钢板的制作方法

1.本发明涉及钢板。


背景技术：

2.随着以能源问题为背景的轻量化需求的提高，逐渐在自驾车和卡车的构件中普遍应用能够降低板厚的高强度钢板，甚至逐渐推广至门和盖罩之类的带盖容器构件以及外板。
3.这些汽车车体用部件大多通过压力加工来成形，因此，对所应用的高强度钢板要求优异的成形性。尤其是，带盖容器构件大多在边角部(角端部)或门把手压花部等包含拉深成形的加工要素，因此，对坯料钢板同时要求高强度和高r值。
4.薄钢板的现有的提高r值的技术大多是以实质上呈现铁素体单相组织的软钢为对象而确立的。若总结这些技术，则是在冷轧前尽量降低固溶碳和/或固溶氮，并在冷轧工序和退火工序中发生不连续重结晶，以使得材料的晶体取向中的{111}沿轧制板面对齐的方式、即、以提高γ-fiber的方式控制织构。作为代表性的钢种，有在极低碳钢中含有ti和/或nb的if(无间隙原子；interstitial free)钢，研究了通过向其中添加固溶强化元素来实现高强度化。
5.例如，专利文献1中公开了一种冷轧钢板，其分别利用与n和c的含量之间的关系来控制al和nb的含量，并添加有p、si和mn。专利文献2中提出了一种高强度钢板，其包含r值和扩孔性优异的铁素体相和硬质第二相。
6.另一方面，专利文献3中公开了一种高强度钢板，其将γ-fiber的聚集强度与α-fiber的聚集强度之比设为1以上。进而，专利文献4中公开了一种刚性、深拉性和扩孔性优异的高强度冷轧钢板，其晶体取向聚集于{332}《113》。
7.现有技术文献
8.专利文献
9.专利文献1：日本特开昭56-139654号公报
10.专利文献2：日本特开2005-264323号公报
11.专利文献3：日本特开2016-141859号公报
12.专利文献4：日本特开2009-114523号公报


技术实现要素：

13.发明要解决的问题
14.然而，利用专利文献1的技术而得到的钢板的强度(ts)在小于500mpa处停留不前。另外，专利文献2的技术中，为了使γ-fiber发达而需要降低碳含量，所得强度在650mpa左右停留不前。
15.专利文献3中公开了780mpa级别的高强度钢板。但是，为了获得该技术中公开的钢板，而需要在冷轧后进行2次分别制作织构和高强度组织的退火，存在成本上升的问题。另
外，专利文献4中公开了拉伸强度为890mpa以上、平均r值和杨氏模量高、且具有优异扩孔性的钢板。但是，为了获得期望的织构，需要含有昂贵的mo和w作为必须元素，因此，存在合金成本和热轧载荷增大的问题，尚有改善的余地。
16.另外，大多数带盖容器构件通常呈现类似于大型矩形的形状。从确保坯料成品率的观点出发，通常以构件的长度方向与坯料钢板的轧制方向或宽度方向一致的方式从坯料钢板中采取构件。并且，如上所述，带盖容器构件大多在边角部包含拉深成形的加工要素，因此，提高相对于轧制方向为45
°
方向的r值(以下也称为“r
45
值”)变得尤为重要。
17.并且，近年来在带盖容器构件之中，对盖罩和门之类的部位要求高外观设计性，设置有被称为特征线的局部强加工部位。因此，在r
45
值的基础上还具有高极限变形能力对于带盖容器构件而言变得重要。
18.如上那样，为了获得轻量且具有高外观设计性的构件，需要不仅强度高且r
45
值和极限变形能力也高的钢板。
19.本发明用于解决上述问题，其目的在于，提供具有高的拉伸强度、r
45
值和极限变形能力的钢板。
20.用于解决问题的方案
21.本发明是为了解决上述问题而进行的，其以下述钢板作为主旨。
22.(1)一种钢板，其化学组成以质量％计为
23.c：0.03～0.25％、
24.si：0.1～2.0％、
25.mn：1.0～3.0％、
26.p：0.200％以下、
27.s：0.0500％以下、
28.al：0.01～1.00％、
29.n：0.0100％以下、
30.ti：0.01～0.25％、
31.余量：fe和杂质，
32.金相组织以面积％计包含铁素体：50～85％，余量为选自马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的1种以上，
33.γ-fiber的聚集强度以随机强度比计超过4.0倍，且具有自γ-fiber偏转的角度为10
°
以内的晶体取向的晶粒的平均kam值为1.30
°
以下。
34.(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，前述化学组成代替前述fe的一部分而以质量％计含有选自cr：0.50％以下、ni：0.50％以下和cu：0.50％以下中的1种以上。
35.(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，前述化学组成代替前述fe的一部分而以质量％计含有选自nb：0.050％以下、v：0.15％以下、zr：0.15％以下、mo：0.15％以下和w：0.15％以下中的1种以上。
36.(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，前述化学组成代替前述fe的一部分而以质量％计含有合计为0.100％以下的选自sn、sb和te中的1种以上。
37.(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢板，其中，前述化学组成代替前述fe的一部分而以质量％计含有合计为0.0050％以下的选自ca、mg和rem中的1种以上。
38.(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的钢板，其中，前述化学组成代替前述fe的一部分而以质量％计含有b：0.0050％以下。
39.(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的钢板，其从表面起在深度方向上具有厚度为4.0μm以上的脱碳层。
40.发明的效果
41.根据本发明，能够得到拉伸强度为700mpa以上、r
45
值为1.20以上、且极限变形能力为0.80以上的具有优异成形性的钢板。
附图说明
42.图1是用于说明从钢板表面起至硬质相为止的最短距离的测定方法的示意图。
具体实施方式
43.本发明人等针对提高拉伸强度为700mpa以上的高强度钢板的r
45
值和极限变形能力的方法进行了研究和实验，结果得到以下的见解。
44.对具有规定化学组成的钢进行热轧工序时，控制包括最终道次(pass)在内的最终三段的轧制条件，将相变前的奥氏体晶粒制成扁平形状。接着，进行冷却而进行低温下的卷取，使其发生贝氏体相变或马氏体相变。由此，能够得到使{223}《252》取向发达的热轧板。并且，通过利用适当的条件对所得热轧板进行冷轧工序，从而能够使γ-fiber发生强的聚集。
