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CN1547620A - 加工性优良的钢板及制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供用于汽车的面板、车轮部分、构件等的加工性优良的钢板及其制造方法。该钢板的特征在于，按质量％计，含有C：0.08－0.25％、Si：0.001－1.5％、Mn：0.01－2.0％、P：0.001－0.06％、S：0.05％以下、N：0.001－0.007％、Al：0.008－0.2％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，平均r值为1.2以上，轧制方向的r值(rL)为1.3以上，相对于轧制方向为45°的方向的r值(rD)为0.9以上，与轧制方向构成直角的方向的r值(rC)为1.2以上。又，本发明提供根据上面所记载的加工性优良的钢板和钢管及其制造方法，该钢板和钢管的特征在于，钢板1/2板厚的板面的{111}、{100}、和{110}的各X射线反射面随机强度比分别为2.0以上、1.0以下和0.2以上。

Description

加工性优良的钢板及制造方法
技术领域
本发明涉及例如用于汽车的面板、车轮部分、构件等的钢板及其制造方法。
本发明的钢板包括：不进行表面处理的钢板、和为了防锈而施行了热浸镀锌、电镀等表面处理的钢板这两者。所谓镀覆除了包括镀纯锌之外，还包括主成分为锌的合金镀、以及以Al或Al-Mg为主体的镀覆。另外，作为液压成形用钢管用途是很合适的。
背景技术
伴随汽车的轻量化需要，希望钢板高强度化。通过高强度化，由板厚减少所带来的轻量化和冲撞时的安全性提高成为可能。另外，最近，对于复杂形状的部位，由高强度钢的钢管使用液压成形法进行成形加工的尝试。这是伴随汽车的轻量化和低成本化的需要而以减少部件数和削减焊接凸缘部位等为目标的。
这样，如果实际采用液压成形等新的成形加工方法，则可期待成本削减和设计的自由度扩大等大的优点。为了充分地有效利用这样的液压成形的优点，需要适于这些新的成形法的材料。
可是，要得到高强度、成形性特别是拉深性(深压延性)优良的钢板，例如，如特开昭56-139654号公报中公开的那样，在显著减少了C量的超低碳钢中添加Si、Mn、P等来强化是必须的。
为了降低C量，在炼钢工序中必须进行真空脱气，在炼钢工序中大量地产生CO2，出于保护地球环境的观点未必可以说是最合适的。
对此，还公开了C量比较多、且拉深性良好的钢板。这些钢板在特公昭57-47746号公报、特公平2-20695号公报、特公昭58-49623号公报、特公昭61-12983号公报、特公平1-37456号公报、特开昭59-13030号公报等中公开。可是，关于这些钢板，C量实质上低达0.07％以下。再有，特公昭61-10012号公报公开了即使C量为0.14％也得到比较良好的r值的情况。可是，这样多量地含有P，存在2次加工性劣化、焊接性和焊接后的疲劳强度产生问题的情况。本发明人在专利申请2000-403447号中申请了为解决这样的问题的技术的发明。
另外，本发明人在专利申请2000-52574号中提出了控制织构的成形性优良的钢管的发明申请。可是，通过这样的高温加工而加工出的钢管大多数场合多量地存在固溶C或固溶N，往往成为液压成形时的裂纹的原因、或者诱发拉伸变形(stretcher strain)等表面缺陷。而且，将钢板卷成管状后，在高温下施加加工热处理也有下述问题点：生产率不好，给地球环境施加负担，成本提高。
发明内容
本发明的目的是，对于C量多的钢，提供不花费高成本、不给地球环境带来过度负担并有良好的r值的成形性良好的高强度钢板、和钢管、以及其制造方法。
与此同时，本发明还提供成形性更进一步改进的钢板、以及不花费高的成本地制造该钢板的方法。
即发现，使供冷轧的热轧钢板的组织为贝氏体相或马氏体相为主相的组织可提高冷轧退火后的拉深性。
本发明是对于C量多的钢得到拉深性良好、且根据需要含有铁素体以外的贝氏体、马氏体、奥氏体等的高强度钢板的发明。
本发明是不花费高成本、不给地球环境带来过度负担就提供在C量和Mn量比较多的钢中拉深性良好的高强度钢板的发明。
一般C量比较多的钢，在热轧板中存在粗大而硬质的碳化物。当将其冷轧时，在碳化物周边引起复杂的变形，结果当退火时，从碳化物周边，拉深性不理想的晶向进行核形成、长大。为此，C量多的钢，可认为r值变为1.0以下。如果热轧板主相是贝氏体相或者马氏体相，则由于碳化物量少，或者即使存在也极其微细，因此可认为能够降低碳化物的损害。
本发明人为解决上述的课题而进行锐意研究，得到下述的以往所没有的知识见解：均匀且微细地分散热轧板中的碳化物，而且使热轧组织均匀对提高C量或Mn量多的钢的拉深性是有用的。
本发明是基于上述知识见解而完成的，其要旨见下面。
(1)一种加工性优良的钢板，其特征在于，按质量％计，含有C：0.08-0.25％、Si：0.001-1.5％、Mn：0.01-2.0％、P：0.001-0.06％、S：0.05％以下、N：0.001-0.007％、Al：0.008-0.2％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，平均r值为1.2以上，轧制方向的r值(rL)为1.3以上，相对于轧制方向为45°的方向的r值(rD)为0.9以上，与轧制方向构成直角的方向的r值(rC)为1.2以上。
(2)根据(1)所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，钢板1/2板厚的板面的{111}、{100}、和{110}的各X射线反射面随机强度比分别为2.0以上、1.0以下、和0.2以上。
(3)根据(1)或者(2)所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，构成钢板的晶粒的平均晶粒粒径为15μm以上。
(4)根据(1)-(3)的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，构成钢板的晶粒的纵横比(aspect ratio)的平均值是1.0以上不到3.0。
(5)根据(1)-(4)的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，屈服比(＝0.2％弹性极限应力(yield strength)/最高拉伸强度)为0.65以下。
(6)根据(1)-(5)的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，Al/N为3-25。
(7)根据(1)-(6)的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有0.0001-0.01质量％的B。
(8)根据(1)-(7)的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.0001-0.5质量％的Zr和Mg的1种或2种。
(9)根据(1)-(8)的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.001-0.2质量％以下的Ti、Nb、V的1种或2种以上。
(10)根据(1)-(9)的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.001-2.5质量％的Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W以及Mo的1种或2种以上。
(11)根据(1)-(10)的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有0.0001-0.01质量％的Ca。
(12)一种制造成形性优良的钢板的方法，是制造(1)-(11)的任1项所记载的钢板的方法，其特征在于，将具有(1)或者(6)-(11)的任1项所记载的化学成分的钢在(Ar3相变点-50℃)以上完成热轧，在700℃以下的温度卷绕，施行压下率为25％以上不到60％的冷轧，以平均加热速度4-200℃/小时加热，进行最高到达温度为600-800℃的退火，以5-100℃/小时的速度冷却。
(13)(1)-(12)的任1项所记载的加工性优良的钢管，其特征在于，用拉伸试验评价的时效指数(AI)为40MPa以下，且表面粗糙度为0.8以下。
(14)一种拉深性优良的钢板，其特征在于，按质量％计，含有C：0.03-0.25％、Si：0.001-3.0％、Mn：0.01-3.0％、P：0.001-0.06％、S：0.05％以下、N：0.0005-0.030％、Al：0.005-0.3％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，平均r值为1.2以上，用由铁素体和析出物构成的组织构成。
(15)一种拉深性优良的高强度钢板，其特征在于，按质量％计，含有C：0.03-0.25％、Si：0.001-3.0％、Mn：0.01-3.0％、P：0.001-0.06％、S：0.05％以下、N：0.0005-0.030％、Al：0.005-0.3％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，平均r值为1.3以上，在钢板的组织中含有合计为3-100％的贝氏体、马氏体、奥氏体之中的1种或2种以上。
(16)根据(14)或者(15)所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，轧制方向的r值(rL)为1.1以上，相对于轧制方向为45°的方向的r值(rD)为0.9以上，与轧制方向构成直角的方向的r值(rC)为1.2以上。
(17)根据(14)-(16)的任1项所记载的拉深性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以满足Mn+11×C＞1.5的范围含有Mn和C。
(18)根据(14)-(17)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，钢板1/2板厚的板面的{111}、{100}的各X射线反射面强度比分别为3.0以上、3.0以下。
(19)根据(14)-(18)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，构成钢板的铁素体晶粒的平均晶粒粒径为15μm以上。
(20)根据(14)-(19)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，构成钢板的铁素体晶粒的纵横比的平均值是1.0以上不到5.0。
(21)根据(14)-(20)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，用0.2％弹性极限应力/最高拉伸强度表示的屈服比不到0.7。
(22)根据(14)-(20)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，Al/N为3-25。
(23)根据(14)-(22)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有0.0001-0.01质量％的B。
(24)根据(14)-(23)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.0001-0.5质量％的Zr和Mg的1种或2种。
(25)根据(14)-(24)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.001-0.2质量％的Ti、Nb、V的1种或2种以上。
(26)根据(14)-(25)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.001-2.5质量％的Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W以及Mo的1种或2种以上。
(27)根据(14)-(26)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有0.0001-0.01质量％的Ca。
(28)一种制造拉深性优良的高强度冷轧钢板的方法，是制造(14)-(18)、(22)-(27)的任1项所记载的钢板的方法，其特征在于，对具有(14)、(15)、(17)、(23)-(27)的任1项所记载的化学成分、且至少在板厚的1/4-3/4处具有贝氏体相和马氏体相之中的1种或者2种的体积率为70-100％的组织的热轧钢板施行压下率25-95％的冷轧，在再结晶温度以上1000℃以下退火。
(29)一种制造拉深性优良的高强度钢板的方法，是制造(14)-(27)的任1项所记载的钢板的方法，其特征在于，将具有(14)、(15)、(22)-(27)的任1项所记载的化学成分的钢在(Ar3相变点-50℃)以上完成热轧，在室温-700℃卷绕，施行压下率为30％以上不到95％的冷轧，以平均加热速度4-200℃/小时加热，进行最高到达温度为600-800℃的退火，再加热到Ac1相变点以上1050℃以下的温度。
(30)一种制造拉深性优良的高强度钢板的方法，是制造(14)-(27)的任1项所记载的钢板的方法，其特征在于，对具有(14)、(15)、(17)、(22)-(27)的任1项所记载的化学成分、且至少在板厚的1/4-3/4处具有贝氏体相和马氏体相之中的1种或者2种的体积率为70-100％的组织的热轧钢板施行压下率30％以上不到95％的冷轧，以平均加热速度4-200℃/小时加热，进行最高到达温度为600-800℃的退火，再加热到Ac1相变点以上1050℃以下的温度。
(31)一种制造拉深性优良的钢板的方法，是制造(14)、(16)-(27)的任1项所记载的钢板的方法，其特征在于，将具有(14)、(17)、(22)-(27)的任1项所记载的化学成分的钢在Ar3相变点以上完成热轧，从热精轧温度以平均冷却速度30℃/秒以上冷却到550℃，在550℃以下的温度卷绕，施行压下率为35％以上不到85％的冷轧，以平均加热速度4-200℃/小时加热，进行最高到达温度为600-800℃的退火，以5-100℃/小时的速度冷却。
(32)根据(14)-(27)的任1项所记载的拉深性优良的钢板，在表面具有镀层。
(33)根据(28)-(31)的任1项所记载的拉深性优良的镀覆钢板的制造方法，是制造(32)所记载的钢板的方法，在退火、冷却后的钢板表面施行热浸镀或者电镀。
具体实施方式
实施方案1
说明本发明的第1钢板或钢管的钢成分组成。
C：由于C对高强度化有效，并且为了降低C量而成本提高，因此规定添加0.08质量％以上。另一方面，为了得到良好的r值，过度的添加并不是理想的，因此将上限定为0.25质量％。如果C量不到0.08质量％，则r值提高是不用说的，但由于降低C不是本发明的目的，因此特意除外。希望的范围是超过0.10-0.18质量％。
Si：廉价地提高机械强度是可能的，根据所要求的强度级别添加为好，但过剩的添加不仅招致镀覆的浸润性和加工性劣化，而且导致r值劣化，因此将上限定为1.5质量％。将下限定为0.001质量％是因为不到该下限值在炼钢技术上是困难的。更优选的上限是0.5质量％以下。
Mn：由于对高强度化有效，所以根据需要添加为好，但由于过度的添加使r值劣化，因此以2.0质量％为上限。不到0.01质量％时，炼钢成本上升，并且诱发起因于S的热轧裂纹，因此将其定为下限。优选为0.04-0.8质量％。另外，在希望更提高r值的场合，Mn量低为好，因此优选为0.04-0.12质量％的范围。
P：由于是对高强度化有效的元素，因此添加0.001质量％以上。当添加超过0.06质量％时，焊接性和焊接区的疲劳强度、进而耐2次加工脆性劣化，因此将其定为上限。优选为不到0.04质量％。
S：是杂质，越低越好，为了防止热裂纹，定为0.05质量％以下。优选为0.015质量％以下。另外，在与Mn量的关系上，优选为Mn/S＞10。
N：为了得到良好的r值，必须添加0.001质量％以上。当过多时，使时效性劣化，或者需要添加多量的Al，因此将上限定为0.007质量％。更优选的范围是0.002-0.005质量％。
Al：由于是为得到良好的r值而必需，因此添加0.008质量％以上。但当过度地添加时，其效果不仅降低，而且诱发表面缺陷，因此将上限定为0.2质量％。优选为0.015-0.07质量％。
