专利名称：形状固定性优异的钢板及其生产方法
技术领域：
本发明涉及形状固定性(Shape fixability)与其他机械性质优越的，主要用作汽车部件的钢板(包括热轧与冷轧钢板)及其生产方法。
背景技术：
为了确保降低汽车的碳酸气体的排放量，已采用高强钢板来试图减轻车身重量。同时，为了保证乘客安全，除软钢板外，高强钢板当前已常用于车身。此外，为了在未来减轻车重，使高强钢板的使用强度提高的新要求与以往相比，更快速地增长。
但在弯曲高强钢板时，由于其高强度，所弯曲的形状常偏离模具的形状而返回其弯曲前的形状。这种甚至在弯曲后试图返回到原有形状的现象称作“回弹”。当这种回弹发生，即令钢板弯曲，在弯曲后的弯曲部分也不能得到所希望的形状。
再有，由于侧壁的平表面因从弯曲作弹性回复和由于成形回弹而成为有曲率的表面，即产生了壁翘曲现象。这在弯曲部分不能得到所需形状且导致尺寸精度不高。
因此，传统的汽车车身主要采用440Mpa或小于此值的高强钢板。
尽管车身重量必须通过采用490Mpa或大于此值的高强钢板来减轻，但实际上都不存在具有小回弹性和良好的形状稳定性的高强钢板。
显然，极为重要的是在440MPa或小于此值的高强钢板以及软钢板于成形后来提高其形状固定性，以改进汽车及家用电器之类产品的外形精度。
JP-A-10-72644公开的具有小回弹性(本发明的尺寸精度)的奥氏体冷轧不锈钢板的特征是，在平行于轧制表面的平面中，{200}结构的集合度为1.5或大于此值。但该专利并未说明用于减少铁素体钢板回弹现象或壁翘曲现象的任何技术。
此外，作为用于减少铁素体不锈钢回弹的技术，JP-A-2001-32050公开的一项发明中，将平行于钢板表面的{100}面的反射X射线强度比在板厚中心设定为2或大于此值。但该专利并未描述有关减小壁翘曲的任何内容，也未述及对减小壁翘曲有重要意义的有关{100}<011>至{223}<110>取向以及{112}<100>取向的任何内容。
再有，本发明人等中的某些人于WO00/06791文件中公开了一具有{100}面与{111}面之比至少是1的薄铁素体钢板，用以改进形状稳定性，但该文件并未如本发明中那样作过任何有关组{110}<011>到{223}<110>取向以及{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的X射线随机强度比的值的说明。
再有，本发明人等中的某些人于JP-A-2001-64750中公开的冷轧钢板，具有在平行于钢板面的{100}面为3或大于此值的反射X射线强度比以及小的回弹现象。但这种冷轧钢板的特征是在板厚的最外表面上定义了{100}面的反射X射线强度比。这一X射线测量位置是不同于本发明定义的在“板厚1/2t处组{100}<011>到{223}<110>取向的平均X射线强度比。
再有，JP-A-2001-64750中也完全未述及有关{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>取向的任何信息。
另外，JP-A-2000-297349公开的热轧钢板具有的平面各向异性Δr的绝对值r值为0.2或小于此值，作为具有良好形状固定性的钢板。但这种热轧钢板的特征是通过降低屈服比来改进。此文件并未说明针对根据本发明阐述的概念用以改进形状固定性的结构从而对织构进行控制。
另一方面，当将钢板加工成汽车部件等时，拉伸翻边性(stretchflangeability)也是必须的特性。要是改进了高强拉伸翻边钢板的形状固定性，则高强钢板对车身的应用范围会更宽广。
但以上任何文献都未从实现拉伸翻边性与形状固定性方面的观点谈到任何内容。
再有，高强钢板也要求具有良好的模压成形性，以便模压具有复杂形状的汽车部件。作为改进高强钢板模压成形性的方法例如有JP-A-6-145892中提出的，即在钢板中剩余至少一定量的奥氏体而利用此余留的奥氏体经过加工感应变形为马氏体的方法。但在这种良好加工性的高强钢板中未说明改进形状固定性的方法。
至于在汽车碰撞时提高冲击能量吸收同时保持良好可加工性的方法，例如在JP-A-11-080879中提出了类似的利用残余奥氏体的方法，在高强钢板中具有良好可加工性以及冲击能量吸收性。但这种方法也未阐明改进形状固定性的方法。
发明内容
在弯曲软钢板或高强钢板时，因钢板的强度会产生大的回弹，而已加工与已成形部件的形状固定性是差的。
本发明基本上解决了这一问题而提供了形状固定性与其他机械性质(拉伸翻边性、冲击能吸收性等)优异的(热轧与冷轧)钢板及其生产方法。
传统的知识已认识到，降低钢板变屈服点或变形应力对于抑制回弹具有一定的重要性。为了降低屈服点或变形应力，必须采用低抗拉强度的钢板。
但仅靠这种方法是不能从根本上改进钢板的弯曲性和降低回弹性的。
于是，为了改进弯曲性和基本上解决发生回弹的问题，本发明人等开始注意到钢板织构对弯曲性的影响，同时详细考察和研究了它的作用与效应。由此发现了弯曲性优越的钢板。
具体地说，作为此考察与研究结果，本发明人等弄清了可以这样地显著改进弯曲性，即通过控制组{100}<011>到{223}<110>取向以及{554}<225>、{111}<112+9>与{111}<110>取向中的强度，同时控制{112}<110>或{100}<011>取向的强度，还通过进一步尽可能地降低轧制方向中的r值以及垂直于轧制方向的方向中的r值两者中的至少一个。
本发明人等认识到极为重要的是优化炉料的组成与热轧条件，用以形成有利于形状固定性的织构。
本发明人等还新发现，重要的是使铁素体相或贝氏体相成为最大相，同时尽可能减少阻碍拉伸翻边性的晶界处粗的渗碳体，用以实现高拉伸翻边性与形状固定性。
此外，正如所预料的，当轧制方向的r值或与之正交方向的γ值中至少一个设定为低值时将降低模压成形性，因而这将难于实现形状固定性与加工性两者。于是，作为更深入研究的结果，本发明人等弄清了，通过控制微结构中的织构并于其中余留奥氏体，再进一步控制此余留奥氏体的性质可以同时提高形状固定性、加工性与冲击能的吸收性。
本发明即是根据以上发现而构成的，其要点如下1.形状固定性优异的铁素体薄钢板，其特征在于，组{100}<011>到{223}<110>取向，在板厚至少1/2处的X射线随机强度比的平均值为3.0或大于此值，而三个取向{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的X射线随机强度比的平均值为3.5或小于此值。
2.依据1的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中在轧制方向的r值和与之正交方向的r值中至少之一为0.7或小于此值。
3.依据1或2的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中{112}<110>的X射线随机强度比的平均值4.0或大于此值。
4.依据1或2的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中{100}<011>的X射线随机强度比的平均值4.0或大于此值。
5.依据1～4中任一的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中碳化铁在晶界处的占有率≤0.1而这种碳化铁的最大粒度1μm或小于此值。
6.依据1～5中任一的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中的微结构是多相结构，此多相结构中的铁素或贝氏体按百分率面积计为最大相，而珠光体、马氏体与剩余奥氏体百分面积率之和30％或小于此值。
7.依据1～6中任一的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中的钢板按重量％计包括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％；其余为Fe和不可避免的杂质。
8.依据1～7中任一的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中的钢板按重量％计还包括选自下述这组中的一种元素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.依据7或8中的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中的钢板满足下式(1)与(2)203C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu+700P+200Al＜30(1)44.7Si+700P+200Al＞40 (2)10.依据1～7中任一的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中的钢板是电镀的。
11.生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，此方法包括下述步骤以再加热到1000～1300℃的温度或不进行再加热，热轧按重量％计含下述组成的扁铸坯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％；其余为Fe和不可免的杂质，在(Ar3-100)～(Ar3+100)℃总的压缩率≥25％；于≥(Ar-100)℃下结束热轧；冷却此热轧的钢板，然后卷取此冷钢板，使得此钢板具有至少在钢板厚度1/2处，组{100}<011>～{233}<110>取向的X射线随机强度比的平均值≥3.0，而{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的三个取向的X射线随机强度比的平均值≤3.5。
12.生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，此方法包括下述步骤以再加热到1000～1300℃的温度或不进行再加热，热轧按重量％计含下述组成的扁铸坯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％；其余为Fe和不可免的杂质，在(Ar3+50)～(Ar3+150)℃总的压缩率≥25％；同时继续热轧至在(Ar3-100)～(Ar3+50)℃下的总的压缩率5～35％，并于(Ar3-100)～(Ar3+50)℃下结束热轧；冷却此热轧的钢板，然后卷取此冷钢板，使得此钢板具有至少在钢板厚度1/2处，组{100}<011>～{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值为3.0或大于此值，而{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的三个取向的X射线随机强度比的平均值≤3.5。
13.生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，此方法包括下述步骤以再加热到1000～1300℃的温度或不进行再加热，粗热轧按重量％计含下述组成的扁铸坯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％；其余为Fe和不可免的杂质，此时超过Ar3的转变温度；在温度低于Ar3转变温度下对热轧制进行精整；在温度低于Ar3转变温度下结束热轧制；冷却此热轧的钢板，然后卷取此冷钢板，使得此钢板具有至少在钢板厚度1/2处，组{100}<011>～{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值为3.0或大于此值，而{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的三个取向的X射线随机强度比的平均值为3.5或小于此值。
14.依据11～13中任何一生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，其中{112}<110>的X射线随机强度比的平均值4.0或大于此值。
15.依据11～13中任何一生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，其中{100}<011>的X射线随机强度比的平均值为4.0或大于此值。
16.依据11～15中任何一生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，其中的扁铸坯按重量％计还包括选自下述这组中的至少一种元素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.依据11～16中任何一生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，其中的钢板是在根据下式所示钢的化学组份确定的临界温度下To卷取
To＝-650.4×{C％/(1.82×C％-0.001}+B上式中的B根据质量％表示的钢板组份求得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.依据11～17中任何一生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，其中热轧经控制成使得由下式计算的有效应变ε*≥0.4ϵ*=Σj=1n-1ϵjexp|-Σi-jn-1(tiτi)2/3|+ϵn]]>上式中，n是精整热轧机座数，εi是加到第i机座上的应变，ti是第i至第i+1机座间的移动时间(秒)，而τi则可由下式用气体常数R(＝1.987)与第i机座的热轧温度Ti(K)计算τi＝8.46×10-9·exq{43800/R/Ti}19.依据11～18中任何一生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，其中所述热轧对于其至少一个轧制道次是在摩擦系数小于0.2下进行。
20.依据11～18中任何一生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，其中所述冷却经控制成在由热轧制终结温度到由所述钢板的化学组成确定的临界温度To时的平均冷却速率大于10℃/sec，而此卷取则是在温度小于To下进行。
21.依据11～20中任何一生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，其中此已热轧制的钢板用酸洗，然后在压缩率＜80％下冷轧，再于600℃～(AC3+100)℃间再加热此冷轧的钢板，最后冷却。
22.依据11～21中任何一生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，其中此已热轧制的钢板用酸洗，然后在压缩率小于80％下冷轧，再于600～(AC3+100)℃间再加热此冷轧的钢板，再于AC1与AC3转变温度间的温度下退火，然后以冷却速度1～250℃/sec冷却至低于500℃的温度。
图1示明用于热弯曲试验的试验件的横剖图。
图2是示明回弹与BHF(冲割保持力)之间关系的曲线图。
