CN101595235B - 高张力冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

拉伸强度为340MPa以上的高张力冷轧钢板，其具有如下组成：按质量％计，含有C：0.001～0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、N：0.0080～0.0250％，并且固溶状态的N为0.0050％以上、N/Al为0.30以上、N/C为0.40以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且具有由按体积率计95.0～99.5％的铁素体相和0.5～5.0％的低温生成相构成的复合组织。该钢板不大量含有高价的合金元素，即使退火后的冷却速度变化，也能够容易且廉价地制造屈服比55％以下的、冲压成形性优良的340MPa级～440MPa级高张力冷轧钢板或热镀锌钢板。

Description

高张力冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及主要在电机、建材、汽车领域中适合作为部件的、拉伸强度(tensile strength)为340MPa以上、约500MPa以下的340MPa级～440MPa级的高张力冷轧钢板，特别是涉及成形性的提高。其中，在此所说的“钢板(steel sheet)”包括带钢(steel band)。

背景技术

通常，在电机领域或汽车领域中，使用拉伸强度为270MPa级的软质钢板(mild steel)的情况多。但是，近年来，在该领域中，使用高张力钢板作为原材的情况也有增加的倾向。例如，在汽车领域中，从地球环境的保护(environment protection of the earth)的观点出发，强烈要求改善汽车耗油量，为了实现部件的轻量化，应用高张力钢板实现薄壁化是有效的，因此高张力钢板的应用正在增加。另外，从车辆冲撞时的乘员保护的观点出发，还要求提高汽车车体的安全性，为了实现部件的高强度化，因此，作为使用材料，应用高张力钢板的情况增加。另外，最近，在家电领域(consumer-electronics industry)中，也随着销售竞争的激化，原材的低成本化的要求提高，并且有降低运输成本(freight cost)的要求，这都指向部件的轻量化，因此，作为原材，应用高张力钢板的倾向增加。另外，在电池壳、油桶等罐桶的领域中，也期待电池容量的增加、耐压强度的增加和轻量化等，因此考虑使用高张力钢板作为原材。

但是，由于将钢板作为原材的部件大多通过冲压加工成形，因此要求所使用的高张力钢板具备优良的冲压成形性。作为成形性优良的钢板，已经开发有各种复合组织钢板(multi-phase steel)。作为复合组织钢板的代表，可以例示具有软质的铁素体和硬质的马氏体的复合组织的钢板。该钢板是屈服比(yield ratio)低，强度-延展性平衡性优良，还具有优良的烧结硬化性(bake-hardenable)的钢板。另外，屈服点延伸率也低，因此也可以防止不均匀图案状(non-uniform pattern)的表面缺陷的发生。

作为这种钢板的制造方法，例如日本特开2000-109966号公报公开了如下加工性优良的热镀锌高张力钢板的制造方法，将含有C：0.005～0.15％、Mn：0.3～3.0％、Mo：0.05～1.0％、或进一步含有Cr：0.05～1.0％的镀敷用母板，在Ac₁相变点以上、Ac₃相变点以下的温度下至少进行一次退火、冷却，然后加热到Ac₁相变点～Ac₃相变点的温度范围，以与合金元素的含量对应的临界冷却速度以上在从该加热温度到至少镀液温度的温度区域进行冷却，然后进行热镀锌，以与合金元素的含量对应的临界冷却速度以上在镀敷后到300℃的温度区域进行冷却。根据日本特开2000-109966号公报所记载的技术，能够制造形成铁素体和马氏体的复合组织，具有屈服比在55％以下的低屈服比，表现出优良的加工性，并且镀敷性、耐粉末化(resistance to powdering)优良的热镀锌高张力钢板。

但是，根据日本特开2000-109966号公报所记载的技术，为了稳定得到复合组织，需要大量添加对提高淬透性(hardenability)的贡献大的Mo、Mn、以及Cr等合金元素，因此这种钢板的制造成本高涨，存在经济上变得不利的问题。

针对上述问题，日本特开2002-20834号公报公开了含有N：0.03～2.0％、马氏体的体积率为3～30％、形状冻结性(shape fixability)优良的低屈服比高强度钢板。根据日本特开2002-20834号公报所记载的技术，通过在热轧后，在550～800℃的温度区域，在含有2％以上的氨的气氛中进行处理(退火)，能确保上述的N含量。N对奥氏体相的稳定化有效，根据日本特开2002-20834号公报所记载的技术，在不大量添加Mo、Mn、以及Cr等合金元素的情况下，能够使钢板组织成为含有马氏体相的复合组织。

