁素体的晶体结构相同或者类似，因此可以是以铁素体、贝氏体或马氏体中的任一种为主体的组织。 
另外，本发明的冷轧钢板不仅适用于弯曲加工，还适用于弯曲、胀形、拉深等以弯曲加工为主体的复合成形。 
接着，对本实施方式的镀锌钢板的制造方法进行描述。 
为了实现优异的局部变形能力，在进行了镀锌处理后的钢板中，形成具有X射线随机强度比的织构及满足各方向的r值的条件很重要。以下详细记载用于满足它们的制造条件。 
热轧之前的制造方法没有特别限定。即，用高炉、电炉等进行熔炼，然后进行各种二次冶炼，接着通过普通的连续铸造、基于钢锭法的铸造、或薄板坯铸造等方法来铸造即可。在连续铸造的的情况下，可以先冷却至低温，然后再加热后进行热轧，也可以不将铸造板坯冷却至低温而在铸造后直接热轧。原料可以使用废钢。 
在满足以下要件的情况下，能够得到本实施方式的局部变形能力优异的镀锌钢板。 
首先，为了使rC及r30满足上述规定的值，粗轧后即精轧前的奥氏体粒径很重要。如图32、图33所示，精轧前的奥氏体粒径优选小，当为200μm以下时，满足上述的值。 
为了得到200μm以下的精轧前的奥氏体粒径，只要如图21那样在1000℃以上且1200℃以下的温度区域内进行粗轧、并且以至少20%以上的压下率压下1次以上即可。但是，为了进一步提高均质性、提高伸长率、局部变形能力，优选以1000℃以上且1200℃以下的温度区域内的粗轧且以至少40%以上的压下率压下1次以上。 
为了得到进一步优选的100μm以下的奥氏体粒，再施加1次以上、总计施加2次以上的压下率为20%以上的压下。理想的是40%以上且为2次以上。压下率及该压下的次数越大，越能得到细粒，但超过70%的压下、或超过10次的粗轧可能会导致温度降低、氧化皮的过度生成。如此减小精轧前的奥氏体粒径通过促进后面的精轧中的奥氏体的再结晶，对特别是通过rL、r30的控制来改善局部变形能力是有效的。 
作为奥氏体粒径的微细化给局部变形能力带来影响的理由，据推测是 因为：粗轧后、即精轧前的奥氏体晶界作为1个精轧中的再结晶核起作用。 
为了确认粗轧后的奥氏体粒径，优选将进入精轧前的板片尽可能地骤冷，以10℃/秒以上的冷却速度冷却板片，对板片截面的组织进行蚀刻，使奥氏体晶界凸出，用光学显微镜进行测定。此时，通过图像解析、计数法以50倍以上的倍率对20个视野以上进行测定。为了进一步提高局部变形能力，粗轧后的奥氏体粒径优选为100μm以下。 
另外，为了使距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值、及｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为上述值的范围，在粗轧后的精轧中，以由上述式1规定的取决于钢板成分的上述T1温度为基准，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域、优选在T1+50℃以上且T1+100℃以下的温度区域内进行大压下率的压下，在T1℃以上且低于T1+30℃内进行小压下率的压下。如上所述，能够确保最终热轧产品的局部变形能力和形状。 
图34～图37表示各温度区域内的压下率与各取向的X射线随机强度比的关系。 
即，如图34和图36所示的T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域内的总压下率为50%以上的大压下和如图35和图37所示的之后的T1℃以上且低于T1+30℃内的总压下率低于30%的轻压下控制距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值、及｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比，显著改善最终热轧产品的局部变形能力。T1温度本身是通过经验求出的，发明人等通过实验发现了以T1温度为基准各钢的奥氏体区域中的再结晶得到促进。 
为了得到更良好的局部变形能力，通过大压下积累应变、或每次压下时反复进行再结晶很重要。为了积累应变，以总压下率计需要为50%以上、优选为60%以上、进一步优选为70%以上的压下率，道次间的钢板的温度上升优选设为18℃以下。另一方面，从温度确保、过大的轧制负荷的观点出发，不优选采用超过90%的压下率。进而，为了提高热轧板的均质性、并将伸长率、局部延展性提高到极限，优选T1+30℃以上且T1+200℃以下 的温度区域内的轧制中的至少1道次以30%以上、优选40%以上的压下率进行轧制。另一方面，1道次超过70%时，可能在形状上会产生问题。在要求更高的加工性的情况下，进一步优选将最终的2道次设为30%以上。 
进而，为了通过释放所积累的应变来促进均匀的再结晶，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的大压下之后，需要将T1℃以上且低于T1+30℃的温度区域内的加工量抑制为尽可能少，将T1℃以上且低于T1+30℃内的总压下率设为低于30%。从板形状出发，优选10%以上的压下率，但在更重视局部变形能力的情况下，压下率优选0%。另外，当T1℃以上且低于T1+30℃内的压下率超过规定的范围时，再结晶后的奥氏体粒会伸展，停留时间短时，再结晶不能充分地进行，从而使局部变形能力劣化。即，在本实施方式的制造条件中，通过在精轧中使奥氏体均匀且微细地再结晶而控制热轧产品的织构，从而改善扩孔性、弯曲性等局部变形能力。 
当在比上述规定的温度区域更低的温度下进行轧制或采用比规定的压下率更大的压下率时，奥氏体的织构发达，在最终得到的冷轧钢板中，不能得到至少距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值低于4.0、并且｛332｝＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为5.0以下这样的各晶体取向的X射线随机强度比。另一方面，当在比上述规定的温度区域更高的温度下进行轧制或采用比规定的压下率更小的压下率时，会成为粗粒化、混晶的原因，其结果是局部变形能力显著降低。关于是否进行了上述规定的轧制，压下率可由轧制负荷、板厚测定等实际或计算而求出。另外，关于温度，只要有机架间温度计即可进行实测，或者可以基于线速度、压下率等并考虑了加工放热等而进行计算模拟，因此可通过任一者或两者来获得。 
如上进行的热轧在Ar3以上的温度下结束。当以低于Ar3结束热轧时，由于包含奥氏体区域和铁素体区域这二相区域轧制，因此向｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的聚集变强，其结果是局部变形能力显著劣化。 
