TW201313914A - 具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明係一種具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，其以質量%計，係含有：C：大於0.01%且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4%以下、P：0.001~0.15%以下、S：0.0005~0.03%以下、Al：0.001%以上且2%以下、及N：0.0005~0.01%以下，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成；於由鋼板之表面起5/8~3/8的板厚範圍中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係6.5以下，且，{332}<113>之結晶方位的極密度係5.0以下；金屬組織以面積率計係含有大於5%之波來鐵，變韌鐵與麻田散鐵的和係限制為小於5%，且剩餘部分係由肥粒鐵所構成。

Description

具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板及其製造方法 技術領域

本發明係有關於具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板及其製造方法。

本申請案依據2011年7月27日，在日本申請之特願2011-164383號主張優先權，且在此引用其內容。

背景技術

為抑制來自汽車之二氧化碳排出量，正使用高強度鋼板，使汽車車體輕量化。又，為確保搭乘者之安全性，於汽車車體除了使用軟鋼板以外，使用高強度鋼板的情況亦增加。此外，今後，為更加推動汽車車體之輕量化，必須較以往更加提高高強度鋼板的強度規格。但，於外板零件使用高強度鋼板時，多使用於切割或切坯等，又，於底盤零件使用高強度鋼板時，多使用於衝孔加工等隨著剪切加工的加工法，正追求具優異精密衝孔性之鋼板。又，因於剪切加工後進行凸出成形(burring)等加工的情形亦增加，延伸凸緣性亦係與加工相關之重要特性。但，一般而言，若鋼板高強度化，則衝孔精度下降，延伸凸緣性亦下降。

如專利文獻1、2，相對於精密衝孔性，揭示了於軟質之狀態下進行衝孔，以期藉由熱處理或浸碳而高強度化者，但卻成為製造步驟變長，成本上升的一個因素。另一方面，如專利文獻3，揭示了一種藉由退火使雪明碳鐵球 狀化，以提升精密衝孔性的方法，但並未考量到兼具對汽車車體等之加工重要的延伸凸緣性。

對於相對於高強度化之延伸凸緣性，亦有人揭示了一種改善局部延性的鋼板之金屬組織控制法，非專利文獻1中揭示了藉由控制夾雜物或單一組織化，並降低組織間的硬度差，有效地得到彎曲性或延伸凸緣性。又，非專利文獻2中揭示了一種藉由控制熱軋之最後溫度、最後軋延之軋縮率及溫度範圍，促進沃斯田鐵之再結晶，抑制軋延集合組織的發達，將結晶方位隨機化，以提升強度、延性、延伸凸緣性之方法。

由非專利文獻1、2，可知藉使金屬組織或軋延集合組織均一化，可提升延伸凸緣性，但並未考量到兼具精密衝孔性與延伸凸緣性的情形。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本專利特公平3-2942號公報

專利文獻2：日本專利特公平5-14764號公報

專利文獻3：日本專利特公平2-19173號公報

非專利文獻

非專利文獻1：K. Sugimoto et al, 「ISIJ International」 (2000) Vol. 40, p. 920

非專利文獻2：岸田，「新日鐵技術情報」 (1999) No. 371, p. 13

發明概要

因此，本發明係有鑑於前述之問題點所思及者，目的係提供高強度，且具優異之延伸凸緣性與精密衝孔性的冷軋鋼板及可廉價並穩定地製造該鋼板之製造方法。

本發明人等藉由使高強度冷軋鋼板之成分及製造條件最適化，並控制鋼板的組織，成功地製造具優異強度、延伸凸緣性、精密衝孔性之鋼板。其要旨係如以下所述。

[1]一種具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，以質量%計，係含有：C：大於0.01%且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4%以下、P：0.001~0.15%以下、S：0.0005~0.03%以下、Al：0.001%以上且2%以下、及N：0.0005~0.01%以下，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成；於由鋼板之表面起5/8~3/8的板厚範圍中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係6.5以下，且，{332}<113>之結晶方位的極密度係5.0以下；金屬組織以面積率計係含有大於5%之波來鐵，變韌鐵與麻田散鐵的和係限制為小於5%，且剩餘部分係由肥粒鐵所構成。

[2]如[1]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，其更為波來鐵相之維克氏硬度係150HV以 上且300HV以下。

[3]如[1]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，其更為與軋延方向成直角方向之r值(rC)係0.70以上，與軋延方向成30°之r值(r30)係1.10以下，軋延方向之r值(rL)係0.70以上，且與軋延方向成60°之r值(r60)係1.10以下。

[4]如[1]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，其以質量%計，更含有下述之1種或2種以上；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、Rem：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%以下、Cr：0.001%以上且2%以下、V：0.001%以上且1%以下、Ni：0.001%以上且2%以下、Cu：0.001%以上且2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、W：0.001%以上且1%以下、As：0.0001%以上且0.5%、Co：0.0001%以上且1%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Pb：0.001%以上且0.1%以下、Y：0.001%以上且0.1%以下、及Hf：0.001%以上且0.1%以下。

[5]如[1]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，其更為於以板厚中央部為中央，且對已將板厚減少厚度至1.2mm的鋼板，以Φ10mm之圓形下衝頭及間隙為1%之圓形模具進行了衝孔時，衝孔端面的剪切面比率係90%以上。

[6]如[1]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高 強度冷軋鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層、或合金化熔融鍍鋅層。

[7]一種具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係對以質量%計，含有：C：大於0.01%且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4%以下、P：0.001~0.15%以下、S：0.0005~0.03%以下、Al：0.001%以上且2%以下、及N：0.0005~0.01%以下，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的鋼片，進行下述步驟：於1000℃以上且1200℃以下之溫度範圍下，進行1次以上軋縮率為40%以上之軋延的第1熱軋：於前述第1熱軋中使沃斯田鐵粒徑為200μm以下；於以下述式(1)規定之溫度T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度域下，進行至少1次1道次(pass)中軋縮率為30%以上之軋延的第2熱軋；於前述第2熱軋中之合計的軋縮率係50%以上；於前述第2熱軋中進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，以使等候時間t秒滿足下述式(2)來開始冷軋前冷卻，前述冷軋前冷卻中之平均冷卻速度係50℃/秒以上、溫度變化係40℃以上且140℃以下之範圍；進行軋縮率為40%以上且80%以下的冷軋；加熱至750~900℃之溫度域為止，並保持1秒以上且300秒以下；以1℃/s以上且10℃/s以下之平均冷卻速度進行冷軋後 1次冷卻至580℃以上且750℃以下的溫度域為止；以1秒以上且1000秒以下之間，溫度下降速度為1℃/s以下的條件下進行停留；以5℃/s以下之平均冷卻速度進行冷軋後2次冷卻；T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………式(1)

此處，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及V係各元素之含量(質量%)；t≦2.5×t1………式(2)

此處，t1係以下述式(3)所求得；t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)²-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………式(3)

此處，於上述式(3)中，Tf係軋縮率為30%以上之最終軋縮後鋼片的溫度，P1係30%以上之最終軋縮的軋縮率。

[8]如[7]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其微小於T1+30℃之溫度範圍中合計的軋縮率係30%以下。

[9]如[7]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式(2a)；t<t1………式(2a)

[10]如[7]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式(2b)； t1≦t≦t1×2.5………式(2b)

[11]如[7]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於輥架間開始前述冷軋前冷卻。

[12]如[7]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於進行了前述冷軋前冷卻之後、且進行前述冷軋前，以650℃以下捲取而製成熱軋鋼板。

