拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法【專利摘要】本發(fā)明涉及一種拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其含有規(guī)定的成分，剩余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；在距鋼板表面5/8～3/8的板厚范圍，用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛113｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛335｝＜110＞以及｛223｝＜110＞的各結(jié)晶方位表示的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的極密度的平均值為6.5以下，而且｛332｝＜113＞的結(jié)晶方位的極密度為5.0以下；金屬組織以面積率計(jì)含有超過5%的珠光體，貝氏體和馬氏體之和被限制為低于5%，剩余部分由鐵素體構(gòu)成。【專利說明】拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法【
技術(shù)領(lǐng)域：
】[0001]本發(fā)明涉及一種拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。[0002]本申請(qǐng)基于2011年7月27日提出的日本專利申請(qǐng)?zhí)卦?011-164383號(hào)并主張其優(yōu)先權(quán)，這里引用其內(nèi)容。【
背景技術(shù)：
】[0003]為了抑制源于汽車的二氧化碳?xì)怏w的排出量，使用高強(qiáng)度鋼板而推進(jìn)汽車車體的輕量化。另外，為確保乘客的安全性，汽車車體除軟鋼板以外，也已經(jīng)大量使用高強(qiáng)度鋼板了。今后為了進(jìn)一步推進(jìn)汽車車體的輕量化，必須將高強(qiáng)度鋼板的使用強(qiáng)度提高到以前以上的水平。但是，在外板部件使用高強(qiáng)度鋼板的情況下，大多使用切削加工和下料加工等，而且在行走部件使用高強(qiáng)度鋼板的情況下，大多使用沖裁加工等與剪切加工相伴隨的加工法，從而要求精密沖裁性優(yōu)良的鋼板。另外，在剪切加工后進(jìn)行擴(kuò)孔彎邊等加工也正在增加，因而拉伸凸緣性也是與加工有關(guān)的重要特性。但是，一般地說，如果使鋼板高強(qiáng)度化，則沖裁精度降低，從而拉伸凸緣性也降低。[0004]對(duì)于精密沖裁性，正如專利文獻(xiàn)1、2那樣，公開了在軟質(zhì)的狀態(tài)下進(jìn)行沖裁，然后通過熱處理和滲碳而謀求高強(qiáng)度化的技術(shù)內(nèi)容，但制造工序延長(zhǎng)，成為成本上升的一個(gè)原因。另一方面，正如專利文獻(xiàn)3那樣，也公開了通過退火而使?jié)B碳體球狀化、從而提高精密沖裁性的手法，但對(duì)于汽車車體等的加工來說，與重要的拉伸凸緣性的兼顧完全沒有考慮。[0005]關(guān)于相對(duì)于高強(qiáng)度化的拉伸凸緣性，也公開了鋼板用于改善局部延展性的金屬組織控制法，在非專利文獻(xiàn)I中，公開了夾雜物的控制和單一組織化，進(jìn)而公開了如果降低組織間的硬度差，則對(duì)于彎曲性和拉伸凸緣性是有效果的。另外，在非專利文獻(xiàn)2中，公開了通過控制熱軋的精軋溫度、精軋的壓下率以及溫度范圍，促進(jìn)奧氏體的再結(jié)晶，抑制軋制織構(gòu)的發(fā)達(dá)，從而使結(jié)晶方位隨機(jī)化，由此提高強(qiáng)度、延展性、拉伸凸緣性的手法。[0006]根據(jù)非專利文獻(xiàn)1、2，一般認(rèn)為通過使金屬組織和軋制織構(gòu)均勻化而可以提高拉伸凸緣性，但對(duì)于精密沖裁性和拉伸凸緣性的兼顧則完全沒有考慮。[0007]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)[0008]專利文獻(xiàn)[0009]專利文獻(xiàn)1:日本特公平3-2942號(hào)公報(bào)[0010]專利文獻(xiàn)2:日本特公平5-14764號(hào)公報(bào)[0011]專利文獻(xiàn)3:日本特公平2-19173號(hào)公報(bào)[0012]非專利文獻(xiàn)[0013]非專利文獻(xiàn)1:K.Sugimotoetal,“ISIJInternational”(2000)Vol.40,p.920[0014]非專利文獻(xiàn)2:岸田，“新日鉄技報(bào)”(1999)N0.371，p.13【
發(fā)明內(nèi)容】[0015]發(fā)明所要解決的課題[0016]于是，本發(fā)明是鑒于上述的問題而研究出來的，其目的在于提供高強(qiáng)度、拉伸凸緣性和精密沖裁性優(yōu)良的冷軋鋼板以及能夠廉價(jià)且穩(wěn)定地制造該鋼板的制造方法。[0017]用于解決課題的手段[0018]本發(fā)明人通過使高強(qiáng)度冷軋鋼板的成分以及制造條件最優(yōu)化，從而控制鋼板的組織，由此成功地制造出強(qiáng)度、拉伸凸緣性、精密沖裁性優(yōu)良的鋼板。其要旨如下所述。[0019][I]一種拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于:其以質(zhì)量％計(jì)含有[0020]C:超過0.01%且在0.4%以下、[0021]S1:0.001%~2.5%、[0022]Mn:0.001%~4%、[0023]P:0.001%~0.15%、[0024]S:0.0005%~0.03%、[0025]Al:0.001%~2%、[0026]N:0.0005%~0.01%，[0027]剩余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；[0028]在距鋼板表面5/8~3/8的板厚范圍，用{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>以及{223}<110>的各結(jié)晶方位表示的{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度的平均值為6.5以下，而且{332}<113>的結(jié)晶方位的極密度為5.0以下；[0029]金屬組織以面積率計(jì)含有超過5%的珠光體，貝氏體和馬氏體之和被限制為低于5%,剩余部分由鐵素體構(gòu)成。[0030][2]再者，根據(jù)上述[I]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，珠光體相的維氏硬度為150HV~300HV。[0031][3]再者，根據(jù)上述[I]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，與軋制方向成直角的方向的r值(rC)為0.70以上，與軋制方向成30°角的r值(r30)為1.10以下，軋制方向的r值(rL)為0.70以上，與軋制方向成60°角的r值(r60)為1.10以下。[0032][4]根據(jù)上述[I]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于:以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有[0033]T1:0.001%~0.2%、[0034]Nb:0.001%~0.2%、[0035]B:0.0001%~0.005%、[0036]Mg:0.0001%~0.01%、[0037]Rem:0.0001%~0.1%、[0038]Ca:0.0001%~0.01%、[0039]Mo:0.001%~1%、[0040]Cr:0.001%~2%、[0041]V:0.001%~1%、[0042]N1:0.001%~2%、[0043]Cu:0.001%~2%、[0044]Zr:0.0001%~0.2%、[0045]W:0.001%~1%、[0046]As:0.0001%~0.5%、[0047]Co:0.0001%~1%、[0048]Sn:0.0001%~0.2%、[0049]Pb:0.001%~0.1%、[0050]Y:0.001%~0.1%、[0051]Hf:0.001%~0.1%之中的I種或者2種以上。[0052][5]再者，根據(jù)上述[I]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，對(duì)于以板厚中央部為中央而將板厚減薄至1.2mm的鋼板,在用ΦIOmm的圓形沖頭以及余隙為1%的圓形沖模進(jìn)行沖裁的情況下，沖裁端面的剪切面比率為90%以上。[0053][6]根據(jù)上述[I]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，在表面具有熱浸鍍鋅層或者合金化熱浸鍍鋅層。