45.此处，通过冷轧而对金相组织赋予应变，但在最终组织中残留过量的冷轧应变时，会导致极限变形能力的劣化。然而，在后续的退火工序中，若适当控制退火温度和其后的冷却速度，则能够避免织构的随机化，使γ-fiber极强地聚集，且能够降低冷轧应变。并且，通过在其后使低温相变相发生析出，从而能够得到兼顾高的极限变形能力和r
45
值且具有高强度的钢板。
46.本发明是基于上述见解而进行的。以下，针对本发明的各条件进行详细说明。
47.(a)化学组成
48.各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下的说明中，关于含量的“％”是指“质量％”。另外，在本发明中，钢板的化学组成是指将后述脱碳层去除后的区域内的平均化学组成。
49.c：0.03～0.25％
50.c是对于确保强度而言必要的元素。c含量小于0.03％时，得不到700mpa以上的拉伸强度。另一方面，若c含量超过0.25％，则马氏体过度固化而韧性劣化，并且损害焊接性。因此，c含量设为0.03～0.25％。c含量优选为0.05％以上，且优选为0.18％以下，更优选为0.15％以下。
51.si：0.1～2.0％
52.si是有助于提高强度的元素。另一方面，若过度含有，则发生在热轧时脱氧化皮不良导致的生产率降低。因此，将si含量设为0.1～2.0％。为了在退火时使奥氏体稳定化、促进在冷却过程中形成低温相变相、有助于高强度化，si含量优选为0.5％以上。另外，使残留奥氏体生成而提高延性时，优选将si与后述al的总含量设为1.0％以上。
53.mn：1.0～3.0％
54.mn具有容易使奥氏体稳定化而形成低温相变相、有助于确保强度的效果。另一方面，若过度含有，则铁素体的体积率降低，延性劣化。因此，将mn含量设为1.0～3.0％。mn含量优选为2.1％以上，且优选为2.8％以下。
55.p：0.200％以下
56.p具有使强度增加的效果，因此，可以积极地含有。但是，若过度含有，则因晶界偏析而发生脆化，因此，在含有的情况下，将其含量设为0.200％以下。p含量优选为0.100％以下，更优选为0.050％以下。没必要对p含量设置下限，可以为0％。其中，过度的降低会导致制造成本的增加，因此，p含量优选为0.001％以上。需要说明的是，通常在制钢阶段中，作为杂质级别而混入0.010％左右。
57.s：0.0500％以下
58.s会形成硫化物系夹杂物而使延性降低，因此，将其含量抑制为0.0500％以下。想要确保优异的延性时，s含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0030％以下。
59.al：0.01～1.00％
60.al是为了脱氧而使用的元素。但是，若过度含有，则难以稳定地连续铸造。因此，将al含量设为0.01～1.00％。另外，在al含量高的情况下，高温下的奥氏体会不稳定化，需要过度提高热轧中的精轧温度，因此，优选将其含量设为0.60％以下。需要说明的是，本发明中，al含量是指酸溶性al(sol.al)的含量。在生成残留奥氏体而使延性提高的情况下，优选将al与前述si的总含量设为1.0％以上。
61.n：0.0100％以下
62.n是使强度-延性平衡降低的元素，因此，将其含量设为0.0100％以下。n含量优选为0.0060％以下。没必要对n含量设为下限，可以为杂质级别。通常，在制钢阶段中混入0.0020％左右。
63.ti：0.01～0.25％
64.ti在热轧板组织中以碳化物的形式析出，具有容易削减固溶碳而得到冷轧钢板中的γ-fiber的效果。并且，还具有抑制奥氏体的重结晶和粗大化、促进热轧工序中的奥氏体的扁平化、容易获得热轧板的{223}《252》取向的效果。另一方面，若过度含有，则在热轧前的炉加热时形成粗大的碳化物或氮化物，阻碍强度-延性平衡。因此，将ti含量设为0.01～0.25％。ti含量优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上，且优选为0.20％以下。
65.本发明的钢板中，除了含有上述元素之外，可以进一步含有选自cr、ni、cu、nb、v、zr、mo、w、sn、sb、te、ca、mg、rem和b中的1种以上的元素。
66.cr：0.50％以下
67.ni：0.50％以下
68.cu：0.50％以下
69.cr、ni和cu具有提高淬火性、有效地生成马氏体和/或贝氏体的作用，因此，可根据需要来含有。但是，若过度含有，则会抑制铁素体的生成，因此，将这些元素的含量分别设为0.50％以下。想要获得上述效果时，优选分别含有0.10％以上的选自上述元素中的1种以上。
70.nb：0.050％以下
71.nb以碳化物或氮化物的形式析出，具有抑制奥氏体的重结晶和粗大化、促进热轧工序中的奥氏体的扁平化、容易获得热轧板的{223}《252》取向的作用。另外，具有在退火时抑制重结晶、抑制织构的随机化的作用。因此，可根据需要来含有。但是，若过度含有，则在热轧前的加热时大量产生粗大的碳化物，阻碍强度-延性平衡，因此，将nb含量设为0.050％以下。nb含量优选为0.030％以下。想要获得上述效果时，优选将nb含量设为0.010％以上。
72.v：0.15％以下
73.zr：0.15％以下
74.mo：0.15％以下
75.w：0.15％以下
76.v、zr、mo和w具有抑制奥氏体的重结晶和粗大化、促进扁平化、容易获得热轧板的{223}《252》取向的作用，因此，可根据需要来含有。但是，若过度含有，则不仅形成粗大的碳化物而阻碍强度-延性平衡，还会导致合金成本的增加。将这些元素的含量分别设为0.15％以下，优选设为0.12％以下。想要获得上述效果时，优选分别含有0.01％以上的选自上述元素中的1种以上。
77.选自sn、sb和te中的1种以上：合计为0.100％以下
78.sn、sb和te具有向钢的表面偏析、抑制钢板表层的脱碳、抑制退火工序中的强度降低的作用。另外，即便在想要在钢板表层积极地形成脱碳层的情况下，通过含有这些元素也能够防止由异常氧化导致的过度脱碳。因此，可根据需要来含有选自sn、sb和te中的1种以上。但是，若过度含有，则向晶界偏析而使韧性降低，因此，将它们的含量合计设为0.100％以下，优选设为0.050％以下。想要获得上述效果时，关于它们的含量，优选合计含有0.005％以上。
79.选自ca、mg和rem中的1种以上：合计为0.0050％以下
80.ca、mg和rem(稀土金属)具有使在凝固中析出的氧化物和氮化物发生微细化、保持板坯的完整性的作用，因此，可根据需要来含有。但是，这些元素均昂贵，因此，将它们的含量合计设为0.0050％以下。想要获得上述效果时，关于它们的含量，优选合计含有0.0005％以上。
81.此处，rem是指sc、y和镧系元素的17种元素。rem的含量是指这些元素的总含量。rem在工业上以混合稀土金属(misch metal)的形式来添加。
