TW201303039A - 冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之冷軋鋼板係{100}＜011＞~{223}＜110＞方位群的平均極密度為1.0以上且5.0以下且{332}＜113＞結晶方位的極密度為1.0以上且4.0以下；相對於軋延方向直角方向之Lankford值rC為0.70以上且1.50以下，且相對於前述軋延方向成30°方向之Lankford值r30為0.70以上且1.50以下；金屬組織以面積率計包含合計30%以上且99%以下之肥粒鐵與變韌鐵以及1%以上且70%以下之麻田散鐵。

Description

冷軋鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種對於有助於脹大加工性及引伸加工性等均勻可變形性，以及有助於彎曲性、伸長凸緣性及沖緣加工性等局部可變形性兩者皆優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法。尤其，本發明係有關於一種具有DP(Dual Phase：雙相)組織之鋼板。
本發明係基於2011年5月25日於日本提出申請之特願2011-117432號主張優先權，並於此援用其內容。
發明背景
為了抑制從汽車排出之碳酸氣體的排出量，推動藉由使用高強度鋼板來促進汽車車體的輕量化。又，從搭乘者之安全性確保觀點看來，在汽車車體除軟鋼板以外亦開始趨向多加使用高強度鋼板。但，今後為了更進一步促進汽車車體的輕量化，必須較習知更加提高高強度鋼板的使用強度水準。又，例如為了在汽車車體之懸吊零件使用高強度鋼板，除均勻可變形性以外，亦必須改善有助於沖緣加工性等之局部可變形性。
然而，一般而言一旦提高鋼板強度，成形性(可變形性)便會降低。例如，在引伸加工及脹大加工時相當重要的均勻伸長率便會降低。針對此，非專利文獻1中有揭示一種藉由在鋼板殘留沃斯田鐵來確保均勻伸長率之方法。又，非 專利文獻2中有揭示一種使鋼板之金屬組織複合化之方法，藉此即便在相同強度下仍可確保均勻伸長率。
另一方面，非專利文獻3中有揭示一種金屬組織控制法，其係藉由夾雜物控制、單一組織化及組織間的硬度差減低來改善代表彎曲性、擴孔性及沖緣加工性的局部延性。此方法係藉由組織控制使鋼板為單一組織進而減低組織間之硬度差，藉此改善有助於擴孔性等之局部可變形性。但，如非專利文獻4記載，為了製成單一組織，從沃斯田鐵單相開始進行的熱處理乃製法之基本。
又，非專利文獻4中有揭示一種使鋼板強度及延性兼顧之技術，其係藉由熱軋延後之冷卻控制而成的金屬組織控制取得析出物及變態組織的理想形態以及肥粒鐵及變韌鐵的適當分率而達成。但，上述任一技術皆是依賴組織控制的局部可變形性之改善方法，皆會受基礎組織形成大幅影響。
先前技術中亦有存在一種藉由在連續熱軋延時增加軋縮量使晶粒微化來改善鋼板材質之方法。例如，非專利文獻5中有揭示一種技術，其係在沃斯田鐵區內之極度低溫區域進行大軋縮，使從未再結晶沃斯田鐵變態成肥粒鐵，藉此使製品之主相肥粒鐵晶粒微化而提高鋼板強度及強韌。但，在非專利文獻5中，絲毫未顧慮到用以改善本發明欲解決之局部可變形性的手段，亦未提及適用於冷軋鋼板之手段。
先前技術文獻 非專利文獻
非專利文獻1：高橋、新日鐵技報(2003). No.378, p.7非專利文獻2：O. Matsumura et al., Trans. ISIJ (1987) vol.27, p.570非專利文獻3：加藤等、製鐵研究(1984). vol.312, p.41非專利文獻4：K. Sugimoto et al., (2000) Vol.40, p.920非專利文獻5：中山製鋼所 NFG製品紹介
發明概要
如上述，目前尚未可見有技術同時満足高強度且均勻可變形性及局部可變形性兩特性乃屬實情。例如，為了高強度鋼板的局部可變形性改善，必須進行含有夾雜物的組織控制。但，由於該改善係依賴組織控制，因此必須控制析出物或肥粒鐵與變韌鐵等組織之分率及形態，而使基礎金屬組織備受限定。由於基礎金屬組織受限定，因此加上局部可變形性同時使強度及局部可變形性提升實有其困難。
在本發明中，其目的在於提供一種不僅控制基礎組織亦進行集合組織之控制，還控制晶粒之尺寸及形態，藉此成為高強度且均勻可變形性及局部可變形性優異，且同時少有成形性方位依附性(異向性)的冷軋鋼板及其製造方法。而，在本發明中，強度主要是表示抗拉強度，又高強度係指在抗拉強度下440MPa以上之強度。又，在本發明中 為高強度且均勻可變形性及局部可變形性優異係表示在使用抗拉強度(TS)、均勻伸長率(u-EL)、擴孔率(λ)、及板厚d與C方向彎曲最小半徑RmC之比d/RmC之特性值時，同時滿足下述全部條件：TS≧440(單位：MPa)、TS×u-EL≧7000(單位：MPa‧%)、TS×λ≧30000(單位：MPa‧%)、而且d/RmC≧1(無單位)。
依據習知見解，如前述有助於擴孔性及彎曲性等局部可變形性之改善係藉由夾雜物控制、析出物微化、組織均質化、單一組織化及組織間之硬度差減低等而進行。但，僅以該等技術將不得不限定主要的組織構成。此外，為了高強度化，在添加可大幅助於強度上升之代表性元素Nb及Ti等時，需留意異向性會變得極大。由此，便不得不犧牲其他成形性因子或必需限定成形前之切坯方向而致用途受限。在另一方面，均勻可變形性則可藉由使麻田散鐵等硬質組織分散至金屬組織中而獲得改善。
本發明人等為了使高強度且有助於脹大加工性等均勻可變形性以及有助於擴孔性及彎曲性等局部可變形性兩者提升，再度著眼於鋼板金屬組織之分率及形態的控制，並著眼於鋼板之集合組織的影響，詳細調查研究其作用效果。其結果明示出：藉由控制鋼板之化學組成、金屬組織及以特定結晶方位群之各方位的極密度表示的集合組織，可為高強度且平衡軋延方向、與軋延方向成90°之方向(C方向)、與軋延方向成30°之方向、或與軋延方向成60°之方向 之Lankford值(r值)，使局部可變形性飛躍地提升，而且藉由使麻田散鐵等硬質組織分散亦可確保均勻可變形性。
本發明之主旨如下：
(1)本發明之一態樣的冷軋鋼板，其鋼板之化學組成以質量%計，含有：C：0.01%以上且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、及Al：0.001%以上且2.0%以下；並限制成：P：0.15%以下、S：0.03%以下、N：0.01%以下、及O：0.01%以下，且殘餘部分係由鐵及無法避免之雜質所構成；在距離前述鋼板之表面5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部，{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且5.0以下，且{332}<113>結晶方位的極密度為1.0以上且4.0以下，前述平均極密度係以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、及{223}<110>各結晶方位的極密度之相加平均來表示之極密度；相對於軋延方向成直角方向之Lankford值rC為0.70以上且1.50以下，且相對於前述軋延方向成30°方向之Lankford值r30為0.70以上且1.50以下；並且前述鋼板之金屬組織中存在複數晶粒，該金屬組織以面積率計含有合計30%以上且99%以下之肥粒鐵與變韌鐵以及1%以上且70%以下之麻田散鐵。
(2)在上述(1)記載之冷軋鋼板中，在前述鋼板之化學組成中以質量%計更含有1種以上之下述元素亦可：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.001%以上且0.2%以下、B：0.0001%以上且0.005%以下、Mg：0.0001%以上且0.01%以下、稀土 金屬(Rare Earth Metal)：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.01%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、As：0.0001%以上且0.5%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Pb：0.0001%以上且0.2%以下、Y：0.001%以上且0.2%以下、及Hf：0.001%以上且0.2%以下。
(3)在上述(1)或(2)記載之冷軋鋼板中，前述晶粒之體積平均徑為5μm以上且30μm以下亦可。
(4)在上述(1)或(2)記載之冷軋鋼板中，前述{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且4.0以下，且前述{332}<113>結晶方位的極密度為1.0以上且3.0以下亦可。
(5)在上述(1)~(4)中任一項記載之冷軋鋼板中，前述軋延方向之Lankford值rL為0.70以上且1.50以下，且相對於軋延方向成60°方向之Lankford值r60為0.70以上且1.50以下亦可。
(6)在上述(1)~(5)中任一項記載之冷軋鋼板中，當令：前述麻田散鐵之面積率為fM(單位面積%)、前述麻田散鐵的平均尺寸為dia(單位μm)、前述麻田散鐵間之平均距離為dis(單位μm)、及前述鋼板之抗拉強度為TS(單位MPa)時，滿足下述式1及式2亦可。
dia≦13μm………(式1)
TS/fM×dis/dia≧500………(式2)
(7)在上述(1)~(6)中任一項記載之冷軋鋼板中，當令：前述麻田散鐵之面積率為fM(單位面積%)、及前述麻田散鐵之長軸為La及短軸為Lb時，滿足下述式3之前述麻田散鐵之面積率，係相對於前述麻田散鐵面積率fM在50%以上且100%以下亦可。
La/Lb≦5.0………(式3)
(8)在上述(1)~(7)中任一項記載之冷軋鋼板中，前述金屬組織以面積率計含有5%以上且80%以下之前述變韌鐵亦可。
(9)在上述(1)~(8)中任一項記載之冷軋鋼板中，前述麻田散鐵中含有回火麻田散鐵亦可。
(10)在上述(1)~(9)中任一項記載之冷軋鋼板中，前述鋼板之前述金屬組織中的前述晶粒中，粒徑超過35μm的粗大晶粒之面積率為0%以上且10%以下亦可。
(11)在上述(1)~(10)中任一項記載之冷軋鋼板中，對主相之前述肥粒鐵或前述變韌鐵，針對100點以上之點進行硬度測定時，前述硬度的標準差除以前述硬度的平均值之值在0.2以下亦可。
(12)在上述(1)~(11)中任一項記載之冷軋鋼板中，前述鋼板之表面具備熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層亦可。
