CN1289375A - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1289375A
CN1289375A CN99802559A CN99802559A CN1289375A CN 1289375 A CN1289375 A CN 1289375A CN 99802559 A CN99802559 A CN 99802559A CN 99802559 A CN99802559 A CN 99802559A CN 1289375 A CN1289375 A CN 1289375A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolled steel
weight
formula
high strength
steel plate
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN99802559A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1119428C (zh
Inventor
藤田毅
北野总人
细谷佳弘
稻积透
山崎雄司
森田正哉
长泷康伸
长谷川浩平
松田广志
小野守章
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
JFE Engineering Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=27564422&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN1289375(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Priority claimed from JP03628699A external-priority patent/JP3570269B2/ja
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN1289375A publication Critical patent/CN1289375A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1119428C publication Critical patent/CN1119428C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及抗拉强度为340～440MPa的添加Nb的超低C冷轧钢板,例如以重量%计,高强度冷轧钢板含C:0.0040～0.01%、Si:0.05%以下、Mn:0.1～1.0%、P:0.01～0.05%、S:0.02%以下、sol.Al:0.01～0.1%、N:0.004%以下、Nb:0.01～0.14%,其余实质上是Fe和不可避免的杂质,而且通过单向拉伸试验的公称应变1%和10%两点算出的n值在0.21以上的冷轧钢板,及其制造方法。采用本发明可以得到复合成形性、耐二次加工脆性、焊接部位成形性、抑制毛刺的性能、表面性状、板卷内材质均匀性等均优良的汽车外壳用的高强度冷轧钢板。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于汽车外壳如车盖、挡泥板、侧板等的抗拉强度为340-440MPa的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于从安全性考虑和燃料费用的提高，用于汽车外壳的车盖、挡泥板、侧板等的钢板大多数具有采用高强度钢板的倾向。
由于零件整体化造成零件种类的减少和为了提高冲压效率，同时也为了能使外壳具有良好的外观，要求高强度冷轧钢板有更优良的深冲性能、胀形性能、面均匀变形的性能(在成型面上不发生不均匀应变)。
为此，最近提出在含C量为30ppm以下的超低碳钢的基础上，加入Ti、Nb等碳化物形成元素和Mn、Si、P等固溶强化元素的高强度冷轧钢板。例如在特开平5-112845号公报中采用超低碳钢的碳含量的下限，添加Mn的钢板，在特开平5-263184号公报中在超低碳钢中加入大量Mn，同时添加Ti或Nb的钢板，在特开平5-78784号公报中在含Ti的超低碳钢中添加Mn，同时控制Si和P等含量的抗拉强度为343-490MPa的钢板。此外在特开平5-46289号公报和特开平5-195080号等公报中报告了把C含量控制在30-100ppm的超低碳钢进行多项调整的钢添加Ti的钢板。
可是以这样超低碳钢为基的高强度冷轧钢板不具备深冲性能、胀形性能、面均匀变形的性能等的良好的复合成形性能，至今作为汽车外壳用钢板是不够的。特别是几乎不可能防止波纹的产生，而波纹是损害外壳涂装后鲜艳程度的表面变形引起的。
此外，最近对汽车外壳用高强度冷轧钢板除这样的复合成形性以外，对耐二次加工脆性、对应于加工毛坯的焊接部位的成形性、剪切时的抑制毛刺的性能、表面性状，以及作为以卷提供的板卷内材质的均匀性等提出更高的要求。
技术方案
本发明的高强度冷轧钢板在深冲性能、胀形性能、面均匀变形的性能等的复合成形性、耐二次加工脆性、对应于加工毛坯的焊接部位的成形性、剪切时的抑制毛刺的性能、表面性状、板卷内材质均匀性等方面均具有优良的性能，说明如下。
本发明的钢板1是高强度冷轧钢板，以重量％计含C：0．0040～0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．20％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、O：0．003％以下、Nb：0．01～0．20％，而且满足下述的(1)、(2)、(3)、(4)式。
-0．46-0．83×log[C]≤(Nb×12)／(C×93)≤-0．88-1．66×
log[C]                     (1)
10．8≥5．49×log[YP]-r    (2)
11．0≤r+50．0×n          (3)
2．9≤r+5．00×n           (4)
式(1)～(4)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)，YP表示屈服强度(MPa)，r表示r值(相对轧制方向成0°、45°、90°方向的平均值)，n表示n值(应变1～5％范围的n值，相对轧制方向成0°、45°、90°方向的平均值)。
将含此成分的钢采用连铸板坯生产工艺、把板坯在Ar3相变点以上温度精轧的热轧钢板工艺、热轧钢板在540℃以上温度卷取的工艺、卷取后的热轧钢板经50～85％压下率冷轧后，在680～880℃退火的工艺等，可以制造本发明的钢板1。
本发明的钢板2也是高强度冷轧钢板，以重量％计C：0．0040～0．01％、Si：0．05％以下、Mn：0．1～1．0％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．01～0．14％，其余实质上是Fe和不可避免的杂质，通过单向拉伸试验的公称应变1％和10％两点算出的n值在0．21以上。
本发明的钢板3是高强度冷轧钢板，以重量％计由C：0．0040～0．01％、Si：0．05％以下、Mn：0．1～1．0％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．15％以下，其余实质上是Fe和不可避免的杂质等组成，而且满足下述(6)式，并通过单向拉伸试验的公称应变1％和10％两点算出的n值在0．21以上。
(12／93)×Nb*／C≥1．2    (6)
式(6)中Nb*=Nb-(93／14)×N，C、N、Nb表示元素C、N、Nb的含量(重量％)。
本发明的钢板3是将含此成分的钢采用连铸板坯生产工艺、把板坯在Ar3相变点以上温度精轧的热轧钢板工艺、热轧钢板在500～700℃温度卷取的工艺、卷取后的热轧钢板经冷轧后退火的工艺等制造的高强度冷轧钢板。
本发明的钢板4是以重量％计由C：0．0040～0．01％、Si：0．05％以下、Mn：0．1～1．0％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．01～0．14％，其余实质上是Fe和不可避免的杂质等组成，而且满足下述(6)、(7)式的高强度冷轧钢板。
(12／93)×Nb*／C≥1．2    (6)
TS-4050×Ceq≥-0．75×TS+380    (7)
式(7)中，Ceq=C+(1／50)×Si+(1／25)×Mn+(1／2)×P，C、Si、Mn、P、N、Nb表示元素C、Si、Mn、P、N、Nb的含量(重量％)，TS表示抗拉强度(MPa)。
本发明的钢板5是以重量％计含C：0．004～0．01％、P：0．05％以下、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Ti：0．03％以下，Nb的含量要满足下式(8)，并且NbC的体积百分数为0．03～0．1％，其70％以上的颗粒直径为10～40nm的高强度冷轧钢板。
1≤(93／12)×(Nb／C)≤2．5      (8)
式(8)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
本发明的钢板5是将含此成分的钢采用连铸板坯生产工艺、板坯满足下述(9)～(11)式的压下率条件下精轧的热轧钢板工艺、将热轧钢板经冷轧后退火的工艺等制造的高强度冷轧钢板。
10≤HR1                         (9)
2≤HR2≤30                      (10)
HR1+HR2-HR1×HR2／100≤60       (11)
式(9)～(11)中HR1、HR2分别表示终轧前一道次和终轧道次的压下率(％)。
本发明的钢板6是以重量％计含C：0．0040～0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．1～1．5％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．0100％以下、Nb：0．036～0．14％，而且要满足下述(12)式，并且平均晶粒直径在10μm以下，r值在1．8以上的高强度冷轧钢板。
1．1＜(Nb×12)／(C×93)＜2．5  (12)
式(12)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
本发明的钢板6是将含此成分的钢经连铸板坯生产工艺、把板坯直接轧制或加热到1100～1250℃粗轧生产粗轧坯的工艺、把粗轧坯经终轧前一道次和终轧道次10～40％累计压下率的精轧生产热轧钢板的工艺、把热轧钢板以15℃／sec以上的冷却速度冷却至700℃以下温度，在620～670℃卷取的工艺、卷取后的热轧钢板经50％以上压下率冷轧后，以20℃／sec以上的加热速度加热到860～Ar3相变点以下温度退火的工艺，退火后的钢板以0．4～1．0％的压下率平整的工艺等制造的高强度冷轧钢板。
本发明的钢板7是以重量％计含C：超过0．0050％并低于0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．5％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．01～0．20％，而且满足下述(3)、(4)、(14)式的高强度冷轧钢板。
11．0≤r+50．0×n        (3)
2．9≤r+5．00×n         (4)
1．98-66．3×C≤(Nb×12)／(C×93)≤3．24-80．0×C    (14)
式(14)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
本发明的钢板7是将含此成分的钢经连铸板坯生产工艺、把板坯以终轧前一道次和终轧道次的累计压下率60％以下的精轧后卷取的热轧钢板生产工艺、把热轧钢板冷轧后退火的工艺等制造的高强度冷轧钢板。
附图简要说明
第1图：表示用于评价面均匀变形性能的面板形状。
第2图：表示(Nb×12)／(C×93)对成形前后波纹高度差(ΔWca)的影响。
第3图：表示吉田纵弯曲试验法。
第4图：表示YP、r值对塑性纵弯曲高度(YBT)的影响。
第5图：表示杯突成形试验方法。
第6图：表示r值、n值对深冲性能、胀形性能的影响。
第7图：表示汽车前挡泥板模制品。
第8图：表示图7的汽车前挡泥板模制品危险断裂部位附近等效应变分布的一个示例。
第9图：表示与本发明例对比的钢板在图7的汽车前挡泥板成形后，危险断裂部位附近的等效应变分布。
第10图：表示(12／93)×Nb*／C对二次加工脆化温度的影响。
第11图：表示(12／93)×Nb*／C对r值的影响。
第12图：表示(12／93)×Nb*／C对YPE1的影响。
第13图：表示球面胀形成形试样。
第14图：表示(12／93)×Nb*／C对焊接部位球面胀形高度的影响。
第15图：表示扩孔试样。
第16图：表示(12／93)×Nb*／C对焊接部位扩孔率的影响。
第17图：表示匣形件深冲成形试样。
第18图：表示TS对焊接部位产生裂纹临界压紧力的影响。
第19图：表示析出物分布形态对毛刺平均高度的影响。
第20图：表示表示析出物分布形态对毛刺平均高度的标准偏差的影响。
第21图：表示(Nb×12)／(C×93)及C对板卷内材质均匀性的影响。
第22图：表示r值、n值对深冲性能、胀形性能的影响。
发明的最佳实施方式最佳方式1
上述本发明的钢板1是在复合成形性能方面特别优良的钢板，详细说明如下。
C：C与Nb形成微细的碳化物，在使钢具有高的强度的同时，提高低应变区的n值，所以使面均匀变形性能提高。由于C含量不足0．0040％其效果小，高于0．010％的话塑性降低，所以其含量定为0．0040～0．010％，希望是0．0050～0．0080％，最好0．0050～0．0074％。
Si：Si添加过量的话，会使冷轧钢板的表面化学处理性能恶化，热镀锌钢板的镀层结合性能恶化，所以其含量定为0．05％以下。
Mn：Mn使钢中的S变成MnS析出，防止钢坯热裂，不使镀层结合性能恶化，能提高钢的强度。Mn的含量不足0．10％没有使S析出的效果，超过1．20％屈服强度显著升高的同时在低应变区的n值降低，所以其含量定为0．10～1．20％。
P：为了提高强度，P在0．01％以上是必要的，超过0．05％的话，使镀锌的合金化处理性能恶化，镀层结合不好，所以其含量定为0．01～0．05％。
S：由于S的含量超过0．02％的话会使塑性降低，所以其含量定为0．02％以下。
sol．Al：Al使钢中的N形成AlN析出，具有减轻固溶N的危害的作用，Al含量不足0．01％其效果不充分，而超过0．1％也不能得到相应的效果，所以其含量定为0．01～0．1％。
N：希望N尽可能少，从成本上考虑其含量定为0．004％以下。
O：O形成氧化物系夹杂，退火时阻碍晶粒长大，成形性能恶化，所以其含量定为0．003％以下。此外为了要在0．003％以下，炉外精练后必须极力抑制吸附O。
Nb：Nb与C形成微细的碳化物，使钢的强度提高的同时，能提高低应变区的n值，所以面均匀变形性能提高。不足0．01％不能得到这种效果，超过0．20％的话，屈服强度显著提高的同时，会使低应变区的n值降低，所以其含量定为0．01～0．20％，希望0．035～0．20％，最好0．080～0．140％。
这样仅仅限定了钢的各种成分，还不能得到深冲性能、胀形性能、面均匀变形性能等复合成形性优良的高强度冷轧钢板，还需要以下的条件。
首先，为了评价面均匀变形性能，使用按重量％计含C：0．0040～0．010％、Si：0．01～0．02％、Mn：0．15～1．0％、P：0．02～0．04％、S：0．005～0．015％、solAl：0．020～0．070％、N：0．0015～0．0035％、O：0．0015～0．0025％、Nb：0．04～0．17％，板厚0．8mm的冷轧钢板，如图1所示形状的板条成形后，测量了成形前后波中心线波纹高度Wca的差ΔWca。
图2表示(Nb×12)／(C×93)对成形前后波纹高度差ΔWca的影响。
(Nb×12)／(C×93)在满足下述(1)式情况下Δwca在2μm以下，表示具有优良的面均匀变形性能。
-0．46-0．83×log[C]≤(Nb×12)／(C×93)≤-0．88-1．66×log[C](1)
评价面均匀变形性能时不能仅看上述的波纹高度，也有必要研究在侧板容易产生的塑性纵弯曲。
所以使用上述的冷轧钢板，采用图3的吉田纵弯曲试验法，即用拉伸试验机，夹头间距101mm，按箭头方向拉伸，在标距(GL=75mm)内给予一定的拉伸应变量(λ=1％)后卸载，测定残留的塑性纵弯曲高度(YBT)，评价了对塑性弯曲的面均匀变形性能。此外测定是使用间距为50mm的曲率计在垂直拉伸方向进行。
图4表示YP、r对塑性纵弯曲高度YBT的影响。
YP、r值的关系满足下述(2)式情况下，塑性纵弯曲高度YBT在1．5mm以下即达到与JSC270F同样或偏上的水平，对塑性弯曲也表示出优良的面均匀变形性能。
10．8≥5．49×log[YP]-r    (2)
其次，用上述冷轧钢板采用直径50mm的圆筒成形时的极限深冲系数(LDR)来评价深冲性能，用图5所示的杯突成形试验的杯突高度评价胀形性能。杯突成形试验是使用340mmL×100mmW的薄板，在凸模宽(Wp)：100mm，凹模宽(Wd)：103mm，压紧力(P)：40吨的条件下进行。
图6表示r值、n值对深冲性能、胀形性能的影响。其中根据下述理由n值是在1～5％的低应变区求得的数值。也就是说第8图中，表示图7的汽车前挡泥板模制品危险断裂部位附近等效应变分布的一个示例，凸模底部发生的应变是1～5％，回避了侧壁等危险断裂部位的应变集中，所以可以促进低应变的凸模底部的塑性流动。
根据图6，r值、n值的关系满足下述(3)、(4)式情况下，得到与JSC270F同样或偏上水平的极限深冲系数(LDR)、杯突成形高度，表示具有优良的深冲性能和胀形性能。
11．0≤r+50．0×n    (3)
2．9≤r+5．00×n     (4)
本发明的钢板1添加Ti以提高面均匀变形性能。Ti含量超过0．05％的话，热镀锌处理时表面性状明显恶化，所以要在0．05％以下，希望设定在0．005～0．02％。再有，此时必须用下述(5)式代替上述(1)式。
-0．46-0．83×log[C]≤(Nb×12)／(C×93)+(Ti*×12)／(C×48)
                                 ≤-0．88-1．66×log[C]   (5)
为了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的。B含量超过0．002％的话，深冲性能、胀形性能恶化，所以定为0．002％以下，希望0．0001～0．001％。
此外，本发明的钢板1除了具有优良的复合成形性能以外，耐二次加工脆性、焊接部位的成形性、剪切时的抑制毛刺的性能、表面性状、板卷内材质的均匀性等方面也具有适合做汽车外壳的特性。
包括含Ti和B等进行成分调整的钢经连铸板坯生产、把板坯在Ar3相变点以上温度精轧生产热轧钢板、热轧钢板在540℃以上温度卷取、卷取后的热轧钢板经50～85％压下率冷轧后，在680～880℃退火等，可以制造本发明的钢板1。
精轧在低于Ar3相变点温度进行的话，由于r值和延伸显著降低，必须在Ar3相变点以上温度进行。要得到更高的延伸，希望在900℃以上进行。再有，连铸板坯热轧时，可以直接轧制或再加热后轧制。
由于希望促进析出物形成，提高r值、n值，卷取在540℃以上，最好在600℃以上进行是必要的。从用酸洗去除氧化铁皮的性质和材质的稳定性考虑，应在700℃以下，最好在680℃以下进行，此外使碳化物有一定程度的长大，对形成再结晶织构不产生不利的影响，在其后的连续退火时希望卷取在600℃以上进行。
为了得到高的r值和n值，冷轧时的压下率定为50～85％。
为了促进铁素体晶粒长大以得到高的r值，和与晶内相比，在晶界形成析出物低密度区域(PZF)以提高n值，退火要在680～880℃进行，箱式退火情况下希望是680～850℃，连续退火情况下希望是780～880℃。
本发明的钢板1有时要根据需要可实施电镀锌和热镀锌的镀锌处理等，以及镀后的有机膜处理。(实施例1)
表1、2所示的No．1～29号钢熔炼后，用连铸的方法生产厚220mm的板坯，在1200℃加热后，在880～910℃精轧，在540～560℃(箱式退火)、600～680℃(连续退火、连续退火+热镀锌)卷取，生产板厚2．8mm的热轧钢板，冷轧至板厚0．80mm后，在840～860℃进行连续退火(CAL)、680～720℃箱式退火(BAF)、或850～860℃的连续退火+热镀锌(CGL)中的一种处理，在0．7％压下率下平整。
连续退火+热镀锌在退火后460℃进行热镀锌处理，直接在在线的合金化处理炉中在500℃进行镀层的合金化处理，镀的量为单侧45g／m2。
然后测定力学性能(轧制方向、JIS5号试样、n值用1～5％应变区算出)、面应变(Δwca、YBT)、极限深冲系数(LDR)、杯突成形高度(H)。
结果示于表3、4。
可以看出，满足上述(1)～(4)式或(5)式的本发明例1～24是复合成形性能、镀锌的性能优良的，抗拉强度为350MPa左右的高强度冷轧钢板。
另一方面对比例25～44不具有优良的复合成形性能，Si、P、Ti偏离本发明范围的情况下，镀锌性能恶化。(实施例2)
表1所示的No．1钢熔炼后，用连铸的方法生产厚220mm的板坯，在1200℃加热后，在800～950℃精轧，在500～680℃卷取，生产板厚1．3～6．0mm的热轧钢板，以46～87％的压下率冷轧至板厚0．80mm后，在750～900℃进行连续退火或连续退火+热镀锌中的一种处理，在0．7％压下率下平整。
连续退火+热镀锌与实施例1相同的条件下进行镀锌处理。
然后进行与实施例1相同的试验。
结果示于表5。
可以看出，满足上述(1)～(4)式或(5)式的本发明例1A～1D是复合成形性能优良的，抗拉强度为350MPa左右的高强度冷轧钢板。
表1
钢号     C   Si   Mn     P     S  sol.Al     N   Nb   Ti     B     O  X/C#   备注
