CN1145709C - 应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供成形性、耐冲击特性、应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。具体手段为，首先将具有以质量%计含C：0.15%以下、Al：0.02%以下、N：0.0050～0.0250%、且调整N/Al到0.3以上、含固溶状态的NO.0010%以上的组成的钢板坯，以精轧出口侧温度800℃以上进行热轧后，在卷取温度：750℃以下卷取，制成热轧板。接着对该热轧板施加冷轧后，进行在再结晶温度以上900℃以下的温度下保持时间：10～120s的连续退火、然后以冷却速度：10～300℃/s冷却到500℃以下的温度区域的一次冷却、和再按必要在上述一次冷却的停止温度以下350℃以上的温度区域的滞留时间取为300s以下的二次冷却。得到具有含平均晶粒粒径10μm以下的铁素体相以面积率计50%以上、并且按必要含马氏体相以面积率计3%以上作为第2相的组织。

Description

应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
                      技术领域
本发明涉及主要适于作为汽车车身用的高加工性高强度冷轧钢板，特别是涉及抗拉强度(TS)为440MPa以上、应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明的高强度冷轧钢板，适于从供给轻度的弯曲加工或轧制成形形成管材那样的比较轻的加工，到供给比较严格的深冲成形的广泛范围的用途。本发明中所说的钢板包括钢带。
另外，在本发明中，所说的“应变时效硬化特性优良”，指的是在拉伸应变5％的预变形后，在170℃的温度保持20min的条件下进行时效处理时，该时效处理前后的变形应力增加量(记作BH量；BH量＝时效处理后的屈服应力-时效处理前的预变形应力)为80MPa以上，而且应变时效处理(上述预变形+上述时效处理)前后的抗拉强度增加量(记作ΔTS；ΔTS＝时效处理后的抗拉强度-预变形前的抗拉强度)为400MPa以上。
                       背景技术
最近，出于保护地球环境的问题，对排出气体进行限制，与此相关，减轻汽车车身重量成为极重要的课题。为了减轻汽车车身重量，使大量使用的钢板强度增加，也就是说，使用高强度钢板，对所使用的钢板进行减薄是有效的。
但是，即使在使用薄壁高强度钢板的汽车部件中，也必须按照它们的作用具有充分良好的性能。这样的性能例如有：对弯曲、扭曲变形的静态强度，耐疲劳性，耐冲击特性等。因而，汽车部件中使用的高强度钢板，在成形加工后上述特性也必须优良。
此外，在制作汽车零件的过程中，要对钢板进行冲压成形，因此，在钢板的强度过高时，会产生以下问题：
(1)形状冻结性降低，
(2)因为延性降低，在成形时发生裂纹或缩颈等缺陷，这些阻碍了对汽车车身扩大使用高强度钢板。
作为解决该问题的方法，例如在外壁板用的冷轧钢板中，已知有用极低碳钢作为原料、最终将固溶状态下残存的C量控制在适宜范围的钢板。这种钢板在冲压成形时保持较软状态，确保形状冻结性、延性，利用在冲压成形后进行的170℃×20分钟程度的涂装烘烤工序中引起的应变时效硬化现象，获得屈服应力的上升，确保了抗烙痕性。这种钢板在冲压成形时，C固溶在钢中，是软质的，另一方面，冲压成形后在涂装烘烤工序中，固溶C固着在冲压成形时导入的错位中，使屈服应力上升。
但是，对于这种钢板，从防止构成表面缺陷的滑移线发生的观点看，则由应变时效硬化造成的屈服应力上升量低而受到抑制。因此实际赋与部件轻量化的效果很小。
即，为了部件的轻量化，不仅要通过应变时效只提高屈服应力，而且必须提高强度特性。换言之，就是希望在应变时效后通过抗拉强度的上升谋求部件的强度上升。
另一方面，对于外观不构成太大问题的用途而言，提出了用固溶N进一步使烘烤硬化量增加的钢板，和使组织成为由铁素体和马氏体构成的复合组织，从而使烘烤硬化性进一步提高的钢板。
例如，在特开昭60-52528号公报中，揭示了将含C：0.02～0.15％、Mn：0.8～3.5％、P：0.02～0.15％、Al：0.10％以下、N：0.005～0.025％的钢，在550℃以下的温度下进行卷取的热轧，并将冷轧后的退火取为控制冷却热处理，以获得延性及点焊性同时良好的高强度薄钢板的制造方法。采用特开昭60-52528号公报所记载的技术制造的钢板，具有由以铁素体和马氏体作为主体的低温相变生成物相构成的混合组织，其延性优良，同时利用主动添加的N造成的涂装烘烤时的应变时效，得到了高强度。
但是，特开昭60-52528号公报所记载的技术，虽然应变时效硬化造成的屈服应力YS的增加量大，但抗拉强度TS的增加量少，此外，屈服应力YS的增加量的波动大，使机械性质的波动也大，因此，现在的状况是，大致上还不能期待所希望的、能够赋与汽车部件轻量化的钢板的薄壁化。
此外，在特公平5-24979号公报中，揭示了具有含C：0.08～0.20％、Mn：1.5～3.5％、其余由Fe和不可避免的杂质组成的成分组成、组织由铁素体量5％以下的均一的贝氏体或含一部分马氏体的贝氏体构成的烘烤硬化性高强度冷轧薄钢板。在特公平5-24979号公报中记载的冷轧钢板，通过在连续退火后的冷却过程中在400～200℃的范围内急冷，然后缓冷，使组织成为贝氏体为主体的组织，获得了过去没有的高的烘烤硬化量。
但是，特公平5-24979号公报中记载的钢板，虽然涂装烘烤后屈服强度上升，得到了过去没有的高的烘烤硬化量，但是不能达到使抗拉强度上升，在强度部件中使用的场合，不能期待成形后耐疲劳性、耐冲击特性的提高。因此，遗留了以下问题：对于强烈要求耐疲劳性、耐冲击特性的用途不能适用。
还提出了在冲压成形后，施加热处理，不仅使屈服应力、而且使抗拉强度也上升的钢板，这是一种热轧钢板。
例如，在特公平8-23048号公报中，揭示了将含C：0.02～0.13％、Si：2.0以下、Mn：0.6～2.5％、so1.Al：0.10％以下、N：0.0080～0.0250％的钢，再加热到1100℃以上，施加在850～900℃结束精轧的热轧，然后以15℃/s以上的冷却速度冷却到不足150℃的温度下进行冷却卷取，成为以铁素体和马氏体为主体的复合组织的热轧钢板的制造方法。但是，用特公平8-23048号公报记载的技术制造的钢板，虽然通过应变时效硬化增加了屈服应力，同时增加了抗拉强度，但由于在不足150℃的极低的卷取温度下进行卷取，所以具有机械特性变动大的问题。另外，还有以下问题：冲压成形-涂装烘烤处理后的屈服应力增加量波动大，而且扩孔率(λ)低，拉伸凸缘成形加工性降低，冲压成形性不足。
此外，作为具有比较高的屈服应力的高强度钢板，还有添加Ti、Nb、V等碳氮化物形成元素、通过它们的微细析出物进行强化的所谓析出强化钢，但是，且不说是热轧卷取后经充分保温工序的热轧钢板，就是对冷轧钢板，要在短时间的连续退火工序中进行充分的析出也是困难的，即，制造具有高的屈服比(屈服应力对抗拉强度的比例：YS/TS)的钢板是困难的。特别是在考虑焊接性使之低C化时，具有以下问题：在C量低的区域析出物本身的量减少，或是更加难以获得高屈服比。
而且，上述过去的钢板，虽然在用单纯的拉伸试验评价涂装烘烤处理后的强度时，结论是优良的，但是到了实际冲压条件下，塑性变形时的强度存在着大的波动，对于可靠性要求高的部件未必适用。
本发明的目的在于，打破上述现有技术的限制，提供一种具有高的成形性和稳定的质量特性的、在成形为汽车部件以后作为汽车部件能够获得充分的强度，从而能够充分赋与汽车车身轻量化的、应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板，以及能够在工业中廉价地、而且不使形状紊乱地制造这种钢板的制造方法。本发明的应变时效硬化特性，是在经拉伸应变5％的预变形后保持170℃的温度20min的时效条件下，以BH量为80MPa以上、ΔTS为40MPa作为目标。
特别是为了对赋与比较小应变的部件也能有利地使用，本发明的目的还在于，提高原板状态下的屈服应力，达到部件强度的稳定化，制造屈服比0.7以上的高屈服比型高强度冷轧钢板。
                      发明的公开
本发明人为了达到上述目的，在对组成和制造条件进行种种改变的条件下制造钢板，进行了多项材质评价试验。结果得知，将在要求高加工性的领域过去没有十分积极利用的N作为强化元素，有效地利用因该强化元素而呈现的大的应变时效硬化现象，就能够容易地兼容成形性的提高和成形后的高强度化。
本发明人还发现，为了有效利用N造成的应变时效硬化现象，有必要将N造成的应变时效硬化现象，与汽车的涂装烘烤条件、或更积极的与成形后的热处理条件有效结合，为此，使热轧条件和冷轧、冷轧退火条件适宜化，将钢板的微观组织和固溶N量控制在某个范围内是有效的。另外，为了使N引起的应变时效硬化现象稳定地显示，在组成方面，还特别发现按照N含量控制Al含量是重要的。另外，本发明人发现，将钢板的微观组织作成以铁素体为主相，使平均粒径成为10μm以下，就没有过去问题中的室温时效劣化的问题，而能够充分利用N。
另外，本发明人还发现，通过将钢板的微观组织作成以铁素体为主相、含面积率3％以上马氏体相作为第2相的组织，就能达成低屈服比，提高延性、加工性，同时有效利用因N呈现的应变时效硬化现象，就能增加加工后的强度、改善作为部件特性的耐冲击特性。
也就是说，本发明人发现，用N作为强化元素，并按照N含量将Al含量控制在适宜的范围，同时使热轧条件和冷轧、冷轧退火条件适宜化，使微观组织和固溶N最佳化，就能得到比过去的固溶强化型C-Mn钢板、析出强化型钢板具有更优良的成形性和上述过去的钢板所没有的应变时效硬化特性的钢板。
此外，本发明人还发现，用N作为强化元素，并按照N含量将Al含量控制在适宜的范围，同时使热轧条件和冷轧、冷轧退火条件适宜化，使微观组织和固溶N(固溶状态的N)、析出Nb(析出状态的Nb)最佳化，就能得到比过去的固溶强化型C-Mn钢板、析出强化型钢板具有更优良的成形性、和达0.7以上高位的屈服比、和上述过去的钢板所没有的应变时效硬化特性的钢板。
这里，取主相为铁素体、其余部分为珠光体主体的组织，但是容许面积率2％以下的贝氏体或马氏体。此外，为使铁素体相析出强化，优选用后述方法分析的析出Nb量为0.005％以上。
另外，本发明的钢板，用单纯的拉伸试验得到的涂装烘烤处理后的强度比过去的钢板更高，而且在实际冲压条件下塑性变形时的强度波动小，获得稳定的部件强度特性。例如，施加大应变，则板厚减少的部分比其它部分的硬化余量大，但用(板厚)×(强度)的荷重能力进行评价时，是朝着均一化的方向，作为部件的强度是稳定的。
本发明就是在上述见解的基础上，进一步加以研究而完成的。
即，本发明的第1项，是抗拉强度为440MPa以上、应变时效硬化特性优良的、优选板厚为3.2mm以下的高强度冷轧钢板，其特征在于，该钢板具有：
以下组成：以质量％计，含C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，而且N/Al为0.3以上，含有固溶状态的N是0.0010％以上，其余由Fe及不可避免的杂质构成的组成，和
以下组织：以面积率计，含平均晶粒粒径10μm以下的铁素体相50％以上的组织。
另外，本发明的第1项中，优选在上述组成中，以质量％计还含有以下a组～d组的1组或2组以上：
a组：含Cu、Ni、Cr、Mo的1种或2种以上，合计1.0％以下
b组：含Nb、Ti、V的1种或2种以上，合计0.1％以下
c组：含B 0.0030％以下
d组：含Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％
另外，本发明的第1项，也可在上述高强度冷轧钢板上施加电镀或热浸镀。
另外，本发明的第2项，是抗拉强度为440MPa以上、应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，依次实施以下工序：
热轧工序：将具有以质量％计，含C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，而且N/Al为0.3以上的组成的钢板坯，加热到板坯加热温度：1000℃以上，粗轧成为薄板坯，对该薄板坯施加出口侧温度：800℃以上的精轧，精轧后，优选在0.5秒以内开始冷却，以冷却速度：40℃/s以上进行急冷，在卷取温度：650℃以下卷取，制成热轧板的热轧工序，
冷轧工序：对该热轧板进行酸洗及冷轧，制成冷轧板的冷轧工序，和
冷轧板退火工序：对该冷轧板进行在再结晶温度以上900℃以下的温度下保持时间：10～60s的退火，然后进行以冷却速度：10～300℃冷却到500℃以下的温度区域的一次冷却，和接着在上述一次冷却的停止温度以下400℃以上的温度区域的滞留时间取为300s以下的二次冷却的冷轧板退火工序。
另外，本发明的第2项中，优选接续在上述冷轧板退火工序后，施加延伸率：1.0～15％的调质轧制或矫直加工。
此外，本发明的第2项中，优选在上述粗轧和上述精轧之间，将前后相邻的薄板坯互相接合。而且，本发明的第2项中，优选在上述粗轧和上述精轧之间，使用对上述薄板坯的宽度方向端部进行加热的薄板坯边缘加热器、对上述薄板坯的长度方向端部进行加热的薄板坯加热器的任意一者或二者
本发明的第3项，是抗拉强度为440MPa以上、屈服比为0.7以上、应变时效硬化特性优良的、优选板厚为3.2mm以下的高屈服比型高强度冷轧钢板，其特征在于，该钢板具有：
以下组成：以质量％计，含C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.025％、Nb：0.007～0.04％，而且N/Al为0.3以上，含有固溶状态的N 0.0010％以上，而且含有析出状态的Nb 0.005％以上、其余由Fe及不可避免的杂质构成的组成，和