另外，日本特开2002-146478号公报公开了如下高张力冷轧钢板，其具有如下组织：含有C：0.025～0.15％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，并且N/Al为0.30以上，含有0.0010％以上的固溶状态的N，以面积率计含有80％以上的铁素体相，并且以面积率计含有5％以上的马氏体相作为第2相。日本特开2002-146478号公报中所记载的钢板，拉伸强度为440MPa以上，具有高r值(r值＝兰克福特值(lankford value))、优良的应变时效硬化性和常温非时效性。

但是，日本特开2002-20834号公报记载的技术中，在含有氨的气氛中的退火是高价的，另外，为了进行在含有氨的气氛中的退火，需要对现有的退火设备的大规模改造等，因此存在经济方面的问题。另外，日本特开2002-146478号公报记载的技术中，从实施例可知，大概将拉伸强度超过500MPa的区域作为对象，作为电机用、罐用时，存在强度过高而难以确保希望的加工性(特别是延展性(ductility))的问题。并且，在为了在冷轧后进行装箱退火、然后进行连续退火的制造成本方面存在问题。

发明内容

本发明的目的在于，提供有效地解决上述现有技术的问题，具有与软钢相当的、尽可能降低高价的合金元素的含量的组成，冲压成形性优良的340MPa级～440MPa级高张力冷轧钢板及其制造方法。

本发明人为了实现上述目的，需要在不大量含有Cr、Mo等高价的合金元素的情况下，稳定地确保由软质的铁素体相和硬质的马氏体相等构成的复合组织的钢板组织，鉴于此，深入研究了影响这种复合组织的形成的各种因素。结果发现，着眼于以往并没有积极利用的N，并且通过将N的含量调整到适当范围内，即使在不大量含有Cr、Mo等高价的合金元素，退火后的冷却速度低而难以得到复合组织的条件下，也能稳定地形成如上所述的复合组织，稳定地确保55％以下的低屈服比，从而能得到成形性优良的高张力冷轧钢板。

首先，说明成为本发明基础的实验结果。

将按质量％计0.011％C-0.001％N-1.5％Mn系(C系)组成和0.001％C-0.013％N-1.5％Mn系(N系)组成的两种钢进行熔炼，制作薄板坯(sheet bar)。将这些薄板坯加热到1200℃，均匀加热后，通过调整成终轧结束温度为900℃的三道次的热轧，制作板厚为4.0mm的热轧板。另外，在终轧结束后，对得到的热轧板进行相当于卷材卷取处理的热处理(600℃×1小时)。然后，进行轧制率为75％的冷轧，制作板厚为1.0mm的冷轧板。然后，将这些冷轧板加热到作为两相区域的800℃，保持60秒，然后对其进行以平均在8～500℃/s范围内的各种冷却速度冷却到300℃的退火处理(anneal treatment)，然后进行酸洗(pickling treatment)。另外，此实验中没有进行表面光轧(skin passmill)。

从得到的钢板采集以与轧制方向正交的方向作为试验片的长度方向、JIS(Japanese Industrial Standards)13号B试验片的平行部长度的1/2的一半尺寸的拉伸试验片，按照JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，求出拉伸特性。在图1中表示得到的结果。另外，屈服比(％)设为由(屈服强度/拉伸强度)×100(％)定义的值。另外，屈服强度在能够确认屈服点时选取下屈服点，在屈服点不确定时采用0.2％弹性极限应力(proof stress)。

从图1发现，N系组成与C系组成相比，在退火后的广的冷却速度范围内，屈服强度(下屈服点)、屈服延伸率容易降低，因此容易确保低的屈服比。即，通过具有N系组成，即使与C系组成相比冷却速度缓慢，也能够稳定地使钢板组织成为由软质的铁素体相和适量的硬质的相构成的复合组织，能够稳定地确保优良的成形性。关于其原因，到目前为止还不清楚详细的情况，本发明人如下认为。

在将冷轧板加热到两相区域(铁素体+奥氏体)或奥氏体区域的低温区域而进行冷却的退火处理的冷却时，在C系组成中，奥氏体相容易分解为铁素体相和粗大的渗碳体，难以形成贝氏体铁素体(bainiticferrite)和马氏体等低温生成相(low-temperature transformation phase)。对此，可以推测，在N系组成中，在退火处理的冷却时难以生成氮化物，因而奥氏体相到低温为止都稳定，容易形成贝氏体铁素体和马氏体等低温生成相。通过其后的进一步实验发现，这种利用N的奥氏体相的稳定化在N/C值为0.40％以上的范围内显著。

