TWI452145B - 冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Nobuhiro Fujita
Hiroshi Yoshida
Shinichiro Watanabe
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

冷軋鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種彎延展性及擴孔性優良之高強度冷軋鋼板及其製造方法。本發明係特別是有關於一種利用TRIP(Transformation Induced Plasticity：變態誘發塑性)現象之鋼板。
本發明係基於2011年3月28日，已在日本提出申請之特願2011-70725號而主張優先權且將其內容引用於此。
 發明背景
為了兼具汽車車體、零件等的輕量化及安全性，材料亦即鋼板的高強度化係進行中。通常提高鋼板的強度時，延展性低落且會損害成形性。因此，為了使用高強度鋼板作為汽車用的零件，兼具強度及延展性係必要的。對於此種要求，以往有提案揭示一種利用殘留沃斯田鐵的變態誘發塑性之所謂TRIP鋼板(參照專利文獻1及2)。
但是，雖然TRIP鋼係強度、延展性優良，但是通常具有擴孔性等的局部變形能力低之特徵。而且，為了今後進行汽車車體的進一步輕量化，必須提高高強度鋼板的使用強度水準至先前以上。因此，例如在車盤零件使用高強度鋼板，必須改善擴孔性等的局部變形能力。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開昭61-217529號公報
專利文獻2：日本特開平5-59429號公報
 發明概要
因此，本發明之課題係提供一種在TRIP鋼，經進一步改善延展性及擴孔性之高強度冷軋鋼板及其製造方法。
本發明者等係發現在TRIP鋼之中，經控制預定結晶方位的極密度之冷軋鋼板為具有優良的強度、延展性、擴孔性及該等的平衡。又，本發明者等係藉由使TRIP鋼的化學成分及製造條件最適合化，且藉由控制鋼板的微組織而成功地製造強度、延展性、擴孔性優良之鋼板。其要點係如以下。
(1)本發明的一態樣之冷軋鋼板，該鋼板的化學組成以質量%計，含有C：0.02%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，並將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，且剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成，並且於前述鋼板的化學組成中，Si量及Al量的合計為1.0質量%以上且4.5質量%以下；作為表示在5/8~3/8的板厚度範圍，亦即板厚度中央部中{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各結晶方位的極密度的相加平 均之極密度，即{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且6.5以下，且{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且5.0以下：在前述鋼板的微組織中係存在複數的結晶粒，且該微組織以面積率計，含有5%以上且80%以下之肥粒鐵、5%以上且80%以下之變韌鐵、2%以上且30%以下之殘留沃斯田鐵，且於前述微組織中以面積率計，係限制麻田散鐵為20%以下、波來鐵為10%以下、回火麻田散鐵為60%以下；並且相對於輥軋方向為直角方向的蘭克福特值rC為0.70以上且1.10以下，且相對於前述輥軋方向成30°方向的蘭克福特值r30為0.70以上且1.10以下。
(2)如上述(1)之冷軋鋼板，其中前述鋼板的化學組成更以質量%計，亦可以含有選自下述中之1種以上：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.005%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1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：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、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、及As：0.0001%以上且0.5%以下。
(3)如上述(1)或(2)之冷軋鋼板，其中前述結晶粒的體積平均徑亦可以是2μm以上且15μm以下。
(4)如上述(1)至(3)項中任一項之冷軋鋼板，其中前述 {100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度亦可以是1.0以上且5.0以下，且前述{332}<113>的結晶方位的極密度亦可以是1.0以上且4.0以下。
(5)如上述(1)至(4)項中任一項之冷軋鋼板，其亦可限制前述複數的結晶粒之中，大於35μm之結晶粒的面積比率為10%以下。
(6)如上述(1)至(5)項中任一項之冷軋鋼板，其中前述複數的結晶粒之中，輥軋方向的結晶粒長度除以板厚度方向的結晶粒長度之後的值為3.0以下，且該結晶粒的比率亦可以為50%以上且100%以下。
(7)如上述(1)至(6)項中任一項之冷軋鋼板，其中前述變韌鐵的維氏硬度亦可以是180HV以上，且前述殘留沃斯田鐵的平均C濃度亦可以是0.9%以上。
(8)如上述(1)至(7)項中任一項之冷軋鋼板，其中前述輥軋方向的蘭克福特值rL亦可以是0.70以上且1.10以下，且相對於輥軋方向成60°方向的蘭克福特值r60亦可以是0.70以上且1.10以下。
(9)如上述(1)至(8)項中任一項之冷軋鋼板，其在前述鋼板的表面上亦可以具備熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。
(10)本發明的一態樣之冷軋鋼板之製造方法，係對具有以質量%計，含有C：0.02%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，並將P限制為0.15%以下、S限制 為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，且剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成，並且Si量與Al量的合計為1.0質量%以上且4.5質量%以下之化學組成之鋼，進行下述步驟：在1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍下，進行含有至少1次軋縮率為40%以上的道次(pass)之第1熱輥軋，使前述鋼的平均沃斯田鐵粒徑為200μm以下；對前述鋼進行第2熱輥軋：包含於將藉由下述式1所算出的溫度設作T1℃時，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍中，軋縮率為30%以上的大軋縮道次，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之累積軋縮率為50%以上，並將於藉由下述式4所算出之Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍下之累積軋縮率限制為30%以下，且藉由下述式4所算出之輥軋結束溫度為Ar3 ℃以上；對前述剛進行一次冷卻，並使從前述大軋縮道次之中的最後道次完成至冷卻開始為止的等待時間t秒可滿足下述式2；於650℃以下的溫度範圍下捲取前述鋼；將前述鋼酸洗；以30%以上且90%以下的輥軋率，將前述鋼進行冷輥軋；進行二階段之加熱，亦即在室溫~650℃的溫度範圍下平均加熱速度HR1為0.3℃/秒以上，以及在大於650℃且藉由下述式5所算出之Ac1 ℃以下的溫度範圍下平均加熱速度HR2以單位℃/秒計為0.5×1HR1以下；在Ac1 ℃以上且900℃以下的溫度範圍內，將前述鋼保持1秒以上且300秒以下；至580℃以上且780℃以下的溫度範圍，以1℃/s以上且20℃/s以下的平均冷卻速度將前述鋼冷卻；以5℃/s以上且200℃/s以下的平均冷卻 速度並在350℃以上且500℃以下之溫度範圍內的溫度TOA ，將前述鋼冷卻；在350℃以上且500℃以下的溫度範圍內，將前述鋼保持藉由下述式6所Ac1 出之時間tOA 秒以上且1000秒以下而得到鋼板；或是將前述鋼進一步冷卻至350℃以下，且將前述鋼再加熱至350℃以上且500℃以下的溫度範圍之後，將前述鋼於350℃以上且500℃以下的溫度範圍內保持藉由下述式6所計算之時間tOA 秒以上且1000秒以下而得到鋼板：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]………(式1)
在此，[C]、[N]及[Mn]係各自為前述鋼中的C、N及Mn量之質量百分率；t≦2.5×t1………(式2)
在此，t1係以下述式3表示；t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式3)
在此，Tf係前述最後道次完成時之前述鋼的攝氏溫度，P1係前述最後道次中的軋縮率之百分率；Ar3=879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P]………(式4)
Ac1=723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W]………(式5)
(11)如上述(10)之冷軋鋼板之製造方法，其中前述鋼係前述化學組成以質量%計，亦可以含有選自下述中之1種以上：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.005%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1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：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、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、及As：0.0001%以上且0.5%以下，且代替藉由前述式1所算出的溫度，將藉由下述式7所算出的溫度設作前述T1℃：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式7)
在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]係各自為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V的質量百分率。
(12)如上述(10)或(11)之冷軋鋼板之製造方法，其中前述等待時間t秒亦可滿足使用前述t1之下述式8：0≦t<t1………(式8)
(13)如上述(10)或(11)之冷軋鋼板之製造方法，其中前述等待時間t秒亦可滿足使用前述t1之下述式9：t1≦t≦2.5×t1………(式9)
(14)如上述(10)至(13)項中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其中在前述一次冷卻中，冷卻開始時的鋼溫度與冷卻結束時的鋼溫度之差，即冷卻溫度變化亦可以是40℃以上且140℃以下，且前述冷卻結束時的鋼溫度亦可以是T1+100℃ 以下。
(15)如上述(10)至(14)項中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其中前述第1熱輥軋亦可以是含有至少1次以上軋縮率為40%以上之道次，並使前述鋼的平均沃斯田鐵粒徑為100μm以下。
(16)如上述(10)至(15)項中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其亦可在通過最後輥軋架後，且在前述一次冷卻完成後10秒以內開始二次冷卻。
(17)如上述(10)至(16)項中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其中在前述第2熱輥軋中，亦可令在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下，各道次間的前述鋼的溫度上升為18℃以下。
