CN103732775A - 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其含有规定的成分，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；在距钢板表面5/8～3/8的板厚范围，用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛113｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛335｝＜110＞以及｛223｝＜110＞的各结晶方位表示的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值为6.5以下，而且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为5.0以下；金属组织以面积率计含有超过5%的珠光体，贝氏体和马氏体之和被限制为低于5%，剩余部分由铁素体构成。

Description

拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本申请基于2011年7月27日提出的日本专利申请特愿2011-164383号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
为了抑制源于汽车的二氧化碳气体的排出量，使用高强度钢板而推进汽车车体的轻量化。另外，为确保乘客的安全性，汽车车体除软钢板以外，也已经大量使用高强度钢板了。今后为了进一步推进汽车车体的轻量化，必须将高强度钢板的使用强度提高到以前以上的水平。但是，在外板部件使用高强度钢板的情况下，大多使用切削加工和下料加工等，而且在行走部件使用高强度钢板的情况下，大多使用冲裁加工等与剪切加工相伴随的加工法，从而要求精密冲裁性优良的钢板。另外，在剪切加工后进行扩孔弯边等加工也正在增加，因而拉伸凸缘性也是与加工有关的重要特性。但是，一般地说，如果使钢板高强度化，则冲裁精度降低，从而拉伸凸缘性也降低。
对于精密冲裁性，正如专利文献1、2那样，公开了在软质的状态下进行冲裁，然后通过热处理和渗碳而谋求高强度化的技术内容，但制造工序延长，成为成本上升的一个原因。另一方面，正如专利文献3那样，也公开了通过退火而使渗碳体球状化、从而提高精密冲裁性的手法，但对于汽车车体等的加工来说，与重要的拉伸凸缘性的兼顾完全没有考虑。
关于相对于高强度化的拉伸凸缘性，也公开了钢板用于改善局部延展性的金属组织控制法，在非专利文献1中，公开了夹杂物的控制和单一组织化，进而公开了如果降低组织间的硬度差，则对于弯曲性和拉伸凸缘性是有效果的。另外，在非专利文献2中，公开了通过控制热轧的精轧温度、精轧的压下率以及温度范围，促进奥氏体的再结晶，抑制轧制织构的发达，从而使结晶方位随机化，由此提高强度、延展性、拉伸凸缘性的手法。
根据非专利文献1、2，一般认为通过使金属组织和轧制织构均匀化而可以提高拉伸凸缘性，但对于精密冲裁性和拉伸凸缘性的兼顾则完全没有考虑。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平3-2942号公报
专利文献2：日本特公平5-14764号公报
专利文献3：日本特公平2-19173号公报
非专利文献
非专利文献1：K.Sugimoto et al，“ISIJ International”（2000）Vol.40，p.920
非专利文献2：岸田，“新日鉄技報”（1999）No.371，p.13
发明内容
发明所要解决的课题
于是，本发明是鉴于上述的问题而研究出来的，其目的在于提供高强度、拉伸凸缘性和精密冲裁性优良的冷轧钢板以及能够廉价且稳定地制造该钢板的制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人通过使高强度冷轧钢板的成分以及制造条件最优化，从而控制钢板的组织，由此成功地制造出强度、拉伸凸缘性、精密冲裁性优良的钢板。其要旨如下所述。
[1]一种拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于：其以质量%计含有
C：超过0.01%且在0.4%以下、
Si：0.001%～2.5%、
Mn：0.001%～4%、
P：0.001%～0.15%、
S：0.0005%～0.03%、
Al：0.001%～2%、
N：0.0005%～0.01%，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
在距钢板表面5/8～3/8的板厚范围，用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛113｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛335｝＜110＞以及｛223｝＜110＞的各结晶方位表示的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值为6.5以下，而且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为5.0以下；
金属组织以面积率计含有超过5%的珠光体，贝氏体和马氏体之和被限制为低于5%，剩余部分由铁素体构成。
[2]再者，根据上述[1]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其中，珠光体相的维氏硬度为150HV～300HV。
[3]再者，根据上述[1]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其中，与轧制方向成直角的方向的r值（rC）为0.70以上，与轧制方向成30°角的r值（r30）为1.10以下，轧制方向的r值（rL）为0.70以上，与轧制方向成60°角的r值（r60）为1.10以下。
[4]根据上述[1]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于：以质量%计，进一步含有
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%、
Cr：0.001%～2%、
V：0.001%～1%、
Ni：0.001%～2%、
Cu：0.001%～2%、
Zr：0.0001%～0.2%、
W：0.001%～1%、
As：0.0001%～0.5%、
Co：0.0001%～1%、
Sn：0.0001%～0.2%、
Pb：0.001%～0.1%、
Y：0.001%～0.1%、
Hf：0.001%～0.1%之中的1种或者2种以上。
[5]再者，根据上述[1]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其中，对于以板厚中央部为中央而将板厚减薄至1.2mm的钢板，在用Φ10mm的圆形冲头以及余隙为1%的圆形冲模进行冲裁的情况下，冲裁端面的剪切面比率为90%以上。
[6]根据上述[1]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其中，在表面具有热浸镀锌层或者合金化热浸镀锌层。
[7]一种拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
对钢坯在1000℃～1200℃的温度范围，进行将压下率为40%以上的轧制实施1次以上的第1热轧，从而在所述第1热轧中，将奥氏体粒径设定为200μm以下，其中，所述钢坯以质量%计含有
C：超过0.01%且在0.4%以下、
Si：0.001%～2.5%、
Mn：0.001%～4%、
P：0.001%～0.15%、
S：0.0005%～0.03%、
Al：0.001%～2%、
N：0.0005%～0.01%，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
