形狀固定性優異的鋼板及其生產方法

2023-07-07 05:31:01

專利名稱：形狀固定性優異的鋼板及其生產方法
技術領域：
本發明涉及形狀固定性(Shape fixability)與其他機械性質優越的，主要用作汽車部件的鋼板(包括熱軋與冷軋鋼板)及其生產方法。
背景技術：
為了確保降低汽車的碳酸氣體的排放量，已採用高強鋼板來試圖減輕車身重量。同時，為了保證乘客安全，除軟鋼板外，高強鋼板當前已常用於車身。此外，為了在未來減輕車重，使高強鋼板的使用強度提高的新要求與以往相比，更快速地增長。
但在彎曲高強鋼板時，由於其高強度，所彎曲的形狀常偏離模具的形狀而返回其彎曲前的形狀。這種甚至在彎曲後試圖返回到原有形狀的現象稱作「回彈」。當這種回彈發生，即令鋼板彎曲，在彎曲後的彎曲部分也不能得到所希望的形狀。
再有，由於側壁的平表面因從彎曲作彈性回復和由於成形回彈而成為有曲率的表面，即產生了壁翹曲現象。這在彎曲部分不能得到所需形狀且導致尺寸精度不高。
因此，傳統的汽車車身主要採用440Mpa或小於此值的高強鋼板。
儘管車身重量必須通過採用490Mpa或大於此值的高強鋼板來減輕，但實際上都不存在具有小回彈性和良好的形狀穩定性的高強鋼板。
顯然，極為重要的是在440MPa或小於此值的高強鋼板以及軟鋼板於成形後來提高其形狀固定性，以改進汽車及家用電器之類產品的外形精度。
JP-A-10-72644公開的具有小回彈性(本發明的尺寸精度)的奧氏體冷軋不鏽鋼板的特徵是，在平行於軋制表面的平面中，{200}結構的集合度為1.5或大於此值。但該專利並未說明用於減少鐵素體鋼板回彈現象或壁翹曲現象的任何技術。
此外，作為用於減少鐵素體不鏽鋼回彈的技術，JP-A-2001-32050公開的一項發明中，將平行於鋼板表面的{100}面的反射X射線強度比在板厚中心設定為2或大於此值。但該專利並未描述有關減小壁翹曲的任何內容，也未述及對減小壁翹曲有重要意義的有關{100}011至{223}110取向以及{112}100取向的任何內容。
再有，本發明人等中的某些人於WO00/06791文件中公開了一具有{100}面與{111}面之比至少是1的薄鐵素體鋼板，用以改進形狀穩定性，但該文件並未如本發明中那樣作過任何有關組{110}011到{223}110取向以及{554}225、{111}112與{111}110的X射線隨機強度比的值的說明。
再有，本發明人等中的某些人於JP-A-2001-64750中公開的冷軋鋼板，具有在平行於鋼板面的{100}面為3或大於此值的反射X射線強度比以及小的回彈現象。但這種冷軋鋼板的特徵是在板厚的最外表面上定義了{100}面的反射X射線強度比。這一X射線測量位置是不同於本發明定義的在「板厚1/2t處組{100}011到{223}110取向的平均X射線強度比。
再有，JP-A-2001-64750中也完全未述及有關{554}225、{111}112與{111}110取向的任何信息。
另外，JP-A-2000-297349公開的熱軋鋼板具有的平面各向異性Δr的絕對值r值為0.2或小於此值，作為具有良好形狀固定性的鋼板。但這種熱軋鋼板的特徵是通過降低屈服比來改進。此文件並未說明針對根據本發明闡述的概念用以改進形狀固定性的結構從而對織構進行控制。
另一方面，當將鋼板加工成汽車部件等時，拉伸翻邊性(stretchflangeability)也是必須的特性。要是改進了高強拉伸翻邊鋼板的形狀固定性，則高強鋼板對車身的應用範圍會更寬廣。
但以上任何文獻都未從實現拉伸翻邊性與形狀固定性方面的觀點談到任何內容。
再有，高強鋼板也要求具有良好的模壓成形性，以便模壓具有複雜形狀的汽車部件。作為改進高強鋼板模壓成形性的方法例如有JP-A-6-145892中提出的，即在鋼板中剩餘至少一定量的奧氏體而利用此餘留的奧氏體經過加工感應變形為馬氏體的方法。但在這種良好加工性的高強鋼板中未說明改進形狀固定性的方法。
至於在汽車碰撞時提高衝擊能量吸收同時保持良好可加工性的方法，例如在JP-A-11-080879中提出了類似的利用殘餘奧氏體的方法，在高強鋼板中具有良好可加工性以及衝擊能量吸收性。但這種方法也未闡明改進形狀固定性的方法。

發明內容
在彎曲軟鋼板或高強鋼板時，因鋼板的強度會產生大的回彈，而已加工與已成形部件的形狀固定性是差的。
本發明基本上解決了這一問題而提供了形狀固定性與其他機械性質(拉伸翻邊性、衝擊能吸收性等)優異的(熱軋與冷軋)鋼板及其生產方法。
傳統的知識已認識到，降低鋼板變屈服點或變形應力對於抑制回彈具有一定的重要性。為了降低屈服點或變形應力，必須採用低抗拉強度的鋼板。
但僅靠這種方法是不能從根本上改進鋼板的彎曲性和降低回彈性的。
於是，為了改進彎曲性和基本上解決發生回彈的問題，本發明人等開始注意到鋼板織構對彎曲性的影響，同時詳細考察和研究了它的作用與效應。由此發現了彎曲性優越的鋼板。
具體地說，作為此考察與研究結果，本發明人等弄清了可以這樣地顯著改進彎曲性，即通過控制組{100}011到{223}110取向以及{554}225、{111}112+9與{111}110取向中的強度，同時控制{112}110或{100}011取向的強度，還通過進一步儘可能地降低軋制方向中的r值以及垂直於軋制方向的方向中的r值兩者中的至少一個。
本發明人等認識到極為重要的是優化爐料的組成與熱軋條件，用以形成有利於形狀固定性的織構。
本發明人等還新發現，重要的是使鐵素體相或貝氏體相成為最大相，同時儘可能減少阻礙拉伸翻邊性的晶界處粗的滲碳體，用以實現高拉伸翻邊性與形狀固定性。
此外，正如所預料的，當軋制方向的r值或與之正交方向的γ值中至少一個設定為低值時將降低模壓成形性，因而這將難於實現形狀固定性與加工性兩者。於是，作為更深入研究的結果，本發明人等弄清了，通過控制微結構中的織構並於其中餘留奧氏體，再進一步控制此餘留奧氏體的性質可以同時提高形狀固定性、加工性與衝擊能的吸收性。
本發明即是根據以上發現而構成的，其要點如下1.形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其特徵在於，組{100}011到{223}110取向，在板厚至少1/2處的X射線隨機強度比的平均值為3.0或大於此值，而三個取向{554}225、{111}112與{111}110的X射線隨機強度比的平均值為3.5或小於此值。
2.依據1的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中在軋制方向的r值和與之正交方向的r值中至少之一為0.7或小於此值。
3.依據1或2的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中{112}110的X射線隨機強度比的平均值4.0或大於此值。
4.依據1或2的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中{100}011的X射線隨機強度比的平均值4.0或大於此值。
5.依據1～4中任一的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中碳化鐵在晶界處的佔有率≤0.1而這種碳化鐵的最大粒度1μm或小於此值。
6.依據1～5中任一的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中的微結構是多相結構，此多相結構中的鐵素或貝氏體按百分率面積計為最大相，而珠光體、馬氏體與剩餘奧氏體百分面積率之和30％或小於此值。
7.依據1～6中任一的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中的鋼板按重量％計包括C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn＜3％；P0.005～0.15％；S＜0.03％；Al0.01～3.0％；N＜0.01％；O＜0.01％；其餘為Fe和不可避免的雜質。
8.依據1～7中任一的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中的鋼板按重量％計還包括選自下述這組中的一種元素Ti＜0.20％；Nb＜0.20％；V＜0.20％；Cr＜1.5％；B＜0.007％；Mo＜1％；Cu＜3％；Ni＜3％；Sn＜0.3％；Co＜3％；Ca0.0005～0.005％；REM0.001～0.02％。
9.依據7或8中的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中的鋼板滿足下式(1)與(2)203C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu+700P+200Al＜30(1)44.7Si+700P+200Al＞40 (2)10.依據1～7中任一的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中的鋼板是電鍍的。
11.生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，此方法包括下述步驟以再加熱到1000～1300℃的溫度或不進行再加熱，熱軋按重量％計含下述組成的扁鑄坯C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn＜30％，P0.005～0.15％；S＜0.03％；Al0.01～3.0％，N＜0.01％；C＜0.01％；其餘為Fe和不可免的雜質，在(Ar3-100)～(Ar3+100)℃總的壓縮率≥25％；於≥(Ar-100)℃下結束熱軋；冷卻此熱軋的鋼板，然後卷取此冷鋼板，使得此鋼板具有至少在鋼板厚度1/2處，組{100}011～{233}110取向的X射線隨機強度比的平均值≥3.0，而{554}225、{111}112與{111}110的三個取向的X射線隨機強度比的平均值≤3.5。
12.生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，此方法包括下述步驟以再加熱到1000～1300℃的溫度或不進行再加熱，熱軋按重量％計含下述組成的扁鑄坯C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn＜30％；P0.005～0.15％；S＜0.03％；Al0.01～3.0％，N＜0.01％；C＜0.01％；其餘為Fe和不可免的雜質，在(Ar3+50)～(Ar3+150)℃總的壓縮率≥25％；同時繼續熱軋至在(Ar3-100)～(Ar3+50)℃下的總的壓縮率5～35％，並於(Ar3-100)～(Ar3+50)℃下結束熱軋；冷卻此熱軋的鋼板，然後卷取此冷鋼板，使得此鋼板具有至少在鋼板厚度1/2處，組{100}011～{223}110取向的X射線隨機強度比的平均值為3.0或大於此值，而{554}225、{111}112與{111}110的三個取向的X射線隨機強度比的平均值≤3.5。
13.生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，此方法包括下述步驟以再加熱到1000～1300℃的溫度或不進行再加熱，粗熱軋按重量％計含下述組成的扁鑄坯C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn＜30％；P0.005～0.15％；S＜0.03％；Al0.01～3.0％；N＜0.01％；O＜0.01％；其餘為Fe和不可免的雜質，此時超過Ar3的轉變溫度；在溫度低於Ar3轉變溫度下對熱軋制進行精整；在溫度低於Ar3轉變溫度下結束熱軋制；冷卻此熱軋的鋼板，然後卷取此冷鋼板，使得此鋼板具有至少在鋼板厚度1/2處，組{100}011～{223}110取向的X射線隨機強度比的平均值為3.0或大於此值，而{554}225、{111}112與{111}110的三個取向的X射線隨機強度比的平均值為3.5或小於此值。
14.依據11～13中任何一生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，其中{112}110的X射線隨機強度比的平均值4.0或大於此值。
15.依據11～13中任何一生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，其中{100}011的X射線隨機強度比的平均值為4.0或大於此值。
16.依據11～15中任何一生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，其中的扁鑄坯按重量％計還包括選自下述這組中的至少一種元素Ti＜0.20％；Nb＜0.20％；V＜0.20％；Cr＜1.5％；B＜0.007％；Mo＜1％；Cu＜3％；Ni＜3％；Sn＜0.3％；Co＜3％；Ca0.0005～0.005％，REM0.01～0.02％。
17.依據11～16中任何一生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，其中的鋼板是在根據下式所示鋼的化學組份確定的臨界溫度下To卷取
To＝-650.4×{C％/(1.82×C％-0.001}+B上式中的B根據質量％表示的鋼板組份求得B＝-50.6×Mneg+894.3Mneq＝Mn％+0.24×Ni％+0.13×Si％+0.38×Mo％+0.55×Cr％+0.16×Cu％-0.50×Al％-0.45×Co％+0.9×V％18.依據11～17中任何一生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，其中熱軋經控制成使得由下式計算的有效應變ε*≥0.4*=j=1n-1jexp|-i-jn-1(tii)2/3|+n]]>上式中，n是精整熱軋機座數，εi是加到第i機座上的應變，ti是第i至第i+1機座間的移動時間(秒)，而τi則可由下式用氣體常數R(＝1.987)與第i機座的熱軋溫度Ti(K)計算τi＝8.46×10-9·exq{43800/R/Ti}19.依據11～18中任何一生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，其中所述熱軋對於其至少一個軋制道次是在摩擦係數小於0.2下進行。
20.依據11～18中任何一生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，其中所述冷卻經控制成在由熱軋制終結溫度到由所述鋼板的化學組成確定的臨界溫度To時的平均冷卻速率大於10℃/sec，而此卷取則是在溫度小於To下進行。
21.依據11～20中任何一生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，其中此已熱軋制的鋼板用酸洗，然後在壓縮率＜80％下冷軋，再於600℃～(AC3+100)℃間再加熱此冷軋的鋼板，最後冷卻。
22.依據11～21中任何一生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，其中此已熱軋制的鋼板用酸洗，然後在壓縮率小於80％下冷軋，再於600～(AC3+100)℃間再加熱此冷軋的鋼板，再於AC1與AC3轉變溫度間的溫度下退火，然後以冷卻速度1～250℃/sec冷卻至低於500℃的溫度。