(13)本發明之一態樣的冷軋鋼板之製造方法，係對具有下述化學組成之鋼進行者：以質量%計含有：C：0.01%以 上且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、及Al：0.001%以上且2.0%以下；並限制成：P：0.15%以下、S：0.03%以下、N：0.01%以下、及O：0.01%以下，且殘餘部分係由鐵及無法避免之雜質所構成；前述製造方法係：針對前述鋼在1000℃以上且1200℃以下之溫度範圍內進行第1熱軋延，使前述鋼之平均沃斯田鐵粒徑在200μm以下，且前述第1熱軋延含有至少1次以上之軋縮率40%以上的道次；針對前述鋼進行第2熱軋延，該第2熱軋延係在令以下述式4算出之溫度為T1(單位℃)及以下述式5算出之肥粒鐵變態溫度為Ar3(單位℃)時，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內含有軋縮率30%以上的大軋縮道次，而且T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內的累積軋縮率在50%以上，並將Ar3以上且低於T1+30℃之溫度範圍內的累積軋縮率限制在30%以下，又軋延結束溫度在Ar3以上；針對前述鋼進行一次冷卻，該一次冷卻係在令前述大軋縮道次中自最終道次完畢至冷卻開始之等待時間為t(單位秒)時，該等待時間t滿足下述式6且平均冷卻速度在50℃/秒以上，而冷卻開始時之鋼溫與冷卻結束時之鋼溫差的冷卻溫度變化為40℃以上且140℃以下，且前述冷卻結束時之鋼溫在T1+100℃以下；於前述第2熱軋延之結束後，將前述鋼進行二次冷卻至室溫以上且600℃以下之溫度範圍內；在室溫以上且600℃以下之溫度範圍內捲取前述鋼；酸洗前述鋼；在30%以上且70%以下之軋延率下將前述鋼冷軋延；將前述鋼加熱至750℃以上且900℃以下之溫度 範圍內並保持1秒以上且1000秒以下之時間；在1℃/秒以上且12℃/秒以下的平均冷卻速度下，將前述鋼進行三次冷卻至580℃以上且720℃以下之溫度範圍內；在4℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度下，將前述鋼進行四次冷卻至200℃以上且600℃以下之溫度範圍內；當令：過度時效處理溫度為T2(單位℃)以及依附於該過度時效處理溫度T2之過度時效處理保持時間為t2(單位秒)時，以下述來作為過度時效處：理於前述過度時效處理溫度T2在200℃以上且600℃以下之溫度範圍內、且使前述過度時效處理保持時間t2滿足下述式8來保持前述鋼板。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]………(式4)
在此，[C]、[N]及[Mn]分別為C、N及Mn之質量百分率。
Ar3=879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P]………(式5)
而，在該式5中，[C]、[Mn]、[Si]、及[P]分別為C、Mn、Si及P之質量百分率。
t≦2.5×t1………(式6)
在此，t1係以下述式7表示。
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式7)
在此，Tf係前述最終道次完畢時之前述鋼的攝氏溫度，且P1係前述最終道次中之軋縮率的百分率。
log(t2)≦0.0002×(T2-425)2+1.18………(式8)
(14)在上述(13)記載之冷軋鋼板之製造方法中，前述鋼 以質量%計更含有1種以上之下述元素作為前述化學組成：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.001%以上且0.2%以下、B：0.0001%以上且0.005%以下、Mg：0.0001%以上且0.01%以下、稀土金屬：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.01%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、As：0.0001%以上且0.5%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Pb：0.0001%以上且0.2%以下、Y：0.001%以上且0.2%以下、及Hf：0.001%以上且0.2%以下；且該製造方法係以下述式9算出之溫度作為前述T1來替代前述以式4算出之溫度亦可。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式9)
在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]分別為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V之質量百分率。
(15)在上述(13)或(14)記載之冷軋鋼板之製造方法中，前述等待時間t更滿足下述式10亦可。
0≦t<t1………(式10)
(16)在上述(13)或(14)記載之冷軋鋼板之製造方法中，前述等待時間t更滿足下述式11亦可。
t1≦t≦t1×2.5………(式11)
(17)在上述(13)~(16)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法中，在前述第1熱軋延中進行至少2次以上之軋縮率40%以上的軋縮，並使前述平均沃斯田鐵粒徑在100μm以下亦可。
(18)在上述(13)~(17)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法中，於前述第2熱軋延結束後，在3秒以內開始前述二次冷卻亦可。
(19)在上述(13)~(18)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法中，在前述第2熱軋延中令各道次間之前述鋼的溫度上升在18℃以下亦可。
(20)在上述(13)~(19)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法中，前述一次冷卻係在軋台間進行亦可。
(21)在上述(13)~(20)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法中，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內的軋延之最終道次為前述大軋縮道次亦可。
(22)在上述(13)~(21)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法中，在前述二次冷卻中，以10℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻前述鋼亦可。
(23)在上述(13)~(22)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法中，於前述過度時效處理後施加熔融鍍鋅亦可。
(24)在上述(13)~(23)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法中，於前述過度時效處理後施加熔融鍍鋅；且於前述熔融鍍鋅後在450℃以上且600℃以下之溫度範圍內進行熱處理亦可。
依據本發明之上述態樣，即便在已添加Nb及Ti元素等情況下，仍可獲得對異向性之影響小並且為高強度且局部可變形性及均勻可變形性優異的冷軋鋼板。
用以實施發明之形態
以下就本發明一實施形態之冷軋鋼板作詳細說明。首先，闡述冷軋鋼板之結晶方位的極密度。
結晶方位的平均極密度D1：1.0以上且5.0以下
結晶方位的極密度D2：1.0以上且4.0以下
在本實施形態之冷軋鋼板中，作為2種類結晶方位的極密度係針對與5/8~3/8板厚範圍(從鋼板表面算起於鋼板板厚方向(深度方向)相距板厚5/8~3/8距離左右的範圍)之板厚中央部之軋延方向平行的(以板厚方向為法線)板厚截面，控制100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1(以下有時僅略稱為平均極密度)及{332}<113>結晶方位的極密度D2。
在本實施形態中，平均極密度D1係特別重要的集合組織(金屬組織中之晶粒的結晶方位)之特徵點(方位聚積度、及集合組織之發達度)。而，平均極密度D1係以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>各結晶方位的極密度之相加平均表示的極密度。
針對在5/8~3/8板厚範圍之板厚中央部的上述截面進 行EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)或X射線繞射，求出針對隨機試料之各方位的電子繞射強度或X射線繞射強度之強度比，即可從該各強度比求算{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1。
該{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1只要在5.0以下，便可使懸吊零件或骨架零件之加工所需低限度的d/RmC(將板厚d除以最小彎曲半徑RmC(C方向彎曲)之指標)滿足1.0以上。尤其，此條件亦是用以使抗拉強度TS、擴孔率λ及總伸長率EL適當滿足汽車車體之懸吊構件所需之2條件-即TS×λ≧30000及TS×EL≧14000-之一條件。
此外，只要平均極密度D1在4.0以下，成形性之方位依附性(等向性)指標：45°方向彎曲的最小彎曲半徑Rm45比C方向彎曲的最小彎曲半徑RmC之比率(Rm45/RmC)便會降低，可確保不依附彎曲方向的高局部可變形性。所以，平均極密度D1在5.0以下即可，且在4.0以下為宜。當需要較優異的擴孔性及小極限彎曲特性時，平均極密度D1較理想係小於3.5，更理想係小於3.0。
{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1超過5.0時，鋼板之機械特性的異向性會極度增強。其結果，僅可改善特定方向的局部可變形性，與其方向相異方向的局部可變形性則會顯著降低。所以，此時鋼板將無法滿足d/RmC≧1.0。
另一方面，平均極密度D1一旦小於1.0，則需留意局部 可變形性之降低。所以，平均極密度D1在1.0以上為宜。
此外，依據同樣理由，令：在5/8~3/8板厚範圍之板厚中央部的{332}<113>結晶方位的極密度D2在4.0以下。此條件係鋼板滿足d/RmC≧1.0之一條件，尤其亦是用以使抗拉強度TS、擴孔率λ及總伸長率EL適當滿足懸吊構件所需之2條件-即TS×λ≧30000及TS×EL≧14000-之一條件。
再者，只要上述極密度D2在3.0以下，便可進一步提高TS×λ及d/RmC。所以，上述極密度D2理想在2.5以下，較理想在2.0以下。該極密度D2一旦超過4.0，鋼板之機械特性的異向性便會極度增強。其結果，僅可改善特定方向的局部可變形性，與其方向相異方向的局部可變形性則會顯著降低。所以，此時鋼板將無法充分満足d/RmC≧1.0。
另一方面，該極密度D2一旦變得小於1.0，需留意局部可變形性之降低。所以，{332}<113>結晶方位的極密度D2在1.0以上為宜。
極密度與X射線隨機強度比同義。X射線隨機強度比係在同條件下藉由X射線繞射法等測定不具往特定方位聚積之標準試料的繞射強度(X射線或電子)及供試料的繞射強度，並將所得之供試料的繞射強度除以標準試料的繞射強度之數值。該極密度可使用X射線繞射與EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)或ECP(Electron Channeling Pattern)來測定。例如，{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1係從由該等方法測定之{110}、{100}、{211}、{310}極圖中使用複數極圖以級數展開法所計算之3 維集合組織(ODF：Orientation Distribution Functions)求出{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>各方位的極密度，並將該等極密度予以相加平均而求得。
