CN1661127A - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种高强度冷轧钢板，以质量％计，含有C：0.015％以下、Si：1.5％以下、Mn：0.4～3％、P：0.1 5％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.1～1％、N：0.01％以下、Ti：0.2％以下、余量Fe和不可避免的杂质，并且满足1≤([Ti]/48)/([C]/12+[N] /14)，其中，[M]表示元素M的含量。本发明的高强度冷轧钢板，TS为340～590MPa，具有优良的深冲压成形性，因此适用于侧外壁板以及车门内壁板这样的难于成形的汽车部件。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于汽车、家电产品等的高强度冷轧钢板，特别涉及一种具有340～590MPa的拉伸强度TS，深冲压成形性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
以往，对于侧外壁板以及车门内壁板这样的难于成形的汽车部件，使用TS为270MPa左右，r值为1.8～2.0的具有优良深冲压成形性的IF(Interstitial Free)软质冷轧钢板(SPC270E，F)。近年来，对汽车车体轻量化的要求越来越高，对这些难以成形的部件，也开始适用具有340～590MPa的TS的IF高强度冷轧钢板。然而，如果使用现在批量生产的TS为340～390MPa，r值为1.7左右的高强度冷轧钢板、TS为440MPa左右，r值为1.5左右的高强度冷轧钢板、以及TS为590MPa左右，r值为1.0左右的高强度冷轧钢板，来形成这些部件，则在冲压部位容易出现裂纹，因而实际上任何高强度冷轧钢板都只适用于比较浅的冲压部件。因此，需要有TS为340～590MPa，而具有较高r值的高强度冷轧钢板。具体地，TS为340～400MPa时，具有1.8以上的r值；TS为400～590MPa时，具有1.6以上的r值，优选1.7以上的r值。
迄今，作为提高r值的方法，使用极力降低C和N，大量添加Ti和Nb的IF钢，热轧后在680℃以上的高温进行卷取，极力降低固溶C和N，并使析出物粗大化，促进具有在退火时有利于r值的集合组织的再结晶粒的生成和成长的方法是公知的。作为同样的方法，在特开平6-108155号公报以及特许3291639号公报中，公开了一种使用极力降低C和N，添加Ti的IF钢，生成Ti(C、S)，使退火时有利于r值的集合组合强化的方法。
然而，在特开平6-108155号公报公开的方法中，如果将具有260～300MPa的TS的软质冷轧钢板作为对象，适用大量添加现有的P和Mn，具有340MPa以上的TS的IF高强度冷轧钢板时，由于在热轧后的卷取时，Fe-Ti-P、Fe-Nb-P这样的P化物在晶界大量生成，因此由于大量Mn本身的原因，r值显著降低。此外，在特许3291639号公报公开的方法中，提出一种大量添加P，具有340MPa以上TS的深冲压用高强度冷轧钢板，但是存在冲压成形时，P铸造偏析引起的板厚方向不均匀组织导致裂纹产生的情况。
另一方面，也提出了在铸造方法上下功夫，提高r值的方法。例如在特开平7-188776号公报中公开了一种进行热轧时在α区域一边进行润滑，一边进行终轧的方法。在特开平9-279249号公报中公开了一种退火时在550～750℃温度区域施加1～50％轧制的方法。在特开平2001-131643号公报中公开了一种控制Nb、B添加钢的Si、Mn、P量，进行酸洗、冷轧、退火后施加0.3～5％的轧制，进行再次酸洗，使其通过热镀锌生产线的方法。
然而，这些方法都需要特殊的制造工序，会导致制造成本的增加和生产性降低。也就是在特开平7-188776号公报的方法中，需要在α区域进行终轧后的热轧钢板的再结晶退火。在特开平9-279249号公报的方法中，在退火炉中需要有耐高温的轧制设备。在特开平2001-131643号公报的方法中，需要分别实施两次酸洗、退火、表面光轧。
发明内容
本发明的目的在于，提供一种不需要特殊的制造工序，TS为340～400MPa时，r值为1.8以上；TS为400～590MPa时，r值为1.6以上，优选在1.7以上的高强度冷轧钢板及其制造方法。
其目的，通过以质量％计，含有C：0.015％以下、Si：1.5％以下、Mn：0.4～3％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.1～1％，N：0.01％以下、Ti：0.2％以下、余量Fe和不可避免的杂质，并且满足下述(1)式的高强度冷轧钢板而达成。
1≤([Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)…  (1)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
此外，此高强度冷轧钢板，可以通过一种制造方法而制造，此制造方法包括：将具有上述组成的钢板坯加热至1080～1350℃的工序；将加热后的钢板坯在(Ar3相变点-20)～(Ar3相变点+150)℃的终轧温度下进行热轧，制得热轧钢板的工序；将热轧钢板在满足下述(5)式的卷取温度CT下进行卷取的工序；以50～90％的轧制率对卷取后的热轧钢板进行冷轧，制得冷轧钢板的工序；和在750～870℃下对冷轧钢板进行连续退火，或者在600～750℃下进行装箱退火的工序。
480≤CT≤580+0.17/{([Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}…  (5)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
附图说明
图1是表示sol.Al量和r值、TS的关系的图。
图2是表示[Si]+10×[P]和r值的关系的图。
具体实施方式
本发明人对各种合金元素对IF高强度冷轧钢板的r值的影响进行研究，得到以下结果。