[13]如[7]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於前述冷軋後，加熱至750~900℃之溫度域為止時，將室溫以上且650℃以下的平均加熱速度作為以下述式(5)所示之HR1(℃/秒)，並將大於650℃且至750~900℃為止的平均加熱速度作為以下述式(6)所示之HR2(℃/秒)；HR1≧0.3………式(5)

HR2≦0.5×HR1………式(6)

[14]如[7]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其更於表面施行熔融鍍鋅。

[15]如[14]記載之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於施行熔融鍍鋅後，更以450~600℃施行合金化處理。

依據本發明，可提供一種具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度鋼板。若使用該鋼板，將特別提升於加 工、使用高強度鋼板時的良率，降低成本等，對產業上的貢獻極為顯著。

圖式簡單說明

圖1係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖2係顯示{332}<113>方位群之極密度與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖3係顯示與軋延方向成直角方向之r值(rC)與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖4係顯示軋延方向之30°的r值(r30)與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖5係顯示軋延方向之r值(rL)與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖6係顯示軋延方向之60°的r值(r60)與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖7係顯示硬質相分率與衝孔端面之剪切面率的關係。

圖8係顯示粗軋延後之沃斯田鐵粒徑及與軋延方向成直角方向之r值(rC)的關係。

圖9係顯示粗軋延後之沃斯田鐵粒徑與軋延方向的30°之r值(r30)的關係。

圖10係顯示粗軋延中40%以上之軋延次數與粗軋延之沃斯田鐵粒徑的關係。

圖11係顯示T1+30~T1+150℃之軋縮率與{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值的關係。

圖12係連續熱軋線之說明圖。

圖13係顯示T1+30~T1+150℃之軋縮率與{332}<113>的結晶方位之極密度的關係。

圖14係顯示本發明鋼與比較鋼之剪切面率與強度×擴孔率的關係。

用以實施發明之形態

以下詳細地說明本發明之內容。

(結晶方位)

本發明中特別重要的係：於由鋼板之表面起5/8~3/8的板厚範圍中，{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係6.5以下，且，{332}<113>之結晶方位的極密度係5.0以下。如圖1所示，若由鋼板之表面起5/8~3/8板厚範圍中進行X射線繞射，求出各方位之極密度時的{100}<011>~{223}<110>方位群之平均值係6.5以下(以4.0以下為佳)，將滿足最近所要求之底盤零件的加工必要之抗拉強度×擴孔率≧30000。大於6.5時，鋼板之機械特性的異向性變得極強，即便僅改善某方向之擴孔性，但與其相異方向上的材質仍顯著地無法滿足底盤零件加工必要之抗拉強度×擴孔率≧30000。另一方面，雖於現行之一般連續熱軋步驟中不易實現，但小於0.5時，有擴孔性劣化的疑慮。

[0014]{100}<011>~{223}<110>方位群所含之方位係{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>。

極密度係與X射線隨機強度比同義。極密度(X射線隨機強度比)係指，藉由於相同條件下使用X射線繞射法等測定未具有朝特定方位之累積的標準試料與被測材料之X射線強度，所得之被測材料的X射線強度除以標準試料之X射線強度後的數值。該極密度係使用X射線繞射或EBSD(反向散射電子束繞射：Electron Back Scattering Diffraction)等裝置測定。又，亦可使用EBSP(電子背向散射圖樣：Electron Back Scattering Pattern)法、或ECP(電子通道型樣：Electron Channeling Pattern)法之任一者測定。可由依據{110}極圖藉由向量法計算之3維集合組織、或使用{110}、{100}、{211}、{310}之極圖中複數的極圖(以3個以上為佳)，以級數展開法計算的3維集合組織求得。

例如，前述各結晶方位之極密度，可直接使用3維集合組織(ODF)的 2=45°截面中(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、(223)[1-10]之各強度。

{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係指前述各方位之極密度的相加平均。於無法得到前述之全部方位的強度時，亦可以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各方位的極密度之相加平均代替。

更由相同之理由，如圖2所示，由鋼板之表面起5/8~3/8板厚範圍中板面的{332}<113>之結晶方位的極密度為5.0以下(以3.0以下為佳)時，滿足最近所要求之底盤零件 的加工必要之抗拉強度×擴孔率≧30000。其大於5.0時，鋼板之機械特性的異向性變得極強，即便僅改善某方向之擴孔性，但與其相異方向上的材質仍顯著地劣化，無法確實地滿足底盤零件加工必要之抗拉強度×擴孔率≧30000。另一方面，雖於現行之一般連續熱軋步驟中不易實現，但小於0.5時，有擴孔性劣化的疑慮。

以上所述之結晶方位的極密度對改善擴孔性係為重要之理由尚未明確，但推測與擴孔加工時結晶的滑動行為有關。

用於X射線繞射之試料係藉由機械研磨等，將鋼板由表面削減至預定的板厚，接著，藉由化學研磨或電解研磨等去除應變，同時，依據上述之方法調整試料並測定，使板厚之3/8~5/8的範圍中適當之面成為測定面。

當然，不僅是板厚1/2附近，儘量使較多之厚度範圍滿足上述之極密度的限定，擴孔性將變得更為良好。然而，藉由於由鋼板之表面起板厚3/8~5/8的範圍進行測定，可大致代表鋼板全體的材質特性。因此，將板厚之5/8~3/8規定為測定範圍。

另外，以{hkl}<uvw>表示之結晶方位係指鋼板面之法線方向與<hkl>平行，且軋延方向與<uvw>平行之意。結晶之方位通常係以[hkl]或{hkl}表示垂直於板面的方位，以(uvw)或<uvw>表示與軋延方向平行之方位。{hkl}、<uvw>係等價之面的總稱，[hkl]、(uvw)係指各個結晶面。換言之，於本發明中，因以體心立方結構作為對象，故例 如，(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面係等價而無法作出區別。此時，將該等向位總稱為{111}。ODF標示亦使用於其他對稱性低之結晶構造的方位標示，故一般係以[hkl](uvw)表示各個方位，但於本發明中[hkl](uvw)與{hkl}<uvw>係同義。利用X射線之結晶方位的測定，係依據例如，新版CullityX射線繞射要論(1986年發行，松村源太郎譯，股份公司AGNE出版)之第274~296頁記載的方法進行。

(r值)

與軋延方向成直角方向之r值(rC)，於本發明中係為重要。換言之，本發明人等經致力檢討後，結果，發現即使上述之各個結晶方位的極密度係為適當，仍未必能得良好之擴孔性。如圖3所示，與前述極密度同時，rC需係0.70以上。rC之上限並未特別限定，但若(rC)為1.10以下，可得較優異之擴孔性。

與軋延方向成30°方向之r值(r30)，於本發明中係為重要。換言之，本發明人等經致力檢討後，結果，發現即使上述各個結晶方位的極密度係為適當，仍未必能得良好之擴孔性。如圖4所示，與前述X射線強度同時，r30需係1.10以下。r30之下限並未特別限定，但若r30為0.70以上，可得較優異之擴孔性。

本發明人等致力檢討後，結果，發現不僅是上述之各個結晶方位的X射線隨機強度比與rC、及r30，如圖5、圖6，若軋延方向之r值(rL)、與軋延方向成60°方向之r值 (r60)，分別係rL≧0.70、及r60≦1.10，可更良好地滿足抗拉強度×擴孔率≧30000。

