CN1152970C - 应变时效硬化特性优良的冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供适合作为汽车车体用的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板及其制造方法。具体的手段为：以质量%表示，将含有C：≤0.15%、Al：≤0.02%、N：0.0050～0.0250%、且将Si+Mn/5+10P调整至不到0.44、N/Al调整至≥0.3的组成的板坯进行FDT：≥800℃的热轧后，在≤650℃下进行卷绕，接着在冷轧后，进行≥再结晶温度～≤950℃的温度的连续退火和急冷到≤500℃的温度区的一次冷却、以及在350～450℃的温度区的停留时间为≤30秒的过时效处理，据此得到具有晶粒粒径≤15μm的铁素体相≥90%、其余为珠光体相的组织、含有≥0.0010%的固溶N、抗拉强度不到440MPa、屈服比不到70%的应变时效硬化特性优良的钢板。

Description

应变时效硬化特性优良的 冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明主要是关于适合作为汽车车体的冷轧钢板，特别是关于抗拉强度(TS)不到440MPa、应变时效硬化特性优良的冷轧钢板及其制造方法。作为汽车车体用钢板，有从所谓的轻加工用至超深冲加工用的各种等级的钢板，但本发明的冷轧钢板是适合于较低等级、要求合适的加工性的用途。另外，本发明的冷轧钢板从用于通过轻度的弯曲加工或轧制成形成形成管子之类的较轻加工到用于较苛刻的深冲成形，适于广泛的用途。再者，所谓本发明中的钢板包括钢带。
在本发明中，所谓“应变时效硬化特性优良”，是指拉伸应变5％的预变形后，在170℃的温度、保持20分钟的条件下进行时效处理时，该时效处理前后的变形应力增加量(记为BH量，BH量＝时效处理后的屈服应力-时效处理前的预变形应力)是80MPa以上，而且应变时效处理(上述预变形+上述时效处理)前后的抗拉强度增加量(记为ΔTS，ΔTS＝时效处理后的抗拉强度-预变形前的抗拉强度)是40MPa以上。
背景技术
与最近的源自地球环境问题的排出气体规定相关，减轻汽车中的车体重量，正成为极重要的课题。为了减轻汽车的车体重量，增加正在大量使用的钢板的强度，即使用高强度钢板，使钢板变薄是有效的。
但是，如果钢板的强度过高，则在制造汽车部件的过程中，在进行冲压成形的场合，会产生以下的问题：
①形状冻结性降低；
②由于延性降低，所以在成形时产生裂纹或缩颈等不良情况。
作为用于解决该问题的措施，例如在外板板材用的冷轧钢板中，已知的有以极低碳钢作为原材料，将最终以固溶状态残留的C量控制在适当范围的钢板。这种钢板在冲压成形时保持成软质，而确保形状冻结性、延性，利用在冲压成形后进行的170℃×20分钟左右的喷漆烘烤工序中引起的应变时效硬化现象得到屈服应力的上升，确保耐压痕性。对于这种钢板，C固溶于钢中，在冲压成形时是软质的，另一方面，在冲压成形后，在喷漆烘烤工序中，固溶C将冲压成形时引入的位错固定，而使屈服应力上升。
但是，这种钢板，从防止成为表面缺陷的、冲压成形时的拉伸应变的发生的观点看，由应变时效硬化产生的屈服应力上升量被控制得较低。因此，实际上有助于部件的轻量化的作用小。
即，为了部件的轻量化，不是仅利用应变时效使屈服应力上升，还需要进行变形时的强度特性的上升。换言之，希望应变时效后的抗拉强度上升。
另一方面，对于外观不怎么成问题的用途来说，已提出使用固溶N进一步增加烘烤硬化量的钢板，和通过使组织为由铁素体和马氏体构成的复合组织来更进一步提高烘烤硬化性的钢板。
例如，在特开昭60-52528号公报中，公开了在550℃以下的温度将含有C：0.02～0.15％、Mn：0.8～3.5％、P：0.02～0.15％、Al：0.10％以下、N：0.005～0.025％的钢进行卷绕的使热轧和冷轧后的退火为控制冷却热处理的延性和点焊性都良好的高强度薄钢板的制造方法。采用特开昭60-52528号公报中记载的技术制成的钢板具有由以铁素体和马氏体为主体的低温相变生成物相组成的混合组织，在延性优良的同时，利用由积极地添加的N而产生的喷漆烘烤时的应变时效，得到高强度。
但是，对于特开昭60-52528号公报中记载的技术，由应变时效硬化产生的屈服应力YS的增加量大，而抗拉强度TS的增加量少，另外，屈服应力YS的增加量也很离散等机械性能的波动也大，因此在现状上不能将钢板减薄到所要求的有助于汽车部件的轻量化的程度。
另外，在特公平5-24979号公报中，公开了具有含C：0.08～0.20％、Mn：1.5～3.5％，余量为Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，组织由含有5％以下的铁素体的均匀贝氏体或者含有一部分马氏体的贝氏体构成的烘烤硬化性高强度冷轧薄钢板。在特公平5-24979号公报中记载的冷轧钢板在连续退火后的冷却过程中，通过将400～200℃的温度范围进行冷却，然后进行缓冷，使组织成为贝氏体主体的组织，得到以往没有的高的烘烤硬化量。
但是，在特公平5-24979号公报中记载的钢板，虽然在喷漆烘烤后屈服强度上升，得到以往没有的高的烘烤硬化量，但至于抗拉强度不能使其上升，在用于强度构件时，不能期待成形后的耐疲劳性、耐冲击性的提高。因此，存在不能适用于强烈要求耐疲劳特性、耐冲击特性等的用途的问题。
进而，上述的现有钢板，在按照单纯的拉伸试验进行的喷漆烘烤处理后的强度评价中是优良的，但按照实际的冲压条件，塑性变形时的强度存在很大的离散，还不能说充分适用于要求可靠性的部件。
本发明的目的在于，打破上述的现有技术的界限，提供具有成形性、稳定的品质特性，在成形成汽车部件后，作为汽车部件可得到足够的强度，能够充分有助于汽车车体的轻量化，应变时效硬化特性优良的冷却钢板，以及能够工业上廉价地制造这些钢板的制造方法。本发明中的应变时效硬化特性，以在拉伸应变5％的预变形后，在170℃的温度、保持20分钟的时效条件下，BH量是80MPa以上、ΔTS是40MPa以上为目标。
发明的公开
