CN105658832B - 伸长率的面内各向异性小的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明目的在于提供一种适合于汽车部件、电机用部件的、屈服强度(YP)为300MPa以上而为高强度、并且降低了伸长率的面内各向异性、冲压成形性优良的高强度钢板及其制造方法。一种伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，以质量％计含有C：0.040～0.090％、Si：0.20％以下、Mn：0.50～0.99％、P：0.050％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01～0.09％、N：0.005％以下、Nb：0.015～0.040％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述钢板不含马氏体相和残余奥氏体相，在钢板的1/4板厚位置的板面的织构中，ODF(结晶取向分布函数)所表示的α纤维(φ1＝0°、φ2＝45°、Φ＝0°～55°)中Φ＝25°～35°的范围内的平均结晶取向密度Iα为2.0以上且4.0以下，γ纤维(φ1＝0°～60°、φ2＝45°、Φ＝55°)的平均结晶取向密度Iγ为2.0以上且10以下。

Description

伸长率的面内各向异性小的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车用、电机用等用途中有用的、伸长率的面内各向异性小的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，为了抑制CO2的排放量，要求改善汽车的燃料效率。除此以外，为了确保碰撞时乘客的安全，还要求提高以汽车车身的碰撞特性为中心的安全性。因此，正在积极推进汽车车身的轻量化和强化。为了同时满足汽车车身的轻量化和强化，对部件原材料进行高强度化，以及在刚性不成为问题的范围内对板厚进行薄壁化是有效的，并且最近正在积极地将高强度钢板应用于汽车用部件。此外，在电机领域中，出于抑制产品搬运时、意外落下时的变形的目的，提高部件强度的需求较高，例如，倾向于使用屈服强度(YP)为300MPa以上的钢板。
另一方面，以钢板作为原材料的汽车部件、电机用部件大多数通过冲压加工来成形，因此钢板必须具有优良的冲压成形性。然而，高强度钢板与通常的软钢板相比，冲压成形性、延展性大大劣化，因此要求进行这方面的改善。
作为高强度钢板，例如，就屈服强度(YP)为440MPa级而言，有如下钢板：在成形性优良的极低碳钢板中以使固溶C、固溶N固定的量来添加Ti、Nb，并且以IF化(无间隙原子，Interstitial free)的钢作为基础，向其中添加了Si、Mn、P等固溶强化元素。
此外，在屈服强度(YP)为500MPa以上时，复合组织钢板得到实际使用，包括具有铁素体和马氏体的双相组织的DP钢板、有效利用了残余奥氏体的TRIP钢板。前者因马氏体周围的残余应变，而具有低屈服强度、并且加工硬化能高的特征。后者因塑性诱发马氏体相变而具有均匀伸长率变高的特征。
一般而言，高强度钢板的机械特性是通过轧制直角方向等特定方向的拉伸特性来评价的。然而，在分析实际的冲压成形时，还明确了部件成形性，例如在拉伸成形、埃里克森杯突试验中的可成形高度，受到伸长率的面内各向异性的很大影响。因此，通过降低伸长率的面内各向异性，可以期待冲压成形性的改善。
对于面内各向异性小的钢板，例如在专利文献1中，公开了一种烧结硬化性优良，并且面内各向异性小的冷轧钢板及其制造方法。该技术通过C量和冷轧时的轧制率来规定Δr，可以同时实现面内各向异性和抗凹性。此外，其需要在热轧后2秒以内开始冷却，并且经100℃以上的温度范围以70℃/秒以上的冷却速度进行冷却。然而，此处所谓的面内各向异性是Δr，与伸长率的面内各向异性未必一致。
