CN1625608A - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供由铁素体相和低温相变相构成，上述铁素体相平均颗粒直径在20μm以下，上述低温相变相的体积比为0.1％以上小于10％，而且r值的平面各向异性的绝对值|Δr|小于0.15的板厚0.4mm以上的高强度冷轧钢板。本发明的高强度冷轧钢板由于具有370－590MPa的强度，具有优良的拉延成形性能、耐冲击性能、耐平面畸变性能、耐二次加工脆性、耐时效性和表面性状等特性，适合用于汽车外面板等。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于汽车内外面板等的高强度冷轧钢板、特别是拉延成形性能优良、具有370-590MPa抗拉强度的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来从关注环境问题出发大力推进汽车用钢板的轻量化，正在研究在汽车内外面板上使用更高强度的冷轧钢板。汽车内外面板用的冷轧钢板要具有优良的拉延成形性能、耐冲击性能、耐平面畸变性能、耐二次加工脆性、耐时效性和良好的表面性状等特性，而现在汽车生产厂家强烈要求具备这些特性的具有370-590MPa抗拉强度的高强度冷轧钢板。
此前例如在特开平5-78784号公报中提出了在添加Ti的超低碳钢中大量添加Mn、Cr、Si、P等固溶强化元素、具有抗拉强度350-500MPa的高强度冷轧钢板的方案。
此外特开2001-207237号公报和特开平2002-322537号公报提出了成分为C：0.010-0.06％、Si：0.5％以下、Mn：0.5％以上小于2.0％、P：0.20％以下、S：0.01％以下、Al：0.005-0.10％、N：0.005％以下、Cr：1.0％以下，而且Mn+1.3Cr：1.9-2.3％、由铁素体相和含50％以上的面积比在20％以下的马氏体相的第2相(低温相变相)组成、具有抗拉强度小于500MPa的热镀锌钢板(双相组织钢板：DP钢板)的方案。
可是特开平5-78784号公报发表的高强度冷轧钢板耐时效性差，由于Si含量高而表面性状恶化，产生施镀上的问题，由于P含量高而存在耐二次加工脆性差等问题。
另一方面在特开2001-207237号公报和特开平2002-322537号公报中发表的DP钢板由于组织强化没有这样的问题，但本发明人进一步试验发现拉延成形性能未必充分，不一定可以适用于汽车的外面板。
发明内容
本发明的目的是提供可以适用于以汽车的门和盖等为主利用拉延成形制造的外面板的具有370-590MPa抗拉强度的高强度冷轧钢板及其制造方法。
利用由铁素体相和低温相变相组成、铁素体相的平均颗粒直径在20μm以下、低温相变相的体积比为0.1％以上10％以下、而且r值的平面各向异性的绝对值|Δr|小于0.15，板厚在0.4mm以上的高强度冷轧钢板来达到此目的。
此高强度冷轧钢板例如实质上用质量％表示的成分具有C：小于0.05％、Si：2.0％以下、Mn：0.6-3.0％、P：0.08％以下、S：0.03％以下、Al：0.01-0.1％、N：0.01％以下、余量为Fe。
利用例如对具有这样的成分、含体积比60％以上的低温相变相的热轧钢板进行压下率超过60％小于85％的冷轧工序、和把冷轧后的钢板在α+γ的两相区进行连续退火的工序的制造方法可以生产此高强度冷轧钢板。
附图说明
图1A、1B为分别示意表示本发明的高强度冷轧钢板和现有的DP钢板的显微组织的图。
图2为说明沿铁素体相F晶界的相邻低温相变相M间的间隔I的图。
图3为表示织构组织和拉延成形性能关系的图。
图4为表示冷轧时压下率和退火后的Δr关系的图。
图5为用于说明本发明的形成热轧钢板组织的连续冷却相变图。
图6为表示热轧后的冷却中的冷却速度和退火后|Δr|关系的图。
图7为表示热轧后的冷却中的冷却温度幅度ΔT和退火后|Δr|关系的图。
图8为表示热轧后的冷却条件和退火条件和Δr关系的图。
具体实施方式
本发明等对适用于汽车外面板的具有370-590MPa抗拉强度的高强度冷轧钢板反复研究的结果表明，采用如下(1)、(2)的话可以得到拉延成形性能、耐冲击性能、耐平面畸变性能、耐二次加工脆性、耐时效性和表面性状等特性优良的冷轧钢板。
(1)使主要由马氏体相为主构成的低温相变相均匀分散到微小的铁素体相中。
(2)减小r值的平面各向异性的绝对值|Δr|。
下面进行详细说明。
1.显微组织
如上所述，在单相铁素体相的钢板中，为了提高强度不得不大量添加对汽车外面板有害的Si和P等元素，不能达到本发明的目的。
所以有必要利用组织强化来实现高强度化，但是仅仅用由铁素体相和以马氏体相为主的低温相变相构成的双相组织，也不能得到足够的拉延成形性能。要得到足够的拉延成形性能，必须使体积比在0.1％以上10％以下的由马氏体相为主构成的低温相变相均匀分散到平均颗粒直径在20μm以下的铁素体相中。这样的低温相变相在铁素体相的晶界析出。
铁素体相的平均颗粒直径超过20μm的话，造成表面粗糙，表面性状恶化，同时引起拉延成形性能降低。因此此平均颗粒直径要在20μm以下、更优选在15μm以下、最好在12μm以下。
以马氏体相为主的低温相变相的体积比在0.1％以下或10％以上的话，不能得到足够的拉延成形性能。因此此体积比要在0.1％以上10％以下、更优选在0.5％以上8％以下。再有以马氏体相为主的低温相变相除了马氏体相以外，也可以含有不损害本发明效果的范围的40％以下的残留γ相、贝氏体相、珠光体相、碳化物，优选在20％以下、最好在10％以下。