本发明人为了完成上述课题，将组成和制造条件进行各种变化，来制造钢板，进行了许多项材质评价实验。其结果发现，将在要求高加工性的领域过去不怎么积极利用的N作为强化元素，通过有效地利用由该强化元素的作用所显现的大的应变时效硬化现象，能够容易地同时获得成形性的提高和成形后的高强度化。
本发明人还发现，为了有效地利用由N产生的应变时效硬化现象，必须使由N产生的应变时效硬化现象和汽车的喷漆烘烤(烤漆)条件、或者更积极地成形后的热处理条件有利地结合，为此，使热轧条件和冷轧、冷轧退火条件适当化，将钢板的微观组织和固溶N量控制在某个范围是有效的。另外，本发明人还发现，为了稳定地显现由N产生的应变时效硬化现象，在组成方面，特别是根据N含量控制Al含量是重要的。本发明人发现，通过使钢板的微观组织为以铁素体为主相，使平均晶粒粒径为15μm以下，从而在也没有作为以往问题的室温时效劣化的问题的情况下，能够充分地利用N。
即，本发明人以N作为强化元素使用，根据N含量将Al含量控制在适当的范围，与此同时通过使热轧条件和冷轧、冷轧退火条件适当化，使微观组织和固溶N最佳化，从而获得与以往的固溶强化型的C-Mn系钢板、析出强化型钢板相比，具有格外优良的成形性和上述的以往钢板所没有的应变时效硬化特性的钢板。
另外，本发明的钢板，利用单纯的拉伸试验所得的喷漆烘烤处理后的强度比以往的钢板高，而且根据实际冲压条件发生塑性变形时的强度的离散小，可得到稳定的部件强度特性。例如，施加大应变而板厚减少的部分，称为比其他部分硬化量大，如果以(板厚)×(强度)这一载荷能力进行评价，则是发生均匀化的方向，作为部件的强度是稳定的。
本发明是基于上述的认识，进行进一步研究而完成的。
即，第1本发明是抗拉强度不到440MPa、屈服比YR不到70％、应变时效硬化特性优良的、最佳板厚为3.2mm以下的冷轧钢板，其特征在于：按质量％，具有含有C：0.15％以下、Si：0.4％以下、Mn：2.0％以下、P：0.04％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.025％，且在满足下述(1)式
    Si+Mn/5+10P＜0.44       .........(1)
(式中，Si、Mn、P：各元素含量(质量％))的范围内含有Si、Mn、P，而且具有N/Al是0.3以上、含有0.0010％以上的固溶状态的N、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成及由铁素体相和珠光体相构成的组织，上述铁素体相接面积率为90％以上、且平均晶粒粒径为15μm以下。另外，对于第1本发明，除上述组成外，按质量％，最好还含有以下的a组～c组中的1组或者2组以上，其中，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo的1种或者2种以上，合计量是1.0％以下；
b组：Nb、Ti、V的1种或者2种以上，合计量是0.1％以下；
c组：Ca、REM(稀土金属)的1种或者2种，合计量是0.0010～0.010％。
另外，第2本发明是抗拉强度不到440MPa、屈服比YR不到70％、应变时效硬化特性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将具有含C：0.15％以下、Si：0.4％以下、Mn：2.0％以下、P：0.04％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.025％、且在满足下述(1)式
    Si+Mn/5+10P＜0.44        .........(1)
(式中，Si、Mn、P：各元素含量(质量％))的范围含有Si、Mn、P，而且N/Al是0.3以上的组成的钢板坯加热至板坯加热温度：1000℃以上，进行粗轧形成薄板坯，依次进行以下的工序：对该薄板坯施行精轧出材温度：800℃以上的精轧，在卷绕温度650℃以下进行卷绕从而形成热轧板的热轧工序；对该热轧板进行酸洗和冷轧从而形成冷轧板的冷轧工序；对该冷轧板进行在再结晶温度以上～950℃以下的温度下保持时间：10～120秒的退火，接着进行以冷却速度10～300℃/s冷却至500℃以下的温度区的退火后冷却，或者再在350～500℃的温度区进行停留20秒以上的过时效处理的冷轧板退火工序。另外，对于第2本发明，在上述精轧后，最好以冷却速度30℃/s以上进行急冷，然后进行上述卷绕。
另外，对于第2本发明，最好与上述冷轧板退火工序接续，还进行延伸率：1.0～15％的调质轧制或者矫平加工。
另外，对于第2本发明，在上述粗轧和上述精轧之间，将前后相邻的薄板坯彼此接合为好，另外，对于本发明第2项，在上述粗轧和上述精轧之间，使用将上述薄板坯的横向端部加热的薄板坯板边加热器、将上述薄板坯的纵向端部和/或全长加热的薄板坯加热器的任一个或者两个为好。
实施发明的最佳方案
首先，说明本发明钢板的组成限定理由。再者，质量％以下仅记作％。
C：0.15％以下
C是增加钢板强度的元素。为了实现作为本发明的重要构成必要条件的铁素体的平均晶粒粒径为15μm以下，而且确保所希望的强度，最好含有0.005％以上的C。然而，如果C超过0.15％，则钢板中的碳化物分数变得过大，延性显著地降低，成形性劣化，而且点焊焊接性、电弧焊焊接性等显著地降低。从这样的成形性和焊接性的观点考虑，C限定在0.15％以下。再者，从冲压成形性的观点考虑，限定在0.08％以下为好，在还要求良好的延性的用途中，最好是0.05％以下。
Si：0.4％以下
Si是不使钢的延性显著地降低、能够提高钢板强度的有用元素，为了得到该效果，最好含有0.005％以上，与所希望的强度匹配，适当调整含量。另一方面，Si在热轧时使相变点大大上升，使确保品质、形状变得困难，或者还给予表面性状、化成处理性等钢板表面的美观性以恶劣影响，在本发明中Si限定在0.4％以下。Si如果是0.4％以下，则通过调整同时添加的Mn量，就能够抑制相变点的显著上升，也能够确保良好的表面性状。再者，在尤其要求美观性的场合，希望是0.2％以下。
Mn：2.0％以下