由本发明得到的钢管的管轴方向的r值(rL)为1.3以上。r值的测定是进行使用了JIS 12号弧状试验片的拉伸试验，由拉伸15％后的标点间距离的变化和板宽变化按照r值的定义算出。再者，均匀延伸率不满15％的场合，用10％评价也可以。
弧状试验片一般与板状试验片的r值不一样，并且根据原先的钢管的管径而变化，再有，测定弧的变化困难，因此安装应变仪评价为好。当rL为1.4以上时，对于液压成形而言更理想。钢管的r值由其形状通常只能够测定rL，但如果通过冲压等将钢管制成平面上的板，评价其他方向的r值，则如下述。
平均r值为1.2以上，相对于轧制方向为45°的方向的r值(rD)为0.9以上，与轧制方向构成直角的方向的r值(rC)为1.2以上。更优选分别为1.3以上、1.0以上、1.3以上。平均r值用(rL+2×rD+rC)/4给出。此场合的r值的测定是进行使用了JIS 3号B或者JIS 5号B试验片的拉伸试验，由拉伸15％后的标点间距离的变化和板宽变化按照r值的定义算出即可。再者，均匀延伸率不满15％的场合，用10％评价也可以。再者，r值的各向异性是rL≥rC＞rD。
构成钢管的晶粒的平均晶粒粒径为15μm以上。这以下的晶粒粒径得不到良好的r值。另外，平均晶粒粒径为60μm以上时，在成形时往往有表面粗糙等的问题，因此希望为不到60μm。晶粒粒径，针对与板面垂直、与轧制方向平行的切断面(L断面)的板厚3/8-5/8的范围内采用点算法等测定即可。再者，为了降低测定误差，必须对晶粒存在100个以上的面积进行测定。腐蚀优选硝酸乙醇溶液。所谓晶粒是铁素体晶粒，所谓平均晶粒粒径为上述那样测定的晶粒粒径的全部数据的算术平均值(单纯平均)。
本发明的钢管采用使用了JIS 12号弧状试验片的拉伸试验评价的时效指数(AI)为40MPa以下。当多量地存在固溶C时，有时成形性劣化，或在成形时发生拉伸变形等。更优选为25MPa以下。
AI如下地测定。首先，在管轴方向给予10％的拉伸变形。将拉伸变形10％时的流动应力记为σ1。然后，在100℃施加1小时的热处理，将再度进行拉伸试验时的下屈服应力记为σ2时，由AI＝σ2-σ1给出。
可知AI与固溶C、N量存在正的相关关系。通过高温缩径加工制造的钢管，只要不进行在低温(200-450℃)的后热处理，AI超过40MPa，与本发明不同。本发明的钢管，100℃、1小时人工时效后的拉伸试验的屈服点延伸率优选为1.5％以下。
本发明的钢管表面粗糙度小。即，在JIS B 0601中规定的Ra为0.8以下。与通过上述的高温缩径加工制造的钢管超过0.8是对照性的。更优选为0.6以下。
由本发明得到的钢管，至少在板厚中心的板面的X射线反射面随机强度比，就{111}面、{100}面、和{110}面而言分别为2.0以上、1.0以下、和0.2以上。X射线测定，如果是钢管本身则不能测定，因此如下地进行。
首先，适当地切断钢管，通过冲压等制成板状。将它采用机械研磨等减厚到测定板厚，最终以1平均晶粒粒径以上为目标，采用化学研磨加工使得减厚20-100μm左右。所谓随机强度比是以随机样品的X射线强度为基准时的相对的强度。
所谓板厚中心是指板厚的3/8-5/8的范围，测定在该范围的任意面进行即可。{111}面越多r值越提高是常识，比这再高没有了，但本发明在特征在于，不仅{111}面，{110}面的随机强度比也比通常高。
{110}一般是使拉深性劣化的面位向，因此是不受欢迎的，但本发明的场合，适度留有{110}对提高rL和rC是理想的。本发明中得到的{110}面由{110}<110>、{110}<331>、{110}<001>、{110}<113>、等组成。
{111}<112>或者{554}<225>的任一个、或者两者的X射线随机强度比为1.5以上。这些位向是提高液压成形性的位向，且在先前叙述的高温缩径中一般是难得的位向。
再者，所谓{hkl}<uvw>，表示板面的法线方向的晶向是<hkl>，管轴方向的位向是<uvw>。用上述的{hkl}<uvw>表示的晶向的存在，可利用由级数展开法计算的3维织构的Φ2＝45°断面上的(110)[1-10]、(110)[3-30]、(110)[001]、(110)[1-13]、(111)[1-21]、(554)[-2-25]的强度确认。Φ2＝45°断面上的(111)[1-10]、(111)[1-21]、和(554)[-2-25]的强度，希望分别为3.0以上、2.0以上、和2.0以上。
构成钢管的晶粒的平均晶粒粒径为15μm以上。这以下的晶粒粒径得不到良好的r值。另外，平均晶粒粒径为60μm以上时，在成形时往往有表面粗糙等的问题，因此希望为不到60μm。
晶粒粒径，针对与板面垂直、与轧制方向平行的切断面(L断面)的板厚3/8-5/8的范围内采用点算法等测定即可。再者，为了降低测定误差，必须对晶粒存在100个以上的面积进行测定。腐蚀优选硝酸乙醇溶液。所谓晶粒是铁素体晶粒，所谓平均晶粒粒径为上述那样测定的晶粒粒径的全部数据的算术平均值(单纯平均)。
再有，构成钢管的晶粒的纵横比的平均值是1.0以上3.0以下。在此范围外时，得不到良好的r值。所谓纵横比与采用JIS G 0552的方法测定的展伸度相同。即，本发明的场合，用与与板面垂直、与轧制方向平行的切断面(L断面)的板厚3/8-5/8的范围内的轧制方向垂直的一定长的线切断的晶粒的数目除与轧制方向平行的与上述相同长度的线切断的晶粒的数目，由所得的值给出。所谓纵横比的平均值定义为如上述那样测定的纵横比的全部数据的算术平均值(单纯平均)。
本发明的钢管的组织并不特别规定，但从确保良好的加工性的观点考虑，采用90％以上的铁素体和10％以下的渗碳体和珠光体的1种或2种构成为好。更优选分别为95％以上、5％以下。这些以Fe和C为主成分的碳化物之中，按体积率计，30％以上存在于铁素体晶粒内也是本发明的特征。
即，存在于铁素体晶粒粒界的碳化物相对于全部碳化物的体积的比例，最高不满30％。当碳化物多量地存在于晶粒粒界时，局部延性劣化，因此对液压成形用不理想。50％以上存在于铁素体晶粒内是更优选的。
本发明的钢管用钢板的由拉伸试验评价的屈服比(0.2％弹性极限应力/最高拉伸强度)通常为0.65以下，但如果提高表皮光轧率、降低退火温度，则有时达到该值以上。从形状的固定性的观点考虑，优选为0.65以下。
Al/N优选为3-25的范围。在此范围外时，得到良好的r值变得困难。优选为5-15的范围。
B由于提高r值，对改善耐2次加工脆性有效，因此根据需要添加。不到0.0001质量％时，其效果很微小，而即使添加超过0.01质量％，也得不到特别的效果。0.0002-0.0030质量％是优选的范围。
Zr和Mg作为脱氧元素有效。另一方面，过剩的添加招致氧化物、硫化物或氮化物多量晶出或析出，纯净度劣化，降低延性，损害镀覆性。因此，根据需要将它们的1种或2种合计定为0.0001-0.50质量％。
Ti、Nb、V也根据需要添加。它们通过形成碳化物、氮化物或者碳氮化物而能够使钢材高强度化，提高加工性，因此添加合计量为0.001质量％以上的这些元素的1种或2种以上。在其合计量超过0.2质量％时，在母相铁素体晶粒内或者晶粒粒界以多量的碳化物、氮化物或者碳氮化物的形式析出，降低延性，因此添加范围定为0.001-0.2质量％。更优选为0.01-0.06质量％。
Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W、Mo是强化元素，根据需要添加合计量为0.001质量％以上的这些元素的1种或2种以上。过剩的添加招致成本提高和延性降低，因此定为2.5质量％以下。
Ca：除了控制夹杂物之外，还是对脱氧有效的元素，适量的添加提高热加工性，但过剩的添加反倒助长热脆化，因此根据需要在0.0001-0.01质量％的范围添加。
另外，作为不可避免的杂质，即使分别在0.02质量％以下的范围含有O、Zn、Pb、As、Sb等也并不丧失本发明的效果。
再有，在制造时，与采用高炉、转炉、电炉等进行的熔炼接续，进行各种的2次冶炼，进行铸锭铸造或连铸，在连铸时，组合不冷却到室温附近就热轧的CC-DR等制造方法也可以。再加热铸造铸锭或连铸板坯，进行热轧是不用说的。热轧的加热温度并不特别限定，但为了使AlN为固溶状态，优选为1100℃以上。
热轧的精轧温度在(Ar3-50)℃以上进行。优选为(Ar3+30)℃以上、更优选为(Ar3+70)℃以上。在本发明中，热轧板的织构尽可能无序，且尽可能使热轧板的晶粒粒径长大在提高最终制品的r值上是理想的。
热轧后的冷却速度并不特别指定，使直至卷绕温度的平均冷却速度为不到30℃/秒为好。
卷绕温度定为700℃以下。因为通过抑制AlN粗化，确保良好的r值。优选为620℃以下。对热轧的1道次以上施行润滑也可以。另外，互相接合粗轧棒材，连续地进行精轧热轧也可以。粗轧棒材卷绕一次，再度反卷后供精轧热轧也可以。卷绕温度的下限不特别确定就能够得到本发明的效果，但从降低固溶C的观点考虑，优选为350℃以上。
热轧后希望酸洗。
热轧后的冷轧在本发明中是重要的。即，使它为25％-不到60％。在现有技术中，基本上是利用冷轧压下率为60％以上的强压下冷轧来谋求r值提高，但对于本发明的钢板，新发现：索性降低冷轧率是关键。当冷轧率不到25％或者超过60％时，r值变低，因此限定在25％-不到60％。30-55％是更优选的范围。
退火基本是装箱退火，但如果满足下述要件，则不限于这个。为了得到良好的r值，有必要使加热速度为4-200℃/小时。进一步优选为10-40℃/小时。从确保r值的观点考虑最高到达温度希望为600-800℃，不到600℃时，再结晶未完成，加工性劣化。
另一方面，在超过800℃时，由于进入到α+γ区的γ分率高的一侧，因此有时加工性劣化。再者，从提高r值的观点考虑，在(最高到达温度-20)℃以上的保持时间优选为2小时以上。冷却速度从充分降低固溶C的观点考虑来决定。即定为5-100℃/小时的范围。
退火后的表皮光轧，从形状强制和强度调整、以及确保常温非时效性的观点考虑，根据需要进行。0.5-5.0％是优选的压下率。
将这样制造的钢板按轧制方向为管轴方向的方式焊接。轧制方向以外，例如即使与轧制方向成直角的方向为管轴，作为液压成形用也不变为特别差的，但生产率劣化。
在钢管制造时，通常使用缝焊，但也可使用TIG、MIG、激光焊、UO和锻焊等焊接·造管手法等。在这些焊接钢管制造中，对于焊接热影响区，相应于需要的特性，单独或者复合地施行局部的固溶热处理，根据场合不同，重复多次地施行也可以，进一步提高本发明效果。该热处理的目的是只附加于焊接区和焊接热影响区，在制造时，可在线或者离线地施行。再者，出于提高加工性的目的，对钢管整体施行同样的热处理也可以。
实施方案2
说明本发明的第2钢板或钢管的钢成分组成。
C：由于C对高强度化有效，并且为了降低C量而成本提高。再有，通过提高C量，将热轧组织制成以贝氏体或马氏体为主相的组织也变得容易，因此积极地添加。规定添加0.03质量％以上，但为了得到良好的r值和焊接性，过度的添加并不是理想的，因此将上限定为0.25质量％。0.05-0.17质量％是希望的范围。更优选为0.08-0.16质量％。
Si：廉价地提高机械强度是可能的，根据所要求的强度级别添加。另外，Si降低存在于热轧板中的碳化物量，通过使其大小微细也有提高r值的效果。另一方面，过剩的添加不仅招致镀覆的浸润性和加工性劣化，而且r值劣化，因此将上限定为3.0质量％。将下限定为0.001质量％是因为不到该下限值在炼钢技术上是困难的。从提高r值的观点考虑，0.4-2.3质量％是优选的范围。
Mn：是不仅对高强度化有效，而且对使热轧组织为以贝氏体或马氏体为主相的组织也有效的元素。另一方面，由于过度的添加使r值劣化，因此以3.0质量％为上限。不到0.01质量％时，炼钢成本上升，并且诱发起因于S的热轧裂纹，因此将其定为下限。为了得到良好的拉深性，2.4质量％是优选的上限。再者，为了适当地控制热轧组织，希望满足Mn％+11C％＞1.5。
P：由于是对高强度化有效的元素，因此添加0.001质量％以上。当添加超过0.06质量％时，焊接性和焊接区的疲劳强度、进而耐2次加工脆性劣化，因此将其定为上限。优选为不到0.04质量％。
S：是杂质，越低越好，为了防止热裂纹，定为0.05质量％以下。优选为0.015质量％以下。另外，在与Mn量的关系上，优选为Mn/S＞10。
N：在本发明中重要。在冷轧后的缓慢加热时，通过形成与Al的集聚簇或析出物，使织构发达，拉深性提高。为了得到良好的r值，必须添加0.001质量％以上。当过多时，使时效性劣化，或者需要添加多量的Al，因此将上限定为0.03质量％。0.002-0.007质量％是更优选的范围。
Al：在本发明中重要。在冷轧后的缓慢加热时，通过形成与N的集聚簇或析出物，使织构发达，拉深性提高。另外，作为脱氧元素也是有用的，因此添加0.005质量％以上。但是，当过度地添加时，成本提高，并诱发表面缺陷，r值也降低。因此，将上限定为0.3质量％。优选为0.01-0.10质量％。
本发明的钢板的组织如下。即，含有合计至少为3％的贝氏体、奥氏体、马氏体之中的1种或2种以上。更优选为5％以上。剩余部分希望由铁素体构成。原因是贝氏体、奥氏体、马氏体对提高钢的机械强度有效。另外，如众所周知的那样，贝氏体提高去毛刺加工性和开孔性，奥氏体提高n值和延伸率，马氏体具有降低YR(屈服强度/拉伸强度)的效果，因此根据对制品板的要求特性适宜变化上述各相的体积率为好。但是，当其体积率不到3％时，不怎么能期待明确的效果。例如，为了提高去毛刺特性，优选由90-100％的贝氏体和0-10％的铁素体组成的组织，又，为了提高延伸率，优选由3-30％的残余奥氏体和70-97％的铁素体组成的组织。再者，所谓这里的贝氏体，除了包括上贝氏体和下贝氏体外，还包括针状铁素体和贝氏体铁素体(bainitic ferrite)。
另外，为了得到良好的延性和去毛刺特性，使马氏体含有率为30％以下为好，使珠光体含有率为15％以下为好。
这些组织的体积分率定义为，在与钢板的板宽方向垂直的断面，利用光学显微镜以200-500倍对板厚的1/4-3/4的任意场所观察5-20个视场，采用点算法求出的值。代替光学显微镜，使用EBSP法也有用。
由本发明得到的钢板的平均r值为1.3以上。另外，轧制方向的r值(rL)为1.1以上，相对于轧制方向为45°的方向的r值(rD)为0.9以上，与轧制方向构成直角的方向的r值(rC)为1.2以上。更优选平均r值为1.4以上，rL、rD、rC分别为1.2以上、1.0以上、1.3以上。平均r值用(rL+2×rD+rC)/4给出。r值的测定是进行使用了JIS 13号B或者JIS 5号B试验片的拉伸试验，由拉伸10％或者15％后的标点间距离的变化和板宽变化按照r值的定义算出即可。在均匀延伸率不满10％的场合，用3％以上给予均匀延伸率以下的拉伸变形来评价为好。
由本发明得到的钢板，至少在板厚中心的板面的X射线反射面随机强度比，就{111}面、{100}面而言分别为4.0以上、3.0以下。更优选分别为6.0以上、1.5以下。所谓随机强度比是以随机样品的X射线强度为基准时的相对的强度。所谓板厚中心是指板厚的3/8-5/8的范围，测定在该范围的任意面进行即可。由级数展开法计算的3维织构的Φ2＝45°断面上的(111)[1-10]、(111)[1-21]、(554)[-2-25]的强度希望分别为3.0以上、4.0以上、4.0以上。再者，在本发明中，有时{110}面的X射线随机强度比为0.1以上，上述Φ2＝45°断面上的(110)[1-10]和(110)[001]的强度超过1.0，此时rL、rC提高。
Al/N优选为3-25的范围。在此范围外时，得到良好的r值变得困难。优选为5-15的范围。
B由于提高r值，对改善耐2次加工脆性有效，因此根据需要添加。不到0.0001质量％时，其效果很微小，而即使添加超过0.01质量％，也得不到特别的效果。0.0002-0.0030质量％是优选的范围。
Mg作为脱氧元素有效。另一方面，过剩的添加招致氧化物、硫化物或氮化物多量晶出或析出，纯净度劣化，降低延性和r值，损害镀覆性。因此，按质量％计定为0.0001-0.50％。
Ti、Nb、V、Zr也根据需要添加。它们通过形成碳化物、氮化物或者碳氮化物而能够使钢材高强度化，提高加工性，因此添加合计量为0.001质量％以上的1种或2种以上。在其合计量超过0.2质量％时，在母相铁素体晶粒内或者晶粒粒界以多量的碳化物、氮化物或者碳氮化物的形式析出，降低延性。另外，多量的添加在热轧板阶段使固溶N枯竭，因此在冷轧后的缓慢加热中固溶Al和固溶N不能反应，r值劣化。因此，使其范围定为0.001-0.2质量％。更优选为0.001-0.08质量％乃至0.001-0.004质量％。
Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W、Mo是强化元素，根据需要添加合计量为0.001质量％以上的这些元素的1种或2种以上。过剩的添加招致成本提高和延性降低，因此定为2.5质量％以下。