对于与伸长率的面内各向异性相关的钢板，例如在专利文献2中，公开了一种伸长率的面内各向异性小的高强度钢板及其制造方法。这种钢板的特征在于，其是以面积率计使铁素体相为85％以上且99％以下、且以面积率计含有1％以上且13％以下的马氏体的复合组织钢，并且在钢板的1/4板厚位置的板面的ODF(结晶取向分布函数)所表示的α纤维(φ1＝0°、φ2＝45°、Φ＝0°～55°)中Φ＝25～35°的范围内的平均结晶取向密度I为2.0以上且4.0以下。然而，对于含有马氏体的复合组织钢而言，由于屈服强度(YP)变低，因此存在有产品搬运时、意外落下时的变形抑制效果降低的问题。即使含有马氏体，如果通过高合金化而提高拉伸强度(TS)，则屈服强度(YP)也变高。然而，这时存在有导致制造成本上升的问题。
此外，作为降低高强度钢板的各向异性的技术，例如，在专利文献3中认为：在热轧结束后，优选以400℃/秒以上的冷却速度在0.4秒以内冷却至720℃，由此可以降低r值的面内各向异性。然而，此处所谓的面内各向异性是Δr，与伸长率的面内各向异性未必一致。而且，在以400℃/秒以上的冷却速度冷却板厚为2mm以上的热轧钢板时，钢板表层与内部的温度差较大，还存在有导致组织不均匀，产生材质不均的问题。此外，为了以400℃/秒以上的冷却速度冷却板厚为2mm以上的热轧钢板，需要大规模的设备，导致成本上升。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004－197155号公报
专利文献2：日本特开2009－132981号公报
专利文献3：日本特开2011－144414号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明有利地解决了上述问题，其目的在于提供一种适合于汽车部件、电机用部件的、具有屈服强度(YP)为300MPa以上的高强度、并且降低了伸长率的面内各向异性、冲压成形性优良的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
一般而言，冷轧钢板的轧制织构中，<100>方向平行于轧制方向(RollingDirection)的α纤维和<111>方向平行于法线方向(Normal Direction)的γ纤维发达。然而，如果在退火工序中再结晶进行，α纤维变弱，γ纤维变强。由于α纤维使相对于轧制方向为45°方向的伸长率降低，因此对于以通常工序制造的冷轧钢板而言，其相对于轧制方向为45°方向的伸长率低，伸长率的各向异性变强。
本发明人们为了解决上述问题而反复进行了深入研究，结果发现为了提高相对于轧制方向为45°方向的伸长率来降低各向异性，重要的是在钢板的1/4板厚位置的板面的织构中，ODF(结晶取向分布函数)所表示的α纤维(φ1＝0°、φ2＝45°、Φ＝0°～55°)中Φ＝25°～35°的范围内的平均结晶取向密度Iα为2.0以上且4.0以下，γ纤维(φ1＝0°～60°、φ2＝45°、Φ＝55°)的平均结晶取向密度Iγ为2.0以上且10以下。此外还发现，为了得到上述织构，重要的是对成分组成的控制，特别是Nb含量的控制，以及对制造条件的控制。
本发明基于上述见解而完成，其要点如下所述。
[1]一种伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，以质量％计含有C：0.040～0.090％、Si：0.20％以下、Mn：0.50～0.99％、P：0.050％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01～0.09％、N：0.005％以下、Nb：0.015～0.040％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述钢板不含马氏体相和残余奥氏体相，在钢板的1/4板厚位置的板面的织构中，ODF(结晶取向分布函数)所表示的α纤维(φ1＝0°、φ2＝45°、Φ＝0°～55°)中Φ＝25°～35°的范围内的平均结晶取向密度Iα为2.0以上且4.0以下，γ纤维(φ1＝0°～60°、φ2＝45°、Φ＝55°)的平均结晶取向密度Iγ为2.0以上且10以下。
