CN103492599B - 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其含有C：0.01～0.4%、Si：0.001～2.5%、Mn：0.001～4.0%、P：0.001～0.15%、S：0.0005～0.03%、Al：0.001～2.0%、N：0.0005～0.01%和O：0.0005～0.01%，Si+Al被限制为低于1.0%，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，板厚中央部处的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的极密度的平均值为5.0以下，且｛332｝＜113＞晶体取向的极密度为4.0以下，金属组织以面积率计含有5～80%的铁素体、5～80%的贝氏体和1%以下的马氏体，且马氏体、珠光体及残留奥氏体的合计为5%以下，与轧制方向成直角的方向的r值(rC)为0.70以上，且与轧制方向成30°角的方向的r值(r30)为1.10以下。

Description

均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及以汽车零部件等为主要用途的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板和其制造方法。
本申请基于在2011年4月21日在日本申请的专利申请第2011-095254号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
为了抑制来自汽车的二氧化碳气体的排放量，一直在推进通过使用高强度钢板来使汽车车身轻质化。此外，为了确保搭乘者的安全性，在汽车车身中，除软钢板以外，一直大量使用高强度钢板。为了今后进一步推进汽车车身的轻质化，必须将高强度钢板的强度水平提高到以往的水平以上。
例如，为了在行走部件中使用高强度钢板，特别是必须改善扩孔弯边加工性。可是，一般来说，如果使钢板高强度化，则成形性下降，对于拉深成形或胀形成形重要的均匀拉伸性下降。
非专利文献1中公开了在钢板组织中使奥氏体残留、从而确保均匀拉伸性的方法。此外，非专利文献2中公开了使钢板的金属组织复合化从而以同一强度确保均匀拉伸性的方法。
另一方面，还公开了对弯曲成形、扩孔加工、扩孔弯边加工所需要的局部延展性进行改善的金属组织加以控制。非专利文献3中公开了夹杂物控制及单一组织化以及组织间的硬度差的减低对于提高弯曲性或扩孔加工性是有效的。
这是通过组织控制形成单一组织、从而改善扩孔性的方法，但为了形成单一组织，如非专利文献4中所公开的那样，从奥氏体单相进行的热处理成为基本。
非专利文献4中公开了为谋求强度和延展性的兼顾，通过控制冷却来控制相变组织，得到铁素体和贝氏体的适当分率。可是，上述所有情况都是依赖于组织控制的局部变形能力的改善，如何形成组织对所希望的特性有较大的影响。
另一方面，作为改善热轧钢板材质的方法，公开了增大连续热轧中的压下量的技术。其是所谓的使晶粒微细化的技术，其中在奥氏体区的尽可能低的温度下进行大压下，使未再结晶奥氏体向铁素体相变，谋求制品的主相即铁素体的晶粒的微细化。
非专利文献5中公开了通过上述细粒化来谋求高强度化及强韧化。可是，非专利文献5中没有顾及到本发明所要解决的扩孔性的改善，此外也没有公开适用于冷轧钢板的手段。
现有技术文献
非专利文献
非专利文献1：高桥，新日铁技报(2003)No.378，p.7
非专利文献2：O.Matsumuraetal，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.Sugimotoetal，(2000)Vol.40，p.920
非专利文献5：中山制钢所NFG制品介绍
发明内容
发明所要解决的问题
如上所述，为了改善高强度钢板的局部延展性能，进行包括夹杂物在内的组织控制是主要的方法。可是，因为要进行组织控制，必须控制析出物的形态及铁素体或贝氏体的分率，必须对成为基础的金属组织进行限定。
因而，本发明的课题是通过对成为基础的金属组织的分率及形态进行控制，同时控制织构，从而改善高强度钢板的均匀拉伸性和扩孔弯边加工性，并且改善钢板内的各向异性。本发明的目的在于提供一种可解决上述课题的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板和其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明者们对解决上述课题的方法进行了锐意研究。其结果是，判明：通过将轧制条件和冷却条件控制在所要求的范围内，只要形成规定的织构和钢板组织，就能够制造各向同性加工性优良的高强度冷轧钢板。
本发明是基于上述见识而完成的，其要旨如下。
[1]一种均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其以质量％计含有C：0.01～0.4％、Si：0.001～2.5％、Mn：0.001～4.0％、P：0.001～0.15％、S：0.0005～0.03％、Al：0.001～2.0％、N：0.0005～0.01％和O：0.0005～0.01％，Si+Al被限制为低于1.0％，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；
与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部处的由{100}＜011＞、{116}＜110＞、{114}＜110＞、{113}＜110＞、{112}＜110＞、{335}＜110＞及{223}＜110＞各晶体取向表示的{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的极密度的平均值为5.0以下，且{332}＜113＞晶体取向的极密度为4.0以下；
金属组织以面积率计含有5～80％的铁素体、5～80％的贝氏体和1％以下的马氏体，且马氏体、珠光体及残留奥氏体的合计为5％以下；
与轧制方向成直角的方向的r值(rC)为0.70以上，且与轧制方向成30°角的方向的r值(r30)为1.10以下。
[2]根据上述[1]所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其中，轧制方向的r值(rL)为0.70以上，且与轧制方向成60°角的方向的r值(r60)为1.10以下。
[3]根据上述[1]所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其中，在所述金属组织中，晶粒的体积平均直径为7μm以下，且晶粒中的轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比即dL/dt的平均值为3.0以下。
[4]根据上述[1]所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其以质量％计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.001～0.2％、
Nb：0.001～0.2％、
B：0.0001～0.005％、
Mg：0.0001～0.01％、
REM：0.0001～0.1％、
Ca：0.0001～0.01％、
Mo：0.001～1.0％、
Cr：0.001～2.0％、
V：0.001～1.0%、
Ni：0.001～2.0%、
Cu：0.001～2.0%、
Zr：0.0001～0.2%、
W：0.001～1.0%、
As：0.0001～0.5%、
Co：0.0001～1.0%、
Sn：0.0001～0.2%、
Pb：0.001～0.1%、
Y：0.001～0.10%、和
Hf：0.001～0.10%。
［5］根据上述［1］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其中，对表面实施了热浸镀锌。
［6］根据上述［1］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其中，所述热浸镀锌后在450～600℃下进行了合金化处理。