图1A、1B为分别示意表示本发明的高强度冷轧钢板和现有的DP钢板的显微组织的图。
在本发明的钢板中，微小的低温相变相M沿铁素体相F晶界均匀分散在均匀的微小铁素体相F中。另一方面在现有的DP钢板中，大的低温相变相M沿铁素体相F晶界不均匀分散在不均匀的大的铁素体相F中。
如图2所示，设铁素体相F的平均颗粒直径为d(μm)，设沿铁素体相F晶界的相邻低温相变相M间的间隔I的平均值为L(μm)时，满足下述(1)式的话，YEP1(屈服点延伸)容易消失，有利于降低YP(屈服点)，可以提高耐时效性。
L＜3.5×d      ……(1)
而且，使L＜3.1×d、甚至使L＜2.4×d效果更好。
2.|Δr|
在上述显微组织基础上，使r值的平面各向异性的绝对值|Δr|小于0.15，对提高拉延成形性能非常重要。
这样减小平面各向异性的绝对值|Δr|意味着进而使钢板各向同性(相对于轧制方向为0°、45°、90°的r值r0、r45、r90为1)，认为由于这样可以使在双向拉伸区域的屈服强度降低，所以使拉延成形性能提高。
要使钢板的各向同性的特性进一步提高，使r0、r45、r90中的最大值rmax和最小值rmin的差在0.25以下是有效的、更优选在0.2以下、最好在0.15以下。此外使r90在1.3以下、更优选在1.25以下、最好在1.2以下会更有效。
r值与钢板的织构组织有关是公知的。
图3表示织构组织和拉延成形性能的关系，可以看出横轴的{111}<uvw>取向族的X射线随机强度比为3.5以上、纵轴的相同取向族的最大强度比和最小强度比的差在0.9以下的话，也就是钢板各向同性的话，可以得到优良的拉延成形性能。其中{111}<uvw>取向族的X射线随机强度比和相同取向族的最大强度比和最小强度比的差是例如用“RINT2000系列应用软件”(三维极点数据处理程序)的ODF解析法求出的值。此外，所谓的{111}<uvw>取向族是布恩格方法(Bungetype)输出的φ＝54.7°、φ2＝45°的γ丝织构上的取向族。
要减小|Δr|，有时象镀锡钢板那样以超过85％的高压下率进行冷轧也可以实现。可是对汽车外面板用钢板这样高的压下率从轧制性能、成本、质量方面看是不理想的。因此本发明限定为能以小于85％的冷轧压下率制造的高强度冷轧钢板，也就是板厚0.4mm以上的高强度冷轧钢板，镀锡钢板排除在本发明之外。
3.成分
本发明的高强度冷轧钢板的成分例如实质上以质量％表示由C：小于0.05％、Si：2.0％以下、Mn：0.6-3.0％、P：0.08％以下、S：0.03％以下、Al：0.01-0.1％、N：0.01％以下、余量为Fe构成。
C：C是使钢板具有高的强度必须的元素，但其含量在0.05％以上的话，拉延成形性能显著降低，此外从焊接性能的观点考虑也是不合适的。因此使C含量小于0.05％。此外为了形成上述体积比的低温相变相，优选C含量在0.005％以上，最好在0.007％以上。
Si：Si含量超过2.0％的话，表面性状恶化，镀层的致密性也显著恶化。因此使Si含量在2.0％以下，更优选在1.0％以下，最好在0.6％以下。
Mn：Mn一般使钢中的S以MnS析出，有效防止板坯的热轧裂纹。此外在本发明中为了形成稳定的低温相变相，需要添加0.6％以上。可是Mn含量超过3.0％的话，不仅导致板坯成本显著提高，而且导致成形性能恶化。因此使Mn含量为0.6-3.0％，更优选在0.8％以上小于2.5％。
P：P含量超过0.08％的话，耐二次加工脆性恶化，使镀锌的合金化处理性能降低。因此使P含量在0.08％以下，更优选在0.06％以下。
S：S使热加工性能降低，是增加板坯热轧裂纹敏感性的有害元素。此外它的含量超过0.03％的话，微小的Mn析出，使成形性恶化。因此使S含量在0.03％以下，更优选在0.02％以下，最好在0.002％以下。此外从表面性状的观点看优选在0.001％以上，最好在0.0025以上。
Al：Al有利于钢的脱氧，同时使钢中不需要的固溶N以AlN析出。此效果在Al不足0.01％的条件下不充分，超过0.1％的话饱和。因使Al含量为0.01-0.1％。
N：N从耐时效性能的观点看不希望以固溶状态存在，所以优选它的含量少。N含量超过0.01％的话，由于存在有过剩的氮化物，使延伸性能和韧性恶化。因此使N含量在0.01％以下、更优选在0.007以下、最好在0.005％以下。
在这些元素的基础上再添加从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、B：0.01％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中选择至少1种元素，会更有效，其原因分别如下。
Cr、Mo：Cr、Mo是使淬透性提高、形成稳定低温形变相的有效元素。此外此外也能有效控制焊接时的热影响区(HAZ)的软化。因此优选添加Cr、Mo中至少一种为0.005％以上，更优选添加0.01％以上。可是各自的添加量超过1％的话，HAZ的硬度增加过大，所以使Cr、Mo的量分别在1％以下，更优选在0.8％以下，最好在0.6％以下。