在由下述式（1）规定的温度T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域，进行将1个道次的压下率为30%以上的轧制实施至少1次的第2热轧，
所述第2热轧的合计压下率设定为50%以上；
在进行了所述第2热轧中的压下率为30%以上的最终压下之后，以等待时间t秒满足下述式（2）的方式开始冷轧前冷却，
所述冷轧前冷却中的平均冷却速度设定为50℃/秒以上，温度变化设定为40℃～140℃的范围；
进行压下率为40%～80%的冷轧；
加热至750～900℃的温度区域，并保持1秒～300秒；
以1℃/s～10℃/s的平均冷却速度进行冷轧后1次冷却，直至580℃～750℃的温度区域；
在温度降低速度为1℃/s以下的条件下停留1秒～1000秒；
以5℃/s以下的平均冷却速度进行冷轧后2次冷却。
T1（℃）＝850＋10×（C＋N）×Mn＋350×Nb＋250×Ti＋40×B＋10×Cr＋100×Mo＋100×V      式（1）
在此，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V为各元素的含量（质量%）。
t≤2.5×t1          式（2）
在此，t1用下述式（3）求出。
t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1                  式（3）
在此，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是30%以上的最终压下的压下率。
[8]根据上述[7]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，低于T1＋30℃的温度范围的合计压下率为30%以下。
[9]根据上述[7]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁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         式（2a）
[10]根据上述[7]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁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       式（2b）
[11]根据上述[7]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁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冷轧前冷却。
[12]根据上述[7]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在进行所述冷轧前冷却之后、且在进行所述冷轧之前，在650℃以下进行卷取而成为热轧钢板。
[13]根据上述[7]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在所述冷轧之后、加热至750～900℃的温度区域时，
将室温～650℃的平均加热速度设定为用下述式（5）表示的HR1（℃/秒），
将超过650℃、直至750～900℃的平均加热速度设定为用下述式（6）表示的HR2（℃/秒）。
HR1≥0.3          式（5）
HR2≤0.5×HR1      式（6）
[14]根据上述[7]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步在表面实施热浸镀锌。
[15]根据上述[14]所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在实施热浸镀锌之后，进一步在450～600℃下实施合金化处理。
发明的效果
根据本发明，可以提供一种拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度钢板。如果使用该钢板，则特别在加工和使用高强度钢板时，对提高成品率、从而降低成本等产业上的贡献是极其明显的。
附图说明
图1是表示｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值和抗拉强度×扩孔率之间的关系的图示。
图2是表示｛332｝＜113＞方位群的极密度和抗拉强度×扩孔率之间的关系的图示。
图3是表示与轧制方向成直角的方向的r值（rC）和抗拉强度×扩孔率之间的关系的图示。
图4是表示与轧制方向成30°角的r值（r30）和抗拉强度×扩孔率之间的关系的图示。
图5是表示轧制方向的r值（rL）和抗拉强度×扩孔率之间的关系的图示。
图6是表示与轧制方向成60°角的r值（r60）和抗拉强度×扩孔率之间的关系的图示。
图7表示了硬质相分数和冲裁端面的剪切断面率之间的关系。
图8表示了粗轧后的奥氏体粒径和与轧制方向成直角的方向的r值（rC）之间的关系。
图9表示了粗轧后的奥氏体粒径和与轧制方向成30°角的r值（r30）之间的关系。
图10表示了粗轧中的40%以上的轧制次数和粗轧的奥氏体粒径之间的关系。
图11表示了T1＋30～T1＋150℃的压下率和｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值之间的关系。
图12是连续热轧生产线的说明图。
图13表示了T1＋30～T1＋150℃的压下率和｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度之间的关系。
图14表示了本发明钢和比较钢的剪切断面率与强度×扩孔率之间的关系。
具体实施方式
下面就本发明的内容进行详细的说明。
（结晶方位）
本发明特别重要的是：在距钢板表面5/8～3/8的板厚范围，｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值为6.5以下，而且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为5.0以下。如图1所示，在距钢板表面5/8～3/8的板厚范围进行X射线衍射而求出各方位的极密度时，如果｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均值为6.5以下（优选为4.0以下），则满足最近要求的行走部件的加工所必须的抗拉强度×扩孔率≥30000。如果超过6.5，则钢板的机械特性的各向异性极其增强，进而只是某方向的扩孔性得以改善，而与该方向不同的方向的材质明显不能满足行走部件的加工所必须的抗拉强度×扩孔率≥30000。另一方面，在现行通常的连续热轧工序中难以实现，但低于0.5时令人担心扩孔性的劣化。
｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群中含有的方位是｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛113｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛335｝＜110＞以及｛223｝＜110＞。
所谓极密度，与X射线随机强度比具有相同的意义。所谓极密度（X射线随机强度比），是指在相同条件采用X射线衍射法等测定不具有在特定方位的聚集的标准试样和供试验材料的X射线强度，然后用得到的供试验材料的X射线强度除以标准试样的X射线强度所得到的数值。该极密度可以使用X射线衍射和EBSD（Electron Back ScatteringDiffraction）等装置来进行测定。另外，采用EBSP（电子背散射衍射图谱：Electron Back Scattering Pattern）法、或者ECP（电子通道花样：Electron Channeling Pattern）法中的任一种方法都可以进行测定。可以由基于｛110｝极点图并采用矢量法计算得到的3维织构、或在｛110｝、｛100｝、｛211｝、｛310｝的极点图中使用多个极点图（优选为3个以上）而采用级数展开法计算得到的3维织构求出。