i)与以往的高强度冷轧钢板相比，更加大量添加sol.Al，则r值显著提高。特别是此效果在添加0.4％以上Mn的情况下更为显著。
ii)添加Si、P有助于提高r值。
iii)通过使P、sol.Al、Ti，以及根据需要添加的Nb的量，和热轧后的卷取温度适当，可以得到较高的r值。
本发明是以这样的结果为基础而完成的，以下进行详细说明。
1)sol.Al量和r值
为了对sol.Al量和r值的关系进行研究，进行以下的实验。
使C：0.002％、Si：0.25％、P：0.08％、S：0.007％、Nb：0.015％、Ti：0.03％、N：0.002％、B：0.001％为一定，将sol.Al量在0.01～1.2％之间变动，Mn量在0.6～1.8％之间变动的钢板坯加热至1250℃，其后进行热轧，使之成为板厚3mm的热轧钢板，在580℃下进行1hr的模拟卷取的热处理。对此热轧钢板进行冷轧，使之成为板厚为0.75mm的冷轧钢板，在820℃进行60秒的连续退火，进行延伸率为0.7％的表面光轧。r值和TS通过以下的方法测定。
从轧制方向、相对轧制方向成45°方向，相对轧制方向成90°方向采取JIS5号试验片，测定相对各方向的r值、TS，求出通过以下算式表示的钢板面内的平均值。
平均值＝([T0]+2[T45]+[T90])/4
其中，[T0]为轧制方向的r值或者TS值，[T45]为相对轧制方向成45°方向的r值或者TS值，[T90]为相对轧制方向成90°方向的r值或者TS值。
在图1中表示sol.Al量与r值、TS的关系。在图中，黑点表示Mn量为1.8％时的结果，白点表示sol.Al与Mn的总量为1.8％时的结果。
Mn量为1.8％时，如果sol.Al在0.1％以上，r值为1.6以上；sol.Al为0.2～0.7％，r值为1.7以上；sol.Al超过0.7％，则r值降低。如果sol.Al在0.1％以上，TS超过460MPa，随sol.Al量单调增加。
此时，每1％的sol.Al量的TS增加量为35MPa。由于其与Mn的固溶强化能大致相同，因此如果使sol.Al与Mn的总量为1.8％，则可以得到白点所示的将强度保持为一定时的TS和r值的关系。由此可知通过添加sol.Al，减少Mn，可以以同样强度得到更高的r值。
此外，如果sol.Al超过1％，那么在板坯的连续铸造时，微细的AlN向奥氏体晶界析出，使晶界脆化，在板坯的弯曲矫正时以及其后的粗轧时，在板坯表面容易产生裂纹。由于这种板坯表面的裂纹，容易产生锈皮性的表面缺陷，使最终产品的表面质量显著降低。
根据以上结果，即使TS超过400MPa，如果使sol.Al量为0.1～1％，优选为0.2～0.7％，则也可以得到1.6以上，优选1.7以上的高r值。
使sol.Al量为0.1～1％时可以得到高r值的理由如下。即，由于Al是使相变点Ar3上升的元素，因而在热轧时，奥氏体向铁素体相变后，在高温的α区域促进碳化物的析出，使固溶C减少，并使碳化物粗大化，因此形成在退火时有利于r值的再结晶集合组织，使r值提高。此外，基于Al的冷轧组织的变化等，也有助于r值的提高。
2)Si、P量与r值
为了研究Si、P量与r值的关系，使用使C：0.002％、Mn：1％、S：0.007％、sol.Al：0.25％、Nb：0.02％、Ti：0.01％、N：0.002％、B：0.001％为一定，Si量在0.005～1.5％之间变动，P量在0.003～0.15％之间变动的钢板坯，进行与1)的情况相同的实验。
在图2中表示[Si]+10×[P]与r值的关系。图中的数字表示Si量。
可知在sol.Al量为0.25％的本发明钢中，如果满足下述(2)式，则可以得到1.7以上的高r值。
0.3≤[Si]+10×[P]≤1.4…  (2)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
然而，由于如果Si、10×P的量都超过1.5％，则r值变差，因而
使Si、P的量分别在1.5％以下、0.15％以下。
而且，在向本发明的高强度冷轧钢板实施合金化热镀锌的情况下，由于元素容易引起镀覆的附着不良，因而优选使Si量在0.5％以下，P量在0.08％以下。此外，由于Si、P是有助于铁素体的固溶强化的元素，因而优选Si在0.003％以上，P量在0.01％以上。
3)其他成分
C：C与Ti或者Nb结合形成碳化物。如果其量超过0.015％，则此碳化物量变大，r值显著降低，因此优选C量在0.015％以下，优选在0.008％以下，更为优选不足0.004％。而且，C还具有通过以TiC、NbC形式析出强化，而使强度增加的效果。因此，例如在TS为440MPa左右的钢中，含有0.004％以上是有效的。也就是如果使C量为0.004～0.008％，添加Ti、Nb，使它们与C的原子比为1.0以上，则可以抑制r值的降低，提高强度。由于在C量不足0.0005％的情况下，退火时铁素体晶粒粗大化，冲压成形时容易产生表面粗糙，因此优选C量在0.0005％以上。
Mn：Mn是通过固溶强化使强度增加的元素，是IF高强度冷轧钢板不可缺少的元素。为了得到340MPa以上的TS，需要使Mn量在0.4％以上。另一方面，由于如果其量超过3％，则r值显著降低，因此使Mn量在3％以下，优选在2％以下，更为优选在1.5％以下。
Mn量增大则r值降低的原因未必明确，但是认为是因为Mn与固溶C相互作用，而使r值降低。而且，由于Mn使Ar3相变点降低，而使热轧时析出的碳化物微细化，或者使碳化物的析出延迟而使固溶C增加，因此不形成退火时有利于r值的再结晶组织，而使r值降低。
S：S作为硫化物存在于钢中。由于其量如果超过0.02％则导致延展性变差，因而使S量在0.02％以下，优选在0.01％以下。从除锈性的观点出发，优选S量在0.004％以上。
N：如果N量超过0.01％，则在板坯的连续铸造时，微细的AlN、NbN、Nb(C、N)在奥氏体晶界析出，使晶界脆化，在板坯铸造时，以及其后的粗轧时，在板坯表面容易产生裂纹。因此，使N量在0.01％以下。虽然优选N量越小越好，但是以现有的制钢技术，0.001％左右就是界限。