以下组织：以面积率计，含平均晶粒粒径10μm以下的铁素体相50％以上，其余由珠光体主体构成的组织。
另外，本发明的第3项中，优选在上述组成中，以质量％计还含有以下a组～d组的1组或2组以上：
a组：含Cu、Ni、Cr、Mo的1种或2种以上，合计1.0％以下
b组：含Ti、V的1种或2种，合计0.1％以下
c组：含B为0.0030％以下
d组：含Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％
另外，本发明的第4项，是抗拉强度为440MPa以上、屈服比为0.7以上、应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，依次实施以下工序：
热轧工序：将具有以质量％计，含C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.025％、Nb：0.007～0.04％，而且N/Al为0.3以上的组成的钢板坯，加热到板坯加热温度：1100℃以上，粗轧成为薄板坯，对该薄板坯施加精轧最终道次的压下率：25％以上、精轧出口侧温度：800℃以上的精轧，精轧后，优选在0.5秒以内开始冷却，以冷却速度：40℃/s以上进行急冷，在卷取温度：650℃以下卷取，制成热轧板的热轧工序，
冷轧工序：对该热轧板进行酸洗及冷轧，制成冷轧板的冷轧工序，和
冷轧板退火工序：对该冷轧板进行在再结晶温度以上900℃以下的温度下保持时间：10～90s的退火，然后以冷却速度：70℃/s以下冷却到600℃以下的温度区域的冷轧板退火工序。
另外，本发明的第4项中，优选接续在上述冷轧板退火工序后，施加延伸率：1.5～15％的调质轧制或矫直加工。
本发明的第4项中，优选在上述粗轧和上述精轧之间，将前后相邻的薄板坯互相接合。而且，本发明的第4项中，优选在上述粗轧和上述精轧之间，使用对上述薄板坯的宽度方向端部进行加热的薄板坯边缘加热器、对上述薄板坯的长度方向端部进行加热的薄板坯加热器的任意一者或二者。
本发明的第5项，是应变时效硬化特性、加工性、耐冲击特性优良、抗拉强度为440MPa以上的、优选板厚为3.2mm以下的高强度冷轧钢板，其特征在于，该钢板具有：
以下组成：以质量％计，含C：0.15％以下、Mn：3.0％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，还含有Mo：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.0％中的一种或2种，而且N/Al为0.3以上，含有固溶状态的N为0.0010％以上、其余由Fe及不可避免的杂质构成的组成，和
以下组织：以面积率计，含平均晶粒粒径10μm以下的铁素体相50％以上，而且以面积率计，还含有马氏体相3％以上的组织。
另外，本发明的第5项中，优选在上述组成中，以质量％计还含有以下e组～h组的1组或2组以上：
e组：Si：0.05～1.5％、P：0.03～0.15％、B：0.0003～0.01％的1种或2种以上
f组：Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.2％、V：0.01～0.2的1种或2种或2种以上
g组：Cu：0.05～1.5％、Ni：0.05～1.5％的一种或2种
h组：Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％
另外，本发明的第6项，是应变时效硬化特性、加工性、耐冲击特性优良、具有抗拉强度440MPa以上的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，依次实施以下工序：
热轧工序：将具有以质量％计，含C：0.15％以下、Mn：3.0％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，还含有Mo：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.0％中的一种或2种，而且N/Al为0.3以上，或者还含有以下e组～h组的1组或2组以上
e组：Si：0.05～1.5％、P：0.03～0.15％、B：0.0003～0.01％的1种或2种以上
f组：Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.2％、V：0.01～0.2％的1种或2种以上
g组：Cu：0.05～1.5％、Ni：0.05～1.5％的一种或2种
h组：Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％
这样组成的钢板坯，加热到板坯加热温度：1000℃以上，粗轧成为薄板坯，对该薄板坯施加出口侧温度：800℃以上的精轧，在卷取温度：750℃以下卷取，制成热轧板的热轧工序，
冷轧工序：对该热轧板进行酸洗及冷轧，制成冷轧板的冷轧工序，和
冷轧板退火工序：对该冷轧板进行在(Ac1相变点)～(Ac3相变点)的温度下保持时间：10～120s的退火，然后将600～300℃间的平均冷却速度取为用以下(1)或(2)式定义的临界冷却速度CR以上进行冷却的冷轧板退火工序，
B＜0.0003％的场合
Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.95......(1)
B≥0.0003％的场合
Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.40......(2)
(其中，CR：冷却速度(℃/s)，Mn、Mo、Cr、Si、P、Cu、Ni：各元素含量(质量％))
另外，本发明的第6项中，优选在上述精轧后，在0.5秒以内开始冷却，以冷却速度：40℃/s以上急冷，再进行上述卷取。另外，本发明的第6项中，优选接续在上述冷轧板退火工序后，施加延伸率：1.0～15％的调质轧制或矫直加工。
                  实施发明的最佳方式
首先，对本发明钢板的组成限定理由进行说明。此外，质量％以下仅记作％。
C：0.15以下
C是使钢板强度增加的元素，而且为了达成本发明的重要构成要点即铁素体的平均粒径10μm以下，再由确保所希望的强度的观点出发，含0.005％以上为佳，但超过0.15时，钢板中的碳化物比例过大，使延性显著降低，成形性劣化，并且还使点焊性、电弧焊性显著降低。这样，从成形性和焊接性的观点出发，将C限定在0.15％以下。而且优选在0.10％以下，在要求更良好延性的用途时，取0.08％以下为佳。在要求最良好的延性的用途时，取0.05％以下为佳。
Si：2.0％以下
Si是能够不显著降低钢的延性而使钢板高强度化的有用元素，含0.1％以上为佳。另一方面，Si又是热轧时使相变点大大上升，造成确保质量、形状困难，或是对表面性状、化学处理性等钢板表面美观性给予不良影响的元素，本发明将其限定在2.0％以下。Si只要是在2.0％以下，经过调整合并添加的Mn的量，就可抑制相变点的显著上升，也就能够确保良好的表面性状。此外，在对抗拉强度TS500MPa超级高强度钢板要确保高延性的场合，由强度和延性平衡的观点出发，含Si 0.3％以上更佳。
Mn：3.0％以下
Mn是防止因S造成的热裂纹的有效元素，按照含S量添加为佳，另外，Mn对作为本发明构成要点的晶粒的微细化有大的效果，积极添加用于改善材质为好。此外，Mn是提高淬火性的元素，由稳定形成马氏体相作为第2相的观点出发，积极添加为佳。由稳定固定S的观点出发，和从形成马氏体相之类的观点出发，优选含Mn 0.2％以上。
此外，Mn是增加钢板强度的元素，对于TS500MPa这样超级的强度要求，含1.2％以上为佳。而由稳定确保强度的观点出发，更佳为1.5％以上。将Mn含量提高到该水平时，对于包括热轧条件的制造条件的变化，钢板的机械性质、及应变时效硬化特性造成的波动小，对稳定质量是有效的。
此外，Mn在热轧时有降低相变点的作用，由于同时含Si，能够抵消含Si造成的相变点的上升。特别是板厚薄的制品，由于相变点的变化使质量、形状敏感地变化，所以严格平衡Mn和Si的含量是很重要的。因此，更佳的是取Mn/Si为3.0以上。
另一方面，在多量含Mn超过3.0％时，钢板的热变形抗力有增加的倾向，而且点焊性、及焊接部的成形性有劣化的倾向，并且由于抑制铁素体的生成，所以有延性显著降低的倾向。因此，Mn限定在3.0％以下。而且，在要求良好耐蚀性和成形性的用途时，希望将Mn取为2.5％以下。在要求更加良好耐蚀性和成形性的用途时，则希望将Mn取为1.5％以下。
P：0.08％以下
P作为钢的固溶强化元素是有用的元素，但含量过剩时使钢变脆，进而使钢板的延伸卷边加工性降低。另外P在钢中偏析的倾向强，因此由其造成焊接部的脆化。因此，将P限定在0.08％以下.而在对延伸卷边加工性或焊接部韧性特别重视的场合，优选取为0.04％以下。而且由焊接部韧性出发，更佳为0.02％以下。
S：0.02％以下
S在钢板中以夹杂物存在，是造成钢板的延性及耐蚀性劣化的元素，本发明将S限定在0.02％以下。而在要求特别良好的加工性的用途中，取0.015％以下为佳。此外，在对延伸卷边加工性的要求水平高的场合，S取0.008％以下为佳。而且为了稳定维持应变时效硬化特性在高的水平，虽然详细的机理不明，但将S降低到0.008％以下为好。
Al：0.02％以下
Al是作为脱氧剂起作用而使钢的清洁度提高的有效元素，而且也是使钢板的组织微细化的元素，本发明希望含0.001％以上。另一方面，Al含量过剩会使钢板表面性状恶化，而且使本发明重要构成要点即固溶状态的N减少，发生赋与应变时效硬化现象的固溶N的不足，在制造条件波动时，使作为本发明特征的应变时效硬化特性发生波动。因此，本发明将Al含量限定为低至0.02％以下。而由材质稳定性出发，优选将Al取作.0.015％以下。
N：0.0050％～0.0250％
N是经固溶强化和应变时效硬化而使钢板强度增加的元素，也是本发明中最重要的元素。N也有使钢的相变点降低的作用，含N使得在避讳薄物中相变点有大的降低的轧制状况下，保持操作稳定也是有用的。本发明由于含有适量的N并控制制造条件，在冷轧制品或镀层制品中确保了必要而且充分量的固溶状态的N，由此充分发挥了因固溶强化和应变时效硬化的强度(YS，TS)上升的效果，从而可以稳定地满足TS440MPa以上，烘烤硬化量(BH量)80MPa以上，应变时效处理前后抗拉强度增加量ΔTS40MPa以上的本发明钢板的机械性质要点。
N不足0.0050时，上述强度上升效果难以稳定显现。另一方面，N超过0.0250％时，钢板的内部缺陷发生率变高，同时连铸时板坯多发裂纹等。因此将N取为0.0050～0.0250％的范围。而由考虑了制造工艺整体的材质稳定性和提高收得率的观点出发，N为0.0070～0.0170％的范围更佳。另外，只要N量是在本发明的范围，则对点焊性、电弧焊等焊接性完全没有不良影响。
固溶状态的N：0.0010％以上
为确保冷轧制品充分的强度、而且充分发挥N造成的应变时效硬化，有必要使钢中固溶状态的N(也称作固溶N)以0.0010％以上的量存在。
这里，固溶N量是由钢中的全N量扣除析出N量而求出的。而作为析出N量的分析法，按照本发明人比较分析各种分析法的结果，通过采用定电位电解法的电解提取分析法求出是有效的。而作为使提取分析中所用基体铁溶解的方法，有酸分解法、卤素法和电解法。其中，电解法不使碳化物、氮化物等极不稳定的析出物分解，而能够稳定地仅使基体铁溶解。使用乙酰丙酮类作为电解液，以定电位进行电解。在本发明中，用定电位电解法对析出N量进行了测定，结果显示出与实际的部件强度有极好的对应。
因此，本发明对用定电位电解法提取的残渣进行化学分解，求出残渣中的N量，将其取作析出N量。
另外，为得到高的BH量和ΔTS，优选取固溶N量为0.0020％以上，而为了得到更高值，优选取固溶N量为0.0030％以上。要得到再高的BH量和ΔTS，则固溶N量取0.0050％以上为佳。
N/Al(N含量与Al含量之比)：0.3以上
在制品状态下，为使固溶N稳定残留0.0010％以上，有必要限制强力固定N的元素即Al的量。对在本发明组成范围的含N量和含Al量的组合在广泛范围内变化的钢板进行了研究，结果得知，为使冷轧制品和镀层制品中的固溶N成为0.0010％以上，在将Al量限定低至0.02％以下时，必须取N/Al为0.3以上。即，将Al含量限制在(N含量)/0.3以下。
本发明优选在上述组成中，还含有以下a组～d组的1组或2组以上：
a组：含Cu、Ni、Cr、M0的1种或2种以上，合计1.0％以下
b组：含Nb、Ti、V的1种或2种，合计0.1％以下
c组：含B 0.0030％以下
d组：含Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％
a组的元素：Cu、Ni、Cr、Mo都是使钢板强度上升的元素，可按必要选择并可单独或复合地含有。但是，含量过多时，会使热轧变形抗力增加，或化学处理性和广义的表面处理特性恶化，并且焊接部硬化，使焊接部成形性劣化。因此，a组元素合计取1.0％以下为佳。
以下特别说明含Mo：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.0％中的1种或2种的理由。
Mo、Cr都是使钢板强度上升、而且提高钢的淬火性、使得易于生成第2相马氏体相的元素，在积极得到马氏体相的场合单独或复合地含有。特别是Mo、Cr有使马氏体相微细分散的作用，具有使屈服强度降低从而容易地实现低屈服比的效果。这种效果在含Mo、Cr 0.05％以上时都可看出。另一方面，含Mo超过1.0％时，加工性、表面处理性降低，并且制造成本上升，于经济性不利。此外，含Cr超过1.0％时，镀层浸润性降低。因此将Mo限定为0.05～1.0％、将Cr限定为0.05～1.0％。
