CN1667152A - 高强度冷轧钢板 - Google Patents

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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
本案是申请号为02132127.2的发明专利申请(申请日1999年12月3日，发明名称为高强度冷轧钢板及其制造方法)的分案申请。
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。
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％、sol.Al：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、JIS 5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
11 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 0.198 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 2.1 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
44 29 CAL 231 371 32 0.164 2.02 10.96 10.2 2.8 有 0.36 1.72 24.8 2.07 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 11.8 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 68 810 210 300 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 1.82 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 68 780 212 346 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、JIS 5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) El(％) 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、JIS 5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
23 0.0130 0.01 0.17 0.017 0.009 0.0038 0.18 * * 1.54 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1 5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、JIS 5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 Sol.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) El(％) 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 16.5 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10-40nm的粒子的比例(％) 毛刺平均高度(μm) 标准偏差(μm) 备注
HR2(％) HR1(％) HR1+HR2(％)
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 61.0 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10-40nm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、JIS 5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) El(％) r值 平均晶粒直径(μm) 表面性状 粗糙性耐表面 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) El(％) 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、JIS 5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) El(％) 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) El(％) 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
表26
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 线圈位置 钢板的性能 钢板的成形性能 备注
YP(MPa) TS(MPa) El(％) n值 r值 Y** Z*** H(mm) LDR
29 1 40 890 580 CAL T 204 353 44 0.201 2.01 12.1 3.0 34.8 2.16 发明例
M 202 352 45 0.204 2.01 12.2 3.0 34.9 2.16
B 203 355 44 0.202 2.02 12.1 3.0 34.8 2.16
30 1 30 900 640 CGL T 202 355 44 0.200 2.02 12.0 3.0 34.6 2.16 发明例
M 204 353 45 0.198 2.02 11.9 3.0 34.4 2.16
B 201 356 44 0.202 2.01 12.1 3.0 34.8 2.16
31 6 40 900 640 CGL T 287 375 31 0.142 1.36 8.5 2.1 20.5 1.99 对比例
M 211 364 36 0.186 1.80 11.1 2.7 33.2 2.05
B 243 374 31 0.150 1.40 8.9 2.2 20.9 2.00
Y**＝r+50.0×n、Z***＝r+5.0×n
表27
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 线圈位置 钢板的性能 钢板的成形性能 备注
YP(MPa) TS(MPa) El(％) n值 r值 Y** Z*** H(mm) LDR
32 1 40 890 580 CAL T 204 353 44 0.201 2.01 12.1 3.0 34.8 2.16 发明例
M 202 352 45 0.204 2.01 12.2 3.0 34.9 2.16
B 203 355 44 0.202 2.02 12.1 3.0 34.8 2.16
33 1 30 900 640 CGL T 202 355 44 0.200 2.02 12.0 3.0 34.6 2.16 发明例
M 204 353 45 0.198 2.02 11.9 3.0 34.4 2.16
B 201 356 44 0.202 2.01 12.1 3.0 34.8 2.16
34 1 65 890 580 CAL T 297 402 26 0.147 1.22 8.6 2.0 20.6 1.98 对比例
M 259 384 32 0.173 1.68 10.3 2.5 25.5 2.03
B 275 391 30 0.152 1.42 9.0 2.2 21.0 2.00
35 1 65 900 640 CGL T 285 388 27 0.156 1.31 9.1 2.1 21.2 1.99 对比例
M 246 371 35 0.190 1.76 11.3 2.7 33.5 2.05
B 263 376 30 0.173 1.52 10.2 2.4 24.8 2.02
Y**＝r+50.0×n、Z***＝r+5.0×n
表28
No. 精轧温度(℃) 卷取温度(℃) 冷轧压下率(％) 退火条件 退火温度(℃) 线圈位置 钢板的性能 钢板的成形性能 备注
YP(MPa) TS(MPa) El(％) n值 r值 Y** Z*** H(mm) LDR
36 890 580 71 CAL 850 T 204 353 44 0.201 2.01 12.1 3.0 34.8 2.16 发明例
M 202 352 45 0.204 2.01 12.2 3.0 34.9 2.16
B 203 355 44 0.202 2.02 12.1 3.0 34.8 2.16
37 930 640 75 CGL 640 T 194 352 46 0.212 2.10 12.7 3.2 35.6 2.18 发明例
M 196 348 47 0.214 2.12 12.8 3.2 35.7 2.18
B 193 351 46 0.211 2.13 12.7 3.2 35.6 2.18
38 840 640 71 CGL 850 T 277 385 30 0.154 1.43 9.1 2.2 21.2 2.00 对比例
M 213 358 41 0.181 1.78 10.8 2.7 28.0 2.05
B 252 372 33 0.171 1.61 10.2 2.5 24.8 2.03
39 900 500 71 CAL 830 T 234 371 34 0.147 1.62 9.0 2.4 21.0 2.02 对比例
M 222 365 37 0.153 1.66 9.3 2.4 21.6 2.02
B 231 369 35 0.150 1.63 9.1 2.4 21.2 2.02
40 890 640 46 CGL 810 T 218 351 41 0.179 1.55 10.5 2.4 27.0 2.02 对比例
M 208 347 43 0.186 1.59 10.9 2.5 29.4 2.03
B 215 349 42 0.183 1.57 10.7 2.5 27.5 2.03
Y**＝r+50.0×n、Z***＝r+5.0×n
表29
No. 精轧温度(℃) 卷取温度(℃) 冷轧压下率(％) 退火条件 退火温度(℃) 线圈位置 钢板的性能 钢板的成形性能 备注
YP(MPa) TS(MPa) El(％) n值 r值 Y** Z*** H(mm) LDR
41 910 680 87 CGL 860 T 247 372 40 0.158 2.14 10.0 2.9 23.2 2.15 对比例
M 233 368 42 0.166 2.17 10.5 3.0 27.0 2.16
B 242 371 41 0.151 2.15 9.7 2.9 22.7 2.15
42 880 580 71 CAL 750 T 236 365 40 0.167 1.61 10.0 2.4 23.2 2.02 对比例
M 224 361 42 0.172 1.64 10.2 2.5 24.8 2.03
B 229 362 42 0.170 1.63 10.1 2.5 24.0 2.03
43 920 640 73 CGL 900 T 248 381 32 0.143 1.56 8.7 2.3 20.7 2.01 对比例
M 239 373 34 0.150 1.62 9.1 2.4 21.2 2.02
B 244 377 33 0.148 1.59 9.0 2.3 21.0 2.01
44 870 550 68 CGL 780 T 228 373 33 0.146 1.54 8.8 2.3 20.8 2.01 对比例
M 217 369 34 0.151 1.58 9.1 2.3 21.2 2.01
B 223 370 33 0.149 1.57 9.0 2.3 21.0 2.01
Y**＝r+50.0×n、Z***＝r+5.0×n

