專利名稱：應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明主要是關于適合作為汽車車體的冷軋鋼板，特別是關于抗拉強度(TS)不到440MPa、應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板及其制造方法。作為汽車車體用鋼板，有從所謂的輕加工用至超深沖加工用的各種等級的鋼板，但本發明的冷軋鋼板是適合于較低等級、要求合適的加工性的用途。另外，本發明的冷軋鋼板從用于通過輕度的彎曲加工或軋制成形成形成管子之類的較輕加工到用于較苛刻的深沖成形，適于廣泛的用途。再者，所謂本發明中的鋼板包括鋼帶。
在本發明中，所謂“應變時效硬化特性優良”，是指拉伸應變5％的預變形后，在170℃的溫度、保持20分鐘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(記為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)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(記為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。
背景技術：
與最近的源自地球環境問題的排出氣體規定相關，減輕汽車中的車體重量，正成為極重要的課題。為了減輕汽車的車體重量，增加正在大量使用的鋼板的強度，即使用高強度鋼板，使鋼板變薄是有效的。
但是，如果鋼板的強度過高，則在制造汽車部件的過程中，在進行沖壓成形的場合，會產生以下的問題①形狀凍結性降低；②由于延性降低，所以在成形時產生裂紋或縮頸等不良情況。
作為用于解決該問題的措施，例如在外板板材用的冷軋鋼板中，已知的有以極低碳鋼作為原材料，將最終以固溶狀態殘留的C量控制在適當范圍的鋼板。這種鋼板在沖壓成形時保持成軟質，而確保形狀凍結性、延性，利用在沖壓成形后進行的170℃×20分鐘左右的噴漆烘烤工序中引起的應變時效硬化現象得到屈服應力的上升，確保耐壓痕性。對于這種鋼板，C固溶于鋼中，在沖壓成形時是軟質的，另一方面，在沖壓成形后，在噴漆烘烤工序中，固溶C將沖壓成形時引入的位錯固定，而使屈服應力上升。
但是，這種鋼板，從防止成為表面缺陷的、沖壓成形時的拉伸應變的發生的觀點看，由應變時效硬化產生的屈服應力上升量被控制得較低。因此，實際上有助于部件的輕量化的作用小。
即，為了部件的輕量化，不是僅利用應變時效使屈服應力上升，還需要進行變形時的強度特性的上升。換言之，希望應變時效后的抗拉強度上升。
另一方面，對于外觀不怎么成問題的用途來說，已提出使用固溶N進一步增加烘烤硬化量的鋼板，和通過使組織為由鐵素體和馬氏體構成的復合組織來更進一步提高烘烤硬化性的鋼板。
例如，在特開昭60-52528號公報中，公開了在550℃以下的溫度將含有C0.02～0.15％、Mn0.8～3.5％、P0.02～0.15％、Al0.10％以下、N0.005～0.025％的鋼進行卷繞的使熱軋和冷軋后的退火為控制冷卻熱處理的延性和點焊性都良好的高強度薄鋼板的制造方法。采用特開昭60-52528號公報中記載的技術制成的鋼板具有由以鐵素體和馬氏體為主體的低溫相變生成物相組成的混合組織，在延性優良的同時，利用由積極地添加的N而產生的噴漆烘烤時的應變時效，得到高強度。
但是，對于特開昭60-52528號公報中記載的技術，由應變時效硬化產生的屈服應力YS的增加量大，而抗拉強度TS的增加量少，另外，屈服應力YS的增加量也很離散等機械性能的波動也大，因此在現狀上不能將鋼板減薄到所要求的有助于汽車部件的輕量化的程度。
另外，在特公平5-24979號公報中，公開了具有含C0.08～0.20％、Mn1.5～3.5％，余量為Fe和不可避免的雜質構成的成分組成，組織由含有5％以下的鐵素體的均勻貝氏體或者含有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在連續退火后的冷卻過程中，通過將400～200℃的溫度范圍進行冷卻，然后進行緩冷，使組織成為貝氏體主體的組織，得到以往沒有的高的烘烤硬化量。
但是，在特公平5-24979號公報中記載的鋼板，雖然在噴漆烘烤后屈服強度上升，得到以往沒有的高的烘烤硬化量，但至于抗拉強度不能使其上升，在用于強度構件時，不能期待成形后的耐疲勞性、耐沖擊性的提高。因此，存在不能適用于強烈要求耐疲勞特性、耐沖擊特性等的用途的問題。
進而，上述的現有鋼板，在按照單純的拉伸試驗進行的噴漆烘烤處理后的強度評價中是優良的，但按照實際的沖壓條件，塑性變形時的強度存在很大的離散，還不能說充分適用于要求可靠性的部件。