有關供給於X射線繞射、EBSD及ECP的試料，藉由機械研磨等將鋼板減厚至預定板厚，接著藉由化學研磨或電解研磨等除去應變的同時調整試料使包含板厚5/8~3/8之範圍的適當一面成為測定面，再依照上述方法測定極密度即可。有關板寬方向，宜在1/4或3/4板厚位置(自鋼板端面相距鋼板板寬1/4之距離左右的位置)附近採取試料。
使鋼板不僅在板厚中央部且在盡量多數的板厚位置滿足上述極密度，藉此可更進一步使局部可變形性變佳。然而，由於上述板厚中央部的方位聚積最強且對鋼板異向性的影響很大，因此該板厚中央部之材質大概上代表鋼板整體之材質特性。由此而規定在5/8~3/8之板厚中央部的{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1及{332}<113>結晶方位的極密度D2。
在此，{hkl}<uvw>係表示以上述方法採取試料時，板面法線方向平行於<hkl>且軋延方向與<uvw>平行。而，結晶方位通常以(hkl)或{hkl}表示垂直於板面的方位，且以[uvw]或<uvw>表示平行於軋延方向的方位。{hkl}<uvw>係等值面之總稱，(hkl)[uvw]則指各個結晶面。即，在本實施形態中，因以體心立方構造(bcc構造)為對象，所以例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、 及(-1-1-1)之各面為等值，無法作區別。此時，該等方位總稱為{111}面。ODF表示亦可使用在其他對稱性低的結晶構造之方位表示，因此在ODF表示中一般是以(hkl)[uvw]表示各個方位，惟在本實施形態中，{hkl}<uvw>與(hkl)[uvw]同義。
接下來，說明鋼板之r值(Lankford值)。
在本實施形態中，為了進一步使局部可變形性提升，宜使各方向之r值(後述之軋延方向之r值rL、相對於軋延方向成30°方向之r值r30、相對於軋延方向成60°方向之r值r60、及相對於軋延方向成直角方向之r值rC)在預定範圍內。該等r值在本實施形態中相當重要。本發明人等精闢研討的結果明示出，藉由適當正確地控制上述各極密度並適切地控制該等r值，可獲得較佳的擴孔性等局部可變形性。
相對於軋延方向成直角方向之r值(rC)：0.70以上且1.50以下
本發明人等精闢研討的結果發現：使上述各極密度在上述範圍內的同時令rC在0.70以上，藉此可獲得較佳的擴孔性。所以，宜使rC在0.70以上。為了獲得較優異的擴孔性，rC之上限以rC在1.50以下為宜。理想係rC在1.10以下。
相對於軋延方向成30°方向之r值(r30)：0.70以上且1.50以下
本發明人等精闢研討的結果發現：使上述各極密度在上述範圍內的同時令r30在1.50以下，藉此可獲得較佳的擴孔性。所以，r30在1.50以下為宜。理想係r30在1.10以下。 為了獲得較優異的擴孔性，r30之下限以r30在0.70以上為宜。
軋延方向之r值(rL)：0.70以上且1.50以下
相對於軋延方向成60°方向之r值(r60)：0.70以上且1.50以下
此外，本發明人等精闢研討的結果發現：使上述各極密度、rC、及r30在上述範圍內的同時令rL及r60分別滿足rL≧0.70且r60≦1.50，藉此可獲得較佳的TS×λ。所以，rL在0.70以上且r60在1.50以下為宜。理想係r60在1.10以下。為了獲得較優異的擴孔性，上述rL之上限及r60之下限以rL在1.50以下且r60在0.70以上為宜。理想係rL在1.10以下。
有關上述各r值係以使用JIS5號拉伸試驗片之拉伸試驗進行評估。考慮一般高強度鋼板的情況，拉伸應變在5~15%之範圍內，而且在相當於均勻伸長率的範圍內評估r值即可。
而，施加彎曲加工之方向會因加工零件而異，故未有特別限定，依本實施形態之冷軋鋼板，不論在任何彎曲方向皆可獲得相同特性。
而，雖然一般眾知集合組織與r值有相關，但在本實施形態之冷軋鋼板中，前述有關結晶方位的極密度之限定及有關r值之限定彼此並非同義。因此，只要同時滿足兩者的限定，即可獲得較佳的局部可變形性。
接下來，說明本實施形態之冷軋鋼板的金屬組織。
本實施形態之冷軋鋼板的基本金屬組織之特徵在於： 包含複數晶粒且以肥粒鐵及/或變韌鐵為主相並以麻田散鐵為第二相之DP(Dual Phase)組織。藉由於主相之可變形性優異的肥粒鐵或變韌鐵中分散硬質組織的麻田散鐵作為第二相，可提高強度及均勻可變形性。該均勻可變形性之提升係起因於使硬質組織的麻田散鐵微細分散於金屬組織中，而使鋼板之加工硬化率得以上升之緣故。又，在此所謂之肥粒鐵及變韌鐵包含多角形肥粒鐵與變韌肥粒鐵。
本實施形態之冷軋鋼板包含殘留沃斯田鐵、波來鐵、雪明碳鐵、及複數夾雜物等作為肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵以外之組織。該等肥粒鐵、變韌鐵、及麻田散鐵以外之組織，以面積率計宜限制在0%以上且10%以下。又，組織中一旦殘存有沃斯田鐵，2次加工脆性及延遲破壞特性便會惡化。因此，除無法避免地存有以面積率計5%左右之殘留沃斯田鐵以外，宜實質上不含殘留沃斯田鐵。
主相之肥粒鐵與變韌鐵之面積率：30%以上且低於99%
主相之肥粒鐵及變韌鐵較為軟質且具有高可變形性。當肥粒鐵與變韌鐵合計面積率為30%以上時，可滿足本實施形態之冷軋鋼板的均勻可變形性及局部可變形性兩特性。較理想係肥粒鐵與變韌鐵合計面積率在50%以上。另一方面，一旦肥粒鐵與變韌鐵合計面積率為99%以上，鋼板之強度及均勻可變形性便會降低。
理想係使作為主相之變韌鐵之面積率在5%以上且在80%以下亦可。藉由使強度較優異的變韌鐵之面積率在5%以上且在80%以下，在鋼板之強度與延性(可變形性)之平衡 中較可適當地提高強度。藉由提高組織為硬度較肥粒鐵更硬的變韌鐵之面積率，可提升鋼板強度。又，與麻田散鐵之硬度差較肥粒鐵更小的變韌鐵可抑制在軟質相與硬質相之界面產生之空隙並使擴孔性提升。
或，令作為主相肥粒鐵之面積率在30%以上且在99%以下。使可變形性較優異的肥粒鐵之面積率在30%以上且在99%以下，藉此在鋼板之強度與延性(可變形性)之平衡中較可適當地提高延性(可變形性)。尤其，肥粒鐵會有助於均勻可變形性之提升。
麻田散鐵之面積率fM：1%以上且70%以下
使作為第二相之硬質組織的麻田散鐵分散於金屬組織中，藉此可提高強度及均勻可變形性。麻田散鐵之面積率低於1%時，硬質組織之分散少、加工硬化率減低且均勻可變形性降低。理想係麻田散鐵之面積率在3%以上。另一方面，當含有以面積率計超過70%的麻田散鐵時，會因硬質組織之面積率過高而使得鋼板的可變形性大幅減少。因應強度與可變形性之平衡，亦可令麻田散鐵之面積率在50%以下。理想係麻田散鐵之面積率亦可在30%以下。較理想係麻田散鐵之面積率亦可在20%以下。
麻田散鐵晶粒的平均尺寸dia：13μm以下
麻田散鐵的平均尺寸超過13μm時，鋼板的均勻可變形性會減低，又局部可變形性亦有減低之虞。此現象認為是因為一旦麻田散鐵的平均尺寸粗大，會因對加工硬化的貢獻減小而使均勻伸長率減低，又因容易在粗大的麻田散鐵 周圍產生空隙而使局部可變形性減低。理想係麻田散鐵的平均尺寸在10μm以下。較理想係麻田散鐵的平均尺寸在7μm以下。最理想係在5μm以下。
TS/fM×dis/dia的關係：500以上
又，本發明人等精闢研討的結果，令：抗拉強度為TS(Tensile Strength)(單位MPa)、麻田散鐵之面積率為fM(fraction of Martensite)(單位%)、麻田散鐵晶粒間之平均距離為dis(distance)(單位μm)、及麻田散鐵晶粒的平均尺寸為dia(diameter)(單位μm)時，在TS、fM、dis、dia之關係滿足下述式1時可提升鋼板的均勻可變形性，故為理想。
TS/fM×dis/dia≧500………(式1)
TS/fM×dis/dia之關係小於500時，鋼板的均勻可變形性恐有大幅降低之虞。該式1之物理意義尚不明確。但，可能是因為：麻田散鐵晶粒間之平均距離dis愈小且麻田散鐵晶粒的平均尺寸dia愈大，愈可有效率地加工硬化。又，TS/fM×dis/dia之關係中無特別設定上限值。但，實際作業上TS/fM×dis/dia之關係少有超過10000的情況，故令上限在10000以下。
長軸短軸比為5.0以下之麻田散鐵的比率：50%以上
此外，令：麻田散鐵晶粒的長軸為La(單位μm)及短軸為Lb(單位μm)時，相對於上述麻田散鐵面積率fM，滿足下述式2之麻田散鐵晶粒以面積率計在50%以上且在100%以下時可提升局部可變形性，故為理想。
La/Lb≦5.0………(式2)
可獲得該效果的詳細理由尚不明確。但，由於麻田散鐵的形態比起針狀會變得更接近球狀，故而可緩和對麻田散鐵周圍之肥粒鐵或變韌鐵過度的應力集中而提升局部可變形性。理想係相對於fM，La/Lb在3.0以下的麻田散鐵晶粒以面積率計在50%以上。較理想係相對於fM，La/Lb在2.0以下的麻田散鐵晶粒以面積率計在50%以上。又，相對於fM，等軸的麻田散鐵之比率低於50%時，恐有局部可變形性劣化之虞。又，上述式2之下限值為1.0。
又，上述麻田散鐵的一部分或全部為回火麻田散鐵亦可。設為回火麻田散鐵，藉此鋼板強度雖會減少，但主相與第二相間的硬度差會減少且鋼板的擴孔性會提升。因應所需之強度與可變形性之平衡，控制相對於麻田散鐵面積率fM之回火麻田散鐵的面積率即可。又，本實施形態之冷軋鋼板可含有5%以下之殘留沃斯田鐵。一旦超過5%，加工後殘留沃斯田鐵會變態成非常堅硬的麻田散鐵，且擴孔性會大幅劣化。
上述之肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵等金屬組織可藉由場致發射型掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察1/8~3/8之板厚範圍(即，以1/4板厚位置為中心之板厚範圍)。可從該觀察所得之圖像來決定上述特性值。或，亦可藉由後述之EBSD來決定。在該FE-SEM觀察中，採取試料使(以板厚方向為法線)平行於鋼板軋延方向的板厚截面成為觀察面，並對此觀察面進行研磨及硝太蝕劑蝕刻。而，有關板厚方向，在鋼板表面附 近及鋼板中心附近可能會分別因脫碳及Mn偏析而使鋼板的金屬組織(構成要素)與其他部分大不相同。所以，在本實施形態中係進行以1/4板厚位置為基準的金屬組織之觀察。
晶粒之體積平均徑：5μm以上且30μm以下
而，欲進一步使可變形性提升時，可微化金屬組織中之晶粒尺寸，尤其是體積平均徑。此外，藉由微化體積平均徑亦可提升在汽車用鋼板等所要求的疲勞特性(疲勞限度比)。與細粒相較之下，粗大粒的數量對可變形性賦予之影響度較高，因此比起個數平均徑，可變形性與以體積的加權平均算出之體積平均徑更有強烈相關。所以，在獲得上述效果時，體積平均徑為5μm以上且30μm以下，理想係5μm以上且20μm以下，更理想係5μm以上且10μm以下。
而，體積平均徑一旦變小，便可抑制在微命令下產生之局部性應變集中並可使局部變形時之應變分散，進而提升伸長率，尤其是均勻伸長率。又，體積平均徑一旦變小，便可適當地控制成為差排運動障壁的晶粒界而作用於該晶粒界因差排運動所產生的循環塑性變形(疲勞現象)，提升疲勞特性。