[2]根据[1]所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，其中，由下述(1)式所表示的ΔEl为-2.0％～2.0％。
ΔEl＝(El0－2El45+El90)/2……(1)
其中，El0、El45和El90是在相对于钢板的轧制方向为0°、45°和90°的方向上测定的断裂伸长率的值。
[3]根据[1]或[2]所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，其中，作为屈服强度YP与拉伸强度TS之比的屈服比YR(YR＝YP/TS)为0.79以上。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，其在表面上具有镀锌系被膜。
[5]一种伸长率的面内各向异性小的高强度钢板的制造方法，准备具有[1]所述的成分组成的钢坯，加热所述钢坯，在板坯加热温度1150℃以上的温度范围中保持60分钟以上后，进行粗轧，然后在精轧温度为820～920℃、精轧的最终道次轧制率为15～25％的条件下进行精轧，在精轧后2秒以内开始水冷进行冷却，制造热轧钢板后，对所述热轧钢板实施酸洗和冷轧，然后进行退火。
[6]根据[5]所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板的制造方法，其中，在所述粗轧后通过水冷使精轧入口侧温度为1050℃以下，然后进行所述精轧。
[7]根据[5]或[6]所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板的制造方法，其中，对退火后的钢板实施镀锌处理。
需要说明的是，本发明中所谓的高强度是指屈服强度YP为300MPa以上。
发明效果
根据本发明，可以得到伸长率的面内各向异性小，冲压成形性优良的高强度钢板。此外，由于屈服强度(YP)高，因此产品搬运时、意外落下时的变形得到抑制。本发明的高强度钢板可以适用于汽车用部件、电机用部件，极其有用。
附图说明
图1是表示α纤维中Φ＝25°～35°时的平均结晶取向密度Iα、γ纤维中Φ＝55°时的平均结晶取向密度Iγ与ΔEl的关系的图。
具体实施方式
以下，具体地说明本发明。
首先，对成分组成的理由进行说明。需要说明的是，各元素含量的单位只要没有特别说明则为质量％。
C：0.040～0.090％
C是使结晶细粒化、高强度化的必要元素。此外，其通过形成与后述Nb的析出物而特别具有提高屈服强度(YP)的效果。当C量小于0.040％时，由于细粒化所带来的强度上升效果低，因此必须含有0.040％以上。另一方面，如果C量超过0.090％，则容易形成第2相，伸长率降低。因此，将C量设定为0.040～0.090％的范围。优选为0.040～0.060％的范围。
Si：0.20％以下
Si具有以微量来延迟热轧中氧化皮的生成、从而改善表面品质的效果。除此以外，还具有提高铁素体相的加工硬化能的效果等。从这种观点出发，优选含有0.01％左右以上。然而，如果Si量超过0.20％，则外观品质变差。因此，将Si量设定为0.20％以下。优选设定为0.10％以下。
Mn：0.50～0.99％
Mn是通过固溶强化、结晶的细粒化效果而对于提高钢板强度有用元素。当Mn量小于0.50％时，由于固溶强化、细粒化效果低，因此必须含有0.50％以上。另一方面，如果Mn量超过0.99％，则容易形成马氏体相，屈服强度(YP)降低。因此，将Mn量设定为0.50～0.99％的范围。优选为0.61～0.79％的范围。
P：0.050％以下
如果P量超过0.050％，则会发生焊接性的劣化、因偏析而导致的表面缺陷。因此，将P量设定为0.050％以下。优选为0.040％以下。
S：0.03％以下