上述之rL值的上限及r60值之下限並未特別限定，但若rL為1.00以下、r60為0.90以上，可得更優異之擴孔性。

上述之各r值可藉由使用有JIS5號抗拉試驗片的抗拉試驗評價。拉伸應變於高強度鋼板的情況，通常係5~15%之範圍內，於均勻伸長之範圍內評價即可。另，一般而言，集合組織與r值相關係眾所周知，於本發明中，關於既述之結晶方位的極密度之限定與關於r值之限定係互不同義，若未同時滿足兩者的限定，則無法得到良好之擴孔性。

(金屬組織)

接著，說明本發明鋼板之金屬組織。本發明之鋼板的金屬組織，以面積率計，含有大於5%之波來鐵，變韌鐵與麻田散鐵的和限制為小於5%，剩餘部分係肥粒鐵。高強度鋼板中，為提高其強度，常使用於肥粒鐵相中配置有強度高之第二相的複合組織。該等組織通常係以肥粒鐵．波來鐵、肥粒鐵．變韌鐵或肥粒鐵．麻田散鐵等所構成，若第二相分率為一定，越為硬質第二相之硬度硬的低溫變態相，鋼板之強度越提升。但，低溫變態相越硬，與肥粒鐵之變形能的差越顯著，因衝孔加工中產生肥粒鐵與低溫變態相的應力集中，於衝孔部產生斷裂面，衝孔精密性下降。

特別是，於變韌鐵及麻田散鐵分率之和以面積率計為5%以上時，如圖7所示，會低於高強度鋼板之精密衝 孔的較佳剪切面比率90%。又，波來鐵分率為5%以下時強度會下降，且會低於作為高強度冷軋鋼板之基準的500MPa。因此，本發明中將變韌鐵及麻田散鐵分率之和設為小於5%，將波來鐵分率設為大於5%，並將剩餘部分設為肥粒鐵。變韌鐵及麻田散鐵亦可為05。因此，可知本發明之鋼板的金屬組織除了由波來鐵與肥粒鐵所構成之形態的波來鐵與肥粒鐵以外，亦可為包含有變韌鐵及麻田散鐵之任一者的形態、除了波來鐵與肥粒鐵以外，包含變韌鐵及麻田散鐵兩者的形態。

另外，波來鐵分率變高時，強度雖變高，但剪切面比率減少。波來鐵分率以小於30%為佳。波來鐵分率為30%時，雖可達成剪切面比率90%以上，但若波來鐵分率小於30%，可達成95%以上之剪切面比率，更加提升精密衝孔性。

(波來鐵相之維克氏硬度)

波來鐵相之硬度將影響抗拉特性與衝孔精密性。隨著波來鐵相之維克氏硬度上升，強度提升，但波來鐵相之維克氏硬度大於300HV時，衝孔精密性下降。為得良好之抗拉強度-擴孔性均衡、及衝孔精密性，將波來鐵相之維克氏硬度設為150HV以上且300HV以下。另，維克氏硬度係使用微維克氏測定機測定者。

又，本發明中，以衝孔端面之剪切面比率[=剪切面之長度/(剪切面之長度+斷裂面之長度)]評價鋼板的精密衝孔性。以板厚中央部為中央，且對已將板厚減少厚度至1.2mm之鋼板，以Φ10mm之圓形下衝頭及間隙為1%之圓形 模具進行衝孔，再相對於衝孔端面之全周進行剪切面與斷裂面長度的計測。並且，使用衝孔端面之全周中的剪切面之長度的最小值，定義剪切面比率。

另外，板厚中央部最容易受到中心偏析之影響。若於板厚中央部具有預定之精密衝孔性，可知於板厚全體可滿足預定之精密衝孔性。

(鋼板之化學成分)

接著，說明本發明之高強度冷軋鋼板的化學成分之限定理由。另，含量之%係質量%。

C：大於0.01~0.4%

C係有助提升母材強度之元素，但亦係使成為擴孔時之破裂起點的雪明碳鐵(Fe3C)等鐵系碳化物生成之元素。C之含量為0.01%以下時，無法得到利用低溫變態生成相之組織強化的強度提升效果。含有大於0.4%時，中心偏析變得顯著，衝孔加工時成為二次剪切面之破裂起點的雪明碳鐵(Fe3C)等鐵系碳化物增加，衝孔性劣化。因此，C之含量係限定為大於0.01%且0.4%以下之範圍。又，考量到提升強度及與延性之均衡，C之含量以0.20%以下為佳。

Si：0.001~2.5%

Si係有助於提升母材強度之元素，因亦有作為熔融鋼之脫氧材的功用，故可視需要添加。Si含量於添加有0.001%以上時可發揮前述效果，但即使添加大於2.5%，有助於提升強度的效果係達飽和。因此，Si含量限定於0.001%以上且2.5%以下之範圍。又，藉由添加大於0.1%之Si，隨著其 含量之增加，抑制材料組織中之雪明碳鐵等鐵系碳化物的析出，有助於提升強度與提升擴孔性。又，該Si大於1%時，抑制鐵系碳化物之析出的效果係達飽和。因此，Si含量之較佳範圍係大於0.1~1%。

Mn：0.01~4%

Mn係有助於藉由固溶強化及淬火硬化提升強度之元素，可視需要添加。Mn含量小於0.01%時無法得到該效果，添加大於4%時該效果係達飽和。因此，Mn含量係限定於0.01%以上且4%以下之範圍。又，於為抑制因S產生之熱破裂而未充分地添加Mn以外的元素時，以添加使Mn含量([Mn])與S含量([S])以質量%計成為[Mn]/[S]≧20之Mn量為佳。此外，Mn係隨著其含量之增加，使沃斯田鐵域溫度於低溫側擴大，提升可硬化性，使凸出成形性優異之連續冷卻變態組織容易形成的元素。該效果因於Mn含量小於1%時不易發揮，故以添加1%以上為佳。

P：0.001~0.15%以下

P係熔鐵中所含之不純物，係於粒界偏析，隨著含量之增加使韌性下降的元素。因此，P含量越低越佳，因含有大於0.15%時，將對加工性或熔接性造成不良影響，故設為0.15%以下。特別是，考量到擴孔性或熔接性時，P含量以0.02%以下為佳。於現行之一般的精煉(包含二次精煉)下，下限係設為可能之0.001%。

S：0.0005~0.03%以下

S係熔鐵中所含之不純物，含量越多時，不僅引起熱軋 時的破裂，亦係使擴孔性劣化之A系夾雜物生成的元素。因此，需極力減少S之含量，但因0.03%以下係可容許之範圍，故設為0.03%以下。但，於需要某程度之擴孔性時，S含量以0.01%以下為佳，較佳者係0.005%以下。於現行之一般的精煉(包含二次精煉)下，下限係設為可能之0.0005%。

Al：0.001~2%

Al係為了鋼之精煉步.驟中的熔融鋼脫氧，需添加0.001%以上，但因將導致成本上升，故將其上限設為2%。又，於過於大量地添加Al時，因增大非金屬夾雜物，使延性及韌性劣化，故以0.06%以下為佳。更佳者是0.04%以下。又，為與Si同樣地，得到抑制於材料組織中之雪明碳鐵等鐵系碳化物的析出之效果，以含有0.016%以上為佳。因此，更佳者是0.016%以上且0.04%以下。

N：0.0005~0.01%以下

N之含量雖應極力減少，但0.01%以下係可容許的範圍。但，由耐時效性之觀點來看，以0.005%以下更佳。於現行之一般的精煉(包含二次精煉)下，下限係設為可能之0.0005%。