圖1示明用於熱彎曲試驗的試驗件的橫剖圖。
圖2是示明回彈與BHF(衝割保持力)之間關係的曲線圖。
圖3是示明壁翹曲與BHF(衝割保持力)之間關係的曲線圖。
圖4是示明由抗拉強度標準化的，尺寸精度與膨脹率間關係的曲線圖。
圖5是示明(σdyn-σst)×TS/1000與1000/ρ-(0.015×TS-4.5)間關係的曲線圖。
圖6是示明形狀固定性(尺寸精度)與TS之比同YR間關係的曲線圖。
圖7是示明抗拉強度與尺寸精度間關係的曲線圖。
圖8是示明抗拉強度與尺寸精度間關係的曲線圖。
具體實施形式下面詳述本發明的內容。
組{100}011到{223}110取向於1/2板厚處的X射線隨機強度比的平均值；三個晶體取向{554}225、{111}112與{111}110的X射線隨機強度比的平均值；以及{112}110或{100}011取向的X射線隨機強度；上述各值是本發明中特別重要的特徵值。組{100}011至{223}110的X射線隨機強度比的平均值，當於板厚的中心位置板面進行X射線衍射並求相對於隨機試樣的這些取向的強度比時，必須是3.0或大於3.0。當此平均值小於3.0，形狀固定形將變差。
上述這組取向中的主要取向是{100}011、{116}110、{114}110、{113}110、{112}110、{335}110與{223}110。這些取向的X射線隨機強度比可以由根據{110}極圖的矢量法計算出的三維織構以及用{110}、{100}、{211}與{310}極圖中的多個(最好三個或更多)極圖的系列展開法計算出的三維織構求得。
例如，作為上述後一方法的晶體取向的X射線隨機強度比，可以利用(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]與(223)[1-10]它們在三維織構的φ2＝45°橫剖面的強度比。
組{100}011至{223}110取向的X射線隨機強度比的平均值是上述取向的X射線隨機強度比的算術平均。當不能求得所有上述取向的強度比時，則可代之以取向{100}011、{116}110、{114}110、{112}110與{223}110的強度比的算術平均。
本發明人等新發現上述這組取向中的{100}011與{112}110取向是用於實現減少壁翹曲極為特別有效的取向。從本發明人等進行的X射線衍射結果可知，{100}011取向的或{112}110取向的X射線隨機強度比必須是{100}011至{223}110這組中的最大的且大於或等於4.0。當這些強度比小於4.0就不能充分地減少回彈與壁翹曲，因而難以保證有非常良好的形狀固定形。
對於上述的{112}(110)取向與{100}011取向，作為具有類似效應的取向範圍可以取與軋制方向(橫向)成直角方向的±12°作為轉動軸線方向，而最好是±6°。
此外，在至少1/2板厚處的鋼板面的三個晶體取向{554}225、{111}112與{111}110的X射線隨機強度比的平均值必須等於或小於3.5。當此值大於3.5，即使是組{100}011至{223}110取向的強度比適當，也難以獲得良好的形狀固定性。同樣，可以依據上述方法計算出的三維織構求得{554}225、{111}112與{111}110的X射線隨機強度比。最好是，組{100}011至{223}110取向的X射線強度比的平均值等於或大於4.0，而{554}225、{111}112與{111}110的X射線隨機強度比的算術平均值小於2.5。
更為理想的是，組{100}011至{223}110取向的X射線隨機強度比的平均值等於大於4.0，而{100}011或{112}110取向的X射線隨機強度比等於或大於5.0，而{554}225、{111}112與{111}110的X射線隨機強度比的算術平均值小於2.5。
上述晶體取向的X射線強度比對於彎曲時的形狀固定性有重要影響的原因尚不明了，但據信與晶體在彎曲變形時的滑移行為有關。
供X射線衍射用試樣經製備成使1/2板厚處的面成為測量面，為此是用機械拋光或類似方法將鋼板減薄至預定厚度，然後用化學拋光、電解拋光或類似方法除去毛刺。當鋼板厚度中心層處存在與偏析帶或缺陷等時，就不利於測量，可以按上述方法製備試樣，使得合適的面成為板厚3/8～3/8範圍內的測量面。
自然，若不僅是在1/2板厚附近，同時在儘可能多的厚度處滿足有關X射線強度比的限制條件，當可獲得更好的形狀固定性。注意，由{hkl}uvw表示的晶體取向指的是板面的法向平行於hkl而軋制方向平行於uvw。
軋制方向的r值(rL)和與軋制方向成直角方向的r值(rC)軋制方向的r值是本發明中的重要特徵值。具體地說，由於本發明人深入研究的結果，理解到，即令上述晶體取向的X射線強度比是適當的，也不能總能獲得良好的形狀固定性。在X射線強度比適當時，還要求rL與rC的至少一個必須等於或小於0.7，而最好等於或小於0.55。
確定rL與rC的下限並無特別需要。即令這些下限未加測定，也能取得本發明的效果。此r值是用於JIS No.5抗拉試驗件進行的抗拉試驗測定的。抗拉應變通常為15％，但當均勻伸長率小於15％時，則應在此均勻伸長率的範圍儘可能接近15％的應變下進行測定。
應注意到進行彎曲的方向因加工的部件而異，因而不需特別限制，但彎曲加工最好是在垂直於r值小的方向或接近垂直方向進行。
一般，已知在織構與r值間存在相關性，但在本發明中，有關上述晶體取向的X射線強度比的限制和有關r值的限制並非是同意語。本發明中，所需的形狀固定性可以通過只對X射線強度比進行限值求得，但要是同時滿足這兩種限制，則可以取得良好的形狀固定性。
微結構(1)從拉伸翻邊性與形狀固定性的觀點考慮。此種結構是形成為具有鐵素體或貝氏體為最大相的一種結構。注意在比較鐵素體與貝氏體的織構時，在貝氏體部分，有利於形狀固定性的{100}011至{223}110取向的織構是容易發展的，其原因並不清楚。但可以認為，貝氏體在熱軋制之際形成的形狀固定性中易於繼承奧氏體織構的優勢。
因此，最好使貝氏體的佔有率較大。根據這種觀點，貝氏體的面積百分率最好大於35％。
鐵素體或貝氏體的百分面積率是用100～500放大倍的光學顯微鏡，觀察板厚中央部分至少五個視場由其平均值求得。此外，加工中變形的鐵素體使成形性顯著變差，因而不包括於這些所述的百分面積數中。
至於其他的相，如果馬氏體、剩餘的奧氏體與珠光體的面積百分率大於5％，則拉伸翻邊性將變差。因此，以上三種結構的面積百分數應控制到等於或小於5％。
此外，當碳化鐵在晶界上的佔有率超過0.1或碳化鐵的最大粒度超過1μm，則碳化鐵便於晶界上連接而將顯著降低拉伸翻邊性。因此必須將碳化鐵在晶界處的佔有率減少0.1到或小於此值同時將碳化鐵的最大晶粒控制到等於或小於1μm。
由於希望碳化鐵的佔有率和最大粒度要儘可能地小，因而對下限不作特別限定。晶界為碳化鐵的佔有率由比率d/L給定，其中L為晶界在某個區中的總長，而d為碳化鐵在截面試樣中所佔有的各晶界長度的和。還可以通過對放大200倍或更大倍數的光學顯微鏡照片進行圖像處理而直接求得上述L與d。
作為較方便的方法，還能通過M/N求出此L與d，數N是於上述照片上繪出的直線與晶界的交點數n，數M是碳化鐵存在於上述N交點數之中的交點處的交點數。通過將此時所用直線數N設定為3或更大，可以保證有充分的測量精度。此外，上述照片的放大倍選擇為使得一條直線與晶界的交點數為10或更大。通過這樣地選擇照片的放大率，可以獲得足夠的測量精度。
微結構(2)在實際的汽車部件中，在一個部件中不僅會由彎曲產生的形狀固定性會成問題，同時在許多情形中，於此同一部件上的其他位置處還要求有良好的模壓成形性如拉伸成形性與深可拉拔性等。
為此，需要在彎曲時改進形狀固定性以控制織構，同時必須改進鋼板本身的模壓成形性。
本發明人等發現，為了提高拉成形性和同時滿足本發明的使rL與rC中至少之一為0.7或更小的特徵，最好是通過使鋼板中含有馬氏體來降低屈服比。
此時，當馬氏體的體積百分率超過25％，則不僅會將鋼板強度提高到超過所需水平，還能增大連接成網絡態的馬氏體的比例而顯著降低鋼板的加工性，因而25％確定為馬氏體體積百分數的最大值。
為了通過馬氏體來有效地降低屈服比時，當體積百分率中的最大相是鐵素體，則存在的馬氏體最好是3％或更大；而當其中體積百分率的最大相是貝氏體時，則存在的馬氏體最好是5％或更多。
當體積百分率中的最大相不是鐵素體或貝氏體時，鋼料的強度就會提高到超出所需水平並會降低其加工性或析出不需要的碳化物，不能保證所需的馬氏體量，而顯著降低鋼板的加工性，於是，此體積百分率中的最大相應限制為鐵素體或貝氏體。
再有，即令還包含有冷卻至室溫時未完全轉換的剩餘奧氏體，但它不會顯著影響本發明的效果。應注意的是，當由反射的X射線法發現剩餘奧氏體的體積百分率增大時，則屈服比加大，因此剩餘奧氏體的體積百分率最好是等於或小於2倍的或尤為最好是等於或小於馬氏體體積百分率。
除以上所述外，本發明的微結構能夠以等於或小於15％的體積數包括珠光體或滲碳體的一種或二種或多種。再有，除剩餘奧氏體外，本發明的微結構的體積百分率定義為由點計數法求得的值，即利用根據結構糙度確定的100～800放大倍的光學顯微鏡沿鋼板軋制方向1/4厚度部分處的橫剖面來觀察二至五個視場。
微結構(3)比較鐵素體與其他低溫產物(貝氏體、馬氏體、針狀鐵素體、魏氏組織鐵素體等)時，鐵素體的織構的發展程度強於其他產物。因此，為了確保高的形狀固定性，這種鐵素體的體積百分率最好調節到不超過80％。
如上所述，在實際汽車部件中，在一個部件中不僅會因彎曲產生的形狀固定性會成問題，同時在許多情形中，於此同一部件上的其他位置處還要有良好的模型成形性如拉伸成形性與深可拉拔性等。如此，需要在彎曲時通過控制織構改進形狀固定性，同時必須改進鋼板本身的模型成形性。本發明人等發現，最為理想的是將奧氏體留於鋼板中，作為提高深可拉拔性與拉伸成形性同時滿足本發明的使rL和rC中至少一個等於或小於0.7的特徵的方法。
在把奧氏體餘留於鋼板中時，若剩餘奧氏體的體積百分率小於3％，則改進拉伸成形性與深可拉拔性的效果小，因而將3％設定為剩餘奧氏體體積百分率的下限。剩餘奧氏體量越大，成形性越好，但要是體積百分率中含有的剩餘奧氏體的體積百分率達到或超過25％，則奧氏體的加工穩定性降低，而鋼板的加工性則相反地降低。因而將剩餘奧氏體的體積百分率的上限最好設定為25％。
另外，當體積百分率中的最大相不是鐵素體或貝氏體時，此鋼料的強度便提高到超過所需的水平，而會降低其加工性或由於不需要的碳化物的析出而不能保證所需數量的剩餘奧氏體，結果將顯著降低鋼板的加工性。於是此體積百分率的最大相限於鐵素體或貝氏體。
剩餘奧氏體是可根據《Joarnol of the Iron and steel Institate》，206(1968)，第60頁上公開的方法計算，其中採用例如Mo的Kα射線通過X射線分析，利用鐵素體的(200)平面與(211)平面上、奧氏體的(200)平面、(220)平面與(311)平面上的累積反射強度。
此外，鐵素體或貝氏體的體積百分率、體積百分率中的最大相，能夠用圖像處理或根據硝酸鉀侵蝕照片上的點計數法測量。
振動吸收應用部件例如前側部件的特徵是顯示出帽狀的剖面形。本發明人等分析過當這種部件在高速下受擠壓的變形，結果發現這種變形已發展到最大時有達到或超過40％高應變的變形，但是整個吸收能的約70％或更多被吸收於高速應力—應變曲線的10％或更小的應變範圍內。因此，在本發明中，作為吸收高速下衝擊能本領域的指標，採用了在10％或更小的高速變形時動態變形阻力。特別是以3～10％的範圍作為應變量最為重要，因而在高速拉伸變形時等價應變的3～10％範圍內的平均應變σdyn便被用作為衝擊能吸收的指標。這一在高速變形時的平均應力σdyn定義為動態拉伸試驗(在5×102～5×103(1/S)應變速率範圍內測量的)求得的，在3～10％應變範圍內的平均應變。
一般，高速變形時3～10％的平均應力σdyn隨著鋼板的靜態抗拉強度(於應變範圍5×10-4～5×10-3(1/S)範圍內測量的靜態抗拉試驗中的最大應變TS)的增加而加大。因此，此鋼材的靜態抗拉強度的增大將直接有助於吸收上述部件的衝擊能。
但當鋼板強度升高時，對此部件的成形性則變差，從而它難以獲得所需部件形狀。因此，最好使鋼板在相同TS條件下具有高的σdyn。特別是在對一部件加工時，應變大小基本是10％或更小，從而，為了改進成形性，重要的是對於成為部件進行定形時應考慮的形狀固定性和其他成形性的指標，在低應變範圍的應力是低的。
於是可以說，由於在5×10-4～5×10-3(1/S)應變速率範圍內，在變形時於3％～10％的等效應變範圍中σdyn與平均σst之間的差較大，在靜態上所有較優異的成形性，在動態上則可有較高的對衝擊能的吸收本領。
在上述關係中，特別是滿足是關係(σdyn-σst)×TS/1000≥40的鋼板，在對部件的成形性方面是優越的。同時與其他鋼板相比對衝擊能有較高的吸收本領域。因此可在不增加部件的總質量條件下獲得對衝擊能有高吸收性的部件。
作為本發明的試驗與研究結果，業已發現，對應於成形振動吸收應用部件如前側部件的預變形量，根據此部件的位置，最大時達到或大於20％，但在大多數位置上，等效應變則超過0％但不超過10％，知道了在此範圍中的預變形效應，就能對整個部件在預加工後的行為作出評估。因此，在本發明中，將等效應變中超過0％而不超過10％的變形選擇為在對部件加工時給定的預變形。
要是使等效應變中預變形超過0％而不超過10％後的σdyn與σst滿足上述(σdng-σst)×TS/1000≥40，則能使上述部件即使在預加工作後也能良好地吸收衝擊能。已知汽車的這種應用部件對衝擊能的吸收是通過滿足上述所需性質的模壓成形而產生的。
作為這種試驗與研究結果，本發明人等發現，(σdyn-σst)相對於相同水平的TS是依據對此部件加工前鋼板中所會剩餘奧氏體中的固溶碳C以及平均Mn等效質量％{Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2}而變化。
剩餘奧氏體中的碳濃度能夠由X射線分析或穆斯堡爾光譜通過試驗求得。例如對於板狀試樣，可以應用Co、Cu或Fe的Kα射線的X射線分析來測量此奧氏體的(002)面、(022)面、(113)面以及(222)面的反射角，其說明見《Elements of X-ray Diffraction》，B.D.Cullity著，已由Gentaro Matsumura譯成日文由Agune公司出板，可參看其第11章，根據反射角計算出晶格常數，奧氏體中的C濃度則由此取得的晶格常數，利用此奧氏體晶格常數與奧氏體中固溶C濃度的關係式，通過將其外插入cos2θ＝0(注意此θ為反射角)而測量出(此關係式例如參看R.C.Ruhl與M.Cohen，Transoction of The Metallurgical Society of AIME，Vol.245(1969)，pp.241-251中所述方程[1]，即晶格常數＝3.572+0.033×(C的質量％))。應注意到，其他元素對奧氏體的晶格常數的影響不大，故當存在其它元素時可忽略不計。
本發明人等根據自己的試驗結果發現，相對於相同的靜態抗拉強度TS，在按以上所述求得剩餘奧氏體中的固溶C(C)時，鋼板的(σdyn-σst)是一大的(σdyn-σst)，而通過採用由加入鋼料中的代用合金元素求得的Mneq(M＝678-428×C-33×Mneq)算出的值是-140～180。
此時，若M超過180，剩餘奧氏體於低應變區轉變為硬馬氏體，同時提高了控制成形性的低應變區中的靜應力。結果，不僅降低了形狀固定性與其他成形性，且使得(σdyn-σst)的值變小，從而不能取得良好的成形性與衝擊能的高吸收性。為此將M控制成為180或更小。同樣，當M＜-140，剩餘奧氏體的轉變限於高應變區，於是可以獲得良好的成形性，但卻喪失了提高(σdyn-σst)的效果，因而M的下限設定為-140。
此外，按照等效應變預變形給定為大於0％而小於10％通過上述方法可以測量出，剩餘奧氏體的體積百分數。為了在模壓成形後獲得衝擊能的高吸收性，在5％的等效應變塑性加工後的剩餘奧氏體體積百分率應為2％或更大。
本發明的效果可以不必於預變形後特別地確定剩餘奧氏體體積百分率的上限求得。但當這一百分數量超過120倍的鋼板的C濃度(質量％)時，奧氏體的穩定性就不充分，結果便降低成形性與衝擊性能的吸收性。因此，剩餘奧氏體的體積百分率最好控制到120×C(％)或更小。這裡的預變形方式可以採用任何的轉變形式如單向拉伸、彎曲、模壓成形、鍛造、軋制、管成形或管膨脹等。
再有，當在5％等效應變的預成形之前和之後的剩餘奧氏體體積百分率的比小於0.35時，則不能獲得衝擊能的高吸性，因而將0.35設定為這種比值的下限。同樣，若不特定此比值的上限也可獲得本發明的效果，但當於此時將10％的等效應變的預變形設定為當前給定的最大預變形時，當此比值超過0.9時剩餘的奧氏體會穩定得超過所需的水平而將降低預期的效應。因此，在給定10％的等效應變的預變形之前與之後的剩餘奧氏體體積百分率比最好控制到0.9或更小。
當按體積百分率計，剩餘奧氏體的平均粒度變得比最大相的鐵素體或貝氏體的粒度大時，剩餘奧氏體本身的穩定性則將降低，同樣，成形性與衝擊能的吸收性也將降低。因此，剩餘奧氏體的粒度最好儘可能地小。於是，剩餘奧氏體的平均粒度相對於在體積百分率中具有最大相位的鐵素體或貝氏體的粒度之比最好為0.6或更小。本發明的效果雖可在不特定這一比值的下限取得，但極細的剩餘奧氏體粒度會將奧氏體穩定到所需水平之上而減小剩餘奧氏體的效果。因此，剩餘奧氏體的平均粒度相對於在體積百分率中為最大相的鐵素體或貝氏體的粒度之比最好是0.05或更大。