S具有提高钢板的一次氧化皮剥离性、提高外观品质的作用。然而，如果S量增多，则在钢中析出的MnS变多。因此，使钢板的伸长率、延伸凸缘性等延展性下降，使冲压成形性下降。此外，还使对板坯进行热轧时的热延展性下降，变得容易产生表面缺陷。从这种观点出发，将S量设定为0.03％以下。优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.002％以下。
sol.Al：0.01～0.09％
sol.Al除了作为钢的脱氧元素有用以外，还具有固定作为杂质存在的固溶N从而提高成形性的作用。因此，将sol.Al量设定为0.01％以上。另一方面，如果sol.Al量超过0.09％，则导致成本提高，而且会诱发表面缺陷。因此，将sol.Al量设定为0.01～0.09％的范围。优选为0.02～0.07％。
N：0.005％以下
如果N的量过多，则导致成形性变差，同时为了固定固溶N而必须添加大量的Al。因此，优选尽可能减少。从这种观点出发，将N量设定为0.005％以下。
Nb：0.015～0.040％
Nb是用于使结晶细粒化、高强度化的必要元素。此外，其与前述C形成析出物而特别具有提高屈服强度(YP)的效果。而且，还具有在热轧工艺的精轧工序中使Nb析出物微细析出而部分地抑制钢的再结晶、提高冷轧和退火后的α纤维的效果，因此Nb是本发明的最重要元素。为了获得这种效果，必须含有0.015％以上的Nb量。另一方面，如果超过0.040％，则会完全地抑制热轧工艺的精轧工序中的再结晶，过度提高冷轧和退火后的α纤维，从而伸长率的各向异性变差，同时热轧负荷变高。因此，将Nb量设定为0.015～0.040％以下的范围。优选为0.030％以下。
在本发明中，除了上述成分以外，也可以含有以下元素。但是，以下元素特别是淬透性较高、容易形成马氏体相的元素。因此，优选为下述范围。
Cr：0.05％以下
Cr与Mn同样为容易形成马氏体相的元素，而如果生成马氏体相，则屈服强度(YP)下降。因此，将Cr量设定为0.05％以下。优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。由于过度的降低导致成本上升，因此优选将其下限设定为0.001％。
Mo：0.05％以下
Mo与Mn同样为容易形成马氏体相的元素，而如果生成马氏体相，则屈服强度(YP)下降。因此，将Mo量设定为0.05％以下。优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。由于过度的降低导致成本上升，因此优选将其下限设定为0.001％。
在本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。但是，只要是不会损害本发明效果的范围，则并不排斥含有上述以外的成分。
接着，对本发明钢板的钢组织、织构的限定理由进行说明。
钢组织：不含马氏体相和残余奥氏体相
在生成马氏体相和残余奥氏体相时，屈服强度(YP)下降，产品搬运时、意外落下时的变形抑制效果减小。因此，必须不含马氏体相和残余奥氏体相。另外，本发明钢板的显微组织是包含铁素体+珠光体组织或进一步的渗碳体等的组织，所谓不含马氏体相和残余奥氏体相，是指马氏体相和残余奥氏体相以相对于组织整体的体积百分率计为1％以下。此外，不含马氏体相和残余奥氏体相的情况，可以通过后述的制造条件进行控制。
织构：在钢板的1/4板厚位置的板面的织构中，ODF(结晶取向分布函数)所表示的α纤维(φ1＝0°、φ2＝45°、Φ＝0°～55°)中Φ＝25°～35°的范围内的平均结晶取向密度Iα为2.0以上且4.0以下，γ纤维(φ1＝0°～60°、φ2＝45°、Φ＝55°)的平均结晶取向密度Iγ为2.0以上且10以下
