專利名稱：高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種用于汽車、家電產(chǎn)品等的高強(qiáng)度冷軋鋼板，特別涉及一種具有340～590MPa的拉伸強(qiáng)度TS，深沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
以往，對于側(cè)外壁板以及車門內(nèi)壁板這樣的難于成形的汽車部件，使用TS為270MPa左右，r值為1.8～2.0的具有優(yōu)良深沖壓成形性的IF(Interstitial Free)軟質(zhì)冷軋鋼板(SPC270E，F(xiàn))。近年來，對汽車車體輕量化的要求越來越高，對這些難以成形的部件，也開始適用具有340～590MPa的TS的IF高強(qiáng)度冷軋鋼板。然而，如果使用現(xiàn)在批量生產(chǎn)的TS為340～390MPa，r值為1.7左右的高強(qiáng)度冷軋鋼板、TS為440MPa左右，r值為1.5左右的高強(qiáng)度冷軋鋼板、以及TS為590MPa左右，r值為1.0左右的高強(qiáng)度冷軋鋼板，來形成這些部件，則在沖壓部位容易出現(xiàn)裂紋，因而實際上任何高強(qiáng)度冷軋鋼板都只適用于比較淺的沖壓部件。因此，需要有TS為340～590MPa，而具有較高r值的高強(qiáng)度冷軋鋼板。具體地，TS為340～400MPa時，具有1.8以上的r值；TS為400～590MPa時，具有1.6以上的r值，優(yōu)選1.7以上的r值。
迄今，作為提高r值的方法，使用極力降低C和N，大量添加Ti和Nb的IF鋼，熱軋后在680℃以上的高溫進(jìn)行卷取，極力降低固溶C和N，并使析出物粗大化，促進(jìn)具有在退火時有利于r值的集合組織的再結(jié)晶粒的生成和成長的方法是公知的。作為同樣的方法，在特開平6-108155號公報以及特許3291639號公報中，公開了一種使用極力降低C和N，添加Ti的IF鋼，生成Ti(C、S)，使退火時有利于r值的集合組合強(qiáng)化的方法。
然而，在特開平6-108155號公報公開的方法中，如果將具有260～300MPa的TS的軟質(zhì)冷軋鋼板作為對象，適用大量添加現(xiàn)有的P和Mn，具有340MPa以上的TS的IF高強(qiáng)度冷軋鋼板時，由于在熱軋后的卷取時，F(xiàn)e-Ti-P、Fe-Nb-P這樣的P化物在晶界大量生成，因此由于大量Mn本身的原因，r值顯著降低。此外，在特許3291639號公報公開的方法中，提出一種大量添加P，具有340MPa以上TS的深沖壓用高強(qiáng)度冷軋鋼板，但是存在沖壓成形時，P鑄造偏析引起的板厚方向不均勻組織導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生的情況。
另一方面，也提出了在鑄造方法上下功夫，提高r值的方法。例如在特開平7-188776號公報中公開了一種進(jìn)行熱軋時在α區(qū)域一邊進(jìn)行潤滑，一邊進(jìn)行終軋的方法。在特開平9-279249號公報中公開了一種退火時在550～750℃溫度區(qū)域施加1～50％軋制的方法。在特開平2001-131643號公報中公開了一種控制Nb、B添加鋼的Si、Mn、P量，進(jìn)行酸洗、冷軋、退火后施加0.3～5％的軋制，進(jìn)行再次酸洗，使其通過熱鍍鋅生產(chǎn)線的方法。
然而，這些方法都需要特殊的制造工序，會導(dǎo)致制造成本的增加和生產(chǎn)性降低。也就是在特開平7-188776號公報的方法中，需要在α區(qū)域進(jìn)行終軋后的熱軋鋼板的再結(jié)晶退火。在特開平9-279249號公報的方法中，在退火爐中需要有耐高溫的軋制設(shè)備。在特開平2001-131643號公報的方法中，需要分別實施兩次酸洗、退火、表面光軋。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于，提供一種不需要特殊的制造工序，TS為340～400MPa時，r值為1.8以上；TS為400～590MPa時，r值為1.6以上，優(yōu)選在1.7以上的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。
其目的，通過以質(zhì)量％計，含有C0.015％以下、Si1.5％以下、Mn0.4～3％、P0.15％以下、S0.02％以下、sol.Al0.1～1％，N0.01％以下、Ti0.2％以下、余量Fe和不可避免的雜質(zhì)，并且滿足下述(1)式的高強(qiáng)度冷軋鋼板而達(dá)成。
1≤([Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)… (1)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