进而，当使rL及r60分别是rL为0.70以上且r60为1.10以下时，更良好地满足板厚/最小弯曲半径≥2.0。因此，在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域内的压下率为30%以上的道次设为大压下道次的情况 下，从上述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间t（秒）满足上述式6所规定的条件很重要。 
图38、图39表示T1+30℃以上且T1+200℃以下的压下时的钢板的温度上升及上述等待时间t与rL及r60的关系。 
上述等待时间t满足上述式6、进而将T1+30℃以上且T1+200℃以下的钢板的温度上升在各道次间抑制为18℃以下对得到均匀的再结晶奥氏体是有效的。 
另外，当T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度上升过低而无法在T1+30℃以上且T1+200℃以下的范围内得到规定的压下率时，再结晶受到抑制，另外，当上述等待时间t不满足上述式6时，在长时间侧会形成粗大粒，在短时间侧不会进行再结晶，无法得到充分的局部变形能力。 
关于热轧后的冷却模式，没有特别规定，即使采用用于进行满足各自目的的组织控制的冷却模式，也能够得到本发明的效果。然而，当卷取温度超过680℃时，可能会发生表面氧化、或对冷轧、退火后的弯曲性带来不良影响，因此将卷取温度设为680℃以下且室温以上。 
在热轧中，可以在粗轧后接合薄板坯，连续进行精轧。此时，可以先将粗钢条卷成卷状，根据需要储存在具有保温功能的罩盖下，再开卷，然后进行接合。对热轧钢板可以根据需要实施表皮光轧。表皮光轧具有防止加工成形时产生的拉伸应变、矫正形状的效果。 
另外，将结束上述热轧的钢板进行酸洗，然后以冷轧时的压下率达到20%以上且90%以下的方式进行冷轧。当压下率低于20%时，不能形成充分的冷轧再结晶组织，可能会形成混晶。另外，当超过90%时，可能会因开裂而折断。关于退火的热处理模式，即使采用用于进行满足各自目的的组织控制的热处理模式，也能够得到本发明的效果。 
但是，为了得到充分的冷轧再结晶等轴组织并且满足本申请范围的条件，需要升温到至少650℃以上且900℃以下的温度区域，以1秒以上且300秒以下的保持时间进行退火，然后以0.1℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度实施一次冷却直到720℃以下且580℃以上的温度区域。当保持温度区域低于650℃或保持时间低于1秒时，不能得到充分的回复再结晶组织。另外，当保持温度区域超过900℃或保持时间超过300秒时，可能会发生氧化、粒 子的粗大化。另外，关于一次冷却，当冷却速度低于0.1℃/秒或温度区域超过720℃时，可能无法得到充分量的相变量。另外，当冷却速度超过100℃/秒或温度区域低于580℃时，可能会发生粒子的粗大化。 
之后，按照常规方法进行镀锌处理，得到镀锌钢板。 
本实施方式中得到的镀锌钢板的组织以铁素体为主体，但也可以含有珠光体、贝氏体、马氏体、奥氏体及碳氮化物等化合物作为铁素体以外的金属组织。马氏体、贝氏体的晶体结构与铁素体的晶体结构相同或者类似，因此即使以这些组织代替铁素体作为主体也是没有问题的。 
本发明的镀锌钢板不仅适用于弯曲加工，还适用于弯曲、胀形、拉深等以弯曲加工为主体的复合成形。 
实施例1 
举出本发明的实施例来说明本实施方式的热轧钢板的技术内容。 
作为实施例，使用具有表1所示的成分组成的AA至Bg的钢，并对研究的结果进行说明。 
对于这些钢，在铸造后直接或先冷却至室温后再加热，加热到900℃～1300℃的温度范围，然后在表2或表3的条件下实施热轧，最终制成厚度为2.3mm或3.2mm的热轧钢板。 
表1表示各钢的化学成分，表2、3表示各制造条件，表4、5表示组织和机械特性。 
作为局部变形能力的指标，使用了扩孔率及基于90°V字弯曲的极限弯曲半径。关于弯曲试验，进行C方向弯曲和45°方向弯曲，使用其比率作为成形性的取向依赖性的指标。抗拉试验及弯曲试验以JIS Z2241及Z2248的V形块90°弯曲试验为基准，扩孔试验以日本钢铁联盟标准JFS T1001为基准。关于X射线随机强度比，使用上述EBSD，在与轧制方向平行的截面的5/8～3/8的区域的板厚中央部，对宽度方向上距离端部为1/4的位置，以间距为0.5μm进行测定。另外，关于各方向的r值，通过上述方法进行测定。 
实施例2 
举出本发明的实施例来说明本实施方式的冷轧钢板的技术内容。 
作为实施例，使用具有表6所示的成分组成的CA至CW且满足本发明的技术方案所规定的成分的钢、及Ca至Cg的比较钢，并对研究的结果进行说明。 
对于这些钢，在铸造后直接或先冷却至室温后再加热，加热到900℃～1300℃的温度范围，然后在表7的条件下实施热轧，制成厚度为2～5mm的热轧钢板，然后进行酸洗，实施冷轧至厚度为1.2～2.3mm，在表7所示的退火条件下实施退火。然后，进行0.5%的表皮光轧，供于材质评价。 
表6表示各钢的化学成分，表7表示各制造条件。另外，表8表示各自的组织和机械特性。作为局部变形能力的指标，使用了扩孔率及基于90°V字弯曲的极限弯曲半径。关于弯曲试验，进行C方向弯曲和45°方向弯曲，使用其比率作为成形性的取向依赖性的指标。另外，抗拉试验及弯曲试验以JIS Z2241及Z2248的V形块90°弯曲试验为基准，扩孔试验以日本钢铁联盟标准JFS T1001为基准。关于X射线随机强度比，使用上述EBSD，在与轧制方向平行的截面的3/8～5/8的区域的板厚中央部，对宽度方向上距离端部为1/4的位置，以间距为0.5μm进行测定。另外，关于各方向的r值，通过上述方法进行测定。 
实施例3 
举出本发明的实施例来说明本实施方式的镀锌钢板的技术内容。 
作为实施例，使用具有表9所示的成分组成的DA至DL的钢，并对研究的结果进行说明。 
对于这些钢，在铸造后直接或先冷却至室温后再加热，加热到900℃～1300℃的温度范围，然后在表10的条件下实施热轧，制成厚度为2～5mm的热轧钢板，然后进行酸洗、冷轧后，实施冷轧至厚度为1.2～2.3mm，在表10所示的退火条件下实施退火，并使用热浸镀锌浴，连续进行退火及热浸镀锌或合金化热浸镀锌处理。然后，进行0.5%的表皮光轧，供于材质评价。 
表9表示各钢的化学成分，表10表示制造条件，表11表示各制造条件下的组织和机械特性。 
