TWI461546B - High strength cold rolled steel sheet excellent in uniform elongation and hole expandability and a method of manufacturing the same - Google Patents

High strength cold rolled steel sheet excellent in uniform elongation and hole expandability and a method of manufacturing the same Download PDF

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Kohichi Sano
Hiroshi Yoshida
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Description

均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於主要使用於汽車零件之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板及其製造方法者。
本請案依據2011年4月21日，在日本申請之特願2011-095254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。今後，為更加推動汽車車體之輕量化，必需較以往更加提高高強度鋼板的強度。
例如，為於底盤零件使用高強度鋼板，必須特別改善凸出成形加工(burring workability)性。但，一般而言，當使鋼板高強度化，成形性便下降，拉伸成形或膨脹成形中重要之均勻伸長下降。
非專利文獻1中，揭示了一種藉於鋼板組織殘留沃斯田鐵，以確保均勻伸長之方法。又，非專利文獻2中，揭示了一種複合化鋼板之金屬組織，以於同一強度下確保均勻伸長的方法。
另一方面，有人亦揭示有一種控制改善彎曲成形、擴孔加工、凸出成形加工所需之局部延性的金屬組織。非專 利文獻3中，揭示了一種藉由控制夾雜物或單一組織化、甚至是降低組織間之硬度差，可有效提升彎曲性或擴孔加工性的方法。
此係利用控制組織成為單一組織，而改善擴孔性之方法，但為成為單一組織，如非專利文獻4所記載之，由沃斯田鐵單相進行之熱處理係為基本。
非專利文獻4中，揭示了一種利用冷卻控制控制變態組織，以得到適當分率之肥粒鐵與變韌鐵，兼具高強度化與確保延性的技術。但，前述之任一技術均係依賴控制組織的局部變形能力之改善方法，所期之特性對組織的形成將造成很大的影響。
另一方面，有人揭示了一種增加連續熱軋中之軋縮量以改善熱軋鋼板之材質的方法。即，微細化結晶粒之技術，於沃斯田鐵域內之極度低溫下進行大軋縮，使其由未再結晶沃斯田鐵變態成肥粒鐵，將作為製品主相之肥粒鐵結晶粒微細化者。
非專利文獻5中，揭示了一種藉由該細粒化而高強度化或強韌化的技術。但，於非專利文獻5中，揭示了一種藉由該細粒化，以期高強度化、或強韌化的方法。但，非專利文獻5中，並未考量到本發明欲解決之改善擴孔性，又，亦未揭示適用於冷軋鋼板的方法。
先前技術文獻 非專利文獻
非專利文獻1：高橋，新日鐵技術情報(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：加藤等人，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製品介紹
 發明概要
如上述，為改善高強度鋼板之局部延性能，進行包含夾雜物之組織控制係為主要方法。但，因藉由組織控制，控制析出物之形態、或肥粒鐵或變韌鐵之分率係為必要，故限定基質的金屬組織係為必須。
此處，本發明之課題係控制作為基質的金屬組織之分率或形態，並控制集合組織，以改善高強度鋼板的均勻伸長與凸出成形加工性，並一併改善鋼板內之異向性。本發明係以提供可解決該課題的均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板與其製造方法。
本發明人等致力地研究解決前述課題之方法。結果，發現只要將軋延條件與冷卻條件控制於所需之範圍內，形成預定的集合組織與鋼板組織，即可製造等向加工性優異之高強度冷軋鋼板。
本發明係依據前述觀察所得知識而作成者，其要旨係如以下所述。
[1]一種均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，以質量%計，含有：C：0.01~0.4%、Si：0.001~2.5%、Mn：0.001~4.0%、P：0.001~0.15%、S：0.0005~0.03%、Al：0.001~2.0%、N：0.0005~0.01%、O：0.0005~0.01%，並限制Si+Al：小於1.0%，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成，自鋼板表面起5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>的各結晶方位所表示之{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值係5.0以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係4.0以下，金屬組織以面積率計含有肥粒鐵5~80%、變韌鐵5~80%、麻田散鐵1%以下，且麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的合計係5%以下，並且與軋延方向成直角方向之r值(rC)係0.70以上，且與軋延方向成30°方向之r值(r30)係1.10以下。
[2]如[1]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其中軋延方向之r值(rL)係0.70以上，且與軋延方向成60°方向之r值(r60)係1.10以下。
[3]如[1]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其中於前述金屬組織中，結晶粒之體積平均直徑係7μm以下，且結晶粒中，軋延方向之長度dL與板厚方向之長度dt的比：dL/dt之平均值係3.0以下。
[4]如[1]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其係以質量%計，更含有下述之1種或2種以上：Ti：0.001~0.2%、Nb：0.001~0.2%、B：0.0001~0.005%、Mg： 0.0001~0.01%、Rem：0.0001~0.1%、Ca：0.0001~0.01%、Mo：0.001~1.0%、Cr：0.001~2.0%、V：0.001~1.0%、Ni：0.001~2.0%、Cu：0.001~2.0%、Zr：0.0001~0.2%、W：0.001~1.0%、As：0.0001~0.5%、Co：0.0001~1.0%、Sn：0.0001~0.2%、Pb：0.001~0.1%、Y：0.001~0.10%、Hf：0.001~0.10%。
[5]如[1]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其係於表面施行有熱浸鍍鋅。
[6]如[1]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其係於前述熱浸鍍鋅後，以450~600℃進行合金化處理。