Mn是防止由S引起的热裂纹的有效元素，最好根据含有的S量而添加。另外，Mn对作为本发明的重要构成必要条件的晶粒细化有大的效果，最好积极地添加用于材质改善。从稳定地固定S的观点考虑，最好含有0.2％以上的Mn。另外，Mn是增加钢板强度的元素，在要求强度较高的场合，较好是含有1.2％以上，最好是含有1.5％以上。当将Mn含量提高到该水平时，相对于包括热轧条件的制造条件的波动的钢板机械性质及应变时效硬化特性的离散变小，对品质稳定化是有效的。
另外，Mn在热轧时有使相变点下降的作用，通过和Si一起含有，能够抵消由含有Si引起的相变点上升。尤其板厚薄的制品，由于相变点的波动，品质·形状敏感地变化，因而重要的是，使Mn和Si的含量严密地平衡。由于这样，Mn/Si最好是3.0以上。
另一方面，当超过2.0％地多量含有Mn时，钢板的热变形抗力有增加的倾向。另外，点焊性和焊接区的成形性有劣化的倾向。进而，由于抑制铁素体的生成，所以延性有显著地降低的倾向。因此，Mn限定在2.0％以下。再者，在要求更良好的耐蚀性和成形性的用途中，希望Mn是1.7％以下。
P：0.04％以下
P是作为钢的固溶强化元素有用的元素，为了得到其效果，最好含有0.001％以上，与所希望的强度匹配而适当调整含量。为了使用P得到由固溶强化产生的大的强度增加，希望含有0.015％以上。但是，当P过剩地含有时，会使钢脆化，还使钢板的卷边加工性降低。另外，P在钢中发生偏析的倾向强，因而带来由此引起的焊接区的脆化。因此，P限定在0.04％以下。在特别重视卷边加工性或焊接区韧性的场合，最好是0.02％以下。
Si、Mn、P：满足(1)式的范围
    Si+Mn/5+10P＜0.44       .........(1)
(式中，Si、Mn、P：各元素含量(质量％))
Si、Mn、P都具有利用固溶强化增加强度的作用，因此在本发明中，从将组织限定在由铁素体相和珠光体相组成的组织和将抗拉强度限定为不到440MPa考虑，将Si、Mn、P的含量分别在上述的范围内，且限制在满足(1)式的范围。(1)式的左边(A＝Si+Mn/5+10P)为0.44以上时，强度过于增加，不能确保所希望的延性，而且钢的焊接性、钢板表面的美观性降低。
另外，虽然详细的机理不清楚，但如果A值为0.44以上，则时效硬化特性也降低，为了确保良好的应变时效硬化特性，将A值规定为不到0.44。
S：0.02％以下
S在钢板中作为夹杂物存在，是造成钢板的延性、进而耐蚀性劣化的元素，在本发明中，S限定在0.02％以下。在特别要求良好的加工性的用途中，最好是0.015％以下。而且在卷边性的要求水平高的场合，S最好是0.008％以下。另外，为了使应变时效硬化特性稳定地维持在高水平，虽然详细的机理不清楚，但最好使S降低至0.008％以下。
Al：0.02％以下
Al是作为脱氧剂发挥作用、对提高钢的纯净度有效的元素，并且也是细化钢板组织的元素，在本发明中，希望含有0.001％以上。另一方面，过剩地含有Al，使钢板表面性状恶化。进而减少作为本发明的重要构成必要条件的固溶状态的N，产生有助于应变时效硬化现象的固溶N的不足，作为本发明的特征的应变时效硬化特性容易产生离散。因此在本发明中，Al含量较低地限定为0.02％以下。再者，从材质稳定性的观点考虑，Al最好是0.015％以下。
N：0.0050～0.025％
N是通过固溶强化和应变时效硬化使钢板强度增加的元素，在本发明中，是最重要的元素。另外，N也有降低钢的相变点的作用，在薄物中，N的含有在大大降低相变点的忌避轧制的状况下对作业稳定化也是有用的。在本发明中，通过含有适量的N，并且控制制造条件，来确保在冷轧制品或者镀制品中所必要且充分量的固溶态的N。由此，充分地发挥固溶强化和应变时效硬化的强度(YS、TS)上升效果，能够稳定地满足烘烤硬化量(BH量)80MPa以上、应变时效处理前后的抗拉强度的增加量ΔTS 40MPa以上这些本发明钢板的机械性质必要条件。
在N不到0.0050％时，难以稳定地体现上述的强度上升效果。另一方面，如果N超过0.025％，则钢板的内部缺陷发生率和表面的缺陷发生率变高。另外，多发生连续铸造时的板坯裂纹等。因此，将N规定在0.0050～0.025％的范围。从考虑了制造工序总体的提高材质的稳定性·合格率的观点看，最好将N规定在0.0070～0.020％的范围。如果是本发明范围内的N量，则对点焊、电弧焊等的焊接性没有恶劣的影响。
固溶态的N：0.0010％以上
为了确保冷轧制品的足够的强度，而且充分地发挥由N产生的应变时效硬化，钢中的固溶状态的N(也称为固溶N)必须以0.0010％以上的量(浓度)存在。
在此，固溶N量是从钢中的总N量减去析出的N量而求出的。作为析出N量的分析法，根据本发明人将各种分析法进行比较、研究的结果，由使用了恒定电位电解法的电解萃取分析法求出是有效的。作为溶解在萃取分析中使用的铁的方法，有酸分解法、卤素法和电解法。其中，电解法不能使碳化物、氮化物等极不稳定的细小析出物分解，能仅稳定地溶解铁。作为电解液使用乙酰·丙酮系，在恒定电位下进行电解。在本发明中使用恒定电位电解法测定析出N量的结果，显示出和实际的部件强度最好的对应。
因为这种情况，所以在本发明中，将利用恒定电位电解法萃取的残渣进行化学分析，求出残渣中的N量，以此作为析出N量。
为了得到更高的BH量、ΔTS，固溶N量应是0.0020％以上，为了得到更高的值，最好是0.0030％以上。
N/Al(N含量和Al含量的比)：0.3以上
为了在制品状态使固溶N稳定地残留0.0010％以上，必须限制作为强烈固定N的元素的Al量。对大范围地变化本发明的组成范围内的N含量和Al含量的组合的钢板进行了研究，结果可知，为了使冷轧制品和镀制品中的固溶N达到0.0010％以上，在将Al量限定低到0.02％以下的情况下，必须使N/Al达到0.3％以上。即，Al含量被限制在(N含量)/0.3以下。
在本发明中，在上述的组成基础上，最好还含有以下的a组～c组中的1组或者2组以上，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo的1种或者2种以上，合计量是1.0％以下；
b组：Nb、Ti、V的1种或者2种以上，合计量是0.1％以下；
c组：Ca、REM的1种或者2种，合计量是0.0010％～0.010％。