例如，上述各结晶方位的极密度可以直接使用3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。
所谓｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值，是指上述各方位的极密度的算术平均。在不能得到上述所有方位的强度的情况下，也可以用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各方位的极密度的算术平均来代替。
再者，基于同样的理由，距钢板表面5/8～3/8板厚范围中的板面的｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度如图2所示，如果为5.0以下（优选为3.0以下），则满足最近要求的行走部件的加工所必须的抗拉强度×扩孔率≥30000。如果极密度超过5.0，则钢板的机械特性的各向异性极其增强，进而只是某方向的扩孔性得以改善，而与该方向不同的方向的材质明显劣化，不能切实地满足行走部件的加工所必须的抗拉强度×扩孔率≥30000。另一方面，在现行通常的连续热轧工序中难以实现，但低于0.5时令人担心扩孔性的劣化。
以上叙述的结晶方位的极密度对于扩孔性的改善重要的理由未必清楚，但可以推测其与扩孔加工时的结晶的滑移举动有关。
供给X射线衍射的试样可以采用机械研磨等将钢板从表面减薄至规定的板厚，接着采用化学研磨和电解研磨等除去应变，同时按照上述的方法调整试样，使板厚的3/8～5/8的范围的适当的面成为测定面，然后进行测定。
当然，上述的极密度的限定不只是板厚1/2附近，通过满足尽可能多的厚度范围，可以使扩孔性更进一步变得良好。然而，通过对距钢板表面的板厚为3/8～5/8的范围进行测定，大概可以代表整个钢板的材质特性。于是，将板厚的5/8～3/8规定为测定范围。
此外，用｛hkl｝＜uvw＞表示的结晶方位意味着钢板面的法线方向平行于＜hkl＞，轧制方向与＜uvw＞平行。结晶方位通常将垂直于板面的方位用[hkl]或者｛hkl｝来表示，将平行于轧制方向的方位用（uvw）或者＜uvw＞来表示。｛hkl｝、＜uvw＞是等效的面的总称，[hkl]、（uvw）是指各个结晶面。也就是说，在本发明中，由于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）面是等效的而不加区别。在这样的情况下，将这些方位总称为｛111｝。在ODF表示中，由于也可以用于其它对称性较低的晶体结构的方位表示，因而通常将各个方位用[hkl]（uvw）来表示，但在本实施方式中，[hkl]（uvw）和｛hkl｝＜uvw＞具有相同的意义。采用X射线进行的结晶方位的测定例如按照《新版カリティX線回折要論》（1986年发行，松村源太郎译，株式会社アグネ出版）第274～296页中记载的方法来进行。
（r值）
与轧制方向成直角的方向的r值（rC）在本发明中是重要的。也就是说，本发明人等进行了潜心的研究，结果判明，如果只是上述的各种结晶方位的极密度合适，也未必可以得到良好的扩孔性。如图3所示，在满足上述极密度的同时，rC还必须为0.70以上。上限并没有特别的限定，但通过使（rC）为1.10以下，可以得到更为优良的扩孔性。
与轧制方向成30°角的方向的r值（r30）在本发明中是重要的。也就是说，本发明人等进行了潜心的研究，结果判明，如果只是上述的各种结晶方位的X射线强度合适，也未必可以得到良好的扩孔性。如图4所示，在满足上述X射线强度的同时，r30还必须为1.10以下。下限并没有特别的限定，但通过使r30为0.70以上，可以得到更为优良的扩孔性。
本发明人等进一步进行了潜心的研究，结果判明，如果不仅上述各种结晶方位的X射线随机强度比和rC、r30，而且如图5、图6所示，轧制方向的r值（rL）、与轧制方向成60°角的方向的r值（r60）分别为rL≥0.70、r60≤1.10，则满足更为良好的抗拉强度×扩孔率≥30000。
上述的rL值的上限以及r60值的下限并没有特别的限定，但通过使rL为1.00以下、且r60为0.90以上，可以得到更为优良的扩孔性。
上述的各r值由使用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验进行评价。拉伸应变在通常的高强度钢板的情况下处于5～15%的范围，便可以在均匀拉伸的范围进行评价。然而，一般为人所知的是织构和r值相关，但在本发明中，已经叙述的关于结晶方位的极密度的限定和关于r值的限定相互不具有相同的意义，如果两者的限定不能同时得到满足，则不能得到良好的扩孔性。
（金属组织）
下面就本发明的钢板的金属组织进行说明。本发明的钢板的金属组织以面积率计含有超过5%的珠光体，并将贝氏体和马氏体之和限制为低于5%，剩余部分为铁素体。在高强度钢板中，为了提高其强度，经常使用在铁素体相中配合有强度高的第二相的复合组织。这些组织通常由铁素体和珠光体、铁素体和贝氏体或者铁素体和马氏体等构成，如果第二相分数恒定，则越是硬质第二相的硬度较硬的低温相变相，钢板的强度越是提高。但是，低温相变相越硬，与铁素体的变形能力之差越显著，由于在冲裁加工中产生铁素体和低温相变相的应力集中，因而在冲裁部出现断裂面，从而冲裁精密性降低。
特别地，如果贝氏体和马氏体分数之和以面积率计为5%以上，则如图7所示，高强度钢板的精密冲裁的基准即剪切面比率低于90%。另外，如果珠光体分数为5%以下，则强度下降，从而低于作为高强度冷轧钢板基准的500MPa。因此，本发明将贝氏体和马氏体分数之和设定为低于5%，将珠光体分数设定为超过5%，将剩余部分设定为铁素体。贝氏体和马氏体也可以为05。因此，本发明的钢板的金属组织可以考虑由珠光体和铁素体构成的形态、除珠光体和铁素体以外还包含贝氏体以及马氏体中的任一种的形态、除珠光体和铁素体以外还包含贝氏体以及马氏体两者的形态。
此外，如果珠光体分数升高，则强度提高，但剪切面比率减少。珠光体分数优选为低于30%。珠光体分数即便为30%，剪切面比率也可以达到90%以上，但当珠光体分数低于30%时，剪切面比率可以达到95%以上，从而精密冲裁性得以更加提高。
（珠光体相的维氏硬度）
珠光体相的硬度对拉伸特性和冲裁精密性产生影响。随着珠光体相的维氏硬度的上升，强度得以提高，但当珠光体相的维氏硬度超过300HV时，冲裁精密性降低。为了得到良好的抗拉强度-扩孔性平衡、以及冲裁精密性，珠光体相的维氏硬度设定为150HV～300HV。此外，维氏硬度使用显微维氏硬度计进行测定。
另外，在本发明中，将钢板的精密冲裁性用冲裁端面的剪切面比率[＝剪切面的长度/（剪切面的长度＋断裂面的长度）]来进行评价。对于以板厚中央部为中央而将板厚减薄至1.2mm的钢板，采用Φ10mm的圆形冲头以及余隙为1%的圆形冲模进行冲裁，对于冲裁端面的整个周长测量了剪切面和断裂面的长度。然后，使用冲裁端面的整个周长中的剪切面长度的最小值定义剪切面比率。
此外，板厚中央部最容易受到中心偏析的影响。如果板厚中央部具有规定的精密冲裁性，则可以认为在整个板厚中，可以满足规定的精密冲裁性。
（钢板的化学成分）
下面就本发明的高强度冷轧钢板的化学成分的限定理由进行说明。此外，含量的%为质量%。
C：超过0.01%且在0.4%以下
C是有助于母材的强度上升的元素，但也是生成扩孔时成为开裂的起点的渗碳体（Fe3C）等铁系碳化物的元素。C含量在0.01%以下时，不能得到由低温相变生成相的组织强化带来的强度提高的效果。当含有超过0.4%时，则中心偏析变得显著，冲裁加工时成为二次剪切面的开裂的起点的渗碳体（Fe3C）等铁系碳化物增加，从而冲裁性劣化。因此，C含量限定为超过0.01%且在0.4%以下的范围。另外，考虑到强度的提高以及与延展性的平衡，C含量优选为0.20%以下。
Si：0.001～2.5%