Ti：Ti具有使热轧后的晶粒微细化，或者与C或N形成析出物，使固溶C、N减少，使r值提高的效果。为了充分发挥这样的Ti的效果，需要添加Ti以满足下述的(1)式。
1≤([Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)…  (1)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
然而，由于即使Ti量超过0.2％，r值也上升很小，因此使Ti量在0.2％以下。在对本发明的高强度冷轧钢板实施合金化热镀锌的情况下，从防止镀层不均匀的观点出发，优选Ti量在0.04％以下。此外，为了确实得到基于添加Ti的高r值，优选Ti量在0.005％以上。
余量为Fe以及不可避免杂质。
在上述成分之外，还优选添加0.002％以上的Nb，得到较高的r值。此时，需要调整Nb、Ti、C、N的量以满足下述的(3)式。
1≤([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)…  (3)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
然而，如果Nb量超过0.02％，则在板坯的连续铸造时，微细的NbN、Nb(C、N)在奥氏体晶界析出，使晶界脆化，在板坯铸造时，以及其后的粗轧时，在板坯表面容易产生裂纹。因此，使Nb量在0.02％以下。
而且，如果添加0.0001％以上的B，则耐二次加工脆性提高。然而，如果B量超过0.003％，则耐二次加工脆性的改善效果变小，相反导致r值降低以及轧制负荷增大。因此，使B量在0.003％以下。
此外，为了进一步提高强度，改善耐二次加工脆性，提高r值，可以从Cu：0.03～0.5％、Ni：0.03～0.5％、Cr：0.03～0.5％、Mo：0.05～0.3％、V：0.005～0.5％中选择添加至少一种元素。此时，由于Cu、Cr使表面质量变差，因此使它们的量在0.5％以下。由于添加Ni会大幅地增加成本，因此使其量在0.5％以下。Mo虽然对耐二次加工脆性的不良影响小，并且有助于提高强度，但是由于使屈服点增加，使冲压部件的表面精度变差，因而使其量在0.3％以下。V也是虽然对耐二次加工脆性的不良影响小并且有助于提高强度，但是由于如果超过0.5％则会大幅地增加成本，因此使其量在0.5％以下。优选在添加Cu时，使Ni与Cu当量含有。
为了提高镀锌外观、镀锌附着性、疲劳特性、冲压成形时的冲压部的韧性等，含有从Sb：0.002～0.2％、Sn：0.002～0.2％中选择的至少一种元素，并且满足下述的(4)式是很有效的。
0.002≤[Sb]+[Sn]/2≤0.2…  (4)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
通过添加Sb、Sn，可以防止板坯加热时，卷取时，在装箱退火炉(BAF)、连续退火生产线(CAL)、连续热镀锌生产线(CGL)等进行退火时的表层氮化以及氧化，可以改善镀层不均匀以及附着性劣化。此外，可以防止锌浴中的锌氧化物的附着，提高镀覆外观。而且，Sb、Sn可以减少表面氧化，抑制疲劳特性的劣化以及冲压成形后的韧性的劣化。
然而，如果Sb、Sn的量都超过0.2％，则会使镀锌的附着性以及韧性都变差。
4)制造方法
本发明的高强度冷轧钢板，通过一种制造方法而制造，此制造方法包括：将具有上述成分的钢板坯加热至1080～1350℃的工序；将加热后的钢板坯在(Ar3相变点-20)～(Ar3相变点+150)℃的终轧温度下进行热轧，制得热轧钢板的工序；在不添加Nb的情况下，将热轧钢板在满足下述(5)式的卷取温度CT下进行卷取，在添加Nb的情况下，将热轧钢板在满足下述(6)式的卷取温度CT下进行卷取的工序；以50～90％的轧制率对卷取后的热轧钢板进行冷轧，制得冷轧钢板的工序；和在750～870℃下对冷轧钢板进行连续退火，或者在600～750℃下进行装箱退火的工序。
480≤CT≤580+0.17/{([Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}…  (5)
480≤CT≤580+0.17/{(0.6×[Nb]+[Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}
…(6)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
钢板坯，为了使在板坯中生成的Fe-Ti-P、Fe-Nb-P的P化合物充分固溶，需要使热轧前的加热温度SRT在1080℃以上。然而，如果超过1350℃，则表面质量变差，因此需要使SRT在1350℃以下。
为了得到优良的外观，优选不仅除去一次锈皮，也要充分除去热轧时生成的二次锈皮。在热轧中也可以通过板带加热器进行加热。
为了使热轧后的组织微细化，需要使热轧的终轧温度FDT为(Ar3相变点-20)～(Ar3相变点+150)℃。
热轧后的卷取温度，给添加Al、P、Ti，以及根据需要而添加Nb的本发明的冷轧钢板的r值带来很大影响。这是因为在添加P的IF钢中，容易产生不利于上述r值的Fe-Ti-P以及Fe-Nb-P的P化物。一般地，如果使卷取温度为高温，使析出物粗大化，并且使固溶C减少，则r值显著提高。然而，如果使卷取温度超过适当的温度而为高温，则生成上述的P化物，使r值显著降低。
因此，对各种添加Al、P、Ti，以及根据需要添加Nb的钢，研究最适当的温度，其结果得知：卷取温度CT，在不添加Nb的情况下，如果超过580+0.17/{([Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}，在添加Nb的情况下，如果超过580+0.17/{(0.6×[Nb]+[Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}，则生成P化物，r值显著降低。此外，如果卷取温度低于480℃，即使P化物不生成，卷取时的碳化物的析出也不充分，r值变差。因此，卷取温度CT需要满足上述(5)式或者(6)式。