[7]一種均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，係將以質量%計，含有：C：0.01~0.4%、Si：0.001~2.5%、Mn：0.001~4.0%、P：0.001~0.15%、S：0.0005~0.03%、Al：0.001~2.0%、N：0.0005~0.01%、O：0.0005~0.01%，並限制Si+Al：小於1.0%，且剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼片，於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍，進行1次以上軋縮率40%以上之軋延的第1熱軋，使前述第1熱軋中沃斯田鐵粒徑為200μm以下；於以下述式(1)所規定的溫度T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域進行第2熱軋，該第2熱軋係至少1次為1道次(pass)中軋縮率30%以上之軋延，使前述第2熱軋中之合計軋縮率為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，開始冷軋前1次冷卻，使等候時間t秒滿足下 述式(2)，使前述1次冷卻中平均冷卻速度為50℃/秒以上，且於溫度變化為40℃以上、140℃以下之範圍進行前述1次冷卻；進行軋縮率30%以上、70%以下之冷軋；加熱至700~900℃之溫度域，並保持1秒以上、1000秒以下；以12℃/秒以下之平均冷卻速度，施行冷軋後1次冷卻至580~750℃之溫度域；以4~300℃/秒之平均冷卻速度，施行冷軋後2次冷卻至350~500℃之溫度域；於350℃以上、500℃以下之溫度域中，進行保持滿足下述式(4)之t2秒以上、400秒以下的過時效熱處理。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………(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………(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………(3)
此處，於前述式(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。
log(t2)=0.0002(T2-425)2 +1.18………(4)
此處，T2係過時效處理溫度，且令t2之最大值為400。
[8]如[7]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於前述冷軋前1次冷卻後、進行前述 冷軋前，以平均冷卻速度10~300℃/秒，進行冷軋前2次冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，並以600℃以下捲取成為熱軋鋼板。
[9]如[7]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於小於T1+30℃之溫度範圍中的合計軋縮率係30%以下。
[10]如[7]記載之均勻伸長與擴孔性優異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………(2a)
[11]如[7]記載之均勻伸長與擴孔性優異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………(2b)
[12]如[7]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於輥架間開始前述熱軋後一次冷卻。
[13]如[7]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中於前述冷軋後、加熱至700~900℃之溫度域時，使室溫以上、650℃以下的平均加熱速度為以下述式(5)所示之HR1(℃/秒)，使大於650℃、至700~900℃之平均加熱速度為以下述式(6)所示的HR2(℃/秒)。
HR1≧0.3………(5)
HR2≦0.5×HR1………(6)
[14]如[7]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其更於表面施行熱浸鍍鋅。
[15]如[14]記載之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於施行熱浸鍍鋅後，更在450~600℃下施行合金化處理。
依據本發明，即使添加有Nb或Ti等，仍可提供一種異向性不大、均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板。
圖式簡單說明
第1圖係連續熱軋線之說明圖。
 用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本發明。
首先，說明本發明之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板(以下，稱作「本發明鋼板」)(結晶方位)
自鋼板表面起5/8~3/8板厚範圍之板厚中央部中以{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值，於本發明鋼板中，係特別重要的特性值。自鋼板表面起5/8~3/8板厚範圍的板厚中央部中進行X射線繞射，求出各方位之極密度時之{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值若為5.0以下，可滿足最近所要求的底盤零件加工所需之板厚/彎曲半徑≧1.5。
若前述平均值大於5.0，鋼板之機械性特性的異向性變得極強，甚至即使僅某方向之局部變形能得到改善，與其相異之方向上的材質仍顯著地劣化，無法滿足板厚/彎曲半 徑≧1.5。
{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值以4.0以下為佳。於更需要優異之擴孔性、或小之限界彎曲特性時，前述平均值以3.0以下為佳。
另一方面，現行之一般的連續熱軋步驟中雖不易實現，但於前述平均值小於0.5時，因有局部變形能劣化的疑慮，故前述平均值以0.5以上為佳。
{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，且所得之被測材料的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(Electron Channeling Pattern：電子通道型樣)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{110}、{100}、{211}、{310}中，使用複數之極圖(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，可直接使用三維集合組織(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]、及(223)[1-10]之各強度。
{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值係指該等方位之極密度的相加平均。於無法得到該等方位之全部強度時，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。
此外，由相同之理由，自鋼板表面起5/8~3/8板厚範圍的板厚中央部中板面之{332}<113>的結晶方位之極密度必須係4.0以下。若為4.0以下，即可滿足最近所要求的底盤零件加工所需之板厚/彎曲半徑≧1.5。以3.0以下為佳。
若{332}<113>之結晶方位的極密度大於4.0，鋼板之機械性特性的異向性變得極強，甚至即使僅某方向之局部變形能得到改善，與其相異之方向上的材質仍顯著地劣化，無法滿足板厚/彎曲半徑≧1.5。另一方面，現行之一般連續熱軋步驟中雖不易實現，但小於0.5時，因有局部變形能劣化的疑慮，故{332}<113>之結晶方位的極密度以0.5以上為佳。