此外，此高強(qiáng)度冷軋鋼板，可以通過一種制造方法而制造，此制造方法包括將具有上述組成的鋼板坯加熱至1080～1350℃的工序；將加熱后的鋼板坯在(Ar3相變點-20)～(Ar3相變點+150)℃的終軋溫度下進(jìn)行熱軋，制得熱軋鋼板的工序；將熱軋鋼板在滿足下述(5)式的卷取溫度CT下進(jìn)行卷取的工序；以50～90％的軋制率對卷取后的熱軋鋼板進(jìn)行冷軋，制得冷軋鋼板的工序；和在750～870℃下對冷軋鋼板進(jìn)行連續(xù)退火，或者在600～750℃下進(jìn)行裝箱退火的工序。
480≤CT≤580+0.17/{([Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}… (5)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。


圖1是表示sol.Al量和r值、TS的關(guān)系的圖。
圖2是表示[Si]+10×[P]和r值的關(guān)系的圖。
具體實施例方式
本發(fā)明人對各種合金元素對IF高強(qiáng)度冷軋鋼板的r值的影響進(jìn)行研究，得到以下結(jié)果。
i)與以往的高強(qiáng)度冷軋鋼板相比，更加大量添加sol.Al，則r值顯著提高。特別是此效果在添加0.4％以上Mn的情況下更為顯著。
ii)添加Si、P有助于提高r值。
iii)通過使P、sol.Al、Ti，以及根據(jù)需要添加的Nb的量，和熱軋后的卷取溫度適當(dāng)，可以得到較高的r值。
本發(fā)明是以這樣的結(jié)果為基礎(chǔ)而完成的，以下進(jìn)行詳細(xì)說明。
1)sol.Al量和r值為了對sol.Al量和r值的關(guān)系進(jìn)行研究，進(jìn)行以下的實驗。
使C0.002％、Si0.25％、P0.08％、S0.007％、Nb0.015％、Ti0.03％、N0.002％、B0.001％為一定，將sol.Al量在0.01～1.2％之間變動，Mn量在0.6～1.8％之間變動的鋼板坯加熱至1250℃，其后進(jìn)行熱軋，使之成為板厚3mm的熱軋鋼板，在580℃下進(jìn)行1hr的模擬卷取的熱處理。對此熱軋鋼板進(jìn)行冷軋，使之成為板厚為0.75mm的冷軋鋼板，在820℃進(jìn)行60秒的連續(xù)退火，進(jìn)行延伸率為0.7％的表面光軋。r值和TS通過以下的方法測定。
從軋制方向、相對軋制方向成45°方向，相對軋制方向成90°方向采取JIS5號試驗片，測定相對各方向的r值、TS，求出通過以下算式表示的鋼板面內(nèi)的平均值。
平均值＝([T0]+2[T45]+[T90])/4其中，[T0]為軋制方向的r值或者TS值，[T45]為相對軋制方向成45°方向的r值或者TS值，[T90]為相對軋制方向成90°方向的r值或者TS值。
在圖1中表示sol.Al量與r值、TS的關(guān)系。在圖中，黑點表示Mn量為1.8％時的結(jié)果，白點表示sol.Al與Mn的總量為1.8％時的結(jié)果。
Mn量為1.8％時，如果sol.Al在0.1％以上，r值為1.6以上；sol.Al為0.2～0.7％，r值為1.7以上；sol.Al超過0.7％，則r值降低。如果sol.Al在0.1％以上，TS超過460MPa，隨sol.Al量單調(diào)增加。
此時，每1％的sol.Al量的TS增加量為35MPa。由于其與Mn的固溶強(qiáng)化能大致相同，因此如果使sol.Al與Mn的總量為1.8％，則可以得到白點所示的將強(qiáng)度保持為一定時的TS和r值的關(guān)系。由此可知通過添加sol.Al，減少Mn，可以以同樣強(qiáng)度得到更高的r值。
此外，如果sol.Al超過1％，那么在板坯的連續(xù)鑄造時，微細(xì)的AlN向奧氏體晶界析出，使晶界脆化，在板坯的彎曲矯正時以及其后的粗軋時，在板坯表面容易產(chǎn)生裂紋。由于這種板坯表面的裂紋，容易產(chǎn)生銹皮性的表面缺陷，使最終產(chǎn)品的表面質(zhì)量顯著降低。
根據(jù)以上結(jié)果，即使TS超過400MPa，如果使sol.Al量為0.1～1％，優(yōu)選為0.2～0.7％，則也可以得到1.6以上，優(yōu)選1.7以上的高r值。
使sol.Al量為0.1～1％時可以得到高r值的理由如下。即，由于Al是使相變點Ar3上升的元素，因而在熱軋時，奧氏體向鐵素體相變后，在高溫的α區(qū)域促進(jìn)碳化物的析出，使固溶C減少，并使碳化物粗大化，因此形成在退火時有利于r值的再結(jié)晶集合組織，使r值提高。此外，基于Al的冷軋組織的變化等，也有助于r值的提高。