    1  0.0059  0.01  0.34  0.019  0.011  0.050  0.0021  0.082     tr     tr  0.0020     1.8 发明钢
    2  0.0096  0.02  0.15  0.020  0.009  0.055  0.0020  0.112     tr     tr  0.0022     1.5 发明钢
    3  0.0042  0.02  0.30  0.040  0.007  0.060  0.0018  0.068     tr     tr  0.0019     2.1 发明钢
    4  0.0070  0.04  0.21  0.025  0.010  0.058  0.0021  0.109     tr     tr  0.0017     2.0 发明钢
    5  0.0056  0.01  0.67  0.018  0.012  0.052  0.0008  0.082     tr     tr  0.0025     1.9 发明钢
    6  0.0061  0.02  0.12  0.033  0.009  0.048  0.0022  0.080     tr     tr  0.0017     1.7 发明钢
    7  0.0074  0.01  0.23  0.044  0.010  0.040  0.0018  0.081     tr     tr  0.0023     1.4 发明钢
    8  0.0068  0.01  0.20  0.012  0.012  0.066  0.0033  0.095     tr     tr  0.0025     1.8 发明钢
    9  0.0081  0.02  0.17  0.022  0.018  0.058  0.0028  0.100     tr     tr  0.0021     1.6 发明钢
    10  0.0056  0.02  0.28  0.031  0.008  0.090  0.0038  0.082     tr     tr  0.0020     1.9 发明钢
  1 1  0.0063  0.01  0.17  0.025  0.009  0.015  0.0017  0.098     tr     tr  0.0018     2.0 发明钢
    12  0.0080  0.01  0.20  0.023  0.012  0.054  0.0025  0.160     tr     tr  0.0024     2.6 发明钢
    13  0.0059  0.02  0.20  0.024  0.010  0.058  0.0019  0.082     tr     tr  0.0028     1.8 发明钢
    14  0.0078  0.01  0.21  0.028  0.009  0.058  0.0018  0.079     tr     tr  0.0020     1.3 发明钢
    15  0.0065  0.01  0.20  0.032  0.009  0.034  0.0020  0.091  0.011     tr  0.0018     1.8* 发明钢
    16  0.0081  0.01  0.42  0.020  0.007  0.041  0.0017  0.092  0.024  0.0006  0.0020     1.7* 发明钢
                     X／C#：(Nb％×12)／(C％×93)
*(Nb％×12)／(C％×93)+(Ti*％×12)／(C％×48)，Ti*％=Ti-(48／14)N％-(48／32)S％
表2
钢号     C   Si   Mn     P     S  sol.Al     N   Nb     Ti     B     O    X/C#   备注
    17  0.0110  0.02  0.20  0.025  0.009  0.060  0.0021  0.128     tr     tr   0.0019     1.5 对比钢
    18  0.0035  0.02  0.32  0.030  0.010  0.054  0.0020  0.046     tr     tr   0.0018     1.7 对比钢
    19  0.0063  0.10  0.16  0.030  0.011  0.057  0.0019  0.088     tr     tr   0.0020     1.8 对比钢
    20  0.0065  0.01  1.50  0.020  0.008  0.045  0.0022  0.091     tr     tr   0.0019     1.8 对比钢
    21  0.0059  0.02  0.20  0.067  0.010  0.050  0.0021  0.087     tr     tr   0.0021     1.9 对比钢
    22  0.0062  0.02  0.23  0.024  0.003  0.061  0.0018  0.077     tr     tr   0.0018     1.6 对比钢
    23  0.0058  0.02  0.18  0.023  0.008  0.005  0.0019  0.076     tr     tr   0.0021     1.7 对比钢
    24  0.0060  0.01  0.22  0.030  0.011  0.058  0.0052  0.088     tr     tr   0.0023     1.9 对比钢
    25  0.0090  0.02  0.21  0.032  0.010  0.055  0.0021  0.220     tr     tr   0.0018     3.2 对比钢
    26  0.0063  0.01  0.23  0.032  0.011  0.029  0.0021  0.093     tr     tr   0.0052     1.9 对比钢
    27  0.0074  0.01  0.22  0.030  0.009  0.056  0.0019  0.164     tr     tr   0.0021     2.9 对比钢
    28  0.0077  0.01  0.21  0.028  0.010  0.057  0.0020  0.072     tr     tr   0.0017     1.2 对比钢
    29  0.0090  0.01  0.62  0.050  0.015  0.035  0.0036  0.126     tr     tr   0.0026     1.8 对比钢
                X／C#：(Nb％×12)／(C％×93)
表3
    钢板的性能   冲压后面板的形状 钢板的成形性能   备注
No 钢号 退火条件 YP(MPa) TS(MPa) EL(％)    n值   r值    Y**   Z***   V**** 面应变 ΔWca(μm)   YBT(mm) H(mm)   LDR 发明例
1  1   CAL   202   351   45   0.197   2.02   10.64   11.9   3.0   无     0.24     1.25   34.4     2.16 发明例
2  1   BAF   194   348   46   0.204   2.20   10.36   12.4   3.2   无     0.18     0.88   35.3     2.18 发明例
3  1   CGL   205   354   44   0.194   2.02   10.67   11.7   3.0   无     0.20     1.31   34.2     2.16 发明例
4  2   CAL   211   364   42   0.192   1.98   10.78   11.6   2.9   无     0.26     1.41   34.0     2.15 发明例
5  2   CGL   213   368   42   0.189   1.98   10.80   11.4   2.9 允许范围内     0.27     1.41   33.6     2.15 发明例
6  3   CAL   195   340   45   0.195   2.00   10.57   11.8   3.0 允许范围内     0.27     1.25   34.3     2.16 发明例
7  3   CGL   191   346   44   0.192   1.97   10.55   11.6   2.9 允许范围内     0.26     1.22   34.0     2.15 发明例
8  4   CAL   200   357   45   0.198   2.05   10.58   12.0   3.0   无     0.23     1.23   34.6     2.16 发明例
9  5   CGL   218   368   43   0.190   2.11   10.73   11.6   3.1   无     0.20     1.38   34.0     2.17 发明例
10  6   CGL   188   342   46   0.216   2.15   10.34   13.0   3.2   无     0.16     0.80   36.0     2.18 发明例
11  7   CAL   214   366   44   0.193   2.20   10.59   11.9   3.2   无     0.25     1.20   34.4     2.18 发明例
12  7   CGL   218   369   44   0.188   2.17   10.67   11.6   3.1   无     0.22     1.30   34.0     2.17 发明例
13  8   CGL   186   340   43   0.218   1.98   10.48   12.9   3.1   无     0.16     1.02   35.8     2.17 发明例
14  9   CAL   198   354   42   0.195   2.01   10.60   11.8   3.0   无     0.20     1.21   34.3     2.16 发明例
15  10   CGL   195   358   45   0.204   2.13   10.44   12.3   3.2   无     0.21     0.98   35.0     2.18 发明例
16  11   CGL   204   358   43   0.193   1.96   10.72   11.6   2.9   无     0.20     1.38   34.0     2.15 发明例
17  12   CAL   211   362   42   0.194   2.00   10.76   11.7   3.0 允许范围内     0.28     1.41   34.2     2.16 发明例
18  12   BAF   208   351   43   0.204   2.12   10.61   12.3   3.1 允许范围内     0.27     1.22   35.3     2.17 发明例
19  12   CGL   211   358   42   0.192   1.97   10.79   11.6   2.9 允许范围内     0.29     1.48   34.0     2.15 发明例
20  13   CAL   218   353   44   0.196   2.05   10.79   11.9   3.0   无     0.21     1.48   34.4     2.16 发明例
21  14   CAL   207   353   43   0.189   1.97   10.74   11.4   2.9 允许范围内     0.28     1.40   33.6     2.15 发明例
22  14   BAF   200   349   44   0.200   2.05   10.58   12.1   3.1 允许范围内     0.27     1.17   34.8     2.17 发明例
23  15   CGL   197   356   45   0.203   2.12   10.48   12.3   3.1   无     0.19     1.02   35.3     2.17 发明例
24  16   CAL   208   358   42   0.192   1.97   10.76   11.6   2.9 允许范围内     0.29     1.41   34.0     2.15 发明例
        Y**=5．49log(YP(MPa))-r  Z***=r+50．0(n)  V****=r+5．0(n)
        #镀层性状引起
表4
    钢板的性能   冲压后面板的形状 钢板的成形性能   备注
No 钢号 退火条件 YP(MPa) TS(MPa) EL(％)   n值    r值    Y**   Z***   V**** 面应变 Δwca(μm)    YBT(mm)   H(mm)     LDR 对比例
25  17  CAL  206  359  34   0.196   1.64   11.06   11.4   2.6   无     0.23     1.87   33.6     2.04 对比例
26  17  CGL  209  360  32   0.193   1.62   11.12   11.3   2.6   无     0.21     1.96   33.5     2.04 对比例
27  18  CAL  186  319  43   0.166   2.00   10.46   10.3   2.8   无     0.42     1.01   25.5     2.07 对比例
28  18  CGL  182  314  44   0.169   1.98   10.43   10.4   2.8   无     0.39     0.96   26.2     2.07 对比例
29  19  CAL  203  348  45   0.197   2.01   10.66   11.9   3.0   有#     0.58#2     1.30   34.4     2.16 对比例
30  20  CGL  238  371  39   0.156   1.84   11.21   9.6   2.6   有     0.66     2.10   22.5     2.04 对比例
31  21  CGL  246  384  36   0.149   1.98   11.15   9.4   2.7   有#     0.74#2     2.00   21.8     2.05 对比例
32  22  CGL  207  358  34   0.175   1.67   11.04   10.4   2.5 允许范围内     0.46     1.83   26.2     2.03 对比例
33  23  CAL  233  357  31   0.138   1.38   11.62   8.3   2.1   有     0.83     2.71   20.3     1.99 对比例
34  24  CAL  242  350  33   0.134   1.42   11.67   8.1   2.1   有     0.79     2.79   20.1     1.99 对比例
35  25  CAL  238  367  32   0.142   1.87   11.18   9.0   2.6   有     0.56     2.06   21.0     2.04 对比例
36  26  BAF  226  361  34   0.153   1.91   11.01   9.6   2.7   有     0.45     1.80   22.5     2.05 对比例
37  26  CGL  234  355  36   0.148   1.46   11.55   8.9   2.2   有     0.72     2.60   20.9     2.00 对比例
38  27  CAL  208  354  27   0.168   1.86   10.87   10.3   2.7 允许范围内     0.42     1.62   25.5     2.05 对比例
39  27  BAF  201  351  29   0.201   1.95   10.69   12.0   3.0   无     0.40     1.34   34.6     2.16 对比例
40  27  CGL  218  357  25   0.159   1.77   11.07   9.7   2.6   有     0.45     1.81   22.7     2.04 对比例
41  28  CAL  210  353  26   0.167   1.79   10.96   10.1   2.6 允许范围内     0.51     1.72   24.0     2.04 对比例
42  28  BAF  203  351  27   0.171   1.99   10.68   10.5   2.8   无     0.46     1.32   27.0     2.07 对比例
43  28  CGL  215  356  23   0.161   1.74   11.07   9.8   2.5   有     0.58     1.80   22.9     2.03 对比例
        Y**=5．49log(YP(MPa))-r  Z***=r+50．0(n)  V****=r+5．0(n)
                            #镀层性状引起
表5
    生产条件     钢板的性能     冲压后面板形状钢板的成形性能
钢号 No 退火条件 精轧温度(℃) 卷取温度(℃)   冷轧压下率(％) 退火温度(℃)   YP(MPa)   TS(MPa) EL(％) n值 r值 Y** Z*** V**** 面应变 ΔWca(μm) YBT(mm) H(mm) LDR 备注
1  1A   CAL     900     640     71     850   202   351   45   0.197   2.02   10.6   11.9   3.0   无   0.24   1.25   34.4   2.16   本发明例
 1B   CGL     870     580     75     830   208   355   44   0.193   1.97   10.8   11.6   2.4   无   0.25   1.42   34.0   2.02   本发明例
 1C   CGL     890     680     68     810   210   360   43   0.191   1.95   10.8   11.5   2.3   允许范围内   0.28  1.50   33.8   2.01   本发明例
 1D   CAL     950     650     83     850   194   347   48   0.204   2.21   10.4   12.4   2.6   无   0.21   0.84   35.3   2.04   本发明例
 1E   CAL     800#     640     71     840   227   366   27   0.148   1.58   11.4   9.0   1.9   有   0.57   2.30   21.0   1.97   对比例
 1F   CGL     900     500     75     830   222   363   38   0.151   1.68   11.2   9.2   2.0   有   0.44   2.09   21.4   1.98   对比例
 1G   CGL     890     640     46     860   206   344   44   0.187   1.57   11.1   10.9   1.9   有   0.38   1.98   29.4   1.97   对比例
 1H   CAL     910     630     87     830   231   367   42   0.164   2.18   10.8   10.4   2.5   有   0.42   1.50   26.2   2.03   对比例
 1I   CAL     900     640     71     750   222   362   42   0.171   1.62   11.3   10.2   2.0   有   0.40   2.18   24.8   1.98   对比例
 1J   CGL     900     650     73     900   242   375   33   0.147   1.60   11.5   9.0   1.9   有   0.76   2.53   21.0   1.97   对比例
 1K   CGL     870     560     68     790   212   346   39   0.182   1.82   11.0   10.9   2.2   有   0.37   1.72   29.4   2.00   对比例