本发明是基于上述的发现进一步研究而完成的。即，本发明的要点如下。

(1)拉伸强度为340MPa以上的高张力冷轧钢板，其特征在于，具有如下组成：按质量％计，含有C：0.001～0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、N：0.0080～0.0250％，并且固溶状态的N为0.0050％以上、N/Al为0.30以上、N/C为0.40以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，组织是具有按体积率计为95.0～99.5％的铁素体相和按体积率计为0.5～5.0％的低温生成相的复合组织。

(2)根据(1)的高张力冷轧钢板，其特征在于，在钢板表面具有热镀锌层、合金化热镀锌层和电镀锌层中的任一个作为镀层。

(3)拉伸强度为340MPa以上的高张力冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序和退火工序而制造冷轧钢板时，所述热轧工序是将所述钢原材加热到1000℃以上的加热温度，进行粗轧而制成薄板坯，然后对该薄板坯进行终轧输出侧温度为800℃以上的终轧，在750℃以下的卷取温度进行卷取，从而制作热轧板的工序；所述冷轧工序是对该热轧板进行酸洗和冷轧而制作冷轧板的工序；所述退火工序是将该冷轧板加热到Ac₁相变点～(Ac₃相变点+50℃)范围的温度，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域的工序，其中，使所述钢原材具有如下组成：按质量％计，含有C：0.001～0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、N：0.0080～0.0250％，并且N/Al为0.30以上、N/C为0.40以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

(4)根据(3)的高张力冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序后，实施在钢板表面形成电镀锌层的电镀锌处理工序。

(5)拉伸强度为340MPa以上的高张力冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序和退火-热镀锌处理工序而制造冷轧钢板时，所述热轧工序是将所述钢原材加热到1000℃以上的加热温度，进行粗轧而制成薄板坯，然后对该薄板坯进行终轧输出侧温度为800℃以上的终轧，在750℃以下的卷取温度进行卷取，从而制作热轧板的工序；所述冷轧工序是对该热轧板进行酸洗和冷轧而制作冷轧板的工序；所述退火-热镀锌处理工序是将该冷轧板加热到Ac₁相变点～(Ac₃相变点+50℃)范围的温度，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到500℃以下，接着进行在钢板表面形成热镀锌层的热镀锌处理，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域的工序，其中，使所述钢原材具有如下组成：按质量％计，含有C：0.001～0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、N：0.0080～0.0250％，并且N/Al为0.30以上、N/C为0.40以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

(6)拉伸强度为340MPa以上的高张力冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序和退火-合金化热镀锌处理工序而制造冷轧钢板时，所述热轧工序是将所述钢原材加热到1000℃以上的加热温度，进行粗轧而制成薄板坯，然后对该薄板坯进行终轧输出侧温度为800℃以上的终轧，在750℃以下的卷取温度进行卷取，从而制作热轧板的工序；所述冷轧工序是对该热轧板进行酸洗和冷轧而制作冷轧板的工序；所述退火-合金化热镀锌处理工序是将该冷轧板加热到Ac₁相变点～(Ac₃相变点+50℃)范围的温度，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到500℃以下，接着进行在钢板表面形成热镀锌层的热镀锌处理，然后进行使该热镀锌层成为合金化热镀锌层的合金化处理，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域的工序，其中，使所述钢原材具有如下组成：按质量％计，含有C：0.001～0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、N：0.0080～0.0250％，并且N/Al为0.30以上、N/C为0.40以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

附图说明

图1是表示钢板组成对退火后的冷却速度和拉伸特性的关系的影响的图。

具体实施方式

本发明的钢板是拉伸强度为340MPa以上、约500MPa以下的340MPa级～440MPa级的高张力冷轧钢板。

首先，说明限定本发明钢板的组成的理由。以下，将组成的质量％简单记为％。

C：0.001～0.05％

C是使钢板高强度化的强化元素，并且是具有富集于奥氏体相而使奥氏体相稳定的作用的元素，在本发明中是重要元素之一。为了得到上述的效果，需要0.001％以上的含量。另外，如果使C小于0.001％，则存在脱碳需要很长时间，成本高的问题。另一方面，如果含量超过0.05％，则低温生成相的形成量增多，强度变得过高，从而不能确保希望的强度和延展性。基于这种原因，将C限定在0.001～0.05％的范围内。另外，优选为0.008～0.04％，更优选为0.01～0.035％，进一步优选为0.01～0.029％。

