專利名稱：薄鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明是關于用于汽車、家用電器、建材等的薄鋼板及其制造方法的發(fā)明。
背景技術：
汽車、家用電器產(chǎn)業(yè)要求降低制造成本和提高生產(chǎn)率。沖壓成形中通過用高速化縮短周期和長時間運轉，以提高生產(chǎn)率。在這樣高水平的生產(chǎn)情況下，由于模具溫度上升引起沖壓條件改變，所以會發(fā)生裂紋和折皺，存在沖壓產(chǎn)品的次品率升高的問題。
汽車用鋼板中很多為沖壓成形用鋼板，為了提高安全性要提高鋼板的強度，以及使零部件一體化，減少零部件數(shù)量等，以縮短沖壓工藝、節(jié)省人力，對這兩方面提出更高的要求。為此對沖壓成形用鋼板也就要求具有高的成形性的同時，要求沖壓成形時的余限要大。
為了提高沖壓成形性、改善余限，如特開平7-62209號公報和7-47796號公報中所述，開發(fā)了Ti-Nb系列超低C鋼冷軋鋼板，供汽車廠家使用?？墒请S材質(zhì)的提高，廠家一方?jīng)_壓成形條件更苛刻。其結果是在現(xiàn)有沖壓條件下用上述Ti-Nb系列超低C鋼的薄鋼板，產(chǎn)生沖壓不合格的問題。特別是在高強度鋼板中，隨零部件應用范圍的擴大經(jīng)常產(chǎn)生沖壓不良的情況。
此外在沖壓加工的高強度鍍鋅鋼板中要求深沖性，以及要求非時效性，以抑制拉伸應變。在此之前，為了提高深沖性和非時效性，開發(fā)了以IF鋼為基礎的高強度鋼板，采用在盡量減低C、Mn含量的同時，添加Ti和Nb等，以碳氮化物的形式固定有害的固溶的C、N。可是IF鋼存在對二次加工脆性敏感的問題。而且發(fā)現(xiàn)隨鋼板強度的提高，晶界強度相對降低，所以具有容易發(fā)生二次加工脆化的傾向。因此要開發(fā)具有優(yōu)良深沖加工性能高強度鋼板時，改善耐二次加工脆性是非常重要的課題。在這之前在特公昭61-32375號公報、特開平5-112845號公報、特開平5-70836號公報、特開平2-175837號公報上，發(fā)表了為了大體保持IF鋼相同的性能，同時提高耐二次加工脆性的技術。
可是特公昭61-32375號公報和特開平5-112845號公報中，由于殘存一些固溶的C來提高內(nèi)二次加工脆性，在夏季等氣溫比較高的環(huán)境下，長時間保存時存在有時效的問題。特開平5-70836號公報是用加B來提高耐二次加工脆性，但是相反的一面B在晶界產(chǎn)生偏析，在冷加工時會抑制晶粒轉動，所以在獲得高的r值方面，會阻礙織構的發(fā)展，使深沖性能惡化。特開平2-175837號公報是利用加Nb使晶界形狀成鋸齒狀，晶界難以破壞，所以可以提高耐二次加工脆性，但隨之而來的是加工困難。
關于冷軋鋼板的沖壓成形性，主要從深沖性能和脹形性能的觀點進行了研究。關于深沖性能如特開平5-78784號公報、特開平8-92656號公報所述，主要著眼于提高r值?？墒前烟亻_平5-78784號公報、特開平8-92656號公報記載的冷軋鋼板用在以脹形為主要成形方式的側面板上的話，在進行平面應變脹形成形的凸模的肩部，有時會由于應變傳遞不夠產(chǎn)生破裂。關于在這樣的脹形成形中的破壞，隨著材料強度的提高，用與現(xiàn)有軟的材料相同的總延伸和n值來評價是不行的，不能獲得合適的解決辦法。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種可以使沖壓成形時的成形余限大、降低沖壓不合格率、提高生產(chǎn)率的沖壓成形用薄鋼板，以及這種薄鋼板的制造方法。
為了達到上述目的，本發(fā)明提供的薄鋼板組成為晶粒度10級以上的含有鐵素體晶粒和鐵素體晶粒的晶界的鐵素體相，和從Nb系析出物和Ti系析出物至少選出一種析出物。上述的鐵素體晶粒具有在晶界附近析出物密度低的低密度區(qū)，上述的低密度區(qū)域析出物密度為鐵素體晶粒中間區(qū)域析出物密度的60％以下。
上述的低密度區(qū)域希望距鐵素體晶界0.2μm以上到2.4μm以下的范圍。
希望上述的薄鋼板有10MPa以下的BH量。
希望上述薄鋼板的成分為以質(zhì)量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al(固溶鋁)0.01～0.1％、N0.007％以下，Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中至少選一種，其余為鐵。最好C含量為0.005～0.01％。希望Nb含量為0.04～0.14％，最好0.07～0.14％。希望Ti含量為0.005～0.05％。
希望上述的薄鋼板成分為以質(zhì)量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，含有0.002％B，Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中至少選一種，其余為鐵。最好B含量在0.001％以下。
上述薄鋼板的制造方法是由把板坯熱軋成熱軋鋼板的工序、使上述熱軋鋼板以10℃/sec(秒)以上的冷卻速度冷卻到至少在750℃以下溫度的冷卻工序、把冷卻的鋼板卷取的工序、對卷取的熱軋鋼板進行冷軋，軋成冷軋鋼板的工序、以及對上述的冷軋鋼板退火的工序組成。
上述板坯的成分為以質(zhì)量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中至少選一種，其余為鐵。
希望上述板坯基本的成分為以質(zhì)量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，B0.002％以下，Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中至少選一種，其余為鐵。
希望卷取后的熱軋鋼板的鐵素體晶粒度在11.2級以上。
希望卷取熱軋鋼板的工序在500-700℃的卷取溫度下卷取熱軋鋼板。
希望對熱軋鋼板進行冷軋的工序最大以85％的冷軋壓下率進行冷軋。
希望冷軋鋼板退火工序在再結晶溫度以上、900℃以下進行連續(xù)退火。
再有本發(fā)明的目的是提供具有可用于汽車外板的表面質(zhì)量、非時效性和加工性能，而且耐二次加工脆性優(yōu)良的高強度冷軋鋼板和高強度鍍鋅鋼板，以及它們的制造方法。
為了達到上述目的，本發(fā)明提供的薄鋼板成分為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下，其余為鐵。
Nb含量要滿足下式
(12/93)×Nb*/C≥1.0其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質(zhì)量％)屈服強度和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下式YP≤-120×d+1280其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
希望上述薄鋼板用單向拉伸試驗10％以下變形時的n值滿足下式n值≥-0.00029×TS+0.313其中TS表示抗拉強度[MPa]。
希望C含量為0.005～0.08％。希望Nb含量為0.08～0.14％。上述薄鋼板最好含有0.05％以下Ti。上述薄鋼板最好含有0.002％以下的B。希望上述的薄鋼板還至少含有Cr1.0％以下、Mo1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下中的至少一種。
希望上述的薄鋼板在上述的薄鋼板表面有鍍鋅層。
薄鋼板的制造方法包括使板坯在Ar3相變點以上的精軋溫度下進行熱軋的工序、熱軋后的熱軋鋼板在500-700℃卷取的工序、把卷取的鋼板進行冷軋的工序、對冷軋鋼板進行退火的工序。
上述板坯的成分為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下，Nb0.035～0.2％，其余為鐵。
希望上述的制造方法具有把退火后的鋼板進行鍍鋅處理的工序。
希望上述板坯還含有0.05％以下的Ti。
希望上述的板坯還含有0.002％以下的B。
再有本發(fā)明提供的薄鋼板的成分為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下，Nb0.15％以下，其余為鐵。
Nb含量要滿足下式(12/93)×Nb*/C≥1.2其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質(zhì)量％)屈服強度和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下式YP≤-60×d+770其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
希望C含量為0.005～0.08％。希望Nb含量為0.08～0.14％。
希望上述薄鋼板用單向拉伸試驗10％以下變形時的n值在0.21以上。
希望上述的薄鋼板還含有0.05％以下的Ti。希望上述薄鋼板還含有0.002％以下的B。希望上述的薄鋼板還至少含有Cr1.0％以下、Mo1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下中的至少一種。
希望上述的薄鋼板在表面有鍍鋅層。
薄鋼板的制造方法包括以下工序成分為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下，Nb0.35～0.15％，其余為鐵的板坯在Ar3相變點以上的精軋溫度下進行熱軋的工序、熱軋后的熱軋鋼板在500-700℃卷取的工序、把卷取的鋼板進行冷軋的工序、對冷軋鋼板進行退火的工序。
附圖簡要說明

圖1為表示實施方案1的沖壓成形時成形余限(成形余限的范圍)與薄鋼板顯微組織的關系的圖示。
圖2為表示汽車實際零部件的前翼子板模型外觀的圖示。
圖3為表示熱軋鋼板的鐵素體晶粒直徑對成形余限影響的圖示。
圖4為表示實施方案2的(12/93)×Nb*/C與r值關系的圖示。
圖5為表示實施方案2的(12/93)×Nb*/C與YPE1關系的圖示。
圖6為表示實施方案2的抗拉強度TS與二次脆化轉變溫度關系的圖示。
圖7為表示實施方案3的汽車實際零部件的前翼子板模型成形件上破壞危險部位附近的等效應變分布示例的圖示。
圖8為表示實施方案3的汽車實際零部件的前翼子板模型成形件簡況的圖示。
圖9為表示實施方案3前翼子板模型成形時破壞危險部位附近應變分布的圖示。
圖10為表示實施方案4中Nb和C對深沖性能影響的圖示。
圖11為表示實施方案4中Nb和C對非時效性影響的圖示。
圖12為表示實施方案4中抗拉強度TS與二次脆化轉變溫度關系的圖示。
圖13為表示實施方案5中實際零部件的前翼子板模型成形件上破壞危險部位附近的等效應變分布示例的圖示。
圖14為表示實施方案5中實際零部件的前翼子板模型成形件簡況的圖示。
圖15為表示實施方案5前翼子板模型成形時破壞危險部位附近應變分布的圖示。
實施發(fā)明的方案實施方案1實施方案1的沖壓成形用薄鋼板的特征為鐵素體晶粒度在10級以上；鐵素體相中至少含有一種Nb系或Ti系的析出物，同時鐵素體晶界附近有析出物密度低的低密度區(qū)域，此低密度區(qū)域的析出物密度是鐵素體晶粒中間部位析出物密度的60％以下。
而且也可以認為是把析出物密度低的低密度區(qū)范圍是在距鐵素體晶界0.2μm以上2.4μm以下范圍，以此為其特征的沖壓成形用薄鋼板。
還可以是把以BH量在10MPa以下作為特征的沖壓成形用薄鋼板。
實施方案1是對影響沖壓成形時成形余限的各個因素進行詳細研究的結果。在研究過程中通過使鐵素體晶粒細化和在鐵素體晶界附近形成析出物密度低的低密度區(qū)，發(fā)現(xiàn)即使是相同的材料沖壓成形時臨界開裂和臨界折皺的差擴大，成形余限增加。