以上所述之結晶方位的極密度對彎曲加工時之形狀凍結性重要的理由尚未明確，但推測與彎曲變形時結晶之滑動行為有關。
用於X射線繞射之試料，係藉由機械研磨等，將鋼板削減至預定之板厚，接著，藉由化學研磨或電解研磨等去除應變，製作試料，使自鋼板表面起5/8~3/8板厚範圍的適當 之面作為測定面。當然，不僅是自鋼板表面起5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部，盡量使較多之厚度位置滿足前述極密度之限定範圍，可更加地使均勻伸長與擴孔性變得良好。然而，藉由測定自鋼板表面起5/8~3/8之範圍，可大致代表鋼板全體的材質特性。此處，規定板厚之5/8~3/8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的方位。{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，將該等方位總稱為{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，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)，於本發明鋼板中係為重要。本發明人等經致力檢討後，結果發現即使各個結晶方位的極密度係於適當之範圍內，仍未必能得良好的擴 孔性或彎曲性。為得良好之擴孔性或彎曲性，於滿足前述極密度之範圍的同時，rC需為0.70以上。rC之上限並未特別限定，但若為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)，於本發明鋼板中係為重要。本發明人等經致力檢討後，結果，發現即使各個結晶方位的極密度係於適當之範圍內，仍未必能得良好的擴孔性或彎曲性。為得良好之擴孔性或彎曲性，於滿足前述極密度之範圍的同時，r30需為1.10以下。r30之下限並未特別限定，但若為0.70以上，可得較優異之擴孔性。
本發明人等經致力檢討後，結果發現各個結晶方位的極密度不僅是rC、及r30，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，可得更良好之擴孔性。
rL及r60之上限並未特別限定，但若rL為1.00以下、r60為0.90以上，可得更優異之擴孔性。
前述之r值可於使用JIS5號抗拉試驗片之抗拉試驗中得到。賦與之拉伸應變於高強度鋼板的情況，通常係5~15%，於均勻伸長之範圍內評價r值即可。另，施行彎曲加工之方向因加工零件不同而有所差異，故並未特別限定者，於本發明鋼板之情況下，於任何方向彎曲，仍可得相同之彎曲性。
一般而言，集合組織與r值係相關，但於本發明鋼板中，關於結晶方位之極密度的限定與關於r值之限定並非互相同義，若未同時滿足兩者之限定，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的限定理由。
本發明鋼板之組織，以面積率計，含有5~80%之肥粒鐵。藉由存在變形能優異之肥粒鐵，均勻伸長雖提升，但面積率小於5%時，未能得到良好之均勻伸長，故將下限設為5%。另一方面，於存在面積率大於80%之肥粒鐵時，因擴孔性大幅地劣化，故將上限設為80%。
又，本發明鋼板，以面積率計，包含5~80%之變韌鐵。於面積率小於5%時，因強度顯著地下降，故將下限設為5%。另一方面，於存在大於80%之變韌鐵時，因擴孔性大幅地劣化，故將上限設為80%。
本發明鋼板之剩餘部分，以面積率之合計，容許為5%以下的麻田散鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵。
麻田散鐵與肥粒鐵或與變韌鐵之界面成為破裂之起點，使擴孔性劣化，故將麻田散鐵設為1%以下。
殘留沃斯田鐵係加工誘導變態，成為麻田散鐵。麻田散鐵與肥粒鐵或與變韌鐵之界面成為破裂之起點，使擴孔性劣化。又，於存在大量波來鐵時，有損及強度或加工性的情形。因此，將麻田散鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵，以面積率之合計，設為5%以下。
(結晶粒之體積平均徑)
於本發明鋼板中，需使粒單位之結晶粒的體積平均直徑為7μm以下。於存在大於7μm結晶粒之時，均勻伸長降低，又擴孔性亦降低，故將結晶粒之體積平均直徑設為7μm以下。
此處，以往之結晶粒的定義係極為曖昧，不易定量化。 相對於此，本發明人等發現如以下地規定結晶粒之“粒單位”的話，可解決結晶粒之定量化的問題。
本發明所規定之結晶粒的“粒單位”係於利用EBSP(Electron Back Scattering Pattern：電子背向散射圖樣)之鋼板方位的解析中，如以下地規定。換言之，於利用EBSP之鋼板方位的解析中，例如，於1500倍之倍率下，以0.5μm以下之測定節距進行方位測定，將相鄰之測定點的方位差大於15°之位置定為粒單位的粒邊界。並且，將經該邊界所包圍之領域定為結晶粒的“粒單位”。
如此所定之粒單位的結晶粒，求得圓等效直徑d，並以4/3πd3 求得各個粒單位的結晶粒之體積。並且，算出體積之加權平均，求出體積平均直徑(Mean Volume Diameter)。
即使個數為少量，結晶粒大者越多，局部延性之劣化變得越大。因此，結晶粒之尺寸並非通常之尺寸平均，可得以體積的加權平均所定義之體積平均徑與局部延性強烈地相關。為得該效果，結晶粒之體積平均徑需為7μm以下。又，為確保高之擴孔性，以5μm以下為佳。另，結晶粒之測定方法係如前述。
(結晶粒之等軸性)
又，本發明人等經致力檢討，結果，發現於粒單位知結晶粒的軋延方向之長度dL與板厚方向之長度dt的比：dL/dt為3.0以下時，擴孔性大幅地提升。該物理上之意義尚未明確，但可視為藉使粒單位之結晶粒的形態比起橢圓體更接近於球，緩和粒界之應力集中，提升擴孔性。
此外，本發明人等經致力檢討，結果，發現於軋延方向之長度dL與板厚方向之長度dt的比：dL/dt之平均值為3.0以下時，可得良好的擴孔性。於軋延方向之長度dL與板厚方向之長度dt的比：dL/dt之平均值大於3.0時，擴孔性劣化。
(成分組成)
接著，說明限定本發明鋼板之成分組成的理由。另，成分組成之%係質量%之意。
C：0.01~0.4%
C係有效提升機械強度之元素，故添加0.01%以上。以0.03%以上為佳，較佳者係0.05%以上。另一方面，於大於0.4%時，因加工性或熔接性不佳，故將上限設為0.4%。以0.3%以下為佳，較佳者係0.25%以下。
Si：0.001~2.5%
Si係有效提升機械強度之元素。但，於Si大於2.5%時，加工性劣化，或產生表面瑕疵，故將上限設為2.5%。另一方面，因於實用鋼中將Si減少至小於0.001%係為困難，故將下限設為0.001%。
Mn：0.001~4.0%
Mn係有效提升機械強度之元素，但大於4.0%時，加工性劣化，故將上限設為4.0%。以3.0%以下為佳。另一方面，因於實用鋼中將Mn減少至小於0.001%係為困難，故將下限設為0.001%。除了Mn以外，於未充分地添加用以抑制S造成之熱破裂的產生之Ti等元素時，以添加至以質量%計為Mn/S≧20的Mn為佳。
P：0.001~0.15%
為防止加工性之劣化、熱軋或冷軋時之破裂，將P的上限設為0.15%。以0.04%以下為佳。以現行之一般精煉(包含二次精煉)，可將下限設為0.001%。
S：0.0005~0.03%
為防治加工性之劣化、熱軋或冷軋時之破裂，將S的上限設為0.03%。以0.01%以下為佳。以現行之一般精煉(包含二次精煉)，可將下限設為0.0005%。
Al：0.001~2.0%
Al係用以脫氧，添加0.001%以上。又，Al將使γ→α變態點顯著地上升，故特別於進行Ar3 點以下之熱軋係有效的元素，但過多時，熔接性劣化，故將上限設為2.0%。