图3是示明壁翘曲与BHF(冲割保持力)之间关系的曲线图。
图4是示明由抗拉强度标准化的，尺寸精度与膨胀率间关系的曲线图。
图5是示明(σdyn-σst)×TS/1000与1000/ρ-(0.015×TS-4.5)间关系的曲线图。
图6是示明形状固定性(尺寸精度)与TS之比同YR间关系的曲线图。
图7是示明抗拉强度与尺寸精度间关系的曲线图。
图8是示明抗拉强度与尺寸精度间关系的曲线图。
具体实施形式下面详述本发明的内容。
组{100}<011>到{223}<110>取向于1/2板厚处的X射线随机强度比的平均值；三个晶体取向{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的X射线随机强度比的平均值；以及{112}<110>或{100}<011>取向的X射线随机强度；上述各值是本发明中特别重要的特征值。组{100}<011>至{223}<110>的X射线随机强度比的平均值，当于板厚的中心位置板面进行X射线衍射并求相对于随机试样的这些取向的强度比时，必须是3.0或大于3.0。当此平均值小于3.0，形状固定形将变差。
上述这组取向中的主要取向是{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>与{223}<110>。这些取向的X射线随机强度比可以由根据{110}极图的矢量法计算出的三维织构以及用{110}、{100}、{211}与{310}极图中的多个(最好三个或更多)极图的系列展开法计算出的三维织构求得。
例如，作为上述后一方法的晶体取向的X射线随机强度比，可以利用(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]与(223)[1-10]它们在三维织构的φ2＝45°横剖面的强度比。
组{100}<011>至{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值是上述取向的X射线随机强度比的算术平均。当不能求得所有上述取向的强度比时，则可代之以取向{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>与{223}<110>的强度比的算术平均。
本发明人等新发现上述这组取向中的{100}<011>与{112}<110>取向是用于实现减少壁翘曲极为特别有效的取向。从本发明人等进行的X射线衍射结果可知，{100}<011>取向的或{112}<110>取向的X射线随机强度比必须是{100}<011>至{223}<110>这组中的最大的且大于或等于4.0。当这些强度比小于4.0就不能充分地减少回弹与壁翘曲，因而难以保证有非常良好的形状固定形。
对于上述的{112}(110)取向与{100}<011>取向，作为具有类似效应的取向范围可以取与轧制方向(横向)成直角方向的±12°作为转动轴线方向，而最好是±6°。
此外，在至少1/2板厚处的钢板面的三个晶体取向{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的X射线随机强度比的平均值必须等于或小于3.5。当此值大于3.5，即使是组{100}<011>至{223}<110>取向的强度比适当，也难以获得良好的形状固定性。同样，可以依据上述方法计算出的三维织构求得{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的X射线随机强度比。最好是，组{100}<011>至{223}<110>取向的X射线强度比的平均值等于或大于4.0，而{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的X射线随机强度比的算术平均值小于2.5。
更为理想的是，组{100}<011>至{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值等于大于4.0，而{100}<011>或{112}<110>取向的X射线随机强度比等于或大于5.0，而{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的X射线随机强度比的算术平均值小于2.5。
上述晶体取向的X射线强度比对于弯曲时的形状固定性有重要影响的原因尚不明了，但据信与晶体在弯曲变形时的滑移行为有关。
供X射线衍射用试样经制备成使1/2板厚处的面成为测量面，为此是用机械抛光或类似方法将钢板减薄至预定厚度，然后用化学抛光、电解抛光或类似方法除去毛刺。当钢板厚度中心层处存在与偏析带或缺陷等时，就不利于测量，可以按上述方法制备试样，使得合适的面成为板厚3/8～3/8范围内的测量面。
自然，若不仅是在1/2板厚附近，同时在尽可能多的厚度处满足有关X射线强度比的限制条件，当可获得更好的形状固定性。注意，由{hkl}<uvw>表示的晶体取向指的是板面的法向平行于<hkl>而轧制方向平行于<uvw>。
轧制方向的r值(rL)和与轧制方向成直角方向的r值(rC)轧制方向的r值是本发明中的重要特征值。具体地说，由于本发明人深入研究的结果，理解到，即令上述晶体取向的X射线强度比是适当的，也不能总能获得良好的形状固定性。在X射线强度比适当时，还要求rL与rC的至少一个必须等于或小于0.7，而最好等于或小于0.55。
确定rL与rC的下限并无特别需要。即令这些下限未加测定，也能取得本发明的效果。此r值是用于JIS No.5抗拉试验件进行的抗拉试验测定的。抗拉应变通常为15％，但当均匀伸长率小于15％时，则应在此均匀伸长率的范围尽可能接近15％的应变下进行测定。
应注意到进行弯曲的方向因加工的部件而异，因而不需特别限制，但弯曲加工最好是在垂直于r值小的方向或接近垂直方向进行。
一般，已知在织构与r值间存在相关性，但在本发明中，有关上述晶体取向的X射线强度比的限制和有关r值的限制并非是同意语。本发明中，所需的形状固定性可以通过只对X射线强度比进行限值求得，但要是同时满足这两种限制，则可以取得良好的形状固定性。
微结构(1)从拉伸翻边性与形状固定性的观点考虑。此种结构是形成为具有铁素体或贝氏体为最大相的一种结构。注意在比较铁素体与贝氏体的织构时，在贝氏体部分，有利于形状固定性的{100}<011>至{223}<110>取向的织构是容易发展的，其原因并不清楚。但可以认为，贝氏体在热轧制之际形成的形状固定性中易于继承奥氏体织构的优势。
因此，最好使贝氏体的占有率较大。根据这种观点，贝氏体的面积百分率最好大于35％。
铁素体或贝氏体的百分面积率是用100～500放大倍的光学显微镜，观察板厚中央部分至少五个视场由其平均值求得。此外，加工中变形的铁素体使成形性显著变差，因而不包括于这些所述的百分面积数中。
至于其他的相，如果马氏体、剩余的奥氏体与珠光体的面积百分率大于5％，则拉伸翻边性将变差。因此，以上三种结构的面积百分数应控制到等于或小于5％。
此外，当碳化铁在晶界上的占有率超过0.1或碳化铁的最大粒度超过1μm，则碳化铁便于晶界上连接而将显著降低拉伸翻边性。因此必须将碳化铁在晶界处的占有率减少0.1到或小于此值同时将碳化铁的最大晶粒控制到等于或小于1μm。
由于希望碳化铁的占有率和最大粒度要尽可能地小，因而对下限不作特别限定。晶界为碳化铁的占有率由比率d/L给定，其中L为晶界在某个区中的总长，而d为碳化铁在截面试样中所占有的各晶界长度的和。还可以通过对放大200倍或更大倍数的光学显微镜照片进行图像处理而直接求得上述L与d。
作为较方便的方法，还能通过M/N求出此L与d，数N是于上述照片上绘出的直线与晶界的交点数n，数M是碳化铁存在于上述N交点数之中的交点处的交点数。通过将此时所用直线数N设定为3或更大，可以保证有充分的测量精度。此外，上述照片的放大倍选择为使得一条直线与晶界的交点数为10或更大。通过这样地选择照片的放大率，可以获得足够的测量精度。
微结构(2)在实际的汽车部件中，在一个部件中不仅会由弯曲产生的形状固定性会成问题，同时在许多情形中，于此同一部件上的其他位置处还要求有良好的模压成形性如拉伸成形性与深可拉拔性等。
为此，需要在弯曲时改进形状固定性以控制织构，同时必须改进钢板本身的模压成形性。
本发明人等发现，为了提高拉成形性和同时满足本发明的使rL与rC中至少之一为0.7或更小的特征，最好是通过使钢板中含有马氏体来降低屈服比。
此时，当马氏体的体积百分率超过25％，则不仅会将钢板强度提高到超过所需水平，还能增大连接成网络态的马氏体的比例而显著降低钢板的加工性，因而25％确定为马氏体体积百分数的最大值。
为了通过马氏体来有效地降低屈服比时，当体积百分率中的最大相是铁素体，则存在的马氏体最好是3％或更大；而当其中体积百分率的最大相是贝氏体时，则存在的马氏体最好是5％或更多。
当体积百分率中的最大相不是铁素体或贝氏体时，钢料的强度就会提高到超出所需水平并会降低其加工性或析出不需要的碳化物，不能保证所需的马氏体量，而显著降低钢板的加工性，于是，此体积百分率中的最大相应限制为铁素体或贝氏体。
再有，即令还包含有冷却至室温时未完全转换的剩余奥氏体，但它不会显著影响本发明的效果。应注意的是，当由反射的X射线法发现剩余奥氏体的体积百分率增大时，则屈服比加大，因此剩余奥氏体的体积百分率最好是等于或小于2倍的或尤为最好是等于或小于马氏体体积百分率。
除以上所述外，本发明的微结构能够以等于或小于15％的体积数包括珠光体或渗碳体的一种或二种或多种。再有，除剩余奥氏体外，本发明的微结构的体积百分率定义为由点计数法求得的值，即利用根据结构糙度确定的100～800放大倍的光学显微镜沿钢板轧制方向1/4厚度部分处的横剖面来观察二至五个视场。
微结构(3)比较铁素体与其他低温产物(贝氏体、马氏体、针状铁素体、魏氏组织铁素体等)时，铁素体的织构的发展程度强于其他产物。因此，为了确保高的形状固定性，这种铁素体的体积百分率最好调节到不超过80％。
如上所述，在实际汽车部件中，在一个部件中不仅会因弯曲产生的形状固定性会成问题，同时在许多情形中，于此同一部件上的其他位置处还要有良好的模型成形性如拉伸成形性与深可拉拔性等。如此，需要在弯曲时通过控制织构改进形状固定性，同时必须改进钢板本身的模型成形性。本发明人等发现，最为理想的是将奥氏体留于钢板中，作为提高深可拉拔性与拉伸成形性同时满足本发明的使rL和rC中至少一个等于或小于0.7的特征的方法。
在把奥氏体余留于钢板中时，若剩余奥氏体的体积百分率小于3％，则改进拉伸成形性与深可拉拔性的效果小，因而将3％设定为剩余奥氏体体积百分率的下限。剩余奥氏体量越大，成形性越好，但要是体积百分率中含有的剩余奥氏体的体积百分率达到或超过25％，则奥氏体的加工稳定性降低，而钢板的加工性则相反地降低。因而将剩余奥氏体的体积百分率的上限最好设定为25％。
另外，当体积百分率中的最大相不是铁素体或贝氏体时，此钢料的强度便提高到超过所需的水平，而会降低其加工性或由于不需要的碳化物的析出而不能保证所需数量的剩余奥氏体，结果将显著降低钢板的加工性。于是此体积百分率的最大相限于铁素体或贝氏体。
剩余奥氏体是可根据《Joarnol of the Iron and steel Institate》，206(1968)，第60页上公开的方法计算，其中采用例如Mo的Kα射线通过X射线分析，利用铁素体的(200)平面与(211)平面上、奥氏体的(200)平面、(220)平面与(311)平面上的累积反射强度。
此外，铁素体或贝氏体的体积百分率、体积百分率中的最大相，能够用图像处理或根据硝酸钾侵蚀照片上的点计数法测量。
振动吸收应用部件例如前侧部件的特征是显示出帽状的剖面形。本发明人等分析过当这种部件在高速下受挤压的变形，结果发现这种变形已发展到最大时有达到或超过40％高应变的变形，但是整个吸收能的约70％或更多被吸收于高速应力—应变曲线的10％或更小的应变范围内。因此，在本发明中，作为吸收高速下冲击能本领域的指标，采用了在10％或更小的高速变形时动态变形阻力。特别是以3～10％的范围作为应变量最为重要，因而在高速拉伸变形时等价应变的3～10％范围内的平均应变σdyn便被用作为冲击能吸收的指标。这一在高速变形时的平均应力σdyn定义为动态拉伸试验(在5×102～5×103(1/S)应变速率范围内测量的)求得的，在3～10％应变范围内的平均应变。
一般，高速变形时3～10％的平均应力σdyn随着钢板的静态抗拉强度(于应变范围5×10-4～5×10-3(1/S)范围内测量的静态抗拉试验中的最大应变TS)的增加而加大。因此，此钢材的静态抗拉强度的增大将直接有助于吸收上述部件的冲击能。
但当钢板强度升高时，对此部件的成形性则变差，从而它难以获得所需部件形状。因此，最好使钢板在相同TS条件下具有高的σdyn。特别是在对一部件加工时，应变大小基本是10％或更小，从而，为了改进成形性，重要的是对于成为部件进行定形时应考虑的形状固定性和其他成形性的指标，在低应变范围的应力是低的。
于是可以说，由于在5×10-4～5×10-3(1/S)应变速率范围内，在变形时于3％～10％的等效应变范围中σdyn与平均σst之间的差较大，在静态上所有较优异的成形性，在动态上则可有较高的对冲击能的吸收本领。
在上述关系中，特别是满足是关系(σdyn-σst)×TS/1000≥40的钢板，在对部件的成形性方面是优越的。同时与其他钢板相比对冲击能有较高的吸收本领域。因此可在不增加部件的总质量条件下获得对冲击能有高吸收性的部件。
作为本发明的试验与研究结果，业已发现，对应于成形振动吸收应用部件如前侧部件的预变形量，根据此部件的位置，最大时达到或大于20％，但在大多数位置上，等效应变则超过0％但不超过10％，知道了在此范围中的预变形效应，就能对整个部件在预加工后的行为作出评估。因此，在本发明中，将等效应变中超过0％而不超过10％的变形选择为在对部件加工时给定的预变形。
要是使等效应变中预变形超过0％而不超过10％后的σdyn与σst满足上述(σdng-σst)×TS/1000≥40，则能使上述部件即使在预加工作后也能良好地吸收冲击能。已知汽车的这种应用部件对冲击能的吸收是通过满足上述所需性质的模压成形而产生的。
作为这种试验与研究结果，本发明人等发现，(σdyn-σst)相对于相同水平的TS是依据对此部件加工前钢板中所会剩余奥氏体中的固溶碳C以及平均Mn等效质量％{Mneq＝Mn+(Ni+Cr+Cu+Mo)/2}而变化。
剩余奥氏体中的碳浓度能够由X射线分析或穆斯堡尔光谱通过试验求得。例如对于板状试样，可以应用Co、Cu或Fe的Kα射线的X射线分析来测量此奥氏体的(002)面、(022)面、(113)面以及(222)面的反射角，其说明见《Elements of X-ray Diffraction》，B.D.Cullity著，已由Gentaro Matsumura译成日文由Agune公司出板，可参看其第11章，根据反射角计算出晶格常数，奥氏体中的C浓度则由此取得的晶格常数，利用此奥氏体晶格常数与奥氏体中固溶C浓度的关系式，通过将其外插入cos2θ＝0(注意此θ为反射角)而测量出(此关系式例如参看R.C.Ruhl与M.Cohen，Transoction of The Metallurgical Society of AIME，Vol.245(1969)，pp.241-251中所述方程[1]，即晶格常数＝3.572+0.033×(C的质量％))。应注意到，其他元素对奥氏体的晶格常数的影响不大，故当存在其它元素时可忽略不计。