作为局部变形能力的指标，使用了扩孔率及基于90°V字弯曲的极限弯曲半径。另外，抗拉试验及弯曲试验以JIS Z2241及Z2248的V形块90°弯曲试验为基准，扩孔试验以日本钢铁联盟标准JFS T1001为基准。关于X射线随机强度比，使用上述EBSD，在与轧制方向平行的截面的3/8～5/8的区域的板厚中央部，对宽度方向上距离端部为1/4的位置，以间距为0.5μm进行测定。另外，关于各方向的r值，通过上述方法进行测定。 
满足本发明的规定的钢例如如图40、图41、图42、图43、图44、图45所示那样兼具优异的扩孔性、弯曲性、且成形各向异性小。并且，处于优选的制造条件范围中的钢显示出更优异的扩孔率及弯曲性。 
工业上利用的可能性 
如上所述，根据本发明，通过不对主要的组织构成进行限定而在控制晶粒的尺寸、形态的基础上控制织构，即可得到即使添加了Nb、Ti等局部变形能力也优异、成形性的取向依赖性小的热轧钢板、冷轧钢板及镀锌钢板。 
因此，本发明在钢铁产业中利用的可能性高。 
另外，在本发明中，虽然没有对钢板的强度进行规定，但如上所述那样由于强度越高成形性越低，因此本发明对高强度钢板、例如抗拉强度为440MPa以上的钢板效果特别大。 

Claims (16)

1.一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有
C：0.0001％以上且0.40％以下、
Si：0.001％以上且2.5％以下、
Mn：0.001％以上且4.0％以下、
P：0.001％以上且0.15％以下、
S：0.0005％以上且0.03％以下、
Al：0.001％以上且2.0％以下、
N：0.0005％以上且0.01％以下、
O：0.0005％以上且0.01％以下，
进一步含有
Ti：0.001％以上且0.20％以下、
Nb：0.001％以上且0.20％以下、
V：0.001％以上且1.0％以下、
W：0.001％以上且1.0％以下、
B：0.0001％以上且0.0050％以下、
Mo：0.001％以上且1.0％以下、
Cr：0.001％以上且2.0％以下、
Cu：0.001％以上且2.0％以下、
Ni：0.001％以上且2.0％以下、
Co：0.0001％以上且1.0％以下、
Sn：0.0001％以上且0.2％以下、
Zr：0.0001％以上且0.2％以下、
As：0.0001％以上且0.50％以下、
Mg：0.0001％以上且0.010％以下、
Ca：0.0001％以上且0.010％以下、
REM：0.0001％以上且0.1％以下中的1种或2种以上，
余量由铁及不可避免的杂质构成；
至少距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值为1.0以上且6.0以下，并且{332}＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为1.0以上且5.0以下；
相对于轧制方向成直角的方向的r值即rC为0.70以上且1.10以下，并且与所述轧制方向成30°的方向的r值即r30为0.70以上且1.10以下，
所述轧制方向的r值即rL为0.70以上且1.10以下，并且与所述轧制方向成60°的方向的r值即r60为0.70以上且1.10以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，在所述热轧钢板中存在贝氏体、马氏体、珠光体及奥氏体中的1种或2种以上，这些组织的晶粒中，所述轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比即dL/dt为3.0以下的粒子的比例为50％以上且100％以下。
3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板的金属组织的总面积中，粒径超过20μm的晶粒的面积比例为0％以上且10％以下。
4.一种冷轧钢板，其特征在于，其是将权利要求1所述的热轧钢板进行冷轧而成的冷轧钢板，其中，
至少所述板厚中央部的{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值为1.0以上且低于4.0，并且{332}＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为1.0以上且5.0以下；
与所述轧制方向成直角的方向的r值即rC为0.70以上且1.10以下，并且与所述轧制方向成30°的方向的r值即r30为0.70以上且1.10以下，
所述轧制方向的r值即rL为0.70以上且1.10以下，并且与所述轧制方向成60°的方向的r值即r60为0.70以上且1.10以下。
5.根据权利要求4所述的冷轧钢板，其特征在于，在所述冷轧钢板中存在贝氏体、马氏体、珠光体及奥氏体中的1种或2种以上，这些组织的晶粒中，所述轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比即dL/dt为3.0以下的粒子的比例为50％以上且100％以下。
6.根据权利要求4所述的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板的金属组织的总面积中，粒径超过20μm的晶粒的面积比例为0％以上且10％以下。
7.一种镀锌钢板，其特征在于，其是在权利要求4所述的冷轧钢板的表面上进一步具备热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的镀锌钢板，其中，
至少所述板厚中央部的{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的X射线随机强度比的平均值为1.0以上且低于4.0，并且{332}＜113＞的晶体取向的X射线随机强度比为1.0以上且5.0以下；
与所述轧制方向成直角的方向的r值即rC为0.70以上且1.10以下，并且与所述轧制方向成30°的方向的r值即r30为0.70以上且1.10以下，
所述轧制方向的r值即rL为0.70以上且1.10以下，并且与所述轧制方向成60°的方向的r值即r60为0.70以上且1.10以下。
8.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在1000℃以上且1200℃以下的温度区域对钢锭或板坯进行第1热轧，使奥氏体粒径为200μm以下，所述第1热轧至少进行1次以上的20％以上的压下；
在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围进行压下率的总计为50％以上的第2热轧；
