CN102822359A

CN102822359A - 深拉深性优良的高强度钢板的制造方法

Info

Publication number: CN102822359A
Application number: CN2011800157591A
Authority: CN
Inventors: 奥田金晴; 田中靖
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2010-03-26
Filing date: 2011-03-07
Publication date: 2012-12-12
Anticipated expiration: 2031-03-07
Also published as: JP4998757B2; KR20120113791A; EP2554687A4; KR101264574B1; EP2554687A1; JP2011202251A; US20130008571A1; WO2011118421A1; CN102822359B

Abstract

本发明得到拉伸强度为390MPa以上且700MPa以下，r值最低的方向的r值为1.1以上的深拉深性优良的高强度钢板。通过热轧对钢坯实施精轧输出侧温度为800℃以上的精轧，在550℃以上且720℃以下进行卷取，冷却，从而形成热轧板，上述钢组成为，以质量%计，含有C：0.0005~0.040%、Si：1.5%以下、Mn：0.5~3.0%、P：0.005~0.1%、S：0.01%以下、Al：0.005~0.5%、N：0.005%以下，而且含有Nb：0.5%以下、Ti：0.5%以下、V：0.5%以下中的1种或2种以上，对该热轧板实施酸洗和轧制率50%以上且85%以下的冷轧，从而形成冷轧板，以退火温度为760℃以上且950℃以下对该冷轧板进行退火，此时在700℃以上且退火温度以下的温度范围施加0.1%以上且2.0%以下的应变。

Description

深拉深性优良的高强度钢板的制造方法

技术领区

本发明涉及在汽车用钢板等的用途中有用的拉伸强度为390MPa以上且700MPa以下的深拉深性优良的高强度钢板的制造方法。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，为了限制CO₂的排出量，要求改善汽车的燃料效率。而且，为了确保冲撞时乘客的安全，还要求提高以汽车车身的冲撞特性为中心的安全性。由此，正在积极推进以改善汽车燃料效率为目的的车身的轻量化以及以提高汽车冲撞性能为目的的车身的强化。

为了同时满足汽车车身的轻量化和强化，可以说通过在对刚性不产生问题的范围内使部件原材料高强度化并减少板厚而进行的轻量化是有效果的，在最近，积极地将高张力钢板用于汽车部件。

使用的钢板越是高强度则轻量化效果变得越大，因此在汽车行业中，例如作为内板以及外板用的面板用材料，存在使用拉伸强度(TS)为390MPa以上的钢板的动向。

另一方面，以钢板为原材料的汽车部件大多数通过冲压加工而成形，因此需要汽车用钢板具有优良的冲压成形性。但是，高强度钢板与通常的软钢板相比成形性、特别是深拉深性变差，因此作为推进汽车的轻量化的课题，TS为390MPa以上且兼具良好的深拉深成形性的高强度钢板的需求变高。深拉深性以塑性应变比值(ランクフォ一ド値)(以下为r值)来评价，r值存在面内各向异性，因此需要r值最低的方向的r值为1.1以上。

作为具有高r值且高强度化的方法，存在如下方法：将在极低碳钢板中以固定固溶碳、固溶氮的量添加Ti、Nb并IF化(Interstitial free：无间隙原子化)的钢作为基底，在其中添加Si、Mn、P等固溶强化元素，例如专利文献1中公开的技术。

专利文献1是涉及具有C：0.002~0.015%、Nb：C%×3~(C%×8+0.020%)、Si：1.2%以下、Mn：0.04~0.8%、P：0.03~0.10%的组成、且具有TS为35~45kgf/mm²级(340~440MPa级)的非时效性的成形性优良的高张力冷轧钢板的技术。

但是，对于这样以极低碳钢为原材料的技术而言，如果想要制造TS为440MPa以上的钢板，则合金元素添加量变多，如果大量添加固溶强化成分，则r值变差，因此存在越是谋求高强度化而r值越降低的问题。

作为钢板的高强度化的方法，除前述固溶强化以外，还有组织强化法。例如，作为由软质的铁素体和硬质的马氏体构成的复合组织钢板的DP(Dual-Phase：双相)钢板。DP钢板存在如下特征：通常延展性大致良好且具有优良的强度-延展性平衡(TS×EL)，而且屈服比较低即屈服应力与拉伸强度之比较低，冲压成形时的形状冻结性优良，但r值较低，深拉深性较差。这是因为，存在结晶取向上对r值没有贡献的马氏体，此外作为马氏体形成所必须的固溶C妨碍对提高r值有效的{111}再结晶织构的形成。