N、O：0.0005~0.01%
N與O係不純物，為不使加工性劣化，兩元素均係0.01%以下。以現行之一般精煉(包含二次精煉)，可將下限設為0.0005%。
Si+Al：小於1.0%
於本發明鋼板包含過剩之Si及Al時，將抑制過時效處理中之雪明碳鐵的析出，因殘留沃斯田鐵分率過大，故將Si與Al之合計添加量設為小於1%。
本發明鋼板為更加控制夾雜物，將析出物微細化，以提升擴孔性，亦可含有以往使用之元素：Ti、Nb、B、Mg、Rem、Ca、Mo、Cr、V、W、Zr、Cu、Ni、As、Co、Sn、Pb、Y、Hf的1種或2種以上。
Ti、Nb、及B係透過碳或氮之固定、析出強化、組織控制、細粒強化等機構，改善材質的元素，可視需要添加0.001%以上之Ti、0.001%以上之Nb、0.0001%以上之B。以0.01%以上之Ti、0.005%以上之Nb為佳。
但，即使過剩地添加仍無特別之效果，甚至造成加工性或製造性劣化，故Ti之上限係0.2%、Nb之上限係0.2%、B之上限係0.005%。以B係0.003%以下為佳。
Mg、Rem、及Ca係將夾雜物無害化之元素，故將下限均設為0.0001%。以Mg為0.0005%以上、Rem為0.001%以上、Ca為0.0005%以上為佳。另一方面，於過剩地添加時，因鋼之乾淨度惡化，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係0.01%以下為佳。
Mo、Cr、Ni、W、Zr、及As係有效提高機械強度、或改善材質之元素，故可視需要添加0.001%以上之Mo、0.001%以上之Cr、0.001%以上之Ni、0.001%以上之W、0.0001%以上之Zr、及0.0001%以上之As。以Mo係0.01%以上、Cr係0.01%以上、Ni係0.05%以上、W係0.01%以上為佳。
但，過剩的添加相反地將使加工性劣化，故將Mo之上限設為1.0%、Cr之上限設為2.0%、Ni之上限設為2.0%、W之上限設為1.0%。Zr設為0.2%、As設為0.5%。以Zr係0.05%以下為佳。
V及Cu與Nb、Ti同樣係對析出強化有效之元素，又，因相較於Nb、Ti，係起因於添加進行強化之局部變形能的劣化程度小之元素，故於需高強度與更佳之擴孔性時，係較Nb、Ti更有效的元素。藉此，將V及Cu之下限均設為 0.001%。以均為0.01%以上為佳。
但，於過剩地添加時，因加工性劣化，故將V之上限設為1.0%、Cu之上限設為2.0%。以V係0.5%以下為佳。
Co將使γ→α變態點顯著地提升，故特別於進行Ar3 點以下之熱軋係有效的元素。為得添加效果，添加0.0001%以上。以0.001%以上為佳。但，於過剩地添加時，因熔接性劣化，故將上限設為1.0%。以0.1%以下為佳。
Sn及Pb因係有效提升鍍敷之濕潤性或密著性的元素，故添加0.0001%以上之Sn、0.001%以上之Pb。以Sn係0.001%以上為佳。但，於過剩地添加時，於製造時容易產生瑕疵，又，韌性下降，故將Sn之上限設為0.2%、Pb之上限設為0.1%。以Sn係0.1%以下為佳。
Y及Hf係有效提升耐蝕性之元素。任一元素若小於0.001%，將無添加效果，故將下限設為0.001%。另一方面，於大於0.10%時，因擴孔性劣化，故任一元素之上限均設為0.10%。
(製造方法)
接著，說明本發明鋼板的製造方法(以下，稱為「本發明製造方法」。)。為實現優異之均勻伸長與擴孔性，於極密度中隨機地形成集合組織、及控制肥粒鐵及變韌鐵之組織分率、形態分散之條件係為重要。以下，詳細地說明。
於熱軋之前進行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，緊接著以各種2次精煉，除了以通常之連續鑄造、或利用鑄錠法鑄造以外，亦可以薄扁鋼胚鑄造等方法進行鑄造。於連續鑄造扁鋼胚時，可於 一度冷卻至低溫後，再加熱進行熱軋，又，亦可於鑄造後連續地熱軋。另，鋼之原料亦可使用廢料。
(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，最後軋延前的沃斯田鐵粒徑係為重要。最後軋延前之沃斯田鐵粒徑以小為佳，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勻地分散。
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%以上之軋延。
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，於最後軋延中可促進沃斯田鐵的再結晶，透過集合組織之形成、及粒單位之均勻化，改善最終製品的均勻伸長與擴孔性。
該理由推測係因粗軋延後(即，最後軋延前)之沃斯田鐵粒界產生機能，作為最後軋延中再結晶核的1個。粗軋延後之沃斯田鐵粒徑，係盡可能地快速冷卻進行最後軋延前的鋼板片(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。此時， 以50倍以上之倍率，並以影像解析或計點法測定20視野以上，測定沃斯田鐵粒徑。
(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。由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。於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將低溫化，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，有產生鱗狀之成為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，將軋縮率之合計設為50%以上。藉由滿足該條件，自鋼板表面起5/8~3/8板厚範圍之板厚中央部中以{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值係5.0以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係4.0以下。藉此，可確保最終製品之均勻伸長與擴孔性。
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………(1)
C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及V係各元素之含量(質量%)。
T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域中之大軋縮，與之後之小於T1+30℃的輕軋縮，係如後述之實施例所見之，控制自鋼板表面起5/8~3/8板厚範圍之板厚中央部中以{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值，與{332}<113>之結晶方位的極密度，飛躍性地改善最終製品之均勻伸長與擴孔性。
該T1溫度本身係由經驗而求得者。發明人等藉由實驗經驗性地觀察得知以T1作為基準，可促進各鋼之沃斯田鐵域下的再結晶。
為得更良好之均勻伸長與擴孔性，累積大軋縮造成之應變係為重要，於最後軋延中，合計軋縮率需為50%以上。此外，以取得70%以上之軋縮為佳，另一方面，若取得大於90%之軋縮率，將確保溫度或附加過大之軋延負載。
於T1+30℃以上、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。於合計軋縮率為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，於合計軋縮率大於90%時，藉由加工發熱不易成為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，為促進因累積之應變的開放造成均勻的再結晶，於T1+30℃以上、T1+200℃以下，至少進行1次1道次30%以上之軋延。