［7］一种均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，对钢坯在1000℃以上且1200℃以下的温度范围进行第1热轧，在该第1热轧中进行1次以上压下率为40%以上的轧制，所述钢坯以质量%计含有C：0.01～0.4%、Si：0.001～2.5%、Mn：0.001～4.0%、P：0.001～0.15%、S：0.0005～0.03%、Al：0.001～2.0%、N：0.0005～0.01%和O：0.0005～0.01%，Si+Al被限制为低于1.0%，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；
在所述第1热轧中，将奥氏体粒径设定为200μm以下；
在由下述式(1)确定的温度T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区进行第2热轧，在该第2热轧中至少1次进行1道次中压下率为30%以上的轧制；
将所述第2热轧中的合计的压下率设定为50%以上；
在所述第2热轧中，在进行了压下率为30%以上的最终压下后，以等待时间t秒满足下述式(2)的方式开始冷轧前1次冷却；
将所述1次冷却中的平均冷却速度设定为50℃/秒以上，且在温度变化为40℃以上且140℃以下的范围进行所述1次冷却；
进行压下率30%以上且70%以下的冷轧；
加热到700～900℃的温度区，并保持1秒以上且1000秒以下；
以12℃/秒以下的平均冷却速度实施冷轧后1次冷却到580～750℃的温度区；
以4～300℃/秒的平均冷却速度实施冷轧后2次冷却到350～500℃的温度区；
在350℃以上且500℃以下的温度区，进行满足下述式(4)的保持t2秒以上且400秒以下的过时效热处理。
T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V(1)
其中，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V为各元素的含量(质量%)。
t≤2.5×t1(2)
其中，t1通过下述式(3)求出。
t1＝0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1(3)
其中，在上述式(3)中，Tf为压下率为30%以上的最终压下后的钢坯的温度，P1为30%以上的最终压下的压下率。
log(t2)＝0.0002(T2-425)2+1.18(4)
其中，T2为过时效处理温度，将t2的最大值设定为400。
［8］根据上述［7］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在进行了所述冷轧前1次冷却后且进行所述冷轧之前，以平均冷却速度10～300℃/秒进行冷轧前2次冷却到600℃以下的冷却停止温度，在600℃以下进行卷取而制成热轧钢板。
［9］根据上述［7］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，低于T1+30℃的温度范围内的合计的压下率为30%以下。
［10］根据上述［7］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(2a)。
t＜t1(2a)
［11］根据上述［7］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(2b)。
t1≤t≤t1×2.5(2b)
［12］根据上述［7］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在轧制机架间开始所述热轧后一次冷却。
［13］根据上述［7］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在所述冷轧后，在加热到700～900℃的温度区的时候，
将室温以上且650℃以下的平均加热速度设定为用下述式(5)表示的HR1(℃/秒)，
将超过650℃且到700～900℃的平均加热速度设定为用下述式(6)表示的HR2(℃/秒)。
HR1≥0.3(5)
HR2≤0.5×HR1(6)
［14］根据上述［7］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步对表面实施热浸镀锌。
［15］根据上述［14］所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，在实施了热浸镀锌后，进一步在450～600℃下实施合金化处理。
发明效果
根据本发明，能够提供一种即使添加Nb或Ti等，各向异性也不大、且均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板。
附图说明
图1是连续热轧线的说明图。
具体实施方式
以下，对本发明详细进行说明。
首先，对本发明的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板(以下有时称为“本发明钢板”)进行说明。
(晶体取向)
与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部处的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的极密度的平均值对本发明钢板来说是特别重要的特性值。只要对与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部进行X射线衍射而求得各取向的极密度时的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的极密度的平均值为5.0以下，就能够满足最近所要求的对于行走部件的加工所需要的板厚/弯曲半径≥1.5。
如果上述平均值超过5.0，则尽管钢板的机械特性的各向异性变得非常强，进而仅某方向的局部变形能力被改善，但与其不同的方向的材质显著劣化，不能满足板厚/弯曲半径≥1.5。
｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的极密度的平均值优选为4.0以下。在需要更优良的扩孔性或小的极限弯曲特性的情况下，上述平均值优选为3.0以下。
另一方面，尽管在现行的一般连续热轧工序中难以实现，但如果上述平均值达到低于0.5，则担心局部变形能力的劣化，所以上述平均值优选为0.5以上。
｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组中所含的取向（方向）为｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛113｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛335｝＜110＞及｛223｝＜110＞。
极密度与X射线随机强度比的含义相同。极密度(X射线随机强度比)是在相同条件下利用X射线衍射法等对不具有向特定取向的集聚的标准试样和试验材料的衍射强度进行测定，将得到的试验材料的衍射强度除以标准试样的衍射强度而得到的数值。该极密度能够采用X射线衍射或EBSD(电子背散射衍射；ElectronBackScatteringDiffraction)等装置进行测定。此外，可用EBSP(电子背散射图形：ElectronBackScatteringPattern)法或ECP(电子沟道图形；ElectronChannelingPattern)法中的任一方法进行测定。只要从基于｛110｝极点图用矢量法进行计算而得到的三维织构、或者从采用｛110｝、｛100｝、｛211｝、｛310｝的极点图中的多个极点图(优选为3个以上)并用级数展开法进行计算而得到的三维织构中求出即可。
例如，作为上述各晶体取向的极密度，只要直接使用三维织构(ODF)的φ2＝45゜断面中的(001)［1-10］、(116)［1-10］、(114)［1-10］、(113)［1-10］、(112)［1-10］、(335)［1-10］、(223)［1-10］的各强度即可。
所谓｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的极密度的平均值是指这些取向的极密度的算术平均。在不能得到这些取向的全部的强度的情况下，也可以用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各取向的极密度的算术平均来代替。