2)Si、P量與r值為了研究Si、P量與r值的關(guān)系，使用使C0.002％、Mn1％、S0.007％、sol.Al0.25％、Nb0.02％、Ti0.01％、N0.002％、B0.001％為一定，Si量在0.005～1.5％之間變動，P量在0.003～0.15％之間變動的鋼板坯，進(jìn)行與1)的情況相同的實驗。
在圖2中表示[Si]+10×[P]與r值的關(guān)系。圖中的數(shù)字表示Si量。
可知在sol.Al量為0.25％的本發(fā)明鋼中，如果滿足下述(2)式，則可以得到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(質(zhì)量％)。
然而，由于如果Si、10×P的量都超過1.5％，則r值變差，因而使Si、P的量分別在1.5％以下、0.15％以下。
而且，在向本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板實施合金化熱鍍鋅的情況下，由于元素容易引起鍍覆的附著不良，因而優(yōu)選使Si量在0.5％以下，P量在0.08％以下。此外，由于Si、P是有助于鐵素體的固溶強(qiáng)化的元素，因而優(yōu)選Si在0.003％以上，P量在0.01％以上。
3)其他成分CC與Ti或者Nb結(jié)合形成碳化物。如果其量超過0.015％，則此碳化物量變大，r值顯著降低，因此優(yōu)選C量在0.015％以下，優(yōu)選在0.008％以下，更為優(yōu)選不足0.004％。而且，C還具有通過以TiC、NbC形式析出強(qiáng)化，而使強(qiáng)度增加的效果。因此，例如在TS為440MPa左右的鋼中，含有0.004％以上是有效的。也就是如果使C量為0.004～0.008％，添加Ti、Nb，使它們與C的原子比為1.0以上，則可以抑制r值的降低，提高強(qiáng)度。由于在C量不足0.0005％的情況下，退火時鐵素體晶粒粗大化，沖壓成形時容易產(chǎn)生表面粗糙，因此優(yōu)選C量在0.0005％以上。
MnMn是通過固溶強(qiáng)化使強(qiáng)度增加的元素，是IF高強(qiáng)度冷軋鋼板不可缺少的元素。為了得到340MPa以上的TS，需要使Mn量在0.4％以上。另一方面，由于如果其量超過3％，則r值顯著降低，因此使Mn量在3％以下，優(yōu)選在2％以下，更為優(yōu)選在1.5％以下。
Mn量增大則r值降低的原因未必明確，但是認(rèn)為是因為Mn與固溶C相互作用，而使r值降低。而且，由于Mn使Ar3相變點降低，而使熱軋時析出的碳化物微細(xì)化，或者使碳化物的析出延遲而使固溶C增加，因此不形成退火時有利于r值的再結(jié)晶組織，而使r值降低。
SS作為硫化物存在于鋼中。由于其量如果超過0.02％則導(dǎo)致延展性變差，因而使S量在0.02％以下，優(yōu)選在0.01％以下。從除銹性的觀點出發(fā)，優(yōu)選S量在0.004％以上。
N如果N量超過0.01％，則在板坯的連續(xù)鑄造時，微細(xì)的AlN、NbN、Nb(C、N)在奧氏體晶界析出，使晶界脆化，在板坯鑄造時，以及其后的粗軋時，在板坯表面容易產(chǎn)生裂紋。因此，使N量在0.01％以下。雖然優(yōu)選N量越小越好，但是以現(xiàn)有的制鋼技術(shù)，0.001％左右就是界限。
TiTi具有使熱軋后的晶粒微細(xì)化，或者與C或N形成析出物，使固溶C、N減少，使r值提高的效果。為了充分發(fā)揮這樣的Ti的效果，需要添加Ti以滿足下述的(1)式。
1≤([Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)… (1)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
然而，由于即使Ti量超過0.2％，r值也上升很小，因此使Ti量在0.2％以下。在對本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板實施合金化熱鍍鋅的情況下，從防止鍍層不均勻的觀點出發(fā)，優(yōu)選Ti量在0.04％以下。此外，為了確實得到基于添加Ti的高r值，優(yōu)選Ti量在0.005％以上。
余量為Fe以及不可避免雜質(zhì)。
在上述成分之外，還優(yōu)選添加0.002％以上的Nb，得到較高的r值。此時，需要調(diào)整Nb、Ti、C、N的量以滿足下述的(3)式。
1≤([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)… (3)
其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
然而，如果Nb量超過0.02％，則在板坯的連續(xù)鑄造時，微細(xì)的NbN、Nb(C、N)在奧氏體晶界析出，使晶界脆化，在板坯鑄造時，以及其后的粗軋時，在板坯表面容易產(chǎn)生裂紋。因此，使Nb量在0.02％以下。
