CN1193110C - 高强度双相薄钢板和高强度双相电镀薄钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度双相薄钢板和高强度双相电镀薄钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1193110C
CN1193110C CNB018073271A CN01807327A CN1193110C CN 1193110 C CN1193110 C CN 1193110C CN B018073271 A CNB018073271 A CN B018073271A CN 01807327 A CN01807327 A CN 01807327A CN 1193110 C CN1193110 C CN 1193110C
Authority
CN
China
Prior art keywords
weight
steel
draw
phase
high strength
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CNB018073271A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1419607A (zh
Inventor
松冈才二
花泽和浩
清水哲雄
坂田敬
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
Kawasaki Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2001312687A external-priority patent/JP4010131B2/ja
Priority claimed from JP2001312688A external-priority patent/JP4010132B2/ja
Application filed by Kawasaki Steel Corp filed Critical Kawasaki Steel Corp
Publication of CN1419607A publication Critical patent/CN1419607A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1193110C publication Critical patent/CN1193110C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板，其中该薄钢板的成分包括碳：0.01-0.08重量%、硅：不超过2.0重量%、锰：不超过3.0重量%、磷：不超过0.10重量%、硫：不超过0.02重量%、铝：0.005-0.20重量%、氮：不多于0.02重量%和钒：0.01-0.5重量%，条件是钒和碳满足0.5×C/12≤V/51≤3×C/12的关系式，其余是铁和不可避免的杂质，并且具有由作为初晶相的铁素体相和包括与整个显微结构面积比不小于1%的马氏体相的次生相组成的显微结构；和在上述薄钢板上包括电镀层的高强度双相镀锌钢板及制造它们的方法。

Description

高强度双相薄钢板和高强度双相电镀薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有优异深拉延性的高强度双相薄钢板，特别涉及具有440MPa或更大的拉伸强度并且适于在交通工具用薄钢板中使用的、具有优异深拉延性的双相冷轧薄钢板和具有优异深拉延性的高强度双相镀锌薄钢板，以及制造它们的方法。
背景技术
最近，从保持全球环境的观点看，需要改善交通工具中的燃料消耗，并且从交通工具碰撞过程中人员保护的观点看，需要改善车体的安全性。为此，正积极地进行使车体既光亮又坚固的研究。
为了同时满足使车体既光亮又坚固，据说高度强化构成零件的原材料是有效的，并且最近，高强度薄钢板正积极地用作交通工具的一部分。
大多数车体用零件是通过冲压加工作为原材料的薄钢板形成的。为此，所使用的高强度薄钢板需要具有优异的冲压成型性。为了改善冲压成型性，作为薄钢板的机械性能，必须具有高的兰克福特值(r值)，高的延展性(E1)和低的屈服应力(YS)。
然而，通常随着薄钢板高度强化，r值和延展性降低且冲压成型性变差，同时屈服应力升高从而使随模成型性变差，因此易于出现回弹问题。
并且，根据所使用的交通工具零件的位置，也需要高的耐腐蚀性，因此目前将具有优异耐腐蚀性的各种经表面处理的薄钢板用作交通工具用薄钢板。在这些表面处理的薄钢板当中，镀锌薄钢板是在相同的作业线中通过进行再结晶退火和镀锌的连续镀锌设备制造的，因此提供优异的耐腐蚀性和廉价的产品是有可能的。而且，除了优异的耐腐蚀性之外，通过镀锌之后进行热处理而获得的合金镀锌薄钢板，在可焊性和冲压成型性方面也很优异。因此，它们被广泛使用。