在T1℃以上且低于T1+30℃的温度范围进行压下率的总计低于30％的第3热轧；
在Ar3相变温度以上结束热轧；
在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度范围的所述第2热轧中，在1道次中进行至少1次以上的压下率为30％以上的压下；
将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的所述第2热轧的各道次间的钢板的温度上升设为18℃以下；
其中，所述钢锭或板坯以质量％计含有
C：0.0001％以上且0.40％以下、
Si：0.001％以上且2.5％以下、
Mn：0.001％以上且4.0％以下、
P：0.001％以上且0.15％以下、
S：0.0005％以上且0.03％以下、
Al：0.001％以上且2.0％以下、
N：0.0005％以上且0.01％以下、
O：0.0005％以上且0.01％以下，
进一步含有
Ti：0.001％以上且0.20％以下、
Nb：0.001％以上且0.20％以下、
V：0.001％以上且1.0％以下、
W：0.001％以上且1.0％以下、
B：0.0001％以上且0.0050％以下、
Mo：0.001％以上且1.0％以下、
Cr：0.001％以上且2.0％以下、
Cu：0.001％以上且2.0％以下、
Ni：0.001％以上且2.0％以下、
Co：0.0001％以上且1.0％以下、
Sn：0.0001％以上且0.2％以下、
Zr：0.0001％以上且0.2％以下、
As：0.0001％以上且0.50％以下、
Mg：0.0001％以上且0.010％以下、
Ca：0.0001％以上且0.010％以下、
REM：0.0001％以上且0.1％以下中的1种或2种以上，
余量由铁及不可避免的杂质构成，
这里，所述T1是由钢板成分决定的温度，用下式1表示，
T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V  (式1)。
9.根据权利要求8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在1000℃以上且1200℃以下的温度区域的所述第1热轧中，进行至少2次以上的压下率为20％以上的压下，使奥氏体粒径为100μm以下。
10.根据权利要求8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30％以上的道次设为大压下道次的情况下，从所述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间t满足下式2，
t1≤t≤t1×2.5  (式2)
这里，t1用下式3表示，
t1＝0.001×((Tf-T1)×P1)2-0.109×((Tf-T1)×P1)+3.1  (式3)
这里，Tf为所述最终道次后的温度，P1为所述最终道次中的压下率。
11.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对通过权利要求8所述的热轧钢板的制造方法所得到的所述热轧钢板，在Ar3相变温度以上结束热轧，
然后进行酸洗；
进行20％以上且90％以下的冷轧；
在720℃以上且900℃以下的温度区域以1秒以上且300秒以下的保持时间进行退火；
进行从650℃至500℃之间的冷却速度为10℃/秒以上且200℃/秒以下的加速冷却；
在200℃以上且500℃以下的温度下进行保持。
12.根据权利要求11所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在1000℃以上且1200℃以下的温度区域的所述第1热轧中，进行至少2次以上的压下率为20％以上的压下，使奥氏体粒径为100μm以下。
13.根据权利要求11所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30％以上的道次设为大压下道次的情况下，从所述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间t满足下式4，
t1≤t≤t1×2.5  (式4)
这里，t1用下式5表示，
t1＝0.001×((Tf-T1)×P1)2-0.109×((Tf-T1)×P1)+3.1  (式5)
这里，Tf为所述最终道次后的温度，P1为所述最终道次中的压下率。
14.一种镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对通过权利要求8所述的热轧钢板的制造方法所得到的所述热轧钢板，在Ar3相变温度以上结束热轧，
然后在680℃以下且室温以上的温度区域进行卷取；
进行酸洗；
进行20％以上且90％以下的冷轧；
升温至650℃以上且900℃以下的温度区域；
以1秒以上且300秒以下的保持时间进行退火；
以0.1℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度冷却至720℃以下且580℃以上的温度区域；
进行镀锌处理。
15.根据权利要求14所述的镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在1000℃以上且1200℃以下的温度区域的所述第1热轧中，进行至少2次以上的压下率为20％以上的压下，使奥氏体粒径为100μm以下。
16.根据权利要求14所述的镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在将T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区域的压下率为30％以上的道次设为大压下道次的情况下，从所述大压下道次中的最终道次结束后至开始冷却为止的等待时间t满足下式6，
t1≤t≤t1×2.5  (式6)
这里，t1用下式7表示，
t1＝0.001×((Tf-T1)×P1)2-0.109×((Tf-T1)×P1)+3.1  (式7)
这里，Tf为所述最终道次后的温度，P1为所述最终道次中的压下率。
CN201180036951.9A 2010-07-28 2011-07-27 热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板及这些钢板的制造方法 Active CN103038383B (zh)

Applications Claiming Priority (17)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-169670 2010-07-28