V：V具有控制焊接时的HAZ软化的效果。因此使V添加为0.005％以上、更优选在0.007％以上。可是它的含量超过1％的话，HAZ的硬度增加过大，所以使V含量在1％以下、更优选在0.5％以下、最好在0.3％以下。
B：是使淬透性提高、形成稳定低温形变相的有效元素。因此添加0.0002％以上的B、更优选添加0.0003％以上的B。可是它的含量超过0.01％的话，它的效果饱和，所以使B含量在0.01％以下、更优选在0.005％以下、最好在0.003％以下。
Ti、Nb：Ti、Nb形成氮化物，具有减少钢中不需要的固溶N的作用。用Ti、Nb代替Al减少固溶N，可以提高成形性能。因此优选Ti、Nb中至少有一种添加0.005％以上，更优选添加0.008％以上。可是各自的量超过0.1％其效果达到饱和，所以使Ti、Nb含量分别在0.1％以下，更优选在0.08％以下。但是添加超过减少固溶N所需要量的Ti、Nb会形成过剩的Ti、Nb的碳化物，由于影响到稳定形成低温相变相，是不希望的。
4.制造条件
把具有上述的成分、含有体积比60％以上的低温相变相的热轧钢板以超过60％小于85％的压下率进行冷轧，在α+γ的两相区连续退火可以制造本发明的高强度钢板。此外为了在退火后形成更稳定的低温相变相，需要在Ac1相变点-(Ac1相变点+80)℃范围进行退火，更优选在Ac1相变点-(Ac1相变点+50)℃范围进行退火。
如上所述，要实现作为得到具有优良的拉延成形性能、耐冲击性能、耐平面畸变性能、耐二次加工脆性、耐时效性和表面性状的冷轧钢板的主要条件的(1)使主要由马氏体相为主构成的低温相变相均匀分散到微小的铁素体相中、(2)减小r值的平面各向异性的绝对值|Δr|，冷轧前的热轧钢板必须含有体积比60％以上、更优选在70％以上、最好80％以上的低温相变相。
其机理还未必清楚，可以按如下考虑。
也就是组织由现有的铁素体相+珠光体相构成的热轧钢板的情况下，在α+γ两相区退火时容易存在碳化物溶解的残留物，此外反映热轧钢板的珠光体的分布，成为不均匀地稀疏存在粗大的γ相的状态。其结果形成由不均匀的粗大的铁素体相和比较粗大的不均匀分散的低温相变相构成的组织。
另一方面入本发明在含有体积比60％以上低温相变相的热轧钢板的情况下，在退火时的升温过程中，微小的碳化物暂时溶于铁素体相中，在α+γ两相区均热时从铁素体相晶界形成均匀密集细小的γ相。其结果铁素体相成为均匀细小的晶粒，低温相变相也细小均匀分散。所以在如本发明含低温相变相的热轧钢板的情况下，与现有的由铁素体相+珠光体相构成的两相组织的情况不同，由于形成相变织构组织，所以这从表面上看与冷轧时的赋予的畸变具有相同的效果，如后所述，一般以60-85％的压下率也能减小|Δr|。
所谓热轧钢板的低温相变相是针状铁素体相、贝氏体的铁素体相、贝氏体相、马氏体相以及它们的混合相。
图4表示改变压下率对含有这样的低温相变相的热轧钢板进行冷轧，在α+γ两相区连续退火时的压下率和|Δr|的关系。
冷轧时的压下率在超过60％小于85％的条件下可以得到小于0.15的|Δr|。
要制造含有体积比60％以上的低温相变相的热轧钢板，例如把具有上述本发明范围成分的板坯在Ar3相变点以上热轧后2秒内开始冷却，而且以70℃/s以上的冷却速度连续冷却到100℃以上的温度变化范围可以得到。这意味着在图5所示的连续冷却相变图中进行快冷，抑制铁素体相的形成。此外热轧后到冷却开始之前的时间更优选在1.5秒内，最好在1.2秒以内。
图6表示热轧后冷却中的冷却速度和退火后|Δr|的关系。此时的冷却温度变化范围ΔT设为150℃。
可以看出冷却速度定为70℃/s以上的话，|Δr|可以达到小于0.15。冷却速度超过100℃/s、更优选超过130℃/s，效果会更好。
图7表示热轧后冷却中的冷却温度变化范围ΔT和退火后|Δr|的关系。此时的冷却速度为150℃/s。
可以看出使冷却温度变化范围ΔT在100℃以上的话，|Δr|可以达到小于0.15。此外此冷却温度变化范围ΔT优选在130℃以上，更优选在160℃以上。
图8表示热轧后的冷却条件和退火条件和Δr的关系。
可以看出即使采用本发明的热轧条件而在α+γ两相区不进行连续退火的话，此外不采用本发明的热轧条件即使在α+γ两相区进行连续退火的话，Δr大，从把本发明的热轧条件和在α+γ两相区进行连续退火组合后，在通常的压下率条件下能够得到小的Δr。这是本发明的要点。
在本发明的制造方法中，在对板坯进行热轧时，可以在加热炉加热后轧制，或不加热而直接轧制。此外热轧后的卷取温度只要形成体积比在60％以上的低温相变相就可以，如果是本发明的热轧后的冷却条件的话，通常的卷取温度就足够了。
连续退火可以进行通常的连续退火和在热镀锌生产线中进行。
对本发明的高强度冷轧钢板可以进行电镀锌和热镀锌。此外热镀锌后也可以进行合金化处理。此外施镀后也可以进行被膜处理。
实施例
冶炼表1所示的钢No.1-15后，通过连续铸造制造板坯。
钢No.1-11都具有本发明范围内的成分。另一方面No.12-15分别是C含量、Si含量、Mn含量在本发明范围外。再有本发明钢No.1-11的Ar3相变点为820℃以上，Ac1相变点和Ac3相变点在740-820℃范围内。
把这些板坯加热到1200℃后，在表2所示的终轧温度下热轧后，以表2所示的冷却开始时间、冷却速度、冷却温度变化范围ΔT进行冷却，在通常的卷取温度下卷取，生产出热轧钢板。此后对热轧钢板进行酸洗，以表2所示的压下率进行冷轧到板厚0.75mm，用连续退火线(CAL)或连续热镀锌线(CGL)进行连续退火，制造出抗拉强度在400MPa、超过400MPa小于500MPa、超过500MPa水平的冷轧钢板No.1-30。退火在表2所示的均热温度下进行。一部分冷轧钢板用电镀锌线(EGL)施镀。最后把这样的冷轧钢板用0.2-1.5％的压下率进行平整。