(18)如上述(10)至(17)項中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其亦可在輥軋架間進行前述一次冷卻。
(19)如上述(10)至(18)項中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其亦可在前述鋼板的表面形成熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。
依照本發明的上述態樣，能夠提供在延展性及擴孔性優良的高強度鋼板及其製造方法。使用該鋼板時，特別是能夠兼具汽車的輕量化及衝撞安全性等，在產業上的貢獻係非常顯著的。
圖式簡單說明
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極 密度D1與拉伸強度TS×擴孔率λ的關係之圖。
第2圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1與拉伸強度TS×伸長率EL的關係之圖。
第3圖係顯示{332}<113>方位的極密度D2與拉伸強度TS×擴孔率λ的關係之圖。
第4圖係顯示{332}<113>方位的極密度D2與拉伸強度TS×伸長率EL的關係之圖。
第5圖係顯示在粗輥軋中40%以上的輥軋次數與粗輥軋後的平均沃斯田鐵粒徑的關係之圖。
第6圖係顯示實施例及比較例之拉伸強度TS與擴孔性λ的關係之圖。
第7圖係顯示實施例及比較例之拉伸強度TS與伸長率EL的關係之圖。
第8圖係顯示本發明的一實施形態的冷軋鋼板之製造方法的概略(前半部分)之流程圖。
第9圖係顯示本發明的一實施形態的冷軋鋼板之製造方法的概略(後半部分)之流程圖。
 用以實施發明之形態
提高延展性的技術之一之TRIP鋼板，係藉由在退火的過程使沃斯田鐵中的C濃化而殘留沃斯田鐵的量和該殘留沃斯田鐵中的C量增加，使得拉伸特性提升。
本發明者等係發現藉由在此種TRIP鋼板，將鋼成分和製造途中的微組織最適合化，且從肥粒鐵及沃斯田鐵的2相 區域或沃斯田鐵單相區域的溫度範圍開始冷卻，在預定的溫度範圍控制冷卻(2階段的冷卻)且保持在該溫度範圍內，能夠得到強度、延展性及擴孔性的平衡優良之鋼板。
以下，詳細地說明本發明的一實施形態之冷軋鋼板。
首先，敘述冷軋鋼板的結晶方位的極密度。
結晶方位的極密度(D1及D2)：本實施形態之冷軋鋼板，係對在5/8~3/8的板厚度範圍(從鋼板的表面起往鋼板的板厚度方向(深度方向)只離開板厚度的5/8~3/8的距離程度之範圍)，亦即板厚度中央部之與輥軋方向平行的板厚度剖面，控制2種類的結晶方位的極密度之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1(以下有省略為平均極密度之情形)、及{332}<113>的結晶方位的極密度D2。
在本實施形態，平均極密度係特別重要的集合組織(微組織中的結晶粒的結晶方位)之特徵點(方位集積度、集合組織的發達度)。又，平均極密度係以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各結晶方位的極密度的相加平均表示之極密度。
第1圖及2圖係對5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之剖面進行X射線繞射，來對隨機試料求取各方位的X射線繞射強度的強度比，且從該各強度比求取{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度。
如該等第1圖及2圖所表示，{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為6.5以下時，能夠滿足鋼板最近被要 求之在車盤零件的加工被認為必要的特性(後述的指數TS×λ及TS×EL)。亦即，能夠滿足該特性之拉伸強度TS、擴孔率λ及伸長率EL為TS×λ≧30000(參照第1圖)及TS×EL≧14000(參照第2圖)。為了進一步提高該等的指數TS×λ及TS×EL時，該等平均極密度係以4.0以下為佳，以3.5以下為較佳，以3.0以下為更佳。
又，平均極密度為大於6.5時，鋼板的機械特性之異方向性係變為非常強。其結果，只有特定方向的擴孔性係改善，在與其方向不同方向之擴孔性係顯著地變差。因此，此時針對車盤零件的加工被認為必要之特性，鋼板係無法滿足TS×λ≧30000及TS×EL≧14000。
另一方面，平均極密度小於1.0時，恐有擴孔性變差之虞。因此，平均極密度係以1.0以上為佳。
而且，從同樣的理由，在5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之{332}<113>的結晶方位的極密度為5.0以下。第3圖、4圖係與第1圖、2圖同樣地，顯示藉由X射線繞射而得到之{332}<113>的結晶方位的極密度、與各指數(TS×λ及TS×EL)的關係。如在該第3圖、4圖所表示，為了充分地確保各指數，該極密度係以5.0以下為佳。亦即，{332}<113>的結晶方位的極密度為5.0以下時，針對最近被要求之在車盤零件的加工被認為必要之特性，鋼板係能夠滿足TS×λ≧30000及TS×EL≧14000。為了進一步提高該等的指數TS×λ及TS×EL，該極密度係以4.0以下為佳，以3.0以下為較佳。又，{332}<113>的結晶方位的極密度大於5.0 時，鋼板的機械特性的異方向性係變為非常強。其結果，只有特定方向的擴孔性係改善，但是在與其方向不同方向之擴孔性係顯著地變差。因此，此時係針對在車盤零件的加工被認為必要之特性，鋼板係不滿足TS×λ≧30000及TS×EL≧14000。
另一方面，{332}<113>的結晶方位的極密度為小於1.0時，恐有擴孔性變差之虞。因此，{332}<113>的結晶方位的極密度係以1.0以上為佳。
以上所敘述之結晶方位的極密度係對於伸長率及擴孔加工時形狀凍結性為重要之理由，係未必清楚明白，推測與擴孔加工時的結晶的滑動舉動係有關係。
極密度係與X射線隨機強度比同義。X射線隨機強度比係以相同條件藉由X射線繞射法等測定不具有在特定方位的集積之標準試料的繞射強度(X射線和電子)、及供試材料的繞射強度，且將所得到之供試材料的繞射強度除以標準試料的繞射強度之數值。該極密度能夠使用X射線繞射和EBSD(電子背散射繞射分析儀；Electron Back Scattering Diffraction)、或電子溝流進行測定。例如，{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度係能夠從藉由該等方法所測定之{110}、{100}、{211}、{310}極點圖之中，使用複數極點圖且使用級數展開法計算之3維集合組織(ODF)求取{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各方位的極密度，且將該等極密度相加平均而得到。
針對提供X射線繞射、EBSD、電子溝流之試料，藉由機械研磨等將鋼板減厚至預定的板厚度，隨後，藉由化學研磨和電解研磨等除去變形之同時，以包含板厚度的5/8~3/8的範圍之適當的面為側定面的方式調整試料，且依照上述的方法測定極密度即可。針對板寬度方向，係以在1/4或3/4的板厚度位置(從鋼板的端面起只離開鋼板的板寬度的1/4距離程度之位置)附近採取試料為佳。
不僅是板厚度中央部，針對盡可能較多的板厚度位置，藉由鋼板亦滿足上述的極密度，局部變形能力係進一步變為良好。
但是，因為上述的板厚度中央部的方位集積對於造成最強烈的鋼板異方向性之影響係重大的，所以該板厚度中央部的材質係大致代表鋼板整體的材質特性。因此，規定在5/8~3/8的板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度及{332}<113>的結晶方位的極密度。
在此，{hkl}<uvw>係表示使用上述方法採取試料時，板面的法線方向係與<hkl>平行且輥軋方向係與<uvw>平行。又，結晶的方位係通常將與板面垂直的方位以(hkl)或{hkl}表示且將與輥軋方向平行的方位以[uvw]或<uvw>表示。{hkl}<uvw>係等價面的總稱，(hkl)[uvw]係指各個結晶面。亦即，因為在本實施形態係將體心立方結構(bcc結構)作為對象，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)的各面係等價而無法區別。此種情形，將該等方位總稱為{111}面。因為ODF表示係亦被使 用於其他對稱性低的結晶構造的方位表示，通常ODF表示時係將各個方位以(hkl)[uvw]表示，但是在本實施形態，{hkl}<uvw>係與(hkl)[uvw]同義。
隨後，針對r值(蘭克福特值)進行敘述。為了使局部變形能力進一步提升，本實施形態係以使各方向的r值(後述的輥軋方向的r值rL、相對輥軋方向成30°方向的r值r30、相對輥軋方向成60°方向的r值r60、相對輥軋方向之正交方向的r值rC)在預定範圍為佳。該等的r值係在本實施形態為重要的。本發明者等專心研討的結果，清楚明白適當地控制上述各極密度之後，藉由適當地控制該等r值，能夠得到更良好的擴孔性。
對輥軋方向之直角方向的r值(rC)：亦即，本發明者等專心研究的結果，發現藉由使上述各極密度在上述範圍內，同時使rC為0.70以上，能夠得到良好的擴孔性。因此，rC係以0.70以上。
rC的上限係為了得到更優良的擴孔性，rC係以1.10以下為佳。
相對輥軋方向成30°方向的r值(r30)：本發明者等專心研討的結果，發現藉由使上述各極密度在上述的範圍內，同時使r30為1.10以下，能夠得到良好的擴孔性。因此，r30為1.10以下。
r30的下限係為了得到更優良的擴孔性，r30係以0.70以上為佳。
對輥軋方向的r值(rL)、相對輥軋方向成60°方向的r值 (r60)：而且，本發明者等專心研討的結果，發現藉由使上述各極密度、rC、r30在上述範圍內，同使rL及r60係各自滿足rL≧0.70、r60≦1.10，能夠得到更良好的TS×λ。因此，係以rL為0.70以上、r60為1.10以下為佳。
為了得到更優良的擴孔性，上述的rL的上限及r60的下限係以rL為1.10以下，r60為0.70以上為佳。
針對上述的各r值，係藉由使用JIS5號拉伸試片之拉伸試驗來評價。考慮通常的高強度鋼板時，拉伸應變係5~15%的範圍內且在相當於均勻延伸的範圍評價r值即可。
且說，已知通常集合組織與r值係互相關聯的，但是在本實施形態之冷軋鋼板，關於已述的結晶方位的極密度之限定與關於r值之限定係互相不是同義。因此，同時能夠滿足雙方的限定時，能夠得到更良好的局部變形能力。
其次，說明本實施形態之冷軋鋼板的微組織。
本實施形態之冷軋鋼板的基本微組織係由肥粒鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵所構成。本實施形態係除了該基本的微組織之構成要素以外，(代替肥粒鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵的一部分)，按照必要或不可避免地亦可以在微組織中含有波來鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵的1種以上作為選擇性的微組織構成要素。又，本實施形態係藉由面積率來評價各個微組織。
為了使在殘留沃斯田鐵中之C濃化，利用TRIP效果來提高伸長率，肥粒鐵、變韌鐵係必需的。而且，肥粒鐵及 變韌鐵亦有助於擴孔性的提升。能夠依照開發目標的強度水準，而使肥粒鐵與變韌鐵的分率變化，藉由使肥粒鐵為5%以上且80%以下，變韌鐵為5%以上且80%以下，能夠得到優良的延展性及擴孔性。因此，肥粒鐵為5%以上且80%以下，變韌鐵為5%以上且80%以下。
殘留沃斯田鐵係利用變態誘發塑性而提高延展性、特別是均勻延伸之組織，以面積率計，2%以上的殘留沃斯田鐵係必要的。又，因為殘留沃斯田鐵係依照加工而變態成為麻田散鐵，所以有助於提升強度。殘留沃斯田鐵的面積率係越高為越佳，但是為了確保以面積率計為大於30%的殘留沃斯田鐵，有必要增加C、Si量，致使損害焊接性。因此，殘留沃斯田鐵的面積率的上限係設為30%以下。又，有必要進一步提高均勻延伸時，殘留沃斯田鐵係以3%以上為佳，以5%以上為較佳，以8%以上為更佳。
在變韌鐵變態開始前的冷卻時，藉由某種程度生成麻田散鐵，能夠得到促進變韌鐵變態之效果和使殘留沃斯田鐵安定化之效果。因為此種麻田散鐵係接受藉由再加熱之回火，所以按照必要亦可使微組織中含有回火麻田散鐵。但是，回火麻田散鐵係以面積率計為大於60%時，因為延展性低落，將回火麻田散鐵限制為以面積率計為60%以下。