82.b：0.0050％以下
83.b具有抑制奥氏体的重结晶和粗大化、促进扁平化、容易获得热轧板的{223}《252》取向的作用，因此，可根据需要来含有。另外，具有在退火时使重结晶温度上升、抑制织构的随机化的效果，因此，可根据需要进行添加。但是，若过度含有，则在铸造时在钢材表面产生裂纹，阻碍生产率，因此，将其上限设为0.0050％以下。b含量优选为0.0040％以下，更优选为0.0020％以下。想要获得上述效果时，优选含有0.0005％以上。
84.本发明的钢板和成形构件的化学组成中，余量为fe和杂质。需要说明的是，“杂质”是指：在工业上制造钢时，因矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的成分，其在不对本发明造成不良影响的范围内是可接受的。
85.(b)金相组织
86.针对本发明所述的钢板的金相组织，以下进行说明。需要说明的是，在以下的说明
中，关于面积率的“％”是指“面积％”。
87.铁素体：50～85％
88.铁素体是对于表现出r
45
值和延性而必须的组织。另一方面，若铁素体的面积率过量，则得不到700mpa以上的拉伸强度。因此，将铁素体的面积率设为50～85％。为了表现出更良好的延性，铁素体的面积率优选为55％以上，更优选为60％以上。另一方面，从提高强度的观点出发，铁素体的面积率优选为80％以下。
89.需要说明的是，在本发明中，铁素体除了包含多边形铁素体之外，还包含在低温下发生析出的颗粒贝氏体铁素体、针状铁素体。
90.本发明所述的钢板的金相组织中，除铁素体之外的余量为选自马氏体、贝氏体和残留奥氏体中的1种以上。通过将余量组织设为选自属于硬质相的马氏体、贝氏体、残留奥氏体中的1种以上，从而能够得到700mpa以上的拉伸强度。需要说明的是，马氏体还包含ma(马氏体-奥氏体组元；martensite-austenite constituent)。
91.需要说明的是，在本发明中，马氏体和贝氏体除了包括淬火状态的马氏体和贝氏体之外，还分别包括回火马氏体和回火贝氏体。
92.铁素体的面积率和构成材料的金相组织通过基于扫描电子显微镜(sem)的组织观察来求出。对钢板的截面进行镜面研磨后，利用3％硝酸浸蚀液(3％硝酸-乙醇溶液)使显微组织显现出。并且，利用sem以3000倍的倍率对距离钢板表面为板厚的1/2深度位置处的纵40μm(板厚方向的长度)
×
横40μm(轧制方向的长度)的范围的显微组织进行观察，从而能够测定各组织的面积率。
93.另外，残留奥氏体可利用x射线衍射法来确认其存在。首先，从钢板中切出宽度为25mm(轧制方向的长度)、长度为25mm(与轧制方向垂直的方向的长度)且具有钢板原有厚度的厚度的试验片。并且，对该试验片实施化学研磨，减厚至板厚的1/2深度位置，得到具有经化学研磨的表面的试验片。对于试验片的表面，使用co管，实施将测定范围2θ设为45～105
°
的x射线衍射分析。
94.残留奥氏体可通过是否存在(111)、(200)、(220)的各衍射峰的一部分或全部来确认其是否存在。
95.(c)织构
96.γ-fiber的聚集强度：以随机强度比计超过4.0倍
97.γ-fiber的聚集强度是指：朝向轧制面的法线方向的{111}面的聚集强度。为了达成高r
45
值，γ-fiber的聚集强度以随机强度比计设为超过4.0倍。γ-fiber的聚集强度以随机强度比计优选设为6.0倍以上。
98.γ-fiber的聚集强度利用以下的步骤进行测定。首先，露出与钢板的轧制方向(rd)和板厚方向(nd)平行的截面，利用电子射线背散射衍射(sem-ebsd)法，针对板厚的1/2深度位置的500μm
×
200μm的区域，以1.00μm的间隔测定晶体取向。接着，根据所得晶体取向数据，利用球面调和函数展开法，计算以nd方向作为基准的反极图，由(111)极的强度来求出γ-fiber的聚集强度。利用球面调和函数展开法来求出反极图时，将级数展开的展开次数设为22次，不应用高斯分布等附加性的平滑化即可进行计算。
99.具有自γ-fiber偏转的角度为10
°
以内的晶体取向的晶粒的平均kam值：1.30
°
以下
100.本发明中，由于钢中包含ti，因此，若退火条件不合适，则过度残留冷轧应变，极限变形能力降低。因此，需要降低最终组织中的冷轧应变。
101.冷轧应变的残留程度可通过基于sem-ebsd法的局部取向分析来判定。在sem-ebsd中，以某种间隔对试样照射电子射线，对其伪菊池图(pseudo kikuchi pattern)进行分析，鉴定测定点的晶体取向。在残留冷轧应变的情况下，在其晶粒内存在取向的偏差，可以以利用sem-ebsd法而测得的相邻取向的变化的形式进行检测。
102.作为表示这种晶粒内的某个测定点与周围的晶体取向的偏差程度的指标，有kam(核平均取向错位，kernel average misorientation)值。为了求出kam值，需要测定区域、测定间隔、进行比较的区域尺寸和保证是在同一晶粒内进行比较的角度阈值。本发明中，以0.05μm～0.10μm的间隔对100μm
×
200μm的区域进行测定，使用周围半径处于0.20μm以内的区域来测定kam值。需要说明的是，角度阈值设为5
°
。
103.根据这种实验和分析结果可知：为了表现出高r
45
值且提高极限变形能力，属于γ-fiber的晶粒的平均kam值是重要。具体而言，若以具有自γ-fiber偏转10
°
以内的晶体取向的结晶的平均kam值成为1.30
°
以内的方式控制织构，则能够得到0.80以上的优异的极限变形能力。
104.(d)脱碳层
105.本发明所述的钢板可以在表层具有脱碳层。通过在表层具有软质的脱碳层，从而能够进一步提高弯曲特性。尤其是，通过从钢板表面起在深度方向上形成厚度为4.0μm以上的脱碳层，从而即便在弯曲半径(rp)与钢板板厚(t)之比(rp/t)成为0.5那样的严苛成形条件下，也不会在弯曲棱线处产生裂纹，能够得到优异的弯曲特性。脱碳层的厚度优选为5.0μm以上，更优选为6.0μm以上。
106.需要说明的是，脱碳层可以仅形成于厚度方向上的任一侧的表层，也可以形成于两侧的表层。其中，若脱碳层过厚，则难以确保钢板整体的强度。因此，脱碳层的厚度以上述两侧的表层的合计计优选设为钢板整体厚度的20％以下。另外，在想要重视钢板强度的情况下，脱碳层的厚度在每个单面优选设为20μm以下，更优选设为15μm以下。
107.进而，在想要重视钢板强度的情况下，优选不形成脱碳层。本发明所述的钢板即便在不具有脱碳层的情况下，只要是rp/t成为1.0那样的成形条件，就不会在弯曲棱线处产生裂纹，能够得到优异的弯曲特性。