        Y**=5．49log(YP(MPa))-r  Z***=r+50．0(n)  V****=r+5．0(n)
            800#：低于Ar3最佳方式2
上述本发明的钢板2是在胀形性能方面特别优良的钢板，详细说明如下。
C：C与Nb形成微细的碳化物，在使钢具有高的强度的同时，提高低应变区的n值，所以使面均匀变形性能提高。由于C含量不足0．0040％其效果小，高于0．01％的话塑性降低，所以其含量定为0．0040～0．01％，希望是0．0050～0．0080％，最好0．0050～0．0074％。
Si：Si添加过量的话，会使冷轧钢板的表面化学处理性能恶化，热镀锌钢板的镀层的结合性能恶化，所以其含量定为0．05％以下。
Mn：Mn使钢中的S变成MnS析出，防止钢坯热裂，不使镀层的结合性能恶化，能提高钢的强度。Mn的含量不足0．1％没有使S析出的效果，超过1．0％屈服强度显著升高的同时在低应变区的n值降低，所以其含量定为0．1～1．0％。
P：为了提高强度，P在0．01％以上是必要的，超过0．05％的话，使镀锌的合金化处理性能恶化，使镀层结合不良，所以其含量定为0．01～0．05％。
S：由于S的含量超过0．02％的话会使塑性降低，所以其含量定为0．02％以下。
sol．Al：Al使钢中的N形成AlN析出，具有减轻固溶N的危害的作用，Al含量不足0．01％其效果不充分，而超过0．1％的话由于Al的固溶，带来塑性下降，所以其含量定为0．01～0．1％。
N：N要作为AlN析出，即使sol．Al是在下限，全部的N以AlN析出，其含量也要在0．004％以下。
Nb：Nb与C形成微细的碳化物，使钢的强度提高的同时，能提高低应变区的n值，所以面均匀变形性能提高。不足0．01％不能得到这种效果，超过0．14％的话，屈服强度显著提高的同时，会使低应变区的n值降低，所以其含量定为0．01～0．14％，希望0．035～0．14％，最好0．08～0．14％。
由于Nb的作用提高低应变区n值的原因不很清楚，而用电子显微镜详细观察后认为，在Nb、C含量适当的情况下，晶内有大量NbC析出，在晶界附近形成一个无析出物的析出物枯竭带(PFZ)，此PFZ与晶内相比，在低应力下可以发生塑性变形。
这样仅仅限定了钢的各种成分，还不能得到胀形性能优良的高强度冷轧钢板，还必须有以下的条件。
第8图是表示图7的汽车前挡泥板模制品危险断裂部位附近的等效应变分布的一个示例。凸模底部发生的应变是1～10％，回避了侧壁等危险断裂部位的应变集中，促进低应变的凸模底部的塑性流动是必要的。为此，由单向拉伸的公称应变1％和10％的两点算出的n值要在0．21以上。
本发明的钢板2为了通过进一步细化热轧组织来提高n值，添加Ti是有效的，Ti含量超过0．05％的话，Ti的析出物粗大，其效果是不充分的，所以要低于0．05％，最好为0．005～0．02％。
为了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的，超过0．002％的B使深冲性能、胀形性能恶化，所以要在0．002％以下，最好是0．0001～0．001％。
此外本发明的钢板2除了具有优良的胀形性能以外，深冲性能、面均匀变形性能、耐二次加工脆性、焊接部位的成形性、剪切时的抑制毛刺的性能、表面性状、板卷内材质的均匀性等方面也具有适合做汽车外壳的特性。
把添加了Ti、B的上述成分调整的钢的连铸板坯经热轧-酸洗-冷轧-退火可以生产本发明的钢板2。
板坯可以直接热轧或在加热后热轧。为了确保得到优良的表面性状和材质的均匀性，精轧温度希望在Ar3相变点以上温度进行。
热轧后的卷取温度在箱式退火的情况下希望在540℃以上，在连续退火的情况下希望在600℃以上。此外，从用酸洗去除氧化铁皮的性质来看希望在680℃以下。
为了提高深冲性能，冷轧时的压下率最好在50％以上。
退火温度在箱式退火的情况下希望为680～750℃，连续退火的情况下希望为780～880℃。
本发明的钢板2根据需要，可实施电镀锌和热镀锌的镀锌处理等，以及镀后的有机膜处理。(实施例1)
表6所示的No．1～10号钢熔炼后，用连铸方法生产厚度为220mm的板坯，在1200℃加热后，在880～940℃精轧，在540～560℃(对箱式退火而言)、600～660℃(对连续退火、连续退火+热镀锌而言)卷取，生产板厚2．8mm的热轧钢板，酸洗后以50～85％的压下率冷轧后，在800～860℃进行连续退火(CAL)、680～740℃箱式退火(BAF)、或800～860℃的连续退火+热镀锌(CGL)中的一种处理，在0．7％压下率下平整。
连续退火+热镀锌工艺是在退火后在460℃进行热镀锌处理，直接在在线的合金化处理炉中在500℃进行镀层的合金化处理，镀的量为单侧45g／m2。
然后测定力学性能(轧制方向、JIS5号试样、n值用1～5％应变区算出)，和测定图7的汽车前挡泥板成形的断裂极限缓冲力。
结果示于表7。
本发明例的No．1～8断裂极限缓冲力在65ton以上，表现出优良的胀形性能。
另一方面作为对比例No．9～12由于在低应变区的n值低，在50ton以下的缓冲力下就断裂。
再对比No．10、11，由于添加了过量的Si、Ti，镀锌后的表面性状恶化。(实施例2)
用表7中本发明例No．3和对比例No．10在缓冲力40ton条件下，测定图7的汽车前挡泥板成形的应变分布。
第9图中表示用本发明例的钢板和对比例用钢板在汽车前挡泥板成形时，在危险部位附近的等效应变分布。
可以看出本发明例No．3的情况下，凸模底部应变量大，抑制了侧壁部位发生应变，与对比例相比，对断裂性能是有利的。
表6
钢号     C     Si     Mn     P     S  sol.Al     N     Nb     Ti     B 备注
    1  0.0059   0.01   0.34   0.019   0.011   0.060   0.0021   0.089     tr.     tr. 发明例
    2  0.0068   0.01   0.78   0.040   0.012   0.076   0.0033   0.095     tr.     tr. 发明例
    3  0.0081   0.02   0.17   0.022   0.018   0.068   0.0028   0.113     tr.     tr. 发明例
    4  0.0079   0.02   0.43   0.018   0.010   0.062   0.0019   0.083   0.011 0.0004 发明例
    5  0.0065   0.02   0.38   0.021   0.011   0.061   0.0024   0.089   0.014     tr. 发明例
    6  0.0076   0.02   0.34   0.019   0.010   0.070   0.0023   0.092     tr. 0.0008 发明例
    7  0.0025*   0.02   0.20   0.025   0.009   0.070   0.0021   0.024   0.022*     tr. 对比例
    8  0.0023*   0.02   0.32   0.030   0.010   0.064   0.0020   tr.*   0.055* 0.00014 对比例
    9  0.0063   0.10*   0.16   0.030   0.011   0.067   0.0019   0.029     tr.     tr. 对比例
  10  0.0090   0.02   0.21   0.032   0.010   0.065   0.0021   0.178*     tr.     tr. 对比例
*号，表示在本发明范围以外。
表7
  No. 钢号   退火条件     钢板的性能 断裂极限缓冲力(TON) 备注
YP(MPa) TS(MPa)   EI(％)   n值   r值
    1     1  CAL  204  351  45  0.243  2.10     70 本发明例
    2     1  BAF  201  348  46  0.252  2.22     75 本发明例
    3     1  CGL  205  354  44  0.240  2.02     70 本发明例
    4     2  CGL  222  382  41  0.256  2.09     70 本发明例
    5     3  CAL  207  354  43  0.235  2.01     70 本发明例
    6     4  CGL  209  361  40  0.218  1.92     65 本发明例
    7     5  CGL  205  356  43  0.225  2.09     70 本发明例
    8     6  CGL  200  349  40  0.219  1.90     65 本发明例
    9     7  CAL  225  368  36  0.179  1.91     40 对比例
    10     8  CGL  188  304  39  0.183  1.81     45 对比例
    11     9  CGL  221  354  39  0.176  1.82     45 对比例
    12     10  BAF  219  352  33  0.143  1.73     40 对比例
最佳方式3
上述本发明的钢板3是在耐二次加工脆性方面特别优良的钢板，详细说明如下。
C：C与Nb形成微细的碳化物，使钢具有高的强度。由于C含量不足0．0040％其效果小，高于0．01％的话引起碳化物在晶界析出，耐二次加工脆性恶化，所以其含量定为0．0040～0．01％，希望是0．0050～0．0080％，最好0．0050～0．0074％。
Si：Si添加过量的话，锌镀层的结合性能恶化，所以其含量定为0．05％以下。
Mn：Mn使钢中的S变成MnS析出，防止钢坯热裂，不使镀层的结合性能恶化，能提高钢的强度。Mn的含量不足0．1％没有使S析出的效果，超过1．0％强度显著升高的同时塑性降低，所以其含量定为0．1～1．0％。
P：为了提高强度，P在0．01％以上是必要的，超过0．05％的话，会产生锌镀层的结合性能不好，所以其含量定为0．01～0．05％。
S：由于S的含量超过0．02％的话会使热加工性能和塑性等降低，所以其含量定为0．02％以下。
sol．Al：Al使钢中的N形成AlN析出，具有减轻固溶N的危害的作用。Al含量不足0．01％其效果不充分，而超过0．1％的话由于Al的固溶，带来塑性下降，所以其含量定为0．01～0．1％。
N：即使上述sol．Al是在下限，要使全部的N以AlN析出，其含量也要在0．004％以下。
Nb：Nb使固溶的C析出，可提高耐二次加工脆性和复合成形性能，可是添加过量的话会使塑性降低，所以要在0．15％以下，希望0．035～0．15％，最好0．080～0．14％。
这样仅仅限定了钢的各种成分，还不能得到耐二次加工脆性优良的高强度冷轧钢板，还需要以下的条件。
以重量％计，使用含C：0．0040～0．01％、Si：0．01～0．05％、Mn：0．1～1．0％、P：0．01～0．05％、S：0．002～0．02％、sol．Al：0．020～0．070％、N：0．0015～0．0035％、Nb：0．01～0．15％的板厚0．8mm的冷轧钢板，测定了二次加工脆化温度。在此所谓的二次加工脆化温度是指，从钢板冲切成的直径105mm的坯料深冲成杯状，浸泡在各种冷却介质(例如乙醇)中，以改变杯的温度，用圆锥形的冲头把杯的端部扩充，使其破坏，观察断口找出从塑性破坏发展到到脆性破坏的温度。
图10表示(12／93)×Nb*／C对二次加工脆化温度的影响。
使用由单向拉伸试验公称应变1％和10％的两点算出的n值在0．21以上的钢板，满足下述(6)式的话，二次加工脆化温度显著降低，能获得优良的耐二次加工脆性。
(12／93)×Nb*／C≥1．2    (6)
其原因未必清楚，认为是由于以下3个现象综合的效果。
ⅰ)由于在1～10％的低应变区的n值提高，深冲成形时凸模底接触部位的应变量增加，减少在深冲成形时的材料流入，减轻了收缩凸缘变形时的收缩变形程度。
ⅱ)满足式(6)的情况下，使碳化物的尺寸和分布形态最适当，即使是在深冲成形时，收缩凸缘变形的收缩成形，显微应变均匀分布，不集中在特定的晶界，不产生晶界脆化。
ⅲ)由于NbC的作用使晶粒细化，改善韧性。
如图11所示，本发明的钢板3具有高的r值，表现出优良的深冲性能，同时如图12所示，在30℃下3个月后的YPE1为0％，还表现出具有优良的耐时效性。
本发明的钢板3中为了促使晶粒细化，添加Ti是有效的。含Ti量超过0．05％时，热镀锌时表面性质和状态要显著恶化，所以Ti含量要在0．05％以下，最好定为0．005～0．02％。
此外，为了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的。B含量超过0．002％的话深冲性能、胀形性能恶化，所以B含量要在0．002％以下，最好定为0．0001～0．001％。
此外本发明的钢板3除了具有优良的耐二次加工脆性以外，复合成形性能、焊接部位的成形性、剪切时的抑制毛刺的性能、表面性状、板卷内材质的均匀性等方面也具有适合做汽车外壳的特性。
把添加了Ti和B等的上述成分调整的钢生产连铸板坯，把连铸板坯在Ar3相变点以上温度精轧，轧成热轧钢板，热轧钢板在500～700℃温度卷取，卷取后的热轧钢板在通常的条件下进行冷轧、退火等可以生产本发明的钢板3。
精轧在低于Ar3相变点进行的话，在1～10％的低应变区的n值降低，耐二次加工脆性恶化，所以要在Ar3相变点以上温度进行精轧。再有，连铸板坯热轧时连铸板坯可直接热轧，或再加热后热轧。
为了促进NbC析出物的形成，卷取应在500℃以上，从酸洗去除氧化铁皮的观点考虑要在700℃以下进行。
本发明的钢板3根据需要，可实施电镀锌和热镀锌的镀锌处理等，以及镀后的有机膜处理。(实施例)
表8所示的No．1～23钢熔炼后，用连铸方法生产厚250mm的板坯，在1200℃加热后，在890～940℃精轧，在600～650℃卷取，生产板厚2．8mm的热轧钢板，在冷轧成0．7mm后在800～860℃进行连续退火+热镀锌，在0．7％压下率下平整。
连续退火+热镀锌工艺是在退火后在460℃进行热镀锌处理，直接在在线的合金化处理炉中在500℃进行镀层的合金化处理。
然后测定力学性能(轧制方向、JIS5号试样)、r值，测定了上述的二次加工脆化温度、在30℃条件下3个月后的YPE1、用目视方法测定了表面的性状。
结果示于表9。
本发明例的钢号1～15二次加工脆化温度在85℃以下，显示出具有非常优良的耐二次加工脆性，同时具有高的r值，具有非时效性，也具有优良的表面性状。
另一方面，作为对比例的钢号16、21由于C、P含量在本发明范围之外，不具有足够的强度，19、20号由于Si、P在本发明范围之外，表面性状恶劣，18、22号由于Nb*／C在本发明范围之外，耐二次加工脆性恶劣。
表8
钢号     C   Si   Mn     P     S     N   Nb   Ti    B (12/93)×Nb*/C 备注
1   0.0052  0.01   0.41   0.019   0.012   0.0033   0.08    ·    ·     1.44 本发明钢
2   0.0053  0.05   0.33   0.020   0.007   0.0020   0.09    ·    ·     1.87 本发明钢
3   0.0062  0.02   0.16   0.042   0.009   0.0026   0.08    ·    ·     1.31 本发明钢
4   0.0065  0.04   0.31   0.025   0.010   0.0030   0.10    ·    ·     1.59 本发明钢
5   0.0065  0.01   0.20   0.040   0.012   0.0018   0.12    ·    ·     2.14 本发明钢
6   0.0068  0.03   0.68   0.015   0.010   0.0035   0.12    ·    ·     1.84 本发明钢
7   0.0066  0.02   0.78   0.040   0.009   0.0022   0.12    ·    ·     2.06 本发明钢
8   0.0072  0.03   0.84   0.038   0.010   0.0030   0.12    ·    ·     1.79 本发明钢
9   0.0067  0.01   0.13   0.035   0.008   0.0022   0.10    ·    ·     1.64 本发明钢
10   0.0075  0.01   0.24   0.030   0.016   0.0021   0.11    ·    ·     1.65 本发明钢
11   0.0077  0.03   0.21   0.028   0.007   0.0019   0.10    ·    ·     1.46 本发明钢
12   0.0093  0.01   0.18   0.034   0.009   0.0022   0.13    ·    ·     1.60 本发明钢
13   0.0065  0.03   0.35   0.022   0.011   0.0023   0.09  0.016    ·     1.48 本发明钢
14   0.0063  0.02   0.32   0.025   0.010   0.0029   0.10    ·  0.0009     1.65 本发明钢
15   0.0068  0.01   0.33   0.028   0.009   0.0026   0.09  0.011  0.0004     1.38 本发明钢
16   0.0034  0.01   0.27   0.022   0.012   0.0019   0.05    ·    ·     1.42   对比钢
17   0.0041  0.02   0.21   0.030   0.010   0.0022   0.06    ·    ·     1.43   对比钢
18   0.0043  0.01   0.24   0.029   0.011   0.0025   0.03    ·    ·     0.40   对比钢
19   0.0058  0.12   0.23   0.040   0.008   0.0025   0.09    ·    ·     1.63   对比钢
20   0.0063  0.01   0.26   0.065   0.008   0.0024   0.08    ·    ·     1.31   对比钢
21   0.0062  0.02   0.10   0.003   0.013   0.0024   0.10    ·    ·     1.75   对比钢
22   0.0072  0.01   0.33   0.021   0.012   0.0030   0.07    ·    ·     0.90   对比钢
表9
  钢号 精轧温度(℃)     n值(1％-10％)     TS(MPa)   r值     Tc**(℃) 屈服延伸(％) 表面性状   备注
    1   905     0.223   355   1.84     -95     0     ○ 本发明钢
    2   913     0.233   352   2.05     -90     0     ○ 本发明钢
    3   895     0.218   348   1.84     -90     0     ○ 本发明钢
    4   900     0.227   344   1.95     -85     0     ○ 本发明钢
    5   940     0.243   362   2.01     -95     0     ○ 本发明钢
    6   915     0.237   363   2.02     -90     0     ○ 本发明钢
    7   890     0.233   380   1.92     -95     0     ○ 本发明钢
    8   905     0.228   383   1.88     -85     0     ○ 本发明钢
    9   911     0.225   351   1.89     -90     0     ○ 本发明钢
    10   915     0.219   352   1.97     -95     0     ○ 本发明钢
    11   926     0.231   360   1.89     -90     0     ○ 本发明钢
    12   908     0.218   359   1.87     -90     0     ○ 本发明钢
    13   911     0.225   345   1.94     -85     0     ○ 本发明钢
    14   902     0.217   347   1.83     -95     0     ○ 本发明钢
    15   915     0.218   344   1.82     -95     0     ○ 本发明钢
    16   947     0.215   327   1.80     -70     0     ○ 对比钢
    17   870     0.195   341   1.57     -25     0     ○ 对比钢
    18   921     0.188   340   1.51     -20     1.1     ○ 对比钢
    19   928     0.211   356   1.80     -20     0     × 对比钢