作为改善上述复合组织钢板的r值的尝试，例如有专利文献2、专利文献3的技术。

就专利文献2而言，冷轧后以再结晶温度~Ac₃相变点的温度进行装箱退火，之后，为了形成复合组织，加热到700~800℃后，进行淬火回火。但是，在该方法中，装箱退火后，通过连续退火来进行淬火回火，因此制造成本成为问题。另外，从处理时间和效率的方面考虑，装箱退火不如连续退火。

在专利文献3的技术中，为了得到高r值，在冷轧后，首先进行装箱退火，使此时的温度为铁素体(α)-奥氏体(γ)双相区，之后进行连续退火。对于该技术而言，在装箱退火的α-γ双相区的均热时，使Mn在γ相中稠化。

该Mn稠化相在之后的连续退火时优先成为γ相，即使是喷气程度的冷却速度也能得到复合组织。但是，对于该方法而言，为了Mn稠化，需要较高温度且长时间的装箱退火，因此，除了存在专利文献2中记载的问题以外，还存在钢板间的粘连多发、产生回火色以及炉体内罩的寿命降低等问题。

另外，专利文献4是一种深拉深性和形状冻结性优良的复合组织型高张力冷轧钢板的制造方法，其特征在于，对含有以重量%计的C：0.003~0.03%、Si：0.2~1%、Mn：0.3~1.5%、Ti：0.02~0.2%(其中，使(有效Ti)/(C+N)的原子浓度比为0.4~0.8)的钢进行热轧、冷轧后，实施加热到预定温度后进行急冷的连续退火。在实施例中公开了：对0.012%C-0.32%Si-0.53%Mn-0.03%P-0.051%Ti的组成的钢进行冷轧后，加热到作为α-γ双相区的870℃后，以100℃/s的平均冷却速度进行冷却，由此能够制造r值为1.61、TS为482MPa的复合组织型冷轧钢板。但是，为了得到100℃/s这样的高冷却速度，除了需要水淬火设备以外，水淬火后的钢板的表面处理性和表面性状可能变差，存在制造设备上以及形状不良的问题。

作为深拉深性优良的高强度钢板及其制造方法的技术，有专利文献5的技术。该技术得到一种高强度钢板，含有预定的C量，平均r值为1.3以上且在组织中具有合计3~100%的贝氏体、马氏体、奥氏体中的一种以上，作为制造方法，其特征在于，使冷轧的轧制率为30~95%，接着进行退火(为了提高r值，以平均加热速度4~200℃/小时进行加热，使最高到达温度为600~800℃的退火)，从而通过形成Al和N的簇(クラスタ一)和析出物使织构发展(発達)，从而提高r值，接着进行热处理(加热至Ac₁相变点以上且1050℃以下的温度的热处理)，以使组织中具有合计3%以上的贝氏体、马氏体、奥氏体中的一种以上。对于该方法而言，冷轧后，分别需要用于得到良好的r值的退火和用于形成组织的热处理，而且在退火工序中需要在最高到达温度下的保持时间为1小时以上这样的长时间保持，生产率变差。

而且，在专利文献6中公开了如下技术：使用含有以质量%计的C：0.01~0.08%、V：0.01~0.5%的钢，通过谋求C含量和V含量的原子比的适当化来改善复合组织钢板的r值。对于该技术而言，在再结晶退火前使钢中的C以V系碳化物析出并极力减少固溶C从而谋求高r值，接着通过以α-γ双相区进行加热使V系碳化物溶解，使C在γ相中稠化，在之后的冷却过程中生成含有以面积率计为1%以上的马氏体的第二相。但是，热轧板的VC的析出效率差，即使添加V，r值提高效果也较小，不能稳定地得到良好的r值。

在专利文献7中，使用含有以质量%计的C：0.03~0.08%的钢，控制C和V、Ti、Nb的添加的原子比，与专利文献6同样地，在以α-γ双相区进行加热中使C稠化，在之后的冷却过程中生成马氏体而谋求组织强化，并且通过有效利用固溶强化，实现TS为780MPa级以上且平均r值为1.2以上。但是，存在r值的面内各向异性变大，r值最低的方向的r值较低的问题。