另外，基于同样的理由，与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部处的板面的｛332｝＜113＞晶体取向的极密度必须为4.0以下。只要为4.0以下，就能够满足最近所要求的对于行走部件的加工所需要的板厚/弯曲半径≥1.5。优选为3.0以下。
如果｛332｝＜113＞晶体取向的极密度超过4.0，则虽然钢板的机械特性的各向异性变得非常强，进而仅某方向的局部变形能力被改善，但与其不同的方向的材质显著劣化，不能确实满足板厚/弯曲半径≥1.5。另一方面，尽管在现行的一般的连续热轧工序中难以实现，但如果达到低于0.5，则也担心局部变形能力的劣化，所以｛332｝＜113＞晶体取向的极密度优选为0.5以上。
以上所述的晶体取向的极密度对于弯曲加工时的形状冻结性是重要的，其理由未必明确，但据推测与弯曲变形时的结晶的滑移行为有关系。
用于X射线衍射的试样按以下步骤进行制作：通过机械研磨等将钢板减薄到规定的板厚，接着，通过化学研磨或电解研磨等除去应变，在与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围以适当的面作为测定面。当然，不仅对于与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部，对于尽量多的板厚位置来说，也能够通过钢板满足上述的极密度的限定范围，从而进一步使均匀拉伸性和扩孔性变好。可是，通过对与钢板的表面相距5/8～3/8的范围进行测定，大体上能够代表钢板整体的材质特性。因此，将板厚的5/8～3/8规定为测定范围。
再者，用｛hkl｝＜uvw＞表示的晶体取向意味着钢板面的法线方向与＜hkl＞平行，轧制方向与＜uvw＞平行。晶体的取向通常用［hkl］或｛hkl｝表示与板面垂直的取向，用(uvw)或＜uvw＞表示与轧制方向平行的取向。｛hkl｝＜uvw＞是等价的面的总称，［hkl］、(uvw)是指各个晶体面。也就是说，在本发明中，因为以体心立方结构为对象，所以例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)各个面是等价的，无法区别。在此种情况下，将这些取向（方向）统称为｛111｝。ODF表示也用于其它对称性低的晶体结构的取向表示，因此一般用［hkl］(uvw)表示各个取向，但在本发明中，［hkl］(uvw)和｛hkl｝＜uvw＞的含义相同。利用X射线进行的晶体取向的测定例如可按照新版CullityX射线衍射要论(1986年发行，松村源太郎译，株式会社AGNE出版)的274～296页所述的方法进行。
(r值)
与轧制方向成直角的方向的r值(rC)在本发明钢板中是重要的。本发明者们进行了锐意研究，结果判明：即使多种晶体取向的极密度在适当的范围内，也不一定能够得到良好的扩孔性或弯曲性。为了得到良好的扩孔性或弯曲性，需要在满足上述的极密度的范围的同时，使rC为0.70以上。rC的上限没有特别的限定，但只要为1.10以下就能够得到更优良的扩孔性。
与轧制方向成30°角的方向的r值(r30)对本发明钢板来说是重要的。本发明者们进行了锐意研究，结果判明：即使多种晶体取向的极密度在适当的范围内，也未必能得到良好的扩孔性或弯曲性，为了得到良好的扩孔性或弯曲性，需要在满足上述的极密度的范围的同时，使r30为1.10以下。r30的下限没有特别的限定，但只要为0.70以上就能够得到更优良的扩孔性。
本发明者们进行了锐意研究，结果判明：不仅多种晶体取向的极密度、rC及r30，只要轧制方向的r值(rL)和与轧制方向成60°角的方向的r值(r60)分别为rL≥0.70及r60≤1.10，就可得到更良好的扩孔性。
rL及r60的上限没有特别的限定，但只要rL为1.00以下，r60为0.90以上，就能够得到更优良的扩孔性。
上述的r值能够通过采用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验来得到。赋予的拉伸变形在高强度钢板的情况下通常为5～15%，只要在均匀拉伸性的范围评价r值即可。再者，实施弯曲加工的方向因加工部件的不同而不同，所以没有特别的限定，在本发明钢板的情况下，无论向哪个方向弯曲，都可得到同样的弯曲性。
一般来说，织构和r值具有相关关系，但在本发明钢板中，有关晶体取向的极密度的限定和有关r值的限定相互含义不相同，如果不同时满足两者的限定，则不能得到良好的扩孔性。
(金属组织)
接着，对有关本发明钢板的金属组织的限定理由进行说明。
本发明钢板的组织以面积率计含有5～80%的铁素体。因变形能力优良的铁素体的存在而使均匀拉伸性提高，但如果面积率低于5%，则得不到良好的均匀拉伸性，所以将下限设定为5%。另一方面，如果存在面积率超过80%的铁素体，则扩孔性大幅度劣化，所以将上限设定为80%。
此外，本发明钢板以面积率计含有5～80%的贝氏体。如果面积率低于5%，则强度显著下降，所以将下限设定为5%。另一方面，如果存在超过80%的贝氏体，则扩孔性大幅度劣化，所以将上限设定为80%。
本发明钢板容许存在以面积率的合计计为5%以下的马氏体、珠光体及残留奥氏体作为剩余部分。
马氏体与铁素体或贝氏体的界面成为裂纹的起点，使扩孔性劣化，所以将马氏体设定为1%以下。
残留奥氏体进行加工诱发相变而成为马氏体。马氏体与铁素体或贝氏体的界面成为裂纹的起点，使扩孔性劣化。此外，如果较多地存在珠光体则有时损害强度或加工性。因此，将马氏体、珠光体及残留奥氏体按面积率的合计设定为5%以下。
(晶粒的体积平均直径)
在本发明钢板中，需要使晶粒单位的晶粒的体积平均直径为7μm以下。如果存在超过7μm的晶粒，则均匀拉伸性低，而且扩孔性也低，所以将晶粒的体积平均直径设定为7μm以下。
其中，以往晶粒的定义非常不明确，因而定量化是困难的。对此，本发明者们发现：如果按以下的方式确定晶粒的“晶粒单位”，则能够解决晶粒的定量化的问题。
本发明中确定的晶粒的“晶粒单位”可在利用EBSP(电子背散射图形；ElectronBackScatteringPattern)进行的钢板取向的解析中，按以下方式确定。也就是说，在利用EBSP进行的钢板取向的解析中，例如以1500倍的倍率，以0.5μm以下的测定步调进行取向测定，将邻接的测定点的取向差超过15°的位置作为晶粒的边界。而且，将被该边界围住的区域定为晶粒的“晶粒单位”。
针对如此确定的晶粒单位的晶粒，求出当量圆直径d，按4/3πd3求出各个晶粒单位的晶粒的体积。然后，通过算出体积的加权平均，求出体积平均直径(MeanVolumeDiameter)。
即使个数少，也是大晶粒的个数越多，局部延展性的劣化越增大。因此，得出晶粒的尺寸不是通常的尺寸平均，而按体积的加权平均定义的体积平均直径与局部延展性密切相关。为了得到此效果，晶粒的体积平均直径为7μm以下是必要的。为了以更高的水平确保扩孔性，优选为5μm以下。再者，关于晶粒的测定方法，规定为如前所述。
(晶粒的等轴性)
此外，本发明者们进行了锐意研究，结果判明：如果晶粒单位的晶粒的轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比即dL/dt为3.0以下，则扩孔性较大地提高。虽然其物理上的意思不明确，但认为通过晶粒单位的晶粒的形态与椭圆体相比接近球形，可缓和在晶界的应力集中，提高扩孔性。
另外，本发明者们进行了锐意研究，结果判明：如果轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比即dL/dt的平均值为3.0以下，则可得到良好的扩孔性。如果轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比即dL/dt的平均值超过3.0，则扩孔性劣化。
(成分组成)
接着，对本发明钢板的成分组成的限定理由进行说明。再者，有关成分组成的%，是指质量%。
C：0.01～0.4%
C是对提高机械强度有效的元素，所以添加0.01%以上。优选为0.03%以上，更优选为0.05%以上。另一方面，如果超过0.4%，则加工性或焊接性变差，所以将上限设定为0.4%。优选为0.3%以下，更优选为0.25%以下。
Si：0.001～2.5%
Si是对提高机械强度有效的元素。可是，如果Si超过2.5%，则加工性劣化，并且发生表面缺陷，所以将2.5%作为上限。另一方面，在实用钢中，将Si减低到低于0.001%是困难的，所以将0.001%作为下限。