另外，為促進均勻之再結晶，需盡量減少小於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%以下的軋縮率為佳。於更追求等向性時，小於T1+30℃之溫度域下的軋縮率以0%為佳。
以T1+30℃以上結束最後軋延為佳。小於T1+30℃之熱軋中，有暫時經再結晶之整粒沃斯田鐵粒展開，造成等向性下降的疑慮。
換言之，本發明的製造方法係於最後軋延中，使沃斯田鐵均勻、微細地再結晶，以控制製品的集合組織，改善均勻伸長與擴孔性。
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。
於以Ar3 以下結束熱軋時，成為沃斯田鐵與肥粒鐵之2相域軋延，對{100}<011>~{223}<110>方位群之累積變強。結果，均勻伸長與擴孔性顯著地劣化。
為將結晶粒微細化，抑制展開粒，以將T1+30℃以上、T1+200℃以下之軋縮時的最大加工發熱量，即，軋縮所造成的溫度上升，抑制於18℃以下為佳。為達成，以使用架 間冷卻等為佳。
(冷軋前1次冷卻)
於最後軋延中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，開始冷軋前1次冷卻，使等候時間t秒滿足下述式(2)。
t≦2.5×t1………(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………(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，最後軋延中所進行的複數道次之軋延中，於軋縮率為30%以上之軋延中最後進行的軋延。例如，於最後軋延中進行之複數道次的軋延中，最終段所進行之軋延的軋縮率為30%以上時，於該最終段所進行之軋延係“軋縮率為30%以上之最終軋縮”。又，最後軋延中所進行之複數道次的軋延中，最終段之前所進行之軋延的軋縮率係30%以上，於進行該最終段之前所進行的軋延(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，該最終段之前所進行之軋延(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，至開始冷軋前1次冷卻的等候時間t秒係賦與沃斯田鐵粒徑很大的影響。換言之，對鋼板之等軸粒分率、粗粒面積率有很大的影響。
於等候時間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，促進粗粒化，r值及伸長下降。
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伸長，同時，可提升疲勞特性。
t<t1………(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，可充分地提升鋼板的伸長，同時，可大幅地提升等向性。
t1≦t≦t1×2.5………(2b)
此處，如第1圖所示，連續熱軋線1中，經加熱爐加熱至預定溫度之鋼片(扁鋼胚)係依序由粗軋延機2、最後軋延機3軋延，成為預定厚度的熱軋鋼板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，於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍，對鋼片(扁鋼胚)進行1次以上的軋縮率20%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、T1+200℃以下之溫度域進行軋延，該軋延係至少1次為1道次30%以上者。又，最後軋延機3中，軋縮率之合計係50%以上。
此外，於最後軋延步驟中，在進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，開始冷軋前1次冷卻，使等候時間t秒滿足前述式(2)、或前述式(2a)、(2b)之任一者。該冷軋前1次冷 卻之開始係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、或配置於輸送台5之冷卻噴嘴11進行。
例如，僅於配置在最後軋延機3之前段(第1圖中左側，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(第1圖中右側，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秒無法滿足前述式(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，於配置在最後軋延機3之後段(第1圖中右側，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的冷卻噴嘴11進行冷軋前1次冷卻之開始，仍有等候時間t秒可滿足前述式(2)、或前述式(2a)、(2b)的情形。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，於進行軋縮率為30%以上的最終軋縮後，亦可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。
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(溫度下降)為40℃以上、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℃則未能得到該效果。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，亦不易得到對伸長有效的肥粒鐵相，且肥粒鐵相之硬度變高，均勻伸長與擴孔性亦劣化。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，變化選擇減少，結果，仍形成集合組織，等向性下降。
於冷軋前1次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。平均冷卻速度的上限並未特別規定，但由鋼板形狀之觀點來看，以200℃/秒以下為適當。
又，為抑制粒成長，且得到更優異之低溫韌性，以使用道次間之冷卻裝置等，使最後軋延的各架間之加工發熱為18℃以下為佳。
軋延率(軋縮率)可由軋延負載、板厚測定等，以實際記錄或計算求得。軋延中鋼片之溫度，可於架間配置溫度計實際測量、或由線速或軋縮率等考量到加工發熱模擬、抑或使用該等兩者而得。
又，亦如先前說明，為促進均勻之再結晶，以盡量減少小於T1+30℃之溫度域中的加工量為佳，以小於T1+30℃之溫度域中的軋縮率為30%以下為佳。例如，於第1圖所示之連續熱軋線1的最後軋延機3中，於通過配置於前段側(第6圖中左側，軋延之上游側)之1或2個以上的輥架6時，係鋼板為T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域，且通過配置於其後段側(第6圖中右側，軋延之下游側)之1或2個以上的輥架6時，係鋼板為小於T1+30℃之溫度域時，以於通過配 置於其後段側(第1圖中右側，軋延之下游側)之1或2個以上的輥架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，於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，用以得到延性的肥粒鐵之可析出領域減少，有延性劣化的疑慮。雖未特別限定軋延速度的上限，仍可得本發明之效果，但於設備限制上，速度為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、1800mpm以下為佳。