Ca：除了控制夹杂物之外，还是对脱氧有效的元素，适量的添加提高热加工性，但过剩的添加反倒助长热脆化，因此根据需要按质量％计定为0.0001-0.01％。
另外，作为不可避免的杂质，即使分别在0.02质量％以下的范围含有O、Zn、Pb、As、Sb等也并不丧失本发明的效果。
再有，在制造时，与采用高炉、电炉等进行的熔炼接续，进行各种的2次冶炼，进行铸锭铸造或连铸，在连铸时，组合不冷却到室温附近就热轧的CC-DR等制造方法来制造也可以。再加热铸造铸锭或铸造板坯，进行热轧是不用说的。热轧的加热温度并不特别限定，但为了使AlN为固溶状态，优选为1100℃以上。热轧的精轧温度在(Ar3-50)℃以上进行。优选为Ar3点以上。从Ar3相变点到(Ar3-100)℃的温度区，热轧后的冷却速度并不特别指定，但为了防止AlN析出，使直至卷绕温度的平均冷却速度为10℃/秒以上为好。卷绕温度定为室温以上700℃以下。因为通过抑制AlN粗化，确保良好的r值。优选为620℃以下，更优选为580℃以下。对热轧的1道次以上施行润滑也可以。另外，互相接合粗轧棒材，连续地进行精轧热轧也可以。粗轧棒材卷绕一次，再度反卷后供精轧热轧也可以。热轧后希望酸洗。
热轧后的冷轧压下率定为25-95％。当冷轧压下率不到25％或者超过95％时，r值变低，因此限定于此范围。优选为40-80％。
冷轧后，进行得到良好的r值的退火和创造组织的热处理。如果前半的退火和后半的热处理可能，则在连续线上进行也可以，离线分开进行也可以。上述退火后，施行10％以下的冷轧也可以。首先，退火基本是装箱退火，但如果满足下述要件，则不限于这个。为了得到良好的r值，有必要使平均加热速度为4-200℃/小时。进一步优选为10-40℃/小时。从确保r值的观点考虑最高到达温度希望为600-800℃，不到600℃时，再结晶未完成，加工性劣化。另一方面，在超过800℃时，由于进入到α+γ区的γ分率高的一侧，因此有时拉深性劣化。再者，在最高到达温度的保持时间不特别指定，但从提高r值的观点考虑，在(最高到达温度-20)℃以上的保持时间优选为1小时以上。冷却速度不特别限定，但在装箱退火中，在炉内冷却时，定为5-100℃/小时的范围。此时的冷却终点温度定为100℃以下从卷材搬运的操作性的观点考虑是优选的。接着进行得到贝氏体、马氏体、奥氏体各相的热处理。任何场合都必须在Ac1相变点以上加热、即在α+γ二相区以上加热。如果加热不到Ac1点，则得不到这些相。优选(Ac1+30)℃为下限。另一方面，即使定为1050℃以上，不仅没有格外的效果，而且诱发热变形(heatbuckle)等板材穿过轧机时的毛病，因此将其定为上限。950℃是更优选的上限。
通过控制供冷轧的热轧板的组织，能够得到更良好的拉深性。热轧板的组织至少在板厚的1/4-3/4的范围贝氏体相和马氏体相的1种或2种的体积率合计为70％以上为好。上述体积率优选为80％以上，更优选为90％以上。另外，不用说，在板厚的全部范围具有这样的组织为好。使热轧组织为贝氏体或马氏体的情况使冷轧退火后的拉深性提高的理由未必可知，但如已经叙述的，可推测是由于：使热轧板中的碳化物微细，以及使晶粒粒径微细所带来的效果。再者，所谓在这里的贝氏体除了包括上贝氏体和下贝氏体外，还包括针状铁素体和贝氏体铁素体。从将碳化物微细化的观点考虑，不用说，相比于上贝氏体，优选下贝氏体。如果将热轧板组织控制成上述的组织，则不需要采用加热速度4-200℃/小时的退火，即使快速加热退火也能够得到高的r值。
那时的退火温度定为再结晶温度以上1000℃以下。所谓再结晶温度表示再结晶开始的温度。当退火温度不到再结晶温度时，未发展出良好的织构，不能确保钢板1/2板厚的板面的{111}、{100}的各X射线反射面随机强度比分别为3.0以上、3.0以下，r值也容易劣化。另外，在连续退火或连续热浸镀锌工序中退火的场合，当将退火温度定为1000℃以上时，诱发热变形等，成为板断裂等的原因，因此将之定为上限。在退火后要得到贝氏体、奥氏体、马氏体、珠光体等第2相的场合，有必要加热使退火温度对应于α+γ二相区或γ单相区，并选择适于得到各个相的冷却速度和过时效条件；在施行热浸镀锌的场合，需要选择镀浴温度和接续的合金化温度，这是不用说的。再者，在本发明中，使用装箱退火当然是可以的。此场合，为了得到良好的r值，将加热速度优选为4-200℃/小时。更优选为10-40℃/小时。得到的平均r值为1.3以上的另一面，是难以得到贝氏体、奥氏体、马氏体，这已经叙述过。
在本发明中，对施行了上述退火的钢板镀覆也可以。所谓镀覆，除了包括镀纯锌之外，还包括主成分为锌的合金镀、以及以Al或Al-Mg为主体的镀覆。镀锌是在连续热浸镀锌线上连续地进行退火和镀覆为好。浸渍于热浸镀锌浴后，加热，进行促进镀锌层与基体金属的合金化的处理也可以。另外，除了热浸镀锌之外，进行以锌为主体的各种电镀也可以，这是不用说的。
从形状强制和强度调整、以及确保常温非时效性的观点考虑，根据需要进行退火后或镀锌后的表皮光轧。0.5-5.0％是优选的压下率。再者，由本发明得到的钢板的拉伸强度为340MPa以上。
将这样得到的钢板用缝焊等适当的接合方法制成钢管，据此例如能够得到液压成形性优良的钢管。
实施方案3
说明本发明的第3钢板的钢成分组成。
C：由于对高强度化有效，并且为了降低C量而成本提高，因此规定添加0.04质量％以上，但为了得到良好的r值，过度的添加并不是理想的，将上限定为0.25质量％。超过0.08-0.18质量％是希望的范围。
Si：廉价地提高机械强度是可能的，根据所要求的强度级别添加。另外，Si对热轧板中的碳化物的微细化和组织的均匀化有用，结果具有提高拉深性的效果，因此添加0.2质量％以上为好。另一方面，过剩的添加招致镀覆的浸润性、加工性以及焊接性劣化，因此将上限定为2.5质量％。将下限定为0.001质量％是因为不到该值在炼钢技术上是困难的。2.0质量％以下是优选的上限。
Mn：Mn是被知晓作为通常使r值降低的元素。其降低量，越是C量多的钢越显著。在本发明中，立足于抑制这样的Mn所导致的r值劣化，得到良好的r值这一技术课题，将Mn的下限定为0.8质量％。另外，0.8质量％以上容易得到强化效果。以3.0质量％为上限是因为，大于该值的添加给延伸率和r值带来坏影响。
P：由于是对高强度化有效的元素，因此添加0.001质量％以上。当添加超过0.06质量％时，焊接性和焊接区(焊接部)的疲劳强度、进而耐2次加工脆性劣化，因此将其定为上限。优选为不到0.04质量％。
S：是杂质，越低越好，为了防止热裂纹，定为0.03质量％以下。优选为0.015质量％以下。另外，在与Mn量的关系上，优选为Mn/S＞10。
N：为了得到良好的r值，必须添加0.001质量％以上。当过多时，使时效性劣化，或者需要添加多量的Al，因此将上限定为0.015质量％。0.002-0.007质量％是更优选的范围。
Al：在本发明中是重要的。在冷轧后的缓慢加热时，通过形成与N的集聚簇或析出物，使织构发达，拉深性提高。另外，作为脱氧元素也是有用的，因此添加0.008质量％以上。但是，当过度地添加时，成本提高，并诱发表面缺陷，r值也降低。因此，将上限定为0.3质量％。优选为0.01-0.10质量％。
由本发明得到的钢板的平均r值为1.2以上。更优选为1.3以上。
优选轧制方向的r值(rL)为1.1以上，相对于轧制方向为45°的方向的r值(rD)为0.9以上，与轧制方向构成直角的方向的r值(rC)为1.2以上。更优选分别为1.3以上、1.0以上、1.3以上。
平均r值用(rL+2×rD+rC)/4给出。r值的测定是进行使用了JIS 13号B试验片的拉伸试验，由拉伸10％或15％后的标点间距离的变化和板宽变化按照r值的定义算出即可。
本发明的钢板的组织，铁素体和析出物为主相，通过它们占99％以上的体积率。所谓析出物通常主要是碳化物(大多场合为渗碳体)，但根据化学成分不同也析出氮化物、碳氮化物、硫化物等。本发明钢板组织中的马氏体和贝氏体等铁的低温相变生成相和残余奥氏体量按体积分率计为1％以下。
由本发明得到的钢板，至少在板厚中心的板面的X射线反射面随机强度比，就{111}面、{100}面而言分别为4.0以上、2.5以下。所谓随机强度比是以随机样品的X射线强度为基准时的相对的强度。所谓板厚中心是指板厚的3/8-5/8的范围，测定在该范围的任意面进行即可。
构成钢板的晶粒的平均晶粒粒径为15μm以上。这以下的晶粒粒径得不到良好的r值。另外，平均晶粒粒径为100μm以上时，在成形时往往有表面粗糙等的问题，因此希望为不到100μm。晶粒粒径，针对与板面垂直、与轧制方向平行的切断面(L断面)的板厚3/8-5/8的范围内采用点算法等测定即可。再者，为了降低测定误差，必须是对晶粒存在100个以上的面积进行测定。腐蚀优选硝酸乙醇溶液。
再有，构成钢板的晶粒的纵横比的平均值是1.0以上不到5.0。在此范围外时，得不到良好的r值。所谓纵横比与采用JIS G 0552的方法测定的展伸度相同。即，本发明的场合，用与与板面垂直、与轧制方向平行的切断面(L断面)的板厚3/8-5/8的范围内的轧制方向垂直的一定长的线切断的晶粒的数目除与轧制方向平行的与上述相同长度的线切断的晶粒的数目，由所得的值给出纵横比。优选为1.5以上不到4.0。
本发明钢板的由拉伸试验评价的屈服比(0.2％弹性极限应力/最高拉伸强度)通常为不到0.70。从确保形状的固定性和抑制冲压成形时的面应变发生的观点考虑，优选为0.65以下。在本发明中，由于屈服比低，因此n值也良好。特别是在低应变区(10％以下)的n值高。屈服比的下限不特别确定，但例如为了防止液压成形时的压曲，优选为0.40以上。
Al/N优选为3-25的范围。在此范围外时，得到良好的r值变得困难。优选为5-15的范围。
B由于提高r值，对改善耐2次加工脆性有效，因此根据需要添加。不到0.0001质量％时，其效果很微小，而即使添加超过0.01质量％，也得不到进一步特别的效果。0.0002-0.0020质量％是优选的范围。
Zr和Mg作为脱氧元素有效。另一方面，过剩的添加招致氧化物、硫化物或氮化物多量晶出或析出，纯净度劣化，降低延性，损害镀覆性。因此，根据需要将它们的1种或2种按合计量定为0.0001-0.50质量％。
Ti、Nb、V也根据需要添加。它们通过形成碳化物、氮化物或者碳氮化物而能够使钢材高强度化，提高加工性，因此添加合计量为0.001质量％以上的1种或2种以上。在其合计量超过0.2质量％时，在母相铁素体晶粒内或者晶粒粒界以多量的碳化物、氮化物或者碳氮化物的形式析出，降低延性。另外，妨碍退火中的AlN析出，损害作为本发明特征的拉深性，因此将添加范围定为0.001-0.2质量％。更优选为0.01-0.03质量％。
Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W、Mo是强化元素，根据需要添加合计量为0.001质量％以上的这些元素的1种或2种以上。特别是Cu具有提高r值的效果，因此添加0.3质量％以上为好。过剩的添加招致成本提高和延性降低，因此定为2.5质量％以下。
Ca：除了控制夹杂物之外，还是对脱氧有效的元素，适量的添加提高热加工性，但过剩的添加反倒助长热脆化，因此根据需要按质量％计定为0.0001-0.01％的范围。
另外，作为不可避免的杂质，即使分别在0.02质量％以下的范围含有O、Zn、Pb、As、Sbo等也并不丧失本发明的效果。
下面说明本发明的钢板的制造条件。
在制造本发明钢板时，与采用高炉、电炉等进行的熔炼接续，进行各种的2次冶炼，进行铸锭铸造或连铸，在连铸时，组合不冷却到室温附近就热轧的CC-DR等制造方法来制造也可以。再加热铸造铸锭或铸造板坯，进行热轧也可以，这是不用说的。热轧的加热温度并不特别限定，但为了使AlN为固溶状态，优选为1100℃以上。热轧的精轧温度在Ar3相变点以上进行。热精轧温度小于Ar3点时，混合存在着在高温相变成的粗大的铁素体晶粒、以及其被加工并通过再结晶和晶粒长大而粗化的铁素体、和在比较低的温度区相变成的微细铁素体晶粒，成为不均匀的组织。热精轧温度的上限不特别设定，但为了使热轧组织均匀，定为(Ar3+100)℃为好。
热轧后的冷却速度是重要的。即热精轧后，使直至卷绕温度的平均冷却速度定为30℃/秒以上。在本发明中，尽量微细地分散热轧板中的碳化物、并且使组织均匀对提高冷轧退火后的r值是极为重要的。上述的热轧冷却条件由此观点决定。当冷却速度不到80℃/秒时，不仅晶粒粒径不均匀，而且促进珠光体相变，碳化物变得粗大。上限不特别设定，但若太大，则有可能变得极度地硬质，因此优选定为100℃/秒以下。
作为热轧板组织最优选的是由97％以上的贝氏体构成的组织，如果是下贝氏体组织则更优选。不用说，如果是贝氏体单相则是最好的。也可以是马氏体单相，但过硬，冷轧变得困难。具有铁素体单相或由铁素体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体之中的2种以上组成的复合组织的热轧板，作为冷轧坯材是不理想的。
卷绕温度定为550℃以下。当卷绕温度超过550℃时，由于AlN析出和粗化、并且碳化物粗化，因此r值劣化。优选为不到500℃。对热轧的1道次以上施行润滑也可以。另外，互相接合粗轧棒材，连续地进行精热轧也可以。粗轧棒材卷绕一次，再度反卷后供精热轧也可以。卷绕温度的下限不特别设定，但为了降低热轧板中的固溶C，得到良好的r值，优选定为100℃以上。
热轧后希望酸洗。为了得到良好的拉深性，热轧后的冷轧的压下率无论过高还是过低都不好，因此定为35％-不到85％。50-75％是更优选的范围。
退火基本是装箱退火，但如果满足下述要件，则不限于这个。为了得到良好的r值，有必要使加热速度为4-200℃/小时。进一步优选为10-40℃/小时。从确保r值的观点考虑最高到达温度希望为600-800℃，不到600℃时，再结晶未完成，加工性劣化。另一方面，在超过800℃时，由于进入到α+γ区的γ分率高的一侧，因此有时加工性劣化。再者，在最高到达温度的保持时间并不特别指定，但从提高r值的观点考虑，在(最高到达温度-20)℃以上的保持时间优选为2小时以上。冷却速度从充分降低固溶C的观点出发来决定。即定为5-100℃/小时的范围。
从形状强制和强度调整、以及确保常温非时效性的观点考虑，根据需要进行退火后的表皮光轧。0.5-5.0％是优选的压下率。
对这样制造的钢板表面施行各种镀覆也可以。可以是热浸镀、电镀的某种，其种类也可以是以锌或铝为主成分的镀覆。
将这样得到的钢板用缝焊等适当的接合方法制成钢管，据此例如能够得到液压成形性优良的钢管。
实施例
(实施例1)
熔炼表1所示成分的各种钢，加热到1250℃后，在表1所示的精轧温度下热轧，卷绕。再以表2所示的压下率冷轧后，进行加热速度20℃/小时、最高到达温度为700℃的退火，保持5小时后，以15℃/小时冷却。再施行1.0％的表皮光轧。
采用使用了JIS 5号片的拉伸试验评价得到的钢板的加工性。在此，r值通过测定拉伸变形15％后的板宽变化来求出。另外，通过机械研磨减厚到板厚中心附近，通过化学研磨精加工，供X射线测定用。
由表2可知，本发明例均具有良好的r值和延伸率，相比之下，本发明外的例子的这些特性差。
表1
钢种 C     Si    Mn    P      S      Al      N       Al/N    其他     热精轧温度℃   卷绕温度℃
ABCDEFGHIJKLM 0.11  0.04  0.44  0.014  0.003  0.025  0.0019   13.2    -0.13  0.01  0.33  0.015  0.006  0.029  0.0033   8.8     -0.11  0.03  0.45  0.011  0.002  0.051  0.0044   11.6    -0.12  0.01  0.09  0.009  0.005  0.044  0.0038   11.6    -0.11  0.02  0.48  0.035  0.003  0.028  0.0033   8.5     -0.12  0.23  0.26  0.036  0.003  0.030  0.0029   10.3    -0.16  0.05  0.65  0.013  0.004  0.035  0.0027   13.0    -0.16  0.38  0.79  0.054  0.004  0.062  0.0049   12.7    -0.19  0.01  0.30  0.012  0.003  0.042  0.0040   10.5    -0.11  0.05  0.35  0.016  0.003  0.024  0.0036   6.7     B＝0.00040.13  0.11  0.12  0.010  0.005  0.039  0.0033   11.8    Ca＝0.002，Sn＝0.02，Cr＝0.03，Cu＝0.10.12  0.01  0.40  0.007  0.003  0.022  0.0020   11.0    Mg＝0.010.11  0.05  0.35  0.016  0.003  0.041  0.0047   8.7     Ti＝0.006，Nb＝0.003     870930850900860890830910880850860870880   600550580610540580520590600570600620500