此外，亦可含有自以往為了提升擴孔性以控制夾雜物、微細化析出物所使用之元素Ti、Nb、B、Mg、Rem、Ca、Mo、Cr、V、W、Zr、Cu、Ni、As，Co，Sn、Pb，Y、Hf的任1種或2種以上。

Ti、Nb、B因透過碳、氮之固定、析出強化、組織控制、細粒強化等機構改善材質，故可視需要，以添加 0.001%之Ti、0.001%之Nb、0.0001%以上之B為佳。以0.01%之Ti、0.005%以上之Nb較佳。但，即使過度地添加，仍無特別之效果，甚至將導致加工性或製造性劣化，故分別將其等上限設為0.2%之Ti、0.2%之Nb、0.005%之B。以0.003%之B以下為佳。

Mg、Rem、Ca係使夾雜物無害化之重要添加元素。將各元素之下限設為0.0001%。較佳之下限係Mg為0.0005%、Rem為0.001%、Ca為0.0005%。另一方面，因過剩添加將導致清淨度惡化，故將Mg之上限設為0.01%、Rem之上限設為0.1%、Ca之上限設為0.01%。以Ca為0.01%以下為佳。

Mo、Cr、Ni、W、Zr、As因有有效提高機械強度、或改善材質之效果，故可視需要添加Mo、Cr、Ni、W各0.001%以上、Zr、As各添加0.0001%以上。較佳之下限，係0.01%之Mo、0.01%之Cr、0.05%之Ni、0.01%之W。但，因過度之添加反倒使加工性劣化，故分別將該等之上限設為1.0%之Mo、2.0%之Cr、2.0%之Ni、1.0%之W、0.2%之Zr、0.5%之As。以0.05%以下之Zr為佳。

V及Cu與Nb、Ti同樣係對析出強化有效，且相較於Nb、Ti元素起因於添加之強化的局部變形能之劣化程度小，於需高強度且更佳之擴孔性時，係較Nb或Ti更有效的添加元素。因此，將V及Cu之下限設為0.001%。以0.01%以上為佳。因過剩添加將導致加工性劣化，故將V之上限設為1.0%，將Cu之上限設為2.0%。以V為0.5%以下為佳。

Co將使γ→α變態點顯著地上升，故特別於施行Ar3點以下之熱軋時係有效的元素。為得該效果，將下限設為0.0001%。以0.001%以上為佳。但，因過多時熔接性變差，故將上限設為1.0%。以0.1以下%為佳。

Sn、Pb係有效提升鍍敷性之濕潤性或密著性的元素，可分別添加0.0001%、0.001%以上。以Sn為0.001%以上為佳。但，過多時因容易產生製造時之瑕疵、或造成韌性下降，故分別將上限設為0.2%、0.1%。以Sn為0.1%以下為佳。

Y、Hf係有效提升耐蝕性之元素，可添加0.001%~0.10%。任一者若小於0.001%，則未發現效果，添加大於0.10%時，因擴孔性劣化，故將上限設為0.10%。

(表面處理)

另外，本發明之高強度冷軋鋼板亦可具有於以上說明之冷軋鋼板表面經進行熔融鍍鋅處理的熔融鍍鋅層、或於鍍敷後經進行合金化處理的合金化鍍鋅層。藉由具有如此之鍍敷層，並未損及本發明之優異延伸凸緣性與精密衝孔性。又，即使具有形成有機皮膜、積層薄膜、經有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等之表面處理層的任一者，仍可得本發明之效果。

(鋼板之製造方法)

接著，敘述本發明之鋼板的製造方法。

為實現優異之延伸凸緣性及精密衝孔性，隨著極密度形成隨機之集合組織、及、滿足各方向之r值的條件之鋼板係為 重要。以下記述用以同時滿足該等製造條件的詳細內容。

熱軋之前的製造方法並未特別限定。換言之，於利用豎爐或電爐等熔製後，緊接著進行各種2次精煉調整至成為上述之成分，接著，除了利用通常之連續鑄造、鑄錠法鑄造以外，亦可以薄扁鋼胚鑄造等向法鑄造。於連續鑄造時，可於一度冷卻至低溫後，再加熱後進行熱軋，亦可連續地熱軋鑄造扁鋼胚。原料亦可使用廢料。

(第1熱軋)

將由加熱爐抽出之扁鋼胚於第1熱軋的粗軋延步驟中進行粗軋延，得到粗輥。本發明鋼板需滿足以下之要件。首先，粗軋延後之沃斯田鐵粒徑，即，最後軋延前之沃斯田鐵粒徑係為重要。以最後軋延前之沃斯田鐵粒徑小為佳，若為200μm以下，將十分有助於結晶粒之微細化及均質化，可使之後的步驟中做入之麻田散鐵微細且均一地分散。

於最後軋延前為得到200μm以下之沃斯田鐵粒徑，需於1000~1200℃之溫度域下的粗軋延中，進行1次以上軋縮率40%以上的軋延。

最後軋延前之沃斯田鐵粒徑以100μm以下為佳，為得該粒徑，進行2次以上40%以上的軋延。但，大於70%之軋縮、或大於10次之粗軋延，有軋延溫度下降、或過剩地生成鏽皮的疑慮。

如此，於使最後軋延前之沃斯田鐵粒徑為200μm以下時，最後軋延中促進沃斯田鐵的再結晶，特別是rL值、r30值受到控制，有效地改善擴孔性。

該理由推測係因粗軋延後(即，最後軋延前)之沃斯田鐵粒界作為最後軋延中的再結晶核之1產生機能。粗軋延後之沃斯田鐵粒徑係盡可能地快速冷卻進入最後軋延前之鋼板片(例如，以10℃/秒以上冷卻)，蝕刻鋼板片之截面，使沃斯田鐵粒界浮起突出，再以光學顯微鏡觀察確認。此時，以50倍以上之倍率觀察20視野以上，並以影像解析或計點法測定沃斯田鐵粒徑。

為使rC、r30滿足前述預定之值，粗軋延後，即最後軋延前的沃斯田鐵粒徑係為重要。如圖8、圖9所示，以最後軋延前之沃斯田鐵粒徑小為佳，發現若為200μm以下，即可滿足前述的值。

(第2熱軋)

於結束粗軋延步驟(第1熱軋)後，開始第2熱軋之最後軋延步驟。自粗軋延步驟結束至最後軋延步驟開始的時間以150秒以下為佳。

於最後軋延步驟(第2熱軋)中，以將最後軋延開始溫度設為1000℃以上為佳。最後軋延開始溫度小於1000℃時，於各最後軋延道次中，賦與軋延對象之粗輥的軋延溫度低溫化，成為未再結晶溫度域下之軋縮，集合組織發達，等向性劣化。

另外，最後軋延開始溫度之上限並未特別限定。但，為1150℃以上時，因最後軋延前及道次間，於鋼板基質鐵與表面鏽皮之間，有產生成為鱗狀之紡錘鏽皮缺陷的起點之氣泡的疑慮，故以小於1150℃為佳。

最後軋延中，以藉由鋼板之成分組成所決定的溫度作為T1，於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域中，至少進行1次1道次30%以上的軋延。又，最後軋延中，將合計之軋縮率設為50%以上。藉由滿足該條件，由鋼板之表面起5/8~3/8的板厚範圍之{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係6.5以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係5.0以下。藉此，可確保優異之凸緣性及精密衝孔性。