JP2010-169230 2010-07-28
JP2010169627 2010-07-28
JP2010169230 2010-07-28
JP2010-169627 2010-07-28
JP2010169670 2010-07-28
JP2010204671 2010-09-13
JP2010-204671 2010-09-13
JP2011048272 2011-03-04
JP2011048246 2011-03-04
JP2011-048236 2011-03-04
JP2011048253 2011-03-04
JP2011048236 2011-03-04
JP2011-048253 2011-03-04
JP2011-048246 2011-03-04
JP2011-048272 2011-03-04
PCT/JP2011/067070 WO2012014926A1 (ja) 2010-07-28 2011-07-27 熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103038383A CN103038383A (zh) 2013-04-10
CN103038383B true CN103038383B (zh) 2014-12-24

Family

ID=45530130

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201180036951.9A Active CN103038383B (zh) 2010-07-28 2011-07-27 热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板及这些钢板的制造方法

Country Status (10)

Country Link
US (2) US9273370B2 (zh)
EP (1) EP2599887B1 (zh)
JP (1) JP5163835B2 (zh)
KR (1) KR101514157B1 (zh)
CN (1) CN103038383B (zh)
BR (1) BR112013001864B1 (zh)
CA (1) CA2806626C (zh)
MX (1) MX342629B (zh)
TW (1) TWI439554B (zh)
WO (1) WO2012014926A1 (zh)

Families Citing this family (55)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IN2013DN07179A (zh) 2011-03-04 2015-05-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
BR112013024984B1 (pt) 2011-03-28 2018-12-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a quente e método de produção da mesma
JP5533765B2 (ja) * 2011-04-04 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
JP5454738B2 (ja) * 2011-04-13 2014-03-26 新日鐵住金株式会社 ガス軟窒化用熱延鋼板及びその製造方法
EP2698444B1 (en) * 2011-04-13 2017-05-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN103459645B (zh) * 2011-04-13 2015-11-25 新日铁住金株式会社 局部变形能力优异的高强度热轧钢板及其制造方法
JP5397569B2 (ja) 2011-04-21 2014-01-22 新日鐵住金株式会社 均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
US9631265B2 (en) 2011-05-25 2017-04-25 Nippon Steel Hot-rolled steel sheet and method for producing same
US9051634B2 (en) * 2011-10-25 2015-06-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet
WO2013065346A1 (ja) 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101617115B1 (ko) * 2012-01-05 2016-04-29 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
TWI468530B (zh) * 2012-02-13 2015-01-11 新日鐵住金股份有限公司 冷軋鋼板、鍍敷鋼板、及其等之製造方法
KR101417260B1 (ko) * 2012-04-10 2014-07-08 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
JP6048123B2 (ja) * 2012-12-20 2016-12-21 新日鐵住金株式会社 耐酸性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN105143485B (zh) 2013-04-15 2017-08-15 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN103643117B (zh) * 2013-12-11 2016-05-25 江苏大学 一种超低铝钢及其冶炼方法
CN103774043B (zh) * 2013-12-31 2016-04-27 首钢总公司 汽车侧围外板用热镀锌钢板及其生产方法
KR20160000963A (ko) * 2014-06-25 2016-01-06 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 초고강도 가스 메탈 아크 용접금속부