Si：0.4％以下

Si是在不降低钢的延展性的情况下，能够使钢板高强度化的有用的强化元素，而且Si在退火工序中具有抑制碳化物的生成而提高未相变奥氏体相的稳定性的作用。为了得到上述的效果，优选含有0.001％以上，更优选含有0.01％以上。另一方面，如果含量超过0.4％，则对表面性状、化学转化处理(chemical conversion treatment)性等表面美丽性带来不良影响，并且为了确保表面美丽性，需要进行长时间的酸洗处理，因此导致制造成本的高涨。基于这种原因，将Si限定在0.4％以下。另外，在更要求表面的美丽性的用途中，优选限定在0.3％以下。

Mn：0.5～2.0％

Mn是提高淬透性的元素，对钢板的强度增加有很大贡献，并且也具有富集于奥氏体而对奥氏体相的稳定化作出贡献的效果。另外，Mn是与S结合而防止S引起的热裂(hot tearing)的有效的元素，含量优选与含有的S量对应。为了得到上述效果，需要含有0.5％以上。另一方面，如果含量超过2.0％，则上述的效果饱和，并且使加工性和点焊接性显著下降。因此，Mn限定在0.5～2.0％的范围内。另外，在要求优良的成形性的用途中，优选在1.8％以下。

P：0.08％以下

P是具有使钢强化的作用的元素，可以与希望的强度对应而含有0.005％以上，但超过0.08％的大量含有使焊接性和加工后的低温韧性下降。因此，P限定在0.08％以下。另外，在要求优良的焊接性或优良的韧性的用途中，优选在0.05％以下。从焊接性和韧性的观点出发，更优选在0.03％以下。

S：0.005％以下

S是在钢中作为硫化物类夹杂物存在，使钢板的延展性、成形性，特别是延伸凸缘成形性下降的元素，优选尽可能减少，而如果减少到0.005％以下，则达到对延伸凸缘成形性的不良影响能够允许的程度。因此，S限定在0.005％以下。另外，在要求更优良的延伸凸缘成形性和优良的焊接性的用途中，优选在0.003％以下。

Al：0.05％以下

Al是作为脱氧剂起作用，提高钢板的清洁度，并且对钢板组织的微细化有贡献的有用的元素。为了得到上述效果，优选含有0.001％以上，更优选含有0.005％以上，但超过0.05％的大量含有使钢板的表面性状降低，并且引起固溶N量的显著下降，通过利用固溶N的奥氏体相的稳定化而形成的硬质的低温生成量下降，从而难以形成希望的复合组织。因此，本发明中Al限定在0.05％以下。另外，从材质的稳定性的观点出发，优选为0.001％～0.03％。

N：0.0080～0.0250％

N与C同样，具有富集于奥氏体相而使奥氏体相稳定的作用，是在退火工序的冷却时对硬质的低温生成相的形成起有效作用的元素，为了使优选的冲压成形性表现出来，是本发明中重要的元素。另外，N还具有降低钢的相变点的作用，在不希望进行使相变点大幅度降低的热轧时，添加N是有效的。为了得到上述效果，需要0.0080％以上的含量。另一方面，超过0.0250％的含量导致钢板的内部缺陷的发生率变高，并且连续铸造时的铸片裂纹等的发生变得显著。因此，N限定在0.0080～0.0250％的范围内。另外，从考虑整个制造工序的材质的稳定性、成品率的提高的观点出发，优选为0.0100～0.0180％。另外，这种程度的N含量对钢板的焊接性完全没有不良影响。

固溶状态的N：0.0050％以上

为了实现奥氏体相的稳定化，形成希望量的硬质的低温生成相，稳定地确保希望的复合组织，确保固溶状态的N在0.0050％以上很重要。另外，在退火处理的冷却时的冷却速度缓慢，并且需要稳定地确保硬质的低温生成相时，固溶状态的N量优选在0.0080％以上。上限可以是固溶极限的N量，但0.020％即足够。在此所说的“固溶状态的N”是指从钢中的全部N量减去析出N量的值。另外，在此所说的“析出N量”是指，对从作为对象的钢板采集的样品，在乙酰丙酮类的电解液中进行恒定电位电解法，通过化学分析提取的残渣中的N量，而求出的N量。