然后用扫描电子显微镜对热轧钢板和冷轧钢板进行观察，进行图象分析求出铁素体相的颗粒直径、低温相变相的体积比、低温相变相间的平均间隔。此外用JIS5号拉伸试样计算出r值和Δr。此外用JIS5号拉伸试样进行拉伸试验，求出与轧制方向垂直的方向的强度TS和延伸率EI。为了评价拉延成形性能，使用φ150mm的球头凸模对200mm×200mm的试样进行拉延成形，求出临界拉胀高度。
结果示于表3。
可以看出成分、铁素体相颗粒直径、低温相变相体积比、|Δr|都在本发明范围内的No.1-5、10、15、16、18、20、22、23、25-28用相同强度水平进行比较的话，与这些条件在本发明范围外的比较例相比，临界拉胀高度高，拉延成形性能优良。
此外以与特开2001-207237号公报和特开平2002-322537号公报的实施例相同条件制作的比较例的钢板No.7，低温相变相的量在本发明的范围内，但是由于Δr大，不能得到足够高的临界拉延成形性能。认为这是由于热轧后的冷却条件大不相同的缘故。
表1                                                (质量％)
  钢No.   C   Si   Mn   P   S  Al   N            其他    备注
    1   0.007   0.02   2.05   0.031   0.016  0.071   0.0022   Cr＝0.62 本发明钢
    2   0.012   0.26   1.54   0.026   0.0009  0.015   0.0008   Mo＝0.26、Ti＝0.031 本发明钢
    3   0.015   0.02   1.50   0.020   0.005  0.050   0.0040   Cr＝0.5 本发明钢
    4   0.018   0.01   1.85   0.005   0.007  0.028   0.0016   - 本发明钢
    5   0.023   0.68   2.48   0.035   0.010  0.049   0.0019   Cr＝0.15、Mo＝0.08、V＝0.04 本发明钢
    6   0.028   0.02   1.65   0.012   0.012  0.039   0.0049   V＝0.35、Cr＝0.19 本发明钢
    7   0.031   0.02   1.20   0.055   0.005  0.045   0.0029   B＝0.0008、Nb＝0.033 本发明钢
    8   0.035   1.20   1.15   0.068   0.009  0.029   0.0039   - 本发明钢
    9   0.042   0.31   1.90   0.014   0.026  0.044   0.0035   V＝0.08 本发明钢
    10   0.046   0.55   0.88   0.008   0.011  0.048   0.0061   Mo＝0.66 本发明钢
    11   0.049   0.22   1.40   0.025   0.0006  0.031   0.0014   B＝0.0038、V＝0.05 本发明钢
    12   0.061   0.04   1.35   0.025   0.006  0.049   0.0049   - 比较钢
    13   0.027   2.1   1.54   0.035   0.019  0.039   0.0042   - 比较钢
    14   0.046   0.21   3.15   0.011   0.028  0.055   0.0034   - 比较钢
    15   0.003   0.03   0.59   0.04   0.009  0.044   0.0022   - 比较钢
表2
   钢板No.    钢No.  终轧温度(℃)  冷却开始时间(s)  冷却速度(℃/s) 冷却温度变化范围ΔT(℃)  压下率(％)  退火温度(℃)
    1     1     875     0.2     250     255     83     775
    2     1     880     0.4     195     235     88     770
    3     2     880     0.2     245     250     80     765
    4     2     885     0.5     250     155     80     770
    5     2     890     0.3     235     125     80     775
    6     2     815     0.8     120     175     80     785