本发明人等根据自己的试验结果发现，相对于相同的静态抗拉强度TS，在按以上所述求得剩余奥氏体中的固溶C(C)时，钢板的(σdyn-σst)是一大的(σdyn-σst)，而通过采用由加入钢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。
此时，若M超过180，剩余奥氏体于低应变区转变为硬马氏体，同时提高了控制成形性的低应变区中的静应力。结果，不仅降低了形状固定性与其他成形性，且使得(σdyn-σst)的值变小，从而不能取得良好的成形性与冲击能的高吸收性。为此将M控制成为180或更小。同样，当M＜-140，剩余奥氏体的转变限于高应变区，于是可以获得良好的成形性，但却丧失了提高(σdyn-σst)的效果，因而M的下限设定为-140。
此外，按照等效应变预变形给定为大于0％而小于10％通过上述方法可以测量出，剩余奥氏体的体积百分数。为了在模压成形后获得冲击能的高吸收性，在5％的等效应变塑性加工后的剩余奥氏体体积百分率应为2％或更大。
本发明的效果可以不必于预变形后特别地确定剩余奥氏体体积百分率的上限求得。但当这一百分数量超过120倍的钢板的C浓度(质量％)时，奥氏体的稳定性就不充分，结果便降低成形性与冲击性能的吸收性。因此，剩余奥氏体的体积百分率最好控制到120×C(％)或更小。这里的预变形方式可以采用任何的转变形式如单向拉伸、弯曲、模压成形、锻造、轧制、管成形或管膨胀等。
再有，当在5％等效应变的预成形之前和之后的剩余奥氏体体积百分率的比小于0.35时，则不能获得冲击能的高吸性，因而将0.35设定为这种比值的下限。同样，若不特定此比值的上限也可获得本发明的效果，但当于此时将10％的等效应变的预变形设定为当前给定的最大预变形时，当此比值超过0.9时剩余的奥氏体会稳定得超过所需的水平而将降低预期的效应。因此，在给定10％的等效应变的预变形之前与之后的剩余奥氏体体积百分率比最好控制到0.9或更小。
当按体积百分率计，剩余奥氏体的平均粒度变得比最大相的铁素体或贝氏体的粒度大时，剩余奥氏体本身的稳定性则将降低，同样，成形性与冲击能的吸收性也将降低。因此，剩余奥氏体的粒度最好尽可能地小。于是，剩余奥氏体的平均粒度相对于在体积百分率中具有最大相位的铁素体或贝氏体的粒度之比最好为0.6或更小。本发明的效果虽可在不特定这一比值的下限取得，但极细的剩余奥氏体粒度会将奥氏体稳定到所需水平之上而减小剩余奥氏体的效果。因此，剩余奥氏体的平均粒度相对于在体积百分率中为最大相的铁素体或贝氏体的粒度之比最好是0.05或更大。
本发明可以应用于从具有低抗拉强度级的软钢板到高强度级的所有钢板。若是上述限度能满足，则可显著改进钢板的弯曲成形性。换言之，前述X射线强度比与上述r值乃是有关超过钢板机械强度级限制的弯曲变形的基本材料指标。
上述定义可以普遍地适用于所有钢板，因而基本上不需特别限制钢板类型。但当从实用观点观察时，在涉及到本发明技术可应用到的钢板类型方面，这类钢板则包括从软钢板到高强度钢板中的任何钢板。自然，也毋需区分热轧或冷轧钢板。
本发明可应用的钢板组成包括例如超低碳钢板、所谓的IF(无晶隙)钢板，其中的固溶碳或氮为Ti或Nb固定，低碳钢板、固溶强化的高强钢板、沉积强化的高强钢板、通过转变的结构如马氏体或贝氏体强化的高强钢板，以及结合上述各强化机制而有的高强钢板。
本发明的薄铁素体钢板的基本组值按重量％计为C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小于3％；P0.005～0.15％；S小于0.03％；Al0.01～3.0％；N小于0.01％；O小于0.01％；以及剩余物Fe和不可免的杂质。此时，必需时还可包含按重量％计的选自下述这组中的一种元素，按重量计，Ti小于0.20％；Nb小于0.20％；V小于0.20％；Cr小于1.5％；B小于0.007％；Mo小于1％；Cu小于3％；Ni小于3％；Sn小于0.3％；Co小于3％；Ca0.0005～0.005％；REM0.001～0.02％。
C有助于在室温下稳定奥氏体和保持所需体积百分率的剩余奥氏体，且在加工和热处理中集中于未转变的奥氏体中，而能相对于剩余奥氏体的工作改进稳定性。Si是能有效于提高钢板机械强度和防止成形型降低与表面缺陷的元素。Mn也是所有效地用于提高钢板机械强度的元素，所添加的量最好满足Mn/S≥20以抑制热轧时产生裂纹。P与S的添加能制止加工性的降低和热轧与冷轧中开裂。Al这种元素能稳定铁素体且可提高铁素体的体积百分率的作用，因而能改进钢板的加工性，Al还能抑制渗碳体的生成和能使C有效地集中于奥氏体中，因而是用于在室温下将奥氏体保持合适体积百分率的基本元素。N是类似于C稳定奥氏体的元素。O形成氧化物，降低钢材的加工性特别是由抗伸翻边性所代表的极限变形性，同时也降低钢板的疲劳强度与韧性。
Ti、Nb、V与B抑制了奥氏体相在热轧时的再结晶或降低γ→α的转变温度，因而促进了发展这种织构，极其有利于形状固定性，特别是在{112}<110>取向中，同时有助于通过例如C与N的固定机制、沉积强化机制、织构控制机制与细粒度的强化机制等来提高质量。Mo、Cr、Cu、Ni与Sn能有效地提高机械强度和改进质量。Ca、Mg与其余物质的加入则有助于脱氧和控制硫化物的形成。
下面说明本发明钢板的几种改变形式。
铁素体钢板所用的材料按重量％计最好包括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％；必要时还可含有以下元素的一或多种Ti0.005～0.20％；Nb0.001～0.20％；B0.0001～0.070％。还可以根据钢板的种种用途而加入Mo、Cu、Ni、Sn、Ca与Mg的一或多种。
在这种铁素体钢板中，组份元素所添的范围满足下式(1)与(2)所示条件，以获得在低于Ar3转变温度下的温度进行精整热轧时用于形状固定性的合适织构。若是下述两式满足，则于卷取中在再结晶的α区中进行精整热轧制。当进一步施加冷轧与退火时，可以发展随机织构。203C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu+700P+200Al＜30 (1)44.7Si+700P+200Al＞40(2)高拉伸翻边性钢板(a)所用的材料按重量％计最好包括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％；还可任选包括下述元素的一或多种Ti0.005～1％；Nb0.001～1％；V0.001～1％；Cr0.01～3％；B001～0.01％。还可以根据钢板的不同用途而添加Mo、Cu、Ni、Sn、Ca与Mg的一或多种。
高拉伸翻边性钢板(b)所用材料按重量％计最好包括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％；还可任选包括下述元素的一或多种Ti0.01～2％；Nb0.01～2％。可能根据钢板的种种用途而添加V、Mo、Cr、Cu、Ni、Sn、Ca与Mg中一或多种。
高加工性的高强钢板所用材料按重量％计最好包括C0.04～0.3％；Al+Si≤3％；CoSi0.01～3％；Mn、Ni、Cr、Cu、Mo与Sn的总量≤3.5％；P≤0.2％；S≤0.03％；N≤0.01％；O≤0.01％；B0002～0.01％；Ti、Nb与V的总量0.001～0.3％。还能根据钢板的种种用途添加Ca、Mg、REM的一或多种。
低屈服比高强度钢板所用材料按重量％计最好包括C0.02～0.3％；Al+Si，0.05～3.0％；Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Sn、Co的总量0.05～3.5％；P0.005～0.20％；S≤0.03％；N≤0.01％；O≤0.01％；B0.0005～0.01％；Ti、Nb与V的总量0.005～0.3％。还能根据钢板的种种应用目的添加Ca、Mg、REM的一或多种。
下面说明本发明的生产方法。
(1)铁素体钢板的生产方法(A)于热轧之前生产钢料的方法不作特别限制。具体地说，在用鼓风炉或电炉等熔化与精炼之后，可以进行种种二次精炼作业，然后用通常的方法连续铸钢、用铸锭法铸钢或铸成扁钢锭。在连续浇铸情形，钢可再次冷却到低温，然后再次加热或将扁钢锭连续热轧，还能够利用废钢作为原料。
本发明的形状固定形状优异的铁素体薄钢板也可以这样地制得浇铸具有上述组成的钢料，然后经热轧再冷却之；热轧，然后冷却它或用酸洗它，然后再热处理；热轧它，然后冷却与酸洗，冷轧再将其退火；或于热浸涂料中对热轧或冷轧钢板作热处理；或是对钢板作独立的表面处理。
当根据钢的化学组成的重量确定的(Ar3-100)℃完成上述(A)的热轧时，或是在此热轧的后半阶段。将此热轧进行到使得在(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃的总的压缩率成为25％或更大。当不进行上述轧制时，已轧制的奥氏体的织构不会充分发展，在最终获得的热轧钢板中不能获得预定的X射线强度级的晶体取向。因而在(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃的压缩率之和的下限设定为25％。
在(Ar3-100)℃～(Ar+100)℃的总的减小率越高，能够期望形成的织构也愈清晰，因而最好将此压缩率设定为35％或更大，但要是这种压缩率之和超过97.5％，则必须过量地提高轧制机的钢性，则就造成经济上的缺点。因此，压缩率的和最好控制成97.5％或更小。
在上述生产方法(A)中，要是热轧辊与钢板在(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃的热轧制时的摩擦系数超过0.2，就会在此钢板表面邻近发展成主要包括{110}平面的晶体取向而降低形状固定性。于是，在希望有较好的形状固定性时。最好将热轧辊与钢板的摩擦系数，在于(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃热轧时于至少一个轧制道次中设定为0.2或更小。
上述摩擦系数最好尽可能地低。当需要有更好的形状固定性时，最好将摩擦系数对于在(Ar3-100)℃～(Ar3+100)℃的所有轧制道次均设定成0.15或更小。
为了在以上述方式形成奥氏体织构之后获得最终的热轧制钢板，必须在To温度或低于该温度下卷取它。因此，根据钢的化学组成的质量％所确定的To被设定为此卷取的上限。此温度To在热力学上定义为这样的温度，在此温度下，奥氏体同由与此奥氏体的同样成份组成的铁素体具有一致的自由能，并在考虑到碳以外成份的影响下能用下式(1)简单地计算。但在本发明确定之外的成份对温度To的影响并不大，在此于以略去。
To＝-650.4×C％+B (1)式中的B是根据下述方程由钢的化学组成确定的值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％在将按上述方式制得的热轧钢板(或热处理的热轧钢板)冷轧，然后退火而得到成品钢板时，采用压缩率小于80％的冷轧。当冷轧的总压缩率为80％或更大，{111}面与{554}面的组份在平行于总的冷轧再结晶织构板面的晶面上的，X射线衍射的累积面强度比将变大，而不能再满足本发明中为铁素体钢板所规定的有关晶体取向的要求。因此，上述冷轧的压缩率的上限设定为80％。为了提高形状固定性，最好将这种冷轧压缩率限制为70％或更小，更好是50％而还要好是30％。
在上述压缩率范围内冷轧加工的钢板退火时，若退火温度小于600℃，则变形的微结构将保持，成形性明显下降。因此退火温度的下限设定为600℃。另一方面，当退火温度过高，由再结晶生成的铁素体织构由于在转变到奥氏体后因奥氏体晶粒生长而无规则化，因而也使最终所得铁素体的织构无规则化。特别是当退火温度超过(Ar3+100)℃时，上述倾向更为明显，如此将此退火温设定为(Ar3+100)℃或更小。
本发明中得到的微结构主要包括铁素体，但还可能包括珠光体、贝氏体、马氏体和/或作为异于铁素体奥氏体的金属结构。此外还可以包含有例如碳的氮化物之类化合物。特别是，马氏体或贝氏体的晶体结构等效于或类似于铁素体的晶体结构，因而即使是这些结构取代铁素体而形成了主要组份，也不会带来任何困难。
注意到本发明的钢板不仅可以用于弯曲，还可以用于复合成形，包括弯曲、拉伸成形、深拉以及其他类型的弯曲加工。
(2)铁素体钢板的生产方法(B)当热轧温度变为Ar3转变温度或小于该温度时，在轧制前产生的铁素体起作用，形成了作为峰值织构的{100}<011>的强轧制结构。于是在为Ar3转变温度或小于该温度下进行精整轧制。轧制的终结温度的下限虽不受限制，但若是低于400℃，则将加大轧机的负荷，因而此轧制最好在超过400℃下完成。若是此轧制终结温度超过Ar3转变温度，就不能取得有利于形状固定性的优点的织构，因而将轧制终结温度的上限设定为Ar3转变温度。为了最终将高温下工作的铁素体织构改变为有利于冷却后的形状固定性的织构，必须在冷却或一次冷却再加热的同时使高温下工作的铁素体恢复与再结晶。在Ar3转变温度或小于该温度下的压缩率虽无特别限制，但要是它小于25％，则不能充分发展相应织构，而当它超过85％，则将发展成降低形状固定性的结构，因而最好将压缩率控制到25～85％。当需获得更好的形状固定性时，最好将热轧辊与钢板的摩擦系数控制到至少是在精密轧制的一个道次中为0.2或更小。这种摩操系数应尽可能地低。在需要特殊严格的形状固定性时，则最好在精密轧制的所有道次中将摩擦系数控制到0.15或更小。
(3)生产高拉伸翻边性钢板的方法(a)本发明的这种形状固定性优越的钢板可以这样地获得浇铸具有上述组成的钢料，然后将其热轧再冷轧；热轧然后将其热处理；热轧然后冷却与酸洗、冷却再将其退火；或是于冷浸渍线上将此热轧钢板或冷轧钢板镀层或在热浸洗线将其热处理；或是对此钢板作独立的表面处理。
当于热轧作业的后半部，不在Ar3至(Ar3+100)℃进行总的压缩率为25％或更大的轧制时，就不会充分地发展成轧制的奥氏体织构，因而即便加以冷却，在最终制得的热轧钢板中也不能取得本发明所规定的预定X射线强度级的晶体取向。因此，于Ar3转变温度至(Ar3+100)℃下压缩率之和的下限设定到25％。
在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃下总的压缩率越大，则可以期望所形成的织构愈清晰，故压缩率控制到35％或大于此值但当此压缩率之和超过97.5％就必须过大地提高轧机的刚性，这在经济上是不利的。因而最好将此压缩率之和控制到97.5％或更小。
在此，于(Ar3+100)℃或更小进行热轧时，当此轧制不是在热轧辊与钢板的摩擦系数为0.2或更小条件下进行时，也即此摩擦系数超过0.2时，则主要由{110}面构成的晶体取向便会在钢板表面邻近形成，而将降低形状固定性。因此，当需要有较好的形状固定形时，热轧辊与钢板的摩擦系数对于在(Ar3+100)℃或更小热轧时至少一个道次要控制到0.2或更小。这一摩擦系数最好是尽可能地低。对于要求有进一步更佳的形状固定性时，最好在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃下对热轧的所有道次，将此摩擦系数控制到0.15或更小。