本發明的目的在于，打破上述的現有技術的界限，提供具有成形性、穩定的品質特性，在成形成汽車部件后，作為汽車部件可得到足夠的強度，能夠充分有助于汽車車體的輕量化，應變時效硬化特性優良的冷卻鋼板，以及能夠工業上廉價地制造這些鋼板的制造方法。本發明中的應變時效硬化特性，以在拉伸應變5％的預變形后，在170℃的溫度、保持20分鐘的時效條件下，BH量是80MPa以上、ΔTS是40MPa以上為目標。
發明的公開本發明人為了完成上述課題，將組成和制造條件進行各種變化，來制造鋼板，進行了許多項材質評價實驗。其結果發現，將在要求高加工性的領域過去不怎么積極利用的N作為強化元素，通過有效地利用由該強化元素的作用所顯現的大的應變時效硬化現象，能夠容易地同時獲得成形性的提高和成形后的高強度化。
本發明人還發現，為了有效地利用由N產生的應變時效硬化現象，必須使由N產生的應變時效硬化現象和汽車的噴漆烘烤條件、或者更積極地成形后的熱處理條件有利地結合，為此，使熱軋條件和冷軋、冷軋退火條件適當化，將鋼板的微觀組織和固溶N量控制在某個范圍是有效的。另外，本發明人還發現，為了穩定地顯現由N產生的應變時效硬化現象，在組成方面，特別是根據N含量控制Al含量是重要的。本發明人發現，通過使鋼板的微觀組織為以鐵素體為主相，使平均晶粒粒徑為15μm以下，從而在也沒有作為以往問題的室溫時效劣化的問題的情況下，能夠充分地利用N。
即，本發明人以N作為強化元素使用，根據N含量將Al含量控制在適當的范圍，與此同時通過使熱軋條件和冷軋、冷軋退火條件適當化，使微觀組織和固溶N最佳化，從而獲得與以往的固溶強化型的C-Mn系鋼板、析出強化型鋼板相比，具有格外優良的成形性和上述的以往鋼板所沒有的應變時效硬化特性的鋼板。
另外，本發明的鋼板，利用單純的拉伸試驗所得的噴漆烘烤處理后的強度比以往的鋼板高，而且根據實際沖壓條件發生塑性變形時的強度的離散小，可得到穩定的部件強度特性。例如，施加大應變而板厚減少的部分，稱為比其他部分硬化量大，如果以(板厚)×(強度)這一載荷能力進行評價，則是發生均勻化的方向，作為部件的強度是穩定的。
本發明是基于上述的認識，進行進一步研究而完成的。
即，第1本發明是抗拉強度不到440MPa、屈服比YR不到70％、應變時效硬化特性優良的、最佳板厚為3.2mm以下的冷軋鋼板，其特征在于按質量％，具有含有C0.15％以下、Si0.4％以下、Mn2.0％以下、P0.04％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.025％，且在滿足下述(1)式Si+Mn/5+10P＜0.44.........(1)(式中，Si、Mn、P各元素含量(質量％))的范圍內含有Si、Mn、P，而且具有N/Al是0.3以上、含有0.0010％以上的固溶狀態的N、余量由Fe和不可避免的雜質構成的組成及由鐵素體相和珠光體相構成的組織，上述鐵素體相按面積率為90％以上、且平均晶粒粒徑為15μm以下。另外，對于第1本發明，除上述組成外，按質量％，最好還含有以下的a組～d組中的1組或者2組以上，其中，a組Cu、Ni、Cr、Mo的1種或者2種以上，合計量是1.0％以下；b組Nb、Ti、V的1種或者2種以上，合計量是0.1％以下；c組Ca、REM(稀土金屬)的1種或者2種，合計量是0.0010～0.010％。
另外，第2本發明是抗拉強度不到440MPa、屈服比YR不到70％、應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將具有含C0.15％以下、Si0.4％以下、Mn2.0％以下、P0.04％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.025％、且在滿足下述(1)式
Si+Mn/5+10P＜0.44 .........(1)(式中，Si、Mn、P各元素含量(質量％))的范圍含有Si、Mn、P，而且N/Al是0.3以上的組成的鋼板坯加熱至板坯加熱溫度1000℃以上，進行粗軋形成薄板坯，依次進行以下的工序對該薄板坯施行精軋出材溫度800℃以上的精軋，在卷繞溫度650℃以下進行卷繞從而形成熱軋板的熱軋工序；對該熱軋板進行酸洗和冷軋從而形成冷軋板的冷軋工序；對該冷軋板進行在再結晶溫度以上～950℃以下的溫度下保持時間10～120秒的退火，接著進行以冷卻速度10～300℃/s冷卻至500℃以下的溫度區的退火后冷卻，或者再在350～500℃的溫度區進行停留20秒以上的過時效處理的冷軋板退火工序。另外，對于第2本發明，在上述精軋后，最好以冷卻速度30℃/s以上進行急冷，然后進行上述卷繞。