以這樣的認識為基礎，關于成形余限，查明了鐵素體晶粒度和低密度區(qū)范圍是主要的影響因素。下面對這些因素與成形余限的關系和限定的原因進行說明。此外作為成形余限，使用防皺壓邊負荷范圍的大小，如后所述，是指實際零部件沖壓成形時的防皺壓邊負荷的富余量，也就是隨著負荷的增加，從不產(chǎn)生折皺(臨界折皺)的負荷到產(chǎn)生開裂前(臨界開裂)的負荷的范圍的大小(負荷的差)。
鐵素體晶粒度10級以上鐵素體晶粒粗化，晶粒度達不到10級的話，由于明顯產(chǎn)生開裂，成形余限小，實際上不能成形。因此規(guī)定鐵素體晶粒度要10級以上。
晶界附近析出物密度要在鐵素體晶粒中間部分的60％以下低密度區(qū)析出物密度超過鐵素體晶粒中間部分的60％的話，晶界附近和晶粒內(nèi)部析出物密度的差不夠，容易產(chǎn)生折皺，得不到本發(fā)明利用析出物密度不同的區(qū)域擴大成形余限的效果。因此規(guī)定鐵素體晶界附近析出物密度為鐵素體晶粒中間部分的60％以下。
低密度區(qū)范圍距鐵素體晶界0.2μm以上2.4μm以下低密度區(qū)范圍距鐵素體晶界不足0.2μm的情況下，鐵素體晶界附近實際上與沒有低密度區(qū)一樣，容易產(chǎn)生折皺，所以成形余限停止。相反，低密度區(qū)范圍距鐵素體晶界超過2.4μm的話，低密度區(qū)占鐵素體晶粒的區(qū)域過大，容易產(chǎn)生開裂，也不能擴大成形余限。因此為了擴大成形余限，規(guī)定低密度區(qū)范圍為距鐵素體晶界0.2μm以上2.4μm以下。
BH量10MPa以下鋼板的BH量(涂裝燒結硬化量)超過10MPa的情況下，容易發(fā)生固溶C引起的折皺和開裂，使成形余限降低。BH量的測定是按JIS標準G 3135“汽車用加工性冷軋高張力鋼板和鋼帶”的附錄“涂裝燒結硬化量試驗方法”進行。
關于上述沖壓成形用薄鋼板，其化學成分如下。
沖壓成形用薄鋼板的化學成分為以質(zhì)量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，同時至少含有Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中的一種，其余為鐵。此外上述的化學成分中還可以含有0.002％以下的B。
下面說明限定上述化學成分的原因。
C0.002～0.02％(質(zhì)量％，以下相同)C與Nb、Ti形成碳化物，是用于在鐵素體晶界附近和鐵素體晶粒中間部位形成析出物密度不同區(qū)域的重要元素。C不足0.002％，鐵素體晶粒內(nèi)析出物密度過低，鐵素體晶界附近和鐵素體晶粒中間部位的析出物密度的差小，臨界折皺負荷不能充分降低，不能得到大的成形余限。
C超過0.02％的話，鐵素體晶粒內(nèi)部析出物密度過高，同時鐵素體晶界附近下析出物密度也不太低，析出物密度差變小。因此延展性降低，容易產(chǎn)生沖壓裂紋，由于臨界開裂負荷降低，成形余限縮小。因此規(guī)定C含量在0.002～0.02％范圍。最好是0.005～0.01％的含C量。
Si1.0％以下Si是通過固溶強化提高強度的元素，可根據(jù)強度程度進行添加?？墒翘砑映^1.0％的Si，延展性明顯降低，所以容易產(chǎn)生沖壓裂紋，成形余限縮小。因此規(guī)定Si含量在1.0％以下。
Mn3.0％以下Mn通過使熱軋鋼板晶粒細化和固溶強化，不影響鍍層的附著性，并使強度提高?？墒羌尤氲腗n含量超過3.0％的話，延展性明顯下降，產(chǎn)生沖壓裂紋，成形余限縮小。此外也會使熱加工性降低。因此規(guī)定加Mn量在3.0％以下。
P0.1％以下P是使鋼強化的有效元素，但是可促進鐵素體長大，使熱軋鋼板晶粒粗化。此外過多添加P超過0.1％的話，延展性顯著降低，產(chǎn)生沖壓裂紋，成形余限縮小。此外也會使熱加工性降低。因此規(guī)定加P量在0.1％以下。
S0.02％以下S在鋼中以硫化物形式存在，含量超過0.02％的話，會導致延展性惡化，容易產(chǎn)生沖壓裂紋，成形余限縮小。因此規(guī)定加S量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％Al與鋼中的N形成AlN析出，具有減輕因應變時效降低延展性的固溶的N的危害的作用。sol.Al不足0.01％難以充分得到此效果。添加的sol.Al即使超過0.1％也不能得到與添加量相應的作用。因此規(guī)定sol.Al量在0.01～0.1％以下。
N0.007％以下N以AlN形式析出，此外在加入Ti或B的情況下，也是以TiN、BN形式析出，沒有有害的影響。N在煉鋼技術上希望盡可能少。含N量超過0.007％的情況下，特別是不能忽視Ti、B的利用率降低，此外BH量會增大。因此規(guī)定N含量在0.007％以下。
Nb0.01～0.4％Nb與C結合形成碳化物，和如下所述的Ti一起，都是為了在鐵素體晶界附近和中間部位形成析出物密度不同的區(qū)域的重要元素?？墒荖b含量不足0.01％時，鐵素體晶內(nèi)析出物密度低，鐵素體晶界附近和晶內(nèi)析出物密度差小，臨界折皺負荷不能充分降低不能得到大的成形余限。另一方面Nb超過0.4％的話，鐵素體晶內(nèi)析出物密度過高，同時析出物密度差變小。因此延展性減低，產(chǎn)生開裂，縮小成形余限。因此Nb含量在0.01～0.4％范圍單獨加入，或與Ti復合加入。希望含Nb量在0.04～0.14％。
Ti0.005～0.3％Ti與Nb一樣與C結合形成碳化物，是在鐵素體晶界附近和中間部位形成析出物密度不同的區(qū)域的重要元素。可是Ti含量不足0.005％時，鐵素體晶內(nèi)析出物密度低，鐵素體晶界附近和晶內(nèi)析出物密度差變小，所以臨界折皺負荷不充分低，不能得到大的成形余限。另一方面Ti超過0.3％的話，鐵素體晶內(nèi)析出物密度過高，同時析出物密度差變小。因此延展性減低，產(chǎn)生開裂，縮小成形余限。因此Ti含量在0.005～0.3％范圍單獨加入或與Ti復合加入。
B0.002％以下利用上述的化學成分可以充分發(fā)揮本實施方案的效果，進而為了提高耐二次加工脆性還可以加入B。這種情況下，加入B的量超過0.002％的話，明顯使成形性降低。因此在加B的情況下，規(guī)定B的加入量在0.002％以下。
上述沖壓成形用薄鋼板的制造方法如下所述。
使用上述化學成分的鋼，熱軋后以10℃/s以上的冷卻速度至少冷卻到750℃，熱軋鋼板卷取后，通過冷軋和退火，可以得到上述沖壓成形用薄鋼板。
此制造方法是為了得到上述顯微組織。特別規(guī)定了熱軋后快冷的冷卻條件。熱軋后的冷卻條件對冷軋時形成上述的低密度區(qū)有很大影響。
冷卻速度10℃/s以上冷卻速度不足10℃/s時，在熱軋鋼板的冷卻中Ti、Nb的析出物粗大，所以冷軋時析出物密度降低，鐵素體晶界附近和晶內(nèi)析出物密度差變小。因此實際上不能形成低密度區(qū)。
快冷的溫度范圍至少冷卻到750℃如使快冷在高于750℃停止，在隨后的緩冷中生成粗大的Ti、Nb系析出物。因此與上述冷卻速度慢的情況一樣，冷軋時析出物密度降低，因此實際上不能形成低密度區(qū)。
此外在此發(fā)明中熱軋鋼板卷取后的熱軋鋼板的鐵素體晶粒直徑也可以達到11.2以上。這樣通過使熱軋鋼板鐵素體晶粒直徑細化，如后面所介紹的情況，可以得到非常大的成形余限。
本發(fā)明的鋼板利用上述規(guī)定的顯微組織，使鋼板具有優(yōu)良的成形性。下面對此做詳細說明。
圖1為表示沖壓成形時成形余限(成形余限的范圍)與薄鋼板顯微組織的關系的圖示。試驗使用的薄鋼板板厚0.80mm、TS＝340Mpa級的IF冷軋鋼板。如圖2所示，沖壓成形試驗是對汽車實際零部件的前翼子板模型，測定產(chǎn)生開裂和折皺的臨界負荷，從它們的差求出成形余限(臨界開裂負荷—臨界折皺負荷)。
從圖1可以看出，要得到所希望的成形余限(30T以上、圖中○、◎標記)，鋼板的鐵素體晶粒度在10級以上(晶粒細化)就可以。其中晶粒度的測定按JIS G 0552標準進行。同樣可以看出為了得到希望的成形余限，把低密度區(qū)的大小搞成0.2μm以上2.4μm以下就可以。
其中析出物密度測定是用加速電壓300kV的透射式電子顯微鏡，采用復型試樣拍照的方法進行的。具體說是從照片隨機確定100個鐵素體晶粒，在晶內(nèi)任意10個部位在直徑2μm的園內(nèi)測定析出物所占的面積百分數(shù)。把全部1000個部位測定值的平均值作為鐵素體晶內(nèi)的析出物密度。然后在鐵素體晶界附近的任意20個位置，測定析出物密度是鐵素體晶內(nèi)析出物密度的60％以下的園的直徑。最后算出全部2000個部位測定值的平均值，將其作為低密度區(qū)域的平均尺寸。
其中關于鐵素體晶界附近低密度區(qū)域析出物密度，如前所述，是鐵素體晶粒中間部位的60％以下就可以，但是要發(fā)揮本發(fā)明的最大效果，希望在20％以下。
關于化學成分希望如下所述。
C希望采用在0.005～0.01％(質(zhì)量％，以下相同)，能夠使鐵素體晶粒的晶界和晶內(nèi)的析出物密度差更大，這樣本發(fā)明的效果更好。
Si希望在0.5％以下，能防止冷軋鋼板形成化學膜處理性能的惡化，防止鍍鋅鋼板的鍍層附著性惡化。
Mn希望在2.5％以下，能夠減輕由于延展性降低造成的沖壓成形余限縮小和熱加工性能的降低。
P希望通過使含P量在0.08％以下，能防止使用鍍鋅鋼板情況下合金化處理性能顯著降低，能防止鍍層附著性不好和由此引起的起伏帶來的外觀不良。
sol.Al用上述規(guī)定的范圍，也能減輕固溶N因應變時效產(chǎn)生的鋼板局部延展性降低的危害。
Nb希望在0.04～0.14％，能得到更適宜的析出物密度，提高本發(fā)明的效果。最好為0.07～0.14％。
Ti希望在0.05％以下，能防止使用鍍鋅鋼板情況下表面性狀明顯惡化。在0.02％以下能得到非常高的表面質(zhì)量。
加入B的情況下，希望加入0.001％以下，能阻止退火時晶粒長大，防止使延伸和r值降低，防止沖壓性能惡化。再有為了提高耐二次加工脆性，至少加入0.0001％是必要的。
關于制造方法從本實施方案規(guī)定的化學成分鋼的板坯，經(jīng)熱軋、酸洗、冷軋、退火等一系列工序制造，根據(jù)需要進行鍍層處理。下面對在實施發(fā)明時希望的實施方案進行說明。
熱軋中板坯加熱后以普通的熱軋工藝進行熱軋，可以使用連鑄后直接軋制或經(jīng)短時間加熱軋制等各種軋制方法。此時對于最終產(chǎn)品不能施鍍或為了不產(chǎn)生鍍層附著不好的問題，使施鍍后具有優(yōu)良的表面狀態(tài)，希望不僅要充分去除板坯上生成的一次氧化鐵皮，而且要充分去除熱軋中產(chǎn)生的二次氧化鐵皮。也可以在熱軋中用型材加熱器加熱粗型材，進行溫度調(diào)節(jié)。
熱軋鋼板冷卻后卷取中使Ti、Nb系析出物細化，以便在冷軋鋼板中得到適當?shù)奈龀雒芏?。卷取溫度低?00℃時析出物沒有充分生成，效果小。另一方面卷取溫度超過700℃的話析出物粗大，此外脫鱗效果降低。因此希望卷取溫度在500～700℃范圍內(nèi)。
關于對熱軋鋼板卷取后鐵素體晶粒直徑的影響如圖3所示。圖4表示鐵素體晶粒直徑在10級以上，低密度區(qū)的大小在0.2μm～2.4μm的冷軋鋼板，在熱軋階段的鐵素體晶粒直徑與冷軋鋼板沖壓成形余限的關系。從此圖可以看出利用使晶粒度達到11.2級以上，能得到非常大的成形余限。
關于冷軋時的冷軋壓下率(冷軋時的壓下率)超過85％的話，軋制負荷過高，使生產(chǎn)率降低。因此希望冷軋壓下率在85％以下。關于退火希望在再結晶溫度以上900℃以下進行連續(xù)退火。退火溫度超過900℃的話，發(fā)生晶粒的異常長大，擔心導致材質(zhì)的惡化，再有鐵素體晶粒結晶方向(織構)紊亂，所以從擠壓成形性能的觀點是不希望的。此外在箱式退火時由于加熱速度慢，在再結晶溫度以下的范圍內(nèi)析出物在冷加工組織中析出，退火后不能得到本發(fā)明適宜的析出物密度。實施例1冶煉表1所示的編號A～Q的化學成分的鋼后，用連續(xù)鑄造制造厚度220mm的板坯。把板坯加熱后，在精軋溫度880～920℃熱軋，以5～15℃/s冷卻速度冷卻，在卷取溫度640～700℃卷取后，制成3.2mm的熱軋鋼板，酸洗后冷軋到板厚0.8mm。