又，微組織係亦各自按必要含有10%以下的範圍之波來鐵、及20%以下的範圍之麻田散鐵。波來鐵及麻田散鐵的量變多時，鋼板的加工性及局部變形能力低落、或使殘留沃斯田鐵生成之C的利用率低落。因此，在微組織中，將 波來鐵限制為10%以下且將麻田散鐵限制為20%以下。
在此，沃斯田鐵的面積率係對與1/4的板厚度位置附近的板面平行的面進行X射線繞射，而能夠從所得到的繞射強度決定。
又，肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵及麻田散鐵的面積率係使用電場放射型掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察1/8~3/8的板厚度範圍(亦即，1/4的板厚度位置成為中心之板厚度範圍)，而能夠從所得到的影像決定。該FE-SEM觀察係以與鋼板的輥軋方向平行的板厚度剖面成為觀察面的方式採取試料，而對該觀察面進行研磨及NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)蝕刻。
而且，針對板厚度方向，鋼板表面附近及鋼板中心附近係各自由於脫碳及Mn偏析，鋼板的微組織(構成要素)與其他部分有重大不同之情形。因此，本實施形態係進行觀察以1/4的板厚度位置作為基準之微組織。
並且，為了進一步使伸長率提升時，係將微組織中的結晶粒尺寸、特別是將體積平均徑微細化即可。而且，藉由將體積平均徑微細化，在汽車用鋼板等被要求的疲勞特性(疲勞限度比)係提高。
因為相較於細粒，粗大粒的數目對延伸所造成的影響較高，所以相較於個數平均徑，延伸係與使用體積的加權平均所算出之體積平均徑的關聯較為密切。因此，為了得到上述的效果時，體積平均徑為2~15μm，以2~9.5μm為佳。
而且，認為體積平均徑變小時，能夠抑制以微米等級 生成之局部性的應變集中且能夠分散局部變形時的應變，延伸、特別是均勻延伸提升。又，體積平均徑變小時，能夠適當地控制成為位錯運動的障礙之結晶晶界，該結晶晶界係對由於位錯運動而生成的重複塑性變形(疲勞現象)起作用而提升疲勞特性。
又，如以下，能夠決定各個結晶粒(粒單元)徑。
波來鐵係能夠藉由使用光學顯微鏡之組織觀察來特定。又，肥粒鐵、沃斯田鐵、變韌鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵的粒單元係能夠藉由EBSD來特定。藉由EBSD所判定之區域的結晶構造為面心立方結構(fcc結構)時，將該區域判定為沃斯田鐵。又，藉由EBSD所判定之區域的結晶構造為體心立方結構(bcc結構)時，將該區域判定為肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵的任一者。肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及回火麻田散鐵係能夠使用在EBSP-OIM(註冊商標、電子背散射圖形-方位影像顯微鏡；Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)所裝備之KAM(核心平均極向錯誤：Kernel Average Misorientation)法而進行辨識。KAM法係針對使用測定數據之中的某正六角形的像素(中心的像素)及與該像素相鄰的6個像素之第一近似(全部7像素)、或是使用該等6個像素的更外側的12個像素之第二近似(全部19像素)、或是使用該等12個像素的更外側的18個像素之第三近似(全部37像素)，將各像素間的方位差平均且將所得到的平均值決定為其中心的像素之值，而且對像素整體進行此種操作。 藉由以不超過晶界的方式進行使用該KAM法之計算，能夠製作表現粒內的方位變化之圖像。該圖像係顯示基於粒內的局部性方位變化之應變的分布。
本實施形態係在EBSP-OIM(註冊商標)，使用第三近似來計算鄰接的像素間的方位差。肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵的粒徑係例如能夠使用1500倍的倍率且以0.5μm以下的測定位移進行上述的方位測定，而且將相鄰測定點的方位差為大於15°之位置規定作為粒境界(該粒境界未必是通常的晶界)，且藉由算出其圓相當徑來得到。在微組織中含有波來鐵時，能夠藉由對使用光學顯微鏡所得到的影像，應用二值化處理、切斷法等的影像處理法來算出波來鐵的結晶粒徑。
如此定義之結晶粒(粒單元)，將圓相當半徑(圓相當徑的半值)設作r時，各個粒子的體積係能夠藉由4×π×r3 /3來得到，且藉由該體積的加權平均能夠求得體積平均徑。
又，下述的粗大粒分率，係能夠藉由將使用該方法所得到之粗大粒的面積率除以測定對象的面積而得到。
並且，下述的等軸粒分率，係能夠藉由將使用該方法所得到之等軸粒的面積率除以測定對象的面積而得到。
而且，進一步改善擴孔性時，係針對微組織的總構成要素，以將平均單位面積之粒徑大於35μm的粒子(粗大粒)所佔有的面積比率(粗大粒的面積率)限制在10%以下為佳。粒徑大的粒子增加時，拉伸強度變小致使局部變形能力低落。因此，以盡可能使結晶粒成為細粒為佳。並且， 因為藉由全部的結晶粒亦均勻且等價地承受應變，而能夠改善擴孔性，所以藉由限制粒大粒的量，能夠抑制局部性的結晶粒之應變。
本發明者等進一步追究高局部變形能力之結果，發現藉由上述的各極密度(及r值)係滿足上述條件之後，結晶粒的等軸性優良時，擴孔加工的方向依存性變小且局部變形能力係進一步提升。因此，為了使局部變形能力進一步提升時，表示該等軸性之指標亦即等軸粒分率係以50%以上且100%以下為佳。等軸粒分率為50%以上時，輥軋方向亦即L方向的變形能力、及對輥軋方向之正交方向亦即C方向的變形能力係變為比較均勻，且局部變形能力提升。又，等軸粒分率係將鋼板的微組織中的結晶粒(例如，全部結晶粒)之中，輥軋方向的結晶粒長度dL除以板厚度方向的結晶粒長度dt之值(dL/dt)為3.0以下之等軸性優良的顆粒(等軸粒)之比率。
變韌鐵的維氏硬度係對拉伸特性產生影響。伴隨著變韌鐵變態的進行，殘留沃斯田鐵係安定化，且該殘留沃斯田鐵係有助於伸長率的提升，並且變韌鐵的硬度為180HV以上時，能夠進一步改善拉伸強度及擴孔性。為了得到良好的拉伸強度與擴孔性的平衡、及得到拉伸強度與伸長率的平衡，以使變韌鐵的維氏硬度為180HV以上為佳。又，針對維氏硬度，係使用微型維氏測定機進行測定。
殘留沃斯田鐵中的C(平均C濃度)係對殘留沃斯田鐵的安定性有重大的貢獻。殘留沃斯田鐵中的平均C濃度為0.9% 以上時，因為能夠得到充分的殘留沃斯田鐵安定性，能夠有效地得到TRIP效果且伸長率提升。因此，殘留沃斯田鐵中的平均C濃度係以0.9%以上為佳。
殘留沃斯田鐵的平均C濃度係藉由X射線繞射來求取。亦即，藉由Cu-Kα線之X射線解析，從沃斯田鐵的(200)面、(220)面、(311)面的反射角求取晶格常數(單位為Å(埃))，且依照以下的(式10)能夠算出殘留沃斯田鐵的碳濃度Cγ。
Cγ=(a-3.572)/0.033………(式10)
接著，敘述本實施形態之熱軋鋼板的化學成分(化學元素)之限定理由。在此，各化學成分的含量的「%」係「質量%」。
C：0.02%以上且0.4%以下
為了確保高強度且確保殘留沃斯田鐵，C係必要的。為了得到充分的殘留沃斯田鐵量，以在鋼中含有0.02%以上的C量為佳。另一方面，因為鋼板過剩地含有C時會損害可焊性，所以將C量的上限設為0.4%。為了使強度及延伸進一步提升時，C量係以0.05%以上為佳，以0.10%以上為較佳，以0.12%以上為最佳。又，為了使可焊性進一步提升時，C量係以0.38%以下為佳，以0.36%以下為較佳。
Si：0.001%以上且2.5%以下
Si係脫氧劑，在鋼中以含有0.001%以上的Si為佳。又，Si係在退火時使肥粒鐵安定化，而且抑制變韌鐵變態時(預定溫度範圍內的保持時)之雪明碳鐵析出。因此，Si係提高沃斯田鐵的C濃度且有助於確保殘留沃斯田鐵。Si量越多時其效果越大，但是在鋼中過剩地添Si時，表面性狀、塗裝 性、可焊性等變差。因此，將Si量的上限設為2.5%。藉由Si而使安定的殘留沃斯田鐵之效果充分地顯現時，Si量係以0.02%以上為佳，以0.50%以上為較佳，以0.60%以上為最佳。又，進一步確保表面性狀、塗裝性、可焊性等時，Si量係以2.2%以下為佳，以2.0%以下為較佳。
Mn：0.001%以上且4.0%以下
Mn係使沃斯田鐵安定化且提高淬火性之元素。為了確保充分的淬火性，在鋼中含有0.001%以上的Mn係必要的。 另一方面，在鋼中過剩地添加Mn時，因為會損害延展性，所以將Mn量的上限設為4.0%。為了確保更高的淬火性，Mn量係以0.1%以上為佳，以0.5%以上為較佳，以1.0%以上為最佳。又，確保更高的延展性時，Mn量係以3.8%以下為佳，以3.5%以下為較佳。
P：0.15%以下
P係不純物，在鋼中過剩地含有P時會損害延展性和可焊性，因此，將P量的上限設為0.15%。又，P的作用係作為固溶強化元素，因為不可避免地被含有在鋼中，P量的下限係沒有必要特別限制而為0%。又，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，P量的下限可以是0.001%。進一步提高延展性及可焊性時，P量係以0.10%以下為佳，以0.05%以下為較佳。
S：0.03%以下
S係不純物，在鋼中過剩地含有S時，由於熱輥軋會生成經伸展的MnS，致使延展性及擴孔性等的成形性變差。因此，將S量的上限設為0.03%。又，因為S係不可避免地被 含有在鋼中，S量的下限係沒有必要特別限制而為0%。又，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，S量的下限可以是0.0005%。進一步提高延展性及擴孔性時，S量係以0.020%以下為佳，以0.015%以下為較佳。
N：0.01%以下
N係不純物，N量大於0.01%時，延展性變差。因此，將N量的上限設為0.01%以下。又，因為N係不可避免地被含有在鋼中，N量的下限係沒有必要特別限制而為0%。又，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，N量的下限可以是0.0005%。進一步提高延展性時，N量係以0.005%以下為佳。
Al：0.001%以上且2.0%以下
Al係脫氧劑，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，在鋼中以含有0.001%以上的Al為佳。又，Al係在熱輥軋後的溫度控制時使肥粒鐵安定化，且抑制變韌鐵變態時的雪明碳鐵析出。因此，Al係提高沃斯田鐵的C濃度且有助於確保殘留沃斯田鐵。Al量越多時其效果越大，但是在鋼中過剩地添加Al時，表面性狀、塗裝性、可焊性等變差。因此，將Al量的上限設為2.0%。藉由Al而使安定的殘留沃斯田鐵之效果充分地顯現時，Al量係以0.01%以上為佳，以0.02%以上為較佳。又，進一步確保表面性狀、塗裝性、可焊性等係有必要時，Al量係以1.8%以下為佳，以1.5%以下為較佳。
O：0.01%以下
O(氧)係不純物，O量大於0.01%時，延展性變差。因此，將O量的上限設為0.01%。又，因為O係不可避免地被含有 在鋼中，O量的下限係沒有必要特別限制而為0%。又，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，O量的下限可以是0.0005%。
Si+Al：1.0%以上且4.5%以下
該等元素如上述係脫氧劑，且Si量與Al量的合計係以1.0%以上為佳。又，Si、Al的雙方均可在退火時使肥粒鐵安定化，而且，抑制變韌鐵變態時(保持在預定溫度範圍內時)之雪明碳鐵析出。因此，該等元素係提高沃斯田鐵的C濃度且有助於確保殘留沃斯田鐵。但是在鋼中過剩地添加該等元素時，因為表面性狀、塗裝性、可焊性等變差。因此，將Si量與Al量的合計設為4.5%以下。進一步確保表面性狀、塗裝性、可焊性等時，該合計係以4.0%以下為佳，以3.5%以下為較佳，以3.0%以下為最佳。
以上的化學元素係在本實施形態之鋼的基本成分(基本元素)，由被控制(含有或限制)的該等基本元素、且剩餘部分為鐵及不可避免的不純物所構成之化學組成，係本實施形態的基本組成。但是，除了該基本成分以外，(代替剩餘部分的Fe的一部分)，本實施形態亦可以進一步按照必要使鋼中含有以下的化學元素(選擇元素)。又，該等選擇元素係即便不可避免地(例如，小於各選擇元素的量的下限之量)混入鋼中，亦不會損害本實施形態的效果。
亦即，本實施形態之冷軋鋼板，例如為了利用夾雜物控制和析出物微細化來使局部變形能力提升，作為選擇元素，係亦可以含有Ti、Nb、B、Mg、REM、Ca、Mo、Cr、 V、W、Ni、Cu、Co、Sn、Zr、As之中之任1種以上。
