CN1497057A - 耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板及其制造方法，该钢板含有(重量％)C：0.005－0.02％、Si：0.5％以下、Mn：3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01－0.20％、N：0.01％以下、Nb：0.025－0.19％，且C、Nb含量满足：0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)，式中，C：碳含量(重量％)，Nb：铌含量(重量％)，余量为Fe和杂质，并且涂装烘烤硬化量在30MPa以上；其制法包括将组成如上的原料钢加热，于960－650℃结束精轧，在750－400℃卷取，接着以50－95％的压下率冷轧，然后在750－920℃再结晶退火。本发明钢板还可含有B和/或Ti。本发明可以工业规模稳定地制造耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板。

Description

耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板 及其制造方法
本申请是本案申请人于1998年4月8日提交的专利申请98800780.0(PCT/JP98/01623)的分案申请。
发明领域
本发明是关于冷轧薄钢板，特别是关于作为汽车车身用，适合于在弯曲加工、冲压成形加工或深冲加工等加工后进行涂装烘烤处理的冷轧钢板。
发明背景
为了减轻汽车的车身重量，要求减小所使用的钢板的厚度，因而人们对汽车用钢板的高强度化进行了研究。但是，钢板的高强度化往往伴随有钢板冲压成形性的劣化，长时间以来，迫切需要具有良好冲压成形性的高强度钢板。
作为冲压成形性和高强度两者兼备的钢板，已经研制了涂装烘烤硬化型冷轧钢板。这种钢板，通常在冲压加工后进行包括100-200℃的高温保持的涂装烘烤处理时，其屈服应力将会提高，由于钢中存在溶质(solute)碳(C)，在涂装烘烤处理时的加热过程中，溶质(C)固定在冲压加工时产生的位错上，阻碍位错的移动，从而屈服应力提高。另外，这样的涂装烘烤硬化型冷轧钢板要求30MPa以上的涂装烘烤硬化量(BH量)。
但是，这种涂装烘烤硬化型冷轧钢板，在有些场合加工之前已经有一部分位错被溶质C所固定，冲压加工时由于屈服点伸长而产生被称为拉伸变形的波纹状表面缺陷，产品性能显著恶化，耐时效性也出现问题。
针对上述耐时效性劣化的问题，有人提出了改善耐时效性的涂装烘烤硬化型冷轧钢板。例如，特公昭61-12008公开了一种深冲用二相组织高强度钢板的制造方法，该方法是对复合添加相当于C含量的2-10倍的Nb和相当于N含量的0.3倍以上的B的超低碳钢进行在550-200℃的低温下卷取的热轧和在α-γ两相区退火后急冷的处理，从而得到高的r值和良好的烘烤硬化性。这种制造方法的特征是，加热至α-γ两相区，然后急冷，形成针状铁素体和铁素体的两相组织。这种组织含有溶质C，具有高的烘烤硬化性(BH性)，几乎所有的溶质C都被高位错密度的针状铁素体所捕集，因此退火后几乎没有显示出屈服点伸长。
但是，特公昭61-12008中所述的方法要求必须在超低碳钢的α-γ两相区内进行高温退火，另外，这种钢的α-γ两相区非常狭窄，因此在工业生产中难以确保稳定的材质。
此外，这种涂装烘烤硬化型冷轧钢板主要用来作为汽车的外壳钢板，因此，就冲压成形性而言，特别要求具有良好的与凸肚成形性有关的均匀延伸特性。这里所说的均匀延伸，是指进行拉伸试验时抗拉强度显示出极大值时的延伸。以往，人们已经知道，屈服强度越低或者加工硬化指数n值越高，均匀延伸越大。但是，涂装烘烤硬化型冷轧钢板的涂装烘烤后的屈服强度越高越有利，因此，迄今为止涂装烘烤硬化型冷轧钢板难以获得高的均匀延伸特性。
本发明的目的是，解决上述问题，提供可以在工业生产中稳定地生产的、耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板和热浸镀锌钢板。本发明的另一目的是，提供均匀延伸高、冲压成形性好的钢板。
发明概述
为了在超低碳钢中获得高的BH性和良好的耐时效特性，本发明人进行深入的研究，结果发现，显示出BH性的溶质C和有利于提高室温时效的溶质C两者存在的位置是不一样的。即，在170℃的高温下进行热处理的涂装烘烤硬化处理的场合，存在于晶界和晶内的钢中所有的溶质C都有助于提高BH性。另一方面，在室温时效处理的场合，时效处理温度比涂装烘烤硬化处理要低，因而存在于晶界处的溶质C不能扩散到晶粒内部，仍然被固定在晶界上。因此，只有存在于晶粒内部的溶质C对于室温时效性有所贡献，而存在于晶界处的溶质C则没有任何影响。即，存在于晶界处的溶质C有助于提高BH性，但对时效性没有贡献。另一方面，存在于晶粒内部的溶质C对BH性和时效性两方面都能产生作用。
本发明人还发现，将钢板的晶界间角度与晶粒直径之比控制在一定值以上，即使是具有高的BH性的钢板也能得到良好的耐时效性。即，通过减小晶粒直径，增加晶界面积，同时增大晶界间角度，可以增中存在于晶界上的C量，从而同时具有高的BH性和良好的耐时效性。此外还发现，减少阻碍C的晶界偏析的P量是致关重要的。
另外，本发明人还发现，通过使原料钢的热轧加热温度与S含量的关系达到最优化，可以控制存在于晶界和晶内的溶质C量，得到具有高的BH性和良好的耐时效性的钢板。
本发明是基于上述发现而完成的。
即，本发明的构成要点如下。
1.耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板，其化学成分为，含有(重量％)C：0.005％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.15％以下、S：0.05％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Ti：0.01-0.2％，或者还含有Nb：0.001-0.2％和B：0.0001-0.0080％中的至少一种，余量为Fe和不可避免的杂质，并且具有30MPa以上的涂装烘烤硬化量(BH)，其特征是，下述A值在0.4以上，下述AIQUENCH值在30MPa以上。
A＝(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH式中，AIQUENCH：是对冷轧退火钢板进行500℃×40秒加热、水淬处理后的时效指数(MPa)；
AI：是钢板的时效指数(MPa)：
时效指数：对钢板施加7.5％的拉伸预应变后、进行100℃×30分钟的热处理时，热处理前、后的屈服应力的增加量(MPa)。
2.耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板，其化学成分为，含有(重量％)C：0.005％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.15％以下、S：0.05％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Ti：0.01-0.2％，或者还含有Nb：0.001-0.2％和B：0.0001-0.0080％中的至少一种，余量为Fe和不可避免的杂质，并且具有30MPa以上的涂装烘烤硬化量(BH)，其特征是，平均晶界间角度M(度)与晶粒直径G(μm)之比M/G是0.8以上。