又，可如下述來決定各晶粒(粒單位)之徑長。波來鐵係藉由光學顯微鏡之組織觀察來特定。又，肥粒鐵、沃斯田鐵、變韌鐵及麻田散鐵之粒單位係藉由EBSD特定。只要藉由EBSD所判定之區域的結晶構造為面心立方構造(fcc構造)，便判定該區域為沃斯田鐵。又，只要藉由EBSD所判定之區域的結晶構造為體心立方構造(bcc構造)，便判定該 區域為肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵中任一者。肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵可使用EBSP-OIM(登錄商標、Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)中所裝設之KAM(Kernel Average Misorientation)法加以識別。在KAM法中係就使用測定資料中某正六角形像素(中心像素)及與該像素相鄰之6個像素的第一近似(全7像素)、或使用加上較該等6個像素更外側之12個像素的第二近似(全19像素)、或使用再加上較該等12個像素更外側之18個像素的第三近似(全37像素)平均各像素間之方位差，並將所得之平均值決定為其中心像素之值，對像素整體進行上述操作。藉由不超過粒界的方式進行該KAM法之計算，可製成表現粒內方位變化之圖。該圖係表示基於粒內局域性方位變化之應變分布。
在本實施形態中係在EBSP-OIM(登錄商標)中藉由第三近似計算鄰接之像素間之方位差。例如，肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵的粒徑係在1500倍的倍率下以0.5μm以下之測定節距進行上述方位測定，並將相鄰之測定點的方位差超過15°之位置定為粒邊界(該粒邊界不見得是一般的晶粒界)，算出其圓等效徑而求得。金屬組織中含有波來鐵時，針對以光學顯微鏡所得之圖像適用二值化處理及切斷法等圖像處理法，藉此可算出波來鐵晶粒徑。
在如上述定義之晶粒(粒單位)中，令圓等效半徑(圓等效徑之半徑)為r時，可藉由4×π×r3/3求得各粒之體積，藉由該體積之加權平均可求算體積平均徑。又，下述粗大粒的 面積率可藉由將該方法所得之粗大粒的面積率除以測定對象之面積而求得。而，上述體積平均徑以外，例如上述麻田散鐵晶粒的平均尺寸dia等係使用以上述圓等效徑或二值化處理及切斷法等所求得之晶粒徑。
上述麻田散鐵晶粒間之平均距離dis除上述FE-SEM觀察法以外，亦可使用以該EBSD法(惟可進行EBSD之FE-SEM)所求得之麻田散鐵與麻田散鐵以外之粒間的邊界來決定。
粒徑超過35μm之粗大晶粒之面積率：0%以上且10%以下
此外，為了進一步改善局部可變形性，可就金屬組織之總構成要素將每單位面積粒徑超過35μm之粒(粗大粒)所佔面積之比率(粗大粒的面積率)限制在0%以上且在10%以下。粒徑大之粒一旦增加，抗拉強度會變小且局部可變形性亦降低。因此，宜盡可能使晶粒為細粒。再加上，使全部晶粒均勻地且等值地受到應變可改善局部可變形性，因此可限制粗大粒之量而藉此抑制局部的晶粒應變。
肥粒鐵的硬度H：宜滿足下述式3。
主相之軟質肥粒鐵係有助於鋼板的可變形性提升。所以，肥粒鐵的硬度H之平均值以滿足下述式3為宜。一旦存有超過下述式3以上硬質的肥粒鐵，恐無法獲得鋼板之可變形性提升效果。而，肥粒鐵的硬度H之平均值係以奈米壓頭在1mN荷重下測定100點以上之肥粒鐵的硬度而求算。
H<200+30×[Si]+21×[Mn]+270×[P]+78×[Nb]1/2+108×[Ti]1/2………(式3)
在此，[Si]、[Mn]、[P]、[Nb]及[Ti]分別為Si、Mn、P、Nb及Ti之質量百分率。
肥粒鐵或變韌鐵的硬度標準差/平均值：0.2以下
本發明人等著眼於主相之肥粒鐵或變韌鐵的均質性而進行檢討之結果發現：只要是該主相為均質性高的組織，即可適當地改善均勻可變形性及局部可變形性之平衡。具體而言，只要肥粒鐵的硬度標準差除以肥粒鐵的硬度平均值之值在0.2以下即可獲得上述效果，故為理想。或，只要變韌鐵的硬度標準差除以變韌鐵的硬度平均值之值在0.2以下即可獲得上述效果，故為理想。該均質性可就主相之肥粒鐵或變韌鐵以奈米壓頭在1mN荷重下測定100點以上之硬度，並使用其平均值及其標準差而定義。即，硬度標準差/硬度平均值之值愈低，均質性愈高，且在0.2以下時可獲得其效果。藉由使用在奈米壓頭(例如CSIRO公司製UMIS-2000)中尺寸較晶粒徑更小之壓頭，可測定不含晶粒界之單一晶粒的硬度。
接下來，說明本實施形態之冷軋鋼板之化學組成。
C：0.01%以上且0.4%以下
C(碳)係提高鋼板強度之元素，又是用以確保麻田散鐵之面積率的必要元素。令C含量的下限為0.01%是為了獲得以面積率計1%以上之麻田散鐵。理想係0.03%以上。另一方面，C含量一旦超過0.40%，鋼板的可變形性便會降低，又鋼板熔接性亦會惡化。理想係使C含量為0.30%以下。理想係0.3%以下，較理想係0.25%以下。
Si：0.001%以上且2.5%以下
Si(矽)係鋼的脫氧元素，乃有效提高鋼板機械強度之元素。又，Si係在熱軋延後之溫度控制時使肥粒鐵穩定化且抑制變韌鐵變態時之雪明碳鐵析出之元素。但，Si含量一旦超過2.5%，鋼板的可變形性便會降低，又會變得易於在鋼板產生表面損傷。另一方面，Si含量低於0.001%時將難以獲得上述效果。
Mn：0.001%以上且4.0%以下
Mn(錳)係有效提高鋼板機械強度之元素。但，Mn含量一旦超過4.0%，鋼板的可變形性便會降低。理想係令Mn含量為3.5%以下。更理想係令Mn含量為3.0%以下。另一方面，Mn含量低於0.001%時將難以獲得上述效果。又，Mn亦是將鋼中S(硫磺)固定化而防止熱軋延時之裂紋之元素。當除Mn以外，未充分添加Ti等可抑制S所造成之熱軋延時之裂紋產生的元素時，Mn含量與S含量以質量%計滿足Mn/S≧20為宜。
Al：0.001%以上且2.0%以下
Al(鋁)係鋼的脫氧元素。又，Al係在熱軋延後之溫度控制時使肥粒鐵穩定化且抑制變韌鐵變態時之雪明碳鐵析出之元素。為了獲得該效果，令Al含量為0.001%以上。但，Al含量超過2.0%時，熔接性會劣化。又，雖難以定量顯示效果，但Al係使鋼冷卻時從γ(沃斯田鐵)往α(肥粒鐵)開始變態之溫度Ar3顯著上升之元素。因此，亦可藉由Al含量來控制鋼之Ar3。
本實施形態之冷軋鋼板除上述基本成分以外，還含有無法避免之雜質。在此，無法避免之雜質指金屬廢料等副原料，或從製造步驟無法避免地混入之P、S、N、O、Cd、Zn、及Sb等元素。在此當中，為了使上述效果適當地發揮，將P、S、N、及O限制如下。又，P、S、N、及O以外的上述無法避免之雜質分別限制在0.02%以下為宜。惟，即便含有0.02%以下之該等雜質，仍不會喪失上述效果。雜質含量之限制範圍雖包含0%，但在工業上難以穩定限制在0%。在此，記載之符號%為質量%。
P：0.15%以下
P(磷)係雜質且一旦過剩含於鋼中便會助長熱軋延或冷軋延時之裂紋的元素，又是損害鋼板之延性及熔接性之元素。因此，將P含量限制在0.15%以下。理想係將P含量限制在0.05%以下。而，由於P係作為固溶強化元素起作用且又無法避免地含於鋼中，因此無須特別限制P含量的下限。P含量的下限為0%亦可。又，若考慮到現行一般的精煉(含二次精煉)，P含量的下限為0.0005%亦可。
S：0.03%以下
S(硫磺)係雜質且一旦過剩含於鋼中便會生成藉由熱軋延而拉伸之MnS而使鋼板的可變形性降低之元素。因此將S含量限制在0.03%以下。而，由於S係無法避免地含於鋼中，因此無須特別限制S含量的下限。S含量的下限為0%亦可。又，若考慮到現行一般的精煉(含二次精煉)，P含量的下限為0.0005%亦可。
N：0.01%以下
N(氮)係雜質且使鋼板的可變形性降低之元素。因此，將N含量限制在0.01%以下。而，由於N係無法避免地含於鋼中，因此無須特別限制N含量的下限。N含量的下限為0%亦可。又，若考慮到現行一般的精煉(含二次精煉)，N含量的下限為0.0005%亦可。
O：0.01%以下
O(氧)係雜質且使鋼板的可變形性降低之元素。因此，將O含量限制在0.01%以下。而，由於O係無法避免地含於鋼中，因此無須特別限制O含量的下限。O含量的下限為0%亦可。又，若考慮到現行一般的精煉(含二次精煉)，O含量的下限為0.0005%亦可。
以上化學元素係本實施形態中之鋼的基本成分(基本元素)，控制(含有或限制)該基本元素且殘餘部分由鐵及無法避免之雜質所構成之化學組成係本實施形態之基本組成。然而，加上該基本成分(用以替代殘餘部分之Fe的一部分)，在本實施形態中，亦可因應需求使鋼中還含有以下化學元素(選擇元素)。而，即便該等選擇元素無法避免地(例如，低於各選擇元素含量下限之量)混入至鋼中，亦不會損害在本實施形態之效果。
即，本實施形態之冷軋鋼板除上述基本成分及雜質元素以外，作為選擇成分更可含有Mo、Cr、Ni、Cu、B、Nb、Ti、V、W、Ca、Mg、Zr、REM、As、Co、Sn、Pb、Y及Hf中之至少1元素。以下將說明選擇成分之數值限定範圍及 其限定理由。在此，記載之符號%為質量%。
Ti：0.001%以上且0.2%以下
Nb：0.001%以上且0.2%以下
B：0.0001%以上且0.005%以下
由於Ti(鈦)、Nb(鈮)及B(硼)可固定鋼中之碳及氮並生成微細的碳氮化物，因此乃可對鋼帶來析出強化、組織控制及細粒強化等效果之選擇元素。所以，因應需求可於鋼中添加Ti、Nb、B中任1種以上元素。為了獲得上述效果，宜令：Ti含量在0.001%以上、Nb含量在0.001%以上、且B含量在0.0001%以上。更理想係令Ti含量在0.01%以上且Nb含量在0.005%以上。但，即便於鋼中過度添加該等選擇元素，恐如上述達飽和，再加上抑制熱延後之再結晶而難以進行結晶方位之控制，進而使鋼板之加工性(可變形性)劣化。所以，宜令Ti含量在0.2%以下、Nb含量在0.2%以下、且B含量在0.005%以下。更理想係令B含量在0.003%以下。而，即便在鋼中含有低於下限含量之該等選擇元素，亦不會損害在本實施形態之效果。又，為了減低合金成本，無需意圖地於鋼中添加該等選擇元素，因此該等選擇元素含量的下限皆為0%。
Mg：0.0001%以上且0.01%以下
REM：0.0001%以上且0.1%以下
Ca：0.0001%以上且0.01%以下
Mg(鎂)、REM(稀土金屬)及Ca(鈣)係用以將夾雜物控制在無害形態且使鋼板的局部可變形性提升之重要的選擇元 素。所以，可因應需求於鋼中添加Mg、REM及Ca中任1種以上元素。為了獲得上述效果，宜令：Mg含量在0.0001%以上、REM含量在0.0001%以上、且Ca含量在0.0001%以上。更理想係令Mg含量在0.0005%以上、REM含量在0.001%以上、且Ca含量在0.0005%以上。另一方面，一旦於鋼中過剩添加該等選擇元素，恐形成已延伸形狀之夾雜物而使鋼板的可變形性降低。所以，宜令：Mg含量在0.01%以下、REM含量在0.1%以下、且Ca含量在0.01%以下。而，即便鋼中含有低於下限含量之該等選擇元素，亦不會損害在本實施形態中之效果。又，為了減低合金成本，無需意圖地於鋼中添加該等選擇元素，因此該等選擇元素含量的下限皆為0%。
而，在此，令REM為原子序57之鑭至71之鎦為止的15元素，加上原子序21之鈧之合計16元素的總稱。通常是以該等元素混合物之稀土金屬合金的形態作供給而添加於鋼中。
Mo：0.001%以上且1.0%以下
Cr：0.001%以上且2.0%以下
Ni：0.001%以上且2.0%以下
W：0.001%以上且1.0%以下
Zr：0.0001%以上且0.2%以下