而且，如果添加0.0001％以上的B，則耐二次加工脆性提高。然而，如果B量超過0.003％，則耐二次加工脆性的改善效果變小，相反導(dǎo)致r值降低以及軋制負(fù)荷增大。因此，使B量在0.003％以下。
此外，為了進(jìn)一步提高強(qiáng)度，改善耐二次加工脆性，提高r值，可以從Cu0.03～0.5％、Ni0.03～0.5％、Cr0.03～0.5％、Mo0.05～0.3％、V0.005～0.5％中選擇添加至少一種元素。此時，由于Cu、Cr使表面質(zhì)量變差，因此使它們的量在0.5％以下。由于添加Ni會大幅地增加成本，因此使其量在0.5％以下。Mo雖然對耐二次加工脆性的不良影響小，并且有助于提高強(qiáng)度，但是由于使屈服點增加，使沖壓部件的表面精度變差，因而使其量在0.3％以下。V也是雖然對耐二次加工脆性的不良影響小并且有助于提高強(qiáng)度，但是由于如果超過0.5％則會大幅地增加成本，因此使其量在0.5％以下。優(yōu)選在添加Cu時，使Ni與Cu當(dāng)量含有。
為了提高鍍鋅外觀、鍍鋅附著性、疲勞特性、沖壓成形時的沖壓部的韌性等，含有從Sb0.002～0.2％、Sn0.002～0.2％中選擇的至少一種元素，并且滿足下述的(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(質(zhì)量％)。
通過添加Sb、Sn，可以防止板坯加熱時，卷取時，在裝箱退火爐(BAF)、連續(xù)退火生產(chǎn)線(CAL)、連續(xù)熱鍍鋅生產(chǎn)線(CGL)等進(jìn)行退火時的表層氮化以及氧化，可以改善鍍層不均勻以及附著性劣化。此外，可以防止鋅浴中的鋅氧化物的附著，提高鍍覆外觀。而且，Sb、Sn可以減少表面氧化，抑制疲勞特性的劣化以及沖壓成形后的韌性的劣化。
然而，如果Sb、Sn的量都超過0.2％，則會使鍍鋅的附著性以及韌性都變差。
4)制造方法本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板，通過一種制造方法而制造，此制造方法包括將具有上述成分的鋼板坯加熱至1080～1350℃的工序；將加熱后的鋼板坯在(Ar3相變點-20)～(Ar3相變點+150)℃的終軋溫度下進(jìn)行熱軋，制得熱軋鋼板的工序；在不添加Nb的情況下，將熱軋鋼板在滿足下述(5)式的卷取溫度CT下進(jìn)行卷取，在添加Nb的情況下，將熱軋鋼板在滿足下述(6)式的卷取溫度CT下進(jìn)行卷取的工序；以50～90％的軋制率對卷取后的熱軋鋼板進(jìn)行冷軋，制得冷軋鋼板的工序；和在750～870℃下對冷軋鋼板進(jìn)行連續(xù)退火，或者在600～750℃下進(jìn)行裝箱退火的工序。
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(質(zhì)量％)。
鋼板坯，為了使在板坯中生成的Fe-Ti-P、Fe-Nb-P的P化合物充分固溶，需要使熱軋前的加熱溫度SRT在1080℃以上。然而，如果超過1350℃，則表面質(zhì)量變差，因此需要使SRT在1350℃以下。
為了得到優(yōu)良的外觀，優(yōu)選不僅除去一次銹皮，也要充分除去熱軋時生成的二次銹皮。在熱軋中也可以通過板帶加熱器進(jìn)行加熱。
為了使熱軋后的組織微細(xì)化，需要使熱軋的終軋溫度FDT為(Ar3相變點-20)～(Ar3相變點+150)℃。
熱軋后的卷取溫度，給添加Al、P、Ti，以及根據(jù)需要而添加Nb的本發(fā)明的冷軋鋼板的r值帶來很大影響。這是因為在添加P的IF鋼中，容易產(chǎn)生不利于上述r值的Fe-Ti-P以及Fe-Nb-P的P化物。一般地，如果使卷取溫度為高溫，使析出物粗大化，并且使固溶C減少，則r值顯著提高。然而，如果使卷取溫度超過適當(dāng)?shù)臏囟榷鵀楦邷?，則生成上述的P化物，使r值顯著降低。
因此，對各種添加Al、P、Ti，以及根據(jù)需要添加Nb的鋼，研究最適當(dāng)?shù)臏囟?，其結(jié)果得知卷取溫度CT，在不添加Nb的情況下，如果超過580+0.17/{([Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}，在添加Nb的情況下，如果超過580+0.17/{(0.6×[Nb]+[Ti]+0.08×[sol.Al])×[P]}，則生成P化物，r值顯著降低。此外，如果卷取溫度低于480℃，即使P化物不生成，卷取時的碳化物的析出也不充分，r值變差。因此，卷取溫度CT需要滿足上述(5)式或者(6)式。
優(yōu)選在上述(5)式和(6)式的(上限值-40)～(上限值)℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行卷取。