Ti、Nb、B、Cu、W係通過碳及窒素的固定、析出強化、微組織控制、細粒強化等的機構而改善材質。因此，亦可按照必要鋼中添加Ti、Nb、B、Cu、W之中的任1種以上。此時，針對各自化學元素的量的下限，係以Ti量為0.001%以上、Nb量為0.005%以上、B量為0.0001%以上、Cu量為0.001%以上、W量為0.001%以上為佳。但是，因為即便在鋼中過量地添加該等的化學元素，亦無法得到顯著的效果，不如說是會使加工性和製造性變差，所以針對各自的化學元素的量之上限，將Ti量限制為0.2%以下，Nb量為0.2%以下，B量為0.005%以下，Cu量為2.0%以下，W量為1.0%以下。又，為了減低合金成本，沒有必要蓄意地在鋼中添加該等化學元素，且Ti、Nb、B、Cu、Wu的量之下限係任一者均是0%。
Mg、REM(稀土金屬；Rare Earth Metal)、Ca係將夾雜物控制成為無害的形態且用以使鋼板的局部變形能力提升之重要的選擇元素。因此，亦可按照必要在鋼中添加Mg、REM、Ca之中的1種以上。此時，各自化學元素的下限係任一者均以0.0001%為佳。另一方面，在鋼中過剩地添加該等化學元素時，因為清潔度變差，所以針對各自化學元素的量的上限，將Mg量限制為0.01%以下，REM量為0.1%以下，Ca量為0.01%以下。又，為了減低合金成本，沒有必要蓄意地在鋼中添加該等化學元素，Mg、REM及Ca的量之下限係任一者均是0%。
因為Mo、Cr係具有提高機械強度之效果和改善材質之 效果，亦可以按照必要在鋼中添加Mo、Cr之中的任1種以上。此時，針對各自的化學元素的量之下限，係以Mo量為0.001%以上、Cr量為0.001%以上為佳。但是，在鋼中過度地添加該等化學元素時，因為加工性反而變差，所以針對各自的化學元素的量之上限，係將Mo量限制為1.0%，Cr量為2.0%。又，為了減低合金成本，沒有必要蓄意地在鋼中添加該等化學元素，且Mo、Cr的量之下限係任一者均是0%。
V係對於析出強化為有效的，因為源自該析出強化之擴孔性的變差量小，高強度且更佳的擴孔性係必要為必要時，係有效的選擇元素。因此，按照必要亦可以在鋼中添加V。此時，V量係以0.001%以上為佳。但是，因為在鋼中過剩地添加V時，加工性會變差，所以將V量限制為1.0%以下。又，為了減低合金成本，沒有必要蓄意地在鋼中添加V，且V的量之下限係任一者均是0%。
因為Ni、Co、Sn、Zr、As係提升強度之選擇元素，亦可以按照必要在鋼中添加Ni、Co、Sn、Zr、As之中的任1種以上。此時、作為有效的各化學元素含量(量的下限)，係以Ni量為0.001%以上、Co量為0.0001%以上、Sn量為0.0001%以上、Zr量為0.0001%以上、As量為0.0001%以上為佳。但是，在鋼中過剩地添加該等化學元素時，因為會使成形性消失，所以針對各自化學元素的量的上限，將Ni量限制為2.0%以下，Co量為1.0%以下，Sn量為0.2%以下，Zr量為0.2%以下，As量為0.5%以下。又，為了減低合金成本，沒有必要蓄意地在鋼中添加該等化學元素，Ni、Co、 Sn、Zr、As的量之下限係任一者均是0%。
如以上，本實施形態之冷軋鋼板，係具有含有上述的基本元素且剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成之化學組成，或是含有上述的基本元素及選自上述的選擇元素之至少1種且剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成之化學組成。
本實施形態係在以上說明之冷軋鋼板的表面，施行鍍覆熔融鋅處理、或是鍍覆鋅後施行合金化處理，使得冷軋鋼板在其表面具備熔融鋅鍍覆層或是合金化熔融鋅鍍覆層。
並且，本實施形態係冷軋鋼板(包含熔融鋅鍍覆鋼板及合金化熔融鋅鍍覆鋼板)係亦可以進行各種表面處理(電鍍、熔融鍍覆、蒸鍍鍍覆、鉻酸鹽處理、無鉻處理、積層處理、各種鹽類處理等)，且亦可以在其表面具備金屬被膜(鍍覆等)和有機被膜(積層薄膜等)。
又，在本實施形態，冷軋鋼板的板厚度係沒有特別限制，例如可以是0.5~2.5mm，亦可以是0.5mm以上且小於2.0mm。又，冷軋鋼板的強度亦沒有特別限制，例如拉伸強度係可以是440~1500MPa。
接著，敘述本發明之一實施形態的冷軋鋼板之製造方法。
為了實現優良的擴孔性及伸長率，使具有異方向性少的極密度之集合組織(未發達的集合組織)形成重要的。因此針對為了使所製造的冷軋鋼板滿足上述的各極密度的條件之製造條件，在以下詳細地記載。
在熱輥軋之前的製造方法，係沒有特別限定。例如， 能夠使用高爐和電爐、轉爐等來熔煉及精煉，接著進行各種二次精煉而熔製成為滿足上述的化學組成之鋼，來得到鋼(熔鋼)。隨後，為了從該鋼得到鋼塊或厚塊，例如能夠使用通常的連續鑄造法、鋼錠法、薄塊鑄造法等的鑄造方法來鑄塑鋼。連續鑄造時，可以將鋼一次冷卻至低溫(例如室溫)且再加熱之後，將該鋼進行熱輥軋，且亦可以將剛鑄造後的鋼(鑄造厚塊)，連續地進行熱輥軋。又，鋼(熔鋼)的原料亦可以使用廢鐵。
又，後述的熱輥軋係可以在粗輥軋後進行接合板片，且連續地進行精加工輥軋。此時，將粗片一次捲取成為捲鋼狀且按照必要收藏在具有保溫功能的外殼，且再次退捲之後進行接合。
為了得到局部變形能力優良的高強度熱軋鋼板，係滿足以下的必要條件即可。
首先，為了提高局部變形能力，粗輥軋後亦即精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑係重要的。亦即，清楚明白精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑係以較小為佳，為了確保充分的局部變形能力，平均沃斯田鐵粒徑為200μm以下時，係有效的。並且為了將rC及r30各自更有效率地控制在0.70以上及1.10以下時，精加工輥軋前的平均沃斯田鐵粒徑係以200μm以下即可。
為了得到該200μm以下之精加工輥軋前的平均沃斯田鐵粒徑，係如第5圖所表示，在粗輥軋(第1熱輥軋)，於1000℃以上且1200℃以下(較佳是1150℃以下)的溫度範圍且使用 40%以上的軋縮率，將鋼輥軋1次以上即可。
軋縮率及軋縮的次數越大時，能夠得到更微細的沃斯田鐵粒。例如，在粗輥軋，平均沃斯田鐵粒徑係以控制在100μm以下為佳。為了進行該粒徑控制，以進行2次(2道次)之1道次的軋縮率為40%以上的輥軋為佳。但是，藉由在粗輥軋將1道次的軋縮率限制為70%以下、或是將軋縮之次數(道次數)限制在10次以下，能夠使溫度的低落和產生過剩的規模之擔心減低。因此，在粗輥軋，可以是1道次的軋縮率為70%以下，亦可以是軋縮次數(道次數)為10次以下。
如此，使精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑減小，對於促進在以後的精加工輥軋之沃斯田鐵的再結晶來改善擴孔性係有效的。又，就控制rC、r30而言，使該精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑減小係有效的。
推測這是因為粗輥軋後的(亦即精加工輥軋前的)沃斯田鐵晶界，其功能係作為精加工輥軋中的再結晶核之一。
為了確認粗輥軋後的沃斯田鐵粒徑，以使用盡可能大的冷卻速度將進行精加工輥軋前的鋼(鋼板)急速冷卻為佳。例如使用10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻鋼板。而且，將從冷卻而得到的鋼板所採取的板片之剖面蝕刻而使微組織中的沃斯田鐵晶界浮起，並且使用光學顯微鏡測定。此時，以50倍以上的倍率對20以上的視野使用影像解析和切斷法測定沃斯田鐵的粒徑，且將各沃斯田鐵粒徑平均而得到平均沃斯田鐵粒徑。
又，作為用以將在5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中 央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度、及332}<113>的結晶方位的極密度控制為前述的範圍之一個條件，係在粗輥軋後的精加工輥軋(第2熱輥軋)，以溫度T1(℃)作為基準而控制輥軋，其中該溫度T1(℃)係使用鋼的化學組成(質量%)而規定為如下述的(式11)。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式11)
而且，在該(式11)，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]係各自為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V量的質量百分率。又，在(式11)中不含有的化學元素(化學成分)的量，係設作0%而計算。因此，只有含有上述基本成分之基本組成時，亦可使用下述(式12)來代替上述(式11)。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]………(式12)
又，鋼含有選擇元素時，係有必要使用(式12)所算出的溫度代替使用(式11)所算出的溫度作為T1(℃)。
精加工輥軋係以藉由上述(式11)或(式12)所得到的溫度T1(℃)作為基準，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍(較佳是T1+50℃且T1+100℃以下的溫度範圍)，係確保大的軋縮率，而在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍，係將軋縮率限制在小的範圍(包含0%)。藉由上述的粗輥軋，亦加上進行此種精加工輥軋，能夠提高最後製品的局部變形能力。
亦即，藉由在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範 圍確保大的軋縮率，而且在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍限制軋縮率，能夠充分地控制在板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度、及{332}<113>的結晶方位的極密度而飛躍性地改善最後製品的擴孔性。
該溫度T1本身係經驗上求得。本發明者等藉由實驗而在經驗上得到以下知識：將溫度T1作為基準，能夠決定在各鋼的沃斯田鐵區域之可促進再結晶的溫度範圍。而且為了得到更良好的擴孔性，因為藉由軋縮來積蓄更大量的應變係重要的，所以在從T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之累積軋縮率為50%以上。而且，從利用變應積蓄來促進再結晶之觀點，該累積軋縮率係以70%以上為佳。又，藉由限制累積軋縮率的上限，能夠更充分地確保輥軋溫度而進一步抑制輥軋負荷。因此，累積軋縮率亦可以是90%以下。
而且，為了提高鋼(熱軋原板)的均勻性，且將最後製品的伸長率及局部延展性提高至極限，係以在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍，含有30%以上的軋縮率的大軋縮道次之方式控制精加工輥軋。如此，精加工輥軋係在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍，進行至少1次30%以上的軋縮率之軋縮。特別是考慮後述的冷卻控制時，在該溫度範圍之最後道次的軋縮率係30%以上，亦即最後道次係以大軋縮道次為佳。被要求更高的加工性時，以使在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之最後2 道次的軋縮率各自為30%以上為佳。進一步提高熱軋板的均勻性時，大軋縮道次(1道次)的軋縮率為40%以上即可。又，為了得到更良好的鋼板形狀時，大軋縮道次(1道次)的軋縮率為70%以下即可。
又，作為上述的rL及r60為各自滿足rL≧0.70、r60≦1.10之一個條件，以適當地控制後述的等待時間t，並且將在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之軋縮時的各道次間的鋼板溫度上升抑制在18℃以下為佳。
而且，藉由在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍，抑制輥軋的各道次間的鋼板溫度上升，能夠得到均勻的再結晶沃斯田鐵。