另外，對于第2本發明，最好與上述冷軋板退火工序接續，還進行延伸率1.0～15％的調質軋制或者矯平加工。
另外，對于第2本發明，在上述粗軋和上述精軋之間，將前后相鄰的薄板坯彼此接合為好，另外，對于本發明笫2項，在上述粗軋和上述精軋之間，使用將上述薄板坯的橫向端部加熱的薄板坯板邊加熱器、將上述薄板坯的縱向端部和/或全長加熱的薄板坯加熱器的任一個或者兩個為好。
實施發明的最佳方案首先，說明本發明鋼板的組成限定理由。再者，質量％以下僅記作％。
C0.15％以下C是增加鋼板強度的元素。為了實現作為本發明的重要構成必要條件的鐵素體的平均晶粒粒徑為15μm以下，而且確保所希望的強度，最好含有0.005％以上的C。然而，如果C超過0.15％，則鋼板中的碳化物分數變得過大，延性顯著地降低，成形性劣化，而且點焊焊接性、電弧焊焊接性等顯著地降低。從這樣的成形性和焊接性的觀點考慮，C限定在0.15％以下。再者，從沖壓成形性的觀點考慮，限定在0.08％以下為好，在還要求良好的延性的用途中，最好是0.05％以下。
Si0.4％以下Si是不使鋼的延性顯著地降低、能夠提高鋼板強度的有用元素，為了得到該效果，最好含有0.005％以上，與所希望的強度匹配，適當調整含量。另一方面，Si在熱軋時使相變點大大上升，使確保品質、形狀變得困難，或者還給予表面性狀、化成處理性等鋼板表面的美觀性以惡劣影響，在本發明中Si限定在0.4％以下。Si如果是0.4％以下，則通過調整同時添加的Mn量，就能夠抑制相變點的顯著上升，也能夠確保良好的表面性狀。再者，在尤其要求美觀性的場合，希望是0.2％以下。
Mn2.0％以下Mn是防止由S引起的熱裂紋的有效元素，最好根據含有的S量而添加。另外，Mn對作為本發明的重要構成必要條件的晶粒細化有大的效果，最好積極地添加用于材質改善。從穩定地固定S的觀點考慮，最好含有0.2％以上的Mn。另外，Mn是增加鋼板強度的元素，在要求強度較高的場合，較好是含有1.2％以上，最好是含有1.5％以上。當將Mn含量提高到該水平時，相對于包括熱軋條件的制造條件的波動的鋼板機械性質及應變時效硬化特性的離散變小，對品質穩定化是有效的。
另外，Mn在熱軋時有使相變點下降的作用，通過和Si一起含有，能夠抵消由含有Si引起的相變點上升。尤其板厚薄的制品，由于相變點的波動，品質·形狀敏感地變化，因而重要的是，使Mn和Si的含量嚴密地平衡。由于這樣，Mn/Si最好是3.0以上。
另一方面，當超過2.0％地多量含有Mn時，鋼板的熱變形抗力有增加的傾向。另外，點焊性和焊接區的成形性有劣化的傾向。進而，由于抑制鐵素體的生成，所以延性有顯著地降低的傾向。因此，Mn限定在2.0％以下。再者，在要求更良好的耐蝕性和成形性的用途中，希望Mn是1.7％以下。
P0.04％以下P是作為鋼的固溶強化元素有用的元素，為了得到其效果，最好含有0.001％以上，與所希望的強度匹配而適當調整含量。為了使用P得到由固溶強化產生的大的強度增加，希望含有0.015％以上。但是，當P過剩地含有時，會使鋼脆化，還使鋼板的卷邊加工性降低。另外，P在鋼中發生偏析的傾向強，因而帶來由此引起的焊接區的脆化。因此，P限定在0.04％以下。在特別重視卷邊加工性或焊接區韌性的場合，最好是0.02％以下。
Si、Mn、P滿足(1)式的范圍Si+Mn/5+10P＜0.44.........(1)(式中，Si、Mn、P各元素含量(質量％))Si、Mn、P都具有利用固溶強化增加強度的作用，因此在本發明中，從將組織限定在由鐵素體相和珠光體相組成的組織和將抗拉強度限定為不到440MPa考慮，將Si、Mn、P的含量分別在上述的范圍內，且限制在滿足(1)式的范圍。(1)式的左邊(A＝Si+Mn/5+10P)為0.44以上時，強度過于增加，不能確保所希望的延性，而且鋼的焊接性、鋼板表面的美觀性降低。
另外，雖然詳細的機理不清楚，但如果A值為0.44以上，則時效硬化特性也降低，為了確保良好的應變時效硬化特性，將A值規定為不到0.44。
S0.02％以下S在鋼板中作為夾雜物存在，是造成鋼板的延性、進而耐蝕性劣化的元素，在本發明中，S限定在0.02％以下。在特別要求良好的加工性的用途中，最好是0.015％以下。而且在卷邊性的要求水平高的場合，S最好是0.008％以下。另外，為了使應變時效硬化特性穩定地維持在高水平，雖然詳細的機理不清楚，但最好使S降低至0.008％以下。
Al0.02％以下Al是作為脫氧劑發揮作用、對提高鋼的純凈度有效的元素，并且也是細化鋼板組織的元素，在本發明中，希望含有0.001％以上。另一方面，過剩地含有Al，使鋼板表面性狀惡化。進而減少作為本發明的重要構成必要條件的固溶狀態的N，產生有助于應變時效硬化現象的固溶N的不足，作為本發明的特征的應變時效硬化特性容易產生離散。因此在本發明中，Al含量較低地限定為0.02％以下。再者，從材質穩定性的觀點考慮，Al最好是0.015％以下。