3.耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板的制造方法，其特征是，对含有(重量％)C：0.005％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.15％以下、S：0.05％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Ti：0.01-0.2％，或者还含有Nb：0.001-0.2％和B：0.0001-0.0080％中的至少一种，余量为Fe和不可避免的杂质的原材料进行热轧，在960-650℃的温度范围内结束精轧，在750-400℃的卷取温度范围内卷取，制成热轧钢板，接着以50-95％的压下率对该热轧钢板进行冷轧，然后进行700-920℃的再结晶退火。
4.耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板的制造方法，其特征是，对含有(重量％)C：0.0007-0.0050％、Si：0.5％以下、Mn：2.0％以下、P：0.10％以下、S：0.008％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Ti：0.005-0.08％，或者还含有Nb：0.001-0.015％、B：0.0001-0.0050％中的至少一种，并且C、Ti、S含量满足下列条件(1)，余量为Fe和不可避免的杂质的原材料钢进行热轧，即加热至满足下列(2)式的温度(TSR)，然后在960-650℃的温度范围内结束精轧，在750-400℃的卷取温度范围内进行卷取，制成热轧钢板，接着以50-95％的压下率对该热轧钢板进行冷轧，然后进行700-920℃的再结晶退火。
0.5×(C/12)≤Ti/48-(N/14+S/32)≤4×(C/12)  …(1)式中，C、Ti、N、S以重量％表示
S≤-0.235×TSR+305                       ……(2)式中，S：硫含量(ppm)
TSR：钢的加热温度(℃)
5.耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板，其特征是，该冷轧钢板含有(重量％)C：0.005-0.02％、Si：0.5％以下、Mn：3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Nb：0.025-0.19％，或者还含有B：0.0001-0.005％和Ti：0.001-0.05％中的至少一种，并且C、Nb含量满足下式，余量为Fe和不可避免的杂质，并且涂装烘烤硬化量(BH量)在30MPa以上。
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C：碳含量(重量％)
Nb：铌含量(重量％)
6.耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板的制造方法，其特征是，对含有(重量％)C：0.005-0.02％、Si：0.5％以下、Mn：3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Nb：0.025-0.19％，或者还含有B：0.0001-0.005％、Ti：0.001-0.05％中的至少一种，并且C、Nb含量满足下式，余量为Fe和不可避免的杂质的原料钢进行热轧，即加热后在960-650℃的温度范围内结束精轧，制成热轧板，在750-400℃的卷取温度下卷取，接着以50-95％的压下率对该热轧钢板进行冷轧，然后在750-920℃的退火温度下进行再结晶退火。
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C：碳含量(重量％)
Nb：铌含量(重量％)
附图的简要说明
图1是表示钢板的A值对屈服点伸长的影响的曲线图。
图2是表示钢板的M/G对均匀延伸和屈服点伸长的影响的曲线图。
图3是表示钢的热轧加热温度(TSR)和S含量对钢板的BH量、AI值的影响的曲线图。
图4是表示Nb/C对钢板的屈服点伸长的BH量影响的曲线图。
发明的优选实施方案
下面说明构成本发明基础的试验结果。
本发明人将化学成分为C：0.0020％、Si：0.02％、Mn：0.1％、P：0.01％、S：0.005-0.015％、Al：0.04％、N：0.002％、Ti：0-0.075％、Nb：0-0.025％的薄板坯加热至950-1250℃均热，然后进行3个道次的轧制，精轧温度为900℃，制成厚3.5mm的热轧板，进行600℃×1小时的板卷卷取处理。然后以80％的压下率对该热轧板进行冷轧，接着进行800-880℃×40秒的再结晶退火。在这些冷轧退火板中，对于显示BH＝35-45MPa特性者在100℃下进行10小时的时效处理，调查其屈服点伸长。BH量是对冷轧退火板施加2％拉伸预应变、然后进行170℃×20分钟的处理时，作为热处理前、后的应力差而求出的。另外，在100℃下10小时的时效处理相当于在室温下约6个月的时效处理，经该处理后，如果屈服点伸长是在0.2％以下，则断定耐时效特性没有问题。
如图1所示，当A值是0.4以上时，在100℃下10小时时效处理后的屈服点伸长达到0.2％以下。即，A值在0.4以上的钢板显示出良好的耐时效特性。
A值是按下列公式计算得到的数值。
A＝(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH式中，AIQUENCH是对冷轧退火钢板进行500℃×40秒加热、水淬处理后的时效指数(MPa)，AI是冷轧退火钢板的时效指数。时效指数是对钢板施加7.5％拉伸预应变、进行100℃×30分热处理时，根据热处理前、后的屈服应力增加量(MPa)求出的。
存在于晶内和晶界处的溶质C与AIQUENCH成比例，相应于BH量。另外，存在于晶界的溶质C量与AIQUENCH-A I成比例。因此，溶质C的晶界存在比率可以用A值(A＝(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH)表述。
根据以上所述，本发明人认为，通过控制溶质C在晶界和晶内的存在状态，可以制造确保高的涂装烘烤硬化性并具有良好的耐时效性的钢板。
即，本发明是耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板，其特征是，含有(重量％)C：0.005％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.15％以下、S：0.05％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Ti：0.01-0.2％，余量为Fe和不可避免的杂质，并且下述的A值在0.4以上，下述AIQUENCH值在30以上。
其中，A＝(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH
AIQUENCH是对冷轧退火钢板进行500℃×40秒加热、水淬处理后的时效指数(MPa)，AI是冷轧退火钢板的时效指数。
时效指数是对钢板施加7.5％的拉伸预应变后、进行100℃×30分钟的热处理时热处理前、后的屈服应力的增加量(MPa)。