    20   920     0.218   362   1.84     -20     0     × 对比钢
    21   915     0.208   331   1.75     -40     0     ○ 对比钢
    22   905     0.185   345   1.49     -25     0.2     ○ 对比钢
    23   926     0.189   364   1.73     -10     0     ○ 对比钢
**Tc：二次加工脆化温度最佳方式4
上述本发明的钢板4是在焊接部位的成形性方面特别优良的钢板，详细说明如下。
C：C与Nb形成微细的碳化物，使钢具有高的强度。在低应变区n值提高的同时抑制焊接热影响区的晶粒粗化。由于C含量不足0．0040％其效果小，高于0．01％的话不仅仅是母材，而且焊接部位的成形性恶化，所以其含量定为0．0040～0．01％，希望是0．0050～0．0080％，最好0．0050～0．0074％。
Si：Si添加过量的话，不仅仅焊接部位的成形性恶化，而且镀锌的结合性也恶化，所以其含量定为0．05％以下。
Mn：Mn使钢中的S变成MnS析出，防止钢坯热裂，不使镀层的结合性能恶化，能提高钢的强度。Mn的含量不足0．1％没有使S析出的效果，超过1．0％强度显著升高的同时塑性降低，所以其含量定为0．1～1．0％。
P：为了提高强度，P在0．01％以上是必要的，超过0．05％的话，焊接部位的韧性恶化和出现镀锌层结合不良，所以其含量定为0．01～0．05％。
S：由于S含量超过0．02％的话会使塑性降低，所以其含量定为0．02％以下。
sol．Al：Al使钢中的N形成AlN析出，具有减轻固溶N的危害。Al含量不足0．01％其效果不充分，而超过0．1％的话由于Al的固溶，带来塑性下降，所以其含量定为0．01～0．1％。
N：即使在上述sol．Al是在下限，要使全部的N以AlN析出，其含量也要在0．004％以下。
Nb．Nb与C形成微细碳化物，抑制焊接热影响区的晶粒粗化。此外，使钢的强度提高，和提高低应变区的n值。由于不足0．01％无此效果，高于0．14％的话使屈服强度提高，塑性降低，所以其含量要在0．01～0．14％，希望0．035～0．14％，最好0．080～0．14％。
这样仅仅限定了钢的各种成分是不够的，还未必能提高对应于加工毛坯的焊接部位的成形性。所以把上述成分范围的0．7mm的冷轧钢板用激光焊接(激光输出功率3KW，焊接速度5m／min)，通过球面胀形试验研究热影响区的胀形性能，通过扩孔试验研究了凸缘延伸性能，通过匣形件深冲试验研究了深冲性能。
图14表示使用图13的试样，在表10的条件下(12／Nb*)／(93×C)对进行球面胀形试验时的焊接部位的胀形高度的影响。
Nb、C含量满足下述(6)式时，胀形高度在26mm以上能获得优良的胀形性能。低于1．2情况下，热影响区会发生裂纹，胀形高度明显降低。
(12／93)×Nb*／C≥1．2    (6)
图16表示使用图15的试样，在表11的条件下(12／Nb*)／(93×C)对进行扩孔试验时的焊接部位的扩孔率的影响。
Nb、C含量满足上述(6)式时，扩孔率在80％以上能获得优良的凸缘延伸性能。低于1．2情况下，热影响区会发生裂纹，沿热影响部位扩展。由此可显示出由于热影响部位晶粒的粗化而软化，使凸缘延伸性能恶化。
再有，在本发明的Nb、C含量范围内，在1100℃以上从平衡理论上NbC全部固溶，而焊接时急冷、急热的热影响部位发生的是非平衡反应，可推断未固溶的NbC促使晶粒细化的效果。
要在热影响区得到更优良的胀形性能和凸缘延伸性能，希望将(12／Nb*)／(93×C)控制在1．3～2．2范围。
图18表示使用图17的试样，在表12的条件下TS对在进行匣形件深冲成形试验时，焊接部位发生裂纹极限压紧力的影响。
满足下述(7)式的钢发生裂纹极限压紧力在20ton以上，能够得到优良的深冲性能。
TS-4050×Ceq≥-0．75TS+380    (7)
此结果用上述(7)式的关系，可以考虑利用NbC的析出强化和细晶强化，可采用降低固溶元素Si、Mn、P的成分设计，可减少焊接部位和母材相对的强度差。
表10
球面胀形试验条件
凸模 φ100mm-Rp50mm
凹模 φ106mm-Rd6．5mm带三角刚性肋(刚性肋位置：φ133mm)
坯料压紧力 60ton(一定)
润滑 聚乙稀薄膜+高粘度冲压油
表11
扩孔试验条件
凸模 φ50mm-Rp8mm
凹模 φ56mm-Rd5mm带三角刚性肋(刚性肋位置：φ80mm)
坯料压紧力 8ton(一定)
润滑 防锈油
表12
匣形件深冲试验条件
凸模 100×100mm-Rp5mm、圆角R：15mm
凹模 106×106mm-Rd5mm、圆角R：18mm
润滑 防锈油
本发明的钢板4中为了促使晶粒细化，添加Ti是有效的。含Ti量超过0．05％的话热镀锌时表面性状要显著恶化，所以Ti含量要在0．05％以下，最好定为0．005～0．02％。
此外，为了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的。B含量超过0．002％的话深冲性能、胀形性能恶化，所以B含量要在0．002％以下，最好定为0．0001～0．001％。
此外，本发明的钢板4除了具有优良的焊接部位的成形性能以外，复合成形性能、耐二次加工脆性、剪切时抑制毛刺的性能、表面性状、板卷内材质的均匀性等方面也具有适合做汽车外壳的特性。
把包括添加了Ti和B等的情况，上述成分调整的钢生产连铸板坯，经热轧-酸洗-冷轧-退火等可以生产本发明的钢板4。
板坯可直接热轧或再加热后热轧。此时的精轧温度为了确保表面性状和材质的均匀性，希望精轧在Ar3相变点以上温度进行。
热轧后的卷取温度在箱式退火的情况下希望为540℃以上，连续退火情况下希望在600℃以上。此外，从酸洗去除氧化铁皮的观点考虑希望在680℃以下。
为了提高深冲性能，冷轧时的压下率要在50％以上。
退火温度在箱式退火情况下希望在680～750℃，连续退火情况下希望为780～880℃。
本发明的钢板4根据需要，可实施电镀锌和热镀锌的镀锌处理等，以及镀后的有机膜处理。(实施例)
表13所示的钢号为No．1～20钢熔炼后，用连续铸造的方法生产厚250mm的板坯，在1200℃加热后，在880～940℃精轧，在540～560℃(对箱式退火而言)、600～680℃(对连续退火、连续退火+镀锌而言)卷取，热轧成板厚为2．8mm的热轧钢板，冷轧至板厚0．7mm后进行680～740℃的箱式退火(BAF)、800～860℃的连续退火(CAL)或800～860℃的连续退火+热镀锌(CGL)，在0．7％压下率下平整。
连续退火+热镀锌工艺是在退火后在460℃进行热镀锌处理，直接在在线的合金化处理炉中在500℃进行镀层的合金化处理。
然后测定力学性能(轧制方向、JIS5号试样)和测定了r值。还用上述方法进行了焊接部位热影响部位的球面胀形试验、扩孔试验、匣形件深冲试验。
结果示于表14。
本发明例的No．1～10不仅母材具有优良的力学性能，焊接部位热影响区也具有优良的胀形高度、扩孔率、断裂极限压紧力。
另一方面作为对比例，No．11～20焊接部位的成形性不好。
表13
No.   退火条件 C Si Mn P S So1.Al N Nb Ti B (12×Nb*)/(93×C) 备注
    1   CAL  0.0045  0.01  0.14  0.011  0.007  0.039  0.0021  0.061   -    -     1.35 本发明例
    2   BAF  0.0042  0.01  0.12  0.010  0.006  0.042  0.0022  0.068   -    -     1.64 本发明例
    3   CGL  0.0058  0.01  0.33  0.021  0.008  0.049  0.0020  0.069   -    -     1.24 本发明例
    4   BAF  0.0062  0.01  0.51  0.012  0.009  0.052  0.0024  0.085   -    -     1.44 本发明例
    5   CGL  0.0061  0.01  0.42  0.017  0.006  0.044  0.0021  0.099   -    -     1.80 本发明例
    6   CGL  0.0065  0.01  0.92  0.037  0.006  0.049  0.0024  0.079   -    -     1.25 本发明例
    7   CGL  0.0063  0.01  0.73  0.046  0.008  0.051  0.0025  0.111  0.014    -     1.93 本发明例
    8   CAL  0.0073  0.01  0.95  0.045  0.007  0.041  0.0024  0.090   -  0.0009     1.31 本发明例
    9   CGL  0.0105  0.02  0.94  0.047  0.006  0.042  0.0026  0.129   -    -     1.37 本发明例
    10   CAL  0.0121  0.05  0.76  0.036  0.007  0.039  0.0022  0.135  0.011  0.0004     1.28 本发明例
    11   CAL  0.0029  0.02  0.19  0.016  0.006  0.045  0.0027  0.059   -    -     1.83 对比例
    12   BAF  0.0024  0.01  0.64  0.052  0.008  0.044  0.0023  0.019  0.029    -     0.20 对比例
    13   CGL  0.0059  0.01  0.32  0.024  0.007  0.049  0.0021  0.039   -    -     0.55 对比例
    14   CGL  0.0061  0.01  0.35  0.023  0.006  0.048  0.0024  0.079  0.067    -     1.33 对比例
    15   CGL  0.0063  0.01  0.33  0.021  0.009  0.051  0.0021  0.081   -  0.0026     1.37 对比例
    16   CGL  0.0023  0.01  0.95  0.075  0.007  0.047  0.0023  0.027  0.014  0.0004     0.66 对比例
    17   BAF  0.0072  0.03  0.71  0.044  0.006  0.044  0.0021   -  0.075    -     - 对比例
    18   CGL  0.0068  0.01  0.68  0.039  0.007  0.042  0.0024   -  0.055  0.0008     - 对比例
    19   CGL  0.0103  0.68  0.74  0.046  0.006  0.046  0.0025  0.119   -    -     1.28 对比例
    20   CAL  0.0160  0.02  0.35  0.035  0.008  0.055  0.0021  0.196   -    -     1.47 对比例
表14
No.   YP(MPa)   TS(MPa)   EI(％)   r值   BH(MPa) TS-4050×Ceq -0.75×TS+380 胀形高度(mm)   扩孔率(％) 发生裂纹的极限坯料压紧力(ton) 备注
    1  197     325  43.5  1.79     0     261     136   28.0   105     20.5 本发明例
    2  193     323  43.2  1.80     0     265     138   27.6   95     20.5 本发明例
    3  207     344  41.8  1.72     0     224     122   27.5   100     20.0 本发明例
    4  209     345  41.0  1.69     0     212     121   28.0   105     21.0 本发明例
    5  210     348  42.0  1.70     0     220     119   27.4   95     22.5 本发明例
    6  227     375  40.8  1.85     0     124     99   27.6   95     21.5 本发明例
    7  229     378  40.5  1.86     0     140     97   27.4   100     22.0 本发明例
    8  234     385  39.9  1.76     0     110     91   27.5   95     23.0 本发明例
    9  241     398  39.5  1.71     0     106     82   26.7   85     24.5 本发明例
   10  239     394  39.3  1.70     0     145     85   26.5   85     25.0 本发明例
   11  215     325  41.5  1.69     0     248     136   23.2   55     18.5 对比例
   12  222     340  40.5  1.65     19.5     120     125   25.1   55     16.0 对比例
   13  228     342  40.2  1.63     11.5     217     124   22.5   40     17.0 对比例
   14  229     341  39.8  1.59     0     212     124   25.9   70     19.0 对比例
   15  234     346  37.9  1.56     0     224     121   22.5   40     16.0 对比例
   16  248     374  38.5  1.71     2.5     58     100   23.7   40     18.0 对比例
   17  255     369  38.1  1.72     0     133     103   22.8   45     16.5 对比例
   18  256     379  38.9  1.69     0     162     96   21.0   40     16.0 对比例
   19  266     391  37.4  1.59     0     81     87   26.0   65     17.0 对比例
   20  264     395  37.1  1.62     0     201     84   21.5   25     16.5 对比例
最佳方式5
上述本发明的钢板5是在剪切时抑制毛刺的性能(剪切时的毛刺高度小)方面特别优良的钢板，详细说明如下。
C：C与Nb形成微细的碳化物NbC，会影响到剪切时的抑制毛刺的性能，由于C含量不足0．004％，NbC的体积百分率不够，所以毛刺高度不会小，高于0．01％的话NbC颗粒直径分布的不均匀性增加，毛刺高度波动大，所以其含量定为0．004～0．01％。
P、S：P、S以比较大的硫化物和磷化物等夹杂物分散在钢中，冲压加工时成为裂纹的起点或裂纹传播的路径，有使毛刺高度减小的作用。可是添加过量的话会促使毛刺高度波动，所以将其含量定为P是0．05％以下，S是0．02％以下。
sol．Al：Al是为钢脱氧而加入的。Al含量不足0．01％使Mn和Si等大多以粗大的氧化物夹杂分散在钢中，与P、S的过量加入相同，毛刺高度会发生大的波动，而超过0．1％的话会生成粗大的Al2O3，毛刺高度波动变大，所以其含量定为0．01～0．1％。
N：N添加过量的话，会使Nb和Al等的氮化物粗大，剪断时容易发生裂纹不均匀，毛刺高度波动变大，所以其含量要在0．004％以下。
Ti：Ti是提高成形性的有效元素，与Nb复合添加时，对NbC的分布形态有不好的影响，所以其含量定为在0．03％以下。
Nb：Nb如上所述，与C一起形成碳化物NbC，影响抑制毛刺的性能。如下所述，要得到优良的抑制毛刺性能的NbC体积百分数和颗粒直径的分布，其含量要控制成满足下述(8)式。
1(93／12)×(Nb／C)≤2.5                   (8)
研究了各种高强度冷轧钢板的NbC的体积百分数和颗粒直径的分布对抑制毛刺的性能的影响，如图19、图20所示，在NbC的体积百分数为0．03～0．1％，其70％以上的颗粒直径为10～40nm的情况下，平均毛刺高度在6μm以下，其标准偏差小到0．5μm以下，抑制毛刺的性能非常好。
通过这样的NbC分布形态得到优良抑制毛刺的性能的明确原因尚不清楚，推断为以下原因。冲压加工切断边缘的局部变形区域分散有均匀细小的析出物的情况下，在钢中存在析出物的附近同时产生多个裂纹，这些裂纹几乎同时连接至破坏，所以不仅毛刺高度平均值小，而且波动也非常小。
我们对Ti、V也进行了研究，未看到NbC这样的效果。认为是这些碳化物与NbC相比大小和分布都不均匀。
Si、Mn在本发明研究的范围内对特性没有不好的影响，所以没有特别的规定，在不损害强度、成形性等其他特性的范围内可适当添加。
此外，B在10ppm以下，V在0．2％以下，Cr和Mo在0．5％以下，不损害本发明的效果，可适当添加。
此外，本发明的钢板5除了具有优良的抑制毛刺的性能以外，复合成形性能、耐二次加工脆性、表面性状、板卷内材质的均匀性等方面也具有适合做汽车外壳的特性。
把上述成分调整的钢生产连铸板坯，将板坯在满足下述(9)～(11)式的终轧前一道次和终轧道次压下率HR1、HR2的条件下精轧，生产热轧钢板，把热轧钢板冷轧后退火等，可以生产本发明的钢板5。10≤HR1                  (9)2≤HR2≤30                (10)HR1+HR2-HR1×HR2／100≤60 (11)
热轧后的输送冷却和退火后的冷却等限定冷却速度不要超过200℃／sec，就能够得到本发明的效果，除终轧前一道次和终轧道次的压下率以外，对其他的生产条件没有特别的规定。
本发明的钢板5根据需要，可实施电镀锌和热镀锌的镀锌处理等，以及镀后的有机膜处理。(实施例)
表15～16所示的钢号为No．1～35钢熔炼后，用连续铸造的方法生产厚250mm的板坯，在1200℃加热后，在890～960℃精轧，在500～700℃卷取，热轧成板厚为2．8mm的热轧钢板，冷轧至板厚0．7mm后进行750～900℃连续退火(CAL)或连续退火+热镀锌(CGL)，在0．7％压下率下平整。
连续退火+热镀锌工艺是在退火后在460℃进行热镀锌处理，直接在在线的合金化处理炉中500℃条件下进行镀层的合金化处理。
然后从各种钢板上冲切50张直径50mm的圆板，测定端面的毛刺高度，求出毛刺平均高度和毛刺高度的标准偏差。
结果示于表17～19。
具有本发明范围内成分，在本发明范围条件下，热轧的钢板NbC的分布形态最适合，毛刺平均高度6μm以下，其标准偏差小至0．5μm以下，抑制毛刺的性能非常好。
表15
钢号 C Si Mn P S sol.Al N Nb Ti B (93/12)×(Nb/C) 备注
    1     0.0025*     0.11     0.14  0.015  0.015  0.050  0.0015  0.033  -  -   1.70 对比钢
    2     0.0031*     0.02     0.35  0.047  0.010  0.017  0.0033  0.029  0.016  0.0008   1.21 对比钢
    3     0.0022*     0.10     0.12  0.011  0.014  0.046  0.0025  0.010  0.045*  -   0.59* 对比钢
    4     0.0038*     0.17     0.23  0.052*  0.013  0.026  0.0022  0.044  -  -   1.49 对比钢
    5     0.0028*     0.10     0.11  0.032  0.033*  0.030  0.0018  0.040  -  -   1.84 对比钢
    6     0.0024*     0.15     0.11  0.021  0.019  0.028  0.0013  0.028  0.065*  -   1.51 对比钢
    7     0.0018*     0.02     0.55  0.075*  0.045*  0.019  0.0020  0.029  -  -   2.08 对比钢
    8     0.0022*     0.06     0.11  0.022  0.018  0.020  0.0031  0.052  -  -   3.05* 对比钢
    9     0.0028*     0.02     0.22  0.030  0.010  0.017  0.0017  0.085  -  -   3.92* 对比钢
    10     0.0062     0.05     0.35  0.022  0.017  0.025  0.0026  0*  -  -   0* 对比钢
    11     0.0049     0.01     0.20  0.015  0.016  0.020  0.0015  0*  0.075*  -   0* 对比钢
    12     0.0069     0.15     0.42  0.018  0.018  0.021  0.0020  0.031  -  -   0.58* 对比钢
