專利名稱：：硬質極薄鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及電機機器、電子部件、建材和金屬容器中所用的包括表面處理鋼板的板厚為0.400mm以下的薄鋼板及其制造方法。本申請為以日本專利申請?zhí)卦?006-102766號作為基礎申請，援引其內容。
背景技術：
：板厚為0.400mm以下的薄鋼板被應用到電機機器、電子部件、建材和金屬容器等各種各樣的用途中，但為了原材料的低成本化，一直在進行鋼板的進一步薄型化。如果使原材料變薄，則使用其的部件的強度也會降低，因此一般在薄型化的同時還要求原材料的硬質化。在這樣的極薄硬質材料中明顯存在的問題之一是加工性的劣化。特別是薄材料與汽車等中所使用的厚型材料相比較的話，由于如果發(fā)生縮頸就會立即斷裂，因此使其均勻變形是非常重要的。這是指，在作為鋼板特性的評價而通常采用的拉伸試驗中，不降低均勻伸長地進行硬質化。在這些薄型材料中，尤其對于進行深沖、減徑、拉伸延伸等嚴格的加工的容器用鋼板，為了確保加工性，公開有專利文獻13中所述的方法。然而，這些方法并不特別注重均勻伸長，雖說延展性(總伸長)高，但通過局部伸長而提高延展性的情況較多。因而，在實際應用中，并沒有解決斷裂或縮頸造成的表面性狀的缺陷等本申請的課題。專利文獻l:特開平2-118026號專利文獻2:特開平3-257123號專利文獻3:特開平10-72640號
發(fā)明內容本發(fā)明的課題在于抑制使用硬質極薄材料時成為問題的、均勻變形性不足造成的斷裂、縮頸的發(fā)生。即，本發(fā)明的課題在于，由于材料硬質化而引起的延伸劣化中，通過使局部伸長的劣化優(yōu)先進行來確保均勻伸長，即使是相同的總伸長，也能將局部變形(縮頸)的發(fā)生抑制到更高應變區(qū)域。而且，本發(fā)明的目的是，明確用于其的材料條件，提供一種適用此條件的鋼板及其制造方法。本發(fā)明者等進行了為使鋼板硬質化而使各種第二相分散在鋼板中的研究。這屬于所謂的析出強化或組織強化的范疇，如果使第二相分散，材質就硬質化，當然，結果使延展性劣化，但在重復實驗之中發(fā)現了，在將具有特定形態(tài)的第二相分散在鋼板中時，在能抑制均勻伸長的劣化的狀態(tài)進行硬質化。而且，對第二相的形態(tài)、數量和種類、及可得到優(yōu)選的特性的鋼板材質的范圍也進行了詳細研究，最終完成了本發(fā)明。本發(fā)明的要旨如下表示。(1)第二相的形態(tài)的控制。形成各向異性強的針狀的形態(tài)。(2)第二相的尺寸的控制。與一般的析出物相比增大。(3)第二相的數密度的控制。使其相對稀疏地分散。(4)母相為Fe鐵氧體相，相對于母相使第二相的方位配置在特定的方向。本發(fā)明者等基于上述技術思想進行了潛心的研究，結果想到了本發(fā)明。作為其要旨如下述內容所述。(1)一種硬質極薄鋼板，其板厚為0.400mm以下，其特征在于，以質量％計含有C:0%以上且0.800%以下、N:0%以上且0.600%以下、Si:0%以上且2.0%以下、Mn:0%以上且2.0%以下、P:0%以上且0.10%以下、S:0%以上且0.100%以下、Al:0%以上且3.0%以下、O:0%以上且0.200%以下，平均長徑為O.lOum以上且平均短徑為0.05ym以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相以體積分率計含有0.05%以上。(2)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，以質量％計進一步含有Ti:0。/。以上且4.00Q/。以下(包括0)、Nb:0°/。以上且4.00%以下(包括0)、REM:0%以上且4.00%以下(包括0)、B:0%以上且0.0300%以下(包括0)、Cu:0%以上且8.00%以下(包括0)、Ca:0%以上且1.00%以下(包括0)、Ni:0%以上且8.00%以下(包括0)、Cr:0%以上且20.00%以下(包括0)中的一種或二種以上。(3)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1Um以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相的數密度為O.Ol個/un^以上。(4)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1Um以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相的數密度為0.001個/um3以上。(5)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，主相是Fe的鐵氧體相，且體積率在80%以上。(6)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1urn以上、進而平均長徑/平均短徑^2.0的第二相的平均長徑的方向是該第二相相接的Fe相的〈100〉方位或〈110〉方位。(7)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，平均長徑為0.5ym以上且平均短徑為O.lum以上、進而平均長徑/平均短徑^2.0的第二相是氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物的單體或復合化合物。(8)根據上述(7)所述的硬質極薄鋼板，其中，平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1um以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相是含有Fe、Mn、Si、Al、Cr、REM、Ti、Nb中的一種或二種的氧化物。(9)根據上述(7)所述的硬質極薄鋼板，其中，平均長徑為0.5um以上且平均短徑為O.lum以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相是含有Ti、Mn、Cu、Ca、REM中的一種或二種的硫化物。(10)根據上述(7)所述的硬質極薄鋼板，其中，平均長徑為0.5um以上且平均短徑為O.lum以上、進而平均長徑/平均短徑^2.0的第二相是含有Fe、Ti、Nb、Si、Cr中的一種或二種的碳化物。(11)根據上述(7)所述的硬質極薄鋼板，其中，平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1ym以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相是含有Fe、Ti、Nb、Al、B、Cr中的一種或二種的氮化物。