而且，為了促進利用所積蓄的應變的釋放之均勻的再結晶，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍的軋縮結束之後，將在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃(較佳是T1℃以上且小於T1+30℃)的溫度範圍之加工量盡可抑制為較小。因此，將在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍之累積軋縮率限制為30%以下。為了確保優良的板形狀時，在該溫度範圍係以10%以上的累積軋縮率為佳，但是更重視擴孔性時，累積軋縮率係以10%以下為佳，以0%以下為較佳。亦即在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍係沒有必要進行軋縮，即便進行軋縮時，累積軋縮率為30%以下。
又，Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍之軋縮率大時，再結晶後的沃斯田鐵粒係伸展，致使擴孔性變差。
亦即，本實施形態之製造條件，係藉由在精加工輥軋 使沃斯田鐵均勻且微細地再結晶來抑制製品的集合組織，而能夠改善擴孔性。
在小於Ar3 ℃的溫度範圍進行輥軋、或是在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍之累積軋縮率太大時，沃斯田鐵的集合組織發達。其結果，最後所得到的鋼板，係在其板厚度中央部，無法滿足{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且6.5以下的條件，及{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且5.0以下的條件之至少一者。另一方面，在精加工輥軋，在比T1+200℃高的溫度範圍進行輥軋、或是累積軋縮率太小時，在微組織含有粗大粒和混粒、或是微組織成為混粒。又，該情況係粗大粒分率和體積平均徑增大。
在此，軋縮率係能夠從測定輥軋荷重和板厚度等且藉由實績或計算來求得。又，針對輥軋溫度(例如上述各溫度範圍)，係能夠藉由使用架間溫度計實測、或從線速和軋縮率等考慮加工發熱之計算模擬而得到。又，在上述，在1道次的軋縮率，係相對於通過輥軋架前的入口板厚度，在1道次的軋縮量(通過輥軋架前的入口板厚度與通過輥軋架後的出口板厚度之差異)的百分率。累積軋縮率係以在上述各溫度範圍的輥軋之最初道次前之入口板厚度作為基準，相對於該基準之累積軋縮量(在上述各溫度範圍的輥軋之最初道次前之入口板厚度與在上述各溫度範圍的輥軋之最後道次後之出口板厚度之差異)的百分率。而且，Ar3 溫度係能夠藉由以下的式13求得。
Ar3 =879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P]………(式13)
如以上進行之熱輥軋(精加工輥軋)，係於Ar3 ℃以上的溫度結束。於小於Ar3 (℃)的溫度結束熱輥軋時，因為鋼係在沃斯田鐵及肥粒鐵的2相之區域(2相溫度區域)被輥軋，在{100}<011>~{223}<110>方位群的結晶方位的集積變強，其結果，擴孔係顯著地變差。在此，精加工輥軋的輥軋結束溫度為T1℃以上時，能夠減低在T1℃以下的溫度範圍之應變量而進一步減低異方向性。因此，精加工輥軋的輥軋結束溫度可以是T1℃以上。
又，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之輥軋的最後大軋縮道次(藉由輥軋架軋縮)後之冷卻(一次冷卻)，係對沃斯田鐵的粒徑造成重大的影響，且該沃斯田鐵的粒徑係對冷軋及退火後的微組織的等軸粒分率及粗大粒分率造成重大的影響。
以從在上述熱輥軋之大軋縮道次(如上述，大軋縮道次係在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之30%以上的軋縮率之軋縮(道次))之中的最後道次完成後，開始一次冷卻為止之等待時間t(秒)為滿足下述(式14)的方式，在相當於大軋縮道次之中的最後道次之輥軋架後，將鋼冷卻(一次冷卻)。在此，(式14)中的t1係能夠藉由下述(式15)來求得。(式15)中的Tf係大軋縮道次的最後道次完成時之鋼板的溫度(℃)，P1係在大軋縮道次之中的最後道次之軋縮率(%)。在此，考慮操作性(例如形狀矯正和二次冷卻的控制性)時，係在輥軋架間進行一次冷卻即可。
等待時間t係大於(式14)的右邊的值(t1×2.5)時，再結晶係大部分完成，另一方面，因為結晶粒係顯著地成長而結晶粒徑增加，r值(例如rC及r30)及伸長率係顯著低落。因此，藉由以等待時間t為滿足下述(式14)的方式控制冷卻開始，適當地控制結晶粒徑來確保充分的伸長率係有效的。
t≦2.5×t1………(式14)
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式15)
藉由將等待時間t進一步限定為小於t1秒(下述式16)，能夠大幅度地抑制結晶粒的成長。此時，為了使最後製品的體積平均粒徑進一步降低而控制為15μm以下，乃是有效的。其結果，即便再結晶係未充分地進行，亦能夠將鋼板的伸長率進一步提高。同時能夠使疲勞特性提升。
t<t1………(式16)
另一方面，藉由將等待時間t進一步限定為t1秒以上且2.5×t1秒以下(下述式17)，相較於等待時間t為小於t1秒時，體積平均徑增加，但是因為再結晶係充分地進行且結晶方位為隨機化，能夠使鐵板的伸長率充分地提升，同時能使等方向性大幅度地提升。
t1≦t≦2.5×t1………(式17)
又，上述的一次冷卻係能夠在輥軋架間或最後輥軋架之後進行。亦即，進行一次冷卻之後，亦可以在Ar3 ℃以上(例如Ar3 (℃)~T1+30(或Tf)(℃))的溫度範圍進行低軋縮率(例如30%以下(或小於30%))的輥軋。
在一次冷卻之冷卻開始時的鋼板溫度(鋼溫度)與冷卻結束時的鋼板溫度(鋼溫度)之差異亦即冷卻溫度變化，係以40℃以上且140℃以下為佳。又，一次冷卻之冷卻結束時之鋼板溫度T2係以T1+100℃以下為佳。該冷卻溫度變化為40℃以上時，能夠進一步抑制再結晶後之沃斯田鐵粒的粒成長。因為冷卻溫度變化為140℃以下時，能夠更充分地進行再結晶，且能夠進一步改善極密度，能夠進一步提高擴孔性。
又，藉由將冷卻溫度變化限制為140℃以下，不僅是比較容易地控制鋼板的溫度，且能夠更有效地控制變量選擇(變量限制的避免)，而且亦能夠進一步抑制集合組織的發達。因此，此時，能夠進一步提高等方向性，且能夠進一步減小加工性的方位依存性。而且，一次冷卻的冷卻結束時的鋼板溫度T2為T1+100℃以下時，能夠得到更充分的冷卻效果。藉由該冷卻效果，能夠抑制結晶粒成長，且能夠進一步抑制結晶粒徑的增加。
又，在一次冷卻之平均冷卻速度係以50℃/秒以上為佳。在該一次冷卻的平均冷卻速度為50℃/秒以上時，能夠進一步抑制再結晶後之沃斯田鐵粒的粒成長。另一方面，雖然不必特別規定平均冷卻速度的上限，但是從板形狀的觀點，平均冷卻速度可以是200℃/秒以下。
又，針對從一次冷卻的結束至開始捲取間(二次冷卻)的其他冷卻條件，係沒有特別限制，能夠按照目的而設定冷卻方式而在上述的微組織的範圍內靈活地控制微組織。而且，例如，為了將沃斯田鐵粒徑更微細地保持時，亦可 在通過精加工輥軋機的最後輥軋架後進行冷卻(該冷卻係被包含在二次冷卻)。如此，接著一次冷卻而進行二次冷卻時，係以在一次冷卻完成後10秒以內開始二次冷卻即可。如此，在一次冷卻完成後10秒以內開始二次冷卻時，能夠使結晶粒更微細。
而且，將鋼冷卻至650℃以下的溫度後(該冷卻係被包含在二次冷卻)，在650℃以下的溫度範圍將鋼(熱軋原板)捲取。在到達650℃以下的溫度之前將鋼捲取時，冷軋後的鋼板的異方向性係變大且擴孔性係顯著地低落。捲取溫度的下限係沒有特別限制，為了抑制麻田散鐵的生成且抑制冷輥軋的負荷，亦可以是350℃以上。
將如上述進行而製造的熱軋原板冷卻而進行酸洗之後，在30%以上且90%以下的輥軋率(冷輥軋率)進行冷輥軋。輥軋率為小於30%時，在其後的退火步驟使再結晶生成係變為困難，且利用後述的再結晶肥粒鐵來控制集合組織(極密度控制)係變為困難。並且，此時等軸粒分率係低落，而且退火後的結晶粒係粗大化。又，輥軋率大於90%時，因為在退火時集合組織係發達，結晶方位的異方向性變強。因此，使冷輥軋輥軋率為30%以上且90%以下。為了使等軸粒分率進一步提升且更微細地控制結晶粒，冷輥軋的輥軋率係以40%以上為佳。又，為了進一步減低結晶方位的異方向性，冷輥軋的輥軋率係以80%以下為佳，以70%以下為較佳，以60%以下為最佳。
冷輥軋後的鋼(鋼板)係強集合組織發達，即便進行其後 的退火，其集合組織係容易被移交至退火後的微組織。該結果，延展性及擴孔性有變差的情況。因此，進行冷輥軋時，藉由控制熱軋鋼板集合組織，並且控制退火條件，來減弱因冷輥軋而發達的集合組織係必要的。該退火的效果係能夠進行滿足式19及式20之二階段的加熱而發揮。藉由該二階段的加熱而能夠適當地控制鋼板的集合組織和機械特性之詳細理由係不清楚，認為減弱集合組織之效果係與在冷軋時被導入之位錯的恢復及再結晶有關聯。亦即在650℃~Ac1 ℃的溫度範圍中加熱速度大時，肥粒鐵係不會再結晶，在逆變態時加工狀態的未再結晶肥粒鐵係直接殘留。又，將含有0.01質量%以上的C之鋼在由肥粒鐵及沃斯田鐵所構成之2相區域進行退火時，所形成的沃斯田鐵會妨礙再結晶肥粒鐵的成長，且在退火後，未再結晶肥粒鐵係容易殘留。因為該未再結晶肥粒鐵係具有強集合組織，會對局部變形能力造成不良影響之同時，因為含有大量的位錯，會使延展性大幅度地變差。因此，在650℃~Ac1 ℃的溫度範圍之加熱速度係以較小為佳。但是，因為再結晶的驅動力係藉由輥軋所積蓄的應變，至650℃之加熱速度小時，藉由冷輥軋所導入的位錯係恢復掉致使再結晶不產生。該結果，在冷輥軋時發達之集合組織係以其狀態直接殘留，致使局部變形能力變差。特別是在室溫(例如，25℃)~650℃的溫度範圍中加熱速度小的情況，在再結晶開始時，在微組織所含有的位錯之密度係變小。其結果，因為在再結晶需要長時間，有必要減小在650℃~Ac1 ℃的溫度範圍之加熱速度(增 加在再結晶所產生的溫度域之鋼的滯留時間)。因此，在退火進行滿足式19及式20之二階段的加熱。亦即，在室溫(例如，25℃)~650℃的溫度範圍(前段)之平均加熱速度HR1(℃/秒)為0.3℃/秒以上，在大於650℃且Ac1 ℃以下的溫度範圍(後段)之平均加熱速度HR2(℃/秒)為0.5×HR1℃/秒以下。在此，在前段的平均加熱速度HR1的上限及在後段的平均加熱速度HR2的下限係沒有特別限制，例如，HR1可以是200℃/秒以下，HR2可以是0.15℃/秒以上。又，能夠藉由連續退火設備、連續鍍覆熔融鋅設備及連續合金化熔融鍍覆鋅設備來進行該二階段的加熱。
但是，因為在熱軋原板發達之集合組織亦被移交至冷軋及退火後，所以熱軋原板的集合組織未被適當地控制之情況，即便將退火時的加熱條件控制在上述的條件，鋼板的局部變形能力係變差。因此，將作為冷軋及退火前的前提條件之熱輥軋控制在上述的條件而使熱軋原板的集合組織隨機化之後，將退火時的加熱條件控制在上述條件時，能夠使優良的延展性及擴孔性充分地提升。
而且，藉由該二階段的加熱，在Ac1 ℃以上且900℃以下的溫度範圍，經加熱的鋼被保持1秒以上且300秒以下。該比Ac1 ℃低的溫度或該比1秒短時間時，從肥粒鐵等的低溫相往沃斯田鐵的逆變態係未充分地進行，在其後的冷卻步驟無法得到第二相且無法得到充分的強度。並且，此時肥粒鐵等的低溫相，同時冷軋後的集合組織係以其狀態直接殘留，致使局部變形能力變差。另一方面，比900℃高的 溫度或是比300秒長的長時間時，因保持而結晶粒粗大化且r值和伸長率低落。
在此，Ac1 、在前段的平均加熱速度HR1及在後段的平均加熱速度HR2係各自能夠藉由以下的式18、式19及式20而得到。
Ac1 =723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W]………(式18)
HR1≧0.3………(式19)
HR2≦0.5×HR1………(式20)
其後，將鋼以1℃/s以上且20℃/s以下的平均冷卻速度冷卻至580℃以上且780℃以下的溫度範圍(三次冷卻、第一段的冷卻)。平均冷卻速度為小於1℃/s或冷卻終點溫度為780℃以上時，無法得到必要的肥粒鐵分率且伸長率低落。另一方面，平均冷卻速度為20℃/s以上或冷卻終點溫度為小於580℃時，因為生成波來鐵致使擴孔性低落。