表2
钢种     冷轧压下率％                     r值         X射线随机强度比                       其他拉伸特性 发明区分
  平均r值   rL   rD   rC   {111}   {100}   {110} 平均晶粒粒径μm     平均纵横比   TS.MPa   YS.MPa   屈服比   总延伸率％   n值
A -1-2-3-4-5     2030405070   1.121.261.531.391.16   1.211.421.911.801.34   1.051.111.251.051.06   1.181.391.721.641.19   1.62.43.83.02.3   1.00.60.30.51.1   0.240.250.270.220.15 4135322913     1.41.61.61.92.6   349352356358365   152159160165181   0.440.450.450.460.50   4947474645   0.250.240.240.240.23 发明外本发明本发明本发明发明外
B -1-2     4080   1.611.03   2.151.19   1.200.93   1.881.06   3.42.5   0.21.1   0.360.18 3415     1.33.4   367385   182206   0.500.54   4543   0.230.21 本发明发明外
C -1-2     5070   1.521.17   1.851.43   1.311.07   1.611.09   3.62.4   0.30.9   0.220.11 2512     1.92.9   360373   180197   0.500.53   4544   0.220.21 本发明发明外
D -1-2-3-4-5     1535455575   1.181.421.741.711.06   1.341.732.282.371.40   1.091.251.301.240.88   1.191.442.062.001.09   1.83.54.04.11.9   1.10.40.10.11.2   0.190.280.250.230.08 4631282614     1.31.71.72.03.0   341350347350356   140163149155175   0.410.470.430.440.49   5048494946   0.250.230.240.240.22 发明外本发明本发明本发明发明外
E -1-2     3585   1.420.98   1.761.16   1.150.87   1.601.02   2.72.6   0.61.2   0.330.08 2314     1.54.4   389410   205226   0.530.55   4341   0.210.20 本发明发明外
F -1-2     4075   1.390.93   1.671.03   1.190.85   1.520.99   3.72.2   0.31.0   0.290.14 3318     1.62.5   403422   219240   0.540.57   3938   0.190.18 本发明发明外
G -1-2     4570   1.310.98   1.581.16   1.090.87   1.461.02   3.02.6   0.31.2   0.460.08 3512     2.04.4   423410   224226   0.530.55   4241   0.200.20 本发明发明外
H -1-2     5580   1.320.91   1.551.04   1.150.80   1.420.99   3.22.6   0.41.2   0.320.08 3011     2.45.2   492514   296318   0.600.62   3331   0.160.15 本发明发明外
I -1-2     5065   1.331.04   1.601.24   1.120.90   1.491.13   2.72.3   0.40.9   0.330.12 3116     2.21.5   434418   237240   0.550.57   4038   0.190.18 本发明发明外
J -1-2     5080   1.551.04   2.001.21   1.220.95   1.761.06   3.14.6   0.11.2   0.590.05 3113     1.83.8   370388   186210   0.500.54   4443   0.220.21 本发明发明外
K -1-2     4070   1.551.08   1.921.24   1.260.99   1.761.08   3.83.0   0.21.0   0.620.17 4014     1.63.3   376392   190216   0.510.55   4342   0.210.20 本发明发明外
L -1-2     5010   1.400.96   1.661.01   1.170.93   1.600.96   2.71.6   0.31.2   0.550.40 2823     2.11.2   371349   185152   0.500.44   4346   0.210.23 本发明发明外
M -1-2     3565   1.371.12   1.601.28   1.221.05   1.431.11   2.51.9   0.41.1   0.290.12 4018     1.93.1   395414   201228   0.510.55   4240   0.200.19 本发明发明外
(注)下划线为本发明范围外的条件。
本发明提供了加工性优良的高强度钢板及其制造方法，对保护地球环境等有贡献。
(实施例2)
熔炼表3所示成分的各种钢，加热到1230℃后，在表3所示的精轧温度下热轧，卷绕。酸洗后，以表4所示的压下率冷轧后，进行加热速度为20℃/小时、最高到达温度为690℃的退火，保持12小时后，以17℃/小时冷却。再施行1.5％的表皮光轧。将该板通过缝焊制管。
得到的钢管的加工性的评价用以下方法进行。预先在钢管上绘制φ10mm的划线圆(scribed circle)，控制内压和轴向压挤量，进行在圆周方向的膨胀。测定表示在即将爆裂之前的最大扩管率部位的轴方向的应变εΦ和圆周方向的应变εθ。对此2个应变的比ρ＝εΦ/εθ和最大扩管率绘图，用ρ＝-0.5的扩管率Re作为液压成形的成形性指标。机械性质的评价使用JIS 12号弧状试验片进行。r值影响试验片形状，因此在相同试验片上贴应变仪(应变片)来评价。X射线测定是从缩径后的钢管切出弧状试验片，冲压制成平板。将它采用机械研磨减厚到板厚中心附近，采用化学研磨精加工，供X射线测定用。
由表4可知，本发明例均具有良好的r值和延伸率，相比之下，本发明外的例子这些特性差。
表3
钢种   C     Si    Mn    P      S      Al     N        Al/N      其他     热精轧温度℃   卷绕温度℃
ABCDEFGHIJKLM   0.11  0.04  0.44  0.014  0.003  0.025  0.0019   13.2      -0.13  0.01  0.33  0.015  0.006  0.029  0.0033   8.8       -0.11  0.03  0.45  0.011  0.002  0.051  0.0044   11.6      -0.12  0.01  0.09  0.009  0.005  0.044  0.0038   11.6      -0.11  0.02  0.48  0.035  0.003  0.028  0.0033   8.5       -0.12  0.23  0.26  0.036  0.003  0.030  0.0029   10.3      -0.16  0.05  0.65  0.013  0.004  0.035  0.0027   13.0      -0.16  0.38  0.79  0.054  0.004  0.062  0.0049   12.7      -0.19  0.01  0.30  0.012  0.003  0.042  0.0040   10.5      -0.11  0.05  0.35  0.016  0.003  0.024  0.0036   6.7       B＝0.00040.12  0.06  0.11  0.008  0.004  0.025  0.0026   9.6       Cu＝1.4，Ni＝0.70.12  0.01  0.40  0.007  0.003  0.022  0.0020   11.0      Mg＝0.010.11  0.05  0.35  0.016  0.003  0.041  0.0047   8.7       Ti＝0.006，Nb＝0.003     860940860910860900840900890840860880870   590560600600550570510580560520590610500
表4
钢种   冷轧压下率％                                          X射线随机强度比                其他拉伸特性 最大扩管率 发明区分
  rL   平均晶粒粒径μm   Al.MPa   Ra   {111}   {100}   {110}     平均纵横比   TS.MPa   YS.MPa 总延伸率％   n值
A -1-2-3-4-5   2030405070   1.191.441.871.931.29   1526242214   1410975   0.50.40.40.30.2   1.22.34.03.81.9   1.30.50.30.31.1   0.240.250.240.270.16     1.32.12.22.63.1   366372381385392   275290286289304 5453535250   0.190.180.190.180.17   1.381.421.451.431.39   发明外本发明本发明本发明发明外
B -1-2   4080   2.031.22   3616   10   0.20.1   3.22.6   0.21.0   0.330.20     1.84.0   400413   301316 5248   0.170.15   1.461.38   本发明发明外
C -1-2   5070   2.251.40   2512   87   0.20.2   4.42.4   0.20.9   0.400.10     2.43.6   394405   307299 5149   0.160.15   1.451.41   本发明发明外
D -1-2-3-4-5   1535455575   1.111.752.512.031.44   1335332914   125442   0.40.30.30.30.2   1.53.44.34.02.0   1.90.40.10.21.3   0.650.300.360.290.10     1.22.22.32.53.6   367376377380385   364269286285300 5654555551   0.200.180.180.190.15   1.451.511.521.511.44   发明外本发明本发明本发明发明外
E -1-2   3585   1.801.09   2213   1613   0.50.2   2.72.4   0.51.3   0.340.02     1.74.4   417433   316335 4947   0.160.13   1.431.45   本发明发明外
F -1-2   4075   1.650.99   3017   1715   0.40.1   3.51.9   0.41.1   0.290.10     2.12.8   439448   336336 4544   0.190.17   1.441.39   本发明发明外
G -1-2   4570   1.641.16   3011   1212   0.30.1   3.22.3   0.31.3   0.440.11     2.35.1   451437   344331 4746   0.180.17   1.441.39   本发明发明外
H -1-2   5580   1.581.02   3513   75   0.10.1   3.02.5   0.31.3   0.280.08     2.55.5   514530   385399 3836   0.160.13   1.421.32   本发明发明外
I -1-2   5065   1.651.22   3316   85   0.60.3   3.02.1   0.50.8   0.320.13     2.62.6   460449   345336 4543   0.170.15   1.441.38   本发明发明外
J -1-2   5080   1.891.15   2914   63   0.30.1   3.33.8   0.21.6   0.590.02     2.54.6   398411   298317 4948   0.200.18   1.511.44   本发明发明外
K -1-2   4080   2.371.21   198   00   0.20.2   5.72.4   0.11.3   0.890.09     2.65.8   556582   446463 3935   0.150.12   1.461.36   本发明发明外
L -1-2   5010   1.731.06   2420   00   0.50.9   2.71.7   0.31.8   0.550.33     2.21.3   388375   288274 4850   0.200.18   1.441.40   本发明发明外
M -1-2   3565   1.491.20   4019   75   0.50.3   2.41.9   0.51.4   0.330.11     1.83.2   422432   315324 4644   0.180.14   1.451.37   本发明发明外
(注)下划线为本发明范围外的条件。
本发明提供了加工性优良的钢管及其制造方法，适于液压成形性，对保护地球环境等有贡献。
(实施例3)
熔炼表5所示成分的各种钢，加热到1250℃后，进行精轧温度为Ar3相变温度以上(Ar3+50)℃以下的热轧，以表6所示的条件冷却后、卷绕。那时得到的热轧组织也示于表6中。再在表6所示的条件下进行冷轧。接着，进行退火时间60秒、过时效时间180秒的连续退火。退火温度和过时效温度见表6所示。再施行0.8％的表皮光轧。
采用JIS 13号B试验片评价得到的钢板的r值，通过使用了JIS 5号B试验片的拉伸试验评价其他机械性质。另外，供X射线测定用的试样采用机械研磨减厚到板厚中心附近，采用化学研磨精加工来制作。
由表6可知，本发明例能够得到良好的r值。而且，能够制成除了分散有铁素体外，还分散了适量的奥氏体或马氏体的复合组织钢。
表5
  钢种  C       Si      Mn      P       S       Al       N          Mn+11C    其他