b组的元素：Nb、Ti、V都是使晶粒微细化、均一化的元素，可按必要选择以单独或复合形式含有。但是，含量过多时，会使热轧变形抗力增加，或化学处理性和广义的表面处理特性恶化。因此，b组的元素合计含0.1％以下为佳。
以下特别说明含Nb：0.007～0.04％的理由。
Nb是本发明中使晶粒显著微细化、提高YS、将屈服比(YR＝YS/TS)提高到0.7以上，同时使N造成的大的应变时效硬化显现的重要元素之一，为得到此效果，优选含0.007％以上。另一方面，本发明由于确保了必要的固溶N量，再考虑到其它氮化物形成元素时，将Nb量限制在0.04％以下为佳。
析出状态的Nb：0.005％以上
对于本发明Nb的添加而言，Nb在钢中的存在状态也是重要的。也就是说，以析出状态存在的Nb(也称为析出Nb)存在一定的量，对获得稳定的应变时效硬化特性、并且使屈服比成为0.7以上是有好处的。只要是本发明范围的Nb添加量，则必须存在至少0.005％以上的析出Nb。Nb的定量方法，是采取用乙酰丙酮系溶剂的电解提取法溶解、提取的。其理由是：虽然有各种溶解法，但用本法得到的值与钢的应变时效硬化特性显示出最良好的相关关系。在本发明的范围内，推定Nb比N更易和C结合，详细情况不明。
c组元素：B是具有提高钢的淬火性效果的元素，以增加铁素体相以外的低温转变相的比例、增加钢的强度为目的，可按照必要含有。但是，量过多时使热轧变形能力降低，且因生成BN使固溶N减低。因此B取为0.0030％以下为佳。
d组元素：Ca、REM都是对夹杂物的形态控制有用的元素，特别是在有卷边成形性要求时，优选以单独或复合形式含有。此时，d组元素合计不足0.0010％时，夹杂物的形态控制效果不足，另一方面，超过0.010％时，会显著发生表面缺陷。因此，d组元素合计限定在0.0010～0.010％的范围为佳。
对于本发明而言，也可在上述组成中，含有以下e组～h组的1组或2组以上代替上述a组～d组，：
e组：含Cu、Ni、Cr、Mo的1种或2种以上，合计1.0％以下
f组：含Ti、V的1种或2种，合计0.1％以下
g组：含B 0.0030％以下
h组：含Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％
e组的元素：Cu、Ni、Cr、Mo都是不伴随钢板延性有大的降低而使强度上升的元素，其效果在各自为Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上、Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上时可看到，可按必要选择并单独或复合地含有。但是，含量过多时，会使热轧变形抗力增加，或化学处理性和广义的表面处理特性恶化，并且焊接部硬化，使焊接部成形性劣化。因此，e组元素合计取1.0％以下为佳。
f组的元素：Ti、V都是使晶粒微细化、均一化的元素，其效果在Ti：0.002％以上、V：0.002％以上时可以看到，可按必要选择并以单独或复合形式含有。但是，含量过多时，会使热轧变形抗力增加，或化学处理性和广义的表面处理特性恶化。因此，f组的元素合计含0.1％以下为佳。
g组元素：B是具有提高钢的淬火性效果的元素，以增加铁素体相以外的低温转变相的比例、增加钢的强度为目的，可按照必要含有。其效果在B添加0.0002％以上时可看到。但是，量过多时使热轧变形能力降低，且因生成BN使固溶N减低。因此B取为0.0030％以下为佳。
h组元素：Ca、REM都是对夹杂物的形态控制有用的元素，特别是在有卷边成形性要求时，优选以单独或复合形式含有。此时，h组元素合计不足0.0010％时，夹杂物的形态控制效果不足，另一方面，超过0.010％时，会显著发生表面缺陷。因此，h组元素合计限定在0.0010～0.010％的范围为佳。
以下对本发明钢板的组织进行说明。
铁素体相的面积率：50％以上
本发明的冷轧钢板，是以要求高度加工性的汽车用钢板等用途作为目的的，为确保延性，取含铁素体相面积率50％以上的组织。铁素体相的面积率不足50％时，要确保作为要求高度加工性的汽车用钢板必要的延性有困难。而在要求更良好延性的场合，铁素体相的面积率取75％以上为佳。另外，在本发明中，铁素体不仅指通常意义的铁素体(多边形铁素体)，而且也包括不含碳化物的网状铁素体、针状铁素体。
此外，对铁素体以外的相不作特别限定，但由提高强度的观点出发，优选成为贝氏体、马氏体的单相或混合相。此外，在本申请的成分范围和制造方法中，也有形成不足3％残留奥氏体出现的情况。
为了使YS上升、屈服比(YR＝YS/TS)提高到0.7以上，同时显现由N造成的大的应变时效硬化，本发明中希望铁素体以外的相(第2相)成为以珠光体作为主体的组织，即成为由珠光体单相组成的组织，或含面积率2％以下的贝氏体或马氏体的其余部分由珠光体组成的组织。
另一方面，使马氏体相微细分散、使屈服强度降低、容易地实现低屈服比的本发明钢板的组织，是以铁素体相作为主相、含马氏体相作为第2相的微观组织。而铁素体相的面积率超过97％时，则不能期待作为复合组织的效果。
马氏体相的面积率：3％以上
作为第2相的马氏体相，是在以主相即铁素体相为主的情况下，分散存在于晶界。马氏体是硬质相，通过组织强化，具有使钢板强度增加的作用。而且由于相变时伴随发生滑动位错，因此有提高延性、使钢板屈服比降低的作用。这些效果在马氏体存在3％以上时变得显著。而存在超过30％时，则有延性降低的问题。因此，作为第2相的马氏体取3％以上30％以下，优选20％以下。另外，作为第2相，除了这样量的马氏体外，即使含10％以下贝氏体也没有太大的问题。
铁素体相的平均晶粒粒径：10μm以下
在本发明中，作为晶粒粒径，采用由断面组织照片按ASTM中规定的求积法算出的值，和由断面组织照片按ASTM中规定的切断法求出的公称粒径(例如参照梅本等：热处理，24(1984)，334)二者中任何大的一方。
本发明的冷轧钢板，作为制品要确保规定量的固溶N，但本发明人按照试验研究的结果判明，即使确保固溶N量一定，如果铁素体相的平均晶粒粒径超过10μm时，也会发生应变时效硬化特性大的波动。此外，在室温下保管时，机械特性的劣化也显著。其详细机理现在不明，但应变时效硬化特性波动的原因之一在于晶粒粒径，因此推定与以下因素有关：合金元素向晶界的偏析和析出、进而涉及这些的加工、热处理的影响。因而，为了谋求应变时效硬化特性的稳定化，有必要将铁素体相的平均晶粒粒径作成10μm以下。而为了能够稳定的使BH量及ΔTS量有进一步的增加，优选使铁素体的平均晶粒粒径成为8μm以下。
具有上述组成和组织的本发明的冷轧钢板，是抗拉强度TS为440MPa以上、应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，是加工性、耐冲击特性优良的冷轧钢板。
TS低于440MPa的钢板，不能在担任结构部件要点的部件中广泛使用。而为了进一步扩大适用范围，希望TS在500MPa以上。
在本发明中，所说的“应变时效硬化特性优良”，指的是如上所述那样，在拉伸应变5％的预变形后于170℃的温度保持20min的条件下进行时效处理时，其时效处理前后的变形应力增加量(记作BH量，BH量＝时效处理后的屈服应力-时效处理前的预变形应力为)是80MPa以上，而且应变时效处理(上述预变形+上述时效处理)前后的抗拉强度增加量(记作ΔTS，ΔTS＝时效处理后的抗拉强度-预变形前的抗拉强度)是40MPa以上。
在规定了应变时效硬化特性的情况下，预应变(预变形)量成为重要的因素。本发明人设定了适用于汽车用钢板的变形样式，对预变形量给予应变时效硬化特性的影响进行了调查，结果查明：(1)上述变形样式中的变形应力，除极深深冲加工的场合，全部可以以相当单轴的应变(拉伸应变)整理、(2)在实际部件中，该相当单轴的应变量全部高于5％、(3)部件强度与预应变5％的应变时效处理后得到的强度(YS及TS)良好对应。在这样的见解之下，本发明将应变时效处理的预变形定为5％。
历来的涂装烘烤处理条件，采用170℃×20min作为标准。而在对含多量固溶N的本发明钢板施加5％以上应变的场合，即使采用更慢或适中的处理也能达成硬化，也就是说取时效条件在更宽的范围也是可能的。此外，一般为了得到硬化量，在不因过度时效而使之软化的限度内，在较高温下保持较长时间是有利的。
具体叙述如下，本发明的钢板，预变形后硬化变显著的加热温度下限大约为100℃。另一方面，加热温度超过300℃时，硬化达到顶点，400℃时除了反而出现稍微软化的倾向外，还显著发生热应变和回火色。另外，关于保持时间，加热温度为200℃程度时若取大约30s程度以上，则达成大致充分的硬化。为得到再大的稳定的硬化，保持时间取60s以上为佳。但是，保持超过20min时，不仅不能期望更大的硬化，而且生产率也显著降低，在实用上是不利的。
由以上所述确定，本发明中作为时效处理条件以历来的涂装烧烤处理条件，即加热温度为170℃，保持时间为20min进行评价。即使在历来的涂装烘烤型钢板不能达成充分硬化的低温加热、短时间保持的时效处理条件下，本发明的钢板也能稳定达成大的硬化。此外对加热的方法不作特别的限制，除了用通常的涂装烘烤采用的炉中气氛加热外，例如用感应加热、无氧化焰、激光、等离子等加热均可。
汽车用的部件强度必须抵抗来自外部的复杂的应力负荷，因此，原料钢板不仅在小应变区域、而且在大应变区域的强度特性也是重要的。本发明人鉴于这一点，将准备构成汽车部件原料的本发明钢板的BH量取为80MPa以上，同时取ΔTS量为40MPa以上。而更佳取BH量100MPa以上，ΔTS 50MPa以上。为了使BH量和ΔTS量更大，可以在时效处理时将加热温度设定在较高侧，和/或将保持时间设定在较长时间侧。
此外，本发明钢板具备历来没有的优点：在不进行成形加工的状态下，即使在室温长时间放置一年左右，也不引起时效劣化(YS增加且E1(延伸)减小的现象)。
可是，虽然本发明的效果在制品板厚比较厚的场合也能发挥，但制品板厚超过3.2mm时，不能确保冷轧退火工序中必要的充分冷却速度，使冷轧退火时产生应变时效，作为制品难以得到目标应变时效硬化特性。因而本发明钢板的板厚优选取为3.2mm以下。
此外，在本发明中，在上述本发明的冷轧钢板表面施加电镀或热浸镀也没有任何问题。这些镀层钢板也显示出与镀前相同程度的TS、BH量和ΔTS量。作为施镀的种类，电镀锌、热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锡、电镀铬、电镀镍等都可良好适用。
以下，对本发明钢板的制造方法进行说明。
本发明钢板基本上是通过依次实施以下工序制造的：
热轧工序：将具有上述范围组成的钢板坯，加热后粗轧成为薄板坯，对该薄板坯施加精轧，精轧后冷却卷取，制成热轧板的热轧工序，
冷轧工序：对该热轧板进行酸洗及冷轧，制成冷轧板的冷轧工序，和
冷轧板退火工序：对该冷轧板进行连续退火的冷轧板退火工序。
本发明的制造方法中使用的板坯，为防止成分的微观偏析，希望用连铸法制造，但也可用铸锭法、薄板坯连铸法制造。此外，除了制造板坯后冷却到室温又进行再加热的通常工艺外，将未经冷却的热坯直接***加热炉然后进行轧制的直送轧制、或仅进行保温后立刻进行轧制的直接轧制等节能工艺都可毫无问题地使用。特别是为有效确保固溶状态的N，能延迟N析出的直送轧制是有用的技术之一。
首先，对热轧工艺条件的限定理由进行说明。
板坯加热温度：1000℃以上
板坯加热温度，作为初期状态，为确保必要而且充分的固溶N量、满足制品中固溶N量的目标值(0.0010％以上)，优选取为1000℃以上。若取更佳的1100℃以上，则促进碳氮化物成为溶体、容易确保固溶N，在确保材质均一性方面也有利。
另外，从避免氧化重量增加造成的损失增大方面考虑，优选将板坯加热温度取为1280℃以下。
在上述条件下加热的板坯，经粗轧成为薄板坯。对粗轧的条件没有必要作特别的规定，采用通常公知的条件进行即可。但是，由确保固溶N的观点出发，希望用尽可能短的时间进行处理。
接着，将薄板坯精轧成为热轧板。
另外，本发明优选在上述粗轧和上述精轧之间，将前后相邻的薄板坯互相接合，进行连续精轧。接合手段优选采用压结法、激光焊接法、电子束焊接法等。
由此，在精轧及其后的冷却中容易产生形状紊乱的非正常部分(被处理材的前端部和后端部)的存在比例减少，稳定轧制长度(可在同一条件下轧制的连续长度)及稳定冷却长度(可施加张力原样冷却的连续长度)延长，从而使制品的形状、尺寸精度和收得率提高。此外，对于历来的每个薄板坯进行单独轧制时因通板性或咬入性等问题而难以实施的薄的、宽度大的坯料而言，能够容易地实施润滑轧制，使轧制负荷及辊面压力降低，从而延长轧辊的寿命。
另外本发明在上述粗轧和上述精轧之间，优选使用对上述薄板坯的宽度方向端部进行加热的薄板坯边缘加热、对上述薄板坯的长度方向端部进行加热的薄板坯加热的任意一者或二者，使薄板坯宽度方向和长度方向的温度分布均一化。因此能够使钢板内的材质波动更小。薄板坯边缘加热、薄板坯加热优选采用感应加热方式。
使用顺序希望首先通过薄板坯边缘加热补偿宽度方向的温差。此时的加热量要按照钢的组成，但优选按照精轧出口侧的宽度方向温度分布范围为大约20℃以下的目标进行设定。接着通过薄板坯加热补偿长度方向的温度差。此时的加热量优选按照长度的端部温度比中央部温度还高20～40℃左右的目标进行设定。
精轧最终道次的压下率：25％以上
精轧的最终道次是支配钢板微观组织的重要因素之一。在该道次中，施加压下率为25％以上的压下时，能够使由充分积蓄应变的未再结晶奥氏体状态进行铁素体转变，由此达成热轧母板显著的组织微细化。将其作为原料进行冷轧、退火，就能够得到作为最终目标的平均晶粒粒径10μm以下的铁素体组织。另外，精轧最终道次的压下率取25％以上时，不仅使冷轧退火后的组织微细化，而且达成均一化。即铁素体相的粒度分布没有波动、分散相也微细化、呈均一存在的形态。由此还具有改善扩孔性等优点。
精轧出口侧温度：800℃以上