另外，在专利文献8中公开了：以兼顾加工性和耐时效性为目的，对含有C：0.005wt%以上的低碳钢板进行连续退火所引起的再结晶退火后，在急冷到550~300℃的温度范围后，在30秒以内进行1~3次的弯曲加工。弯曲加工的目的在于将位错引入钢板中，促进碳化物的析出，对于该技术而言，无法控制母相铁素体的织构来使r值提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭56-139654号公报

专利文献2：日本特公昭55-10650号公报

专利文献3：日本特开昭55-100934号公报

专利文献4：日本特公平1-35900号公报

专利文献5：日本特开2003-64444号公报

专利文献6：日本特开2002-226941号公报

专利文献7：日本特开2003-193191号公报

专利文献8：日本特开平11-179427号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明的课题在于，解决现有技术的问题，提供一种深拉深性优良的高强度钢板的制造方法，拉伸强度为390MPa以上且700MPa以下，r值最低的方向的r值为1.1以上。

用于解决课题的手段

为了解决上述课题，进行了深入研究后发现，通过使用控制了退火时的固溶C的深拉深用钢板，在均热温度附近施加应变，深拉深性理想的织构进一步发展，r值最低的方向的r值上升。本发明基于该见解，其主旨如下所述。

[1]一种深拉深性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有：热轧工序，热轧中对钢坯实施使精轧输出侧温度为800℃以上的精轧，在550℃以上且720℃以下进行卷取，冷却，从而形成热轧板，上述钢坯的组成为，以质量%计，含有C：0.0005~0.040%、Si：1.5%以下、Mn：0.5~3.0%、P：0.005~0.1%、S：0.01%以下、Al：0.005~0.5%、N：0.005%以下，而且含有Nb：0.5%以下、Ti：0.5%以下、V：0.5%以下中的1种或2种以上；冷轧工序，对该热轧板实施酸洗和轧制率50%以上且85%以下的冷轧，从而形成冷轧板；以及退火工序，以退火温度为760℃以上且950℃以下对该冷轧板进行退火，此时在700℃以上且退火温度以下的温度范围施加0.1%以上且2.0%以下的应变。

[2]根据[1]所述的深拉深性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Cr：0.5%以下、Mo：0.5%以下中的1种或2种。

[3]根据[1]或[2]所述的深拉深性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，还具有实施镀锌系处理的工序。

发明效果

根据本发明，能够廉价且稳定地制造拉伸强度为390MPa以上且700MPa以下、具有r值最低的方向的r值为1.1以上的高r值的深拉深性优良的高强度钢板。

具体实施方式

在本发明中，对C含量在0.0005~0.040质量%的范围内、且作为碳氮化物形成元素的Ti、Nb、V和作为固溶强化元素的Si、Mn、P一同对固溶C进行了限制的钢进行冷轧后，在进行再结晶退火时在再结晶后的晶粒生长阶段施加应变，从而使深拉深性理想的{111}//ND(ND：板面垂直方向)织构锋锐化(发展)，由此能够提高r值。

其原因未必明确，但可以作如下考虑。

为了提高r值、即为了使{111}再结晶织构发展，对于现有的软钢板而言，采取极力减少冷轧和再结晶前的固溶C或者使热轧板组织微细化等有效的手段。

以往已知，由于Nb具有再结晶延迟效果，因此通过适当控制热轧时的精轧温度能够使热轧板组织微细化，而且在钢中Nb和Ti具有较高的碳化物形成性能。在本发明中，使热轧精轧温度为Ar₃相变点之上的适当的范围而使热轧板组织微细化，并且适当设定热轧后的卷材卷取处理温度，从而在热轧板中使NbC、TiC、VC析出，实现冷轧前和再结晶前的固溶C的减少。

在本发明中，控制未以NbC、TiC、VC的形式析出的C量，进行冷轧后的再结晶退火，由此将平均r值的水平确保在一定程度。而且，在铁素体再结晶后晶粒生长的阶段施加应变。其结果考虑是，对具有深拉深性(r值)不理想的取向的结晶晶粒有选择地施加应变，在晶粒生长阶段中，该结晶晶粒消失，使深拉深性理想的{111}//ND织构锋锐化。而且可以认为，在退火温度(均热温度)为Ac₁相变点以上的情况下，施加应变后的铁素体晶粒有选择地相变为奥氏体，而且在冷却时从奥氏体相变为铁素体时，铁素体的织构在深拉深性理想的结晶取向锋锐化。