优选在上述(5)式和(6)式的(上限值-40)～(上限值)℃的温度范围内进行卷取。
在冷轧中，从提高r值的观点出发，需要使轧制率为50～90％，优选为65～80％。
退火温度AT，在CAL或者CGL进行连续退火的情况下，需要为750～870℃。在低于750℃的温度下，再结晶不充分，不能稳定得到高r值。此外，拉伸性等特性也显著变差。在超过870℃的温度下，含Mn量多的钢板超过Ar3相变点而进行退火，强度极大增加，拉伸性、r值显著变差。为了稳定得到较高的r值、高的拉伸性，优选在820℃以上的温度进行退火。此外，在BAF进行退火的情况下，由于退火时间长，需要使退火温度AT为600～750℃。
对于退火后的冷轧钢板，根据需要，可以通过电镀或者熔融镀，实施含锌的镀覆。作为含锌的镀覆，可以举出镀锌、合金化镀锌、镀锌-镍合金等。此外，也可以在镀后进行有机被膜处理。
实施例
对表1所示的钢No.A～X进行炼制后，将其连续铸造成230mm厚的板坯。对此板坯在表2所示的加热温度SRT下进行再加热后，在表2所示的终轧温度FDT下热轧至3.2mm，以表2所示的卷取温度CT进行卷取。将此热轧板冷轧至板厚0.8mm后，以表2所示的退火温度AT，通过CAL、CGL、BAF进行退火，进行延伸率为0.8％的表面光轧，制成钢板No.1～34。在CGL中，将退火后的钢板浸渍在460℃的熔融锌镀浴中，其后在串联合金化处理炉中，在500℃下进行合金化处理。镀覆单位面积重量每侧为45g/m2。
通过上述方法测定r值以及TS值。此外，通过目视检查表面缺陷，对表面质量进行调查。
将结果在表2表示。
在表1和表2中，处于最上端的算式中的[Nb]，在不添加Nb的情况下为0。
在作为本发明例的钢板的No.1～24中，如果TS为340～400MPa，可以得到1.8以上的r值，TS为400～590MPa，可以得到1.6以上的r值，表面质量也良好。此外，与相同强度的比较例相比，可知本发明例的r值明显高。特别是如果Mn量超过1％，则其效果更为显著。
另一方面，在比较例的钢板No.25～34中，如果TS为340～400MPa，则可以得到1.8以上的r值，TS为400～590MPa，可以得到1.6以上的r值。在与Mn量高的以往的高强度冷轧钢板相当的钢板No.27、28、29中，r值低。此外，在钢板No.30、31、32、33、34中，(Nb+Ti)/(C+N)比、C、Si、Mn、P、sol.Al、Nb分别在本发明范围之外，r值低。其中C量、(Nb+Ti)/(C+N)比不适当，与固溶C、Mn共存的以往的低碳高强度钢板相当的钢板No.30中，即便使sol.Al变高，也不能得到高r值。此外，在Nb或者Nb与sol.Al在本发明范围外的钢板的No.31、34中，表面质量差。
对与以往的软质冷轧钢板SPC270F相当的钢板No.25和向其中大量添加sol.Al量的钢板No.26进行比较，可知如果Mn、P量低，即使添加sol.Al，提高r值的效果也小。
表                                                                                                                                                                (质量％)
钢No. C Si Mn P S Sol.Al N Nb Ti B 其他 [Si]+10×[P] ([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14) 备注
    A 0.0025   0.01   0.6 0.040  0.004   0.22  0.0026 -  0.032  0.0005     -   0.41     1.7 发明钢
    B 0.0018   0.01   0.9 0.070  0.004   0.28  0.0014 -  0.036  0.0008     -   0.71     3.0 发明钢
    C 0.0022   0.20   1.9 0.065  0.006   0.35  0.0016 0.009  0.035  0.0018     -   0.85     2.8 发明钢
    D 0.0013   0.20   2.2 0.064  0.006   0.15  0.0017 0.010  0.035  0.0012     -   0.84     3.6 发明钢
    E 0.0022   0.20   1.2 0.062  0.006   1.0  0.0016 0.009  0.035  0.0006     -   0.82     2.8 发明钢
    F 0.0019   0.20   2.1 0.010  0.006   0.35  0.0016 0.009  0.035  0.0014     -   0.30     3.0 发明钢
    G 0.0140   0.50   2.7 0.070  0.006   0.70  0.0018 -  0.070  0.0023     -   1.20     1.1 发明钢
    H 0.0014   0.01   0.6 0.030  0.006   0.35  0.0012 -  0.020  -     -   0.31     2.1 发明钢
    I 0.0013   0.21   2.0 0.064  0.006   0.32  0.0031 0.016  0.050  0.0009     -   0.85     3.7 发明钢
    J 0.0012   0.21   2.3 0.062  0.004   0.29  0.0022 -  0.102  0.0015     -   0.83     8.3 发明钢