精轧出口侧温度FDT，为使钢板组织均一且微细，取为800℃以上。FDT低于800℃时，组织变得不均一，残留一部分加工组织。这种加工组织的残留可采取将卷取温度取为高温来避免。但是，卷取温度取为高温时，产生粗大晶粒而且固溶N量也大为降低，因此难以得到目标抗拉强度TS440MPa以上。此外，为进一步改善机械性质希望将FDT取为820℃以上。为确保精轧后晶粒微细化和固溶N量，希望早期对钢板进行冷却。
精轧后的冷却：在精轧终了后0.5秒内开始冷却，冷却速度为40℃/s以上的急冷
本发明希望精轧终了后立刻(在0.5秒以内)开始冷却，冷却中的平均冷却速度取为40℃/s以上。满足此条件能够在析出AlN的高温区域急冷，可有效地确保固溶状态的N。该冷却开始时间或冷却速度，在不满足上述条件时，过分促进晶粒成长，难以达成晶粒粒径的微细化，并且过分促进轧制导入的应变能造成的AlN析出，使固溶N量欠缺的危险增大。而从确保材质、形状的均一性的观点出发，将冷却速度抑制在300℃/s以下为佳。
卷取温度：750℃以下
随着卷取温度CT的降低，钢板强度显示出增加的倾向。为确保目标抗拉强度TS440MPa以上，CT取750℃以下为佳，取650℃以下更佳。另外，CT不足200℃时钢板形状容易不规则，在实际操作中产生不合格的危险性高，材质的均一性显示降低的倾向。因此，希望取CT为200℃以上。而在要求更高材质均一性的场合，优选取CT为300℃以上。另外，由于热轧板组织优选为铁素体+珠光体(渗碳体)，所以卷取温度取600℃以上更佳。这是由于，在铁素体+珠光体相的情况下，2相间的硬度差比取第2相为马氏体或贝氏体的场合更小，因此能均一冷轧。
此外，在本发明中，为减低热轧负荷，精轧时也可进行润滑轧制。通过进行润滑轧制具有使热轧板的形状、材质更均一化的效果。而润滑轧制时的摩擦系数优选为0.25～0.10的范围。此外，通过将润滑轧制和连续轧制组合，能使热轧操作稳定。
上述施加过热轧工艺的热轧板，接着经冷轧工艺施加酸洗及冷轧，则成为冷轧板。
酸洗条件可以是通常公知的条件，不作特别限定。而在热轧板的氧化铁皮极薄的场合，也可不经酸洗直接进行冷轧。
此外，冷轧条件可以是通常公知的条件，不作特别限定。由确保组织均一性的观点出发，冷轧压下率取40％以上为好。接着对冷轧板施加连续退火的冷轧板退火工序。
连续退火温度：在再结晶温度以上900℃以下
连续退火的退火温度取为再结晶温度以上。
连续退火温度不到再结晶温度时，再结晶未完成，虽然满足了强度目标，但是延性低，因此成形性减低，不能作为汽车用钢板使用。而为了使成形性更进一步提高，连续退火温度优选取为700℃以上。另一方面，连续退火温度超过900℃时，AlN等氮化物析出，使制品钢板的固溶N量不足。因此，连续退火温度优选取作再结晶温度以上900℃以下。另外，在指向特高屈服比的场合，由防止组织粗大化、减低析出进行的固溶N损失的观点出发，退火温度取为850℃以下为佳。
在本发明的第6项中，将退火温度取为(Ac1相变点)～(Ac3相变点)为佳。退火则由生产率的观点出发优选用连续退火。在退火处理中，加热到(Ac1相变点)～(Ac3相变点)的温度。通过加热到此温度区域，构成奥氏体(γ)相和铁素体(α)相的双相，C在γ相中浓化，冷却中γ相转变成马氏体相形成第2相，成为α+马氏体的复合组织。藉此使延性、加工性提高，实现了低屈服比。
另一方面，在退火温度不到Ac1相变点时，则成为铁素体+珠光体组织，超过Ac3相变点时，合金元素对γ相的浓化不充分，使延性稍微降低，屈服比稍微上升，但应变时效特性保持在高位。
在连续退火温度下的保持时间：10～120s
在连续退火温度下的保持时间，由确保组织的微细化、所希望的上述固溶N量的观点出发，取尽可能短的时间为佳，但由操作的稳定性出发，希望取为10s以上。保持时间超过120s时，确保组织的微细化和固溶N量变得困难。因此，连续退火温度下的保持时间优选取10～120s的范围。连续退火温度下的保持时间取10～90s的范围更佳，取10～60s的范围尤佳。
在本发明的第2项中，一次冷却到达500℃以下温度区域前取冷却速度为10～300℃/s。连续退火均热后的冷却，由确保组织的微细化、固溶N量的观点出发是重要的，本发明中作为一次冷却，是以10～300℃/s的冷却速度连续冷却到500℃以下的温度区域。冷却速度不足10℃/s时，要确保微细的组织和所希望量以上的固溶N是困难的。另一方面，冷却速度超过300℃/s时，钢板宽度方向的材质均一性不足。以10～300℃/s的冷却速度冷却时的冷却停止温度为超过500℃的温度时，不能达成组织的微细化。
二次冷却条件是，取在一次冷却的冷却停止温度以下400℃以上的温度区域的滞留时间为300s以下。一次冷却后的二次冷却，由应变时效硬化特性的观点出发是重要的。其详细机理现在不明，但推察为：因二次冷却的条件，使固溶C、N量变化，影响应变时效特性。在本发明中，接续一次冷却继续冷却，进行在一次冷却的冷却停止温度以下400℃以上的温度区域的滞留时间为300s以下的冷却为佳。在本发明中，也可在连续退火后进行所谓过时效处理，但进行过时效处理时会降低应变时效硬化特性。因而本发明在连续退火炉的过时效带通板的场合，希望取过时效带的温度为极低温度进行。
在本发明的第4项中，在退火温度保持后的冷却(1次冷却)取到达600℃以下的温度区域的冷却速度为70℃/s以下为佳。连续退火均热后的冷却，由确保组织的微细化和固溶N量的观点出发是重要的。在本发明中，以70℃/s以下的冷却速度连续冷却到600℃以下的温度区域。冷却速度超过70℃/s时，使屈服比降低，而且钢板宽度方向的材质均一性不足。为确保TS、YS，优选冷却速度为5℃/s以上。以这样的冷却速度冷却时的冷却停止温度为超过600℃的温度时，烘烤硬化性降低，因而不佳。
在结束上述1次冷却后，既可进行在规定温度范围内保持的所谓过时效处理，也可不特地进行。但是，由使材质特别是延性更优良的观点出发，希望尽可能减少固溶C以减小常温时效硬化，使固溶N对应变时效硬化特性的影响力更显著，因此，优选进行在350～450℃的温度范围保持120s以下时间的所谓过时效处理。
在本发明的第6项中，到达退火均热温度前的加热，优选在至少600℃～(Ac1相变点)之间取5℃/s以上的加热速度。不足5℃/s时，在确保固溶N量方面有问题。更佳为5～30℃/s。
均热后的冷却：600～300℃间的平均冷却速度为临界冷却速度CR以上
退火均热后的冷却，由确保组织微细化、固溶N量及马氏体形成的观点出发是重要的，在本发明中，将600～300℃间的平均冷却速度根据合金元素量取为用以下(1)或(2)式定义的临界冷却速度CR以上进行冷却
B＜0.0003％的场合
Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.95......(1)
B≥0.0003％的场合
Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.40......(2)
(其中，CR：冷却速度(℃/s)，Mn、Mo、Cr、Si、P、Cu、Ni：各元素含量(质量％))
另外，在(1)、(2)式中，对未含有的元素取为0进行计算。
按照合金元素量，以(1)或(2)式的任一个确定的临界冷却速度CR以上的平均冷却速度进行冷却，能够防止冷却中析出珠光体。以不足上述各式定义的CR(℃/s)的冷却速度进行冷却时，要使第2项成为马氏体M(也有时含一部分贝氏体B)变得困难，不能使制品板的组织成为由α+M(+B)构成的复合组织。而平均冷却速度超过300℃/s时，钢板宽度方向的材质均一性不足。因此，退火后的冷却，取600～300℃间的平均冷却速度为由(1)或(2)式定义的CR以上、优选为300℃/s以下。而在不足300℃的温度区域的平均冷却速度取5℃/s以上为佳。
而且，在本发明中，也可在冷轧板退火工序之后，施加延伸率：1.0～15％的调质轧制或矫直加工。在冷轧板退火工序之后施加调质轧制或矫直加工，能够使BH量、ΔTS量的应变时效硬化特性稳定提高。调质轧制或矫直加工的延伸率合计取1.0％以上为佳。延伸率不足1.0％时，应变时效硬化特性的提高少，另一方面，延伸率超过15％时，钢板的延性降低。另外，本发明人确认，调质轧制或矫直加工的加工方式不同时，对于钢板的应变时效硬化特性的效果没有大的区别。
实施例1
用转炉熔炼表1所示组成的熔钢，用连铸法连铸成为板坯。对这些板坯以表2所示的条件进行加热，粗轧成为表2所示厚度的薄板坯，接着，通过施加表2所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。而且对于一部分，在精轧中进行润滑轧制。
通过对这些热轧板进行由酸洗和表2所示条件的冷轧所构成的冷轧工序，将其制成冷轧板。接着对这些冷轧板以表2所示的条件进行连续退火炉内的连续退火。对其一部分，接续在冷轧板退火工序后施加调质轧制。而且连续退火的退火温度都在再结晶温度以上。
对于所得到的冷轧退火板，调查固溶N量、微观组织、拉伸特性、应变时效硬化特性、耐疲劳特性及耐冲击特性。
(1)固溶N量的调查
固溶N量由化学分析求得的钢中的全N量减去析出N量求出。析出N量则通过用上述定电位电解法的分析法求出。
(2)微观组织
由各冷轧退火板取试样，对于与轧制方向正交的断面(C断面)，用光学显微镜或扫描电子显微镜对微观组织摄像，用图象解析装置求出作为主相的铁素体的组织比例和第2项的种类。另外，主相的铁素体的晶粒粒径，采用由轧制方向正交的断面(C断面)的组织照片按ASTM规定的求积法算出的值、或按ASTM规定的切断法求出的公称粒径二者中任何大的一者。
(3)拉伸特性
由各冷轧退火板沿轧制方向取JIS 5号试片，以JIS Z 2241的规定为准，以应变速度：3×10-3/s实施拉伸试验，求出屈服强度YS、抗拉强度TS、延伸率E1。
(4)应变时效硬化特性
由各冷轧退火板沿轧制方向取JIS 5号试片，赋予5％的拉伸预变形在此作为预变形，接着施加相当于170℃×20min的涂装烘烤处理的热处理，然后以应变速度：3×10-3/s实施拉伸试验，求出预变形-涂装烘烤处理后的拉伸特性(屈服应力YSBH、抗拉强度TS)，算出BH量＝YSBH-YS5％、ΔTS＝TSBH-TS。其中YS5％是对制品板5％预变形时的变形应力，YSBH、TSBH是预变形-涂装烘烤处理后的屈服应力、抗拉强度，TS是制品板的抗拉强度。
(5)耐疲劳特性
由各冷轧退火板沿轧制方向取疲劳试片，以JI S Z 2273的规定为准，实施最小应力：0MPa的拉伸疲劳试验，求出疲劳极限(反复数：107次)σFL。此外，赋予5％的拉伸预应变作为预变形，接着施加相当于170℃×20min的涂装烘烤处理的热处理，然后实施同样的疲劳试验，求出疲劳极限(σFL)BH，评价预变形-涂装烘烤处理的耐疲劳特性的提高余量((σFL)BH-σFL)。
(6)耐冲击特性
由各冷轧退火板沿轧制方向取冲击试片，以“Journal of theSociety of Materials Science Japan，10(1998)，p1058”记载的高速拉伸试验方法为准，以应变速度：2×103/s实施高速拉伸试验，测定应力-应变曲线。用得到的应力-应变曲线，在应变0～30％的范围内对应力进行积分，求出吸收能E。此外，赋予5％的拉伸预应变作为预变形，接着施加相当于170℃×20min的涂装烘烤处理的热处理，然后实施同样的冲击试验，求出吸收能EBH，评价预变形-涂装烘烤处理的耐冲击特性的提高余量EBH/E。
而且，在No.11、No.13的钢板表面施加热浸镀锌，制成镀层钢板，同样评价各种特性。
将这些结果示于表3。
本发明例都具有优良的延性、优良的应变时效硬化特性，呈现格外高的BH量、ΔTS，此外，应变时效处理造成的耐疲劳特性、耐冲击特性的提高余量也大。
另外，在No.11、No.13的钢板表面施加热浸镀锌的镀层钢板的特性，与镀前的特性几乎没有变化。镀锌处理是将钢板浸渍在热镀锌浴中进行，将浸渍过的钢板提出后，用气体摩擦接触调整单位面积镀层量。镀层处理的条件取为：板温度：475℃、镀浴：0.13％Al-Zn、浴温：475℃、浸渍时间：3秒、单位面积镀层量：45g/m2。
实施例2
将表4所示组成的钢用与实施例1同样的方法作成板坯，以表5所示的条件加热该板坯，粗轧成25mm厚的薄板坯，接着通过施加表5所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。并且粗轧后在精轧入口侧，用熔融压接法使相邻前后的薄板坯互相接合进行连续轧制。此外，对薄板坯宽度方向的端部、长度方向的端部使用感应加热方式的薄板坯边缘加热器、薄板坯加热器，以调节薄板坯的温度。
通过对这些热轧板进行由酸洗和表5所示条件的冷轧所构成的冷轧工序，将其制成1.6mm的冷轧板。接着对这些冷轧板以表5所示的条件进行连续退火炉内的连续退火。而且连续退火的退火温度都在再结晶温度以上。
对于所得到的冷轧退火板，与实施例1同样，调查(1)固溶N量、(2)微观组织、(3)拉伸特性、(4)应变时效硬化特性、(5)耐疲劳特性及(6)耐冲击特性。
将这些结果示于表6。
本发明例都具有优良的应变时效硬化特性，尽管制造条件的变化，仍稳定呈现格外高的BH量、ΔTS，此外，应变时效处理造成的耐疲劳特性、耐冲击特性的提高余量也大。此外，在本发明例中，通过实施连续轧制和薄板坯长度方向、宽度方向的温度调整，提高了制品钢板的板厚精度和形状。另外，对于本发明钢板No.1和比较例钢板No.5，将时效条件作种种变化调查其应变时效硬化特性，将其结果示于表7。而试验方法则与实施例1同样，仅变更时效温度、时效时间。
本发明例的钢板No.1经标准时效条件即170℃×20min的时效处理，得到BH量115MPa、ΔTS60MPa的值，但即使在如表7所示那样宽广范围的时效处理条件下，也能满足BH量80MPa以上、ΔTS60MPa以上。另一方面，比较例即使到100～300℃的范围内改变时效温度，也未显示出本发明那样大的BH量和ΔTS。