另外，在本发明中，在上述化学成分的基础上还可以含有(重量％)Nb：0.001-0.2％或B：0.0001-0.0080％，或者Nb：0.001-0.2％和B：0.0001-0.0080％。
此外，本发明是耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板的制造方法，其特征是，对含有(重量％)C：0.005％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.15％以下、S：0.05％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Ti：0.01-0.2％，余量为Fe和不可避免的杂质构成的原材料进行热轧工序和冷轧工序，制成冷轧钢板，然后进行退火，使上述AIQUENCH值达到30以上，上述A值达到0.4以上。另外，在本发明的方法中，在上述原材料化学成分的基础上还可以含有(重量％)Nb：0.001-0.2％或B：0.0001-0.0080％，或者Nb：0.001-0.2％和B：0.0001-0.0080％。
进而，本发明人将化学成分为C：0.0025％、Si：0.02％、Mn：0.1％、P：0.01％、S：0.003％、Al：0.04％、N：0.002％、Ti：0-0.075％的薄板坯加热至1050℃均热，然后进行3个道次的轧制，精轧温度为900℃，制成厚3.5mm的热轧板，进行600℃×1小时的板卷卷取处理。然后以80％的压下率对该热轧板进行冷轧，接着进行750-880℃×40秒的再结晶退火。对所得到的冷轧退火板测定均匀延伸和BH量。BH量是对冷轧退火板施加2％拉伸预应变、然后进行170℃×20分钟的热处理时作为热处理前、后的应力差而求出的。
在这些冷轧钢板中对显示出BH量≥30MPa的特性者测定均匀延伸、屈服点伸长、平均晶粒直径G(μm)和平均晶界间角度M(度)。均匀延伸是使用JIS 5号拉伸试片进行拉伸试验求出的。另外，屈服点伸长是在100℃下进行10小时时效处理后的屈服点伸长。在100℃下10小时的时效处理相当于室温下约6个月的时效处理，经过该处理后如果屈服点伸长在0.2％以下，则断定耐时效特性没有问题。平均晶粒直径G(μm)是用光学显微镜对从钢板上任意3个部位切取的试片测定钢板板厚断面的晶粒直径，以其平均值作为平均晶粒直径。平均晶界间角度M(度)是使用Electron BackScattering Diffraction Pattern(EBSD)对钢板板厚断面上的各晶粒测定其晶体取向，对50个以上的晶粒求出相邻晶粒之间的取向差(倾角)，计算出平均值。
如图2所示，经过100℃、10小时时效处理后的屈服点伸长的结果，当M/G在0.8以上时，是0.2％以下，另外，当M/G在0.8以上时，均匀延伸是34％以上。由此得到新的见解，即，M/G在0.8以上的钢板，即使BH量高达30MPa以上的场合，仍显示出良好的耐时效性和高的均匀延伸(即高的冲压成形性)。
根据以上结果，本发明人认为，通过控制晶界间角度与晶粒直径之比，可以制造确保高的涂装烘烤硬化性、同时具有高的均匀延伸和良好的耐时效性的钢板。
即，本发明是冲压成形性和耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板，其特征是，该冷轧钢板的化学组成为含有(重量％)C：0.005％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.15％以下、S：0.05％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Ti：0.01-0.2％，余量为Fe和不可避免的杂质，并且平均晶界间角度M(度)与晶粒直径G(μm)之比M/G是0.8以上，涂装烘烤硬化量(BH量)是30MPa以上。另外，在本发明中，在上述化学组成的基础上还可以含有(重量％)Nb：0.001-0.2％或B：0.0001-0.0080％，或者还可以复合含有Nb：0.001-0.2％和B：0.0001-0.0080％。
另外，本发明是冲压成形性和耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板的制造方法，其特征是，对含有(重量％)C：0.005％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.15％以下、S：0.05％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Ti：0.01-0.2％，或者还含有Nb：0.001-0.2％、B：0.0001-0.0080％中的至少一种，余量为Fe和不可避免的杂质组成的原材料进行热轧，即优选地加热至1300-900℃，以70％以上的累积压下率进行轧制加工，然后加速冷却，进行卷取，制成具有微细晶粒的热轧钢板，优选地以70％以上的压下率对该热轧板进行冷轧，制成冷轧钢板，然后在880℃以下、750℃以上进行退火，使平均晶界间角度M(度)与平均晶粒直径G(μm)之比M/G达到0.8以上。
此外，本发明人将含有(重量％)C：0.0020％、Si：0.02％、Mn：0.10％、P：0.01％、S：0.0005-0.013％、Al：0.04％、N：0.0020％、Ti：0.02-0.04％、B：0.0015％，并且{Ti/48-(N/14+S/32)}≈1.5×(C/12)的薄板坯(原料钢)加热到950-1250℃，均热后进行3个道次的轧制，精轧温度是890℃，制成板厚为3.5mm的热轧板，接着进行600℃×1小时的板卷卷取处理。然后，对该热轧板进行压下率为80％的冷轧，再进行830℃×40秒的再结晶退火，制成冷轧退火钢板。
对上述冷轧退火钢板求出AI值和BH量。
AI值是时效指数。时效指数是对钢板施加7.5％拉伸预应变、进行100℃×30分钟的热处理时由热处理前、后的屈服应力的增加量(MPa)求出的。另外，BH量是对钢板施加2％拉伸预应变、然后进行170℃×20分钟的热处理时作为热处理前、后的屈服应力的增加量(MPa)求出的。
图3中示出薄板坯的热轧加热温度(TSR)及S含量对AI值和BH量的影响。
由图3可以看出，AI值和B H量取决于TSR和S含量，TSR和S含量满足S≤-0.235×TSR+305时，可以满足BH量在30MPa以上，AI值在20MPa以下。特别是，当TSR高于950℃、低于1200℃并且S含量高于10ppm的范围内，TSR和S含量满足S≤-0.235×TSR+305，则BH量达到40MPa以上，AI值达到20MPa以下，即表示在此特定条件下得到的钢板具有高的BH性和良好的耐时效性。
即，本发明是耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板的制造方法，其特征是，对含有(重量％)C：0.0007-0.0050％、Si：0.5％以下、Mn：2.0％以下、P：0.10％以下、S：0.008％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Ti：0.005-0.08％，并且C、Ti、N和S含量满足下列(1)式0.5×(C/12)≤Ti/48-(N/14+S/32)≤4×(C/12)    ……(1)(式中，C、Ti、N和S含量是重量％)，余量为Fe和不可避免的杂质构成的原料钢进行热轧，即，首先加热至满足下列(2)式的温度(TSR)