本發明可以應用於從具有低抗拉強度級的軟鋼板到高強度級的所有鋼板。若是上述限度能滿足，則可顯著改進鋼板的彎曲成形性。換言之，前述X射線強度比與上述r值乃是有關超過鋼板機械強度級限制的彎曲變形的基本材料指標。
上述定義可以普遍地適用於所有鋼板，因而基本上不需特別限制鋼板類型。但當從實用觀點觀察時，在涉及到本發明技術可應用到的鋼板類型方面，這類鋼板則包括從軟鋼板到高強度鋼板中的任何鋼板。自然，也毋需區分熱軋或冷軋鋼板。
本發明可應用的鋼板組成包括例如超低碳鋼板、所謂的IF(無晶隙)鋼板，其中的固溶碳或氮為Ti或Nb固定，低碳鋼板、固溶強化的高強鋼板、沉積強化的高強鋼板、通過轉變的結構如馬氏體或貝氏體強化的高強鋼板，以及結合上述各強化機制而有的高強鋼板。
本發明的薄鐵素體鋼板的基本組值按重量％計為C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小於3％；P0.005～0.15％；S小於0.03％；Al0.01～3.0％；N小於0.01％；O小於0.01％；以及剩餘物Fe和不可免的雜質。此時，必需時還可包含按重量％計的選自下述這組中的一種元素，按重量計，Ti小於0.20％；Nb小於0.20％；V小於0.20％；Cr小於1.5％；B小於0.007％；Mo小於1％；Cu小於3％；Ni小於3％；Sn小於0.3％；Co小於3％；Ca0.0005～0.005％；REM0.001～0.02％。
C有助於在室溫下穩定奧氏體和保持所需體積百分率的剩餘奧氏體，且在加工和熱處理中集中於未轉變的奧氏體中，而能相對於剩餘奧氏體的工作改進穩定性。Si是能有效於提高鋼板機械強度和防止成形型降低與表面缺陷的元素。Mn也是所有效地用於提高鋼板機械強度的元素，所添加的量最好滿足Mn/S≥20以抑制熱軋時產生裂紋。P與S的添加能制止加工性的降低和熱軋與冷軋中開裂。Al這種元素能穩定鐵素體且可提高鐵素體的體積百分率的作用，因而能改進鋼板的加工性，Al還能抑制滲碳體的生成和能使C有效地集中於奧氏體中，因而是用於在室溫下將奧氏體保持合適體積百分率的基本元素。N是類似於C穩定奧氏體的元素。O形成氧化物，降低鋼材的加工性特別是由抗伸翻邊性所代表的極限變形性，同時也降低鋼板的疲勞強度與韌性。
Ti、Nb、V與B抑制了奧氏體相在熱軋時的再結晶或降低γ→α的轉變溫度，因而促進了發展這種織構，極其有利於形狀固定性，特別是在{112}110取向中，同時有助於通過例如C與N的固定機制、沉積強化機制、織構控制機制與細粒度的強化機制等來提高質量。Mo、Cr、Cu、Ni與Sn能有效地提高機械強度和改進質量。Ca、Mg與其餘物質的加入則有助於脫氧和控制硫化物的形成。
下面說明本發明鋼板的幾種改變形式。
鐵素體鋼板所用的材料按重量％計最好包括C0.0001～0.25％；Si0.001～2.5％；Mn0.1～2.5％；P0.005～0.2％；S≤0.03％；Al≤2.0％；N≤0.01％；P0.05～0.2％；S≤0.03％；Al≤2.0；N≤0.01％；必要時還可含有以下元素的一或多種Ti0.005～0.20％；Nb0.001～0.20％；B0.0001～0.070％。還可以根據鋼板的種種用途而加入Mo、Cu、Ni、Sn、Ca與Mg的一或多種。
在這種鐵素體鋼板中，組份元素所添的範圍滿足下式(1)與(2)所示條件，以獲得在低於Ar3轉變溫度下的溫度進行精整熱軋時用於形狀固定性的合適織構。若是下述兩式滿足，則於卷取中在再結晶的α區中進行精整熱軋制。當進一步施加冷軋與退火時，可以發展隨機織構。203C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu+700P+200Al＜30 (1)44.7Si+700P+200Al＞40(2)高拉伸翻邊性鋼板(a)所用的材料按重量％計最好包括C0.0001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn0.05～3％；P≤0.02％；S≤0.03％；Al0.01～3％；N≤0.01％；O≤0.01％；還可任選包括下述元素的一或多種Ti0.005～1％；Nb0.001～1％；V0.001～1％；Cr0.01～3％；B001～0.01％。還可以根據鋼板的不同用途而添加Mo、Cu、Ni、Sn、Ca與Mg的一或多種。
高拉伸翻邊性鋼板(b)所用材料按重量％計最好包括C0.0001～0.15％；Si0.001～3.5％；Mn0.05～3％；P≤0.02％；Si≤0.03％；Al0.01～3％；N≤0.01％；O≤0.01％；還可任選包括下述元素的一或多種Ti0.01～2％；Nb0.01～2％。可能根據鋼板的種種用途而添加V、Mo、Cr、Cu、Ni、Sn、Ca與Mg中一或多種。
高加工性的高強鋼板所用材料按重量％計最好包括C0.04～0.3％；Al+Si≤3％；CoSi0.01～3％；Mn、Ni、Cr、Cu、Mo與Sn的總量≤3.5％；P≤0.2％；S≤0.03％；N≤0.01％；O≤0.01％；B0002～0.01％；Ti、Nb與V的總量0.001～0.3％。還能根據鋼板的種種用途添加Ca、Mg、REM的一或多種。
低屈服比高強度鋼板所用材料按重量％計最好包括C0.02～0.3％；Al+Si，0.05～3.0％；Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Sn、Co的總量0.05～3.5％；P0.005～0.20％；S≤0.03％；N≤0.01％；O≤0.01％；B0.0005～0.01％；Ti、Nb與V的總量0.005～0.3％。還能根據鋼板的種種應用目的添加Ca、Mg、REM的一或多種。
下面說明本發明的生產方法。
(1)鐵素體鋼板的生產方法(A)於熱軋之前生產鋼料的方法不作特別限制。具體地說，在用鼓風爐或電爐等熔化與精煉之後，可以進行種種二次精煉作業，然後用通常的方法連續鑄鋼、用鑄錠法鑄鋼或鑄成扁鋼錠。在連續澆鑄情形，鋼可再次冷卻到低溫，然後再次加熱或將扁鋼錠連續熱軋，還能夠利用廢鋼作為原料。
本發明的形狀固定形狀優異的鐵素體薄鋼板也可以這樣地製得澆鑄具有上述組成的鋼料，然後經熱軋再冷卻之；熱軋，然後冷卻它或用酸洗它，然後再熱處理；熱軋它，然後冷卻與酸洗，冷軋再將其退火；或於熱浸塗料中對熱軋或冷軋鋼板作熱處理；或是對鋼板作獨立的表面處理。
當根據鋼的化學組成的重量確定的(Ar3-100)℃完成上述(A)的熱軋時，或是在此熱軋的後半階段。將此熱軋進行到使得在(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃的總的壓縮率成為25％或更大。當不進行上述軋制時，已軋制的奧氏體的織構不會充分發展，在最終獲得的熱軋鋼板中不能獲得預定的X射線強度級的晶體取向。因而在(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃的壓縮率之和的下限設定為25％。
在(Ar3-100)℃～(Ar+100)℃的總的減小率越高，能夠期望形成的織構也愈清晰，因而最好將此壓縮率設定為35％或更大，但要是這種壓縮率之和超過97.5％，則必須過量地提高軋制機的鋼性，則就造成經濟上的缺點。因此，壓縮率的和最好控制成97.5％或更小。
在上述生產方法(A)中，要是熱軋輥與鋼板在(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃的熱軋制時的摩擦係數超過0.2，就會在此鋼板表面鄰近發展成主要包括{110}平面的晶體取向而降低形狀固定性。於是，在希望有較好的形狀固定性時。最好將熱軋輥與鋼板的摩擦係數，在於(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃熱軋時於至少一個軋制道次中設定為0.2或更小。
上述摩擦係數最好儘可能地低。當需要有更好的形狀固定性時，最好將摩擦係數對於在(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃的所有軋制道次均設定成0.15或更小。
為了在以上述方式形成奧氏體織構之後獲得最終的熱軋制鋼板，必須在To溫度或低於該溫度下卷取它。因此，根據鋼的化學組成的質量％所確定的To被設定為此卷取的上限。此溫度To在熱力學上定義為這樣的溫度，在此溫度下，奧氏體同由與此奧氏體的同樣成份組成的鐵素體具有一致的自由能，並在考慮到碳以外成份的影響下能用下式(1)簡單地計算。但在本發明確定之外的成份對溫度To的影響並不大，在此於以略去。
To＝-650.4×C％+B (1)式中的B是根據下述方程由鋼的化學組成確定的值B＝-50.6×Mneq+894.3Mneq＝Mn％+0.24×Ni％+0.13×Si％+0.38×Mo％+0.55×Cr％+0.16×Cu％-0.50×Al％-0.45×Co％+0.90×V％在將按上述方式製得的熱軋鋼板(或熱處理的熱軋鋼板)冷軋，然後退火而得到成品鋼板時，採用壓縮率小於80％的冷軋。當冷軋的總壓縮率為80％或更大，{111}面與{554}面的組份在平行於總的冷軋再結晶織構板面的晶面上的，X射線衍射的累積面強度比將變大，而不能再滿足本發明中為鐵素體鋼板所規定的有關晶體取向的要求。因此，上述冷軋的壓縮率的上限設定為80％。為了提高形狀固定性，最好將這種冷軋壓縮率限制為70％或更小，更好是50％而還要好是30％。
在上述壓縮率範圍內冷軋加工的鋼板退火時，若退火溫度小於600℃，則變形的微結構將保持，成形性明顯下降。因此退火溫度的下限設定為600℃。另一方面，當退火溫度過高，由再結晶生成的鐵素體織構由於在轉變到奧氏體後因奧氏體晶粒生長而無規則化，因而也使最終所得鐵素體的織構無規則化。特別是當退火溫度超過(Ar3+100)℃時，上述傾向更為明顯，如此將此退火溫設定為(Ar3+100)℃或更小。
本發明中得到的微結構主要包括鐵素體，但還可能包括珠光體、貝氏體、馬氏體和/或作為異於鐵素體奧氏體的金屬結構。此外還可以包含有例如碳的氮化物之類化合物。特別是，馬氏體或貝氏體的晶體結構等效於或類似於鐵素體的晶體結構，因而即使是這些結構取代鐵素體而形成了主要組份，也不會帶來任何困難。
注意到本發明的鋼板不僅可以用於彎曲，還可以用於複合成形，包括彎曲、拉伸成形、深拉以及其他類型的彎曲加工。
(2)鐵素體鋼板的生產方法(B)當熱軋溫度變為Ar3轉變溫度或小於該溫度時，在軋制前產生的鐵素體起作用，形成了作為峰值織構的{100}011的強軋制結構。於是在為Ar3轉變溫度或小於該溫度下進行精整軋制。軋制的終結溫度的下限雖不受限制，但若是低於400℃，則將加大軋機的負荷，因而此軋制最好在超過400℃下完成。若是此軋制終結溫度超過Ar3轉變溫度，就不能取得有利於形狀固定性的優點的織構，因而將軋制終結溫度的上限設定為Ar3轉變溫度。為了最終將高溫下工作的鐵素體織構改變為有利於冷卻後的形狀固定性的織構，必須在冷卻或一次冷卻再加熱的同時使高溫下工作的鐵素體恢復與再結晶。在Ar3轉變溫度或小於該溫度下的壓縮率雖無特別限制，但要是它小於25％，則不能充分發展相應織構，而當它超過85％，則將發展成降低形狀固定性的結構，因而最好將壓縮率控制到25～85％。當需獲得更好的形狀固定性時，最好將熱軋輥與鋼板的摩擦係數控制到至少是在精密軋制的一個道次中為0.2或更小。這種摩操係數應儘可能地低。在需要特殊嚴格的形狀固定性時，則最好在精密軋制的所有道次中將摩擦係數控制到0.15或更小。
(3)生產高拉伸翻邊性鋼板的方法(a)本發明的這種形狀固定性優越的鋼板可以這樣地獲得澆鑄具有上述組成的鋼料，然後將其熱軋再冷軋；熱軋然後將其熱處理；熱軋然後冷卻與酸洗、冷卻再將其退火；或是於冷浸漬線上將此熱軋鋼板或冷軋鋼板鍍層或在熱浸洗線將其熱處理；或是對此鋼板作獨立的表面處理。
當於熱軋作業的後半部，不在Ar3至(Ar3+100)℃進行總的壓縮率為25％或更大的軋制時，就不會充分地發展成軋制的奧氏體織構，因而即便加以冷卻，在最終製得的熱軋鋼板中也不能取得本發明所規定的預定X射線強度級的晶體取向。因此，於Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃下壓縮率之和的下限設定到25％。
在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃下總的壓縮率越大，則可以期望所形成的織構愈清晰，故壓縮率控制到35％或大於此值但當此壓縮率之和超過97.5％就必須過大地提高軋機的剛性，這在經濟上是不利的。因而最好將此壓縮率之和控制到97.5％或更小。
在此，於(Ar3+100)℃或更小進行熱軋時，當此軋制不是在熱軋輥與鋼板的摩擦係數為0.2或更小條件下進行時，也即此摩擦係數超過0.2時，則主要由{110}面構成的晶體取向便會在鋼板表面鄰近形成，而將降低形狀固定性。因此，當需要有較好的形狀固定形時，熱軋輥與鋼板的摩擦係數對於在(Ar3+100)℃或更小熱軋時至少一個道次要控制到0.2或更小。這一摩擦係數最好是儘可能地低。對於要求有進一步更佳的形狀固定性時，最好在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃下對熱軋的所有道次，將此摩擦係數控制到0.15或更小。
從成形性方面考慮，上述熱軋的終軋溫度必須設定到Ar3轉變溫度或更大。這一終軋溫度的上限雖未作特殊限定，但為了使形狀固定性中優異的織構更為清晰，將其上限設定為(Ar3+50)℃或更小。
為了使製得的成品熱軋鋼板能保持依上述方式形成的奧氏體織構，必須在所述方程(1)所示溫度To或小於該溫度下對此鋼板進行卷取。因此將根據鋼料組成確定的To設定為此卷取溫度的上限。
同樣，當此熱軋制溫度成為Ar3轉變溫度或較此為低的溫度時，則在加工之前形成的鐵素體便起作用而形成結實的軋制織構。為了將這種結構最終變為有利於形狀固定性的織構，必須在冷卻或一度冷卻然後再加熱到500℃至Ar3轉變溫度達10～120分鐘時，通過在350℃至Ar3轉變溫度卷取此鋼板，使此在高溫下工作的鐵素體相恢復和再結晶。
對於在Ar3變形溫度或較此溫度為低的溫度下的總壓縮率小於25％的情形下，即使在再結晶溫度或大於此溫度下卷取，或如果冷卻然後再加熱以恢復和再結晶時，也不能獲得本發明中所規定的預定X射線強度級的晶體取向。因此，最好是將A3轉變溫度或小於此溫度下的總的壓縮率的下限設定為25％，而更好是35％。
此外，當一度冷卻而再加熱此鋼板時，如果此加熱溫度低於500℃，則加工性降低，而要是此加熱溫度高於Ar3轉變溫度，則形狀固定性變差。因而上述加熱溫度限於500℃至Ar3轉變溫度的範圍。對熱軋終結溫度雖不作特別規定，但要是此溫度低於300℃則將加大軋機的負荷，因而將其設定為300℃或更大。
這裡，當軋制不是在熱軋輥與鋼板於熱軋時的摩擦係數為0.2或更小的情形而是在小於0.2的情形下進行時，則主要由{110}面構成的晶體取向會在鋼板的表面附近發展，使形狀固定形降低。因此，為了獲得較好的形狀固定性，要至少對於在Ar3或小於Ar3進行熱軋的一個道次，使軋輥與鋼板間的摩擦係數最好控制在0.2或更小。所期望的摩擦係數儘可能地低。在要求有特別嚴格的形狀固定性時，則最好對於在Ar3或小於Ar3熱軋中所有的道次，將摩擦係數控制到0.15或更小。
當將上述方式獲得的熱軋鋼板冷軋，然後退火以獲得最終的鋼板時，若此冷軋的總的壓縮率成為80％或更大時，則{111}面與{554}面的組份，在平行於總的冷軋再結晶織構的板面的晶面上X射線衍射累積的面強度比上將變大。從而本發明所定義的鐵素體鋼的結晶方向使用便得不到滿足。因此，上述冷軋中的壓縮率的上限設定為80％，為了提高形狀固定性，此冷軋壓縮率限制為70％或更小，更好是50％或更小而尤為更好是30％或更小。
在對於上述壓縮率範圍冷加工的冷軋鋼板進行退火時，若退火溫度低於600℃，則變形的微結構繼續保持而成形性將顯著變差，為此將此退火溫度設定為600℃。
另一方面，當此退火溫度過高，則因此再結晶產生的鐵素體的織構便會由於轉變為奧氏體後的奧氏體晶粒生長而無規則化，同樣此最終所得的鐵素體織構也無規則化。特別是這種傾向會在退火溫度超過(Ac3+100)℃將更加凸顯，為此將退火溫度設定到(Ac3+100)℃或更小。在有需要時還能對冷軋的鋼板應用平整。
注意到本發明的鋼板不僅可用於彎曲，還能用於複合成形，主要包括彎曲、拉伸成形、深拉以及其它類型的彎曲加工。
(4)生產高拉伸翻邊性鋼板的方法(b)這種鋼板可以通過下述方式製得澆鑄具有前述組份的鋼料，然後熱軋再將其冷軋；熱軋，然後冷卻與酸洗、冷卻再將其退火；或者熱浸漬線上對熱軋鋼板或是冷軋鋼板進行鍍層或是熱處理；或是對鋼板進行獨立的表面處理。
在所有情形下，熱軋制時的加熱溫度都是1150～1350℃。若是加熱溫度小於1150℃，則Ti或Nb的碳化物將不再為固溶的，減少了使織構凸顯的作用。而在熱軋之後，粗粒的碳化物便析出出而降低拉伸翻邊性。另一方面，即使將加熱溫度設定到1350℃以上，也只是使效果飽和而對成本與設備則是不利的，因而將熱軋時的加熱溫度上限設定為1350℃。