108.此处，本发明中，脱碳层的厚度是指：从钢板表面朝着深度方向鉴定金相组织时从钢板表面起至硬质相为止的最短距离的平均值。具体而言，通过以下的步骤来进行脱碳层的厚度测定。首先，切出与钢板的轧制方向和厚度方向平行的截面，进行镜面研磨后，进行硝酸浸蚀液腐蚀而使金相组织露出。接着，利用sem来进行组织观察，拍摄表层附近的截面组织而获取倍率为1000倍的sem图像。
109.图1是用于说明从钢板表面起至硬质相为止的最短距离的测定方法的示意图。如图1所示那样，在所得sem图像中，在轧制方向上以20μm的间隔画出沿着厚度方向延伸的5条线，在各线上测定从钢板表面起至硬质相为止的最短距离。并且，将所得5个测定值的平均值作为脱碳层的厚度。需要说明的是，在本发明中，硬质相是指马氏体、回火马氏体、贝氏体和残留奥氏体。
110.(e)厚度
111.关于本发明所述的钢板的厚度，没有特别限定，用作门和盖罩等带盖容器构件的坯料时，钢板的厚度优选为0.1～2.0mm、更优选为0.2～1.5mm、进一步优选为0.3～1.0mm。
112.(f)钢板的制造方法
113.一般来说，根据if钢等极低碳钢的见解，为了使对于r值而言有利的γ-fiber强烈发达，要提高冷轧率而使γ-fiber发达，进而，通过退火时的重结晶来提高向γ-fiber进行的聚集。
114.但是，在包含较多固溶碳的高强度钢中，提高轧制率时，会在冷轧时产生剪切带，因此，在退火时发生织构的随机化或对于r值而言不利的取向发达，向通过冷轧而形成的γ-fiber进行的聚集受损。
115.本发明中，为了抑制剪切带的产生，在低轧制率下进行冷轧，且形成对于热轧板而言优选的织构，以使得即便在轧制率低的条件下也向γ-fiber发生聚集。具体而言，在热轧板的阶段中使{223}《252》取向发达，以即便在轧制率低的条件下也会产生γ-fiber的方式控制热轧板的织构。
116.需要控制冷轧条件和退火条件，以使得尽可能不使通过冷轧而向γ-fiber聚集的织构因退火而受损，优选使得提高聚集。
117.以下，针对本发明所述的钢板的制造方法的一例进行详述。本发明所述的钢板可利用例如包括以下所示的工序的制造方法来获得。
118.《板坯制造工序》
119.供于热轧的钢片只要利用常规方法进行制造即可。即，可以使用通过连铸或铸造/开坯而得到的板坯、或者通过薄带连铸而得到的钢板等。
120.《热轧工序》
121.对钢片进行热轧。为了使热轧板的{223}《252》取向发达，需要与后述卷取工序一同规定热轧工序中的条件。具体而言，在使相变前的奥氏体中的轧制织构发达的同时，将其形状制成扁平形状是重要的。以下，针对热轧工序中的条件进行详述。
122.加热温度：1050～1300℃
123.为了使ti在钢中固溶，将热轧前的加热温度设为1050℃以上。另一方面，鉴于加热炉的耐久性，优选将加热温度设为1300℃以下。
124.总压下量：最终3段中的总压下量以板厚减少率计为40％以上
125.为了使热轧板的织构发达，包括最终精轧机架在内的连续的最终3段中的总轧制量以板厚减少率计优选设为40％以上。另外，在精轧温度～100℃以内的范围内进行至少包括最终机架在内的最终3段的轧制。
126.各道次的压下量：有效轧制指数为1.2以上
127.若在热轧中的道次之间过度进行奥氏体的重结晶，则织构的聚集减弱，且晶粒成为等轴，得不到具有期望织构的热轧板。即，为了使热轧板中的{223}《252》取向发达，优选使奥氏体的织构发达。
128.其中，即便如上所述地进行轧制，在单段中的压下量大的情况下或者多段轧制时的累积应变量对于发生重结晶而言充分时，奥氏体也会等轴化，织构也会薄弱化，其结果，冷却后的铁素体的织构也变弱。根据进一步研究的结果发现：可利用以下的方法来决定用于在最终3段的轧制工序中提高织构且使晶粒扁平化的组合。
129.首先，在最终3段的机架之中，着眼于最初进行轧制的机架(f1)，根据钢中包含的ti含量(质量％)、f1中的轧制应变和精轧温度ft(℃)的关系，求出与在f1轧制后的50％的奥氏体发生重结晶的时间有关的值、即dt
eff-p
。
130.[数学式1]
[0131][0132]
[数学式2]
[0133]
k＝exp(10.2
×wti
)
ꢀꢀ
(ii)
[0134]
[数学式3]
[0135][0136]
此处，t
ini
为f1入口侧的板厚(mm)，t
f1
为f1轧制后的板厚(mm)。另外，w
ti
为钢中包含的ti含量(质量％)。
[0137]
dt
eff-p
大于2.0时，判定在f1中未发生重结晶，根据至f2为止的累积轧制应变，利用下述(iv)式来求出与在f2轧制后的50％的奥氏体发生重结晶的时间有关的值、即dt
eff-s-a
。
[0138]
[数学式4]
[0139][0140]
此处，t
f2
为f2轧制后的板厚(mm)。
[0141]
另一方面，dt
eff-p
为2.0以下时，判定在f1中发生重结晶，根据f2单独的轧制应变，利用下述(v)式来求出与dt
eff-s-a
相当的值，作为dt
eff-s-b
。
[0142]
[数学式5]
[0143][0144]
根据如上求出的dt
eff-s-a
或dt
eff-s-b
的值，判定在f2后是否发生重结晶，如下那样操作来求出有效轧制指数。即，dt
eff-s-a
大于2.0时，判定在f1和f2中均未发生重结晶，根据f1～f3的累积轧制应变，利用下述(vi)式来求出有效轧制指数c
eff-t-a
。
[0145]
[数学式6]
[0146][0147]
此处，t
f3
为f3轧制后的板厚(mm)。
[0148]
另一方面，dt
eff-s-a
为2.0以下时，根据至f2为止的累积应变，判定在f2与f3之间发生重结晶，根据f3单独的轧制应变，利用下述(vii)式来求出有效轧制指数c
eff-t-b
。
[0149]
[数学式7]
[0150][0151]
进而，dt
eff-s-b
大于2.0时，根据f2和f3的累积轧制应变，利用下述(viii)式来求出有效轧制指数c
eff-t-c
。
[0152]
[数学式8]
[0153][0154]
另一方面，dt
eff-s-b
为2.0以下时，判定在f2轧制后发生重结晶，利用上述(vii)式来计算有效轧制指数c
eff-t-b
。
[0155]
需要说明的是，钢中包含选自ti、nb、v、mo、w和zr中的1种以上时，代替上述(ii)式，利用下述(ix)式来求出k值。
[0156]
[数学式9]
[0157]
k＝exp(2.0
×
(w
mo
wv ww w
zr
) 10.2
×wti
62.5
×wnb
)
ꢀꢀ
(ix)
[0158]
此处，w
mo
、wv、ww、w
zr
和w
nb
分别为钢中包含的mo、v、w、zr和nb的含量(质量％)，在不含有的情况下，代入0。
[0159]
通过以按照上述步骤而求出的有效轧制指数成为1.2以上的方式控制热轧，从而有效地得到在织构充分发达的轧制方向上为扁平的奥氏体晶粒。优选以有效轧制指数成为10.0以上的方式控制热轧条件。