    K 0.0070   0.01   1.8 0.061  0.004   0.25  0.0014 0.010  0.070  0.0005     -   0.62     2.3 发明钢
    L 0.0042   0.17   1.5 0.065  0.005   0.25  0.0021 -  0.060  0.0008  Cu：0.2，Ni：0.2   0.82     2.5 发明钢
    M 0.0041   0.18   1.4 0.068  0.004   0.27  0.0014 0.015  0.060  0.0011  Cr：0.2，Mo：0.27   0.86     3.2 发明钢
    N 0.0035   0.21   1.7 0.066  0.005   0.24  0.0012 -  0.065  0.0012  Sb：0.01   0.87     3.6 发明钢
    O 0.0020   0.01   0.15 0.008  0.006   0.03  0.0018 -  0.08  0.0002     -   0.09     5.6 比较钢
    P 0.0019   0.01   0.10 0.008  0.008   0.25  0.0014 -  0.08  0.0002     -   0.09     6.5 比较钢
    Q 0.0027   0.01   0.8 0.040  0.005   0.04  0.0024 -  0.033  0.0005     -   0.41     1.7 比较钢
    R 0.0020   0.01   1.2 0.070  0.003   0.04  0.0015 -  0.036  0.0010     -   0.71     2.7 比较钢
    S 0.0023   0.20   2.4 0.075  0.006   0.03  0.0016 0.010  0.035  0.0017     -   0.95     2.7 比较钢
    T 0.017   0.01   0.4 0.050  0.003   0.29  0.0029 -  0.010  0.0005     -   0.51     0.1 比较钢
    U 0.0018   1.80   0.3 0.010  0.006   0.20  0.0022 0.040  0.031  0.0005     -   1.90     3.5 比较钢
    V 0.0016   0.20   3.2 0.050  0.005   0.21  0.0013 0.015  0.030  0.0006     -   0.70     3.5 比较钢
    W 0.0025   0.01   0.7 0.18  0.004   0.20  0.0021 -  0.035  0.0004     -   1.81     2.0 比较钢
    X 0.0036   0.01   0.7 0.060  0.001   1.80  0.0024 0.050  0.010  0.0007     -   0.61     1.6 比较钢
下划线部分：发明范围之外
表2
  钢板No.   钢No. 热轧条件 退火条件 退火生产线     机械特性 表面质量※2  580+0.17/{(0.6×[Nb]+[Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}※1 备注
SRT(℃) FDT(℃) CT(℃) AT(℃) r值 TS(MPa)
  1   A  1250  890  640  840   CGL   1.89     347     ○     666 发明例
  2  1250  890  540  720   BAF   1.86     342     ○     666 发明例
  3  1280  990  640  840   CGL   1.85     345     ○     666 发明例
  4  1220  850  640  840   CGL   1.90     349     ○     666 发明例
  5  1220  780  640  840   CGL   1.77     340     ○     666 发明例
  6 B  1220  870  620  770   CGL   1.83     408     ○     622 发明例
  7  1220  870  620  840   CGL   1.87     395     ○     622 发明例
  8  1220  870  620  870   CGL   1.88     390     ○     622 发明例
  9  1300  975  620  870   CGL   1.85     385     ○     622 发明例
  10  1220  840  620  870   CGL   1.90     392     ○     622 发明例
  11  1220  760  620  870   CGL   1.85     387     ○     622 发明例
  12 C  1220  850  580  820   CGL   1.81     446     ○     618 发明例
  13  1220  850  615  820   CGL   1.85     444     ○     618 发明例
  14    D  1220  850  620  820   CGL   1.66     440     ○     630 发明例
  15    E  1250  940  600  830   CGL   1.73     442     ○     603 发明例