然后進行連續(xù)退火(退火溫度750～890℃)或連續(xù)退火+熱鍍鋅(退火溫度830～850℃)的任一種處理，在連續(xù)退火+熱鍍鋅中，退火后以460℃進行熱鍍鋅處理，隨后在在線合金化處理爐在500℃下進行鍍層的合金化處理。在熱鍍鋅處理中以鍍層單面附著量45g/m2對兩面施鍍。退火或退火+熱鍍鋅后對鋼板進行0.7％壓下率的平整。
對這樣的冷軋鋼板和鍍層鋼板的力學性能和顯微組織進行了研究。拉伸試驗采用JIS5號試樣，在軋制方向的0°、45°、90°的三個方向上進行。此時對于鍍層鋼板進行了鍍層剝離試驗。測定的抗拉強度、總延伸率、r值用下式算出面內(nèi)的平均值TS、EI、r。
TS＝(TS0+2×TS45+TS90)/4EI＝(EI0+2×EI45+EI90)/4R＝(r0+2×r45+r90)/4其中后綴0、45、90分別表示與軋制方向成0°、45°、90°的測定值。
BH量用JIS標準G 3135“汽車用加工性冷軋高強度鋼板和鋼帶”的附錄“涂裝燒結硬化量試驗方法”進行。具體說是用拉伸試樣，在2％的應變后，測定在170℃×20分鐘的涂裝燒結條件下進行熱處理時強度提高的數(shù)值。
采用用與已經(jīng)說明的內(nèi)容相同的方法，把這些冷軋鋼板沖壓成形，測定沖壓成形余限。此外對熱鍍鋅鋼板進行施鍍后表面性狀的評價。把這些試驗結果按強度(TS)水平匯總示于表2和表3。
表2和表3中使用以下標記。
CGL連續(xù)退火·熱鍍鋅、CAL連續(xù)退火CR冷卻速度 T冷卻終了溫度、CT卷取溫度下線本發(fā)明范圍外、密度低密度區(qū)域的析出物密度成形余限臨界開裂負荷-臨界折皺負荷施鍍面性狀 不良不能施鍍·附著性不好表1(質(zhì)量％)

表2

表3

如表2和表3所示，在本發(fā)明例中通過滿足本發(fā)明的顯微組織，能夠得到比對比例大的沖壓成形余限。此外具有本發(fā)明的成分采用本發(fā)明的制造方法制造的鋼板滿足本發(fā)明的顯微組織。還可以看出使用具有本發(fā)明的成分并含有規(guī)定的Ti含量鋼的鋼板，沒有不能施鍍和附著性不好的情況，施鍍后表面性狀優(yōu)良。
與此相反在對比例中，使用以前一直認為是好的超低C鋼(鋼的編號C)的No.6中沒有低密度區(qū)，此外熱軋鋼板晶粒直徑大，沖壓成形余限小。
在含少量Nb、Ti的No.8(鋼的編號D)、No.16(鋼的編號H)中，BH量高，同時由于總體析出物密度低，所以差變小，低密度區(qū)的析出物密度超過60％，沖壓成形余限變小。或者，在C，Nb量多的No.22(鋼的編號，K)中，由于總體析出物密度過高，所以差變小，低密度區(qū)域的析出物密度超過60％，沖壓成形余限變小。
此外B含量高的No.14(鋼的編號G)、Si含量高的No.24(鋼的編號L)、Mn含量高的No.30(鋼的編號O)、P含量高的No.32(鋼的編號P)中，延伸率和r值下降的同時，顯微組織也在發(fā)明范圍之外，沖壓成形余限變小。No.11、No.13、No.19、No.21盡管成分和熱軋條件在本發(fā)明的范圍內(nèi)，但由于顯微組織偏離了本發(fā)明的范圍，所以沖壓成形余限也變小。
在熱軋條件中冷卻速度CR低的No.3和No.27或停止快冷溫度T高的No.5和No.29中，不能充分形成低密度區(qū)域，沖壓成形余限也小。
BH量大的No.33(鋼的編號Q)延伸率和r值降低，同時沖壓成形余限變小。
關于施鍍表面性狀，B含量高的No.14(鋼的編號G)、Si含量高的No.24(鋼的編號L)、Mn含量高的No.30(鋼的編號O)、P含量高的No.32(鋼的編號P)不能施鍍和施鍍附著性不好。實施方案2實施方案2-1化學成分為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下，其余為鐵，同時要滿足下述的(1)式。
(12/93)×Nb*/C≥1.0………………(1)其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質(zhì)量％)而且是金屬組織和材質(zhì)為滿足下述(2)式的高強度薄鋼板。
YP≤-120×d+1280………………(2)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
此實施方案2-1可以判斷對現(xiàn)有IF鋼同時滿足表面質(zhì)量、非時效性、加工性能、耐二次加工脆性時存在基本界限，對不用以往的技術，提高耐二次加工脆性的技術進行大量研究。其結果發(fā)現(xiàn)用控制C、N、Nb的含量和它們之間關系在特定范圍內(nèi)，還有使晶粒直徑細化，能得到同時滿足上述特性的高強度薄鋼板。
下面進行詳細說明。
C0.0040～0.02％C是本發(fā)明的重要元素，為了保證抗拉強度，添加0.0040％以上的C是必要的，而超過了0.02％延展性要顯著降低。因此把C含量定為0.0040～0.02％。此外由于上述特性會隨Nb/C(原子當量比)的比不同而改變，如后所述，要控制Nb/C。希望C含量為0.005～0.008％。
Si1.0％以下Si是保證強度的有效元素，加入Si量超過1.0％的話，表面性狀和鍍層附著性顯著惡化，所以Si含量定為1.0％以下。
Mn0.7～3.0％Mn使鋼中的S以MnS的形式析出，可防止板坯熱軋的開裂，不降低鍍鋅層的附著性，同時提高強度的有效元素。為了保證規(guī)定的抗拉強度，要把Mn添加到0.7％以上?？墒荕n含量超過3.0％的話，不僅導致板坯成本顯著增加，由于α/γ相變溫度降低，退火溫度范圍受到限制，使加工性能惡化。因此Mn含量定為0.7～3.0％。
P0.15％以下P是保證強度的有效元素，含P量要在0.02％以上。另一方面加入P的量超過0.15％的話，引起鍍鋅層的合金化處理性能惡化，所以把P含量定為0.15％以下。
S0.02％以下S使熱加工性能降低，板坯熱軋開裂敏感性提高，超過0.02％的話，由于微細的MnS析出，使加工性能惡化。因此規(guī)定S含量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％sol.Al使鋼中的N以AlN形式析出，是為了極力去除固溶N而添加的。此效果在sol.Al不足0.01％時不充分，而超過0.1％也沒有與添加量相應的效果，所以sol.Al量定為0.01～0.1％。
N0.004％以下N以AlN形式析出變得無害，在上述Al含量的下限要盡力使N無害，N含量要在0.004％以下。
Nb0.2％以下Nb和C都是本發(fā)明的重要元素，如下面所說明的那樣，把固溶的C固定，使晶粒細化，改善耐二次加工脆性、時效性和加工性能。但是過剩的添加Nb會使延展性降低，所以把Nb含量定在0.2％以下。希望NB含量在0.08～0.14％。
Nb和C、N的關系(12/93)×Nb*/C≥1.0，Nb*＝Nb-(93/14)×N在此鋼中，從非時效性和加工性能的觀點看，關注Nb和C、N的關系研究的結果表明，在這些特性中，與從Nb中減去與N化合的等量的Nb的Nb*(有效Nb含量)有很大關系。此Nb*用下式表示。
Nb*＝Nb-(93/14)×N再有研究的結果查明了此Nb*和C含量的比Nb*/C影響非時效性和加工性能。特別是非時效性，比值Nb*/C用化學當量表示小于1的話，如后所述，在常溫下長時間時效，表現(xiàn)出屈服點延伸(rPE1)。同樣比值Nb*/C用化學當量表示比低的話1左右的話，作為加工性能指標的r值要顯著降低。根據(jù)上述的情況，規(guī)定Nb和C、N的關系要滿足下述(1)式。
(12/93)×Nb*/C≥1.0……………………(1)Nb*＝Nb-(93/14)×N金屬組織和材質(zhì)的關系YP≤-120×d+1280還從耐二次加工脆性的觀點對此鋼金屬組織和材質(zhì)的關系進行了研究。其結果可以看出，對耐二次加工脆性影響特性很大與鐵素體晶粒直徑d[μm]、屈服強度YP[MPa]有關。研究的結果查明了把這些特性值加權后的值YP+120×d和控制在規(guī)定的值以下，會使耐二次加工脆性大幅度提高。因此把鐵素體晶粒直徑和屈服強度的關系規(guī)定要滿足下述(2)式。
YP≤-120×d+1280………………(2)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
上述結果表明，采用本發(fā)明范圍內(nèi)的成分，而且滿足上述(1)、(2)式的話，可以獲得適合汽車外板使用的具有非時效性、加工性能，而且耐二次加工脆性優(yōu)良的高強度薄鋼板。本發(fā)明的高強度鍍鋅鋼板利用NbC的分散析出強化，能確保約30MPa的強度，強度提高的這種程度可以使Si、P等固溶強化元素的加入量控制的低一些，所以能獲得良好的表面質(zhì)量。
實施方案2-2的高強度薄鋼板的特征是在實施方案2-1中使化學成分組成為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下、Ti0.05％以下，其余為鐵。
實施方案2-2是為了進一步改善質(zhì)量和提高耐二次加工脆性，在實施方案2-1中添加了Ti。Ti形成碳氮化物，通過細化熱軋鋼板的組織，改善成形性能，可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，不能得到充分的效果。因此把Ti含量定為0.05％以下。
實施方案2-3的高強度薄鋼板的特征是在實施方案2-1中使化學成分組成為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下、B0.002％以下，其余為鐵。
實施方案2-3是為了進一步改善質(zhì)量和提高耐二次加工脆性，在實施方案2-1中添加了B。為了使晶界強化，改善耐二次加工脆性添加B。加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把B含量定為0.002％以下。
實施方案2-4的高強度薄鋼板的特征是在實施方案2-1中使化學成分組成為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下、Ti0.05％以下、B0.002％以下，其余為鐵。
實施方案2-4是為了進一步改善質(zhì)量和提高耐二次加工脆性，在實施方案2-1中復合加入了Ti和B。其結果Ti形成碳氮化物，通過細化熱軋鋼板的組織，改善成形性能，B使晶界強化，改善耐二次加工脆性。可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定為0.05％，B的上限定為0.002％。
上述實施方案2-1至實施方案2-4在采用這些實施方案的高強度薄鋼板表面上，也可以進行鍍鋅的鍍鋅鋼板的處理。作為高強度薄鋼板的特性在鍍鋅處理后也沒有損失，保持有優(yōu)良的耐二次加工脆性。
實施方案2-5是把具有上述成分的板坯在Ar3相變點以上進行精軋的工序、把熱軋后的鋼板在500-700℃卷取的工序、卷取后的鋼板進行冷軋·退火或冷軋·退火·鍍鋅處理工序的高強度薄鋼板制造方法。
在Ar3相變點以上進行精軋的原因是在比Ar3相變點低的溫度下軋制的話，會使最終產(chǎn)品的加工性能惡化。在500-700℃卷取的理由是為了使NbC充分析出需要在500℃以上，為了防止鋼板表面氧化鐵皮剝落造成的壓痕需要在700℃以下。
在板坯熱軋時在再加熱爐中加熱后或不加熱直接進行軋制。此外冷軋、退火和鍍鋅處理的條件沒有特定的限制，采用通常進行的條件能得到所要求的效果。
實施方案2-6為具有實施方案的各工序，以及把退火后的鋼板進行鍍鋅處理的工序的的高強度鍍鋅薄鋼板的制造方法。
實施方案2-6不僅僅是熱鍍鋅鋼板，電鍍鋅鋼板也能得到所要求的效果。此外本發(fā)明的鍍鋅薄鋼板也可以在鍍鋅后進行有機膜處理。