 S≤-0.235×TSR+305                      ……(2)(式中，S是硫含量(ppm)，TSR是原料钢的加热温度(℃))，然后在960-650℃的温度范围内结束精轧，在750-400℃的温度范围内卷取，接着以50-90％的压下率对该热轧板进行冷轧，然后在700-920℃下进行再结晶退火。其中，钢的S含量最好是在10ppm以上的范围，另外，TSR最好是高于950℃、低于1200℃。
在本发明中，上述原料钢还可以含有Nb：0.001-0.015％和B：0.0001-0.005％中的任一种或两种。
此外，本发明人将含有C：0.008％、Si：0.02％、Mn：0.1％、S：0.006％、Al：0.04％、N：0.002％，P含量在0.01-0.08％之间变化，Nb含量在0.025-0.096％之间变化的薄板坯加热至1150℃，均热后进行3个道次的轧制，精轧温度为900℃，然后进行600℃×1小时的卷取处理，制成板厚3.5mm的热轧板。以80％的压下率对该热轧板进行冷轧，接着进行800℃×40秒的再结晶退火，然后进行0.8％的光整冷轧，制成冷轧退火钢板。对该冷轧退火钢板测定BH性和时效性，结果示于图4中。BH性是对钢板施加2％的拉伸预应变，然后进行170℃×20分钟的热处理时用热处理前、后的屈服应力增加量来评价。室温时效性是用在100℃下处理10小时后的屈服点伸长来评价。
由图4可以看出，如果P在0.05％以下并且(Nb/93)/(C/12)是0.7-1.2，则BH量在30MPa以上，并且时效处理后的屈服点伸长是0.2％以下，显示出高的BH性和良好的耐时效性。
即，本发明是耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板，其特征是，该钢板含有(重量％)C：0.005-0.02％、Si：0.5％以下、Mn：3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Nb：0.025-0.19％，并且C和Nb含量满足下式
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C是碳含量(重量％)，Nb是铌含量(重量％)，余量为Fe和不可避免的杂质，并且涂装烘烤硬化量(BH量)是30MPa以上。
另外，在本发明中，在上述组成的基础上还可以含有(重量％)B：0.0001-0.005％和Ti：0.001-0.05％中的任一种或两种。
此外，本发明是耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板的制造方法，其特征是，对含有(重量％)C：0.005-0.02％、Si：0.5％以下、Mn：3.0％以下、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01-0.20％、N：0.01％以下、Nb：0.025-0.019％，并且C和Nb含量满足下式
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C是碳含量(重量％)，Nb是铌含量(重量％)，余量为Fe和不可避免的杂质构成的原料钢进行热轧，即将其加热后在960-650℃的温度范围内结束精轧，在750-400℃的温度范围内卷取，得到热轧钢板，接着以50-95％的压下率对该热轧板进行冷轧，然后在750-920℃的退火温度下进行再结晶退火。在本发明中，上述钢还可以含有(重量％)B：0.0001-0.005％和Ti：0.001-0.05％中的任一种或两种。
下面说明本发明的构成的理由。
首先说明A值。A＝(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH：0.4以上AIQUENCH值：30MPa以上
A值是在晶界上存在的溶质C的比例，AI是冷轧退火钢板的时效指数。使AIQUENCH值达到30以上且A值达到0.4以上，可以得到兼有30MPa以上的高涂装烘烤硬化性(BH性)和良好耐时效性的钢板。当AIQUENCH值在30以上时，虽然可以得到30MPa以上的高BH量，但如果A值低于0.4，即使使钢的成分达到最优化，也难以同时获得高的BH量和良好的耐时效特性。
如上所述，本发明人发现，有助于提高BH性的溶质C和对室温时效有贡献的溶质C存在的位置是不一样的，有助于提高B H性的溶质C是存在于晶内和晶界的溶质C，即钢中的溶质C，可以用AIQUENCH来推断；另一方面，对室温时效有贡献的溶质C是存在于晶粒内部的溶质C，可以用AIQUENCH-AI来推断。在室温时效这样的低温时效过程中，存在于晶界上的溶质C被晶界截获，不能扩散到晶粒内部，而在涂装烘烤处理这样的高温热处理过程中，存在于晶界上的溶质C也可以扩散到晶粒内，从而有助于提高BH性。
本发明钢板的制造方法，对上述化学成分的原料进行热轧和冷轧，得到冷轧钢板，然后进行退火，使上述A值达到0.4以上，AIQUENCH值达到30以上。为了使AIQUENCH值达到30以上，可以采用将化学成分调整为本发明的范围内，在退火过程中使微细碳化物溶解，或者使溶质C残留在热轧板中的方法，从深冲的角度考虑将一种方法较为有利。为了使微细碳化物溶解，最好是将退火温度控制在780℃以上。
为了使A值达到0.4以上，退火温度应设定成较低温度，优选的是控制在880℃以下、780℃以上。如果退火温度过高，晶界与晶内的能量几乎没有差别，存在于晶界上的溶质C扩散到晶粒内，A值降低。为了使晶界上存在更多的溶质C，必须将退火温度设定为较低温度。
下面说明平均晶界间角度M(度)与晶粒直径G(μm)之比M/G。
平均晶界间角度M(度)与晶粒直径G(μm)之比M/G设定为0.8以上。将M/G设定为0.8以上，可以增加晶界上存在的溶质C量。这是因为，通过增大M/G，即细化晶粒，增大晶粒间角度，可以增加晶界面积，使得溶质C可以容易移动到晶界上，从而使晶界上可以存在大量的溶质C。另外，如果晶粒间角度增大，即使是相同的晶界，在晶界上也可以存在更多的溶质C。如果M/G在0.8以上，即使钢中存在B量在30MPa以上的溶质C，存在于晶界上的溶质C也会增多，可以得到屈服点伸长低、耐时效性良好的冷轧钢板。
另外，钢板的M/G在0.8以上时，均匀延伸增加。为了提高均匀延伸，在拉抻变形时使材料整体上均匀地传播应变是致关重要的。本发明人发现，对于实现这一点来说，晶粒直径与晶粒间角度之比是十分重要的，如果增大晶粒直径与晶界间角度之比，例如减小晶粒直径、增大晶粒间角度，在施加相同的应变的情况下，应变的传播变得更加均匀。试验的结果表明，晶粒直径与晶界间角度之比M/G的临界值是0.8。M/G低于0.8时，如上所述，不能得到具有30MPa以上的高BH量并且同时具有高的均匀延伸和良好的耐时效性的钢板。
在本发明钢板的制造方法中，采用热轧工序和冷轧工序将上述化学成分的原材料制成冷轧板，然后进行退火，使M/G达到0.8以上。影响M/G的因素有热轧板的晶粒直径、冷轧压下率、退火温度等。为了使M/G达到0.8以上，应减小热轧板的晶粒直径，提高冷轧压下率，在低温下进行退火，这些都是十分重要的。在退火温度较高的场合，晶粒长大的速度加快，平均晶粒直径G容易增大，另外，晶粒长大时晶界能量降低，晶粒彼此间互相蚕食，因此平均晶界间角度M减小，M/G随之减小。另一方面，退火温度过低时，得不到使BH量达到30MPa以上的溶质C量。因此，为了使BH量达到30MPa以上、M/G达到0.8以上，热轧时应形成在低温下溶解的细小碳化物，在退火时使之在低温下溶解。