(冷軋前2次冷卻)
於本發明製造方法中，以於冷軋前一次冷卻後進行冷軋前二次冷卻地控制組織為佳。冷軋前2次冷卻之模式亦為重要。
結束冷軋前1次冷卻後，以於3秒以內實施冷軋前2次冷卻為佳。若冷軋前1次冷卻後至開始冷軋前2次冷卻之時間大於3秒，沃斯田鐵粒將粗大化，強度與伸長下降。
冷軋前2次冷卻係以10~300℃/秒之平均冷卻速度，冷卻至600℃以下的冷卻停止溫度。於該冷軋前2次冷卻之停止溫度大於600℃，且冷軋前2次冷卻之平均冷卻速度小於10℃/秒時，將產生表面氧化，有鋼板表面劣化的可能性。於平均冷卻速度大於300℃/秒時，將促進麻田散鐵變態， 強度大幅地上升，之後的冷軋變得困難。
(捲取)
如此，於得到熱軋鋼鈑後，可以600℃以下捲取。於捲取溫度大於600℃時，肥粒鐵組織之面積率增加，變韌鐵的面積率不會為5%以上。為使變韌鐵之面積率為5%以上，以將捲取溫度設為600℃以下為佳。
(冷軋)
視需要酸洗如前述製造之熱軋原板，並以冷軋進行軋縮率30%以上、70%以下的軋延。於軋縮率為30%以下時，不易於之後的加熱保持產生再結晶，等軸粒分率下降，且加熱後之結晶粒將粗大化。大於70%之軋延中，因加熱時的集合組織發達，故異向性變強。因此，設為70%以下。
(加熱保持)
冷軋後之鋼板(冷軋鋼板)，之後，加熱至700~900℃的溫度域，並於700~900℃之溫度域保持1秒以上、1000秒以下。藉由該加熱保持，去除加工硬化。於將冷軋後之鋼板如此地加熱至700~900℃的溫度域時，將室溫以上、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℃、700~900℃之溫度域的平均加熱速度設為下述式(6)所示的HR2(℃/秒)。
HR1≧0.3………(5)
HR2≦0.5×HR1………(6)
藉以前述條件進行熱軋，更進行有熱軋後1次冷卻，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，強之集合組織將發達，且該集合組織容易殘留於鋼板中。結果，鋼板之r值及伸長下降，等向性下降。因此，藉由適當地進行冷軋後進行之加熱，可盡量去除冷軋後發達之集合組織，而為佳。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。
藉由該兩階段之加熱，鋼板之集合組織或特性提升的詳細理由雖不明確，但本效果可視為冷軋時導入之差排回復與再結晶相關。即，藉由加熱於鋼板中產生之再結晶的驅動力係冷軋時累積於鋼板中之應變。於室溫以上、650℃以下之溫度範圍下的平均加熱速度HR1小時，因冷軋所導入之差排回復，而不會產生再結晶。結果，冷軋時發達之集合組織直接留下，使等向性等特性劣化。於室溫以上、650℃以下之溫度範圍的平均加熱速度HR1小於0.3℃/秒時，冷軋所導入之差排回復，冷軋時所形成的強之集合組織殘留。因此，室溫以上、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℃、700~900℃之溫度域的平均加熱速度HR2大時，冷軋後存在於鋼板中之肥粒鐵不會再結晶，殘留加工下之未再結晶肥粒鐵。特別是，包含0.01%以上之C的鋼，於肥粒鐵及沃斯田鐵的二相域加熱時，經形成之沃斯田鐵將阻礙再結晶肥粒鐵的成長，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℃、700~900℃ 之溫度域的溫度範圍中，平均加熱速度HR2需為0.5×HR1(℃/秒)以下。
又，加熱溫度小於700℃、抑或700~900℃之溫度域中的保持時間小於1秒時，由肥粒鐵之逆變態未能充分地進行，於之後之冷卻中未能得到變韌鐵相，無法得到充分之強度。另一方面，加熱溫度大於900℃、抑或700~900℃之溫度域中的保持時間大於1000秒時，結晶粒將粗大化，粒徑為200μm以上之結晶粒的面積率增大。
(冷軋後1次冷卻)
於加熱保持後，以12℃/秒以下之平均冷卻速度，至580~750℃之溫度域進行冷軋後1次冷卻。於冷軋後1次冷卻之結束溫度大於750℃時，將促進肥粒鐵變態，無法得到以面積率計為5%以上的變韌鐵。該冷軋後1次冷卻之平均冷卻速度大於12℃/秒，且冷軋後1次冷卻之結束溫度小於580℃時，肥粒鐵之粒成長未能充分地進行，無法得到以面積率計為5%以上的肥粒鐵。
(冷軋後2次冷卻)
冷軋後1次冷卻之後，以4~300℃/秒之平均冷卻速度，至350~500℃之溫度域進行冷軋後2次冷卻。冷軋後2次冷卻之平均冷卻速度小於4℃/秒、或以大於500℃之溫度結束冷軋後2次冷卻時，將過度地進行波來鐵變態，最後，有可能無法得到以面積率計為5%以上的變韌鐵。又，冷軋後2次冷卻之平均冷卻速度大於300℃/秒、或以小於350℃之溫度結束冷軋後2次冷卻時，將產生麻田散鐵變態，有麻田散鐵 之面積率大於1%的疑慮。
(過時效熱處理)
緊接著冷軋後2次冷卻，以350℃以上、500℃以下之溫度範圍進行過時效熱處理。該溫度範圍內保持之時間，對應於過時效處理溫度T2，係滿足下述式(4)之t2秒以上。但，考量到式(4)之可使用溫度範圍，將t2的最大值設為400秒。
log(t2)=0.0002(T2-425)2 +1.18………(4)
另外，於該過時效熱處理中，保持並未僅指等溫保持之意，只要可使鋼板於350℃以上、500℃以下的溫度範圍內即可。例如，可將鋼板暫時冷卻至350℃後，再加熱至500℃，亦可將鋼板冷卻至500℃後，再冷卻至350℃。
另外，即使於本發明之高強度冷軋鋼板進行表面處理，仍不會失去擴孔性改善效果，例如，可於鋼板表面形成熱浸鍍鋅層、或合金化熱浸鍍鋅層。此時，藉由電鍍、熱浸鍍、蒸鍍、形成有機皮膜、積層薄膜、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻酸處理等任一者，均可得本發明效果。又，本發明之鋼板亦適用於膨脹成形、或彎曲、膨脹、拉伸等以彎曲加工為主體的複合成形。
於對本發明鋼板施行有熱浸鍍鋅時，於鍍敷後，亦可施行合金化處理。合金化處理係於450~600℃之溫度域中進行。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，合金化過度進行，耐蝕性劣化。因此，合金化處理係於450~600℃之溫度域進行。
【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的可實施性及效果而使用的一條件例，本發明並非受該一條件例所限定者。本發明係只要於不脫離本發明之要旨、可達成本發明目的下，可使用各種條件者。於表1顯示實施例中使用之各鋼的化學成分。於表2、3顯示各製造條件。又，於表4、5顯示利用表2、3之製造條件的各鋼種之組織構成與機械性特性。另，各表中之底線係顯示本發明之範圍外或本發明之較佳範圍的範圍外。又，於表2~5中，於鋼種所添附之A至T的英文字母與a至i之英文字母係顯示表1之各鋼A~T及a~i之成分。
說明使用具有表1顯示之成分組成的“A~T”發明鋼、及“a~h”之比較鋼檢討的結果。另，於表1中，各成分組成之數值係顯示質量%。
於將該等鋼於鑄造後直接、或暫時冷卻至室溫後，加熱至1000~1300℃的溫度域，之後，以表2、3顯示之條件，施行熱軋、冷軋及冷卻。