    7     3     850     2.1     35     205     60     800
    8     3     855     0.6     155     255     55     800
    9     15     890     0.7     165     245     77     825
    10     4     870     0.5     205     265     75     770
    11     4     865     2.3     210     225     75     775
    12     4     875     0.8     55     200     75     765
    13     4     870     0.9     80     85     75     770
    14     4     880     1.8     35     230     88     775
    15     5     910     0.2     195     230     75     745
    16     5     895     0.7     105     220     75     760
    17     6     890     1.1     165     190     77     730
    18     6     885     0.9     175     200     77     780
    19     6     895     1.0     180     195     77     880
    20     7     875     0.3     275     1 15     71     785
    21     13     875     1.3     90     145     73     825
    22     8     870     0.5     305     135     69     815
    23     9     860     1.3     135     225     66     775
    24     9     870     1.5     115     210     88     780
    25     9     865     1.4     120     230     73     765
    26     9     885     1.7     130     205     73     840
    27     10     855     0.3     85     250     71     760
    28     11     850     0.4     95     270     63     780
    29     14     870     1.6     125     135     75     820
    30     12     855     0.7     125     185     71     780
表3
 钢板No 热轧后低温相变相比例(％)  铁素体相颗粒直径d(μm) 低温相变相体积比(％) 低温相变相间平均间隔(μm) 3.5×d Δr rmax-rmin r90     TS(MPa)    El(％)   临界拉胀高度(mm) 备注
  1     93     14.4     0.5     18.5   50.4   0.06     0.16   1.09     374   44.0     60.1   发明例
  2     83     15.9     0.4     32.1   55.7   -0.01     0.13   1.37     364   39.7     58.0   发明例
  3     100     10.8     1.4     11.5   37.8   0.04     0.09   1.06     391   42.7     59.2   发明例
  4     77     11.4     1.2     20.4   39.9   0.11     0.14   1.08     382   42.9     58.7   发明例
  5     62     13.3     0.9     28.2   46.6   0.14     0.19   1.12     371   43.2     58.2   发明例
  6     0     15.9     0.9     56.4   55.7   0.48     0.63   1.41     377   38.6     54.8   比较例
  7     0     14.2     3.1     52.2   49.7   0.34     0.50   1.38     385   37.6     53.4   比较例
  8     78     13.1     3.3     34.5   45.9   0.18     0.26   1.21     398   36.1     51.9   比较例