    13     0.0056     0.20     0.45  0.020  0.014  0.029  0.0019  0.039  -  -   0.90* 对比钢
    14     0.0045     0.02     0.75  0.016  0.066*  0.019  0.0019  0.022  -  -   0.63* 对比钢
    15     0.0062     0.10     0.50  0.022  0.015  0.025  0.0025  0.050  -  -   1.04 本发明钢
    16     0.0042     0.04     0.94  0.042  0.007  0.039  0.0031  0.045  -  -   1.38 本发明钢
    17     0.0081     0.44     1.26  0.026  0.011  0.031  0.0026  0.069  0.015  0.0003   1.10 本发明钢
    18     0.0075     0.31     0.12  0.012  0.010  0.045  0.0017  0.094  -  -   1.62 本发明钢
单位：Wt％*表示偏离本发明范围
表16
钢号 C Si Mn P S sol.Al N Nb Ti B   (93/12)×(Nb/C) 备注
  19   0.0060  0.01   0.25  0.025   0.008  0.033   0.0017  0.075   0.027   -     1.61 本发明钢
  20   0.0070  0.22   0.36  0.025   0.015  0.033   0.0029  0.130   -   -     2.40 本发明钢
  21   0.0041  0.03   0.45  0.031   0.004  0.056   0.0020  0.060   -   -     1.89 本发明钢
  22   0.0059  0.02   0.20  0.020   0.019  0.060   0.0025  0.100   -   -     2.19 本发明钢
  23   0.0095  0.16   0.78  0.017   0.011  0.018   0.0021  0.150   -   0.0007     2.04 本发明钢
  24   0.0064  0.76   1.86  0.020   0.013  0.021   0.0015  0.063   -   -     1.27 本发明钢
  25   0.0065  0.22   0.33  0.069*   0.015  0.048   0.0020  0.074   0.020   -     1.47 对比钢
26   0.0049  0.18   0.50  0.031   0.028*  0.017   0.0029  0.060   -   -     1.58 对比钢
  27   0.0075  0.03   0.42  0.018   0.011  0.015   0.0023  0.080   0.045*   -     1.38 对比钢
28   0.0058  0.15   0.41  0.021   0.056*  0.020   0.0018  0.055   -   -     1.22 对比钢
29   0.0048  0.05   0.22  0.033   0.062*  0.022   0.0025  0*   -   -     0 对比钢
30   0.0084  0.11   0.33  0.063*   0.018  0.018   0.0031  0*   -   -     0 对比钢
31   0.0120*  0.12   0.25  0.015   0.018  0.062   0.0014  0.130   -   -     1.40 对比钢
32   0.0160*  0.44   0.50  0.014   0.012  0.033   0.0020  0.210   -   -     1.69 对比钢
33   0.0200*  0.20   0.85  0.032   0.015  0.025   0.0022  0.320   -   -     2.06 对比钢
34   0.0055  0.10   0.15  0.010   0.015  0.024   0.0019  0.110   -   -     2.58* 对比钢
35   0.0071  0.09   0.10  0.023   0.016  0.031   0.0015  0.190   -   -     3.45* 对比钢
单位：Wt％*表示偏离本发明范围
表17
钢号 板号 板厚(mm)     热轧条件 种类   TS(MPa)   NbC的体积百分数(％) 颗粒直径10-40nm的粒子比例(％) 毛刺平均高度(μm) 标准偏差(μm)   备注
  HR2(％)   HR1(％)   HR1+HR2(％)
    1     1   0.7     25   15     36.3  CAL   309   0.021*     10*     21.5     0.98 对比例
    2     2   0.7     25   15     36.3  CAL   341   0.026*     13*     23.4     0.95 对比例
    3     3   0.7     25   15     36.3  CAL   304   0.011*     5*     37.1     1.56 对比例
    4     4   0.7     25   15     36.3  CAL   355   0.032*     42*     15.4     2.25 对比例
    5     5   0.7     25   15     36.3  CAL   325   0.024*     26*     17.6     2.70 对比例
    6     6   0.7     25   15     36.3  CAL   318   0.020*     31*     29.1     1.21 对比例
    7     7   0.7     25   15     36.3  CAL   376   0.015*     15*     9.6     2.33 对比例
    8     8   0.7     25   15     36.3  CAL   311   0.018*     76     25.0     1.26 对比例
    9     9   0.7     25   15     36.3  CAL   320   0.024*     79     33.1     1.43 对比例
    10     10   0.7     25   15     36.3  CAL   321     0*     0*     46.8     2.19 对比例
    11     11   0.7     25   15     36.3  CAL   304     0*     23*     43.3     1.44 对比例
    12     12   0.7     25   15     36.3  CAL   328   0.034*     35*     31.1     0.48 对比例
    13     13   0.7     25   15     36.3  CAL   335   0.042     32*     20.0     0.55 对比例
    14     14   0.7     25   15     36.3  CAL   325   0.024*     22*     9.8     2.62 对比例
    15     15A   0.7     40   10     46.0  CAL   330   0.052     73     5.5     0.45 本发明例
    15     15B   0.7     40   10       46.0  CGL   335   0.053     75     5.1     0.47 本发明例
    15     15D   0.7     5   10     14.5  CAL   330   0.052     59     9.2     0.66 对比例
    16     16A   0.7     25   15     36.3  CAL   359   0.035     78     5.0     0.31 本发明例
    16     16B   0.7     25   15     36.3  CGL   342   0.034     73     4.8     0.29 本发明例
    16     16D   0.7     40   1     40.6  CAL   340   0.036     47*     12.0     0.90 对比例
*表示偏离本发明的范围
表18
钢号 板号 板厚(mm)     热轧条件 种类   TS(MPa)   NbC的体积百分数(％) 颗粒直径10-40mm的粒子的比例(％) 毛刺平均高度(μm) 标准偏差(μm)   备注
  HR2(％)   HR1(％)   HR1+HRZ(％)
    17   17A     0.7     55     3     56.4   CAL  391     0.083     89     5.3     0.30 本发明例
    17   17B     0.7     55     3     56.4   CGL  386     0.085     84     5.1     0.33 本发明例
    17   17C     0.7     50     22     61.O   CAL  383     0.081     60*     10.2     0.75 对比例
    18   18A     0.7     12     12     22.6   CAL  325     0.071     77     4.9     0.25 本发明例
    18   18B     0.7     20     35     48.0   CAL  328     0.075     53*     8.0     0.67 对比例
    19   19A     0.7     40     18     50.8   CAL  316     0.050     92     4.5     0.47 本发明例
    19   19B     0.7     45     30     61.5   CAL  318     0.050     66*     8.0     0.95 对比例
    19   19C     0.7     10     32     38.8   CAL  315     0.048     47*     13.1     0.81 对比例
    20   20A     0.7     15     2     16.7   CAL  339     0.062     80     2.1     0.44 本发明例
    20   20C     0.7     8     20     26.4   CAL  333     0.062     56*     9.1     0.86 对比例
    21   21A     0.7     30     5     33.5   CAL  330     0.044     71     3.8     0.39 本发明例
    21   21C     0.7     65     5     66.8   CAL  326     0.042     40*     9.8     1.15 对比例
    22   22A     0.7     20     28     42.4   CAL  311     0.053     88     1.9     0.24 本发明例
    22   22B     0.7     0     40     40.0   CAL  310     0.050     32*     7.5     0.65 对比例
    22   22C     0.7     40     40     64.0   CAL  315     0.052     49*     10.3     0.72 对比例
    23   23A     0.7     35     24     50.6   CAL  342     0.096     92     2.1     0.20 本发明例
    23   23B     0.7     35     24     50.6   CGL  340     0.091     83     1.8     0.22 本发明例
    23   23C     0.7     8     2     9.8   CAL  343     0.094     26*     8.5     0.93 对比例
    24   24A     0.7     20     20     36.0   CAL  432     0.054     81     2.9     0.19 本发明例
    24   24C     0.7     55     15     61.8   CAL  428     0.054     60*     9.0     0.81 对比例
*表示偏离本发明的范围
表19
钢号 板号 板厚(mm)     热轧条件 种类   TS(MPa)   NbC的体积百分数(％) 颗粒直径10-40mm的粒子的比例(％) 毛刺平均高度(μm) 标准偏差(μm)   备注
  HR2(％)   HR1(％) HR1+HR2％)
    25     25     0.7     25     15     36.3   CAL  372  0.055     78     7.4     2.01 对比例
    26     26     0.7     25     15     36.3   CAL  345  0.041     80     6.3     1.77 对比例
    27     27     0.7     25     15     36.3   CAL  318  0.063     53*     17.7     0.76 对比例
    28     28     0.7     25     15     36.3   CAL  330  0.049     75     6.1     1.93 对比例
    29     29     0.7     25     15     36.3   CAL  326  0*     0*     8.5     2.52 对比例
    30     30     0.7     25     15     36.3   CAL  367  0*     0*     11.1     3.51 对比例
    31     31     0.7     25     15     36.3   CAL  319  0.110*     80     13.2     0.77 对比例
    32     32     0.7     25     15     36.3   CAL  356  0.135*     72     10.5     1.65 对比例
    33     33     0.7     25     15     36.3   CAL  368  0.168*     51*     11.0     2.80 对比例
    34     34     0.7     25     15     36.3   CAL  305  0.046*     27*     3.3     1.03 对比例
    35     35     0.7     25     15     36.3   CAL  317  0.060*     15*     6.1     1.65 对比例
*表示偏离本发明的范围最佳方式6
上述本发明的钢板6是在表面性状方面特别优良的钢板，详细说明如下。
C：C与Nb形成微细的碳化物，在使钢具有高的强度的同时，热轧后晶粒直径细化，能使r值提高。此外，由于利用微细碳化物的析出强化，所以没有必要大量添加Si、Mn、P，可以获得优良的表面性状。由于C含量不足0．0040％其效果小，高于0．010％的话塑性降低，所以其含量定为0．0040～0．010％，希望是0．0050～0．0080％，最好0．0050～0．0074％。
Si：Si添加过量的话，锌镀层的结合性能恶化，所以其含量定为0．05％以下。
Mn：Mn使钢中的S变成MnS析出，防止钢坯热裂，不使镀层的结合性能恶化，能提高钢的强度。Mn的含量不足0．1％没有使S析出的效果，超过1．5％的话强度显著升高的同时塑性降低，所以其含量定为0．1～1．5％。
P：为了提高强度，P在0．01％以上是必要的，但超过0．05％的话，会使焊接部位的韧性恶化和镀锌的结合不良，所以其含量定为0．01～0．05％。
S：由于S的含量超过0．02％的话会使塑性降低，所以其含量定为0．02％以下。
sol．Al：Al是使钢脱氧添加的。Al含量不足0．01％其效果不充分，而超过0．1％的话由于Al的固溶，带来塑性下降，所以其含量定为0．01～0．1％。
N：N固溶在钢中，成为形成拉伸滑移等表面缺陷的原因，所以其含量要在0．0100以下。
Nb：Nb与C形成微细的碳化物，使钢的强度提高，还使晶粒微细化，使表面性状和复合成形性能等提高。不足0．036％不能得到这种效果，超过0．14％的话，屈服强度显著提高，但塑性降低，所以其含量定为0．036～0．14％，最好0．08～0．14％。
这样仅仅限定了钢的各种成分，还不能得到表面性状和复合成形性都优良的高强度冷轧钢板，还要满足下述(12)式，平均晶粒直径在10μm以下，r值在1．8以上。
1．1＜(Nb×12)／(C×93)＜2．5    (12)
再有，为了利用NbC的作用，(Nb×12)／(C×93)要超过1．5，最好1．7以上。
本发明的钢板6中，为了促进晶粒细化，Ti是有效的，Ti含量在0．019％以下，希望在0．005～0．019％，而且要满足下述(13)式。
Ti≤(48／14)×N+(48／32)×S      (13)
为了提高耐二次加工脆性，添加0．0015％以下的B是有效的。
此外本发明的钢板6除了具有优良的表面性状以外，复合成形性能、耐二次加工脆性、板卷内材质的均匀性等方面也具有适合做汽车外壳的特性。
包括含Ti和B等进行成分调整的钢经连铸板坯生产、把板坯在1100～1250℃温度加热后粗轧生产粗轧坯、把粗轧坯以终轧前一道次和终轧道次10～40％的累计压下率精轧，生产热轧钢板，热轧钢板以15℃／sec以上的冷却速度冷却至700℃以下，在620～670℃温度卷取、以50％压下率冷轧后，以20℃／sec以上的加热速度加热到860℃～Ar3温度退火、用0．4～1．0％压下率平整等，可以制造本发明的钢板6。
板坯再加热时低于1100℃热轧时变形抗力显著提高，超过1250℃的话生成过量的氧化铁皮，担心使表面性状恶化，所以要在1100～1250℃进行。
为了使热轧后的晶粒细化，精轧的终轧前一道次和终轧道次累计压下率要在10％以上，为了防止产生不均匀的轧制组织，要在40％以下。再有为了确保其后的冷轧压下率，轧后的板厚希望2．0～4．5mm。
为了防止晶粒粗大，热轧后要以15℃／sec以上的冷却速度冷却至700℃以下的温度。
从促进AlN析出，同时从酸洗去除氧化铁皮的观点考虑，卷取要在670℃进行。
为了获得高的r值，冷轧压下率要在50％以上。
为了防止晶粒粗大带来的表面性状恶化，同时为了获得高r值，退火要以20℃／sec以上的加热速度加热，在860℃～Ar3相变点以下的温度下进行。
为了抑制时效和防止屈服强度上升，要以0．4～1．0％压下率进行平整。
本发明的钢板6根据需要，可实施电镀锌和热镀锌的镀锌处理等，以及镀后的有机膜处理。(实施例1)
表20所示的钢号为No．1～13的钢熔炼后，用连铸方法生产厚250mm的板坯，在1200℃加热后，在880～910℃精轧，以20℃／sec的平均冷却速度冷却后，在640℃卷取，生产出板厚2．8mm的热轧钢板，冷轧至板厚为0．7mm后，以约30℃／sec的加热速度加热，在865℃、60sec条件下进行连续退火+热镀锌，在0．6％压下率下平整。
然后测定力学性能(轧制方向、JIS5号试样)，测定r值，和研究了表面性状、耐表面粗糙性能。
结果示于表21。
具有本发明范围内的成分，在本发明范围内的条件下制造的本发明例钢号1～9，具有10μm以下的平均晶粒直径，具有1．8以上的r值，表面性状、耐表面粗糙性能优良。
另一方面，对比例钢号10由于含C量不足0．0040％，晶粒粗大，耐表面粗糙性能差。钢号11由于含C量超过0．010％，NbC的析出量过多，延伸和r值差。钢号12由于(Nb×12)／(C×93)在1．1以下，残留有固溶的C，延伸和r值差。钢号13由于(Nb×12)／(C×93)在2．5以上，延伸和r值差。(实施例2)
使用表20所示的钢号为No．1～5的板坯，用表22所示的热轧条件和退火条件生产了热镀锌钢板。
进行了与实施例1相同的研究。
其结果示于表22。
在本发明的条件下制造的本发明例A、C、E具有10μm以下的平均晶粒直径，1．8以上的r值，表面性状、耐表面粗糙性能优良。
另一方面，对比例的B、F，r值低，成形性不好。
表20
钢号 C Si Mn P S sol.Al N Nb Ti B (12×Nb)/(93×C) 备注
    1  0.0060  0.01  0.35  0.018  0.008  0.056  0.0021  0.081   -   -     1.74 本发明钢