在冷軋中，從提高r值的觀點出發(fā)，需要使軋制率為50～90％，優(yōu)選為65～80％。
退火溫度AT，在CAL或者CGL進(jìn)行連續(xù)退火的情況下，需要為750～870℃。在低于750℃的溫度下，再結(jié)晶不充分，不能穩(wěn)定得到高r值。此外，拉伸性等特性也顯著變差。在超過870℃的溫度下，含Mn量多的鋼板超過Ar3相變點而進(jìn)行退火，強(qiáng)度極大增加，拉伸性、r值顯著變差。為了穩(wěn)定得到較高的r值、高的拉伸性，優(yōu)選在820℃以上的溫度進(jìn)行退火。此外，在BAF進(jìn)行退火的情況下，由于退火時間長，需要使退火溫度AT為600～750℃。
對于退火后的冷軋鋼板，根據(jù)需要，可以通過電鍍或者熔融鍍，實施含鋅的鍍覆。作為含鋅的鍍覆，可以舉出鍍鋅、合金化鍍鋅、鍍鋅-鎳合金等。此外，也可以在鍍后進(jìn)行有機(jī)被膜處理。
實施例對表1所示的鋼No.A～X進(jìn)行煉制后，將其連續(xù)鑄造成230mm厚的板坯。對此板坯在表2所示的加熱溫度SRT下進(jìn)行再加熱后，在表2所示的終軋溫度FDT下熱軋至3.2mm，以表2所示的卷取溫度CT進(jìn)行卷取。將此熱軋板冷軋至板厚0.8mm后，以表2所示的退火溫度AT，通過CAL、CGL、BAF進(jìn)行退火，進(jìn)行延伸率為0.8％的表面光軋，制成鋼板No.1～34。在CGL中，將退火后的鋼板浸漬在460℃的熔融鋅鍍浴中，其后在串聯(lián)合金化處理爐中，在500℃下進(jìn)行合金化處理。鍍覆單位面積重量每側(cè)為45g/m2。
通過上述方法測定r值以及TS值。此外，通過目視檢查表面缺陷，對表面質(zhì)量進(jìn)行調(diào)查。
將結(jié)果在表2表示。
在表1和表2中，處于最上端的算式中的[Nb]，在不添加Nb的情況下為0。
在作為本發(fā)明例的鋼板的No.1～24中，如果TS為340～400MPa，可以得到1.8以上的r值，TS為400～590MPa，可以得到1.6以上的r值，表面質(zhì)量也良好。此外，與相同強(qiáng)度的比較例相比，可知本發(fā)明例的r值明顯高。特別是如果Mn量超過1％，則其效果更為顯著。
另一方面，在比較例的鋼板No.25～34中，如果TS為340～400MPa，則可以得到1.8以上的r值，TS為400～590MPa，可以得到1.6以上的r值。在與Mn量高的以往的高強(qiáng)度冷軋鋼板相當(dāng)?shù)匿摪錘o.27、28、29中，r值低。此外，在鋼板No.30、31、32、33、34中，(Nb+Ti)/(C+N)比、C、Si、Mn、P、sol.Al、Nb分別在本發(fā)明范圍之外，r值低。其中C量、(Nb+Ti)/(C+N)比不適當(dāng)，與固溶C、Mn共存的以往的低碳高強(qiáng)度鋼板相當(dāng)?shù)匿摪錘o.30中，即便使sol.Al變高，也不能得到高r值。此外，在Nb或者Nb與sol.Al在本發(fā)明范圍外的鋼板的No.31、34中，表面質(zhì)量差。
對與以往的軟質(zhì)冷軋鋼板SPC270F相當(dāng)?shù)匿摪錘o.25和向其中大量添加sol.Al量的鋼板No.26進(jìn)行比較，可知如果Mn、P量低，即使添加sol.Al，提高r值的效果也小。
表(質(zhì)量％)

下劃線部分發(fā)明范圍之外表2

※1超過800℃，則標(biāo)以“-”。
※2○表示沒有表面缺陷或者在允許范圍內(nèi)，×表示銹皮性表面缺陷使表面劣化。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，含有C0.015％以下、Si1.5％以下、Mn0.4～3％、P0.15％以下、S0.02％以下、sol.Al0.1～1％，N0.01％以下、Ti0.2％以下、余量Fe和不可避免的雜質(zhì)，并且滿足下述(1)式，1≤([Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)… (1)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計含有sol.Al0.2～0.7％。
3.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，滿足下述(2)式，0.3≤[Si]+10×[P]≤1.4… (2)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
4.如權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，滿足下述(2)式，0.3≤[Si]+10×[P]≤1.4… (2)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