即，本发明的钢板即使在广范围的时效处理条件下，也能确保高的BH量和ΔTS。
实施例3
用转炉熔炼表8所示组成的熔钢，用连铸法制成为板坯。对这些板坯以表9所示的条件进行加热，粗轧成为表9所示厚度的薄板坯，接着，通过施加表9所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。而且对于一部分，在精轧中进行润滑轧制。
通过对这些热轧板进行酸洗和表9所示条件的冷轧所构成的冷轧工序，将其制成冷轧板。接着对这些冷轧板以表9所示的条件进行连续退火炉内的连续退火。此外，接续在冷轧板退火工序后施加调质轧制。而且连续退火的退火温度都在再结晶温度以上。
对于所得到的冷轧退火板，与实施例1同样，调查(1)固溶N量、(2)微观组织、(3)拉伸特性、(4)应变时效硬化特性，将调查结果示于表10。
另外，对No.7的钢(钢板No.9)，也制造了在钢板表面施加热浸镀锌的镀层钢板，同样评价各种特性。镀锌处理是将钢板浸渍在热浸镀锌浴中进行，将浸渍过的钢板提出后，用气体摩擦接触调整单位面积镀层量。镀层处理的条件取为：板温度：475℃、镀浴：0.13％Al-Zn、浴温：475℃、浸渍时间：3秒、单位面积镀层量：45g/m2。而且，连续镀层线中的退火条件与连续退火线同等。
本发明例都具有优良的延性、高的屈服比和优良的应变时效硬化特性，呈现格外高的BH量、ΔTS。
另外，对No.7钢(钢板No.9)施加热浸镀锌的镀层钢板的拉伸特性，与未镀层的拉伸特性比较，TS显示稍微降低的倾向，但若考虑强度和延伸率的平衡，则大致得到了同等的特性。
实施例4
将表11所示组成的钢用与实施例3同样的方法作成板坯，以表12所示的条件加热该板坯，粗轧成25mm厚的薄板坯，接着通过施加表12所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。并且粗轧后在精轧入口侧，用熔融压接法使相邻前后的薄板坯互相接合进行连续轧制。此外，对薄板坯宽度方向的端部、长度方向的端部使用感应加热方式的薄板坯边缘加热器、薄板坯加热器，以调节薄板坯的温度。
通过对这些热轧板进行由酸洗和表12所示条件的冷轧所构成的冷轧工序，将其制成1.2～1.4mm厚的冷轧板。接着对这些冷轧板以表12所示的条件进行连续退火炉内的连续退火。而且连续退火的退火温度都在再结晶温度以上。
对于所得到的冷轧退火板，与实施例1同样，调查(1)固溶N量、(2)微观组织、(3)拉伸特性、(4)应变时效硬化特性。
将这些结果示于表13。
本发明例都具有优良的延性、高的屈服比和优良的应变时效硬化特性，尽管制造条件变化，仍稳定呈现格外高的BH量、ΔTS。此外，在本发明例中，通过实施连续轧制和薄板坯长度方向、宽度方向的温度调整，提高了制品钢板的板厚精度和形状。
另外，对于本发明例的钢板No.1和比较例钢板No.10，将时效条件作种种变化调查其应变时效硬化特性。将其结果示于表14。而试验方法则与实施例3同样，仅变更时效温度、时效时间。
本发明例的钢板No.1经标准时效条件即170℃×20min的时效处理，得到BH量90MPa、ΔTS50MPa的值，但即使在如表14所示那样宽广范围的时效处理条件下，也能满足BH量80MPa以上、ΔTS40MPa以上。另一方面，比较例(钢板No.10)即使到100～300℃的范围内改变时效温度，也未显示出本发明那样大的BH量和ΔTS。
即，本发明的钢板即使在广范围的时效处理条件下，也能确保高的BH量和ΔTS。
实施例5
用转炉熔炼表15所示组成的熔钢，用连铸法作成板坯，以表16所示的条件加热这些板坯，粗轧成表16所示厚度的薄板坯，接着通过施加表16所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。并且对其一部分(钢板No.2、No.3)在精轧中进行润滑轧制。并且对其一部分，粗轧后在精轧入口侧，用熔融压接法使相邻前后的薄板坯互相接合进行连续轧制。此外，对薄板坯宽度方向的端部、长度方向的端部使用感应加热方式的薄板坯边缘加热器、薄板坯加热器，以调节薄板坯的温度。
通过对这些热轧板进行由酸洗和表16所示条件的冷轧所构成的冷轧工序，将其制成冷轧板。接着对这些冷轧板施加进行以表16所示的条件连续退火炉内的退火(连续退火)、退火后在按表16所示的条件冷却的冷轧极退火工序。对其一部分，接续在冷轧板退火工序之后，施加调质轧制。对于所得到的冷轧退火板，与实施例1同样，调查(1)固溶N量、(2)微观组织、(3)拉伸特性、(4)应变时效硬化特性、(5)耐冲击特性。进而再调查(6)成形性。
(6)成形性
求出r值作为成形性的指标。
由各冷轧退火板的轧制方向(L方向)、相对轧制方向45°方向(D方向)、相对轧制方向90°方向(C方向)，取JIS 13B号试片。求出对这些试片赋予15％单轴拉伸预应变时各试片的宽度应变和板厚应变，由宽度应变和板厚应变之比
r＝ln(w/w0)/ln(t/t0)(式中，w0、t0是试验前的试片宽度和板厚，w、t是试验后的试片宽度和板厚。)
求出各方向的r值，再由下式
rmean＝(rL+2rD+rC)/4求出平均r值rmean。其中，rL是轧制方向(L方向)的r值，rD是相对轧制方向(L方向)45°方向(D方向)的r值，rC是相对轧制方向(L方向)90°方向(C方向)的r值。
将这些结果示于表17。
在本发明例中，都显示出优良的延性和低的屈服比，更具有优良的应变时效硬化特性，呈现格外高的BH量、ΔTS，此外，应变时效处理造成的耐冲击特性的提高余量也大。
                      工业实用性
按照本发明，通过预变形-涂装烘烤处理，能够廉价并且不使形状紊乱地制造屈服应力80MPa以上、及抗拉强度40MPa以上，同时具有增加了的高应变时效硬化特性和高成形性的高强度冷轧钢板，在产业中达到了突出的效果。而且，在汽车部件中使用本发明的高强度冷轧钢板的场合，由于涂装烘烤处理等，能够得到稳定的高的部件特性，使得所使用的钢板的板厚可以由2.0mm减低到1.6mm，也具有能够使汽车车身轻量化的效果。
表1
  钢Na     化学成分    (质量％)
  C   Si   Mn     P    S    Al    N   N/A1          其他    Mn/Si
  A 0.08  0.30  1.80  0.008  0.003 0.010 0.0090   0.90 -     6.0
  B 0.05  0.50  1.70  0.005  0.005 0.011 0.0101   0.92 -     3.4
  C 0.08  1.00  1.50  0.003  0.005 0.021 0.0120   0.57 -     1.5
  D 0.03  0.55  1.70  0.005  0.003 0.007 0.0095   1.36 Mo：0.05     3.1
  E 0.05  0.52  1.72  0.020  0.009 0.013 0.0130   1.00 C8：0.0020     3.3
  F 0.06  0.27  1.60  0.009  0.012 0.009 0.0099   1.10 Ti：0.015     5.9
  G 0.07  0.05  1.70  0.007  0.009 0.008 0.0075   0.94 Nb：0.005，B：0.0015     34.0
  H 0.11  0.20  0.95  0.005  0.009 0.011 0.0110   1.00 Ni：0.07，REM：0.0020     4.8
  I 0.08  0.15  2.15  0.007  0.009 0.014 0.0115   0.82 Cu：0.1，Ni：0.2     14.3
  J 0.08  0.15  1.55  0.005  0.007 0.035 0.0025   0.07 -     10.3
表2
  钢板Na 钢Na                                   热轧工序      冷轧工序                     冷轧板退火工序  调质轧制    备注
 板坯加热温度SRT℃    粗轧   薄板坯接合有无         精轧      轧制后冷却   卷取    冷轧压下率％  冷轧板板厚mm     连续退火       一次冷却    二次冷却
薄板坯厚mm 出口侧温度FDT℃ 热轧板板厚mm 开始时间Δts 冷却速度V℃/s 卷取温度CT℃ 退火温度℃ 保持时间s 冷却速度℃/s 冷却停止温度℃ 400℃以上温度区域的滞留时间**s 延伸率％
   1 A   1200     30    有    850    2.6*    0.4    50     540     65   0.9 700   40    30   450     50   1.5 本发明例
   2   1180     28    无    860    3.0    0.4    45     520     67   1.0 770   40    35   300     0   1.6 本发明例
   3   1210     25    无    840    2.6    0.3    50     500     54   1.2 800   30    30   500     30   - 本发明例
   4 B   1200     30    无    900    3.2    0.3    50     600     50   1.6 700   30    30   450     50   1.2 本发明例
   5   1250     40    无    920    2.4    0.3    45     790     58   1.0 720   30    45   300     0   1.2 比较例
   6 C   1200     30    无    850    2.6    0.3    50     450     69   0.8 770   40    50   400     0   1.5 本发明例
   7 D   1200     35    无    870    2.6    0.4    50     500     42   1.5 800   20    28   300     0   1.5 本发明例
   8 E   1190     30    无    860    2.6    0.3    50     480     46   1.4 720   30    35   300     0   - 本发明例
   9 F   1200     30    无    860    2.6    0.3    50     430     46   1.4 770   20    35   500     30   - 本发明例
   10   1260     25    无    860    5.0    0.2    45     500     80   1.0 840   20    70   250     0   - 本发明例
   11 G   1190     30    无    850    2.8    0.2    45     510     50   1.4 800   30    35   470     40   1.5 本发明例
   12   1090     35    无    900    2.8    0.2    45     520     43   1.6 770   50    30   500     40   5.0 本发明例
   13 H   1090     30    无    880    2.4    0.3    70     520     71   0.7 730   40    80   500     120   10 本发明例
   14 I   1150     25    无    880    2.4    0.3    70     520     67   0.8 750   40    70   500     90   1.6 本发明例
   15 J   1140     25    无    870    2.8    0.3    70     520     43   1.6 750   30    30   500     90   1.5 比较例
             *)实施润滑轧制
            **)一次冷却的冷却停止温度以下400℃以上
表3
钢板Na 钢Na 钢板固溶N量质量％         钢板组织            制品板特性   预变形-涂装烘烤处理后特性 应变时效硬化特性   耐疲劳特性  耐冲击特性   备注
      铁素体  第2相             拉伸特性   BH量MPa     ΔTSMPa   (σFL)BH-σFL     EBH/E
  面积率％  粒径μm  种类 YSMPa TSMPa   E1％ r值 YSMPa TSMPa
1 A 0.0085     90   7    P 387 480   35 1.1 525 540   115     60     80     1.15 本发明例
2 0.0088     93   6    M 320 520   35 1.0 570 580   128     60     95     1.19 本发明例
3 0.0088     85   7    B 345 490   33 1.1 530 548   122     58     85     1.15 本发明例