其後，以5℃/s以上且200℃/s以下的平均冷卻速度將鋼冷卻至350℃以上且500℃以下的溫度範圍(四次冷卻、第二段的冷卻)。該冷卻後，作為其中一個方法，係其狀態下將鋼保持在350℃以上且500℃以下的溫度範圍內tOA 秒以上且1000秒以下。又，作為另外方法，係上述的冷卻後，其狀態下將鋼進一步冷卻至350℃以下(五次冷卻)，其後，將鋼再加熱至350℃以上且500℃以下的溫度範圍，且將鋼保持在350℃以上且500℃以下的溫度範圍內tOA 秒以上且1000秒以下。比tOA 秒短的時間或在小於350℃或大於500℃的溫度範 圍保持鋼時，變韌鐵變態係無法充分地進行，而無法得到良好的擴孔性。該等之中，在比tOA 秒短的時間或在小於350℃的溫度範圍保持鋼時，因為大量地生成麻田散鐵，擴孔性並且伸長率低落。又，在大於500℃的溫度範圍保持鋼時，因為大量地產生波來鐵，擴孔性會進一步低落。並且，藉由使上述四次冷卻的平均冷卻速度為5℃/s以上，能夠進一止抑制波來鐵的生成。又，四次冷卻的平均冷卻速度之上限係沒有特別限制，為了提高溫度控制的精度，可以是200℃/s。
在此，tOA 係能夠藉由下述的(式21)來求取。
在此，tOA 係在350℃以上且500℃以下的溫度範圍之保持溫度。
而且，對所得的冷軋鋼板，可以按照按照必要平整輥軋。藉由該平整輥軋，能夠防止加工成形時所產生伸張應變，或矯正鋼板形狀。
而且，在藉由以上所製造的冷軋鋼板，亦可以按照必要而進行熔融鋅鍍覆處理、合金化熔融鋅鍍覆處理，在冷軋鋼板的表面形成熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。此時，係在形成鍍覆層之前，以水蒸氣分壓pH2O 對氫分壓pH2 的比之對數(log(pH2O /pH2 ))為滿足-3.0~0.0的方式控制爐內環境而而進行退火(例如，藉由上述的預定條件之加熱、 保持在預定的溫度範圍內)。藉由此種退火，能夠抑制容易生成含Si的鋼板之無鍍覆部分的生成，能夠促進合金化，且能夠進一步提高鍍覆品質。
並且，亦可以在所得到的冷軋鋼應用如上述的各種表面處理。
為了參考，在第9圖及10圖，顯示本實施形態之冷軋鋼板的製造方法的概略之流程圖。
[實施例]
邊舉出本發明的實施例、邊對說明本發明的技術內容進行說明。
針對使用具有在表1A~表1C所表示的化學組成(剩餘部分為鐵及不可避免的不純物)之鋼No.A~Y及鋼No.a~g而研討之結果進行說明。
將該等的鋼熔製及鑄造後，將其直接或一次冷卻至室溫後之鋼再加熱，加熱至900℃~1300℃的溫度範圍，其後，邊以在表2A~表2D所表示的製造條件控制鋼板溫度、邊進行熱輥軋。於Ar3 以上的溫度結束熱輥軋後，將鋼冷卻且將該鋼捲取而成為2~5mm厚的熱軋原板。其後，將該鋼(熱軋原板)酸洗後，冷輥軋至成為1.2~2.3mm厚，且進行用以退火之加熱及保持。其後，將所得到的鋼板以二階段冷卻而保持，且對該鋼板以0.5%的輥軋率進行平整輥軋來得到冷軋鋼板。在此，係以熱輥軋後的製造條件為滿足表3A~表3D所表示的製造條件之方式製造冷軋鋼板。又，針對製造No.A1，係除了無鍍覆的冷軋鋼板(冷軋原板)以外，並且使 其形成熔融鋅鍍覆層及合金化熔融鋅鍍覆層而製造熔融鋅鍍覆鋼板及合金化熔融鋅鍍覆鋼板。又，製造No.O2係為了進行在T1+30℃~T1+200℃之30%以上的軋縮率下之軋縮，而無法算出t1。因此，該製造No.O2係使用T1+30℃~T1+200℃的最後道次之軋縮率作為P1。
在表1A~表1C，顯示各鋼的化學成分，在表2A~表2D、表3A~表3D顯示各製造條件。又，在表4A~表4D顯示所得到的鋼板之微組織及機械特性。又，表4A~表4D，F、B、殘留γ、M、P及t-M係各自顯示肥粒鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵、麻田散鐵、波來鐵及回火麻田散鐵的面積率。
又，針對所得到的結果，將強度TS與擴孔性λ的關係顯示在第6圖，將強度TS與伸長率EL的關係顯示在第7圖。
又，藉由依據JIS Z 2241之拉伸試験，來決定拉伸強度TS、伸長率(全伸長率)EL、各方向的r值(rL、rC、r30、r60：依據JIS Z 2254(2008)(ISO10113(2006)))。又，藉由依據日本鐵鋼聯盟規格JFS T1001之擴孔試験來決定擴孔性λ。而且，在r值的測定之其他條件，係與上述實施形態的條件同樣。
又，使用前述的EBSD，對在板寬度方向的1/4之與輥軋方向平行的板厚度剖面的5/8~3/8的區域之板厚度中央部以0.5μm間距測定極密度。
如第6圖、7圖所表示，得知經適當地控制鋼板的化學組成及微組織(特別是各結晶方位的極密度)之鋼板，係兼具優良的擴孔性及延展性。又，從製造No.A1所得到的熔融鋅鍍覆鋼板及合金化熔融鋅鍍覆鋼板，各鍍覆鋼板的微組織 及機械特性係與所對應的製造No.之冷軋原板(表4A~表4D)的微組織及機械特性相同。
以上，已說明本發明的較佳實施例，但是本發明係不被該等實施例限定，在不脫離本發明的宗旨之範圍，能夠進行構成的附加、省略、取代及其他的變更。本發明係不被前述的說明限定，而只有被附加的申請專利範圍限定。
產業上之可利用性
能夠提供一種在TRIP鋼，延展性及擴孔性優良的高強度冷軋鋼板及其製造方法。
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1與拉伸強度TS×擴孔率λ的關係之圖。
第2圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1與拉伸強度TS×伸長率EL的關係之圖。
第3圖係顯示{332}<113>方位的極密度D2與拉伸強度TS×擴孔率λ的關係之圖。
第4圖係顯示{332}<113>方位的極密度D2與拉伸強度TS×伸長率EL的關係之圖。
第5圖係顯示在粗輥軋中40%以上的輥軋次數與粗輥軋後的平均沃斯田鐵粒徑的關係之圖。
第6圖係顯示實施例及比較例之拉伸強度TS與擴孔性λ的關係之圖。
第7圖係顯示實施例及比較例之拉伸強度TS與伸長率EL的關係之圖。
第8圖係顯示本發明的一實施形態的冷軋鋼板之製造方法的概略(前半部分)之流程圖。
第9圖係顯示本發明的一實施形態的冷軋鋼板之製造方法的概略(後半部分)之流程圖。

Claims (19)

  1. 一種冷軋鋼板，其特徵在於鋼板的化學組成以質量%計，含有：C：0.02%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，並將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，且剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成，並且於前述鋼板的化學組成中，Si量及Al量的合計為1.0質量%以上且4.5質量%以下；作為表示在5/8~3/8的板厚度範圍，亦即板厚度中央部中{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各結晶方位的極密度的相加平均之極密度，即{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且6.5以下，且{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且5.0以下；在前述鋼板的微組織中係存在複數的結晶粒，且該微組織以面積率計，含有5%以上且80%以下之肥粒鐵、5%以上且80%以下之變韌鐵、及2%以上且30%以下之殘留沃斯田鐵，且於前述微組織中以面積率計，係限制麻 田散鐵為20%以下、波來鐵為10%以下、及回火麻田散鐵為60%以下；並且相對於輥軋方向為直角方向的蘭克福特值rC為0.70以上且1.10以下，且相對於前述輥軋方向成30°方向的蘭克福特值r30為0.70以上且1.10以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之冷軋鋼板，其中前述鋼板的化學組成更以質量%計，含有選自下述中之1種以上：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.005%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1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：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、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、及As：0.0001%以上且0.5%以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述結晶粒 的體積平均徑是2μm以上且15μm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是1.0以上且5.0以下，且前述{332}<113>的結晶方位的極密度是1.0以上且4.0以下。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其係限制前述複數的結晶粒之中，大於35μm之結晶粒的面積比率為10%以下。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述複數的結晶粒之中，輥軋方向的結晶粒長度除以板厚度方向的結晶粒長度之後的值為3.0以下，且該結晶粒的比率為50%以上且100%以下。
  7. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述變韌鐵的維氏硬度是180HV以上，且前述殘留沃斯田鐵的平均C濃度是0.9%以上。
  8. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其中前述輥軋方向的蘭克福特值rL是0.70以上且1.10以下，且相對於輥軋方向成60°方向的蘭克福特值r60是0.70以上且1.10以下。
  9. 如申請專利範圍第1或2項之冷軋鋼板，其在前述鋼板的表面上具備熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。
  10. 一種冷軋鋼板之製造方法，其特徵在於其係對具有以質量%計，含有：C：0.02%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，並將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，且剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成，並且Si量與Al量的合計為1.0質量%以上且4.5質量%以下之化學組成之鋼，進行下述步驟：在1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍下，進行含有至少1次軋縮率為40%以上的道次(pass)之第1熱輥軋，使前述鋼的平均沃斯田鐵粒徑為200μm以下；對前述鋼進行第2熱輥軋：包含於將藉由下述式1所算出的溫度設作T1℃時，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍中軋縮率為30%以上的大軋縮道次，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之累積軋縮率為50%以上，並將於藉由下述式4所算出之Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍下之累積軋縮率限制為30%以下，且藉由下述式4所算出之輥軋結束溫度為Ar3 ℃以上；對前述鋼進行一次冷卻，並使從前述大軋縮道次之中的最後道次完成至冷卻開始為止的等待時間t秒可滿足下述式2；於650℃以下的溫度範圍下捲取前述鋼； 將前述鋼酸洗；以30%以上且90%以下的輥軋率，將前述鋼進行冷輥軋；進行二階段之加熱，亦即在室溫~650℃的溫度範圍下平均加熱速度HR1為0.3℃/秒以上，以及在大於650℃且藉由下述式5所算出之Ac1 ℃以下的溫度範圍下平均加熱速度HR2以單位℃/秒計為0.5×1HR1以下；在Ac1 ℃以上且900℃以下的溫度範圍內，將前述鋼保持1秒以上且300秒以下；至580℃以上且780℃以下的溫度範圍，以1℃/s以上且20℃/s以下的平均冷卻速度將前述鋼冷卻；以5℃/s以上且200℃/s以下的平均冷卻速度並在350℃以上且500℃以下之溫度範圍內的溫度TOA ，將前述鋼冷卻；在350℃以上且500℃以下的溫度範圍內，將前述鋼保持藉由下述式6所算出之時間tOA 秒以上且1000秒以下而得到鋼板；或是將前述鋼進一步冷卻至350℃以下，且將前述鋼再加熱至350℃以上且500℃以下的溫度範圍之後，將前述鋼於350℃以上且500℃以下的溫度範圍內保持藉由下述式6所計算之時間tOA 秒以上且1000秒以下而得到鋼板：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]………(式1)在此，[C]、[N]及[Mn]係各自為前述鋼中的C、N及Mn量之質量百分率； t≦2.5×t1………(式2)在此，t1係以下述式3表示；t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式3)在此，Tf係前述最後道次完成時之前述鋼的攝氏溫度，P1係前述最後道次中軋縮率之百分率；Ar3 =879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P]………(式4) Ac1 =723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W]………(式5)