為了獲得作為本發明中所確定的預定X射線強度級的峰值織構的{112}110的晶體取向，必須在Ar3轉變溫度或大於此轉變溫度下進行熱軋。在此熱軋作業的後半段，若是在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃不是進行總體壓縮率為25％或更大軋制時，則所軋制的奧氏體織構不會充分的發展，因而即使對最終獲得的熱軋鋼板施加冷卻，也不能得到本發明中規定的預定X射線強度級的晶體取向。因此，在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的上述壓縮率和的下限設定為25％。
在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的總的壓縮率越高，則能期望形成的織構愈明晰，因而總的壓縮率控制到35％或更大。但當此壓縮率和超過97.5％，就不得不過度地提高軋制機的剛性，而這在經濟上是不利的。因此，這種壓縮率的和最好控制到97.5％或更小。
若熱軋終軋溫度低於Ar3變形溫度，就不再出現在組{100}011～{223}110取向中特別發展{112}110取向的現象，但如果超過(Ar3轉變溫度+100)℃，則整個織構無規則化而形狀固定性下降。因此，軋制終結溫度限制於Ar3轉變溫度至(Ar3轉變溫度+100)℃範圍。注意此熱軋終結溫度的上限最好設定為(Ar3轉變溫度+50)℃在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃進行熱軋時，當熱軋輥與鋼板的摩擦係數超過0.2，主要由{110}面組成的晶體取向便在鋼板表面鄰區中的板面處發展而使形狀固定性降級。因此當要求有較好的形狀固定性時，最好將熱軋輥與鋼板的摩擦係數對於在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的熱軋中至少一個軋制道次控制到0.2或更小。
上述摩擦係數最好儘可能地低，其下限並無限定，但當需要更好的形狀固定性時，對摩擦係數最好在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的熱軋中對所有軋制道次最好控制到0.15或更小。這一摩擦係數的測量方法雖未特定規定，但如一般周知，最好根據前進速率與軋制負荷求出。
為使最終熱軋制鋼板維持依上述方式形成的奧氏體織構，在熱軋終結後，必須將此鋼板按10℃/S或更大的平均冷卻速度冷卻到前述方程(1)所示的To溫度或小於該溫度。
當此鋼板於卷取時該平均冷卻速率變大，有關TiC或NbC析出的驅動力便增大，因而此平均冷卻速度最好為30℃/S或更大而尤為最好是50℃/S或更大。但在實際中難以將此平均冷卻速率控制到200℃/S以上，為此希望將其控制到200℃/S或更小。
冷卻後的卷取是在450～750℃區域進行。當卷取溫度小於450℃，TiC或NbC的細小析出減少而增多了降低拉伸翻邊生的碳化鐵。此外，當此溫度超過750℃，TiC或NbC會在晶界上粗化而降低拉伸翻邊性。根據上述觀點，此鋼板最好在500～700℃區域卷取。
為了獲得作為本發明中規定的預定X射線強度級的峰值結構的{100}011晶體取向，必須在(Ar3+50)℃至(Ar3+150)℃之間進行總的壓縮率為25％或更大的熱軋。當此條件不滿足，奧氏體的加工不充分而其織構不能充分發展。
在(Ar3+50)至(Ar3+150)℃總的壓縮率越高，就可以期望所形成的織構更清晰，因而最好將此總的壓縮率設定為35％或更大，但要是此壓縮率的和超過97.5％，就必須過大地提高軋機的剛性而這在經濟上不利的，因而最好將其控制到97.5％或更小。
為了顯著地提高這種織構在{100}011取向中的累集作用，最重要的是在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃連續地施加5～35％的減縮。這是因為至關重要的是在高溫區充分起作用的奧氏體至少是部分再結晶的階段進一步作適當數量的減少，同時在此之後促使鐵素體立即轉變以發展{100}011取向。
因此，即使是在小於(Ar3-100)℃下進行減縮，但業已完成了鐵素體轉變的區域太大，而不能發展{100}011。
當這種減縮是在(Ar3+50)℃上進行時，所引入的應變到鐵素體變形終止時恢復，因而{100}011不發展。
此時，若壓縮率小於5％，包含{100}011至{223}110的整體織構成為無規則的，而要是此壓縮率超過35％，對{100}011取向的累集作用將變弱，於是將在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃溫度區域內的壓縮率控制為5～35％。注意這種壓縮率最好控制到10～25％。
熱軋在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃溫度範圍內終結。當此熱軋溫度小於(Ar3-100)℃，則加工性顯著降低，而當其超過(Ar3+50)℃，則此織構的集結作用不充分而形狀固定性變差。
當按上述方式獲得的熱軋鋼板再進行冷軋然後退火以製得最終的鋼板時，如果此冷軋總的壓縮率成為80％或更大時，則{111}面與{554}面的組份在平行於總的冷軋再結晶結構的板面的晶面中X射線衍射累積平面強度比中會增大，使得有關本發明中對於鐵素體鋼板所規定的晶體取向要求不再滿足。於是此冷軋的壓縮率上限設定為80％。為了提高形狀固定性，此冷軋壓縮率宜限制為70％或更小，更好是50％或更小而還要好是30％或更小。
在將於上述壓縮率範圍冷卻的冷軋鋼板退火時，若退火溫度小於600℃，則變形的微結構保持而成形性顯著減低，因而將退火溫度下限設定為600℃。另一方面，當退火溫度超過800℃，則TiC與NbC將會粗化而擴展性則降低，與此同時也使形狀固定性變差。於是將退火溫度上限設定為800℃或更低，根據需要還能對此已冷軋鋼板進行平整。
注意本發明的鋼板不僅能用於彎曲還可用於複合成形，這主要包括彎曲、拉伸成形與深拉以及其他的彎曲加工。
(5)生產高加工性高強鋼板的方法首先說明板坯的再加熱溫度。具有預定組成的鋼經澆鑄成後直接地或在一度冷卻到Ar3轉變溫度或低於此溫度後熱軋，然後再加熱。當此時的再加熱溫度小於1000℃時，則需要應用某種加熱裝置將熱軋終結溫度保持於本發明的規定範圍內直到熱軋完成，為此將1000℃設定為此板坯再加熱溫度的下限。同樣，當此重熱溫度超過1300℃，就會在加熱時起皮，使合格率降低，同時增加生產成本，因而將1300℃設定為再加熱溫度的上限。
通過上述熱軋和其後的冷軋，形成了預定的微結構並控制這種結構。最終所得的鋼板織構因熱軋的溫度區而有很大變化，當熱軋溫度小於(Ar3-50)℃，則在完成熱軋後所保留的奧氏體不充分，這之後的微結構不能控制而餘留有大量的變形的鐵素體，因而(Ar3-50)℃被設為熱軋終結溫度的下限。本發明不必特定熱軋終結溫度的上限，只要它為再加熱溫度或更低就能取得所需效果，但在低溫下軋制就會使鋼板織構的發展變得較為突出，此外會由於微結構的精煉而提高延性，於是最好將熱軋終結溫度設為(Ar3+150)℃或更低。
此外，在該熱軋中，於(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃內的壓縮率將對最終所得鋼板中織構的形成有很大影響。當在上述溫度範圍內的軋制壓縮率小於25％時，織構的發展就不充分了，而最終所得鋼板不具有良好的形狀固定性，於是將(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃的壓縮率的下限設為25％。壓縮率愈高，則所需的織構發展得也愈多，因而在上述溫度範圍內的縮減率最好50％或更大而尤為更好是75％或更大。
注意到已設定Ar3＝901-325×C％+33×Si％+287×P％+40×Al％-92×(Mn％+Mo％+Cu％)-46×(Cr％+Ni％)即便是在通常的熱軋條件下進行上述溫度範圍內的熱軋，最終鋼板的形狀固定性也是高的，但當進行控制使有關摩擦係數在上述溫度範圍內進行熱軋的至少一軋制道次中為0-2或更小時，此最終鋼板的形狀固定性將變得更高。
此外，在精整熱軋前，為了除去鱗片而進行的水力噴射、噴砂等處理，能如所需提高最終鋼板的表面質量。
在熱軋後的冷卻中，最重要的是控制卷取溫度，但平均冷卻速率最好為15℃/秒或更大。這種冷卻最好在熱軋之後平穩地開始。此外，在此冷卻中途提供空氣冷卻不會損害最終鋼板的性質。
為了使最終熱軋鋼板保持有依上述方式形成的奧氏體結構，必須在前述方程(1)所示To溫度或小於該溫度下卷取鋼板。因此，由鋼料組份決定的To便設定為此卷取溫度的上限。
當在由鋼板的化學組成決定的溫度To或大於此溫度時完成冷卻並原樣地卷取時，即令滿足上述熱軋條件，也不會在最終所得鋼板中充分發展所需結構，而鋼板的形狀固定性不會提高。
當卷取溫度高於480℃，鋼板中未能保持足夠量的奧氏體，因此將480℃設定為卷取溫度的上限。另一方面，當卷取溫度小於300℃，則鋼板中剩餘的奧氏體不穩定，鋼板的可加工性顯著降低。故將300℃設定為卷取溫度的下限。
當本發明的鋼板是由冷軋與退火生產時，就必須在熱軋之後充分發展所需的織構。為此目的，基於上述理由，必須將加熱溫度確定為1000～1300℃，在(Ar3-50)℃或大於此溫度下結束熱軋，並在此時將(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃的壓縮率下限控制到25％。
在上述溫度範圍內的熱軋時，當控制成使前述摩擦係數在至少一軋制道次中成為0.2或更小時，則最終鋼板的形狀固定性變得更高。在熱軋之後，當冷卻後的卷取溫度高過To，就不能通過冷軋與其後的退火來發展所需的結構，因而不能實現良好的形狀固定性。因此在前述方程(1)中所示的To便被設定為卷取溫度的上限。
上述卷取溫度可以是To或更小，但若它小於300℃，則冷軋時的變形阻力增大，因而鋼板最好在300℃或大於此溫度下卷取。此外，在精整熱軋前，為了除去鱗片而進行的水力噴射、噴砂等處理，能如所需提高最終鋼板的表面質量。
由上述方法生產出的熱軋鋼板在經酸洗後再進行冷軋，若冷軋壓縮率超過95％，冷軋負荷增加得太快，因此此冷軋最好在壓縮率為95％或更小下進行。為了提高形狀固定性，此冷軋壓縮率最好為70％或更小而尤為更好是50％或更小。
冷軋後的退火是在連續退火線下進行。若此退火溫度小於由鋼料組成確定的AC1溫度時，這意味剩餘奧氏體不包含在最終鋼板的微結構中，於是將AC1溫度設定為退火溫度的下限。當此退火溫度超過鋼料組成確定的AC3溫度時，經熱軋而形成於此鋼材內的許多織構便被破壞，因而最終所得鋼板的形狀固定性降低。於是AC3溫度設定為此退火溫度的上限。為了實現最終所得鋼板的形狀固定性與加工性，此退火溫度最好為(AC1+2×AC3)/3℃或更小。
注意下述設定
Ac1(℃)＝723-10.7×Mn％-16.9×Ni％+29.1×Si％+16.9×Cr％Ac3(℃)＝910-203×(C％)1/2-15.2×Ni％+44.7×Si％+31.5×Mo％+13.1×W％-30×Mn％-11×Cr％-20×Cu％+70×P％+40×Al％。
當退火後冷卻時的平均冷卻速率小於1℃/sec，則最終所得鋼板的織構發展不充分而不能取得良好的形狀固定性。因此將1℃/sec設定為冷卻速率的下限。此外，對於厚度範圍為0.4mm至3.2mm的所有鋼板，若將平均冷卻速率控制到250℃/sec，則在實際應用中需要作過大的投資，因而將250℃/sec設定為冷卻速率的下限。在此冷卻中，可以將退火後10℃/sec或更低的低的冷卻速率的冷卻與在20℃/sec或更高的高的冷卻速率結合起來。
冷卻之後，當於300～480℃溫度區中的停留時間之和小於15秒，則在最終所得鋼板的剩餘奧氏體的穩定性低而不能求得高的加工性，於是將15秒設定為300℃～480℃溫度區中總停留時間的下限。當此停留時間超過30分，就必須有過長的爐子，這將給經濟上帶來不利影響，因而將30分設定為在300℃～480℃溫度區中總的停留時間的上限。也可以在冷卻之後在300℃～480℃溫度區停留之前將鋼板一度冷卻到200℃～300℃，然後再加熱它並將其保持於300～480℃的溫度區。
下面說明光整冷軋。
在發貨之前對上述方法生產的本發明的鋼板施加光整冷軋不僅能改進鋼板的外形，還能提高鋼板對衝擊能的吸收性。此時，若光整冷軋壓縮率小於0.4％則上述效果很小，因此將0.4％設定為光整冷軋壓縮率的下限。而為了在超過5％壓縮率之上進行光整冷軋，就必須改建通常的光整冷軋機，結果使成本增大且顯著降低加工性，於是將5％設定為光整冷軋壓縮率上限。
為了使製得的鋼板有良好的加工性，最好是使此製品的抗拉強度(TS/MPa)按通常JIS No.5抗拉試驗所求得，同時其總的延伸率(E1/％)(TS×E1/MPa％)為19000或更大。此外，為了使此鋼板通過模壓成形與彎曲或液壓成形而形成部件後表現出對衝擊能有良好的吸收性，最好是使施加10％等效應變的預應力之前與之後的剩餘奧氏體的體積百分率為0.35％或更大，而在施加10％等效應變的預應力後為0.130或更多的加工硬度指標為5～10％。
鍍層類型並無特別限制。本發明的這方面的效果也可以通過電鍍鋅、熱浸漬、蒸汽沉積鍍層的任何一種求得。
本發明的形狀固定性優異的鋼板不僅可用於彎曲，還能用於複合成形，包括彎曲、拉伸成形與深拉以及其類型的彎曲加工。
(6)生產低屈服比高強鋼板的方法首先說明扁鑄坯的再加熱溫度。對調整到所需成份的扁鋼坯(扁鑄錠)進行澆鑄，然後直接地或在一度冷卻到Ar3轉變溫度或小於此溫度後進行熱軋，再進行再加熱。
當此時的再加熱溫度小於1000℃，則熱軋制終結溫度除非安裝某種加熱裝置直到熱軋結束是不能控制在此本發明的溫度範圍內的。因而將1000℃設定為此再加熱溫度的下限。另一方面，當再加熱溫度超過1300℃，由於在加熱時產生鱗皮就會降低合格率，同時就增大了成本，故將1300℃設定為再加熱溫度的上限。
以下說明熱軋條件。
通過熱軋與其後的冷卻，將鋼板控制到預定的微結構與織構。最終所得鋼板的織構根據熱軋的溫度區而有很大變化。
當熱軋終結溫度小於(Ar3-50)℃，在熱軋完成後餘留的奧氏體量則不充分，在此後不能進行微結構控制而保留有大量已變形的鐵素體。因而將(Ar3-50)℃設定為熱軋終結溫度的下限。
同時，必須將熱軋制終結溫度控制到(Ar3+100)℃或低於此溫度以便獲得所需織構。
此外，在熱軋中，在(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃中的壓縮率會對最終鋼板織構的形成產生很大影響。當上述溫度範圍內壓縮率之和小於25％，織構的發展將不充分而最終所得鋼板不能顯示出良好的形狀固定性，因而將25％設定為(Ar3-50)℃～(Ar3+100)℃溫度範圍內壓縮率的下限值。
壓縮率愈高，所需織構更為發展，於是此壓縮率最好為50％或更大而尤為最好是75％或更大。
再有，在軋機機座的多階段中所加應變的積累效應在連續熱軋工序中也是重要的。但是，在兩機座間的加工溫度愈高和行進時間愈長，則這種應變的積累效應也愈低。
若在n個機座中進行精整熱軋，設第i個機座的軋制溫度為Ti(K)、加工應變為εi(實際應變，具有關係εi＝In{1/(1-ri)}，ri為第i個壓縮率)、第i與第(i+1)個機座間的行進時間(兩軋制道次間的行進時間，單位秒)為ti，則考慮到積累效應的應變(有效應變ε*)可以由下式(2)表示*=j=1n-1jexp[-i=jn-1(tii)2/3]+n---(2)]]>上式中，τi可以根據下式由氣體常數R(R＝1.987)與軋制溫度τi計算τi＝8.46×10-9exp{43800/R/Ti}當此有效應變ε*小於0.4，即便(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃溫度範圍的壓縮率之和25％或更大，也不能獲得充分發展的織構。於是0.4被設定為此有效應變的下限。
當在實際連續熱軋過程中進行前述方程或式(1)的計算中，作為Ti則可利用據下式計算的值Ti＝FTo-(FTo-FTn)/(n+1)×(i+1)其中應用精整熱軋進入側的溫度FTo與精整熱軋出口側的溫度FTn。
有效應變愈高織構發展得也愈充分，因而有效應變較為理想地是設定為0.45或更大，而更好是設定為0.9或更大。
即使本發明溫度範圍內的熱軋是在通常熱軋條件下進行，但最終所得鋼板的形狀固定性高，而當控制成使在此溫度範圍內進行的熱軋的至少一個軋制道次中的前述摩擦係數為0.2或更小，則最終所得鋼板的形狀固定性會更高。
再有，為了在精整熱軋前除去鱗皮而進行的液力噴射、噴砂等加工，能為所需提高此成品鋼板的表面質量。
在熱軋後的冷卻中，最重要的是控制卷取溫度，但平均冷卻速率最好為15℃/sec或更高。這種冷卻最好在熱軋之後平穩地開始。同時，在此冷卻中途提供空氣冷卻是不會損害最終鋼板的性質的。
當此冷卻是在上述式(1)所示的根據鋼料組成確定的溫度To(℃)下完成而將此鋼板原樣地卷取時，即便熱軋滿足上述熱軋條件，也不能在最終獲得的鋼板中充分發展所需的織構，不能改進形狀固定性。為此，將鋼板在To(℃)或小於此溫度下卷取。
同樣，當卷取溫度超過300℃，就不能得到馬氏體或使形成的馬氏體反轉，於是使屈服比加大而降低鋼板的加工性，從而將卷取溫度的上限設為300℃。
此卷取溫度的下限雖無特別限定，但此溫度愈低，質量愈好。注意，若將卷取溫度設定到室溫或其以下，則會增大成本，因而最好將卷取溫度設定為室溫或高於此溫度。
當本發明的鋼板是通過冷軋與退火生產出時，必須在熱軋後設法使所需的織構充分發展。為此目的，需將加熱溫度設定到1000～1300℃，終止此熱軋於大於(Ar3-250)℃或更高，將由上式(2)計算出的有效應變εi控制到0.4或更大，並於此時將(Ar3-250)℃至(Ar3+100)℃溫度內壓縮率的下限設定為25％。此壓縮率愈高則所需織構發展得更充分，因此該壓縮率最好為50％或更高而尤為更好為75％或更高。