以往，织构的分析使用基于X射线衍射(XRD)的极图。由于极图显示了涉及多个晶粒的统计学结晶取向分布，因此是适合于确定择优取向的方法。然而，多晶材料的织构不仅为单一的择优取向，多数情况下显示多个择优取向。例如，在作为环绕某个晶轴旋转的取向群的α纤维、γ纤维等纤维织构中，难以由极图正确地评价各取向的存在比例。因此，基于极图信息制作三维结晶取向分布函数，评价各取向的存在比例。在进行上述三维结晶取向分布函数的评价时，由通过反射法得到的(200)、(211)、(110)的不完全极图，采用级数展开法求出。结果研究明白了，在如上所述的不含马氏体相和残余奥氏体相的钢组织中，α纤维(φ1＝0°、φ2＝45°、Φ＝0°～55°)中Φ＝25°～35°的范围内的平均结晶取向密度Iα为2.0以上且4.0以下，并且γ纤维(φ1＝0°～60°、φ2＝45°、Φ＝55°)的平均结晶取向密度Iγ为2.0以上且10以下时，伸长率的面内各向异性变小。使织构为上述范围时伸长率的面内各向异性变小的原因尚未明确。作为原因，可以认为是使轧制方向、相对于轧制方向为90°方向的伸长率提高的γ纤维的存在比例与使相对于轧制方向为45°方向的伸长率提高的α纤维(φ1＝0°、φ2＝45°、Φ＝0°～55°)中Φ＝25°～35°的存在比例的平衡良好。
接着，本发明人们对具有本发明成分组成的钢坯进行热轧，制成热轧钢板，在酸洗后进行冷轧，制成冷轧钢板，然后实施退火，制成冷轧退火钢板，并进一步实施表面光轧。制作由如此得到的各冷轧退火钢板的1/4板厚位置的板面X射线衍射结果所求出的结晶取向分布函数(以下，称为ODF：Orientation Distribution Function)，由该ODF，关注被认为尤其影响伸长率等加工性的被称为α纤维的织构，对该α纤维与成形性的关系进行了研究。结果明确了在作为α纤维取向群的Φ＝0°～55°中，特别是Φ＝25°～35°的范围内的平均结晶取向密度Iα和γ纤维的平均结晶取向密度Iγ与ΔEl的相关性强。在本发明中，当ΔEl的值为-2.0％～2.0％时，视为伸长率的面内各向异性小，判断为冲压成形性良好。另外，ΔEl可以由下式(1)求出。
ΔEl＝(El0－2El45+El90)/2……(1)
其中，El0、El45和El90是从冷轧退火钢板在相对于轧制方向为0°方向(L方向)、45°方向(D方向)和90°方向(C方向)上裁取JIS5号试验片、并根据JIS Z 2241的规定以十字头速度10mm/分钟进行拉伸试验测定的断裂伸长率的值。
将如此所得的平均结晶取向密度Iα和Iγ与ΔEl的绝对值(以下，有时也仅称为|ΔEl|)的关系示于图1。由图1可知，当平均结晶取向密度Iα为2.0以上且4.0以下、平均结晶取向密度Iγ为2.0以上且10以下时，可以得到|ΔEl|的值为2.0％以下的良好结果。也就是说明确了，具有α纤维(φ1＝0°、φ2＝45°、Φ＝0°～55°)中Φ＝25°～35°的范围内的平均结晶取向密度Iα为2.0以上且4.0以下，γ纤维(φ1＝0°～60°、φ2＝45°、Φ＝55°)的平均结晶取向密度Iγ为2.0以上且10以下的织构的高强度钢板的伸长率的面内各向异性小。因此，本发明的钢板优选由下述(1)式所表示的ΔEl为-2.0％以上且2.0％以下。
ΔEl＝(El0－2El45+El90)/2……(1)
其中，El0、El45和El90是在相对于钢板的轧制方向为0°、45°和90°的方向上测定的断裂伸长率的值。
在本发明中，可以进一步对屈服强度、屈服比进行如下限定。
作为屈服强度YP与拉伸强度TS之比的屈服比YR(YR＝YP/TS)为0.79以上
屈服比YR优选为0.79以上。需要说明的是，如果拉伸强度相对于屈服强度变高，则冲压载荷必要以上地提高，必须导入大型冲压机。因此，拉伸强度TS优选为560MPa以下。
此外，屈服强度YP优选为300MPa以上。通过提高屈服强度，产品搬运时、意外落下时的变形得到抑制。为了获得该效果，屈服强度YP优选为300MPa以上。另一方面，如果过度提高，则回弹变大，难以维持部件形状，因此优选为480MPa以下。
接着，对本发明的制造方法进行说明。
首先，为了防止成分的宏观偏析，使用的钢坯优选采用连铸法制造。另外，也可以通过铸锭法、薄坯铸造法制造。此外，在制造板坯后，除了暂时冷却至室温、然后再次加热的以往方法之外，还可以毫无问题地适用不进行冷却而将温片直接装入到加热炉中进行热轧的直送轧制、或者稍微进行保温后立即进行热轧的直接轧制等节能工艺。
接着，对热轧工序的条件进行说明。
板坯加热温度：在1150℃以上的温度范围中保持60分钟以上