  ABCDEFGHIJKL  0.11    0.01    0.44    0.011   0.002   0.042    0.0021     1.65      -0.16    0.03    0.62    0.015   0.005   0.018    0.0024     2.38      -0.12    0.01    1.55    0.007   0.001   0.050    0.0018     2.87      -0.08    0.02    1.29    0.004   0.003   0.037    0.0020     2.17      Nb＝0.0150.05    1.21    1.11    0.003   0.004   0.044    0.0027     1.66      -0.05    0.01    1.77    0.006   0.003   0.047    0.0023     2.32      Mo＝0.120.11    1.20    1.54    0.004   0.004   0.035    0.0022     2.75      -0.09    0.02    2.05    0.003   0.001   0.050    0.0020     3.04      Ti＝0.080.15    1.98    1.66    0.007   0.005   0.039    0.0020     3.31      -0.14    2.01    1.71    0.003   0.002   0.046    0.0019     3.25      B＝0.00210.13    1.03    2.25    0.003   0.002   0.045    0.0025     3.68      Ti＝0.030.15    0.52    2.51    0.004   0.003   0.042    0.0018     4.16      Ti＝0.04
表6
钢种   精轧后直到卷绕的平均冷却速度℃/秒 卷绕温度℃     热轧板组织*板厚1/4-3/4(B+M体积率的合计，％) 冷轧压下率％ 退火温度℃ 过时效温度℃ 连续退火后的组织* r值      X射线随机强度比 其他拉伸特性 发明区分
 平均r值   rL   rD    rC   {111}   {100}  Ts，MPa  YS，MPa  总延伸率％ n值
A -1-2   5020   350550     F+B(87)F+P(0)   7070   720720   400400   FF 1.270.96   1.291.04   1.210.89   1.351.01   5.22.9   1.32.8  349352  216220  4443 0.220.21 本发明发明外
B -1-2   5010   250600     F+B(98)F+P(0)   5555   800800   350350   F+2％B+7％PF+2％B+8％P 1.250.87   1.170.98   1.230.73   1.351.04   6.33.4   1.43.3  415417  268280  3837 0.190.18 本发明发明外
C -1-2   3020   150400     F+B+M(92)F+B+P(26)   6565   750750   450450   FF 1.280.77   1.250.80   1.230.66   1.400.97   7.22.7   2.53.4  387388  259268  4038 0.200.19 本发明发明外
D -1-2   6040   400550     F+B(93)F+P(24)   7070   880880   380380   F+87％BF+85％B 1.230.83   1.151.05   1.250.65   1.260.96   5.92.5   2.03.3  472480  303312  2826 0.160.15 本发明发明外
E -1-2   6010   300300     F+B+M(96)F+P(0)   8080   800800   无无   F+10％MF+11％M 1.290.75   1.210.69   1.290.77   1.380.75   8.02.0   2.73.8  620625  362355  2928 0.180.17 本发明发明外
F -1-2   4020   350200     B(100)F+B+M(45)   6060   780780   250250   F+18％MF+20％M 1.290.63   1.240.54   1.260.58   1.410.81   7.92.5   1.64.6  626630  324318  2929 0.190.17 本发明发明外
G -1-2   4030   400400     F+B+P(85)F+B+A(20)   7575   820820   400400   F+4％B+6％AF+3％B+4％A 1.280.86   1.190.88   1.280.80   1.350.95   6.33.6   2.33.1  622629  416444  3735 0.250.23 本发明发明外
H -1-2   5010   200600     M(100)F+P(0)   5050   790790   200200   F+21％MF+23％M 1.200.64   1.090.94   1.200.48   1.290.67   5.02.5   2.63.8  838845  546571  2423 0.160.15 本发明发明外
I -1-2   5025   350400     F+B(98)F+B+A(26)   6565   800800   400400   F+7％B+11％AF+7％B+11％A 1.290.86   1.201.00   1.300.70   1.371.05   7.42.2   2.03.4  814820  499505  3232 0.220.22 本发明发明外
J -1-2   5015   400400     F+B(99)F+P(0)   7070   810810   400400   F+7％B+10％AF+6％B+8％A 1.240.86   1.330.97   1.090.74   1.460.99   7.52.5   1.93.8  834830  546531  3129 0.230.22 本发明发明外
K -1-2   4010   150700     M(100)F+P(0)   4040   840840   无无   F+98％MF+98％M 1.210.80   1.080.77   1.190.80   1.360.84   4.62.3   2.64.5  10501035  683702  1413 0.080.08 本发明发明外
L -1-2   3010   400650     B(100)F+P(0)   5555   850850   250250   100％M100％M 1.220.67   1.100.70   1.220.61   1.330.77   5.21.9   2.03.5  12331245  896905  1111 0.060.06 本发明发明外
*F：铁素体、B：贝氏体、M：马氏体、P：珠光体、A：奥氏体碳化物和析出物省略
(注)下划线为本发明范围外的条件。
本发明提供在C量比较多的钢中不花费高成分就具有良好的拉深性的高强度钢板及其制造方法，对保护地球环境等有贡献。
(实施例4)
熔炼表7所示成分的各种钢，加热到1250℃后，进行精轧温度为Ar3相变点以上的热轧，以表8所示的条件冷却、卷绕。再以表8所示的压下率冷轧后，进行加热速度为20℃/小时、最高到达温度为700℃的退火，保持5小时后以15℃/小时冷却。将它再作热处理时间60秒、过时效时间180秒的热处理。热处理温度和过时效温度见表8所示。将上述不进行在700℃的退火、只进行了热处理的钢板作为比较用。再施行1.0％的表皮光轧。
采用JIS 13号B试验片评价得到的钢板的r值，通过使用了JIS 5号B试验片的拉伸试验评价其他机械性质。另外，采用机械研磨减厚到板厚中心附近，采用化学研磨精加工，供X射线测定用。
由表8可知，本发明例得到均具有良好的r值的钢板。另外通过使供冷轧的热轧组织为以贝氏体或马氏体为主体的组织，能够得到更良好的r值。
表7
  钢种   C       Si      Mn      P       S       Al      N         Al/N    其他
  ABCDEFGHIJK   0.11    0.01    0.44    0.011   0.002   0.042   0.0021    20      -0.16    0.03    0.62    0.015   0.005   0.018   0.0024    8       -0.12    0.01    1.55    0.007   0.001   0.050   0.0018    28      -0.08    0.01    1.32    0.004   0.003   0.033   0.0045    7       Nb＝0.0130.05    1.21    1.11    0.003   0.004   0.044   0.0027    16      -0.05    0.01    1.77    0.006   0.003   0.047   0.0023    20      Mo＝0.120.11    1.20    1.54    0.004   0.004   0.035   0.0022    16      -0.09    0.03    2.14    0.003   0.002   0.050   0.0038    13      B＝0.00040.15    1.98    1.66    0.007   0.005   0.039   0.0020    20      -0.14    1.18    2.30    0.003   0.001   0.040   0.0025    16      -0.15    0.63    2.55    0.004   0.002   0.045   0.0022    20      -
表8
钢种 精轧后直到卷绕的平均冷却速度℃/秒 卷绕温度℃ 热轧板组织*(板厚1/4-3/4)(B+M体积率的合计，％)   冷轧压下率％   有无退火   热处理温度℃ 过时效温度℃ 连续退火后的组织*                     r值      X射线随机强度比              其他拉伸特性 发明区分
平均r值  rL   rD  rC  {111}  {100 }  Ts，MPa  YS，MPa   总延伸率％ n值
A -1-2   5050   350350     F+B(87)F+B(87)   7070   无有   760760   400400 F+7％BF+8％B   1.161.62  1.081.48  1.161.64  1.251.70  5.08.7  1.40.4  360353  228210   4345   0.210.23 发明外本发明
-3-4   2020   550550     F+P(0)F+P(0)   7070   有无   760760   400400 F+9％BF+8％B   1.480.90  1.640.98  1.340.85  1.590.90  7.72.4  0.93.5  355359  216230   4441   0.220.20 本发明发明外
B -1-2   1010   600600     F+P(0)F+P(0)   5555   有无   800800   350350 F+6％B+7％PF+5％B+8％P   1.400.85  1.560.94  1.280.71  1.461.04  7.03.2  1.23.7  420428  297294   3636   0.170.17 本发明发明外
C -1-2   3030   150150     F+B+M(92)F+B+M(92)   6565   无有   780780   150150 F+10％MF+9％M   1.201.40  1.091.41  1.211.29  1.301.59  5.56.8  2.60.7  422417  226232   3838   0.190.20 发明外本发明
D -1-2   4040   550550     F+P(24)F+P(24)   7070   有无   880880   380380 F+87％BF+85％B   1.440.83  1.441.05  1.400.65  1.530.96  7.12.5  1.43.3  485480  319312   2526   0.150.15 本发明发明外
E -1-2   6060   300300     F+B+M(96)F+B+M(96)   8080   无有   800800   无无 F+10％MF+10％M   1.291.71  1.211.55  1.271.72  1.391.86  7.79.0  3.10.4  618620  362349   2930   0.180.19 发明外本发明
-3-4   1010   300300     F+P(0)F+P(0)   8080   有无   800800   无无 F+10％MF+11％M   1.410.77  1.390.73  1.330.77  1.570.81  6.92.2  1.24.0  619624  343344   2929   0.180.17 本发明发明外
F -1-2   4040   350350     B(100)B(100)   6060   无有   780780   250250 F+18％MF+18％M   1.241.81  1.301.66  1.101.81  1.441.95  7.910.5  1.60.2  626635  324321   2929   0.190.20 发明外本发明
G -1-2   3030   400400     F+B+A(20)F+B+A(20)   7575   有无   820820   400400 F+4％B+5％AF+3％B+4％A   1.400.86  1.480.88  1.260.80  1.580.95  6.53.6  1.23.1  625629  456444   3635   0.240.23 本发明发明外
H -1-2   5050   200200     M(100)M(100)   5050   无有   790790   200200 F+19％MF+20％M   1.211.61  1.111.60  1.221.55  1.291.72  5.28.3  2.71.3  824831  545554   2524   0.170.16 发明外本发明
I -1-2   5050   350350     F+B(98)F+B(98)   6565   无有   800800   400400 F+7％B+11％AF+7％B+11％A   1.201.77  1.321.70  0.981.75  1.501.88  7.410.6  2.00.3  814822  499500   3233   0.220.22 本发明发明外
-3-4   2525   400400     F+B+A(26)F+B+A(26)   6565   有无   800800   400400 F+7％B+11％AF+7％B+11％A   1.450.86  1.421.00  1.400.70  1.591.05  6.82.2  1.53.4  830820  486505   3332   0.230.22 本发明发明外
J -1-2   1010   700700     F+P(0)F+P(0)   4040   有无   840840   无无 F+98％MF+96％M   1.410.84  1.350.84  1.350.82  1.570.87  7.22.6  1.54.0  1001996  687678   1414   0.080.09 本发明发明外