在這些方法中所謂的“其余為鐵”是指不影響本發(fā)明的作用和效果含有的不可避免的夾雜物及其他微量元素，也屬于本發(fā)明的范圍。
實施發(fā)明時，調(diào)整上述的化學成分制造的冷軋鋼板，可以根據(jù)需要對其表面進行施鍍，生產(chǎn)鍍鋅鋼板。部分的化學成分還可利用下述的做法，可分別提高各種特性。
對于C，通過適當控制析出物的形態(tài)和分布，可以改善耐二次加工脆性，要獲得所期望的性能，把C的加入量控制在0.0050～0.0080％的范圍，或最好控制在0.0050～0.0074％的范圍。
對于Si，要提高表面性狀、施鍍附著性，希望Si控制在0.7％以下。
對于Nb，要通過控制析出物的形態(tài)和分布提高耐二次加工脆性，希望把Nb加入量超過0.035％。還要改善耐二次加工脆性，進一步改善綜合性能，希望把Nb含量定位0.080％以上。但是考慮成本的情況下，Nb的上限希望定在0.140％。根據(jù)上述情況，Nb的含量要超過0.035％，最好在0.080～0.140％。
關于Nb和C、N的關系，對試驗研究的結果進行說明。在試驗中制造各種成分系列的板坯，熱軋后酸洗、冷軋，在830℃退火，以0.5％的壓下率進行平整。然后測定了為了評價深沖性能指標的r值、非時效性，在100℃1小時的加速試驗后的YPE1的回復量。
圖4表示(12/93)×Nb*/C與r值的關系。從此圖可以看出，(12/93)×Nb*/C≥1.0的話，能夠得到1.75以上的高的r值，表示具有優(yōu)良的加工性能。
圖5表示(12/93)×Nb*/C與YPE1的關系。從此圖可以看出，(12/93)×Nb*/C≥1.0的話，看不到WPE1出現(xiàn)回復，表示出優(yōu)良的非時效性。
根據(jù)上述的原因規(guī)定(12/93)×Nb*/C用上述的(1)式表示。在本發(fā)明中，從材質(zhì)和成本平衡的觀點考慮，希望規(guī)定(12/93)×Nb*/C在1.3～2.2范圍。
關于金屬組織和材質(zhì)的關系也用試驗進行了研究。在試驗中用與上述相同的試樣，進行了測定二次加工脆化轉變溫度。其中所謂的二次加工脆化轉變溫度是深沖后的材料在二次加工中發(fā)生脆化的溫度。
具體地說，首先從鋼板中沖出直徑100mm的板，深沖成杯狀，使進行切邊加工成杯的高度30mm。然后把沖成的杯浸在各種溫度的酒精等冷的介質(zhì)中后，用圓錐的沖頭對杯的端部擴展破壞。此時杯的破壞的形態(tài)從韌性破壞轉變成脆性破壞的溫度作為二次加工脆化轉變溫度。
圖6表示抗拉強度TS與二次加工脆化轉變溫度的關系。從此圖可以看出，在同樣強度水平下比較時，滿足上述(2)式的本發(fā)明的鋼與現(xiàn)有的鋼相比，具有優(yōu)良的耐二次加工脆性。認為本發(fā)明的鋼具有優(yōu)良的耐二次加工脆性的主要原因是與同樣強度水平的現(xiàn)有的鋼相比的情況下，滿足(2)式的本發(fā)明的鋼中晶粒直徑細小。
利用電子顯微鏡觀察到，在本發(fā)明的鋼中在晶粒內(nèi)均勻分散有析出的微小的NbC，在晶界附近析出物非常少，形成認為是析出物的枯竭帶(PFZ)的顯微組織。在晶界附近存在的容易發(fā)生塑性變形的PFZ可以也對改善耐二次加工脆性有益。
本發(fā)明鋼在1～10％的低應變區(qū)域的n值高，深沖加工時沖頭底部接觸部位的畸變大，深沖加工中流入量減少，可能在收縮凸緣變形中的壓縮加工程度減輕，推測這可能與提高耐二次加工脆性有關。
在實施方案2-1中，要提高耐二次加工脆性，在(2)式中希望為YP≤-120×d+1240………………(2′)(YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm])在實施方案2-2中，特別是從熱鍍鋅的表面性狀的觀點來看，可能的話把Ti的上限定為小于0.02％，為了得到細化晶粒的效果，希望下限定為0.005％。
實施方案2-3由于要非常優(yōu)良的耐二次加工脆性，所以考慮到晶粒的為細化，為了盡力抑制加工性能的降低，希望B的加入量控制在0.0001～0.001％范圍。
同樣實施方案2-4的發(fā)明中，為了確保晶粒細化效果和成形性能，希望Ti含量在0.005～0.02％范圍，B含量在0.0001～0.001％范圍。
實施方案2-5、實施方案2-6的高強度薄鋼板制造方法中，希望通過使化學成分在實施方案2-1至實施方案2-4發(fā)明的上述所期望的范圍，可以得到上述的效果。
采用本發(fā)明的高強度薄鋼板和鍍鋅鋼板由于通過滿足上述的(1)式，完全固定固溶的C、N，其BH量(燒結硬化性)小于20MPa，因高溫時效造成材質(zhì)的惡化小。因此在夏季氣溫比較高的環(huán)境下長時間保存的情況下，也不會出現(xiàn)時效的問題。此外焊接部位的加工性能也好，有可能用到特制坯料這樣的新技術上。實施例冶煉表4所示的序號No.1～No.23的鋼后，用連續(xù)鑄造制成板坯。把此板坯加熱到1200℃后在精軋溫度890～940℃、卷取溫度600～660℃條件下熱軋，制造成熱軋鋼板。把熱軋鋼板酸洗后，以50～85％的冷軋壓下率(或總壓下率)進行冷軋，然后進行連續(xù)退火，其中一部分進行熱鍍鋅(退火溫度800～840℃)。連續(xù)退火后的熱鍍鋅是在退火后在460℃進行熱鍍鋅處理，然后直接通過在線合金化處理爐，在500℃對鍍層進行合金化處理。
然后對于連續(xù)退火鋼板和鍍鋅鋼板以0.7％的壓下率進行平整。研究了這些鋼板的力學性能、晶粒直徑、表面性狀。此外用上述的方法進行了縱裂試驗，評價了Tc(二次加工脆化轉變溫度)。得到的研究結果和試驗結果列于表5。
表4

表5

從表5可以看出，本發(fā)明鋼No.1～No.10都是非時效的，有優(yōu)良的表面性狀，與同等強度水平的對比鋼相比，顯示出非常優(yōu)良的二次加工脆化轉變溫度和非常良好的力學性能。本發(fā)明的鋼如最初的目的所述，具有可用于汽車外板等的高的表面質(zhì)量、非時效性能，而且具有優(yōu)良的加工性能，稱為耐二次加工脆性優(yōu)良的高強度薄鋼板，綜合性能非常好。
另一方面，對于對比鋼No.11～No.23，在力學性能試驗值、非時效性能、二次加工脆化轉變溫度、表面性狀中，至少有一項比本發(fā)明的鋼差。例如No.14、15、17～23，由于Si的加入量、Ti的加入量或復合的加入量比本發(fā)明的范圍多，特別是鍍鋅鋼板其表面性狀明顯惡化。除去No.12、16、19以外所有的對比鋼二次加工脆化轉變溫度都非常高，不適于作為二次加工的材料使用。由于No.12、16Nb*/C的值小，其力學性能試驗值(非時效性)差。實施方案3實施方案3-1的高強度薄鋼板的特征為其化學成分為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.2％，其余為鐵，單向拉伸試驗的10％以下變形的n值和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下述的(11)式和(12)式。
n值≥-0.00029×TS+0.313………………(11)YP≤-120×d+1280………………(12)其中TS表示抗拉強度[MPa]，YP表示屈服強度[MPa]。
實施方案3-1把成形以脹形為主的前翼子板作為例子，對影響成形性能的主要因素進行了詳細的研究。在此過程中，在這些以脹形為主的成形中，把握住了在沖頭底部接觸部位產(chǎn)生的畸變量小，側壁部位的沖頭肩部和模具肩部附近應變集中的情況。
因此稍稍在寬的范圍使與沖頭底部接觸的鋼板增加變形，緩和了向側壁的沖頭肩部和模具的肩部畸變的集中。所以認識到不是以前用來評價脹形性能的高畸變區(qū)域的n值，提高相應于沖頭底部接觸部位低畸變區(qū)的n值是有效的。研究的結果搞清了相應于TS確定n值的下限是必要的，得到了上述(11)式。10％以下變形的n值可采用公稱應變1％和10％兩點的方法得到的n值。
在汽車外板等表面要求嚴格的材料中，要求在嚴格的沖壓成形后也要保持優(yōu)良的表面性狀。要保證高的脹形成形性能，而且要防止沖壓成形后表面粗糙，發(fā)現(xiàn)必須式晶粒細化。從研究的結果可以看出，必須對應于YP確定鐵素體平均晶粒直徑d，得到上述(12)。
下面說明實施方案3-1限定化學成分的原因。
C0.0040～0.02％(質(zhì)量％，以下相同)C與Nb形成碳化物，要影響到材料的強度和面板成形時低畸變區(qū)的加工硬化，使強度上升和提高成形性能。C含量小于0.0040％沒有效果，而超過了0.02％的話，強度和強度提高和低畸變區(qū)得到高的n值，但是引起延展性降低。因此把C含量定為0.004～0.02％。
Si≤1.0％Si是保證強度的有效元素，加入Si量超過1.0％的話，表面性狀和附著性顯著惡化，所以Si含量定為1.0％以下。
Mn0.7～3.0％Mn使鋼中的S以MnS的形式析出，即可以防止板坯熱軋的開裂，還可不降低鍍層附著性，同時提高鋼強度的有效元素。使S以MnS形式析出，為了保證規(guī)定的抗拉強度，要把Mn添加到0.7％以上。Mn含量超過3.0％的話，導致成形性能惡化。因此Mn含量定為0.7～3.0％。
P0.02～0.15％P是保證鋼強度的有效元素，此效果在加入0.02％以上表現(xiàn)出來。加入P的量超過0.15％的話，引起鍍鋅的合金化處理性能惡化，所以把P含量定為0.02～0.15％。
S≤0.02％S在鋼中以MnS形式存在，超過0.02％的話會使延展性惡化。因此規(guī)定S含量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％sol.Al使鋼中的N以AlN形式析出，是為了去除固溶N，需要添加0.01％以上的Al。sol.Al含量超過0.1％的情況下，固溶的Al會導致延展性降低。所以sol.Al量定為0.01～0.1％范圍。
N≤0.004％N以AlN形式析出變得無害，在上述Al含量的下限的情況下，要使所有的N以AlN形式析出，必須使N含量要在0.004％以下。因此規(guī)定N含量在0.004％以下。
Nb0.01～0.2％Nb是本發(fā)明的重要元素，由于形成NbC使固溶的C降低，采用適當量固溶的Nb可以提高低畸變區(qū)的n值，能確實滿足上述(11)式的要求?？墒荖b含量低于0.01％沒有效果，超過0.2％的話導致屈服強度提高、低畸變區(qū)的n值降低、延展性下降。因此規(guī)定Nb含量定在0.01～0.2％范圍。
實施方案3-2的高強度薄鋼板特征是在實施方案3-1的高強度薄鋼板中化學成分改為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.2％、Ti0.05％以下，其余為鐵。
實施方案3-2是在實施方案3-1中，再添加Ti，使熱軋鋼板的組織細化。Ti形成碳氮化物，通過細化熱軋鋼板的組織，改善成形性能，可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，不能得到充分的效果。因此把Ti含量定為0.05％以下。
實施方案3-3的高強度薄鋼板特征是在實施方案3-1的高強度薄鋼板中化學成分改為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.2％、B0.002％以下，其余為鐵。
實施方案3-3是在上述實施方案的化學成分中再加入B，以提高耐二次加工脆性。B使晶界強化，但加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把B含量的上限定為0.002％。
實施方案3-4的高強度薄鋼板特征是在實施方案3-1的高強度薄鋼板中使化學成分改為為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.2％、Ti0.05％以下、B0.002％以下，其余為鐵。