[0160]
精轧温度：800～1000℃
[0161]
若精轧温度超过1000℃，则有可能因氧化皮瑕疵而产生表面品质劣化。因此，热轧的精轧温度设为1000℃以下，优选设为980℃以下。另一方面，若精轧温度小于800℃，则有可能因轧制载荷的增大而损害生产率。因此，热轧的精轧温度设为800℃以上，优选设为850℃以上。
[0162]
冷却开始时间：超过0.5s且为2.0s以下
[0163]
在结束轧制后且奥氏体的重结晶完成之前，进行冷却。因此，将从最终轧制结束后起至开始冷却为止的时间设为2.0s以下。另一方面，若冷却开始时间过短，则以通过热轧而在奥氏体中形成的剪切带作为核，生成铁素体，因此，所得热轧板的金相组织成为铁素体主体，无法制成贝氏体主体。因此，冷却开始时间设为超过0.5s。需要说明的是，此处提及的冷却是指基于水冷等的加速冷却。
[0164]
冷却速度：15℃/s以上
[0165]
为了使{223}《252》取向发达，重要的是发生贝氏体相变或马氏体相变。因此，轧制后的冷却速度设为15℃/s以上，优选设为30℃/s以上。需要说明的是，上述轧制后的冷却速度是指最终轧制结束后的冷却开始时的温度与下述卷取温度之差除以其间所需的时间而得到的平均冷却速度。
[0166]
《卷取工序》
[0167]
卷取温度：300℃以上且小于600℃
[0168]
为了使{223}《252》取向发达，需要发生贝氏体相变或马氏体相变，因此，在小于600℃的温度下进行卷取。另一方面，若卷取温度过低，则有可能冷轧载荷增大，阻碍生产率，因此，将其下限设为300℃。鉴于热轧后的冷却温度控制性，优选设为480℃以上。另外，从降低冷轧时的载荷的观点出发，更优选设为500℃以上。
[0169]
在如此操作而得到的热轧板的织构中，{223}《252》取向的聚集强度以随机强度比计成为5.0倍以上。在优选的条件下，能够得到以随机强度比计为6.0倍以上的聚集强度。
[0170]
另外，热轧板的金相组织的主体为贝氏体。有时也在金相组织的一部分中混入马氏体和/或残留奥氏体，但只要它们的总面积率为30％以下，就不会明显损害冷轧性，因此
是可接受的。
[0171]
《热轧板退火工序》
[0172]
热轧板退火温度：600℃以下
[0173]
出于因设备制约而降低冷轧载荷的目的，可以对热轧板进行热处理。如果不发生α-γ相变，热轧板的织构就不会显著被破坏，但鉴于退火成本的增大，热轧板退火温度优选设为600℃以下。
[0174]
《冷轧工序》
[0175]
冷轧率：40～85％
[0176]
通过在热轧后施加冷轧，从而提高有利于r
45
值提高的向γ-fiber进行的聚集。即，为了使热轧板的{223}《252》取向向γ-fiber进行取向旋转，以40％以上的冷轧率进行冷轧。冷轧率优选设为50％以上。另一方面，若冷轧率过大，则不连续重结晶变得旺盛，因剪切带而发生织构的随机化，因此，冷轧率设为85％以下。若鉴于由冷轧时的载荷增大导致的生产率降低，则冷轧率优选设为80％以下。更优选为75％以下。
[0177]
《退火工序》
[0178]
如上所述那样，若发生不连续重结晶，则容易发生织构的随机化。因此，以不过度发生不连续重结晶的方式控制退火条件，促进连续重结晶，在退火后继承到通过冷轧而形成的γ-fiber，利用相变而提高向γ-fiber进行的聚集。关于各条件，以下进行详述。
[0179]
加热速度：2℃/s以上
[0180]
若加热速度慢，则在加热中显著地进行铁素体的不连续重结晶，容易发生向γ-fiber进行的聚集。因此，加热速度设为2℃/s以上。加热速度的上限没有特别限定，鉴于温度的控制性，优选设为30℃/s以下。需要说明的是，上述加热速度是指开始加热时的温度(室温)与下述退火温度之差除以其间所需的时间而得到的平均加热速度。
[0181]
退火温度：满足下述(x)式的条件
[0182]
退火温度(rht)设为满足下述(x)式的条件。此处，ac1是开始从铁素体相变为奥氏体(α-γ相变)的温度，ac3是α-γ相变结束而形成奥氏体单相的温度，可分别利用下述(xi)式和(xii)式来计算。
[0183]
[数学式10]
[0184]
0.40≤(rht-ac1)/(ac
3-ac1)≤0.85
ꢀꢀ
(x)
[0185]
[数学式11]
[0186]
ln(ac1)＝6.5792-0.038058
×
c 0.052317
×
si 0.011872
×
ni-0.045575
×
v 0.18057
×
al 0.011442
×
w-0.013403
×
cu 5.5207
×
b 0.91209
×
s-1.1002
×
p 0.060014
×
mn
×
c-0.096628
×
cr
×
c 0.050625
×
cr
×
si 0.39802
×
mo
×
c-0.34782
×
mo
×
mn 0.40986
×
mo
×
si-0.12959
×
mo
×
cr-0.048128
×
ni
×
c-0.01090
×
mn
2-0.03550
×
si2 0.010207
×
cr2 0.36074
×
mo
2-0.0030705
×
ni2ꢀꢀ
(xi)
[0187]
[数学式12]
[0188]
ln(ac3)＝6.8165-0.47132
×
c-0.057321
×
mn 0.066020
×
si-0.050211
×
cr-0.094455
×
ni 0.10593
×
ti-0.014847
×
w 2.0272
×
n 1.0536
×
s-0.12024
×
si
×
c 0.11629
×
cr
×
c-0.30451
×
mo
×
mn 0.68229
×
mo
×
si-0.21210
×
mo
×
cr 0.12470
×
ni
×
c 0.069960
×
ni
×
mn 0.014003
×
ni
×
cr 0.29225
×
c2 0.015660
×
mn2 0.017315
×
cr2
0.46894
×
mo2 0.0027897
×
ni2ꢀꢀ
(xii)
[0189]
若rht低、(rht-ac1)/(ac
3-ac1)的值小于(x)式的左边值，则逆相变的奥氏体量不充分，不易得到由奥氏体蚕食碳化物或者具有在硬质相周边的高应变区域内不可避免地发生的随机取向的不连续重结晶铁素体的效果。并且，通过冷轧而导入的轧制应变会残留在组织中，损害极限变形能力和强度-延性平衡。
[0190]
另外，若rht高、(rht-ac1)/(ac
3-ac1)的值大于(x)式的右边值，则发生逆相变的奥氏体过多，在冷却过程中新发生的铁素体的核生成变得显著，织构发生随机化，向γ-fiber进行的聚集会递减。因此，以(rht-ac1)/(ac
3-ac1)的值成为0.40～0.85的方式进行规定。