Mn：0.001～4.0%
Mn也是对提高机械强度有效的元素，但如果超过4.0%，则加工性劣化，所以将4.0%作为上限。优选为3.0%以下。另一方面，在实用钢中，将Si减低到低于0.001%是困难的，所以将0.001%作为下限。在除Mn以外，不充分添加用于对因添加S导致的热裂纹的发生进行抑制的Ti等元素的情况下，优选以质量％计添加为Mn/S≥20的Mn。
P：0.001～0.15％
为了防止加工性的劣化及热轧或冷轧时的裂纹，将P的上限设定为0.15％。优选为0.04％以下。关于下限，设定为在现行的一般的精炼(包括二次精炼在内)中可行的0.001％。
S：0.0005～0.03％
为了防止加工性的劣化及热轧或冷轧时的裂纹，将S的上限设定为0.03％。优选为0.01％以下。关于下限，设定为在现行的一般的精炼(包括二次精炼在内)中可行的0.0005％。
Al：0.001～2.0％
为了脱氧而添加0.001％以上的Al。此外，由于Al使γ→α相变点显著上升，所以特别是在指向Ar3点以下的热轧的情况下是有效的元素，但如果过多，则焊接性劣化，所以将上限设定为2.0％。
N、O：0.0005～0.01％
N和O是杂质，为了不使加工性劣化，将两元素都设定为0.01％以下。关于下限，在现行的一般的精炼(包括二次精炼在内)中设定为可能的0.0005％。
Si+Al：低于1.0％
在本发明钢板中如果过剩地含有Si及Al，则过时效处理中的渗碳体的析出会被抑制，残留奥氏体分率过于增大，所以将Si和Al的合计添加量设定为低于1％。
另外，为了控制夹杂物而使析出物微细化，使扩孔性提高，本发明钢板也可以含有以往所用的元素、Ti、Nb、B、Mg、REM、Ca、Mo、Cr、V、W、Zr、Cu、Ni、As、Co、Sn、Pb、Y和Hf中的1种或2种以上。
Ti、Nb及B是通过碳或氮的固定、析出强化、组织控制、细粒强化等机理来改善材质的元素，所以根据需要添加Ti：0.001％以上、Nb：0.001％以上、B：0.0001％以上。优选为Ti：0.01％以上、Nb：0.005％以上。
可是，即使过剩地添加也得不到格外的效果，反而使加工性或制造性劣化，所以将上限设定为Ti：0.2％、Nb：0.2％、B：0.005％。优选为B：0.003％以下。
Mg、REM及Ca是使夹杂物无害化的元素，各自的下限都设定为0.0001％。优选为Mg：0.0005％以上、REM：0.001％以上、Ca：0.0005％以上。另一方面，如果过剩地添加，则钢的洁净度恶化，所以将上限设定为Mg：0.01％、REM：0.1％、Ca：0.01％。优选为Ca：0.01％以下。
Mo、Cr、Ni、W、Zr及As是对于提高机械强度或者改善材质有效的元素，所以根据需要添加Mo：0.001％以上、Cr：0.001％以上、Ni：0.001％以上、W：0.001％以上、Zr：0.0001％以上及As：0.0001％以上。优选为Mo：0.01％以上、Cr：0.01％以上、Ni：0.05％以上、W：0.01％以上。
可是，过剩的添加反而使加工性劣化，所以将上限设定为Mo：1.0％、Cr：2.0％、Ni：2.0％、W：1.0％、Zr：0.2％、As：0.5％。优选Zr为0.05％以下。
V及Cu与Nb、Ti同样是对析出强化有效的元素，而且是由添加导致的强化所引起的局部变形能力的劣化量比Nb、Ti更小的元素，所以在需要高强度、更好的扩孔性的情况下，是比Nb、Ti更有效的元素。因此，V及Cu都将下限设定为0.001％。优选都为0.01％以上。
可是，如果过剩地添加，则加工性劣化，所以将上限设定为V：1.0％、Cu：2.0％。优选V为0.5％以下。
Co使γ→α相变点显著上升，所以特别在指向Ar3点以下的热轧的情况下是有效的元素。为了得到添加效果而要添加0.0001％以上。优选为0.001％以上。可是，如果过剩地添加，则焊接性劣化，所以将上限设定为1.0％。优选为0.1％以下。
Sn及Pb是对提高镀覆的润湿性及密合性有效的元素，所以添加Sn：0.0001％以上、Pb：0.001％以上。优选Sn为0.001％以上。可是，如果过剩地添加则在制造时容易发生表面缺陷，而且韧性下降，所以将上限设定为Sn：0.2％，Pb：0.1％。优选Sn为0.1％以下。
Y及Hf是对提高耐蚀性有效的元素。在这些元素都低于0.001％时没有添加效果，所以将下限设定为0.001％。另一方面，如果超过0.10％，则扩孔性劣化，所以这些元素都将上限设定为0.10％。
(制造方法)
接着，对本发明钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法”。)
进行说明。为了实现优良的均匀拉伸性和扩孔性，重要的是就极密度而言是随机地形成织构、控制铁素体及贝氏体的组织分率、形态分散的条件。以下进行进行详细说明。
在热轧之前进行的制造方法没有特别的限定。也就是说，通过利用高炉或电炉等进行熔炼后，接着进行各种二次精炼，用通常的连续铸造法、利用铸锭法的铸造，此外也可以通过薄板坯铸造等进行铸造。在采用连续铸造的情况下，可以在将钢暂时冷却到低温后，再次加热并对该钢进行热轧，也可以在铸造后连续地进行热轧。再者，也可以使用废料作为钢的原料。
(第1热轧)
将由加热炉取出的板坯供于第1热轧即粗轧工序，进行粗轧，得到粗条钢。本发明钢板需要满足以下的要件。首先，粗轧后的奥氏体粒径即精轧前的奥氏体粒径是重要的。优选精轧前的奥氏体粒径小，如果精轧前的奥氏体粒径为200μm以下，则非常有助于晶粒的微细化及均质化，能够使由后面的工序造出的马氏体微细且均匀地分散。
为了在精轧前得到200μm以下的奥氏体粒径，在1000～1200℃的温度区的粗轧中，需要进行1次以上压下率为40%以上的轧制。
精轧前的奥氏体粒径优选为100μm以下，但为了得到该粒径，要进行2次以上压下率为40%以上的轧制。但是，超过70%的压下或超过10次的粗轧有轧制温度下降或氧化皮过剩生成的担心。
这样，如果使精轧前的奥氏体粒径为200μm以下，则可通过精轧促进奥氏体的再结晶，通过织构的形成及晶粒单位的均匀化，改善最终制品的均匀拉伸性和扩孔性。
据推测其理由是，因为粗轧后(即精轧前)的奥氏体晶界作为精轧中的一个再结晶核起作用。为了确认粗轧后的奥氏体粒径，尽可能地对进入精轧前的钢板坯进行急速冷却(例如以10℃/秒以上进行冷却)，对钢板坯的断面进行腐蚀而使奥氏体晶界露出来，用光学显微镜进行观察确认。此时，以50倍以上的倍率对20个以上的视场用图像解析或切断法测定奥氏体的粒径。
(第2热轧)
在粗轧工序(第1热轧)结束后，开始第2热轧即精轧工序。从粗轧工序结束到开始精轧工序的时间优选设定为150秒以下。
在精轧工序(第2热轧)中，优选将精轧开始温度设定为1000℃以上。如果精轧开始温度低于1000℃，则在各精轧道次中，对轧制对象的粗条钢施加的轧制温度低温化，成为未再结晶温度区的压下来使织构发达，各向同性劣化。
再者，精轧开始温度的上限没有特别的限定。可是，如果为1150℃以上，则有下述的担心：在精轧前及道次间，在钢板基底与表面氧化皮之间，发生成为鳞状的纺锤形氧化皮缺陷的的凸泡，所以优选低于1150℃。
在精轧中，将由钢板的成分组成决定的温度设定为T1，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区，至少1次进行1道次中压下率为30%以上的轧制。此外，在精轧中将合计的压下率设定为50%以上。通过满足此条件，与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部处的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的极密度的平均值达到5.0以下，且｛332｝＜113＞晶体取向的极密度达到4.0以下。由此能够确保最终制品的均匀拉伸性和扩孔性。
其中，T1是通过下述式(1)算出的温度。
T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V(1)
C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V为各元素的含量(质量%)。