  11. 如申請專利範圍第10項之冷軋鋼板之製造方法，其中前述鋼係前述化學組成更以質量%計，含有選自下述中之1種以上：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.005%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1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：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、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、Zr：0.0001%以上且0.2%以下、及As：0.0001%以上且0.5%以下，且代替藉由前述式1所算出的溫度，將藉由下述式7所算出的溫度設作前述T1℃：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式7)在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]係各自為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V的質量百分率。
  12. 如申請專利範圍第10或11項之製造方法，其中前述等待時間t秒滿足使用前述t1之下述式8：0≦t<t1………(式8)。
  13. 如申請專利範圍第10或11項之製造方法，其中前述等待時間t秒滿足使用前述t1之下述式9：t1≦t≦2.5×t1………(式9)。
  14. 如申請專利範圍第10或11項之冷軋鋼板之製造方法，其中在前述一次冷卻中，冷卻開始時的鋼溫度與冷卻結束時的鋼溫度之差，即冷卻溫度變化是40℃以上且140℃以下，且前述冷卻結束時的鋼溫度是T1+100℃以下。
  15. 如申請專利範圍第10或11項之冷軋鋼板之製造方法，其中前述第1熱輥軋是含有至少2次以上軋縮率為40%以 上之道次，並使前述鋼的平均沃斯田鐵粒徑為100μm以下。
  16. 如申請專利範圍第10或11項之冷軋鋼板之製造方法，其係在通過最後輥軋架後，且在前述一次冷卻完成後10秒以內開始二次冷卻。
  17. 如申請專利範圍第10或11項之冷軋鋼板之製造方法，其中在前述第2熱輥軋中，係令在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下，各道次間的前述鋼的溫度上升為18℃以下。
  18. 如申請專利範圍第10或11項之冷軋鋼板之製造方法，其係在輥軋架間進行前述一次冷卻。
  19. 如申請專利範圍第10或11項之冷軋鋼板之製造方法，其係在前述鋼板的表面形成熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。
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TW101110980A TWI447236B (zh) 2011-03-28 2012-03-28 熱軋鋼板及其製造方法

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW101110980A TWI447236B (zh) 2011-03-28 2012-03-28 熱軋鋼板及其製造方法

Country Status (12)

Country Link
US (2) US9546413B2 (zh)
EP (2) EP2692893B1 (zh)
JP (2) JP5408382B2 (zh)
KR (2) KR101536845B1 (zh)
CN (2) CN103476960B (zh)
BR (2) BR112013024984B1 (zh)
CA (2) CA2831404C (zh)
ES (2) ES2665982T3 (zh)
MX (2) MX338997B (zh)
PL (2) PL2692893T3 (zh)
TW (2) TWI452145B (zh)
WO (2) WO2012133563A1 (zh)

Families Citing this family (101)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5408382B2 (ja) 2011-03-28 2014-02-05 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
US9458520B2 (en) * 2011-04-21 2016-10-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Manufacturing method of a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent uniform elongation and hole expandability
CA2837052C (en) 2011-05-25 2015-09-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same
CN103014554B (zh) * 2011-09-26 2014-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法
TWI479028B (zh) * 2011-09-30 2015-04-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High-strength galvanized steel sheet having high tensile strength at a maximum tensile strength of 980 MPa and excellent in formability, high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method of manufacturing the same
WO2013115205A1 (ja) 2012-01-31 2013-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 発電機リム用熱延鋼板およびその製造方法
CN103060690A (zh) * 2013-01-22 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度钢板及其制造方法
JP5821864B2 (ja) * 2013-01-31 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN105247089B (zh) 2013-03-11 2018-07-20 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 高强度热浸镀锌复相钢带材
JP5867436B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN105102653B (zh) * 2013-03-29 2018-05-08 杰富意钢铁株式会社 氢用钢结构物、储氢容器及氢用管道的制造方法
JP5633594B2 (ja) * 2013-04-02 2014-12-03 Ｊｆｅスチール株式会社 打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
ES2726654T3 (es) * 2013-04-15 2019-10-08 Nippon Steel Corp Lámina de acero laminada en caliente
JP5852690B2 (ja) * 2013-04-26 2016-02-03 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US20150176109A1 (en) * 2013-12-20 2015-06-25 Crs Holdings, Inc. High Strength Steel Alloy and Strip and Sheet Product Made Therefrom
US20150176108A1 (en) * 2013-12-24 2015-06-25 Nucor Corporation High strength high ductility high copper low alloy thin cast strip product and method for making the same
JP6241274B2 (ja) * 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
JP6217455B2 (ja) * 2014-02-28 2017-10-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
EP3128027B1 (en) * 2014-03-31 2018-09-05 JFE Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet having high yield ratio, and production method therefor
US10253389B2 (en) 2014-03-31 2019-04-09 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio, high-strength cold-rolled steel sheet and production method therefor
JP6354271B2 (ja) * 2014-04-08 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
US20170218475A1 (en) * 2014-08-07 2017-08-03 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN104233092B (zh) * 2014-09-15 2016-12-07 首钢总公司 一种热轧trip钢及其制备方法
DE102014017273A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
CN104404367B (zh) * 2014-12-10 2016-08-31 东北大学 一种高强度高塑性冷轧低碳钢及其制备方法
CN107002198B (zh) * 2014-12-12 2019-05-28 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2016130548A1 (en) 2015-02-10 2016-08-18 Arcanum Alloy Design, Inc. Methods and systems for slurry coating
MX2017008622A (es) * 2015-02-20 2017-11-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero laminada en caliente.