K -1-2   3030   400400     B(100)B(100)   5555   无有   850850   250250 100％M100％M   1.141.72  1.011.72  1.141.56  1.282.05  4.711.2  2.40.2  11891190  876873   1212   0.070.07 发明外本发明
*F：铁素体、B：贝氏体、M：马氏体、P：珠光体、A：奥氏体碳化物和析出物省略
(注)下划线为本发明范围外的条件。
本发明提供拉深性优良的高强度钢板及其制造方法，对保护地球环境等有贡献。
(实施例5)
熔炼表9所示成分的各种钢，加热到1250℃后，进行精轧温度为Ar3-(Ar3+50)℃的热轧后，以表10所示的条件卷绕。得到的热轧板的组织也示于表10。再以表10所示的压下率冷轧后，进行加热速度为20℃/小时、最高到达温度为700℃的退火，保持5小时后以15℃/小时冷却。再施行1.0％的表皮光轧。
采用使用了JIS 13号试验片的拉伸试验评价得到的钢板的r值。关于其他拉伸特性，使用JIS 5号试验片评价。在此，r值通过测定拉伸变形10-15％后的板宽变化来求出。另外，采用机械研磨减厚到板厚中心附近，采用化学研磨精加工，供X射线测定用。
由表10可知，本发明例相比于本发明外的例子，得到良好的r值。
表9
钢种   C      Si     Mn     P       S       Al      N        Al/N    其他
ABCDEFGHI   0.11   0.23   0.95   0.011   0.005   0.027   0.0024   11      -0.12   0.01   1.55   0.007   0.001   0.050   0.0018   28      -0.08   0.01   1.32   0.004   0.003   0.033   0.0045   7       Nb＝0.0130.05   1.21   1.11   0.003   0.004   0.044   0.0027   16      -0.05   0.01   1.77   0.006   0.003   0.047   0.0023   20      Mo＝0.120.11   1.20   1.54   0.004   0.004   0.035   0.0022   16      -0.09   0.03   2.14   0.003   0.002   0.050   0.0038   13      B＝0.00040.15   1.98   1.66   0.007   0.005   0.039   0.0020   20      -0.14   1.18   2.30   0.003   0.001   0.040   0.0025   16      -
表10
钢种   精轧后直到卷绕的平均冷却速度℃/秒 卷绕温度℃ 热轧板组织* 冷轧压下率％ 表皮光轧后铁素体和析出物以外的组织和其体积分率％                   r值      X射线随机强度比 其他拉伸特性 发明区分
平均r值   rL   rD   rC   {111}   {100}   TS.MPa   YS.MPa   YR 总延伸率％
A -1-2   1050   700400     F+PB   7070 00 1.151.46   1.151.31   1.081.52   1291.48   2.36.0   3.10.9   401404   235233   0.590.58   4241 发明外本发明
B -1-2   840   350350     F+PB   5050 00 0.991.53   1.092.05   0.941.12   1.001.84   2.85.8   3.60.8   422425   226252   0.540.59   3838 发明外本发明
C -1-2   4040   650400     F+PB   7070 00 0.811.46   0.641.85   0.891.10   0.801.77   7.16.5   1.41.6   442438   249240   0.560.55   4444 发明外本发明
D -1-2   1060   600400     F+PB   8080 00 1.111.62   0.991.49   1.111.66   1.221.67   3.67.5   4.40.3   529534   307310   0.580.58   3536 发明外本发明
E -1-2   4040   350350     BB   1565 00 0.871.57   0.601.54   1.081.56   0.731.61   2.68.0   3.70.3   517516   295290   0.570.56   3535 发明外本发明
F -1-2   3060   450350     F+B+AB   5050 00 1.141.43   1.241.63   1.091.32   1.131.46   3.76.2   3.01.4   519527   301288   0.580.55   3436 发明外本发明
G -1-2   1050   600150     F+PM   4040 00 1.081.49   1.151.37   0.971.55   1.221.49   2.86.6   3.01.3   461465   255240   0.550.52   3839 发明外本发明
H -1-4   5020   350400     BF+B+A   6060 00 1.541.13   1.401.22   1.581.10   1.611.11   7.62.6   1.62.5   621615   354339   0.570.55   3132 本发明发明外
I -1-2   1035   700400     F+PB   7070 00 1.031.62   0.901.42   1.031.64   1.161.78   4.08.8   2.60.1   513521   280294   0.550.56   3536 发明外本发明
*F：铁素体、B：贝氏体、M：马氏体、P：珠光体、A：奥氏体碳化物和析出物省略
下划线为本发明范围外的条件。
根据本发明，得到具有良好的r值的拉深性优良的高强度钢板成为可能。

Claims (33)

1.一种加工性优良的钢板，其特征在于，按质量％计，含有C：0.08-0.25％、Si：0.001-1.5％、Mn：0.01-2.0％、P：0.001-0.06％、S：0.05％以下、N：0.001-0.007％、Al：0.008-0.2％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，平均r值为1.2以上，轧制方向的r值(rL)为1.3以上，相对于轧制方向为45°的方向的r值(rD)为0.9以上，与轧制方向构成直角的方向的r值(rC)为1.2以上。
2.根据权利要求1所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，钢板1/2板厚的板面的{111}、{100}、和{110}的各X射线反射面随机强度比分别为2.0以上、1.0以下、和0.2以上。
3.根据权利要求1或者2所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，构成钢板的晶粒的平均晶粒粒径为15μm以上。
4.根据权利要求1-3的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，构成钢板的晶粒的纵横比的平均值是1.0以上不到3.0。
5.根据权利要求1-4的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，屈服比(＝0.2％弹性极限应力/最高拉伸强度)为0.65以下。
6.根据权利要求1-5的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，Al/N为3-25。
7.根据权利要求1-6的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有0.0001-0.01质量％的B。
8.根据权利要求1-7的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.0001-0.5质量％的Zr和Mg的1种或2种。
9.根据权利要求1-8的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.001-0.2质量％以下的Ti、Nb、V的1种或2种以上。
10.根据权利要求1-9的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.001-2.5质量％的Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W以及Mo的1种或2种以上。
11.根据权利要求1-10的任1项所记载的加工性优良的钢板，其特征在于，含有0.0001-0.01质量％的Ca。
12.一种制造成形性优良的钢板的方法，其特征在于，是制造权利要求1-11的任1项所记载的钢板的方法，将具有权利要求1或者权利要求6-11的任1项所记载的化学成分的钢在(Ar3相变点-50℃)以上完成热轧，在700℃以下的温度卷绕，施行压下率为25％以上不到60％的冷轧，以平均加热速度4-200℃/小时加热，进行最高到达温度为600-800℃的退火，以5-100℃/小时的速度冷却。
13.权利要求1-12的任1项所记载的加工性优良的钢管，其特征在于，用拉伸试验评价的时效指数(AI)为40MPa以下，且表面粗糙度为0.8以下。
14.一种拉深性优良的钢板，其特征在于，按质量％计，含有C：0.03-0.25％、Si：0.001-3.0％、Mn：0.01-3.0％、P：0.001-0.06％、S：0.05％以下、N：0.0005-0.030％、Al：0.005-0.3％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，平均r值为1.2以上，用由铁素体和析出物构成的组织构成。
15.一种拉深性优良的高强度钢板，其特征在于，按质量％计，含有C：0.03-0.25％、Si：0.001-3.0％、Mn：0.01-3.0％、P：0.001-0.06％、S：0.05％以下、N：0.0005-0.030％、Al：0.005-0.3％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，平均r值为1.3以上，在钢板组织中含有合计为3-100％的贝氏体、马氏体、奥氏体之中的1种或2种以上。
16.根据权利要求14或者15所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，轧制方向的r值(rL)为1.1以上，相对于轧制方向为45°的方向的r值(rD)为0.9以上，与轧制方向构成直角的方向的r值(rC)为1.2以上。
17.根据权利要求14-16的任1项所记载的拉深性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，以满足Mn+11×C＞1.5的范围含有Mn和C。
18.根据权利要求14-17的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，钢板1/2板厚的板面的{111}、{100}的各X射线反射面强度比分别为3.0以上、3.0以下。
19.根据权利要求14-18的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，构成钢板的铁素体晶粒的平均晶粒粒径为15μm以上。
20.根据权利要求14-19的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，构成钢板的铁素体晶粒的纵横比的平均值是1.0以上不到5.0。
21.根据权利要求14-20的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，用0.2％弹性极限应力/最高拉伸强度表示的屈服比不到0.7。
22.根据权利要求14-20的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，Al/N为3-25。
23.根据权利要求14-22的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有0.0001-0.01质量％的B。
24.根据权利要求14-23的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.0001-0.5质量％的Zr和Mg的1种或2种。
25.根据权利要求14-24的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.001-0.2质量％的Ti、Nb、V的1种或2种以上。
26.根据权利要求14-25的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有合计量为0.001-2.5质量％的Sn、Cr、Cu、Ni、Co、W以及Mo的1种或2种以上。
27.根据权利要求14-26的任1项所记载的拉深性优良的钢板，其特征在于，含有0.0001-0.01质量％的Ca。
28.一种制造拉深性优良的高强度冷轧钢板的方法，是制造权利要求14-18、22-27的任1项所记载的钢板的方法，其特征在于，对具有权利要求14、15、17、23-27的任1项所记载的化学成分、且至少在板厚的1/4-3/4处具有贝氏体相和马氏体相之中的1种或者2种的体积率为70-100％的组织的热轧钢板施行压下率25-95％的冷轧，在再结晶温度以上1000℃以下退火。
29.一种制造拉深性优良的高强度钢板的方法，是制造权利要求14-27的任1项所记载的钢板的方法，其特征在于，将具有权利要求14、15、22-27的任1项所记载的化学成分的钢在(Ar3相变点-50℃)以上完成热轧，在室温-700℃卷绕，施行压下率30％以上不到95％的冷轧，以平均加热速度4-200℃/小时加热，进行最高到达温度为600-800℃的退火，再加热到Ac1相变点以上1050℃以下的温度。
30.一种制造拉深性优良的高强度钢板的方法，是制造权利要求14-27的任1项所记载的钢板的方法，其特征在于，对具有权利要求14、15、17、22-27的任1项所记载的化学成分、且至少在板厚的1/4-3/4处具有贝氏体相和马氏体相之中的1种或者2种的体积率为70-100％的组织的热轧钢板施行压下率30％以上不到95％的冷轧，以平均加热速度4-200℃/小时加热，进行最高到达温度为600-800℃的退火，再加热到Ac1相变点以上1050℃以下的温度。
31.一种制造拉深性优良的钢板的方法，其特征在于，是制造权利要求14、16-27的任1项所记载的钢板的方法，将具有权利要求14、17、22-27的任1项所记载的化学成分的钢在Ar3相变点以上完成热轧，从热精轧温度以平均冷却速度30℃/秒以上冷却到550℃，在550℃以下的温度卷绕，施行压下率为35％以上不到85％的冷轧，以平均加热速度4-200℃/小时加热，进行最高到达温度为600-800℃的退火，以5-100℃/小时的速度冷却。
32.根据权利要求14-27的任1项所记载的拉深性优良的钢板，在表面具有镀层。
33.根据权利要求28-31的任1项所记载的拉深性优良的镀覆钢板的制造方法，是制造权利要求32所记载的钢板的方法，在退火、冷却后的钢板表面施行热浸镀或者电镀。
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Cited By (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101437975B (zh) * 2006-03-07 2011-06-01 安赛乐米塔尔法国公司 制造具有极高强度、延展性和韧性特征的钢板的方法以及由此生产的板材