CN104120358B (zh) * 2014-07-03 2016-08-17 西南石油大学 一种含微量锡元素、高强度、耐腐蚀和易成型的超低碳钢及其制备方法
CA2959096C (en) * 2014-08-25 2019-06-25 Tata Steel Ijmuiden B.V. Cold rolled high strength low alloy steel
CN104213020A (zh) * 2014-09-04 2014-12-17 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 镀锌烘烤硬化钢及其生产方法
KR101630951B1 (ko) * 2014-10-21 2016-06-16 주식회사 포스코 고상 접합성이 우수한 고탄소 열연강판 및 그 제조방법
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3260565B1 (en) 2015-02-20 2019-07-31 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
JP6156670B2 (ja) * 2015-02-25 2017-07-05 日立金属株式会社 熱間工具およびその製造方法
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3263729B1 (en) 2015-02-25 2019-11-20 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2017002883A1 (ja) * 2015-06-30 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
BR112018000633A2 (pt) * 2015-07-31 2018-09-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a quente de alta resistência
CN106811678B (zh) * 2015-12-02 2018-11-06 鞍钢股份有限公司 一种淬火合金化镀锌钢板及其制造方法
CN105483535B (zh) * 2015-12-08 2018-01-30 武汉钢铁有限公司 一种高强度热镀锌双相钢及其制备方法
MX2018006851A (es) * 2015-12-11 2018-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Metodo de produccion de producto moldeado y producto moldeado.
JP6590001B2 (ja) * 2016-02-19 2019-10-16 日本製鉄株式会社 鋼
EP3421633B1 (en) 2016-03-31 2020-05-13 JFE Steel Corporation Thin steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, method for producing thin steel sheet, and method for producing plated steel sheet
KR101776490B1 (ko) * 2016-04-15 2017-09-08 현대자동차주식회사 내식성이 우수한 고강도 스프링강
CN105821331A (zh) * 2016-05-18 2016-08-03 安徽合矿机械股份有限公司 一种刚强度球磨机用研磨体制备方法
KR102109230B1 (ko) * 2016-06-20 2020-05-12 주식회사 포스코 초고강도 가스 메탈 아크 용접금속부
MX2019000577A (es) * 2016-08-05 2019-07-04 Nippon Steel Corp Lamina de acero y lamina de acero enchapada.
KR102186320B1 (ko) * 2016-08-05 2020-12-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 도금 강판
EP3495527A4 (en) * 2016-08-05 2019-12-25 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET
JP6358406B2 (ja) 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
CN106591699A (zh) * 2016-12-04 2017-04-26 丹阳市宸兴环保设备有限公司 一种车体防锈金属材料
JP6763479B2 (ja) 2017-04-21 2020-09-30 日本製鉄株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN110832098B (zh) 2017-07-07 2021-11-23 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
CN110343950A (zh) * 2019-06-27 2019-10-18 刘利军 一种轧碾大口径钛及锆高颈法兰及其锻碾工艺
CN110592471A (zh) * 2019-08-26 2019-12-20 邯郸钢铁集团有限责任公司 1200MPa级冷轧马氏体钢板及其制备方法
RU2726056C1 (ru) * 2019-10-31 2020-07-08 Федеральное государственное унитарное предприятие "Центральный научно-исследовательский институт конструкционных материалов "Прометей" имени И.В. Горынина Национального исследовательского центра "Курчатовский институт" (НИЦ "Курчатовский институт" - ЦНИИ КМ "Прометей") Листовой прокат, изготовленный из высокопрочной стали