以下对本发明进行详细说明。

首先，对限定本发明的钢板的成分组成的理由进行说明。以下，只要没有特别说明，元素的含量的单位为“质量%”。

C：0.0005~0.040%

C与后述的Nb、Ti、V一起是本发明的重要的元素。另外，C对钢的高强度化有效。在复合组织化时，需要添加0.01%以上。为了得到良好的r值不优选含有过多的C，因此使上限为0.040%。更优选C含量为0.030%以下。C越低越优选，但从熔炼技术的观点出发，使下限为0.0005%。

Si：1.5%以下

Si具有促进铁素体相变且使未相变奥氏体中的C含量上升从而使铁素体和马氏体的复合组织容易形成的效果，还具有固溶强化的效果。为了得到上述效果，优选Si含有0.2%以上，更优选含量为0.35%以上。另一方面，如果Si含有超过1.5%，则在热轧时生成红锈而使表面外观变差。因此，将Si含量设为1.5%以下。另外，在实施热镀锌时，镀层的润湿性变差从而导致镀覆不均的发生，镀层品质变差，因此优选将Si含量设为1.0%以下。

Mn：0.5~3.0%

Mn是对高强度化有效，并且有效防止S所引起的热裂(熱間割れ)的元素。从上述观点出发，需要使Mn含有0.5%以上。更优选含量为1.0%以上。过度的Mn添加会使r值和焊接性变差，因此将上限设为3.0%。

P：0.005~0.1%

P具有固溶强化的效果。但是如果小于0.005%，则不仅不能实现该效果，还会导致在炼钢工序中脱磷成本的上升。因此，将P设为含有0.005%以上。更优选含有0.01%以上。另一方面，超过0.1%的过量的添加会使P在晶界偏析，使耐二次加工脆性和焊接性变差。另外，在形成热镀锌钢板时，在热镀锌后的合金化处理时，抑制Fe从镀层与钢板的界面中的钢板向镀层的扩散，使合金化处理性变差。因此，需要高温下的合金化处理，得到的镀层容易发生粉化、碎屑化等镀层剥落，因此不优选。因此，将P含量的上限设为0.1%。

S：0.01%以下

S是热裂的原因，此外在钢中作为夹杂物存在而使钢板的各种特性变差，因此优选尽量减少，但能够容许到0.01%，因此设为0.01%以下。

Al：0005~05%

Al作为钢的脱氧元素是有用的，此外具有固定固溶N而提高耐常温时效性的作用，因此含有0.005%以上。另一方面，超过0.5%的添加会导致高合金成本，而且诱发表面缺陷，因此设为0.5%以下。

N：0.005%以下

N过多会使耐常温时效性变差，需要大量添加Al或Ti，因此优选尽量减少，将上限设为0.005%。

而且，含有下述Nb、Ti、V中的1种或2种以上。

Nb：0.5%以下

Nb具有热轧板组织的微细化和在热轧板中使C以NbC的形式析出固定的作用，是有助于提高r值的元素。从上述观点出发，优选Nb含有0.02%以上。另一方面，过量的Nb的添加导致成本增加，此外热轧负荷变大，因此设为0.5%以下。

V：0.5%以下

V也具有与Nb同样的效果，具有使热轧板组织微细化和在热轧板中使C以碳化物的形式析出固定的作用，是有助于提高r值的元素。然而，过量的V的添加导致成本增加，此外热轧负荷变大，因此设为0.5%以下。

Ti：0.5%以下

Ti也具有与Nb同样的效果，具有使热轧板组织微细化和在热轧板中使C以碳化物的形式析出固定作用，是有助于提高r值的元素。另外，Ti对固溶S、N的析出固定有效。为了控制r值的各向异性，有效利用Nb和Ti是重要的。从上述观点出发，优选将下述定义的有效Ti量(Ti^*)设为0.01%以上。