N/Al：0.30以上

在通过利用N的奥氏体相的稳定化而得到具有希望的复合组织的钢板的本发明中，为了确保预定量以上的固溶状态的N，将起固定N的作用的Al的含量以与N含量的关系而限定在预定范围内是很重要的。在此，N指全部N，Al指全部Al。在本发明中，调整到上述的N、Al范围内，并且将N含量和Al含量之比N/Al调整为0.30以上。由此，确认在退火后能够稳定地确保固溶状态的N在0.0050％以上，能够确保目标成形性。基于这种原因，在本发明中将N/Al限定在0.30以上。而且，优选在0.40以上，更优选在0.50以上。不特别规定上限，但实际上为4。

N/C：0.40以上

C、N均是使奥氏体相稳定的元素，在此，N指全部N，C指全部C。如上所述，与C相比，使用N使奥氏体相稳定化，更能够稳定地确保希望量的低温生成相。特别是，通过将N/C调整为0.40以上，其效果变得显著。基于这种原因，在本发明中将N/C限定在0.40以上。另外，优选在0.50以上。不特别规定上限，但实际上为20。

除了上述的成分之外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以允许含有Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下等。另外，只要在通常的钢组成的范围内含有Ca、REM、Zr等，就没有任何问题。

接着，说明限定本发明钢板的组织的理由。

本发明的钢板是具有作为主相的按相对于全部组织的体积率计为95.0～99.5％的铁素体相、和作为第二相的按相对于全部组织的体积率计为0.5～5.0％的低温生成相的复合组织钢板。如果作为主相的铁素体相按相对于全部组织的体积率计小于95.0％，则难以确保高的延展性，冲压成形性有降低的倾向，从而难以确保作为需要高度的加工性的部件用钢板所要求的冲压成形性。另一方面，为了利用复合组织的优点，作为主相的铁素体相按体积率计必须在99.5％以下。基于这种原因，作为主相的铁素体相按体积率计限定在95.0～99.5％的范围内。另外，在要求更高的延展性的用途中，铁素体相按体积率计优选在97.0％以上。

如果作为第二相的低温生成相按体积率计小于0.5％，则不能够确保屈服比在55％以下的高的冲压成形性。另一方面，如果低温生成相增多，超过5.0％，则延展性显著降低。基于这种原因，作为第二相的低温生成相按体积率计限定在0.5～5.0％的范围内。另外，在要求更高的冲压成形性的用途中，作为第二相的低温生成相按体积率计优选在1％以上。在此，所说的“低温生成相”是指硬质的马氏体相和/或贝氏体铁素体相。

另外，在本发明的钢板中，优选由上述的铁素体相(主相)和低温生成相(第二相)构成的复合组织，但除了上述的主相和第二相之外，还可以允许含有不可避免地生成的若干量(例如按体积率计约2.0％以下)的珠光体相等其他相。在这种情况下，主相和第二相的总量按体积率计为98％以上。

本发明的冷轧钢板，也可以在钢板表面形成热镀锌层、合金化热镀锌层和电镀锌层中的任意一个的镀(表面处理)层。即，本发明的冷轧钢板，可以是在表面具有镀锌层的冷轧钢板，即镀锌冷轧钢板。

接着，说明本发明钢板的优选的制造方法。

本发明的冷轧钢板通过对钢原材(slab)依次实施热轧工序、冷轧工序和退火工序而制造。不特别限制钢原材的制造方法，但在通过转炉等通常的熔炼方法熔炼上述组成的钢水后，通过连续铸造法等通常的方法制作钢原材是优选的。另外，钢原材当然也可以通过铸锭法、薄钢坯铸造法而制造。

对制造的钢原材，接着实施热轧工序。对用于热轧的加热而言，可以应用下述方法的任意一种：根据钢原材的保持热量暂时冷却到室温，然后为了再加热而装入加热炉的方法；不冷却到室温而以温片的状态装入加热炉的方法；或稍微进行保热后立刻轧制的直接输送轧制、直接轧制法。另外，直接输送轧制法是用于有效地确保固溶状态的N的有效的技术之一。

钢原材的加热温度优选在1000℃以上。

如果钢原材的加热温度小于1000℃，作为初始状态，不能够确保预定量的固溶状态的N。另一方面，不特别限定加热温度的上限，但从随着氧化重量增加的锈皮损耗增加的观点出发，优选在1280℃以下。