[0054][7]一種拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，具有以下工序:[0055]對(duì)鋼坯在1000°C~1200°C的溫度范圍，進(jìn)行將壓下率為40%以上的軋制實(shí)施I次以上的第I熱軋，從而在所述第I熱軋中，將奧氏體粒徑設(shè)定為200μm以下，其中，所述鋼坯以質(zhì)量％計(jì)含有[0056]C:超過0.01%且在0.4%以下、[0057]S1:0.001%~2.5%、[0058]Mn:0.001%~4%、[0059]P:0.001%~0.15%、[0060]S:0.0005%~0.03%、[0061]Al:0.001%~2%、[0062]N:0.0005%~0.01%，[0063]剩余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；[0064]在由下述式(I)規(guī)定的溫度Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域，進(jìn)行將I個(gè)道次的壓下率為30%以上的軋制實(shí)施至少I次的第2熱軋，[0065]所述第2熱軋的合計(jì)壓下率設(shè)定為50%以上；[0066]在進(jìn)行了所述第2熱軋中的壓下率為30%以上的最終壓下之后，以等待時(shí)間t秒滿足下述式(2)的方式開始冷軋前冷卻，[0067]所述冷軋前冷卻中的平均冷卻速度設(shè)定為50°C/秒以上，溫度變化設(shè)定為40°C~140°C的范圍；[0068]進(jìn)行壓下率為40%~80%的冷軋；[0069]加熱至750~900°C的溫度區(qū)域，并保持I秒~300秒；[0070]以I°C/s~10°C/s的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后I次冷卻，直至580°C~750°C的溫度區(qū)域；[0071]在溫度降低速度為1°C/s以下的條件下停留I秒~1000秒；[0072]以5°C/s以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后2次冷卻。[0073]Tl(0C)=850+IOX(C+N)XMn+350XNb+250XTi+40XB+IOXCr+IOOXMo+100XV式(I)[0074]在此，C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo以及V為各元素的含量(質(zhì)量％)。[0075]t^2.5Xtl式(2)[0076]在此，tl用下述式(3)求出。[0077]tl=0.0OlX((Tf-Tl)XP1/100)2-0.109X((Tf-Tl)XP1/100)+3.1式(3)[0078]在此，在上述式(3)中，Tf是壓下率為30%以上的最終壓下后的鋼坯的溫度，Pl是30%以上的最終壓下的壓下率。[0079][8]根據(jù)上述[7]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，低于Tl+30°C的溫度范圍的合計(jì)壓下率為30%以下。[0080][9]根據(jù)上述[7]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時(shí)間t秒進(jìn)一步滿足下述式(2a)。[0081]t<tl式(2a)[0082][10]根據(jù)上述[7]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時(shí)間t秒進(jìn)一步滿足下述式(2b)。[0083]tl^t^tlX2.5式(2b)[0084][11]根據(jù)上述[7]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在軋制機(jī)架間開始所述冷軋前冷卻。[0085][12]根據(jù)上述[7]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在進(jìn)行所述冷軋前冷卻之后、且在進(jìn)行所述冷軋之前，在650°C以下進(jìn)行卷取而成為熱軋鋼板。[0086][13]根據(jù)上述[7]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在所述冷軋之后、加熱至750~900°C的溫度區(qū)域時(shí)，[0087]將室溫~650°C的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(5)表示的HRl(°C/秒)，[0088]將超過650°C、直至750~900°C的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(6)表示的HR2(。。/秒)。[0089]HRl≥0.3式(5)[0090]HR2≤0.5XHRl式(6)[0091][14]根據(jù)上述[7]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，進(jìn)一步在表面實(shí)施熱浸鍍鋅。[0092][15]根據(jù)上述[14]所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在實(shí)施熱浸鍍鋅之后，進(jìn)一步在450~600°C下實(shí)施合金化處理。[0093]發(fā)明的效果[0094]根據(jù)本發(fā)明，可以提供一種拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板。如果使用該鋼板，則特別在加工和使用高強(qiáng)度鋼板時(shí)，對(duì)提高成品率、從而降低成本等產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)是極其明顯的?！緦＠綀D】【附圖說明】[0095]圖1是表示{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度的平均值和抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率之間的關(guān)系的圖示。[0096]圖2是表示{332}<113>方位群的極密度和抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率之間的關(guān)系的圖示。[0097]圖3是表示與軋制方向成直角的方向的r值(rC)和抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率之間的關(guān)系的圖不。[0098]圖4是表示與軋制方向成30°角的r值(r30)和抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率之間的關(guān)系的圖示。[0099]圖5是表示軋制方向的r值(rL)和抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率之間的關(guān)系的圖示。[0100]圖6是表示與軋制方向成60°角的r值(r60)和抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率之間的關(guān)系的圖示。[0101]圖7表示了硬質(zhì)相分?jǐn)?shù)和沖裁端面的剪切斷面率之間的關(guān)系。[0102]圖8表示了粗軋后的奧氏體粒徑和與軋制方向成直角的方向的r值(rC)之間的關(guān)系。[0103]圖9表示了粗軋后的奧氏體粒徑和與軋制方向成30°角的r值(r30)之間的關(guān)系O[0104]圖10表示了粗軋中的40%以上的軋制次數(shù)和粗軋的奧氏體粒徑之間的關(guān)系。[0105]圖11表示了Tl+30~Tl+150°C的壓下率和{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度的平均值之間的關(guān)系。[0106]圖12是連續(xù)熱軋生產(chǎn)線的說明圖。[0107]圖13表示了Tl+30~Tl+150°C的壓下率和{332}<113>的結(jié)晶方位的極密度之間的關(guān)系。[0108]圖14表示了本發(fā)明鋼和比較鋼的剪切斷面率與強(qiáng)度X擴(kuò)孔率之間的關(guān)系?！揪唧w實(shí)施方式】[0109]下面就本發(fā)明的內(nèi)容進(jìn)行詳細(xì)的說明。[0110](結(jié)晶方位)[0111]本發(fā)明特別重要的是:在距鋼板表面5/8~3/8的板厚范圍，{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度的平均值為6.5以下，而且{332}<113>的結(jié)晶方位的極密度為5.0以下。如圖1所示，在距鋼板表面5/8~3/8的板厚范圍進(jìn)行X射線衍射而求出各方位的極密度時(shí)，如果{100}<Oil>~{223}<110>方位群的平均值為6.5以下(優(yōu)選為4.0以下)，則滿足最近要求的行走部件的加工所必須的抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率>30000。如果超過6.5，則鋼板的機(jī)械特性的各向異性極其增強(qiáng)，進(jìn)而只是某方向的擴(kuò)孔性得以改善，而與該方向不同的方向的材質(zhì)`明顯不能滿足行走部件的加工所必須的抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率^30000。另一方面，在現(xiàn)行通常的連續(xù)熱軋工序中難以實(shí)現(xiàn)，但低于0.5時(shí)令人擔(dān)心擴(kuò)孔性的劣化。[0112]{100}<Oil>~{223}<110>方位群中含有的方位是{100}<011>,{116}<110>,{114}<110>,{113}<110>,{112}<110>,{335}<110>以及{223}<110>。[0113]所謂極密度，與X射線隨機(jī)強(qiáng)度比具有相同的意義。所謂極密度(X射線隨機(jī)強(qiáng)度比)，是指在相同條件采用X射線衍射法等測(cè)定不具有在特定方位的聚集的標(biāo)準(zhǔn)試樣和供試驗(yàn)材料的X射線強(qiáng)度，然后用得到的供試驗(yàn)材料的X射線強(qiáng)度除以標(biāo)準(zhǔn)試樣的X射線強(qiáng)度所得到的數(shù)值。該極密度可以使用X射線衍射和EBSD(ElectronBackScatteringDiffraction)等裝置來進(jìn)行測(cè)定。另外,采用EBSP(電子背散射衍射圖譜:ElectronBackScatteringPattern)法、或者ECP(電子通道花樣:ElectronChannelingPattern)法中的任一種方法都可以進(jìn)行測(cè)定。可以由基于{110}極點(diǎn)圖并采用矢量法計(jì)算得到的3維織構(gòu)、或在{110}、{100}、{211}、{310}的極點(diǎn)圖中使用多個(gè)極點(diǎn)圖(優(yōu)選為3個(gè)以上)而采用級(jí)數(shù)展開法計(jì)算得到的3維織構(gòu)求出。