Si是有助于母材的强度上升的元素，而且也具有作为钢水的脱氧材料的作用，因而根据需要添加。在Si含量添加0.001%以上的情况下，可以发挥上述效果，但添加即使超过2.5%，有助于强度上升的效果也达到饱和。因此，Si含量限定为0.001%～2.5%的范围。另外，通过添加超过0.1%的Si，则随着其含量的增加，材料组织中的渗碳体等铁系碳化物的析出受到抑制，从而有助于强度和扩孔性的提高。另外，如果该Si超过1%，则铁系碳化物的析出抑制的效果达到饱和。因此，Si含量优选的范围是超过0.1%且在1%以下。
Mn：0.01～4%
Mn是通过固溶强化以及淬火强化而有助于强度提高的元素，可根据需要添加。Mn含量在低于0.01%时，不能得到该效果，即使添加超过4%，该效果也达到饱和。因此，Mn含量限定为0.01%～4%的范围。另外，在为了抑制因S引起的热裂的发生而没有充分添加除Mn以外的元素的情况下，优选添加使Mn含量（[Mn]）和S含量（[S]）以质量%计为[Mn]/[S]≥20的Mn量。再者，Mn是随着其含量的增加，使奥氏体区域温度扩大至低温侧，从而提高淬透性，且使扩孔弯边性优良的连续冷却相变组织的形成变得容易的元素。该效果在Mn含量低于1%时难以发挥出来，因而优选添加1%以上。
P：0.001～0.15%
P是铁液中含有的杂质，是在晶界偏析、伴随着含量的增加而使韧性降低的元素。因此，P含量越低越优选，如果含有超过0.15%，则对加工性和焊接性产生不良影响，因而设定为0.15%以下。特别地，在考虑扩孔性和焊接性时，P含量优选为0.02%以下。下限设定为可以采用现行通常的精炼（包括二次精炼）的0.001%。
S：0.0005～0.03%
S是铁液中含有的杂质，是含量过多时，不仅引起热轧时的开裂，而且生成使扩孔性劣化的A系夹杂物的元素。因此，S含量应该尽可能降低，但只要在0.03%以下，就是可以允许的范围，因而设定为0.03%以下。但是，需要某种程度的扩孔性时的S含量优选为0.01%以下，更优选为0.005%以下。下限设定为可以采用现行通常的精炼（包括二次精炼）的0.0005%。
Al：0.001～2%
Al为了钢的精炼工序中的钢水脱氧而需要添加0.001%以上，但由于招致成本的上升，因而将其上限设定为2%。另外，如果太多量地添加Al，则增大非金属夹杂物而使延展性以及韧性劣化，因而优选为0.06%以下。进一步优选为0.04%以下。另外，为了与Si同样地得到使材料组织中的渗碳体等铁系碳化物的析出受到抑制的效果，优选含有0.016%以上。因此，进一步优选为0.016%～0.04%。
N：0.0005～0.01%
N含量应该尽可能降低，但只要在0.01%以下，就是可以允许的范围。但是，从耐时效性的角度考虑，进一步优选设定为0.005%以下。下限设定为可以采用现行通常的精炼（包括二次精炼）的0.0005%。
再者，作为以前为提高扩孔性、以及为了夹杂物控制、析出物微细化而采用的元素，即使含有Ti、Nb、B、Mg、Rem、Ca、Mo、Cr、V、W、Zr、Cu、Ni、As、Co、Sn、Pb、Y、Hf之中的任1种或者2种以上也没有关系。
Ti、Nb、B由于通过碳、氮的固定、析出强化、组织控制、细粒强化等机理而使材质得以改善，因而根据需要优选添加Ti：0.001%以上，Nb：0.001%以上，B：0.0001%以上。可以优选为Ti：0.01%以上，Nb：0.005%以上。但是，与其说即使过度添加也没有特别的效果，倒不如说使加工性和制造性劣化，因而将各自的上限设定为Ti：0.2%、Nb：0.2%、B：0.005%。B可以优选为0.003%以下。
Mg、Rem、Ca是使夹杂物无害化的重要的添加元素。将各元素的下限设定为0.0001%。作为优选的下限，Mg可以为0.0005%，Rem可以为0.001%，Ca可以为0.0005%。另一方面，过剩添加将带来纯浄度的恶化，因而Mg的上限设定为0.01%，Rem的上限设定为0.1%，Ca的上限设定为0.01%。Ca可以优选为0.01%以下。
Mo、Cr、Ni、W、Zr、As由于具有提高机械强度或者改善材质的效果，因而根据需要，Mo、Cr、Ni、W分别优选添加0.001%以上，Zr、As分别优选添加0.0001%以上。作为优选的下限，Mo可以为0.01%，Cr可以为0.01%，Ni可以为0.05%，W可以为0.01%。但是，过度的添加反而使加工性劣化，因而将各自的上限设定如下：Mo为1.0%，Cr为2.0%，Ni为2.0%，W为1.0%，Zr为0.2%，As为0.5%。Zr可以优选为0.05%以下。
V以及Cu与Nb、Ti同样对析出强化是有效的，与这些元素相比，由添加产生的强化所导致的局部变形能力的劣化量更少，在需要高强度且更好的扩孔性的情况下，是比Nb或Ti更有效的添加元素。于是，V以及Cu的下限设定为0.001%。可以优选为0.01%以上。过剩添加由于导致加工性的劣化，因而将V的上限设定为1.0%，将Cu的上限设定为2.0%。V可以优选为0.5%以下。
Co使γ→α的相变点显著上升，因而特别在面向Ar3点以下的热轧时是有效的元素。为了得到该效果，将其下限设定为0.0001%。可以优选为0.001%以上。但是，如果过多，则焊接性劣化，因而将其上限设定为1.0%。可以优选为0.1%以下。
Sn、Pb是对提高镀覆性的润湿性和附着力有效的元素，可以分别添加0.0001%、0.001%以上。Sn可以优选为0.001%以上。但是，如果过多，则制造时的缺陷容易发生，而且引起韧性的降低，因而将上限分别设定为0.2%、0.1%。Sn可以优选为0.1%以下。
Y、Hf是对提高耐蚀性有效的元素，可以添加0.001%～0.10%。在均低于0.001%时，不能看到效果，如果添加超过0.10%，则扩孔性劣化，因而将其上限设定为0.10%。
（表面处理）
此外，本发明的高强度冷轧钢板也可以在以上说明的冷轧钢板的表面具有通过热浸镀锌处理形成的热浸镀锌层、或者进而通过镀覆后合金化处理而形成的合金化锌镀层。通过具有这样的镀层，不会损害本发明优良的拉伸凸缘性以及精密冲裁性。另外，无论具有通过有机皮膜形成、薄膜层叠、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等得到的表面处理层中的哪一种，都可以得到本发明的效果。
（钢板的制造方法）
下面就本发明的钢板的制造方法进行叙述。
为了实现优良的拉伸凸缘性以及精密冲裁性，重要的是使极密度形成随机的织构、以及形成满足各方向的r值的条件的钢板。为同时满足这些的制造条件的详细情况记载如下。
热轧之前的制造方法并没有特别的限定。也就是说，接着采用高炉或电炉等进行的熔炼，进行各种2次精炼而调整为上述的成分，接着除可以采用通常的连续铸造、利用铸锭法的铸造以外，还可以采用薄板坯铸造等方法进行铸造。在连续铸造的情况下，既可以一次冷却至低温之后，再度加热后进行热轧，也可以对铸造板坯连续地进行热轧。原料即便使用废料也没关系。
（第1热轧）
将从加热炉中抽出的板坯供给作为第1热轧的粗轧工序而进行粗轧，从而得到粗型材（rough bar）。本发明钢板需要满足以下的要件：首先，重要的是粗轧后的奥氏体粒径即精轧前的奥氏体粒径。精轧前的奥氏体粒径优选较小，只要在200μm以下，就大大有助于晶粒的微细化以及均质化，可以使在以后的工序中形成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，需要在1000～1200℃的温度区域的粗轧中，进行1次以上的压下率为40%以上的轧制。
精轧前的奥氏体粒径优选为100μm以下，而为了得到该粒径，进行2次以上的40%以上的轧制。但是，超过70%的压下或超过10次的粗轧有可能使轧制温度降低或使氧化皮过剩生成。
这样一来，如果使精轧前的奥氏体粒径为200μm以下，则在精轧中促进奥氏体的再结晶，特别是对于rL值、r30值的控制、扩孔性的改善是有效的。
可以推测其原因在于：粗轧后（即精轧前）的奥氏体晶界作为精轧中的1个再结晶核发挥作用。粗轧后的奥氏体粒径可以通过尽可能使进入精轧前的钢板片骤冷（例如以10℃/秒以上的冷却速度进行冷却），并侵蚀钢板片的断面而使奥氏体晶界显现出来，然后采用光学显微镜进行观察来确认。此时，以50倍以上的放大倍数采用图像解析和点计数法对20个以上的视场就奥氏体粒径进行测定。
为了使rC、r30满足前述规定的值，重要的是粗轧后即精轧前的奥氏体粒径。如图8、图9所示，已经判明精轧前的奥氏体粒径优选较小，只要在200μm以下就满足前述的值。