Ti^*=Ti-1.5S-3.4N

其中，Ti、S、N是Ti、S、N的含量(质量%)。

另一方面，过量的Ti的添加导致成本增加，此外热轧负荷变大，因此设为0.5%以下。以上为本发明的基本成分。

在本发明中，上述成分以外的余量优选为铁和不可避免的杂质，而且也可以含有下述Cr、Mo中的1种或2种。

Cr：0.5%以下

Cr在热轧阶段使C析出固定从而有助于提高r值。为了得到该效果，优选含有0.1%以上的Cr。但是，即使过量地添加Cr，该效果饱和，导致高合金成本，因此在添加的情况下使上限为0.5%。

Mo：0.5%以下

Mo在热轧阶段使C析出固定从而有助于提高r值。为了得到该效果，优选Mo含有0.05%以上。但是，即使过量地添加Mo，该效果达到饱和，导致高合金成本，因此在添加的情况下使上限为0.5%。

此外，B、Ca、REM等只要在通常的钢组成范围内，即使含有也没有问题。

例如，B是具有提高钢的淬透性的作用的元素，可根据需要含有。但是，如果其含量超过0.003%，则其效果饱和，因此优选0.003%以下。

另外，Ca和REM具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用，由此防止钢板的各特性的变差。如果从Ca和REM中选择的1种或2种的含量的合计超过0.01%，则上述效果饱和，因此优选0.01%以下。

另外，作为其他不可避免的杂质，可列举例如：Sb、Sn、Zn、Co等，作为其含量的容许范围，Sb：0.01%以下、Sn：0.1%以下、Zn：0.01%以下、Co：0.1%以下。

接下来，对本发明钢板的优选的制造方法进行说明。

将具有上述成分组成的钢熔炼成板坯。为了防止成分的宏观偏析，优选采用连铸法来制造钢坯，但也可以采用铸锭法或薄板坯铸造法来制造。另外，除了制造钢坯后，暂时冷却到室温，之后再次加热这样的现有方法以外，还可应用不冷却而将热片直接装入加热炉后进行热轧的直送轧制、或者稍微进行保热后立刻热轧的直送轧制和直接轧制等节能工艺。

为了使析出物粗大化从而使{111}再结晶织构发展来改善深拉深性，板坯加热温度优选较低。但是，在加热温度低于1000℃的情况下，轧制载荷增大，热轧时的故障发生的危险性增大，因此优选使板坯加热温度为1000℃以上。此外，由于伴随氧化的增加的氧化皮损耗的增大等，优选使板坯加热温度的上限为1300℃。

热轧工序：

对以上述条件加热后的钢坯实施进行粗轧和精轧的热轧。在此，钢坯通过粗轧而形成薄板坯。需要说明的是，粗轧的条件不需要特别的规定，按照通常的方法进行即可。另外，从降低板坯加热温度且防止热轧时的故障的观点出发，显然对薄板坯进行加热的所谓有效利用薄板坯加热器是有效的方法。

接着，精轧薄板坯而形成热轧板。使精轧输出侧温度(FT)为800℃以上。这是为了在冷轧和再结晶退火后得到能够得到优良的深拉深性的微细的热轧板组织。在FT低于800℃时，组织具有加工组织，在冷轧、退火后，{111}织构不仅不发展，而且热轧时的轧制负荷变高。另一方面，如果FT超过980℃，则组织粗大化，妨碍冷轧、退火后的{111}再结晶织构的形成和发展，不能得到高r值。因此，优选将FT限定为800℃以上且980℃以下。

另外，为了减少热轧时的轧制载荷，也可以在精轧的一部分或全部的道次进行润滑轧制。从钢板形状的均匀化和材质的均质化的观点出发，进行润滑轧制是有效的。优选使润滑轧制时的摩擦系数在0.10~0.25的范围内。而且，优选为使相继的薄板坯彼此连接并且连续地进行精轧的连续轧制工艺。从热轧的操作稳定性的观点出发，优选应用连续轧制工艺。

轧制后在550℃以上且720℃以下进行卷取。该温度范围适宜在热轧板中使NbC、TiC、VC析出，并减少冷轧前和再结晶前的固溶C。如果卷取温度(CT)超过720℃，则在冷轧、退火后不能实现提高r值，另外，结晶晶粒粗大化且强度降低，因此从高强度化考虑，并不优选。