4 B 0.0078     95   6    P 380 480   34 1.1 515 534   106     54     75     1.12 本发明例
5 0     96   11    P，M 375 540   32 1.2 480 545   35     5     0     0.99 比较例
6 C 0.0075     85   7    B 435 620   29 1.1 642 675   102     55     81     1.15 本发明例
7 D 0.0065     84   5    M 290 500   35 1.0 525 550   89     50     71     1.10 本发明例
8 E 0.0101     90   7    P，B 410 530   33 1.1 570 599   135     69     109     1.21 本发明例
9 F 0.0088     94   6    B 360 480   36 1.1 520 545   125     65     95     1.18 本发明例
10 0.0080     90   7    B，M 380 510   34 1.2 600 580   125     70     85     1.20 本发明例
11 G 0.0065     95   5    B 385 510   33 1.0 540 555   89     45     65     1.11 本发明例
12 0.0060     97   5    B 420 545   30 1.0 535 590   85     45     63     1.15 本发明例
13 H 0.0090     87   6    P 395 490   34 1.0 500 552   123     62     97     1.11 本发明例
14 I 0.0095     85   6    P 520 651   29 1.0 701 716   128     65     101     1.21 本发明例
15 J 0.0005     93   8    P 320 415   37 1.0 390 425   30     10     0     0.95 比较例
                             M：马氏体、    B：贝氏体、    P：珠光体
表4
 钢Na                                    化学成分(质量％)
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   N/Al   Mn/Si
 K   0.07   0.31   1.75   0.010   0.005   0.011   0.0075   0.68   5.6
表5
钢板Na 钢Na                                     热轧工序      冷轧工序                    冷轧板退火工序 调质轧制
板坯加热温度SRT℃   粗轧    薄板坯接合有无        精轧       轧制后冷却    卷取    冷轧压下率％ 冷轧板板厚mm     连续退火    一次冷却 二次冷却
 薄板坯厚mm
 出口侧温度FDT℃   热轧板板厚mm    开始时间Δts     冷却速度V℃/s   卷取温度CT℃ 退火温度℃ 保持时间s   冷却速度℃/s 冷却停止温度℃ 400℃以上温度区域的滞留时间**s 延伸率％
2-1 K  1200     25     有*     880     2.9     0.4     70     520     45  1.6  780  20    30 450     40 1.0
2-2  1210     28     有*     900     2.9     3.0     30     760     45  1.6  800  20    30 450     90 1.0
2-3  1250     25     有*     910     3.2     0.4     50     520     50  1.6  810  30    40 450     40 1.0
          *)使用薄板坯加热器、边缘加热器
         **)一次冷却的冷却停止温度以下400℃以上
表6
钢板Na 钢Na 钢板固溶N量质量％        钢板组织           制品板特性    预变形-涂装烘烤处理后特性 应变时效硬化特性 耐疲劳特性 耐冲击特性    备注
铁素体 第2相 拉伸特性 BH量MPa   ΔTSMPa (σFL)BH-σFL    EBH/E
  面积率％  粒径μm  种类 YSMPa TSMPa   E1％ r值 YSMPa TSMPa
2-1 K 0.0070     95   7  P，B 380 475   36 1.0 508 520   85   45     55     1.11 本发明例
2-2 0.00 08     96   12  P 360 450   36 1.0 432 455   25   5     5     1.00 比较例
2-3 0.0068     95   7  P，B 385 480   36 1.1 510 525   90   45     53     1.10 本发明例
                                     M：马氏体、    B：贝氏体、  P：珠光体
表7
 钢板Na   应变时效硬化特性                                    时效处理条件
100℃×30s  100℃×20min  170℃×20min  200℃×10mim  250℃×30s 300℃×20min
  1 BH量(MPa)     90     100     115     120     120     140
ΔTS(MPa) 50 55 60 65 60 45
  5 BH量(MPa)     15     30     35     45     40     40
ΔTS(MPa) 5 5 5 15 12 10
表8
 钢Na                                       化学成分(质量％)
   C   Si   Mn   P   S   Al   N   Nb           其他   N/Al  Mn/Si
 1  0.08  0.05  1.80  0.01 0.003 0.010 0.0120 0.016 -   1.2   36
 2  0.08  0.15  1.50  0.01 0.001 0.007 0.0095 0.012 -   1.4   10
 3  0.05  0.20  1.80  0.01 0.002 0.010 0.0180 0.011 Mo/0.10   1.8   9
 4  0.08  0.05  2.00  0.01 0.001 0.008 0.0150 0.015 Ti/0.010   1.9   40
 5  0.08  0.25  1.80  0.01 0.001 0.008 0.0098 0.010 V/0.08     Ca/0.0080   1.2   7
 6  0.08  0.25  1.85  0.04 0.001 0.012 0.0155 0.025 B/0.0010   1.3   7
 7  0.08  0.01  1.70  0.02 0.001 0.010 0.0160 0.012 Cu/0.15    Ni/0.10   1.6   170
 8  0.08  0.01  1.75  0.01 0.001 0.065 0.0030 0.005 -   0.05   175
 9  0.15  0.02  1.55  0.01 0.001 0.012 0.0150 0.010 B/0.0015    REM/0.0090   1.3   78
 10  0.05  0.01  1.20  0.01 0.003 0.010 0.0120 0.022 -   1.2   120
表9
钢板Na 钢Na                                    热轧工序      冷轧工序               冷轧板退火工序 调质轧制   备注
板坯加热温度SRT℃   粗轧    薄板坯接合有无     精轧 轧制后冷却   卷取   冷轧压下率％ 冷轧板板厚mm      连续退火     1次冷却  过时效
  薄板坯厚mm
最终道次压下率％ 出口侧温度FDT℃  热轧板板厚mm   开始时间Δts   冷却速度V℃/s  卷取温度CT℃ 退火温度℃  保持时间s  冷却速度℃/s 冷却停止温度℃   保持时间**s 延伸率％
1 1   1200     35     有     28   880   3.2*   0.2     50     540   68.8 1.0 770   20   45 390     40 1.2 本发明例
2 1   1210     37     无     28   870   3.2   0.3     50     540   62.5 1.2 800   30   45 390     40 1.5 本发明例
3 1   1180     37     有     30   880   2.9   0.3     50     540   72.4 0.8 840   20   45 390     40 1.0 本发明例
4 2   1190     37     有     28   850   4.0   0.3     50     540   70.0 1.2 820   30   45 390     20 1.5 本发明例
5 3   1190     35     有     28   840   3.2   0.3     50     520   56.3 1.4 820   30   50 400     60 1.5 本发明例
6 4   1200     35     有     30   850   3.2   0.2     55     520   62.5 1.2 820   30   50 400     60 1.5 本发明例
7 5   1210     35     有     30   850   2.6   0.2     60     520   53.8 1.2 820   30   50 400     60 1.5 本发明例
8 6   1210     40     有     28   880   2.6   0.2     45     520   61.5 1.0 800   35   35 420     40 1.2 本发明例
9 7   1210     30     有     28   850   2.6   0.2     45     520   61.5 1.0 800   35   35 400     40 1.2 本发明例
10 8   1210     30     有     32   850   2.6   0.2     45     480   61.5 1.0 800   35   35 350     40 1.2 比较例
11 9   1210     30     有     28   880   2.6   0.2     45     480   53.8 1.2 800   35   45 360     90 1.5 本发明例
12 10   1200     38     有     28   890   2.6   0.2     45     480   53.8 1.2 790   25   50 350     100 1.2 本发明例
13 1   105 0     35     有     29   720   2.9   2.0     50     520   72.4 0.8 800   25   45 400     45 1.2 比较例
14 1   1190     35     无     10   840   2.9   0.3     45     520   72.4 0.8 920   20   20 400     40 1.2 比较例
15 1   1200     35     有     29   880   2.9   0.3     45     720   72.4 0.8 800   25   45 490     10 1.0 比较例
       *)实施润滑轧制  **)在350～400℃的温度区域的滞留时间
表10
 钢板Na  钢Na 钢板固溶N量质量％   钢板固溶Nb量质量％           钢板组织            制品板特性  预变形-涂装烘烤处理后特性  应变时效硬化特性    备注
      铁素体    第2相            拉伸特性    BH量MPa    ΔTSMPa
  面积率％    粒径μm 种类 YSMPa TSMPa   E1％ YR YSMPa TSMPa
 1 1 0.0095   0.009     92     5 P 481 585   30 0.82 601 835     90     50 本发明例
 2 1 0.0094   0.008     91     5 P 484 590   30 0.82 604 638     92     51 本发明例