为了进一步促使车体既光亮又坚固，除了开发具有优异冲压成型性的高强度冷轧薄钢板之外，还需要开发通过连续镀锌作业线而具有优异耐腐蚀性的高强度镀锌薄钢板。
作为具有良好冲压成型性的高强度薄钢板的典型例子，提到的是具有软铁素体相和硬马氏体相双相显微结构的双相薄钢板。特别是在连续退火之后用气体喷流冷却制造的双相薄钢板屈服应力低，并具有高的延展性和优异的烘烤淬透性。上述双相薄钢板通常具有良好的可加工性，但具有的缺陷在于：恶劣条件下的可加工性差，特别是r值低且深拉延性差。
并且，当进行镀锌以提供优异耐腐蚀性时，连续镀锌作业线一般要连续装配退火设备和电镀设备。为此，在进行镀锌的情况下，退火后的冷却受到电镀温度的制约，并且不能立刻就降低到低于电镀温度的温度，导致冷却间断。结果，平均冷却速率必然变小。因此，当在连续镀锌作业线中制造镀锌薄钢板时，在镀锌后的薄钢板中，难以形成在大冷却速率的冷却条件下产生的马氏体相。所以，通过连续镀锌作业线通常难以制造具有铁素体相和马氏体相双相显微结构的高强度镀锌薄钢板。
在这种不利的条件下，试图增加双相薄钢板的r-值以改善深拉延性。例如，JP-B-55-10650公开了一种方法，该方法是，在冷轧后，在从重结晶温度到AC3转变点的温度范围内进行装箱退火，此后，在加热至700-800℃后进行包括淬火及回火在内的连续退火，以获得混合显微结构。然而，在此方法中，由于在连续退火期间进行淬火及回火，因此屈服应力高，由此不能获得低的屈服比。具有这么高屈服应力的薄钢板不适于冲压成型，并且其缺陷在于：冲压零件的随模成型性不好。
在JP-A-55-100934中也公开了一种降低高屈服应力的方法。在此方法中，首先进行装箱退火以获得高的r-值，其中使装箱退火的温度到达铁素体(α)-奥氏体(γ)的双相区，并且在均热期间将锰从α相富集到γ相。随着在连续退火期间富集的锰相优先变成γ相，甚至在像气体喷流冷却中那样的冷却速率也能获得双相显微结构，并且屈服应力进一步变低。然而，在此方法中，由于α-γ双相区长时间富集锰，需要在相对高的温度下进行装箱退火，因此在生产步骤中存在许多问题，例如由退火中的热膨胀引起的卷材内部的薄钢板之间经常出现粘着，出现回火色，降低用于炉体的内罩的使用寿命等。因此，迄今为止，工业上难以稳定地制造具有高r-值和低屈服应力的高强度薄钢板。
此外，JP-B-1-35900公开了一种方法，其中通过冷轧一种钢(成分为：0.012重量％碳-0.32重量％硅-0.53重量％锰-0.03重量％磷-0.051重量％钛)，加热至相应于α-γ双相区的870℃，并随后以100℃/s的平均冷却速率冷却，能够制造具有非常高r-值和低屈服应力的双相冷轧薄钢板，r-值＝1.61，YS＝224MPa和TS＝482MPa。然而，在冷轧后，在连续退火作业线或连续镀锌作业线中普遍使用的气体喷射冷却中难以获得100℃/s的高冷却速率，这需要使用水淬硬设备，并且在水淬硬薄钢板的表面处理中问题变得实际了，因此在生产设备和材料中存在问题。
此外，试图制造高强度双相镀锌薄钢板。过去，作为制造高强度双相镀锌薄钢板的方法，通常是使用这样一种方法，其中通过使用加入大量用于提高淬透性的诸如铬或钼这样的合金元素而便于形成低温转变相。然而，加入大量合金元素会造成不希望的生产成本增加。
而且，如同JP-B-62-40405等中公开的一样，建议这样一种方法，通过限定退火后或连续镀锌作业线中电镀后的冷却速率来制造高强度双相镀锌薄钢板。然而，因为对用于连续镀锌作业线的设备进行限制，这种方法是不实际，而且，据说用这种方法获得的薄钢板具有不充分的延展性。
本发明的公开
因此，本发明的一个目的是解决上述问题并提供具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板和具有优异深拉延性的高强度双相镀锌薄钢板及它们的制造方法。
而且，本文中使用的术语“镀锌薄钢板”包括：通过进行电镀获得的、除锌之外还含铝等的镀锌薄钢板，和电镀后通过进行热(合金化)处理以把马特里克斯超高强度薄钢板的铁扩散进电镀层中获得的合金镀锌薄钢板。
为了达到上述目的，发明人对合金元素对薄钢板中的显微结构和再结晶结构的影响进行了许多研究。结果发现，在再结晶退火之前，通过将钢锭中的碳限制到较低含量并使钒含量与碳含量成比例，钢中的碳以碳化钒的形式析出，从而尽可能地减少固溶C，从而形成{111}再结晶结构，以获得高的r-值，随后通过加热至α-γ双相区溶解碳化钒，以在奥氏体中富集碳，在随后的冷却过程中容易地生成马氏体，由此能够稳定地制造具有高r-值和优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板和高强度双相镀锌薄钢板。