當於(Ar3-250)℃至(Ar3+100)℃內的總壓縮率超過97.5％，就必須過大地提高軋機的剛性而不利於經濟性，因而此壓縮率最好控制到97.5％或更小。
在上述溫度範圍內熱軋時，當進行控制，使在其至少一個軋制道通次中的前述摩擦係數為0.2或更小，則最終鋼板的形狀固定性會更好。
當熱軋終結溫度小於(Ar3-250)℃，由於熱軋後的織構改變，最後將不能獲得所需的織構。於是，(Ar3-250)℃便設定為熱軋終結溫度的下限。此熱軋終結溫度的上限則需設定為(Ar3+100)℃以獲得所需織構。
在熱軋之後，當冷卻後的卷取溫度超過To(℃)所需的織構無法通過冷軋及其後的退火獲得。因此，To(℃)設定為此卷取溫度的上限。此卷取溫度可以是To(℃)或小於此溫度，但若是它小於300℃，則冷軋時的變形阻力變大，因而最好在300℃或大於此溫度下卷取鋼板。在精整熱軋開始前為除去鱗皮所進行的液力噴射、噴砂等加工有助於提高所需最終鋼板的表面質量。
當按上述方法生產出的熱軋鋼板經酸洗後再冷軋時，若此冷軋壓縮率超過95％，則冷軋負荷會增加得太大，因而冷軋最好在壓縮率為95％或小於此值下進行。為了提高形狀固定性，此冷軋壓縮率最好為70％或小於此值而尤為更好是50％或小於此值。
冷軋後的退火是在連續退火線上進行。當退火溫度低於由鋼料組成確定的AC1轉變溫度時，最終鋼板的微結構中將不含馬氏體。因此將AC1轉變溫度設為此退火溫度的下限。
若此退火溫度超過此鋼料組成確定的AC3轉變溫度，則通過熱軋於鋼板中形成的織構有很多受到破壞，而在最終製得的鋼板中的形狀固定性便降低。所以將AC3轉變溫度設定為退火溫度的上限。
為了實現此最終所得鋼板的形狀固定性與加工性，上述退火溫度最好為(AC1+2×AC3)/3或小於此值。
在退火後的冷卻中，當以平均冷卻速率低於1℃/sec升高到500℃時，最終所得鋼板中織構的發展不充分，不能獲得良好的形狀固定性，不能獲得馬氏體，所以將1℃/sec設定為此冷卻速度的下限。
同樣，若將平均冷卻速度相對於0.4～3.2mm厚度範圍內的所有鋼板設定到大於250℃/sec，則在實際應用中將明顯需要過大的投資，從而將250℃/sec設定為此冷卻速率的上限。
在上述冷卻中，能將退火後的10℃/sec或小於此值的低冷卻速率與20℃/sec或大於此值的高冷卻速度結合。
退火後的冷卻終止溫度設定為500℃或小於此溫度用以制止珠光體的生成。此冷卻終止溫度的下限雖不特定，但從經濟觀點考慮，最好設定為室溫或高於室溫。
較快地到達500℃或低於此溫度的冷卻速率會改進鋼板的質量，但在冷卻到500℃或更低溫度之後，則能採用在連續退火線或熱連續浸漬鍍鋅線上逐漸冷卻或是對應於溫度曲線保持等效溫度的步驟，或者採用在連續熱浸漬電鍍線上的合金化線上再加熱的步驟。
在發貨之前對上述方法生產的本發明的鋼板施加光整冷軋不僅能改進鋼板的外形，還能提高鋼板對衝擊能的吸收性。此時，若光整冷軋壓縮率小於0.4％則上述效果很小，因此將0.4％設定為光整冷軋壓縮率的下限。而為了在5％壓縮率之上進行光整冷軋，就必須改建通常的光整冷軋機，結果使成本增大且顯著降低加工性，於是將5％設定為平整壓縮率上限。
為了使製得的鋼板有良好的加工性，最好是使此製品的屈服比(YS/TS×100)，即按通常JIS No.5抗拉試驗所得的抗拉強度(TS/MPa)以及屈服強度(0.2％屈服強度YS)的比值，最好為70％或小於此值。同樣，希望屈服比為65％或更小，這樣可以進一步改善形狀固定性。
鍍層類型和方法並無特別限制。本發明的這方面的效果也可以通過電鍍鋅、熱浸漬、蒸汽沉積鍍層的任何一種求得。
本發明的鋼板不僅可用於彎曲，還能用於複合成形，包括彎曲、拉伸成形與深拉以及其類型的彎曲加工。
(7)出產鐵素體鋼板的方法(c)生產具有以{112}110晶體取向作為本發明規定的預定X射線強度級的峰值織構的方法如以下所述。
於熱軋之前生產鋼料的方法不作特別限制。具體地說，在用鼓風爐或電爐等熔化與精煉之後，可以進行種種二次精煉作業，然後用通常的方法連續鑄鋼、用鑄錠法鑄鋼或鑄成扁鋼錠。在連續澆鑄情形，鋼可以在一旦冷卻至低溫後再次加熱而熱軋，或可以將扁坯連續熱軋，還能夠利用廢鋼作為原料。
在此熱軋作業的後半段，若是在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃不是進行總體壓縮率為25％或大於此值的軋制時，則所軋制的奧氏體織構不會充分的發展，因而即使施加冷卻，最終獲得的鋼板也不能得到本發明中規定的預定X射線強度級的晶體取向。
因此，在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的上述壓縮率和之下限設定為25％。
在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的總的壓縮率越高，則能期望形成的織構愈明晰，因而總的壓縮率控制到35％或高於此值，但當此壓縮率和超過97.5％，就不得不過度地提高軋制機的剛性，而這在經濟上是不利的。因此，這種壓縮率的和最好控制到97.5％或小於此值。
若熱軋終結溫度低於Ar3變形溫度，就不再出現在組{100}011～{223}110取向中特別發展{112}110取向的現象，但如果超過(Ar3轉變溫度+100)℃，則整個織構無規則化而形狀固定性下降。因此，軋制終結溫度限制於Ar3轉變溫度至(Ar3轉變溫度+100)℃。
在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃進行熱軋時，當熱軋輥與鋼板的摩擦係數超過0.2，主要由{110}面組成的晶體取向便在鋼板表面鄰區中的板面處發展成而使形狀固定性降級。因此當要求有較好的形狀固定性時，最好將熱軋輥與鋼板的摩擦係數對於在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的熱軋中至少一個軋制道次控制到0.2或小於此值。
上述摩擦係數最好儘可能地低，其下限並無限定，但當需要更好的形狀固定性時，對摩擦係數在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的熱軋中對所有軋制道次最好控制到0.15或小於此值。這一摩擦係數的確定如一般周知，最好根據前進速率與軋制負荷求出。
為使此最終的熱軋鋼板繼承依上述方式形成的奧氏體織構，就必須以10℃/sec或大於此值的平均冷卻速率將鋼板從熱軋終結溫度冷卻至To(℃)然後在To(℃)或小於此溫度下卷取。
此To(℃)在熱力學上定義為這樣的溫度，在此溫度下，奧氏體同由與此奧氏體成份一致成份組成的鐵素體具有一致的自由能，並在考慮到碳以外成份的影響下能由前述式(1)通過此鋼板的組成(重量％)簡單地算出。
在熱軋結束後，將此鋼板冷卻到臨界溫度To並加以卷取。此平均冷卻速度的下限設定為10℃/sec或大於此值，最好是大於30℃/sec或大於此值而尤為更好是50℃/sec或大於此值。另一方面，在實際應用中難以將平均冷卻速率控制到超過200℃/sec，因而將平均冷卻速率設定為10～200℃/sec。卷取溫度的下限雖無特別限制，但當其低於250℃，只會降低加工性而不能取得特別效果，因而鋼板最好在250℃或高於此溫度下卷取。
熱軋中還能進行粗軋，然後連接薄板坯並連續地進行精軋。此時還能將粗的薄板坯暫時卷取成薄板卷的形狀，而根據需要儲存於具有隔熱功能的罩件中，然後將其松卷並進行連接。還能在有需要時對熱軋成的鋼板進行光整冷軋。光整冷軋能有效地防止在加工與成形以及校正外形時發生拉伸應變。
當按上述方式獲得的熱軋鋼板進行冷軋後再退火以製得最終的鋼板時，如果此冷軋總的壓縮率成為壓縮率成為80％或大於此值時，則{111}面與{554}面的組份在平行於總的冷軋再結晶織構的板面的晶面中X射線衍射累積平面強度比中會增大，使得有關本發明中對於晶體取向要求不再滿足。於是此冷軋的壓縮率上限設定為80％。為了提高形狀固定性，此冷軋壓縮率宜限制為70％或小於此值，更好是50％或小於此值而再更好是30％或小於此值。
在將於上述壓縮率範圍壓縮的冷軋鋼板退火時，若退火溫度小於600℃，則變形的微結構保持而成形性顯著減低，因而將退火溫度下限設定為600℃。另一方面，當退火溫度過高，則在轉變為奧氏體後由於奧氏體的晶粒生長而使再結晶化生成的鐵素體結構無規則化，同樣使鐵素體的最終所得織構無規則化。特別是當退火溫度超過(AC3+100)℃時，這種傾向尤為突出，故將此退火溫度設定為(AC3+100)℃或小於此溫度。根據需要還能對此已冷軋的鋼板施加光整冷軋。
本發明中得到的微結構主要包括鐵素體，但還可能包括珠光體、貝氏體、馬氏體和/或作為異於鐵素體的作為微結構的奧氏體。此外還可以包含有例如碳的氮化物之類化合物。特別是，馬氏體或貝氏體的晶體結構等效於或類似於鐵素體的晶體織構，因而即使是這些相取代鐵素體而形成了主要組份，也不會帶來任何困難。
注意到本發明的鋼板不僅可以用於彎曲，還可以用於複合成形，包括彎曲、拉伸成形、深拉以及其他類型的彎曲加工。
(8)鐵素體鋼板的生產方法(D)生產具有以{100}011晶體取向作為本發明規定的預定X射線強度級的峰值織構的生產鐵素體鋼板的生產方法如以下所述於熱軋之前生產鋼料的方法不作特別限制。具體地說，在用鼓風爐或電爐等熔化與精煉之後，可以進行種種二次精煉作業，然後用通常的方法連續鑄鋼、用鑄錠法鑄鋼或鑄成扁鋼錠。在連續澆鑄情形，鋼可以在一旦冷卻至低溫後再次加熱而熱軋，或可以將扁鋼錠連續熱軋，還能夠利用廢鋼作為原料。
本發明的形狀固定優異的鐵素體鋼板也可以這樣地製得澆鑄具有上述組成的鋼料，然後經熱軋再冷卻之；熱軋，然後冷卻它或用酸洗它，然後再熱處理；熱軋它，然後冷卻與酸洗，冷軋再將其退火；或於熱浸塗料線中對熱軋或冷軋鋼板作熱處理；或是對鋼板作獨立的表面處理。
在此熱軋作業的後半段，若是在(Ar3+50)℃至(Ar3+150)℃不是以總體壓縮率為25％或大於此值來進行軋制時，則此奧氏體所起作用不充分，而相應織構不會充分發展，因而即使是施加冷卻，最終獲得的熱軋鋼板也不能得到本發明中規定的預定X射線強度級的晶體取向。因此，在(Ar3+50)℃至(Ar3+150)℃的上述壓縮率和之下限設定為25％。
在(Ar3+50)℃至(Ar3+150)℃的總的壓縮率越高，則能期望形成的織構愈明晰，因而總的壓縮率控制到35％或大於此值，但當此壓縮率和超過97.5％，就不得不過度地提高軋制機的剛性，而這在經濟上是不利的。因此，這種壓縮率的和最好控制到97.5％或小於此值。
為了顯著地提高這種織構在{100}011取向中的集結作用，最重要的是在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃進一步地應用5～35％的減縮。
這是因為至關重要的是在高溫區充分起作用的奧氏體至少是部分再結晶的狀態下進一步作適當數量的減少，同時在此之後促致鐵素體立即轉變，以發展{100}011取向。然後，即使是在小於(Ar3-100)℃下進行減縮，但業已完成了鐵素體轉變的區域太大，而不能發展{100}011取向。
當這種減縮是在超過(Ar3+50)℃進行時，所引入的應變到鐵素體變形終止時恢復，因而{100}011取向不發展。此時，若壓縮率小於5％，包含{100}011至{223}110的整體織構成為無規則的，而要是此壓縮率超過35％，對{100}011取向的集結作用將變弱，於是將(Ar3-100)至(Ar3+50)℃溫度區域的壓縮率控制為5～35％。注意這種壓縮率最好控制到10～25％。
熱軋在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃溫度區域終止。當此熱軋溫度小於(Ar3-100)℃，則加工性顯著降低，而當其超過(Ar3+50)℃，則此織構的集結作用不充分而形狀固定性變差。
在(Ar3-100)℃至(Ar3+150)℃溫度區域進行熱軋時，當熱軋輥與鋼板的摩擦係數超過0.2，主要由{110}面組成的晶體取向便在鋼板表面鄰區中的板面處發展成而使形狀固定性降級。因此當要求有較好的形狀固定性時，最好將熱軋輥與鋼板的摩擦係數對於在上述熱軋中至少一個軋制道次控制到0.2或小於此值。
上述摩擦係數最好儘可能地低，其下限並無限定，但當需要更好的形狀固定性時，對摩擦係數最好控制到0.15或小於此值。這一摩擦係數如一般周知，最好根據前進速率與軋制負荷求出。
為使最終熱軋制鋼板維持依上述方式形成的奧氏體織構，必須將此鋼板從熱軋精整溫度冷卻到To(℃)，具體按10℃/S或大於此值的平均冷卻速率冷卻到前述方程(1)所示的To(℃)溫度，然後在To(℃)或低於此溫度卷取。
上述卷取溫度或冷卻終止溫度的下限雖無特別限制，但即使是使之低於250℃也只會使得加工性降低而不會有任何特殊效應，因而最好希望此鋼板在250℃或高於此溫度下卷取或在250℃或高於此溫度下終止冷卻。
在進行冷卻時，冷卻速率越大，織構也越清晰，因而最好將冷卻速度控制到10℃/S或高於此值。
冷卻後，若此變形的鐵素體原樣保持，則機械性將降低。因此，為了恢復與再結晶，再好增設熱處理。熱處理的溫度範圍設定為300℃至AC1轉變溫度。若熱處理溫度小於300℃，則不會進行恢復與再結晶，使機械性減降。同樣，當熱處理溫度超過AC1轉變溫度，則熱軋時形成的織構將破壞，而形狀固定性降低。
當按上述方式獲得的熱軋鋼板(或熱處理的熱軋鋼板)於冷軋後進行退火以製得最終的鋼板時，如果此冷軋總的壓縮率成為80％或大於此值時，則{111}面與{554}面的組份在平行於總的冷軋再結晶織構的板面的晶面中X射線衍射累積平面強度比中會增大，使得有關本發明中對於晶體取向要求不再滿足。於是此冷軋的壓縮率上限設定為80％。
為了提高形狀固定性，此冷軋壓縮率限制為70％或小於此值，更好是50％或小於此值，而再更好是30％或小於此值。
在將於上述壓縮率範圍冷加工的冷軋鋼板退火時，若退火溫度小於600℃，則變形的微結構保持而成形性將顯著減低，因而將退火溫度的下限設定為600℃。另一方面，當退火溫度過大，因再結晶生成的鐵素體織構由於轉變為奧氏體後奧氏體的晶粒生長而無規則化，同樣使最終所得鐵素體的織構也無規則化。
特別是當退火溫度超過(Ar3+100)℃時，上述傾向更為明顯，如此將此退火溫設定為(Ar3+100)℃或小於此溫度。也可根據需要對冷軋鋼板進行平整。
本發明中得到的微結構主要包括鐵素體，但還可能包括珠光體、貝氏體、馬氏體和/或作為異於鐵素體的作為微結構的奧氏體。此外還可以包含有例如碳的氮化物之類化合物。特別是，馬氏體或貝氏體的晶體結構等效於或類似於鐵素體的晶體結構，因而即使是這些相取代鐵素體而形成了主要組份，也不會帶來任何困難。
注意到本發明的鋼板不僅可以用於彎曲，還可以用於複合成形，包括彎曲、拉伸成形、深拉以及其他類型的彎曲加工。
再有，在軋機機座的多階段中所加應變的積累效應在連續熱軋工序中也是重要的。但是，在兩機座間的加工溫度愈高和行進時間愈長，則這種應變的積累效應也愈低。
若在n個機座中進行精整熱軋，設第i個機座的軋制溫度為Ti(K)，加工應變為εi(實際應變，具有關係εi＝In{1/(1-ri)}，ri為第i個壓縮率)、第i與第(i+1)個機座間的行進時間(兩軋制道次間的行進時間，單位秒)為ti，則考慮到積累效應的應變(有效應邊ε*)可以由下式(2)表示*=j=1n-1jexp[-i=jn-1(tiii)2/3]+n---(2)]]>上式中，τi可以根據下式由氣體常數R(R＝1.987)與軋制溫度Ti計算τi＝8.46×10-9exp{43800/R/Ti}當此有效應變ε*小於0.4，即便(Ar3-100)℃至(Ar3+100)℃溫度範圍的壓縮率之和為25％或大於此值，也不能獲得充分發展的織構。於是0.4被設定為此有效應變的下限。
當在實際連續熱軋過程中進行前述方程或式(1)的計算中，作為Ti則可利用據下式計算的值Ti＝FTo-(FTo-FTn)/(n+1)×(i+1)其中應用精整熱軋進入側的溫度FTo與精整熱軋出口側的溫度FTn。
有效應變愈高織構發展得也愈充分，因而有效應變較為理想地是設定為0.45或大於此值，而更好是設定為0.9或大於此值。
鍍層的類型與方法並無特別限制。本發明的這方面的效果可以採用電鍍鋅、熱鍍與氣相沉積鍍層中的任何方法獲得。
下面將說明本發明的幾個例子。
(例1)以下說明用具有表1所示組成A～L的鋼進行研究的結果。這些鋼材是澆鑄成的，然後按原樣熱軋，或是在一度冷卻到室溫後再加熱至900℃～1300℃的溫度範圍，最後軋製成1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的熱軋鋼板。此3.0mm厚與8.0mm厚的熱軋鋼板經冷軋的製得1.4mm厚的冷軋鋼板，然後用連續退火工藝退火。
依據吉田正多(Seita Yoshida)督導的《模壓成形手冊》(PressForming Handbook)，日刊工業新聞社出版(1987)，pp 417-418中公開的U形彎曲試驗法，對上述1.4mm厚的試驗鋼板中進行了90°的彎曲試驗。按張角減90°評價了形狀固定性(回彈性)。注意到所進行的此彎曲是使彎折處垂直於r值低的方向。有關這些鋼板(試驗件)的生產條件示明於表2中。
表2中，不論這些鋼板的生產條件是否在本發明的生產條件之內，都標明於欄「發明類別」之中。表1