此處，T1係以下述式(1)算出之溫度。

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、及V係各元素之含量(質量%)。另，Ti、B、Cr、Mo、V於未含有時，係以0計算。

於圖10及圖11顯示各溫度域中軋縮率與各方位之極密度的關係。如圖10與圖11所示，T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域中的大軋縮與之後之T1以上、小於T1+30℃下的輕軋縮，係如後述之實施例的表2、3中所見，控制由鋼板之表面起5/8~3/8的板厚範圍中之{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、{332}<113>之結晶方位的極密度，將飛躍性地改善最終製品之擴孔性。

T1溫度本身係由經驗上求得者。發明人等藉由實驗經驗性地觀察得知以T1溫度作為基準，可促進各鋼之 沃斯田鐵域下的再結晶。為得更良好之擴孔性，累積大軋縮造成的應變係為重要，於最後軋延中，合計之軋縮率需為50%以上。此外，以取得70%以上之軋縮為佳，另一方面，於取得大於90%之軋縮率時，將確保溫度或附加過大之軋延負載。

於T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域下的合計軋縮率小於50%時，熱軋中累積之軋延應變並不充分，未充分地進行沃斯田鐵的再結晶。因此，集合組織發達，等向性劣化。合計軋縮率為70%以上時，即使考量到起因於溫度變動等之差異，仍可得充分的等向性。另一方面，合計軋縮率大於90%時，因加工發熱，不易成為T1+200℃以下之溫度域，又，有軋延負載增加，軋延變得困難的疑慮。

最後軋延中，為僅促進因累積之應變的開放造成的均一之再結晶，於T1+30℃以上且T1+200℃以下，進行至少1次1道次30%以上的軋延。

另外，為促進因累積之應變的開放造成的均一之再結晶，需儘量減少小於T1+30℃的溫度域下之加工量。因此，小於T1+30℃之軋縮率以30%以下為佳。由板厚精度或板形狀之觀點來看，以10%以下之軋縮率為佳。於較重視擴孔性時，小於T1+30℃之溫度域下的軋縮率以0%為佳。

最後軋延以T1+30℃以上結束為佳。T1以上且小於T1+30℃之溫度域中的軋縮率大時，好不容易再結晶之沃斯田鐵粒展開，於停留時間短時，再結晶未充分地進行， 造成擴孔性劣化。換言之，本申請案發明之製造條件係藉於最後軋延中使沃斯田鐵均一、微細地再結晶，以控制製品的集合組織，改善擴孔性。

軋延率可藉由軋延負載、板厚測定等，以實際記錄或計算求得。溫度可以架間溫度計實際測量，又，可由線速或軋縮率等考量到加工發熱的模擬計算得到。藉此，可輕易地確認是否進行本發明中規定之軋延。

於Ar3變態溫度以上結束如以上地進行之熱軋(第1、2熱軋)。於Ar3以下結束熱軋時，將成為於沃斯田鐵與肥粒鐵之2相域軋延，對{100}<011>~{223}<110>方位群的累積變強。結果，擴孔性顯著地劣化。

此外，分別將軋延方向之rL及軋延方向之60°的r60設為rL≧0.70、r60≦1.10，為得更良好之強度與滿足擴孔≧30000時，以將T1+30℃以上、T1+200℃以下之軋縮時的最大加工發熱量，即利用軋縮之溫度上升程度(℃)抑制為18℃以下為佳。為此，以使用架間冷卻等為佳。

(冷軋前冷卻)

於最後軋延中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，以使等候時間t秒滿足下述式(2)來開始冷軋前冷卻。

t≦2.5×t1………式(2)

此處，t1係以下述式(3)求得。

t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………式(3)

此處，於前述式(3)中，Tf係軋縮率為30%以上之最終 軋縮後的鋼片之溫度，P1係30%以上之最終軋縮的軋縮率。

另外，“軋縮率為30%以上之最終軋縮”係指，於最後軋延進行之複數道次的軋延中，於軋縮率為30%以上之軋延中最後進行的軋延。例如，於最後軋延進行之複數道次的軋延中，於最終段進行之軋延的軋縮率為30%以上時，於該最終段進行之軋延係“軋縮率為30%以上之最終軋縮”。又，於最後軋延進行之複數道次的軋延中，於最終段之前進行的軋延之軋縮率係30%以上，於進行最終段之前進行的軋延(軋縮率為30%以上之軋延)後，未進行軋縮率為30%以上之軋延時，於該最終段之前進行的軋延(軋縮率為30%以上之軋延)係“軋縮率為30%以上之最終軋縮”。

於最後軋延中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，至冷軋前1次冷卻開始的等候時間t秒係對沃斯田鐵粒徑有很大之影響。換言之，對鋼板之等軸粒分率、粗粒面積率賦與很大的影響。

等候時間t大於t1×2.5時，再結晶係幾乎已結束，且結晶粒顯著地成長，粗粒化進行，r值及延伸下降。

藉使等候時間t秒更滿足下述式(2a)，可優先地抑制結晶粒之成長。結果，即使未充分地進行再結晶，仍可充分地提升鋼板的延伸，同時，可提升疲勞特性。

t<t1………式(2a)

另一方面，藉使等候時間t秒更滿足下述式(2b)，再結晶化將充分地進行，結晶方位隨機化。因此，可充分地提升鋼板之延伸，同時，可大幅地提升等向性。

t1≦t≦t1×2.5………式(2b)

此處，如圖12所示，連續熱軋線1中，經加熱炉爐加熱至預定溫度之鋼片(扁鋼胚)係依序以粗軋延機2、最後軋延機3軋延，成為具預定厚度之熱軋鋼板4，送出至輸送台5。本發明之製造方法中，於以粗軋延機2進行的粗軋延步驟(第1熱軋)中，以1000℃以上且1200℃以下之溫度範圍，對鋼片(扁鋼胚)進行1次以上的軋縮率40%以上之軋延。

如此，經以粗軋延機2軋延成預定厚度之粗輥，接著，以最後軋延機3的複數輥架6進行最後軋延(第2熱軋)，成為熱軋鋼板4。並且，最後軋延機3中，於溫度T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域，進行至少1次1道次30%以上的軋延。又，最後軋延機3中，合計之軋縮率係50%以上。

此外，最後軋延步驟中，於進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，以使等候時間t秒滿足前述式(2)、或前述式(2a)、(2b)之任一者來開始冷軋前1次冷卻。該冷軋前1次冷卻之開始係藉由配至於最後軋延機3的各輥架6間之架間冷卻噴嘴10、或配置於輸送台5之冷卻噴嘴11進行。

例如，僅於配置於最後軋延機3之前段(圖12中左側，軋延之上游側)的輥架6中進行軋縮率為30%以上之最終軋縮，且未於配置在最後軋延機3之後段(圖12中右側，軋延之下游側)的輥架6中，進行軋縮率為30%以上之軋延時，藉由配置於輸送台5的冷卻噴嘴11進行冷軋前1次冷卻之開始，有等候時間t秒未滿足前述式(2)、或前述式(2a)、(2b)的情形。此時，藉由配置於最後軋延機3之各輥架6間的架 間冷卻噴嘴10，開始冷軋前1次冷卻。

又，例如，於配置於最後軋延機3之後段(圖12中右側，軋延之下游側)的輥架6中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮時，即使藉由配置於輸送台5之冷卻噴嘴11進行冷軋前1次冷卻之開始，亦有等候時間t秒滿足前述式(2)、或前述式(2a)、(2b)的可能性。此時，亦可藉由配置於輸送台5之冷卻噴嘴11開始冷軋前1次冷卻。當然，若於進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，亦可藉由配置於最後軋延機3的各輥架6間之架間冷卻噴嘴10，開始冷軋前1次冷卻。