  9     15     17.3     0     -   -   0.31     0.43   2.05     356   39.9     54.9   比较例
  10     92     7.9     2.4     9.1   27.7   0.03     0.05   1.03     442   39.6     56.7   发明例
  11     25     10.4     1.6     25.0   36.4   0.37     0.55   1.37     412   36.5     52.9   比较例
  12     10     9.2     1.3     28.6   32.2   0.54     0.68   1.43     422   35.9     51.7   比较例
  13     0     9.7     1.5     35.1   34.0   0.42     0.58   1.39     417   36.1     51.4   比较例
  14     0     11.3     1.8     40.3   39.6   -0.46     0.49   0.69     409   37.4     52.3   比较例
  15     95     6.7     2.6     7.9   23.5   0.06     0.09   1.05     460   38.4     55.7   发明例
  16     68     7.6     1.9     23.5   26.6   0.09     0.12   1.07     449   38.6     54.7   发明例
  17     87     6.5     0     -   -   0.40     0.49   1.24     461   33.9     50.4   比较例
  18     91     6.4     3.4     8.2   22.4   0.06     0.23   1.14     477   37.1     55.2   发明例
  19     88     8.5     1.1     16.5   29.8   -0.43     0.45   0.93     465   32.7     49.5   比较例
  20     69     6.5     4.1     9.3   22.8   0.09     0.22   1.15     489   36.4     54.1   发明例
  21     45     20.5     0.7     72.5   71.8   0.08     0.43   1.22     452   37.8     50.6   比较例
  22     79     6.2     4.4     14.5   21.7   0.12     0.23   1.21     515   34.8     51.8   发明例
  23     91     5.9     6.1     6.8   20.7   0.14     0.18   1.14     548   34.2     51.7   发明例
  24     89     8.2     5.9     16.0   28.7   -0.33     0.37   0.79     531   30.1     46.5   比较例
  25     88     6.2     6.2     6.6   21.7   0.00     0.04   1.01     545   34.4     51.6   发明例
  26     90     7.4     4.9     21.5   25.9   0.09     0.23   1.25     522   34.3     51.0   发明例
  27     98     5.1     7.9     5.6   17.9   0.07     0.10   1.06     572   33.3     50.2   发明例
  28     100     4.1     9.8     5.5   14.4   0 14     0.18   1.14     590   32.4     49.5   发明例
  29     100     5.2     10.8     5.1   18.2   0.31     0.47   1.38     609   29.2     44   比较例
  30     91     4.8     14.3     4.3   16.8   0.48     0.66   1.45     645   28.3     42   比较例

Claims (20)

1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，由铁素体相和低温相变相构成，上述铁素体相平均颗粒直径在20μm以下，上述低温相变相的体积比为0.1％以上小于10％，而且r值的平面各向异性的绝对值|Δr|小于0.15，板厚为0.4mm以上。