[0191]
在想要进一步强化γ-fiber而得到特别优异的r
45
值的情况下，优选将(rht-ac1)/(ac
3-ac1)的值设为0.50～0.80的范围，更优选设为0.60～0.75的范围。
[0192]
退火气氛
[0193]
退火优选在氢浓度以体积分数计为2％以上且露点小于-30℃的还原气氛下进行。氢浓度小于2％时，无法充分还原坯料钢板的表面氧化膜，在进行熔融镀锌处理时，阻碍镀敷润湿性。在退火炉中，包括钢板被加热至规定退火温度为止加热带和以该退火温度进行保持的均热带的区域。
[0194]
想要在钢板表层形成上述脱碳层时，将加热工序中的加热带的气氛设为氢浓度以体积分数计为20％以下，露点设为-30℃以上且20℃以下。露点小于-30℃时，脱碳层的厚度小于5μm，对于提高弯曲特性而言得不到充分的效果。另一方面，若露点超过20℃，则设备发生结露，阻碍生产率。另外，若氢浓度以体积分数计超过20％，则难以将露点维持在20℃以下，如上所述那样，在设备中产生结露，阻碍生产率。
[0195]
退火保持时间：30s以上
[0196]
若退火保持时间短，则不会充分进行α-γ相变，且在铁素体中残留冷轧应变，损害强度-延性平衡。因此，退火保持时间设为30s以上，优选设为60s以上。另一方面，退火保持时间的上限没有特别规定，鉴于生产率，优选设为1000s以下，更优选设为800s以下。
[0197]
退火后的冷却条件
[0198]
在退火后的冷却中，实施用于调整铁素体面积率和织构的一次冷却和用于形成硬质相的二次冷却。进而，在一次冷却中，也能够使具备通过连续重结晶而从冷轧板继承过来的γ-fiber取向的铁素体晶粒朝着邻接的奥氏体侧进行相变和生长，从而提高组织整体的γ-fiber的聚集。
[0199]
一次冷却速度：3～30℃/s
[0200]
通过一次冷却而使铁素体析出。若一次冷却的平均冷却速度(一次冷却速度)过低，则从奥氏体发生珠光体相变，损害强度。因此，一次冷却速度设为3℃/s以上，优选设为5℃/s以上。另一方面，若一次冷却速度过高，则发生伴有新核生成的相变，由晶粒生长实现的向γ-fiber进行的聚集不充分。因此，一次冷却速度设为30℃/s以下。
[0201]
需要说明的是，一次冷却的结束温度没有特别限定，若过低，则铁素体过多，硬质相的比例减少而强度降低，因此，优选设为600℃以上。
[0202]
二次冷却速度：30℃/s以上
[0203]
在一次冷却之后进行二次冷却。若二次冷却的平均冷却速度(二次冷却速度)过低，则未相变奥氏体发生珠光体相变，硬质相减少而强度降低。因此，二次冷却速度设为30
℃/s以上。二次冷却速度的上限没必要特别限定，达成超过250℃/s那样的冷却速度对于通常的设备而言较为困难，因此，优选设为250℃/s以下。
[0204]
需要说明的是，关于二次冷却的停止温度，没有特别限定，优选设为后述过时效温度以下。例如，可以在过时效温度下停止二次冷却，并直接实施过时效工序，也可以在冷却至室温后，进行再加热而实施过时效工序。另外，在不实施过时效工序的情况下，优选冷却至室温。
[0205]
《过时效工序》
[0206]
过时效温度：550℃以下
[0207]
在退火工序后，根据需要可以进行过时效处理。其中，若在超过550℃的温度下进行过时效处理，则有时硬质相发生软化而强度降低，因此，过时效温度优选设为550℃以下。在通过二次冷却而冷却至低于过时效温度的温度的情况下，关于再加热至过时效温度时的加热速度，没有特别限定，优选设为2℃/s以上。另外，关于过时效处理后的冷却速度，也没有特别限定，优选设为30℃/s以上。
[0208]
《熔融镀敷工序(gi)》
[0209]
在退火后，根据需要可以实施熔融镀敷。作为熔融镀敷的种类，可以对钢板表面进行zn、zn-al合金、al-si合金、fe-zn合金等的覆盖。作为zn-al合金的镀敷浴的组成，可以使用例如zn-(0.1～60)％al浴、进一步复合添加有si和/或mg的浴等。
[0210]
另外，作为al-si合金的镀敷浴的组成，可以使用al-(7～13)％si浴等。即使在镀敷浴中另行包含分别为0.1％以下的选自fe、v、mn、ti、nb、ca、cr、ni、w、cu、pb、sn、cd、sb中的1种以上，也没有特别阻碍。
[0211]
镀敷浴的温度没有特别限定，只要从作为一般温度范围的430～500℃、优选从440～480℃的温度范围内适当选择即可。
[0212]
《合金化熔融镀敷工序(ga)》
[0213]
在熔融镀锌工序之后，可以进行合金化处理而对钢板表面实施合金化熔融镀锌。该情况下，优选在450～600℃的温度范围内进行合金化处理。合金化处理温度小于450℃时，在钢材与熔融金属之间不易发生元素的相互扩散，有可能不会充分进行合金化。另一方面，若在超过600℃的温度下进行合金化处理，则担心会过度进行合金化，因镀层的脆化而发生镀敷剥离，有时硬质相被回火而损害强度。另外，为了稳定地达成合金化处理，合金化处理时间优选设为10s以上。
[0214]
以下，通过实施例更具体地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。
[0215]
实施例1
[0216]
利用真空熔炉对具有表1所示化学组成的钢进行熔炼，再加热至1050℃以上后，利用试验用小型热轧机，在表2所示的条件下实施热轧。在全部例子中，在精轧温度～(精轧温度 100℃)的温度范围内结束最终3段的轧制。在热轧后，利用设置在紧接在轧制机架后方的水冷装置来进行水冷，接着投入至设定为与卷取相当的温度的加热炉，在保持30分钟后，以20℃/h缓慢冷却至室温，模拟实际机械的卷取工序。
[0217]
[表1]
[0218][0219]
[表2]
[0220][0221]
针对所得热轧板的金相组织，切出与轧制方向和厚度方向平行的截面，在镜面研磨后进行硝酸浸蚀液腐蚀而露出金相组织，使用sem进行观察。进而，从钢板中切出宽度为25mm(轧制方向的长度)、长度为25mm(与轧制方向垂直的方向的长度)且具有钢板原有厚度的厚度的试验片，通过机械磨削和化学研磨而使板厚的1/2深度处的与轧制面平行的面露出，利用x射线衍射法来采取(200)、(110)、(211)反极图。根据所得反极图，利用球面调和函数展开法来计算取向密度函数(odf)，根据在欧式空间内位于(φ1φφ2)＝(30
°
，43
°
，45
°
)的[2 2 3](2
ꢀ‑
5 2)的聚集强度，求出{223}《252》取向的聚集强度。在bcc结构且板厚中心的测定/分析中，这些晶体取向是等价的。
[0222]
在表3中示出它们的结果。
[0223]
[表3]
[0224][0225]
如表3所示那样，在化学组成和热轧条件适当的热轧编号h-1～h-9、h-22～h-26、h-30和h-33中，显示出以随机强度比计为5.0倍以上的{223}《252》取向的聚集强度。另外，