CN102176985A (zh) * 2008-10-08 2011-09-07 杰富意钢铁株式会社 化学转化处理性优良的高加工性高强度钢管及其制造方法
CN101910436B (zh) * 2007-12-24 2012-04-25 Posco公司 具有优良耐候性的高强度冷轧钢板及其制备方法
CN102471821A (zh) * 2009-07-08 2012-05-23 东洋钢钣株式会社 压制成型性优异的冷轧钢板的制造方法及冷轧钢板
CN101484601B (zh) * 2006-05-10 2012-07-25 住友金属工业株式会社 热挤压成形钢板构件及其制造方法
CN102796956A (zh) * 2012-08-31 2012-11-28 宝山钢铁股份有限公司 一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法
CN103114240A (zh) * 2013-03-12 2013-05-22 上海大学 一种低碳低镍含钒冷轧相变塑性钢及其制备方法
CN101072675B (zh) * 2004-12-08 2013-07-17 新日铁住金株式会社 预涂金属板和预涂金属板的制造方法
CN103667650A (zh) * 2013-11-28 2014-03-26 安徽银力铸造有限公司 一种汽车车轮钢圈用热轧钢的制备方法
CN103732775A (zh) * 2011-07-27 2014-04-16 新日铁住金株式会社 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN102534359B (zh) * 2005-03-31 2014-12-10 株式会社神户制钢所 涂膜附着性、加工性及耐氢脆化特性优异的高强度冷轧钢板和机动车用钢零件
TWI475111B (zh) * 2009-12-25 2015-03-01 Jfe Steel Corp 熱軋鋼板與冷軋鋼板及其製造方法
CN104968819A (zh) * 2013-01-31 2015-10-07 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN105492643A (zh) * 2013-08-09 2016-04-13 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105568140A (zh) * 2016-03-02 2016-05-11 江苏九龙汽车制造有限公司 一种扭力梁制备方法
CN105849293A (zh) * 2013-12-23 2016-08-10 Posco公司 强度和延展性优异的热处理硬化型钢板及其制造方法
CN106148813A (zh) * 2016-08-12 2016-11-23 安徽祥宇钢业集团有限公司 一种含纳米硅的不锈钢管及其制备方法
US9567658B2 (en) 2011-05-25 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
CN107406932A (zh) * 2015-03-27 2017-11-28 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN107709593A (zh) * 2015-05-29 2018-02-16 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板、全硬冷轧钢板和热轧钢板的制造方法
CN108251752A (zh) * 2018-01-18 2018-07-06 唐山钢铁集团有限责任公司 一种机动车消音片基板及其生产方法
CN108884538A (zh) * 2016-03-31 2018-11-23 杰富意钢铁株式会社 薄钢板和镀覆钢板、以及热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、热处理板的制造方法、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法
CN109517959A (zh) * 2018-12-17 2019-03-26 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低成本输送管用热轧钢带及其制备方法
US10301698B2 (en) 2012-01-31 2019-05-28 Jfe Steel Corporation Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing the same
CN111607746A (zh) * 2020-06-15 2020-09-01 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛薄规格出口合金钢生产方法
CN111719084A (zh) * 2020-06-15 2020-09-29 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛厚规格出口合金钢生产方法
CN111778448A (zh) * 2020-06-15 2020-10-16 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含硼薄规格出口合金钢生产方法
CN112430787A (zh) * 2019-08-26 2021-03-02 上海梅山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度冷轧热镀锌钢板及其制造方法
CN114008231A (zh) * 2019-06-14 2022-02-01 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN115449741A (zh) * 2022-09-20 2022-12-09 武汉钢铁有限公司 一种基于薄板坯连铸连轧生产高磁感取向硅钢及方法

Families Citing this family (64)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4276482B2 (ja) * 2003-06-26 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
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
JP4819305B2 (ja) * 2003-09-04 2011-11-24 日産自動車株式会社 強化部材の製造方法
US8337643B2 (en) 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
US7959747B2 (en) * 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
DE102005014298B4 (de) * 2005-03-24 2006-11-30 Benteler Automobiltechnik Gmbh Panzerung für ein Fahrzeug
KR20070038730A (ko) * 2005-10-06 2007-04-11 주식회사 포스코 항복비가 우수한 석출강화형 냉연강판 및 그 제조방법
SK288275B6 (sk) * 2005-12-01 2015-06-02 Posco Oceľová doska na tvarovanie lisovaním za horúca s tepelnou úpravou a rázovými vlastnosťami, za horúca lisovaný diel z nej vyrobený a spôsob ich výroby
US20070267110A1 (en) * 2006-05-17 2007-11-22 Ipsco Enterprises, Inc. Method for making high-strength steel pipe, and pipe made by that method
US11155902B2 (en) 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
KR100837702B1 (ko) 2006-10-26 2008-06-13 한국전자통신연구원 위상 편이를 이용한 반송파 주파수 복원 장치 및 그 방법
KR100815799B1 (ko) 2006-12-12 2008-03-20 주식회사 포스코 내후성이 우수한 고항복비형 냉연강판
KR100815709B1 (ko) 2006-12-12 2008-03-20 주식회사 포스코 내후성 및 가공성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
JP5162924B2 (ja) 2007-02-28 2013-03-13 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
CA2701903C (en) 2007-10-10 2017-02-28 Nucor Corporation Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same
KR100958002B1 (ko) * 2007-12-20 2010-05-17 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 내후성 냉연강판 및 그 제조방법
KR100957967B1 (ko) * 2007-12-27 2010-05-17 주식회사 포스코 항복강도 이방성 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연도금강판 및 그 제조방법
US20090236068A1 (en) 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls
RU2491149C2 (ru) * 2008-03-19 2013-08-27 Ньюкор Корпорейшн Устройство для литья полосы с позиционированием литейных валков
KR101010971B1 (ko) * 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
US8460481B2 (en) * 2008-04-10 2013-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and galvanized steel sheet having very good balance between hole expansibility and ductility, and also excellent in fatigue resistance, and methods of producing the steel sheets
US20090288798A1 (en) * 2008-05-23 2009-11-26 Nucor Corporation Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip
KR101038826B1 (ko) 2008-09-09 2011-06-03 주식회사 포스코 내후성 및 내충격성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
WO2010074458A2 (ko) * 2008-12-24 2010-07-01 주식회사 포스코 딥드로잉성이 우수하고 고항복비를 갖는 고강도 냉연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR101091306B1 (ko) * 2008-12-26 2011-12-07 주식회사 포스코 원자로 격납 용기용 고강도 강판 및 그 제조방법
US20130000798A1 (en) * 2008-12-26 2013-01-03 Jfe Steel Corporation Steel material excellent in resistance of ductile crack initiation from welded heat affected zone and base material and method for manufacturing the same
KR101160001B1 (ko) * 2009-02-25 2012-06-25 현대제철 주식회사 성형성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101253852B1 (ko) * 2009-08-04 2013-04-12 주식회사 포스코 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법
KR101160016B1 (ko) * 2010-09-29 2012-06-25 현대제철 주식회사 가공성이 우수한 하이드로포밍용 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
JP5884151B2 (ja) * 2010-11-25 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス用鋼板およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法
JP5408314B2 (ja) * 2011-10-13 2014-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101353634B1 (ko) * 2011-11-18 2014-01-21 주식회사 포스코 용접성과 강도가 우수한 저합금 냉연강판 및 그 제조방법
KR101353787B1 (ko) * 2011-12-26 2014-01-22 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
BR112014017109B1 (pt) * 2012-01-13 2019-04-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a quente e processo de fabricação da mesma
EP2808417B1 (en) 2012-03-07 2019-04-24 JFE Steel Corporation Steel sheet for hot press-forming, method for manufacturing the same and method for producing hot press-formed parts using the same
JP6001884B2 (ja) * 2012-03-09 2016-10-05 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
US9605335B2 (en) * 2012-03-30 2017-03-28 Kobe Steel, Ltd. Hot-dip galvanized steel sheet for stamping having excellent cold workability, die hardenability, and surface quality, and producing method thereof
WO2013160567A1 (fr) * 2012-04-25 2013-10-31 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Procédé de réalisation d'une tôle prélaquée à revêtements znalmg et tôle correspondante.