As：0.0001%以上且0.5%以下
Mo(鉬)、Cr(鉻)、Ni(鎳)、W(鎢)、Zr(鋯)及As(砷)係提高鋼板機械強度之選擇元素。所以，可因應需求於鋼中添 加Mo、Cr、Ni、W、Zr及As中任1種以上元素。為了獲得上述效果，宜令：Mo含量在0.001%以上、Cr含量在0.001%以上、Ni含量在0.001%以上、W含量在0.001%以上、Zr含量在0.0001%以上、且As含量在0.0001%以上。更理想係令Mo含量在0.01%以上、Cr含量在0.01%以上、Ni含量在0.05%以上、且W含量在0.01%以上。但，一旦於鋼中過度添加該等選擇元素，恐使鋼板的可變形性降低。所以，宜令：Mo含量在1.0%以下、Cr含量在2.0%以下、Ni含量在2.0%以下、W含量在1.0%以下、Zr含量在0.2%以下、且As含量在0.5%以下。更理想係令Zr含量在0.05%以下。而，即便鋼中含有低於下限含量之該等選擇元素，亦不會損害在本實施形態之效果。又，為了減低合金成本，無需意圖地於鋼中添加該等選擇元素，因此該等選擇元素含量的下限皆為0%。
V：0.001%以上且1.0%以下
Cu：0.001%以上且2.0%以下
V(釩)及Cu(銅)與Nb及Ti等同樣地係具有析出強化效果之選擇元素。又，與因Nb及Ti等之添加而產生的局部可變形性降低相較之下，因V及Cu之添加而產生的降低程度較小。所以，在為高強度且欲進一步提高擴孔性及彎曲性等局部可變形性的情況下，相較於Nb及Ti等，V及Cu為更有效果之選擇元素。所以，亦可因應需求於鋼中添加V及Cu中任1種以上元素。為了獲得上述效果，宜令：V含量在0.001%以下且Cu含量在0.001%以下。更理想係令兩選擇元素含量皆在0.01%以上。但，一旦於鋼中過剩地添加該等選 擇元素，恐使鋼板的可變形性降低。所以，宜令：V含量在1.0%以下且Cu含量在2.0%以下。更理想係令V含量在0.5%以下。而，即便於鋼中含有低於下限含量之該等選擇元素，亦不會損害在本實施形態之效果。又，為了減低合金成本，無需意圖地於鋼中添加該等選擇元素，因此該等選擇元素含量的下限皆為0%。
Co：0.0001%以上且1.0%以下
Co(鈷)係雖難以定量顯示效果但可使鋼冷卻時從γ(沃斯田鐵)往α(肥粒鐵)開始變態之溫度Ar3顯著上升之選擇元素。因此，亦可藉由Co含量來控制鋼之Ar3。又，Co係使鋼板強度提升之選擇元素。為了獲得上述效果，宜令Co含量在0.0001%以上。更理想係令為0.001%以上。但，一旦於鋼中過剩地添加Co，恐有鋼板熔接性劣化又使鋼板的可變形性降低之虞。所以，宜令Co含量在1.0%以下。更理想係令為0.1%以下。而，即便於鋼中含有低於下限含量之該選擇元素，亦不會損害在本實施形態之效果。又，為了減低合金成本，無須意圖地於鋼中添加該選擇元素，因此該選擇元素含量的下限為0%。
Sn：0.0001%以上且0.2%以下
Pb：0.0001%以上且0.2%以下
Sn(錫)及Pb(鉛)係有效使鍍覆濕潤性及鍍覆密接性提升之選擇元素。所以，可因應需求於鋼中添加Sn及Pb中任1種以上元素。為了獲得上述效果，宜令：Sn含量在0.0001%以上且Pb含量在0.0001%以上。更理想係令Sn含量為0.001% 以上。但，一旦於鋼中過度添加該等選擇元素，恐有引起熱脆化而在熱加工產生裂紋，進而變得易於在鋼板產生表面損傷之虞。所以，宜令Sn含量在0.2%以下且Pb含量在0.2%以下。更理想係令兩選擇元素含量皆在0.1%以下。而，即便於鋼中含有低於下限含量之該等選擇元素，亦不會損害在本實施形態之效果。又，為了減低合金成本，無需意圖地於鋼中添加該等選擇元素，因此該等選擇元素含量的下限為0%。
Y：0.0001%以上且0.2%以下
Hf：0.0001%以上且0.2%以下
Y(釔)及Hf(鉿)係有效使鋼板耐蝕性提升之選擇元素。所以，可因應需求於鋼中添加Y及Hf中任1種以上元素。為了獲得上述效果，宜令Y含量在0.0001%以上且Hf含量在0.0001%以上。但，一旦於鋼中過度添加該等選擇元素，恐有擴孔性等局部可變形性降低之虞。所以，宜令Y含量在0.20%以下且Hf含量在0.20%以下。又，Y具有在鋼中形成氧化物且吸附鋼中氫之效果。因此，可減低鋼中的擴散氫，進而亦可期待使鋼板的耐氫脆化特性提升。且該效果可在上述Y含量之範圍內獲得。更理想係兩選擇元素含量皆在0.1%以下。而，即便於鋼中含有低於下限含量之該等選擇元素，亦不會損害在本實施形態之效果。又，為了減低合金成本，無需意圖地於鋼中添加該等選擇元素，因此該等選擇元素含量的下限為0%。
如以上所述，本實施形態之冷軋鋼板具有包含上述基 本元素且殘餘部分由Fe及無法避免之雜質所構成之化學組成；或，具有上述基本元素及包含選自於上述選擇元素之至少1種元素，且殘餘部分由鐵及無法避免之雜質所構成之化學組成。
而，亦可於本實施形態之冷軋鋼板進行表面處理。例如，亦可藉由適用電鍍、熔融鍍覆、蒸鍍、鍍覆後之合金化處理、有機皮膜形成、薄膜層合、有機鹽類及無機鹽類處理、以及非鉻處理(非鉻酸處理)等表面處理，使冷軋鋼板具備有各種被膜(薄膜或鍍膜)。就此例而言，冷軋鋼板亦可於其表面具有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。即便冷軋鋼板具備有上述被膜，仍為高強度且可充分維持均勻可變形性及局部可變形性。
而，在本實施形態中，冷軋鋼板的板厚並無特別限制，例如可為1.5~10mm，亦可為2.0~10mm。又，冷軋鋼板的強度亦無特別限制，例如抗拉強度可為440~1500MPa。
本實施形態之冷軋鋼板可適用於全面性的高強度鋼板用途，而且其均勻可變形性優異，且高強度鋼板之彎曲加工性及擴孔性等局部可變形性業已飛躍地提升。
接下來，說明本發明之一實施形態之冷軋鋼板之製造方法。為了製造高強度且具有優異的均勻可變形性及局部可變形性之冷軋鋼板，控制鋼的化學組成、金屬組織及集合組織相當重要，又該集合組織係以特定結晶方位群之各方位的極密度表現。詳細記述於下。
進行熱軋延前的製造方法並無特別限定。例如，可接 著豎爐、電爐或轉化爐等製煉及精煉，進行各種二次精煉而熔製出満足上述化學組成之鋼並獲得鋼(熔鋼)。接下來，為了自該鋼製得鋼塊或扁胚，例如可以通常的連續鑄造法、鑄錠法及薄扁胚鑄造法等鑄造方法鑄造鋼。連續鑄造時，可將鋼一度冷卻至低溫(例如室溫)後再度加熱將該鋼進行熱軋延，或可將剛鑄造後之鋼(鑄造扁胚)連續進行熱軋延。而，亦可於鋼(熔鋼)之原料使用金屬廢料。
為了獲得高強度且均勻可變形性及局部可變形性優異的高強度鋼板，宜滿足以下要件。又，以下「鋼」及「鋼板」以同義作使用。
第1熱軋延步驟
作為第1熱軋延步驟，使用上述業已熔製及鑄造之鋼塊，在1000℃以上且1200℃以下(理想係1150℃以下)的溫度範圍內進行至少1次以上之軋縮率40%以上的軋延道次。藉由在該等條件下進行第1熱軋延，可使第1熱軋延步驟後之鋼板的平均沃斯田鐵粒徑成為200μm以下，並有助於最終獲得之冷軋鋼板的均勻可變形性及局部可變形性之提升。
軋縮率愈大且軋縮次數愈多，愈可成為較微細的沃斯田鐵粒。例如，在第1熱軋延步驟中進行2次(2道次)以上之1道次的軋縮率為40%以上之軋延，可使鋼板的平均沃斯田鐵粒徑成為100μm以下，相當理想。惟，在第1熱軋延中將1道次的軋縮率限制在70%以下或將軋縮次數(道次數)限制在10次以下，藉此可使鋼板溫度之降低或鏽皮過剩生成之困擾降低。所以，在粗軋延中，1道次的軋縮率在70%以下 亦可，或可軋縮次數(道次數)在10次以下。
如此一來，藉由微化第1熱軋延步驟後之沃斯田鐵粒，可在後續過程中使沃斯田鐵粒進一步微化，又可在後續過程使從沃斯田鐵變態之肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵微細地且均勻地分散，故為理想。又，上述處理係控制上述rC及r30等Lankford值之一條件。其結果，因可控制集合組織故可改善鋼板的異向性及局部可變形性，又因可微化金屬組織故可改善鋼板的均勻可變形性及局部可變形性(尤其是均勻可變形性)。又推測，於後續步驟之第2熱軋延步驟中，在第1熱軋延步驟已微化之沃斯田鐵的粒界會作為再結晶核之一起作用。
為了確認第1熱軋延步驟後的平均沃斯田鐵粒徑，宜在盡可能高速的冷卻速度下急冷第1熱軋延步驟後之鋼板。例如，在10℃/秒以上之平均冷卻速度下冷卻鋼板。此外，自該冷卻而得之鋼板採取板片並蝕刻該板片截面使微組織中之沃斯田鐵粒界浮顯，並以光學顯微鏡進行測定。此時，以50倍以上之倍率針對20以上的視野藉由圖像解析或切斷法來測定沃斯田鐵之粒徑，且將在各視野所測定之沃斯田鐵粒徑加以平均而求得平均沃斯田鐵粒徑。
於第1熱軋延步驟後接合片條且連續地進行後續步驟之第2熱軋延步驟亦可。屆時，暫時將粗條捲成線圈狀，並因應需求儲存至具有保溫功能的覆蓋物中，再度進行回捲後才進行接合亦可。
第2熱軋延步驟
作為第2熱軋延步驟，於第1熱軋延步驟後之鋼板進行下述軋延：令以下述式4算出之溫度為T1(單位℃)時，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內含有軋縮率30%以上的大軋縮道次，且T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內的累積軋縮率為50%，並將Ar3℃以上且低於T1+30℃之溫度範圍內的累積軋縮率限制在30%以下，又軋延結束溫度在Ar3℃以上。
作為用以將5/8~3/8板厚範圍之板厚中央部的{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1及{332}<113>結晶方位的極密度D2控制在前述範圍內之一條件，在第2熱軋延步驟中，以溫度T1(單位：℃)為基準來控制軋延，且該溫度T1係如下述式4所示藉由鋼之化學組成(單位：質量%)而決定。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式4)
而，在該式4中，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]分別為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V之質量百分率。
雖含於該式4中但不含於鋼中的化學元素係將其含量視為0%作計算。所以，當鋼為僅含有上述基本成分之化學組成時，可使用下述式5來取代上述式4。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]………(式5)
又，當鋼為含有上述選擇元素之化學組成時，必須令以式4算出之溫度作為T1(單位：℃)來取代以式5算出之溫 度。
在第2熱軋延步驟中，以由上述式4或式5求算之溫度T1(單位：℃)為基準，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍(理想係T1+50℃以上且T1+100℃以下之溫度範圍)內確保大軋縮率，並在Ar3℃以上且低於T1+30℃之溫度範圍內將軋縮率限制在小範圍(含0%)。加上上述第1熱軋延步驟並進行上述第2熱軋延步驟，藉此可適當地提升鋼板的均勻可變形性及局部可變形性。尤其，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內確保大的軋縮率並在Ar3℃以上且低於T1+30℃之溫度範圍內限制軋縮率，藉此可充分控制在5/8~3/8板厚範圍之板厚中央部的{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1及{332}<113>結晶方位的極密度D2，因此其結果可飛躍地改善鋼板的異向性及局部可變形性。