熱軋中，首先，於第1熱軋之粗軋延中，於1000℃以上、1200℃以下之溫度域內，以40%以上之軋縮率進行1次以上的軋延。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%以上的軋縮次數、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顯示各鋼種之溫度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、T1+200℃以下之溫度域，至少進行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，合計軋縮率係30%以下。另，最後軋延中，T1+30℃以上、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A4、A5、A6、B3，於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域，並未進行軋縮率30%以上的軋延。又，鋼種P2、P3於小於T1+30℃之溫度範圍內合計軋縮率大於30%。
又，最後軋延中，合計軋縮率係50%以上。但，鋼種A4、A5、A6、B3、C3，於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域內合計軋縮率小於50%。
於表2顯示最後軋延中T1+30℃以上、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、T1+200℃以下的溫度域下之合計軋縮率(%)、T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下最終道次下軋縮後的溫度(℃)、T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下軋縮時的最大加工發熱量(℃)。
於最後軋延中，進行T1+30℃以上、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1次冷卻。冷軋前1次冷卻中，平均冷卻速度係50℃/秒。又，冷軋前1次冷卻中溫度變化(冷卻溫度量)係40℃以上、140℃以下之範圍。
但，鋼種J2，起至最後軋延中T1+30℃以上、T1+200℃ 以下之溫度域下的最終軋縮之等候時間t秒經過2.5×t1後，開始冷軋前1次冷卻。鋼種T2之冷軋前1次冷卻下的溫度變化(冷卻溫度量)小於40℃，鋼種J3之冷軋前1次冷卻下的溫度變化(冷卻溫度量)大於140℃。鋼種T3之冷軋前1次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)、由最後軋延中T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下的最終軋縮至開始冷軋前1次冷卻之等候時間t(秒)、t/t1、冷軋前1次冷卻下的溫度變化(冷卻量)(℃)、冷軋前1次冷卻下的平均冷卻速度(℃/秒)。
冷軋前一次冷卻後進行冷軋前二次冷卻。冷軋前1次冷卻後，於3秒內開始冷軋前2次冷卻。又，冷軋前2次冷卻中，以10~300℃/秒之平均冷卻速度，冷卻至600℃以下的冷卻停止溫度，並以600℃以下進行捲取，得到2~5mm厚之熱軋原板。
但，鋼種D3於冷軋前1次冷卻後至開始冷軋前2次冷卻前，經過3秒以上。又，鋼種D3之冷軋前2次冷卻的平均冷卻速度大於300℃/秒。又，鋼種E3之冷軋前2次冷卻的冷卻停止溫度(捲取溫度)大於600℃。於表2顯示各鋼種之冷軋前1次冷卻後至開始冷軋前2次冷卻的時間(秒)、冷軋前2次冷卻之平均冷卻速度(℃/秒)、冷軋前2次冷卻之冷卻停止溫度(捲取溫度)(℃)。
接著，於酸洗熱軋原板後，以軋縮率30%以上、70%以下冷軋。但，鋼種T4之冷軋的軋縮率小於30%。又，鋼種T5之冷軋的軋縮率大於70%。於表3顯示冷軋中之各鋼種的軋縮率(%)。
於冷軋後加熱至700~900℃之溫度域，並保持1秒以上、1000秒以下。又，於加熱至700~900℃之溫度域時，室溫以上、650℃以下的平均加熱速度HR1(℃/秒)係0.3以上(HR1≧0.3)，大於650℃至700~900℃之平均加熱速度HR2(℃/秒)係0.5×HR1以下(HR2≦0.5×HR1)。
但，鋼種A1之加熱溫度大於900℃。鋼種Q2之加熱溫度小於700℃。鋼種Q3之加熱保持時間小於1秒。鋼種Q4之加熱保持時間大於1000秒。又，鋼種T6之平均加熱速度HR1小於0.3(℃/秒)。鋼種T7之平均加熱速度HR2(℃/秒)大於0.5×HR1。於表3顯示各鋼種之加熱溫度(℃)、平均加熱速度HR1、HR2(℃/秒)。
加熱保持後，以12℃/秒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。但，鋼種A2之冷軋後1次冷卻的平均冷卻速度大於12℃/秒。又，鋼種A2之冷軋後1次冷卻的停止溫度小於580℃，鋼種K1之冷軋後1次冷卻的停止溫度大於740℃。於表3顯示冷軋後1次冷卻中各鋼種之平均冷卻速度(℃/秒)、冷卻停止溫度(℃)。
緊接著冷軋後1次冷卻，以4~300℃/秒之平均冷卻速度，進行冷軋後2次冷卻至350~500℃之溫度域。但，鋼種A5之冷軋後2次冷卻的平均冷卻速度小於4℃/秒。鋼種P4之冷軋後2次冷卻的平均冷卻速度大於300℃/秒。又，鋼種A2之冷軋後2次冷卻的停止溫度大於500℃，鋼種G1之冷軋後2次冷卻的停止溫度小於350℃。於表3顯示冷軋後2次冷卻中各鋼種之平均冷卻速度(℃/秒)。
緊接著冷軋後2次冷卻，於冷軋後2次冷卻之停止溫度進行過時效熱處理(OA)。該過時效熱處理(OA)之溫度範圍(冷軋後2次冷卻之停止溫度)係350℃以上、500℃以下。又，過時效熱處理(OA)之時間係t2秒以上、400秒以下。但，鋼種A2之過時效的熱處理溫度大於500℃，鋼種G1小於350℃。又，鋼種D1之過時效的處理時間小於t2秒，鋼種C2、G1大於400秒。於表3顯示各鋼種之過時效的熱處理溫度(℃)、t2(秒)、處理時間(秒)。
過時效熱處理後，進行0.5%之表皮輥軋(skin pass rolling)，進行材質評價。另，對鋼種S1施行有熱浸鍍鋅處理。對鋼種T1，鍍敷後於450~600℃之溫度域施行有合金化處理。
於表4顯示各鋼種之金屬組織中肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵的面積率(組織分率)(%)、各鋼種之結晶粒的體積平均徑dia(μm)、結晶粒之軋延方向的長度dL、板厚方向之長度dt、該等的比(平均值)：dL/dt。於表5顯示自各鋼種之鋼板表面起5/8~3/8板厚範圍之板厚中央部中{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值、{332}<113>之結晶方位的極密度。另，組織分率係以、表皮輥軋前之組織分率評價。又，於表5顯示作為各鋼種之機械性特性的抗拉強度TS(MPa)、均勻伸長u-E1(%)、伸長率E1(%)、作為局部變形能之指標的擴孔率λ(%)。於表5顯示各r值之rC、rL、r30、r60。
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 係使用前述的EBSP，以0.5μm節距測定軋延方向上平行之截面的板厚之3/8~5/的領域。又，作為均勻伸長與擴孔性之指標，TS×EL係8000(MPa．%)以上，以9000(MPa．%)以上為佳，TS×λ係30000(MPa．%)以上，以40000(MPa．%)以上為佳，最佳者是50000(MPa．%)以上。
產業上之可利用性
如前述，依據本發明，可提供一種即使添加Nb或Ti等，異向性仍大，均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板。因此，本發明之產業上的可利用性大。
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
第1圖係連續熱軋線之說明圖。

Claims (15)