从成形性方面考虑，上述热轧的终轧温度必须设定到Ar3转变温度或更大。这一终轧温度的上限虽未作特殊限定，但为了使形状固定性中优异的织构更为清晰，将其上限设定为(Ar3+50)℃或更小。
为了使制得的成品热轧钢板能保持依上述方式形成的奥氏体织构，必须在所述方程(1)所示温度To或小于该温度下对此钢板进行卷取。因此将根据钢料组成确定的To设定为此卷取温度的上限。
同样，当此热轧制温度成为Ar3转变温度或较此为低的温度时，则在加工之前形成的铁素体便起作用而形成结实的轧制织构。为了将这种结构最终变为有利于形状固定性的织构，必须在冷却或一度冷却然后再加热到500℃至Ar3转变温度达10～120分钟时，通过在350℃至Ar3转变温度卷取此钢板，使此在高温下工作的铁素体相恢复和再结晶。
对于在Ar3变形温度或较此温度为低的温度下的总压缩率小于25％的情形下，即使在再结晶温度或大于此温度下卷取，或如果冷却然后再加热以恢复和再结晶时，也不能获得本发明中所规定的预定X射线强度级的晶体取向。因此，最好是将A3转变温度或小于此温度下的总的压缩率的下限设定为25％，而更好是35％。
此外，当一度冷却而再加热此钢板时，如果此加热温度低于500℃，则加工性降低，而要是此加热温度高于Ar3转变温度，则形状固定性变差。因而上述加热温度限于500℃至Ar3转变温度的范围。对热轧终结温度虽不作特别规定，但要是此温度低于300℃则将加大轧机的负荷，因而将其设定为300℃或更大。
这里，当轧制不是在热轧辊与钢板于热轧时的摩擦系数为0.2或更小的情形而是在小于0.2的情形下进行时，则主要由{110}面构成的晶体取向会在钢板的表面附近发展，使形状固定形降低。因此，为了获得较好的形状固定性，要至少对于在Ar3或小于Ar3进行热轧的一个道次，使轧辊与钢板间的摩擦系数最好控制在0.2或更小。所期望的摩擦系数尽可能地低。在要求有特别严格的形状固定性时，则最好对于在Ar3或小于Ar3热轧中所有的道次，将摩擦系数控制到0.15或更小。
当将上述方式获得的热轧钢板冷轧，然后退火以获得最终的钢板时，若此冷轧的总的压缩率成为80％或更大时，则{111}面与{554}面的组份，在平行于总的冷轧再结晶织构的板面的晶面上X射线衍射累积的面强度比上将变大。从而本发明所定义的铁素体钢的结晶方向使用便得不到满足。因此，上述冷轧中的压缩率的上限设定为80％，为了提高形状固定性，此冷轧压缩率限制为70％或更小，更好是50％或更小而尤为更好是30％或更小。
在对于上述压缩率范围冷加工的冷轧钢板进行退火时，若退火温度低于600℃，则变形的微结构继续保持而成形性将显著变差，为此将此退火温度设定为600℃。
另一方面，当此退火温度过高，则因此再结晶产生的铁素体的织构便会由于转变为奥氏体后的奥氏体晶粒生长而无规则化，同样此最终所得的铁素体织构也无规则化。特别是这种倾向会在退火温度超过(Ac3+100)℃将更加凸显，为此将退火温度设定到(Ac3+100)℃或更小。在有需要时还能对冷轧的钢板应用平整。
注意到本发明的钢板不仅可用于弯曲，还能用于复合成形，主要包括弯曲、拉伸成形、深拉以及其它类型的弯曲加工。
(4)生产高拉伸翻边性钢板的方法(b)这种钢板可以通过下述方式制得浇铸具有前述组份的钢料，然后热轧再将其冷轧；热轧，然后冷却与酸洗、冷却再将其退火；或者热浸渍线上对热轧钢板或是冷轧钢板进行镀层或是热处理；或是对钢板进行独立的表面处理。
在所有情形下，热轧制时的加热温度都是1150～1350℃。若是加热温度小于1150℃，则Ti或Nb的碳化物将不再为固溶的，减少了使织构凸显的作用。而在热轧之后，粗粒的碳化物便析出出而降低拉伸翻边性。另一方面，即使将加热温度设定到1350℃以上，也只是使效果饱和而对成本与设备则是不利的，因而将热轧时的加热温度上限设定为1350℃。
为了获得作为本发明中所确定的预定X射线强度级的峰值织构的{112}<110>的晶体取向，必须在Ar3转变温度或大于此转变温度下进行热轧。在此热轧作业的后半段，若是在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃不是进行总体压缩率为25％或更大轧制时，则所轧制的奥氏体织构不会充分的发展，因而即使对最终获得的热轧钢板施加冷却，也不能得到本发明中规定的预定X射线强度级的晶体取向。因此，在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的上述压缩率和的下限设定为25％。
在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的总的压缩率越高，则能期望形成的织构愈明晰，因而总的压缩率控制到35％或更大。但当此压缩率和超过97.5％，就不得不过度地提高轧制机的刚性，而这在经济上是不利的。因此，这种压缩率的和最好控制到97.5％或更小。
若热轧终轧温度低于Ar3变形温度，就不再出现在组{100}<011>～{223}<110>取向中特别发展{112}<110>取向的现象，但如果超过(Ar3转变温度+100)℃，则整个织构无规则化而形状固定性下降。因此，轧制终结温度限制于Ar3转变温度至(Ar3转变温度+100)℃范围。注意此热轧终结温度的上限最好设定为(Ar3转变温度+50)℃在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃进行热轧时，当热轧辊与钢板的摩擦系数超过0.2，主要由{110}面组成的晶体取向便在钢板表面邻区中的板面处发展而使形状固定性降级。因此当要求有较好的形状固定性时，最好将热轧辊与钢板的摩擦系数对于在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的热轧中至少一个轧制道次控制到0.2或更小。
上述摩擦系数最好尽可能地低，其下限并无限定，但当需要更好的形状固定性时，对摩擦系数最好在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的热轧中对所有轧制道次最好控制到0.15或更小。这一摩擦系数的测量方法虽未特定规定，但如一般周知，最好根据前进速率与轧制负荷求出。
为使最终热轧制钢板维持依上述方式形成的奥氏体织构，在热轧终结后，必须将此钢板按10℃/S或更大的平均冷却速度冷却到前述方程(1)所示的To温度或小于该温度。
当此钢板于卷取时该平均冷却速率变大，有关TiC或NbC析出的驱动力便增大，因而此平均冷却速度最好为30℃/S或更大而尤为最好是50℃/S或更大。但在实际中难以将此平均冷却速率控制到200℃/S以上，为此希望将其控制到200℃/S或更小。
冷却后的卷取是在450～750℃区域进行。当卷取温度小于450℃，TiC或NbC的细小析出减少而增多了降低拉伸翻边生的碳化铁。此外，当此温度超过750℃，TiC或NbC会在晶界上粗化而降低拉伸翻边性。根据上述观点，此钢板最好在500～700℃区域卷取。
为了获得作为本发明中规定的预定X射线强度级的峰值结构的{100}<011>晶体取向，必须在(Ar3+50)℃至(Ar3+150)℃之间进行总的压缩率为25％或更大的热轧。当此条件不满足，奥氏体的加工不充分而其织构不能充分发展。
在(Ar3+50)至(Ar3+150)℃总的压缩率越高，就可以期望所形成的织构更清晰，因而最好将此总的压缩率设定为35％或更大，但要是此压缩率的和超过97.5％，就必须过大地提高轧机的刚性而这在经济上不利的，因而最好将其控制到97.5％或更小。
为了显著地提高这种织构在{100}<011>取向中的累集作用，最重要的是在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃连续地施加5～35％的减缩。这是因为至关重要的是在高温区充分起作用的奥氏体至少是部分再结晶的阶段进一步作适当数量的减少，同时在此之后促使铁素体立即转变以发展{100}<011>取向。
因此，即使是在小于(Ar3-100)℃下进行减缩，但业已完成了铁素体转变的区域太大，而不能发展{100}<011>。
当这种减缩是在(Ar3+50)℃上进行时，所引入的应变到铁素体变形终止时恢复，因而{100}<011>不发展。
此时，若压缩率小于5％，包含{100}<011>至{223}<110>的整体织构成为无规则的，而要是此压缩率超过35％，对{100}<011>取向的累集作用将变弱，于是将在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃温度区域内的压缩率控制为5～35％。注意这种压缩率最好控制到10～25％。
热轧在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃温度范围内终结。当此热轧温度小于(Ar3-100)℃，则加工性显著降低，而当其超过(Ar3+50)℃，则此织构的集结作用不充分而形状固定性变差。
当按上述方式获得的热轧钢板再进行冷轧然后退火以制得最终的钢板时，如果此冷轧总的压缩率成为80％或更大时，则{111}面与{554}面的组份在平行于总的冷轧再结晶结构的板面的晶面中X射线衍射累积平面强度比中会增大，使得有关本发明中对于铁素体钢板所规定的晶体取向要求不再满足。于是此冷轧的压缩率上限设定为80％。为了提高形状固定性，此冷轧压缩率宜限制为70％或更小，更好是50％或更小而还要好是30％或更小。
在将于上述压缩率范围冷却的冷轧钢板退火时，若退火温度小于600℃，则变形的微结构保持而成形性显著减低，因而将退火温度下限设定为600℃。另一方面，当退火温度超过800℃，则TiC与NbC将会粗化而扩展性则降低，与此同时也使形状固定性变差。于是将退火温度上限设定为800℃或更低，根据需要还能对此已冷轧钢板进行平整。
注意本发明的钢板不仅能用于弯曲还可用于复合成形，这主要包括弯曲、拉伸成形与深拉以及其他的弯曲加工。
(5)生产高加工性高强钢板的方法首先说明板坯的再加热温度。具有预定组成的钢经浇铸成后直接地或在一度冷却到Ar3转变温度或低于此温度后热轧，然后再加热。当此时的再加热温度小于1000℃时，则需要应用某种加热装置将热轧终结温度保持于本发明的规定范围内直到热轧完成，为此将1000℃设定为此板坯再加热温度的下限。同样，当此重热温度超过1300℃，就会在加热时起皮，使合格率降低，同时增加生产成本，因而将1300℃设定为再加热温度的上限。
通过上述热轧和其后的冷轧，形成了预定的微结构并控制这种结构。最终所得的钢板织构因热轧的温度区而有很大变化，当热轧温度小于(Ar3-50)℃，则在完成热轧后所保留的奥氏体不充分，这之后的微结构不能控制而余留有大量的变形的铁素体，因而(Ar3-50)℃被设为热轧终结温度的下限。本发明不必特定热轧终结温度的上限，只要它为再加热温度或更低就能取得所需效果，但在低温下轧制就会使钢板织构的发展变得较为突出，此外会由于微结构的精炼而提高延性，于是最好将热轧终结温度设为(Ar3+150)℃或更低。
此外，在该热轧中，于(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃内的压缩率将对最终所得钢板中织构的形成有很大影响。当在上述温度范围内的轧制压缩率小于25％时，织构的发展就不充分了，而最终所得钢板不具有良好的形状固定性，于是将(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃的压缩率的下限设为25％。压缩率愈高，则所需的织构发展得也愈多，因而在上述温度范围内的缩减率最好50％或更大而尤为更好是75％或更大。
注意到已设定Ar3＝901-325×C％+33×Si％+287×P％+40×Al％-92×(Mn％+Mo％+Cu％)-46×(Cr％+Ni％)即便是在通常的热轧条件下进行上述温度范围内的热轧，最终钢板的形状固定性也是高的，但当进行控制使有关摩擦系数在上述温度范围内进行热轧的至少一轧制道次中为0-2或更小时，此最终钢板的形状固定性将变得更高。
此外，在精整热轧前，为了除去鳞片而进行的水力喷射、喷砂等处理，能如所需提高最终钢板的表面质量。
在热轧后的冷却中，最重要的是控制卷取温度，但平均冷却速率最好为15℃/秒或更大。这种冷却最好在热轧之后平稳地开始。此外，在此冷却中途提供空气冷却不会损害最终钢板的性质。
为了使最终热轧钢板保持有依上述方式形成的奥氏体结构，必须在前述方程(1)所示To温度或小于该温度下卷取钢板。因此，由钢料组份决定的To便设定为此卷取温度的上限。
当在由钢板的化学组成决定的温度To或大于此温度时完成冷却并原样地卷取时，即令满足上述热轧条件，也不会在最终所得钢板中充分发展所需结构，而钢板的形状固定性不会提高。
当卷取温度高于480℃，钢板中未能保持足够量的奥氏体，因此将480℃设定为卷取温度的上限。另一方面，当卷取温度小于300℃，则钢板中剩余的奥氏体不稳定，钢板的可加工性显著降低。故将300℃设定为卷取温度的下限。
当本发明的钢板是由冷轧与退火生产时，就必须在热轧之后充分发展所需的织构。为此目的，基于上述理由，必须将加热温度确定为1000～1300℃，在(Ar3-50)℃或大于此温度下结束热轧，并在此时将(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃的压缩率下限控制到25％。
在上述温度范围内的热轧时，当控制成使前述摩擦系数在至少一轧制道次中成为0.2或更小时，则最终钢板的形状固定性变得更高。在热轧之后，当冷却后的卷取温度高过To，就不能通过冷轧与其后的退火来发展所需的结构，因而不能实现良好的形状固定性。因此在前述方程(1)中所示的To便被设定为卷取温度的上限。
上述卷取温度可以是To或更小，但若它小于300℃，则冷轧时的变形阻力增大，因而钢板最好在300℃或大于此温度下卷取。此外，在精整热轧前，为了除去鳞片而进行的水力喷射、喷砂等处理，能如所需提高最终钢板的表面质量。
由上述方法生产出的热轧钢板在经酸洗后再进行冷轧，若冷轧压缩率超过95％，冷轧负荷增加得太快，因此此冷轧最好在压缩率为95％或更小下进行。为了提高形状固定性，此冷轧压缩率最好为70％或更小而尤为更好是50％或更小。
冷轧后的退火是在连续退火线下进行。若此退火温度小于由钢料组成确定的AC1温度时，这意味剩余奥氏体不包含在最终钢板的微结构中，于是将AC1温度设定为退火温度的下限。当此退火温度超过钢料组成确定的AC3温度时，经热轧而形成于此钢材内的许多织构便被破坏，因而最终所得钢板的形状固定性降低。于是AC3温度设定为此退火温度的上限。为了实现最终所得钢板的形状固定性与加工性，此退火温度最好为(AC1+2×AC3)/3℃或更小。
注意下述设定
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％。