 3 1 0.0098   0.009     90     4 P 500 615   28 0.81 621 865     85     50 本发明例
 4 2 0.0070   0.008     92     6 P.B/1％ 447 545   32 0.82 560 595     85     50 本发明例
 5 3 0.0120   0.010     90     5 P 465 565   31 0.82 587 625     81     60 本发明例
 6 4 0.0110   0.011     88     3 P，B/2％ 515 625   29 0.82 637 680     81     55 本发明例
 7 5 0.0080   0.008     92     4 P 490 595   29 0.82 610 640     82     45 本发明例
 8 6 0.0070   0.009     89     5 P 570 670   27 0.85 695 719     92     49 本发明例
 9 7 0.0080   0.010     92     5 P 457 557   31 0.82 578 607     95     50 本发明例
 10 8 0   ＜ 0.001     93     12 P 420 520   31 0.81 470 540     25     20 比较例
 11 9 0.0075   0.008     87     3 P 554 675   27 0.82 675 725     90     50 本发明例
 12 10 0.0085   0.010     95     6 P 388 457   38 0.85 512 507     95     50 本发明例
 13 1 0. 0005   0.011     94     14 P 390 520   31 0.75 440 545     20     25 比较例
 14 1 0.00 09   0.011     95     11 P 385 515   31 0.75 450 540     25     25 比较例
 15 1 0.00 09   0.011     94     15 P 370 500   32 0.74 470 520     25     20 比较例
                                                           P：珠光体，    B：贝氏体
表11
  钢Na                                      化学成分(质量％)
  C   Si   Mn   P   S   A1   N   Nb   N/Al   Mn/Si
  11   0.051   0.005   0.85   0.02   0.005   0.015   0.0126   0.016   0.84   170
表12
钢板Na 钢Na                                              热轧工序     冷轧工序                    冷轧板退火工序 调质轧制
  板坯加热温度SRT℃   粗轧   薄板坯接合有无             精轧      轧制后冷却    卷取  冷轧压下率％  冷轧板板厚mm    连续退火        1次冷却    过时效
  薄板坯厚mm
最终道次压下率％  出口侧温度FDT℃ 热轧板板厚mm   开始时间Δts    冷却速度V℃/s  卷取温度CT℃ 退火温度℃  保持时间s  冷却速度℃/s 冷却停止温度℃   保持时间**s 延伸率％
16 11   1190     38    有*   28   890   3.2   0.2     50     520   62.5  1.2 740   20   20 420     20 1.5
17 11   1200     38    有*   28   890   3.6   0.3     50     520   66.7  1.2 750   20   25 440     30 1.5
18 11   1200     38    有*   28   890   4.0   0.2     50     540   65.0  1.4 760   30   20 450     20 2.0
        *)使用薄板坯加热器、边缘加热器    **)在350～400℃的温度区域的滞留时间
表13
 钢板Na 钢Na 钢板固溶N量质量％ 钢板固溶Nb量质量％         钢板组织          制品板特性 预变形-涂装烘烤处理后特性 应变时效硬化特性   备注
      铁素体 第2相           拉伸特性   BH量MPa     ΔTSMPa
 面积率％  粒径μm   种类  YSMPa TSMPa   E1％  YR YSMPa TSMPa
 16 11 0.0071 0.008    95   6     P  345 455   38 0.76 485 507   100     52 本发明例
 17 11 0.0075 0.008    95   5     P  349 460   38 0.76 490 510   95     50 本发明例
 18 11 0.0073 0.008    96   5     P  345 460   38 0.75 490 510   95     50 本发明例
                                       P：珠光体，  B：贝氏体
表14
  钢板Na   应变时效硬化特性                                           时效处理条件
100℃×30s  100℃×20min  170℃×20min  200℃×10min  250℃×30s 300℃×20min
  1  BH量(MPa)     40     80     90     95     90     85
ΔTS(MPa) 20 45 50 55 50 45
  10  BH量(MPa)     5     10     25     27     27     20
ΔTS(MPa) 0 5 20 20 15 10
表15
 钢Na                                                    化学成分(质量％)  Ac1℃  Ac3℃
    C  Si  Mn   P   S   Al   N   N/Al    Mo  Cr          其他
 A  0.032 0.01 1.70 0.010 0.004 0.010 0.0120   1.2   0.20 0.01 -   705   841
 B  0.034 0.01 1.16 0.010 0.005 0.011 0.0150   1.4   0.15 0.98 -   727   844
 C  0.050 0.05 1.20 0.011 0.005 0.015 0.0160   1.1   0.15 0.01 -   712   850
 D  0.065 0.06 1.21 0.011 0.004 0.013 0.0175   1.3   0.01 0.52 -   721   832
 E  0.082 0.35 1.69 0.008 0.005 0.011 0.0150   1.4   0.01 0.06 Ni：0.30，Cu：0.50   711   812
 F  0.030 0.56 1.72 0.005 0.003 0.014 0.0180   1.3   0.06 0.01 Ca：0.0020   721   860
 G  0.060 0.29 1.62 0.005 0.012 0.009 0.0145   1.6   0.01 0.32 Ti：0.015   719   834
 H  0.071 0.47 1.21 0.013 0.003 0.010 0.0145   1.5   0.01 0.96 -   740   844
 I  0.069 0.02 2.00 0.012 0.003 0.010 0.0135   1.4   0.15 0.01 -   702   815
 J  0.040 0.02 0.95 0.050 0.005 0.010 0.0145   1.5   0.01 0.30 Nb：0.015   718   894
 K  0.034 0.01 1.16 0.010 0.005 0.011 0.0130   1.2   0.15 0.98 Ni：0.50，Cu：1.0   719   816
 L  0.035 0.01 1.21 0.010 0.002 0.011 0.0125   1.1   0.01 0.52 B：0.0010   719   843
 M  0.060 0.01 0.65 0.010 0.002 0.011 0.0140   1.3   0.01 0.75 REM：0.002   721   851
 N  0.061 0.01 1.30 0.010 0.004 0.012 0.0020   0.2   0.01 0.52 -   718   828
表16
  钢板Na 钢Na                                          热轧工序     冷轧工序                   冷轧板退火工序 调质轧制
板坯加热温度SRT℃   粗轧   薄板坯接合有无          精轧        轧制后冷却   卷取     冷轧压下率％  冷轧板板厚mm         连续退火              冷却    延伸率％
  薄板坯厚mm
  出口侧温度FDT℃ 热轧板板厚mm   开始时间Δts    冷却速度V℃/s  卷取温度CT℃  加热速度**℃/s 退火温度℃  保持时间s  冷却速度***℃/s       临界冷却速度CR
   CR适用式**** CR****℃/s
  1 A   1200     30   有*     860   3.0   0.3     30     680     67   1.0   12 800   40   32   ①   1.0     0.8
  2 B   1200     32   有*     870   3.5   0.4     45     650     65   1.2   10 800   40   25   ①   0.1     1.0
  3 C   1210     32   有*     890   3.5   0.5     50     670     65   1.2   8 810   40   30   ①   11.7     0.9
  4 D   1230     35   有*     880   3.5   0.4     45     660     55   1.6   6 815   45   25   ①   3.5     -
  5 E   1200     28   有     860   2.5   0.5     50     550     67   0.8   15 790   50   28   ①   3.7     1.0
  6 F   1250     32   无     890   3.5   0.5     50     680     55   1.6   6 810   40   25   ①   2.5     -
  7 G   1200     32   无     860   3.5   0.4     55     550     55   1.6   8 750   50   30   ①   1.7     1.5
  8 H   1190     30   无     860   3.0   0.5     50     550     55   1.4   9 815   50   30   ①   0.2     1.0
  9 I   1200     30   无     840   3.0   0.5     50     500     60   1.2   12 795   60   25   ①   0.5     1.0
  10 J   1190     32   无     840   2.5   0.5     55     600     54   1.2   5 820   40   32   ①   18.8     1.5
  11 K   1200     30   无     850   3.0   0.5     40     580     55   1.4   8 790   50   30   ①   0.1     -
  12 L   1180     32   无     860   2.5   0.5     45     680     68   0.8   7 780   50   25   ②   1.1     1.2
  13 M   1150     30   无     870   2.6   0.4     55     550     52   1.2   10 780   55   25   ①   10.7     0.8
  14 N   1150     35   有*     880   3.5   0.4     45     660     55   1.6   6 815   45   25   ①   2.6     1.0