PL3260566T3 (pl) * 2015-02-20 2020-08-24 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US10876181B2 (en) 2015-02-24 2020-12-29 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and method of manufacturing same
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
MX2018001280A (es) * 2015-07-31 2018-05-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero de estructura tipo mixta de transformacion inducida por tension y metodo para fabricar la misma.
DE102015112889A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester manganhaltiger Stahl, Verwendung des Stahls für flexibel gewalzte Stahlflachprodukte und Herstellverfahren nebst Stahlflachprodukt hierzu
DE102015112886A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
KR20180052760A (ko) * 2015-09-28 2018-05-18 씨알에스 홀딩즈 인코포레이티드 머드 모터 축 용도를 위한, 높은 강도, 높은 충격 인성 및 우수한 피로 수명을 갖는 강합금
WO2017109538A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
WO2017109540A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
CN105543702A (zh) * 2015-12-28 2016-05-04 合肥中澜新材料科技有限公司 一种高强度合金汽车车门
WO2017131053A1 (ja) * 2016-01-29 2017-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法
JP6528894B2 (ja) * 2016-03-02 2019-06-12 日本製鉄株式会社 鉄道用車輪
CN105779864B (zh) * 2016-04-28 2017-11-21 武汉钢铁有限公司 弥散强化微合金高强钢及其生产方法
DE102016108836B4 (de) * 2016-05-12 2018-05-24 Benteler Automobiltechnik Gmbh Kraftfahrzeugbauteil sowie Verfahren zu dessen Herstellung
WO2017201418A1 (en) * 2016-05-20 2017-11-23 Arcanum Alloys, Inc. Methods and systems for coating a steel substrate
KR101795277B1 (ko) * 2016-06-21 2017-11-08 현대자동차주식회사 내식성이 우수한 고강도 스프링강
KR101795278B1 (ko) * 2016-06-21 2017-11-08 현대자동차주식회사 초고강도 스프링강
CN106011623A (zh) * 2016-06-28 2016-10-12 安徽富乐泰水泵系统有限公司 一种耐低温强度高的泵轴材料
CN106191692A (zh) * 2016-07-11 2016-12-07 吴用镜 一种钻进钻杆用合金钢材料
CN105950994A (zh) * 2016-07-11 2016-09-21 吴用镜 一种钻进钻杆用铜镍合金钢
CN109563580A (zh) 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
CN109563586B (zh) 2016-08-05 2021-02-09 日本制铁株式会社 钢板及镀覆钢板
JP6737338B2 (ja) * 2016-08-08 2020-08-05 日本製鉄株式会社 鋼板
US11028469B2 (en) 2016-08-16 2021-06-08 Nippon Steel Corporation Hot press-formed part
KR102239640B1 (ko) * 2016-08-31 2021-04-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP6315044B2 (ja) 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP3517644B1 (en) 2016-09-21 2021-03-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet
EP3535431B1 (de) 2016-11-02 2021-06-09 Salzgitter Flachstahl GmbH Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung
SE1651545A1 (en) * 2016-11-25 2018-03-06 High strength cold rolled steel sheet for automotive use
EP3592871A1 (en) * 2017-03-10 2020-01-15 Tata Steel Limited Hot rolled steel product with ultra-high strength minimum 1100mpa and good elongation 21%
MX2019010816A (es) 2017-03-13 2019-10-30 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminado en frio de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
EP3572546B1 (en) * 2017-03-13 2022-02-09 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN110475889A (zh) * 2017-03-31 2019-11-19 日本制铁株式会社 热轧钢板和钢制锻造部件及其制造方法
WO2018189950A1 (ja) 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
CN107130174A (zh) * 2017-06-07 2017-09-05 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥780MPa的合金化热镀锌钢及生产方法
CN107326276B (zh) * 2017-06-19 2019-06-07 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度500～600MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法
JP6465266B1 (ja) * 2017-07-07 2019-02-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
CN107557692B (zh) * 2017-08-23 2019-01-25 武汉钢铁有限公司 基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢及制造方法
CN107488814B (zh) * 2017-08-23 2018-12-28 武汉钢铁有限公司 基于CSP流程的800MPa级热轧TRIP钢及制造方法
CN107475627B (zh) * 2017-08-23 2018-12-21 武汉钢铁有限公司 基于CSP流程的600MPa级热轧TRIP钢及制造方法
KR101950596B1 (ko) * 2017-08-24 2019-02-20 현대제철 주식회사 초고강도 강 및 그 제조방법
WO2019092482A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019103120A1 (ja) 2017-11-24 2019-05-31 日本製鉄株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN110168123B (zh) * 2017-12-14 2020-08-25 新日铁住金株式会社 钢材
KR102031453B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 열연강판 및 그 제조방법
JP6901417B2 (ja) 2018-02-21 2021-07-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
US11492687B2 (en) 2018-03-30 2022-11-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet
KR102116757B1 (ko) * 2018-08-30 2020-05-29 주식회사 포스코 배기계용 냉연강판 및 그 제조방법
CN109321927B (zh) * 2018-11-21 2020-10-27 天津市华油钢管有限公司 防腐马氏体螺旋埋弧焊管及其制备工艺
KR102178728B1 (ko) * 2018-12-18 2020-11-13 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR102153197B1 (ko) * 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR102164078B1 (ko) * 2018-12-18 2020-10-13 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP7185555B2 (ja) 2019-02-18 2022-12-07 株式会社神戸製鋼所 鋼板
CN109881093B (zh) * 2019-03-01 2020-11-13 北京科技大学 一种热气胀成型用空冷强化钢及其制备方法
MX2021010461A (es) 2019-03-29 2021-09-21 Nippon Steel Corp Lamina de acero y metodo de produccion de la misma.
US20220389554A1 (en) * 2019-10-01 2022-12-08 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN110777297B (zh) * 2019-10-12 2022-07-05 河钢股份有限公司 一种高扩孔性高拉延性高强度钢板及其制造方法
JPWO2021167079A1 (zh) * 2020-02-20 2021-08-26
WO2021205943A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14 日本製鉄株式会社 鋼板
KR20230016218A (ko) * 2020-07-20 2023-02-01 아르셀러미탈 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법
MX2023001729A (es) * 2020-09-30 2023-02-22 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia.
CN112501516A (zh) * 2020-11-30 2021-03-16 日照钢铁控股集团有限公司 一种1080MPa级高强度高塑性热轧钢生产方法
KR102469876B1 (ko) * 2020-12-18 2022-11-23 주식회사 포스코 밀착성이 우수한 고강도 법랑용 냉연강판 및 이의 제조방법
WO2022145069A1 (ja) * 2020-12-28 2022-07-07 日本製鉄株式会社 鋼材
MX2023010466A (es) * 2021-05-13 2023-09-14 Nippon Steel Corp Lamina de acero para estampacion en caliente y cuerpo formado por estampacion en caliente.
DE102022102418A1 (de) 2022-02-02 2023-08-03 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes schmelztauchbeschichtetes Stahlband mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität und Verfahren zu dessen Herstellung
CN115055918B (zh) * 2022-06-17 2023-09-19 首钢智新迁安电磁材料有限公司 一种无取向硅钢的连轧方法
WO2024116396A1 (ja) * 2022-12-01 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板及び部材の製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040244877A1 (en) * 2001-10-04 2004-12-09 Tatsuo Yokoi High-strength thin steel sheet drawable and excellent in shape fixation property and method of producing the same
JP2009114523A (ja) * 2007-11-08 2009-05-28 Nippon Steel Corp 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61217529A (ja) 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
JP2601581B2 (ja) 1991-09-03 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法
JP2000119804A (ja) 1998-10-16 2000-04-25 Nippon Steel Corp 深絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP2000144314A (ja) 1998-11-02 2000-05-26 Nippon Steel Corp 角筒絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP3539548B2 (ja) * 1999-09-20 2004-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 加工用高張力熱延鋼板の製造方法
US6589369B2 (en) * 2000-04-21 2003-07-08 Nippon Steel Corporation High fatigue strength steel sheet excellent in burring workability and method for producing the same
JP3990553B2 (ja) 2000-08-03 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
JP3814134B2 (ja) 2000-09-21 2006-08-23 新日本製鐵株式会社 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法
KR100543956B1 (ko) 2000-09-21 2006-01-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 형상 동결성이 우수한 강판 및 그 제조방법
AUPR047900A0 (en) 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
JP3927384B2 (ja) 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
JP4028719B2 (ja) 2001-11-26 2007-12-26 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2003113440A (ja) 2001-10-04 2003-04-18 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れる絞り可能な高強度薄鋼板およびその製造方法
FR2836930B1 (fr) 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP3821036B2 (ja) 2002-04-01 2006-09-13 住友金属工業株式会社 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
JP3901039B2 (ja) 2002-06-28 2007-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4160839B2 (ja) 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた異方性の小さな高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4160840B2 (ja) 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4235030B2 (ja) 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP4384523B2 (ja) 2004-03-09 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4692015B2 (ja) 2004-03-30 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4464748B2 (ja) 2004-07-06 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 形状凍結性と伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
JP5029361B2 (ja) 2005-08-03 2012-09-19 住友金属工業株式会社 熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法
EP1767659A1 (fr) 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
JP5058508B2 (ja) 2005-11-01 2012-10-24 新日本製鐵株式会社 低降伏比型高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法
JP4714574B2 (ja) 2005-12-14 2011-06-29 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP2007291514A (ja) 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP5228447B2 (ja) 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5214905B2 (ja) * 2007-04-17 2013-06-19 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5053157B2 (ja) * 2007-07-04 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
JP5088021B2 (ja) 2007-07-05 2012-12-05 新日本製鐵株式会社 高剛性高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2009097545A (ja) 2007-10-13 2009-05-07 Toyota Motor Corp 車両用電子制御カップリング
JP5217395B2 (ja) 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4894863B2 (ja) 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
AU2009234667B2 (en) 2008-04-10 2012-03-08 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheets which are extremely excellent in the balance between burring workability and ductility and excellent in fatigue endurance, zinc-coated steel sheets, and processes for production of both
JP5068689B2 (ja) 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
KR20100010169A (ko) 2008-07-22 2010-02-01 박은정 다층인쇄회로기판 및 그 제조방법
JP5245647B2 (ja) 2008-08-27 2013-07-24 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5206244B2 (ja) * 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP5370016B2 (ja) 2008-09-11 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4737319B2 (ja) 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
PL2578711T3 (pl) 2010-05-27 2020-05-18 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa i sposób jej wytwarzania
MX342629B (es) 2010-07-28 2016-10-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero enrollada en caliente, lamina de acero enrollada en frio, lamina de acero galvanizada y metodos para fabricar los mismos.
JP5408382B2 (ja) 2011-03-28 2014-02-05 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040244877A1 (en) * 2001-10-04 2004-12-09 Tatsuo Yokoi High-strength thin steel sheet drawable and excellent in shape fixation property and method of producing the same
JP2009114523A (ja) * 2007-11-08 2009-05-28 Nippon Steel Corp 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法

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