(12)根據上述(7)所述的硬質極薄鋼板，其中，平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1um以上、進而平均長徑/平均短徑^2.0的第二相是含有Fe、Ti、Nb、Al、Si、Mn中的一種或二種的金屬間化合物。(13)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，平均長徑為0.5ym以上且平均短徑為0.1um以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相的體積率為(板厚表層1/8處的體積率)/(板厚中心層1/4處的體積率)>10。(14)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1lim以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相的數密度為(板厚表層1/8處的數密度)/(板厚中心層1/4處的數密度)>10。(15)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，下述拉伸試驗中的最高強度^350MPa，且洛氏(Rockwell)硬度HR30T^54，該拉伸試驗使用具有寬度為25mm、長度為60mm的平行部的拉伸試驗片，評分間距為50mm，變形速度為5mm/分鐘。(16)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，在下述拉伸試驗中，均勻伸長/局部伸長>1.0，該拉伸試驗使用具有寬度為25mm、長度為60mm的平行部的拉伸試驗片，評分間距為50mm，變形速度為5mm/分鐘。(17)根據上述(1)所述的硬質極薄鋼板，其中，在下述拉伸試驗中，屈服應力/最高強度《0.9，該拉伸試驗使用具有寬度為25mm、長度為60mm的平行部的拉伸試驗片，評分間距為50mm，變形速度為5mm/分鐘。(18)—種制造上述(8)所述的硬質極薄鋼板的方法，其中，在用600'C以上的高溫對板厚為50mm以上且鋼坯中的氧化物的平均直徑為10um25"m的鋼坯進行軋制加工時，在進行了IOO(TC以上且應變率為1/秒以上的條件下的實際應變的總和為0.4以上的軋制后，進行IOO(TC以下且應變率為10/秒以上的條件下的實際應變的總和為0.7以上的軋制。(19)一種制造上述(9)所述的硬質極薄鋼板的方法，其中，在用600"C以上的高溫對板厚為50mm以上且鋼坯中的硫化物的平均直徑為10um25um的鋼坯進行軋制加工時，在進行了IOO(TC以上且應變率為1/秒以上的條件下的實際應變的總和為0.4以上的軋制后，進行IOO(TC以下且應變率為10/秒以上的條件下的實際應變的總和為0.7以上的軋制。(20)—種制造上述(10)所述的硬質極薄鋼板的方法，其中，冷軋后，與重結晶退火同時或在其后，在60070(TC的溫度區(qū)，在{(滲碳時間(秒))X(滲碳溫度(°C))}/{(滲碳性氣體濃度(％))X(滲碳處理時的冷卻速度(。C/秒))}》20的條件下進行滲碳處理，使C量增加0.0002%以上。(21)—種制造上述(11)所述的硬質極薄鋼板的方法，其特征在于，冷軋后，與重結晶退火同時或在其后，在60070(TC的溫度區(qū)，在{(氮化時間(秒))X(氮化溫度(°C))}/{(氮化性氣體濃度(％))X(氮化處理時的冷卻速度('C/秒))}》20的條件下進行氮化處理，使N量增加0.0002%以上。(22)—種制造上述(12)所述的硬質極薄鋼板的方法，其中，在鋼板制造工序中，在從900°C以上的溫度開始的冷卻過程中，以從卯(TC到500'C的冷卻速度為2(TC/秒以下進行冷卻，使金屬間化合物以體積率計增加2.0倍以上。再有，本說明書中的符號"X"表示乘法。再有，本發(fā)明涉及板厚為0.400mm以下的薄型鋼板及其制造方法，但作為部分搪瓷鋼板的制造方法，存在有為控制氧化物的形態(tài)而限定熱軋條件的現有技術?？墒牵景l(fā)明中的氧化物延伸與作為搪瓷鋼板的熱軋條件的限定的氧化物延伸是完全不同的。換句話講，作為搪瓷鋼板的熱軋條件的限定的延長技術，在本發(fā)明鋼為對象的薄型鋼板中應用延伸氧化物，得到這一想法本身非常困難。下面對其進行詳細的說明。一般而言，在本發(fā)明這樣的薄鋼板中，氧化物作為極不優(yōu)選的物質，其含有受到抑制。這是因為，由于母材本身變薄，因而在氧化物周圍的變形集中對母材的斷裂具有非常敏感的作用。作為比較顯著的例子，是制罐加工中的凸緣成形性，該用途中所用的鋼材的氧化物量被嚴格管理，以非常低的含量進行制造。氧化物對薄型材料的不良影響不限于氧化物本身，如搪瓷鋼板那樣延伸之后的氧化物在冷軋工序中發(fā)生破碎而在其周圍形成空隙時，則空隙發(fā)揮缺口這樣的效果，使母材的變形能力進一步劣化。因此，在本發(fā)明鋼作為對象的薄材料中，應用氧化物以及因冷軋發(fā)生破碎而在周圍形成空隙這樣的延伸氧化物來提高特性，得到這一想法本身在以往是不可能的。此外，作為搪瓷鋼板的制造方法和本發(fā)明之間的技術上的不同之處，可列舉以下的事項。首先，在搪瓷鋼板的制造中，在熱軋階段使氧化物暫時延伸，這是因為，在其后的冷軋工序中將氧化物破碎，在破碎之后的氧化物周圍生成大量的空隙；而且在最終制品中各氧化物成為被微細破碎的各向同性的形狀。與此相對，在本發(fā)明中，氧化物必須是在最終階段延伸形成的，作為其一個方案是應用熱軋工序。即，通過熱軋而延伸的氧化物是在冷軋、退火后也不發(fā)生破碎的情況下延伸的狀態(tài)，直到最終制品都必須維持具有各向異性的形狀。如果熱軋條件相同，基本上是因氧化物的組成不同而產生上述差異。也就是說，在搪瓷鋼板中，比較軟質的含有Mn的氧化物、和比較硬質的含有Nb、B的氧化物成為復合形態(tài)對于促進破碎具有良好的作用。另一方面，在本發(fā)明鋼中，優(yōu)選的是，并不是組成不同的氧化物復合而成的氧化物，而是通過形成均質的氧化物而使冷軋時的變形也變得均勻，避免破碎。即使是如搪瓷鋼板那樣暫時延伸而成的的氧化物通過其后的破碎，氧化物的形狀也成為各向同性的話，則在本發(fā)明中成為特征的加工硬化能力、作為結果的良好的均勻伸長即局部變形的抑制效果不能充分發(fā)揮出來。如以上說明，即使已經認識了搪瓷鋼板的制造技術，將使氧化物大量含有的技術應用于本發(fā)明的對象鋼及用途中，并對其形態(tài)的影響進行研究，這一點對即使是本領域技術人員而言也是不容易的。新發(fā)現有，只要使氧化物以特定的形態(tài)延伸，并在該狀態(tài)下保持，其加工硬化行為就顯著地發(fā)生變化，通過嚴格抑制局部變形，即使是薄鋼板，對于實用上的延展性也有良好的作用，從而發(fā)明了本發(fā)明鋼。根據本發(fā)明，即使相同的強度、相同的總伸長，也能得到具有高度均勻伸長，甚至在更高的應變區(qū)域也可以抑制局部變形(縮頸)的發(fā)生的硬質極薄型材料。因此，可以抑制使用薄材時成為問題的、均勻變形性不足造成的斷裂、縮頸的發(fā)生。