[0114]例如，上述各結(jié)晶方位的極密度可以直接使用3維織構(gòu)(ODF)的Φ2=45。斷面中的(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、(223)[1-10]的各強(qiáng)度。[0115]所謂{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度的平均值，是指上述各方位的極密度的算術(shù)平均。在不能得到上述所有方位的強(qiáng)度的情況下，也可以用{100}<011>>{116}<110>,{114}<110>,{112}<110>,{223}<110>的各方位的極密度的算術(shù)平均來代替。[0116]再者，基于同樣的理由，距鋼板表面5/8~3/8板厚范圍中的板面的{332}<113>的結(jié)晶方位的極密度如圖2所示，如果為5.0以下(優(yōu)選為3.0以下)，則滿足最近要求的行走部件的加工所必須的抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率>30000。如果極密度超過5.0，則鋼板的機(jī)械特性的各向異性極其增強(qiáng)，進(jìn)而只是某方向的擴(kuò)孔性得以改善，而與該方向不同的方向的材質(zhì)明顯劣化，不能切實(shí)地滿足行走部件的加工所必須的抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率>30000。另一方面，在現(xiàn)行通常的連續(xù)熱軋工序中難以實(shí)現(xiàn)，但低于0.5時(shí)令人擔(dān)心擴(kuò)孔性的劣化。[0117]以上敘述的結(jié)晶方位的極密度對(duì)于擴(kuò)孔性的改善重要的理由未必清楚，但可以推測(cè)其與擴(kuò)孔加工時(shí)的結(jié)晶的滑移舉動(dòng)有關(guān)。[0118]供給X射線衍射的試樣可以采用機(jī)械研磨等將鋼板從表面減薄至規(guī)定的板厚，接著采用化學(xué)研磨和電解研磨等除去應(yīng)變，同時(shí)按照上述的方法調(diào)整試樣，使板厚的3/8~5/8的范圍的適當(dāng)?shù)拿娉蔀闇y(cè)定面，然后進(jìn)行測(cè)定。[0119]當(dāng)然，上述的極密度的限定不只是板厚1/2附近，通過滿足盡可能多的厚度范圍，可以使擴(kuò)孔性更進(jìn)一步變得良好。然而，通過對(duì)距鋼板表面的板厚為3/8~5/8的范圍進(jìn)行測(cè)定，大概可以代表整個(gè)鋼板的材質(zhì)特性。于是，將板厚的5/8~3/8規(guī)定為測(cè)定范圍。[0120]此外，用{hkl}<uvw>表示的結(jié)晶方位意味著鋼板面的法線方向平行于<hkl>，軋制方向與<UVW>平行。結(jié)晶方位通常將垂直于板面的方位用[hkl]或者{hkl}來表示，將平行于軋制方向的方位用(UVW)或者<UVW>來表示。{hkl}、<UVW>是等效的面的總稱，[hkl]、(uvw)是指各個(gè)結(jié)晶面。也就是說，在本發(fā)明中，由于以體心立方結(jié)構(gòu)為對(duì)象，所以例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面是等效的而不加區(qū)別。在這樣的情況下，將這些方位總稱為{111}。在ODF表示中，由于也可以用于其它對(duì)稱性較低的晶體結(jié)構(gòu)的方位表示，因而通常將各個(gè)方位用[hkl](UVW)來表示，但在本實(shí)施方式中，[hkl](uvw)和{hkl}<uvw>具有相同的意義。采用X射線進(jìn)行的結(jié)晶方位的測(cè)定例如按照《新版力'Jr^X線回折要論》(1986年發(fā)行，松村源太郎譯，株式會(huì)社了^彳、出版)第274~296頁(yè)中記載的方法來進(jìn)行。[0121](r值)[0122]與軋制方向成直角的方向的r值(rC)在本發(fā)明中是重要的。也就是說，本發(fā)明人等進(jìn)行了潛心的研究，結(jié)果判明，如果只是上述的各種結(jié)晶方位的極密度合適，也未必可以得到良好的擴(kuò)孔性。如圖3所示，在滿足上述極密度的同時(shí)，rC還必須為0.70以上。上限并沒有特別的限定，但通過使(rC)為1.10以下，可以得到更為優(yōu)良的擴(kuò)孔性。[0123]與軋制方向成30°角的方向的r值(r30)在本發(fā)明中是重要的。也就是說，本發(fā)明人等進(jìn)行了潛心的研究，結(jié)果判明，如果只是上述的各種結(jié)晶方位的X射線強(qiáng)度合適，也未必可以得到良好的擴(kuò)孔性。如圖4所示，在滿足上述X射線強(qiáng)度的同時(shí)，r30還必須為1.10以下。下限并沒有特別的限定，但通過使r30為0.70以上，可以得到更為優(yōu)良的擴(kuò)孔性。[0124]本發(fā)明人等進(jìn)一步進(jìn)行了潛心的研究，結(jié)果判明，如果不僅上述各種結(jié)晶方位的X射線隨機(jī)強(qiáng)度比和rC、r30，而且如圖5、圖6所示，軋制方向的r值(rL)、與軋制方向成60°角的方向的r值(r60)分別為rL^0.70、r60(1.10，則滿足更為良好的抗拉強(qiáng)度X擴(kuò)孔率≥30000。[0125]上述的rL值的上限以及r60值的下限并沒有特別的限定，但通過使rL為1.00以下、且r60為0.90以上，可以得到更為優(yōu)良的擴(kuò)孔性。[0126]上述的各RL值由使用JIS5號(hào)拉伸試驗(yàn)片的拉伸試驗(yàn)進(jìn)行評(píng)價(jià)。拉伸應(yīng)變?cè)谕ǔ５母邚?qiáng)度鋼板的情況下處于5~15%的范圍，便可以在均勻拉伸的范圍進(jìn)行評(píng)價(jià)。然而，一般為人所知的是織構(gòu)和r值相關(guān)，但在本發(fā)明中，已經(jīng)敘述的關(guān)于結(jié)晶方位的極密度的限定和關(guān)于r值的限定相互不具有相同的意義，如果兩者的限定不能同時(shí)得到滿足，則不能得到良好的擴(kuò)孔性。[0127](金屬組織)[0128]下面就本發(fā)明的鋼板的金屬組織進(jìn)行說明。本發(fā)明的鋼板的金屬組織以面積率計(jì)含有超過5%的珠光體，并將貝氏體和馬氏體之和限制為低于5%，剩余部分為鐵素體。在高強(qiáng)度鋼板中，為了提高其強(qiáng)度，經(jīng)常使用在鐵素體相中配合有強(qiáng)度高的第二相的復(fù)合組織。這些組織通常由鐵素體和珠光體、鐵素體和貝氏體或者鐵素體和馬氏體等構(gòu)成，如果第二相分?jǐn)?shù)恒定，則越是硬質(zhì)第二相的硬度較硬的低溫相變相，鋼板的強(qiáng)度越是提高。但是，低溫相變相越硬，與鐵素體的變形能力之差越顯著，由于在沖裁加工中產(chǎn)生鐵素體和低溫相變相的應(yīng)力集中，因而在沖裁部出現(xiàn)斷裂面，從而沖裁精密性降低。[0129]特別地，如果貝氏體和馬氏體分?jǐn)?shù)之和以面積率計(jì)為5%以上，則如圖7所示，高強(qiáng)度鋼板的精密沖裁的基準(zhǔn)即剪切面比率低于90%。另外，如果珠光體分?jǐn)?shù)為5%以下，則強(qiáng)度下降，從而低于作為高強(qiáng)度冷軋鋼板基準(zhǔn)的500MPa。因此，本發(fā)明將貝氏體和馬氏體分?jǐn)?shù)之和設(shè)定為低于5%，將珠光體分?jǐn)?shù)設(shè)定為超過5%，將剩余部分設(shè)定為鐵素體。貝氏體和馬氏體也可以為05。因此，本發(fā)明的鋼板的金屬組織可以考慮由珠光體和鐵素體構(gòu)成的形態(tài)、除珠光體和鐵素體以外還包含貝氏體以及馬氏體中的任一種的形態(tài)、除珠光體和鐵素體以外還包含貝氏體以及馬氏體兩者的形態(tài)。[0130]此外，如果珠光體分?jǐn)?shù)升高，則強(qiáng)度提高，但剪切面比率減少。珠光體分?jǐn)?shù)優(yōu)選為低于30%。珠光體分?jǐn)?shù)即便為30%，剪切面比率也可以達(dá)到90%以上，但當(dāng)珠光體分?jǐn)?shù)低于30%時(shí)，剪切面比率可以達(dá)到95%以上，從而精密沖裁性得以更加提高。[0131](珠光體相的維氏硬度)[0132]珠光體相的硬度對(duì)拉伸特性和沖裁精密性產(chǎn)生影響。隨著珠光體相的維氏硬度的上升，強(qiáng)度得以提高，但當(dāng)珠光體相的維氏硬度超過300HV時(shí)，沖裁精密性降低。為了得到良好的抗拉強(qiáng)度-擴(kuò)孔性平衡、以及沖裁精密性，珠光體相的維氏硬度設(shè)定為150HV~300HV。此外，維氏硬度使用顯微維氏硬度計(jì)進(jìn)行測(cè)定。[0133]另外，在本發(fā)明中，將鋼板的精密沖裁性用沖裁端面的剪切面比率[=剪切面的長(zhǎng)度/(剪切面的長(zhǎng)度十?dāng)嗔衙娴拈L(zhǎng)度)]來進(jìn)行評(píng)價(jià)。對(duì)于以板厚中央部為中央而將板厚減薄至1.2mm的鋼板,采用ΦIOmm的圓形沖頭以及余隙為1%的圓形沖模進(jìn)行沖裁，對(duì)于沖裁端面的整個(gè)周長(zhǎng)測(cè)量了剪切面和斷裂面的長(zhǎng)度。然后，使用沖裁端面的整個(gè)周長(zhǎng)中的剪切面長(zhǎng)度的最小值定義剪切面比率。[0134]此外，板厚中央部最容易受到中心偏析的影響。如果板厚中央部具有規(guī)定的精密沖裁性，則可以認(rèn)為在整個(gè)板厚中，可以滿足規(guī)定的精密沖裁性。[0135](鋼板的化學(xué)成分)[0136]下面就本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板的化學(xué)成分的限定理由進(jìn)行說明。此外，含量的％為質(zhì)量％。