CN111187987A (zh) * 2020-02-26 2020-05-22 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高成形性极薄规格热轧酸洗板及其制备方法
US20230151466A1 (en) * 2020-03-13 2023-05-18 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot rolled steel strip having improved properties
US20230140358A1 (en) * 2020-03-19 2023-05-04 Nippon Steel Corporation Steel sheet
CN112662953B (zh) * 2020-11-09 2022-03-04 刘祖瑜 一种耐高温抗氧化腐蚀的内胎及含该内胎的铜模及制备
KR102468043B1 (ko) * 2020-11-17 2022-11-17 주식회사 포스코 표면품질 및 크랙 저항성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 이의 제조방법
CN113061813B (zh) * 2021-03-22 2022-02-22 吉林省大维科技发展有限公司 一种采暖散热器用防腐合金钢及其制备方法
CN113549835B (zh) * 2021-07-22 2022-08-09 王军祥 一种高屈服强度、高韧塑性精轧螺纹钢筋及其生产方法

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61217529A (ja) 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
JP2601581B2 (ja) 1991-09-03 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法
JP2000119804A (ja) 1998-10-16 2000-04-25 Nippon Steel Corp 深絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP2000144314A (ja) 1998-11-02 2000-05-26 Nippon Steel Corp 角筒絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP3976427B2 (ja) 1998-11-30 2007-09-19 東レ株式会社 コネクター兼用モルタル接着補助具
WO2002024968A1 (fr) 2000-09-21 2002-03-28 Nippon Steel Corporation Tole d'acier presentant de bonnes caracteristiques de gel de forme et procede permettant de produire cette tole
JP3927384B2 (ja) * 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
JP4028719B2 (ja) * 2001-11-26 2007-12-26 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
KR100627429B1 (ko) * 2001-10-04 2006-09-25 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판과 이를 제조하는 방법
JP2003113440A (ja) 2001-10-04 2003-04-18 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れる絞り可能な高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4160840B2 (ja) 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
US6907508B2 (en) 2003-02-26 2005-06-14 Emulex Design & Manufacturing Corporation Structure and method for managing available memory resources
JP4692015B2 (ja) 2004-03-30 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4714574B2 (ja) 2005-12-14 2011-06-29 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP2007291514A (ja) 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP5214905B2 (ja) 2007-04-17 2013-06-19 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5053157B2 (ja) 2007-07-04 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
JP5157375B2 (ja) 2007-11-08 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5217395B2 (ja) 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4894863B2 (ja) 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
ES2526974T3 (es) 2008-04-10 2015-01-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hojas de acero de alta resistencia que presentan un balance excelente entre capacidad de expansión de agujeros y ductilidad y también una resistencia a fatiga excelente, hojas de acero revestidas de zinc y procedimientos para producir las hojas de acero