圖1是對本發(fā)明的硬質極薄鋼板的鋼板板厚方向的部位進行說明的圖示。具體實施例方式以下，對本發(fā)明進行詳細說明。首先，對成分進行說明。成分都是以質量％計。對于c量，為了避免加工性的劣化，規(guī)定為C:0.800%以下，優(yōu)選為0.100%以下、更優(yōu)選為0.060。/。以下。尤其在將碳化物用作本發(fā)明中成為特征的第二相時，優(yōu)選為0.00500.040%、更優(yōu)選為0.00800.030%。對于通過各種各樣的第二相的分散來強化材料的本發(fā)明鋼，從確保強度等觀點考慮，必要的C含量即使低也可以。即使在C:0.0050%以下也能確保必要的強度，可以為0.0030%以下，也能夠為0.0015%以下。如要提高r值以確保較高的深沖成形性，優(yōu)選C含量低。對于N量，也與C同樣，為了避免加工性的劣化，規(guī)定為C:0.800%以下，優(yōu)選為0.100%以下、更優(yōu)選為0.060%以下。尤其在將氮化物用作本發(fā)明中成為特征的第二相時，優(yōu)選為0.00500.040%、更優(yōu)選為0.00800.030%。在通過各種第二相的分散來強化材料的本發(fā)明鋼中，從確保強度等觀點考慮，必要的N含量即使低也可以。即使在N:0.0050%以下也能確保必要的強度，可以為0.0030%以下，也可以為0.0015%以下。如要提高r值以確保較高的深沖成形性，優(yōu)選N含量低。對于Si，如果過多，則加工性、鍍覆性劣化，因此規(guī)定為2.0%以下。但是，在本發(fā)明鋼中，在作為第二相而利用氧化物時，如后述那樣，在鋼中難以殘存氧，或難以得到對于本發(fā)明而言優(yōu)選的延伸的氧化物。此外，在第二相的形成中利用滲碳或氮化時，侵入鋼中的C或N在晶界形成粗大的Si碳化物或Si氮化物，有時還引起脆性的裂紋。如要避免以上的弊端，有時也需要將Si規(guī)定為1.5%以下，進一步為1.0%以下。尤其為了充分確保成形性，優(yōu)選Si含量低，通過使Si含量為0.5%以下、進而為0.1%以下、進一步為0.07%以下，可提高成形性。對于Mn，如果過多，加工性、鍍覆性劣化，因此規(guī)定為2.0%以下。另一方面，在本發(fā)明鋼中，在作為第二相而利用氧化物時，如后述那樣，容易得到對于本發(fā)明而言優(yōu)選的延伸的氧化物。此外，當在第二相的形成中利用硫化物時，由于容易得到延伸的硫化物，因此，其是有用的元素。因此，將Mn的優(yōu)選的范圍規(guī)定為0.051.0%，更優(yōu)選為0.150.8%、進一步優(yōu)選為0.250.7%。對于P，如果過多，不僅加工性劣化，而且在第二相的形成中利用滲碳或氮化時，由于阻礙鋼板的滲碳性、氮化性，因此規(guī)定為0.10°/。以下。如要充分確保成形性，優(yōu)選P含量低，通過使P含量為0.05%以下、進而為0.01%以下，可提高成形性。對于S，由于其使熱軋性劣化，成為阻礙鑄造或熱軋的主要原因，因此規(guī)定為0.100%以下。但是，在大量添加Mn、Cu、Ti、REM等，作為在本發(fā)明中成為必要的第二相而利用這些硫化物時，高溫延展性的劣化也小，其也是有用的元素。因此，將S的優(yōu)選的范圍規(guī)定為0.0150.080。/。，更優(yōu)選為0.0250.070%、進一步優(yōu)選為0.0350.060%。對于Al，如果含量高，由于有難以鑄造、表面缺陷增加等害處，因此規(guī)定在3.0%以下。但是，由于A1是強脫氧元素，因此在本發(fā)明鋼中，在作為第二相利用氧化物時，由于鋼中難以殘存氧，因此有時還需要規(guī)定為0.010°/。以下、進而為0.005%以下、進一步為0.002%以下、再進一步為0.001%以下。另一方面，作為Ni3Al等金屬間化合物的形成元素，對于在本發(fā)明中成為必要的第二相的分散而言具有優(yōu)選的效果。雖然還取決于與Al—同形成化合物的金屬元素的種類和數量，但在此種情況下，優(yōu)選為1.0%以上、更優(yōu)選為1.5%以上、進一步優(yōu)選為2.0%以上。對于O，在作為本發(fā)明中成為特征的第二相而不利用氧化物時，用A1、Si、Ti等進行脫氧，優(yōu)選規(guī)定為0.010%以下。這是因為，在鋼中的氧化物形成對于本發(fā)明的效果而言沒有效果的各向同性(球狀)的形態(tài)時，容易成為裂紋的起點。即使在作為有用的第二相而利用氧化物時，如果氧化物過剩，也容易成為裂紋的起點，因此規(guī)定為0.200%以下，優(yōu)選為0.0100.100°/。、更優(yōu)選為0.0200.080%、進一步優(yōu)選為0.0300.050%。接著，對可根據需要添加的元素進行說明。對于Ti，其可提高鋼板的重結晶溫度，但使本發(fā)明作為對象的極薄鋼板的退火通板性(也稱作穿引性)顯著劣化，因此規(guī)定為4.00%以下。在作為本發(fā)明中成為特征的第二相而不利用Ti化合物時，不需要添加Ti，規(guī)定為0.04%以下，更優(yōu)選規(guī)定為0.01%以下。另一方面，Ti的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物可用作本發(fā)明中成為特征的第二相，盡管還取決于形成化合物的元素的種類和數量，但如果規(guī)定為0.06%以上，則能充分發(fā)揮其效果，更優(yōu)選為0.100%以上。對于Nb，也有與Ti同樣的影響，重結晶溫度升高，使本發(fā)明作為對象的極薄鋼板的退火通板性顯著劣化，因此規(guī)定為4.00%以下。在作為本發(fā)明中成為特征的第二相而不利用Nb化合物時，不需要添加Nb，規(guī)定為0.04%以下，更優(yōu)選為0.01%以下。另一方面，Nb的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物可用作本發(fā)明中成為特征的第二相，盡管還取決于形成化合物的元素的種類和數量，但如果規(guī)定為0.06%以上，則能充分發(fā)揮其效果，更優(yōu)選為0.100%以上。對于REM，其也有與Ti、Nb同樣的效果，但由于是高價的元素，因此規(guī)定為4.00%以下。在作為本發(fā)明中成為特征的第二相而不利用REM化合物時，不需要添加REM，規(guī)定為0.04%以下，更優(yōu)選為0.01%以下。另一方面，REM的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物可用作本發(fā)明中成為特征的第二相，盡管還取決于形成化合物的元素的種類和數量，但如果規(guī)定為0.06%以上，則能充分發(fā)揮其效果，更優(yōu)選為0.100%以上。對于B，其也有與Ti、Nb同樣的效果。但是，盡管還取決于添加量，與Ti或Nb相比較，碳氮化物的形成能低，為了作為第二相而形成碳化物或氮化物，在與這些元素同時添加時，鋼板的重結晶溫度升高，使本發(fā)明作為對象的極薄鋼板的退火通板性顯著劣化。因此，在Ti、Nb的含量低時是有用的。可是，由于過剩的添加使鑄造時的鑄坯的裂紋變得顯著，因此將上限規(guī)定為0.0300%。在作為本發(fā)明中成為特征的第二相而不利用B化合物時，不需要添加B，規(guī)定為0.0020%以下，更優(yōu)選為0.0010%以下。另一方面，B的氧化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物可用作本發(fā)明中成為特征的第二相，雖然還取決于形成化合物的元素的種類和數量，但如果規(guī)定為0.0040%以上，則能充分發(fā)揮其效果，更優(yōu)選為0.0100%以上。對于Cu，如果過多，不僅重結晶溫度顯著上升，而且也使表面性狀劣化，因而加工性、鈹覆性劣化，所以規(guī)定在8.00%以下。另一方面，在本發(fā)明鋼中，作為第二相，還可利用金屬Cu相或金屬間化合物等。此外，在第二相的形成中利用硫化物時，由于容易得到延伸的硫化物，因此，其也是有用的元素。為此，將優(yōu)選的范圍規(guī)定為0.104.00%，更優(yōu)選為0.203.00%、進一步優(yōu)選為0.302.50%。對于Ca，在本發(fā)明鋼中，在作為第二相而利用硫化物時，由于容易得到延伸的硫化物，因此也是有用的元素?？墒牵捎诟挥诜磻?，一般很難使其大量含在鋼中，因此規(guī)定為1.00%以下。優(yōu)選的范圍為0.010.50%，更優(yōu)選為0.050.30%。對于Ni，其是高價的元素，規(guī)定在8.00%以下。在本發(fā)明中，作為NbAl等金屬間化合物的形成元素，對于本發(fā)明中作為必要的第二相的分散而言具有優(yōu)選的效果。雖然還取決于與Ni形成化合物的金屬元素的種類和數量，但優(yōu)選規(guī)定在1.0%以上、更優(yōu)選在1.5%以上、進一步優(yōu)選2.0%以上。對于Cr，其也是高價的元素，規(guī)定在20.00%以下。在作為本發(fā)明中成為特征的第二相而不利用Cr化合物時，不需要添加Cr，規(guī)定為0.06%以下、更優(yōu)選規(guī)定為0.02%以下。另一方面，Cr的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物可用作本發(fā)明中成為特征的第二相，雖然還取決于形成化合物的元素的種類和數量，但如果規(guī)定為0.10%以上，則能充分發(fā)揮其效果，更優(yōu)選為0.50%以上、進一步優(yōu)選在1.50%以上、更進一步優(yōu)選在2.50%以上。對于上述以外的元素的含量，沒有特別限定，但為了賦予本發(fā)明沒有規(guī)定的特性，對于Sn、Sb、Mo、Ta、V、W，對各元素而言，含有0.10%以下，以合計量計含有0.50%以下，上述含量對本發(fā)明的效果沒有任何損害。但是，由于這些元素形成具有粗大的各向同性的形態(tài)的化合物，有時損害加工性，因此必須注意。只要沒有特別的目的，優(yōu)選將各元素規(guī)定為0.010%以下、以合計量計規(guī)定為0.050°/。以下，更優(yōu)選各元素為0.0020%以下、以合計量計為0.0050%以下，進一步優(yōu)選各元素為0.0010%以下、以合計量計為0.0030%以下。接著，對本發(fā)明中最重要的第二相進行說明。首先，對第二相的觀測等進行說明。本發(fā)明中限定的第二相的觀察方法并未受到特別限定?？捎秒娮语@微鏡等可觀測微觀(micro)區(qū)域的物理測定設備直接觀測形態(tài)。如果比較大，則用高倍率的光學顯微鏡也能觀測。如果是光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡(SEM)，可采用對鋼板截面進行研磨之后的試樣、進一步將其刻蝕的試樣，如果是透射型電子顯微鏡(TEM)，還能夠對薄膜進行觀察，或對通過SPEED法得到的提取復型(extractionreplica)等進行觀察。而且，也可以通過電解提取觀察溶解了母相的殘渣。此外，關于被觀察的第二相的鑒定，可通過EDX或電子束衍射圖形等進行，但也不限定于這些方法，也可以使用現在性能提高顯著的任何分析儀器。總之，關于第二相的形狀、尺寸及數密度，根據需要用認為妥當的方法來確定其種類就可以。在根據種類，由多種各樣的相復合而成，有時很難完全判別，但本發(fā)明的效果由于不依賴于其種類，只要以特定的形態(tài)使第二相分散就能得到，因此在本發(fā)明中也包含種類不能確定的情況。關于體積分率或數密度，如果使用更精密的分析設備，考慮到更微細的氮化物，則這些值增加，但如果采用通常級別的物理設備，以尺寸為0.02um以上的物質作為對象，就可判別本發(fā)明的效果。對于如此觀察的第二相，本發(fā)明的特征是，平均長徑為0.10um以上、平均短徑為0.05um以上、且平均長徑/平均短徑》2.0的第二相以體積分率計含有0.05%以上。作為尺寸，關于平均長徑，優(yōu)選為0.20um以上、更優(yōu)選為0.50um以上、進一步優(yōu)選為l.OOum以上、更進一步優(yōu)選為2.00ym以上、再進一步優(yōu)選為5.00ym以上。但是，如果存在太大的第二相，則在加工初期成為斷裂的起點，有時使延展性顯著劣化，因此優(yōu)選規(guī)定為30um以下，更優(yōu)選為20ym以下。但是，即使尺寸粗大但個數非常少時，由于不良影響的程度低，因此如果存在超過其的粗大的第二相，也不能直接說是偏離了本發(fā)明。對于平均長徑/平均短徑，優(yōu)選為3.0以上、更優(yōu)選為5.0以上、進一步優(yōu)選為8.0以上。此外，關于體積分率，優(yōu)選為0.1%以上、更優(yōu)選為0.3%以上、進一步優(yōu)選1.0%以上、更進一步優(yōu)選為2.0%以上。但是，如果第二相的量太多，則在加工初期成為斷裂的起點，有時使延展性嚴重劣化，因此優(yōu)選規(guī)定在20%以下，更優(yōu)選在10%以下。關于該第二相的數密度，在用鋼板截面觀察時規(guī)定為0.01個/un^以上，在觀察提取復型或用透射型電子顯微鏡觀察薄膜等而測定空間分散時，將第二相的數密度規(guī)定為0.001個"1112以上，由此可使本發(fā)明的效果變得顯著。在截面觀察時，優(yōu)選為0.03個/111112以上、更優(yōu)選為0.1個/un^以上、進一步優(yōu)選為O.3個/111112以上。此外，在空間測定時，優(yōu)選為0.003個/yi^以上、更優(yōu)選為0.01個/umS以上、進一步優(yōu)選為0.03個/um3以上。這些數密度與上述的尺寸或體積分率有關聯，與尺寸或體積分率同樣必須注意，在不使加工性劣化的范圍內，不要極端地增大或減小。通過如此控制第二相的形態(tài)可抑制局部變形的發(fā)生的機理還不明確，試作以下說明。本發(fā)明中的第二相由于是比母相即Fe相更硬質的相，所以在鋼板變形時，母相的變形優(yōu)先產生。而且，由于母相的變形受到第二相約束，因而母相的加工硬化變得顯著。因此，應變的傳播性變好，一邊在更廣的區(qū)域承擔變形一邊繼續(xù)變形，從而認為均勻伸長提高。在使具有各向異性的第二相分散時，認為母相的約束程度比一般的各向同性的第二相提高?；蚺c此不同，還認為各向異性強的第二相與母相的結合狀態(tài)減弱，伴隨變形其界面滑動變形，而且通過產生許多空隙來承擔變形。因此，也可認為，直至更高的應變區(qū)域，才達到母材本身的變形被抑制的狀態(tài)，均勻變形繼續(xù)進行。本發(fā)明鋼雖具有大的加工硬化量，同時局部變形能力下降的情況較多，但包括這些在內，能完全說明此現象的機理還不明確。本發(fā)明鋼中的均勻變形并非由第二相的變形承擔，而是由母相即體積上最多的主相的變形承擔，這一點是肯定的。當然該主相是Fe，但在本發(fā)明中，該主相假設為Fe的鐵氧體相，優(yōu)選將其體積率規(guī)定在80%以上。一般而言，對于作為以Fe為主體的相，已知有珠光體相或貝氏體相、馬氏體相等，但在本發(fā)明中，由于通過第二相的分散來實現高強度化，因此從加工性的觀點考慮，優(yōu)選主相是軟質且均勻的相。此外，關于體積率，為了避免過剩的第二相的生成造成的延展性劣化，優(yōu)選在85%以上、更優(yōu)選在90%以上。另外，第二相和主相的方位關系也是重要的條件。雖然其在上述的機理中也被涉及到，但本發(fā)明的效果還是與可以認為依賴于Fe相和第二相的結合狀態(tài)有關系，第二相的平均長徑的方向優(yōu)選是該第二相相接的Fe相的<100〉方位或<110>方位。關于該方位的關系，可用通常的電子束衍射等檢測。接著，對第二相本身的種類進行說明。在本發(fā)明中，在第二相是氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物的單體或復合化合物時，能夠得到顯著的效果。在是氧化物時，是含有Fe、Mn、Si、Al、Cr、REM、Ti、Nb中的一種或二種的氧化物；在是硫化物時，是含有Ti、Mn、Cu、Ca、REM中的一種或二種的硫化物；在是碳化物時，是含有Fe、Ti、Nb、Si、Cr中的一種或二種的碳化物；在是氮化物時，是含有Fe、Ti、Nb、Al、B、Cr中的一種或二種的氮化物；在是金屬間化合物時，是含有Fe、Ti、Nb、Al、Si、Mn中的一種或二種的金屬間化合物。關于碳化物，在普通鋼中觀察的貝氏體組織、即伴隨高溫下的從奧氏體相的相變生成的鐵氧體相和滲碳體的層狀組織由于完全得不到本發(fā)明的效果，因此將其除外。此外，作為相變金屬間化合物，有NiAl、Ni3Al、Ni3(Al、Ti)、Ni2TiAl、Ni3Ti、Ni3Mo、Ni4Mo、Ni3Nb、Co3W、Fe2Mo、Fe2Ti、Fe2(Ni、Co)等。上述的氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物是一般在鋼鐵材料中可觀察到的化合物，不需要是特殊的化合物，但也可以在發(fā)明范圍內的方案內形成特殊的化合物。其種類不局限于上述的種類，上述只是列舉了有代表性的元素。此外，存在于鋼中的第二相也不局限于一種，在本發(fā)明中也包括存在二種以上的情況。它們可以獨立存在，也可以形成復合化合物。而且，也可以同時存在在形態(tài)上不包括在本發(fā)明之中的相?？傊诙嗟男螒B(tài)上的特征是重要的。換句話講，事實上，根據所形成的第二相，其效果的大小存在不小的差。該差可以認為是由可在鋼板中生成的第二相的種類和數量而引起的，或通過后述的制造條件可控制的形態(tài)之差、以及和與母相的結合狀態(tài)關聯的第二相本身的種類的影響。這些影響不能完全分離開，在現象上，可按以下對優(yōu)選的第二相的種類和形成第二相的元素進行分類。作為種類，是金屬間化合物>碳化物—氮化物>氧化物>硫化物。但是，這是對假設為形態(tài)和量相同時的效果進行推斷而得出的，由于因制造方法或第二相的種類的不同，有時量的確保或形態(tài)的控制也變得困難，因此上述順序只不過是大致的標準。作為各元素的效果認為如下。在是氧化物時，優(yōu)選含有Fe、Mn、REM，Si、Al、Cr、Ti、Nb的效果低。在是硫化物時，優(yōu)選含有Mn、Ca、REM，Ti、Cu的效果低。在是碳化物時，優(yōu)選含有Cr、Ti、Si，Fe、Nb的效果低。在是氮化物時，優(yōu)選含有Fe、Ti、B、Cr,Nb、Al的效果低。在是金屬間化合物時，優(yōu)選含有Fe、Al、Si、Mn，Ti、Nb的效果低。這里，對本說明書中采用的鋼板板厚方向的部位采用圖1進行說明。所謂"板厚表層1/8"、"板厚中心層1/4"表示圖1中的對應區(qū)域。再有，與"板厚表層1/8"對應的區(qū)域在鋼板的兩個表面都存在，但在本發(fā)明中，以無論其哪一面只要符合本發(fā)明的限定范圍就以其為對象。對制造方法進行研究，使表面和背面的氮化物分布變化是比較容易的，但在本發(fā)明中對于這樣的表面和背面不同的表層鋼板也作為對象。這是因為，即使只是通過一面也能得到本發(fā)明作為目的的均勻變形性的提高效果。此外，關于上述體積率或數密度，采用測定值不是異常值的程度的數據，只要在表層1/8內、中心層1/4內各自的特定位置滿足本發(fā)明的條件就行。再有，"板厚1/8位置"也包含在"板厚表層1/8"中。對于在本發(fā)明中成為特征的第二相，在考慮鋼板的厚度方向的分布時，不需要整體上均勻分散，也可以在板厚方向偏在。如果能夠在板厚方向以層狀形成第二相多的層和少的層交替的多層結構，其對于本發(fā)明的效果是合適的。其機理不明確，但可認為是由于第二相多的層和少的層通過彼此約束另一方的變形，而使加工硬化量增大，從而抑制局部變形。這也認為是以巨大的空間產生上述的類似于第二相和母相之間的約束關系的效果。尤其是，通過使第二相集中地分散在鋼板表層部，可得到本發(fā)明的大部分效果。也就是說，關于第二相的體積率，優(yōu)選設定為(板厚表層l/8處的體積率)/(板厚中心層1/4處的體積率)》10，或關于第二相的數密度，設定為(板厚表層1/8處的數密度)/(板厚中心層1/4處的數密度)>10。它們的比值，優(yōu)選在20以上、更優(yōu)選在50以上、進一步優(yōu)選在100以上、更進一步優(yōu)選在200以上。但是，如果在表層部形成太多的第二相，由于有時成為表面缺陷并容易斷裂，因此需要注意。接著對本發(fā)明作為對象的鋼板的特性等進行記述。首先，限定為本發(fā)明適用板厚為0.400mm以下的鋼板。這是因為，如果是板厚比其厚的鋼板，其在加工中，發(fā)生縮頸后，由于局部延展性而使成形進行到某種程度，所以如本發(fā)明技術那樣只限定于均勻伸長的技術顯示不出意義。本技術在更優(yōu)選0.250mm以下、進一步優(yōu)選0.200mm以下、更進一步優(yōu)選0.150mm以下的極薄鋼板中可發(fā)揮其有用性。此外，由于即使是薄型材料，在軟質材料中也能附加相應的均勻伸長，因此本技術的適用范圍規(guī)定為硬質材。這也是通過本發(fā)明的成為特征的第二相而大大硬質化的結果。優(yōu)選的適用材是下述鋼板，S卩，在采用JIS5號試驗片的抗拉試驗(即，使用具有寬度為25mm、長度為60mm的平行部的拉伸試驗片，評分間距為50mm，變形速度為5mm/分鐘的抗拉試驗)中的最高強度》350MPa、且洛氏硬度HR30T》54。更優(yōu)選最高強度^400MPa、且洛氏硬度HR30T^57，進一步優(yōu)選最高強度^450MPa、且洛氏硬度HR30T》61。此外，本發(fā)明鋼在采用前述JIS5號試驗片的抗拉試驗中，其特征是，均勻伸長/局部伸長>1.0。該比值優(yōu)選在1.5以上、更優(yōu)選在2.0以上、進一步優(yōu)選在3.5以上、更進一步優(yōu)選在5.0以上。此外，如前所述本發(fā)明鋼的加工硬化量大也是特征。在采用所述JIS5號試驗片的抗拉試驗中，屈服應力/最高強度《0.9、更優(yōu)選為0.8以下、進一步優(yōu)選為0.7以下、再進一步優(yōu)選為0.6以下。以下，表示本發(fā)明鋼的第二相的各種類優(yōu)選的制造方法的一個例子。首先，表示作為特征的第二相而利用氧化物時的情況。優(yōu)選的形態(tài)之一是在對氧化物進行熱軋的工序中，通過軋制使氧化物延伸，使其向優(yōu)選的形態(tài)變化。為此，需要某種程度的加工量，優(yōu)選將鑄造后的鋼坯的厚度規(guī)定在50mm以上，更優(yōu)選在150mm以上。此外，為了使氧化物在延伸后具有適當的尺寸，優(yōu)選將延伸前的氧化物的尺寸規(guī)定為在10iim25wm。尺寸太微細的氧化物難以延伸，粗大的氧化物在軋制后的空間上的分散狀態(tài)成直線，對于本發(fā)明的效果而言不優(yōu)選。而且，在高溫下的軋制加工中在以1000。C以上且應變率為1/秒以上的條件下以實際應變的總和計進行了0.4以上的軋制后，以IOOO'C以下且應變率為10/秒以上的條件下以實際應變的總和計進行0.7以上的軋制是有效的。其機理不明確，但可認為如下。在IOO(TC以上的高溫區(qū)，氧化物也軟化，與加工硬化了的鐵氧體的硬度差減小，因此通過軋制，氧化物延伸，可得到對于本發(fā)明而言優(yōu)選的針狀的氧化物。而且如果達到低于IOOO'C的低溫，大約900。C以下，則氧化物難以延伸，部分破碎，適度具有針狀的形態(tài)的氧化物在鋼板中相隔適當的間隔而分散。這樣要適度地使氧化物延伸且分散，熱軋時的溫度控制及各溫度區(qū)的應變量、以及為控制加工硬化了的鐵氧體的軟化而進行應變率的控制也很重要。通過在硫化物中應用此溫度、應變量及應變率條件，也能得到與氧化物同樣的優(yōu)選的效果。接著，表示成為特征的第二相而利用碳化物時的情況。在此種情況下，可從預先含在鋼中的C和添加元素，通過制造工序中的熱處理等生成具有優(yōu)選的形態(tài)的碳化物，但在本說明書中作為更優(yōu)選的方案，示出了應用滲碳的方法。通過滲碳，如上所述，可使成為特征的第二相只分散在鋼板表面，由于C濃度緩慢提高，因此容易形成具有生長于優(yōu)先的方位的各向異性的形態(tài)的碳化物。作為其條件，在冷軋后，與重結晶退火同時或在其后，在60(TC70(TC的溫度區(qū)，以{(滲碳時間(秒))X(滲碳溫度('C))}/{(滲碳性氣體濃度(％))X(滲碳處理時的冷卻速度rC/秒))}>20的條件，進行滲碳處理，使C量增加0.0002。/。以上。如果溫度超出此范圍，則在低溫側滲碳效率下降，相反如果溫度過高，則碳化物的形態(tài)容易形成各向同性的形態(tài)。在{(滲碳時間(秒))x(滲碳溫度rc))}/{(滲碳性氣體濃度(％))x(滲碳處理時的冷卻速度rc/秒))}在20以上的情況下，可實現第二相的優(yōu)選的形態(tài)?；旧?，通過以低c濃度抑制碳化物的析出核的生成，同時通過高溫、長時間及緩冷卻的處理使碳化物充分生長，具有各向異性的第二相的發(fā)展變得顯著。但是，如果進行高溫且長時間的滲碳，則從鋼板表面侵入到鋼中的c通過擴散到達板厚的中心，所述的多層結構產生的發(fā)明效果的增進效果消失。因此，為了根據滲碳處理條件，以只有表層部滲碳的方式控制上式的值是優(yōu)選的。此值雖然還取決于板厚等，但優(yōu)選規(guī)定在500以下、更優(yōu)選規(guī)定在200以下。作為含有滲碳性氣體種類的氣氛的條件，只要采用一般所知的條件就可以。此外，關于滲碳法，并不限定于此處所示的氣體滲碳，也可以使用一般所知的滲碳方法。此外，C的增加量以0.0002。/。以上作為增加量看起來非常小，但如果看作是極薄材中的鋼板表層中的增加量，對于體現本發(fā)明的效果而言是足夠的量。此外，通過將該滲碳條件規(guī)定為作為第二相而利用由氮化形成的氮化物時的條件，可得到與碳化物同樣的優(yōu)選的效果。也就是說，在冷軋后，與重結晶退火同時或在其后，在600。C70(TC的溫度區(qū)，以{(氮化時間(秒))x(氮化溫度rc))}/{(氮化性氣體濃度(％))x(氮化處理時的冷卻速度(。C/秒))}》20的條件，進行氮化處理，使N量增加0.0002%以上。作為含有氮化性氣體種類的氣氛的條件，只要采用一般所知的條件就可以。此外，作為氮化方法，與滲碳時一樣，并不限定于此處所示的氣體氮化，也可以使用一般所知的氮化方法。在作為第二相而利用金屬間化合物時，從全部或大部分金屬間化合物熔化的狀態(tài)規(guī)定為緩冷卻，由此主要利用金屬間化合物的生長來促進形成是非常適合得到本發(fā)明中優(yōu)選的第二相形態(tài)。為此，在鋼板制造工序中，在從90(TC以上的溫度開始的冷卻過程中，以從90(TC到500。C的冷卻速度為2(TC/秒以下冷卻，以體積率計使金屬間化合物增加2.0倍以上。如果冷卻開始前的溫度過低，則金屬間化合物的熔化不充分，不能引起其后的生長。此外，如果冷卻速度過快，則金屬間化合物的核生成頻率提高，不產生具有各向異性的生長，高密度地形成各向同性的金屬間化合物。這里所示的有關各種第二相的制造方法，當然因形成作為對象的第二相的元素或其量而異，不被上述范圍所限定。只要知道形成第二相的元素的種類、形成的第二相的種類、數量及應控制的形態(tài)的方向性，就能找出適當的條件，這是一般的冶金學范疇，本領域技術人員能在幾次試行后確定適當的條件并不是那么困難。在薄鋼板的制造中，為了調整硬度或調整板厚，有時在重結晶退火后進行再次冷軋。其壓下率已從接近為調整形狀而進行的光整冷軋的百分之幾左右實用化到與冷軋同樣的50%以上。在本發(fā)明中在利用再冷軋法時，對本發(fā)明的效果沒有任何損害。