實施方案3-4是為了進一步改善成形性和提高耐二次加工脆性，在實施方案3-1中復合加入了Ti和B。其結果Ti形成碳氮化物，通過細化熱軋鋼板的組織，改善成形性能，B使晶界強化，改善耐二次加工脆性。可是，加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定為0.05％，B的上限定為0.002％。
實施方案3-5的高強度薄鋼板特征是在實施方案3-1至實施方案3-4的高強度鋼板中，在這些化學成分中再加入以質(zhì)量％表示，Cr1.0％以下、Mo1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下中的任一種或兩種以上。
實施方案3-5是在上述發(fā)明的化學成分中加入Cr、Mo、Ni、Cu中的一種以上，以獲得高強度。下面說明限定各元素的理由。
Cr1.0％以下Cr是為了提高強度而加入的，加入量超過1.0％的話是成形性能降低。所有規(guī)定Cr含量的上限為1.0％。
Mo1.0％以下Mo保證強度的有效元素，但加入量超過1.0％的話，熱軋時延緩γ區(qū)(奧氏體區(qū))的再結晶，使軋制負荷增加。因此規(guī)定Mo含量的上限為1.0％。
Ni1.0％以下Ni是作為固溶強化元素加入的，超過1.0％的話，相變點大幅度降低，熱軋時容易出現(xiàn)低溫相。因此規(guī)定Ni含量的上限為1.0％。
Cu1.0％以下Cu是作為固溶強化元素加入的，超過1.0％的話，熱軋時形成低熔點相，容易產(chǎn)生表面缺陷。因此規(guī)定Cu含量的上限為1.0％。此外希望Cu與Ni一起加入。
實施方案3-6的高強度鍍鋅鋼板的特征是在實施方案3-1至實施方案3-5的鋼板表面帶有鋅系鍍膜。
實施方案3-6通過在上述發(fā)明的鋼板表面上再形成鋅系鍍膜，提高鋼板的耐蝕性能。其中施鍍的方法沒有特別的限定，可以采用熱鍍鋅、電鍍鋅、其他的施鍍方法。
在這些方法中所謂的“其余為鐵”是指不影響本發(fā)明的作用和效果含有的不可避免的夾雜物及其他微量元素，也屬于本發(fā)明的范圍。
實施發(fā)明時，可以調(diào)整上述的化學成分，部分的化學成分還可利用下述的做法，可分別提高各種特性。
對于C，通過適當控制析出物的形態(tài)和分布，要獲得優(yōu)良的成形性能和所期望的綜合性能，把C的加入量控制在0.0050～0.0080％的范圍，最好控制在0.0050～0.0074％的范圍。
對于Si，要提高表面性狀、施鍍附著性，希望Si控制在0.7％以下。
對于Nb，要提高在低畸變區(qū)的n值，希望把Nb的加入量控制在＞0.035％，進而，為了改善成形性能和綜合性能，希望Nb≥0.08％。但是考慮成本的情況下，Nb的上限希望≤0.14％。
用Nb提高低畸變區(qū)n值的理由不是很清楚，用電子顯微鏡觀察組織時得到以下見解。適當控制Nb、C含量情況下，在晶內(nèi)有大量NbC析出，在晶界附近形成不存在析出物的析出物枯竭帶(PFZ)，由于此PFZ析出物枯竭，與晶內(nèi)相比強度低，在低應力水平下可以發(fā)生塑性變形，推測在低應變區(qū)能夠得到高的n值。這是控制Nb、C原子當量比為適當?shù)闹档慕Y果，進一步研究的結果看出，要得到本發(fā)明所希望的析出狀態(tài)，規(guī)定Nb/C(原子當量比)在1.3～2.5范圍，而更希望的是n值得到提高。
這樣本發(fā)明的高強度薄鋼板不用大量添加Cr等特殊元素，采用后述的一般的工藝就能夠制造，價格便宜。此外本發(fā)明鋼由于通過NbC析出使晶粒細化，焊接性能和耐二次加工脆性優(yōu)良。
加入Ti的情況下，從熱鍍鋅的表面性狀的觀點來看，Ti要低于0.02％，為了得到必要的晶粒細化效果，希望Ti加入量在0.005％以上。
如前所述，本發(fā)明的鋼即使不加B也能有優(yōu)良的耐二次加工脆性，在加B的情況下，為了盡量抑制成形性能的降低，希望規(guī)定B含量在0.0001～0.001％范圍。
制造方法是一般的冷軋鋼板生產(chǎn)工藝，在冶煉上述成分調(diào)整的鋼后，用連續(xù)鑄造方法制成板坯，把板坯再加熱后熱軋或直接進行熱軋制成熱軋鋼板。把熱軋鋼板酸洗后冷軋，然后退火。
根據(jù)需要也可以在表面進行電鍍鋅和熱鍍鋅等鋅系的施鍍，沖壓成形能得到與冷軋鋼板同樣的效果。鋅系施鍍可以是鍍純鋅、鍍合金化鋅、鍍鋅-Ni合金等，鍍后還可以進行有機膜處理。溫度范圍進行精軋。
制造方法也可如下所述。例如熱軋條件從表面質(zhì)量和材質(zhì)的均勻性的觀點來看，在Ar3相變點以上960℃以下進行精軋。從熱軋鋼板用酸洗去除氧化鐵皮的性能和材質(zhì)的穩(wěn)定性的觀點來看，希望在680℃以下卷取。在冷軋后進行連續(xù)退火(CAL和CGL)的情況下，希望卷取溫度在600℃以上，在進行箱式退火(BAF)的情況下，希望卷取溫度在540℃以上。為了確保薄規(guī)格的熱軋的精軋溫度，熱軋中也可以用粗坯加熱點加熱粗坯。
在熱軋鋼板表面的去除氧化鐵皮中，為了使外板具有良好的適應性，希望不僅使一次氧化鐵皮，熱軋時生成的二次氧化鐵皮也要充分去除。熱軋鋼板去除氧化鐵皮后在冷軋時，為了使外板具有必要的深沖性能，希望冷軋壓下率要在50％以上。
關于退火溫度是希望在用連續(xù)退火進行冷軋鋼板退火時，退火溫度為780～880℃，在進行箱式退火時為680～750℃的溫度范圍。
對本發(fā)明鋼板規(guī)定的拉伸特性、成分組成進行詳細說明。圖7為表示汽車實際零部件的前翼子板模型成形件上破壞危險部位附近的等效應變分布示例的圖示。圖8表示此成形件的概況。從圖7可以看出，側壁部位的沖頭肩部和模具肩部附近發(fā)生的畸變量大，上升到0.3左右，而在沖頭底部產(chǎn)生的畸變小到0.1以下。
因此如果使與沖頭底部接觸的鋼板產(chǎn)生的畸變量在寬的范圍稍稍增加的話，能夠緩和向側壁部位的沖頭肩部和模具肩部附近的畸變集中，能夠防止這部分的破壞。為此把組織控制成對應于TS[MPa]，使10％以下低畸變區(qū)的n值滿足上述(11)式就可以。其中n值是用單向拉伸的公稱應變1％和10％兩點的方法計算得到的n值。
為了得到本發(fā)明中更優(yōu)良的表面性狀，防止沖壓后表面粗糙，希望把屈服強度YP[MPa]和鐵素體平均晶粒直徑d[μm]的關系式(12)表示成下述(12′)式。
YP≤-120×d+1240………………(12′)實施例1采用表6所示的化學成分進行以下的試驗。冶煉序號No.1～13的鋼后，用連續(xù)鑄造方法制成板坯。把板坯加熱到1200℃后在精軋溫度880～940℃、卷取溫度540～560℃(對箱式退火而言)、600～660℃(對連續(xù)退火、連續(xù)退火+熱鍍鋅而言)進行熱軋，軋成熱軋鋼板，酸洗后進行壓下率50～85％的冷軋。
然后進行連續(xù)退火(退火溫度800～840℃)、箱式退火(退火溫度680～750℃)或連續(xù)退火+熱鍍鋅(退火溫度800～840℃)的任一項處理。連續(xù)退火+熱鍍鋅中在退火后在460℃進行熱鍍鋅處理，直接在在線合金化處理爐中在500℃下進行鍍層合金化處理。退火或退火+熱鍍鋅后的鋼板以壓下率0.7％進行平整。
研究了這些鋼板的力學性能、晶粒直徑。用上述鋼板進行前翼子板成形，研究了臨界破壞的緩沖力。此外評價了沖壓成形后是否產(chǎn)生表面粗糙的情況。
進行了二次加工脆化轉變溫度的測定。從鋼板中沖出直徑100mm的板，作為一次加工深沖成杯狀(深沖系數(shù)2.0)，進行切邊加工成杯的高度30mm。然后把得到的杯形試樣浸在各種冷的介質(zhì)中(酒精等)后，作為二次加工用圓錐的沖頭對杯的端部擴展加工，破壞的形態(tài)從韌性破壞轉變成脆性破壞的溫度作為二次加工脆化轉變溫度。以上的試驗結果示于表7。
表7中表示如下。
n值1-10％應變下的值、CAL連續(xù)退火、BAF箱式退火、CGL連續(xù)退火+熱鍍鋅。
本發(fā)明的鋼No.1～6臨界破壞緩沖力高達65ton以上，顯示出優(yōu)良的脹形性能。另一方面，對比用鋼No.9、10顯示出在現(xiàn)有的10～20％的應變區(qū)內(nèi)n值高達0.23以上，而1～10％應變區(qū)內(nèi)的n值小到不足0.18，所以在50ton以下的低的緩沖力下就發(fā)生破壞。此外對比用鋼No.10、11、13～15(鋼的序號8、9、11～13)由于Ti(鋼的序號8中，Si量)含量過高，表面性狀嚴重惡化。
本發(fā)明鋼即使在任何水準下，縱裂的轉變溫度都在-65℃以下，顯示出非常好的耐二次加工脆性。由于本發(fā)明的鋼使晶粒細化，沖壓成形后不產(chǎn)生表面粗糙的問題。本發(fā)明鋼熱鍍鋅后的表面質(zhì)量和焊接部位的加工性能、疲勞性能也非常好。
對上述表7所示的鋼序號No.3(本發(fā)明示例)和No.10(對比示例)進行了模型成形試驗。在試驗中在緩沖力為40ton的條件下，測定了在圖8的前翼子板成形時破壞危險部位附近的畸變分布。試驗結果如圖9所示。
本發(fā)明示例(No.3、圖中●標記)與對比示例(No.10、圖中○標記)相比，在沖頭底部產(chǎn)生的畸變量大，抑制了側壁產(chǎn)生畸變。因此可以看出本發(fā)明示例的鋼板相對于破壞是有利的。
表6

表7

實施方案4實施方案4-1化學成分為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下，其余為鐵，同時要滿足下述的(21)式。
(12/93)×Nb*/C≥1.2………………(21)其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質(zhì)量％)而且金屬的組織和材質(zhì)為滿足下述(22)式的高強度薄鋼板。
YP≤-60×d+770………………(22)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
實施方案4-1深入研究了不采用影響非時效性的殘留的固溶C、對提高r值造成限制的B的加入，以及通過使延伸的滲透性能惡化的NbC的晶界形狀的控制，提高耐二次加工性廠和成形性能的技術。其結果發(fā)現(xiàn)把C含量、N含量、Nb含量和它們之間的關系控制在特定的范圍內(nèi)，使晶粒直徑細化，能夠得到非時效的、并且具有深沖性能的、耐二次加工脆性優(yōu)良的高強度薄鋼板或高強度鍍鋅鋼板，完成實施方案4-1。
下面對實施方案4-1的化學成分、金屬組織和材質(zhì)進行說明。
C0.0040～0.02％(質(zhì)量％，以下相同)為了確保強度加入0.0040％以上的C，而超過了0.02％的話，認為在晶界有碳化物析出，使二次加工脆性惡化。因此把C含量定為0.004～0.02％。
Si1.0％以下Si是保證強度的有效元素，加入Si量超過1.0％的話，表面性狀和附著性顯著惡化，所以Si含量定為1.0％以下。
Mn0.1～0.7％Mn使鋼中的S以MnS的形式析出，可以防止板坯熱軋的開裂，還可以不降低鍍層附著性，同時提高強度的有效元素。為了使S析出把S固定，要添加0.1％以上的Mn。另一方面加入過量的Mn的話，導致成形性能惡化。因此Mn含量定為0.1～0.7％。
P0.01～0.07％P是保證強度的有效元素，為此要加入0.01％以上的P。另一方面加入P的量超過0.07％的話，引起鍍鋅的合金化處理性能惡化，所以把P含量定為0.01～0.07％。
S0.02％以下S使熱加工性能降低，板坯熱加工裂紋的敏感性提高。超過0.02％的話，由于微細的MnS析出使加工性能惡化。因此規(guī)定S含量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％sol.Al使鋼中的N以AlN形式析出，是為了盡量沒有殘存的固溶N而加入的。此效果在sol.Al含量不足0.01％時是不充分的，而sol.Al含量超過0.1％的話，固溶的Al會導致延展性降低。所以sol.Al量定為0.01～0.1％范圍。
N0.004％以下
N以AlN形式析出變得無害，在上述sol.Al含量的下限的情況下，要使N沒有壞的影響，規(guī)定N含量在0.004％以下。