虽然化学组成偏离规定但热轧条件适当的热轧编号h-27～h-29也显示出以随机强度比计为5.0倍以上的{223}《252》取向的聚集强度。
[0226]
另一方面，在有效轧制指数小于1.2的条件、即热轧编号h-10～h-12中，{223}《252》取向的聚集强度降低。这是因为：通过轧制中的奥氏体重结晶，在母相的织构降低的同时，晶粒的扁平度受损，因此，γ-α相变时的变体选择未充分且适当地驱动。
[0227]
另外，在卷取温度高达650℃的热轧编号h-13～h-19中，{223}《252》取向的聚集强度也降低。这是因为：在卷取工序中，通过在高温下的扩散相变而产生铁素体和/或珠光体，相变的变体选择未适当发挥作用。其中，在有效轧制指数小于1.2的热轧编号h-13和h-19中，{223}《252》取向的聚集强度显著降低。
[0228]
在最终轧制结束后的冷却开始时间为0.5s以下的热轧编号h-31中，在奥氏体晶粒内生成的剪切带处析出铁素体，因此，大量生成铁素体，其结果，{223}《252》取向的聚集强度降低。另一方面，在冷却开始时间超过2.0s的热轧编号h-32中，即便有效轧制指数满足规定，由于发生了重结晶，因此，{223}《252》取向的聚集强度也降低。
[0229]
进而，在使用mn含量低的钢种b得到的热轧编号h-20中，尽管热轧条件适当，但{223}《252》取向的聚集强度降低。对此可以认为：由于mn不足，从而在轧制后的冷却中通过扩散相变而生成铁素体，因此，γ-α相变时的变体选择未适当地发挥作用，聚集强度减弱。另一方面，在使用mn含量过量的钢种m得到的热轧编号h-21中，形成主体为硬质马氏体的金相组织。
[0230]
接着，对上述制作的热轧板进行酸洗，在去除表面的氧化皮后，实施冷轧，制成具有表4所示板厚的冷轧钢板，利用试验退火模拟器来进行热处理。表4中示出冷轧和热处理的条件。需要说明的是，将退火炉内设为氢浓度为10％的湿润氢气氮气的气氛，将露点设为-40℃。关于一部分例子(试验编号cr-9、cr-12、cr-17和cr-18)，实施在保持为600℃的马弗炉内保持1.0h的热轧板退火后，再实施冷轧。
[0231]
需要说明的是，针对cr-6和cr-20，在将退火工序的二次冷却进行至室温后，再次以3℃/s加热至350℃，以350℃进行600s的过时效处理，再次以40℃/s冷却至室温。另外，针对cr-12、cr-13、cr-27、cr-28和cr-29，分别以表4所示的过时效温度停止二次冷却，以该温度进行600s的过时效处理，再次以40℃/s冷却至室温。
[0232]
[表4]
[0233][0234]
针对所得冷轧钢板的金相组织，切出与轧制方向和厚度方向平行的截面，在镜面研磨后进行硝酸浸蚀液腐蚀而使金相组织露出，利用sem来观察板厚的1/2深度位置。另外，同样地切出与轧制方向和厚度方向平行的截面，进行机械磨削和电解研磨来平整表面，利用sem-ebsd法，以500倍的观察倍率和1.00μm的间隔对板厚1/2深度位置处的500μm
×
200μm的区域测定晶体取向。根据所得晶体取向数据，使用edax texsem公司的晶体取向分析应用oim ver.7.3，并利用球面调和函数展开法，根据以nd轴作为基准的反极图的(111)极的强度来求出γ-fiber的聚集强度。
[0235]
进而，使用相同的试样，利用sem-ebsd法，将扩大倍率设为1500倍，以0.05μm的间隔对100μm
×
200μm的区域测定晶体取向。根据所得晶体取向，使用edax texsem公司的晶体取向分析应用oim ver.7.3，提取具有自γ-fiber偏转的角度为10
°
以内的晶体取向的组织，求出这些组织的kam值。
[0236]
进而，利用以下的方法来评价所制作的冷轧钢板的机械性质。
[0237]
《拉伸试验》
[0238]
从相对于冷轧钢板的轧制方向而言倾斜45
°
的方向采取2个jis z 2241:2011中规定的jis 5号拉伸试验片，按照相同标准来测定拉伸强度ts和断裂伸长率el(延性)，求出它们的平均值。
[0239]
《r
45
值测定》
[0240]
从相对于冷轧钢板的轧制方向而言倾斜45
°
的方向采取2个jis z 2241:2011中规定的jis 5号拉伸试验片，按照jis z 2254:2008的规定，测定作为塑性应变比的r
45
值，求出
它们的平均值。本实施例中，r
45
值为1.20以上时判定为良好，r
45
值为1.30以上时判定为更良好。
[0241]
《极限变形能力》
[0242]
使用sem从拉伸方向对拉伸试验后的试验片的拉伸断裂面进行拍摄，求出断裂面在与拉伸方向垂直的截面上的二维投影面积。并且，求出相对于拉伸试验前的原试验片的截面积而言的面积减少率的自然对数作为极限变形能力的指标。本实施例中，上述指标的值为0.80以上时，判定为良好。
[0243]
将它们的结果总结示于表5。
[0244]
[表5]
[0245][0246]
如表5所示那样，在满足本发明规定的试验编号cr-1～cr-17中，具有700mpa以上的高拉伸强度，且具有优异的r
45
值和极限变形能力。与此相对，在试验编号cr-18中，由于mn含量过量，因此，相变点低，且在冷却中，铁素体相变不充分，形成马氏体主体的组织，强度-延性平衡(ts
×
el)降低，难以测定r
45
值和极限变形能力。
[0247]
另外，在试验编号cr-19中，退火温度过低，因此，呈现冷轧应变残留在组织中、极
限变形能力降低的结果。进而，在试验编号cr-20中，退火温度过高，因此，呈现γ-fiber的聚集强度降低、r
45
值降低的结果。
[0248]
在试验编号cr-21中，冷轧率过低，因此，γ-fiber的聚集强度不充分，冷轧应变残留在组织中，其结果，呈现延性和r
45
值降低的结果。另一方面，在试验编号cr-22中，冷轧率过高且一次冷却速度低，因此，在冷却中析出珠光体，其结果，强度降低。进而，呈现促进不连续重结晶、发生织构的随机化、γ-fiber的聚集强度降低、r
45
值降低的结果。
[0249]
在试验编号cr-23中，退火时间短，进而，进行骤冷而不进行二段冷却，因此，未充分获得铁素体，进而，在铁素体中残留冷轧应变，强度-延性平衡降低。需要说明的是，难以由该试验片来测定r
45
值和极限变形能力。
[0250]
在试验编号cr-24、cr-25、cr-38和cr-39中，所使用的热轧板的{223}《252》取向的聚集强度低，因此，虽然其后的制造条件适当，但无法提高γ-fiber的聚集强度，呈现r
45
值降低的结果。
[0251]
在试验编号cr-26～cr-29中，所使用的热轧板的化学组成不满足本发明的规定，且{223}《252》取向的聚集强度低，因此，无法提高γ-fiber的聚集强度，呈现r
45
值降低的结果。