該溫度T1本身係由經驗所求得。本發明人等經由實驗經驗性地發現：以溫度T1為基準，可決定可促進各鋼之沃斯田鐵區中之再結晶的溫度範圍。為了獲得良好的均勻可變形性及局部可變形性，在軋縮使更多量的應變蓄積而獲得更細粒之再結晶粒乃相當重要，因而在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內進行複數道次的軋延並使其累積軋縮率在50%以上。此外，從蓄積應變之促進再結晶的觀點看來，該累積軋縮率在70%以上為宜。又，藉由限制累積軋縮率之上限，可較充分地確保軋延溫度且可進一步抑制軋延負荷。所以，累積軋縮率在90%以下。
一旦在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內進行複數道次的軋延，應變便可藉由軋延蓄積，而且該已蓄積之應變會在軋延道次間作為驅動力而生成沃斯田鐵之再結晶。亦即，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內進行複數道次的軋延，藉此可在每軋縮生成循環再結晶。所以，可獲得均勻且微細又為等軸的再結晶沃斯田鐵組織。在該溫度範圍內，軋延時不會生成動態再結晶而將應變蓄積於結晶中，然後在軋延道次間將該已蓄積之應變作為驅動力來生成靜態再結晶。一般而言，動態再結晶組織係受加工中之應變而於其結晶中蓄積，又局域地有再結晶區域及未再結晶區域混存。所以，比較上，集合組織較發達且具有異向性。又，有時金屬組織會變成混粒。在本實施形態之冷軋鋼板之製造方法中，其特徵係藉由靜態再結晶使沃斯田鐵再結晶，因此可獲得均勻、微細、且等軸又已抑制集合組織發達的再結晶沃斯田鐵組織。
為了提高鋼板的均質性且進一步適當地提高鋼板的均勻可變形性及局部可變形性，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內控制第2熱軋延使其包含至少1次以上之1道次中之軋縮率為30%以上的大軋縮道次。如此一來，在第2熱軋延中，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內會進行至少1次以上之1道次中之軋縮率為30%以上的軋縮。尤其若考慮到後述之冷卻步驟，該溫度範圍內之最終道次的軋縮率在25%以上為宜，又以30%以上更佳。即，該溫度範圍內之最終道次宜為大軋縮道次(軋縮率30%以上之 軋延道次)。當要求鋼板需有較高的可變形性時，令前半部分之道次的軋縮率全部低於30%且最終2道次之軋縮率分別在30%以上更佳。為了較可適當地提高鋼板的均質性，進行1道次中之軋縮率為40%以上的大軋縮道次即可。又，為了獲得較佳的鋼板形狀，則令作1道次中之軋縮率為70%以下的大軋縮道次。
此外，作為上述rL及r60分別滿足rL≧0.70及r60≦1.50之一條件，宜適切地控制後述之等待時間t，並在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內的軋延下將軋延各道次間之鋼板的溫度上升控制在例如18℃以下。又，藉由該控制，可獲得更均勻的再結晶沃斯田鐵，故為理想。
為了抑制集合組織發達並保持等軸的再結晶組織，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內的軋延後，應盡量抑制減少在Ar3℃以上且低於T1+30℃(理想係T1以上且低於T1+30℃)之溫度範圍內的加工量。所以，將Ar3℃以上且低於T1+30℃之溫度範圍內的累積軋縮率抑制在30%以下。在該溫度範圍內，為了確保優異的鋼板形狀，以10%以上之累積軋縮率為宜，而在欲進一步改善異向性及局部可變形性的情況下則以累積軋縮率10%以下為宜，且以0%較佳。即，在Ar3℃以上且低於T1+30℃之溫度範圍內，可不進行軋縮，又即便進行軋縮亦將累積軋縮率設在30%以下。
在Ar3℃以上且低於T1+30℃之溫度範圍內的累積軋縮率一大，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內再 結晶的沃斯田鐵便會因該軋延而伸展且晶粒形狀變成非等軸，又會因該軋延使應變蓄積而再度使集合組織發達。即，在本實施形態之製造條件中，藉由在第2熱軋延步驟中在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內及Ar3℃以上且低於T1+30℃之溫度範圍內兩方面控制軋延，可使沃斯田鐵均勻地、微細地且等軸地再結晶並控制鋼板的集合組織、金屬組織及異向性，進而可改善均勻可變形性及局部可變形性。又，藉由使沃斯田鐵均勻地、微細地且等軸地再結晶，可控制最終獲得之冷軋鋼板的金屬組織、集合組織及Lankford值等。
在第2熱軋延步驟中，若在低於Ar3℃之溫度範圍內進行軋延，或在Ar3℃以上且低於T1+30℃之溫度範圍內的累積軋縮率過大，沃斯田鐵的集合組織便會發達。其結果會造成最終獲得之冷軋鋼板在其板厚中央部無法滿足{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1為1.0以上且5.0以下之條件以及{332}<113>結晶方位的極密度D2為1.0以上且4.0以下之條件之至少一方。另一方面，在第2熱軋延步驟中，若在高於T1+200℃之溫度範圍內進行軋延，或在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內的累積軋縮率過小，會無法生成均勻且微細的再結晶而使金屬組織含有粗大粒或混粒、或金屬組織變成混粒。所以，超過35μm的晶粒之面積率及體積平均徑會增大。
又，一旦在低於Ar3(單位：℃)之溫度下結束第2熱軋延，在低於Ar3(單位：℃)且軋延結束溫度以上之溫度範圍 內，鋼會在沃斯田鐵及肥粒鐵之2相區域(2相溫度區)中被軋延。所以，鋼板的集合組織會發達且鋼板的異向性及局部可變形性顯著劣化。在此，第2熱軋延之軋延結束溫度若在T1以上，便可減低低於T1之溫度範圍中的應變量，進而較可減低異向性，其結果可進一步提高局部可變形性。所以，第2熱軋延之軋延結束溫度在T1以上亦可。
在此，軋縮率係從軋延荷重及板厚之測定等而得的實際結果，或可藉由計算求得。又，有關軋延溫度(例如上述各溫度範圍)，可藉由軋台間溫度計進行實測，或從線速及軋縮率等藉由顧及加工發熱的計算模擬來計算，或可藉由進行其兩者(實測及計算)而求得。又，上述之1道次中之軋縮率係相對於通過軋台前之入口板厚的1道次中之軋縮量(通過軋台前之入口板厚及通過軋台後之出口板厚的差)的百分率。累積軋縮率係以上述各溫度範圍內之軋延的最初道次前之入口板厚為基準，相對於該基準的累積軋縮量(上述各溫度範圍內之軋延的最初道次前之入口板厚及上述各溫度範圍內之軋延的最終道次後之出口板厚的差)的百分率。此外，冷卻中從沃斯田鐵至肥粒鐵的變態溫度Ar3單位為℃且可以下式6求得。而，如上述，雖難以定量顯示效果，但Al及Co亦會影響Ar3。
Ar3=879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P]………(式6)
而，在該式6中，[C]、[Mn]、[Si]及[P]分別為C、Mn、Si及P之質量百分率。
一次冷卻步驟
作為一次冷卻步驟，在上述大軋縮道次中之最終道次完畢後，令自該最終道次完畢至冷卻開始為止之等待時間為t(單位秒)時，以該等待時間t滿足下述式7的方式針對鋼板進行冷卻，且前述大軋縮道次係在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內之1道次的軋縮率為30%以上者。在此，式7中之t1可以下述式8求算。式8中之Tf係大軋縮道次中之最終道次完畢時的鋼板溫度(單位：℃)，P1係大軋縮道次中之最終道次的軋縮率(單位：%)。
t≦2.5×t1………(式7)
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式8)
該最後大軋縮道次後的一次冷卻會大幅影響最終獲得之冷軋鋼板的晶粒徑。又，藉由該一次冷卻，亦可將沃斯田鐵晶粒控制為等軸且粗大粒少(均勻尺寸)的金屬組織。所以，最終獲得之冷軋鋼板亦可成為等軸且粗大粒少(均勻尺寸)的金屬組織，又可控制集合組織及Lankford值等。又，可適當控制麻田散鐵的長軸短軸比、麻田散鐵的平均尺寸及麻田散鐵間之平均距離等。
式7右邊之值(2.5×t1)係表示沃斯田鐵之再結晶大致完畢之時間。一旦等待時間t超過式7右邊之值(2.5×t1)，已再結晶之晶粒便會顯著成長而使晶粒徑增加。所以，鋼板的強度、均勻可變形性及局部可變形性以及疲勞特性等會降低。因此，將等待時間t設為2.5×t1秒以下。若考慮到操作 性(例如形狀矯正或二次冷卻之控制性)，該一次冷卻亦可在軋台間進行。而，等待時間t之下限值為0秒以上。
此外，藉由將上述等待時間t限定在0秒以上且低於t1秒使其成為0≦t<t1，可大幅抑制晶粒的成長。此時，可將最終獲得之冷軋鋼板的體積平均徑控制在30μm以下。其結果，即便沃斯田鐵之再結晶未充分進行，仍可使鋼板特性尤其是均勻可變形性及疲勞特性等適當地提升。
另一方面，藉由將上述等待時間t限定在t1秒以上且2.5×t1秒以下使其成為t1≦t≦2.5×t1，可抑制集合組織的發達。此時，與上述等待時間t低於t1秒的條件相較之下，等待時間較長，因此體積平均徑會增加且沃斯田鐵的再結晶可充分進行使結晶方位得以隨機化。其結果，可適當改善鋼板之r值、異向性及局部可變形性等。
而，上述一次冷卻可在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內的軋台間進行，或在該溫度範圍內之最後軋台後進行。即，只要等待時間t滿足上述條件，亦可於上述大軋縮道次中之最終道次完畢後至一次冷卻開始為止之間，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內再次進行1道次之軋縮率為30%以下的軋延。又，進行一次冷卻後，只要1道次之軋縮率為30%以下，亦可在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內再次進行軋延。同樣地，進行一次冷卻後，只要累積軋縮率在30%以下，亦可在Ar3℃以上且T1+30℃以下(或Ar3℃以上且Tf℃以下)之溫度範圍內再次進行軋延。如此一來，為了控制最終獲得之熱延鋼 板的金屬組織，只要大軋縮道次後之等待時間t滿足上述條件，上述一次冷卻可任意在軋台間進行，亦可在軋台後進行。
在該一次冷卻中，冷卻溫度變化-即冷卻開始時之鋼板溫度(鋼溫)與冷卻結束時之鋼板溫度(鋼溫)之差-在40℃以上且在140℃以下為宜。只要該冷卻溫度變化在40℃以上，便較可抑制已再結晶之沃斯田鐵粒的粒成長。只要冷卻溫度變化在140℃以下，可較充分地進行再結晶且可適當地改善極密度。又，藉由將冷卻溫度變化限制在140℃以下，不僅可較容易地控制鋼板溫度，且可較有效果地控制變體選擇(變體限制)，亦可適當地抑制再結晶集合組織之發達。因此，此時較可提高等向性並可使成形性之方位依附性更小。冷卻溫度變化一旦超過140℃，再結晶的進行便會變得不夠充分而無法獲得目的集合組織，進而難以獲得肥粒鐵，且獲得之肥粒鐵的硬度增高，所以恐有鋼板的均勻可變形性及局部可變形性降低之虞。