下面将阐述发明人所作的基本实验的结果。
在这种情况下，对TS：590MPa等级的高强度双相冷轧薄钢板和TS：780MPa等级的高强度双相冷轧薄钢板进行实验。
首先，在下面的条件下对TS：590MPa等级的高强度双相冷轧薄钢板进行基本试验。将每一个不同的钢片(具有如下基本成分：碳：0.03重量％，硅：0.02重量％，锰：1.7重量％，磷：0.01重量％，硫：0.005重量％，铝：0.04重量％，氮：0.002重量％和0.03-0.55重量％不等的钒含量)都加热至1250℃并均热，然后在900℃的精轧机输送温度下进行三道次轧制(three-pass rolling)以获得厚度为4.0毫米的热轧薄钢板。
此外，对于具有如下基本成分的各种钢片进行与上述相同的处理，碳：0.03重量％，硅：0.02重量％，锰：1.7重量％，磷：0.01重量％，硫：0.005重量％，铝：0.04重量％和氮：0.002重量％和通过分别加入0.03-0.04重量％、0.01-0.18重量％和0.01-0.18重量％的钒、铌和钛而具有(2×Nb[重量％]/93+2×Ti[重量％]/48)/(V[重量％]/51)的不同值，以满足0.5×C[重量％]/12≤(V[重量％]/51+2×Nb[重量％]/93+2×Ti[重量％]/48)≤3×C[重量％]/12的关系。
而且，精轧后的热轧薄钢板与卷材处理一样，进行650℃×1小时的保温处理。随后，以70％的轧制压缩率对薄钢板进行冷轧，以获得厚度为1.2毫米的冷轧薄钢板。接着，冷轧薄钢板在850℃下进行再结晶退火60秒并以30℃/s的冷却速率冷却。
另一方面，在下面的条件下进行TS：780MPa等级的高强度双相冷轧薄钢板进行基本试验。
各种钢片，其基本成分为碳：0.04重量％，硅：0.70重量％，锰：2.6重量％，磷：0.04重量％，硫：0.005重量％，铝：0.04重量％和氮：0.002重量％和通过分别加入0.02-0.06重量％、0.01-0.12重量％和0.01-0.12重量％的钒、铌和钛而具有(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)的不同值，以满足0.5×C[重量％]/12≤(V[重量％]/51+2×Nb[重量％]/93+2×Ti[重量％]/48)≤3×C[重量％]/12的关系，将这些各种钢片加热至1250℃并均热，然后在900℃的精轧机输送温度下进行三轧道轧制，以获得厚度为4.0mm的热轧薄钢板。而且，精轧后的热轧薄钢板与卷材处理一样，进行650℃×1小时的保温度处理。随后，以70％的轧制压缩率对薄钢板进行冷轧，以获得厚度为1.2毫米的冷轧薄钢板。接着，将冷轧薄钢板在850℃下进行再结晶退火60秒，并以30℃/s的冷却速率冷却。
对于这样获得的冷轧薄钢板进行拉伸试验，以研究拉力特性。使用JIS No.5拉伸试件进行拉伸试验。将r-值确定为轧制方向(rL)、相对于轧制方向倾斜45度的方向(rD)和垂直于(90°)轧制方向的方向(rC)的平均r-值{＝(rL+rC+2×rD)/4}。
图1a和1b说明在使用含钒但不含铌和钛、钒的钢锭制造的TS：590MPa等级的冷轧薄钢板中，钢锭中的钒含量对冷轧薄钢板的r-值和屈服比(YR＝屈服应力(YS)/拉伸强度(TS)×100(％))的影响。而且，图1a和1b中的横坐标是钒含量与碳含量的原子比((V/51)/(C/12))，图1a中，纵座标是r-值，图1b中，纵座标是屈服比(YR)。
正如从图1a和1b中所看到的一样，通过将钢锭中的钒含量与碳含量的原子比限制为0.5-3.0，可以获得高的r-值和低的屈服比，并有可能制造具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板。
在本发明的薄钢板中，发明人发现：因为固溶碳和氮较少，并且在再结晶退火之前大量形成{111}再结晶结构，所以能够获得高的r-值。发明人还发现：通过在α-γ双相区退火能溶解碳化钒，并且固溶碳大量富集到奥氏体相中，在随后的冷却过程中奥氏体可以容易地转变成马氏体，从而获得铁素体和马氏体的双相显微结构。
尽管过去钛和铌主要用作碳化物形成元素，但是发明人注意到：就在较高温区通过退火而有效地获得固溶碳而言，钒比钛和铌具有更高的碳化物溶解度。即，发现：由于在高温下退火时，碳化钒与碳化钛和碳化铌相比更容易溶解，所以通过在α-γ双相区退火可以获得足够量的用于将奥氏体转变成马氏体的固溶碳。此外，很明显，加入钒能最显著地形成这种现象，但是一起加入铌和钛也能获得相似的结果。
本发明基于上述知识，而获得以下知识可实现另一个发明。