Nb0.15以下Nb是為了使固溶C固定，改善耐二次加工脆性和成形性能而加入的?？墒浅^0.15％ Nb過剩添加的話導延展性降低，因此規(guī)定Nb含量定在0.15％以下。
Nb和C、N的關系(12/93)×Nb*/C≥1.2，Nb*＝Nb-(93/14)×N在此鋼中，從非時效性能和加工性能的觀點來看，關注Nb和C、N的關系研究的結果可以看出，這些特性與從Nb中減去與N的化學當量的Nb含量的Nb*(有效Nb含量)有很大關系。此Nb*用下式表示。
Nb*＝Nb-(93/14)×N進一步研究的結果查清了此Nb*和C含量的比Nb*/C會影響到非時效性和加工性能。特別是非時效性，比值Nb*/C的化學當量比不足1.2的話，如后所述，在常溫下長時間時效會表現(xiàn)出屈服點延伸(YPE1)。作為加工性能指標的r值，比值Nb*/C的化學當量比在1.2以上范圍能得到穩(wěn)定的高的值。根據(jù)以上原因Nb和C、N的關系按下述(21)式規(guī)定。
(12/93)×Nb*/C≥1.2 (21)其中Nb*＝Nb-(93/14)×N金屬組織和材質(zhì)的關系YP≤-60×d+770還從耐二次加工脆性的觀點對此鋼金屬組織和材質(zhì)的關系進行了研究。其結果可以看出，對耐二次加工脆性影響大的特性有鐵素體晶粒直徑d[μm]、屈服強度YP[MPa]。研究的結果查明了把這些特性值加權后的和YP+60×d控制在規(guī)定的值以下，會使耐二次加工脆性大幅度提高。因此把鐵素體晶粒直徑和屈服強度的關系規(guī)定要滿足下式。
YP≤-60×d+770………………(22)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
上述結果表明，采用本發(fā)明范圍內(nèi)的成分，而且滿足上述(21)、(22)式的話，可以獲得適合汽車外板使用的具有非時效性、加工性能，而且耐二次加工脆性和成形性能優(yōu)良的高強度薄鋼板。本發(fā)明的高強度鍍鋅鋼板利用NbC的分散析出強化，能確保約30MPa的強度，強度提高的這種程度可以使Si、P等固溶強化元素的加入量控制的低一些，所以能獲得良好的表面質(zhì)量。
采用本發(fā)明的高強度薄鋼板用上述(21)式把固溶的C、N完全固定，所以因高溫時效造成材質(zhì)的惡化小，在夏季氣溫比較高的環(huán)境下長時間保存情況下，也不會出現(xiàn)時效問題。
實施方案4-2的高強度薄鋼板特征是在實施方案4-1中的化學成分定為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下、Ti0.05％以下，其余為鐵。
實施方案4-2是在實施方案4-1中，再添加Ti，Ti形成碳氮化物，使熱軋鋼板的組織細化，改善成形性能。可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，不能得到充分的效果。因此把Ti含量定為0.05％以下。
實施方案4-3的高強度薄鋼板特征是在實施方案4-1中化學成分定為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下、B0.002％以下，其余為鐵。
實施方案4-3是為了強化晶界，改善耐二次加工脆性，在實施方案4-1中加入B。加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把B含量的定為0.002％以下。
實施方案4-4的高強度薄鋼板特征是在實施方案4-1中化學成分定為為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下、Ti0.05％以下、B0.002％以下，其余為鐵。
實施方案4-4是為了進一步改善質(zhì)量和提高耐二次加工脆性，在實施方案4-1中復合加入了Ti和B。其結果Ti形成碳氮化物，使熱軋鋼板的組織細化，改善成形性能，B使晶界強化，改善耐二次加工脆性?？墒羌尤隩i的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定為0.05％，B的上限定為0.002％。
上述實施方案4-1至實施方案4-4在采用這些實施方案的高強度薄鋼板表面上，也可以是進行鍍鋅處理的鍍鋅鋼板。作為高強度薄鋼板的特性鍍鋅處理后也沒有損失，保持有優(yōu)良的耐二次加工脆性。
實施方案4-5是把具有實施方案4-1至實施方案4-3化學成分的板坯在Ar3相變點以上進行精軋的熱軋工序、把熱軋后的鋼板在500-700℃卷取的工序、卷取后的鋼板進行冷軋工序的高強度薄鋼板制造方法。
實施方案4-5是提供用上述化學成分的鋼生產(chǎn)高強度薄鋼板的方法，關于其條件說明如下。
熱軋的精軋溫度Ar3相變點以上精軋溫度低于Ar3相變點的話，成形性能惡化，同時使1～10％以下的低應變區(qū)的n值降低，對耐二次加工脆性不利。因此精軋溫度定為在Ar3相變點以上。
熱軋的卷取溫度500-700℃為了使NbC充分析出，卷取溫度要在500℃以上，為了防止鋼板表面氧化鐵皮剝離造成的壓痕，卷取溫度要在700℃以下。因此熱軋后的鋼板要在500-700℃卷取。
在板坯熱軋時可以在再加熱爐中加熱后或不加熱直接進行軋制。此外冷軋、退火和鍍鋅處理的條件沒有特定的限制，采用通常進行的條件能得到所要求的效果。
實施方案4-6是具有實施方案4-5的各工序，以及把退火后的鋼板進行鍍鋅處理的工序的高強度鍍鋅鋼板的生產(chǎn)方法。
實施方案4-6不僅僅是熱鍍鋅鋼板，電鍍鋅鋼板也能得到所要求的效果。此外本發(fā)明的鍍鋅薄鋼板也可以在鍍鋅后進行有機膜處理。
在這些方法中所謂的“其余為鐵”是指不影響本發(fā)明的作用和效果含有的不可避免的夾雜物及其他微量元素，也屬于本發(fā)明的范圍。
實施發(fā)明時，調(diào)整上述的化學成分制造的冷軋鋼板，可以根據(jù)需要對其表面進行施鍍，生產(chǎn)鍍鋅鋼板。部分的化學成分還可利用下述的做法，可分別提高各種特性。
關于C通過適當控制析出物的形態(tài)和分布，可以改善耐二次加工脆性，要獲得所期望的性能，把C的加入量控制在0.0050～0.0080％的范圍，或最好控制在0.0050～0.0074％的范圍。
關于Si要提高表面性狀、施鍍附著性，希望Si控制在0.7％以下。
關于Nb要通過控制析出物的形態(tài)和分布提高耐二次加工脆性，希望把Nb加入量超過0.035％。還要改善耐二次加工脆性，進一步改善綜合性能，希望把Nb含量定位0.080％以上。但是考慮成本的情況下，Nb的上限希望定在0.140％。根據(jù)上述情況，Nb的含量要超過0.035％，最好在0.080～0.140％。
關于Nb和C、N的關系，對試驗研究的結果進行說明。在試驗中制造含C量0.004～0.01％的板坯，熱軋后酸洗、冷軋，在830℃退火，以0.5％的壓下率進行平整。然后測定了用于評價深沖性能指標的r值。此外為了評價時效性，在30℃進行了3個月的時效，測定了拉伸試驗的YPE1。
圖10表示(12/93)×Nb*/C與r值的關系。從此圖可以看出，(12/93)×Nb*/C在1.2以上的話，能夠得到大約1.7以上的很好的r值。
圖11表示(12/93)×Nb*/C與YPE1的關系。從此圖可以看出，(12/93)×Nb*/C在1.2以上的話，由于能夠把固溶的C完全固定，看不到WPE1出現(xiàn)回復，表示出優(yōu)良的非時效性。
根據(jù)上述的原因規(guī)定(12/93)×Nb*/C用上述的(1)式表示。在本發(fā)明中，從材質(zhì)和成本平衡的觀點考慮，希望規(guī)定(12/93)×Nb*/C在1.3～2.2范圍。
關于金屬組織和材質(zhì)的關系也用試驗進行了研究。在試驗中用與上述相同的試樣，進行了測定二次加工脆化轉變溫度。其中所謂的二次加工脆化轉變溫度是深沖后的材料在二次加工中發(fā)生脆化的溫度。
具體地說，首先從鋼板中沖出直徑100mm的板，深沖成杯狀，使進行切邊加工成杯的高度35mm。然后把得到的杯形試樣浸在酒精等冷的介質(zhì)中溫度穩(wěn)定后，用圓錐的沖頭對杯的端部擴展破壞。測定杯的破壞的形態(tài)從韌性破壞轉變成脆性破壞的溫度作為二次加工脆化轉變溫度。
圖12表示抗拉強度TS與二次加工脆化轉變溫度的關系。滿足上述(22)式的本發(fā)明的鋼與現(xiàn)有的鋼相比，具有優(yōu)良的耐二次加工脆性。認為本發(fā)明的鋼具有優(yōu)良的耐二次加工脆性的主要原因是同樣強度水平的現(xiàn)有的鋼相比的情況下，滿足(22)式的本發(fā)明的鋼中晶粒直徑細小。
利用電子顯微鏡觀察到，在本發(fā)明的鋼中在晶粒內(nèi)均勻分散有析出的微小的NbC，在晶界附近析出物非常少，形成認為是析出物的枯竭帶(PFZ)的顯微組織。在晶界附近存在的容易發(fā)生塑性變形的PFZ可能對改善耐二次加工脆性有益。
本發(fā)明鋼在1～10％的低應變區(qū)域的n值高，深沖加工時沖頭底部接觸部位的畸變大，其結果是深沖加工中流入量減少，可能在收縮凸緣變形中的壓縮加工程度減輕，推測這可能與提高耐二次加工脆性有關。
在本發(fā)明中，要提高耐二次加工脆性，要改變(22)式中右邊的常數(shù)。希望改為YP≤-60×d[μm]+750………………(22′)
在加Ti的情況下，特別是從熱鍍鋅表面性狀的觀點來看，盡可能使Ti的上限低于0.02％，為了得到必要的晶粒細化的效果，希望下限為0.005％。
在加B的情況下，考慮到在發(fā)明的鋼中晶粒細化，顯示出非常優(yōu)良的耐二次加工脆性，為了盡量抑制成形性能的降低，希望B的加入量規(guī)定在0.0001～0.001％范圍。
在實施方案4-4中也同樣是為了確保細化晶粒的效果和成形性能，希望規(guī)定Ti含量為0.02％～0.005％范圍，B含量在0.0001～0.001％范圍。
此外在實施方案4-5、實施方案4-6的高強度薄鋼板制造方法中通過使化學成分在實施方案4-1至實施方案4-4的上述希望的范圍，也能夠得到上述的效果。
采用本發(fā)明的高強度薄鋼板和鍍鋅鋼板由于通過滿足上述的(21)式，完全固定固溶的C、N，其BH量(燒結硬化性)小于20MPa，因高溫時效造成材質(zhì)的惡化小。因此在夏季氣溫比較高的環(huán)境下長時間保存的情況下，也不會出現(xiàn)時效的問題。此外焊接部位的加工性能也好，有可能用到特制坯料這樣的新技術上。實施例冶煉表8所示的序號No.1～No.20化學成分的鋼，用連續(xù)鑄造制成250mm厚的板坯。把此板坯加熱到1200℃后在精軋溫度870～940℃、卷取溫度600～660℃條件下熱軋，制造成板厚2.8mm的熱軋鋼板。把熱軋鋼板酸洗后，冷軋成板厚0.7mm，然后在連續(xù)鍍鋅線以退火溫度800～860℃、鍍浴溫度460℃、合金化處理溫度500℃進行合金化熱鍍鋅。
然后對于鍍鋅鋼板以0.7％的壓下率(延伸率)進行平整，研究了力學性能、晶粒直徑、表面性狀。拉伸試驗使用在L方向制取的JIS5號拉伸試樣。在30℃進行了3個月的時效后，用拉伸試驗測定了拉伸試驗的YPE1，評價了時效性。此外用與上述相同的杯形深沖試驗方法，評價了二次加工脆化轉變溫度。得到的研究結果和試驗結果列于表9。
從表9可以看出，本發(fā)明鋼No.1～No.10都有優(yōu)良的成形性能，而且二次加工脆化轉變溫度在-70℃以下，顯示出非常優(yōu)良的二次加工脆性，表面形狀也沒有問題，和是非時效的。本發(fā)明的鋼進而焊接部的加工性、疲勞特性也優(yōu)良。
與此相反，對比鋼No.11～No.20，晶粒直徑都大，二次加工脆化轉變溫度比本發(fā)明鋼明顯差。例如對比鋼No.11精軋溫度在Ar3以下，對比鋼No.15Nb*/C的值不合適，對比鋼No.18、19、20分別是Mn、Si、C含量不合適，它們的成形性能都不好。此外對比鋼No.13、14、17、19的Ti、Si或Ti和Si的總加入量超出了本發(fā)明范圍，表面性狀非常不好。
表8

表9