a组的元素：Cu、Ni、Cr、Mo都不会大大地降低钢板的延性，是有助于强度上升的元素，Ni：0.01％以上、Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上，就能够得到该效果，可以根据需要选择、单独或者复合地含有。但是，如果含量过多，则热变形抗力增加，或者化学表面处理或广义的表面处理特性恶化，而且焊接区硬化，焊接区成形性劣化。因此，a组的元素合计量最好是1.0％以下。
b组的元素：Nb、Ti、V都是有助于晶粒的细化·均匀化的元素，Nb：0.002％以上、Ti：0.002％以上、V：0.002％以上，就能够得到该效果，可以根据需要选择、单独或者复合地含有。但是，如果含量过多，热变形抗力增加，化学表面处理或广义的表面处理特性恶化。因此，b组的元素合计量最好是0.1％以下。
c组的元素：Ca、REM都是起到控制夹杂物的形态的作用的元素，特别在要求卷边成形性的场合，最好单独或者复合含有。在此场合，c组元素的合计量不到0.0010％时，夹杂物的形态控制效果不足，另一方面，如果超过0.010％，表面缺陷的发生变得显著。因此，c组的元素的合计量最好限定在0.0010～0.010％的范围。
下面，说明本发明钢板的组织。
铁素体相的面积率：90％以上
本发明的冷轧钢板，以要求高度加工性的汽车用钢板等用途为目的，为了确保延性，形成按面积率含有90％以上的铁素体相的组织。在铁素体相的面积率不到90％时，确保作为要求高度加工性的汽车用钢板所必要的延性变得困难。另外，虽然详细的机理不清楚，但在铁素体相的面积率不到90％时，稳定地达到高的应变时效硬化是困难的。铁素体相以外的相为珠光体相。
铁素体相的平均晶粒粒径：15μm以下
在本发明中，作为晶粒粒径，在按照ASTM规定的求积法从断面组织照片算出的值和按照ASTM规定的切断法从断面组织照片求出的公称晶粒粒径(例如参照梅本等：热处理，24(1984)，334)中，采用某一个大的值。
本发明的冷轧钢板，作为制品确保规定量的固溶N，但根据本发明人的实验·研究结果判明：即使将固溶N量保持一定，在铁素体+珠光体组织中，如果铁素体相的平均晶粒粒径超过15μm，则应变时效硬化特性产生大的离散。另外，在室温保存时的机械特性的劣化也显著。虽然其详细的机理现在还不清楚，但应变时效硬化特性离散的原因之一在于晶粒粒径，可推断与合金元素向晶界的偏析和析出、还有加工、热处理对它们的影响有关。因此，为了谋求应变时效硬化特性的稳定化，必须使铁素体相的平均晶粒粒径为15μm以下。再者，为了稳定地得到BH量和ΔTS量的进一步增加，铁素体的平均晶粒粒径最好是12μm以下。
具有上述的组成和组织的本发明冷轧钢板，是抗拉强度TS不到440Mpa、应变时效硬化特性优良的冷轧钢板。
在规定应变时效硬化特性的场合，预应变量(预变形)成为重要的因素。本发明人设想适用于汽车用钢板的变形方式，关于预应变量给予应变时效硬化特性的影响进行调查，已查明，除极深冲加工以外，能大致以相当于单向的应变量整理，在实际部件中，该相当于单向的应变大于5％，部件强度与预应变5％的应变时效处理后得到的强度很好地对应。因此，在本发明中，将应变时效处理的预变形设定在拉伸应变5％。
以往的喷漆烘烤处理条件采用作为标准的170℃×20分钟。对含有多量的固溶N的本发明钢板施加5％以上的应变的场合，即使更缓和的(低温侧的)时效处理也能达到硬化，换言之，能够更宽幅度地取得时效条件。另外，一般为了争取硬化量，只要不因过度的时效而软化，在更高温度下保持更长时间是有利的。
具体地叙述，本发明钢板在预变形后硬化变得显著的加热温度的下限大约是100℃。另一方面，如果加热温度超过300℃，则硬化达到顶点，如果加热温度超过400℃，反而出现稍微软化的倾向，除此之外，热应变和回火色的发生变得显著。另外，关于保持时间，如果在加热温度200℃左右时约为30秒以上，则基本能达到充分的硬化。为了得到更大的稳定的硬化，保持时间最好是60秒以上。但是，超过20分钟的保持，不仅不能希望进一步的硬化，而且生产效率也显著地降低，是不实用的。
由于以上情况，所以在本发明中，作为时效条件定为：以20分钟评价作为以往的喷漆烘烤处理条件的加热温度的170℃、保持时间。即使在以往的喷漆烘烤型钢板达不到充分的硬化的低温加热·短时间保持的时效处理条件下，本发明的钢板也稳定地达到大的硬化。加热的方法没有特别的限制，除了利用在通常的喷漆烘烤中所采用的炉子进行的气氛加热以外，例如，感应加热、无氧化火焰、激光、等离子体等的加热等都可以很好地使用。
汽车用的部件强度必须能抵抗来自外部的复杂应力负荷，因此原材料钢板不仅在小应变区的强度特性是重要的，而且在大应变区的强度特性也变得重要。本发明人鉴于该点，使应构成汽车部件原材料的本发明钢板的BH量为80MPa以上，同时将ΔTS量规定为40MPa以上。更优选BH量为100MPa以上、ΔTS为50MPa以上。为了使BH量和ΔTS量更大，只要将时效处理时的加热温度设定在更高温一侧和/或将保持时间设定在更长时间一侧即可。
另外，本发明钢板具备在未成形加工状态下，即使在室温放置1年左右，也不引起时效劣化(YS增加且E1(延伸率)减少的现象)的以往所没有的优点。
本发明的效果即使在制品板厚较厚的情况下也能够发挥，但在制品板厚超过3.2mm的情况下，不能确保在冷轧板退火工序中必要的充分冷却速度，在连续退火时产生应变时效，作为制品难以得到作为目标的应变时效硬化特性。因此，本发明钢板的板厚最好是3.2mm以下。
另外，在本发明中，即使在上述的本发明冷轧钢板的表面实施电镀或者热浸镀，也没有任何问题。这些镀敷钢板也显示出和镀前相同程度的TS、BH量、ΔTS量。作为镀敷种类，电镀锌、热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、电镀锡、电镀铬、电镀镍等都能够很好地使用。
接着，说明本发明钢板的制造方法。
本发明钢板基本上是将具有上述范围内的组成的钢板坯加热后进行粗轧，制成薄板坯，通过依次实施对该薄板坯实施精轧、进行卷绕从而形成热轧板的热轧工序和对该热轧板进行酸洗和冷轧从而形成冷轧板的冷轧工序、以及对该冷轧板进行连续退火和过时效处理的冷轧板退火工序来制造的。