       *)使用薄板坯加热器、边缘加热器
      **)到600℃～Ac，相变点的加热温度
     ***)600～300℃间的平均冷却速度
    ****)①logCR＝-1.73〔Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05(Cu+Ni)〕+3.95  B＜0.0003
         ②logCR＝-1.73〔Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05(Cu+Ni)〕+3.40  B≥0.0003
表17
  钢板Na  钢种Na   钢板固溶N量质量％              钢板组织           拉伸特性   成形性    预变形-涂装烘烤处理后的特性    应变时效硬化特性   耐冲击特性      备注
      铁素体   马氏体  种类* YSMPa TSMPa E1％ YR％ rmean
  面积率％ μm   面积率％   YSMPa  TSMPa   BH量MPa     ΔTSMPa EBH/E
  1  A   0.0062     95     8     5  F+M  300   550   35  55     0.9   570  599   96     49   1.16   本发明例
  2  B   0.0098     96     7     4  F+M  270   470   39  57     1.0   526  554   148     84   1.18   本发明例
  3  C   0.0088     95     7     5  F+M  265   460   40  58     0.9   508  535   135     75   1.17   本发明例
  4  D   0.0113     92     6     5  F+M+B  350   620   31  56     0.9   752  716   166     96   1.20   本发明例
  5  E   0.0098     94     7     6  F+M  350   560   35  63     1.0   611  644   148     84   1.18   本发明例
  6  F   0.0113     94     5     6  F+M  290   500   38  58     0.9   566  596   165     96   1.20   本发明例
  7  G   0.0053     93     6     7  F+M  300   510   35  59     0.9   527  555   94     45   1.15   本发明例
  8  H   0.0079     90     5     7  F+M+B  343   625   32  55     0.9   726  692   124     67   1.17   本发明例
  9  I   0.0089     95     5     5  F+M  370   655   28  56     0.9   694  730   136     75   1.18   本发明例
  10  J   0.0069     95     6     5  F+M  320   520   36  62     0.9   550  579   113     59   1.16   本发明例
  11  K   0.0078     94     7     6  F+M  300   555   36  54     0.9   591  622   124     67   1.17   本发明例
  12  L   0.0055     93     6     7  F+M  265   455   40  58     1.0   477  508   102     53   1.15   本发明例
  13  M   0.0088     92    5     8  F+M  290   550   34  53     0.9   594  625   136     75   1.18   本发明例
  14  N   0.0000     94     7     6  F+M  260   465   39  56     0.9   408  480   30     15   0.97   比较例
        *)F：铁素体、  M：马氏体、    B：贝氏体

Claims (17)

1、一种应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，该钢板具有以下组成：以质量％计，含C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，而且N/Al为0.3以上，含有固溶状态的N 0.0010％以上，其余由Fe和不可避免的杂质构成。
2、权利要求1所述的抗拉强度为440MPa以上、应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于还具有以面积率计含平均晶粒粒径10μm以下的铁素体相50％以上的组织。
3、根据权利要求2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述组成中，以质量％计还含有以下a组～d组的1组或2组以上：
a组：含Cu、Ni、Cr、Mo的1种或2种以上，合计1.0％以下
b组：含Nb、Ti、V的1种或2种以上，合计0.1％以下
c组：含B 0.0030％以下
d组：含Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％。
4、根据权利要求2或3所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述高强度冷轧钢板的板厚为3.2mm以下。
5、一种高强度冷轧镀层钢板，其特征在于，是在权利要求2～4任一项所述的高强度冷轧钢板上施加电镀或热浸镀而构成。
6、一种抗拉强度为440MPa以上、应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，依次实施以下工序：
热轧工序：将具有以质量％计，含C：0.15％以下、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，而且N/Al为0.3以上的组成的钢板坯，加热到板坯加热温度：1000℃以上，粗轧成为薄板坯，对该薄板坯施加精轧出口侧温度：800℃以上的精轧，在卷取温度：650℃以下卷取，制成热轧板的热轧工序，
冷轧工序：对该热轧板进行酸洗及冷轧，制成冷轧板的冷轧工序，和
冷轧板退火工序：对该冷轧板进行在再结晶温度以上900℃以下的温度下保持时间：10～60s的退火，然后进行以冷却速度：10～300℃/s冷却到500℃以下的温度区域的一次冷却，和接着在上述一次冷却的停止温度以下400℃以上的温度区域的滞留时间取为300s以下的二次冷却的冷轧板退火工序。
7、根据权利要求6所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述精轧后，在0.5秒以内开始冷却，以冷却速度40℃/s以上急冷，再进行上述卷取。
8、根据权利要求6或7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，接续上述冷轧板退火工序，再施加延伸率：1.0～15％的调质轧制或矫直加工。
9、根据权利要求6或7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述粗轧和上述精轧之间，将前后相邻的薄板坯互相接合。
10、根据权利要求6或7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述粗轧和上述精轧之间，使用对上述薄板坯的宽度方向端部进行加热的薄板坯边缘加热器、对上述薄板坯的长度方向端部进行加热的薄板坯加热器的任意一者或二者。
11、权利要求1所述的抗拉强度为440MPa以上、屈服比为0.7以上、应变时效硬化特性优良的高屈服比高强度冷轧钢板，其特征在于，该钢板具有以下组成和组织：
其组成为：以质量％计，还含有Nb：0.007～0.04％，而且含有析出状态的Nb 0.005％以上、其余由Fe及不可避免的杂质构成，和
其组织为：以面积率计，含平均晶粒粒径10μm以下的铁素体相50％以上，其余构成珠光体主体。
12、根据权利要求11所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述组成中，以质量％计还含有以下a组～d组的1组或2组以上：
a组：含Cu、Ni、Cr、Mo的1种或2种以上，合计1.0％以下
b组：含Ti、V的1种或2种，合计0.1％以下
c组：含B 0.0030％以下
d组：含Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％。
13、权利要求6所述的抗拉强度为440MPa以上、屈服比为0.7以上、应变时效硬化特性优良的高屈服比型高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，依次实施以下工序：
热轧工序：将具有以质量％计，还含有N：0.0050～0.025％、Nb：0.007～0.04％，而且N/Al为0.3以上的组成的钢板坯，加热到板坯加热温度：1100℃以上，粗轧成为薄板坯，对该薄板坯施加精轧最终道次的压下率：25％以上、精轧出口侧温度：800℃以上的精轧，在卷取温度：650℃以下卷取，制成热轧板的热轧工序，
冷轧工序：对该热轧板进行酸洗及冷轧，制成冷轧板的冷轧工序，和
冷轧板退火工序：对该冷轧板进行在再结晶温度以上900℃以下的温度下保持时间：10～90s的退火，然后以冷却速度：70℃/s以下冷却到600℃以下的温度区域的冷轧板退火工序。
14、权利要求1所述的应变时效硬化特性、加工性、耐冲击特性优良、抗拉强度为440MPa以上的高强度冷轧钢板，其特征在于，该钢板还含有Mo：0.05-1.0％、Cr：0.05-1.0％中的一种或两种，具有以面积率计含平均晶粒粒径10μm以下的铁素体相50％以上，
且以面积率计，还含有马氏体相3％以上的组织。
15、根据权利要求14所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述组成中，以质量％计还含有以下e组～h组的1组或2组以上：
e组：含Si：0.05～1.5％、P：0.03～0.15％、B：0.0003～0.01％的1种或2种以上
f组：含Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.2％、V：0.01～0.2％的1种或2种以上
g组：含Cu：0.05～1.5％、Ni：0.05～1.5％的一种或2种
h组：含Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％。
16、权利要求6所述的应变时效硬化特性、加工性、耐冲击特性优良、具有抗拉强度440MPa以上的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，依次实施以下工序：
热轧工序：将含有Mo：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.0％中的一种或2种，而且N/Al为0.3以上，或者还含有从以下e组～h组中选择的1组或2组以上的组成的钢板坯，加热到板坯加热温度：1000℃以上，粗轧成为薄板坯，对该薄板坯施加精轧出口侧温度：800℃以上的精轧，在卷取温度：750℃以下卷取，制成热轧板的热轧工序，
冷轧工序：对该热轧板进行酸洗及冷轧，制成冷轧板的冷轧工序，和
冷轧板退火工序：对该冷轧板进行在(Ac1相变点)～(Ac3相变点)的温度下保持时间：10～120s的退火，然后将600～300℃间的平均冷却速度取为用以下(1)或(2)式定义的临界冷却速度CR以上进行冷却的冷轧板退火工序，
e组：含Si：0.05～1.5％、P：0.03～0.15％、B：0.0003～0.01％的1种或2种以上
f组：含Nb：0.01～0.1％、Ti：0.01～0.2％、V：0.01～0.2％的1种或2种以上
g组：含Cu：0.05～1.5％、Ni：0.05～1.5的一种或2种
h组：含Ca、REM的1种或2种，合计0.0010～0.010％
B＜0.0003％的场合
Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Ct+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.95......(1)
B≥0.0003％的场合
Log CR＝-1.73[Mn+2.67Mo+1.3Cr+0.26Si+3.5P+0.05Cu+0.05Ni]+3.40......(2)
其中，CR：冷却速度(℃/s)，Mn、Mo、Cr、Si、P、Cu、Ni：各元素含量(质量％)。
17、根据权利要求16所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述精轧后，在0.5秒以内开始冷却，以冷却速度：40℃/s以上急冷，再进行上述卷取。
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