[0137]C:超過0.01%且在0.4%以下[0138]C是有助于母材的強(qiáng)度上升的元素，但也是生成擴(kuò)孔時(shí)成為開裂的起點(diǎn)的滲碳體(Fe3C)等鐵系碳化物的元素。C含量在0.01%以下時(shí)，不能得到由低溫相變生成相的組織強(qiáng)化帶來的強(qiáng)度提高的效果。當(dāng)含有超過0.4%時(shí)，則中心偏析變得顯著，沖裁加工時(shí)成為二次剪切面的開裂的起點(diǎn)的滲碳體(Fe3C)等鐵系碳化物增加，從而沖裁性劣化。因此，C含量限定為超過0.01%且在0.4%以下的范圍。另外，考慮到強(qiáng)度的提高以及與延展性的平衡，C含量?jī)?yōu)選為0.20%以下。[0139]S1:0.001~2.5%[0140]Si是有助于母材的強(qiáng)度上升的元素，而且也具有作為鋼水的脫氧材料的作用，因而根據(jù)需要添加。在Si含量添加0.001%以上的情況下，可以發(fā)揮上述效果，但添加即使超過2.5%，有助于強(qiáng)度上升的效果也達(dá)到飽和。因此，Si含量限定為0.001%~2.5%的范圍。另外，通過添加超過0.1%的Si，則隨著其含量的增加，材料組織中的滲碳體等鐵系碳化物的析出受到抑制，從而有助于強(qiáng)度和擴(kuò)孔性的提高。另外，如果該Si超過1%，則鐵系碳化物的析出抑制的效果達(dá)到飽和。因此，Si含量?jī)?yōu)選的范圍是超過0.1%且在1%以下。[0141]Mn:0.01~4%[0142]Mn是通過固溶強(qiáng)化以及淬火強(qiáng)化而有助于強(qiáng)度提高的元素，可根據(jù)需要添加。Mn含量在低于0.01%時(shí)，不能得到該效果，即使添加超過4%，該效果也達(dá)到飽和。因此，Mn含量限定為0.01%~4%的范圍。另外，在為了抑制因S引起的熱裂的發(fā)生而沒有充分添加除Mn以外的元素的情況下,優(yōu)選添加使Mn含量([Mn])和S含量([S])以質(zhì)量％計(jì)為[Mn]/[S]≥20的Mn量。再者，Mn是隨著其含量的增加，使奧氏體區(qū)域溫度擴(kuò)大至低溫側(cè)，從而提高淬透性，且使擴(kuò)孔彎邊性優(yōu)良的連續(xù)冷卻相變組織的形成變得容易的元素。該效果在Mn含量低于1%時(shí)難以發(fā)揮出來，因而優(yōu)選添加1%以上。[0143]P:0.001~0.15%[0144]P是鐵液中含有的雜質(zhì)，是在晶界偏析、伴隨著含量的增加而使韌性降低的元素。因此，P含量越低越優(yōu)選，如果含有超過0.15%，則對(duì)加工性和焊接性產(chǎn)生不良影響，因而設(shè)定為0.15%以下。特別地，在考慮擴(kuò)孔性和焊接性時(shí)，P含量?jī)?yōu)選為0.02%以下。下限設(shè)定為可以采用現(xiàn)行通常的精煉(包括二次精煉)的0.001%。[0145]S:0.0005~0.03%[0146]S是鐵液中含有的雜質(zhì)，是含量過多時(shí)，不僅引起熱軋時(shí)的開裂，而且生成使擴(kuò)孔性劣化的A系夾雜物的元素。因此，S含量應(yīng)該盡可能降低，但只要在0.03%以下，就是可以允許的范圍，因而設(shè)定為0.03%以下。但是，需要某種程度的擴(kuò)孔性時(shí)的S含量?jī)?yōu)選為0.01%以下，更優(yōu)選為0.005%以下。下限設(shè)定為可以采用現(xiàn)行通常的精煉(包括二次精煉)的0.0005%。[0147]Al:0.001~2%[0148]Al為了鋼的精煉工序中的鋼水脫氧而需要添加0.001%以上，但由于招致成本的上升，因而將其上限設(shè)定為2%。另外，如果太多量地添加Al，則增大非金屬夾雜物而使延展性以及韌性劣化，因而優(yōu)選為0.06%以下。進(jìn)一步優(yōu)選為0.04%以下。另外，為了與Si同樣地得到使材料組織中的滲碳體等鐵系碳化物的析出受到抑制的效果，優(yōu)選含有0.016%以上。因此,進(jìn)一步優(yōu)選為0.016%~0.04%ο[0149]N:0.0005~0.01%[0150]N含量應(yīng)該盡可能降低，但只要在0.01%以下，就是可以允許的范圍。但是，從耐時(shí)效性的角度考慮，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為0.005%以下。下限設(shè)定為可以采用現(xiàn)行通常的精煉(包括二次精煉)的0.0005%。[0151]再者，作為以前為提高擴(kuò)孔性、以及為了夾雜物控制、析出物微細(xì)化而采用的元素，即使含有T1、Nb、B、Mg、Rem、Ca、Mo、Cr、V、W、Zr、Cu、N1、As、Co、Sn、Pb、Y、Hf之中的任I種或者2種以上也沒有關(guān)系。[0152]T1、Nb、B由于通過碳、氮的固定、析出強(qiáng)化、組織控制、細(xì)粒強(qiáng)化等機(jī)理而使材質(zhì)得以改善，因而根據(jù)需要優(yōu)選添加T1:0.001%以上，Nb:0.001%以上，B:0.0001%以上。可以優(yōu)選為T1:0.01%以上，Nb:0.005%以上。但是，與其說即使過度添加也沒有特別的效果，倒不如說使加工性和制造性劣化，因而將各自的上限設(shè)定為T1:0.2%,Nb:0.2%、B:0.005%。B可以優(yōu)選為0.003%以下。[0153]Mg、Rem、Ca是使夾雜物無害化的重要的添加元素。將各元素的下限設(shè)定為0.0001%。作為優(yōu)選的下限，Mg可以為0.0005%,Rem可以為0.001%,Ca可以為0.0005%。另一方面，過剩添加將帶來純浄度的惡化，因而Mg的上限設(shè)定為0.01%,Rem的上限設(shè)定為0.1%，Ca的上限設(shè)定為0.01%。Ca可以優(yōu)選為0.01%以下。[0154]Mo、Cr、N1、W、Zr、As由于具有提高機(jī)械強(qiáng)度或者改善材質(zhì)的效果，因而根據(jù)需要，Mo、Cr、N1、W分別優(yōu)選添加0.001%以上，Zr、As分別優(yōu)選添加0.0001%以上。作為優(yōu)選的下限，Mo可以為0.01%，Cr可以為0.01%，Ni可以為0.05%，W可以為0.01%。但是，過度的添加反而使加工性劣化，因而將各自的上限設(shè)定如下=Mo為1.0%，Cr為2.0%，Ni為2.0%，W為1.0%,Zr為0.2%,As為0.5%。Zr可以優(yōu)選為0.05%以下。[0155]V以及Cu與Nb、Ti同樣對(duì)析出強(qiáng)化是有效的，與這些元素相比，由添加產(chǎn)生的強(qiáng)化所導(dǎo)致的局部變形能力的劣化量更少，在需要高強(qiáng)度且更好的擴(kuò)孔性的情況下，是比Nb或Ti更有效的添加元素。于是，V以及Cu的下限設(shè)定為0.001%?？梢詢?yōu)選為0.01%以上。過剩添加由于導(dǎo)致加工性的劣化，因而將V的上限設(shè)定為1.0%，將Cu的上限設(shè)定為2.0%。V可以優(yōu)選為0.5%以下。[0156]Co使Y—α的相變點(diǎn)顯著上升，因而特別在面向Ar3點(diǎn)以下的熱軋時(shí)是有效的元素。為了得到該效果，將其下限設(shè)定為0.0001%?？梢詢?yōu)選為0.001%以上。但是，如果過多，則焊接性劣化，因而將其上限設(shè)定為1.0%?？梢詢?yōu)選為0.1%以下。[0157]Sn、Pb是對(duì)提高鍍覆性的潤(rùn)濕性和附著力有效的元素，可以分別添加0.0001%、0.001%以上。Sn可以優(yōu)選為0.001%以上。但是，如果過多，則制造時(shí)的缺陷容易發(fā)生，而且引起韌性的降低，因而將上限分別設(shè)定為0.2%、0.1%。Sn可以優(yōu)選為0.1%以下。[0158]Y、Hf是對(duì)提高耐蝕性有效的元素，可以添加0.001%~0.10%。在均低于0.001%時(shí)，不能看到效果，如果添加超過0.10%，則擴(kuò)孔性劣化，因而將其上限設(shè)定為0.10%。[0159](表面處理)[0160]此外，本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板也可以在以上說明的冷軋鋼板的表面具有通過熱浸鍍鋅處理形成的熱浸鍍鋅層、或者進(jìn)而通過鍍覆后合金化處理而形成的合金化鋅鍍層。通過具有這樣的鍍層，不會(huì)損害本發(fā)明優(yōu)良的拉伸凸緣性以及精密沖裁性。另外，無論具有通過有機(jī)皮膜形成、薄膜層疊、有機(jī)鹽類/無機(jī)鹽類處理、無鉻處理等得到的表面處理層中的哪一種，都可以得到本發(fā)明的效果。[0161](鋼板的制造方法)[0162]下面就本發(fā)明的鋼板的制造方法進(jìn)行敘述。[0163]為了實(shí)現(xiàn)優(yōu)良的拉伸凸緣性以及精密沖裁性，重要的是使極密度形成隨機(jī)的織構(gòu)、以及形成滿足各方向的r值的條件的鋼板。為同時(shí)滿足這些的制造條件的詳細(xì)情況記載如下。[0164]熱軋之前的制造方法并沒有特別的限定。也就是說，接著采用高爐或電爐等進(jìn)行的熔煉，進(jìn)行各種2次精煉而調(diào)整為上述的成分，接著除可以采用通常的連續(xù)鑄造、利用鑄錠法的鑄造以外，還可以采用薄板坯鑄造等方法進(jìn)行鑄造。在連續(xù)鑄造的情況下，既可以一次冷卻至低溫之后，再度加熱后進(jìn)行熱軋，也可以對(duì)鑄造板坯連續(xù)地進(jìn)行熱軋。原料即便使用廢料也沒關(guān)系。[0165](第I熱軋)[0166]將從加熱爐中抽出的板坯供給作為第I熱軋的粗軋工序而進(jìn)行粗軋，從而得到粗型材(roughbar)。本發(fā)明鋼板需要滿足以下的要件:首先，重要的是粗軋后的奧氏體粒徑即精軋前的奧氏體粒徑。精軋前的奧氏體粒徑優(yōu)選較小，只要在200μm以下，就大大有助于晶粒的微細(xì)化以及均質(zhì)化，可以使在以后的工序中形成的馬氏體微細(xì)且均勻地分散。[0167]為了在精軋前得到200μm以下的奧氏體粒徑，需要在1000~1200°C的溫度區(qū)域的粗軋中，進(jìn)行I次以上的壓下率為40%以上的軋制。