在本发明的制造方法中使用的板坯希望采用应防止成分的宏观偏析的连铸法制造，但也可以采用铸锭法、薄板坯连铸法制造。另外，除了制造板坯后暂且冷却至室温，然后进行再次加热的通常工艺以外，不冷却以热坯状态送入加热炉中，或者进行稍微保温加热后直接进行轧制的直进式轧制等节能工艺也能够没有问题地使用。特别是为了有效地确保固溶状态的N，延迟N析出的直进式轧制是有用的技术之一。
首先，说明热轧工序条件的限定理由。
板坯加热温度：1000℃以上
作为初期状态，为了确保必要且充分的固溶N量，满足制品中的固溶N量的目标值(0.0010％以上)，板坯加热温度最好是1000℃以上。从避免伴随着氧化重量增加损耗增大的观点考虑，板坯加热温度最好是1280℃以下。
在上述的条件下加热的板坯，利用粗轧轧成薄板坯。粗轧的条件没有必要特别规定，可以是通常公知的条件。但是，从确保固溶N量的观点考虑，希望尽可能以短时间进行处理。
接着，将薄板坯进行精轧，制成热轧板。
在本发明中，在粗轧和精轧之间，最好将前后相邻的薄板坯彼此接合，连续精轧。作为接合手段，最好使用压焊法、激光焊接法、电子束焊接法等。
由此，在精轧和其后的冷却中容易产生形状破坏的非稳定部(被处理材料的前端部和后端部)的存在比例减少，稳定轧制长度(在相同条件下能够轧制的连续长度)和稳定冷却长度(施加张力状态下能够冷却的连续长度)延长，制品的形状·尺寸精度和合格率提高。另外，在以往的每个薄板坯的单机轧制中，由于穿引性和咬入性等问题而难以实施的相对于薄物·宽幅的润滑轧制变得能够实施，轧制载荷和辊表面压力减低，而延长辊的寿命。
另外，在本发明中，在粗轧和精轧之间，使用加热薄板坯的横向端部的薄板坯板边加热器、加热薄板坯的纵向端部的薄板坯加热器中的任一方或者两方，使薄板坯的横向和纵向的温度分布均匀为好。由此，能够使钢板内的材质离散更小。薄板坯板边加热器、薄板坯加热器为感应加热方式，在作为稳定性上是最佳的。
对于使用顺序，希望首先利用薄板坯板边加热器补偿横向的温度差。此时的加热量也取决于钢组成等，但最好设定成在精轧出材一侧的横向温度分布范围约为20℃以下。接着，利用薄板坯加热器补偿纵向的温度差。此时的加热量最好设定成长度端部温度比中央部温度高20～40℃左右。
精轧出材一侧温度：800℃以上
为了使钢板的组织均匀且细小，精轧出材一侧温度FDT规定为800℃以上。如果FDT低于800℃，产生珠光体带等组织变得不均匀，往往部分地残留加工组织。通过使卷绕温度为高温，能够避免残留这样的加工组织。但是，如果使卷绕温度为高温，则晶粒粗化，同时固溶N量的降低、或者机械性质的面内各向异性的增加等变得显著，这是不理想的。为了进一步改善机械性质，希望FDT为820℃以上。
精轧后的冷却：精轧完成后，以冷却速度30℃/秒以上急冷
精轧后可以空冷，但希望精轧后进行急冷，希望以30℃/s以上的平均冷却速度冷却。通过以这样的条件进行急冷，能够使析出AlN的高温区急冷，能够有效地确保固溶状态的N。
卷绕温度：650℃以下
随着卷绕温度CT的降低，钢板强度增加，固溶N也稳定地残留。为了稳定地提高应变时效硬化特性，CT最好是650℃以下。在CT不到200℃时，卷绕中的钢板形状易发生破坏，材质的均匀性降低，所以实际操作上是不好的。因此希望CT是200℃以上。在更要求材质的均匀性的场合，CT优选300℃以上。更优选400℃以上。
另外，本发明在精轧中，为了减低热轧载荷，同时最终使应变时效硬化特性稳定，也可以进行润滑轧制。通过进行润滑轧制，也有热轧板的形状·材质更均匀的效果。润滑轧制时的摩擦系数最好是0.25～0.10的范围。另外，通过组合润滑轧制和连续轧制，热轧的作业也进一步稳定。
实施上述的热轧工序的热轧板，接着通过冷却工序，实施酸洗和冷轧，成为冷轧板。
酸洗的条件可以是通常公知的条件，没有特别的限制。在热轧板的氧化皮极薄的情况下，也可以不实施酸洗而直接进行冷轧。
另外，冷轧条件可以是通常公知的条件，没有特别的限制。从确保组织的均匀性的观点考虑，冷压下率最好是40％以上。接着，冷轧板实施通过连续退火、均热后冷却、或者还有过时效处理进行的冷轧板退火工序。
连续退火温度：再结晶温度以上、950℃以下
连续退火的退火温度取为再结晶温度以上。
在连续退火温度不到再结晶温度时，再结晶未完成，虽然强度满足目标，但延性降低，因而成形性降低，不能作为汽车用钢板使用。为了更加提高成形性，连续退火温度最好是700℃以上。另一方面，如果连续退火温度超过950℃，则钢板的形状破坏变得显著。因此连续退火温度最好是再结晶温度以上、950℃以下。
在连续退火温度下的保持时间：10～120秒
在连续退火温度下的保持时间，从细化组织、确保希望以上的固溶N量的观点考虑，尽可能取为短时间为佳，但从作业的稳定性考虑，希望是10秒以上。如果保持时间超过120秒，则细化组织、确保固溶N量变得困难。因此，在连续退火温度下的保持时间最好是10～120秒的范围。
均热后冷却：以冷却速度：10～300℃/秒冷却到500℃以下的温度区
从细化组织、确保固溶N量的观点看，在连续退火时的均热后的冷却(均热后冷却)是重要的，在本发明中，作为均热后冷却，以10～300℃/秒的冷却速度连续冷却到500℃以下的温度区。在冷却速度不到10℃/秒时，确保均匀且微细的组织和希望量以上的固溶N变得困难。另一方面，如果冷却速度超过300℃/秒，则固溶C量大量地残存，屈服强度YS增加，延伸率E1显著地降低，与此同时，钢板在横向的材质的均匀性不足。以10～300℃/秒的冷却速度冷却时的冷却停止温度为超过500℃的温度时，不能达到组织的细化。
与均热后冷却接续，也可以实施过时效处理。过时效处理不一定是必要的，但能够调整固溶C量，由此能够调整相关的材质(YS、E1)。因此，可以根据材质的稳定化的必要性，实施过时效处理。
过时效处理：在350～500℃的温度区时效20秒以上
通过进行过时效处理，能够在维持固溶N量的状态下，降低固溶C量。为了得到极大的应变时效硬化特性，固溶N、固溶C哪一个都是可以利用的，但如果大量地存在固溶C，则室温下的时效变得显著，延性、加工性等特性劣化变得显著。在本发明中，主要利用固溶N提高应变时效硬化特性，体现优良的机械特性。当过时效处理温度不到350℃时，减低固溶C的效果小，另一方面，如果超过500℃，则不能达到组织的细化。当过时效处理时间不到20秒时，其效果小。因此过时效处理在350～500℃的温度区取为20秒以上为好。由于连续退火设备的生产线长度和其他的制约，过时效处理时间最好是600秒以下。