发明人比较了通过使用除了含钒之外还含铌和钛的钢锭制造的TS：590MPa等级和TS：780MPa的高强度双相冷轧薄钢板中的r-值并阐明如下。图2a和2b说明：在使用含钒、铌和钛的钢锭制造的TS：590MPa等级和TS：780MPa等级的冷轧薄钢板中，钢锭中钒、铌和钛的含量对冷轧薄钢板的拉伸强度(TS)和兰克福特值(r-值)的影响。而且，图2a和2b中的横坐标是铌和钛含量与钒含量的原子比(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)，图2a中纵座标是拉伸强度(TS)，图2b中纵座标是r-值。
根据上述结果，在TS：780MPa等级中，通过大量固溶强化元素试图进行高度强化，以便与TS：590Mpa等级相比，通过增加固溶碳含量等使r-值较低。然而，在TS：780MPa等级中，当(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)的值不小于1.5时，r-值明显提高。当(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)的值不小于1.5时显著提高r-值，这一在TS：780MPa等级中的特征在TS：590MPa等级中未发现。
尽管造成上述结果的细节还不清楚，但人们认为，像在TS：780MPa等级中那样，在含大量导致降低r-值的元素如固溶碳等的***中，与钒相比，铌和钛更容易以化合物的形式析出固溶碳和氮，并且固溶碳和氮的含量在热轧后减少，从而提高了r-值。而且，当(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)的值超过15时，TS显著下降，这不利于获得TS：780MPa等级的高强度双相冷轧薄钢板。这被认为是由于以下的事实：与碳化钒相比，碳化铌和碳化钛几乎不溶解，如果铌和钛含量的加入量大于钒含量的加入量，则在α-γ双相区退火中，奥氏体相中富集的碳含量大为减少，而且冷却后形成的马氏体相是软化的。
以上述知识为基础，通过进一步检验来实现本发明。本发明概述如下。
(1)一种具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板，其特征在于薄钢板的组成包含碳：0.01-0.08重量％，硅：不超过2.0重量％，锰：不超过3.0重量％，磷：不超过0.10重量％，硫：不超过0.02重量％，铝：0.005-0.20重量％，氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，条件是钒和碳满足由下式(i)表示的关系：
   0.5×C/12≤V/51≤3×C/12        (i)其余的是铁和不可避免的杂质，其具有由作为初晶相的铁素体相和包括与整个显微结构的面积比不小于1％的马氏体相的次生相组成的显微结构。
(2)一种根据第(1)项的具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板，其中薄钢板的成分进一步包括铌：大于0重量％但不大于0.3重量％，和钛：大于0重量％但不大于0.3重量％中的一种或两种，总计不超过0.3重量％，条件是钒、铌、钛与碳满足由下式(ii)而不是式(i)表示的关系：
0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12     (ii)其余的是铁和不可避免的杂质。
而且，优选的是铌：0.001-0.3重量％和钛：0.001-0.3重量％中的一种或二种，总计不超过0.3重量％。
(3)一种根据第(2)项的具有优异深拉延性高强度双相冷轧薄钢板，其中薄钢板包括碳：0.03-0.08重量％，硅：0.1-2.0重量％，锰：1.0-3.0重量％，磷：不超过0.05重量％和S：不超过0.01重量％，而且钒、铌和钛满足1.5≤(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≤15的关系。
(4)一种根据第(1)到(3)项中任何一项的具有优异深拉延性高强度双相冷轧薄钢板，其中薄钢板进一步包括下列A组和B组中的一组或二组：
A组：铬和钼中的一种或二种，总计不超过2.0重量％；
B组：铜和镍中的一种或二种，总计不超过2.0重量％。
(5)一种制造具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板的方法，其包括热轧钢锭，酸洗，冷轧，然后在AC1转变点到AC3转变点的温度范围进行连续退火，所述钢锭包含碳：0.01-0.08重量％，硅：不超过2.0重量％，锰：不超过3.0重量％，磷：不超过0.10重量％，硫：不超过0.02重量％，铝：0.005-0.20重量％，氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，条件是钒和碳满足由下式(iii)表示的关系：