下面说明在本发明中钢的化学成分按以上所述构成的理由。
C：C是一种对深冲性产生不利影响的元素，应尽可能减少其含量。
在必须添加Ti的钢中，可以允许最多0.0050％，因此将C含量的上限定为0.0050％。另外，在必须添加Nb的钢中，通过适量析出NbC，可以细化晶粒，增加晶界上的溶质C量，提高耐时效性，因此C含量必须在0.005％以上。但是，C含量超过0.02％时，深冲性恶化，因此限定在0.02％以下。
Si：Si具有提高钢的强度的作用，应根据所要求的强度来添加。但是，添加量超过1.0％时，深冲性降低，因此Si含量限定在1.0％以下。为了确保更高的深冲性，最好是限定在0.5％以下。
Mn：Mn具有提高钢的强度的作用，应根据所要求的强度来添加。但是，添加量超过3.0％时，深冲性降低，因此Mn含量限定在3.0％以下。为了确保更高的深冲性，最好是限定在2.0％以下。
P：P具有强化钢的作用，应根据所要求的强度来添加。但是，添加量超过0.15％时，深冲性恶化，因此P含量限定在0.15％以下。为了确保更高的深冲性，最好是限定在0.10％以下。另外，为了增加晶界C量，最好是限定为0.05％以下。
S：S是对深冲性产生不利影响的元素，应尽可能降低其含量，通常可以允许含有0.05％以下。为了确保更高的深冲性，最好是在0.02％以下。另外，在需要添加Ti的钢中，由于影响BH性和耐时效性，因此将S含量限定为0.008％以下，并且将S与钢的热轧加热温度TSR的关系限定为-0.235×TSR+305(ppm)以下，这一点十分重要。S含量超过-0.235×TSR+305(ppm)时，不能确保30MPa以上的高BH量和20MPa以下的低AI值。另外，为了确保40MPa以上的高BH量和20MPa以下的低AI值，S含量最好是在0.0010％以上。
Al：Al是为了脱氧和提高碳氮化物形成元素收得率而添加的。其含量低于0.01％时，添加的效果不明显，反之，添加量超过0.20％时，得不到与添加量相对应的效果，因此将Al含量限定为0.01-0.20％的范围。
N：N是对深冲性产生不利影响的元素，应尽可能降低其含量，通常可以允许含有0.01％以下。因此将N含量限定为0.01％以下。
Ti：Ti与钢中的C结合形成碳化物析出，具有防止应溶质C引起的深冲性恶化的效果。Ti添加量低于0.001％时，得不到应有的添加效果，反之，添加量超过0.2％时，不能得到与添加量相对应的效果，而且常常导致深冲性恶化。因此将Ti含量限定为0.001-0.2％的范围。另外，在需要添加Ti的钢中，Ti含量最好是0.005-0.08％，并且相对于C、N、S量满足下式.
0.5×(C/12)≤Ti/48-(N/14+S/32)≤4×(C/12){Ti/48-(N/14+S/32)}小于0.5×(C/12)时，热轧板中残留大量的溶质C，因此冷轧退火板的深冲性恶化。反之，{Ti/48-(N/14+S/32)}高于4×(C/12)时，退火时碳化物难以溶解，BH性恶化。因此，{Ti/48-(N/14+S/32)}在0.5×(C/12)～4×(C/12)的范围内为宜。
Nb：在需要添加Ti的钢中，Nb具有细化热轧板有组织，提高冷轧退火板的r值的作用，此外，还可以细化冷轧退火后的晶粒，具有提高溶质C在晶界上存在的比例(即溶质C的晶界存在比例)的效果。这样的效果在添加0.001％以上时才能产生，添加量超过0.2％时，不能得到更高的效果，而且往往引起深冲性恶化。因此，Nb的含量范围限定为0.001-0.2％。
在需要添加Nb的钢中，Nb将钢中的溶质C固定住，形成NbC弥散析出，再结晶退火时形成{111}再结晶结构，具有提高深冲性的作用。另外，弥散析出的NbC可以抑制退火时的晶粒长大，得到细小的晶粒，可以增加晶界C量，因而提高耐时效性。此外，析出的NbC在退火时重新溶解，使得钢中的溶质C量增加，提高BH性。
为了充分发挥上述效果，相对于钢中的C含量，Nb含量必须满足下式。
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C是碳含量(重量％)，Nb是铌含量(重量％)。
Nb/93小于0.7×(C/12)时，溶质C量过多，晶粒内的溶质C量增加，耐时效性恶化。反之，Nb/93高于1.2×(C/12)时，退火时NbC不分解，钢中的溶质C量减少，不能确保BH量达到30MPa以上。除了以上的主要成分外，还可以根据需要添加下列元素。
B：B具有改善钢的耐二次加工脆性的作用。为了改善耐二次加工脆性，其添加量必须在0.0001％以上，但添加超过0.0001％时，深冲性恶化。因此，B含量限定为0.0001-0.0080％的范围。
本发明的钢原料中，含有余量为Fe和不可避免的杂质。所述的不可避免的杂质，例如O可以允许0.010％以下。
下面说明制造条件。
本发明的制造方法中的热轧工序和冷轧工序没有特别的限制，其优选的条件如下。
为了进行热轧，将原材料加热到1300℃以下的温度。为了使溶质的C和N形成析出物而固定住，提高深冲性，加热温度应尽可能低。但是，低于900℃时，不但不能改善加工性，反而要增大热轧时的轧制负荷，随之而产生很多问题。因此，热轧的加热温度范围是900-1300℃，优选的范围是950-1150℃。
另外，在需要添加Ti的钢中，为了增加晶界C量，提高耐时效性，最好是按下式的条件进行板坯的加热，即加热至满足下式的温度(TSR)：
S≤-0.235×TSR+305式中，S是硫含量(ppm)，TSR是钢的加热温度(℃)。
在TSR满足上式的条件下，硫化物和碳化物的析出形态从硫碳化物的复合析出变成微细碳化物，结果，再结晶退火时碳化物在更低的温度下就可以溶解，因此晶界上残留大量的溶质C，从而可以得到低AI值、高BH量的钢板。
TSR不满足上述公式时，得不到30MPa以上的BH量。为了确保更高的BH量(40MPa以上)，最好是TSR在950℃以上、1200℃以下。
接着进行热轧，即在960-650℃的温度范围内结束精轧，在750-400℃的卷取温度范围内卷取，制成热轧板。
热轧的精轧终轧温度超过960℃时，热轧板的晶粒变得粗大，冷轧、退火后的深冲性恶化，反之，精轧的终轧温度低于650℃时，变形抗力增大，轧制时的轧制负荷相应增大，轧制难以进行，因此将精轧终止温度限定在960-650℃的范围。
另外，为了使热轧板的晶粒细化，最好是在热轧板的精轧结束后立即加速冷却。这里所说的加速冷却是在精轧后1秒以内冷却，通过加速冷却可以使热轧板的晶粒细化。加速冷却用的冷却剂可以采用水、空气、喷雾等任一种。另外，为了使M/G达到0.8以上，最好是预先使热轧板的晶粒直径达到50μm以下。
精轧后的钢板卷取温度越高，越有利有碳氮化物的粗大化，超过750℃时，钢板表面上形成的氧化皮过厚，增加了去除氧化皮作业的工作量。另外，精轧后钢板的卷取温度低于400℃时，卷取有困难，因此将精轧后的，钢板卷取温度设定在750-400℃的范围。
接下来，以50-95％的压下率对热轧板进行冷轧。
为了确保良好的深冲性，对热轧板进行冷轧。为了获得高的r值，应以50％以上的压下率进行冷轧。压下率低于50％时，不能得到所期望的高的r值，反之，压下率超过95％时，r值反而降低，因此将压下率定为50-95％。
冷轧后，进行700-920℃的再结晶退火。