    2  0.0050  0.01  0.69  0.042  0.008  0.062  0.0020  0.082   -   -     2.12 本发明钢
    3  0.0090  0.01  0.38  0.027  0.008  0.022  0.0019  0.081   -   -     1.16 本发明钢
    4  0.0060  0.01  0.51  0.017  0.008  0.042  0.0023  0.055   -   -     1.18 本发明钢
    5  0.0060  0.01  0.31  0.041  0.008  0.058  0.0018  0.115   -   -     2.47 本发明钢
    6  0.0055  0.01  0.45  0.045  0.008  0.043  0.0049  0.060   -   -     1.41 本发明钢
    7  0.0045  0.01  0.55  0.035  0.009  0.060  0.0083  0.042   -   -     1.20 本发明钢
    8  0.0060  0.01  0.31  0.036  0.008  0.040  0.0019  0.083   0.008   -     1.78 本发明钢
    9  0.0060  0.01  0.53  0.047  0.008  0.046  0.0022  0.081   0.015  0.0010     1.74 本发明钢
    10  0.0025*  0.01  0.38  0.033  0.010  0.026  0.0021  0.020*   0.020  -     1.03* 对比钢
    11  0.0105*  0.01  0.70  0.039  0.008  0.024  0.0024  0.100   -  -     1.23 对比钢
    12  0.0065  0.01  0.80  0.018  0.008  0.049  0.0018  0.050   -  -     0.99* 对比钢
    13  0.0065  0.01  0.61  0.020  0.008  0.034  0.0022  0.130   -  -     2.58* 对比钢
单位：Wt％*表示在本发明范围以外
表21
钢号 TS(MPa) EI(％) r值 平均晶粒直径(μm) 表面性状 耐表面粗糙性 备注
    1     350     42.9     2.14     8.6     A   ○ 本发明例
    2     385     40.5     2.03     8.1     A   ○ 本发明例
    3     360     41.7     1.97     7.8     A   ○ 本发明例
    4     354     42.4     1.99     9.3     A   ○ 本发明例
    5     371     40.4     2.02     8.1     A   ○ 本发明例
    6     380     39.5     1.91     9.2     A   ○ 本发明例
    7     373     40.2     1.96     9.5     A   ○ 本发明例
    8     376     39.9     1.90     7.3     B   ○ 本发明例
    9     385     38.9     1.95     9.9     B   ○ 本发明例
    10     345     43.5     2.17     19.0     C   × 对比例
    11     392     34.5     1.78     6.9     A   ○ 对比例
    12     375     37.5     1.65     8.1     B   ○ 对比例
    13     370     36.5     1.58     6.4     A   ○ 对比例
表22
编号 钢号 加热温度(℃) 终轧前一道次和终轧道次的累计压下率(％) 精轧温度(℃) 退火温度(℃)   TS(MPa)   EI(％) r值 平均晶粒直径(μm) 表面性状 耐表面粗糙性 备注
  A   1   1120     15     900     860   348   43.2   2.15     8.9   A   ○ 本发明例
  B   4   1180     43     910     860   354   42.4   1.65     8.5   A   ○ 对比例
  C   5   1200     15     890     865   371   40.4   2.02     8.1   A   ○ 本发明例
  D   1   1230     18     930     860   350   42.9   1.88     8.6   A   ○ 本发明例
  E   2   1200     25     890     840   390   38.9   1.85     7.5   A   ○ 本发明例
  F   3   1210     30     900     820   365   41.7   1.70     7.2   A   ○ 对比例
最佳方式7
上述本发明的钢板7是在板卷内材质均匀性方面特别优良的钢板，详细说明如下。
C：C与Nb形成微细的碳化物，在使钢具有高的强度的同时，提高低应变区的n值，所以使面均匀变形性能提高。C含量不足0．0050％其效果小，高于0．010％的话塑性降低，所以其含量定为0．0050～0．010％，希望是0．0050～0．0080％，最好0．0050～0．0074％。
Si：Si添加过量的话，冷轧钢板的化学处理性能变差，热镀锌钢板的镀层的结合性能恶化，所以其含量定为0．05％以下。
Mn：Mn使钢中的S变成MnS析出，防止钢坯热裂，不使镀层的结合性能恶化，能提高钢的强度。Mn的含量不足0．10％没有使S析出的效果，超过1．5％的话强度显著升高的同时低应变区的n值降低，所以其含量定为0．10～1．5％。
P：为了提高强度，P在0．01％以上是必要的，超过0．05％的话，会使镀锌层合金化处理性能恶化，镀锌的结合不良，所以其含量定为0．01～0．05％。
S：由于S含量超过0．02％的话会使塑性降低，所以其含量定为0．02％以下。
sol．Al：Al与钢中的N形成AlN析出，具有减轻固溶N的危害。Al含量不足0．01％其效果不充分，而超过0．1％的话，也得不到与其相应的效果，所以其含量定为0．01～0．1％。
N：希望N尽可能少，从成本上考虑其含量要在0．004％以下。
Nb：Nb与C形成微细的碳化物，使钢的强度提高，同时能提高低应变区的n值，所以使面均匀变形性能提高。不足0．01％不能得到这种效果，超过0．20％的话，屈服强度显著提高，同时使低应变区的n值降低，所以其含量定为0．01～0．20％，希望0．035～0．20％，最好0．080～0．140％。
这样仅仅限定了钢的各种成分，还不能得到板卷内材质均匀性、深冲性能、胀形性能都优良的高强度冷轧钢板，还需要以下的条件。
以重量％计，使用含C：0．0061％、Si：0．01％、Mn：0．30％、P：0．02％、S：0．005％、sol．Al：0．050％、N：0．0024％、Nb：0．040～0．170％的板坯，以终轧前一道次和终轧道次的累计压下率为40％在900℃精轧，580～680℃卷取，冷轧至0．8mm板厚以后，在850℃连续退火，以0．7％的压下率平整，使用这样的钢板研究了板卷内材质的均匀性。
图21表示(Nb×12)／(C×93)、C对板卷内材质的均匀性的影响。
(Nb×12)／(C×93)满足下述(14)式情况下，能得到优良的板卷内材质的均匀性。
1．98-66．3×C≤(Nb×12)／(C×93)≤3．24-80．0×C    (14)
关于深冲性能和胀形性能使用上述钢板，测定了在最佳方式1中讲的圆筒成形时的极限深冲系数和杯突成形试验的杯突高度，评价深冲性能和胀形性能。
图22表示r值、n值对深冲性能、胀形性能的影响。
与最佳方式1的情况相同，满足下述(3)、(4)式的话，可以得到优良的深冲性能和胀形性能。
11．0≤r+50．0×n   (3)
2．9≤r+5．00×n    (4)
为了细化晶粒提高面均匀变形性能，在本发明的钢板7中可以添加Ti。Ti含量超过0．05％的话热镀锌处理时表面性状显著恶化，所以要在0．05％以下，最好为0．005～0．02％。此时要用下述(15)式代替上述的(14)式。
1．98-66．3×C≤(Nb×12)／(C×93)+(Ti*×12)／(C×48)
≤3．24-80．0×C    (15)
为了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的。B超过0．002％的话，深冲性能、胀形性能恶化，所以要在0．002％以下，最好为0．0001～0．001％。
此外，本发明的钢板7除了在板卷内材质的均匀性方面具有优良的性能以外，复合成形性能、耐二次加工脆性、焊接部位的成形性、剪切时的抑制毛刺的性能、表面性状等方面也具有适合做汽车外壳的特性。
包括添加Ti和B等进行成分调整的钢经连铸板坯生产、以终轧前一道次和终轧道次60％以下累计压下率精轧后卷取，生产热轧钢板，把热轧钢板冷轧后退火，可以制造本发明的钢板7。连铸板坯热轧时，板坯可以直接轧制，或再加热后轧制。
要更有把握得到优良的板卷内材质均匀性、深冲性能、胀形性能，希望精轧在870℃以上，轧后的卷取在550℃以上、冷轧时的压下率为50～85％、退火为在780～880℃的连续退火。此外，从酸洗去除氧化铁皮的性质的稳定性的观点来看，卷取在700℃以下，最好在680℃以下。
本发明的钢板7根据需要，可实施电镀锌和热镀锌的镀锌处理等，以及镀后的有机膜处理。(实施例1)
表23所示的钢号为No．1～10的钢熔炼后，用连铸方法生产220mm厚的板坯，在1200℃加热后，终轧前一道次和终轧道次30～50％累计压下率，在880～960℃精轧，生产板厚2．8mm的热轧钢板，在580～680℃的卷取温度下卷取，冷轧至板厚0．80mm后，进行840～870℃的连续退火(CAL)或850～870℃的连续退火+热镀锌(CGL)，在0．7％压下率下平整。
连续退火+热镀锌时，退火后在460℃进行热镀锌处理，直接在线在合金化处理炉在500℃进行镀层的合金化处理，镀的量为单侧45g／m2。
然后测定抗拉性能(轧制方向、JIS5号试样、n值用1～5％应变区算出)、r值、极限深冲系数(LDR)、杯突成形高度(H)。此外对镀锌钢板研究了镀锌层结合性能。
镀层结合性能是在镀层钢板表面贴上胶带，进行90度反复弯曲，测定粘在胶带上的镀层的量，分成1：不剥离、2：微量剥离、3：少量剥离、4：中等剥离、5：严重剥离等五类，1、2为合格。
结果示于表24～26。
可看出本发明的钢板深冲性能、胀形性能、板卷内材质均匀性等优良，而且镀层结合性能也好。
与此相反，对比例的钢板深冲性能和胀形性能不好，特别是不满足上述(14)式情况下，板卷长度方向的材质均匀性显著恶化。再有，P、Ti含量多的情况下，镀层结合性能也恶化。(实施例2)
表23所示的钢号为No．1钢的板坯在1200℃加热后，在终轧前一道次和终轧道次累计压下率30～70％、880～910℃精轧，生产板厚2．8mm的热轧钢板，在580～640℃的温度下卷取，冷轧至板厚0．80mm后，进行840～870℃的连续退火或在850～870℃的连续退火+热镀锌，在0．7％压下率下平整。
热镀锌处理的条件与实施例1的情况相同。
然后测定板卷长度方向的抗拉性能(n值用1～5％应变区算出)、r值、极限深冲系数、杯突成形高度。
结果示于表27。
可看出在终轧前一道次和终轧道次累计压下率60％以下条件下，在本发明范围内的钢板在板卷长度方向上材质的均匀性优良。(实施例3)
表23所示的钢号为No．1钢的板坯在1200℃加热后，在终轧前一道次和终轧道次累计压下率40％、840～980℃精轧温度热轧至板厚1．3～6．0mm，在500～700℃的温度下卷取，用46～87％压下率冷轧至板厚0．8mm后，进行750～900℃的连续退火或连续退火+热镀锌，在0．7％压下率下平整。
热镀锌处理的条件与实施例1的情况相同。
然后测定板卷长度方向的抗拉性能(n值用1～5％应变区算出)、r值、极限深冲系数、杯突成形高度。
结果示于表28、29。
可看出在精轧温度、卷取温度、冷轧时的压下率、退火温度在本发明范围内的钢板在板卷长度方向材质的均匀性优良。
表23
钢号     C   Si   Mn     P     S  sol.Al     N   Nb   Ti     B  X/C# 备注
    1  0.0059  0.01  0.34  0.019  0.011  0.050  0.0021  0.082   tr   tr     1.8 发明钢
    2  0.0060  0.01  0.63  0.040  0.007  0.062  0.0012  0.075   tr   tr     1.6 发明钢
    3  0.0078  0.01  0.95  0.045  0.009  0.058  0.0018  0.162   tr   tr     2.7 发明钢
    4  0.0065  0.02  0.25  0.021  0.008  0.050  0.0017  0.091   0.011   tr     1.8* 发明钢
    5  0.0081  0.01  0.42  0.020  0.007  0.050  0.0017  0.092   0.024   0.0006     1.7* 发明钢
    6  0.0063  0.10  0.16  0.030  0.011  0.057  0.0019  0.088   tr   tr     1.8 对比钢
    7  0.0059  0.02  0.20  0.067  0.010  0.050  0.0021  0.087   tr   tr     1.9 对比钢
    8  0.0060  0.01  0.22  0.030  0.009  0.056  0.0019  0.056   tr   tr     1.2 对比钢
    9  0.0058  0.01  0.21  0.028  0.010  0.057  0.0020  0.148   tr   tr     3.3* 对比钢
    10  0.0090  0.01  0.62  0.050  0.015  0.035  0.0036  0.126   tr   tr     1.8 对比钢
                   X／C#：(Nb％×12)／(C％×93)*(Nb％×12)／(C％×93)+(Ti*％×12)／(C％×48)，Ti*％=Ti-(48／14)N％-(48／32)S％
表24
No. 钢号 终轧前一道次和终轧道次的累计压下率(％) 精轧温度(℃) 卷取温度(℃) 退火条件 钢板的性能 钢板的成形性能 镀层的结合性能 备注
YP(MPa)   TS(MPa)     EI(％) n值 r值 Y** Z***   H(mm) LDR
    1     1     40   890   580   CAL   204   353   44  0.201  2.00   12.1  3.0   34.8  2.16     - 发明例
    2     1     40   890   580   CGL   207   356   44  0.194  2.01   11.7  3.0   34.2  2.16     1 发明例
    3     1     40   900   640   CAL   202   354   45  0.202  2.03   12.1  3.0   34.8  2.16     - 发明例
    4     1     40   900   640   CGL   196   355   45  0.200  2.02   12.0  3.0   34.6  2.16     1 发明例
    5     1     40   910   680   CAL   193   352   46  0.203  2.09   12.2  3.1   34.9  2.17     - 发明例
    6     1     40   910   680   CGL   195   356   45  0.202  2.06   12.2  3.1   34.9  2.17     2 发明例
    7     2     30   910   580   CGL   214   384   42  0.191  1.97   11.5  2.9   33.8  2.15     1 发明例
    8     2     30   930   640   CGL   212   382   43  0.196  1.95   11.8  2.9   34.3  2.15     1 发明例
    9     3     50   890   640   CGL   225   395   41  0.195  2.09   11.8  3.1   34.3  2.17     2 发明例
    10     3     50   900   680   CGL   227   394   42  0.199  2.13   12.1  3.1   34.8  2.17     2 发明例
    11     4     30   890   580   CGL   205   355   43  0.198  1.98   11.9  3.0   34.4  2.16     1 发明例
    12     4     30   900   640   CGL   203   354   43  0.201  2.01   12.1  3.0   34.8  2.16     1 发明例
    13     4     30   910   680   CGL   202   352   44  0.202  2.04   12.1  3.1   34.8  2.17     1 发明例
    14     5     40   900   640   CGL   212   372   39  0.189  1.96   11.4  2.9   33.6  2.15     2 发明例
    15     5     40   910   680   CGL   210   370   40  0.194  1.93   11.6  2.9   34.0  2.15     2 发明例
Y**=r+50．0×n、Z***=r+5．0×n
表25
  No. 钢号 终轧前一道次和终轧道次的累计压下率(％) 精轧温度(℃) 卷取温度(℃) 退火条件     钢板的性能   钢板的成形性能 镀层的结合性能 备注
YP(MPa)   TS(MPa)     EI(％)    n值     r值   Y**     Z***   H(mm) LDR
  16   6     30  900  640  CGL  215  365  42  0.182  1.88  11.0   2.8   33.0   2.07     4 对比例
  17   6     30  910  680  CGL  212  362  43  0.184  1.86  11.1   2.8   33.2   2.07     5 对比例
  18   7     30  900  640  CGL  222  368  41  0.180  1.93  10.9   2.8   29.4   2.07     3 对比例
  19   7     30  910  680  CGL  224  367  41  0.178  1.93  10.8   2.8   28.0   2.07     4 对比例
  20   8     40  900  580  CAL  321  394  23  0.126  1.12  7.4   1.8   19.4   1.96     - 对比例
  21   6     40  890  580  CGL  323  398  22  0.128  1.18  7.6   1.8   19.6   1.96     1 对比例
  22   6     40  900  640  CAL  283  382  30  0.146  1.34  8.6   2.1   20.6   1.99     - 对比例
  23   7     40  900  640  CGL  287  385  31  0.142  1.30  8.4   2.0   20.4   1.98     1 对比例
  24   7     30  890  580  CAL  243  376  37  0.153  1.72  9.4   2.5   21.8   2.03     - 对比例
  25   8     30  890  580  CGL  245  680  36  0.154  1.77  9.5   2.5   22.1   2.05     2 对比例
  26   6     30  900  640  CAL  231  361  37  0.176  1.81  10.6   2.7   27.3   2.05     - 对比例
  27   6     30  900  640  CGL  233  364  38  0.172  1.80  10.4   2.7   26.2   2.15     2 对比例
  28   7     40  900  640  CAL  222  370  32  0.163  2.12  10.3   2.9   25.5   2.07     2 对比例
Y**=r+50．0×n、Z***=r+5．0×n