    0.5×C/12≤V/51≤3×C/12    (iii)其余的是铁和不可避免的杂质。
(6)一种根据第(5)项制造具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板的方法，其中薄钢板的成分进一步包括铌：大于0重量％但不大于0.3重量％和钛：大于0重量％但不大于0.3重量％中的一种或两种，总计不超过0.3重量％，条件是钒、铌、钛和碳满足由下式(iv)而不是式(iii)表示的关系：
0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12        (iv)其余的是铁和不可避免的杂质。
而且，优选的是铌：0.001-0.3重量％和钛：0.001-0.3重量％的一种或两种，总计不超过0.3重量％。
(7)一种根据第(6)项制造具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板的方法，其中钢锭包括碳：0.03-0.08重量％，硅：0.1-2.0重量％，锰：1.0-3.0重量％，磷：不超过0.05重量％和硫：不超过0.01重量％，并且钒、铌和钛满足1.5≤(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≤15的关系。
(8)一种根据第(5)-(7)项中任何一项制造具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板的方法，其中钢锭进一步包括下列A-组和B-组中的一组或二组：
A-组：铬和钼中的一种或两种，总计不超过2.0重量％；
B-组：铜和镍中的一种或两种，总计不超过2.0重量％。
(9)一种具有优异深拉延性的高强度双相镀锌薄钢板，其包括在第(1)-(4)项中任何一项中公开的薄钢板上的镀锌层。
(10)一种制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌薄钢板的方法，其中在连续退火后，在AC1转变点到AC3转变点的温度范围中，按照第(5)-(7)项中的任何一项中描述的制造方法进行镀锌。
(11)一种根据第(10)项制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌薄钢板的方法，其中进一步包括在从AC1转变点到AC3转变点的温度范围内，在冷轧步骤和连续退火步骤之间的连续退火步骤。
(12)一种根据(10)-(11)项制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌薄钢板的方法，其中钢锭进一步包括下列A-组和B-组中的一组或两组：
A-组：铬和钼中的一种或两种，总计不超过2.0重量％；
B-组：铜和镍中的一种或两种，总计不超过2.0重量％。
本发明的冷轧薄钢板和镀锌薄钢板是拉伸强度(TS)不小于440Mpa并具有优异深拉延性的高强度双相薄钢板。
首先，将限制本发明的冷轧薄钢板和镀锌薄钢板中的成分的理由解释如下。而且，重量％简单地表示为“％”。
碳：0.01-0.08％
碳是用于增加薄钢板的强度并进一步促进形成铁素体和马氏体的双相显微结构的元素，从在本发明中形成双相显微结构的观点看，必需含不少于0.01％，优选的是不少于0.015％的碳。而且，如果打算将强度增加至TS不小于540MPa和TS不小于780MPa，优选的是碳含量分别不少于0.015％和不少于0.03％。另一方面，当碳含量超过0.08％时，会妨碍{111}再结晶结构的形成，从而使深拉延性恶化。固此，本发明将碳含量限制为0.01-0.08％。当特别需要增加薄钢板的强度时，优选的是0.03-0.08％。而且，从深拉延性的观点看，优选的是不超过0.05％。
硅：不超过2.0％
尽管硅是能够增加薄钢板强度而不显著降低薄钢板延展性的有用强化元素，但是如果含量超过2.0％，不但会引起深拉延性恶化，而且会使表面性能恶化。因此，将硅限制为不超过2.0％。而且，如果打算将强度增加至TS不小于780MPa，优选的是不少于0.1％以保证所需的强度。而且优选的是不少于0.01％以将强度增加至TS不小于440Mpa，这是本发明的一个主要目的。
锰：不超过3.0％
锰具有强化钢的作用，进一步还具有减小临界冷却速率以获得(obtention)铁素体和马氏体的双相显微结构，从而促进铁素体和马氏体双相显微结构形成的作用，因此优选的是包含根据退火后的冷却速率的含量。而且，锰还是防止由于硫形成热裂缝的有效元素，因此优选的是根据硫含量而适当确定含量。然而，当锰含量超过3.0％时，会使深拉延性和可焊性恶化。因此，在本发明中，将锰含量限制为不超过3.0％。而且，为了显著发挥上述效果，优选的是锰含量不少于0.5％，为了将强度增加至TS不小于780MPa，特别优选的是不少于1.0％。而且，为了将强度增加至TS不小于440MPa，优选的是不小于0.1％，这是本发明的一个主要目的。