表2

表2續

在以上的表中，對於「熱軋溫度1」，當於為Ar3轉變溫度或大於此溫度下完成熱軋時，在(Ar3+100)℃至Ar3轉變溫度的壓縮率之和為25％或大於此值的情形評價為「○」(「良好」)，而當其小於25％時則評價為「×」(差)。對於「熱軋溫度2」，當熱軋是在Ar3轉變溫度或小於此溫度下進行時，在Ar3轉變溫度或小於此溫度下的壓縮率之和為25％或大於此值的情形評定為「○」(「良好」)，而當其小於25％時評定為「×」(「差」)。在任何情形下，當對於各個溫度範圍至少一個軋制道次的摩擦係數為0.2或小於此值時，在「潤滑」一欄中為「○」(良好)，而當此摩擦係數在所有軋制道次中都大於0.2，在該欄中則為「△」(「中等」)。熱軋後的卷取是在據上述式(1)求得的To溫度或小於此溫度下進行。當這種熱軋鋼經冷軋到1.4mm厚而冷軋壓縮率為80％或大於此值時，「冷軋壓縮率」評定為「×」(「差」)，而當其「小於80％」則評定為「○」(「良好」)。同樣，當退火溫度為600℃至(AC3+100)℃時，退火溫度評定為「○」(「良好」)，而在異於上述情形下評定為「×」(「差」)。與生產條件無關的項目以「—」指明。光整冷軋按0.5～1.5％的範圍應用於熱軋鋼板和冷軋鋼板兩者。
製備了於板厚7/16位置處平行於板面的試樣，作為鋼板的代表值進行了X射線測量。
由前述方法生產的1.4mm厚的熱軋鋼板與冷軋鋼板的機械性質與回彈性示明於表4和表5(表4的續表)。在表表4和表5中，在所有的鋼的類型中，除類型L外，依據鋼的類型號「-2」與「-3」的例子對應於本發明。其中，與本發明之外的號「-1」與「-4」的例子相比，回彈性變小了。這就是說，在鐵素體鋼板中，首先通過獲取本發明所限定的晶體取向的X射線隨機強度比與r值，實現了良好的形狀固定性。
有關晶體取向的X射線隨機強度比與晶體取向r值在形狀固定性中的重要性，其機理目前尚不明了。這可能是由於彎曲變形時的滑移變形易於進行而使得彎曲變形時的回彈性變小。表3

*均勻延伸率小，r值不能測出#開裂表3續

*均勻延伸率小，r值不能測出#開裂(例2)下面說明應用具有表4所示組成的類型A～G的鋼所作的研究結果。這些鋼材是澆鑄的，然後按原樣熱軋或一度冷卻到室溫，再於1100～1300℃的溫度範圍再加熱，最後軋製成1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的熱軋鋼板。此3.0mm厚與8.0mm厚的熱軋鋼板經冷軋成1.4mm厚的冷軋鋼板，再於連續退火步驟中退火。由這些1.4mm厚鋼板製備了寬50mm與長270mm的試驗件，應用衝頭寬度78mm、衝頭肩R5和模具高R5的模具進行了帽形彎曲試驗。對於進行了這種彎曲試驗的試驗件。用三維形狀測量裝置測量了這種試驗件板寬的中心處的形狀。如圖1所示，形狀固定性，是通過將點(1)與(2)的切線同點(3)與(4)的切線相交成的角度減去90°所得的在左與右的值的平均值定義為回彈性，將左與右的點(3)與點(5)間的曲率倒數平均值定義為壁翹曲，將左點(5)與右點(5)之間的長度減去衝頭寬度所得的值定義為尺寸精度，來進行評價的。注意到這裡的彎曲是使彎折線垂直於r值低的方向進行。
如圖2與3所示，此回彈性與壁翹曲還依BHF(坯料壓緊力)而改變。本發明的效果不論在怎樣的BHF下進行評價也無改變趨向，但在由實際的機器來模壓實際的部件時是不能施加太高的BHF的，因而各種鋼的帽形彎曲試驗此時是在29KN的BHF下進行。
在表7與表8中，不論鋼板的生產條件是否在本發明的生產條件範圍之內，都示明於欄「發明類別」中。
當熱軋是在Ar3轉變溫度或小於此溫度下進行時，此熱軋溫度評價為「○」(「良好」)，而當精軋溫度區包含Ar3轉變溫度或高於此溫度時則評價為「×」(「差」)。在以上各情形下，當摩擦係數在此精軋的至少一個軋制道次中為0.2或小於此值時，為「潤滑」欄中的「○」(「良好」)，而當此摩擦係數在所有軋制道次中都超過0.2時則為「△」(「中等」)。卷取溫度當鋼板是在600～900℃卷取時評價為「○」(「良好」)而當其在小於600℃下卷取時評價為「×」(「差」)。在所有類型鋼板中，除表8中的類型L與M外，依據鋼的類型號「-2」與「-3」的例子滿足本發明的生產條件。
鋼的類型L與M在滿足「軋制溫度」條件時不能保證「卷取溫度」，而在保證「卷取溫度」時又不能滿足「軋制溫度」條件。因此，鋼的類型L與M不滿足本發明的生產條件。
在這種熱軋鋼板冷軋到1.4mm厚的情形，當此冷軋壓縮率為80％或大於此值，「冷軋壓縮率」評定為「×」(「差」)，而當其為「小於80％」則評定為「○」(「良好」)。此外，當退火溫度為650℃至(Ar3+100)℃，此「退火溫度」評定為「○」(「良好」)，而當其異於上述情形，評定為「×」(「差」)。
與生產條件無關的項目以「—」指明，光整冷軋按0.5～1.5％的範圍應用於熱軋鋼板和冷軋鋼板。
製備了於板厚7/16位置處平行於板面的試樣，作為鋼板的代表值進行了X射線測量。
表6中示明了由上述方法生產的1.4mm厚熱軋鋼板與冷軋鋼板的機械性質，回彈性與壁翹曲。在所有的鋼的類型中，除表10中的類型L與M外，與所給號「-2」和「-3」的鋼的類型對應的例子是本發明的例子。
在這些例子中，與號「-1」與「-4」的鋼的類型對應的例子(本發明之外)相比，回彈性與壁翹曲都小，結果改進了尺寸精度。這就是說，在同時滿足本發明限定的X射線隨機強度比與晶體取向r值的條件下，首先可於鋼板中取得良好的形狀固定性。
至於的X射線隨機強度比與晶體取向r值如何關聯到這種形狀固定性改進的機理，當前尚不清楚、這可能是由於彎曲變形時促進了滑移變形的進行而在彎曲變形時減少了回彈性。表4