Claims (27)

1．高强度冷轧钢板，以重量％计含C：0．0040～0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．20％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、O：0．003％以下、Nb：0．01～0．20％，而且满足下述的(1)、(2)、(3)、(4)式，
-0．46-0．83×log[C]≤(Nb×12)／(C×93)≤-0．88-1．66×log[C](1)
10．8≥5．49×log[YP]-r    (2)
11．0≤r+50．0×n          (3)
2．9≤r+5．00×n           (4)式(1)～(4)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)，YP表示屈服强度(MPa)，r表示r值，n表示n值(应变1～5％)。
2．高强度冷轧钢板，以重量％计含C：0．0040～0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．20％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、O：0．003％以下、Nb：0．01～0．20％、Ti：0．05％以下，而且满足下述的(2)、(3)、(4)、(5)式，
10．8≥5．49×log[YP]-r    (2)
11．0≤r+50．0×n          (3)
2．9≤r+5．00×n           (4)
-0．46-0．83×log[C]≤(Nb×12)／(C×93)+(Ti*×12)／(C×48)≤-0．88-1．66×log[C]      (5)式(2)～(5)中YP表示屈服强度(MPa)，r表示r值，n表示n值(应变1～5％)，Ti*=Ti-(48／14)×N-(48／32)×S，Ti*为0以下时Ti*=0，C、S、N、Nb、Ti表示元素C、S、N、Nb、Ti的含量(重量％)。
3．如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，还含有以重量％计0．002％以下的B。
4．高强度冷轧钢板的制造方法，包括步骤：
生产连铸钢板坯，其中所述钢以重量％计含C：0．0040～0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．20％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、O：0．003％以下、Nb：0．01～0．20％，而且满足下述(1)式；
把上述钢板坯在Ar3相变点以上温度精轧生产热轧钢板；
将上述热轧钢板在540℃以上温度卷取；
把上述卷取后的热轧钢板以50～85％压下率冷轧后，在680～880℃的温度下连续退火，
-0．46-0．83×log[C]≤(Nb×12)／(C×93)≤-0．88-1．66×log[C](1)式(1)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
5．高强度冷轧钢板的制造方法，包括步骤：生产钢连铸板坯，其中所述钢以重量％计含C：0．0040～0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．20％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、O：0．003％以下、Nb：0．01～0．20％、Ti：0．05％以下，而且满足下述(5)式；
把上述板坯在Ar3相变点以上温度精轧生产热轧钢板；
将上述热轧钢板在540℃以上温度卷取；
把上述卷取后的热轧钢板以50～85％压下率冷轧后，在680～880℃连续退火，
-0．46-0．83×log[C]≤(Nb×12)／(C×93)+(Tr*×12)／(C×48)
                                ≤-0．88-1．66×log[C]    (5)式(5)中Ti*=Ti-(48／14)×N-(48／32)×S，Ti*为0以下时Ti*=0，C、S、N、Nb、Ti表示元素C、S、N、Nb、Ti的含量(重量％)。
6．高强度冷轧钢板，以重量％计含C：0．0040～0．01％、Si：0．05％以下、Mn：0．1～1．0％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．01～0．14％，其余基本上为Fe和不可避免的杂质，用单向拉伸试验的1％和10％两点的公称应变算出的n值在0．21以上。
7．如权利要求6所述的高强度冷轧钢板，还含Ti：0．05重量％以下。
8．如权利要求6或7所述的高强度冷轧钢板，还含B：0．002重量％以下。
9．高强度冷轧钢板，以重量％计含C：0．0040～0．01％、Si：0．05％以下、Mn：0．1～1．0％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．15％以下，其余基本上为Fe和不可避免的杂质，而且满足下述(6)式，并且用单向拉伸试验的1％和10％两点的公称应变算出的n值在0．21以上，
(12／93)×Nb*／C≥1．2    (6)式(6)中Nb*=Nb-(93／14)×N，C、N、Nb表示元素C、N、Nb的含量(重量％)。
10．如权利要求9所述的高强度冷轧钢板，还含Ti：0．05重量％以下。
11．如权利要求9所述的高强度冷轧钢板，还含B：0．002重量％以下。
12．高强度冷轧钢板的制造方法，包括步骤：
生产钢连铸板坯，以重量％计所述钢含C：0．0040～0．01％、Si：0．05％以下、Mn：0．1～1．0％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．15％以下，其余实质上为Fe和不可避免的杂质，而且满足下述(6)式；
把上述板坯在Ar3相变点以上温度精轧生产热轧钢板；
将上述热轧钢板在500～700℃温度卷取；
把上述卷取后的热轧钢板冷轧后退火，
(12／93)×Nb*／C≥1．2          (6)式(6)中Nb*=Nb-(93／14)×N，C、N、Nb表示元素C、N、Nb的含量(重量％)。
13．高强度冷轧钢板，以重量％计含C：0．0040～0．01％、Si：0．05％以下、Mn：0．1～1．0％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．01～0．14％，其余实质上为Fe和不可避免的杂质，而且满足下述(6)、(7)式，
(12／93)×Nb*／C≥1．2          (6)
TS-4050×Ceq≥-0．75×TS+380    (7)式(6)、(7)中Nb*=Nb-(93／14)×N，Ceq=C+(1／50)×Si+(1／25)×Mn+(1／2)×P，C、Si、Mn、P、N、Nb表示C、Si、Mn、P、N、Nb的含量(重量％)，TS表示抗拉强度(MPa)。
14．如权利要求13所述的高强度冷轧钢板，还含Ti：0．05重量％以下。
15．如权利要求13或14所述的高强度冷轧钢板，还含B：0．002重量％以下。
16．高强度冷轧钢板，以重量％计含C：0．004～0．01％、P：0．05％以下、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Ti：0．03％以下、Nb含量满足下述(8)式，而且NbC的体积百分数为0．03～0．1％，其70％以上的颗粒直径为10～40nm，
1≤(93／12)×(Nb／C)≤2．5      (8)式(8)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
17．高强度冷轧钢板的制造方法，包括步骤：
生产钢连铸板坯，以重量％计所述钢含C：0．004～0．01％、P：0．05％以下、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Ti：0．03％以下、Nb含量满足下述(8)式；
将上述板坯用满足(8)～(11)式的压下率精轧生产热轧钢板；
将上述热轧钢板冷轧后退火，
1≤(93／12)×(Nb／C)≤2．5    (8)
10≤HR1                       (9)
2≤HR2≤30                    (10)
HR1+HR2-HR1×HR2／100≤60     (11)式(8)～(11)中，C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)，HR1、HR2分别表示精轧时终轧前一道次和终轧道次的压下率(％)。
18．高强度冷轧钢板，以重量％计含C：0．0040～0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．5％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．0100％以下、Nb：0．036～0．14％，而且满足下述(12)式，并且平均晶粒直径在10μm以下，r值在1．8以上，
1．1＜(Nb×12)／(C×93)＜2．5  (12)
式(12)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
19．如权利要求21所述的高强度冷轧钢板，还含Ti：0．019重量％以下，而且满足下述(13)式，
Ti≤(48／14)×N+(48／32)×S    (13)
式13中：N、S、Ti表示元素N、S、Ti的含量(重量％)。
20．如权利要求18或19所述的高强度冷轧钢板，还含B：0．0015重量％以下。
21．高强度冷轧钢板的制造方法，包括步骤：
生产钢连铸板坯，以重量％计所述钢含C：0．0040～0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．5％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．0100％以下、Nb：0．036～0．14％，而且满足下述(12)式；
将上述板坯直接粗轧或加热到1100～1250℃后粗轧，生产粗轧坯；
把上述粗轧坯以终轧前一道次和终轧道次10～40％累计压下率精轧，生产热轧钢板；
将上述热轧钢板以15℃／sec以上的冷却速度冷却至700℃以下，在620～670℃的温度下卷取；
把上述卷取后的热轧钢板以50％以上的压下率冷轧后，以20℃／sec以上的加热速度加热，在860～Ar3相变点以下的温度下退火；
将上述退火后的钢板以0．4～1．0％的压下率平整。
22．高强度冷轧钢板，以重量％计，含C：超过0．0050％，而低于0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．5％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．01～0．20％，而且满足下述(3)、(4)、(14)式，
11．0≤r+50．0×n    (3)
2．9≤r+5．00×n     (4)
1．98-66．3×C≤(Nb×12)／(C×93)≤3．24-80．0×C    (14)式(3)、(4)、(14)中，r表示r值，n表示n值(1～5％应变)，C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
23．高强度冷轧钢板，以重量％计，含C：超过0．0050％，而低于0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．5％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．01～0．20％、Ti：0．05％以下，而且满足下述(3)、(4)、(15)式，
11．0≤r+50．0×n    (3)
2．9≤r+5．00×n     (4)
1．98-66．3×C≤(Nb×12)／(C×93)+(Ti*×12)／(C×48)≤3．24-80．0×C         (15)式(3)、(4)、(15)中，r表示r值，n表示n值(1～5％应变)，Ti*=Ti-(48／14)×N-(48／32)×S，Ti*为0以下时Ti*=0，C、S、N、Nb、Ti表示元素C、S、N、Nb、Ti的含量(重量％)。
24．如权利要求22或23所述的高强度冷轧钢板，还含B：0．002重量％以下。
25．高强度冷轧钢板的制造方法，包括步骤：
生产钢连铸板坯，以重量％计所述钢含C：超过0．0050％，而低于0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．10～1．5％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．01～0．20％，而且满足下述(14)式；
将上述板坯以终轧前一道次和终轧道次累计压下率60％以下精轧后卷取，生产热轧钢板；
将上述热轧钢板冷轧后退火，
1．98-66．3×C≤(Nb×12)／(C×93)≤3．24-80．0×C    (14)
式(14)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
26．高强度冷轧钢板的制造方法，包括步骤：生产以重量％计含C：超过0．0050％，而低于0．010％、Si：0．05％以下、Mn：0．01～1．5％、P：0．01～0．05％、S：0．02％以下、sol．Al：0．01～0．1％、N：0．004％以下、Nb：0．01～0．20％、Ti：0．05％以下，而且满足下述(15)式的钢连铸板坯；
将上述板坯以终轧前一道次和终轧道次累计压下率60％以下精轧后卷取，生产热轧钢板；
将上述热轧钢板冷轧后退火，
1．98-66．3×C≤(Nb×12)／(C×93)+(Ti*×12)／(C×48)≤3．24-80．0×C    (15)式(15)中Ti*=Ti-(48／14)×N-(48／32)×S，Ti*为0以下时Ti*=0，C、S、N、Nb、Ti表示元素C、S、N、Nb、Ti的含量(重量％)。
27．如权利要求25或26所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在870℃以上温度精轧，在550℃以上温度卷取，以50～85％的压下率冷轧，在780～880℃温度下连续退火。
CN99802559A 1998-12-07 1999-12-03 高强度冷轧钢板及其制造方法 Expired - Fee Related CN1119428C (zh)