磷：不超过0.10％
磷具有强化钢的作用，可以根据所需强度确定所需的磷量。当磷含量超过0.10％时，会降低冲压成型性。因此，将磷含量限制为不超过0.10％。而且，如果需要更优异的冲压成型性，优选的是磷含量不超过0.08％。而且，当为了保证TS不小于780MPa而含大量的碳、锰等时，为了防止可焊性降低，优选的是磷含量不超过0.05％。此外，如果打算将强度增加至TS不小于440MPa，优选的是不少于0.001％。
硫：不超过0.02％
硫在薄钢板中作为杂质而存在，并且硫是造成薄钢板的延展性和成型性、特别是使往外卷边(stretch-flanging)性能恶化的元素。因此，优选的是尽可能地减少，当将其减少至不超过0.02％时，硫不产生坏的影响，因此在本发明中，S含量以0.02％为上限。而且，当需要更优异的伸展-折边性能时，或当为了保证TS不小于780MPa而含大量碳、锰等时，如果需要优异的可焊性，硫含量优选的是不超过0.01％，更优选的是不超过0.005％。另一方面，考虑到炼钢过程中清除硫的成本，硫含量优选的是不少于0.0001％。
铝：0.005-0.20％
铝作为脱氧元素加入钢中，并且铝是改善钢的洁净度的有用元素，但是小于0.005％时，不能获得添加效果。另一方面，当其超过0.20％时，不能获得更大的脱氧作用，反而会使深拉延性恶化。因此，将铝含量限制为0.005-0.20％。而且，本发明不排斥通过铝脱氧以外的脱氧作用进行的炼钢方法。例如，可以进行钛脱氧或硅脱氧。用这些脱氧方法制造的薄钢板也包括在本发明的范围之内。在这种情况下，即使向钢水中加入钙、REM等，也不妨碍本发明薄钢板的特性，因此包括钙、REM等的薄钢板自然也包括在本发明的范围内。
氮：不超过0.02％
氮是通过固溶硬化和应变老化硬化增加薄钢板强度的元素，但是当氮含量超过0.02％时，薄钢板中氮化物增加，从而使薄钢板的深拉延性明显恶化。因此，将氮含量限制为不超过0.02％。而且，在需要冲压成型性有更大改善的情况下，氮含量优选的是不超过0.01％，更优选的是不超过0.004％。在这种情况下，考虑到炼钢过程中脱氮作用的成本，优选的是氮含量不少于0.0001％。
钒：0.01-0.5％且0.5×C/12≤V/51≤3×C/12
在本发明中，钒是一种最重要的元素。在再结晶之前，固溶C以碳化钒的形式析出并固定，从而形成{111}再结晶结构，从而可以获得高的r-值。而且，在α-γ双相区退火中，钒溶解碳化钒而在奥氏体相中富集大量固溶碳，在随后的冷却过程中，奥氏体相容易转变成马氏体，从而可以获得具有铁素体和马氏体双相显微结构的双相薄钢板。当钒含量不少于0.01％，更优选的是不少于0.02％，且与碳含量的关系满足0.5×C/12≤V/51时，这种作用变得显著。另一方面，当钒含量超过0.5％时或当与碳含量的关系为V/51＞3×C/12时，位于α-γ双相区的碳化钒几乎不发生溶解，而且几乎得不到铁素体和马氏体的双相显微结构。因此，将钒含量限制为0.01-0.5％且0.5×C/12≤V/51≤3×C/12。而且，为了获得铁素体和马氏体双相显微结构，V/51≤2×C/12是优选的。
除上述成分外，更优选的是包括铌：大于0％但不超过0.3(重量)％和Ti：大于0％但不超过0.3％中的一种或两种，总计不超过0.3(重量)％，而且钒、铌、钛含量与碳含量的关系满足0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12而不是钒与碳含量满足0.5×C/12≤V/51≤3×C/12。
铌：大于0％但不大于0.3％和Ti：大于0％但不大于0.3％中的一种或两种总计不大于0.3％，且钒、铌、钛与碳满足0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12
铌和钛与钒一样是碳化物形成元素，并且具有与上述钒相同的作用。也就是说，通过在再结晶之前以碳化铌和碳化钛的形式析出并固定固溶碳，从而形成{111}再结晶结构，可以获得高的r-值，而且通过在α-γ双相区退火中溶解碳化铌和碳化钛，在奥氏体相中富集大量固溶碳并在随后的冷却过程中转变成马氏体，可以获得具有铁素体和马氏体双相显微结构的双相薄钢板。而且，因为上述铌和钛的作用与钒的作用相比相当小，所以当只向钢锭中加入铌和钛而不加入钒时，不能充分提高本发明目标的深拉延性。