實施方案5實施方案5-1化學成分為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si≤1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.14％，其余為鐵，同時要滿足下述的(31)式的高強度薄鋼板。
YP≤-60×d+770………………(31)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
實施方案5-1把成形以脹形為主的擋泥板、側面板作為例子，對影響成形性能的主要因素進行了詳細的研究。在此過程中，在這些以脹形為主的成形中，把握住了在占成形件大部分的沖頭底部接觸部位產(chǎn)生的畸變量小，側壁部位的沖頭肩部和模具肩部附近應變集中的情況。
因此稍稍在寬的范圍使與沖頭底部接觸的鋼板產(chǎn)生的畸變增加，緩和了破壞危險部位的向側壁的沖頭肩部和模具的肩部畸變的集中。所以認識到不是以前用來評價脹形性能的高畸變區(qū)域的n值，提高相應于沖頭底部接觸部位低畸變區(qū)的n值是有效的。而且發(fā)現(xiàn)在保持優(yōu)良的脹形性能方面，要確保沖壓加工后的表面粗糙性，必須是低的YP而且要晶粒細化。
為此用電子顯微鏡詳細研究后發(fā)現(xiàn)，與現(xiàn)有的IF鋼不同，在加入C40ppm以上的成分系列中，利用碳氮化物生成元素的Nb的Nb-IF鋼是有效的，以及要控制鋼板的顯微組織和析出物的形態(tài)。本發(fā)明在這樣認識的基礎上進一步進行了研究，其特征如下。
首先說明限定成分組成(化學成分)的原因。
C0.004～0.02％C與Nb形成的碳化物要影響到材料的強度和面板成形時低畸變區(qū)的應變傳遞，使強度上升和提高成形性能。C含量小于0.0040％沒有效果，而超過了0.01％的話，強度和和低畸變區(qū)中應變得到充分傳遞，延展性降低，成形性能惡化。因此把C含量定為0.004～0.02％。
Si≤1％Si是保證強度的有效元素，加入Si量超過1.0％的話，合金化處理性能、表面性狀顯著惡化，所以Si含量定為1.0％以下。
Mn0.1～1.0％Mn使鋼中的S以MnS的形式析出，具有可以防止板坯熱軋的開裂的作用，是鋼中不可缺少的元素，為了使S析出固定，需要含S量在0.1％以上。此外Mn也是不劣化鍍層的附著性而使鋼固溶強化的元素，但Mn含量超過1.0％的話，導致屈服強度過高造成低畸變區(qū)的n值降低，這是不希望出現(xiàn)的情況。因此Mn含量定為0.1～1.0％。
P0.01～0.07％P是強化鋼的有效元素，此效果在加入0.01％以上表現(xiàn)出來?？墒羌尤隤的量超過0.07％的話，引起鍍鋅時的合金化處理性能惡化，鍍層附著性不好，以及產(chǎn)生由此引起的波浪的面板外觀不良的問題。所以把P含量定為0.01～0.07％。
S≤0.02％S在鋼中以MnS形式存在，含量過多會導致延展性惡化，沖壓成形性能降低。使用中不產(chǎn)生成形性能不合的S含量為0.02％以下。因此規(guī)定S含量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％
Al使鋼中的N以AlN形式析出，是為了去除固溶C，需要添加0.01％以上的Al。sol.Al含量不足0.01％不能充分得到上述效果，sol.Al含量超過0.1％的情況下，固溶的Al會導致延展性降低。所以添加量定為0.01～0.1％范圍。
N≤0.004％N以AlN形式析出變得無害，在上述sol.Al含量下限的情況下，要使所有的N以AlN形式析出，必須使N含量要在0.004％以下。因此規(guī)定N含量在0.004％以下。
Nb0.01～0.14％Nb與C結合形成微細的碳化物，會影響到基體材料的強度和面板成形時的低畸變區(qū)應變的傳遞，提高成形性能、面畸變性能?？墒荖b含量低于0.01％沒有效果，超過0.14％的話導致屈服強度提高、低畸變區(qū)應變不能充分傳遞，延展性下降，成形性能惡化。因此規(guī)定Nb含量定在0.01～0.14％范圍。
作為此發(fā)明的特征，由于材料的低畸變區(qū)應變傳遞大，與沖頭底部接觸的材料中在寬范圍上發(fā)生的畸變量增加，提高了脹形的成形性能。其中研究上述影響成形性能主要因素的結果，可以認為10％以下畸變量的區(qū)域為低畸變區(qū)。在本發(fā)明中單向拉伸公稱畸變10％以下區(qū)域的n值，從成形性能的觀點看是求出的必要的值。其結果為使n值在0.21以上，脹形成形性能能顯著提高。10％以下變形的n值可以用公稱應變1％和10％兩點法的n值。
本發(fā)明的鋼是以汽車外板等表面要求嚴格的材料為對象的，嚴格的沖壓成形后也要保持優(yōu)良的表面性狀。對確保高的脹形的成形性能，而且要防止沖壓后表面粗糙的條件進行了各種研究。在此過程中發(fā)現(xiàn)，根據(jù)屈服應力的大小要使晶粒細化。把研究的結果匯總為(31)式，通過使晶粒細化，滿足此式的要求，能成功防止沖壓后表面粗糙。因此在本發(fā)明中屈服強度YP[MPa]和鐵素體晶粒平均直徑D[μm]控制為滿足(31)式。
實施方案5-2的高強度薄鋼板特征是在實施方案5-1的高強度薄鋼板中的化學成分改為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si≤1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.14％、Ti0.05％以下，其余為鐵。
此發(fā)明是在實施方案5-1的化學成分中，再添加Ti，使熱軋鋼板的組織細化。Ti形成碳氮化物，通過使熱軋鋼板組織細化，改善成形性能?？墒羌尤隩i的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，不能得到充分的效果。因此把Ti含量定為0.05％以下。
實施方案5-3的高強度薄鋼板特征是在第1個發(fā)明的高強度薄鋼板中化學成分改為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si≤1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.14％、B0.002％以下，其余為鐵。
實施方案5-3是在上述發(fā)明的化學成分中再添加B，改善耐二次加工脆性。B可強化晶界，加入量超過0.002％的情況下，成形性能顯著降低。因此B含量的上限規(guī)定為0.002％。
實施方案5-4的高強度薄鋼板特征是在實施方案5-1中化學成分定為以質(zhì)量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下、Ti0.05％以下、B0.002％以下，其余為鐵和不可避免的夾雜物。
實施方案5-4是為了進一步改善成形性能和提高耐二次加工脆性，在實施方案5-1基礎上復合加入了Ti和B。其結果Ti形成碳氮化物，使熱軋鋼板的組織細化，改善成形性能，B使晶界強化，改善耐二次加工脆性?？墒羌尤隩i的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定為0.05％，B的上限定為0.002％。
實施方案5-5的高強度薄鋼板特征是在實施方案5-1至實施方案5-4的高強度鋼板中，在這些化學成分中再加入以質(zhì)量％表示，Cr.1.0％以下、Mo1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下中的任一種或兩種以上。
實施方案5-5是在上述發(fā)明的化學成分中進而加入Cr、Mo、Ni、Cu中的一種以上，以獲得更高強度鋼板。下面說明限定各元素的理由。
Cr1.0％以下Cr是為了提高強度而加入的，加入量超過1.0％的話使成形性能降低。所有規(guī)定Cr含量的上限為1.0％。
Mo1.0％以下Mo保證強度的有效元素，加入量超過1.0％的話，熱軋時延緩γ區(qū)(奧氏體區(qū))的再結晶，使軋制負荷增加。因此規(guī)定Mo含量的上限為1.0％。
Ni1.0％以下Ni超過1.0％的話，相變點大幅度降低，熱軋時容易出現(xiàn)低溫相。因此規(guī)定Ni含量的上限為1.0％。
Cu1.0％以下Cu是作為固溶強化元素加入是有效的，超過1.0％的話，熱軋時形成低熔點相，容易產(chǎn)生表面缺陷。因此規(guī)定Cu含量的上限為1.0％。此外希望Cu與Ni一起加入。
實施方案5-6是具有優(yōu)良脹形成形性能和表面粗糙度的高強度鍍鋅鋼板其特征是在實施方案5-1至實施方案5-5的鋼板表面帶有鋅系鍍膜。
實施方案5-6通過在上述發(fā)明的鋼板表面上再形成鋅系鍍膜，提高鋼板的耐蝕性能。其中施鍍的方法沒有特別的限定，可以采用熱鍍鋅、電鍍鋅、其他的施鍍方法。
在這些方法中所謂的“其余為鐵”是指不影響本發(fā)明的作用和效果含有的不可避免的夾雜物及其他微量元素，也屬于本發(fā)明的范圍。
實施發(fā)明時，可以調(diào)整上述的化學成分，部分的化學成分還可利用下述的做法，可分別提高各種特性。
對于C通過適當控制析出物的形態(tài)和分布，要獲得優(yōu)良的成形性能和所期望的綜合性能，把C的加入量控制在0.0050～0.0080％的范圍，最好控制在0.0050～0.0074％的范圍。
對于Si要提高表面性狀、施鍍附著性，希望Si控制在0.7％以下。
對于Nb要提高在低畸變區(qū)的n值，希望把Nb的加入量控制在＞0.035％，為了改善成形性能和綜合性能，希望Nb≥0.08％。但是考慮成本的情況下，Nb的上限希望定≤0.14％。
用Nb提高低畸變區(qū)n值的原因不是很清楚，用電子顯微鏡觀察時得到以下見解。適當控制Nb、C含量情況下，在晶內(nèi)有大量NbC析出，在晶界附近形成不存在析出物的析出物枯竭帶(PFZ)，由于此PFZ析出物枯竭，與晶內(nèi)相比強度低，在低應力水平下可以發(fā)生塑性變形，推測在低應變區(qū)能夠得到高的n值。這是控制Nb、C原子當量比為適當?shù)闹档慕Y果，研究的結果看出，規(guī)定Nb/C(原子當量比)在1.3～2.5范圍，而更希望的是n值得到提高。
加入Ti的情況下，從熱鍍鋅的表面性狀的觀點來看，Ti要低于0.02％，為了得到必要的晶粒細化效果，希望Ti加入量在0.005％以上。
如前所述，本發(fā)明的鋼即使不加B也能有優(yōu)良的耐二次加工脆性，在加B的情況下，為了盡量抑制成形性能的降低，希望規(guī)定B含量在0.0001～0.001％范圍。
制造方法用冶煉上述成分調(diào)整的鋼制造熱軋鋼板，用冷軋和退火制造冷軋鋼板。根據(jù)需要可以在其表面鍍鋅，制造鍍鋅鋼板。關于制造方法也可以如下所述。
例如，為了確保薄規(guī)格的熱軋的精軋溫度，熱軋中也可以用型材加熱器進而加熱。從熱軋鋼板用酸洗去除氧化鐵皮的性能和材質(zhì)的穩(wěn)定性的觀點來看，希望在680℃以下卷取。在供連續(xù)退火用的情況下，希望卷取溫度的下限為600℃，在供箱式退火用的情況下，希望卷取溫度下限為540℃。
在熱軋鋼板表面的去除氧化鐵皮中，為了使外板具有良好的適應性，希望不僅使一次氧化鐵皮，熱軋時生成的二次氧化鐵皮也要充分去除。熱軋鋼板去除氧化鐵皮后在冷軋時，為了使外板具有必要的深沖性能，希望冷軋壓下率要在50％以上。
用連續(xù)退火進行冷軋鋼板退火時，希望退火溫度為780～880℃。用箱式退火方式進行退火時，由于箱式退火均熱時間長，在680℃以上能得到均勻的再結晶組織，希望退火溫度的上限為750℃。退火后的冷軋鋼板可以用熱鍍鋅或電鍍鋅的方法鍍鋅。此外也可以在施鍍后進行有機膜處理。
對本發(fā)明鋼板規(guī)定的拉伸特性、成分組成進行詳細說明。
圖13為表示汽車實際零部件的前翼子板模型成形件上破壞危險部位附近的等效應變分布示例的圖示。圖8表示此成形件的概況。從圖13可以看出，側壁部位的沖頭肩部和模具肩部附近發(fā)生的畸變量大，上升到0.3左右，而在沖頭底部產(chǎn)生的畸變小到0.10以下。