JP5068689B2 (ja) * 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
JP5206244B2 (ja) 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP5370016B2 (ja) 2008-09-11 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
IN2013DN07179A (zh) * 2011-03-04 2015-05-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
JP5397569B2 (ja) * 2011-04-21 2014-01-22 新日鐵住金株式会社 均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
US9631265B2 (en) * 2011-05-25 2017-04-25 Nippon Steel Hot-rolled steel sheet and method for producing same

Also Published As

Publication number Publication date
BR112013001864A2 (pt) 2016-05-31
US9273370B2 (en) 2016-03-01
TWI439554B (zh) 2014-06-01
MX2013000984A (es) 2013-03-07
EP2599887A1 (en) 2013-06-05
EP2599887A4 (en) 2017-10-11
KR20130021460A (ko) 2013-03-05
WO2012014926A1 (ja) 2012-02-02
BR112013001864B1 (pt) 2019-07-02
US20160130711A1 (en) 2016-05-12
KR101514157B1 (ko) 2015-04-21
JPWO2012014926A1 (ja) 2013-09-12
CN103038383A (zh) 2013-04-10
MX342629B (es) 2016-10-07
US20130153091A1 (en) 2013-06-20
EP2599887B1 (en) 2021-12-01
JP5163835B2 (ja) 2013-03-13
CA2806626C (en) 2016-04-05
TW201213558A (en) 2012-04-01
CA2806626A1 (en) 2012-02-02
US9587319B2 (en) 2017-03-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103038383B (zh) 热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板及这些钢板的制造方法
CN103476960B (zh) 冷轧钢板及其制造方法
CN107109571B (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN103403208B (zh) 热轧钢板及其制造方法
CN103146992B (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板
CN106574319B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN104093873B (zh) 热镀锌钢板及其制造方法
CN107075627B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN103562428B (zh) 冷轧钢板及其制造方法
CN102712977B (zh) 加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN106574318B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN101939457B (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102712973B (zh) 成型性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103842539B (zh) 热轧钢板及其制造方法
CN103797135B (zh) 冷轧钢板的制造方法
CN102639738B (zh) 成形性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN104870676B (zh) 低屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107429370A (zh) 加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107429371A (zh) 加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105452509B (zh) 高强度高杨氏模量钢板及其制造方法
CN109642288A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN110177894A (zh) 高强度钢板
CN104284995B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN104508163A (zh) 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN107208236A (zh) 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation