專利名稱：應變時效硬化特性優良的高強度冷軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明涉及主要適于作為汽車車身用的高加工性高強度冷軋鋼板，特別是涉及抗拉強度(TS)為440MPa以上、應變時效硬化特性優良的高強度冷軋鋼板及其制造方法。本發明的高強度冷軋鋼板，適于從供給輕度的彎曲加工或軋制成形形成管材那樣的比較輕的加工，到供給比較嚴格的深沖成形的廣泛范圍的用途。本發明中所說的鋼板包括鋼帶。
另外，在本發明中，所說的“應變時效硬化特性優良”，指的是在拉伸應變5％的預變形后，在170℃的溫度保持20min的條件下進行時效處理時，該時效處理前后的變形應力增加量(記作BH量；BH量＝時效處理后的屈服應力-時效處理前的預變形應力)為80MPa以上，而且應變時效處理(上述預變形+上述時效處理)前后的抗拉強度增加量(記作ΔTS；ΔTS＝時效處理后的抗拉強度-預變形前的抗拉強度)為400MPa以上。
背景技術：
最近，出于保護地球環境的問題，對排出氣體進行限制，與此相關，減輕汽車車身重量成為極重要的課題。為了減輕汽車車身重量，使大量使用的鋼板強度增加，也就是說，使用高強度鋼板，對所使用的鋼板進行減薄是有效的。
但是，即使在使用薄壁高強度鋼板的汽車部件中，也必須按照它們的作用具有充分良好的性能。這樣的性能例如有對彎曲、扭曲變形的靜態強度，耐疲勞性，耐沖擊特性等。因而，汽車部件中使用的高強度鋼板，在成形加工后上述特性也必須優良。
此外，在制作汽車零件的過程中，要對鋼板進行沖壓成形，因此，在鋼板的強度過高時，會產生以下問題(1)形狀凍結性降低，(2)因為延性降低，在成形時發生裂紋或縮頸等缺陷，這些阻礙了對汽車車身擴大使用高強度鋼板。
作為解決該問題的方法，例如在外壁板用的冷軋鋼板中，已知有用極低碳鋼作為原料、最終將固溶狀態下殘存的C量控制在適宜范圍的鋼板。這種鋼板在沖壓成形時保持較軟狀態，確保形狀凍結性、延性，利用在沖壓成形后進行的170℃×20分鐘程度的涂裝烘烤工序中引起的應變時效硬化現象，獲得屈服應力的上升，確保了抗烙痕性。這種鋼板在沖壓成形時，C固溶在鋼中，是軟質的，另一方面，沖壓成形后在涂裝烘烤工序中，固溶C固著在沖壓成形時導入的錯位中，使屈服應力上升。
但是，對于這種鋼板，從防止構成表面缺陷的滑移線發生的觀點看，則由應變時效硬化造成的屈服應力上升量低而受到抑制。因此實際賦與部件輕量化的效果很小。
即，為了部件的輕量化，不僅要通過應變時效只提高屈服應力，而且必須提高強度特性。換言之，就是希望在應變時效后通過抗拉強度的上升謀求部件的強度上升。
另一方面，對于外觀不構成太大問題的用途而言，提出了用固溶N進一步使烘烤硬化量增加的鋼板，和使組織成為由鐵素體和馬氏體構成的復合組織，從而使烘烤硬化性進一步提高的鋼板。
例如，在特開昭60-52528號公報中，揭示了將含C0.02～0.15％、Mn0.8～3.5％、P0.02～0.15％、Al0.10％以下、N0.005～0.025％的鋼，在550℃以下的溫度下進行卷取的熱軋，并將冷軋后的退火取為控制冷卻熱處理，以獲得延性及點焊性同時良好的高強度薄鋼板的制造方法。采用特開昭60-52528號公報所記載的技術制造的鋼板，具有由以鐵素體和馬氏體作為主體的低溫相變生成物相構成的混合組織，其延性優良，同時利用主動添加的N造成的涂裝烘烤時的應變時效，得到了高強度。
但是，特開昭60-52528號公報所記載的技術，雖然應變時效硬化造成的屈服應力YS的增加量大，但抗拉強度TS的增加量少，此外，屈服應力YS的增加量的波動大，使機械性質的波動也大，因此，現在的狀況是，大致上還不能期待所希望的、能夠賦與汽車部件輕量化的鋼板的薄壁化。
此外，在特公平5-24979號公報中，揭示了具有含C0.08～0.20％、Mn1.5～3.5％、其余由Fe和不可避免的雜質組成的成分組成、組織由鐵素體量5％以下的均一的貝氏體或含一部分馬氏體的貝氏體構成的烘烤硬化性高強度冷軋薄鋼板。在特公平5-24979號公報中記載的冷軋鋼板，通過在連續退火后的冷卻過程中在400～200℃的范圍內急冷，然后緩冷，使組織成為貝氏體為主體的組織，獲得了過去沒有的高的烘烤硬化量。
但是，特公平5-24979號公報中記載的鋼板，雖然涂裝烘烤后屈服強度上升，得到了過去沒有的高的烘烤硬化量，但是不能達到使抗拉強度上升，在強度部件中使用的場合，不能期待成形后耐疲勞性、耐沖擊特性的提高。因此，遺留了以下問題對于強烈要求耐疲勞性、耐沖擊特性的用途不能適用。
還提出了在沖壓成形后，施加熱處理，不僅使屈服應力、而且使抗拉強度也上升的鋼板，這是一種熱軋鋼板。
例如，在特公平8-23048號公報中，揭示了將含C0.02～0.13％、Si2.0以下、Mn0.6～2.5％、sol.Al0.10％以下、N0.0080～0.0250％的鋼，再加熱到1100℃以上，施加在850～900℃結束精軋的熱軋，然后以15℃/s以上的冷卻速度冷卻到不足150℃的溫度下進行冷卻卷取，成為以鐵素體和馬氏體為主體的復合組織的熱軋鋼板的制造方法。但是，用特公平8-23048號公報記載的技術制造的鋼板，雖然通過應變時效硬化增加了屈服應力，同時增加了抗拉強度，但由于在不足150℃的極低的卷取溫度下進行卷取，所以具有機械特性變動大的問題。另外，還有以下問題沖壓成形-涂裝烘烤處理后的屈服應力增加量波動大，而且擴孔率(λ)低，拉伸凸緣成形加工性降低，沖壓成形性不足。
此外，作為具有比較高的屈服應力的高強度鋼板，還有添加Ti、Nb、V等碳氮化物形成元素、通過它們的微細析出物進行強化的所謂析出強化鋼，但是，且不說是熱軋卷取后經充分保溫工序的熱軋鋼板，就是對冷軋鋼板，要在短時間的連續退火工序中進行充分的析出也是困難的，即，制造具有高的屈服比(屈服應力對抗拉強度的比例YS/TS)的鋼板是困難的。特別是在考慮焊接性使之低C化時，具有以下問題在C量低的區域析出物本身的量減少，或是更加難以獲得高屈服比。
而且，上述過去的鋼板，雖然在用單純的拉伸試驗評價涂裝烘烤處理后的強度時，結論是優良的，但是到了實際沖壓條件下，塑性變形時的強度存在著大的波動，對于可靠性要求高的部件未必適用。
本發明的目的在于，打破上述現有技術的限制，提供一種具有高的成形性和穩定的質量特性的、在成形為汽車部件以后作為汽車部件能夠獲得充分的強度，從而能夠充分賦與汽車車身輕量化的、應變時效硬化特性優良的高強度冷軋鋼板，以及能夠在工業中廉價地、而且不使形狀紊亂地制造這種鋼板的制造方法。本發明的應變時效硬化特性，是在經拉伸應變5％的預變形后保持170℃的溫度20min的時效條件下，以BH量為80MPa以上、ΔTS為40MPa作為目標。
特別是為了對賦與比較小應變的部件也能有利地使用，本發明的目的還在于，提高原板狀態下的屈服應力，達到部件強度的穩定化，制造屈服比0.7以上的高屈服比型高強度冷軋鋼板。
發明的公開本發明人為了達到上述目的，在對組成和制造條件進行種種改變的條件下制造鋼板，進行了多項材質評價試驗。結果得知，將在要求高加工性的領域過去沒有十分積極利用的N作為強化元素，有效地利用因該強化元素而呈現的大的應變時效硬化現象，就能夠容易地兼容成形性的提高和成形后的高強度化。
本發明人還發現，為了有效利用N造成的應變時效硬化現象，有必要將N造成的應變時效硬化現象，與汽車的涂裝烘烤條件、或更積極的與成形后的熱處理條件有效結合，為此，使熱軋條件和冷軋、冷軋退火條件適宜化，將鋼板的微觀組織和固溶N量控制在某個范圍內是有效的。另外，為了使N引起的應變時效硬化現象穩定地顯示，在組成方面，還特別發現按照N含量控制Al含量是重要的。另外，本發明人發現，將鋼板的微觀組織作成以鐵素體為主相，使平均粒徑成為10μm以下，就沒有過去問題中的室溫時效劣化的問題，而能夠充分利用N。
另外，本發明人還發現，通過將鋼板的微觀組織作成以鐵素體為主相、含面積率3％以上馬氏體相作為第2相的組織，就能達成低屈服比，提高延性、加工性，同時有效利用因N呈現的應變時效硬化現象，就能增加加工后的強度、改善作為部件特性的耐沖擊特性。
也就是說，本發明人發現，用N作為強化元素，并按照N含量將Al含量控制在適宜的范圍，同時使熱軋條件和冷軋、冷軋退火條件適宜化，使微觀組織和固溶N最佳化，就能得到比過去的固溶強化型C-Mn鋼板、析出強化型鋼板具有更優良的成形性和上述過去的鋼板所沒有的應變時效硬化特性的鋼板。
此外，本發明人還發現，用N作為強化元素，并按照N含量將Al含量控制在適宜的范圍，同時使熱軋條件和冷軋、冷軋退火條件適宜化，使微觀組織和固溶N(固溶狀態的N)、析出Nb(析出狀態的Nb)最佳化，就能得到比過去的固溶強化型C-Mn鋼板、析出強化型鋼板具有更優良的成形性、和達0.7以上高位的屈服比、和上述過去的鋼板所沒有的應變時效硬化特性的鋼板。
這里，取主相為鐵素體、其余部分為珠光體主體的組織，但是容許面積率2％以下的貝氏體或馬氏體。此外，為使鐵素體相析出強化，優選用后述方法分析的析出Nb量為0.005％以上。
另外，本發明的鋼板，用單純的拉伸試驗得到的涂裝烘烤處理后的強度比過去的鋼板更高，而且在實際沖壓條件下塑性變形時的強度波動小，獲得穩定的部件強度特性。例如，施加大應變，則板厚減少的部分比其它部分的硬化余量大，但用(板厚)×(強度)的荷重能力進行評價時，是朝著均一化的方向，作為部件的強度是穩定的。
本發明就是在上述見解的基礎上，進一步加以研究而完成的。
即，本發明的第1項，是抗拉強度為440MPa以上、應變時效硬化特性優良的、優選板厚為3.2mm以下的高強度冷軋鋼板，其特征在于，該鋼板具有以下組成以質量％計，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，而且N/Al為0.3以上，含有固溶狀態的N是0.0010％以上，其余由Fe及不可避免的雜質構成的組成，和以下組織以面積率計，含平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體相50％以上的組織。
另外，本發明的第1項中，優選在上述組成中，以質量％計還含有以下a組～d組的1組或2組以上a組含Cu、Ni、Cr、Mo的1種或2種以上，合計1.0％以下b組含Nb、Ti、V的1種或2種以上，合計0.1％以下
c組含B 0.0030％以下d組含Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％另外，本發明的第1項，也可在上述高強度冷軋鋼板上施加電鍍或熱浸鍍。
另外，本發明的第2項，是抗拉強度為440MPa以上、應變時效硬化特性優良的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，依次實施以下工序熱軋工序將具有以質量％計，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，而且N/Al為0.3以上的組成的鋼板坯，加熱到板坯加熱溫度1000℃以上，粗軋成為薄板坯，對該薄板坯施加出口側溫度800℃以上的精軋，精軋后，優選在0.5秒以內開始冷卻，以冷卻速度40℃/s以上進行急冷，在卷取溫度650℃以下卷取，制成熱軋板的熱軋工序，冷軋工序對該熱軋板進行酸洗及冷軋，制成冷軋板的冷軋工序，和冷軋板退火工序對該冷軋板進行在再結晶溫度以上900℃以下的溫度下保持時間10～60s的退火，然后進行以冷卻速度10～300℃冷卻到500℃以下的溫度區域的一次冷卻，和接著在上述一次冷卻的停止溫度以下400℃以上的溫度區域的滯留時間取為300s以下的二次冷卻的冷軋板退火工序。
另外，本發明的第2項中，優選接續在上述冷軋板退火工序后，施加延伸率1.0～15％的調質軋制或矯直加工。
此外，本發明的第2項中，優選在上述粗軋和上述精軋之間，將前后相鄰的薄板坯互相接合。而且，本發明的第2項中，優選在上述粗軋和上述精軋之間，使用對上述薄板坯的寬度方向端部進行加熱的薄板坯邊緣加熱器、對上述薄板坯的長度方向端部進行加熱的薄板坯加熱器的任意一者或二者本發明的第3項，是抗拉強度為440MPa以上、屈服比為0.7以上、應變時效硬化特性優良的、優選板厚為3.2mm以下的高屈服比型高強度冷軋鋼板，其特征在于，該鋼板具有以下組成以質量％計，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.025％、Nb0.007～0.04％，而且N/Al為0.3以上，含有固溶狀態的N 0.0010％以上，而且含有析出狀態的Nb0.005％以上、其余由Fe及不可避免的雜質構成的組成，和以下組織以面積率計，含平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體相50％以上，其余由珠光體主體構成的組織。
另外，本發明的第3項中，優選在上述組成中，以質量％計還含有以下a組～d組的1組或2組以上a組含Cu、Ni、Cr、Mo的1種或2種以上，合計1.0％以下b組含Ti、V的1種或2種，合計0.1％以下c組含B為0.0030％以下d組含Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％另外，本發明的第4項，是抗拉強度為440MPa以上、屈服比為0.7以上、應變時效硬化特性優良的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，依次實施以下工序熱軋工序將具有以質量％計，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.025％、Nb0.007～0.04％，而且N/Al為0.3以上的組成的鋼板坯，加熱到板坯加熱溫度1100℃以上，粗軋成為薄板坯，對該薄板坯施加精軋最終道次的壓下率25％以上、精軋出口側溫度800℃以上的精軋，精軋后，優選在0.5秒以內開始冷卻，以冷卻速度40℃/s以上進行急冷，在卷取溫度650℃以下卷取，制成熱軋板的熱軋工序，冷軋工序對該熱軋板進行酸洗及冷軋，制成冷軋板的冷軋工序，和冷軋板退火工序對該冷軋板進行在再結晶溫度以上900℃以下的溫度下保持時間10～90s的退火，然后以冷卻速度70℃/s以下冷卻到600℃以下的溫度區域的冷軋板退火工序。
另外，本發明的第4項中，優選接續在上述冷軋板退火工序后，施加延伸率1.5～15％的調質軋制或矯直加工。
本發明的第4項中，優選在上述粗軋和上述精軋之間，將前后相鄰的薄板坯互相接合。而且，本發明的第4項中，優選在上述粗軋和上述精軋之間，使用對上述薄板坯的寬度方向端部進行加熱的薄板坯邊緣加熱器、對上述薄板坯的長度方向端部進行加熱的薄板坯加熱器的任意一者或二者。
本發明的第5項，是應變時效硬化特性、加工性、耐沖擊特性優良、抗拉強度為440MPa以上的、優選板厚為3.2mm以下的高強度冷軋鋼板，其特征在于，該鋼板具有以下組成以質量％計，含C0.15％以下、Mn3.0％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，還含有Mo0.05～1.0％、Cr0.05～1.0％中的一種或2種，而且N/Al為0.3以上，含有固溶狀態的N為0.0010％以上、其余由Fe及不可避免的雜質構成的組成，和以下組織以面積率計，含平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體相50％以上，而且以面積率計，還含有馬氏體相3％以上的組織。
另外，本發明的第5項中，優選在上述組成中，以質量％計還含有以下e組～h組的1組或2組以上e組Si0.05～1.5％、P0.03～0.15％、B0.0003～0.01％的1種或2種以上f組Nb0.01～0.1％、Ti0.01～0.2％、V0.01～0.2的1種或2種或2種以上g組Cu0.05～1.5％、Ni0.05～1.5％的一種或2種h組Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％另外，本發明的第6項，是應變時效硬化特性、加工性、耐沖擊特性優良、具有抗拉強度440MPa以上的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，依次實施以下工序熱軋工序將具有以質量％計，含C0.15％以下、Mn3.0％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，還含有Mo0.05～1.0％、Cr0.05～1.0％中的一種或2種，而且N/Al為0.3以上，或者還含有以下e組～h組的1組或2組以上e組Si0.05～1.5％、P0.03～0.15％、B0.0003～0.01％的1種或2種以上f組Nb0.01～0.1％、Ti0.01～0.2％、V0.01～0.2％的1種或2種以上
g組Cu0.05～1.5％、Ni0.05～1.5％的一種或2種h組Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％這樣組成的鋼板坯，加熱到板坯加熱溫度1000℃以上，粗軋成為薄板坯，對該薄板坯施加出口側溫度800℃以上的精軋，在卷取溫度750℃以下卷取，制成熱軋板的熱軋工序，冷軋工序對該熱軋板進行酸洗及冷軋，制成冷軋板的冷軋工序，和冷軋板退火工序對該冷軋板進行在(Ac1相變點)～(Ac3相變點)的溫度下保持時間10～120s的退火，然后將600～300℃間的平均冷卻速度取為用以下(1)或(2)式定義的臨界冷卻速度CR以上進行冷卻的冷軋板退火工序，B＜0.0003％的場合Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.95......(1)B≥0.0003％的場合Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.40......(2)(其中，CR冷卻速度(℃/s)，Mn、Mo、Cr、Si、P、Cu、Ni各元素含量(質量％))另外，本發明的第6項中，優選在上述精軋后，在0.5秒以內開始冷卻，以冷卻速度40℃/s以上急冷，再進行上述卷取。另外，本發明的第6項中，優選接續在上述冷軋板退火工序后，施加延伸率1.0～15％的調質軋制或矯直加工。
實施發明的最佳方式首先，對本發明鋼板的組成限定理由進行說明。此外，質量％以下僅記作％。
C0.15以下C是使鋼板強度增加的元素，而且為了達成本發明的重要構成要點即鐵素體的平均粒徑10μm以下，再由確保所希望的強度的觀點出發，含0.005％以上為佳，但超過0.15時，鋼板中的碳化物比例過大，使延性顯著降低，成形性劣化，并且還使點焊性、電弧焊性顯著降低。這樣，從成形性和焊接性的觀點出發，將C限定在0.15％以下。而且優選在0.10％以下，在要求更良好延性的用途時，取0.08％以下為佳。在要求最良好的延性的用途時，取0.05％以下為佳。
Si2.0％以下Si是能夠不顯著降低鋼的延性而使鋼板高強度化的有用元素，含0.1％以上為佳。另一方面，Si又是熱軋時使相變點大大上升，造成確保質量、形狀困難，或是對表面性狀、化學處理性等鋼板表面美觀性給予不良影響的元素，本發明將其限定在2.0％以下。Si只要是在2.0％以下，經過調整合并添加的Mn的量，就可抑制相變點的顯著上升，也就能夠確保良好的表面性狀。此外，在對抗拉強度TS500MPa超級高強度鋼板要確保高延性的場合，由強度和延性平衡的觀點出發，含Si 0.3％以上更佳。
Mn3.0％以下Mn是防止因S造成的熱裂紋的有效元素，按照含S量添加為佳，另外，Mn對作為本發明構成要點的晶粒的微細化有大的效果，積極添加用于改善材質為好。此外，Mn是提高淬火性的元素，由穩定形成馬氏體相作為第2相的觀點出發，積極添加為佳。由穩定固定S的觀點出發，和從形成馬氏體相之類的觀點出發，優選含Mn0.2％以上。
此外，Mn是增加鋼板強度的元素，對于TS500MPa這樣超級的強度要求，含1.2％以上為佳。而由穩定確保強度的觀點出發，更佳為1.5％以上。將Mn含量提高到該水平時，對于包括熱軋條件的制造條件的變化，鋼板的機械性質、及應變時效硬化特性造成的波動小，對穩定質量是有效的。
此外，Mn在熱軋時有降低相變點的作用，由于同時含Si，能夠抵消含Si造成的相變點的上升。特別是板厚薄的制品，由于相變點的變化使質量、形狀敏感地變化，所以嚴格平衡Mn和Si的含量是很重要的。因此，更佳的是取Mn/Si為3.0以上。
另一方面，在多量含Mn超過3.0％時，鋼板的熱變形抗力有增加的傾向，而且點焊性、及焊接部的成形性有劣化的傾向，并且由于抑制鐵素體的生成，所以有延性顯著降低的傾向。因此，Mn限定在3.0％以下。而且，在要求良好耐蝕性和成形性的用途時，希望將Mn取為2.5％以下。在要求更加良好耐蝕性和成形性的用途時，則希望將Mn取為1.5％以下。
P0.08％以下P作為鋼的固溶強化元素是有用的元素，但含量過剩時使鋼變脆，進而使鋼板的延伸卷邊加工性降低。另外P在鋼中偏析的傾向強，因此由其造成焊接部的脆化。因此，將P限定在0.08％以下。而在對延伸卷邊加工性或焊接部韌性特別重視的場合，優選取為0.04％以下。而且由焊接部韌性出發，更佳為0.02％以下。
S0.02％以下S在鋼板中以夾雜物存在，是造成鋼板的延性及耐蝕性劣化的元素，本發明將S限定在0.02％以下。而在要求特別良好的加工性的用途中，取0.015％以下為佳。此外，在對延伸卷邊加工性的要求水平高的場合，S取0.008％以下為佳。而且為了穩定維持應變時效硬化特性在高的水平，雖然詳細的機理不明，但將S降低到0.008％以下為好。
Al0.02％以下Al是作為脫氧劑起作用而使鋼的清潔度提高的有效元素，而且也是使鋼板的組織微細化的元素，本發明希望含0.001％以上。另一方面，Al含量過剩會使鋼板表面性狀惡化，而且使本發明重要構成要點即固溶狀態的N減少，發生賦與應變時效硬化現象的固溶N的不足，在制造條件波動時，使作為本發明特征的應變時效硬化特性發生波動。因此，本發明將Al含量限定為低至0.02％以下。而由材質穩定性出發，優選將Al取作0.015％以下。
N0.0050％～0.0250％N是經固溶強化和應變時效硬化而使鋼板強度增加的元素，也是本發明中最重要的元素。N也有使鋼的相變點降低的作用，含N使得在避諱薄物中相變點有大的降低的軋制狀況下，保持操作穩定也是有用的。本發明由于含有適量的N并控制制造條件，在冷軋制品或鍍層制品中確保了必要而且充分量的固溶狀態的N，由此充分發揮了因固溶強化和應變時效硬化的強度(YS，TS)上升的效果，從而可以穩定地滿足TS440MPa以上，烘烤硬化量(BH量)80MPa以上，應變時效處理前后抗拉強度增加量ΔTS40MPa以上的本發明鋼板的機械性質要點。
N不足0.0050時，上述強度上升效果難以穩定顯現。另一方面，N超過0.0250％時，鋼板的內部缺陷發生率變高，同時連鑄時板坯多發裂紋等。因此將N取為0.0050～0.0250％的范圍。而由考慮了制造工藝整體的材質穩定性和提高收得率的觀點出發，N為0.0070～0.0170％的范圍更佳。另外，只要N量是在本發明的范圍，則對點焊性、電弧焊等焊接性完全沒有不良影響。
固溶狀態的N0.0010％以上為確保冷軋制品充分的強度、而且充分發揮N造成的應變時效硬化，有必要使鋼中固溶狀態的N(也稱作固溶N)以0.0010％以上的量存在。
這里，固溶N量是由鋼中的全N量扣除析出N量而求出的。而作為析出N量的分析法，按照本發明人比較分析各種分析法的結果，通過采用定電位電解法的電解提取分析法求出是有效的。而作為使提取分析中所用基體鐵溶解的方法，有酸分解法、鹵素法和電解法。其中，電解法不使碳化物、氮化物等極不穩定的析出物分解，而能夠穩定地僅使基體鐵溶解。使用乙酰丙酮類作為電解液，以定電位進行電解。在本發明中，用定電位電解法對析出N量進行了測定，結果顯示出與實際的部件強度有極好的對應。
因此，本發明對用定電位電解法提取的殘渣進行化學分解，求出殘渣中的N量，將其取作析出N量。
另外，為得到高的BH量和ΔTS，優選取固溶N量為0.0020％以上，而為了得到更高值，優選取固溶N量為0.0030％以上。要得到再高的BH量和ΔTS，則固溶N量取0.0050％以上為佳。
N/Al(N含量與Al含量之比)0.3以上在制品狀態下，為使固溶N穩定殘留0.0010％以上，有必要限制強力固定N的元素即Al的量。對在本發明組成范圍的含N量和含Al量的組合在廣泛范圍內變化的鋼板進行了研究，結果得知，為使冷軋制品和鍍層制品中的固溶N成為0.0010％以上，在將Al量限定低至0.02％以下時，必須取N/Al為0.3以上。即，將Al含量限制在(N含量)/0.3以下。
本發明優選在上述組成中，還含有以下a組～d組的1組或2組以上
a組含Cu、Ni、Cr、Mo的1種或2種以上，合計1.0％以下b組含Nb、Ti、V的1種或2種，合計0.1％以下c組含B 0.0030％以下d組含Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％a組的元素Cu、Ni、Cr、Mo都是使鋼板強度上升的元素，可按必要選擇并可單獨或復合地含有。但是，含量過多時，會使熱軋變形抗力增加，或化學處理性和廣義的表面處理特性惡化，并且焊接部硬化，使焊接部成形性劣化。因此，a組元素合計取1.0％以下為佳。
以下特別說明含Mo0.05～1.0％、Cr0.05～1.0％中的1種或2種的理由。
Mo、Cr都是使鋼板強度上升、而且提高鋼的淬火性、使得易于生成第2相馬氏體相的元素，在積極得到馬氏體相的場合單獨或復合地含有。特別是Mo、Cr有使馬氏體相微細分散的作用，具有使屈服強度降低從而容易地實現低屈服比的效果。這種效果在含Mo、Cr 0.05％以上時都可看出。另一方面，含Mo超過1.0％時，加工性、表面處理性降低，并且制造成本上升，于經濟性不利。此外，含Cr超過1.0％時，鍍層浸潤性降低。因此將Mo限定為0.05～1.0％、將Cr限定為0.05～1.0％。
b組的元素Nb、Ti、V都是使晶粒微細化、均一化的元素，可按必要選擇以單獨或復合形式含有。但是，含量過多時，會使熱軋變形抗力增加，或化學處理性和廣義的表面處理特性惡化。因此，b組的元素合計含0.1％以下為佳。
以下特別說明含Nb0.007～0.04％的理由。
Nb是本發明中使晶粒顯著微細化、提高YS、將屈服比(YR＝YS/TS)提高到0.7以上，同時使N造成的大的應變時效硬化顯現的重要元素之一，為得到此效果，優選含0.007％以上。另一方面，本發明由于確保了必要的固溶N量，再考慮到其它氮化物形成元素時，將Nb量限制在0.04％以下為佳。
析出狀態的Nb0.005％以上對于本發明Nb的添加而言，Nb在鋼中的存在狀態也是重要的。也就是說，以析出狀態存在的Nb(也稱為析出Nb)存在一定的量，對獲得穩定的應變時效硬化特性、并且使屈服比成為0.7以上是有好處的。只要是本發明范圍的Nb添加量，則必須存在至少0.005％以上的析出Nb。Nb的定量方法，是采取用乙酰丙酮系溶劑的電解提取法溶解、提取的。其理由是雖然有各種溶解法，但用本法得到的值與鋼的應變時效硬化特性顯示出最良好的相關關系。在本發明的范圍內，推定Nb比N更易和C結合，詳細情況不明。
c組元素B是具有提高鋼的淬火性效果的元素，以增加鐵素體相以外的低溫轉變相的比例、增加鋼的強度為目的，可按照必要含有。但是，量過多時使熱軋變形能力降低，且因生成BN使固溶N減低。因此B取為0.0030％以下為佳。
d組元素Ca、REM都是對夾雜物的形態控制有用的元素，特別是在有卷邊成形性要求時，優選以單獨或復合形式含有。此時，d組元素合計不足0.0010％時，夾雜物的形態控制效果不足，另一方面，超過0.010％時，會顯著發生表面缺陷。因此，d組元素合計限定在0.0010～0.010％的范圍為佳。
對于本發明而言，也可在上述組成中，含有以下e組～h組的1組或2組以上代替上述a組～d組，e組含Cu、Ni、Cr、Mo的1種或2種以上，合計1.0％以下f組含Ti、V的1種或2種，合計0.1％以下g組含B 0.0030％以下h組含Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％e組的元素Cu、Ni、Cr、Mo都是不伴隨鋼板延性有大的降低而使強度上升的元素，其效果在各自為Cu0.01％以上、Ni0.01％以上、Cr0.01％以上、Mo0.01％以上時可看到，可按必要選擇并單獨或復合地含有。但是，含量過多時，會使熱軋變形抗力增加，或化學處理性和廣義的表面處理特性惡化，并且焊接部硬化，使焊接部成形性劣化。因此，a組元素合計取1.0％以下為佳。
f組的元素Ti、V都是使晶粒微細化、均一化的元素，其效果在Ti0.002％以上、V0.002％以上時可以看到，可按必要選擇并以單獨或復合形式含有。但是，含量過多時，會使熱軋變形抗力增加，或化學處理性和廣義的表面處理特性惡化。因此，b組的元素合計含0.1％以下為佳。
g組元素B是具有提高鋼的淬火性效果的元素，以增加鐵素體相以外的低溫轉變相的比例、增加鋼的強度為目的，可按照必要含有。其效果在B添加0.0002％以上時可看到。但是，量過多時使熱軋變形能力降低，且因生成BN使固溶N減低。因此B取為0.0030％以下為佳。
h組元素Ca、REM都是對夾雜物的形態控制有用的元素，特別是在有卷邊成形性要求時，優選以單獨或復合形式含有。此時，d組元素合計不足0.0010％時，夾雜物的形態控制效果不足，另一方面，超過0.010％時，會顯著發生表面缺陷。因此，d組元素合計限定在0.0010～0.010％的范圍為佳。
以下對本發明鋼板的組織進行說明。
鐵素體相的面積率50％以上本發明的冷軋鋼板，是以要求高度加工性的汽車用鋼板等用途作為目的的，為確保延性，取含鐵素體相面積率50％以上的組織。鐵素體相的面積率不足50％時，要確保作為要求高度加工性的汽車用鋼板必要的延性有困難。而在要求更良好延性的場合，鐵素體相的面積率取75％以上為佳。另外，在本發明中，鐵素體不僅指通常意義的鐵素體(多邊形鐵素體)，而且也包括不含碳化物的網狀鐵素體、針狀鐵素體。
此外，對鐵素體以外的相不作特別限定，但由提高強度的觀點出發，優選成為貝氏體、馬氏體的單相或混合相。此外，在本申請的成分范圍和制造方法中，也有形成不足3％殘留奧氏體出現的情況。
為了使YS上升、屈服比(YR＝YS/TS)提高到0.7以上，同時顯現由N造成的大的應變時效硬化，本發明中希望鐵素體以外的相(第2相)成為以珠光體作為主體的組織，即成為由珠光體單相組成的組織，或含面積率2％以下的貝氏體或馬氏體的其余部分由珠光體組成的組織。
另一方面，使馬氏體相微細分散、使屈服強度降低、容易地實現低屈服比的本發明鋼板的組織，是以鐵素體相作為主相、含馬氏體相作為第2相的微觀組織。而鐵素體相的面積率超過97％時，則不能期待作為復合組織的效果。
馬氏體相的面積率3％以上作為第2相的馬氏體相，是在以主相即鐵素體相為主的情況下，分散存在于晶界。馬氏體是硬質相，通過組織強化，具有使鋼板強度增加的作用。而且由于相變時伴隨發生滑動位錯，因此有提高延性、使鋼板屈服比降低的作用。這些效果在馬氏體存在3％以上時變得顯著。而存在超過30％時，則有延性降低的問題。因此，作為第2相的馬氏體取3％以上30％以下，優選20％以下。另外，作為第2相，除了這樣量的馬氏體外，即使含10％以下貝氏體也沒有太大的問題。
鐵素體相的平均晶粒粒徑10μm以下在本發明中，作為晶粒粒徑，采用由斷面組織照片按ASTM中規定的求積法算出的值，和由斷面組織照片按ASTM中規定的切斷法求出的公稱粒徑(例如參照梅本等熱處理，24(1984)，334)二者中任何大的一方。
本發明的冷軋鋼板，作為制品要確保規定量的固溶N，但本發明人按照試驗研究的結果判明，即使確保固溶N量一定，如果鐵素體相的平均晶粒粒徑超過10μm時，也會發生應變時效硬化特性大的波動。此外，在室溫下保管時，機械特性的劣化也顯著。其詳細機理現在不明，但應變時效硬化特性波動的原因之一在于晶粒粒徑，因此推定與以下因素有關合金元素向晶界的偏析和析出、進而涉及這些的加工、熱處理的影響。因而，為了謀求應變時效硬化特性的穩定化，有必要將鐵素體相的平均晶粒粒徑作成10μm以下。而為了能夠穩定的使BH量及ΔTS量有進一步的增加，優選使鐵素體的平均晶粒粒徑成為8μm以下。
具有上述組成和組織的本發明的冷軋鋼板，是抗拉強度TS為440MPa以上、應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，是加工性、耐沖擊特性優良的冷軋鋼板。
TS低于440MPa的鋼板，不能在擔任結構部件要點的部件中廣泛使用。而為了進一步擴大適用范圍，希望TS在500MPa以上。
在本發明中，所說的“應變時效硬化特性優良”，指的是如上所述那樣，在拉伸應變5％的預變形后于170℃的溫度保持20min的條件下進行時效處理時，其時效處理前后的變形應力增加量(記作BH量，BH量＝時效處理后的屈服應力-時效處理前的預變形應力為)是80MPa以上，而且應變時效處理(上述預變形+上述時效處理)前后的抗拉強度增加量(記作ΔTS，ΔTS＝時效處理后的抗拉強度-預變形前的抗拉強度)是40MPa以上。
在規定了應變時效硬化特性的情況下，預應變(預變形)量成為重要的因素。本發明人設定了適用于汽車用鋼板的變形樣式，對預變形量給予應變時效硬化特性的影響進行了調查，結果查明(1)上述變形樣式中的變形應力，除極深深沖加工的場合，全部可以以相當單軸的應變(拉伸應變)整理、(2)在實際部件中，該相當單軸的應變量全部高于5％、(3)部件強度與預應變5％的應變時效處理后得到的強度(YS及TS)良好對應。在這樣的見解之下，本發明將應變時效處理的預變形定為5％。
歷來的涂裝烘烤處理條件，采用170℃×20min作為標準。而在對含多量固溶N的本發明鋼板施加5％以上應變的場合，即使采用更慢或適中的處理也能達成硬化，也就是說取時效條件在更寬的范圍也是可能的。此外，一般為了得到硬化量，在不因過度時效而使之軟化的限度內，在較高溫下保持較長時間是有利的。
具體敘述如下，本發明的鋼板，預變形后硬化變顯著的加熱溫度下限大約為100℃。另一方面，加熱溫度超過300℃時，硬化達到頂點，400℃時除了反而出現稍微軟化的傾向外，還顯著發生熱應變和回火色。另外，關于保持時間，加熱溫度為200℃程度時若取大約30s程度以上，則達成大致充分的硬化。為得到再大的穩定的硬化，保持時間取60s以上為佳。但是，保持超過20min時，不僅不能期望更大的硬化，而且生產率也顯著降低，在實用上是不利的。
由以上所述確定，本發明中作為時效處理條件以歷來的涂裝燒烤處理條件，即加熱溫度為170℃，保持時間為20min進行評價。即使在歷來的涂裝烘烤型鋼板不能達成充分硬化的低溫加熱、短時間保持的時效處理條件下，本發明的鋼板也能穩定達成大的硬化。此外對加熱的方法不作特別的限制，除了用通常的涂裝烘烤采用的爐中氣氛加熱外，例如用感應加熱、無氧化焰、激光、等離子等加熱均可。
汽車用的部件強度必須抵抗來自外部的復雜的應力負荷，因此，原料鋼板不僅在小應變區域、而且在大應變區域的強度特性也是重要的。本發明人鑒于這一點，將準備構成汽車部件原料的本發明鋼板的BH量取為80MPa以上，同時取ΔTS量為40MPa以上。而更佳取BH量100MPa以上，ΔTS 50MPa以上。為了使BH量和ΔTS量更大，可以在時效處理時將加熱溫度設定在較高側，和/或將保持時間設定在較長時間側。
此外，本發明鋼板具備歷來沒有的優點在不進行成形加工的狀態下，即使在室溫長時間放置一年左右，也不引起時效劣化(YS增加且E1(延伸)減小的現象)。
可是，雖然本發明的效果在制品板厚比較厚的場合也能發揮，但制品板厚超過3.2mm時，不能確保冷軋退火工序中必要的充分冷卻速度，使冷軋退火時產生應變時效，作為制品難以得到目標應變時效硬化特性。因而本發明鋼板的板厚優選取為3.2mm以下。
此外，在本發明中，在上述本發明的冷軋鋼板表面施加電鍍或熱浸鍍也沒有任何問題。這些鍍層鋼板也顯示出與鍍前相同程度的TS、BH量和ΔTS量。作為施鍍的種類，電鍍鋅、熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、電鍍錫、電鍍鉻、電鍍鎳等都可良好適用。
以下，對本發明鋼板的制造方法進行說明。
本發明鋼板基本上是通過依次實施以下工序制造的熱軋工序將具有上述范圍組成的鋼板坯，加熱后粗軋成為薄板坯，對該薄板坯施加精軋，精軋后冷卻卷取，制成熱軋板的熱軋工序，冷軋工序對該熱軋板進行酸洗及冷軋，制成冷軋板的冷軋工序，和冷軋板退火工序對該冷軋板進行連續退火的冷軋板退火工序。
本發明的制造方法中使用的板坯，為防止成分的微觀偏析，希望用連鑄法制造，但也可用鑄錠法、薄板坯連鑄法制造。此外，除了制造板坯后冷卻到室溫又進行再加熱的通常工藝外，將未經冷卻的熱坯直接插入加熱爐然后進行軋制的直送軋制、或僅進行保溫后立刻進行軋制的直接軋制等節能工藝都可毫無問題地使用。特別是為有效確保固溶狀態的N，能延遲N析出的直送軋制是有用的技術之一。
首先，對熱軋工藝條件的限定理由進行說明。
板坯加熱溫度1000℃以上板坯加熱溫度，作為初期狀態，為確保必要而且充分的固溶N量、滿足制品中固溶N量的目標值(0.0010％以上)，優選取為1000℃以上。若取更佳的1100℃以上，則促進碳氮化物成為溶體、容易確保固溶N，在確保材質均一性方面也有利。
另外，從避免氧化重量增加造成的損失增大方面考慮，優選將板坯加熱溫度取為1280℃以下。
在上述條件下加熱的板坯，經粗軋成為薄板坯。對粗軋的條件沒有必要作特別的規定，采用通常公知的條件進行即可。但是，由確保固溶N的觀點出發，希望用盡可能短的時間進行處理。
接著，將薄板坯精軋成為熱軋板。
另外，本發明優選在上述粗軋和上述精軋之間，將前后相鄰的薄板坯互相接合，進行連續精軋。接合手段優選采用壓結法、激光焊接法、電子束焊接法等。
由此，在精軋及其后的冷卻中容易產生形狀紊亂的非正常部分(被處理材的前端部和后端部)的存在比例減少，穩定軋制長度(可在同一條件下軋制的連續長度)及穩定冷卻長度(可施加張力原樣冷卻的連續長度)延長，從而使制品的形狀、尺寸精度和收得率提高。此外，對于歷來的每個薄板坯進行單獨軋制時因通板性或咬入性等問題而難以實施的薄的、寬度大的坯料而言，能夠容易地實施潤滑軋制，使軋制負荷及輥面壓力降低，從而延長軋輥的壽命。
另外本發明在上述粗軋和上述精軋之間，優選使用對上述薄板坯的寬度方向端部進行加熱的薄板坯邊緣加熱、對上述薄板坯的長度方向端部進行加熱的薄板坯加熱的任意一者或二者，使薄板坯寬度方向和長度方向的溫度分布均一化。因此能夠使鋼板內的材質波動更小。薄板坯邊緣加熱、薄板坯加熱優選采用感應加熱方式。
使用順序希望首先通過薄板坯邊緣加熱補償寬度方向的溫差。此時的加熱量要按照鋼的組成，但優選按照精軋出口側的寬度方向溫度分布范圍為大約20℃以下的目標進行設定。接著通過薄板坯加熱補償長度方向的溫度差。此時的加熱量優選按照長度的端部溫度比中央部溫度還高20～40℃左右的目標進行設定。
精軋最終道次的壓下率25％以上精軋的最終道次是支配鋼板微觀組織的重要因素之一。在該道次中，施加壓下率為25％以上的壓下時，能夠使由充分積蓄應變的未再結晶奧氏體狀態進行鐵素體轉變，由此達成熱軋母板顯著的組織微細化。將其作為原料進行冷軋、退火，就能夠得到作為最終目標的平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體組織。另外，精軋最終道次的壓下率取25％以上時，不僅使冷軋退火后的組織微細化，而且達成均一化。即鐵素體相的粒度分布沒有波動、分散相也微細化、呈均一存在的形態。由此還具有改善擴孔性等優點。
精軋出口側溫度800℃以上精軋出口側溫度FDT，為使鋼板組織均一且微細，取為800℃以上。FDT低于800℃時，組織變得不均一，殘留一部分加工組織。這種加工組織的殘留可采取將卷取溫度取為高溫來避免。但是，卷取溫度取為高溫時，產生粗大晶粒而且固溶N量也大為降低，因此難以得到目標抗拉強度TS440MPa以上。此外，為進一步改善機械性質希望將FDT取為820℃以上。為確保精軋后晶粒微細化和固溶N量，希望早期對鋼板進行冷卻。
精軋后的冷卻在精軋終了后0.5秒內開始冷卻，冷卻速度為40℃/s以上的急冷本發明希望精軋終了后立刻(在0.5秒以內)開始冷卻，冷卻中的平均冷卻速度取為40℃/s以上。滿足此條件能夠在析出AlN的高溫區域急冷，可有效地確保固溶狀態的N。該冷卻開始時間或冷卻速度，在不滿足上述條件時，過分促進晶粒成長，難以達成晶粒粒徑的微細化，并且過分促進軋制導入的應變能造成的AlN析出，使固溶N量欠缺的危險增大。而從確保材質、形狀的均一性的觀點出發，將冷卻速度抑制在300℃/s以下為佳。
卷取溫度750℃以下隨著卷取溫度CT的降低，鋼板強度顯示出增加的傾向。為確保目標抗拉強度TS440MPa以上，CT取750℃以下為佳，取650℃以下更佳。另外，CT不足200℃時鋼板形狀容易不規則，在實際操作中產生不合格的危險性高，材質的均一性顯示降低的傾向。因此，希望取CT為200℃以上。而在要求更高材質均一性的場合，優選取CT為300℃以上。另外，由于熱軋板組織優選為鐵素體+珠光體(滲碳體)，所以卷取溫度取600℃以上更佳。這是由于，在鐵素體+珠光體相的情況下，2相間的硬度差比取第2相為馬氏體或貝氏體的場合更小，因此能均一冷軋。
此外，在本發明中，為減低熱軋負荷，精軋時也可進行潤滑軋制。通過進行潤滑軋制具有使熱軋板的形狀、材質更均一化的效果。而潤滑軋制時的摩擦系數優選為0.25～0.10的范圍。此外，通過將潤滑軋制和連續軋制組合，能使熱軋操作穩定。
上述施加過熱軋工藝的熱軋板，接著經冷軋工藝施加酸洗及冷軋，則成為冷軋板。
酸洗條件可以是通常公知的條件，不作特別限定。而在熱軋板的氧化鐵皮極薄的場合，也可不經酸洗直接進行冷軋。
此外，冷軋條件可以是通常公知的條件，不作特別限定。由確保組織均一性的觀點出發，冷軋壓下率取40％以上為好。接著對冷軋板施加連續退火的冷軋板退火工序。
連續退火溫度在再結晶溫度以上900℃以下連續退火的退火溫度取為再結晶溫度以上。
連續退火溫度不到再結晶溫度時，再結晶未完成，雖然滿足了強度目標，但是延性低，因此成形性減低，不能作為汽車用鋼板使用。而為了使成形性更進一步提高，連續退火溫度優選取為700℃以上。另一方面，連續退火溫度超過900℃時，AlN等氮化物析出，使制品鋼板的固溶N量不足。因此，連續退火溫度優選取作再結晶溫度以上900℃以下。另外，在指向特高屈服比的場合，由防止組織粗大化、減低析出進行的固溶N損失的觀點出發，退火溫度取為850℃以下為佳。
在本發明的第6項中，將退火溫度取為(Ac1相變點)～(Ac3相變點)為佳。退火則由生產率的觀點出發優選用連續退火。在退火處理中，加熱到(Ac1相變點)～(Ac3相變點)的溫度。通過加熱到此溫度區域，構成奧氏體(γ)相和鐵素體(α)相的雙相，C在γ相中濃化，冷卻中γ相轉變成馬氏體相形成第2相，成為α+馬氏體的復合組織。藉此使延性、加工性提高，實現了低屈服比。
另一方面，在退火溫度不到Ac1相變點時，則成為鐵素體+珠光體組織，超過Ac3相變點時，合金元素對γ相的濃化不充分，使延性稍微降低，屈服比稍微上升，但應變時效特性保持在高位。
在連續退火溫度下的保持時間10～120s在連續退火溫度下的保持時間，由確保組織的微細化、所希望的上述固溶N量的觀點出發，取盡可能短的時間為佳，但由操作的穩定性出發，希望取為10s以上。保持時間超過120s時，確保組織的微細化和固溶N量變得困難。因此，連續退火溫度下的保持時間優選取10～120s的范圍。連續退火溫度下的保持時間取10～90s的范圍更佳，取10～60s的范圍尤佳。
在本發明的第2項中，一次冷卻到達500℃以下溫度區域前取冷卻速度為10～300℃/s。連續退火均熱后的冷卻，由確保組織的微細化、固溶N量的觀點出發是重要的，本發明中作為一次冷卻，是以10～300℃/s的冷卻速度連續冷卻到500℃以下的溫度區域。冷卻速度不足10℃/s時，要確保微細的組織和所希望量以上的固溶N是困難的。另一方面，冷卻速度超過300℃/s時，鋼板寬度方向的材質均一性不足。以10～300℃/s的冷卻速度冷卻時的冷卻停止溫度為超過500℃的溫度時，不能達成組織的微細化。
二次冷卻條件是，取在一次冷卻的冷卻停止溫度以下400℃以上的溫度區域的滯留時間為300s以下。一次冷卻后的二次冷卻，由應變時效硬化特性的觀點出發是重要的。其詳細機理現在不明，但推察為因二次冷卻的條件，使固溶C、N量變化，影響應變時效特性。在本發明中，接續一次冷卻繼續冷卻，進行在一次冷卻的冷卻停止溫度以下400℃以上的溫度區域的滯留時間為300s以下的冷卻為佳。在本發明中，也可在連續退火后進行所謂過時效處理，但進行過時效處理時會降低應變時效硬化特性。因而本發明在連續退火爐的過時效帶通板的場合，希望取過時效帶的溫度為極低溫度進行。
在本發明的第4項中，在退火溫度保持后的冷卻(1次冷卻)取到達600℃以下的溫度區域的冷卻速度為70℃/s以下為佳。連續退火均熱后的冷卻，由確保組織的微細化和固溶N量的觀點出發是重要的。在本發明中，以70℃/s以下的冷卻速度連續冷卻到600℃以下的溫度區域。冷卻速度超過70℃/s時，使屈服比降低，而且鋼板寬度方向的材質均一性不足。為確保TS、YS，優選冷卻速度為5℃/s以上。以這樣的冷卻速度冷卻時的冷卻停止溫度為超過600℃的溫度時，烘烤硬化性降低，因而不佳。
在結束上述1次冷卻后，既可進行在規定溫度范圍內保持的所謂過時效處理，也可不特地進行。但是，由使材質特別是延性更優良的觀點出發，希望盡可能減少固溶C以減小常溫時效硬化，使固溶N對應變時效硬化特性的影響力更顯著，因此，優選進行在350～450℃的溫度范圍保持120s以下時間的所謂過時效處理。
在本發明的第6項中，到達退火均熱溫度前的加熱，優選在至少600℃～(Ac1相變點)之間取5℃/s以上的加熱速度。不足5℃/s時，在確保固溶N量方面有問題。更佳為5～30℃/s。
均熱后的冷卻600～300℃間的平均冷卻速度為臨界冷卻速度CR以上退火均熱后的冷卻，由確保組織微細化、固溶N量及馬氏體形成的觀點出發是重要的，在本發明中，將600～300℃間的平均冷卻速度根據合金元素量取為用以下(1)或(2)式定義的臨界冷卻速度CR以上進行冷卻B＜0.0003％的場合Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.95......(1)B≥0.0003％的場合Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.40......(2)(其中，CR冷卻速度(℃/s)，Mn、Mo、Cr、Si、P、Cu、Ni各元素含量(質量％))另外，在(1)、(2)式中，對未含有的元素取為0進行計算。
按照合金元素量，以(1)或(2)式的任一個確定的臨界冷卻速度CR以上的平均冷卻速度進行冷卻，能夠防止冷卻中析出珠光體。以不足上述各式定義的CR(℃/s)的冷卻速度進行冷卻時，要使第2項成為馬氏體M(也有時含一部分貝氏體B)變得困難，不能使制品板的組織成為由α+M(+B)構成的復合組織。而平均冷卻速度超過300℃/s時，鋼板寬度方向的材質均一性不足。因此，退火后的冷卻，取600～300℃間的平均冷卻速度為由(1)或(2)式定義的CR以上、優選為300℃/s以下。而在不足300℃的溫度區域的平均冷卻速度取5℃/s以上為佳。
而且，在本發明中，也可在冷軋板退火工序之后，施加延伸率1.0～15％的調質軋制或矯直加工。在冷軋板退火工序之后施加調質軋制或矯直加工，能夠使BH量、ΔTS量的應變時效硬化特性穩定提高。調質軋制或矯直加工的延伸率合計取1.0％以上為佳。延伸率不足1.0％時，應變時效硬化特性的提高少，另一方面，延伸率超過15％時，鋼板的延性降低。另外，本發明人確認，調質軋制或矯直加工的加工方式不同時，對于鋼板的應變時效硬化特性的效果沒有大的區別。
通過對這些熱軋板進行由酸洗和表2所示條件的冷軋所構成的冷軋工序，將其制成冷軋板。接著對這些冷軋板以表2所示的條件進行連續退火爐內的連續退火。對其一部分，接續在冷軋板退火工序后施加調質軋制。而且連續退火的退火溫度都在再結晶溫度以上。
對于所得到的冷軋退火板，調查固溶N量、微觀組織、拉伸特性、應變時效硬化特性、耐疲勞特性及耐沖擊特性。
(1)固溶N量的調查固溶N量由化學分析求得的鋼中的全N量減去析出N量求出。析出N量則通過用上述定電位電解法的分析法求出。
(2)微觀組織由各冷軋退火板取試樣，對于與軋制方向正交的斷面(C斷面)，用光學顯微鏡或掃描電子顯微鏡對微觀組織攝像，用圖象解析裝置求出作為主相的鐵素體的組織比例和第2項的種類。另外，主相的鐵素體的晶粒粒徑，采用由軋制方向正交的斷面(C斷面)的組織照片按ASTM規定的求積法算出的值、或按ASTM規定的切斷法求出的公稱粒徑二者中任何大的一者。
(3)拉伸特性由各冷軋退火板沿軋制方向取JIS 5號試片，以JIS Z 2241的規定為準，以應變速度3×10-3/s實施拉伸試驗，求出屈服強度YS、抗拉強度TS、延伸率E1。
(4)應變時效硬化特性由各冷軋退火板沿軋制方向取JIS 5號試片，賦予5％的拉伸預變形在此作為預變形，接著施加相當于170℃×20min的涂裝烘烤處理的熱處理，然后以應變速度3×10-3/s實施拉伸試驗，求出預變形-涂裝烘烤處理后的拉伸特性(屈服應力YSBH、抗拉強度TS)，算出BH量＝YSBH-YS5％、ΔTS＝TSBH-TS。其中YS5％是對制品板5％預變形時的變形應力，YSBH、TSBH是預變形-涂裝烘烤處理后的屈服應力、抗拉強度，TS是制品板的抗拉強度。
(5)耐疲勞特性由各冷軋退火板沿軋制方向取疲勞試片，以JIS Z 2273的規定為準，實施最小應力0MPa的拉伸疲勞試驗，求出疲勞極限(反復數107次)σFL。此外，賦予5％的拉伸預應變作為預變形，接著施加相當于170℃×20min的涂裝烘烤處理的熱處理，然后實施同樣的疲勞試驗，求出疲勞極限(σFL)BH，評價預變形-涂裝烘烤處理的耐疲勞特性的提高余量((σFL)BH-σFL)。
(6)耐沖擊特性由各冷軋退火板沿軋制方向取沖擊試片，以“Journal of theSociety of Materials Science Japan，10(1998)，p1058”記載的高速拉伸試驗方法為準，以應變速度2×103/s實施高速拉伸試驗，測定應力-應變曲線。用得到的應力-應變曲線，在應變0～30％的范圍內對應力進行積分，求出吸收能E。此外，賦予5％的拉伸預應變作為預變形，接著施加相當于170℃×20min的涂裝烘烤處理的熱處理，然后實施同樣的沖擊試驗，求出吸收能EBH，評價預變形-涂裝烘烤處理的耐沖擊特性的提高余量EBH/E。
而且，在No.11、No.13的鋼板表面施加熱浸鍍鋅，制成鍍層鋼板，同樣評價各種特性。
將這些結果示于表3。
本發明例都具有優良的延性、優良的應變時效硬化特性，呈現格外高的BH量、ΔTS，此外，應變時效處理造成的耐疲勞特性、耐沖擊特性的提高余量也大。
另外，在No.11、No.13的鋼板表面施加熱浸鍍鋅的鍍層鋼板的特性，與鍍前的特性幾乎沒有變化。鍍鋅處理是將鋼板浸漬在熱鍍鋅浴中進行，將浸漬過的鋼板提出后，用氣體摩擦接觸調整單位面積鍍層量。鍍層處理的條件取為板溫度475℃、鍍浴0.13％Al-Zn、浴溫475℃、浸漬時間3秒、單位面積鍍層量45g/m2。實施例2將表4所示組成的鋼用與實施例1同樣的方法作成板坯，以表5所示的條件加熱該板坯，粗軋成25mm厚的薄板坯，接著通過施加表5所示條件的精軋的熱軋工序制成熱軋板。并且粗軋后在精軋入口側，用熔融壓接法使相鄰前后的薄板坯互相接合進行連續軋制。此外，對薄板坯寬度方向的端部、長度方向的端部使用感應加熱方式的薄板坯邊緣加熱器、薄板坯加熱器，以調節薄板坯的溫度。
通過對這些熱軋板進行由酸洗和表5所示條件的冷軋所構成的冷軋工序，將其制成1.6mm的冷軋板。接著對這些冷軋板以表5所示的條件進行連續退火爐內的連續退火。而且連續退火的退火溫度都在再結晶溫度以上。
對于所得到的冷軋退火板，與實施例1同樣，調查(1)固溶N量、(2)微觀組織、(3)拉伸特性、(4)應變時效硬化特性、(5)耐疲勞特性及(6)耐沖擊特性。
將這些結果示于表6。
本發明例都具有優良的應變時效硬化特性，盡管制造條件的變化，仍穩定呈現格外高的BH量、ΔTS，此外，應變時效處理造成的耐疲勞特性、耐沖擊特性的提高余量也大。此外，在本發明例中，通過實施連續軋制和薄板坯長度方向、寬度方向的溫度調整，提高了制品鋼板的板厚精度和形狀。另外，對于本發明鋼板No.1和比較例鋼板No.5，將時效條件作種種變化調查其應變時效硬化特性，將其結果示于表7。而試驗方法則與實施例1同樣，僅變更時效溫度、時效時間。
本發明例的鋼板No.1經標準時效條件即170℃×20min的時效處理，得到BH量115MPa、ΔTS60MPa的值，但即使在如表7所示那樣寬廣范圍的時效處理條件下，也能滿足BH量80MPa以上、ΔTS60MPa以上。另一方面，比較例即使到100～300℃的范圍內改變時效溫度，也未顯示出本發明那樣大的BH量和ΔTS。
即，本發明的鋼板即使在廣范圍的時效處理條件下，也能確保高的BH量和ΔTS。
通過對這些熱軋板進行酸洗和表9所示條件的冷軋所構成的冷軋工序，將其制成冷軋板。接著對這些冷軋板以表9所示的條件進行連續退火爐內的連續退火。此外，接續在冷軋板退火工序后施加調質軋制。而且連續退火的退火溫度都在再結晶溫度以上。
對于所得到的冷軋退火板，與實施例1同樣，調查(1)固溶N量、(2)微觀組織、(3)拉伸特性、(4)應變時效硬化特性，將調查結果示于表10。
另外，對No.7的鋼(鋼板No.9)，也制造了在鋼板表面施加熱浸鍍鋅的鍍層鋼板，同樣評價各種特性。鍍鋅處理是將鋼板浸漬在熱浸鍍鋅浴中進行，將浸漬過的鋼板提出后，用氣體摩擦接觸調整單位面積鍍層量。鍍層處理的條件取為板溫度475℃、鍍浴0.13％Al-Zn、浴溫475℃、浸漬時間3秒、單位面積鍍層量45g/m2。而且，連續鍍層線中的退火條件與連續退火線同等。
本發明例都具有優良的延性、高的屈服比和優良的應變時效硬化特性，呈現格外高的BH量、ΔTS。
另外，對No.7鋼(鋼板No.9)施加熱浸鍍鋅的鍍層鋼板的拉伸特性，與未鍍層的拉伸特性比較，TS顯示稍微降低的傾向，但若考慮強度和延伸率的平衡，則大致得到了同等的特性。
通過對這些熱軋板進行由酸洗和表12所示條件的冷軋所構成的冷軋工序，將其制成1.2～1.4mm厚的冷軋板。接著對這些冷軋板以表12所示的條件進行連續退火爐內的連續退火。而且連續退火的退火溫度都在再結晶溫度以上。
對于所得到的冷軋退火板，與實施例1同樣，調查(1)固溶N量、(2)微觀組織、(3)拉伸特性、(4)應變時效硬化特性。
將這些結果示于表13。
本發明例都具有優良的延性、高的屈服比和優良的應變時效硬化特性，盡管制造條件變化，仍穩定呈現格外高的BH量、ΔTS。此外，在本發明例中，通過實施連續軋制和薄板坯長度方向、寬度方向的溫度調整，提高了制品鋼板的板厚精度和形狀。
另外，對于本發明例的鋼板No.1和比較例鋼板No.10，將時效條件作種種變化調查其應變時效硬化特性。將其結果示于表14。而試驗方法則與實施例3同樣，僅變更時效溫度、時效時間。
本發明例的鋼板No.1經標準時效條件即170℃×20min的時效處理，得到BH量90MPa、ΔTS50MPa的值，但即使在如表14所示那樣寬廣范圍的時效處理條件下，也能滿足BH量80MPa以上、ΔTS40MPa以上。另一方面，比較例(鋼板No.10)即使到100～300℃的范圍內改變時效溫度，也未顯示出本發明那樣大的BH量和ΔTS。
即，本發明的鋼板即使在廣范圍的時效處理條件下，也能確保高的BH量和ΔTS。
通過對這些熱軋板進行由酸洗和表16所示條件的冷軋所構成的冷軋工序，將其制成冷軋板。接著對這些冷軋板施加進行以表16所示的條件連續退火爐內的退火(連續退火)、退火后在按表16所示的條件冷卻的冷軋板退火工序。對其一部分，接續在冷軋板退火工序之后，施加調質軋制。對于所得到的冷軋退火板，與實施例1同樣，調查(1)固溶N量、(2)微觀組織、(3)拉伸特性、(4)應變時效硬化特性、(5)耐沖擊特性。進而再調查(6)成形性。
(6)成形性求出r值作為成形性的指標。
由各冷軋退火板的軋制方向(L方向)、相對軋制方向45°方向(D方向)、相對軋制方向90°方向(C方向)，取JIS 13B號試片。求出對這些試片賦予15％單軸拉伸預應變時各試片的寬度應變和板厚應變，由寬度應變和板厚應變之比r＝ln(w/w0)/ln(t/t0)(式中，w0、t0是試驗前的試片寬度和板厚，w、t是試驗后的試片寬度和板厚。)求出各方向的r值，再由下式rmean＝(rL+2rD+rC)/4求出平均r值rmean。其中，rL是軋制方向(L方向)的r值，rD是相對軋制方向(L方向)45°方向(D方向)的r值，rC是相對軋制方向(L方向)90°方向(C方向)的r值。
將這些結果示于表17。
在本發明例中，都顯示出優良的延性和低的屈服比，更具有優良的應變時效硬化特性，呈現格外高的BH量、ΔTS，此外，應變時效處理造成的耐沖擊特性的提高余量也大。
工業實用性按照本發明，通過預變形-涂裝烘烤處理，能夠廉價并且不使形狀紊亂地制造屈服應力80MPa以上、及抗拉強度40MPa以上，同時具有增加了的高應變時效硬化特性和高成形性的高強度冷軋鋼板，在產業中達到了突出的效果。而且，在汽車部件中使用本發明的高強度冷軋鋼板的場合，由于涂裝烘烤處理等，能夠得到穩定的高的部件特性，使得所使用的鋼板的板厚可以由2.0mm減低到1.6mm，也具有能夠使汽車車身輕量化的效果。
表1