如后述的实施例中所见，T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区中的大压下和其后的低于T1+30℃下的轻压下对与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部处的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的极密度的平均值和｛332｝＜113＞晶体取向的极密度进行控制，从而使最终制品的均匀拉伸性和扩孔性飞跃般地改善。
该温度T1本身是凭经验求出的。发明者们通过实验凭经验得知以温度T1为基准可促进各钢的在奥氏体区的再结晶。为了得到更良好的均匀拉伸性和扩孔性，通过大压下来蓄积应变是重要的，在精轧中，作为合计的压下率必须为50%以上。而且，优选采用70%以上的压下，另一方面如果采用超过90%的压下率，则需要增加温度确保或过大的轧制载荷。
如果T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区中的合计压下率低于50%，则热轧中蓄积的轧制应变不充分，奥氏体的再结晶不能充分进行。因此，织构发达而使各向同性劣化。如果合计压下率为70%以上，则即使考虑到起因于温度变动等的偏差，也可得到良好的各向同性。另一方面，如果合计压下率超过90%，则因加工发热而难形成T1+200℃以下的温度区，而且，还有轧制载荷增加，轧制困难的担心。
为了促进由蓄积的应变的释放形成的均匀的再结晶，在精轧中，在T1+30℃以上且T1+200℃以下，至少1次进行1道次中压下率为30%以上的轧制。
再者，为了促进均匀的再结晶，将低于T1+30℃的温度区的加工量尽量抑制在低水平是必要的。因此，低于T1+30℃下的压下率优选为30%以下。从板厚精度或板形状的观点出发，优选10%以下的压下率。在进一步要求各向同性的情况下，低于T1+30℃的温度区的压下率优选为0%。
精轧优选在T1+30℃以上结束。在低于T1+30℃的热轧中，有下述担心：因暂时再结晶而得到的成粒的奥氏体晶粒扩展而使各向同性下降。
也就是说，本发明的制造方法通过在精轧中均匀且微细地使奥氏体再结晶，控制制品的织构，可改善均匀拉伸性和扩孔性。
轧制率能够从轧制载荷或板厚的测定等通过实际数据或计算来求出。关于温度，能够利用轧制机架间温度计进行实测，此外，也能够从线速度或压下率等通过考虑了加工发热的计算模拟来得到。因而，能够容易确认是否进行了本发明中规定的轧制。
如果在Ar3以下结束热轧，则变成在奥氏体和铁素体双相区的轧制，向｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的集聚增强。其结果是，均匀拉伸性和扩孔性显著劣化。
为了使晶粒微细化，抑制晶粒伸展，优选将T1+30℃以上且T1+200℃以下的压下时的最大加工发热量即由压下产生的温度上升量抑制在18℃以下。为了实现该情况，优选使用轧制机架间冷却等。
(冷轧前1次冷却)
在精轧中，进行了压下率为30%以上的最终压下后，以等待时间t秒满足下述式(2)的方式开始冷轧前1次冷却。
t≤2.5×t1(2)
其中，t1通过下述式(3)求出。
t1＝0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1(3)
其中，在上述式(3)中，Tf是压下率为30%以上的最终压下后的钢坯的温度，P1为30%以上的最终压下的压下率。
再者，所谓“压下率为30%以上的最终压下”是指在精轧中进行的多道次的轧制中的压下率为30%以上的轧制中最后进行的轧制。例如，在精轧中进行的多道次的轧制中在最终阶段进行的轧制的压下率为30%以上的情况下，在其最终阶段进行的轧制为“压下率为30%以上的最终压下”。此外，如果是在精轧中进行的多道次的轧制中在最终阶段前进行的轧制的压下率为30%以上，在进行了在该最终阶段前进行的轧制(压下率为30%以上的轧制)后，不进行压下率为30%以上的轧制的情况下，则在该最终阶段之前进行的轧制(压下率为30%以上的轧制)为“压下率为30%以上的最终压下”。
在精轧中，在进行了压下率为30%以上的最终压下后，到冷轧前1次冷却开始的等待时间t秒对奥氏体粒径施加大的影响。也就是说，对钢板的等轴晶粒分率、粗晶粒面积率施加大的影响。
如果等待时间t超过t1×2.5，则再结晶大部分已经完成，而且晶粒显著生长而进行粗粒化，从而使r值及拉伸性降低。
通过等待时间t秒进一步满足下述式(2a)，能够优先地抑制晶粒的生长。其结果是，即使再结晶没有充分进行，也能够充分提高钢板的拉伸率，同时能够提高疲劳特性。
t＜t1(2a)
另一方面，通过等待时间t秒进一步满足下述式(2b)，再结晶化充分进行，晶体取向随机化。因此，能够充分提高钢板的拉伸率，同时能够较大地提高各向同性。
t1≤t≤t1×2.5(2b)
其中，如图1所示，在连续热轧生产线1中，被加热炉加热到规定温度的钢坯(板坯)通过粗轧机2、精轧机3依次进行轧制，成为规定厚度的热轧钢板4并输送给输出辊道5。在本发明的制造方法中，在通过粗轧机2进行的粗轧工序(第1热轧)中，在1000℃以上且1200℃以下的温度范围，对钢坯(板坯)进行1次以上压下率为20%以上的轧制。
接着，通过将如此被粗轧机2轧制到规定厚度的粗条钢精轧机3的多个轧制机架6进行精轧(第2热轧)，制成热轧钢板4。然后，用精轧机3，在温度T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区，至少1次进行1道次中压下率为30%以上的轧制。此外，在精轧机3中，合计的压下率为50%以上。
另外，在精轧工序中，在进行了压下率为30%以上的最终压下后，以等待时间t秒满足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)中的任一式的方式开始冷轧前1次冷却。该冷轧前1次冷却的开始是通过配置在精轧机3的各轧制机架6间的轧制机架间冷却喷嘴10或者配置在输出辊道5上的冷却喷嘴11来进行的。
例如，在只在配置于精轧机3的前段(图1中左侧、轧制的上游侧)的轧制机架6中进行压下率为30%以上的最终压下，在配置于精轧机3的后段(图1中右侧、轧制的下游侧)的轧制机架6中不进行压下率为30%以上的轧制的情况下，如果通过配置在输出辊道5上的冷却喷嘴11开始冷轧前1次冷却，则等待时间t秒有时没有满足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)。在此种情况下，通过配置于精轧机3的各轧制机架6间的轧制机架间冷却喷嘴10开始冷轧前1次冷却。
此外，例如，在通过配置于精轧机3的后段(图1中右侧、轧制的下游侧)的轧制机架6进行压下率为30%以上的最终压下的情况下，即使通过配置于输出辊道5上的冷却喷嘴11开始冷轧前1次冷却，等待时间t秒也有时可满足上述式(2)或上述式(2a)、(2b)。在此种情况下，也可以通过配置于输出辊道5上的冷却喷嘴11开始冷轧前1次冷却。当然，只要是在进行了压下率为30%以上的最终压下后，也可以通过配置于精轧机3的各轧制机架6间的轧制机架间冷却喷嘴10开始冷轧前1次冷却。
而且，在该冷轧前1次冷却中，以50℃/秒以上的平均冷却速度进行温度变化(温度下降)为40℃以上且140℃以下的冷却。
如果温度变化低于40℃，则再结晶的奥氏体晶粒生长，使低温韧性劣化。通过设定为40℃以上，能够抑制奥氏体晶粒的粗大化。在低于40℃时，得不到上述效果。另一方面，如果超过140℃，则再结晶不充分，难得到目标的随机织构。此外，也难以得到对拉伸有效的铁素体相，而且铁素体相的硬度增高，由此均匀拉伸性和扩孔性也劣化。此外，在温度变化超过140℃时，有超越到Ar3相变点温度以下的担心。在此种情况下，即使是源自再结晶奥氏体的相变，作为变量（variant）的选择的尖锐化的结果，也仍然是织构得以形成，从而各向同性下降。
如果冷轧前1次冷却中的平均冷却速度为低于50℃/秒，则再结晶的奥氏体晶粒仍然会生长而使低温韧性劣化。平均冷却速度的上限没有特别的限定，但从钢板形状的观点出发，认为200℃/秒以下是妥当的。
此外，为了抑制晶粒生长，得到更优良的低温韧性，优选使用道次间的冷却装置等，将精轧的各轧制机架间的加工发热设定为18℃以下。
轧制率(压下率)能够由轧制载荷或板厚测定等通过实际数据或计算来求出。轧制中的钢坯的温度能够通过在轧制机架间配置温度计来进行实测，或由线速度(linespeed)或压下率等通过考虑加工发热来进行模拟而得到，或通过进行上述两者来得到。