此外，該冷軋前1次冷卻係進行50℃/秒以上之平均冷卻速度下，溫度變化(溫度降下)為40℃以上且140℃以下的冷卻。

於溫度變化小於40℃時，再結晶後之沃斯田鐵粒將粒成長，低溫韌性劣化。藉設為40℃以上，可抑制沃斯田鐵粒的粗大化。小於40℃時，未能得到該效果。另一方面，大於140℃時，再結晶變得不充分，將不易得到所期之隨機集合組織。又，亦不易得到對延伸有效的肥粒鐵相，且肥粒鐵相之硬度變高，擴孔性亦劣化。又，溫度變化大於140℃時，有超越至Ar3變態點溫度以下的疑慮。此時，即使為由再結晶沃斯田鐵之變態，變化選擇少，結果，仍形成集合組織，等向性下降。

於冷軋前冷卻下之平均冷卻速度小於50℃/秒時，再結晶後之沃斯田鐵粒將粒成長，低溫韌性劣化。平均冷卻速度之上限並未特別規定，但由鋼板形狀之觀點來 看，以200℃/秒以下為適當。

又，如先前說明之，為促進均一之再結晶，以儘量減少小於T1+30℃之溫度域下的加工量為佳，以小於T1+30℃之溫度域下的軋縮率為30%以下為佳。例如，於如圖12所示之連續熱軋線1的最後軋延機3中，於通過配置於前段側(圖12中左側，軋延之上游側)之1或2以上的輥架6時，係鋼板為T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域，且通過配置於其後段側(圖12中右側，軋延之下游側)之1或2以上的輥架6時，係鋼板為小於T1+30℃之溫度域時，以通過配置於其後段側(圖12中右側，軋延之下游側)之1或2以上的輥架6時，不進行軋縮、或即使進行軋縮，小於T1+30℃中之軋縮率以合計係30%以下為佳。由板厚精度或板形狀的觀點來看，以小於T1+30℃中之軋縮率以合計係10%以下的軋縮率為佳。於更追求等向性時，以小於T1+30℃之溫度域中的軋縮率為0%為佳。

於本發明製造方法中，並未特別限定軋延速度。但，最後軋延之最終架側的軋延速度小於400mpm時，γ粒成長而粗大化，用以得到延性之肥粒鐵的可析出領域減少，有延性劣化之疑慮。雖未特別限定軋延速度之上限仍可得到本發明之效果，但於設備限制上，為1800mpm以下係為實際。因此，於最後軋延步驟中，軋延速度以400mpm以上且1800mpm以下為佳。又，於熱軋中，亦可於粗軋延後接合薄片輥，連續地進行最後軋延。此時，亦可視需要將粗輥暫時捲成線圈狀，再視需要收納於具有保溫機能之 外蓋，於再度回捲後進行接合。

(捲取)

如此，於得到熱軋鋼鈑後，可以650℃以下捲取。捲取溫度大於650℃時，肥粒鐵組織之面積率增加，波來鐵的面積率不會大於5%。

(冷軋)

視需要酸洗如前述製造之熱軋原板，並以冷軋下進行軋縮率40%以上且80%以下的軋延。於軋縮率為40%以下時，不易於之後的加熱保持中產生再結晶，等軸粒分率下降，且加熱後之結晶粒粗大化。大於80%時之軋延中，因加熱時的集合組織發達，異向性變強。因此，將冷軋之軋縮率設為40%以上且80%以下。

(加熱保持)

經冷軋之鋼板(冷軋鋼板)之後係加熱至750~900℃的溫度域為止，並於750~900℃之溫度域保持1秒以上且300秒以下。若較此低溫或短時間的話，未能充分地進行自肥粒鐵至沃斯田鐵的逆變態，於之後的冷卻步驟中未能得到第二相，無法得到充分之強度。另一方面，於持續保持高溫或300秒以上時，結晶粒將粗大化。

於將冷軋後之鋼板如此地加熱至750~900℃的溫度域為止時，將室溫以上且650℃以下之平均加熱速度設為下述式(5)所示的HR1(℃/秒)，將至大於650℃且至750~900℃之溫度域為止的平均加熱速度設為下述式(6)所示之HR2(℃/秒)。

HR1≧0.3………式(5)

HR2≦0.5×HR1………式(6)

藉以前述條件進行熱軋，更進行有冷軋前冷卻，可兼具結晶粒之微細化與結晶方位之隨機化。然而，藉於其後進行之冷軋，較強之集合組織發達，且該集合組織容易殘留於鋼板中。結果，鋼板之r值及延伸下降，等向性下降。因此，藉由適當地進行冷軋後進行之加熱，可儘量去除冷軋後發達之集合組織為佳。因此，需將加熱之平均加熱速度分成前述式(5)、(6)所示的2階段。

藉由該二階段之加熱，鋼板之集合組織或特性提升的詳細理由仍不明確，但本效果可視為冷軋時導入之差排回復與再結晶相關。換言之，藉由加熱於鋼板中產生之再結晶的驅動力係藉由冷軋累積於鋼板中之應變。於室溫以上且650℃以下之溫度範圍下的平均加熱速度HR1小時，藉由冷軋導入之差排回復，而不會產生再結晶。結果，冷軋時發達之集合組織直接留下，等向性等特性劣化。室溫以上且650℃以下之溫度範圍的平均加熱速度HR1小於0.3℃/秒時，於冷軋導入之差排回復，冷軋時所形成的強之集合組織殘留。因此，室溫以上且650℃以下之溫度範圍的平均加熱速度HR1需為0.3(℃/秒)以上。

另一方面，於至大於650℃且至750~900℃之溫度域為止的平均加熱速度HR2大時，冷軋後存在於鋼板中之肥粒鐵不會再結晶，而殘留加工下之未再結晶肥粒鐵。特別是，包含大於0.01%之C的鋼於肥粒鐵及沃斯田鐵的二相 域中加熱時，經形成之沃斯田鐵將阻礙再結晶肥粒鐵的成長，變得更容易殘留未再結晶肥粒鐵。該未再結晶肥粒鐵因具有強之集合組織，將對r值或等向性等特性帶來不良影響，且因包含大量差排，延性將大幅地劣化。由此，至大於650℃且至750~900℃之溫度域為止的溫度範圍中，平均加熱速度HR2需為0.5×HR1(℃/秒)以下。

(冷軋後1次冷卻)

於前述之溫度範圍內保持預定時間後，以1℃/s以上且10℃/s以下的平均冷卻速度進行冷軋後1次冷卻，至580℃以上且750℃以下之溫度域。

(停留)

冷軋後1次冷卻結束後，以1秒以上且1000秒以下之間，溫度下降速度係1℃/s以下的條件進行停留。

冷軋後2次冷卻)

於前述停留後，以5℃/s以下之平均冷卻速度進行冷軋後2次冷卻。冷軋後2次冷卻之平均冷卻速度較5℃/s大時，變韌鐵與麻田散鐵的和係5%以上，精密衝孔性下降，故不佳。