当退火后冷却时的平均冷却速率小于1℃/sec，则最终所得钢板的织构发展不充分而不能取得良好的形状固定性。因此将1℃/sec设定为冷却速率的下限。此外，对于厚度范围为0.4mm至3.2mm的所有钢板，若将平均冷却速率控制到250℃/sec，则在实际应用中需要作过大的投资，因而将250℃/sec设定为冷却速率的下限。在此冷却中，可以将退火后10℃/sec或更低的低的冷却速率的冷却与在20℃/sec或更高的高的冷却速率结合起来。
冷却之后，当于300～480℃温度区中的停留时间之和小于15秒，则在最终所得钢板的剩余奥氏体的稳定性低而不能求得高的加工性，于是将15秒设定为300℃～480℃温度区中总停留时间的下限。当此停留时间超过30分，就必须有过长的炉子，这将给经济上带来不利影响，因而将30分设定为在300℃～480℃温度区中总的停留时间的上限。也可以在冷却之后在300℃～480℃温度区停留之前将钢板一度冷却到200℃～300℃，然后再加热它并将其保持于300～480℃的温度区。
下面说明光整冷轧。
在发货之前对上述方法生产的本发明的钢板施加光整冷轧不仅能改进钢板的外形，还能提高钢板对冲击能的吸收性。此时，若光整冷轧压缩率小于0.4％则上述效果很小，因此将0.4％设定为光整冷轧压缩率的下限。而为了在超过5％压缩率之上进行光整冷轧，就必须改建通常的光整冷轧机，结果使成本增大且显著降低加工性，于是将5％设定为光整冷轧压缩率上限。
为了使制得的钢板有良好的加工性，最好是使此制品的抗拉强度(TS/MPa)按通常JIS No.5抗拉试验所求得，同时其总的延伸率(E1/％)(TS×E1/MPa％)为19000或更大。此外，为了使此钢板通过模压成形与弯曲或液压成形而形成部件后表现出对冲击能有良好的吸收性，最好是使施加10％等效应变的预应力之前与之后的剩余奥氏体的体积百分率为0.35％或更大，而在施加10％等效应变的预应力后为0.130或更多的加工硬度指标为5～10％。
镀层类型并无特别限制。本发明的这方面的效果也可以通过电镀锌、热浸渍、蒸汽沉积镀层的任何一种求得。
本发明的形状固定性优异的钢板不仅可用于弯曲，还能用于复合成形，包括弯曲、拉伸成形与深拉以及其类型的弯曲加工。
(6)生产低屈服比高强钢板的方法首先说明扁铸坯的再加热温度。对调整到所需成份的扁钢坯(扁铸锭)进行浇铸，然后直接地或在一度冷却到Ar3转变温度或小于此温度后进行热轧，再进行再加热。
当此时的再加热温度小于1000℃，则热轧制终结温度除非安装某种加热装置直到热轧结束是不能控制在此本发明的温度范围内的。因而将1000℃设定为此再加热温度的下限。另一方面，当再加热温度超过1300℃，由于在加热时产生鳞皮就会降低合格率，同时就增大了成本，故将1300℃设定为再加热温度的上限。
以下说明热轧条件。
通过热轧与其后的冷却，将钢板控制到预定的微结构与织构。最终所得钢板的织构根据热轧的温度区而有很大变化。
当热轧终结温度小于(Ar3-50)℃，在热轧完成后余留的奥氏体量则不充分，在此后不能进行微结构控制而保留有大量已变形的铁素体。因而将(Ar3-50)℃设定为热轧终结温度的下限。
同时，必须将热轧制终结温度控制到(Ar3+100)℃或低于此温度以便获得所需织构。
此外，在热轧中，在(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃中的压缩率会对最终钢板织构的形成产生很大影响。当上述温度范围内压缩率之和小于25％，织构的发展将不充分而最终所得钢板不能显示出良好的形状固定性，因而将25％设定为(Ar3-50)℃～(Ar3+100)℃温度范围内压缩率的下限值。
压缩率愈高，所需织构更为发展，于是此压缩率最好为50％或更大而尤为最好是75％或更大。
再有，在轧机机座的多阶段中所加应变的积累效应在连续热轧工序中也是重要的。但是，在两机座间的加工温度愈高和行进时间愈长，则这种应变的积累效应也愈低。
若在n个机座中进行精整热轧，设第i个机座的轧制温度为Ti(K)、加工应变为εi(实际应变，具有关系εi＝In{1/(1-ri)}，ri为第i个压缩率)、第i与第(i+1)个机座间的行进时间(两轧制道次间的行进时间，单位秒)为ti，则考虑到积累效应的应变(有效应变ε*)可以由下式(2)表示ϵ*=Σj=1n-1ϵjexp[-Σi=jn-1(tiτi)2/3]+ϵn---(2)]]>上式中，τi可以根据下式由气体常数R(R＝1.987)与轧制温度τi计算τi＝8.46×10-9exp{43800/R/Ti}当此有效应变ε*小于0.4，即便(Ar3-50)℃至(Ar3+100)℃温度范围的压缩率之和25％或更大，也不能获得充分发展的织构。于是0.4被设定为此有效应变的下限。
当在实际连续热轧过程中进行前述方程或式(1)的计算中，作为Ti则可利用据下式计算的值Ti＝FTo-(FTo-FTn)/(n+1)×(i+1)其中应用精整热轧进入侧的温度FTo与精整热轧出口侧的温度FTn。
有效应变愈高织构发展得也愈充分，因而有效应变较为理想地是设定为0.45或更大，而更好是设定为0.9或更大。
即使本发明温度范围内的热轧是在通常热轧条件下进行，但最终所得钢板的形状固定性高，而当控制成使在此温度范围内进行的热轧的至少一个轧制道次中的前述摩擦系数为0.2或更小，则最终所得钢板的形状固定性会更高。
再有，为了在精整热轧前除去鳞皮而进行的液力喷射、喷砂等加工，能为所需提高此成品钢板的表面质量。
在热轧后的冷却中，最重要的是控制卷取温度，但平均冷却速率最好为15℃/sec或更高。这种冷却最好在热轧之后平稳地开始。同时，在此冷却中途提供空气冷却是不会损害最终钢板的性质的。
当此冷却是在上述式(1)所示的根据钢料组成确定的温度To(℃)下完成而将此钢板原样地卷取时，即便热轧满足上述热轧条件，也不能在最终获得的钢板中充分发展所需的织构，不能改进形状固定性。为此，将钢板在To(℃)或小于此温度下卷取。
同样，当卷取温度超过300℃，就不能得到马氏体或使形成的马氏体反转，于是使屈服比加大而降低钢板的加工性，从而将卷取温度的上限设为300℃。
此卷取温度的下限虽无特别限定，但此温度愈低，质量愈好。注意，若将卷取温度设定到室温或其以下，则会增大成本，因而最好将卷取温度设定为室温或高于此温度。
当本发明的钢板是通过冷轧与退火生产出时，必须在热轧后设法使所需的织构充分发展。为此目的，需将加热温度设定到1000～1300℃，终止此热轧于大于(Ar3-250)℃或更高，将由上式(2)计算出的有效应变εi控制到0.4或更大，并于此时将(Ar3-250)℃至(Ar3+100)℃温度内压缩率的下限设定为25％。此压缩率愈高则所需织构发展得更充分，因此该压缩率最好为50％或更高而尤为更好为75％或更高。
当于(Ar3-250)℃至(Ar3+100)℃内的总压缩率超过97.5％，就必须过大地提高轧机的刚性而不利于经济性，因而此压缩率最好控制到97.5％或更小。
在上述温度范围内热轧时，当进行控制，使在其至少一个轧制道通次中的前述摩擦系数为0.2或更小，则最终钢板的形状固定性会更好。
当热轧终结温度小于(Ar3-250)℃，由于热轧后的织构改变，最后将不能获得所需的织构。于是，(Ar3-250)℃便设定为热轧终结温度的下限。此热轧终结温度的上限则需设定为(Ar3+100)℃以获得所需织构。
在热轧之后，当冷却后的卷取温度超过To(℃)所需的织构无法通过冷轧及其后的退火获得。因此，To(℃)设定为此卷取温度的上限。此卷取温度可以是To(℃)或小于此温度，但若是它小于300℃，则冷轧时的变形阻力变大，因而最好在300℃或大于此温度下卷取钢板。在精整热轧开始前为除去鳞皮所进行的液力喷射、喷砂等加工有助于提高所需最终钢板的表面质量。
当按上述方法生产出的热轧钢板经酸洗后再冷轧时，若此冷轧压缩率超过95％，则冷轧负荷会增加得太大，因而冷轧最好在压缩率为95％或小于此值下进行。为了提高形状固定性，此冷轧压缩率最好为70％或小于此值而尤为更好是50％或小于此值。
冷轧后的退火是在连续退火线上进行。当退火温度低于由钢料组成确定的AC1转变温度时，最终钢板的微结构中将不含马氏体。因此将AC1转变温度设为此退火温度的下限。
若此退火温度超过此钢料组成确定的AC3转变温度，则通过热轧于钢板中形成的织构有很多受到破坏，而在最终制得的钢板中的形状固定性便降低。所以将AC3转变温度设定为退火温度的上限。
为了实现此最终所得钢板的形状固定性与加工性，上述退火温度最好为(AC1+2×AC3)/3或小于此值。
在退火后的冷却中，当以平均冷却速率低于1℃/sec升高到500℃时，最终所得钢板中织构的发展不充分，不能获得良好的形状固定性，不能获得马氏体，所以将1℃/sec设定为此冷却速度的下限。
同样，若将平均冷却速度相对于0.4～3.2mm厚度范围内的所有钢板设定到大于250℃/sec，则在实际应用中将明显需要过大的投资，从而将250℃/sec设定为此冷却速率的上限。
在上述冷却中，能将退火后的10℃/sec或小于此值的低冷却速率与20℃/sec或大于此值的高冷却速度结合。
退火后的冷却终止温度设定为500℃或小于此温度用以制止珠光体的生成。此冷却终止温度的下限虽不特定，但从经济观点考虑，最好设定为室温或高于室温。
较快地到达500℃或低于此温度的冷却速率会改进钢板的质量，但在冷却到500℃或更低温度之后，则能采用在连续退火线或热连续浸渍镀锌线上逐渐冷却或是对应于温度曲线保持等效温度的步骤，或者采用在连续热浸渍电镀线上的合金化线上再加热的步骤。
在发货之前对上述方法生产的本发明的钢板施加光整冷轧不仅能改进钢板的外形，还能提高钢板对冲击能的吸收性。此时，若光整冷轧压缩率小于0.4％则上述效果很小，因此将0.4％设定为光整冷轧压缩率的下限。而为了在5％压缩率之上进行光整冷轧，就必须改建通常的光整冷轧机，结果使成本增大且显著降低加工性，于是将5％设定为平整压缩率上限。
为了使制得的钢板有良好的加工性，最好是使此制品的屈服比(YS/TS×100)，即按通常JIS No.5抗拉试验所得的抗拉强度(TS/MPa)以及屈服强度(0.2％屈服强度YS)的比值，最好为70％或小于此值。同样，希望屈服比为65％或更小，这样可以进一步改善形状固定性。
镀层类型和方法并无特别限制。本发明的这方面的效果也可以通过电镀锌、热浸渍、蒸汽沉积镀层的任何一种求得。
本发明的钢板不仅可用于弯曲，还能用于复合成形，包括弯曲、拉伸成形与深拉以及其类型的弯曲加工。
(7)出产铁素体钢板的方法(c)生产具有以{112}<110>晶体取向作为本发明规定的预定X射线强度级的峰值织构的方法如以下所述。
于热轧之前生产钢料的方法不作特别限制。具体地说，在用鼓风炉或电炉等熔化与精炼之后，可以进行种种二次精炼作业，然后用通常的方法连续铸钢、用铸锭法铸钢或铸成扁钢锭。在连续浇铸情形，钢可以在一旦冷却至低温后再次加热而热轧，或可以将扁坯连续热轧，还能够利用废钢作为原料。
在此热轧作业的后半段，若是在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃不是进行总体压缩率为25％或大于此值的轧制时，则所轧制的奥氏体织构不会充分的发展，因而即使施加冷却，最终获得的钢板也不能得到本发明中规定的预定X射线强度级的晶体取向。
因此，在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的上述压缩率和之下限设定为25％。
在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的总的压缩率越高，则能期望形成的织构愈明晰，因而总的压缩率控制到35％或高于此值，但当此压缩率和超过97.5％，就不得不过度地提高轧制机的刚性，而这在经济上是不利的。因此，这种压缩率的和最好控制到97.5％或小于此值。
若热轧终结温度低于Ar3变形温度，就不再出现在组{100}<011>～{223}<110>取向中特别发展{112}<110>取向的现象，但如果超过(Ar3转变温度+100)℃，则整个织构无规则化而形状固定性下降。因此，轧制终结温度限制于Ar3转变温度至(Ar3转变温度+100)℃。
在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃进行热轧时，当热轧辊与钢板的摩擦系数超过0.2，主要由{110}面组成的晶体取向便在钢板表面邻区中的板面处发展成而使形状固定性降级。因此当要求有较好的形状固定性时，最好将热轧辊与钢板的摩擦系数对于在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的热轧中至少一个轧制道次控制到0.2或小于此值。
上述摩擦系数最好尽可能地低，其下限并无限定，但当需要更好的形状固定性时，对摩擦系数在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的热轧中对所有轧制道次最好控制到0.15或小于此值。这一摩擦系数的确定如一般周知，最好根据前进速率与轧制负荷求出。
为使此最终的热轧钢板继承依上述方式形成的奥氏体织构，就必须以10℃/sec或大于此值的平均冷却速率将钢板从热轧终结温度冷却至To(℃)然后在To(℃)或小于此温度下卷取。
此To(℃)在热力学上定义为这样的温度，在此温度下，奥氏体同由与此奥氏体成份一致成份组成的铁素体具有一致的自由能，并在考虑到碳以外成份的影响下能由前述式(1)通过此钢板的组成(重量％)简单地算出。
在热轧结束后，将此钢板冷却到临界温度To并加以卷取。此平均冷却速度的下限设定为10℃/sec或大于此值，最好是大于30℃/sec或大于此值而尤为更好是50℃/sec或大于此值。另一方面，在实际应用中难以将平均冷却速率控制到超过200℃/sec，因而将平均冷却速率设定为10～200℃/sec。卷取温度的下限虽无特别限制，但当其低于250℃，只会降低加工性而不能取得特别效果，因而钢板最好在250℃或高于此温度下卷取。
热轧中还能进行粗轧，然后连接薄板坯并连续地进行精轧。此时还能将粗的薄板坯暂时卷取成薄板卷的形状，而根据需要储存于具有隔热功能的罩件中，然后将其松卷并进行连接。还能在有需要时对热轧成的钢板进行光整冷轧。光整冷轧能有效地防止在加工与成形以及校正外形时发生拉伸应变。
当按上述方式获得的热轧钢板进行冷轧后再退火以制得最终的钢板时，如果此冷轧总的压缩率成为压缩率成为80％或大于此值时，则{111}面与{554}面的组份在平行于总的冷轧再结晶织构的板面的晶面中X射线衍射累积平面强度比中会增大，使得有关本发明中对于晶体取向要求不再满足。于是此冷轧的压缩率上限设定为80％。为了提高形状固定性，此冷轧压缩率宜限制为70％或小于此值，更好是50％或小于此值而再更好是30％或小于此值。
在将于上述压缩率范围压缩的冷轧钢板退火时，若退火温度小于600℃，则变形的微结构保持而成形性显著减低，因而将退火温度下限设定为600℃。另一方面，当退火温度过高，则在转变为奥氏体后由于奥氏体的晶粒生长而使再结晶化生成的铁素体结构无规则化，同样使铁素体的最终所得织构无规则化。特别是当退火温度超过(AC3+100)℃时，这种倾向尤为突出，故将此退火温度设定为(AC3+100)℃或小于此温度。根据需要还能对此已冷轧的钢板施加光整冷轧。