[0168]精軋前的奧氏體粒徑優(yōu)選為100μm以下，而為了得到該粒徑，進(jìn)行2次以上的40%以上的軋制。但是，超過70%的壓下或超過10次的粗軋有可能使軋制溫度降低或使氧化皮過剩生成。[0169]這樣一來，如果使精軋前的奧氏體粒徑為200μm以下，則在精軋中促進(jìn)奧氏體的再結(jié)晶，特別是對(duì)于rL值、r30值的控制、擴(kuò)孔性的改善是有效的。[0170]可以推測(cè)其原因在于:粗軋后(即精軋前)的奧氏體晶界作為精軋中的I個(gè)再結(jié)晶核發(fā)揮作用。粗軋后的奧氏體粒徑可以通過盡可能使進(jìn)入精軋前的鋼板片驟冷(例如以10°C/秒以上的冷卻速度進(jìn)行冷卻)，并侵蝕鋼板片的斷面而使奧氏體晶界顯現(xiàn)出來，然后采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察來確認(rèn)。此時(shí)，以50倍以上的放大倍數(shù)采用圖像解析和點(diǎn)計(jì)數(shù)法對(duì)20個(gè)以上的視場(chǎng)就奧氏體粒徑進(jìn)行測(cè)定。[0171]為了使rC、r30滿足前述規(guī)定的值，重要的是粗軋后即精軋前的奧氏體粒徑。如圖8、圖9所示，已經(jīng)判明精軋前的奧氏體粒徑優(yōu)選較小，只要在200μm以下就滿足前述的值。[0172](第2熱軋)[0173]在粗軋工序(第I熱軋)結(jié)束后，開始第2熱軋即精軋工序。從粗軋工序結(jié)束到精軋工序開始的時(shí)間優(yōu)選設(shè)定為150秒以下。[0174]在精軋工序(第2熱軋)中，將精軋開始溫度優(yōu)選設(shè)定為1000°C以上。如果精軋開始溫度低于1000°C，則在各精軋道次中，施加于軋制對(duì)象的粗型材的軋制溫度低溫化，成為未再結(jié)晶溫度區(qū)域的壓下而使織構(gòu)發(fā)達(dá)，從而各向同性劣化。[0175]此外，精軋開始溫度的上限并沒有特別的限制。但是，如果在1150°C以上，則在精軋前以及道次之間，由于有可能在鋼板基底和表面氧化皮之間產(chǎn)生成為鱗片狀的紡錘氧化皮缺陷的起點(diǎn)的鼓泡，因而優(yōu)選低于1150°C。[0176]精軋?jiān)趯⒂射摪宓某煞纸M成決定的溫度設(shè)定為Tl時(shí)，于Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域，進(jìn)行I個(gè)道次的壓下率為30%以上的軋制至少I次。另外，在精軋中，將合計(jì)壓下率設(shè)定為50%以上。通過滿足該條件，便使距鋼板表面5/8~3/8的板厚范圍的{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度的平均值為6.5以下，而且{332}<113>的結(jié)晶方位的極密度為5.0以下。由此，可以確保優(yōu)良的凸緣性以及精密沖裁性。[0177]在此，Tl為用下述式(I)算出的溫度。[0178]Tl(0C)=850+IOX(C+N)XMn+350XNb+250XTi+40XB+IOXCr+IOOXMo+100XV式(I)[0179]C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo以及V為各元素的含量(質(zhì)量％)。此外，對(duì)于T1、B、Cr、Mo、V，在沒有含有的情況下，以O(shè)進(jìn)行計(jì)算。[0180]圖10以及圖11表示了各溫度區(qū)域的壓下率和各方位的極密度之間的關(guān)系。如圖10和圖11所示，Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的大壓下、和其后的Tl以上但低于T1+30°C的輕壓下正如后述實(shí)施例的表2、3所看到的那樣，通過控制距鋼板表面5/8~3/8的板厚范圍的{100}<Oil>~{223}<110>方位群的極密度的平均值、{332}<113>的結(jié)晶方位的極密度，使最終產(chǎn)品的擴(kuò)孔性得以飛躍般改善。[0181]Tl溫度本身是通過經(jīng)驗(yàn)求出的。發(fā)明人等通過實(shí)驗(yàn)從經(jīng)驗(yàn)中獲得了如下的見解:以Tl溫度為基準(zhǔn)，各鋼的奧氏體區(qū)域的再結(jié)晶得以促進(jìn)。為了得到進(jìn)一步良好的擴(kuò)孔性，重要的是蓄積由大壓下產(chǎn)生的應(yīng)變，在精軋中，合計(jì)壓下率必須為50%以上。再者，優(yōu)選取70%以上的壓下，另一方面，取超過90%的壓下率要確保溫度和施加過大的軋制。[0182]如果Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的合計(jì)壓下率低于50%，則熱軋中蓄積的軋制應(yīng)變并不充分，奧氏體的再結(jié)晶不會(huì)充分地進(jìn)行。因此，織構(gòu)發(fā)達(dá)而使各向同性劣化。如果合計(jì)壓下率在70%以上，則即使考慮起因于溫度變動(dòng)等的偏差，也可以得到充分的各向同性。另一方面，如果合計(jì)壓下率超過90%，則在加工發(fā)熱的作用下，形成Tl+200°C以下的溫度區(qū)域變得困難，另外，軋制載荷有可能增加，從而軋制變得困難。[0183]在精軋中，為了促進(jìn)由蓄積的應(yīng)變的釋放所產(chǎn)生的均勻的再結(jié)晶，在Tl+30°C~Tl+200°C將I個(gè)道次的壓下率為30%以上的軋制進(jìn)行至少I次。[0184]此外，為了促進(jìn)由蓄積的應(yīng)變的釋放所產(chǎn)生的均勻的再結(jié)晶，需要將低于Tl+30°C的溫度區(qū)域的加工量抑制在盡可能少的水平。因此，低于Tl+30°C的壓下率優(yōu)選為30%以下。從板厚精度和板形狀的角度考慮，優(yōu)選的是10%以下的壓下率。在更加重視擴(kuò)孔性的情況下，低于Tl+30°C的溫度區(qū)域的壓下率優(yōu)選為0%。[0185]精軋優(yōu)選在T1+30°C以上結(jié)束。如果Tl以上但低于T1+30°C的溫度區(qū)域的壓下率較大，則再結(jié)晶的奧氏體晶粒迅速地伸展，如果停留時(shí)間較短，則再結(jié)晶不會(huì)充分地進(jìn)行，從而使擴(kuò)孔性劣化。也就是說，本發(fā)明的制造條件通過在精軋中使奧氏體均勻且微細(xì)地再結(jié)晶，控制產(chǎn)品的織構(gòu)而改善擴(kuò)孔性。[0186]軋制率可從軋制載荷、板厚測(cè)定等通過實(shí)測(cè)或者計(jì)算而求出。溫度可以采用機(jī)架間溫度計(jì)進(jìn)行實(shí)測(cè)，還可以根據(jù)生產(chǎn)線速度和壓下率等采用考慮了加工發(fā)熱的計(jì)算機(jī)模擬來得到。因此，是否進(jìn)行了本發(fā)明所規(guī)定的軋制可以容易地確認(rèn)。[0187]如以上進(jìn)行的熱軋(第1、2熱軋)在Ar3相變溫度以上結(jié)束。如果使熱軋?jiān)贏r3以下結(jié)束，則成為奧氏體和鐵素體的2相區(qū)域軋制，向{100}<011>~{223}<110>方位群的集成增強(qiáng)。其結(jié)果是，擴(kuò)孔性顯著劣化。[0188]再者，為了將軋制方向的rL以及與軋制方向成60°角的r60分別設(shè)定為rL≥0.70、r60(1.10，從而滿足更為良好的強(qiáng)度、和擴(kuò)孔≥30000，優(yōu)選將Tl+30°C~Tl+200°C的壓下時(shí)的最大加工發(fā)熱量、即由壓下引起的溫度上升量(°C)抑制為18°C以下。因此，優(yōu)選使用機(jī)架間冷卻等。[0189](冷軋前冷卻)[0190]在進(jìn)行了精軋中的壓下率為30%以上的最終壓下之后，以等待時(shí)間t秒滿足下述式(2)的方式開始冷軋前冷卻。[0191]t^2.5Xtl式(2)[0192]在此，tl用下述式(3)求出。[0193]tl=0.0OlX((Tf-Tl)XP1/100)2-0.109X((Tf-Tl)XP1/100)+3.1式(3)[0194]在此，在上述式(3)中，Tf是壓下率為30%以上的最終壓下后的鋼坯的溫度，Pl是30%以上的最終壓下的壓下率。[0195]此外，所謂“壓下率為30%以上的最終壓下”，是指在精軋中進(jìn)行的多個(gè)道次的軋制中，壓下率為30%以上的軋制中最后進(jìn)行的軋制。例如，在精軋中進(jìn)行的多個(gè)道次的軋制中，在最終階段進(jìn)行的軋制的壓下率為30%以上的情況下，其最終階段進(jìn)行的軋制是“壓下率為30%以上的最終壓下”。另外，在精軋中進(jìn)行的多個(gè)道次的軋制中，當(dāng)比最終階段靠前進(jìn)行的軋制的壓下率為30%以上，且進(jìn)行了在比該最終階段靠前進(jìn)行的軋制(壓下率為30%以上的軋制)之后，不再進(jìn)行壓下率為30%以上的軋制時(shí)，比該最終階段靠前進(jìn)行的軋制(壓下率為30%以上的軋制)就是壓下率為30%以上的最終壓下”。[0196]在精軋中，在進(jìn)行了壓下率為30%以上的最終壓下之后，直至開始冷軋前I次冷卻的等待時(shí)間t秒對(duì)奧氏體粒徑產(chǎn)生很大的影響。也就是說，對(duì)鋼板的等軸晶粒分?jǐn)?shù)、粗晶粒面積率產(chǎn)生較大的影響。[0197]如果等待時(shí)間t超過tlX2.5，則再結(jié)晶幾乎已經(jīng)結(jié)束，另一方面，晶粒顯著生長(zhǎng)而使粗粒化發(fā)展，從而r值以及拉伸率降低。[0198]通過使等待時(shí)間t秒進(jìn)一步滿足下述式(2a)，便可以優(yōu)先抑制晶粒的生長(zhǎng)。其結(jié)果是，即使再結(jié)晶沒有充分進(jìn)行，也可以充分提高鋼板的拉伸率，同時(shí)使疲勞特性得以提聞。[0199]t<tl式(2a)[0200]另一方面，通過使等待時(shí)間t秒進(jìn)一步滿足下述式(2b)，便使再結(jié)晶化充分發(fā)展，從而結(jié)晶方位隨機(jī)化。因此，可以充分提高鋼板的拉伸率，同時(shí)可以大大提高各向同性。