在板坯加热时，为了完全溶解Nb析出物，并且在热轧工艺的精轧工序中使Nb析出物微细析出，从而部分地抑制钢的再结晶，提高冷轧和退火后的α纤维，优选加热温度高并且保持时间长。从这种观点出发，本发明中在板坯加热温度1150℃以上的温度范围中保持60分钟以上。另一方面，当板坯加热温度过高或保持时间过长时，由于随着氧化重量的增加，氧化皮损耗增大，因此优选将加热温度设定为1300℃以下，并且保持时间优选为500分钟以下。
对在上述条件下加热的钢坯实施由粗轧和精轧构成的热轧。此处，钢坯通过粗轧形成为薄板坯。需要说明的是，粗轧的条件不需要特别规定，采用常规方法进行即可。此外，为了防止热轧时的故障，改善宽度方向的温度不均匀，利用加热薄板坯的所谓薄板坯加热器、边部加热器是有效的。
为了在精轧工序中使Nb析出物微细地析出，在低温下进行精轧是适合的，并且精轧入口侧温度优选为1050℃以下。本发明中，由于在1150℃以上的高温下加热板坯，因此为了在精轧入口侧冷却至1050℃，优选在精轧前对薄板坯进行水冷。另一方面，由于过度的低温化导致热轧时的负荷变高，因此优选为930℃以上。
精轧温度：820～920℃
接着，对薄板坯进行精轧，制成热轧钢板。这时，将精轧温度即精轧出口侧温度(FT)设定为820～920℃。这是为了获得在冷轧和再结晶退火后伸长率的面内各向异性优选的织构。当FT低于820℃时，不仅热轧时的负荷变高，而且对于部分成分体系，成为在铁素体区的轧制，织构产生大幅变化。另一方面，如果FT超过920℃，则不仅组织粗大化，而且无法以奥氏体为部分再结晶状态进行轧制，冷轧退火后伸长率的面内各向异性变大。因此，将精轧温度设定为820～920℃，更优选为820～890℃。
精轧的最终道次轧制率：15～25％
精轧中利用奥氏体区中轧制的织构形成，使冷轧和退火后的α纤维提高。该效果受精轧的最终道次的影响最强。当精轧的最终道次轧制率小于15％时，利用奥氏体区中轧制的织构形成不充分，冷轧和退火后的α纤维无法变强，因此将其设定为15％以上。另一方面，当超过25％时，由于轧制时的负荷变高，因此设定为25％以下。
精轧后至水冷开始的时间：2秒以内
精轧后需要使奥氏体以部分再结晶状态直接相变，因此在奥氏体区中的保持是不优选的。因此，精轧后在2秒以内开始水冷。更优选为0.5秒以内。
精轧后至卷材卷取的冷却速度，没有特别规定。需要说明的是，为了抑制冷却中在奥氏体区的再结晶，优选为20℃/秒以上。此外，过度的冷却容易产生板厚方向、面内方向的温度不均匀，因此优选为200℃/秒以下。更优选为99℃/秒以下，进一步优选为40℃/秒以下。
卷材卷取温度(CT)没有特别规定。需要说明的是，优选设定为400℃以上且720℃以下。特别是，如果CT超过上限，则晶粒粗大化，导致强度下降。
然后，通过进行酸洗、冷轧、退火，可以得到本发明的高强度钢板。
酸洗没有特别规定，通过常规方法进行。为了抑制氧化皮性缺陷，也可以在酸洗前实施喷丸、整平。
冷轧没有特别规定。需要说明的是，轧制率优选设定为30～80％。当轧制率小于30％时，退火时的再结晶变得不稳定，导致伸长率的降低。此外，如果超过80％，则轧制时的负荷变高。
退火没有特别规定。需要说明的是，在连续退火时，优选将退火温度设定为700～900℃。当退火温度低于700℃时，无法充分地再结晶，导致伸长率的降低。此外，如果超过900℃，则退火时的奥氏体百分率变高，α纤维和γ纤维的平衡被破坏，伸长率的面内各向异性增大。在间歇退火时，优选设定为600～800℃。当低于600℃时，无法充分地再结晶，导致伸长率的降低。此外，如果超过800℃，则会产生粘附(スティッキング)，钢板形状变差。
当退火后的冷却较快时，由于容易生成马氏体相，因此希望以50℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却。
以上，对本发明制造方法的基本工序进行了说明。需要说明的是，也可以加入下面的工序。