又，在本发明中，与冷轧板退火工序接续，还可以实施延伸率为1.5～15％的调质轧制或者矫平加工。通过在冷轧板退火工序后实施调质轧制或者矫平加工，能够重新引入自由位错，能够稳定地提高BH量、ΔTS量这些应变时效硬化特性。在调质轧制或者矫平加工中的延伸率，其合计量最好是1.5％以上。当延伸率不到1.5％时，应变时效硬化特性的提高少，另一方面，如果延伸率超过15％，则钢板的YS增加，延性降低。在调质轧制和矫平加工中，虽然其加工方式是不同的，但本发明人证实，在对钢板的应变时效硬化特性的效果上没有大的差异。
本发明的冷轧钢板，还可以实施镀敷处理或者再继续实施合金化处理，作为镀敷钢板使用。合金化处理的热循环相当于上述的过时效处理，没有室温时效劣化，能够显著地提高应变时效硬化特性。
实施例
用转炉熔炼表1所示组成的钢水，采用连铸法制成板坯。以表2所示的条件加热这些板坯，进行粗轧，制成表2所示厚度的薄板坯，接着，通过实施表2所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。对于一部分，在精轧中进行润滑轧制。另外，对于一部分，在粗轧后在精轧进坯一侧采用熔融压焊法将前后相邻的薄板坯彼此接合，进行轧制。另外，对于一部分，使用感应加热方式的薄板坯板边加热器、薄板坯加热器加热薄板坯的横向端部、纵向端部，调节薄板坯的温度。
通过由酸洗和表2所示条件的冷轧构成的冷轧工序将这些热轧板制成冷轧板。接着，以表2所示的条件对这些冷轧板进行利用了连续退火炉的连续退火。另外，与冷轧板退火工序接续，施行调质轧制。连续退火的退火温度都是再结晶温度以上。
关于所得到的冷轧退火板，调查固溶N量、显微组织、拉伸特性、应变时效硬化特性。
(1)固溶N量的调查
固溶N量是从由化学分析求出的钢中的总N量减去析出的N量而求出的。析出N量由使用上述恒定电位电解法的分析法来求出。
(2)显微组织
从各冷轧退火板切取试样，使用光学显微镜或者扫描电子显微镜，对垂直于轧制方向的断面(C断面)拍摄显微组织，使用图像解析装置求出组织分数和种类。
另外，铁素体晶粒粒径是采用从对应于垂直于轧制方向的断面(C断面)的组织照片上按照ASTM规定的求积法计算出的值或者按照ASTM规定的切断法求出的公称粒径之中的某一个大的值。
(3)拉伸特性
从各冷轧退火板沿轧制方向切取JIS 5号试样，按照JIS Z 2241的规定，以初期应变速度：3×10-3/秒(滑块速度：恒定10mm/分)实施拉伸试验，求出屈服强度YS、拉伸强度TS、延伸率E1。
(4)应变时效硬化特性
从各冷轧退火板上沿轧制方向切取JIS 5号试样，作为预变形在此施予5％的拉伸预应变，接着施行170℃×20分的相当于喷漆烘烤处理的热处理后，以初期应变速度：3×10-3/秒实施拉伸试验，求出预变形-喷漆烘烤处理后的拉伸特性(屈服应力YSBH、抗拉强度TSBH)，计算出BH量＝YSBH-YS5％、ΔTS＝TSBH-TS。YS5％是将制品板预变形5％时的变形应力，YSBH、TSBH分别是预变形-喷漆烘烤处理后的屈服应力、抗拉强度，TS是制品板的抗拉强度。
这些结果示于表3中。
在本发明例中，都具有优良的延性、良好的应变时效硬化特性，呈现格外高的BH量、ΔTS。
产业上的应用可能性
根据本发明，能够廉价且不破坏形状地制造具有利用预变形-喷漆烘烤处理使屈服应力增加至80MPa以上和抗拉强度增加至40MPa以上的高应变时效硬化特性和高成形性的广泛使用性高的冷轧钢板，产业上达到特别的效果。进而，在将本发明的冷轧钢板应用于汽车部件的场合，通过喷漆烘烤处理等屈服应力和抗拉强度都增加，能稳定地得到高的部件特性。能够使所使用的钢板厚度，例如从2.0mm减薄到1.6mm，比以往薄，也有能够使汽车车体轻量化的效果。另外，本发明在工业上具有如下显著效果：添加热变形抗力的增加少的N，谋求改善应变时效硬化特性，所以在薄坯的热轧中，在不会使变形抗力增加的情况下使热轧容易。
表1
钢No.                                                     化学成分(重量％)
C Si Mn P S Al N   N/Al 其他     Mn/Si   A值*
  A 0.05 0.10 1.2 0.002 0.0015 0.010 0.0095   0.95 -     12   0.36
  B 0.03 0.20 1.0 0.002 0.0020 0.015 0.0120   0.80 -     5   0.42
  C 0.12 0.20 0.8 0.001 0.0015 0.009 0.0098   1.09 -     4   0.37
  D 0.03 0.10 0.9 0.002 0.0015 0.009 0.0178   1.98 -     9   0.30
  E 0.05 0.02 1.5 0.001 0.0015 0.008 0.0095   1.19 Mo：0.10     75   0.33
  F 0.005 0.07 1.2 0.002 0.0015 0.010 0.0120   1.20 Ca：0.0035     17   0.33
  G 0.015 0.10 1.2 0.003 0.0021 0.007 0.0079   1.13 Ti：0.015     12   0.37
  H 0.08 0.04 0.6 0.027 0.0028 0.012 0.0110   0.92 Nb：0.009     15   0.43
  I 0.05 0.10 1.1 0.003 0.0012 0.012 0.0098   0.82 Ni：0.07，REM：0.0070     11   0.35
  J 0.05 0.10 1.1 0.003 0.0022 0.021 0.0065   0.31 Cu：0.5，Ni：0.3     11   0.35