但是，如果壓下率過度高，則必然使均勻伸長的絕對值減小。均勻伸長區(qū)域的加工硬化量也減小，如果考慮到應用本發(fā)明效果，則不是原本優(yōu)選的方法。優(yōu)選規(guī)定在30%以下、更優(yōu)選規(guī)定在20%以下、進一步更優(yōu)選規(guī)定在3%以下。本發(fā)明的效果不取決于成分調整后、退火前的熱過程、制造過程。進行熱軋時的板坯不限定于鑄錠法、連續(xù)鑄造法等制造方法，此外由于也不取決于直至熱軋的熱過程，因此通過板坯再加熱法、不對所鑄造的板坯進行再加熱而直接熱軋的CC-DR法、以及省略了粗軋等的薄板坯鑄造，也能得到本發(fā)明的效果。此外，也不取決于熱軋條件，通過精加工溫度為a+Y的二相區(qū)的二相區(qū)軋制、或接合粗棒而軋制的連續(xù)熱軋也能得到本發(fā)明的效果。此外，在作為具有焊接部的原材料而采用本發(fā)明鋼的情況下，由于可提高熱影響部的均勻變形性，抑制縮頸的發(fā)生，因此特別優(yōu)選。本發(fā)明鋼板也包括對表面進行了任何表面處理后使用的情況。只要在本發(fā)明的范圍內，通過適當使用就不會因進行表面處理而受損。作為表面處理，關于金屬鍍膜，可實施通常采用的鍍錫、鍍鉻(鉻酸處理)、鍍鎳、鍍鋅、鍍鋁等。此外，對于近年來所使用的被覆了有機覆膜的疊層鋼板用的原板，也能得到本發(fā)明的效果。作為用途，可用于遍及電機機器、電子部件、建材或金屬容器等領域，即使在其以外的領域、在任何用途中、在具有與上述同樣的問題的情況下也能夠應用。實施例對表l所示的各成分的鋼，進行了熱軋、冷軋、重結晶退火、再冷軋，從而制造各種鋼板，進行了各種評價試驗。對于第二相，采用SEM及TEM，通過鋼板的截面、鋼板薄膜、提取復型及電解提取殘渣進行了觀察。此外，采用EDX對含在第二相中的元素進行了定性分析。關于材質特性，通過軋制方向的利用JIS5號拉伸試驗片的拉伸試驗及洛氏表面硬度進行了測定。測定結果及評價示于表2表5中。各表中的用語的意思如以下所示。"平均長徑"、"平均短徑"對平均長徑為0.10ym以上、平均短徑為0.05pm以上、滿足平均長徑/平均短徑^2.0的第二相，沒有偏向地測定了足夠數量時的各值的平均值。"平均長徑/平均短徑""平均長徑"與"平均短徑"的比。其作為表示成為發(fā)明效果的根源的氧化物的各向異性的程度的指標。"含有元素"從顯示本發(fā)明的特征的第二相檢測出的元素。"方位"第二相的平均長徑的方向與該第二相相接的主相的結晶方位的關系。在與方位相關時，表示主相的結晶方位。"凸緣成形性":準備將平板巻成圓筒形狀焊接而成的3片(three-piece)罐的罐體部10000罐。然后，對其采用模具進行凸緣成形，結果，在無斷裂的情況下能夠成形所有罐凸緣時為合格，即使有1個罐斷裂也為不合格。"評價"普通水平C、優(yōu)異B、非常優(yōu)異A。將A和B視為本發(fā)明。(實施例1)將第二相規(guī)定為氧化物時的實驗結果示于表2中。對于氧化物的形態(tài)，主要通過依賴鑄造條件的氧化物尺寸和依賴熱軋條件的延伸量來進行控制。氧化物的"數密度"通過采用SEM觀察來求出。通過將氧化物的狀態(tài)控制在本發(fā)明的范圍內，可確認得到良好的均勻伸長。(實施例2)將第二相規(guī)定為硫化物時的實驗結果示于表3中。對于硫化物的形態(tài)，主要通過依賴鑄造條件的硫化物尺寸和依賴熱軋條件的延伸量來進行控制。硫化物的"數密度"通過采用TEM的截面觀察來求出。通過將硫化物的狀態(tài)控制在本發(fā)明的范圍內，可確認得到良好的均勻伸長。(實施例3)將第二相規(guī)定為碳化物或氮化物時的實驗結果示于表4中。對于碳化物或氮化物的形態(tài)，主要通過滲碳或氮化條件進行控制。本實施例中"粗加工薄鋼材"都是在70(TC下進行了重結晶退火的鋼板。作為比較材，對未進行滲碳及氮化、而通過再冷軋得到與滲碳或氮化過的鋼板同等程度的硬度的鋼板，也表示出其特性。在板厚1/8位置和板厚中心觀察了碳化物或氮化物。碳化物或氮化物的"數密度"通過SEM觀察對板厚表層1/8或板厚中心層1/4進行電解時的殘渣來求出。表4中的有關第二相的"體積分率"、"數密度"、及有關主相的值是有關板厚表層1/8位置的值。通過將碳化物或氮化物的狀態(tài)控制在本發(fā)明的范圍內，可確認得到良好的均勻伸長。(實施例4)將第二相規(guī)定為金屬間化合物時的實驗結果示于表5中。金屬間化合物為N^A1，其形態(tài)，主要通過重結晶退火條件、尤其通過依賴退火溫度的熔體化的程度和依賴其后的冷卻過程的核生成及生長進行控制。本實施例中"粗加工薄鋼材"都是冷軋狀態(tài)的鋼板。Ni3Al的"數密度"通過TEM觀察來求出。通過與例1例4所示的本發(fā)明之外的鋼板相比較，通過將金屬間化合物的狀態(tài)優(yōu)選地控制在本發(fā)明的范圍內，可確認得到良好的均勻伸長。<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>*1:1000'C以上且應變速度1/秒以上的條件下的實際應變的總和*2:1000'C以上且應變速度10/秒以上的條件下的實際應變的總和<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>(滲碳時間(秒))*(滲碳溫度rc))}/(滲碳性氣體濃度(％))*(滲碳處理時的冷卻速度('c/秒))(板厚表層1/8處的體積率)/(板厚中心層1/4處的體積率)(板厚表層1/8處的數密度)/(板厚中心層1/4處的數密度)轉溢齒被23/25:K<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>根據本發(fā)明，即使相同的強度、相同的總伸長，也能夠得到具有高的均勻伸長、且可以將局部變形(縮頸)的發(fā)生抑制到更高的應變區(qū)域的硬質極薄型材料。權利要求1、一種硬質極薄鋼板，其板厚為0.400mm以下，其特征在于，以質量％計含有C0％以上且0.800％以下、N0％以上且0.600％以下、Si0％以上且2.0％以下、Mn0％以上且2.0％以下、P0％以上且0.10％以下、S0％以上且0.100％以下、Al0％以上且3.0％以下、O0％以上且0.200％以下，平均長徑為0.10μm以上且平均短徑為0.05μm以上、進而平均長徑/平均短徑≥2.0的第二相以體積分率計含有0.05％以上。2、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，以質量％計進一步含有Ti:0%以上且4.00%以下、Nb:0%以上且4.00%以下、REM:0%以上且4.00%以下、B:0%以上且0.0300%以下、Cu:0%以上且8.00%以下、Ca:0%以上且1.00。/。以下、Ni:0%以上且8.00%以下、0:0%以上且20.00%以下中的一種或二種以上。