表5

表6

*均勻延伸率小，r值不能測量#開裂(例3)下面說明應用具有表7所示組成的類型A～H的鋼所作的研究結果。這些鋼材是澆鑄的，然後按原樣熱軋或一度冷卻到室溫，再於900～1300℃的溫度範圍再加熱，最後軋製成1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的熱軋鋼板。此3.0mm厚與8.0mm厚的熱軋鋼板經冷軋成1.4mm厚的冷軋鋼板，再於連續退火步驟中退火。由這些1.4mm厚鋼板製備了寬50mm與長270mm的試驗件，依例2所示方法對這些試驗件的形狀固定性進行了評定。
表8中，不論鋼板的生產條件是否在本發明的生產條件範圍之內，都示明於欄「發明類別」中。「熱軋溫度1」在Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的壓縮率之和為25％或大於此值時評定為「○」(「良好」)，而當熱軋於Ar3轉變溫度或高於此溫度下完成而該壓縮率之和小於25％時則評定為「×」(「差」)。
「熱軋溫度2」在Ar3轉變溫度或小於此溫度的壓縮率之和為25％或大於此值時評定為「○」(「良好」)，而當熱軋於Ar3的轉變溫度或小於此溫度下完成而壓縮率之和小於25％時評定為「×」(「差」)。在任何情形下，於各個溫度範圍內，當摩擦係數對於至少一個軋制道次為0.2或小於此值時，在欄「潤滑」中為「○」(「良好」)，而當此摩擦係數對於所有軋制道次超過0.2時則為「△」(「中等」)。
熱軋與卷取在所有情形下都是於由上述式(1)求得的To溫度或小於此溫度下進行。當這種熱軋鋼板冷軋到1.4mm厚而冷軋壓縮率為80％或大於此值，此「冷軋壓縮率」評定為「×」(「差」)，而當其小於80％則評定為「○」(「良好」)。同樣，當退火溫度為600℃至(AC3+100)℃，則「退火溫度」評定為「○」(「良好」)而在異於此情形下則評定為「×」(「差」)。「—」表示與生產條件無關的項目。平整按03～1.5％的壓縮率範圍應用於熱軋鋼板與冷軋鋼板。
製備了於板厚7/16位置處平行於板面的試樣，作為鋼板的代表值進行了X射線測量。
按下述方式進行了膨脹試驗，在每邊100mm的試驗件的中心衝出直徑為10mm的孔。用頂角60°的錐形衝頭擴展此初始孔，求出有裂紋相對於此10mm直徑的初始孔通過鋼板時的孔徑d的擴充率λ(見下式)。
λ＝{(d-10)/10}×100(％)於表12中，示明了由上述方法生產的1.4mm厚的熱軋鋼板與冷軋鋼板的機械性質、擴充率、回彈性、壁翹曲與尺寸精度。在所有鋼的類型中，除表12中的鋼H外，依據號「-2」與「-3」的鋼的類型的例子對應於本發明。而號「-1」與「-3」的例子則在本發明之外。除鋼H外，所有鋼的結構包括面積百分數的馬氏體、餘剩的奧氏體、少於5％的珠光體，以及作為此面積百分數中最大相的鐵素體或貝氏體。注意，在鋼板E-1、H、I-1與O-1中，按50～100％的面積百分數保留著起作用的晶粒。
在本發明的號「-2」與「-3」的例子中，與號「1」與「-4」的本發明之外的例子相比，回彈性與壁翹曲都小。結果可知，改進了尺寸精度。此外，在本發明的例子中，拉伸翻邊性在所有情形下都是良好的。也就是說，通過滿足本發明限定的X射線隨機強度比、r值與晶體取向結構，首先能生產出具有良好形狀固定性的高拉伸翻邊性的鋼板。表7

表8

表8續

表9

*均勻延伸率小，r值不能測出#開裂(例4)下面說明應用具有表10所示組成的類型A～G的鋼所作的研究結果。這些鋼材是澆鑄的，然後按原樣熱軋或一度冷卻到室溫，再加熱至1250℃的，最後軋製成1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的熱軋鋼板。此3.0mm厚與8.0mm厚的熱軋鋼板經冷軋成1.4mm厚的冷軋鋼板，再於連續退火步驟中退火。依例2所示方法對這些鋼板的形狀固定性進行了評定。
在板7/16的位置處製備了平行於板面的試樣，作為鋼板的代表值進行了X射線測量。按與例3所示相同的方法進行了膨脹試驗。
碳化鐵的晶界佔有率可按下述方法求得於放大200倍的光學顯微照片上給出四條直線，用這些直線與晶界的交點數N同這N個交點中有碳化鐵存在於這些交點位置上的數M，求出M/N而由此得出佔有率。
表11示明了不論其是否是在本發明生產條件內的鋼板生產條件。在熱軋於Ar3轉變溫度或高於此溫度下完成，當Ar3轉變溫度至(Ar3+100)℃的壓縮率之和為25％或大於此值而熱軋終結溫度位於該溫度範圍內時，「熱軋條件1」評定為「○」(「良好」)，而當此壓縮率之和於該溫度區小於25％時則評定為「×」(「差」)。
在「熱軋條件2-1」下，當壓縮率之和在(Ar3+50)至(Ar3+150)℃中為25％或大於此值則評定為「○」(「良好」)而當此減縮之和小於25％則評定為「×」(「差」)；在「熱軋條件2-2」下，在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃內的壓縮率之和在5～35％時評定為「○」(「良好」)而當此條件不滿足時評定為「×」(「差」)。
在任何情形下，於各個溫度範圍內，當摩擦係數對於至少一個軋制道次為0.2或小於此值時，在欄「潤滑」中為「○」(「良好」)，而當此摩擦係數在所有軋制道次中均超過0.2則為「△」(「中等」)。熱軋與卷取在所有情形中都是在前述式(1)求得的溫度To或小於該溫度下進行。
在這種熱軋鋼板冷軋至厚度1.4mm而冷軋壓縮率為80％或大於此值時，此「冷軋壓縮率」評定為「×」(「差」)，而當其小於80％時則評定為「○」(「良好」)。
同樣，當退火溫度為600℃至(Ar3+100)℃，此「退火溫度」評定為「○」(「良好」)，而在異於此情形下，則評定為「×」(「差」)。與生產條件無關的項目以「—」表示。按0.5～1.5％的範圍對所有的熱軋鋼板與冷軋鋼板進行了平整。
表12示明了由上述方法生產的1.4mm厚熱軋鋼板與冷軋鋼板的碳化鐵晶粒的晶界佔有率M/N、碳化鐵的最大粒度d以及機械性質，而表13則示明X射線隨機強度比、尺寸精度、回彈性、壁翹曲與擴充率。在表20中除鋼I、J、K外的所有的鋼的類型，根據號「-2」與「-3」鋼的類型例子對應於本發明，而號「-1」與「-4」的例子則不屬於本發明。注意，滿足本發明條件的所有鋼板結構均包括鐵素體或貝氏體作為主相。
本發明的號「-2」與「-3」的試樣與本發明之外的號「-1」與「-4」的試樣相比較，回彈性與壁翹曲都較小，結果是改進了尺寸精度。本發明的試樣在所有情形下也有良好的拉伸翻邊性。
另一方面，在碳化鐵的晶界佔有率M/N與碳化鐵的最大粒度d不滿足本發明要求的鋼I與J中，形狀固定性雖良好但拉伸翻邊性降低。在鋼H中，形狀固定性與拉伸翻邊性均降低。
這就是說，在滿足本發明限定的組份、晶體取向的X射線隨機強度比、r值與結構後，首先能生產具有良好形狀固定性的高拉伸翻邊性鋼板。
由抗拉強度標準化的尺寸精度與擴充率示明於圖4中。根據此關係同樣可知，滿足本發明條件的鋼在尺寸精度與拉伸翻邊性兩方面均是優異的。
晶體取向的X射線隨機強度比與r值在形狀固定性中的重要性，其機制到目前尚不清楚。回彈性與壁翹曲可能是由於在彎曲變形時因彎曲變形促進了滑移變形的進行而變小，結果便改進了尺寸精度即形狀固定性。表10

下有劃線者指本發明之外表11

表12

*均勻延伸率小，r值不能測量#開裂表13

{112}{112}110取向的X射線強度強{100}{100}110取向的X射線強度強
(例5-1)將表14所示鋼料的25種鋼帶加熱到1200℃並在本發明範圍的熱軋條件下熱軋它們所獲得的鋼帶用酸洗，再冷軋將厚度減至1.0mm。然後在本發明退火條件範圍內，加熱到根據鋼料成份計算出的AC1轉變溫度與AC3轉變溫度所表示的(AC1+AC3)/2溫度90秒，按5℃/sec的速度冷卻到670℃，再按100℃/sec的速度冷卻到300℃。再將它們再加熱，然後於400℃熱處理5分鐘用於貝氏體的轉變，再冷卻至室溫以獲得冷軋鋼板。通過單向拉伸沿垂直於冷軋鋼板冷軋方向(L方向)的方向(C方向)施加5％的預變形，熱處理是在170℃下進行20分鐘，用以模擬焙燒處理，之後檢查鋼板的動態性質並與預變形前靜態性質比較。結果示明於表15。
用帶狀形式的試樣評價了形狀固定性，此帶件長270mm，寬50mm，具有鋼板的厚度，用具有衝頭寬度80mm、衝頭肩R5mm、模具肩R5mm的模具，以不同的衝裁保持力使這種帶件形成帽狀，然後測量壁部的壁翹曲作為曲率ρ(mm)，並利用其倒數的1000/ρ。1000/ρ愈小，形狀固定形愈好。一般知道，當鋼板的強度增大，形狀固定形便降低。根據本發明人等成形實際部件的結果，當相對於鋼板的抗拉強度TS，1000/ρ在由上述方法測量得的90KN的衝裁保持力下為0.15×TS-4.5或小於此值時，形狀固定性顯著地變好。因此，1000/ρ≥α(0.015×TS-4.5)設定為形狀固定性良好的條件。在此，若衝裁保持力增加，1000/ρ趨向於下降。但是，鋼板形狀固定性的優勢則不論衝裁保持力如何選擇也不會改變。因此，於90KN的衝裁保持力下進行評定是鋼板形狀固定性是十分具有代表性的。
至於高速下的變形行為，則採用單條法的高速抗拉試驗裝置，在據所得應力-應變曲線測量的500～1500/s·σdyn平均應變速率條件下進行了抗拉試驗。此外，在據所得應力-應變曲線測得的應變速率0.001～0.005/s·σst和TS的條件下用Instron型抗拉試驗器進行了靜態抗拉試驗。
對於鋼料組成在本發明範圍之內的試樣，在附表中，於欄「*1」內所示的值為正，這就是說，(σdyn-σst)×TS/1000正如欲達到的為40或大於此值，而如「*2」欄所示，形狀固定性指標為(0.015×TS-4.5)或小於此值，因而可知這些鋼材具有良好的形狀固定性與對衝擊能的良好吸收性。這方面的關係示明於圖5中。表14

*1Mn％+Ni％+Cr％+Cu％+Mo％+Sn％*2Nb％+Ti％+V％下有劃線者指本發明之外空格表明未作任何添加表15 *1(σdyn-σst)×TS/1000*2滿足1000/p(0.015×TS-4.5)時為「0」，而不滿足時為「x」下有劃線者指本發明以外
(例5-2)將表14所示P2的鋼加熱到1050～1280℃，然後在表16所示條件下熱軋至1.4mm的厚度，再冷卻與卷取。之後，用與例5-1類似的方法檢查了形狀固定性以及靜態與動態變形性質。有關結果示於明於表25中。於本發明範圍的熱軋條件下，在所有的No.2、No.3、No.5、No.7中，因「*1」示明的衝擊能吸收性指標(σdyn-σst)×TS/1000為40或大於此值，而由2*所示形狀固定性指標1000/ρ則為(0.015×TS-4.5)或小於此值，由此可知本發明的鋼板提供良好的衝擊能吸收性與形狀固定性。
(例5-3)將表14所示的鋼P2加熱到1050～1280℃，於本發明的條件範圍內軋成5.0mm的厚度，冷卻後進行卷取。之後，於表17所示的條件下冷軋至1.4mm厚度並退火。之後用類似於例5-1中的方法檢查了形狀固定形與靜態和動態的變形性。將有關結果示明於表17中。在No.1、No.7與No.9中，冷軋後的退火條件或貝氏體處理溫度是在本發明的條件之外，此表中表明衝擊能吸收性的「*1」與表明形狀固定性指標的「*2」這二者中至少有一個或兩者都是在本發明範圍之外。另一方面，可以看到，所提供的其他所有鋼板(在本發明的條件範圍內冷軋的，而後退火的鋼板)都是有良好的衝擊能吸收性與形狀固定性。表16

*1(σdyn-σst)×TS/1000*2滿足1000/ρ≤(0.015×TS-4.5)時為「○」，不滿足時為「×」*A在溫度範圍(Ar1-50)℃至(Ar3+100)℃的總壓縮率*R分三段冷卻，主要冷卻按45℃/sec進行，中間冷卻以空氣冷卻進行，最後冷卻以50℃/sec進行。底下劃線者指本發明之外表17

*1(σdyn-σst)×TS/1000*2滿足1000/ρ≤(0.015×TS-4.5)時為「○」，不滿足時為「×」底下劃線者指本發明之外
(例6-1)表18所示23種類型的鋼在表19所示條件下熱軋成厚1.4mm的熱軋鋼板。這些熱軋鋼板經酸洗，製備成寬50mm、長270mm的試驗件，用衝頭寬度78mm、衝頭肩R5與模具肩R5的模具進行了帽狀彎曲試驗。然後按例2所述相同的方式評定了形狀固定性。
通過研究鋼板的微結構得到的結果(體積百分率最大相、馬氏體體積百分率)、機械性質(用Instron型抗拉試驗機，於應變速率0.001～0.005/sec通過抗拉試驗得到的最大強度TS、屈服強度或0.2％屈服強度YS以及沿軋制方向和垂直於此軋制方向的方向的r值)、在至少1/2板厚的板面上的組{100}011～{223}110取向的X射線隨機強度比的平均值、三個晶體取向{554}225與{111}112以及{111}110的X射線隨機強度比的平均值、前述彎曲試驗求得的壁翹曲與尺寸精度，都示明於表20中。
形狀固定性最好由尺寸精度(Δd)決定。周知此尺寸精度隨鋼板強度的升高而降低，因而在此將表29所示結果相對於YR與Δd/TS標繪出作為一種指標(圖6)。還將後面例6-2所示結果同時標繪於圖6中。
從表20與圖6可知，在本發明範圍內提供的鋼具有良好的形狀固定性和低的YR。表18

底下劃分者表示發明之外。空格指未作任何添加。*1＝Mn+Ni+Cr+Cu+Mo+W+Co+Sn*2＝Nb+Ti+V表19

1)數字表示扁坯加熱溫度。DR指至少為Ae3的加熱爐的插入溫度，HER指250℃-Ae3的加熱爐的插入溫度，其他的則小於250℃。2)當於溫度範圍(Ar3-50)℃-(Ar3+100)℃內的壓縮率之和≥25％則以「○」(「良」)表示，而當其＜25％則以「×」(「差」)表示。3)當於溫度範圍(Ar3-50)℃-(Ar3+100)℃內至少一個軋制道次給潤滑，壓縮負荷計算的摩擦係數不大於0.2時，以「是」表示。4)平均冷卻速度指由熱軋結束到卷取的平均冷卻速度(按200℃計算)。5)存在三種冷卻模式線性冷卻(線性)、以中間空氣冷卻的冷卻(3級)，以及延遲開始的冷卻(後級)。底下劃線者指本發明之外。表20