2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，设铁素体相的平均颗粒直径为d(μm)时，沿所述铁素体相晶界的相邻低温相变相间的间隔的平均值L(μm)满足下述(1)式。
L＜3.5×d    ……(1)
3.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，相对于轧制方向为0°、45°、90°的r值r0、r45、r90中的最大值rmax和最小值rmin的差在0.25以下。
4.如权利要求2所述的高强度冷轧钢板，相对于轧制方向为0°、45°、90°的r值r0、r45、r90中的最大值rmax和最小值rmin的差在0.25以下。
5.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，相对于轧制方向为90°的r值r90在1.3以下。
6.如权利要求2所述的高强度冷轧钢板，相对于轧制方向为90°的r值r90在1.3以下。
7.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，实质上以质量％表示由C：小于0.05％、Si：2.0％以下、Mn：0.6-3.0％、P：0.08％以下、S：0.03％以下、Al：0.01-0.1％、N：0.01％以下、余量为Fe构成。
8.如权利要求2所述的高强度冷轧钢板，实质上以质量％表示由C：小于0.05％、Si：2.0％以下、Mn：0.6-3.0％、P：0.08％以下、S：0.03％以下、Al：0.01-0.1％、N：0.01％以下、余量为Fe构成。
9.如权利要求3所述的高强度冷轧钢板，实质上以质量％表示由C：小于0.05％、Si：2.0％以下、Mn：0.6-3.0％、P：0.08％以下、S：0.03％以下、Al：0.01-0.1％、N：0.01％以下、余量为Fe构成。
10.如权利要求4所述的高强度冷轧钢板，实质上以质量％表示由C：小于0.05％、Si：2.0％以下、Mn：0.6-3.0％、P：0.08％以下、S：0.03％以下、Al：0.01-0.1％、N：0.01％以下、余量为Fe构成。
11.如权利要求5所述的高强度冷轧钢板，实质上以质量％表示由C：小于0.05％、Si：2.0％以下、Mn：0.6-3.0％、P：0.08％以下、S：0.03％以下、Al：0.01-0.1％、N：0.01％以下、余量为Fe构成。
12.如权利要求6所述的高强度冷轧钢板，实质上以质量％表示由C：小于0.05％、Si：2.0％以下、Mn：0.6-3.0％、P：0.08％以下、S：0.03％以下、Al：0.01-0.1％、N：0.01％以下、余量为Fe构成。
13.如权利要求7所述的高强度冷轧钢板，还含有从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、B：0.01％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中选择的至少1种元素。
14.如权利要求8所述的高强度冷轧钢板，还含有从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、B：0.01％以下、;Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中选择的至少1种元素。
15.如权利要求9所述的高强度冷轧钢板，还含有从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、B：0.01％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中选择的至少1种元素。
16.如权利要求10所述的高强度冷轧钢板，还含有从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、B：0.01％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中选择的至少1种元素。
17.如权利要求11所述的高强度冷轧钢板，还含有从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、B：0.01％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中选择的至少1种元素。
18.如权利要求12所述的高强度冷轧钢板，还含有从Cr：1％以下、Mo：1％以下、V：1％以下、B：0.01％以下、Ti：0.1％以下、Nb：0.1％以下中选择的至少1种元素。
19.一种高强度冷轧钢板的制造方法，具备以压下率超过60％小于85％，对具有权利要求7到18的任何一种成分，且含有体积比60％以上的低温相变相的热轧钢板，进行冷轧的工序；和
在α+γ的两相区对上述冷轧后的钢板进行连续退火的工序。
20.如权利要求19所述的高强度冷轧钢板制造方法，热轧钢板在Ar3相变点以上热轧后2秒内开始冷却，而且以70℃/s以上的冷却速度连续冷却到100℃以上的温度变化范围。
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