Applications Claiming Priority (14)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP34697498 1998-12-07
JP346974/1998 1998-12-07
JP036288/1999 1999-02-15
JP03628699A JP3570269B2 (ja) 1999-02-15 1999-02-15 耐バリ性に優れた鋼板およびその製造方法
JP3628899 1999-02-15
JP036285/1999 1999-02-15
JP3628399 1999-02-15
JP036286/1999 1999-02-15
JP036284/1999 1999-02-15
JP3628799 1999-02-15
JP3628499 1999-02-15
JP3628599 1999-02-15
JP036283/1999 1999-02-15
JP036287/1999 1999-02-15

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB021321272A Division CN1223695C (zh) 1998-12-07 1999-12-03 高强度冷轧钢板及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1289375A true CN1289375A (zh) 2001-03-28
CN1119428C CN1119428C (zh) 2003-08-27

Family

ID=27564422

Family Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN99802559A Expired - Fee Related CN1119428C (zh) 1998-12-07 1999-12-03 高强度冷轧钢板及其制造方法
CNB021321272A Expired - Fee Related CN1223695C (zh) 1998-12-07 1999-12-03 高强度冷轧钢板及其制造方法
CNB2005100625422A Expired - Fee Related CN1300362C (zh) 1998-12-07 1999-12-03 高强度冷轧钢板

Family Applications After (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB021321272A Expired - Fee Related CN1223695C (zh) 1998-12-07 1999-12-03 高强度冷轧钢板及其制造方法
CNB2005100625422A Expired - Fee Related CN1300362C (zh) 1998-12-07 1999-12-03 高强度冷轧钢板

Country Status (7)

Country Link
US (3) US6494969B1 (zh)
EP (2) EP1052302B2 (zh)
KR (1) KR100382414B1 (zh)
CN (3) CN1119428C (zh)
AT (2) ATE387516T1 (zh)
DE (2) DE69935125T3 (zh)
WO (1) WO2000034542A1 (zh)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100439544C (zh) * 2004-02-25 2008-12-03 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN101660092B (zh) * 2008-08-27 2011-04-13 宝山钢铁股份有限公司 高强度高韧性Zr-B复合微合金钢及其生产方法
CN103667901A (zh) * 2013-11-28 2014-03-26 安徽银力铸造有限公司 一种汽车桥壳用热轧钢的制备方法
CN104060071A (zh) * 2014-06-18 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN104775071A (zh) * 2007-03-05 2015-07-15 新日铁住金株式会社 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法
CN104946978A (zh) * 2015-07-07 2015-09-30 新余钢铁集团有限公司 一种用于家电面板的彩涂冷轧基板及其制造方法
CN107429348A (zh) * 2015-03-27 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 罐用钢板及其制造方法
CN110695093A (zh) * 2019-10-09 2020-01-17 西藏克瑞斯科技有限公司 一种高性能钢材轧制方法

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100473497B1 (ko) * 2000-06-20 2005-03-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 그 제조방법
JP4507851B2 (ja) * 2003-12-05 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR100711463B1 (ko) * 2005-12-05 2007-04-24 주식회사 포스코 항복강도가 낮은 고강도 냉연강판의 제조방법
JP5272548B2 (ja) * 2007-07-11 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法
JP4998757B2 (ja) * 2010-03-26 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法
JP5408314B2 (ja) * 2011-10-13 2014-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101424863B1 (ko) 2012-03-29 2014-08-01 현대제철 주식회사 냉연강판 및 그 제조 방법
CN102925796B (zh) * 2012-10-30 2014-07-09 鞍钢股份有限公司 一种非合金化超低碳结构用冷轧板及其生产方法
KR101318060B1 (ko) * 2013-05-09 2013-10-15 현대제철 주식회사 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법
CN104060066A (zh) * 2013-06-07 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种冷轧钢板及其制备方法
RU2650660C2 (ru) 2013-09-20 2018-04-16 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Отформованное прессованием изделие, способ изготовления отформованного прессованием изделия и устройство для изготовления отформованного прессованием изделия
WO2015166646A1 (ja) * 2014-04-30 2015-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
CN103924054B (zh) * 2014-04-30 2015-11-11 重庆钢铁(集团)有限责任公司 航空用20a钢管的防锈方法
CN104181053A (zh) * 2014-09-04 2014-12-03 北京航空航天大学 一种厚向应力作用下的板材起皱性能试验装置及方法
DE102015116186A1 (de) * 2015-09-24 2017-03-30 Thyssenkrupp Ag Halbzeug und Verfahren zur Herstellung einer Fahrzeugkomponente, Verwendung eines Halbzeugs und Fahrzeugkomponente
US11299798B2 (en) 2017-05-22 2022-04-12 Jfe Steel Corporation Steel plate and method of producing same
CN113523731A (zh) * 2021-08-12 2021-10-22 东台耀强机械制造有限公司 一种高品质花纹钢板卷管工艺
CN114196882B (zh) * 2021-12-08 2022-10-28 北京首钢股份有限公司 一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷及其制备方法
CN115627414B (zh) * 2022-09-23 2023-07-25 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗二次加工脆性及优良表面质量的含磷if钢板及其生产方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0041354B2 (en) * 1980-05-31 1993-11-03 Kawasaki Steel Corporation Method for producing cold rolled steel sheets having a noticeably excellent formability
US4504326A (en) * 1982-10-08 1985-03-12 Nippon Steel Corporation Method for the production of cold rolled steel sheet having super deep drawability
DE3672864D1 (de) * 1985-03-06 1990-08-30 Kawasaki Steel Co Verfahren zur herstellung von gewalzten verformbaren duennen stahlblechen.
CN1012144B (zh) * 1985-06-07 1991-03-27 川崎制铁株式会社 冷轧钢板的制造方法
JPS61291924A (ja) * 1985-06-17 1986-12-22 Nippon Steel Corp 加工性の優れたプレス成形用鋼板の製造方法
JPH0617517B2 (ja) * 1986-02-08 1994-03-09 日新製鋼株式会社 プレス加工性に優れた冷延鋼板の製造法
JP2808452B2 (ja) * 1987-03-31 1998-10-08 日新製鋼 株式会社 耐ろう接割れ性に優れた冷延鋼板の製造法
JPH05112845A (ja) 1991-03-30 1993-05-07 Nippon Steel Corp 成形後の面形状性が良好で優れた耐デント性を有する深絞り用高強度冷延鋼板
US5290370A (en) * 1991-08-19 1994-03-01 Kawasaki Steel Corporation Cold-rolled high-tension steel sheet having superior deep drawability and method thereof
JP3016636B2 (ja) 1991-09-12 2000-03-06 新日本製鐵株式会社 成形性の良好な高強度冷延鋼板
JPH0570836A (ja) * 1991-09-17 1993-03-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り用高強度冷延鋼板の製造方法
JP2503338B2 (ja) 1991-12-24 1996-06-05 新日本製鐵株式会社 スポット溶接部の疲労強度に優れた良加工性高強度冷延鋼板
JP2745922B2 (ja) * 1991-12-25 1998-04-28 日本鋼管株式会社 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板とその製造方法
JPH05195080A (ja) 1992-01-23 1993-08-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 深絞り用高強度鋼板の製造方法
JP3377825B2 (ja) * 1992-04-06 2003-02-17 川崎製鉄株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
KR960007431B1 (ko) 1992-04-06 1996-05-31 가와사끼 세이데쓰 가부시끼가이샤 캔용강판 및 그 제조방법
JP2718369B2 (ja) * 1994-07-22 1998-02-25 日本鋼管株式会社 亜鉛めっき用鋼板およびその製造方法
JP3177146B2 (ja) * 1996-02-29 2001-06-18 川崎製鉄株式会社 加工用鋼の製造方法
TW415967B (en) 1996-02-29 2000-12-21 Kawasaki Steel Co Steel, steel sheet having excellent workability and method of the same by electric furnace-vacuum degassing process
US5853903A (en) * 1996-05-07 1998-12-29 Nkk Corporation Steel sheet for excellent panel appearance and dent resistance after panel-forming
JP3882263B2 (ja) 1996-05-07 2007-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 パネル加工後のパネル外観と耐デント性に優れた鋼板

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100439544C (zh) * 2004-02-25 2008-12-03 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN104775071A (zh) * 2007-03-05 2015-07-15 新日铁住金株式会社 冷轧钢板和合金化熔融镀锌钢板以及它们的制造方法
US9771638B2 (en) 2007-03-05 2017-09-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
CN101660092B (zh) * 2008-08-27 2011-04-13 宝山钢铁股份有限公司 高强度高韧性Zr-B复合微合金钢及其生产方法
CN103667901A (zh) * 2013-11-28 2014-03-26 安徽银力铸造有限公司 一种汽车桥壳用热轧钢的制备方法
CN103667901B (zh) * 2013-11-28 2016-04-20 安徽银力铸造有限公司 一种汽车桥壳用热轧钢的制备方法
CN104060071A (zh) * 2014-06-18 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN104060071B (zh) * 2014-06-18 2016-06-15 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN107429348A (zh) * 2015-03-27 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 罐用钢板及其制造方法
CN104946978A (zh) * 2015-07-07 2015-09-30 新余钢铁集团有限公司 一种用于家电面板的彩涂冷轧基板及其制造方法
CN110695093A (zh) * 2019-10-09 2020-01-17 西藏克瑞斯科技有限公司 一种高性能钢材轧制方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP1052302B1 (en) 2007-02-14
EP1669472A3 (en) 2006-09-27
CN1492068A (zh) 2004-04-28
EP1052302A4 (en) 2004-12-15
EP1669472B1 (en) 2008-02-27
US6689229B2 (en) 2004-02-10
CN1119428C (zh) 2003-08-27
DE69935125D1 (de) 2007-03-29
CN1667152A (zh) 2005-09-14
US20040020570A1 (en) 2004-02-05
DE69938265T2 (de) 2009-02-26
EP1669472A2 (en) 2006-06-14
CN1223695C (zh) 2005-10-19
DE69935125T3 (de) 2015-05-21
KR100382414B1 (ko) 2003-05-09
DE69935125T2 (de) 2007-10-25
ATE387516T1 (de) 2008-03-15
US6494969B1 (en) 2002-12-17
WO2000034542A1 (en) 2000-06-15
US20020179206A1 (en) 2002-12-05
CN1300362C (zh) 2007-02-14
DE69938265D1 (de) 2008-04-10
EP1052302B2 (en) 2015-01-07
EP1052302A1 (en) 2000-11-15
KR20010040682A (ko) 2001-05-15
ATE353985T1 (de) 2007-03-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1300362C (zh) 高强度冷轧钢板
CN1190513C (zh) 薄钢板及其制造方法
CN1147609C (zh) 具有优良应变时效硬化特性的钢板及其制造方法
CN1206383C (zh) 冲压成形性和应变时效硬化特性出色的高延展性钢板及其制造方法
CN1145709C (zh) 应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN100340690C (zh) 可成形性优异的钢管及其生产方法
CN1208490C (zh) 形状固定性优异的钢板及其生产方法
CN1158398C (zh) 具有应变时效硬化特性的冷轧钢板、镀锌钢板及其制造方法
CN1117884C (zh) 高强度薄钢板、高强度合金化热镀锌钢板及它们的制造方法
CN1160163C (zh) 超薄钢板及其制造方法
CN1894434A (zh) 用于超高强度管线管的钢板和具有优异的低温韧度的超高强度管线管及其制造方法
CN1068059C (zh) 采用电炉－真空脱气工艺的加工性优良的钢和钢板及其制造方法
CN1170954C (zh) 钢板、热镀钢板和合金化热镀钢板的制备方法
CN1083494C (zh) 无晶粒取向性磁钢板及其制造方法
CN1039723C (zh) 钢板制造中表面缺陷少的超低碳钢连续铸造板坯和超低碳薄钢板及其制造方法
CN1860249A (zh) 焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板及高屈服比高强度热浸镀锌薄钢板、以及高屈服比高强度合金化热浸镀锌薄钢板及其制造方法
CN101065509A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN1809646A (zh) 具有良好的形状可固定性的高强度热轧薄钢板及其生产方法
CN1043905C (zh) 连续退火冷轧薄钢板及其制法
CN1247809C (zh) 耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板及其制造方法
CN1082560C (zh) 软质冷轧钢板及其制造方法
CN1934280A (zh) 具有高强度和烘焙硬化性的冷轧钢板和热浸钢板及其制备方法
CN1041641C (zh) 表面处理钢板及其制造方法
CN1928139A (zh) 易加工性镁合金及其制造方法
CN1203635A (zh) 高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: JFE STEEL CORP.

Free format text: FORMER OWNER: ITALY-RICH ENGINEERING CO., LTD.

Effective date: 20040423

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
C56 Change in the name or address of the patentee

Owner name: ITALY-RICH ENGINEERING CO., LTD.

Free format text: FORMER NAME OR ADDRESS: NKK CORP.

CP01 Change in the name or title of a patent holder

Patentee after: JFE Engineering Corp.

Patentee before: NKK Corp.

TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20040423

Patentee after: JFE STEEL Corp.

Patentee before: JFE Engineering Corp.

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20030827

Termination date: 20151203

EXPY Termination of patent right or utility model