退火温度低于700℃时，碳化物的溶解不充分，溶质C量较少，不能确保所要求的BH量。反之，退火温度超过920℃时，发生α-γ相变，织构变得无序化，致使r值劣化，深冲性降低。因此，再结晶退火温度规定为700-920℃的范围。对于深冲性而言退火温度最好是在750℃以上。退火方法可以采用箱式退火法或连续退火法中的任一种，为了材质的均一性，最好是采用连续退火法。
在再结晶退火后，还可对钢板进行幅度不超过10％的表皮冷轧，因而可矫正钢板的形状和控制其表面的粗度。
本发明的冷轧钢板，除了作为加工用冷轧钢板这一用途之外，还可以作为加工用表面处理钢板的原板。表面处理可以是镀锌(包括锌合金)、镀锡、搪瓷等。
另外，本发明的钢板在退火或镀锌处理后还可以进行特殊的处理例如镀Ni等，以改善表面化学处理性、焊接性、冲压成形性和耐腐蚀性等。
实施例1
按表2所示的热轧条件，将表1所示化学成分的钢(板坯)热轧成板厚3.5mm的热轧板。将该热轧板冷轧成板厚0.8mm的冷轧钢带。接着，在连续退火生产线上、750-880℃的温度下对该钢带进行再结晶退火。再对所得到的钢带进行0.8％的光整冷轧，得到成品钢板。
对这些成品钢板求出AI、AIQUENCH和A值，进一步调查拉伸性能、r值、BH性和室温时效性。
拉伸性能是使用JIS5号拉伸试样测定屈服点、抗拉强度和延伸率。r值是施加15％的拉伸预应变后用三点法测定的，求出L方向(轧制方向)、D方向(与轧制方向成45度的方向)和C方向(与轧制方向成90度)的平均值(r＝(rL+2rD+rC)/4)。
BH量是对成品钢板施加2％的拉伸预应变后，进行170℃×20分的热处理时，作为热处理前、后的屈服应力增加量而求出的。
室温时效性是对制品板进行100℃×10小时的时效处理后用屈服点伸长进行评价。只要屈服点伸长在0.2％以下，耐室温时效性就没有问题。
这些结果示于表2中。
由表2可以看出，与本发明范围以外的比较例相比，本发明的制品板(№1、№4、№6、№7)显示出高的BH量和低的屈服点伸长(100℃×10小时时效处理后的屈服点伸长在0.2％以下)，具有高的BH性和良好的耐时效特性。
比较例№2由于退火温度高，A值低至0.4以下，时效处理后的屈服点伸长高达0.60。另外，比较例№3的钢成分超出本发明的范围之外并且退火温度高，因而A值低至0.4以下，时效处理后的屈服点伸长高达0.70。
比较例№5由于退火温度过低，AIQUENCH不足30MPa，BH量较低，只有10MPa。
比较例№8的钢成分超出本发明的范围之外，因而AIQUENCH低于30MPa，BH量低至7MPa。
实施例2
按表4所示的热轧条件，将表3所示化学成分的钢(板坯)热轧成板厚3.5mm的热轧板。控制热轧精轧终止后的冷却条件(改变成不同的冷却开始时间、然后水冷)，调整热轧板的晶粒直径。将该热轧板冷轧成板厚0.8mm的冷轧钢带。接着，在连续退火生产线上、780-880℃的温度下对该冷轧钢带进行再结晶退火。再对所得到的钢带进行0.8％的光整冷轧，得到制品板。
对该制品板测定平均晶粒直径G、平均晶界间角度M、抗拉性能、r值、BH量和室温时效特性。
平均晶粒直径G是用光学显微镜对从3个部位切取的试片的板厚断面进行观察而求出的。
平均晶界间角度M，是用EBSD对板厚断面上的各晶粒测定晶体取向，对50个以上的晶粒求出相邻晶粒之间的取向差(倾角)，计算出其平均值。
这些结果示于表4中。
由表4可以看出，与本发明范围以外的比较例相比，本发明的制品板(№1、№4、№6、№7)的均匀延伸、r值和BH量高，并且显示出低的屈服点伸长(100℃×10小时时效处理后的屈服点伸长在0.2％以下)，具有高的BH性和良好的加工性以及良好的耐时效特性。
比较例№2，热轧板的晶粒直径大并且退火温度高，因而M/G低于0.8，均匀延伸和r值低，时效处理后的屈服点伸长高达0.60。比较例№3的Ti含量在本发明的范围以外，热轧板的晶粒直径大，并且退火温度高，因而M/G低于0.8，时效处理后的屈服点伸长高达0.70。另外，比较例№5的C含量在本发明的范围以外，均匀延伸和r值低，时效处理后的屈服点伸长高至0.75。
实施例3
按表6所示的热轧条件，将表5所示化学成分的钢(板坯)热轧成板厚3.5mm的热轧板。按表6所示的压下率77％或45％的条件将该热轧板冷轧成冷轧钢带。接着按表6所示的条件在连续退火生产线上对该钢带进行再结晶退火。再对所得到的钢带进行0.8％的光整冷轧，得到制品板。
对该制品板测定抗拉性能、r值、BH性和AI值。结果示于表6中。
在表5和表6中，X＝{Ti/48-(N/14+S/32)}/(C/12)，Z＝{-0.235×TSR+305}/S，本发明的范围是：0.5≤X≤4.1≤Z。
由表6可以看出，与本发明范围以外的比较例相比，本发明范围的制品板(№1、№2、№4、№5、№7、№8、№9-№11)显示出高的BH量和低的AI值，具有高的BH性和良好的耐时效特性。
比较例№3和№6的板坯加热温度在本发明的范围之外(Z＜1)，因而BH量低至30MPa以下。另外，比较例№8的钢成分(X)在本发明范围以外(X＞4)因而BH量低至30MPa以下。
比较例№12的精轧温度在本发明的范围以外，因而延伸率和r值低下。
比较例№13的冷轧压下率在本发明的范围以外，因而r值低下。
比较例№14的再结晶退火温度在本发明的范围以外，因而延伸率和r值低下。
实施例4
按表8所示的热轧条件，将表7所示化学成分的钢(板坯)热轧成板厚3.5mm的热轧板。以80％的压下率对该热轧板进行冷轧，得到板厚0.7mm的冷轧板(钢带)。接着，按表8所示退火温度：730-930℃的条件在连续热浸镀锌生产线上对该钢带进行再结晶退火，然后在0.01％Al-Zn的镀液中进行热浸镀，镀覆量为50g/m2，加热至550℃进行合金化处理，进行合金化热浸镀锌。对所得钢带进行0.8％的光整冷轧。测试所得合金化热浸镀锌钢带(制品板)的材料性能(拉伸性能、r值、BH性和时效性)结果示于表8中。
时效性是对制品板进行100℃×10小时时效处理后用屈服点伸长来评价，屈服点伸长超过1％者×表示，低于1％者用○表示。
表中，X＝(Nb/93)/(C/12)，本发明的范围是X：0.7-1.2。
由表8可以看出，与本发明范围以外的比较例相比，本发明范围的制品板(№1、№3、№4、№5、№8、№9)显示出高于1.2的高r值和30MPa以上的高BH量以及1.0％以下的低屈服点伸长，具有良好的深冲性、BH性和耐时效特性。
比较例№2的退火温度在本发明范围之外(低于750℃)，因而r值低至1.2，并且BH量低至30MPa以下。
比较例№6的退火温度在本发明范围之外(高于920℃)，因而r值低至1.1，并且时效处理后的屈服点伸长高至1.2。
比较例№7的热精轧温度在本发明范围之外(超过960℃)，因而r值低至1.2。
比较例№10的热轧卷取温度在本发明范围之外(低于400℃)，因而r值低至1.2，时效处理后的屈服点伸长高至1.1。
比较例№11的钢成分在本发明范围之外，因而r值低至1.2，时效处理后的屈服点伸长高至1.45。
比较例№12的钢成分在本发明范围之外，因而BH量低至30MPa以下。
比较例№13的钢成分在本发明范围之外，因而r值低至1.3，时效处理后的屈服点伸长高至1.35。
表1
钢№                                                    化学成分(重量％)
C Si Mn P S Al N Ti Nb B 备注