N0.0050～0.025％N是通過固溶強化和應變時效硬化使鋼板強度增加的元素，在本發明中，是最重要的元素。另外，N也有降低鋼的相變點的作用，在薄物中，N的含有在大大降低相變點的忌避軋制的狀況下對作業穩定化也是有用的。在本發明中，通過含有適量的N，并且控制制造條件，來確保在冷軋制品或者鍍制品中所必要且充分量的固溶態的N。由此，充分地發揮固溶強化和應變時效硬化的強度(YS、TS)上升效果，能夠穩定地滿足烘烤硬化量(BH量)80MPa以上、應變時效處理前后的抗拉強度的增加量ΔTS 40MPa以上這些本發明鋼板的機械性質必要條件。
在N不到0.0050％時，難以穩定地體現上述的強度上升效果。另一方面，如果N超過0.025％，則鋼板的內部缺陷發生率和表面的缺陷發生率變高。另外，多發生連續鑄造時的板坯裂紋等。因此，將N規定在0.0050～0.025％的范圍。從考慮了制造工序總體的提高材質的穩定性·合格率的觀點看，最好將N規定在0.0070～0.020％的范圍。如果是本發明范圍內的N量，則對點焊、電弧焊等的焊接性沒有惡劣的影響。
固溶態的N0.0010％以上為了確保冷軋制品的足夠的強度，而且充分地發揮由N產生的應變時效硬化，鋼中的固溶狀態的N(也稱為固溶N)必須以0.0010％以上的量(濃度)存在。
在此，固溶N量是從鋼中的總N量減去析出的N量而求出的。作為析出N量的分析法，根據本發明人將各種分析法進行比較、研究的結果，由使用了恒定電位電解法的電解萃取分析法求出是有效的。作為溶解在萃取分析中使用的鐵的方法，有酸分解法、鹵素法和電解法。其中，電解法不能使碳化物、氮化物等極不穩定的細小析出物分解，能僅穩定地溶解鐵。作為電解液使用乙酰·丙酮系，在恒定電位下進行電解。在本發明中使用恒定電位電解法測定析出N量的結果，顯示出和實際的部件強度最好的對應。
因為這種情況，所以在本發明中，將利用恒定電位電解法萃取的殘渣進行化學分析，求出殘渣中的N量，以此作為析出N量。
為了得到更高的BH量、ΔTS，固溶N量應是0.0020％以上，為了得到更高的值，最好是0.0030％以上。
N/Al(N含量和Al含量的比)0.3以上為了在制品狀態使固溶N穩定地殘留0.0010％以上，必須限制作為強烈固定N的元素的Al量。對大范圍地變化本發明的組成范圍內的N含量和Al含量的組合的鋼板進行了研究，結果可知，為了使冷軋制品和鍍制品中的固溶N達到0.0010％以上，在將Al量限定低到0.02％以下的情況下，必須使N/Al達到0.3％以上。即，Al含量被限制在(N含量)/0.3以下。
在本發明中，在上述的組成基礎上，最好還含有以下的a組～c組a組Cu、Ni、Cr、Mo的1種或者2種以上，合計量是1.0％以下b組Nb、Ti、V的1種或者2種以上，合計量是0.1％以下c組Ca、REM的1種或者2種，合計量是0.0010％～0.010％中的1組或者2組以上。
a組的元素Cu、Ni、Cr、Mo都不會大大地降低鋼板的延性，是有助于強度上升的元素，Ni0.01％以上、Cr0.01％以上、Mo0.01％以上，就能夠得到該效果，可以根據需要選擇、單獨或者復合地含有。但是，如果含量過多，則熱變形抗力增加，或者化學表面處理或廣義的表面處理特性惡化，而且焊接區硬化，焊接區成形性劣化。因此，a組的元素合計量最好是1.0％以下。
b組的元素Nb、Ti、V都是有助于晶粒的細化·均勻化的元素，Nb0.002％以上、Ti0.002％以上、V0.002％以上，就能夠得到該效果，可以根據需要選擇、單獨或者復合地含有。但是，如果含量過多，熱變形抗力增加，化學表面處理或廣義的表面處理特性惡化。因此，b組的元素合計量最好是0.1％以下。
c組的元素Ca、REM都是起到控制夾雜物的形態的作用的元素，特別在要求卷邊成形性的場合，最好單獨或者復合含有。在此場合，c組元素的合計量不到0.0010％時，夾雜物的形態控制效果不足，另一方面，如果超過0.010％，表面缺陷的發生變得顯著。因此，c組的元素的合計量最好限定在0.0010～0.010％的范圍。
下面，說明本發明鋼板的組織。
鐵素體相的面積率90％以上本發明的冷軋鋼板，以要求高度加工性的汽車用鋼板等用途為目的，為了確保延性，形成按面積率含有90％以上的鐵素體相的組織。在鐵素體相的面積率不到90％時，確保作為要求高度加工性的汽車用鋼板所必要的延性變得困難。另外，雖然詳細的機理不清楚，但在鐵素體相的面積率不到90％時，穩定地達到高的應變時效硬化是困難的。鐵素體相以外的相為珠光體相。