（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。从粗轧工序结束到精轧工序开始的时间优选设定为150秒以下。
在精轧工序（第2热轧）中，将精轧开始温度优选设定为1000℃以上。如果精轧开始温度低于1000℃，则在各精轧道次中，施加于轧制对象的粗型材的轧制温度低温化，成为未再结晶温度区域的压下而使织构发达，从而各向同性劣化。
此外，精轧开始温度的上限并没有特别的限制。但是，如果在1150℃以上，则在精轧前以及道次之间，由于有可能在钢板基底和表面氧化皮之间产生成为鳞片状的纺锤氧化皮缺陷的起点的鼓泡，因而优选低于1150℃。
精轧在将由钢板的成分组成决定的温度设定为T1时，于T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域，进行1个道次的压下率为30%以上的轧制至少1次。另外，在精轧中，将合计压下率设定为50%以上。通过满足该条件，便使距钢板表面5/8～3/8的板厚范围的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值为6.5以下，而且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为5.0以下。由此，可以确保优良的凸缘性以及精密冲裁性。
在此，T1为用下述式（1）算出的温度。
T1（℃）＝850＋10×（C＋N）×Mn＋350×Nb＋250×Ti＋40×B＋10×Cr＋100×Mo＋100×V      式（1）
C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V为各元素的含量（质量%）。此外，对于Ti、B、Cr、Mo、V，在没有含有的情况下，以0进行计算。
图10以及图11表示了各温度区域的压下率和各方位的极密度之间的关系。如图10和图11所示，T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的大压下、和其后的T1以上但低于T1+30℃的轻压下正如后述实施例的表2、3所看到的那样，通过控制距钢板表面5/8～3/8的板厚范围的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值、｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度，使最终产品的扩孔性得以飞跃般改善。
T1温度本身是通过经验求出的。发明人等通过实验从经验中获得了如下的见解：以T1温度为基准，各钢的奥氏体区域的再结晶得以促进。为了得到进一步良好的扩孔性，重要的是蓄积由大压下产生的应变，在精轧中，合计压下率必须为50%以上。再者，优选取70%以上的压下，另一方面，取超过90%的压下率要确保温度和施加过大的轧制。
如果T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的合计压下率低于50%，则热轧中蓄积的轧制应变并不充分，奥氏体的再结晶不会充分地进行。因此，织构发达而使各向同性劣化。如果合计压下率在70%以上，则即使考虑起因于温度变动等的偏差，也可以得到充分的各向同性。另一方面，如果合计压下率超过90%，则在加工发热的作用下，形成T1＋200℃以下的温度区域变得困难，另外，轧制载荷有可能增加，从而轧制变得困难。
在精轧中，为了促进由蓄积的应变的释放所产生的均匀的再结晶，在T1＋30℃～T1＋200℃将1个道次的压下率为30%以上的轧制进行至少1次。
此外，为了促进由蓄积的应变的释放所产生的均匀的再结晶，需要将低于T1＋30℃的温度区域的加工量抑制在尽可能少的水平。因此，低于T1＋30℃的压下率优选为30%以下。从板厚精度和板形状的角度考虑，优选的是10%以下的压下率。在更加重视扩孔性的情况下，低于T1＋30℃的温度区域的压下率优选为0%。
精轧优选在T1+30℃以上结束。如果T1以上但低于T1+30℃的温度区域的压下率较大，则再结晶的奥氏体晶粒迅速地伸展，如果停留时间较短，则再结晶不会充分地进行，从而使扩孔性劣化。也就是说，本发明的制造条件通过在精轧中使奥氏体均匀且微细地再结晶，控制产品的织构而改善扩孔性。
轧制率可从轧制载荷、板厚测定等通过实测或者计算而求出。温度可以采用机架间温度计进行实测，还可以根据生产线速度和压下率等采用考虑了加工发热的计算机模拟来得到。因此，是否进行了本发明所规定的轧制可以容易地确认。
如以上进行的热轧（第1、2热轧）在Ar3相变温度以上结束。如果使热轧在Ar3以下结束，则成为奥氏体和铁素体的2相区域轧制，向｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的集成增强。其结果是，扩孔性显著劣化。
再者，为了将轧制方向的rL以及与轧制方向成60°角的r60分别设定为rL≥0.70、r60≤1.10，从而满足更为良好的强度、和扩孔≥30000，优选将T1＋30℃～T1＋200℃的压下时的最大加工发热量、即由压下引起的温度上升量（℃）抑制为18℃以下。因此，优选使用机架间冷却等。
（冷轧前冷却）
在进行了精轧中的压下率为30%以上的最终压下之后，以等待时间t秒满足下述式（2）的方式开始冷轧前冷却。
t≤2.5×t1     式（2）
在此，t1用下述式（3）求出。
t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1           式（3）
在此，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是30%以上的最终压下的压下率。
此外，所谓“压下率为30%以上的最终压下”，是指在精轧中进行的多个道次的轧制中，压下率为30%以上的轧制中最后进行的轧制。例如，在精轧中进行的多个道次的轧制中，在最终阶段进行的轧制的压下率为30%以上的情况下，其最终阶段进行的轧制是“压下率为30%以上的最终压下”。另外，在精轧中进行的多个道次的轧制中，当比最终阶段靠前进行的轧制的压下率为30%以上，且进行了在比该最终阶段靠前进行的轧制（压下率为30%以上的轧制）之后，不再进行压下率为30%以上的轧制时，比该最终阶段靠前进行的轧制（压下率为30%以上的轧制）就是压下率为30%以上的最终压下”。
在精轧中，在进行了压下率为30%以上的最终压下之后，直至开始冷轧前1次冷却的等待时间t秒对奥氏体粒径产生很大的影响。也就是说，对钢板的等轴晶粒分数、粗晶粒面积率产生较大的影响。
如果等待时间t超过t1×2.5，则再结晶几乎已经结束，另一方面，晶粒显著生长而使粗粒化发展，从而r值以及拉伸率降低。
通过使等待时间t秒进一步满足下述式（2a），便可以优先抑制晶粒的生长。其结果是，即使再结晶没有充分进行，也可以充分提高钢板的拉伸率，同时使疲劳特性得以提高。
t＜t1        式（2a）
另一方面，通过使等待时间t秒进一步满足下述式（2b），便使再结晶化充分发展，从而结晶方位随机化。因此，可以充分提高钢板的拉伸率，同时可以大大提高各向同性。
t1≤t≤t1×2.5        式（2b）
在此，如图12所示，在连续热轧生产线1中，于加热炉加热至规定温度的钢坯（板坯）采用粗轧机2、精轧机3依次进行轧制，形成规定厚度的热轧钢板4而输送至输出辊道（run-out-table）5。本发明的制造方法在粗轧机2所进行的粗轧工序（第1热轧）中，于1000℃～1200℃的温度范围，对钢坯（板坯）进行1次以上的压下率为40%以上的轧制。
这样采用粗轧机2轧制成规定厚度的粗型材接着采用精轧机3的多个轧制机架6进行精轧（第2热轧），从而形成热轧钢板4。而且精轧机3在温度T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域，将1个道次的压下率为30%以上的轧制进行至少1次。另外，在精轧机3中，合计压下率为50%以上。