在上述冷轧钢板退火工序之后，加入实施电镀处理、或者热镀处理等表面处理的工序，可以在钢板表面上形成镀层。需要说明的是，镀层不限于纯锌镀层、锌系合金镀层，也可以形成Al镀层、Al系合金镀层等在以往的钢板表面上所施加的各种镀层。此外，为了在镀覆后提高耐腐蚀性、耐指纹性，也可以涂布化学转化处理被膜。
进一步，对于如上所述制造的冷轧退火板或镀覆钢板，为了进行形状矫正、表面粗糙度等调整，还可以实施表面光轧或整平加工。表面光轧或整平加工的延伸率合计优选在0.2～15％的范围内。当小于0.2％时，无法实现形状矫正、粗糙度调整的所期望的目的。更优选为1.3％以上。另一方面，如果超过15％，则有导致延展性显著降低的倾向，因此不优选。
实施例
以下，通过实施例进一步详细地说明本发明。
将形成为表1所示的各种组成的钢水在转炉中进行熔炼，并通过连铸法制成钢坯。在表2所示的条件下对这些钢坯实施热轧，制成3.2mm厚的热轧钢板。对这些热轧钢板进行酸洗后，通过50％的轧制率的冷轧制成1.6mm厚的as roll材料。接着，在连续退火生产线上、在820℃下对这些as roll材料实施连续退火，以15℃/秒的平均冷却速度进行冷却。进一步，对得到的冷轧退火钢板实施伸长率为1.3％的表面光轧。此外，对于一部分as roll材料，在连续热镀锌生产线上实施810℃下的退火后热镀锌，实施延伸率为1.3％的表面光轧。此外，这时的平均冷却速度为10℃/秒。
对于如此所得的冷轧退火板、热镀锌钢板，研究拉伸特性、钢组织和织构。
(1)拉伸特性
从相对于所得的各冷轧退火钢板的轧制方向为0°(L方向)、45°(D方向)和90°(C方向)的方向上裁取JIS5号拉伸试验片，并根据JIS Z 2241的规定以十字头速度10mm/分钟进行拉伸试验，求出屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)、伸长率(El)。此处，屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)、伸长率(El)、屈服比(YP/TS)的代表值设为从0°方向上裁取的试验片的值。将屈服强度300MPa以上作为合格。
此外，作为伸长率的面内各向异性的指标，使用ΔEl。该ΔEl表示伸长率的面内各向异性，其通过下式(1)算出。
ΔEl＝(El0－2El45+El90)/2……(1)
其中，El0、El45和El90表示从0°(L方向)、45°(D方向)和90°(C方向)的方向上裁取的试验片的伸长率。
如果ΔEl为-2.0％～2.0％，则认为伸长率的面内各向异性优良。
(2)钢组织、织构
(a)相的体积百分率
关于各相的体积百分率，是通过点计数法(根据ASTM E562－83(1988))测定各相的面积率，并将该面积率作为体积百分率。关于各相的面积率，从所得的各冷轧退火板上裁取试验片，对于和轧制方向平行的垂直截面(L截面)，在研磨后使用硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用扫描型电子显微镜(SEM)以4000倍的倍率进行观察来鉴定相的种类，并求出马氏体相的面积率(马氏体百分率)。需要说明的是，在组织照片中，将带有白色衬度的粒子作为马氏体。此外，残余奥氏体相的存在率(残余γ百分率)，是通过进行板厚1/4面的板面X射线衍射，测定α相(211)、γ相(220)的积分强度，并进行标准化而求出的。
(b)三维结晶取向分布函数
进行所得的各冷轧退火板的板厚1/4面的板面X射线衍射，并由通过反射法得到的(200)、(211)、(110)的不完全极图，采用级数展开法求出三维结晶取向分布函数，并且求出α纤维(φ1＝0°、φ2＝45°、Φ＝0°～55°)中Φ＝25°～35°的范围内的平均结晶取向密度Iα，和γ纤维(φ1＝0°～60°、φ2＝45°、Φ＝55°)的平均结晶取向密度Iγ，进行评价。Iα为2.0以上且4.0以下，Iγ为2.0以上且10以下的钢板，其伸长率的面内各向异性小。
将结果示于表3。