本发明中得到的微结构主要包括铁素体，但还可能包括珠光体、贝氏体、马氏体和/或作为异于铁素体的作为微结构的奥氏体。此外还可以包含有例如碳的氮化物之类化合物。特别是，马氏体或贝氏体的晶体结构等效于或类似于铁素体的晶体织构，因而即使是这些相取代铁素体而形成了主要组份，也不会带来任何困难。
注意到本发明的钢板不仅可以用于弯曲，还可以用于复合成形，包括弯曲、拉伸成形、深拉以及其他类型的弯曲加工。
(8)铁素体钢板的生产方法(D)生产具有以{100}<011>晶体取向作为本发明规定的预定X射线强度级的峰值织构的生产铁素体钢板的生产方法如以下所述于热轧之前生产钢料的方法不作特别限制。具体地说，在用鼓风炉或电炉等熔化与精炼之后，可以进行种种二次精炼作业，然后用通常的方法连续铸钢、用铸锭法铸钢或铸成扁钢锭。在连续浇铸情形，钢可以在一旦冷却至低温后再次加热而热轧，或可以将扁钢锭连续热轧，还能够利用废钢作为原料。
本发明的形状固定优异的铁素体钢板也可以这样地制得浇铸具有上述组成的钢料，然后经热轧再冷却之；热轧，然后冷却它或用酸洗它，然后再热处理；热轧它，然后冷却与酸洗，冷轧再将其退火；或于热浸涂料线中对热轧或冷轧钢板作热处理；或是对钢板作独立的表面处理。
在此热轧作业的后半段，若是在(Ar3+50)℃至(Ar3+150)℃不是以总体压缩率为25％或大于此值来进行轧制时，则此奥氏体所起作用不充分，而相应织构不会充分发展，因而即使是施加冷却，最终获得的热轧钢板也不能得到本发明中规定的预定X射线强度级的晶体取向。因此，在(Ar3+50)℃至(Ar3+150)℃的上述压缩率和之下限设定为25％。
在(Ar3+50)℃至(Ar3+150)℃的总的压缩率越高，则能期望形成的织构愈明晰，因而总的压缩率控制到35％或大于此值，但当此压缩率和超过97.5％，就不得不过度地提高轧制机的刚性，而这在经济上是不利的。因此，这种压缩率的和最好控制到97.5％或小于此值。
为了显著地提高这种织构在{100}<011>取向中的集结作用，最重要的是在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃进一步地应用5～35％的减缩。
这是因为至关重要的是在高温区充分起作用的奥氏体至少是部分再结晶的状态下进一步作适当数量的减少，同时在此之后促致铁素体立即转变，以发展{100}<011>取向。然后，即使是在小于(Ar3-100)℃下进行减缩，但业已完成了铁素体转变的区域太大，而不能发展{100}<011>取向。
当这种减缩是在超过(Ar3+50)℃进行时，所引入的应变到铁素体变形终止时恢复，因而{100}<011>取向不发展。此时，若压缩率小于5％，包含{100}<011>至{223}<110>的整体织构成为无规则的，而要是此压缩率超过35％，对{100}<011>取向的集结作用将变弱，于是将(Ar3-100)至(Ar3+50)℃温度区域的压缩率控制为5～35％。注意这种压缩率最好控制到10～25％。
热轧在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃温度区域终止。当此热轧温度小于(Ar3-100)℃，则加工性显著降低，而当其超过(Ar3+50)℃，则此织构的集结作用不充分而形状固定性变差。
在(Ar3-100)℃至(Ar3+150)℃温度区域进行热轧时，当热轧辊与钢板的摩擦系数超过0.2，主要由{110}面组成的晶体取向便在钢板表面邻区中的板面处发展成而使形状固定性降级。因此当要求有较好的形状固定性时，最好将热轧辊与钢板的摩擦系数对于在上述热轧中至少一个轧制道次控制到0.2或小于此值。
上述摩擦系数最好尽可能地低，其下限并无限定，但当需要更好的形状固定性时，对摩擦系数最好控制到0.15或小于此值。这一摩擦系数如一般周知，最好根据前进速率与轧制负荷求出。
为使最终热轧制钢板维持依上述方式形成的奥氏体织构，必须将此钢板从热轧精整温度冷却到To(℃)，具体按10℃/S或大于此值的平均冷却速率冷却到前述方程(1)所示的To(℃)温度，然后在To(℃)或低于此温度卷取。
上述卷取温度或冷却终止温度的下限虽无特别限制，但即使是使之低于250℃也只会使得加工性降低而不会有任何特殊效应，因而最好希望此钢板在250℃或高于此温度下卷取或在250℃或高于此温度下终止冷却。
在进行冷却时，冷却速率越大，织构也越清晰，因而最好将冷却速度控制到10℃/S或高于此值。
冷却后，若此变形的铁素体原样保持，则机械性将降低。因此，为了恢复与再结晶，再好增设热处理。热处理的温度范围设定为300℃至AC1转变温度。若热处理温度小于300℃，则不会进行恢复与再结晶，使机械性减降。同样，当热处理温度超过AC1转变温度，则热轧时形成的织构将破坏，而形状固定性降低。
当按上述方式获得的热轧钢板(或热处理的热轧钢板)于冷轧后进行退火以制得最终的钢板时，如果此冷轧总的压缩率成为80％或大于此值时，则{111}面与{554}面的组份在平行于总的冷轧再结晶织构的板面的晶面中X射线衍射累积平面强度比中会增大，使得有关本发明中对于晶体取向要求不再满足。于是此冷轧的压缩率上限设定为80％。
为了提高形状固定性，此冷轧压缩率限制为70％或小于此值，更好是50％或小于此值，而再更好是30％或小于此值。
在将于上述压缩率范围冷加工的冷轧钢板退火时，若退火温度小于600℃，则变形的微结构保持而成形性将显著减低，因而将退火温度的下限设定为600℃。另一方面，当退火温度过大，因再结晶生成的铁素体织构由于转变为奥氏体后奥氏体的晶粒生长而无规则化，同样使最终所得铁素体的织构也无规则化。
特别是当退火温度超过(Ar3+100)℃时，上述倾向更为明显，如此将此退火温设定为(Ar3+100)℃或小于此温度。也可根据需要对冷轧钢板进行平整。
本发明中得到的微结构主要包括铁素体，但还可能包括珠光体、贝氏体、马氏体和/或作为异于铁素体的作为微结构的奥氏体。此外还可以包含有例如碳的氮化物之类化合物。特别是，马氏体或贝氏体的晶体结构等效于或类似于铁素体的晶体结构，因而即使是这些相取代铁素体而形成了主要组份，也不会带来任何困难。
注意到本发明的钢板不仅可以用于弯曲，还可以用于复合成形，包括弯曲、拉伸成形、深拉以及其他类型的弯曲加工。
再有，在轧机机座的多阶段中所加应变的积累效应在连续热轧工序中也是重要的。但是，在两机座间的加工温度愈高和行进时间愈长，则这种应变的积累效应也愈低。
若在n个机座中进行精整热轧，设第i个机座的轧制温度为Ti(K)，加工应变为εi(实际应变，具有关系εi＝In{1/(1-ri)}，ri为第i个压缩率)、第i与第(i+1)个机座间的行进时间(两轧制道次间的行进时间，单位秒)为ti，则考虑到积累效应的应变(有效应边ε*)可以由下式(2)表示ϵ*=Σj=1n-1ϵjexp[-Σi=jn-1(tiii)2/3]+ϵn---(2)]]>上式中，τi可以根据下式由气体常数R(R＝1.987)与轧制温度Ti计算τi＝8.46×10-9exp{43800/R/Ti}当此有效应变ε*小于0.4，即便(Ar3-100)℃至(Ar3+100)℃温度范围的压缩率之和为25％或大于此值，也不能获得充分发展的织构。于是0.4被设定为此有效应变的下限。
当在实际连续热轧过程中进行前述方程或式(1)的计算中，作为Ti则可利用据下式计算的值Ti＝FTo-(FTo-FTn)/(n+1)×(i+1)其中应用精整热轧进入侧的温度FTo与精整热轧出口侧的温度FTn。
有效应变愈高织构发展得也愈充分，因而有效应变较为理想地是设定为0.45或大于此值，而更好是设定为0.9或大于此值。
镀层的类型与方法并无特别限制。本发明的这方面的效果可以采用电镀锌、热镀与气相沉积镀层中的任何方法获得。
下面将说明本发明的几个例子。
(例1)以下说明用具有表1所示组成A～L的钢进行研究的结果。这些钢材是浇铸成的，然后按原样热轧，或是在一度冷却到室温后再加热至900℃～1300℃的温度范围，最后轧制成1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的热轧钢板。此3.0mm厚与8.0mm厚的热轧钢板经冷轧的制得1.4mm厚的冷轧钢板，然后用连续退火工艺退火。
依据吉田正多(Seita Yoshida)督导的《模压成形手册》(PressForming Handbook)，日刊工业新闻社出版(1987)，pp 417-418中公开的U形弯曲试验法，对上述1.4mm厚的试验钢板中进行了90°的弯曲试验。按张角减90°评价了形状固定性(回弹性)。注意到所进行的此弯曲是使弯折处垂直于r值低的方向。有关这些钢板(试验件)的生产条件示明于表2中。
表2中，不论这些钢板的生产条件是否在本发明的生产条件之内，都标明于栏“发明类别”之中。表1
表2
表2续
在以上的表中，对于“热轧温度1”，当于为Ar3转变温度或大于此温度下完成热轧时，在(Ar3+100)℃至Ar3转变温度的压缩率之和为25％或大于此值的情形评价为“○”(“良好”)，而当其小于25％时则评价为“×”(差)。对于“热轧温度2”，当热轧是在Ar3转变温度或小于此温度下进行时，在Ar3转变温度或小于此温度下的压缩率之和为25％或大于此值的情形评定为“○”(“良好”)，而当其小于25％时评定为“×”(“差”)。在任何情形下，当对于各个温度范围至少一个轧制道次的摩擦系数为0.2或小于此值时，在“润滑”一栏中为“○”(良好)，而当此摩擦系数在所有轧制道次中都大于0.2，在该栏中则为“△”(“中等”)。热轧后的卷取是在据上述式(1)求得的To温度或小于此温度下进行。当这种热轧钢经冷轧到1.4mm厚而冷轧压缩率为80％或大于此值时，“冷轧压缩率”评定为“×”(“差”)，而当其“小于80％”则评定为“○”(“良好”)。同样，当退火温度为600℃至(AC3+100)℃时，退火温度评定为“○”(“良好”)，而在异于上述情形下评定为“×”(“差”)。与生产条件无关的项目以“—”指明。光整冷轧按0.5～1.5％的范围应用于热轧钢板和冷轧钢板两者。
制备了于板厚7/16位置处平行于板面的试样，作为钢板的代表值进行了X射线测量。
由前述方法生产的1.4mm厚的热轧钢板与冷轧钢板的机械性质与回弹性示明于表4和表5(表4的续表)。在表表4和表5中，在所有的钢的类型中，除类型L外，依据钢的类型号“-2”与“-3”的例子对应于本发明。其中，与本发明之外的号“-1”与“-4”的例子相比，回弹性变小了。这就是说，在铁素体钢板中，首先通过获取本发明所限定的晶体取向的X射线随机强度比与r值，实现了良好的形状固定性。
有关晶体取向的X射线随机强度比与晶体取向r值在形状固定性中的重要性，其机理目前尚不明了。这可能是由于弯曲变形时的滑移变形易于进行而使得弯曲变形时的回弹性变小。表3
*均匀延伸率小，r值不能测出#开裂表3续
*均匀延伸率小，r值不能测出#开裂(例2)下面说明应用具有表4所示组成的类型A～G的钢所作的研究结果。这些钢材是浇铸的，然后按原样热轧或一度冷却到室温，再于1100～1300℃的温度范围再加热，最后轧制成1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的热轧钢板。此3.0mm厚与8.0mm厚的热轧钢板经冷轧成1.4mm厚的冷轧钢板，再于连续退火步骤中退火。由这些1.4mm厚钢板制备了宽50mm与长270mm的试验件，应用冲头宽度78mm、冲头肩R5和模具高R5的模具进行了帽形弯曲试验。对于进行了这种弯曲试验的试验件。用三维形状测量装置测量了这种试验件板宽的中心处的形状。如图1所示，形状固定性，是通过将点(1)与(2)的切线同点(3)与(4)的切线相交成的角度减去90°所得的在左与右的值的平均值定义为回弹性，将左与右的点(3)与点(5)间的曲率倒数平均值定义为壁翘曲，将左点(5)与右点(5)之间的长度减去冲头宽度所得的值定义为尺寸精度，来进行评价的。注意到这里的弯曲是使弯折线垂直于r值低的方向进行。
如图2与3所示，此回弹性与壁翘曲还依BHF(坯料压紧力)而改变。本发明的效果不论在怎样的BHF下进行评价也无改变趋向，但在由实际的机器来模压实际的部件时是不能施加太高的BHF的，因而各种钢的帽形弯曲试验此时是在29KN的BHF下进行。
在表7与表8中，不论钢板的生产条件是否在本发明的生产条件范围之内，都示明于栏“发明类别”中。
当热轧是在Ar3转变温度或小于此温度下进行时，此热轧温度评价为“○”(“良好”)，而当精轧温度区包含Ar3转变温度或高于此温度时则评价为“×”(“差”)。在以上各情形下，当摩擦系数在此精轧的至少一个轧制道次中为0.2或小于此值时，为“润滑”栏中的“○”(“良好”)，而当此摩擦系数在所有轧制道次中都超过0.2时则为“△”(“中等”)。卷取温度当钢板是在600～900℃卷取时评价为“○”(“良好”)而当其在小于600℃下卷取时评价为“×”(“差”)。在所有类型钢板中，除表8中的类型L与M外，依据钢的类型号“-2”与“-3”的例子满足本发明的生产条件。
钢的类型L与M在满足“轧制温度”条件时不能保证“卷取温度”，而在保证“卷取温度”时又不能满足“轧制温度”条件。因此，钢的类型L与M不满足本发明的生产条件。
在这种热轧钢板冷轧到1.4mm厚的情形，当此冷轧压缩率为80％或大于此值，“冷轧压缩率”评定为“×”(“差”)，而当其为“小于80％”则评定为“○”(“良好”)。此外，当退火温度为650℃至(Ar3+100)℃，此“退火温度”评定为“○”(“良好”)，而当其异于上述情形，评定为“×”(“差”)。
与生产条件无关的项目以“—”指明，光整冷轧按0.5～1.5％的范围应用于热轧钢板和冷轧钢板。
制备了于板厚7/16位置处平行于板面的试样，作为钢板的代表值进行了X射线测量。
表6中示明了由上述方法生产的1.4mm厚热轧钢板与冷轧钢板的机械性质，回弹性与壁翘曲。在所有的钢的类型中，除表10中的类型L与M外，与所给号“-2”和“-3”的钢的类型对应的例子是本发明的例子。
在这些例子中，与号“-1”与“-4”的钢的类型对应的例子(本发明之外)相比，回弹性与壁翘曲都小，结果改进了尺寸精度。这就是说，在同时满足本发明限定的X射线随机强度比与晶体取向r值的条件下，首先可于钢板中取得良好的形状固定性。
至于的X射线随机强度比与晶体取向r值如何关联到这种形状固定性改进的机理，当前尚不清楚、这可能是由于弯曲变形时促进了滑移变形的进行而在弯曲变形时减少了回弹性。表4
表5
表6
*均匀延伸率小，r值不能测量#开裂(例3)下面说明应用具有表7所示组成的类型A～H的钢所作的研究结果。这些钢材是浇铸的，然后按原样热轧或一度冷却到室温，再于900～1300℃的温度范围再加热，最后轧制成1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的热轧钢板。此3.0mm厚与8.0mm厚的热轧钢板经冷轧成1.4mm厚的冷轧钢板，再于连续退火步骤中退火。由这些1.4mm厚钢板制备了宽50mm与长270mm的试验件，依例2所示方法对这些试验件的形状固定性进行了评定。