EP2876178B1 (en) 2012-07-20 2020-09-16 Nippon Steel Corporation Steel material
CN103667878B (zh) * 2012-08-31 2015-10-28 宝山钢铁股份有限公司 一种薄壁油桶用薄带钢及其制造方法
US20140283960A1 (en) * 2013-03-22 2014-09-25 Caterpillar Inc. Air-hardenable bainitic steel with enhanced material characteristics
KR101674751B1 (ko) * 2013-12-20 2016-11-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
CN104726770B (zh) * 2013-12-20 2017-04-12 Posco公司 扩孔性优异的析出强化型钢板及其制造方法
US20150321846A1 (en) 2014-05-08 2015-11-12 Air Liquide Large Industries U.S. Lp Hydrogen cavern pad gas management
US20160138143A1 (en) 2014-11-18 2016-05-19 Air Liquide Large Industries U.S. Lp Materials of construction for use in high pressure hydrogen storage in a salt cavern
US9573762B2 (en) 2015-06-05 2017-02-21 Air Liquide Large Industries U.S. Lp Cavern pressure management
KR101696100B1 (ko) * 2015-09-25 2017-01-13 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
US9365349B1 (en) 2015-11-17 2016-06-14 Air Liquide Large Industries U.S. Lp Use of multiple storage caverns for product impurity control
US9482654B1 (en) 2015-11-17 2016-11-01 Air Liquide Large Industries U.S. Lp Use of multiple storage caverns for product impurity control
CN106636943B (zh) * 2016-09-18 2018-11-30 武汉钢铁有限公司 延伸率a50.8≥48％的薄规格高强管线钢及其生产方法
KR101899677B1 (ko) * 2016-12-20 2018-09-17 주식회사 포스코 가공성이 우수한 용융도금강재 및 그 제조방법
KR20190075730A (ko) * 2017-12-21 2019-07-01 주식회사 포스코 방향별 재질편차가 적은 석출경화형 강판 및 그 제조방법
KR102043288B1 (ko) * 2017-12-22 2019-12-05 주식회사 포스코 고강도 용융도금강판 및 그의 제조방법
KR102131527B1 (ko) * 2018-11-26 2020-07-08 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2020109098A1 (en) 2018-11-29 2020-06-04 Tata Steel Nederland Technology B.V. A method for producing a high strength steel strip with a good deep drawability and a high strength steel produced thereby
KR102179214B1 (ko) * 2018-11-30 2020-11-16 주식회사 포스코 법랑용 냉연 강판 및 그 제조방법
KR102405223B1 (ko) * 2020-11-05 2022-06-02 주식회사 포스코 법랑용 강판 및 그 제조방법
KR102438481B1 (ko) * 2020-12-21 2022-09-01 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
DE102021108448A1 (de) 2021-04-01 2022-10-06 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stahlband aus einem hochfesten Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines derartigen Stahlbandes
WO2023135550A1 (en) 2022-01-13 2023-07-20 Tata Steel Limited Cold rolled low carbon microalloyed steel and method of manufacturing thereof
DE102022125128A1 (de) 2022-09-29 2024-04-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem hochfesten Mehrphasenstahl und entsprechendes Stahlband
CN116043095A (zh) * 2022-11-17 2023-05-02 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种批量生产全厚度镀锌结构钢的生产方法

Family Cites Families (48)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3959029A (en) * 1970-11-21 1976-05-25 Nippon Kokan Kabushiki Kaisha Process of making cold reduced Al-stabilized steel having high drawability
US3988173A (en) * 1972-04-03 1976-10-26 Nippon Steel Corporation Cold rolled steel sheet having excellent workability and method thereof
JPS5531182A (en) 1978-08-28 1980-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd High strength cold rolled steel plate with superior workability and manufacture thereof
JPS5534656A (en) * 1978-08-31 1980-03-11 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of high tensile cold rolled steel plate with low yield ratio and high r value
JPS5849624B2 (ja) * 1979-01-27 1983-11-05 住友金属工業株式会社 絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法
JPS5849623B2 (ja) 1979-01-27 1983-11-05 住友金属工業株式会社 絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力亜鉛メッキ鋼板の製造方法
JPS5910413B2 (ja) * 1979-02-20 1984-03-08 株式会社神戸製鋼所 Ａｌキルド系冷延高張力鋼板の製造法
JPS5849628B2 (ja) 1979-05-28 1983-11-05 新日本製鐵株式会社 深絞り性のすぐれた複合組織高張力冷延鋼板の製造方法
JPS55158217A (en) * 1979-05-30 1980-12-09 Nippon Kokan Kk <Nkk> Production of cold rolled steel plate of high lankford value
US4313770A (en) * 1979-06-28 1982-02-02 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Method of producing cold rolled steel strip having improved press formability and bake-hardenability
JPS566709A (en) 1979-06-28 1981-01-23 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of cold rolled steel sheet possessing excellent press formability and baking hardenability
JPS5635727A (en) 1979-08-31 1981-04-08 Kobe Steel Ltd Production of unequal thickness a -killed type cold-rolled high tensile steel plate
JPS5858414B2 (ja) * 1980-01-28 1983-12-24 住友金属工業株式会社 プレス成形性の良好な高強度冷延鋼板の製造法
JPS5940215B2 (ja) 1980-03-31 1984-09-28 川崎製鉄株式会社 成形性の優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
JPS5773123A (en) 1980-10-22 1982-05-07 Sumitomo Metal Ind Ltd Producton of low alloy steel of superior cold workability
US4426235A (en) * 1981-01-26 1984-01-17 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Cold-rolled high strength steel plate with composite steel structure of high r-value and method for producing same
JPS57192224A (en) 1981-05-20 1982-11-26 Kawasaki Steel Corp Production of al-killed cold-rolled steel sheet excellent in press-formability
JPS57203749A (en) 1982-03-01 1982-12-14 Sumitomo Metal Ind Ltd High strength cold rolled steel plate of superior workability and its production
JPS5913030A (ja) 1982-07-12 1984-01-23 Nippon Steel Corp 深絞り性の優れたＡｌキルド冷延鋼板の製造法
US4473411A (en) 1983-07-20 1984-09-25 Armco Inc. Process of making aluminum killed low manganese deep drawing steel
JPS6110012A (ja) 1984-06-22 1986-01-17 Japan Metals & Chem Co Ltd 超微粉金属窒化物の製造方法並びに製造装置
JPH0699756B2 (ja) 1986-06-26 1994-12-07 新日本製鐵株式会社 高強度高ｒ値冷延鋼板の製造方法
JP3032985B2 (ja) 1989-12-29 2000-04-17 新日本製鐵株式会社 バーリング性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
ES2125856T5 (es) * 1990-08-17 2004-09-16 Jfe Steel Corporation Lamina de acero de alta resistencia para formado en prensa y metodo de produccion de la misma.
JP2868870B2 (ja) 1990-09-11 1999-03-10 川崎製鉄株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
JPH04337049A (ja) 1991-05-13 1992-11-25 Kawasaki Steel Corp 製缶用高強度良加工性冷延鋼板及びその製造方法
JP3238211B2 (ja) 1992-10-02 2001-12-10 新日本製鐵株式会社 焼付硬化性と非時効性とに優れた冷延鋼板あるいは溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法
CN1039034C (zh) 1993-01-14 1998-07-08 日本钢管株式会社 抗延迟断裂性优良的超高强度冷轧薄钢板及其制造方法
JPH07188855A (ja) 1993-12-27 1995-07-25 Kawasaki Steel Corp 降伏比の低い深絞り加工用高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP3292671B2 (ja) 1997-02-10 2002-06-17 川崎製鉄株式会社 深絞り性と耐時効性の良好な冷延鋼板用の熱延鋼帯
JPH09279302A (ja) * 1996-04-17 1997-10-28 Nippon Steel Corp 張出し成形性に優れた鋼板およびその製造方法
JPH116028A (ja) 1997-06-11 1999-01-12 Kobe Steel Ltd プレス成形後の表面性状に優れた深絞り用高強度冷延鋼板
JPH1124654A (ja) 1997-07-02 1999-01-29 Kawai Musical Instr Mfg Co Ltd アリコート装置
JPH1150211A (ja) 1997-08-05 1999-02-23 Kawasaki Steel Corp 深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板およびその製造方法
JP3852210B2 (ja) 1997-08-18 2006-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 変形３ピース缶用鋼板およびその製造方法
CN1088119C (zh) * 1997-09-11 2002-07-24 川崎制铁株式会社 具有超细晶粒的加工用热轧钢板及其制造方法
EP0936271A1 (en) 1998-02-17 1999-08-18 Synthelabo Calcium-activated potassium channel beta subunit gene and protein
JP3932658B2 (ja) 1998-03-27 2007-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 均一変形性および表面美麗性に優れた缶用鋼板の製造方法
KR100615380B1 (ko) 1998-04-08 2006-08-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 캔용 강판 및 그 제조방법
US6076915A (en) 1998-08-03 2000-06-20 Hewlett-Packard Company Inkjet printhead calibration
JP3692797B2 (ja) * 1998-10-01 2005-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 表面性状が良好で製缶の安定性に優れる缶用鋼板
JP3931455B2 (ja) 1998-11-25 2007-06-13 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
JP2000282173A (ja) 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れる高張力鋼板およびその製造方法
JP2000328172A (ja) 1999-05-13 2000-11-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯とその製造方法
JP2001009950A (ja) 1999-06-28 2001-01-16 Mitsubishi Chemicals Corp 通気性積層体および衛生用品
DE19936151A1 (de) * 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
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
JP3742559B2 (ja) 2000-12-28 2006-02-08 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた鋼板および製造方法

Cited By (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101072675B (zh) * 2004-12-08 2013-07-17 新日铁住金株式会社 预涂金属板和预涂金属板的制造方法
CN102534359B (zh) * 2005-03-31 2014-12-10 株式会社神户制钢所 涂膜附着性、加工性及耐氢脆化特性优异的高强度冷轧钢板和机动车用钢零件
US8986468B2 (en) 2005-03-31 2015-03-24 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating adhesion, workability and hydrogen embrittlement resistance, and steel component for automobile
US10370746B2 (en) 2006-03-07 2019-08-06 Arcelormittal Process for manufacturing steel sheet
CN101437975B (zh) * 2006-03-07 2011-06-01 安赛乐米塔尔法国公司 制造具有极高强度、延展性和韧性特征的钢板的方法以及由此生产的板材
CN101484601B (zh) * 2006-05-10 2012-07-25 住友金属工业株式会社 热挤压成形钢板构件及其制造方法
CN101910436B (zh) * 2007-12-24 2012-04-25 Posco公司 具有优良耐候性的高强度冷轧钢板及其制备方法
CN102176985A (zh) * 2008-10-08 2011-09-07 杰富意钢铁株式会社 化学转化处理性优良的高加工性高强度钢管及其制造方法
CN102176985B (zh) * 2008-10-08 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 化学转化处理用高加工性高强度钢管及其制造方法
CN102471821A (zh) * 2009-07-08 2012-05-23 东洋钢钣株式会社 压制成型性优异的冷轧钢板的制造方法及冷轧钢板
TWI475111B (zh) * 2009-12-25 2015-03-01 Jfe Steel Corp 熱軋鋼板與冷軋鋼板及其製造方法
US9567658B2 (en) 2011-05-25 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
US10266928B2 (en) 2011-05-25 2019-04-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
US9512508B2 (en) 2011-07-27 2016-12-06 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and precision punchability and manufacturing method thereof
CN103732775A (zh) * 2011-07-27 2014-04-16 新日铁住金株式会社 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103732775B (zh) * 2011-07-27 2016-08-24 新日铁住金株式会社 拉伸凸缘性以及精密冲裁性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
US10301698B2 (en) 2012-01-31 2019-05-28 Jfe Steel Corporation Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing the same
CN102796956B (zh) * 2012-08-31 2014-07-23 宝山钢铁股份有限公司 一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法
CN102796956A (zh) * 2012-08-31 2012-11-28 宝山钢铁股份有限公司 一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法
CN104968819A (zh) * 2013-01-31 2015-10-07 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN103114240B (zh) * 2013-03-12 2014-11-19 上海大学 一种低碳低镍含钒冷轧相变塑性钢及其制备方法
CN103114240A (zh) * 2013-03-12 2013-05-22 上海大学 一种低碳低镍含钒冷轧相变塑性钢及其制备方法
US10077486B2 (en) 2013-08-09 2018-09-18 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
CN105492643B (zh) * 2013-08-09 2018-04-10 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105492643A (zh) * 2013-08-09 2016-04-13 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103667650A (zh) * 2013-11-28 2014-03-26 安徽银力铸造有限公司 一种汽车车轮钢圈用热轧钢的制备方法
CN103667650B (zh) * 2013-11-28 2016-04-20 安徽银力铸造有限公司 一种汽车车轮钢圈用热轧钢的制备方法
US10294541B2 (en) 2013-12-23 2019-05-21 Posco Quenched steel sheet having excellent strength and ductility
CN105849293A (zh) * 2013-12-23 2016-08-10 Posco公司 强度和延展性优异的热处理硬化型钢板及其制造方法
CN105849293B (zh) * 2013-12-23 2017-10-17 Posco公司 强度和延展性优异的热处理硬化型钢板及其制造方法
CN107406932A (zh) * 2015-03-27 2017-11-28 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN107709593A (zh) * 2015-05-29 2018-02-16 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板、全硬冷轧钢板和热轧钢板的制造方法
CN107709593B (zh) * 2015-05-29 2020-01-14 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板、全硬冷轧钢板和热轧钢板的制造方法
CN105568140A (zh) * 2016-03-02 2016-05-11 江苏九龙汽车制造有限公司 一种扭力梁制备方法
US10920294B2 (en) 2016-03-31 2021-02-16 Jfe Steel Corporation Steel sheet, coated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing full-hard cold-rolled steel sheet, method for producing heat-treated sheet, method for producing steel sheet, and method for producing coated steel sheet
CN108884538A (zh) * 2016-03-31 2018-11-23 杰富意钢铁株式会社 薄钢板和镀覆钢板、以及热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、热处理板的制造方法、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法
CN108884538B (zh) * 2016-03-31 2020-06-23 杰富意钢铁株式会社 薄钢板和镀覆钢板、以及薄钢板和镀覆钢板的制造方法
CN106148813A (zh) * 2016-08-12 2016-11-23 安徽祥宇钢业集团有限公司 一种含纳米硅的不锈钢管及其制备方法
CN108251752A (zh) * 2018-01-18 2018-07-06 唐山钢铁集团有限责任公司 一种机动车消音片基板及其生产方法
CN108251752B (zh) * 2018-01-18 2019-11-22 唐山钢铁集团有限责任公司 一种机动车消音片基板及其生产方法
CN109517959A (zh) * 2018-12-17 2019-03-26 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低成本输送管用热轧钢带及其制备方法
CN114008231A (zh) * 2019-06-14 2022-02-01 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN114008231B (zh) * 2019-06-14 2022-06-07 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN112430787A (zh) * 2019-08-26 2021-03-02 上海梅山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度冷轧热镀锌钢板及其制造方法
CN111607746A (zh) * 2020-06-15 2020-09-01 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛薄规格出口合金钢生产方法
CN111719084A (zh) * 2020-06-15 2020-09-29 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛厚规格出口合金钢生产方法
CN111778448A (zh) * 2020-06-15 2020-10-16 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含硼薄规格出口合金钢生产方法
CN115449741A (zh) * 2022-09-20 2022-12-09 武汉钢铁有限公司 一种基于薄板坯连铸连轧生产高磁感取向硅钢及方法
CN115449741B (zh) * 2022-09-20 2023-11-24 武汉钢铁有限公司 一种基于薄板坯连铸连轧生产高磁感取向硅钢及方法

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