冷轧工序：

接着，对该热轧板实施进行酸洗和冷轧来形成冷轧板的冷轧工序。在通常的条件下进行酸洗即可。冷轧条件只要可以形成所希望的尺寸形状的冷轧板，就没有特别限定，但至少使冷轧时的轧制率为50%以上。高轧制率对于提高r值是有效的，在轧制率小于50%时，{111}再结晶织构不发展，难以得到优良的深拉深性。另一方面，在本发明中轧制率在直至85%为止的范围内越高r值越上升，但超过85%时，不仅该效果饱和，而且轧制时对辊的负荷变高，因此使上限为85%。

退火工序：

接下来，将冷轧后的钢板以退火温度：760℃以上且950℃以下进行退火。此时，在700℃以上且退火温度以下的温度范围，对钢板施加0.1%以上且2.0%以下的应变。为了使{111}再结晶织构发展，需要以760℃以上进行退火。如果退火温度超过950℃，则再结晶晶粒显著粗大化，特性显著变差。

退火中的应变施加是本发明的重要的条件。在700℃以上且退火温度以下的温度范围，对冷轧后的钢板施加0.1%以上且2.0%以下的应变，以760℃以上且950℃以下进行退火。在700℃以上，钢板进行再结晶，处于晶粒生长阶段。可以认为，通过在晶粒生长阶段对钢板施加应变，从而对具有<100>//ND取向等深拉深性(r值)不理想的取向的结晶晶粒有选择地施加应变，这样有选择地施加了应变的铁素体晶粒在晶粒生长阶段消失，深拉深性理想的{111}//ND织构锋锐化。进而可以认为，在退火温度为Ac₁相变点以上时，施加了应变的铁素体晶粒有选择地相变为奥氏体，从而在冷却时从奥氏体相变为铁素体后的织构锋锐化。为了体现该效果，至少需要0.1%的应变施加。另一方面，在超过2.0%的应变施加的情况下，由于应变施加，结晶发生旋转，使得轧制方向的r值不理想的结晶取向发展。

此外，使应变量为轧制长度方向的伸长率。关于应变的施加方法，没有特别限定，但是从对具有r值不理想的取向的结晶晶粒有选择地施加应变的观点出发，更优选拉伸应变，其他还有利用轧制的应变施加、利用弯曲的应变施加。在弯曲变形的情况下，由于在板厚方向上应变量不同，因此优选从弯曲中立面起外侧方向的板厚中的弯曲应变的平均值落入上述应变的范围。例如，在施加拉伸变形所产生的应变的情况下，通过控制退火时施加钢板的张力，能够调节应变量。另外，在施加弯曲变形所产生的应变的情况下，在退火时将辊按压于钢板表面，通过控制辊的按压压力，能够调节应变量。

上述退火后的冷却速度没有特别规定，在作为第二相生成以面积率计1%的马氏体、并且使TS为540MPa以上的情况下，需要使从退火温度至500℃的温度范围的平均冷却速度为5℃/s以上且15℃/s以下进行冷却。如果该温度范围的平均冷却速度小于5℃/s，则难以形成马氏体，马氏体的面积率小于1%。如果平均冷却速度超过15℃/s，则第二相百分比变高，铁素体的面积率可能小于50%，从而延展性变差。因此，优选将从退火温度至500℃的温度范围的平均冷却速度设为5℃/s以上且15℃/s以下。对于500℃以下的冷却，由于通过在此之前的冷却使γ相一定程度稳定化，因此没有特别限定，但优选接着以5℃/s以上的平均冷却速度冷却至300℃，在实施过时效处理的情况下，优选使直至过时效处理温度的平均冷却速度为5℃/s以上。这种冷却速度的控制可以通过喷气冷却来实施。

另外，也可以在上述冷轧板退火工序后实施电镀锌处理或热镀锌处理等镀锌系处理，在钢板表面形成镀层。

例如，作为镀覆处理，在进行热镀锌处理时，在连续热镀锌生产线上进行上述退火，与退火后的冷却紧接着，将钢板浸漬于热镀锌浴，在钢板表面形成热镀锌层即可，或者也可以进一步进行合金化处理，制造合金化热镀锌钢板。此时，在从热镀釜取出后，或者在进一步合金化处理后的冷却中，也优选以直至300℃的平均冷却速度为5℃/s以上的方式进行冷却。