表8中，不论钢板的生产条件是否在本发明的生产条件范围之内，都示明于栏“发明类别”中。“热轧温度1”在Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的压缩率之和为25％或大于此值时评定为“○”(“良好”)，而当热轧于Ar3转变温度或高于此温度下完成而该压缩率之和小于25％时则评定为“×”(“差”)。
“热轧温度2”在Ar3转变温度或小于此温度的压缩率之和为25％或大于此值时评定为“○”(“良好”)，而当热轧于Ar3的转变温度或小于此温度下完成而压缩率之和小于25％时评定为“×”(“差”)。在任何情形下，于各个温度范围内，当摩擦系数对于至少一个轧制道次为0.2或小于此值时，在栏“润滑”中为“○”(“良好”)，而当此摩擦系数对于所有轧制道次超过0.2时则为“△”(“中等”)。
热轧与卷取在所有情形下都是于由上述式(1)求得的To温度或小于此温度下进行。当这种热轧钢板冷轧到1.4mm厚而冷轧压缩率为80％或大于此值，此“冷轧压缩率”评定为“×”(“差”)，而当其小于80％则评定为“○”(“良好”)。同样，当退火温度为600℃至(AC3+100)℃，则“退火温度”评定为“○”(“良好”)而在异于此情形下则评定为“×”(“差”)。“—”表示与生产条件无关的项目。平整按03～1.5％的压缩率范围应用于热轧钢板与冷轧钢板。
制备了于板厚7/16位置处平行于板面的试样，作为钢板的代表值进行了X射线测量。
按下述方式进行了膨胀试验，在每边100mm的试验件的中心冲出直径为10mm的孔。用顶角60°的锥形冲头扩展此初始孔，求出有裂纹相对于此10mm直径的初始孔通过钢板时的孔径d的扩充率λ(见下式)。
λ＝{(d-10)/10}×100(％)于表12中，示明了由上述方法生产的1.4mm厚的热轧钢板与冷轧钢板的机械性质、扩充率、回弹性、壁翘曲与尺寸精度。在所有钢的类型中，除表12中的钢H外，依据号“-2”与“-3”的钢的类型的例子对应于本发明。而号“-1”与“-3”的例子则在本发明之外。除钢H外，所有钢的结构包括面积百分数的马氏体、余剩的奥氏体、少于5％的珠光体，以及作为此面积百分数中最大相的铁素体或贝氏体。注意，在钢板E-1、H、I-1与O-1中，按50～100％的面积百分数保留着起作用的晶粒。
在本发明的号“-2”与“-3”的例子中，与号“1”与“-4”的本发明之外的例子相比，回弹性与壁翘曲都小。结果可知，改进了尺寸精度。此外，在本发明的例子中，拉伸翻边性在所有情形下都是良好的。也就是说，通过满足本发明限定的X射线随机强度比、r值与晶体取向结构，首先能生产出具有良好形状固定性的高拉伸翻边性的钢板。表7
表8
表8续
表9
*均匀延伸率小，r值不能测出#开裂(例4)下面说明应用具有表10所示组成的类型A～G的钢所作的研究结果。这些钢材是浇铸的，然后按原样热轧或一度冷却到室温，再加热至1250℃的，最后轧制成1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的热轧钢板。此3.0mm厚与8.0mm厚的热轧钢板经冷轧成1.4mm厚的冷轧钢板，再于连续退火步骤中退火。依例2所示方法对这些钢板的形状固定性进行了评定。
在板7/16的位置处制备了平行于板面的试样，作为钢板的代表值进行了X射线测量。按与例3所示相同的方法进行了膨胀试验。
碳化铁的晶界占有率可按下述方法求得于放大200倍的光学显微照片上给出四条直线，用这些直线与晶界的交点数N同这N个交点中有碳化铁存在于这些交点位置上的数M，求出M/N而由此得出占有率。
表11示明了不论其是否是在本发明生产条件内的钢板生产条件。在热轧于Ar3转变温度或高于此温度下完成，当Ar3转变温度至(Ar3+100)℃的压缩率之和为25％或大于此值而热轧终结温度位于该温度范围内时，“热轧条件1”评定为“○”(“良好”)，而当此压缩率之和于该温度区小于25％时则评定为“×”(“差”)。
在“热轧条件2-1”下，当压缩率之和在(Ar3+50)至(Ar3+150)℃中为25％或大于此值则评定为“○”(“良好”)而当此减缩之和小于25％则评定为“×”(“差”)；在“热轧条件2-2”下，在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃内的压缩率之和在5～35％时评定为“○”(“良好”)而当此条件不满足时评定为“×”(“差”)。
在任何情形下，于各个温度范围内，当摩擦系数对于至少一个轧制道次为0.2或小于此值时，在栏“润滑”中为“○”(“良好”)，而当此摩擦系数在所有轧制道次中均超过0.2则为“△”(“中等”)。热轧与卷取在所有情形中都是在前述式(1)求得的温度To或小于该温度下进行。
在这种热轧钢板冷轧至厚度1.4mm而冷轧压缩率为80％或大于此值时，此“冷轧压缩率”评定为“×”(“差”)，而当其小于80％时则评定为“○”(“良好”)。
同样，当退火温度为600℃至(Ar3+100)℃，此“退火温度”评定为“○”(“良好”)，而在异于此情形下，则评定为“×”(“差”)。与生产条件无关的项目以“—”表示。按0.5～1.5％的范围对所有的热轧钢板与冷轧钢板进行了平整。
表12示明了由上述方法生产的1.4mm厚热轧钢板与冷轧钢板的碳化铁晶粒的晶界占有率M/N、碳化铁的最大粒度d以及机械性质，而表13则示明X射线随机强度比、尺寸精度、回弹性、壁翘曲与扩充率。在表20中除钢I、J、K外的所有的钢的类型，根据号“-2”与“-3”钢的类型例子对应于本发明，而号“-1”与“-4”的例子则不属于本发明。注意，满足本发明条件的所有钢板结构均包括铁素体或贝氏体作为主相。
本发明的号“-2”与“-3”的试样与本发明之外的号“-1”与“-4”的试样相比较，回弹性与壁翘曲都较小，结果是改进了尺寸精度。本发明的试样在所有情形下也有良好的拉伸翻边性。
另一方面，在碳化铁的晶界占有率M/N与碳化铁的最大粒度d不满足本发明要求的钢I与J中，形状固定性虽良好但拉伸翻边性降低。在钢H中，形状固定性与拉伸翻边性均降低。
这就是说，在满足本发明限定的组份、晶体取向的X射线随机强度比、r值与结构后，首先能生产具有良好形状固定性的高拉伸翻边性钢板。
由抗拉强度标准化的尺寸精度与扩充率示明于图4中。根据此关系同样可知，满足本发明条件的钢在尺寸精度与拉伸翻边性两方面均是优异的。
晶体取向的X射线随机强度比与r值在形状固定性中的重要性，其机制到目前尚不清楚。回弹性与壁翘曲可能是由于在弯曲变形时因弯曲变形促进了滑移变形的进行而变小，结果便改进了尺寸精度即形状固定性。表10
下有划线者指本发明之外表11
表12
*均匀延伸率小，r值不能测量#开裂表13
{112}{112}<110>取向的X射线强度强{100}{100}<110>取向的X射线强度强
(例5-1)将表14所示钢料的25种钢带加热到1200℃并在本发明范围的热轧条件下热轧它们所获得的钢带用酸洗，再冷轧将厚度减至1.0mm。然后在本发明退火条件范围内，加热到根据钢料成份计算出的AC1转变温度与AC3转变温度所表示的(AC1+AC3)/2温度90秒，按5℃/sec的速度冷却到670℃，再按100℃/sec的速度冷却到300℃。再将它们再加热，然后于400℃热处理5分钟用于贝氏体的转变，再冷却至室温以获得冷轧钢板。通过单向拉伸沿垂直于冷轧钢板冷轧方向(L方向)的方向(C方向)施加5％的预变形，热处理是在170℃下进行20分钟，用以模拟焙烧处理，之后检查钢板的动态性质并与预变形前静态性质比较。结果示明于表15。
用带状形式的试样评价了形状固定性，此带件长270mm，宽50mm，具有钢板的厚度，用具有冲头宽度80mm、冲头肩R5mm、模具肩R5mm的模具，以不同的冲裁保持力使这种带件形成帽状，然后测量壁部的壁翘曲作为曲率ρ(mm)，并利用其倒数的1000/ρ。1000/ρ愈小，形状固定形愈好。一般知道，当钢板的强度增大，形状固定形便降低。根据本发明人等成形实际部件的结果，当相对于钢板的抗拉强度TS，1000/ρ在由上述方法测量得的90KN的冲裁保持力下为0.15×TS-4.5或小于此值时，形状固定性显著地变好。因此，1000/ρ≥α(0.015×TS-4.5)设定为形状固定性良好的条件。在此，若冲裁保持力增加，1000/ρ趋向于下降。但是，钢板形状固定性的优势则不论冲裁保持力如何选择也不会改变。因此，于90KN的冲裁保持力下进行评定是钢板形状固定性是十分具有代表性的。
至于高速下的变形行为，则采用单条法的高速抗拉试验装置，在据所得应力-应变曲线测量的500～1500/s·σdyn平均应变速率条件下进行了抗拉试验。此外，在据所得应力-应变曲线测得的应变速率0.001～0.005/s·σst和TS的条件下用Instron型抗拉试验器进行了静态抗拉试验。
对于钢料组成在本发明范围之内的试样，在附表中，于栏“*1”内所示的值为正，这就是说，(σdyn-σst)×TS/1000正如欲达到的为40或大于此值，而如“*2”栏所示，形状固定性指标为(0.015×TS-4.5)或小于此值，因而可知这些钢材具有良好的形状固定性与对冲击能的良好吸收性。这方面的关系示明于图5中。表14
*1Mn％+Ni％+Cr％+Cu％+Mo％+Sn％*2Nb％+Ti％+V％下有划线者指本发明之外空格表明未作任何添加表15 *1(σdyn-σst)×TS/1000*2满足1000/p(0.015×TS-4.5)时为“0”，而不满足时为“x”下有划线者指本发明以外
(例5-2)将表14所示P2的钢加热到1050～1280℃，然后在表16所示条件下热轧至1.4mm的厚度，再冷却与卷取。之后，用与例5-1类似的方法检查了形状固定性以及静态与动态变形性质。有关结果示于明于表25中。于本发明范围的热轧条件下，在所有的No.2、No.3、No.5、No.7中，因“*1”示明的冲击能吸收性指标(σdyn-σst)×TS/1000为40或大于此值，而由2*所示形状固定性指标1000/ρ则为(0.015×TS-4.5)或小于此值，由此可知本发明的钢板提供良好的冲击能吸收性与形状固定性。
(例5-3)将表14所示的钢P2加热到1050～1280℃，于本发明的条件范围内轧成5.0mm的厚度，冷却后进行卷取。之后，于表17所示的条件下冷轧至1.4mm厚度并退火。之后用类似于例5-1中的方法检查了形状固定形与静态和动态的变形性。将有关结果示明于表17中。在No.1、No.7与No.9中，冷轧后的退火条件或贝氏体处理温度是在本发明的条件之外，此表中表明冲击能吸收性的“*1”与表明形状固定性指标的“*2”这二者中至少有一个或两者都是在本发明范围之外。另一方面，可以看到，所提供的其他所有钢板(在本发明的条件范围内冷轧的，而后退火的钢板)都是有良好的冲击能吸收性与形状固定性。表16
*1(σdyn-σst)×TS/1000*2满足1000/ρ≤(0.015×TS-4.5)时为“○”，不满足时为“×”*A在温度范围(Ar1-50)℃至(Ar3+100)℃的总压缩率*R分三段冷却，主要冷却按45℃/sec进行，中间冷却以空气冷却进行，最后冷却以50℃/sec进行。底下划线者指本发明之外表17
*1(σdyn-σst)×TS/1000*2满足1000/ρ≤(0.015×TS-4.5)时为“○”，不满足时为“×”底下划线者指本发明之外
(例6-1)表18所示23种类型的钢在表19所示条件下热轧成厚1.4mm的热轧钢板。这些热轧钢板经酸洗，制备成宽50mm、长270mm的试验件，用冲头宽度78mm、冲头肩R5与模具肩R5的模具进行了帽状弯曲试验。然后按例2所述相同的方式评定了形状固定性。
通过研究钢板的微结构得到的结果(体积百分率最大相、马氏体体积百分率)、机械性质(用Instron型抗拉试验机，于应变速率0.001～0.005/sec通过抗拉试验得到的最大强度TS、屈服强度或0.2％屈服强度YS以及沿轧制方向和垂直于此轧制方向的方向的r值)、在至少1/2板厚的板面上的组{100}<011>～{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值、三个晶体取向{554}<225>与{111}<112>以及{111}<110>的X射线随机强度比的平均值、前述弯曲试验求得的壁翘曲与尺寸精度，都示明于表20中。
形状固定性最好由尺寸精度(Δd)决定。周知此尺寸精度随钢板强度的升高而降低，因而在此将表29所示结果相对于YR与Δd/TS标绘出作为一种指标(图6)。还将后面例6-2所示结果同时标绘于图6中。
从表20与图6可知，在本发明范围内提供的钢具有良好的形状固定性和低的YR。表18
底下划分者表示发明之外。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)数字表示扁坯加热温度。DR指至少为Ae3的加热炉的插入温度，HER指250℃-Ae3的加热炉的插入温度，其他的则小于250℃。2)当于温度范围(Ar3-50)℃-(Ar3+100)℃内的压缩率之和≥25％则以“○”(“良”)表示，而当其＜25％则以“×”(“差”)表示。3)当于温度范围(Ar3-50)℃-(Ar3+100)℃内至少一个轧制道次给润滑，压缩负荷计算的摩擦系数不大于0.2时，以“是”表示。4)平均冷却速度指由热轧结束到卷取的平均冷却速度(按200℃计算)。5)存在三种冷却模式线性冷却(线性)、以中间空气冷却的冷却(3级)，以及延迟开始的冷却(后级)。底下划线者指本发明之外。表20
*1于至少1/2板厚板面上组{100}<011>-{223}<110>定向的X射线随机强度比的平均值。*2{554}{225}、{111}<112>与{111}<110>三个X射线随机强度比的平均值。*3十字形接头焊接的抗拉断裂强度是普通软钢的至少85％时，以“○”(“良”)表示，低于这种情形时的“×”(“差”)表示。底下划线者表示本发明之外。
(例6-2)将表18中的钢P3加热到1200℃，然后于表21中所示条件下热轧、冷轧与退火，制备成1.4mm厚的冷轧退火钢板，再按例6-1所述的相同方式进行评价。
表22中示明了此制得的冷轧与已退火钢板的微结构、机械性质与弯曲试验结果。
从表22与图6可知，在本发明的范围内的钢板提供了具有良好形状固定性与低YR。表21
1)当在温度范围(Ar3-250)℃～(Ar3+100)℃内的压缩率之和≥25％时，以“○”(“良”)表示，而当其小于25％时，以“×” (“差”)表示。2)当在温度范围(Ar3-250)℃～(Ar3+100)℃内至少一轧制道次中给予润滑而根据减缩负荷计算出的摩擦系数不大于0.2时，以“○”(“良好”)表示，而当其大于0.2时，以“×”(“差”)表示。3)数字是于退火后按℃/sec到400℃的平均冷却速度4)(a)中间不停止地冷却到室温(冷却速度3～100℃/sec)(b)冷却至300℃或低于此温度，再于200～400℃再加热与热处理15秒～30分钟，再冷却至室温。(c)在200～400℃范围中按3～100℃/sec范围的冷却速率冷却，在此温度苑围内热处理15秒～30分钟，然后冷却至室温。底下划线者指本发明以外表22