再者，在进行了精轧工序中的压下率为30%以上的最终压下之后，以等待时间t秒满足上述式（2）、或者上述式（2a）、（2b）中的任一种的方式开始冷轧前1次冷却。该冷轧前1次冷却的开始采用在精轧机3的各轧制机架6之间配置的机架间冷却喷嘴10、或者在输出辊道5上配置的冷却喷嘴11来进行。
例如，在只是采用配置于精轧机3的前段（图12中的左侧，轧制的上游侧）的轧制机架6进行压下率为30%以上的最终压下，而不采用配置于精轧机3的后段（图12中的右侧，轧制的下游侧）的轧制机架6进行压下率为30%以上的轧制的情况下，如果采用配置于输出辊道5上的冷却喷嘴11开始冷轧前1次冷却，则等待时间t秒有时不能满足上述式（2）、或者上述式（2a）、（2b）。在这样的情况下，采用配置于精轧机3的各轧制机架6间的机架间冷却喷嘴10开始冷轧前1次冷却。
另外，例如在采用配置于精轧机3的后段（图12中的右侧，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，即使采用配置于输出辊道5上的冷却喷嘴11开始冷轧前1次冷却，等待时间t秒往往也能够满足上述式（2）、或者上述式（2a）、（2b）。在这样的情况下，即使采用配置于输出辊道5上的冷却喷嘴11开始冷轧前1次冷却也没关系。当然，只要在进行了压下率为30%以上的最终压下之后，就可以采用配置于精轧机3的各轧制机架6之间的机架间冷却喷嘴10开始冷轧前1次冷却。
而且该冷轧前1次冷却以50℃/秒以上的平均冷却速度，进行温度变化（温度下降）为40℃～140℃的冷却。
如果温度变化低于40℃，则再结晶的奥氏体晶粒生长，从而使低温韧性劣化。通过设定为40℃以上，可以抑制奥氏体晶粒的粗大化。在低于40℃时，则不能得到其效果。另一方面，在超过140℃时，再结晶并不充分，从而难以得到目标的随机织构。另外，也难以得到对拉伸率有效的铁素体相，而且铁素体相的硬度升高，因而扩孔性也发生劣化。另外，如果温度变化超过140℃，则直至Ar3相变点温度以下有可能发生过冲（overshoot）。在此情况下，即便是源自再结晶奥氏体的相变，也导致不同选择的尖锐化，结果仍然形成织构而使各向同性降低。
如果冷轧前冷却的平均冷却速度低于50℃/秒，则再结晶的奥氏体晶粒仍然生长，从而使低温韧性劣化。平均冷却速度的上限并没有特别的限定，但从钢板形状的角度考虑，一般认为在200℃/秒以下是妥当的。
另外，正如先前也说明过的那样，为了促进均匀的再结晶，低于T1＋30℃的温度区域的加工量优选尽可能地少，低于T1＋30℃的温度区域的压下率优选为30%以下。例如，在图12所示的连续热轧生产线1的精轧机3当通过配置于前段侧（图12中的左侧，轧制的上游侧）的1座或者2座以上的轧制机架6时，钢板处于T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域，当通过配置于其后段侧（图12中的右侧，轧制的下游侧）的1座或者2座以上的轧制机架6时，钢板处于低于T1＋30℃的温度区域的情况下，优选在通过配置于其后段侧（图12中的右侧，轧制的下游侧）的1座或者2座以上的轧制机架6时，不进行压下，或者即使进行压下，也使低于T1＋30℃的压下率合计为30%以下。从板厚精度和板形状的角度考虑，低于T1＋30℃的压下率优选合计为10%以下的压下率。在更加寻求各向同性的情况下，低于T1＋30℃的温度区域的压下率优选为0%。
在本发明的制造方法中，轧制速度并没有特别的限定。但是，如果精轧的最终机架侧的轧制速度低于400mpm，则γ晶粒生长而粗大化，能够析出用于得到延展性的铁素体的区域减少，从而延展性有可能劣化。即使没有特别限制轧制速度的上限，也可以得到本发明的效果，但受到设备的制约，现实的情况是在1800mpm以下。因此，在精轧工序中，轧制速度优选为400mpm～1800mpm。另外，在热轧中，也可以在粗轧后将薄板坯接合，从而连续地进行精轧。此时，也可以将粗型材暂且卷绕成卷材状，然后根据需要收藏在具有保温功能的罩内，在再次退卷后进行接合。
（卷取）
在这样得到热轧钢板后，可以在650℃以下进行卷取。如果卷取温度超过650℃，则铁素体组织的面积率增加，从而珠光体的面积率不会超过5%。
（冷轧）
根据需要，对如上所述制造的热轧原板进行酸洗，然后以冷轧的方式进行压下率为40%～80%的轧制。在压下率为40%以下时，难以在其后的加热保持中产生再结晶，从而使等轴晶粒分数降低，而且使加热后的晶粒粗大化。在超过80%的轧制时，在加热时使织构发达，因而各向异性增强。因此，冷轧的压下率设定为40%～80%。
（加热保持）
冷轧过的钢板（冷轧钢板）在其后，加热至750～900℃的温度区域，在750～900℃的温度区域保持1秒～300秒。如果为比其低的温度或者短时间，则从铁素体向奥氏体的逆相变不会充分地进行，在其后的冷却工序中不能得到第二相，从而不能得到充分的强度。另一方面，如果为比其高的温度或者持续保持300秒以上，则使晶粒粗大化。
在将冷轧后的钢板这样地加热至750～900℃的温度区域时，将室温～650℃的平均加热速度设定为用下述式（5）表示的HR1（℃/秒），将超过650℃直至750～900℃的温度区域的平均加热速度设定为用下述式（6）表示的HR2（℃/秒）。
HR1≥0.3        式（5）
HR2≤0.5×HR1       式（6）
通过在上述的条件下进行热轧、进而进行冷轧前冷却，便可以兼顾晶粒的微细化和结晶方位的随机化。然而，在其后进行的冷轧的作用下，严重的织构变得发达，其织构容易在钢板中残留。其结果是，钢板的r值以及拉伸率降低，且各向同性降低。于是，优选通过适当地进行冷轧后进行的加热，尽可能使在冷轧中发达的织构消失。因此，需要将加热的平均加热速度分为用上述式（5）、（6）表示的2个阶段。
虽然通过该二个阶段的加热而使钢板的织构和特性得以提高的详细理由尚不明确，但本效果可以认为与冷轧时导入的位错的恢复和再结晶相关联。也就是说，通过加热而在钢板中产生的再结晶的驱动力为通过冷轧而在钢板中蓄积的应变。在室温～650℃的温度范围的平均加热速度HR1较小的情况下，由冷轧导入的位错得以恢复，从而不会发生再结晶。其结果是，冷轧时发达的织构就那样残存下来，从而各向同性等特性发生劣化。在室温～650℃的温度范围的平均加热速度HR1低于0.3℃/秒时，由冷轧导入的位错得以恢复，从而冷轧时形成的严重的织构残存下来。因此，室温～650℃的温度范围的平均加热速度HR1需要设定为0.3（℃/秒）以上。
另一方面，如果超过650℃直至750～900℃的温度区域的平均加热速度HR2较大，则冷轧后的钢板中存在的铁素体不会再结晶，从而加工状态的未再结晶铁素体残存下来。特别地，如果含有超过0.01%的C的钢加热至铁素体和奥氏体的双相区，则形成的奥氏体阻碍再结晶铁素体的生长，从而未再结晶铁素体更容易残存下来。该未再结晶铁素体由于具有严重的织构，对r值和各向同性等特性产生不良影响，同时由于包含很多位错，因而使延展性大幅度劣化。因此，在超过650℃直至750～900℃的温度区域的温度范围，平均加热速度HR2必须为0.5×HR1（℃/秒）以下。
（冷轧后1次冷却）
在上述的温度范围保持规定时间之后，以1℃/s～10℃/s的平均冷却速度进行冷轧后1次冷却，直至580℃～750℃的温度区域。
（停留）
冷轧后1次冷却结束后，在温度降低速度为1℃/s以下的条件下停留1秒～1000秒。
（冷轧后2次冷却）
在上述停留之后，以5℃/s以下的平均冷却速度进行冷轧后2次冷却。如果冷轧后2次冷却的平均冷却速度大于5℃/s，则贝氏体和马氏体之和在5%以上，从而精密冲裁性降低，因而是不优选的。
对于如以上那样制造的冷轧钢板，也可以根据需要实施热浸镀锌处理，或者接着镀覆处理进而实施合金化处理。热浸镀锌处理既可以在前述750℃～900℃的温度区域的保持后的冷却时实施，也可以在冷却后进行。此时，热浸镀锌处理和合金化处理可以采用常规方法来进行。例如合金化处理在450～600℃的温度区域进行。如果合金化处理温度低于450℃，则合金化不会充分地进行，另一方面，如果超过600℃，则合金化过于进行，从而使耐蚀性劣化。
（实施例）