又，一次冷卻之冷卻結束時的鋼板溫度T2宜在T1+100℃以下。一次冷卻之冷卻結束時的鋼板溫度T2若在T1+100℃以下，即可獲得較充分的冷卻效果。藉由該冷卻效果，可抑制晶粒成長且可進一步抑制沃斯田鐵粒的成長。
又，一次冷卻中之平均冷卻速度宜在50℃/秒以上。該一次冷卻中之平均冷卻速度若在50℃/秒以上，較可抑制已再結晶之沃斯田鐵粒的粒成長。另一方面，雖無特別規定平均冷卻速度之上限的必要，但從鋼板形狀的觀點看來， 平均冷卻速度在200℃/秒以下即可。
二次冷卻步驟
作為二次冷卻步驟，將上述第2熱軋延後及上述一次冷卻步驟後之鋼板冷卻至室溫以上且600℃以下之溫度範圍內。理想係在10℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度下，冷卻至室溫以上且600℃以下之溫度範圍內。當二次冷卻停止溫度在600℃以上且平均冷卻速度在10℃/秒以下時，鋼板表面酸化可能會進展而使表面劣化，又恐有冷軋鋼板之異向性增大且局部可變形性顯著降低之虞。在300℃/秒以下的平均冷卻速度進行冷卻之理由則是因為若以其條件以上的冷卻速度進行冷卻，恐會促進麻田散鐵變態而使強度大幅上升，難以進行冷軋延之虞。而，二次冷卻步驟之冷卻停止溫度下限雖無特別規定之必要，但若以水冷為前提之下，在室溫以上即可。又，上述第2熱軋延後及上述一次冷卻步驟後，宜在3秒以內開始二次冷卻。二次冷卻開始一旦超過3秒，恐有招致沃斯田鐵粗大化之虞。
捲取步驟
作為捲取步驟，如上述獲得熱延鋼板後，在室溫℃以上且600℃以下之溫度範圍內捲取該鋼板。若在600℃以上之溫度下捲取鋼板，恐有冷軋後之鋼板的異向性增大且局部可變形性顯著降低之虞。該捲取步驟後的鋼板具有均勻、微細且等軸的金屬組織、隨機指向的集合組織及優異的Lankford值。使用該鋼板來製造冷軋鋼板，可獲得高強度且均勻可變形性及局部可變形性之兩特性同時優異而且 Lankford值亦優異的冷軋鋼板。而，該捲取步驟後之鋼板的金屬組織中主要含有肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵等。
酸洗步驟
作為酸洗步驟，以除去表面鏽皮為目的，於捲取步驟後之鋼板施加酸洗。酸洗方法並未有特別限定，可為使用硫酸或硝酸等之常法的酸洗方法。
冷軋延步驟
作為冷軋延步驟，於酸洗步驟後之鋼板藉由冷軋延進行累積軋縮率為30%以上且70%以下之軋延。累積軋縮率在30%以下時，在後續步驟之加熱保持(退火)步驟中將難以引起再結晶而使等軸粒之面積率降低，並且退火後的晶粒會粗大化。累積軋縮率在70%以上時，在後續步驟之加熱保持(退火)步驟中集合組織會發達而使鋼板的異向性增強，且局部可變形性或Lankford值會劣化。
冷軋延步驟後，亦可因應需求進行整面軋延。藉由該整面軋延，可防止加工成形時產生的伸張應變，或可矯正鋼板形狀。
加熱保持(退火)步驟
作為加熱保持(退火)步驟，於冷軋延步驟後之鋼板進行加熱保持，該加熱保持係在750℃以上且900℃以下之溫度範圍內保持1秒以上且1000秒以下。在較750℃更低溫又低於1秒的加熱保持中，將無法充分進行從肥粒鐵往沃斯田鐵之逆變態，進而無法在後續步驟之冷卻步驟中獲得第二相 之麻田散鐵。所以，冷軋鋼板的強度及均勻可變形性會降低。另一方面，在溫度超過900℃且時間又超過1000秒的加熱保持中，沃斯田鐵晶粒會粗大化。所以，冷軋鋼板之粗大粒的面積率會增大。
三次冷卻步驟
作為三次冷卻步驟，在1℃/秒以上且12℃/秒以下的平均冷卻速度下，將加熱保持(退火)步驟後之鋼板冷卻至580℃以上且720℃以下之溫度範圍內。若在低於1℃/秒的平均冷卻速度下又在低於580℃之溫度下結束三次冷卻，會過度促進肥粒鐵變態，因此恐無法獲得變韌鐵及麻田散鐵之目的面積率，又亦有多量生成波來鐵之虞。若在超過12℃/秒的平均冷卻速度又在超過720℃之溫度下結束三次冷卻，恐有肥粒鐵變態變不充分之虞。所以，恐有最終獲得之冷軋鋼板的麻田散鐵面積率超過70%之虞。藉由在上述範圍內延遲平均冷卻速度且降低冷卻停止溫度，可適當提高肥粒鐵之面積率。
四次冷卻步驟
作為四次冷卻步驟，在4℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度下，將三次冷卻步驟後之鋼板冷卻至200℃以上且600℃以下之溫度範圍內。若在低於4℃/秒的平均冷卻速度又在超過600℃之溫度下結束三次冷卻，波來鐵可能會多量生成而最終無法獲得以面積率計1%以上之麻田散鐵。若在超過300℃/秒的平均冷卻速度下又在低於200℃之溫度下結束三次冷卻，麻田散鐵之面積率恐超過70%。若在該 平均冷卻速度之上述範圍內延遲平均冷卻速度，可提高變韌鐵面積率。另一方面，若在該平均冷卻速度之上述範圍內加速平均冷卻速度，可提高麻田散鐵面積率。又，亦可將變韌鐵之晶粒徑微化。
過度時效處理步驟
作為過度時效處理，令過度時效處理溫度為T2(單位℃)且依附於該過度時效處理溫度T2之過度時效處理保持時間為t2(單位秒)時，將四次冷卻步驟後之鋼板保持在過度時效處理溫度T2為200℃以上且600℃以下之溫度範圍內，且使過度時效處理保持時間t2滿足下述式9。本發明人等精闢研討的結果獲知：滿足下述式9時，最終獲得之冷軋鋼板的強度-延性(可變形性)平衡優異。該理由認為是因為對應於變韌鐵變態速度又滿足式9時，可適當地將麻田散鐵之面積率控制在1%以上且在70%以下。而，式9係以10為底數之常用對數。
log(t2)≦0.0002×(T2-425)2+1.18………(式9)
因應冷軋鋼板要求之特性來控制主相之肥粒鐵及變韌鐵、以及第二相之麻田散鐵之面積率即可。如上述，肥粒鐵主要可在三次冷卻步驟下控制，且變韌鐵及麻田散鐵主要可在四次冷卻步驟及過度時效處理步驟下控制。又，該等主相之肥粒鐵及變韌鐵、及第二相之麻田散鐵晶粒徑及其形狀大多依附於熱軋延時之沃斯田鐵的粒徑及形狀，又亦依附於冷軋延步驟以後之步驟。所以，例如麻田散鐵之面積率fM、麻田散鐵的平均尺寸dia、麻田散鐵間之平均距 離dis與鋼板之抗拉強度TS之關係的TS/fM×dis/dia之值可藉由複合地控制上述製造步驟而満足。
於過度時效處理步驟後因應需求捲取鋼板即可。如此一來可製造本實施形態之冷軋鋼板。
如此所製造之冷軋鋼板具有均勻、微細且等軸的金屬組織及隨機指向的集合組織，因此可成為高強度且均勻可變形性及局部可變形性之兩特性同時優異而且Lankford值亦優異的冷軋鋼板。
因應需求，亦可於過度時效處理步驟後之鋼板施加熔融鍍鋅。即便施加熔融鍍鋅，仍可充分維持冷軋鋼板的均勻可變形性及局部可變形性。
又，因應需求，亦可於已施加熔融鍍鋅之鋼板在450℃以上且600℃以下之溫度範圍內進行熱處理作為合金化處理。將合金化處理設在溫度450℃以上且600℃以下之理由是因為：在溫度450℃以下進行合金化處理時，將無法充分地進行合金化。又因為：一旦在600℃以上之溫度下進行熱處理，合金化會過度進展而有耐蝕性劣化之故。
而，亦可於所得之冷軋鋼板進行表面處理。例如，可於所得之冷軋鋼板適用電鍍、蒸鍍、鍍覆後之合金化處理、有機皮膜形成、薄膜層合、有機鹽類/無機鹽類處理、及非鉻處理等表面處理。即便進行上述表面處理，仍可充分維持均勻可變形性及局部可變形性。
又，因應需求，亦可進行回火處理作為再加熱處理。藉由該處理，使麻田散鐵軟化作為回火麻田散鐵即可。其 結果，主相之肥粒鐵及變韌鐵及第二相之麻田散鐵間之硬度差會變小，且擴孔或彎曲性等局部可變形性會提升。該再加熱處理之效果亦可藉由用以上述熔融鍍覆或合金化處理之加熱等而獲得。
實施例1
列舉本發明實施例來說明本發明之技術內容。而，本實施例中之條件係用以確認本發明之可實施性及效果所採用之一條件例，本發明並不受該一條件例限定。本發明只要在不脫離本發明主旨且可達成本發明目的之情況下，可採用各種條件。
就使用具有表1~表6所示之化學組成(殘餘部分係鐵及無法避免之雜質)之鋼S1~S135所檢討之結果加以說明。該等鋼熔製及鑄造後，直接加熱至900℃~1300℃之溫度範圍，或將暫時冷卻至室溫之鋼再加熱後再加熱至900℃~1300℃之溫度範圍，然後在表7~表16顯示之製造條件下進行熱軋延、冷軋延及溫度控制(冷卻或加熱保持等)，並獲得厚度2~5mm之冷軋鋼板。
表17~表26中顯示金屬組織、集合組織及機械特性等特徵點。而，在表中，將{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度顯示為D1，且將{332}<113>結晶方位的極密度顯示為D2。又，將肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵之面積分率分別顯示為F、B、fM、P及γ。又，將麻田散鐵的平均尺寸顯示為dia，且將麻田散鐵間之平均距離顯示為dis。又，在表中，硬度的標準差比 係表示關於肥粒鐵或變韌鐵之面積分率較高者，將其硬度的標準差除以其硬度平均值之值。
作為局部可變形性之指標係使用最終製品之擴孔率λ及90°V字彎曲之極限彎曲半徑(d/RmC)。彎曲試驗則係C方向彎曲。而，拉伸試驗(TS、u-EL及EL之測定)、彎曲試驗及擴孔試驗分別係依據JIS Z 2241、JIS Z 2248(V型塊90°彎曲試驗)及日本鋼鐵聯盟規格JFS T1001。又，使用前述EBSD，針對與板寬方向1/4位置之軋延方向平行(以板厚方向為法線)的板厚截面之5/8~3/8區域之板厚中央部，在0.5μm之測定節距下測定極密度。又，有關各方向之r值(Lankford值)係依據JIS Z 2254(2008)(ISO10113(2006))測定。而，表中之底線係顯示未滿足本發明之值，又化學成分之空欄表示無添加。
製造No.P1-P30、及P112-P214係有滿足本發明條件之實施例。該等實施例中，同時滿足TS≧440(單位：MPa)、TS×u-EL≧7000(單位：MPa‧%)、TS×λ≧30000(單位：MPa‧%)以及d/RmC≧1(無單位)之全部條件，可稱之為高強度且均勻可變形性及局部可變形性優異的冷軋鋼板。
另一方面，P31-P111係未滿足本發明條件之比較例。該等比較例中，未滿足TS≧440(單位：MPa)、TS×u-EL≧7000(單位：MPa‧%)、TS×λ≧30000(單位：MPa‧%)以及d/RmC≧1(無單位)之至少1條件。
產業上之可利用性
依據本發明，可獲得為高強度且均勻可變形性及局部可變形性之兩特性同時優異而且Lankford值亦優異的冷軋鋼板，因此在產業上之可利用性很高。

Claims (24)

  1. 一種冷軋鋼板，其特徵在於該鋼板之化學組成以質量%計，含有：C：0.01%以上且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、及Al：0.001%以上且2.0%以下；並限制成：P：0.15%以下、S：0.03%以下、N：0.01%以下、及O：0.01%以下，且殘餘部分係由鐵及無法避免之雜質所構成；在距離前述鋼板之表面5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部，{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且5.0以下，且{332}<113>結晶方位的極密度為1.0以上且4.0以下，前述平均極密度係以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、及{223}<110>各結晶方位的極密度之相加平均來表示者；相對於軋延方向成直角方向之Lankford值rC為0.70以上且1.50以下，且相對於前述軋延方向成30°方向之Lankford值r30為0.70以上且1.50以下；並且前述鋼板之金屬組織中存在複數晶粒，且該金屬組 織以面積率計含有合計30%以上且99%以下之肥粒鐵與變韌鐵以及1%以上且70%以下之麻田散鐵。