表2

*)實施潤滑軋制**)一次冷卻的冷卻停止溫度以下400℃以上表3

M馬氏體、B貝氏體、 P珠光體表4

表5

*)使用薄板坯加熱器、邊緣加熱器**)一次冷卻的冷卻停止溫度以下400℃以上表6

M馬氏體、B貝氏體、 P珠光體表7

表8

表9

*)實施潤滑軋制 **)在350～400℃的溫度區域的滯留時間表10

P珠光體， B貝氏體表11

表12

*)使用薄板坯加熱器、邊緣加熱器**)在350～400℃的溫度區域的滯留時間表13

P珠光體， B貝氏體表14

表15

表16

*)使用薄板坯加熱器、邊緣加熱器**)到600℃～Ac1相變點的加熱溫度***)600～300℃間的平均冷卻速度****)①logCR＝-1.73〔Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05(Cu+Ni)〕+3.95 B＜0.0003②logCR＝-1.73〔Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05(Cu+Ni)〕+3.40 B≥0.0003
表17

*)F鐵素體、 M馬氏體、B貝氏體
權利要求
1.一種應變時效硬化特性優良的高強度冷軋鋼板，其特征在于，該鋼板具有以下組成以質量％計，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，而且N/Al為0.3以上，含有固溶狀態的N 0.0010％以上，其余由Fe和不可避免的雜質構成。
2.一種抗拉強度為440MPa以上、應變時效硬化特性優良的高強度冷軋鋼板，其特征在于，該鋼板具有以下組成和組織其組成為以質量％計，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，而且N/Al為0.3以上，含有固溶狀態的N0.0010％以上，其余由Fe及不可避免的雜質構成，和其組織為以面積率計，含平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體相50％以上。
3.根據權利要求2所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在所述組成中，以質量％計還含有以下a組～d組的1組或2組以上a組含Cu、Ni、Cr、Mo的1種或2種以上，合計1.0％以下b組含Nb、Ti、V的1種或2種以上，合計0.1％以下c組含B 0.0030％以下d組含Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％。
4.根據權利要求2或3所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，所述高強度冷軋鋼板的板厚為3.2mm以下。
5.一種高強度冷軋鍍層鋼板，其特征在于，是在權利要求2～4任一項所述的高強度冷軋鋼板上施加電鍍或熱浸鍍而構成。
6.一種抗拉強度為440MPa以上、應變時效硬化特性優良的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，依次實施以下工序熱軋工序將具有以質量％計，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，而且N/Al為0.3以上的組成的鋼板坯，加熱到板坯加熱溫度1000℃以上，粗軋成為薄板坯，對該薄板坯施加精軋出口側溫度800℃以上的精軋，在卷取溫度650℃以下卷取，制成熱軋板的熱軋工序，冷軋工序對該熱軋板進行酸洗及冷軋，制成冷軋板的冷軋工序，和冷軋板退火工序對該冷軋板進行在再結晶溫度以上900℃以下的溫度下保持時間10～60s的退火，然后進行以冷卻速度10～300℃/s冷卻到500℃以下的溫度區域的一次冷卻，和接著在上述一次冷卻的停止溫度以下400℃以上的溫度區域的滯留時間取為300s以下的二次冷卻的冷軋板退火工序。
7.根據權利要求6所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述精軋后，在0.5秒以內開始冷卻，以冷卻速度40℃/s以上急冷，再進行上述卷取。
8.根據權利要求6或7所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，接續上述冷軋板退火工序，再施加延伸率1.0～15％的調質軋制或矯直加工。
9.根據權利要求6～8任一項所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述粗軋和上述精軋之間，將前后相鄰的薄板坯互相接合。
10.根據權利要求6～9任一項所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述粗軋和上述精軋之間，使用對上述薄板坯的寬度方向端部進行加熱的薄板坯邊緣加熱器、對上述薄板坯的長度方向端部進行加熱的薄板坯加熱器的任意一者或二者。
11.一種抗拉強度為440MPa以上、屈服比為0.7以上、應變時效硬化特性優良的高屈服比高強度冷軋鋼板，其特征在于，該鋼板具有以下組成和組織其組成為以質量％計，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.025％、Nb0.007～0.04％，而且N/Al為0.3以上，含有固溶狀態的N 0.0010％以上，而且含有析出狀態的Nb 0.005％以上、其余由Fe及不可避免的雜質構成，和其組織為以面積率計，含平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體相50％以上，其余構成珠光體主體。
12.根據權利要求11所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在所述組成中，以質量％計還含有以下a組～d組的1組或2組以上a組含Cu、Ni、Cr、Mo的1種或2種以上，合計1.0％以下b組含Ti、V的1種或2種，合計0.1％以下c組含B 0.0030％以下d組含Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％。
13.一種抗拉強度為440MPa以上、屈服比為0.7以上、應變時效硬化特性優良的高屈服比型高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，依次實施以下工序熱軋工序將具有以質量％計，含C0.15％以下、Si2.0％以下、Mn3.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.025％、Nb0.007～0.04％，而且N/Al為0.3以上的組成的鋼板坯，加熱到板坯加熱溫度1100℃以上，粗軋成為薄板坯，對該薄板坯施加精軋最終道次的壓下率25％以上、精軋出口側溫度800℃以上的精軋，在卷取溫度650℃以下卷取，制成熱軋板的熱軋工序，冷軋工序對該熱軋板進行酸洗及冷軋，制成冷軋板的冷軋工序，和冷軋板退火工序對該冷軋板進行在再結晶溫度以上900℃以下的溫度下保持時間10～90s的退火，然后以冷卻速度70℃/s以下冷卻到600℃以下的溫度區域的冷軋板退火工序。
14.一種應變時效硬化特性、加工性、耐沖擊特性優良、抗拉強度為440MPa以上的高強度冷軋鋼板，其特征在于，該鋼板具有以組成和組織其組成為以質量％計，含C0.15％以下、Mn3.0％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，還含有Mo0.05～1.0％、Cr0.05～1.0％中的一種或2種，而且N/Al為0.3以上，含有固溶狀態的N 0.0010％以上、其余由Fe及不可避免的雜質構成，和其組織為以面積率計，含平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體相50％以上，且以面積率計，還含有馬氏體相3％以上。
15.根據權利要求14所述的高強度冷軋鋼板，其特征在于，在所述組成中，以質量％計還含有以下e組～h組的1組或2組以上e組含Si0.05～1.5％、P0.03～0.15％、B0.0003～0.01％的1種或2種以上f組含Nb0.01～0.1％、Ti0.01～0.2％、V0.01～0.2％的1種或2種以上g組含Cu0.05～1.5％、Ni0.05～1.5％的一種或2種h組含Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％。
16.一種應變時效硬化特性、加工性、耐沖擊特性優良、具有抗拉強度440MPa以上的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，依次實施以下工序熱軋工序將具有以質量％計，含C0.15％以下、Mn3.0％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，還含有Mo0.05～1.0％、Cr0.05～1.0％中的一種或2種，而且N/Al為0.3以上，或者還含有從以下e組～h組中選擇的1組或2組以上的組成的鋼板坯，加熱到板坯加熱溫度1000℃以上，粗軋成為薄板坯，對該薄板坯施加精軋出口側溫度800℃以上的精軋，在卷取溫度750℃以下卷取，制成熱軋板的熱軋工序，冷軋工序對該熱軋板進行酸洗及冷軋，制成冷軋板的冷軋工序，和冷軋板退火工序對該冷軋板進行在(Ac1相變點)～(Ac3相變點)的溫度下保持時間10～120s的退火，然后將600～300℃間的平均冷卻速度取為用以下(1)或(2)式定義的臨界冷卻速度CR以上進行冷卻的冷軋板退火工序，e組含Si0.05～1.5％、P0.03～0.15％、B0.0003～0.01％的1種或2種以上f組含Nb0.01～0.1％、Ti0.01～0.2％、V0.01～0.2％的1種或2種以上g組含Cu0.05～1.5％、Ni0.05～1.5的一種或2種h組含Ca、REM的1種或2種，合計0.0010～0.010％B＜0.0003％的場合Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.95......(1)B≥0.0003％的場合Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.40......(2)其中，CR冷卻速度(℃/s)，Mn、Mo、Cr、Si、P、Cu、Ni各元素含量(質量％)。
17.根據權利要求16所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述精軋后，在0.5秒以內開始冷卻，以冷卻速度40℃/s以上急冷，再進行上述卷取。
全文摘要
本發明提供成形性、耐沖擊特性、應變時效硬化特性優良的高強度冷軋鋼板及其制造方法。具體手段為,首先將具有以質量%計含C:0.15%以下、Al:0.02%以下、N:0.0050～0.0250%、且調整N/Al到0.3以上、含固溶狀態的N0.0010%以上的組成的鋼板坯,以精軋出口側溫度800℃以上進行熱軋后,在卷取溫度:750℃以下卷取,制成熱軋板。接著對該熱軋板施加冷軋后,進行在再結晶溫度以上900℃以下的溫度下保持時間:10～120s的連續退火、然后以冷卻速度:10～300℃/s冷卻到500℃以下的溫度區域的一次冷卻、和再按必要在上述一次冷卻的停止溫度以上350℃以上的溫度區域的滯留時間取為300s以下的二次冷卻。得到具有含平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體相以面積率計50%以上、并且按必要含馬氏體相以面積率計3%以上作為第2相的組織。
文檔編號C21D9/46GK1366559SQ01801125
公開日2002年8月28日 申請日期2001年2月14日 優先權日2000年2月29日
發明者上力, 金子真次郎, 山崎琢也, 奧田金晴, 登坂章男, 石川孝, 大澤一典 申請人:川崎制鐵株式會社