  16    F  1220  860  680  800   CGL   1.75     403     ○     - 发明例
  17    G  1290  840  580  860   CAL   1.60     530     ○     599 发明例
  18    H  1220  890  670  850   CGL   1.90     340     ○     698 发明例
  19    I  1220  840  600  820   CGL   1.90     440     ○     611 发明例
  20    J  1220  830  580  790   CAL   1.85     445     ○     602 发明例
  21    K  1220  830  600  830   CGL   1.96     440     ○     609 发明例
  22    L  1220  850  600  840   CGL   1.89     442     ○     613 发明例
  23    M  1220  850  600  840   CGL   1.85     449     ○     608 发明例
  24    N  1220  850  600  830   CGL   1.82     445     ○     611 发明例
  25    ○  1200  910  680  830   CGL   1.82     289     ○     - 比较例
  26    P  1200  930  680  830   CGL   1.83     294     ○     793 比较例
  27    Q  1230  880  640  830   CGL   1.69     340     ○     697 比较例
  28    R  1220  880  640  820   CGL   1.62     392     ○     642 比较例
  29    S  1220  840  640  800   CGL   1.46     440     ○     632 比较例
  30    T  1220  890  680  770   CGL   1.12     405     ○     682 比较例
  31    U  1270  950  640  820   CAL   1.40     480     ×     - 比较例
  32    V  1270  840  640  800   CAL   1.43     450     ○     641 比较例
  33    W  1270  950  600  820   CAL   1.49     475     ○     599 比较例
34 X 1290 1000 600 820 CAL 1.52 444 × 595 比较例
※1：超过800℃，则标以“-”。
※2：○表示没有表面缺陷或者在允许范围内，×表示锈皮性表面缺陷使表面劣化。

Claims (13)

1.一种高强度冷轧钢板，以质量％计，含有C：0.015％以下、Si：1.5％以下、Mn：0.4～3％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、sol.Al：0.1～1％，N：0.01％以下、Ti：0.2％以下、余量Fe和不可避免的杂质，并且满足下述(1)式，
1≤([Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)…  (1)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计含有sol.Al：0.2～0.7％。
3.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，满足下述(2)式，
0.3≤[Si]+10×[P]≤1.4…  (2)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
4.如权利要求2所述的高强度冷轧钢板，其中，满足下述(2)式，
0.3≤[Si]+10×[P]≤1.4…  (2)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
5.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计，还含有Nb：0.002～0.02％，并且满足下述(3)式，
1≤([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)  …(3)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
6.如权利要求4所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计，还含有Nb：0.002～0.02％，并且满足下述(3)式，
1≤([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)…  (3)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
7.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计，还含有B：0.0001～0.003％。
8.如权利要求6所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计，还含有B：0.0001～0.003％。