此外，如前面所说明，为了促进均匀的再结晶，优选使低于T1+30℃的温度区的加工量尽量少，在低于T1+30℃下的压下率优选为30%以下。例如，在图1所示的连续热轧生产线1的精轧机3中，在从配置在前段侧(图1中左侧、轧制的上游侧)的1个或2个以上的轧制机架6通过时，钢板处于T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区，在从配置在其后段侧(图1中右侧、轧制的下游侧)的1个或2个以上的轧制机架6通过时，在钢板处于低于T1+30℃的温度区的情况下，在从配置在其后段侧(图1中右侧、轧制的下游侧)的1个或2个以上的轧制机架6通过时，不进行压下，或即使进行压下，也优选低于T1+30℃下的压下率合计为30%以下。从板厚精度或板形状的观点出发，低于T1+30℃下的压下率优选合计为10%以下的压下率。在进一步要求各向同性的情况下，低于T1+30℃的温度区的压下率优选为0%。
在本发明制造方法中，轧制速度没有特别的限定。可是，如果精轧的在最终轧制机架侧的轧制速度低于400mpm，则γ晶粒生长并进行粗大化，用于得到延展性的铁素体的可析出的区域减少，从而有延展性劣化的担心。即使不特别限定轧制速度的上限，也可得到本发明的效果，但从设备制约方面考虑，1800mpm以下是现实的。因此，在精轧工序中轧制速度优选400mpm以上且1800mpm以下。
(冷轧前2次冷却)
在本发明制造方法中，优选在冷轧前一次冷却后进行冷轧前二次冷却来控制组织。冷轧前2次冷却模式也是重要的。
冷轧前2次冷却优选是在冷轧前1次冷却后3秒以内实施。如果从冷轧前1次冷却后到开始冷轧前2次冷却的时间超过3秒，则奥氏体晶粒粗大化，强度和拉伸率降低。
冷轧前2次冷却是以10～300℃/秒的平均冷却速度冷却到600℃以下的冷却停止温度。在该冷轧前2次冷却的停止温度超过600℃，冷轧前2次冷却的平均冷却速度低于10℃/秒的情况下，有表面氧化得以进行、钢板表面劣化的可能性。如果平均冷却速度超过300℃/秒，则马氏体相变被促进，强度大幅度上升，后面的冷轧变得困难。
(卷取)
在如此得到热轧钢板后，能够在600℃以下进行卷取。如果卷取温度超过600℃，则铁素体组织的面积率增加，贝氏体的面积率达不到5%以上。为使贝氏体的面积率在5%以上，优选使卷取温度为600℃以下。
(冷轧)
根据需要对按上述步骤制造的热轧原板进行酸洗，进行压下率为30%以上且70%以下的冷轧。在压下率为30%以下时，难以通过其后的加热保持来引起再结晶，等轴粒分率下降，而且加热后的晶粒粗大化。在超过70%的轧制时，因使加热时的织构发达而使各向异性增强。因此，设定为70%以下。
(加热保持)
然后，将被冷轧后的钢板(冷轧钢板)加热到700～900℃的温度区，在700～900℃的温度区保持1秒以上且1000秒以下。通过该加热保持，加工硬化被除去。在将冷轧后的钢板如此加热到700～900℃的温度区的时候，将室温以上且650℃以下的平均加热速度设定为下述式(5)所示的HR1(℃/秒)，将超过650℃到700～900℃的温度区的平均加热速度设定为用下述式(6)表示的HR2(℃/秒)。
HR1≥0.3(5)
HR2≤0.5×HR1(6)
通过按上述条件进行热轧，进一步进行热轧后1次冷却，可使晶粒的微细化和晶体取向的随机化得以兼顾。但是，通过其后进行的冷轧，强的织构发达，该织构容易在钢板中残留。其结果是，钢板的r值及拉伸性降低，各向同性下降。因此，优选通过适当地进行在冷轧后进行的加热，使通过冷轧而发达的织构尽量消失。为此，需要将加热的平均加热速度分为上述式(5)、(6)所示的两阶段。
通过该两阶段的加热提高钢板的织构或特性的详细的理由虽不明确，但认为本效果与冷轧时导入的位错的恢复和再结晶有关联。也就是说，通过加热在钢板中产生的再结晶的驱动力是通过冷轧而蓄积在钢板中的应变。在室温以上且650℃以下的温度范围的平均加热速度HR1小的情况下，通过冷轧导入的位错恢复，不产生再结晶。其结果是，冷轧时发达的织构原状残留，各向同性等特性劣化。在室温以上且650℃以下的温度范围的平均加热速度HR1低于0.3℃/秒时，通过冷轧导入的位错恢复，冷轧时形成的强的织构残存。因此，需要将室温以上且650℃以下的温度范围的平均加热速度HR1设定为0.3(℃/秒)以上。
另一方面，如果超过650℃且到700～900℃的温度区的平均加热速度HR2高，则冷轧后的钢板中存在的铁素体不会再结晶，加工原状的未再结晶铁素体残留。特别是，如果将含有0.01%以上C的钢加热至铁素体及奥氏体的二相区，则形成的奥氏体阻碍再结晶铁素体的生长，未再结晶铁素体更容易残留。该未再结晶铁素体由于具有强的织构，所以对r值及各向同性之类的特性施加不良影响，同时因大量含有位错而使延展性大幅度劣化。因此，在超过650℃且到700～900℃的温度区的温度范围，平均加热速度HR2需要为0.5×HR1(℃/秒)以下。
此外，在加热温度低于700℃、或者在700～900℃的温度区中的保持时间低于1秒时，来自铁素体的逆相变不能充分进行，通过后面的冷却不能得到贝氏体相，得不到充分的强度。另一方面，在加热温度超过900℃、或者在700～900℃的温度区中的保持时间超过1000秒时，晶粒粗大化，粒径为200μm以上的晶粒的面积率增大。
(冷轧后1次冷却)
在加热保持后，以12℃/秒以下的平均冷却速度，将冷轧后1次冷却进行到580～750℃的温度区。如果冷轧后1次冷却的结束温度超过750℃，则铁素体相变被促进，不能得到按面积率计为5%以上的贝氏体。如果该冷轧后1次冷却的平均冷却速度超过12℃/秒，且冷轧后1次冷却的结束温度低于580℃，则铁素体的晶粒生长不能充分进行，不能得到按面积率计为5%以上的铁素体。
(冷轧后2次冷却)
在冷轧后1次冷却后，以4～300℃/秒的平均冷却速度将冷轧后2次冷却进行到350～500℃的温度区。如果冷轧后2次冷却的平均冷却速度低于4℃/秒、或者在超500℃的温度下结束冷轧后2次冷却，则珠光体相变过度地进行，从而有最终不能得到按面积率计为5%以上的贝氏体的可能性。此外，如果冷轧后2次冷却的平均冷却速度超过300℃/秒、或者以低于350℃的温度结束冷轧后2次冷却，则有马氏体相变得以进行、马氏体的面积率超过1%的担心。
(过时效热处理)
在冷轧后2次冷却之后接着在350℃以上且500℃以下的温度范围，进行过时效热处理。在该温度范围保持的时间根据过时效处理温度T2设定为满足下述式(4)的t2秒以上。但是，考虑到式(4)的可适用温度范围，将t2的最大值设定为400秒。
log(t2)＝0.0002(T2-425)2+1.18(4)
再者，在该过时效热处理中，所谓保持不只意味着等温保持，只要在350℃以上且500℃以下的温度范围使钢板滞留即可。例如，可以在将钢板暂时冷却至350℃后，加热到500℃，或者也可以在将钢板冷却至500℃后再冷却到350℃。
再者，即使对本发明的高强度冷轧钢板进行表面处理也不损失扩孔性的改善效果，例如可以在钢板表面形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。在此种情况下，通过电镀、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、无铬酸盐处理等中的任一种，都可得到本发明的效果。此外，本发明的钢板也能适用于胀形成形和以弯曲、胀形、拉深等弯曲加工为主体的复合成形。
在对本发明钢板实施热浸镀锌的情况下，在镀覆后，也可以实施合金化处理。合金化处理在450～600℃的温度区进行。如果合金化处理温度为低于450℃，则合金化不能充分进行，而如果超过600℃，则合金化过于进行而使耐蚀性劣化。因此，合金化处理在450～600℃的温度区进行。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。再者，实施例中的条件是为确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该一个条件例子。只要在不脱离本发明的要旨，达成本发明的目的的范围内，本发明可采用各种条件。表1中示出了实施例中所用的各钢的化学成分。表2、3中示出了各制造条件。此外，表4、5中示出了按表2、3的制造条件制造的各钢种的组织构成和机械特性。再者，各表中的下划线表示在本发明的范围外或在本发明的优选的范围外。此外，在表2～5中，从附加于钢种的A到T的英文字和从a到i的英文字表示表1的各钢A～T及a～i的成分。
对采用具有表1所示的成分组成的“A～T”的发明钢及“a～h”的比较钢进行研究所得的结果进行说明。再者，表1中各成分组成的数值表示质量%。