[0201]tl≤t≤tlX2.5式(2b)[0202]在此，如圖12所示，在連續(xù)熱軋生產(chǎn)線I中，于加熱爐加熱至規(guī)定溫度的鋼坯(板坯)采用粗軋機(jī)2、精軋機(jī)3依次進(jìn)行軋制，形成規(guī)定厚度的熱軋鋼板4而輸送至輸出輥道(run-out-table)5。本發(fā)明的制造方法在粗軋機(jī)2所進(jìn)行的粗軋工序(第I熱軋)中，于1000°C~1200°C的溫度范圍，對(duì)鋼坯(板坯)進(jìn)行I次以上的壓下率為40%以上的軋制。[0203]這樣采用粗軋機(jī)2軋制成規(guī)定厚度的粗型材接著采用精軋機(jī)3的多個(gè)軋制機(jī)架6進(jìn)行精軋(第2熱軋)，從而形成熱軋鋼板4。而且精軋機(jī)3在溫度Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域，將I個(gè)道次的壓下率為30%以上的軋制進(jìn)行至少I次。另外，在精軋機(jī)3中，合計(jì)壓下率為50%以上。[0204]再者，在進(jìn)行了精軋工序中的壓下率為30%以上的最終壓下之后，以等待時(shí)間t秒滿足上述式(2)、或者上述式(2a)、(2b)中的任一種的方式開始冷軋前I次冷卻。該冷軋前I次冷卻的開始采用在精軋機(jī)3的各軋制機(jī)架6之間配置的機(jī)架間冷卻噴嘴10、或者在輸出輥道5上配置的冷卻噴嘴11來進(jìn)行。[0205]例如，在只是采用配置于精軋機(jī)3的前段(圖12中的左側(cè)，軋制的上游側(cè))的軋制機(jī)架6進(jìn)行壓下率為30%以上的最終壓下，而不采用配置于精軋機(jī)3的后段(圖12中的右偵牝軋制的下游側(cè))的軋制機(jī)架6進(jìn)行壓下率為30%以上的軋制的情況下，如果采用配置于輸出輥道5上的冷卻噴嘴11開始冷軋前I次冷卻，則等待時(shí)間t秒有時(shí)不能滿足上述式(2)、或者上述式(2a)、(2b)。在這樣的情況下，采用配置于精軋機(jī)3的各軋制機(jī)架6間的機(jī)架間冷卻噴嘴10開始冷軋前I次冷卻。[0206]另外，例如在采用配置于精軋機(jī)3的后段(圖12中的右側(cè)，軋制的下游側(cè))的軋制機(jī)架6進(jìn)行壓下率為30%以上的最終壓下的情況下，即使采用配置于輸出輥道5上的冷卻噴嘴11開始冷軋前I次冷卻，等待時(shí)間t秒往往也能夠滿足上述式(2)、或者上述式(2a)、(2b)。在這樣的情況下，即使采用配置于輸出輥道5上的冷卻噴嘴11開始冷軋前I次冷卻也沒關(guān)系。當(dāng)然，只要在進(jìn)行了壓下率為30%以上的最終壓下之后，就可以采用配置于精軋機(jī)3的各軋制機(jī)架6之間的機(jī)架間冷卻噴嘴10開始冷軋前I次冷卻。[0207]而且該冷軋前I次冷卻以50°C/秒以上的平均冷卻速度，進(jìn)行溫度變化(溫度下降)為40V~140°C的冷卻。[0208]如果溫度變化低于40°C，則再結(jié)晶的奧氏體晶粒生長(zhǎng)，從而使低溫韌性劣化。通過設(shè)定為40°C以上，可以抑制奧氏體晶粒的粗大化。在低于40°C時(shí)，則不能得到其效果。另一方面，在超過140°C時(shí)，再結(jié)晶并不充分，從而難以得到目標(biāo)的隨機(jī)織構(gòu)。另外，也難以得到對(duì)拉伸率有效的鐵素體相，而且鐵素體相的硬度升高，因而擴(kuò)孔性也發(fā)生劣化。另外，如果溫度變化超過140°C，則直至Ar3相變點(diǎn)溫度以下有可能發(fā)生過沖(overshoot)。在此情況下，即便是源自再結(jié)晶奧氏體的相變，也導(dǎo)致不同選擇的尖銳化，結(jié)果仍然形成織構(gòu)而使各向同性降低。[0209]如果冷軋前冷卻的平均冷卻速度低于50°C/秒，則再結(jié)晶的奧氏體晶粒仍然生長(zhǎng)，從而使低溫韌性劣化。平均冷卻速度的上限并沒有特別的限定，但從鋼板形狀的角度考慮，一般認(rèn)為在200°C/秒以下是妥當(dāng)?shù)?。[0210]另外，正如先前也說明過的那樣，為了促進(jìn)均勻的再結(jié)晶，低于Tl+30°C的溫度區(qū)域的加工量?jī)?yōu)選盡可能地少，低于Tl+30°C的溫度區(qū)域的壓下率優(yōu)選為30%以下。例如，在圖12所示的連續(xù)熱軋生產(chǎn)線I的精軋機(jī)3當(dāng)通過配置于前段側(cè)(圖12中的左側(cè)，軋制的上游側(cè))的I座或者2座以上的軋制機(jī)架6時(shí)，鋼板處于Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域，當(dāng)通過配置于其后段側(cè)(圖12中的右側(cè)，軋制的下游側(cè))的I座或者2座以上的軋制機(jī)架6時(shí)，鋼板處于低于Tl+30°C的溫度區(qū)域的情況下，優(yōu)選在通過配置于其后段側(cè)(圖12中的右側(cè)，軋制的下游側(cè))的I座或者2座以上的軋制機(jī)架6時(shí)，不進(jìn)行壓下，或者即使進(jìn)行壓下，也使低于Tl+30°C的壓下率合計(jì)為30%以下。從板厚精度和板形狀的角度考慮，低于Tl+30°C的壓下率優(yōu)選合計(jì)為10%以下的壓下率。在更加尋求各向同性的情況下，低于Tl+30°C的溫度區(qū)域的壓下率優(yōu)選為0%。[0211]在本發(fā)明的制造方法中，軋制速度并沒有特別的限定。但是，如果精軋的最終機(jī)架側(cè)的軋制速度低于400mpm，則Y晶粒生長(zhǎng)而粗大化，能夠析出用于得到延展性的鐵素體的區(qū)域減少，從而延展性有可能劣化。即使沒有特別限制軋制速度的上限，也可以得到本發(fā)明的效果，但受到設(shè)備的制約，現(xiàn)實(shí)的情況是在1800mpm以下。因此，在精軋工序中，軋制速度優(yōu)選為400mpm~1800mpm。另外,在熱軋中，也可以在粗軋后將薄板還接合,從而連續(xù)地進(jìn)行精軋。此時(shí)，也可以將粗型`材暫且卷繞成卷材狀，然后根據(jù)需要收藏在具有保溫功能的罩內(nèi)，在再次退卷后進(jìn)行接合。[0212](卷取)[0213]在這樣得到熱軋鋼板后，可以在650°C以下進(jìn)行卷取。如果卷取溫度超過650°C，則鐵素體組織的面積率增加，從而珠光體的面積率不會(huì)超過5%。[0214](冷軋)[0215]根據(jù)需要，對(duì)如上所述制造的熱軋?jiān)暹M(jìn)行酸洗，然后以冷軋的方式進(jìn)行壓下率為40%~80%的軋制。在壓下率為40%以下時(shí)，難以在其后的加熱保持中產(chǎn)生再結(jié)晶，從而使等軸晶粒分?jǐn)?shù)降低，而且使加熱后的晶粒粗大化。在超過80%的軋制時(shí)，在加熱時(shí)使織構(gòu)發(fā)達(dá)，因而各向異性增強(qiáng)。因此，冷軋的壓下率設(shè)定為40%~80%。[0216](加熱保持)[0217]冷軋過的鋼板(冷軋鋼板)在其后，加熱至750~900°C的溫度區(qū)域，在750~900°C的溫度區(qū)域保持I秒~300秒。如果為比其低的溫度或者短時(shí)間，則從鐵素體向奧氏體的逆相變不會(huì)充分地進(jìn)行，在其后的冷卻工序中不能得到第二相，從而不能得到充分的強(qiáng)度。另一方面，如果為比其高的溫度或者持續(xù)保持300秒以上，則使晶粒粗大化。[0218]在將冷軋后的鋼板這樣地加熱至750~900°C的溫度區(qū)域時(shí)，將室溫~650°C的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(5)表示的HRl(°C/秒)，將超過650°C直至750~900°C的溫度區(qū)域的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(6)表示的HR2(°C/秒)。[0219]HRl≥0.3式(5)[0220]HR2≤0.5XHRl式(6)[0221]通過在上述的條件下進(jìn)行熱軋、進(jìn)而進(jìn)行冷軋前冷卻，便可以兼顧晶粒的微細(xì)化和結(jié)晶方位的隨機(jī)化。然而，在其后進(jìn)行的冷軋的作用下，嚴(yán)重的織構(gòu)變得發(fā)達(dá)，其織構(gòu)容易在鋼板中殘留。其結(jié)果是，鋼板的r值以及拉伸率降低，且各向同性降低。于是，優(yōu)選通過適當(dāng)?shù)剡M(jìn)行冷軋后進(jìn)行的加熱，盡可能使在冷軋中發(fā)達(dá)的織構(gòu)消失。因此，需要將加熱的平均加熱速度分為用上述式(5)、(6)表示的2個(gè)階段。[0222]雖然通過該二個(gè)階段的加熱而使鋼板的織構(gòu)和特性得以提高的詳細(xì)理由尚不明確，但本效果可以認(rèn)為與冷軋時(shí)導(dǎo)入的位錯(cuò)的恢復(fù)和再結(jié)晶相關(guān)聯(lián)。也就是說，通過加熱而在鋼板中產(chǎn)生的再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力為通過冷軋而在鋼板中蓄積的應(yīng)變。在室溫~650°C的溫度范圍的平均加熱速度HRl較小的情況下，由冷軋導(dǎo)入的位錯(cuò)得以恢復(fù)，從而不會(huì)發(fā)生再結(jié)晶。其結(jié)果是，冷軋時(shí)發(fā)達(dá)的織構(gòu)就那樣殘存下來，從而各向同性等特性發(fā)生劣化。在室溫~650°C的溫度范圍的平均加熱速度HRl低于0.30C/秒時(shí)，由冷軋導(dǎo)入的位錯(cuò)得以恢復(fù)，從而冷軋時(shí)形成的嚴(yán)重的織構(gòu)殘存下來。因此，室溫~650°C的溫度范圍的平均加熱速度HRl需要設(shè)定為0.3(°C/秒)以上。[0223]另一方面，如果超過650°C直至750~900°C的溫度區(qū)域的平均加熱速度HR2較大，則冷軋后的鋼板中存在的鐵素體不會(huì)再結(jié)晶，從而加工狀態(tài)的未再結(jié)晶鐵素體殘存下來。特別地，如果含有超過0.01%的C的鋼加熱至鐵素體和奧氏體的雙相區(qū)，則形成的奧氏體阻礙再結(jié)晶鐵素體的生長(zhǎng)，從而未再結(jié)晶鐵素體更容易殘存下來。