  K 0.05 0.10 1.1 0.002 0.0021 0.031 0.0025   0.08 -     11   0.34
  L 0.05 0.30 1.1 0.030 0.0015 0.010 0.0095   0.95 -     3.7    0.82
*)A＝Si+Mn/5+10P：(1)式左边
表2
钢板No.   钢No.                            热轧工序      冷轧工序           冷轧板退火工序 调质轧制
板坯加热温度SRT℃ 粗轧   有无薄板坯的接合 精轧 轧制后平均冷却速度℃/s   卷绕     冷压下率％ 冷轧板板厚mm 连续退火   均热后冷却   过时效处理
薄板坯厚mm   卷绕温度CT℃
   出材一侧温度FDT℃   热轧板板厚mm 退火温度℃   保持时间s   冷却速度℃/s   冷却停止温度℃   开始温度℃ 在350～500℃区的停留时间s 延伸率％
    1   A   1200     38     无     840   2.6*     50   540     71 0.75 780   60   20   480   480     30 0.5
    2   1180     38     有**     840   2.6     35   540     71 0.75 800   50   20   470   470     40 0.5
    3   1210     38     有     840   2.6     35   720     71 0.75 880   50   20   490   490     45 0.5
    4   B   1210     35     无     855   2.6     40   550     73 0.70 800   40   15   450   450     40 0.5
    5   1200     38     无     770   2.6     45   555     73 0.70 800   40   3   450   450     39 0.5
    6   C   1210     35     有     870   2.9     37   600     76 0.70 720   40   20   450   450     50 1.5
    7   D   1200     35     有     865   2.9     38   600     76 0.70 720   40   25   450   450     50 1.0
    8   E   1170     35     有     850   3.2     35   600     78 0.70 720   40   25   450   450     29 1.5
    9   F   1230     40     无     880   3.2     35   520     75 0.80 750   50   20   450   450     30 1.5
    10   G   1220     40     无     890   2.6     35   520     69 0.80 750   40   20   450   450     30 1.0
    11   1220     40     无     880   2.6     35   520     69 0.80 750   50   30   350   -     - 1.0
    12   H   1190     38     无     855   2.9     55   530     72 0.80 730   50   20   440   440     35 3.0
    13   1190     38     无     858   2.9     50   530     66 1.00 730   50   25   600   600     90 3.0
    14   I   1200     38     无     860   2.9     35   540     62 1.10 740   50   40   440   440     40 0.5
    15   J   1200     38     无     860   2.9     35   540     62 1.10 750   50   40   440   440     40 0.5
    16   K   1200     38     无     865   2.9     35   540     62 1.10 820   50   40   440   440     40 0.5
    17   L   1200     38     无     840   2.6     50   540     71 0.75 780   60   20   470   470     30 0.5
*)实施润滑轧制
**)使用薄板坯加热器、板边加热器
表3
钢板No. 钢No. 钢板固溶N量质量％   钢板组织     制品板特性 预变形-喷漆烘烤处理后的特性     应变时效硬化特性 备注
  铁素体  珠光体                 位伸特性     r值     BH量MPa     ΔTSMPa
  面积率％   粒径μm  面积率％ YSMPa TSMPa   EI％   YR％     rmean YSMPa TSMPa
    1 A 0.0059     98     7     2 260 395   40   66     1.1 410 455     95     60 本发明例
    2 0.0050     98     7     2 254 390   41   65     1.1 415 452     95     62 本发明例