以下，就本发明的实施例进行说明。此外，实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。实施例所采用的各钢的化学成分如表1所示。表2表示各制造条件。另外，采用表2的制造条件的各钢种的组织构成和机械特性如表3所示。此外，各表中的下划线表示在本发明的范围外或者在本发明的优选范围的范围外。
下面就使用具有表1所示的成分组成的“A～U”的发明钢以及“a～g”的比较钢而进行研究的结果进行说明。此外，在表1中，各成分组成的数值以质量%表示。在表2、表3中，钢种所附带的A～U的英文字母和a～g的英文字母表示表1的各发明钢A～U以及各比较钢a～g的成分。
将这些钢（发明钢A～U以及比较钢a～g）进行铸造后，将其直接地、或者将其暂且冷却至室温后，加热至1000～1300℃的温度区域，其后在表2所示的条件下实施热轧、冷轧以及冷却。
热轧首先在作为第1热轧的粗轧中，在1000℃～1200℃的温度区域，以40%以上的压下率轧制1次以上。但是，对于钢种A3、E3、M2，没有在粗轧中进行1个道次的压下率为40%以上的轧制。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）如表2所示。此外，各钢种的温度T1（℃）、温度Ac1（℃）如表2所示。
粗轧结束后，进行作为第2热轧的精轧。在精轧中，于T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域，将1个道次的压下率为30%以上的轧制进行至少1次，在低于T1＋30℃的温度范围，将合计压下率设定为30%以下。此外，在精轧中，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的最终道次，进行1个道次的压下率为30%以上的轧制。
但是，对于钢种A9、C3，在T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域，没有进行压下率为30%以上的轧制。另外，钢种A7在低于T1＋30℃的温度范围的合计压下率超过30%。
另外，在精轧中，将合计压下率设定为50%以上。但是，关于钢种C3，T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的合计压下率低于50%。
精轧中的T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的最终道次的压下率（%）、最终道次的前一个道次的压下率（最终前一个道次的压下率）（%）如表2所示。另外，精轧中的T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的合计压下率（%）、T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的最终道次的压下后的温度（℃）、T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的压下时的最大加工发热量（℃）、低于T1＋30℃的温度范围的压下时的压下率（%）如表2所示。
在精轧中，在进行了T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的最终压下之后、在等待时间t秒经过2.5×t1之前，开始冷轧前冷却。在冷轧前冷却中，将平均冷却速度设定为50℃/秒以上。另外，冷轧前冷却的温度变化（冷却温度量）设定为40℃～140℃的范围。
但是，钢种A9、J2从精轧中的T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的最终压下开始，在等待时间t秒经过2.5×t1之后，开始冷轧前冷却。钢种A3在冷轧前1次冷却中的温度变化（冷却温度量）低于40℃，钢种B3在冷轧前冷却中的温度变化（冷却温度量）超过140℃。钢种A8在冷轧前冷却中的平均冷却速度低于50℃/秒。
各钢种的t1（秒）、从精轧中的T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域的最终压下至开始冷轧前冷却的等待时间t（秒）、t/t1、冷轧前冷却的温度变化（冷却量）（℃）、冷轧前冷却的平均冷却速度（℃/秒）如表2所示。
冷轧前冷却之后，在650℃以下进行卷取，从而得到2～5mm厚的热轧原板。
但是，钢种A6、E3的卷取温度超过650℃。关于各钢种，冷轧前冷却的停止温度（卷取温度）（℃）如表2所示。
接着，在将热轧原板酸洗后，以40%～80%的压下率进行冷轧。但是，关于钢种A2、E3、I3、M2，冷轧的压下率低于40%。另外，关于钢种C4，冷轧的压下率超过80%。冷轧中的各钢种的压下率（%）如表2所示。
冷轧后，加热至750～900℃的温度区域，保持1秒～300秒。另外，在加热至750～900℃的温度区域时，将室温～650℃的平均加热速度HR1（℃/秒）设定为0.3以上（HR1≥0.3），将超过650℃直至750～900℃的平均加热速度HR2（℃/秒）设定为0.5×HR1以下（HR2≤0.5×HR1）。各钢种的加热温度（退火温度）、加热保持时间（直至冷轧后1次冷却开始的时间）（秒）、平均加热速度HR1、HR2（℃/秒）如表2所示。
但是，钢种F3的加热温度超过900℃。钢种N2的加热温度低于750℃。钢种C5的加热保持时间低于1秒。钢种F2的加热保持时间超过300秒。另外，钢种B4的平均加热速度HR1低于0.3（℃/秒）。钢种B5的平均加热速度HR2（℃/秒）超过0.5×HR1。
加热保持后，以1℃/s～10℃/s的平均冷却速度进行冷轧后1次冷却，直至580～750℃的温度区域。但是，钢种A2的冷轧后1次冷却的平均冷却速度超过10℃/秒。钢种C6的冷轧后1次冷却的平均冷却速度低于1℃/秒。另外，钢种A2、A5的冷轧后1次冷却的停止温度低于580℃，钢种A3、A4、M2的冷轧后1次冷却的停止温度超过750℃。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（℃）如表2所示。
在进行了冷轧后1次冷却后，在1秒～1000秒的期间，在温度降低速度为1℃/s以下的条件下使其停留。各钢的停留时间（直至冷轧后1次冷却开始的时间）如表2所示。
停留后，以5℃/s以下的平均冷却速度进行冷轧后2次冷却。但是，钢种A5的冷轧后2次冷却的平均冷却速度超过5℃/秒。冷轧后2次冷却中的各钢种的平均冷却速度（℃/秒）如表2所示。
其后，进行0.5%的表皮光轧，并进行了材质评价。此外，对钢种T1实施了热浸镀锌处理。在镀覆后，对钢种U1在450～600℃的温度区域实施了合金化处理。
各钢种的金属组织中的铁素体、珠光体、贝氏体+马氏体的面积率（组织分数）（%）、各钢种的距钢板表面5/8～3/8的板厚范围的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值、｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度如表3所示。此外，组织分数用表皮光轧前的组织分数进行评价。另外，作为各钢种的机械特性，各r值即rC、rL、r30、r60、抗拉强度TS（MPa）、拉伸率El（%）、作为局部变形能力的指标的扩孔率λ（%）、TS×λ、珠光体的维氏硬度HVp、剪切面比率（5）如表3所示。另外，还表示了镀覆处理的有无。
此外，拉伸试验按照JIS Z2241进行。扩孔试验按照日本钢铁联盟标准JFS T1001进行。各结晶方位的极密度使用前述的EBSP，对平行于轧制方向的断面的板厚的3/8～5/8的区域以0.5μm的间距进行测定。另外，关于各方向的r值，采用前述的方法进行测定。关于剪切面比率，将板厚设定为1.2mm，采用Φ10mm的圆形冲头以及余隙为1%的圆形冲模进行冲裁，然后对冲裁端面进行了测定。vTrs（夏比断口转变温度）采用按照JIS Z2241的夏比冲击试验方法进行测定。拉伸凸缘性以TS×λ≥30000判定为优良，精密冲裁性以剪切面比率90%以上判定为优良。低温韧性以vTrs超过-40判定为劣化。