該未再結(jié)晶鐵素體由于具有嚴(yán)重的織構(gòu)，對(duì)r值和各向同性等特性產(chǎn)生不良影響，同時(shí)由于包含很多位錯(cuò)，因而使延展性大幅度劣化。因此，在超過650°C直至750~900°C的溫度區(qū)域的溫度范圍，平均加熱速度HR2必須為0.5XHRl(°C/秒)以下。[0224](冷軋后I次冷卻)[0225]在上述的溫度范圍保持規(guī)定時(shí)間之后，以1°C/s~10°C/s的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后I次冷卻，直至580°C~750°C的溫度區(qū)域。[0226](停留)[0227]冷軋后I次冷卻結(jié)束后，在溫度降低速度為1°C/s以下的條件下停留I秒~1000秒。[0228](冷軋后2次冷卻)[0229]在上述停留之后，以5°C/s以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后2次冷卻。如果冷軋后2次冷卻的平均冷卻速度大于5°C/s，則貝氏體和馬氏體之和在5%以上，從而精密沖裁性降低，因而是不優(yōu)選的。[0230]對(duì)于如以上那樣制造的冷軋鋼板，也可以根據(jù)需要實(shí)施熱浸鍍鋅處理，或者接著鍍覆處理進(jìn)而實(shí)施合金化處理。熱浸鍍鋅處理既可以在前述750°C~900°C的溫度區(qū)域的保持后的冷卻時(shí)實(shí)施，也可以在冷卻后進(jìn)行。此時(shí)，熱浸鍍鋅處理和合金化處理可以采用常規(guī)方法來進(jìn)行。例如合金化處理在450~600°C的溫度區(qū)域進(jìn)行。如果合金化處理溫度低于450°C，則合金化不會(huì)充分地進(jìn)行，另一方面，如果超過60(TC，則合金化過于進(jìn)行，從而使耐蝕性劣化。[0231](實(shí)施例)[0232]以下，就本發(fā)明的實(shí)施例進(jìn)行說明。此外，實(shí)施例的條件是為了確認(rèn)本發(fā)明的實(shí)施可能性以及效果而采用的一個(gè)條件例，本發(fā)明并不局限于該一個(gè)條件例。本發(fā)明只要不脫離本發(fā)明的宗旨，可以實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的目的，就可以采用各種條件。實(shí)施例所采用的各鋼的化學(xué)成分如表1所示。表2表示各制造條件。另外，采用表2的制造條件的各鋼種的組織構(gòu)成和機(jī)械特性如表3所示。此外，各表中的下劃線表示在本發(fā)明的范圍外或者在本發(fā)明的優(yōu)選范圍的范圍外。[0233]下面就使用具有表1所示的成分組成的“A~U”的發(fā)明鋼以及“a~g”的比較鋼而進(jìn)行研究的結(jié)果進(jìn)行說明。此外，在表1中，各成分組成的數(shù)值以質(zhì)量％表示。在表2、表3中，鋼種所附帶的A~U的英文字母和a~g的英文字母表示表1的各發(fā)明鋼A~U以及各比較鋼a~g的成分。[0234]將這些鋼(發(fā)明鋼A~U以及比較鋼a~g)進(jìn)行鑄造后，將其直接地、或者將其暫且冷卻至室溫后，加熱至1000~1300°C的溫度區(qū)域，其后在表2所示的條件下實(shí)施熱軋、冷軋以及冷卻。[0235]熱軋首先在作為第I熱軋的粗軋中，在1000°C~1200°C的溫度區(qū)域，以40%以上的壓下率軋制I次以上。但是，對(duì)于鋼種A3、E3、M2，沒有在粗軋中進(jìn)行I個(gè)道次的壓下率為40%以上的軋制。粗軋中的壓下率為40%以上的壓下次數(shù)、各壓下率(％)、粗軋后(精軋前)的奧氏體粒徑(μm)如表2所示。此外，各鋼種的溫度Tl(°C)、溫度Acl(°C)如表2所示。[0236]粗軋結(jié)束后，進(jìn)行作為第2熱軋的精軋。在精軋中，于Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域，將I個(gè)道次的壓下率為30%以上的軋制進(jìn)行至少I次，在低于Tl+30°C的溫度范圍，將合計(jì)壓下率設(shè)定為30%以下。此外，在精軋中，在Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的最終道次，進(jìn)行I個(gè)道次的壓下率為30%以上的軋制。[0237]但是，對(duì)于鋼種A9、C3，在Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域，沒有進(jìn)行壓下率為30%以上的軋制。另外，鋼種A7在低于Tl+30°C的溫度范圍的合計(jì)壓下率超過30%。[0238]另外，在精軋中，將合計(jì)壓下率設(shè)定為50%以上。但是，關(guān)于鋼種C3，T1+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的合計(jì)壓下率低于50%。[0239]精軋中的Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的最終道次的壓下率(％)、最終道次的前一個(gè)道次的壓下率(最終前一個(gè)道次的壓下率)(％)如表2所示。另外，精軋中的Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的合計(jì)壓下率(％)、T1+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的最終道次的壓下后的溫度(°C)、Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的壓下時(shí)的最大加工發(fā)熱量(°C)、低于Tl+30°C的溫度范圍的壓下時(shí)的壓下率(％)如表2所示。[0240]在精軋中，在進(jìn)行了Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的最終壓下之后、在等待時(shí)間t秒經(jīng)過2.5Xtl之前，開始冷軋前冷卻。在冷軋前冷卻中，將平均冷卻速度設(shè)定為500C/秒以上。另外，冷軋前冷卻的溫度變化(冷卻溫度量)設(shè)定為40°C~140°C的范圍。[0241]但是，鋼種A9、J2從精軋中的Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的最終壓下開始，在等待時(shí)間t秒經(jīng)過2.5Xtl之后，開始冷軋前冷卻。鋼種A3在冷軋前I次冷卻中的溫度變化(冷卻溫度量)低于40°C，鋼種B3在冷軋前冷卻中的溫度變化(冷卻溫度量)超過1400C。鋼種A8在冷軋前冷卻中的平均冷卻速度低于50°C/秒。[0242]各鋼種的tl(秒)、從精軋中的Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域的最終壓下至開始冷軋前冷卻的等待時(shí)間t(秒)、t/t1、冷軋前冷卻的溫度變化(冷卻量)(°c)、冷軋前冷卻的平均冷卻速度(°c/秒)如表2所示。[0243]冷軋前冷卻之后，在650°C以下進(jìn)行卷取，從而得到2~5mm厚的熱軋?jiān)?。[0244]但是，鋼種A6、E3的卷取溫度超過650°C。關(guān)于各鋼種，冷軋前冷卻的停止溫度(卷取溫度)(°C)如表2所示。[0245]接著，在將熱軋?jiān)逅嵯春?，?0%~80%的壓下率進(jìn)行冷軋。但是，關(guān)于鋼種A2、E3、13、M2，冷軋的壓下率低于40%。另外，關(guān)于鋼種C4，冷軋的壓下率超過80%。冷軋中的各鋼種的壓下率(％)如表2所示。[0246]冷軋后，加熱至750~900°C的溫度區(qū)域，保持I秒~300秒。另外，在加熱至750~900°C的溫度區(qū)域時(shí)，將室溫~650°C的平均加熱速度HRl(°C/秒)設(shè)定為0.3以上(HRl≥0.3)，將超過650°C直至750~900°C的平均加熱速度HR2(V/秒)設(shè)定為0.5XHRl以下(HR2≤0.5XHR1)。各鋼種的加熱溫度(退火溫度)、加熱保持時(shí)間(直至冷軋后I次冷卻開始的時(shí)間)(秒)、平均加熱速度HR1、HR2(°C/秒)如表2所示。[0247]但是，鋼種F3的加熱溫度超過900°C。鋼種N2的加熱溫度低于750°C。鋼種C5的加熱保持時(shí)間低于I秒。鋼種F2的加熱保持時(shí)間超過300秒。另外，鋼種B4的平均加熱速度HRl低于0.3(°C/秒)。鋼種B5的平均加熱速度HR2(V/秒)超過0.5XHRl。[0248]加熱保持后，以1°C/s~10°C/s的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后1次冷卻，直至580~750°C的溫度區(qū)域。但是，鋼種A2的冷軋后1次冷卻的平均冷卻速度超過10°C/秒。鋼種C6的冷軋后1次冷卻的平均冷卻速度低于1°C/秒。另外，鋼種A2、A5的冷軋后I次冷卻的停止溫度低于580°C，鋼種A3、A4、M2的冷軋后1次冷卻的停止溫度超過750°C。冷軋后1次冷卻中的各鋼種的平均冷卻速度(°C/秒)、冷卻停止溫度(°C)如表2所示。[0249]在進(jìn)行了冷軋后1次冷卻后，在1秒~1000秒的期間，在溫度降低速度為1°C/s以下的條件下使其停留。各鋼的停留時(shí)間(直至冷軋后1次冷卻開始的時(shí)間)如表2所示。[0250]停留后，以5°C/s以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后2次冷卻。但是，鋼種A5的冷軋后2次冷卻的平均冷卻速度超過5°C/秒。冷軋后2次冷卻中的各鋼種的平均冷卻速度(°C/秒)如表2所示。[0251]其后，進(jìn)行0.5%的表皮光軋，并進(jìn)行了材質(zhì)評(píng)價(jià)。此外，對(duì)鋼種Tl實(shí)施了熱浸鍍鋅處理。在鍍覆后，對(duì)鋼種Ul在450~600°C的溫度區(qū)域?qū)嵤┝撕辖鸹幚?。