於如以上地製造之冷軋鋼板，亦可視需要施行熔融鍍鋅處理、甚至是於鍍敷處理後進施行合金化處理。熔融鍍鋅處理可於前述750℃以上且900℃以下之溫度域下保持後的冷卻時實施，亦可於冷卻後進行。此時，熔融鍍鋅處理或合金化處理係藉由通常之方法進行即可。例如，於450~600℃之溫度域進行合金化處理。合金化處理溫度小於 450℃時，未能充分地進行合金化，另一方面，大於600℃時，合金化過度地進行，耐蝕性劣化。

實施例

接著，說明本發明之實施例。另，實施例中之條件係用以確認本發明之實施可能性及效果所採用的一條件例，本發明並非受該一條件例所限定者。只要不脫離本發明之要旨，並達成本發明之目的的話，本發明可使用各種條件。於表1顯示實施例中使用的各鋼之化學成分。於表2顯示各製造條件。又，於表3顯示利用表2之製造條件的各鋼種之組織構成與機械特性。另，各表中之底線係表示本發明範圍外或本發明之較佳範圍的範圍外。

說明使用具有表1所示之成分組成的“A~U”之發明鋼、及“a~g”之比較鋼的檢討結果。另，於表1中，各成分組成之數值係以質量%表示。於表2、3中，附加於鋼種的A~U之英文字與a~g之英文字係表示表1的各發明鋼A~U及各比較鋼a~g的成分。

於將該等鋼(發明鋼A~U及比較鋼a~g)於鑄造後、直接、或暫時冷卻至室溫後，加熱至1000~1300℃之溫度域，之後，以表2所示的條件施行熱軋、冷軋延及冷卻。

熱軋中，首先，於第1熱軋之粗軋延中，於1000℃以上且1200℃以下的溫度域內，以40%以上之軋縮率軋延1次以上。但，鋼種A3、E3、M2於粗軋延中，並未進行1道次下軋縮率為40%以上的軋延。於表2顯示粗軋延中軋縮率為40%以上之軋縮次數、各軋縮率(%)、粗軋延後(最後軋 延前)之沃斯田鐵粒徑(μm)。另，於表2顯示各鋼種的溫度T1(℃)、溫度Ac1(℃)。

於結束粗軋延後，進行第2熱軋之最後軋延。最後軋延中，於T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域，進行至少1次1道次下軋縮率30%以上的軋延，於小於T1+30℃之溫度範圍中，合計的軋縮率係30%以下。另，最後軋延中，T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域中的最終道次，係進行1道次軋縮率30%以上之軋延。

但，鋼種A9、C3於T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域中，並未進行軋縮率30%以上的軋延。又，鋼種A7於小於T1+30℃之溫度範圍內合計的軋縮率大於30%。

又，最後軋延中，合計之軋縮率係50%以上。但，鋼種C3於T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域中的合計之軋縮率小於50%。

於表2顯示最後軋延中顯示T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域下的最終道次之軋縮率(%)、最終道次前1段之道次的軋縮率(最終前道次之軋縮率)(%)。又，於表2顯示最後軋延中之T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度域下之合計軋縮率(%)、T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域下的最終道次中之軋縮後的溫度(℃)、T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域下的軋縮時之最大加工發熱量(℃)、小於T1+30℃的溫度範圍下的軋縮時之軋縮率(%)。

於最後軋延中，進行T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域下的最終軋縮後，於等候時間t秒經過2.5×t1 前，開始冷軋前冷卻。冷軋前冷卻中，平均冷卻速度係50℃/秒以上。又，冷軋前冷卻下的溫度變化(冷卻溫度量)係40℃以上且140℃以下之範圍。

但，鋼種A9、J2係自最後軋延中之T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度域中之最終軋縮至等候時間t秒經過2.5×t1後，開始冷軋前冷卻。鋼種A3之冷軋前1次冷卻下的溫度變化(冷卻溫度量)小於40℃，鋼種B3之冷軋前冷卻下的溫度變化(冷卻溫度量)大於140℃。鋼種A8之冷軋前冷卻下的平均冷卻速度小於50℃/秒。

於表2顯示各鋼種之t1(秒)、自最後軋延中之T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度域下的最終軋縮，至開始冷軋前冷卻之等候時間t(秒)、t/t1、冷軋前冷卻下之溫度變化(冷卻量)(℃)、冷軋前冷卻下之平均冷卻速度(℃/秒)。

於冷軋前冷卻後，於650℃以下進行捲取，得到2~5mm厚度之熱軋原板。

但，鋼種A6、E3之捲取溫度大於650℃。於表2顯示各鋼種之冷軋前冷卻的停止溫度(捲取溫度)(℃)。

接著，於酸洗熱軋原板後，以軋縮率40%以上且80%以下進行冷軋。但，鋼種A2、E3、I3、M2之冷軋的軋縮率小於40%。又，鋼種C4之冷軋的軋縮率大於80%。於表2顯示冷軋中之各鋼種的軋縮率(%)。

於冷延後加熱至750~900℃之溫度域為止，並保持1秒以上且300秒以下。又，於加熱至750~900℃之溫度域 為止時，室溫以上且650℃以下的平均加熱速度HR1(℃/秒)係0.3以上(HR1≧0.3)，大於650℃且至750~900℃為止之平均加熱速度HR2(℃/秒)係0.5×HR1以下(HR2≦0.5×HR1)。於表2顯示各鋼種之加熱溫度(退火溫度)、加熱保持時間(至開始冷軋後1次冷卻之時間)(秒)、平均加熱速度HR1、HR2(℃/秒)。

但，鋼種F3之加熱溫度大於900℃。鋼種N2之加熱溫度小於750℃。鋼種C5之加熱保持時間小於1秒。鋼種F2之加熱保持時間大於300秒。又，鋼種B4之平均加熱速度HR1小於0.3(℃/秒)。鋼種B5之平均加熱速度HR2(℃/秒)大於0.5×HR1。

加熱保持後，以1℃/s以上且10℃/s以下之平均冷卻速度進行冷軋後1次冷卻至580~750℃的溫度域為止。但，鋼種A2之冷軋後1次冷卻的平均冷卻速度大於10℃/秒。鋼種C6之冷軋後1次冷卻的平均冷卻速度小於1℃/秒。又，鋼種A2、A5之冷軋後1次冷卻的停止溫度小於580℃，鋼種A3、A4、M2之冷軋後1次冷卻的停止溫度大於750℃。於表2顯示冷軋後1次冷卻中之各鋼種的平均冷卻速度(℃/秒)、冷卻停止溫度(℃)。

於進行冷軋後1次冷卻後，以溫度下降速度成為1℃/s以下之條件，停留1秒以上且1000秒以下之間。於表2顯示各鋼之停留時間(至開始冷軋後1次冷卻的時間)。

於停留後，以5℃/s以下之平均冷卻速度進行冷軋後2次冷卻。但，鋼種A5之冷軋後2次冷卻的平均冷卻速 度大於5℃/秒。於表2顯示冷軋後2次冷卻中之各鋼種的平均冷卻速度(℃/秒)。

之後，進行0.5%之表皮輥軋，進行材質評價。另，於鋼種T1施行熔融鍍鋅處理。於鋼種U1鍍敷後，於450~600℃之溫度域施行合金化處理。

於表3顯示各鋼種之金屬組織中之肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵+麻田散鐵的面積率(組織分率)(%)、由各鋼種之鋼板表面起5/8~3/8的板厚範圍中之{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、{332}<113>之結晶方位的極密度。另外，組織分率係以表皮輥軋前之組織分率評價。又，於表3顯示作為各鋼種之機械特性之各r值rC、rL、r30、r60、抗拉強度TS(MPa)、延伸率El(%)、作為局部變形能之指標的擴孔率λ(%)、TS×λ、波來鐵之維克氏硬度HVp、剪切面比率(5)。又，顯示有無鍍敷處理。