  2. 如申請專利範圍第1項之冷軋鋼板，其係在前述鋼板之化學組成中，以質量%計更含有1種以上之下述元素：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.001%以上且0.2%以下、B：0.0001%以上且0.005%以下、Mg：0.0001%以上且0.01%以下、稀土金屬：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.01%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、As：0.0001%以上且0.5%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Pb：0.0001%以上且0.2%以下、Y：0.001%以上且0.2%以下、及Hf：0.001%以上且0.2%以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述晶粒之 體積平均徑為5μm以上且30μm以下。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且4.0以下，且前述{332}<113>結晶方位的極密度為1.0以上且3.0以下。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述軋延方向之Lankford值rL為0.70以上且1.50以下，且相對於軋延方向成60°方向之Lankford值r60為0.70以上且1.50以下。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其係令：前述麻田散鐵之面積率為fM(單位面積%)、前述麻田散鐵的平均尺寸為dia(單位μm)、前述麻田散鐵間之平均距離為dis(單位μm)、及前述鋼板之抗拉強度為TS(單位MPa)時，滿足下述式1及式2：dia≦13μm………(式1) TS/fM×dis/dia≧500………(式2)。
  7. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其係令：前述麻田散鐵之面積率為fM(單位面積%)、及前述麻田散鐵之長軸為La及短軸為Lb時，滿足下述式3之前述麻田散鐵之面積率，係相對於前述麻田散鐵面積率fM在50%以上且100%以下：La/Lb≦5.0………(式3)。
  8. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述金屬組織以面積率計含有5%以上且80%以下之前述變韌鐵。
  9. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述麻田散鐵中含回火麻田散鐵。
  10. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述鋼板之前述金屬組織中的前述晶粒中，粒徑超過35μm的粗大晶粒之面積率為0%以上且10%以下。
  11. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其係在對主相之前述肥粒鐵或前述變韌鐵，針對100點以上之點進行硬度測定時，前述硬度的標準差除以前述硬度的平均值之值在0.2以下。
  12. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述鋼板之表面具備熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。
  13. 一種冷軋鋼板之製造方法，係對具有下述化學組成之鋼進行者：以質量%計含有：C：0.01%以上且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、及Al：0.001%以上且2.0%以下；並限制成：P：0.15%以下、S：0.03%以下、N：0.01%以下、及O：0.01%以下，且殘餘部分係由鐵及無法避免之雜質所構成；前述製造方法之特徵在於： 針對前述鋼在1000℃以上且1200℃以下之溫度範圍內進行第1熱軋延，使前述鋼之平均沃斯田鐵粒徑在200μm以下，且前述第1熱軋延含有至少1次以上之軋縮率40%以上的道次；針對前述鋼進行第2熱軋延，該第2熱軋延係在令以下述式4算出之溫度為T1(單位℃)及以下述式5算出之肥粒鐵變態溫度為Ar3(單位℃)時，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內含有軋縮率30%以上的大軋縮道次，而且T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內的累積軋縮率在50%以上，並將Ar3以上且低於T1+30℃之溫度範圍內的累積軋縮率限制在30%以下，又軋延結束溫度在Ar3以上；針對前述鋼進行一次冷卻，該一次冷卻係在令前述大軋縮道次中自最終道次完畢至冷卻開始之等待時間為t(單位秒)時，該等待時間t滿足下述式6且平均冷卻速度在50℃/秒以上，而冷卻開始時之鋼溫與冷卻結束時之鋼溫差的冷卻溫度變化為40℃以上且140℃以下，且前述冷卻結束時之鋼溫在T1+100℃以下；於前述第2熱軋延之結束後，將前述鋼進行二次冷卻至室溫℃以上且600℃以下之溫度範圍內；在室溫℃以上且600℃以下之溫度範圍內捲取前述鋼；酸洗前述鋼；在30%以上且70%以下之軋延率下將前述鋼冷軋 延；將前述鋼加熱至750℃以上且900℃以下之溫度範圍內並保持1秒以上且1000秒以下之時間；在1℃/秒以上且12℃/秒以下的平均冷卻速度下，將前述鋼進行三次冷卻至580℃以上且720℃以下之溫度範圍內；在4℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度下，將前述鋼進行四次冷卻至200℃以上且600℃以下之溫度範圍內；及當令過度時效處理溫度為T2(單位℃)以及依附於該過度時效處理溫度T2之過度時效處理保持時間為t2(單位秒)時，以下述來作為過度時效處理：於前述過度時效處理溫度T2在200℃以上且600℃以下之溫度範圍內、且使前述過度時效處理保持時間t2滿足下述式8來保持前述鋼；T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]………(式4)在此，[C]、[N]及[Mn]分別為C、N及Mn之質量百分率；Ar3=879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P]………(式5)而，在該式5中，[C]、[Mn]、[Si]、及[P]分別為C、Mn、Si及P之質量百分率；t≦2.5×t1………(式6)在此，t1係以下述式7表示： t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式7)在此，Tf係前述最終道次完畢時之前述鋼的攝氏溫度，且P1係前述最終道次中之軋縮率的百分率；log(t2)≦0.0002×(T2-425)2+1.18………(式8)。
  14. 如申請專利範圍第13項之冷軋鋼板之製造方法，其中前述鋼以質量%計更含有1種以上之下述元素作為前述化學組成：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.001%以上且0.2%以下、B：0.0001%以上且0.005%以下、Mg：0.0001%以上且0.01%以下、稀土金屬：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.01%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、As：0.0001%以上且0.5%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、 Pb：0.0001%以上且0.2%以下、Y：0.001%以上且0.2%以下、及Hf：0.001%以上且0.2%以下；且該製造方法係以下述式9算出之溫度作為前述T1，來替代前述以式4算出之溫度；T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式9)在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]分別為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V之質量百分率。
  15. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其中前述等待時間t更滿足下述式10：0≦t<t1………(式10)。
  16. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其中前述等待時間t更滿足下述式11：t1≦t≦t1×2.5………(式11)。
  17. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其係在前述第1熱軋延中進行至少2次以上之軋縮率40%以上的軋縮，並使前述平均沃斯田鐵粒徑在100μm以下。
  18. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其係於前述第2熱軋延結束後，在3秒以內開始前述二次冷卻。
  19. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其 係在前述第2熱軋延中令各道次間之前述鋼的溫度上升在18℃以下。
  20. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其中前述一次冷卻係在軋台間進行。
  21. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其中在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍內的軋延之最終道次為前述大軋縮道次。
  22. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其係在前述二次冷卻中，以10℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻前述鋼。
  23. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其係於前述過度時效處理後施加熔融鍍鋅。
  24. 如申請專利範圍第13或14項之冷軋鋼板之製造方法，其係於前述過度時效處理後施加熔融鍍鋅；且於前述熔融鍍鋅後在450℃以上且600℃以下之溫度範圍內進行熱處理。
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