因材料低畸變區(qū)的應變傳遞大，與沖頭底部接觸的材料上在寬范圍發(fā)生的畸變量增加，脹形成形性能提高。從塑性變形理論可以知道，應變傳遞隨材料的加工硬化(n值)的升高而變大。
由于10％以下的低畸變區(qū)的應變傳遞大，10％以下變形的n值要提高。使單向拉伸的公稱畸變1％和10％的兩點法的n值在0.21以上，脹形成形性能顯著提高。為了改善脹形的成形性能，希望公稱畸變1％和10％的兩點法的n值在0.214以上。單向拉伸使用JIS5號試驗。
為了得到本發(fā)明中更優(yōu)良的表面性狀，防止沖壓后表面粗糙，希望把屈服強度YP[MPa]和鐵素體平均晶粒直徑d[μm]的關系式(31)表示成下述(31′)式。
YP≤-60×d+750………………(31′)實施例1采用表10所示的化學成分進行以下的試驗。冶煉序號No.1～10的鋼后，用連續(xù)鑄造方法制成板坯。把板坯加熱到1200℃后，在精軋溫度880～940℃、卷取溫度540～560℃(對面向箱式退火而言)、600～660℃(對面向連續(xù)退火、連續(xù)退火+熱鍍鋅而言)進行熱軋，軋成板厚2.8mm的熱軋鋼板，酸洗后進行壓下率50～85％的冷軋。
然后進行連續(xù)退火(退火溫度800～860℃)、箱式退火(退火溫度680～740℃)或連續(xù)退火+熱鍍鋅(退火溫度800～860℃)的任一項處理。連續(xù)退火+熱鍍鋅中在退火后在460℃進行熱鍍鋅處理，立即在在線合金化處理爐中在500℃下進行鍍層合金化處理。退火或退火+熱鍍鋅后的鋼板以壓下率0.7％進行平整。
測定了這些鋼板的力學性能、晶粒直徑。拉伸試驗用在L方向制取的JIS5號拉伸試樣。用上述鋼板進行前翼子板成形，研究了臨界破壞的緩沖力，同時調(diào)查了沖壓成形后是否產(chǎn)生表面粗糙的情況。
進行了二次加工脆化轉變溫度的測定。從鋼板中沖出直徑105mm的板，作為一次加工深沖成杯狀(深沖系數(shù)2.1)，進行切邊加工成杯的高度35mm。然后把得到的杯形試樣浸在各種冷的介質(zhì)中(酒精等)溫度穩(wěn)定后，作為二次加工用圓錐的沖頭對杯的端部擴展加工，破壞的形態(tài)從韌性破壞轉變成脆性破壞的溫度作為二次加工脆化轉變溫度。以上的試驗結果示于表11。
表11中表示如下。
n值1-10％應變下的值、CAL連續(xù)退火、BAF箱式退火、CGL連續(xù)退火+熱鍍鋅。
本發(fā)明的鋼No.1～8臨界破壞緩沖力高達65ton以上，顯示出優(yōu)良的脹形性能。另一方面，對比用鋼No.9～12低應變區(qū)的n值小，在45ton以下的低緩沖力下發(fā)生破壞。此外對比用鋼No.9～12晶粒直徑大，確認沖壓成形后表面粗糙。
本發(fā)明示例鋼No.1～8具有細小的晶粒而且最適宜的析出物形態(tài)的組織，都顯示出非常好的耐二次加工脆性。本發(fā)明的鋼具有優(yōu)良的加工性能，優(yōu)良的特制坯料性能、疲勞性能，在鍍鋅材中具有非常良好的表面性狀。證明特別是對汽車外板用鋼具有非常好的綜合性能。實施例2圖15中是對上述表11所示的序號No.3材料(本發(fā)明示例)和No.10材料(對比示例)進行了模型成形試驗。在緩沖力40ton的條件下，測定了圖14的前翼子板成形時破壞危險部位附近的畸變分布。試驗結果示于圖15。
本發(fā)明示例(No.3、圖中●標記)與對比示例(No.10、圖中○標記)相比，在沖頭底部產(chǎn)生的畸變量大，抑制了側壁產(chǎn)生畸變。因此可以看出本發(fā)明示例的鋼板相對于破壞是有利的。
表10

表11

權利要求
1.薄鋼板其具有晶粒度10級以上的鐵素體晶粒和鐵素體晶界的鐵素體相；上述鐵素體相中含有Nb系析出物和Ti系析出物中至少一種析出物；上述鐵素體晶粒具有在晶界附近析出物密度低的低密度區(qū)；上述低密度區(qū)具有鐵素體晶粒中間部位析出物密度的60％以下的析出物密度。
2.如權利要求1所述的薄鋼板，其中上述的低密度區(qū)為距鐵素體晶界0.2μm以上2.4μm以下的范圍。
3.如權利要求1所述的薄鋼板，其中還具有10MPa以下的BH量。
4.如權利要求1所述的薄鋼板，其中含有上述薄鋼板實際的化學成分為以質(zhì)量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下、含有Nb0.01～0.4％、Ti0.005～0.3％中的至少一種其余為鐵。
5.如權利要求4所述的薄鋼板，其中C含量為0.005～0.01％。
6.如權利要求4所述的薄鋼板，其中Nb含量為0.04～0.14％。
7.如權利要求4所述的薄鋼板，其中Nb含量為0.07～0.14％。
8.如權利要求4所述的薄鋼板，其中Ti含量為0.005～0.05％。
9.如權利要求1所述的薄鋼板，其中含有上述薄鋼板實際的化學成分為以質(zhì)量％表示含有C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下、B0.002％以下，以及含有Nb0.01～0.4％、Ti0.005～0.3％中至少一種，其余為鐵。
10.如權利要求9所述的薄鋼板，其中B含量為0.001％以下。
11.權利要求1所述的薄鋼板的制造方法，其是由以下工序組成把化學成分為以質(zhì)量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，以及含有Nb0.01～0.4％、Ti0.005～0.3％中至少一種，其余為鐵的板坯進行熱軋，制造熱軋鋼板的工序、把上述熱軋鋼板以10℃/sec以上的冷卻速度至少冷卻到750℃以下的冷卻工序、把冷卻后的熱軋鋼板卷取的工序、把卷取的熱軋鋼板冷軋成冷軋鋼板的工序、把上述冷軋鋼板退火的工序。
12.如權利要求11所述的薄鋼板的制造方法，其中上述板坯實際的化學成分為以質(zhì)量％表示含有C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下、B0.002％以下，含有以及Nb0.01～0.4％、Ti0.005～0.3％中至少一種，其余為鐵。
13.如權利要求11所述的薄鋼板的制造方法，其中卷取的熱軋鋼板的鐵素體晶粒度號為11.2以上。
14.如權利要求11所述的薄鋼板的制造方法，其中熱軋鋼板卷取工序是在500～700℃溫度下卷取熱軋鋼板。
15.如權利要求11所述的薄鋼板的制造方法，其中把熱軋鋼板進行冷軋的工序最大以85％的冷軋壓下率進行冷軋。
16.如權利要求11所述的薄鋼板的制造方法，其中把冷軋鋼板進行退火的工序是在再結晶溫度以上、900℃以下的溫度進行連續(xù)退火。
17.由以下成分組成的薄鋼板，以質(zhì)量％表示含有C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下，其余為鐵。Nb含量要滿足下式。(12/93)×Nb*/C≥1.0其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質(zhì)量％)屈服強度和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下式。YP≤-120×d+1280其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
18.如權利要求17所述的薄鋼板，其中單向拉伸試驗10％以下變形的n值滿足下式。n值≥-0.00029×TS+0.313其中TS表示抗拉強度[MPa]。
19.如權利要求17所述的薄鋼板，其中C含量為0.005～0.008％。
20.如權利要求17所述的薄鋼板，其中Nb含量為0.08～0.14％。
21.如權利要求17所述的薄鋼板，其中還含有0.05％以下的Ti。
22.如權利要求17所述的薄鋼板，其中還含有0.002％以下的B。
23.如權利要求17所述的薄鋼板，其中還含有0.05％以下的Ti和0.002％以下的B。
24.如權利要求17所述的薄鋼板，其中還含有1.0％以下的Cr、1.0％以下的Mo、1.0％以下的Ni、1.0％以下的Cu中至少一種。
25.如權利要求17所述的薄鋼板，在上述薄鋼板表面上有鋅系鍍層。
26.薄鋼板的制造方法，其中由以下工序組成把化學成分為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.035～0.2％，其余為鐵的板坯在Ar3相變點以上的精軋溫度下進行熱軋的工序、把熱軋后的熱軋鋼板在500～700℃溫度下卷取的工序、把卷取了的鋼板冷軋的工序、把冷軋鋼板退火的工序。
27.如權利要求26所述的薄鋼板的制造方法，其中還具有把退火后的鋼板進行鍍鋅處理的工序。
28.如權利要求26所述的薄鋼板的制造方法，其中上述板坯還含有0.05％以下的Ti。
29.如權利要求26所述的薄鋼板的制造方法，其中上述板坯還含有0.002％以下的B。
30.如權利要求26所述的薄鋼板的制造方法，其中上述板坯還含有0.05％以下的Ti和0.002％以下的B。
31.由以下成分組成的薄鋼板，其中以質(zhì)量％表示含有C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下，其余為鐵。Nb含量要滿足下式。(12/93)×Nb*/C≥1.2其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質(zhì)量％)屈服強度和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下式。YP≤-60×d+770其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
32.如權利要求31所述的薄鋼板，其中C含量為0.005～0.008％。
33.如權利要求31所述的薄鋼板，其中Nb含量為0.08～0.14％。
34.如權利要求31所述的薄鋼板，其中單向拉伸試驗10％以下變形的n值為0.21以上。
35.如權利要求31所述的薄鋼板，其中還含有0.05％以下的Ti。
36.如權利要求31所述的薄鋼板，其中還含有0.002％以下的B。
37.如權利要求31所述的薄鋼板，其中還含有0.05％以下的Ti和0.002％以下的B。
38.如權利要求31所述的薄鋼板，其中還含有1.0％以下的Cr、1.0％以下的Mo、1.0％以下的Ni、1.0％以下的Cu中至少一種。
39.如權利要求31所述的薄鋼板，其中在上述薄鋼板表面上有鋅系鍍層。
40.薄鋼板的制造方法，其中由以下工序組成把化學成分為以質(zhì)量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.035～0.15％，其余為鐵的板坯在Ar3相變點以上的精軋溫度下進行熱軋的工序、把熱軋后的熱軋鋼板在500～700℃溫度下卷取的工序、把卷取的熱軋鋼板進行冷軋的工序、把冷軋鋼板退火的工序。
41.如權利要求40所述的薄鋼板制造方法，其中把退火后的鋼板進行鍍鋅處理的工序。
全文摘要
薄鋼板具有晶粒度10級以上的鐵素體晶粒和鐵素體晶界的鐵素體相,上述鐵素體相中含有Nb系析出物和Ti系析出物中至少一種析出物。上述鐵素體晶粒具有在晶界附近析出物密度低的低密度區(qū),上述低密度區(qū)具有鐵素體晶粒中間部位析出物密度的60%以下的析出物密度。上述薄鋼板實際的組成為:以質(zhì)量%表示C:0.002～0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.01～0.1%、N:0.007%以下,以及含有Nb:0.01～0.4%、Ti:0.005～0.3%中至少一種,其余為鐵。
文檔編號C21D8/04GK1383459SQ01801749
公開日2002年12月4日 申請日期2001年6月19日 優(yōu)先權日2000年6月20日
發(fā)明者中島勝己, 藤田毅, 占部俊明, 山崎雄司, 北野總人 申請人:日本鋼管株式會社