5.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計，還含有Nb0.002～0.02％，并且滿足下述(3)式，1≤([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14) …(3)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
6.如權(quán)利要求4所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計，還含有Nb0.002～0.02％，并且滿足下述(3)式，1≤([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12+[N]/14)… (3)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
7.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計，還含有B0.0001～0.003％。
8.如權(quán)利要求6所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計，還含有B0.0001～0.003％。
9.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計，還含有從Cu0.03～0.5％、Ni0.03～0.5％、Cr0.03～0.5％、Mo0.05～0.3％、和V0.005～0.5％中選擇的至少一種元素。
10.如權(quán)利要求8所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計，還含有從Cu0.03～0.5％、Ni0.03～0.5％、Cr0.03～0.5％、Mo0.05～0.3％、和V0.005～0.5％中選擇的至少一種元素。
11.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，還含有從Sb0.002～0.2％以及Sn0.002～0.2％中選擇至少一種元素，并且滿足下述的(4)式，0.002≤[Sb]+[Sn]/2≤0.2…(4)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
12.如權(quán)利要求10所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，還含有從Sb0.002～0.2％以及Sn0.002～0.2％中選擇至少一種元素，并且滿足下述的(4)式，0.002≤[Sb]+[Sn]/2≤0.2… (4)其中，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
13.一種高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，包括將具有如權(quán)利要求1～12所述的任何一種組成的鋼板坯加熱至1080～1350℃的工序；將所述加熱后的鋼板坯在(Ar3相變點-20)～(Ar3相變點+150)℃的終軋溫度下進(jìn)行熱軋，制得熱軋鋼板的工序；將所述熱軋鋼板在滿足下述(5)或(6)式的卷取溫度CT下進(jìn)行卷取的工序；以50～90％的軋制率對所述卷取后的熱軋鋼板進(jìn)行冷軋，制得冷軋鋼板的工序；和在750～870℃下對所述冷軋鋼板進(jìn)行連續(xù)退火，或者在600～750℃下進(jìn)行裝箱退火的工序，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(質(zhì)量％)。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，含有C0.015％以下、Si1.5％以下、Mn0.4～3％、P0.1 5％以下、S0.02％以下、sol.Al0.1～1％、N0.01％以下、Ti0.2％以下、余量Fe和不可避免的雜質(zhì)，并且滿足1≤([Ti]/48)/([C]/12+[N] /14)，其中，[M]表示元素M的含量。本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板，TS為340～590MPa，具有優(yōu)良的深沖壓成形性，因此適用于側(cè)外壁板以及車門內(nèi)壁板這樣的難于成形的汽車部件。
文檔編號C22C38/04GK1661127SQ20051005171
公開日2005年8月31日 申請日期2005年2月25日 優(yōu)先權(quán)日2004年2月25日
發(fā)明者小野義彥, 北野總?cè)? 長瀧康伸, 田中靖, 安藤壽規(guī) 申請人:杰富意鋼鐵株式會社