Claims (3)

1.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)。
2.如权利要求1所述的高强度冷轧钢板，还含Ti：0.05重量％以下。
3.如权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，还含B：0.002重量％以下。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102822359A (zh) * 2010-03-26 2012-12-12 杰富意钢铁株式会社 深拉深性优良的高强度钢板的制造方法
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
CN114196882A (zh) * 2021-12-08 2022-03-18 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

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1286999C (zh) * 2000-06-20 2006-11-29 杰富意钢铁株式会社 薄钢板及其制造方法
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
CA2496212C (en) * 2004-02-25 2010-01-12 Jfe Steel Corporation High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
KR100711463B1 (ko) * 2005-12-05 2007-04-24 주식회사 포스코 항복강도가 낮은 고강도 냉연강판의 제조방법
WO2008108363A1 (ja) 2007-03-05 2008-09-12 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 冷間圧延鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
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
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
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
MY197957A (en) * 2013-09-20 2023-07-25 Nippon Steel Corp Press-molded product, press-molded product producing method, and press-molded product producing apparatus
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
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
MX2016014060A (es) * 2014-04-30 2017-02-14 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
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
WO2016157761A1 (ja) * 2015-03-27 2016-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
CN104946978B (zh) * 2015-07-07 2017-03-01 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
DE102015116186A1 (de) * 2015-09-24 2017-03-30 Thyssenkrupp Ag Halbzeug und Verfahren zur Herstellung einer Fahrzeugkomponente, Verwendung eines Halbzeugs und Fahrzeugkomponente
EP3633057B1 (en) * 2017-05-22 2022-05-04 JFE Steel Corporation Steel plate and method of producing same
CN110695093B (zh) * 2019-10-09 2021-01-01 西藏克瑞斯科技有限公司 一种高性能钢材轧制方法
KR102468036B1 (ko) * 2020-11-12 2022-11-17 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 아연계 도금강판 및 그 제조방법
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
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
US4861390A (en) * 1985-03-06 1989-08-29 Kawasaki Steel Corporation Method of manufacturing formable as-rolled thin steel sheets
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
EP0565066B1 (en) 1992-04-06 1997-07-02 Kawasaki Steel Corporation A tin mill black plate for canmaking, and method of manufacturing
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
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
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
US5853903A (en) * 1996-05-07 1998-12-29 Nkk Corporation Steel sheet for excellent panel appearance and dent resistance after panel-forming

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102822359A (zh) * 2010-03-26 2012-12-12 杰富意钢铁株式会社 深拉深性优良的高强度钢板的制造方法
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
CN114196882A (zh) * 2021-12-08 2022-03-18 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

Also Published As

Publication number Publication date
EP1052302A1 (en) 2000-11-15
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WO2000034542A1 (en) 2000-06-15
KR100382414B1 (ko) 2003-05-09
US20020179206A1 (en) 2002-12-05
DE69935125D1 (de) 2007-03-29
US6494969B1 (en) 2002-12-17
US20040020570A1 (en) 2004-02-05
CN1300362C (zh) 2007-02-14
EP1052302B1 (en) 2007-02-14
EP1669472A2 (en) 2006-06-14
EP1052302B2 (en) 2015-01-07
DE69938265D1 (de) 2008-04-10
KR20010040682A (ko) 2001-05-15

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