鐵素體相的平均晶粒粒徑15μm以下在本發明中，作為晶粒粒徑，在按照ASTM規定的求積法從斷面組織照片算出的值和按照ASTM規定的切斷法從斷面組織照片求出的公稱晶粒粒徑(例如參照梅本等熱處理，24(1984)，334)中，采用某一個大的值。
本發明的冷軋鋼板，作為制品確保規定量的固溶N，但根據本發明人的實驗·研究結果判明即使將固溶N量保持一定，在鐵素體+珠光體組織中，如果鐵素體相的平均晶粒粒徑超過15μm，則應變時效硬化特性產生大的離散。另外，在室溫保存時的機械特性的劣化也顯著。雖然其詳細的機理現在還不清楚，但應變時效硬化特性離散的原因之一在于晶粒粒徑，可推斷與合金元素向晶界的偏析和析出、還有加工、熱處理對它們的影響有關。因此，為了謀求應變時效硬化特性的穩定化，必須使鐵素體相的平均晶粒粒徑為15μm以下。再者，為了穩定地得到BH量和ΔTS量的進一步增加，鐵素體的平均晶粒粒徑最好是12μm以下。
具有上述的組成和組織的本發明冷軋鋼板，是抗拉強度TS不到440Mpa、應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板。
在規定應變時效硬化特性的場合，預應變量(預變形)成為重要的因素。本發明人設想適用于汽車用鋼板的變形方式，關于預應變量給予應變時效硬化特性的影響進行調查，已查明，除極深沖加工以外，能大致以相當于單向的應變量整理，在實際部件中，該相當于單向的應變大于5％，部件強度與預應變5％的應變時效處理后得到的強度很好地對應。因此，在本發明中，將應變時效處理的預變形設定在拉伸應變5％。
以往的噴漆烘烤處理條件采用作為標準的170℃×20分鐘。對含有多量的固溶N的本發明鋼板施加5％以上的應變的場合，即使更緩和的(低溫側的)時效處理也能達到硬化，換言之，能夠更寬幅度地取得時效條件。另外，一般為了爭取硬化量，只要不因過度的時效而軟化，在更高溫度下保持更長時間是有利的。
具體地敘述，本發明鋼板在預變形后硬化變得顯著的加熱溫度的下限大約是100℃。另一方面，如果加熱溫度超過300℃，則硬化達到頂點，如果加熱溫度超過400℃，反而出現稍微軟化的傾向，除此之外，熱應變和回火色的發生變得顯著。另外，關于保持時間，如果在加熱溫度200℃左右時約為30秒以上，則基本能達到充分的硬化。為了得到更大的穩定的硬化，保持時間最好是60秒以上。但是，超過20分鐘的保持，不僅不能希望進一步的硬化，而且生產效率也顯著地降低，是不實用的。
由于以上情況，所以在本發明中，作為時效條件定為以20分鐘評價作為以往的噴漆烘烤處理條件的加熱溫度的170℃、保持時間。即使在以往的噴漆烘烤型鋼板達不到充分的硬化的低溫加熱·短時間保持的時效處理條件下，本發明的鋼板也穩定地達到大的硬化。加熱的方法沒有特別的限制，除了利用在通常的噴漆烘烤中所采用的爐子進行的氣氛加熱以外，例如，感應加熱、無氧化火焰、激光、等離子體等的加熱等都可以很好地使用。
汽車用的部件強度必須能抵抗來自外部的復雜應力負荷，因此原材料鋼板不僅在小應變區的強度特性是重要的，而且在大應變區的強度特性也變得重要。本發明人鑒于該點，使應構成汽車部件原材料的本發明鋼板的BH量為80MPa以上，同時將ΔTS量規定為40MPa以上。更優選BH量為100MPa以上、ΔTS為50MPa以上。為了使BH量和ΔTS量更大，只要將時效處理時的加熱溫度設定在更高溫一側和/或將保持時間設定在更長時間一側即可。
另外，本發明鋼板具備在未成形加工狀態下，即使在室溫放置1年左右，也不引起時效劣化(YS增加且E1(延伸率)減少的現象)的以往所沒有的優點。
本發明的效果即使在制品板厚較厚的情況下也能夠發揮，但在制品板厚超過3.2mm的情況下，不能確保在冷軋板退火工序中必要的充分冷卻速度，在連續退火時產生應變時效，作為制品難以得到作為目標的應變時效硬化特性。因此，本發明鋼板的板厚最好是3.2mm以下。
另外，在本發明中，即使在上述的本發明冷軋鋼板的表面實施電鍍或者熱浸鍍，也沒有任何問題。這些鍍敷鋼板也顯示出和鍍前相同程度的TS、BH量、ΔTS量。作為鍍敷種類，電鍍鋅、熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、熱浸鍍鋁、電鍍錫、電鍍鉻、電鍍鎳等都能夠很好地使用。
接著，說明本發明鋼板的制造方法。
本發明鋼板基本上是將具有上述范圍內的組成的鋼板坯加熱后進行粗軋，制成薄板坯，通過依次實施對該薄板坯實施精軋、進行卷繞從而形成熱軋板的熱軋工序和對該熱軋板進行酸洗和冷軋從而形成冷軋板的冷軋工序、以及對該冷軋板進行連續退火和過時效處理的冷軋板退火工序來制造的。
在本發明的制造方法中使用的板坯希望采用應防止成分的宏觀偏析的連鑄法制造，但也可以采用鑄錠法、薄板坯連鑄法制造。另外，除了制造板坯后暫且冷卻至室溫，然后進行再次加熱的通常工藝以外，不冷卻以熱坯狀態送入加熱爐中，或者進行稍微保溫加熱后直接進行軋制的直進式軋制等節能工藝也能夠沒有問題地使用。特別是為了有效地確保固溶狀態的N，延遲N析出的直進式軋制是有用的技術之一。