对加热后的钢原材进行粗轧而制作薄板坯。然后，对薄板坯进行终轧而制作热轧板。终轧是终轧输出侧温度为800℃以上的轧制。通过使终轧输出侧温度为800℃以上，能够制作具有均匀微细的组织的热轧板。如果终轧输出侧温度小于800℃，则得到的热轧板组织不均匀，退火后也残留组织的不均匀，从而在冲压成性时发生各种问题(例如，在不均匀组织部分发生裂纹等)的危险性增大。在终轧输出侧温度为小于800℃的低温时，即使为了回避加工组织的残留而采用高的卷取温度，也产生粗大粒子而在冲压成性时发生各种问题。基于这种原因，将终轧输出侧温度限定在800℃以上。不特别限定终轧输出侧温度的上限，但从防止产生锈皮斑的观点出发，优选在1000℃以下。另外，从进一步提高特性的观点出发，终轧输出侧温度优选在820℃以上。

在终轧结束后，热轧板卷取成卷状，卷取温度优选在750℃以下。随着卷取温度降低，强度有增加的倾向。为了确保作为本发明钢板的目标强度的340PMa以上的拉伸强度，卷取温度优选在750℃以下。另外，不特别限定卷取温度的下限，但从钢板的形状和材质的均匀性的观点出发，优选在200℃以上。如果卷取温度小于200℃，则钢板形状开始显著紊乱，在其后的工序中发生问题的危险性增大，并且有材质均匀性降低的倾向。另外，在更加要求材质的均匀性的用途的情况下，卷取温度优选在300℃以上。

对得到的热轧板，接着实施冷轧工序。冷轧工序是对该热轧板进行酸洗和冷轧而制作冷轧板的工序。酸洗只要是能够除去热轧板表面的锈皮的方法即可，包括常用的酸洗方法，没有特别的限制。另外，在热轧板表面的锈皮极薄时，当然可以不进行酸洗而直接进行冷轧。另外，对冷轧而言，如果能够制作希望的尺寸形状的冷轧板，则轧制率等冷轧条件没有特别的限制。另外，从表面的平坦度、组织的均匀性的观点出发，冷轧轧制率优选在40％以上。

对得到的冷轧板，接着实施退火工序。退火工序是将冷轧板加热到Ac₁相变点～(Ac₃相变点+50℃)范围的温度，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域的工序。另外，冷轧板的退火优选为利用连续退火生产线或连续热镀锌生产线的处理。另外，从提高材料特性的角度出发，并不特别限定冷却速度的上限，但对通常的冷却设备而言，50℃/s的冷却速度是现实的。

如果退火温度小于Ac₁相变点，则退火后没有形成硬质的低温生成相。另一方面，如果退火温度为超过(Ac₃相变点+50℃)的高温，则利用N的奥氏体相的稳定化被稀释，在退火后的冷却时，难以稳定地形成预定量的硬质的低温生成相。因此，退火温度优选为Ac₁相变点～(Ac₃相变点+50℃)的范围的温度。另外，相变点使用由热膨胀测定求出的值。

另外，退火温度的保持时间优选在10～120s。如果退火温度的保持时间小于10s，则有时再结晶和粒生长不充分进行，从而成形性下降。另一方面，如果保持时间长，超过120s，则导致随着退火处理时间增加的经济性的降低。

退火后，优选以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度，从上述的退火温度冷却到350℃以下的温度区域。这意味着钢板温度至少达到350℃之前采用5℃/s以上的平均冷却速度。如果冷却速度小于5℃/s，则难以使第二相为希望的低温生成相。如果冷却超出上述范围，则未相变奥氏体分解为铁素体和渗碳体，难以确保希望的低温生成相。

另外，在本发明中，在上述的退火工序之后，也可以通过进行电镀锌处理、热镀锌处理、或合金化热镀锌处理，以实施在钢板的表面形成镀层的镀敷处理工序。电镀锌处理、热镀锌处理、或合金化热镀锌处理的条件并不需要特别限制，可以应用任何常用的处理方法。另外，在热镀锌处理或合金化热镀锌处理中，为了确保预定量的低温生成相，处理后的冷却需要以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度进行到350℃以下的温度区域的冷却。

另外，优选的是，利用连续热镀锌生产线，连续进行退火和热镀锌处理的退火-热镀锌处理工序，或连续进行热镀锌处理和合金化处理的退火-合金化热镀锌处理工序。

在连续进行退火和热镀锌处理或合金化热镀锌处理时，优选如下的工序。

在连续进行退火和热镀锌处理时，优选将冷轧板加热到Ac₁相变点～(Ac₃相变点+50℃)范围的温度，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到500℃以下，接着进行在钢板表面形成热镀锌层的热镀锌处理，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域的退火-热镀锌处理工序。另外，在连续进行退火、热镀锌处理和合金化处理时，优选将该冷轧板加热到Ac₁相变点～(Ac₃相变点+50℃)范围的温度，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到500℃以下，进行在钢板表面形成热镀锌层的热镀锌处理，然后进行使该热镀锌层成为合金化热镀锌层的合金化处理，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域的退火-合金化热镀锌处理工序。