9.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计，还含有从Cu：0.03～0.5％、Ni：0.03～0.5％、Cr：0.03～0.5％、Mo：0.05～0.3％、和V：0.005～0.5％中选择的至少一种元素。
10.如权利要求8所述的高强度冷轧钢板，其中，以质量％计，还含有从Cu：0.03～0.5％、Ni：0.03～0.5％、Cr：0.03～0.5％、Mo：0.05～0.3％、和V：0.005～0.5％中选择的至少一种元素。
11.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，以质量％计，还含有从Sb：0.002～0.2％以及Sn：0.002～0.2％中选择至少一种元素，并且满足下述的(4)式，
0.002≤[Sb]+[Sn]/2≤0.2…(4)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
12.如权利要求10所述的高强度冷轧钢板，以质量％计，还含有从Sb：0.002～0.2％以及Sn：0.002～0.2％中选择至少一种元素，并且满足下述的(4)式，
0.002≤[Sb]+[Sn]/2≤0.2…  (4)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
13.一种高强度冷轧钢板的制造方法，包括：将具有如权利要求1～12所述的任何一种组成的钢板坯加热至1080～1350℃的工序；
将所述加热后的钢板坯在(Ar3相变点-20)～(Ar3相变点+150)℃的终轧温度下进行热轧，制得热轧钢板的工序；
将所述热轧钢板在满足下述(5)或(6)式的卷取温度CT下进行卷取的工序；
以50～90％的轧制率对所述卷取后的热轧钢板进行冷轧，制得冷轧钢板的工序；和
在750～870℃下对所述冷轧钢板进行连续退火，或者在600～750℃下进行装箱退火的工序，
480≤CT≤580+0.17/{([Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}…  (5)
480≤CT≤580+0.17/{(0.6×[Nb]+[Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}
…(6)
其中，[M]表示元素M的含量(质量％)。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102712977A (zh) * 2010-01-22 2012-10-03 杰富意钢铁株式会社 加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104145039A (zh) * 2012-03-02 2014-11-12 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN106119495A (zh) * 2016-08-19 2016-11-16 武汉钢铁股份有限公司 一种冷轧中高碳结构钢的制造方法
CN107923017A (zh) * 2015-08-24 2018-04-17 新日铁住金株式会社 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN111926252A (zh) * 2020-07-31 2020-11-13 马鞍山钢铁股份有限公司 一种深冲用途的热轧酸洗钢板及其生产方法
CN115558858A (zh) * 2022-10-08 2023-01-03 北京首钢股份有限公司 一种钢带其制备方法、汽车外板

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2700730A3 (en) 2004-07-27 2017-08-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet having high Young's modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high Young's modulus, and methods for manufacturing these
CN104264075B (zh) * 2005-12-09 2018-01-30 Posco公司 具有优异成形性和涂覆特性的高强度冷轧钢板，由其制成的锌基金属镀钢板及制造方法
JP5228447B2 (ja) 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
DE102009053260B4 (de) * 2009-11-05 2011-09-01 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zum Beschichten von Stahlbändern und beschichtetes Stahlband
JP5786318B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101647224B1 (ko) * 2014-12-23 2016-08-10 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63317627A (ja) * 1987-06-18 1988-12-26 Kawasaki Steel Corp 鉄損が低くかつ透磁率が高いセミプロセス無方向性電磁鋼板およびその製造方法
US5360493A (en) * 1992-06-08 1994-11-01 Kawasaki Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same
JP2671726B2 (ja) * 1992-09-30 1997-10-29 日本鋼管株式会社 超深絞り用冷延鋼板の製造方法