首先，說明熱軋工序條件的限定理由。
板坯加熱溫度1000℃以上作為初期狀態，為了確保必要且充分的固溶N量，滿足制品中的固溶N量的目標值(0.0010％以上)，板坯加熱溫度最好是1000℃以上。從避免伴隨著氧化重量增加損耗增大的觀點考慮，板坯加熱溫度最好是1280℃以下。
在上述的條件下加熱的板坯，利用粗軋軋成薄板坯。粗軋的條件沒有必要特別規定，可以是通常公知的條件。但是，從確保固溶N量的觀點考慮，希望盡可能以短時間進行處理。
接著，將薄板坯進行精軋，制成熱軋板。
在本發明中，在粗軋和精軋之間，最好將前后相鄰的薄板坯彼此接合，連續精軋。作為接合手段，最好使用壓焊法、激光焊接法、電子束焊接法等。
由此，在精軋和其后的冷卻中容易產生形狀破壞的非穩定部(被處理材料的前端部和后端部)的存在比例減少，穩定軋制長度(在相同條件下能夠軋制的連續長度)和穩定冷卻長度(施加張力狀態下能夠冷卻的連續長度)延長，制品的形狀·尺寸精度和合格率提高。另外，在以往的每個薄板坯的單機軋制中，由于穿引性和咬入性等問題而難以實施的相對于薄物·寬幅的潤滑軋制變得能夠實施，軋制載荷和輥表面壓力減低，而延長輥的壽命。
另外，在本發明中，在粗軋和精軋之間，使用加熱薄板坯的橫向端部的薄板坯板邊加熱器、加熱薄板坯的縱向端部的薄板坯加熱器中的任一方或者兩方，使薄板坯的橫向和縱向的溫度分布均勻為好。由此，能夠使鋼板內的材質離散更小。薄板坯板邊加熱器、薄板坯加熱器為感應加熱方式，在作為穩定性上是最佳的。
對于使用順序，希望首先利用薄板坯板邊加熱器補償橫向的溫度差。此時的加熱量也取決于鋼組成等，但最好設定成在精軋出材一側的橫向溫度分布范圍約為20℃以下。接著，利用薄板坯加熱器補償縱向的溫度差。此時的加熱量最好設定成長度端部溫度比中央部溫度高20～40℃左右。
精軋出材一側溫度800℃以上為了使鋼板的組織均勻且細小，精軋出材一側溫度FDT規定為800℃以上。如果FDT低于800℃，產生珠光體帶等組織變得不均勻，往往部分地殘留加工組織。通過使卷繞溫度為高溫，能夠避免殘留這樣的加工組織。但是，如果使卷繞溫度為高溫，則晶粒粗化，同時固溶N量的降低、或者機械性質的面內各向異性的增加等變得顯著，這是不理想的。為了進一步改善機械性質，希望FDT為820℃以上。
精軋后的冷卻精軋完成后，以冷卻速度30℃/秒以上急冷精軋后可以空冷，但希望精軋后進行急冷，希望以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻。通過以這樣的條件進行急冷，能夠使析出AlN的高溫區急冷，能夠有效地確保固溶狀態的N。
卷繞溫度650℃以下隨著卷繞溫度CT的降低，鋼板強度增加，固溶N也穩定地殘留。為了穩定地提高應變時效硬化特性，CT最好是650℃以下。在CT不到200℃時，卷繞中的鋼板形狀易發生破壞，材質的均勻性降低，所以實際操作上是不好的。因此希望CT是200℃以上。在更要求材質的均勻性的場合，CT優選300℃以上。更優選400℃以上。
另外，本發明在精軋中，為了減低熱軋載荷，同時最終使應變時效硬化特性穩定，也可以進行潤滑軋制。通過進行潤滑軋制，也有熱軋板的形狀·材質更均勻的效果。潤滑軋制時的摩擦系數最好是0.25～0.10的范圍。另外，通過組合潤滑軋制和連續軋制，熱軋的作業也進一步穩定。
實施上述的熱軋工序的熱軋板，接著通過冷卻工序，實施酸洗和冷軋，成為冷軋板。
酸洗的條件可以是通常公知的條件，沒有特別的限制。在熱軋板的氧化皮極薄的情況下，也可以不實施酸洗而直接進行冷軋。
另外，冷軋條件可以是通常公知的條件，沒有特別的限制。從確保組織的均勻性的觀點考慮，冷壓下率最好是40％以上。接著，冷軋板實施通過連續退火、均熱后冷卻、或者還有過時效處理進行的冷軋板退火工序。
連續退火溫度再結晶溫度以上、950℃以下連續退火的退火溫度取為再結晶溫度以上。
在連續退火溫度不到再結晶溫度時，再結晶未完成，雖然強度滿足目標，但延性降低，因而成形性降低，不能作為汽車用鋼板使用。為了更加提高成形性，連續退火溫度最好是700℃以上。另一方面，如果連續退火溫度超過950℃，則鋼板的形狀破壞變得顯著。因此連續退火溫度最好是再結晶溫度以上、950℃以下。
在連續退火溫度下的保持時間10～120秒在連續退火溫度下的保持時間，從細化組織、確保希望以上的固溶N量的觀點考慮，盡可能取為短時間為佳，但從作業的穩定性考慮，希望是10秒以上。如果保持時間超過120秒，則細化組織、確保固溶N量變得困難。因此，在連續退火溫度下的保持時間最好是10～120秒的范圍。