    3 0.0007     97     17     3 255 385   34   66     1.2 355 410     55     25 比较例
    4 B 0.0055     99     8     1 257 395   40   65     1.1 415 450     98     55 本发明例
    5 0.0007     98     7     2 247 380   36   65     1.1 345 400     45     20 比较例
    6 C 0.0090     96     6     4 285 425   39   67     1.0 450 482     90     57 本发明例
    7 D 0.0146     96     6     4 287 435   38   66     1.0 475 516     120     81 本发明例
    8 E 0.0079     98     7     2 281 420   40   67     1.1 445 479     102     59 本发明例
    9 F 0.0065     ＞99     8     ＜1 231 355   44   65     1.4 377 410     90     55 本发明例
   10 G 0.0059     ＞99     7     ＜1 288 430   38   67     1.3 458 489     90     59 本发明例
   11 0.0065     ＞99     7     ＜1 290 438   38   66     1.3 455 497     85     59 本发明例
   12 H 0.0055     98     5     2 270 395   41   68     1.0 421 457     100     62 本发明例
   13 0.0008     98     5     3 260 375   38   69     1.1 365 400     40     25 比较例
   14 I 0.0045     98     6     2 270 405   39   67     1.0 421 455     90     50 本发明例
   15 J 0.0048     98     6     2 275 415   39   66     1.0 425 460     80     45 本发明例
   16 K 0.0001     98     7     2 251 375   36   67     1.0 335 390     30     15 比较例
   17 L 0.0009     95     10     5 346 480   25    72     1.0 430 490     25     10 比较例*
*)表面性状降低

Claims (5)

1.一种抗拉强度不到440MPa、屈服比YR不到70％、应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征在于：组成用质量％表示，含有C：≤0.15％、Si：≤0.4％、Mn：≤2.0％、P：≤0.04％、S：≤0.02％、Al：≤0.02％、N：0.0050～0.025％，其中含有的Si、Mn、P范围满足下述(1)式，
      Si+Mn/5+10P＜0.44          .........(1)
式中，Si、Mn、P：表示各元素含量(质量％)
又，N/Al≥0.3，含有≥0.0010％的固溶态的N，余量由Fe及不可避免的杂质构成；组织由铁素体相和珠光体相构成，用面积率表示，上述铁素体相≥90％、且平均晶粒粒径≤15μm。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于：在上述组成的基础上，用质量％表示，还含有下述a组～c组中的至少1组成分，
其中，
a组：Cu、Ni、Mo、Cr的1种或者≥2种，合计量≤1.0％；
b组：Nb、Ti、V的1种或者≥2种，合计量≤0.1％；
c组：Ca、REM的1种或者2种，合计量为0.0010～0.010％。
3.一种抗拉强度不到440MPa、屈服比YR不到70％、应变时效硬化特性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将具有含C：≤0.15％、Si：≤0.4％、Mn：≤2.0％、P：≤0.04％、S：≤0.02％、Al：≤0.02％、N：0.0050～0.02 5％，其中含有的Si、Mn、P范围满足下述(1)式，
      Si+Mn/5+10P＜0.44          .........(1)
式中，Si、Mn、P：表示各元素含量(质量％)
且N/Al≥0.3的组成的钢板坯加热至板坯加热温度：≥1000℃，进行粗轧形成薄板坯，依次施行以下的工序，即对该薄板坯施行精轧出材一侧温度：≥800℃的精轧，在卷绕温度：≤650℃下进行卷绕从而形成热轧板的热轧工序；对该热轧板进行酸洗和冷轧，形成冷轧板的冷轧工序；对该冷轧板在≥再结晶温度～≤950℃的温度进行保持时间：10～120秒的退火，接着进行以冷却速度：10～300℃/秒冷却至500℃以下的温度区的退火后冷却，或者再在350～500℃的温度区进行≥20秒的停留的过时效处理的冷轧板退火工序。
4.根据权利要求3所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：在上述精轧后，以≥30℃/秒的冷却速度急冷，进行上述的卷绕。
5.根据权利要求3或4所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：与上述冷轧板退火工序接续，还实施延伸率：1.0～15％的调质轧制或者矫平加工。
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