*1於至少1/2板厚板面上組{100}011-{223}110定向的X射線隨機強度比的平均值。*2{554}{225}、{111}112與{111}110三個X射線隨機強度比的平均值。*3十字形接頭焊接的抗拉斷裂強度是普通軟鋼的至少85％時，以「○」(「良」)表示，低於這種情形時的「×」(「差」)表示。底下劃線者表示本發明之外。
(例6-2)將表18中的鋼P3加熱到1200℃，然後於表21中所示條件下熱軋、冷軋與退火，製備成1.4mm厚的冷軋退火鋼板，再按例6-1所述的相同方式進行評價。
表22中示明了此製得的冷軋與已退火鋼板的微結構、機械性質與彎曲試驗結果。
從表22與圖6可知，在本發明的範圍內的鋼板提供了具有良好形狀固定性與低YR。表21

1)當在溫度範圍(Ar3-250)℃～(Ar3+100)℃內的壓縮率之和≥25％時，以「○」(「良」)表示，而當其小於25％時，以「×」 (「差」)表示。2)當在溫度範圍(Ar3-250)℃～(Ar3+100)℃內至少一軋制道次中給予潤滑而根據減縮負荷計算出的摩擦係數不大於0.2時，以「○」(「良好」)表示，而當其大於0.2時，以「×」(「差」)表示。3)數字是於退火後按℃/sec到400℃的平均冷卻速度4)(a)中間不停止地冷卻到室溫(冷卻速度3～100℃/sec)(b)冷卻至300℃或低於此溫度，再於200～400℃再加熱與熱處理15秒～30分鐘，再冷卻至室溫。(c)在200～400℃範圍中按3～100℃/sec範圍的冷卻速率冷卻，在此溫度苑圍內熱處理15秒～30分鐘，然後冷卻至室溫。底下劃線者指本發明以外表22

*1於1/2板厚的板面上組{100}011～{223}110定向的X射線隨機強度比的平均值。*2{554}225、{111}112與{111}110三個X射線隨機強度比的平均值。*3當十字接頭焊接作拉斷裂強度是通常軟鋼的至少85％時以「○」(「良」)表示，而低於這種情形時則以「×」(「差」)表示。底下劃線者表示本發明之外。(例7)下面說明用具有表23所示組成的鋼A～I進行研究的結果。這些鋼料經澆鑄成後原樣地熱軋或在一度冷卻到室溫後，再加熱至900～1300℃的溫度範圍，最後將它們形成為1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的熱軋鋼板。這些具有3.0mm厚和8.0mm的熱軋鋼板經冷軋減縮至1.4mm厚，然後依連續退火步驟退火。
再按例2所述相同的方式評估了這些鋼板的形狀固定性。
表24示明了在或不在本發明生產條件範圍內的鋼板的生產條件。當於Ar3溫度至(Ar3+100)℃內的壓縮率之和為25％而熱軋終結溫度在此溫度範圍內時，此「熱軋溫度」評定為「○」(「良好」)，而當此溫度範圍內的壓縮率之和小於25％時，此「熱軋溫度」評定為「×」(「差」)。
在上述溫度範圍，當至少一個軌制道次的摩擦係數為0.2或小於此值時，於欄「潤滑」中以「○」(「良好」)表示，而當此摩擦係數在所有道次中超過0.2時，則以「△」(「中等」)表示。在「冷卻速度」欄，示明從熱軋終結溫度到To(℃)的平均冷卻速度.卷取則都是在250℃至據上述式(1)求得的To(℃)之間進行。
在此種熱軋鋼板冷軋至1.4mm厚而冷軋壓縮率為80％或大於此值時，此「冷軋壓縮率」評定為「×」(「差」)，而當其「小於80％」則評定為「○」(「良好」)。同樣，當退火溫度為600℃至(AC3+100)℃，則「退火溫度」評定為「○」(「良好」)，而在異於此情形下評定為「×」(「差」)。與生產條件無關的項目以「—」表明。按0.5～1.5％的壓縮率對熱軋鋼板與冷軋鋼板兩者施加了光整冷軋。
在7/16板厚的位置製備了平行於板面的試樣，作為鋼板的代表值進行了X射線測量。
由上述方法生產出的1.4mm厚熱軋鋼板與冷軋鋼板的機械性質示於表25中，而其尺寸精度、回彈性與壁翹曲則給出於表26中。表25與26中除鋼H外的所有鋼的類型中，「-2」與「-3」的例子屬本發明的。其中可以看出，與本發明之外的號「-1」與「-4」的例子相比，回彈性和壁翹曲變小了且尺寸精度得到了改進。
此外，圖7中示明了表25與表26所示抗拉強度與尺寸精度的關係。從這些關係可以看出，在滿足了本發明限定的晶體取向的X射線隨機強度比與r值後，在任何強度級下首先可以獲得良好的形狀固定性。表23

(注)下有劃線者指在本發明之外的條件表24

表25

*均勻延伸率小，γ值不能測量。表26

#開裂
(例8)下面說明用具有表27所示組成的鋼A～I進行研究的結果。這些鋼料經澆鑄成後原樣地或在一度冷卻到室溫後熱軋，再加熱至900～1300℃的溫度範圍，最後將它們形成為1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的熱軋鋼板。
這些具有3.0mm厚和8.0mm的熱軋鋼板經冷軋減縮至1.4mm厚，然後依連續退火步驟退火。再按例2所述相同的方式評估了這些鋼板的形狀固定性。
表28示明了在或不在本發明範圍內的鋼板的生產條件。當於(Ar3+50)℃至溫度至(Ar3+50)℃內的壓縮率之和為25％或大於此值時，此「熱軋條件1」評定為「○」(「良好」)，而當此溫度範圍內的壓縮率之和小於25％時，則評定為「×」(「差」)。當在(Ar3-100)℃至(Ar3+30)℃內的壓縮率之和為5～35％，則「熱軋條件2」評定為「○」(「良好」)而當此條件不滿足則評定為「×」(「差」)。
在上述兩情形中，當至少一個軋制道次的摩擦係數為0.2或小於此值時，於欄「潤滑」中以「○」(「良」)表示，而當此摩擦係數在所有道次中超過0.2時，則以「△」(「中等」)表示。「C-3」指熱軋後按50℃/sec冷卻至室溫，然後於650℃進行用於回復的熱處理。卷取則都是在250℃至據上述式(1)求得的To(℃)之間進行。
在此種熱軋鋼板冷軋至1.4mm厚而冷軋壓縮率為80％或大於此值時，此「冷軋壓縮率」評定為「×」(「差」)，而當其「小於80％」則評定為「○」(「良好」)。同樣，當退火溫度為600℃至(AC3+100)℃，則「退火溫度」評定為「○」(「良好」)，而在異於此情形下評定為「×」(「差」)。與生產條件無關的項目以「—」表明。按0.5～1.5％的壓縮率對熱軋鋼板與冷軋鋼板兩者施加了光整冷軋。
在7/16板厚的位置製備了平行於板面的試樣，作為鋼板的代表值進行了X射線測量。
由上述方法生產出的1.4mm厚熱軋鋼板與冷軋鋼板的機械性質示於表29中，而其由X射線測量的隨機強度比、尺寸精度、回彈性與壁翹曲則給出於表30中。表28與表30中除鋼L外的所有鋼的類型中，「-2」與「-3」的例子屬本發明的。其中可以看出，與本發明之外的號「-1」與「-4」的例子相比，回彈性和壁翹曲變小了且尺寸精度得到了改進。此外，圖8中示明了表38與表39所示抗拉強度與尺寸精度的關係。從這些關係可以看出，在滿足了本發明限定的晶體取向的X射線隨機強度比與r值後，在任何強度級下首先可以獲得良好的形狀固定性。表27

底下劃線者指本發明範圍之外。表28

表29

*均勻延伸率小，不能測得γ值。表30

#開裂工業上利用的可能性通過本發明，可以提供主要在彎曲時回彈性小、形狀固定性優越以及有其他良好機械性質的鋼板。特別是，本發明甚至能把高強鋼板用作由於成形差而通常難以應用高強鋼板的部件。為了減輕汽車重量，應用高強鋼板是十分必要的。通過本發明，能夠進一步減輕汽車車身重量。
權利要求
1.形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其特徵在於，在板厚至少1/2處組{100}011到{223}110取向的X射線隨機強度比的平均值為3.0或大於此值，而三個取向{554}225、{111}112與{111}110的X射線隨機強度比的平均值為3.5或小於此值。
2.依據權利要求1的形狀固定性優越的鐵素體薄鋼板，其中在軋制方向的和與該軋制方向正交方向的r值中至少之一為0.7或小於此值。
3.依據權利要求1或2的形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其中{112}110的X射線隨機強度比的平均值為4.0或大於此值。
4.依據權利要求1或2的形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其中{100}011的X射線隨機強度比的平均值為4.0或大於此值。
5.依據權利要求1至4中任一項所述的形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其中碳化鐵在晶界處的佔有率為0.1或小於此值而這種碳化鐵的最大粒度為1μm或小於此值。
6.依據權利要求1至5中任一項所述的形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其中的微結構是多相結構，此多相結構中的鐵素體或貝氏體按百分率面積計為最大相，而珠光體、馬氏體與剩餘奧氏體百分面積率之和為30％或小於此值。
7.依據權利要求1至6中任一項所述的形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其中的鋼板按重量％計包括C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小於3％；P0.005～0.15％；S小於0.03％；Al0.01～3.0％；N小於0.01％；O小於0.01％；其餘為Fe和不可避免雜質
8.依據1至7中任一項所述的形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其中的鋼板按重量％計還包括選自下述這組中的至少一種元素Ti0.20％；Nb小於0.20％；V小於0.20％；Cr小於1.5％；B小於0.007％；Mo小於1％；Cu小於3％；Ni小於3％；Sn小於0.3％；Co小於3％；Ca0.0005～0.005％；其餘0.01～0.2％。
9.依據7或8形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其中的鋼板滿足下式(1)與(2)203C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu+700P+200Al＜30 (1)44.7Si+700P+200Al＞40 (2)
10.依據1至7中任一項所述的形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板，其中的鋼板是電鍍的。
11.生產形狀固定性優異的鐵素體鋼板的方法，此方法包括下述步驟以再加熱到1000℃至1300℃的溫度範圍或不進行再加熱，熱軋按重量％計含下述組成的扁鑄錠C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小於30％，P0.005～0.15％；S小於0.03％；Al0.01～3.0％，N小於0.01％；O小於0.01％；其餘為Fe和不可免的雜質，在(Ar3-100)至(Ar3+100)℃總的壓縮率為25％或大於此值；於(Ar-100)℃或大於此溫度下結束熱軋；冷卻此熱軋的鋼板，然後卷取此冷鋼板，使得此鋼板具有至少在鋼板厚度1/2處，組{100}011至{223}110取向的X射線隨機強度比的平均值為3.0或大於此值，而{554}225、{111}112與{111}110的三個取向的X射線隨機強度比的平均值為3.5或小於此值。
12.生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，此方法包括下述步驟以再加熱到1000℃至1300℃的溫度範圍或不進行再加熱，熱軋按重量％計含下述組成的扁鑄錠C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小於3％；P0.005～0.15％；S小於0.03％；Al0.01～3.0％，N小於0.01％；O小於0.01％；其餘為Fe和不可免的雜質，在(Ar3+50)至(Ar3+150)℃總的壓縮率為25％或大於此值；同時繼續熱軋至在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃下的總的壓縮率5～35％。於(Ar3-100)℃至(Ar3+50)℃下結束熱軋；冷卻此熱軋的鋼板，然後卷取此冷鋼板，使得此鋼板具有至少在鋼板厚度1/2處，組{100}011至{223}110取向的X射線隨機強度比的平均值為3.0或大於此值，而{554}225、{111}112與{111}110的三個取向的X射線隨機強度比的平均值為3.5或小於此值。
13.生產形狀固定性優異的鋯素體鋼板的方法，此方法包括下述步驟以再加熱到1000℃至1300℃的溫度範圍或不進行再加熱，粗熱軋按重量％計含下述組成的扁儔錠C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小於3％；P小於0.005～0.15％；S小於0.03％；Al0.01～3.0％，N小於0.01％；O小於0.01％；其餘為Fe和不可免的雜質，此時超過Ar3的轉變溫度；在溫度低於Ar3轉變溫度下進行精整熱軋；在溫度低於Ar3轉變溫度下結束熱軋；冷卻此熱軋的鋼板，然後卷取此冷鋼板，使得此鋼板具有至少在鋼板厚度1/2處，組{100}011至{223}110取向的X射線隨機強度比的平均值為3.0或大於此值，而{554}225、{111}112與{111}110的三個取向的X射線隨機強度比的平均值為3.5或大於此值。
14.依據11～13中任何一項生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，其中{112}110的X射線隨機強度比的平均值為4.0或大於此值。
15.依據11～13中任何一項生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，其中{100}011的X射線隨機強度比的平均值為4.0或大於此值。
16.依據11至15中任何一項生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，其中的扁坯按重量％計還包括選自下述這組中的至少一種元素Ti小於0.20％；Nb小於0.20％；V小於0.20％，Cr小於1.5％；B小於0.007％；Mo小於1％；Cu小於3％；Ni小於3％；Sn小於0.3％；Co小於3％；Ca0.0005～0.005％，REM0.001～0.02％。
17.依據11至16中任何一項生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，其中的鋼板是在根據下式所示鋼的化學組成確定的臨界溫度To下卷取To＝-650.4×{C％/(1.82×C％-0.001}+B上式中的B根據質量％表示的鋼板爐料求得B＝-50.6×Mneg+894.3Mneg＝Mn％+0.24×Ni％+0.13×Si％+0.38×Mo％+0.55×Cr％+0.16×Cu％-0.50×Al％+-0.45×Co％+0.9×V％
18.依據11至17中任何一項生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，經中熱軋經控制成使得由下式計算的有效應變ε*為0.4或大於此值*=j=n-1jexp|-i-jn-1(tii)2/3|+n]]>上式中，n是精整熱軋軋機座數，εi是加到第i機座上的應變，ti是第i至第i+1機座間的移動時間(秒)，而τi則可由下式用氣體常數R(＝1.987)與第i機座的熱軋溫度Ti(K)計算τi＝8.46×10-9·exp{43800/R/Ti}
19.依據11至18中任何一項生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，其中所述熱軋對於其至少一個軋制道次是在摩擦係數為0.2或小於此值下進行。
20.依據11至18中任何一項生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，其中所述冷卻經控制成在從熱軋制終結溫度到由所述鋼的化學組成確定的臨界溫度To時的平均冷卻速度大於10℃/sec，而此卷取則是在溫度小於To下進行。
21.依據11至20中任何一項生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，其中此已熱軋制的鋼板用酸洗，然後在壓縮率小於80％下冷軋，再於600℃至(AC3+100)℃間再加熱此冷軋的鋼板，最後冷卻。
22.依據11至20中任何一項生產形狀固定性優異的鐵素體薄鋼板的方法，其中此已熱軋制的鋼板用酸洗，然後在壓縮率小於80％下冷軋，再於AC1與AC3轉變溫度間的溫度下退火，然後以冷卻速度1～250℃/sec冷卻至500℃下的溫度。
全文摘要
鐵素體鋼板，其中組{100}至{223}取向的X射線隨機強度比的平均值為3.0或大於此值，而{554}、{111}與{111}三個晶體取向的X射線隨機強度比的平均值為3.5或小於此值，同時在軋制方向以及與此軋制方向成直角的方向上的r值中至少之一為0.7或小於此值。
文檔編號C22C38/12GK1462317SQ01816085
公開日2003年12月17日 申請日期2001年9月21日 優先權日2000年9月21日
發明者杉浦夏子, 吉永直樹, 高橋學, 吉田亨 申請人:新日本制鐵株式會社