KR970001412B1 (ko) * 1993-01-14 1997-02-06 엔 케이 케이 코오포레이숀 내(耐)지연파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
US5853903A (en) * 1996-05-07 1998-12-29 Nkk Corporation Steel sheet for excellent panel appearance and dent resistance after panel-forming
TW515847B (en) * 1997-04-09 2003-01-01 Kawasaki Steel Co Coating/baking curable type cold rolled steel sheet with excellent strain aging resistance and method for producing the same
JP2000199031A (ja) * 1998-10-29 2000-07-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性に優れた冷間圧延鋼板およびその製造方法
KR100382414B1 (ko) * 1998-12-07 2003-05-09 닛폰 고칸 가부시키가이샤 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP3740875B2 (ja) * 1998-12-28 2006-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃特性に優れた深絞り用冷延薄鋼板
KR100433248B1 (ko) * 1999-12-28 2004-05-27 주식회사 포스코 가공성 및 내벤트성이 우수한 고가공용 고강도 냉연강판및 그 제조방법
JP3968964B2 (ja) * 2000-06-30 2007-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 ヒートシュリンクバンド用鋼板
EP1325966B1 (en) * 2000-09-12 2009-04-01 JFE Steel Corporation Super-high strength cold-rolled steel sheet and method for production thereof
CN1193110C (zh) * 2000-11-28 2005-03-16 川崎制铁株式会社 高强度双相薄钢板和高强度双相电镀薄钢板及其制造方法
US6786981B2 (en) * 2000-12-22 2004-09-07 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet for fuel tank and fuel pipe
KR100530073B1 (ko) * 2001-12-20 2005-11-22 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고장력강판과 그 제조방법
KR100530077B1 (ko) * 2001-12-21 2005-11-22 주식회사 포스코 내2차가공취성 및 가공성이 우수한 고장력강판과 그제조방법
JP2003193189A (ja) * 2001-12-25 2003-07-09 Jfe Steel Kk 深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4414883B2 (ja) * 2002-06-28 2010-02-10 ポスコ 成形性及び溶接性に優れた超深絞り用高強度冷延薄鋼板とその製造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102712977A (zh) * 2010-01-22 2012-10-03 杰富意钢铁株式会社 加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102712977B (zh) * 2010-01-22 2014-11-26 杰富意钢铁株式会社 加工性和耐冲击特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104145039A (zh) * 2012-03-02 2014-11-12 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104145039B (zh) * 2012-03-02 2016-08-24 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN107923017A (zh) * 2015-08-24 2018-04-17 新日铁住金株式会社 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN106119495A (zh) * 2016-08-19 2016-11-16 武汉钢铁股份有限公司 一种冷轧中高碳结构钢的制造方法
CN106119495B (zh) * 2016-08-19 2019-02-01 武汉钢铁有限公司 一种冷轧中高碳结构钢的制造方法
CN111926252A (zh) * 2020-07-31 2020-11-13 马鞍山钢铁股份有限公司 一种深冲用途的热轧酸洗钢板及其生产方法
CN115558858A (zh) * 2022-10-08 2023-01-03 北京首钢股份有限公司 一种钢带其制备方法、汽车外板

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