在将这些钢铸造后直接或在暂时冷却到室温后，加热至1000～1300℃的温度区，然后按表2、3所示的条件，实施热轧、冷轧及冷却。
在热轧中，首先，在第1热轧即粗轧中，在1000℃以上且1200℃以下的温度区，以40%以上的压下率进行1次以上轧制。但是，对于钢种A3、E3、M2，在粗轧中，没有进行1道次中压下率为40%以上的轧制。表2中示出了粗轧中的压下率为40%以上的压下次数、各压下率(%)、粗轧后(精轧前)的奥氏体粒径(μm)。再者，表2中示出了各钢种的温度T1(℃)、温度Ac1(℃)。
在粗轧结束后，进行第2热轧即精轧。在精轧中，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区，至少1次进行1道次中压下率为30%以上的轧制，在低于T1+30℃的温度范围，将合计的压下率设定为30%以下。再者，在精轧中，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区的最终道次中，进行1道次中压下率为30%以上的轧制。
但是，对于钢种A4、A5、A6、B3，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区，没有进行压下率为30%以上的轧制。此外，钢种P2、P3的在低于T1+30℃的温度范围的合计的压下率为超过30%。
此外，在精轧中，将合计的压下率设定为50%以上。但是，关于钢种A4、A5、A6、B3、C3，T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区的合计的压下率为低于50%。
表2中示出了精轧中的T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区的最终道次的压下率(%)、最终道次的前1段的道次的压下率(最终前道次的压下率)(%)。此外，表2中示出了精轧中的T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区的合计的压下率(%)、T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区的最终道次中的压下后的温度(℃)、T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区的压下时的最大加工发热量(℃)。
在精轧中在进行了T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区的最终压下后，在等待时间t秒经过2.5×t1之前，开始冷轧前1次冷却。在冷轧前1次冷却中，将平均冷却速度设定为50℃/秒以上。此外，将冷轧前1次冷却中的温度变化(冷却温度量)设定为40℃以上且140℃以下的范围。
但是，关于钢种J2，其是在从精轧中的T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区的最终压下后，等待时间t秒经过2.5×t1后开始冷轧前1次冷却。钢种T2的冷轧前1次冷却中的温度变化(冷却温度量)为低于40℃，钢种J3的冷轧前1次冷却中的温度变化(冷却温度量)为超过140℃。钢种T3的冷轧前1次冷却中的平均冷却速度为低于50℃/秒。
表2中示出了各钢种的t1(秒)、从精轧中的T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区的最终压下到开始冷轧前1次冷却的等待时间t(秒)、t/t1、冷轧前1次冷却中的温度变化(冷却量)(℃)、冷轧前1次冷却中的平均冷却速度(℃/秒)。
在冷轧前一次冷却后进行冷轧前二次冷却。在冷轧前1次冷却后，在3秒以内开始冷轧前2次冷却。此外，在冷轧前2次冷却中，以10～300℃/秒的平均冷却速度冷却到600℃以下的冷却停止温度，在600℃以下进行卷取，得到2～5mm厚的热轧原板。
但是，钢种D3从冷轧前1次冷却后到开始冷轧前2次冷却经过了超过3秒。此外，钢种D3的冷轧前2次冷却的平均冷却速度为超过300℃/秒。此外，钢种E3的冷轧前2次冷却的冷却停止温度(卷取温度)为超过600℃。对于各钢种，表2中示出了从冷轧前1次冷却后到开始冷轧前2次冷却的时间(秒)、冷轧前2次冷却的平均冷却速度(℃/秒)、冷轧前2次冷却的冷却停止温度(卷取温度)(℃)。
接着，在将热轧原板酸洗后，以压下率30%以上且70%以下进行冷轧。但是，钢种T4的冷轧的压下率为低于30%。此外，钢种T5的冷轧的压下率为超过70%。表3中示出了冷轧中的各钢种的压下率(%)。
冷轧后，加热到700～900℃的温度区，并且保持1秒以上且1000秒以下。此外，在加热到700～900℃的温度区的时候，将室温以上且650℃以下的平均加热速度HR1(℃/秒)设定为0.3以上(HR1≥0.3)，将超过650℃且到700～900℃的平均加热速度HR2(℃/秒)设定为0.5×HR1以下(HR2≤0.5×HR1)。
但是，钢种A1的加热温度为超过900℃。钢种Q2的加热温度为低于700℃。钢种Q3的加热保持时间为低于1秒。钢种Q4的加热保持时间为超过1000秒。此外，钢种T6的平均加热速度HR1为低于0.3(℃/秒)。钢种T7的平均加热速度HR2(℃/秒)为超过0.5×HR1。表3中示出了各钢种的加热温度(℃)、平均加热速度HR1、HR2(℃/秒)。
在加热保持后，以12℃/秒以下的平均冷却速度进行冷轧后1次冷却到580～750℃的温度区。但是，钢种A2的冷轧后1次冷却的平均冷却速度为超过12℃/秒。此外，钢种A2的冷轧后1次冷却的停止温度为低于580℃，钢种Ｋ1的冷轧后1次冷却的停止温度为超过740℃。表3中示出了冷轧后1次冷却中的各钢种的平均冷却速度(℃/秒)、冷却停止温度(℃)。
在冷轧后1次冷却之后接着以4～300℃/秒的平均冷却速度进行冷轧后2次冷却到350～500℃的温度区。但是，钢种A5的冷轧后2次冷却的平均冷却速度为低于4℃/秒。钢种P4的冷轧后2次冷却的平均冷却速度为超过300℃/秒。此外，钢种A2的冷轧后2次冷却的停止温度为超过500℃，钢种G1的冷轧后2次冷却的停止温度为低于350℃。表3中示出了冷轧后2次冷却中的各钢种的平均冷却速度(℃/秒)。
在冷轧后2次冷却之后接着在冷轧后2次冷却的停止温度进行了过时效热处理(OA)。将该过时效热处理(OA)的温度范围(冷轧后2次冷却的停止温度)设定为350℃以上且500℃以下。此外，将过时效热处理(OA)的时间设定为t2秒以上且400秒以下。但是，钢种A2的过时效的热处理温度为超过500℃，钢种G1的过时效的热处理温度为低于350℃。此外，钢种D1的过时效的处理时间为低于t2秒，钢种C2、G1的过时效的热处理温度为超过400秒。表3中示出了各钢种的过时效的热处理温度(℃)、t2(秒)、处理时间(秒)。
过时效热处理后，进行压下率为0.5%的表皮光轧，进行材质评价。再者，对于钢种S1，实施了热浸镀锌处理。对于钢种T1，在镀覆后在450～600℃的温度区实施了合金化处理。
表4中示出了各钢种的金属组织中的铁素体、贝氏体、珠光体、马氏体、残留奥氏体的面积率(组织分率)(%)、各钢种的晶粒的体积平均直径dia(μm)、晶粒的轧制方向的长度dL、板厚方向的长度dt、它们之比(平均值)即dL/dt。表5中示出了与各钢种的钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部处的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的极密度的平均值、｛332｝＜113＞晶体取向的极密度。再者，组织分率是通过表皮光轧前的组织分率来进行评价。此外，作为各钢种的机械特性，表5中示出了抗拉强度TS(MPa)、均匀拉伸性u-El(%)、拉伸率El(%)、作为局部变形能力的指标的扩孔率λ(%)。表5中示出了各r值即rC、rL、r30、r60。
再者，拉伸试验按照JISZ2241进行。扩孔试验按照日本铁钢联盟标准JFST1001进行。关于各晶体取向的极密度，采用上述的EBSP，以0.5μm的间距测定了与轧制方向平行的断面的板厚的3/8～5/8的区域。此外，作为均匀拉伸性和扩孔性的指标，规定TS×EL为8000(MPa·%)以上，优选为9000(MPa·%)以上，TS×λ为30000(MPa·%)以上，优选为40000(MPa·%)以上，最优选为50000(MPa·%)以上。