由上可知，仅满足本发明所规定的条件，就具有如图14所示那样优良的精密冲裁性和拉伸凸缘性。
Figure BDA0000461706870000281
Figure BDA0000461706870000291

Claims (15)

1.一种拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，其以质量%计含有：
C：超过0.01%且在0.4%以下、
Si：0.001%～2.5%、
Mn：0.001%～4%、
P：0.001%～0.15%、
S：0.0005%～0.03%、
Al：0.001%～2%、
N：0.0005%～0.01%，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
在距钢板表面5/8～3/8的板厚范围，用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛113｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛335｝＜110＞以及｛223｝＜110＞的各结晶方位表示的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的极密度的平均值为6.5以下，而且｛332｝＜113＞的结晶方位的极密度为5.0以下；
金属组织以面积率计含有超过5%的珠光体，贝氏体和马氏体之和被限制为低于5%，剩余部分由铁素体构成。
2.根据权利要求1所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其中，珠光体相的维氏硬度为150HV～300HV。
3.根据权利要求1所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其中，与轧制方向成直角的方向的r值rC为0.70以上，与轧制方向成30°角的r值r30为1.10以下，轧制方向的r值rL为0.70以上，与轧制方向成60°角的r值r60为1.10以下。
4.根据权利要求1所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其中，以质量%计，进一步含有
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%、
Cr：0.001%～2%、
V：0.001%～1%、
Ni：0.001%～2%、
Cu：0.001%～2%、
Zr：0.0001%～0.2%、
W：0.001%～1%、
As：0.0001%～0.5%、
Co：0.0001%～1%、
Sn：0.0001%～0.2%、
Pb：0.001%～0.1%、
Y：0.001%～0.1%、
Hf：0.001%～0.1%之中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其中，对于以板厚中央部为中央而将板厚减薄至1.2mm的钢板，在用Φ10mm的圆形冲头以及余隙为1%的圆形冲模进行冲裁的情况下，冲裁端面的剪切面比率为90%以上。
6.根据权利要求1所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板，其中，在表面具有热浸镀锌层或者合金化热浸镀锌层。
7.一种拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
对钢坯在1000℃～1200℃的温度范围，进行将压下率为40%以上的轧制实施1次以上的第1热轧，从而在所述第1热轧中，将奥氏体粒径设定为200μm以下，其中，所述钢坯以质量%计含有：
C：超过0.01%且在0.4%以下、
Si：0.001%～2.5%、
Mn：0.001%～4%、
P：0.001%～0.15%、
S：0.0005%～0.03%、
Al：0.001%～2%、
N：0.0005%～0.01%，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
在由下述式（1）规定的温度T1＋30℃～T1＋200℃的温度区域，进行将1个道次的压下率为30%以上的轧制实施至少1次的第2热轧，
所述第2热轧的合计压下率设定为50%以上；
在进行了所述第2热轧中的压下率为30%以上的最终压下之后，以等待时间t秒满足下述式（2）的方式开始冷轧前冷却，
所述冷轧前冷却中的平均冷却速度设定为50℃/秒以上，温度变化设定为40℃～140℃的范围；
进行压下率为40%～80%的冷轧；
加热至750～900℃的温度区域，并保持1秒～300秒；
以1℃/s～10℃/s的平均冷却速度进行冷轧后1次冷却，直至580℃～750℃的温度区域；
在温度降低速度为1℃/s以下的条件下停留1秒～1000秒；以及
以5℃/s以下的平均冷却速度进行冷轧后2次冷却；
T1（℃）＝850＋10×（C＋N）×Mn＋350×Nb＋250×Ti＋40×B＋10×Cr＋100×Mo＋100×V      式（1）
在此，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V为各元素的以质量%计的含量；
t≤2.5×t1        式（2）
在此，t1用下述式（3）求出；
t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1              式（3）
在此，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是30%以上的最终压下的压下率。
8.根据权利要求7所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，低于T1＋30℃的温度范围的合计压下率为30%以下。
9.根据权利要求7所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁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           式（2a）。
10.根据权利要求7所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁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       式（2b）。
11.根据权利要求7所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁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冷轧前冷却。
12.根据权利要求7所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在进行所述冷轧前冷却之后、且在进行所述冷轧之前，在650℃以下进行卷取而成为热轧钢板。
13.根据权利要求7所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在所述冷轧之后、加热至750～900℃的温度区域时，
将室温～650℃的平均加热速度设定为用下述式（5）表示的以℃/秒为单位的HR1，
将超过650℃、直至750～900℃的平均加热速度设定为用下述式（6）表示的以℃/秒为单位的HR2；
HR1≥0.3         式（5）
HR2≤0.5×HR1       式（6）。
14.根据权利要求7所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，进一步在表面实施热浸镀锌。
15.根据权利要求14所述的拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在实施热浸镀锌之后，进一步在450～600℃下实施合金化处理。
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