在任何处理的情况下，如通常进行的那样，加热后冷却到热镀锌液温附近，具体而言冷却到500℃以下，但为了确保预定量的低温生成相，使此时的冷却速度为平均冷却速度5℃/s以上，并且在热镀锌处理后，或如果进行合金化处理则在合金化处理后，以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域。如果平均冷却速度超出上述范围，则未相变奥氏体分解为铁素体和渗碳体，难以确保预定量的低温生成相。

另外，如上所述，热镀锌处理前的冷却停止温度为500℃以下，但更优选的是镀液温度+20℃以下，可以冷却到刚超过镀液温度的温度，也可以冷却到镀液温度以下(例如(镀液温度-60℃))。

另外，在本发明中，在上述的退火工序、退火-热镀锌处理工序、退火-合金化热镀锌处理工序之后，根据常用的方法，也可以为了形状矫正和粗糙度调整等目的，进行延伸率为约0.2～1.5％的表面光轧。另外，从降低屈服比的观点出发，延伸率优选为约0.2～0.6％。

实施例

使用转炉熔炼表1所示组成的钢水，通过连续铸造法制作钢坯(钢原材)。在表2所示的条件下对这些钢坯实施热轧工序，制作热轧板(热轧带钢)(板厚：4.0mm)。然后，对这些热轧板实施进行酸洗和轧制率80％的冷轧的冷轧工序，制作冷轧板(冷轧带钢)(板厚：0.8mm)。然后，对这些冷轧板，通过连续退火生产线、热镀锌生产线，实施进行退火处理、或进一步进行热镀锌处理、合金化热镀锌处理的退火工序、或者退火-热镀锌处理工序、退火-合金化热镀锌处理工序。另外，在热镀锌处理或合金化热镀锌处理中，镀液温度为460℃，合金化处理温度为500℃。对部分钢板，在通过连续退火生产线实施退火工序后，进行酸洗，接着通过电镀锌生产线进行实施电镀锌处理的电镀锌处理工序。如表2所示，对得到的钢板(带钢)进行延伸率为0.3％的表面光轧。另外，对部分钢板，为了掌握表面光轧的延伸率的影响，如表2所示地改变延伸率。

从得到的钢板采集试验片，进行组织观察、拉伸试验、镀敷性试验、固溶状态的N量测定。试验方法如下。

(1)组织观察

从得到的钢板采集组织试验片，对于与轧制方向正交的剖面(C剖面)进行研磨，用硝酸乙醇腐蚀，用光学显微镜或扫描电子显微镜拍摄微观组织，利用图像分析装置鉴定组织的种类，并且求出各相的组织分率，将其作为体积率。

(2)拉伸试验

从得到的钢板采集JIS 5号拉伸试验片，以使拉伸方向为与轧制方向正交的方向，按照JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、屈服点延伸率YS-EL)。从得到的YS、TS算出屈服比YR(＝(YS/TS)×100％)。

(3)镀敷性试验

对于在钢板表面形成镀层的钢板，目测观察整个长度的钢板表面有无不镀缺陷，评价镀敷性。

(4)固溶状态的N量测定

从得到的钢板采集电解提取分析用试验片，在乙酰丙酮类的电解液中进行恒定电位电解法，提取残渣，通过化学分析求出该残渣中的N量，将其作为析出N量。将从全部N量减去该析出N量的值作为固溶状态的N量。

另外，通过热膨胀测定求出各钢板的相变点。

在表3中表示得到的结果。

本发明例均显示出拉伸强度为340MPa以上的高强度和55％以下的低屈服比，成为具有优良的冲压成形性的高张力冷轧钢板。另外，屈服点延伸率也小。另外，本发明例均没有发生不镀缺陷，没有发现镀敷性的降低。另外，为了进一步降低屈服比，使表面光轧的延伸率为0.2～0.6％是有效的(参照钢板No.13、No.14)。对此，超出本发明的范围的比较例的屈服比高，超过55％，屈服点延伸率大，冲压成形性降低。