另外，抗拉試驗係依據JIS Z 2241。擴孔試驗係依據日本鋼鐵製品經銷協會規格JFS T1001。各結晶方位之極密度係使用前述之EBSP，以0.5μm節距測定與軋延方向平行之截面的板厚之3/8~5/的領域。又，各方向之r值係藉由前述之方法測定。剪切面比率係以1.2mm作為板厚，並以Φ10mm之圓形下衝頭及間隙為1%之圓形模具衝壓後，測定衝孔端面。vTrs(沙丕脆斷轉移溫度)係藉由依據JIS Z 2241之沙丕衝撃試驗方法測定。延伸凸緣性係判定TS×λ≧30000係為優異，精密衝孔性係判定剪切面比率90%以上係 為優異。低溫韌性係判定大於vTrs=-40係為劣化。

可知僅滿足本發明規定之條件者係如圖14所示，具優異的精密衝孔性與延伸凸緣性。

1‧‧‧連續熱軋線

2‧‧‧粗軋延機

3‧‧‧最後軋延機

4‧‧‧熱軋鋼板

5‧‧‧輸送台

6‧‧‧輥架

10‧‧‧架間冷卻噴嘴

11‧‧‧冷卻噴嘴

圖1係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖2係顯示{332}<113>方位群之極密度與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖3係顯示與軋延方向成直角方向之r值(rC)與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖4係顯示軋延方向之30°的r值(r30)與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖5係顯示軋延方向之r值(rL)與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖6係顯示軋延方向之60°的r值(r60)與抗拉強度×擴孔率之關係的圖。

圖7係顯示硬質相分率與衝孔端面之剪切面率的關係。

圖8係顯示粗軋延後之沃斯田鐵粒徑及與軋延方向成直角方向之r值(rC)的關係。

圖9係顯示粗軋延後之沃斯田鐵粒徑與軋延方向的30°之r值(r30)的關係。

圖10係顯示粗軋延中40%以上之軋延次數與粗軋延之沃斯田鐵粒徑的關係。

圖11係顯示T1+30~T1+150℃之軋縮率與{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值的關係。

圖12係連續熱軋線之說明圖。

圖13係顯示T1+30~T1+150℃之軋縮率與{332}<113> 的結晶方位之極密度的關係。

圖14係顯示本發明鋼與比較鋼之剪切面率與強度×擴孔率的關係。

Claims (15)

1. 一種具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，以質量%計，係含有：C：大於0.01%且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4%以下、P：0.001~0.15%以下、S：0.0005~0.03%以下、Al：0.001%以上且2%以下、及N：0.0005~0.01%以下，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成；於由鋼板之表面起5/8~3/8的板厚範圍中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係6.5以下，且，{332}<113>之結晶方位的極密度係5.0以下；金屬組織以面積率計係含有大於5%之波來鐵，變韌鐵與麻田散鐵的和係限制為小於5%，且剩餘部分係由肥粒鐵所構成。
2. 如申請專利範圍第1項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，其更為波來鐵相之維克氏硬度係150HV以上且300HV以下。
3. 如申請專利範圍第1項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔 性之高強度冷軋鋼板，其更為與軋延方向成直角方向之r值(rC)係0.70以上，與軋延方向成30°之r值(r30)係1.10以下，軋延方向之r值(rL)係0.70以上，且與軋延方向成60°之r值(r60)係1.10以下。
4. 如申請專利範圍第1項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，其以質量%計，更含有下述之1種或2種以上：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、Rem：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%以下、Cr：0.001%以上且2%以下、V：0.001%以上且1%以下、Ni：0.001%以上且2%以下、Cu：0.001%以上且2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、W：0.001%以上且1%以下、As：0.0001%以上且0.5%、Co：0.0001%以上且1%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Pb：0.001%以上且0.1%以下、 Y：0.001%以上且0.1%以下、及Hf：0.001%以上且0.1%以下。
5. 如申請專利範圍第1項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，其更為於以板厚中央部為中央，且對已將板厚減少厚度至1.2mm的鋼板，以Φ10mm之圓形下衝頭及間隙為1%之圓形模具進行了衝孔時，衝孔端面的剪切面比率係90%以上。
6. 如申請專利範圍第1項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層、或合金化熔融鍍鋅層。
7. 一種具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係對以質量%計，含有：C：大於0.01%且0.4%以下、Si：0.001%以上且2.5%以下、Mn：0.001%以上且4%以下、P：0.001~0.15%以下、S：0.0005~0.03%以下、Al：0.001%以上且2%以下、及N：0.0005~0.01%以下，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的鋼片，進行下述步驟；於1000℃以上且1200℃以下之溫度範圍下，進行1次以上軋縮率為40%以上之軋延的第1熱軋；於前述第1熱軋中使沃斯田鐵粒徑為200μm以下； 於以下述式(1)規定之溫度T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度域下，進行至少1次1道次中軋縮率為30%以上之軋延的第2熱軋；於前述第2熱軋中之合計的軋縮率係50%以上；於前述第2熱軋中進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，以使等候時間t秒滿足下述式(2)來開始冷軋前冷卻；前述冷軋前冷卻中之平均冷卻速度係50℃/秒以上、溫度變化係40℃以上且140℃以下之範圍；進行軋縮率為40%以上且80%以下的冷軋；加熱至750~900℃之溫度域為止，並保持1秒以上且300秒以下；以1℃/s以上且10℃/s以下之平均冷卻速度進行冷軋後1次冷卻至580℃以上且750℃以下的溫度域為止；以1秒以上且1000秒以下之間，溫度下降速度為1℃/s以下的條件下進行停留；及以5℃/s以下之平均冷卻速度進行冷軋後2次冷卻；T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………式(1)，此處，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及V係各元素之含量(質量%)；t≦2.5×t1………式(2)，此處，t1係以下述式(3)所求得；t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)²-0.109×((Tf-T1)×P1/100) +3.1………式(3)，此處，於上述式(3)中，Tf係軋縮率為30%以上之最終軋縮後鋼片的溫度，P1係30%以上之最終軋縮的軋縮率。
8. 如申請專利範圍第7項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其為小於T1+30℃之溫度範圍中合計的軋縮率係30%以下。
9. 如申請專利範圍第7項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式(2a)，t<t1………式(2a)。
10. 如申請專利範圍第7項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式(2b)，t1≦t≦t1×2.5………式(2b)。
11. 如申請專利範圍第7項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於輥架間開始前述冷軋前冷卻。
12. 如申請專利範圍第7項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於進行了前述冷軋前冷卻之後、且進行前述冷軋前，以650℃以下捲取而製成熱軋鋼板。
13. 如申請專利範圍第7項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於前述冷軋後，加熱至750~900℃之溫度域為止時，將室溫以上且於 650℃以下的平均加熱速度作為以下述式(5)所示之HR1(℃/秒)，並將大於650℃且至750~900℃為止的平均加熱速度作為以下述式(6)所示之HR2(℃/秒)，HR1≧0.3………式(5)，HR2≦0.5×HR1………式(6)。
14. 如申請專利範圍第7項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其更於表面施行熔融鍍鋅。
15. 如申請專利範圍第14項之具優異延伸凸緣性與精密衝孔性之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於施行熔融鍍鋅後，更以450~600℃施行合金化處理。