[0252]各鋼種的金屬組織中的鐵素體、珠光體、貝氏體+馬氏體的面積率(組織分?jǐn)?shù))(％)、各鋼種的距鋼板表面5/8~3/8的板厚范圍的{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度的平均值、{332}<113>的結(jié)晶方位的極密度如表3所示。此外，組織分?jǐn)?shù)用表皮光軋前的組織分?jǐn)?shù)進(jìn)行評(píng)價(jià)。另外，作為各鋼種的機(jī)械特性，各r值即rC、rL、r30、r60、抗拉強(qiáng)度TS(MPa)、拉伸率El(%)、作為局部變形能力的指標(biāo)的擴(kuò)孔率λ(%)、TSXA、珠光體的維氏硬度HVp、剪切面比率(5)如表3所示。另外，還表示了鍍覆處理的有無。[0253]此外，拉伸試驗(yàn)按照J(rèn)ISZ2241進(jìn)行。擴(kuò)孔試驗(yàn)按照日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST1001進(jìn)行。各結(jié)晶方位的極密度使用前述的EBSP，對(duì)平行于軋制方向的斷面的板厚的3/8~5/8的區(qū)域以0.5μπι的間距進(jìn)行測(cè)定。另外，關(guān)于各方向的!值，采用前述的方法進(jìn)行測(cè)定。關(guān)于剪切面比率，將板厚設(shè)定為1.2mm,采用ΦIOmm的圓形沖頭以及余隙為1%的圓形沖模進(jìn)行沖裁，然后對(duì)沖裁端面進(jìn)行了測(cè)定。vTrs(夏比斷口轉(zhuǎn)變溫度)采用按照J(rèn)ISZ2241的夏比沖擊試驗(yàn)方法進(jìn)行測(cè)定。拉伸凸緣性以TSXλ>30000判定為優(yōu)良，精密沖裁性以剪切面比率90%以上判定為優(yōu)良。低溫韌性以vTrs超過-40判定為劣化。[0254]由上可知，僅滿足本發(fā)明所規(guī)定的條件，就具有如圖14所示那樣優(yōu)良的精密沖裁性和拉伸凸緣性?！緳?quán)利要求】1.一種拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其特征在于，其以質(zhì)量％計(jì)含有:C:超過0.01%且在0.4%以下、Si:0.001%~2.5%、Mn:0.001%~4%、P:0.001%~0.15%、S:0.0005%~0.03%、Al:0.001%~2%、N:0.0005%~0.01%,剩余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；在距鋼板表面5/8~3/8的板厚范圍，用{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>以及{223}<110>的各結(jié)晶方位表示的{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度的平均值為6.5以下，而且{332}<113>的結(jié)晶方位的極密度為5.0以下；金屬組織以面積率計(jì)含有超過5%的珠光體，貝氏體和馬氏體之和被限制為低于5%，剩余部分由鐵素體構(gòu)成。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，珠光體相的維氏硬度為150HV~30`0HV。3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，與軋制方向成直角的方向的r值rC為0.70以上，與軋制方向成30°角的r值r30為1.10以下，軋制方向的r值rL為0.70以上，與軋制方向成60°角的r值r60為1.10以下。4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有T1:0.001%~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%、Cr:0.001%~2%、V:0.001%~1%、N1:0.001%~2%、Cu:0.001%~2%、Zr:0.0001%~0.2%、W:0.001%~1%、As:0.0001%~0.5%、Co:0.0001%~1%、Sn:0.0001%~0.2%、Pb:0.001%~0.1%、Y:0.001%~0.1%、Hf:0.001%~0.1%之中的I種或2種以上。5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，對(duì)于以板厚中央部為中央而將板厚減薄至1.2mm的鋼板,在用ΦIOmm的圓形沖頭以及余隙為1%的圓形沖模進(jìn)行沖裁的情況下，沖裁端面的剪切面比率為90%以上。6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，在表面具有熱浸鍍鋅層或者合金化熱浸鍍鋅層。7.—種拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，具有以下工序:對(duì)鋼坯在1000°C~1200°C的溫度范圍，進(jìn)行將壓下率為40%以上的軋制實(shí)施I次以上的第I熱軋，從而在所述第I熱軋中，將奧氏體粒徑設(shè)定為200μπι以下，其中，所述鋼坯以質(zhì)量％計(jì)含有:C:超過0.01%且在0.4%以下、Si:0.001%~2.5%、Mn:0.001%~4%、P:0.001%~0.15%、S:0.0005%~0.03%、Al:0.001%~2%、N:0.0005%~0.01%,剩余部分由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；在由下述式(I)規(guī)定的溫度Tl+30°C~Tl+200°C的溫度區(qū)域，進(jìn)行將I個(gè)道次的壓下率為30%以上的軋制實(shí)施至少I次的第2熱軋，所述第2熱軋的合計(jì)壓下率設(shè)定為50%以上；在進(jìn)行了所述第2熱軋中的壓下率為30%以上的最終壓下之后，以等待時(shí)間t秒滿足下述式(2)的方式開始冷軋前冷卻，所述冷軋前冷卻中的平均冷卻速度設(shè)定為50°C/秒以上，溫度變化設(shè)定為40°C~140°C的范圍；進(jìn)行壓下率為40%~80%的冷軋；加熱至750~900°C的溫度區(qū)域，并保持I秒~300秒；以1°C/s~10°C/s的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后I次冷卻，直至580°C~750°C的溫度區(qū)域；在溫度降低速度為1°C/s以下的條件下停留I秒~1000秒；以及以5°C/s以下的平均冷卻速度進(jìn)行冷軋后2次冷卻；Tl(0C)=850+IOX(C+N)XMn+350XNb+250XTi+40XB+IOXCr+IOOXMo+100XV式(I)在此，C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo以及V為各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量；t^2.5Xtl式(2)在此，tl用下述式(3)求出；tl=0.0OlX((Tf—Tl)XP1/100)2—0.109X((Tf—Tl)XP1/100)+3.1式(3)在此，在上述式(3)中，Tf是壓下率為30%以上的最終壓下后的鋼坯的溫度，Pl是30%以上的最終壓下的壓下率。8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，低于Tl+30°C的溫度范圍的合計(jì)壓下率為30%以下。9.根據(jù)權(quán)利要求7所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時(shí)間t秒進(jìn)一步滿足下述式(2a)，t<tl式(2a)。10.根據(jù)權(quán)利要求7所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時(shí)間t秒進(jìn)一步滿足下述式(2b)，tl^t^tlX2.5式(2b)。11.根據(jù)權(quán)利要求7所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在軋制機(jī)架間開始所述冷軋前冷卻。12.根據(jù)權(quán)利要求7所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在進(jìn)行所述冷軋前冷卻之后、且在進(jìn)行所述冷軋之前，在650°C以下進(jìn)行卷取而成為熱軋鋼板。13.根據(jù)權(quán)利要求7所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在所述冷軋之后、加熱至750~900°C的溫度區(qū)域時(shí)，將室溫~650°C的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(5)表示的以。C/秒為單位的HR1，將超過650°C、直至750~900°C的平均加熱速度設(shè)定為用下述式(6)表示的以。C/秒為單位的HR2；HRl≥0.3式(5)HR2^0.5XHRl式(6)。14.根據(jù)權(quán)利要求7所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，進(jìn)一步在表面實(shí)施熱浸鍍鋅。15.根據(jù)權(quán)利要求14所述的拉伸凸緣性以及精密沖裁性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，其中，在實(shí)施熱浸鍍鋅之后，進(jìn)一步在450~600V下實(shí)施合金化處理?！疚臋n編號(hào)】B21B3/00GK103732775SQ201280036958【公開日】2014年4月16日申請(qǐng)日期:2012年7月27日優(yōu)先權(quán)日:2011年7月27日【發(fā)明者】首藤洋志,藤田展弘,橫井龍雄,岡本力,中野和昭,渡邊真一郎申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社