均熱后冷卻以冷卻速度10～300℃/秒冷卻到500℃以下的溫度區從細化組織、確保固溶N量的觀點看，在連續退火時的均熱后的冷卻(均熱后冷卻)是重要的，在本發明中，作為均熱后冷卻，以10～300℃/秒的冷卻速度連續冷卻到500℃以下的溫度區。在冷卻速度不到10℃/秒時，確保均勻且微細的組織和希望量以上的固溶N變得困難。另一方面，如果冷卻速度超過300℃/秒，則固溶C量大量地殘存，屈服強度YS增加，延伸率E1顯著地降低，與此同時，鋼板在橫向的材質的均勻性不足。以10～300℃/秒的冷卻速度冷卻時的冷卻停止溫度為超過500℃的溫度時，不能達到組織的細化。
與均熱后冷卻接續，也可以實施過時效處理。過時效處理不一定是必要的，但能夠調整固溶C量，由此能夠調整相關的材質(YS、E1)。因此，可以根據材質的穩定化的必要性，實施過時效處理。
過時效處理在350～500℃的溫度區時效20秒以上通過進行過時效處理，能夠在維持固溶N量的狀態下，降低固溶C量。為了得到極大的應變時效硬化特性，固溶N、固溶C哪一個都是可以利用的，但如果大量地存在固溶C，則室溫下的時效變得顯著，延性、加工性等特性劣化變得顯著。在本發明中，主要利用固溶N提高應變時效硬化特性，體現優良的機械特性。當過時效處理溫度不到350℃時，減低固溶C的效果小，另一方面，如果超過500℃，則不能達到組織的細化。當過時效處理時間不到20秒時，其效果小。因此過時效處理在350～500℃的溫度區取為20秒以上為好。由于連續退火設備的生產線長度和其他的制約，過時效處理時間最好是600秒以下。
又，在本發明中，與冷軋板退火工序接續，還可以實施延伸率為1.5～15％的調質軋制或者矯平加工。通過在冷軋板退火工序后實施調質軋制或者矯平加工，能夠重新引入自由位錯，能夠穩定地提高BH量、ΔTS量這些應變時效硬化特性。在調質軋制或者矯平加工中的延伸率，其合計量最好是1.5％以上。當延伸率不到1.5％時，應變時效硬化特性的提高少，另一方面，如果延伸率超過15％，則鋼板的YS增加，延性降低。在調質軋制和矯平加工中，雖然其加工方式是不同的，但本發明人證實，在對鋼板的應變時效硬化特性的效果上沒有大的差異。
本發明的冷軋鋼板，還可以實施鍍敷處理或者再繼續實施合金化處理，作為鍍敷鋼板使用。合金化處理的熱循環相當于上述的過時效處理，沒有室溫時效劣化，能夠顯著地提高應變時效硬化特性。
實施例用轉爐熔煉表1所示組成的鋼水，采用連鑄法制成板坯。以表2所示的條件加熱這些板坯，進行粗軋，制成表2所示厚度的薄板坯，接著，通過實施表2所示條件的精軋的熱軋工序制成熱軋板。對于一部分，在精軋中進行潤滑軋制。另外，對于一部分，在粗軋后在精軋進坯一側采用熔融壓焊法將前后相鄰的薄板坯彼此接合，進行軋制。另外，對于一部分，使用感應加熱方式的薄板坯板邊加熱器、薄板坯加熱器加熱薄板坯的橫向端部、縱向端部，調節薄板坯的溫度。
通過由酸洗和表2所示條件的冷軋構成的冷軋工序將這些熱軋板制成冷軋板。接著，以表2所示的條件對這些冷軋板進行利用了連續退火爐的連續退火。另外，與冷軋板退火工序接續，施行調質軋制。連續退火的退火溫度都是再結晶溫度以上。
關于所得到的冷軋退火板，調查固溶N量、顯微組織、拉伸特性、應變時效硬化特性。
(1)固溶N量的調查固溶N量是從由化學分析求出的鋼中的總N量減去析出的N量而求出的。析出N量由使用上述恒定電位電解法的分析法來求出。
(2)顯微組織從各冷軋退火板切取試樣，使用光學顯微鏡或者掃描電子顯微鏡，對垂直于軋制方向的斷面(C斷面)拍攝顯微組織，使用圖像解析裝置求出組織分數和種類。
另外，鐵素體晶粒粒徑是采用從對應于垂直于軋制方向的斷面(C斷面)的組織照片上按照ASTM規定的求積法計算出的值或者按照ASTM規定的切斷法求出的公稱粒徑之中的某一個大的值。
(3)拉伸特性從各冷軋退火板沿軋制方向切取JIS 5號試樣，按照JIS Z 2241的規定，以初期應變速度3×10-3/秒(滑塊速度恒定10mm/分)實施拉伸試驗，求出屈服強度YS、拉伸強度TS、延伸率E1。
(4)應變時效硬化特性從各冷軋退火板上沿軋制方向切取JIS 5號試樣，作為預變形在此施予5％的拉伸預應變，接著施行170℃×20分的相當于噴漆烘烤處理的熱處理后，以初期應變速度3×10-3/秒實施拉伸試驗，求出預變形-噴漆烘烤處理后的拉伸特性(屈服應力YSBH、抗拉強度TSBH)，計算出BH量＝YSBH-YS5％、ΔTS＝TSBH-TS。YS5％是將制品板預變形5％時的變形應力，YSBH、TSBH分別是預變形-噴漆烘烤處理后的屈服應力、抗拉強度，TS是制品板的抗拉強度。
這些結果示于表3中。
在本發明例中，都具有優良的延性、良好的應變時效硬化特性，呈現格外高的BH量、ΔTS。