A 0.0025 0.01 0.12 0.008 0.0005 0.032 0.0019 0.028 - 0.0015 本发明例
B 0.0022 0.01 0.11 0.009 0.0080 0.033 0.0020 - 0.015 - 比较例
C 0.0023 0.03 0.52 0.035 0.0025 0.032 0.0019 0.029 0.002 0.0013 本发明例
D 0.0024 0.03 0.22 0.011 0.0025 0.032 0.0019 0.029 0.002 - 本发明例
E 0.0023 0.01 0.22 0.011 0.0025 0.032 0.0019 0.029 - - 本发明例
F 0.0045 0.01 0.12 0.010 0.0090 0.029 0.0035 0.03 - - 比较例
表2
№ 钢№        热轧条件 退火温度(℃) AI(MPa) AIQ*(MPa) A值 拉伸性能 γ值 BH量(MPa) 屈服点伸长**(％) 备注
板坯加热温度(℃) 精轧温度(℃) 卷取温度(℃) YS(MPa) TS(MPa) El(％)
1 A 950 880 600 860 12 48 0.75 150 290 55 2.3 53 0.05 本发明例
2 1250 880 600 880 34 40 0.28 140 280 56 2.1 42 0.6 比较例
3 B 1250 880 600 880 35 42 0.17 150 290 53 2.2 43 0.7 比较例
4 C 1050 880 600 830 13 49 0.73 180 345 46 2.0 52 0.05 本发明例
5 1250 880 600 750 5 10 0.20 190 355 42 1.6 10 0.05 比较例
6 D 950 880 600 830 15 45 0.67 150 290 54 2.2 52 0.05 本发明例
7 E 1050 880 600 830 15 45 0.67 140 280 56 2.1 55 0.05 本发明例
8 F 1050 880 600 830 2 5 0.60 190 295 46 1.6 7 0.05 比较例
*AIQ：AIQUENCH    **屈服点伸长：100℃×10小时处理后
表3
钢№                                            化学成分(重量％)
C Si Mn P S Al N Ti Nb B 备注
A 0.0023 0.01 0.11 0.009 0.0008 0.032 0.0019 0.028 - 0.0015 本发明例
B 0.0021 0.01 0.13 0.011 0.0070 0.034 0.0020 - 0.015 - 比较例
C 0.0025 0.03 0.53 0.034 0.0028 0.032 0.0018 0.028 0.002 0.0010 本发明例
D 0.0023 0.03 0.18 0.012 0.0025 0.035 0.0019 0.030 0.002 - 本发明例
E 0.0024 0.01 0.12 0.010 0.0026 0.032 0.0018 0.028 - - 本发明例
F 0.0060 0.01 0.11 0.010 0.0080 0.033 0.0022 0.04 0.005 - 比较例
 表4
№ 钢№     热轧条件 热轧后冷却开始时间(sec) 热轧板粒径(μm) 退火温度(℃)     拉伸性能 γ值 BH量(Mpa) M/G* 屈服点伸长**(％) 备注
板坯加热温度(℃) 精轧温度(℃) 卷取温度(℃) YS(MPa) TS(MPa) EI(％) 均匀延伸(％)
1 A 950 880 600 0.7 35 780 150 290 54 36 2.2 53 2.22 0.05 本发明例
2 1250 920 600 2.0 70 890 140 280 56 32 1.8 42 0.78 0.60 比较例
3 B 1250 910 600 2.0 65 890 150 290 53 31 1.9 43 0.75 0.70 比较例
4 C 1050 880 600 0.8 38 820 180 345 46 33 2.1 52 0.98 0.05 本发明例
5 F 1250 910 600 2.2 75 850 180 340 40 25 1.2 42 0.85 0.75 比较例
6 D 950 880 600 0.8 33 830 150 290 54 36 2.2 50 0.92 0.05 本发明例
7 E 1050 880 600 0.7 38 800 140 280 55 35 2.1 52 0.88 0.05 本发明例
*  M：结晶粒间角度(度)，G：均匀结晶粒径(μm)
**  屈服点伸长：100℃×10小时处理后
表5
钢№                                                      化学成分(重量％)
C Si Mn P S Al N Ti Nb B X* 备注
A 0.0025 0.01 0.12 0.008 0.0025 0.022 0.0019 0.025 - 0.015 1.47 本发明例
B 0.0022 0.01 0.11 0.011 0.0040 0.028 0.0018 0.028 - - 1.80 本发明例
C 0.0021 0.01 0.11 0.009 0.0075 0.030 0.0020 0.031 0.002 0.0003 1.53 本发明例
D 0.0023 0.03 0.52 0.045 0.0035 0.032 0.0019 0.029 - 0.0016 1.87 本发明例
E 0.0022 0.01 0.12 0.011 0.0045 0.025 0.0018 0.052 - 0.0011 4.44 比较例
F 0.0022 0.01 0.12 0.011 0.0025 0.025 0.0018 0.032 0.002 - 2.50 本发明例
G 0.0023 0.01 0.12 0.011 0.0007 0.025 0.0018 0.023 - 0.0012 1.72 本发明例
表6
№ 钢№ 板坯加热温度(℃) 精轧温度(℃) 卷取温度(℃) Z* 冷轧压下率(％) 退火温度(℃) YS(MPa) TS(MPa) EI  γ值 BH(MPa) AI(MPa) 备注
1 A 1000 880 600 2.80 77 830 150 290 55 2.3 62 12 本发明例
2 970 800 620 3.08 130 285 56 2.2 58 10 本发明例
3 1250 890 600 0.45 150 290 53 1.9 10 5 比较例
4 B 1050 880 600 1.46 150 285 55 2.2 61 13 本发明例
5 C 970 890 700 1.03 155 290 56 2.3 55 12 本发明例
6 1250 890 600 0.15 155 290 53 1.9 10 5 比较例
7 D 1050 880 600 1.66 180 345 46 2.1 59 15 本发明例
8 E 1050 890 600 1.29 150 285 55 2.0 5 0 比较例
9 F 1050 880 600 2.33 150 290 55 2.3 59 15 本发明例
10 G 1220 890 600 2.61 155 285 53 2.0 35 11 本发明例
11 930 880 600 7.00 140 275 55 2.1 38 10 本发明例
12 A 1150 990 600 1.39 77 830 130 280 49 1.4 35 12 比较例
13 1150 890 600 1.39 45 830 150 290 54 1.3 35 10 比较例
14 1150 890 600 1.39 77 680 290 340 22 1.0 5 0 比较例
表7
钢№                                                         化学成分(重量％)
C Si Mn P S Al N Nb B Ti X* 备注
A 0.0091 0.01 0.21 0.008 0.006 0.042 0.0019 0.064 - - 0.91 本发明例
B 0.00102 0.01 0.11 0.011 0.005 0.038 0.0018 0.068 0.0007 - 0.86 本发明例
C 0.0075 0.01 0.41 0.009 0.008 0.030 0.0020 0.053 - 0.012 0.91 本发明例
D 0.0115 0.01 1.05 0.025 0.006 0.032 0.0019 0.082 0.0013 - 0.92 本发明例
E 0.0025 0.01 0.45 0.065 0.005 0.035 0.0018 0.017 0.0011 - 0.88 比较例
F 0.0098 0.01 0.12 0.011 0.003 0.025 0.0018 0.105 - - 1.38 比较例
G 0.0088 0.01 0.22 0.011 0.006 0.038 0.0022 0.042 - - 0.62 比较例
*：X＝(Nb/93)/(C/12)
表  8
№ 钢№           热轧条件 冷轧 再结晶退火温度(℃)                                 制品特性
加热温度(℃) 精轧温度(℃) 卷取温度(℃) 压下率(％)     拉伸性能 加工性 BH性 耐时效性 备注
屈服点(MPa) 抗拉强度(MPa) 延伸率(％) γ值 BH量(MPa) 屈服点伸长(％) 评价
1 A 1200 900 680 80 850 225 345 44 2.0 65 0.05     ○ 本发明例
2 1200 900 600 80 730 290 375 22 1.2 20 0.05     ○ 比较例
3 B 1200 900 600 80 830 235 360 41 1.9 55 0.05     ○ 本发明例
4 1050 900 680 80 850 228 350 43 2.0 68 0.05     ○ 本发明例
5 C 1050 900 680 80 850 220 340 45 2.0 63 0.05     ○ 本发明例
6 1120 900 600 80 930 350 420 20 1.1 60 1.2     × 比较例
7 1120 980 600 80 830 250 330 30 1.2 55 0.5     ○ 比较例
8 D 1120 900 600 80 830 280 430 34 1.7 58 0.05     ○ 本发明例
9 1050 900 680 80 850 265 410 36 1.8 65 0.05     ○ 本发明例
10 1120 900 320 80 830 290 440 32 1.2 65 1.1     × 比较例
11 E 1120 900 600 80 850 320 420 28 1.2 59 1.45     × 比较例
12 F 1120 900 600 80 850 223 342 44 1.9 5 0.05     ○ 比较例
13 G 1120 900 600 80 850 255 345 41 1.3 68 1.35     × 比较例
产业上的应用
与以往的技术相比，采用本发明可以在工业生产中稳定地制造耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板，在工业上具有格外有益的效果。
以往的涂装烘烤硬化型冷轧钢板由于耐时效性差，在汽车制造厂中冲压成形时经常产生拉伸应变的问题。因此，在使用涂装烘烤硬化型冷轧钢板时，钢板必须长期贮存。另外，在运输涂装烘烤硬化型冷轧钢板时，装船运输的过程中有可能发生时效劣化，因此，迄今为止涂装烘烤硬化型冷轧钢板一直不能运输。目前，海外的汽车制造厂即使想使用涂装烘烤硬化型冷轧钢板也无法使用。
采用本发明，上述问题不复存在，因此，在国内的汽车制造厂中涂装烘烤硬化型冷轧钢板的贮存不再受到限制，而且也可以向海外的汽车制造厂输出涂装烘烤硬化型冷轧钢板，在工业生产上具有特别有益的效果。

Claims (4)

1.耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板，其特征是，该冷轧钢板含有(重量％)
C：0.005-0.02％、
Si：0.5％以下、
Mn：3.0％以下、
P：0.05％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.01-0.20％、
N：0.01％以下、
Nb：0.025-0.19％，并且C、Nb含量满足下式，余量为Fe和不可避免的杂质，并且涂装烘烤硬化量(BH量)在30MPa以上，
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C：碳含量(重量％)
Nb：铌含量(重量％)。
2.权利要求1所述的耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板，其特征是，还含有：B：0.0001-0.005％和Ti：0.001-0.05％中的至少一种。
3.耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板的制造方法，其特征是，对含有(重量％)
C：0.005-0.02％、
Si：0.5％以下、
Mn：3.0％以下、
P：0.05％以下、
S：0.02％以下、
Al：0.01-0.20％、
N：0.01％以下、
Nb：0.025-0.19％，并且C、Nb含量满足下式，余量为Fe和不可避免的杂质构成的原料钢进行热轧，即加热后在960-650℃的温度范围内结束精轧，制成热轧板，在750-400℃的卷取温度下卷取，接着以50-95％的压下率对该热轧钢板进行冷轧，然后在750-920℃的退火温度下进行再结晶退火，
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C：碳含量(重量％)
Nb：铌含量(重量％)。
4.权利要求3所述的耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板的制造方法，其特征是，还含有：B：0.0001-0.005％和Ti：0.001-0.05％中的至少一种。
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