3、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5ym以上且平均短徑為0.1um以上、進而平均長徑/平均短徑>2.0的第二相的數密度為0.01個/um2以上。4、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1um以上、進而平均長徑/平均短徑>2.0的第二相的數密度為0.001個/um3以上。5、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，主相是Fe的鐵氧體相，且體積率在80%以上。6、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1"m以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相的平均長徑的方向是該第二相相接的Fe相的<100>方位或<110〉方位。7、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1Pm以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相是氧化物、硫化物、碳化物、氮化物、金屬間化合物的單體或復合化合物。8、根據權利要求7所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5"m以上且平均短徑為0.1um以上、進而平均長徑/平均短徑>2.0的第二相是含有Fe、Mn、Si、Al、Cr、REM、Ti、Nb中的一種或二種的氧化物。9、根據權利要求7所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1nm以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相是含有Ti、Mn、Cu、Ca、REM中的一種或二種的硫化物。10、根據權利要求7所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5ym以上且平均短徑為0.1nm以上、進而平均長徑/平均短徑>2.0的第二相是含有Fe、Ti、Nb、Si、Cr中的一種或二種的碳化物。11、根據權利要求7所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1lim以上、進而平均長徑/平均短徑>2.0的第二相是含有Fe、Ti、Nb、Al、B、Cr中的一種或二種的氮化物。12、根據權利要求7所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1ym以上、進而平均長徑/平均短徑>2.0的第二相是含有Fe、Ti、Nb、Al、Si、Mn中的一種或二種的金屬間化合物。13、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1lim以上、進而平均長徑/平均短徑>2.0的第二相的體積率為(板厚表層1/8處的體積率)/(板厚中心層1/4處的體積率)》10。14、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，所述平均長徑為0.5um以上且平均短徑為0.1um以上、進而平均長徑/平均短徑》2.0的第二相的數密度為(板厚表層1/8處的數密度)/(板厚中心層1/4處的數密度)》10。15、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，下述拉伸試驗中的最高強度》350MPa，且洛氏硬度HR30T》54，該拉伸試驗使用具有寬度為25mm、長度為60mm的平行部的拉伸試驗片，評分間距為50mm，變形速度為5mm/分鐘。16、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，在下述拉伸試驗中，均勻伸長/局部伸長>1.0，該拉伸試驗使用具有寬度為25mm、長度為60mm的平行部的拉伸試驗片，評分間距為50mm，變形速度為5mm/分鐘。17、根據權利要求1所述的硬質極薄鋼板，其中，在下述拉伸試驗中，屈服應力/最高強度《0.9，該拉伸試驗使用具有寬度為25mm、長度為60mm的平行部的拉伸試驗片，評分間距為50mm，變形速度為5mm/分鐘。18、一種制造權利要求8所述的硬質極薄鋼板的方法，其特征在于，在用60(TC以上的高溫對板厚為50mm以上且鋼坯中的氧化物的平均直徑為10iim25ym的鋼坯進行軋制加工時，在進行了IOO(TC以上且應變率為1/秒以上的條件下的實際應變的總和為0.4以上的軋制后，進行100(TC以下且應變率為10/秒以上的條件下的實際應變的總和為0.7以上的軋制。19、一種制造權利要求9所述的硬質極薄鋼板的方法，其特征在于，在用600'C以上的高溫對板厚為50mm以上且鋼坯中的硫化物的平均直徑為10um25um的鋼坯進行軋制加工時，在進行了IOO(TC以上且應變率為1/秒以上的條件下的實際應變的總和為0.4以上的軋制后，進行IOOO'C以下且應變率為10/秒以上的條件下的實際應變的總和為0.7以上的軋制。20、一種制造權利要求10所述的硬質極薄鋼板的方法，其特征在于，冷軋后，與重結晶退火同時或在其后，在60070(TC的溫度區(qū)，在{(滲碳時間(秒))x(滲碳溫度rc))}/{(滲碳性氣體濃度(％))X(滲碳處理時的冷卻速度rc/秒))}》20的條件下進行滲碳處理，使c量增加0.0002%以上。21、一種制造權利要求ll所述的硬質極薄鋼板的方法，其特征在于，冷軋后，與重結晶退火同時或在其后，在60070(TC的溫度區(qū)，在{(氮化時間(秒))x(氮化溫度rc))}/{(氮化性氣體濃度(％))x(氮化處理時的冷卻速度CC/秒))}》20的條件下進行氮化處理，使N量增加0.0002°/。以上。22、一種制造權利要求12所述的硬質極薄鋼板的方法，其特征在于，在鋼板制造工序中，在從90(TC以上的溫度開始的冷卻過程中，以從卯0。C到500。C的冷卻速度為2(TC/秒以下進行冷去卩，使金屬間化合物以體積率計增加2.0倍以上。全文摘要本發(fā)明提供一種硬質極薄鋼板，其板厚為0.400mm以下，其特征在于，以質量％計含有C0％以上且0.800％以下、N0％以上且0.600％以下、Si0％以上且2.0％以下、Mn0％以上且2.0％以下、P0％以上且0.10％以下、S0％以上且0.100％以下、Al0％以上且3.0％以下、O0％以上且0.200％以下，平均長徑為0.10μm以上且平均短徑為0.05μm以上、進而平均長徑/平均短徑≥2.0的第二相以體積分率計含有0.05％以上。文檔編號C21D9/46GK101415851SQ20078001168公開日2009年4月22日申請日期2007年4月4日優(yōu)先權日2006年4月4日發(fā)明者村上英邦申請人:新日本制鐵株式會社