  1. 一種均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，以質量%計，含有：C：0.01~0.4%、Si：0.001~2.5%、Mn：0.001~4.0%、P：0.001~0.15%、S：0.0005~0.03%、Al：0.001~2.0%、N：0.0005~0.01%、O：0.0005~0.01%，並限制Si+Al：小於1.0%，剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成，自鋼板表面起5/8~3/8板厚範圍之板厚中央部中以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>的各結晶方位所表示之{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值係5.0以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係4.0以下，金屬組織以面積率計含有肥粒鐵5~80%、變韌鐵5~80%、麻田散鐵1%以下，且麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的合計係5%以下，並且與軋延方向成直角方向之r值(rC)係0.70以上，且與軋延方向成30°方向之r值(r30)係1.10以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其中軋延方向之r值(rL)係0.70以上，且與軋延方向成60°方向之r值(r60)係1.10以下。
  3. 如申請專利範圍第1項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其中於前述金屬組織中，結晶粒之體積平均直徑係7μm以下，且結晶粒中，軋延方向之長度dL與板厚方向之長度dt的比：dL/dt之平均值係3.0以下。
  4. 如申請專利範圍第1項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其係以質量%計，更含有下述之1種或2種以上：Ti：0.001~0.2%、Nb：0.001~0.2%、B：0.0001~0.005%、Mg：0.0001~0.01%、Rem：0.0001~0.1%、Ca：0.0001~0.01%、Mo：0.001~1.0%、Cr：0.001~2.0%、V：0.001~1.0%、Ni：0.001~2.0%、Cu：0.001~2.0%、Zr：0.0001~0.2%、W：0.001~1.0%、As：0.0001~0.5%、Co：0.0001~1.0%、 Sn：0.0001~0.2%、Pb：0.001~0.1%、Y：0.001~0.10%、Hf：0.001~0.10%。
  5. 如申請專利範圍第1項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其係於表面施行有熱浸鍍鋅。
  6. 如申請專利範圍第5項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板，其係於前述熱浸鍍鋅後，以450~600℃進行合金化處理。
  7. 一種均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，係將以質量%計，含有：C：0.01~0.4%、Si：0.001~2.5%、Mn：0.001~4.0%、P：0.001~0.15%、S：0.0005~0.03%、Al：0.001~2.0%、N：0.0005~0.01%、O：0.0005~0.01%，並限制Si+Al：小於1.0%，且剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼片，於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍，進行1次以上軋縮率40%以上之軋延的第1熱軋，利用前述第1熱軋，使沃斯田鐵粒徑為200μm以下； 於以下述式(1)所規定的溫度T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域進行第2熱軋，該第2熱軋係至少1次為1道次中軋縮率30%以上之軋延，且令前述第2熱軋中之合計軋縮率為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，使等候時間t秒滿足下述式(2)，開始冷軋前1次冷卻，令前述1次冷卻中平均冷卻速度為50℃/秒以上，且於溫度變化為40℃以上、140℃以下之範圍進行前述1次冷卻；進行軋縮率30%以上、70%以下之冷軋；加熱至700~900℃之溫度域，並保持1秒以上、1000秒以下；以12℃/秒以下之平均冷卻速度，施行冷軋後1次冷卻至580~750℃之溫度域；以4~300℃/秒之平均冷卻速度，施行冷軋後2次冷卻至350~500℃之溫度域；於350℃以上、500℃以下之溫度域中，進行保持滿足下述式(4)之t2秒以上、400秒以下的過時效熱處理，T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V．．．(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．．．(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．．．(3)，此處，於前述式(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，log(t2)=0.0002(T2-425)2 +1.18．．．(4)，此處，T2係過時效處理溫度，且令t2之最大值為400。
  8. 如申請專利範圍第7項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於前述冷軋前1次冷卻後、進行前述冷軋前，以平均冷卻速度10~300℃/秒，進行冷軋前2次冷卻至600℃以下之冷卻停止溫度，並以600℃以下捲取成為熱軋鋼板。
  9. 如申請專利範圍第7項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其於小於T1+30℃之溫度範圍中的合計軋縮率係30%以下。
  10. 如申請專利範圍第7項之均勻伸長與擴孔性優異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．．．(2a)。
  11. 如申請專利範圍第7項之均勻伸長與擴孔性優異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．．．(2b)。
  12. 如申請專利範圍第7項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於輥架間開始前述熱軋後一次冷卻。
  13. 如申請專利範圍第7項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中於前述冷軋後、加熱至700~900℃之溫度域時，使室溫以上、650℃以下的平均加熱速度為以下述式(5)所示之HR1(℃/秒)，使大於650℃、至700~900℃之平均加熱速度為以下述式(6)所示的HR2(℃/秒)，HR1≧0.3．．．(5)，HR2≦0.5×HR1．．．(6)。
  14. 如申請專利範圍第7項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其更於表面施行熱浸鍍鋅。
  15. 如申請專利範圍第14項之均勻伸長與擴孔性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，其係於施行熱浸鍍鋅後，更在450~600℃下施行合金化處理。
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