另外，直到上述退火后的冷却在退火生产线上进行，暂时冷却到室温后，在热镀锌生产线上实施热镀锌，或者也可以进行进一步合金化处理。

在此，镀层不限于纯锌镀层和锌系合金镀层，当然也可以是Al镀层或Al系合金镀层等现有技术中在钢板表面实施的各种镀层。

另外，也可以以形状矫正、表面粗糙度等调节为目的，对冷轧退火板和镀覆钢板实施表面光轧或平整加工。优选表面光轧或者平整加工的伸长率的合计在0.2~15%的范围内。小于0.2%时，不能够实现形状矫正、粗糙度调节所希望的目的，另一方面，如果超过15%，则导致显著的延展性降低。此外，在表面光轧和平整加工中，虽然加工形式不同，但确认两者的效果没有较大的差别。在镀覆处理后，表面光轧、平整加工也是有效的。

使用本发明方法所制造的钢板的组织具有铁素体单相或者具有包括以面积率计50%以上的铁素体相和以面积率计1%以上的马氏体相的复合组织。该铁素体相使{111}再结晶织构发展。为了确保良好的深拉深性，需要提高r值最低的方向的r值。根据本发明方法，通过控制作为碳化物形成元素的Ti、Nb、V和C量，此外通过在退火时铁素体再结晶后的晶粒生长阶段施加预定量的应变，从而能够使作为r值最低的方向的轧制方向的r值为1.1以上。其结果是，钢板具有拉伸强度为390MPa以上且700MPa以下、r值最低的方向的r值为1.1以上的优良的深拉深性。

为了形成具有良好的深拉深性、拉伸强度(TS)为540MPa以上的钢板，优选形成包含以面积率计50%以上的铁素体相和以面积率计1%以上的马氏体相的钢组织。如果铁素体相以面积率计小于50%，则r值最低的轧制方向的r值小于1.1，难以确保良好的深拉深性。更优选铁素体相以面积率计为70%以上。为了利用复合组织的优点，将铁素体相设为99%以下。需要说明的是，在此铁素体相是指：多边形铁素体相和从奥氏体相相变的位错密度高的贝氏体铁素体相。

在马氏体相以面积率计小于1%时，难以得到良好的强度-延展性平衡。更优选马氏体相以面积率计为3%以上。

此外，除了上述铁素体相、马氏体相以外，也可以是包含珠光体、贝氏体或残留γ相等金属相的组织。

从深拉深性考虑，优选平均r值为1.4以上。根据本发明方法，通过上述Ti、Nb、V和C量的控制、退火时的应变施加，可使平均r值为1.4以上。

实施例

接下来，对本发明的实施例进行说明。

利用转炉对表1所示的组成的钢水进行熔炼，采用连铸法制成板坯。将这些钢坯加热到1250℃并进行粗轧从而形成薄板坯，接着以表2所示的条件进行精轧后，卷取而得到热轧板。将该热轧板酸洗后，进行轧制率65%的冷轧，从而形成板厚1.2mm的冷轧板。在连续退火生产线上，对该冷轧板以表2所示的退火温度进行退火，并且此时，以表2的条件进行应变施加。通过调节施加于钢板的张力所产生的拉伸应力或向辊卷起所产生的弯曲应力来调节施加于钢板的应变量。关于拉伸应力，通过张力计(测力传感器)测定实际张力，并且调节张力，以达到由测定板厚计算的预定的伸长率。关于辊的按压，调节按压量，以使压入辊时的钢板表面的板厚应变达到预定的应变量。采用喷气冷却进行了以表2的退火温度均热后的冷却。而且对得到的冷轧退火板实施伸长率0.5%的表面光轧。

需要说明的是，No.2的钢板在连续热镀锌生产线上实施冷轧板退火工序，之后接着在线进行热镀锌(镀浴温度：480℃)，实施伸长率0.5%的表面光轧，从而形成热镀锌钢板。

对于上述制造的各冷轧退火板(冷轧钢板、热镀锌钢板)，考察钢板组织、拉伸特性和r值。考察方法如下。考察结果如表2所示。

(1)拉伸特性

从得到的各冷轧退火板，在与轧制方向成90°方向(C方向)上选取JIS5号拉伸试验片，依照JIS Z2241的规定以十字头速度10mm/min进行拉伸试验，求出屈服点(YP)、拉伸强度(TS)、伸长率(EL)。