表2
表3
表4
表5
工业上的可利用性
如前所述，根据本发明，能够提供即使添加Nb或Ti等，各向异性也不大、且均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板。因而，本发明在产业上的可利用性高。
符号说明

Claims (15)

1.一种均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其组成以质量％计为：C：0.01～0.4％、Si：0.001～2.5％、Mn：0.001～4.0％、P：0.001～0.15％、S：0.0005～0.03％、Al：0.001～2.0％、N：0.0005～0.01％和O：0.0005～0.01％，Si+Al被限制为低于1.0％，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；
与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部处的由{100}＜011＞、{116}＜110＞、{114}＜110＞、{113}＜110＞、{112}＜110＞、{335}＜110＞及{223}＜110＞各晶体取向表示的{100}＜011＞～{223}＜110＞取向组的极密度的平均值为5.0以下，且{332}＜113＞晶体取向的极密度为3.0以下；
金属组织以面积率计含有5～80％的铁素体、5～80％的贝氏体和1％以下的马氏体，且马氏体、珠光体及残留奥氏体的合计为5％以下；
与轧制方向成直角的方向的r值即rC为0.70以上，且与轧制方向成30°角的方向的r值即r30为1.10以下。
2.根据权利要求1所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其中，轧制方向的r值即rL为0.70以上，且与轧制方向成60°角的方向的r值即r60为1.10以下。
3.根据权利要求1所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其中，在所述金属组织中，晶粒的体积平均直径为7μm以下，且晶粒中的轧制方向的长度dL与板厚方向的长度dt之比即dL/dt的平均值为3.0以下。
4.根据权利要求1所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其以质量％计进一步含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.001～0.2％、
Nb：0.001～0.2％、
B：0.0001～0.005％、
Mg：0.0001～0.01％、
REM：0.0001～0.1％、
Ca：0.0001～0.01％、
Mo：0.001～1.0％、
Cr：0.001～2.0％、
V：0.001～1.0％、
Ni：0.001～2.0％、
Cu：0.001～2.0％、
Zr：0.0001～0.2％、
W：0.001～1.0％、
As：0.0001～0.5％、
Co：0.0001～1.0％、
Sn：0.0001～0.2％、
Pb：0.001～0.1％、
Y：0.001～0.10％、和
Hf：0.001～0.10％。
5.根据权利要求1所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其中，对表面实施了热浸镀锌。
6.根据权利要求5所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板，其中，在所述热浸镀锌后在450～600℃下进行了合金化处理。
7.一种均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，对钢坯在1000℃以上且1200℃以下的温度范围进行第1热轧，在该第1热轧中进行1次以上压下率为40％以上的轧制，所述钢坯的组成以质量％计为：C：0.01～0.4％、Si：0.001～2.5％、Mn：0.001～4.0％、P：0.001～0.15％、S：0.0005～0.03％、Al：0.001～2.0％、N：0.0005～0.01％和O：0.0005～0.01％，Si+Al被限制为低于1.0％，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；
在所述第1热轧中，将奥氏体粒径设定为200μm以下；
在由下述式(1)确定的温度T1+30℃以上且T1+200℃以下的温度区进行第2热轧，在该第2热轧中至少1次进行1道次中压下率为30％以上的轧制；
将所述第2热轧中的合计的压下率设定为50％以上；
在所述第2热轧中，在进行了压下率为30％以上的最终压下后，以等待时间t秒满足下述式(2)的方式开始冷轧前1次冷却；
将所述1次冷却中的平均冷却速度设定为50℃/秒以上，且在温度变化为40℃以上且140℃以下的范围进行所述1次冷却；
进行压下率为30％以上且70％以下的冷轧；
加热到700～900℃的温度区，并保持1秒以上且1000秒以下；
以12℃/秒以下的平均冷却速度实施冷轧后1次冷却到580～750℃的温度区；
以4～300℃/秒的平均冷却速度实施冷轧后2次冷却到350～500℃的温度区；
在350℃以上且500℃以下的温度区，进行满足下述式(4)的保持t2秒以上且400秒以下的过时效热处理；
T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V(1)
其中，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V为各元素的含量，其单位为质量％；
t≤2.5×t1(2)
其中，t1通过下述式(3)求出；
t1＝0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1(3)
其中，在所述式(3)中，Tf为压下率为30％以上的最终压下后的钢坯的温度，P1为30％以上的最终压下的压下率；
log(t2)＝0.0002(T2-425)2+1.18(4)
其中，T2为过时效处理温度，将t2的最大值设定为400。
8.根据权利要求7所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在进行了所述冷轧前1次冷却后且进行所述冷轧之前，以平均冷却速度10～300℃/秒进行冷轧前2次冷却到600℃以下的冷却停止温度，在600℃以下进行卷取而制成热轧钢板。
9.根据权利要求7所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，低于T1+30℃的温度范围内的合计的压下率为30％以下。
10.根据权利要求7所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(2a)，
t＜t1(2a)。
11.根据权利要求7所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(2b)，
t1≤t≤t1×2.5(2b)。
12.根据权利要求7所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在轧制机架间开始所述热轧后一次冷却。
13.根据权利要求7所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在所述冷轧后加热到700～900℃的温度区的时候，
将室温以上且650℃以下的平均加热速度设定为用下述式(5)表示的HR1，其单位为℃/秒，
将超过650℃且到700～900℃的平均加热速度设定为用下述式(6)表示的HR2，其单位为℃/秒，
HR1≥0.3(5)
HR2≤0.5×HR1(6)。
14.根据权利要求7所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步对表面实施热浸镀锌。
15.根据权利要求14所述的均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在实施了热浸镀锌后，进一步在450～600℃下实施合金化处理。
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