因此，优选的是加入大于0％的铌和钛。更优选的是铌和钛每一种的含量都不少于0.001％。在这种情况下，为了产生上述效果，优选的是与碳和钒含量的关系满足0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)。另一方面，当铌和钛每一种的含量或它们总计超过0.3％时，或者当铌和钛含量与碳和钒含量的关系满足(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)＞3×C/12时，在α-γ双相区几乎不发生碳化物的溶解，因此几乎不能获得铁素体和马氏体的双相显微结构。因此，优选的是当只加入铌或者钛中的一种时，铌含量和钛含量的每一种都在大于0％但不大于0.3％的范围内，当一起加入铌和钛时，铌和钛含量总计不大于0.3％并且与钒和碳含量的关系满足0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12。
另一方面，如果打算将强度增加至TS不小于780MPa，加入大量固溶增强元素，例如碳、锰等易于使深拉延性恶化。在这种情况下，钒、铌和钛含量更理想的是1.5≤(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≤15。将(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)限制为不小于1.5的理由应归于：虽然原因的细节还不清楚，但与钒相比，通过加入大量铌和钛，可促进热轧之后形成碳化物从而减少固溶，因此容易形成{111}再结晶结构。而且，为了确保TS不小于780MPa的强度，希望(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)不大于15。
而且，除上述钢成分之外，优选地，根据本发明的钢进一步包含下面A-组和B-组中的一组或两组：
A-组：铬和钼中的一种或两种，总计不超过2.0％；
B-组：铜和镍中的一种或两种，总计不超过2.0％。
A-组：铬和钼中的一种或两种，总计不超过2.0％
对于提供铁素体和马氏体的双相显微结构来说，A-组中的铬和钼与锰一样都具有降低临界冷却速率以促进铁素体和马氏体的双相显微结构形成的作用，如果必要的话也可以包括它们。为了获得上述效果，铬含量和钼含量的下限为铬：0.05％，锰：0.05％。然而，当铬和钼中的一种或两种总计超过2.0％时，深拉延性恶化。为此，优选的是将A-组中的铬和钼中的一种或两种限制为总计不大于2.0％。
B-组：铜和镍中的一种或两种，总计不超过2.0％
B-组中的铜和镍具有强化钢的作用，并可以含有根据所需强度的所需量。然而，当加入的铜和镍的含量单独或总计超过2.0％时，易于使深拉延性恶化。为此，铜和镍中的一种或两种优选的是总计不大于2.0％。而且，为了获得上述效果，铜和镍的下限分别是铜：0.05％和镍：0.05％。
在本发明中对除上述元素之外的元素没有特别限制，即使包括普通钢成分范围内的硼、钙、锆、REM等也没有问题。
在这种情况下，硼是具有改善钢的淬透性作用的元素，如果需要的话，也可以包括硼。然而，当硼含量超过0.003％时，上述效果饱和，所以硼含量优选的是不大于0.003％。而且，更理想的范围是0.001-0.002％。钙和REM具有控制硫化物杂质形成的作用，还具有改善延伸-折边性质的作用。当选自钙和REM中的一种或两种总计超过0.01％时，这种效果饱和。为此，钙和REM中的一种或两种的含量优选的是总计不大于0.01％。而且，更优选的范围是0.001-0.005％。
除了上述元素之外，其余的是铁和不可避免的杂质。所提到的不可避免的杂质是例如锑、锡、锌、钴等。其含量可接受的范围为锑：不大于0.01％、锡：不大于0.1％、锌：不大于0.01％和钴：不大于0.1％。
接着，将阐述本发明的薄钢板的显微结构。
本发明的冷轧薄钢板具有由作为初晶相的铁素体相和包括相对于整个显微结构的面积比不小于1％的马氏体相的次生相组成的显微结构。
为了提供具有低屈服应力(YS)、高延展性(E1)和优异深拉延性的冷轧薄钢板，需要使本发明薄钢板的显微结构变成由作为初晶相的铁素体相和包括马氏体相的次生相组成的双相显微结构。优选的是作为初晶相的铁素体相的面积比不小于80％，因此次生相不大于20％。当铁素体相的面积比小于80％时，难以确保高延展性，而且冲压成型性也趋于下降。而且，当需要良好的延展性时，优选的是铁素体相的面积比不小于85％，因此次生相不大于15％。而且，为了利用双相显微结构的优点，需要铁素体相不大于99％。