產業上的應用可能性根據本發明，能夠廉價且不破壞形狀地制造具有利用預變形-噴漆烘烤處理使屈服應力增加至80MPa以上和抗拉強度增加至40MPa以上的高應變時效硬化特性和高成形性的廣泛使用性高的冷軋鋼板，產業上達到特別的效果。進而，在將本發明的冷軋鋼板應用于汽車部件的場合，通過噴漆烘烤處理等屈服應力和抗拉強度都增加，能穩定地得到高的部件特性。能夠使所使用的鋼板厚度，例如從2.0mm減薄到1.6mm，比以往薄，也有能夠使汽車車體輕量化的效果。另外，本發明在工業上具有如下顯著效果添加熱變形抗力的增加少的N，謀求改善應變時效硬化特性，所以在薄坯的熱軋中，在不會使變形抗力增加的情況下使熱軋容易。
表1

*)A＝Si+Mn/5+10P(1)式左邊表2

*)實施潤滑軋制**)使用薄板坯加熱器、板邊加熱器表3

*)表面性狀降低
權利要求
1.一種抗拉強度不到440MPa、屈服比YR不到70％、應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征在于組成用質量％表示，含有C≤0.15％、Si≤0.4％、Mn≤2.0％、P≤0.04％、S≤0.02％、Al≤0.02％、N0.0050～0.025％，其中含有的Si、Mn、P范圍滿足下述(1)式，Si+Mn/5+10P＜0.44 .........(1)式中，Si、Mn、P表示各元素含量(質量％)又，N/Al≥0.3，含有≥0.0010％的固溶態的N，余量由Fe及不可避免的雜質構成；組織由鐵素體相和珠光體相構成，用面積率表示，上述鐵素體相≥90％、且平均晶粒粒徑≤15μm。
2.根據權利要求1所述的冷軋鋼板，其特征在于在上述組成的基礎上，用質量％表示，還含有下述a組～c組中的至少1組成分，其中，a組Cu、Ni、Mo、Cr的1種或者≥2種，合計量≤1.0％；b組Nb、Ti、V的1種或者≥2種，合計量≤0.1％；c組Ca、REM的1種或者2種，合計量為0.0010～0.010％。
3.一種抗拉強度不到440MPa、屈服比YR不到70％、應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將具有含C≤0.15％、Si≤0.4％、Mn≤2.0％、P≤0.04％、S≤0.02％、Al≤0.02％、N0.0050～0.025％，其中含有的Si、Mn、P范圍滿足下述(1)式，Si+Mn/5+10P＜0.44.........(1)式中，Si、Mn、P表示各元素含量(質量％)且N/Al≥0.3的組成的鋼板坯加熱至板坯加熱溫度≥1000℃，進行粗軋形成薄板坯，依次施行以下的工序，即對該薄板坯施行精軋出材一側溫度≥800℃的精軋，在卷繞溫度≤650℃下進行卷繞從而形成熱軋板的熱軋工序；對該熱軋板進行酸洗和冷軋，形成冷軋板的冷軋工序；對該冷軋板在≥再結晶溫度～≤950℃的溫度進行保持時間10～120秒的退火，接著進行以冷卻速度10～300℃/秒冷卻至500℃以下的溫度區的退火后冷卻，或者再在350～500℃的溫度區進行≥20秒的停留的過時效處理的冷軋板退火工序。
4.根據權利要求3所述的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于在上述精軋后，以≥30℃/秒的冷卻速度急冷，進行上述的卷繞。
5.根據權利要求3或4所述的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于與上述冷軋板退火工序接續，還實施延伸率1.0～15％的調質軋制或者矯平加工。
全文摘要
本發明提供適合作為汽車車體用的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板及其制造方法。具體的手段為:以質量%表示,將含有C:≤0.15%、Al:≤0.02%、N:0.0050～0.0250%、且將Si+Mn/5+10P調整至不到0.44、N/Al調整至≥0.3的組成的板坯進行FDT:≥800℃的熱軋后,在≤650℃下進行卷繞,接著在冷軋后,進行≥再結晶溫度～≤950℃的溫度的連續退火和急冷到≤500℃的溫度區的一次冷卻、以及在350～450℃的溫度區的停留時間為≤30秒的過時效處理,據此得到具有晶粒粒徑≤15μm的鐵素體相≥90%、其余為珠光體相的組織、含有≥0.0010%的固溶N、抗拉強度不到440MPa、屈服比不到70%的應變時效硬化特性優良的鋼板。
文檔編號C22C38/04GK1386141SQ01802260
公開日2002年12月18日 申請日期2001年2月14日 優先權日2000年5月31日
發明者上力, 登坂章男 申請人:川崎制鐵株式會社