由表3明确可知，作为本发明钢板的钢种D、E、F、H、I、N、O、R，是YP≥300MPa、YR≥0.79的高强度并且高屈服比钢板。而且，具有不含马氏体相、残余奥氏体相，而包含铁素体+珠光体+渗碳体的组织。由于满足Iα为2.0以上且4.0以下，Iγ为2.0以上且10以下，因此可知ΔEl为-2.0％～2.0％，伸长率的面内各向异性小。此外，在本发明的钢板中，如果对钢种D和E进行比较，则可知对薄板坯进行水冷、精轧入口侧温度为1050℃以下、精轧温度为890℃以下的钢种E，其伸长率的面内各向异性更小。此外，在本发明的钢板中，如果对钢种O和R进行比较，则尽管为相同成分，但钢种R为低强度，并且为低延展性。其原因可以认为是热轧的冷却速度快，组织变得不均匀。
另一方面，作为落在本发明成分范围之外的钢板的钢种A、J，其YP小于300MPa，为低强度。此外，作为落在本发明成分范围之外的钢板的钢种G、K、L、M，其织构平衡被破坏，各向异性变大。特别是作为含有马氏体相、残余奥氏体相的钢板的钢种G，不仅各向异性大，而且YR降低。
此外，虽然在本发明的成分范围内，但由于钢种B、C、P、Q的板坯加热温度、冷却开始时间等制造条件不满足本发明的范围，因此织构平衡被破坏，各向异性变大。

Claims (8)

1.一种伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，以质量％计含有C：0.040～0.090％、Si：0.20％以下、Mn：0.50～0.99％、P：0.050％以下、S：0.03％以下、sol.Al：0.01～0.09％、N：0.005％以下、Nb：0.015～0.040％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，所述钢板不含马氏体相和残余奥氏体相，在钢板的1/4板厚位置的板面的织构中，结晶取向分布函数ODF所表示的φ1＝0°、φ2＝45°且Φ＝0°～55°的α纤维中Φ＝25°～35°的范围内的平均结晶取向密度Iα为2.0以上且4.0以下，φ1＝0°～60°、φ2＝45°且Φ＝55°的γ纤维的平均结晶取向密度Iγ为2.0以上且10以下。
2.根据权利要求1所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，其中，由下述(1)式所表示的ΔEl为-2.0％～2.0％，
ΔEl＝(El0－2El45+El90)/2……(1)
其中，El0、El45和El90是在相对于钢板的轧制方向为0°、45°和90°的方向上测定的断裂伸长率的值。
3.根据权利要求1或2所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，其中，作为屈服强度YP与拉伸强度TS之比的屈服比YR为0.79以上，其中YR＝YP/TS。
4.根据权利要求1或2所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，其在表面上具有镀锌系被膜。
5.根据权利要求3所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板，其在表面上具有镀锌系被膜。
6.一种伸长率的面内各向异性小的高强度钢板的制造方法，准备具有权利要求1所述的成分组成的钢坯，加热所述钢坯，在板坯加热温度1150℃以上的温度范围中保持60分钟以上后，进行粗轧，然后在精轧温度为820～920℃、精轧的最终道次轧制率为15～25％的条件下进行精轧，在精轧后2秒以内开始水冷进行冷却，制造热轧钢板后，对所述热轧钢板实施酸洗和冷轧，然后进行退火。
7.根据权利要求6所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板的制造方法，其中，在所述粗轧后通过水冷使精轧入口侧温度为1050℃以下，然后进行所述精轧。
8.根据权利要求6或7所述的伸长率的面内各向异性小的高强度钢板的制造方法，其中，对退火后的钢板实施镀锌处理。
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