另外，本发明适合例的平均r值的范围在0.7～1.2，均小于1.3。在本发明中，即使为这样的平均r值，如图1所示，在广范围的退火后的冷却速度，也能够稳定地实现55％以下的低屈服比，因此在本发明中作为目的的成形性上没有问题(平均r值如下求出：(1)从得到的钢板采集使与轧制方向平行(0°)、成45°、成90°的各方向为拉伸方向的JIS 5号拉伸试验片；(2)按照JIS Z 2254的规定测定各方向的r值；(3)通过下式计算平均r值：平均r值＝(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4，其中，r₀为0°方向的r值、r₄₅为45°方向的r值、r₉₀为90°方向的r值)。

产业上的利用可能性

根据本发明，能够在不大量含有高价的合金元素的情况下，容易并且以廉价地制造屈服比55％以下、冲压成形性优良的340MPa级～440MPa级高张力冷轧钢板，即拉伸强度为340MPa以上、约500MPa以下的冷轧钢板，在产业上发挥出显著的效果。

Claims (6)

1.一种拉伸强度为340MPa以上的高张力冷轧钢板，其特征在于，具有如下组成：按质量％计，含有C：0.001～0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、N：0.0080～0.0250％，并且N/Al为0.30以上、N/C为0.40以上，其中，固溶状态的N为0.0050％以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

组织是具有按体积率计为95.0～99.5％的铁素体相和按体积率计为0.5～5.0％的低温生成相的复合组织。

2.根据权利要求1所述的高张力冷轧钢板，其特征在于，在钢板表面具有热镀锌层、合金化热镀锌层和电镀锌层中的任意一个作为镀层。

3.一种拉伸强度为340MPa以上的高张力冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序和退火工序而制造冷轧钢板时，所述热轧工序是将所述钢原材加热到1000℃以上的加热温度，进行粗轧而制成薄板坯，然后对该薄板坯进行终轧输出侧温度为800℃以上的终轧，在750℃以下的卷取温度进行卷取，从而制作热轧板的工序；所述冷轧工序是对该热轧板进行酸洗和冷轧而制作冷轧板的工序；所述退火工序是将该冷轧板加热到Ac₁相变点至比Ac₃相变点高50℃的范围的温度，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域的工序，

其中，使所述钢原材具有如下组成：按质量％计，含有C：0.001～0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、N：0.0080～0.0250％，并且N/Al为0.30以上、N/C为0.40以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

4.根据权利要求3所述的高张力冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述退火工序后，实施在钢板表面形成电镀锌层的电镀锌处理工序。

5.一种拉伸强度为340MPa以上的高张力冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序和退火-热镀锌处理工序而制造冷轧钢板时，所述热轧工序是将所述钢原材加热到1000℃以上的加热温度，进行粗轧而制成薄板坯，然后对该薄板坯进行终轧输出侧温度为800℃以上的终轧，在750℃以下的卷取温度进行卷取，从而制作热轧板的工序；所述冷轧工序是对该热轧板进行酸洗和冷轧而制作冷轧板的工序；所述退火-热镀锌处理工序是将该冷轧板加热到Ac₁相变点至比Ac₃相变点高50℃的范围的温度，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到500℃以下，接着进行在钢板表面形成热镀锌层的热镀锌处理，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域的工序，

其中，使所述钢原材具有如下组成：按质量％计，含有C：0.001～0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、N：0.0080～0.0250％，并且N/Al为0.30以上、N/C为0.40以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

6.一种拉伸强度为340MPa以上的高张力冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施热轧工序、冷轧工序和退火-合金化热镀锌处理工序而制造冷轧钢板时，所述热轧工序是将所述钢原材加热到1000℃以上的加热温度，进行粗轧而制成薄板坯，然后对该薄板坯进行终轧输出侧温度为800℃以上的终轧，在750℃以下的卷取温度进行卷取，从而制作热轧板的工序；所述冷轧工序是对该热轧板进行酸洗和冷轧而制作冷轧板的工序；所述退火-合金化热镀锌处理工序是将该冷轧板加热到Ac₁相变点至比Ac₃相变点高50℃的范围的温度，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到500℃以下，接着进行在钢板表面形成热镀锌层的热镀锌处理，然后进行使该热镀锌层成为合金化热镀锌层的合金化处理，然后以平均冷却速度5℃/s以上的冷却速度冷却到350℃以下的温度区域的工序，

其中，使所述钢原材具有如下组成：按质量％计，含有C：0.001～0.05％、Si：0.4％以下、Mn：0.5～2.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下、N：0.0080～0.0250％，并且N/Al为0.30以上、N/C为0.40以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

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