[0252]
在试验编号cr-30中，所使用的热轧板的c含量低，因此强度低，而且，由于不含ti，因此，因冷轧时的剪切带而呈现退火后的织构随机化、r
45
值降低的结果。在试验编号cr-31中，所使用的热轧板的c含量过高，因此，退火后的铁素体分数低，进而不含ti，因此，由于冷轧时的剪切带而呈现织构随机化、r
45
值降低的结果。在试验编号cr-32中，所使用的热轧板不含ti，因此，由于冷轧时的剪切带而呈现织构随机化、r
45
值降低的结果。
[0253]
试验编号cr-33～cr-37是虽然化学组成满足本发明的规定但制造条件偏离适合条件的比较例。具体而言，在试验编号cr-33中，冷轧率高，因此，由于冷轧时的剪切带而呈现织构随机化、r
45
值降低的结果。
[0254]
在试验编号cr-34中，退火时间短，在组织中残留应变，因而，强度-延性平衡劣化。在试验编号cr-35中，一次冷却速度过低，因此，在金相组织中析出珠光体，未形成硬质相，强度降低。在试验编号cr-36中，一次冷却速度过高，因此，因晶粒生长而阻碍向γ-fiber进行的聚集，呈现r
45
值降低的结果。在试验编号cr-37中，二次冷却速度过低，因此，金相组织中析出珠光体，未形成硬质相，强度降低。
[0255]
实施例2
[0256]
针对在实施例1中制作的热轧板的一部分进行酸洗，在去除表面的氧化皮后，实施冷轧，制成具有表6所示板厚的冷轧钢板。接着，利用试验镀敷模拟器，实施在氢浓度为20％的湿润氢气氮气、露点为-40℃的气氛中模拟退火的热处理。关于一部分例子(试验编号g-3和g-5)，在实施在保持至600℃的马弗炉内保持1.0h的热轧板退火后，实施冷轧。
[0257]
在退火和一次冷却后，进行二次冷却直至熔融镀敷浴温度470℃为止，停止冷却，在浸渍3s后提拉起来，利用气体擦拭而将附着量调整至每个单面为50g/m2后，制作熔融镀锌钢板。针对其中的一部分钢板，在上述镀敷处理之后，使用红外线加热炉进行以各种温度进行30s加热的合金化处理，其后，以3℃/s冷却至室温，制作合金化熔融镀锌钢板。表6中示出冷轧、热处理和合金化处理的条件。
[0258]
[表6]
[0259][0260]
针对所得熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板，利用与实施例1相同的方法，进行金相组织的测定和机械性质的评价。将它们的结果总结示于表7。
[0261]
[表7]
[0262][0263]
如表7所示那样，在满足本发明规定的试验编号g-1～g-4中，具有700mpa以上的高拉伸强度，且具有优异的r
45
值和极限变形能力。与此相对，在试验编号g-5中，退火后的冷却速度低，未进行二段冷却，因此，在铁素体过多的同时，析出珠光体，拉伸强度低，进而，强度-延性平衡劣化。另外，在试验编号g-6中，所使用的热轧板的{223}《252》取向的聚集强度低，因此，无法提高γ-fiber的聚集强度，呈现r
45
值降低的结果。并且，合金化热处理温度过高，因此，呈现强度降低的结果。
[0264]
实施例3
[0265]
针对在实施例1中制作的热轧板的一部分进行酸洗，在去除表面的氧化皮后，实施冷轧，制成具有表8所示板厚的冷轧钢板，利用试验镀敷模拟器实施模拟退火的热处理。在上述热处理中，分别控制分别相当于退火的加热带和均热带的气氛。具体而言，作为相当于加热带的气氛，设为表8所示的露点和氢浓度。其后，立即进行气体置换，作为相当于均热带的气氛，以成为氢浓度为20％、露点为-40℃的气氛的方式进行调整，在该气氛下进行冷却。
[0266]
在试验编号dc-6～dc-8中，在退火和一次冷却后，进行二次冷却直至熔融镀敷浴温度470℃为止，停止冷却，在浸渍3s后提拉起来，利用气体擦拭而将附着量调整至每个单面为50g/m2后，制作熔融镀锌钢板。针对其中的dc-7和dc-8，在上述镀敷处理之后，使用红外线加热炉进行以550℃进行30s加热的合金化处理，其后，以3℃/s冷却至室温，制作合金化熔融镀锌钢板。表8中示出冷轧、热处理和合金化处理的条件。
[0267]
[表8]
[0268][0269]
针对所得冷轧钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板，利用与实施例1相同的方法，进行金相组织的测定和机械性质的评价。
[0270]
并且，切出与钢板的轧制方向和厚度方向平行的截面，在进行镜面研磨后，进行硝酸浸蚀液腐蚀而使金相组织露出，利用sem进行组织观察，对表层附近的截面组织进行拍摄而获取倍率为1000倍的sem图像。并且，在所得sem图像中，在轧制方向上以20μm的间隔画出沿着厚度方向延伸的5条线，在各线上测定从钢板表面起至硬质相为止的最短距离，将其平均值作为脱碳层的厚度。需要说明的是，脱碳层形成于钢板的两侧表层，脱碳层的厚度是指每个单面的厚度。
[0271]
进而，利用以下的弯曲试验来评价所得钢板的弯曲特性。
[0272]
《弯曲试验》
[0273]
从各钢板切出短条形状的试验片，认真地去除毛刺后，供于弯曲试验。试验片以沿着弯曲棱线的方向的长度设为20mm、与弯曲棱线正交的方向的长度设为45mm、弯曲棱线与轧制方向所成的角度成为0
°
、45
°
和90
°
的方式切出。
[0274]
接着，分别以上述试验片的板厚(t)与冲头前端半径(rp)之比(rp/t)成为1.0或0.5的方式准备前端角度为90
°
的v字形状冲头，将试验片的长度中央部以40kn的力按压至设置于instron型万能试验机的具有槽角度为90
°
的v字槽的模具，进行开角为90
°
的v字弯曲试验。以40倍的倍率对v弯曲试验后的弯曲棱线进行sem观察，确认弯曲棱线的长度中央部附近有无裂纹。并且，将从任意角度切出的试验片的弯曲棱线处均未产生裂纹的情况判定为
○
，只要有一个方向产生裂纹的情况下就判定为
×
。
[0275]
将它们的结果总结示于表9。
[0276]
[表9]
[0277][0278]
如表9所示那样，在满足本发明规定的试验编号dc-1～dc-3和dc-5～dc-8中，具有700mpa以上的高拉伸强度，且具有优异的r
45
值和极限变形能力。与此相对，在试验编号dc-4
中，退火温度过低，因此，呈现冷轧应变残留在组织中、极限变形能力降低的结果。
[0279]
另外，在本发明例之中，在形成了厚度为4.0μm以上的脱碳层的试验编号dc-1、dc-2、dc-5、dc-6和dc-8中，呈现即便是rp/t成为0.5那样的严苛成形条件，在弯曲棱线处也未产生裂纹、显示出优异的弯曲特性的结果。
[0280]
产业上的可利用性
[0281]
根据本发明，能够得到拉伸强度为700mpa以上、r
45
值为1.20以上且极限变形能力为0.80以上的具备优异成形性的钢板。因此，本发明所述的钢板可适合地用作门和盖罩等带盖容器构件的坯料。