(2)r值

从得到的各冷轧退火板的轧制方向(L方向)、与轧制方向成45°方向(D方向)、与轧制方向成90°方向(C方向)选取JIS5号拉伸试验片。求出对这些试验片施加10%的单轴拉伸应变时的各试验片的宽度应变和板厚应变，依照JIS Z2254的规定求出平均r值(平均塑性应变比)，将其作为r值。需要说明的是，表2的r min是r值最低的r值，是轧制方向的r值。

(3)钢板组织

对于钢板的显微组织，使用3%硝酸乙醇腐食后，使用扫描型电子显微镜以1000倍的倍率拍摄3个视野的照片，进行图像分析，由此测定铁素体百分率(面积率)。对于铁素体以外的相，以5000倍的倍率进行观察，确认其种类，通过图像处理求出3个视野中的马氏体的百分率(面积率)。

[表1]

钢	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	Ti	N	V	Cr	Mo	备注
														1	0.0261	0.51	1.97	0.055	0.0022	0.038	0.086	0.024	0.0010	0.002	tr	tr	发明钢
2	0.0249	1.00	2.01	0.055	0.0021	0.034	0.087	0.023	0.0024	0.002	tr	tr	发明钢
														3	0.0258	0.52	2.05	0.076	0.0020	0.036	0.087	0.024	0.0030	0.001	0.42	tr	发明钢
4	0.0268	0.77	2.03	0.076	0.0020	0.037	0.080	0.024	0.0032	0.002	0.21	0.15	发明钢
														5	0.0456	0.51	2.02	0.052	0.0024	0.036	0.085	0.023	0.0030	0.002	0.40	tr	比较钢
6	0.0282	0.51	3.20	0.053	0.0021	0.031	0.086	0.022	0.0031	0.002	0.82	tr	比较钢
														7	0.0012	0.65	1.51	0.050	0.0035	0.032	tr	0.036	0.0021	tr	tr	tr	发明钢
8	0.0016	0.45	1.75	0.037	0.0024	0.045	0.045	tr	0.0018	tr	tr	tr	发明钢
														9	0.0021	0.22	1.25	0.025	0.0035	0.035	0.012	0.044	0.0025	tr	0.50	tr	发明钢
10	0.0018	0.73	1.52	0.061	0.0042	0.036	0.02	0.035	0.0023	0.042	tr	0.15	发明钢
														11	0.0066	0.11	1.30	0.062	0.0044	0.089	0.034	0.018	0.0024	tr	tr	tr	发明钢

[表2]

B：贝氏体θ：渗碳体（或珠光体）

由表2可知，在所有的本发明例中，TS为390MPa以上且700MPa以下、轧制方向的r值(r min)为1.1以上。另外，平均r值为1.4以上。与之相对，以本发明范围外的条件制造的比较例不能满足TS为390MPa以上且700MPa以下、轧制方向的r值为1.1以上的条件中的至少一个。

产业上的可利用性

根据本发明，能够通过连续退火廉价且稳定地制造拉伸强度为390MPa以上且700MPa以下、具有轧制方向的r值为1.1以上的高r值的高强度钢板。例如在将本发明的高强度钢板应用于汽车部件的情况下，能够使目前难以进行冲压成形的部位也高强度化，能够有助于汽车车身的冲撞安全性和轻量化。另外，不限于汽车部件，也可以应用于家电部件和管材用原材料。

Claims

1.一种深拉深性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有：

热轧工序，通过热轧对钢坯实施使精轧输出侧温度为800℃以上的精轧，在550℃以上且720℃以下进行卷取，冷却，从而形成热轧板，所述钢坯的组成为，以质量%计，含有C：0.0005~0.040%、Si：1.5%以下、Mn：0.5~3.0%、P：0.005~0.1%、S：0.01%以下、Al：0.005~0.5%、N：0.005%以下，而且含有Nb：0.5%以下、Ti：0.5%以下、V：0.5%以下中的1种或2种以上；

冷轧工序，对该热轧板实施酸洗和轧制率50%以上且85%以下的冷轧，从而形成冷轧板；以及

退火工序，以退火温度为760℃以上且950℃以下对该冷轧板进行退火，此时在700℃以上且退火温度以下的温度范围施加0.1%以上且2.0%以下的应变。

2.根据权利要求1所述的深拉深性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计，还含有Cr：0.5%以下、Mo：0.5%以下中的1种或2种。

3.根据权利要求1或2所述的深拉深性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，还具有实施镀锌系处理的工序。