*1于1/2板厚的板面上组{100}<011>～{223}<110>定向的X射线随机强度比的平均值。*2{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>三个X射线随机强度比的平均值。*3当十字接头焊接作拉断裂强度是通常软钢的至少85％时以“○”(“良”)表示，而低于这种情形时则以“×”(“差”)表示。底下划线者表示本发明之外。(例7)下面说明用具有表23所示组成的钢A～I进行研究的结果。这些钢料经浇铸成后原样地热轧或在一度冷却到室温后，再加热至900～1300℃的温度范围，最后将它们形成为1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的热轧钢板。这些具有3.0mm厚和8.0mm的热轧钢板经冷轧减缩至1.4mm厚，然后依连续退火步骤退火。
再按例2所述相同的方式评估了这些钢板的形状固定性。
表24示明了在或不在本发明生产条件范围内的钢板的生产条件。当于Ar3温度至(Ar3+100)℃内的压缩率之和为25％而热轧终结温度在此温度范围内时，此“热轧温度”评定为“○”(“良好”)，而当此温度范围内的压缩率之和小于25％时，此“热轧温度”评定为“×”(“差”)。
在上述温度范围，当至少一个轨制道次的摩擦系数为0.2或小于此值时，于栏“润滑”中以“○”(“良好”)表示，而当此摩擦系数在所有道次中超过0.2时，则以“△”(“中等”)表示。在“冷却速度”栏，示明从热轧终结温度到To(℃)的平均冷却速度.卷取则都是在250℃至据上述式(1)求得的To(℃)之间进行。
在此种热轧钢板冷轧至1.4mm厚而冷轧压缩率为80％或大于此值时，此“冷轧压缩率”评定为“×”(“差”)，而当其“小于80％”则评定为“○”(“良好”)。同样，当退火温度为600℃至(AC3+100)℃，则“退火温度”评定为“○”(“良好”)，而在异于此情形下评定为“×”(“差”)。与生产条件无关的项目以“—”表明。按0.5～1.5％的压缩率对热轧钢板与冷轧钢板两者施加了光整冷轧。
在7/16板厚的位置制备了平行于板面的试样，作为钢板的代表值进行了X射线测量。
由上述方法生产出的1.4mm厚热轧钢板与冷轧钢板的机械性质示于表25中，而其尺寸精度、回弹性与壁翘曲则给出于表26中。表25与26中除钢H外的所有钢的类型中，“-2”与“-3”的例子属本发明的。其中可以看出，与本发明之外的号“-1”与“-4”的例子相比，回弹性和壁翘曲变小了且尺寸精度得到了改进。
此外，图7中示明了表25与表26所示抗拉强度与尺寸精度的关系。从这些关系可以看出，在满足了本发明限定的晶体取向的X射线随机强度比与r值后，在任何强度级下首先可以获得良好的形状固定性。表23
(注)下有划线者指在本发明之外的条件表24
表25
*均匀延伸率小，γ值不能测量。表26
#开裂
(例8)下面说明用具有表27所示组成的钢A～I进行研究的结果。这些钢料经浇铸成后原样地或在一度冷却到室温后热轧，再加热至900～1300℃的温度范围，最后将它们形成为1.4mm厚、3.0mm厚或8.0mm厚的热轧钢板。
这些具有3.0mm厚和8.0mm的热轧钢板经冷轧减缩至1.4mm厚，然后依连续退火步骤退火。再按例2所述相同的方式评估了这些钢板的形状固定性。
表28示明了在或不在本发明范围内的钢板的生产条件。当于(Ar3+50)℃至温度至(Ar3+50)℃内的压缩率之和为25％或大于此值时，此“热轧条件1”评定为“○”(“良好”)，而当此温度范围内的压缩率之和小于25％时，则评定为“×”(“差”)。当在(Ar3-100)℃至(Ar3+30)℃内的压缩率之和为5～35％，则“热轧条件2”评定为“○”(“良好”)而当此条件不满足则评定为“×”(“差”)。
在上述两情形中，当至少一个轧制道次的摩擦系数为0.2或小于此值时，于栏“润滑”中以“○”(“良”)表示，而当此摩擦系数在所有道次中超过0.2时，则以“△”(“中等”)表示。“C-3”指热轧后按50℃/sec冷却至室温，然后于650℃进行用于回复的热处理。卷取则都是在250℃至据上述式(1)求得的To(℃)之间进行。
在此种热轧钢板冷轧至1.4mm厚而冷轧压缩率为80％或大于此值时，此“冷轧压缩率”评定为“×”(“差”)，而当其“小于80％”则评定为“○”(“良好”)。同样，当退火温度为600℃至(AC3+100)℃，则“退火温度”评定为“○”(“良好”)，而在异于此情形下评定为“×”(“差”)。与生产条件无关的项目以“—”表明。按0.5～1.5％的压缩率对热轧钢板与冷轧钢板两者施加了光整冷轧。
在7/16板厚的位置制备了平行于板面的试样，作为钢板的代表值进行了X射线测量。
由上述方法生产出的1.4mm厚热轧钢板与冷轧钢板的机械性质示于表29中，而其由X射线测量的随机强度比、尺寸精度、回弹性与壁翘曲则给出于表30中。表28与表30中除钢L外的所有钢的类型中，“-2”与“-3”的例子属本发明的。其中可以看出，与本发明之外的号“-1”与“-4”的例子相比，回弹性和壁翘曲变小了且尺寸精度得到了改进。此外，图8中示明了表38与表39所示抗拉强度与尺寸精度的关系。从这些关系可以看出，在满足了本发明限定的晶体取向的X射线随机强度比与r值后，在任何强度级下首先可以获得良好的形状固定性。表27
底下划线者指本发明范围之外。表28
表29
*均匀延伸率小，不能测得γ值。表30
#开裂工业上利用的可能性通过本发明，可以提供主要在弯曲时回弹性小、形状固定性优越以及有其他良好机械性质的钢板。特别是，本发明甚至能把高强钢板用作由于成形差而通常难以应用高强钢板的部件。为了减轻汽车重量，应用高强钢板是十分必要的。通过本发明，能够进一步减轻汽车车身重量。
权利要求
1.形状固定性优异的铁素体薄钢板，其特征在于，在板厚至少1/2处组{100}<011>到{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值为3.0或大于此值，而三个取向{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的X射线随机强度比的平均值为3.5或小于此值。
2.依据权利要求1的形状固定性优越的铁素体薄钢板，其中在轧制方向的和与该轧制方向正交方向的r值中至少之一为0.7或小于此值。
3.依据权利要求1或2的形状固定性优异的铁素体薄钢板，其中{112}<110>的X射线随机强度比的平均值为4.0或大于此值。
4.依据权利要求1或2的形状固定性优异的铁素体薄钢板，其中{100}<011>的X射线随机强度比的平均值为4.0或大于此值。
5.依据权利要求1至4中任一项所述的形状固定性优异的铁素体薄钢板，其中碳化铁在晶界处的占有率为0.1或小于此值而这种碳化铁的最大粒度为1μm或小于此值。
6.依据权利要求1至5中任一项所述的形状固定性优异的铁素体薄钢板，其中的微结构是多相结构，此多相结构中的铁素体或贝氏体按百分率面积计为最大相，而珠光体、马氏体与剩余奥氏体百分面积率之和为30％或小于此值。
7.依据权利要求1至6中任一项所述的形状固定性优异的铁素体薄钢板，其中的钢板按重量％计包括C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小于3％；P0.005～0.15％；S小于0.03％；Al0.01～3.0％；N小于0.01％；O小于0.01％；其余为Fe和不可避免杂质
8.依据1至7中任一项所述的形状固定性优异的铁素体薄钢板，其中的钢板按重量％计还包括选自下述这组中的至少一种元素Ti0.20％；Nb小于0.20％；V小于0.20％；Cr小于1.5％；B小于0.007％；Mo小于1％；Cu小于3％；Ni小于3％；Sn小于0.3％；Co小于3％；Ca0.0005～0.005％；其余0.01～0.2％。
9.依据7或8形状固定性优异的铁素体薄钢板，其中的钢板满足下式(1)与(2)203C+15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+30Mn+11Cr+20Cu+700P+200Al＜30 (1)44.7Si+700P+200Al＞40 (2)
10.依据1至7中任一项所述的形状固定性优异的铁素体薄钢板，其中的钢板是电镀的。
11.生产形状固定性优异的铁素体钢板的方法，此方法包括下述步骤以再加热到1000℃至1300℃的温度范围或不进行再加热，热轧按重量％计含下述组成的扁铸锭C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小于30％，P0.005～0.15％；S小于0.03％；Al0.01～3.0％，N小于0.01％；O小于0.01％；其余为Fe和不可免的杂质，在(Ar3-100)至(Ar3+100)℃总的压缩率为25％或大于此值；于(Ar-100)℃或大于此温度下结束热轧；冷却此热轧的钢板，然后卷取此冷钢板，使得此钢板具有至少在钢板厚度1/2处，组{100}<011>至{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值为3.0或大于此值，而{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的三个取向的X射线随机强度比的平均值为3.5或小于此值。
12.生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，此方法包括下述步骤以再加热到1000℃至1300℃的温度范围或不进行再加热，热轧按重量％计含下述组成的扁铸锭C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小于3％；P0.005～0.15％；S小于0.03％；Al0.01～3.0％，N小于0.01％；O小于0.01％；其余为Fe和不可免的杂质，在(Ar3+50)至(Ar3+150)℃总的压缩率为25％或大于此值；同时继续热轧至在(Ar3-100)至(Ar3+50)℃下的总的压缩率5～35％。于(Ar3-100)℃至(Ar3+50)℃下结束热轧；冷却此热轧的钢板，然后卷取此冷钢板，使得此钢板具有至少在钢板厚度1/2处，组{100}<011>至{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值为3.0或大于此值，而{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的三个取向的X射线随机强度比的平均值为3.5或小于此值。
13.生产形状固定性优异的锆素体钢板的方法，此方法包括下述步骤以再加热到1000℃至1300℃的温度范围或不进行再加热，粗热轧按重量％计含下述组成的扁俦锭C0.001～0.3％；Si0.001～3.5％；Mn小于3％；P小于0.005～0.15％；S小于0.03％；Al0.01～3.0％，N小于0.01％；O小于0.01％；其余为Fe和不可免的杂质，此时超过Ar3的转变温度；在温度低于Ar3转变温度下进行精整热轧；在温度低于Ar3转变温度下结束热轧；冷却此热轧的钢板，然后卷取此冷钢板，使得此钢板具有至少在钢板厚度1/2处，组{100}<011>至{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值为3.0或大于此值，而{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>的三个取向的X射线随机强度比的平均值为3.5或大于此值。
14.依据11～13中任何一项生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，其中{112}<110>的X射线随机强度比的平均值为4.0或大于此值。
15.依据11～13中任何一项生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，其中{100}<011>的X射线随机强度比的平均值为4.0或大于此值。
16.依据11至15中任何一项生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，其中的扁坯按重量％计还包括选自下述这组中的至少一种元素Ti小于0.20％；Nb小于0.20％；V小于0.20％，Cr小于1.5％；B小于0.007％；Mo小于1％；Cu小于3％；Ni小于3％；Sn小于0.3％；Co小于3％；Ca0.0005～0.005％，REM0.001～0.02％。
17.依据11至16中任何一项生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，其中的钢板是在根据下式所示钢的化学组成确定的临界温度To下卷取To＝-650.4×{C％/(1.82×C％-0.001}+B上式中的B根据质量％表示的钢板炉料求得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.依据11至17中任何一项生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，经中热轧经控制成使得由下式计算的有效应变ε*为0.4或大于此值ϵ*=Σj=n-1ϵjexp|-Σi-jn-1(tiτi)2/3|+ϵn]]>上式中，n是精整热轧轧机座数，εi是加到第i机座上的应变，ti是第i至第i+1机座间的移动时间(秒)，而τi则可由下式用气体常数R(＝1.987)与第i机座的热轧温度Ti(K)计算τi＝8.46×10-9·exp{43800/R/Ti}
19.依据11至18中任何一项生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，其中所述热轧对于其至少一个轧制道次是在摩擦系数为0.2或小于此值下进行。
20.依据11至18中任何一项生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，其中所述冷却经控制成在从热轧制终结温度到由所述钢的化学组成确定的临界温度To时的平均冷却速度大于10℃/sec，而此卷取则是在温度小于To下进行。
21.依据11至20中任何一项生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，其中此已热轧制的钢板用酸洗，然后在压缩率小于80％下冷轧，再于600℃至(AC3+100)℃间再加热此冷轧的钢板，最后冷却。
22.依据11至20中任何一项生产形状固定性优异的铁素体薄钢板的方法，其中此已热轧制的钢板用酸洗，然后在压缩率小于80％下冷轧，再于AC1与AC3转变温度间的温度下退火，然后以冷却速度1～250℃/sec冷却至500℃下的温度。
全文摘要
铁素体钢板，其中组{100}<011>至{223}<110>取向的X射线随机强度比的平均值为3.0或大于此值，而{554}<225>、{111}<112>与{111}<110>三个晶体取向的X射线随机强度比的平均值为3.5或小于此值，同时在轧制方向以及与此轧制方向成直角的方向上的r值中至少之一为0.7或小于此值。
文档编号C22C38/12GK1462317SQ01816085
公开日2003年12月17日 申请日期2001年9月21日 优先权日2000年9月21日
发明者杉浦夏子, 吉永直树, 高桥学, 吉田亨 申请人:新日本制铁株式会社