在本发明中，要求次生相包括相对于整个显微结构的面积比不小于1％的马氏体相。当马氏体的面积比小于1％时，不能同时满足低的屈服应力(YS)和高的延展性(E1)。更优选的是马氏体相的面积比不小于3％但不大于20％。在需要良好延展性的情况下，优选的是马氏体相的面积比不大于15％。而且，次生相可能只由面积比不小于1％的马氏体相组成，或由面积比不小于1％的马氏体相和作为附加相的珠光体相、贝氏体相和残余奥氏体的混合相中的任何一种组成，这不作特别的限制。在后面一种情况中，为了更有效地发挥马氏体相的作用，优选的是珠光体相、贝氏体相和残余奥氏体的面积比相对于次生相显微结构总计不大于50％。
具有上述显微结构的冷轧薄钢板和镀锌薄钢板是具有低应力、高延展性和优异深拉延性的薄钢板。
下面，将阐述制造本发明的冷轧薄钢板和镀锌薄钢板的方法。
本发明的生产方法中使用的钢锭的组成与上述冷轧薄钢板和镀锌薄钢板的组成相同，所以对于钢锭限制理由的解释从略。
本发明的冷轧薄钢板是这样制造的，使用具有上述范围组成的钢锭作为原材料，相继对此原材料进行以下步骤：热轧获得热轧薄钢板的热轧步骤；酸洗热轧薄钢板的酸洗步骤；对热轧薄钢板进行冷轧获得冷轧薄钢板的冷轧步骤；和对冷轧薄钢板进行再结晶退火获得冷轧退火薄钢板的再结晶退火步骤。
而且，本发明的镀锌薄钢板还可以这样制造，使用具有上述范围组成的钢锭作为原材料，相继对此原材料进行以下步骤：热轧以获得热轧薄钢板的热轧步骤；酸洗该热轧薄钢板的酸洗步骤；对热轧薄钢板进行冷轧获得冷轧薄钢板的冷轧步骤；和对冷轧薄钢板进行再结晶退火和镀锌获得镀锌薄钢板的连续镀锌步骤。而且，如果需要的话，可以通过在连续镀锌步骤之前对冷轧薄钢板进行退火和酸洗步骤来制造镀锌薄钢板。
为了避免组成的宏观偏析，优选的是通过连续浇铸法制造所使用的钢锭，但也可以通过铸锭法或薄板浇铸法制造所使用的钢锭。而且，除了在制造钢锭并再加热之后就冷却至室温的常规方法之外，也可以使用节能的方法而毫无问题，例如将热钢锭***加热炉而不冷却的方法，稍加保温后直接送去轧制或稍加保温后立即直接轧制的方法等。
通过加热和热轧对上述原材料(钢锭)进行形成热轧薄钢板的热轧步骤。在热轧步骤中，只要能够制造具有所需厚度的热轧薄钢板，即使使用普通的轧制条件也没有什么特别的问题。而且，以下论及的优选的热轧条件供参考。
锭加热温度：不低于900℃
为了通过使析出物粗化以形成{1111}再结晶结构而改善深拉延性，希望使锭加热温度尽可能地降低。然而，当锭加热温度低于900℃时，轧制负荷增加，而且在热轧中引起麻烦的危险性增加。为此，锭加热温度优选的是不低于900℃。而且，由于伴随氧化物重量的增加，氧化皮(scale)损耗增加，造成产率下降，锭加热温度的上限更优选的是1300℃。而且，从降低锭加热温度并预防热轧中产生麻烦的观点看，在热轧中使用所谓的加热薄钢片的薄钢片加热器是有效的方法，这是不言而喻的。
精轧机输送温度：不低于700℃
为了获得均匀的热轧母板显微结构以在冷轧和再结晶退火之后提供优异的深拉延性，优选的是精轧机输送温度(FDT)不低于700℃。也就是说，当精轧变形温度低于700℃时，不仅热轧母板的显微结构变得不均匀，而且热轧中的轧制负荷变得较高，并且在热轧中引起麻烦的危险性也增加了。
卷绕温度：不高于800℃
卷绕温度优选的是不高于800℃。即，当卷绕温度超过800℃时，氧化皮增加，并且由于氧化皮的损失而造成产率下降。而且，当卷绕温度低于200℃时，薄钢板的形状明显不良，并且在实际应用中引起问题的危险增加，所以卷绕温度的下限更优选的是200℃。
如上所述，在本发明的热轧步骤中，优选的是将钢锭加热至900℃以上，在不低于700℃的精轧变形温度下进行热轧，并且在不高于800℃的卷绕温度下进行卷绕。
而且，在本发明的热轧步骤中，为了减少热轧中的轧制负荷，可以在一部分精轧或其道次之间进行润滑轧制。另外，从使薄钢板形状均匀化和材料均质化的观点看，使用润滑轧制是有效的。而且，润滑轧制中的摩擦系数优选的是0.10-0.25。
热轧步骤更优选的是连续轧制加工，其中位于前后的板条彼此相连，并连续受到精轧。从热轧中运转稳定性的观点看，使用连续轧制加工是理想的。
接着，对热轧薄钢板进行酸洗以去掉氧化皮。按照普通方式进行酸洗步骤就足够了，优选的是使用例如盐酸、硫酸等这样的处理溶液作为酸洗溶液。
而且，通过对热轧薄钢板进行冷轧形成冷轧薄钢板。对冷轧条件没有特别的限制，只要能够获得具有所需大小与形状的冷轧薄钢板即可，但优选的是冷轧中的轧制压缩率不小于40％。当轧制压缩率小于40％时，形不成{111}再结晶结构，并且不能获得优异的深拉延性。
在随后的再结晶退火步骤中对本发明的冷轧薄钢板进行再结晶退火，以获得冷轧退火薄钢板。在连续退火作业线中进行再结晶退火。另一方面，在冷轧后，通过对冷轧薄钢板进行再结晶退火并在连续镀锌作业线中进行镀锌制造本发明的镀锌薄钢板。在这种情况下，要求再结晶退火中的退火温度是在(α+γ)双相区下，从AC1转变点至AC3转换点的温度范围内进行。这应归于这样的事实，在(α+γ)双相区进行退火以溶解钒、钛和铌的碳化物，从而向奥氏体相中分配适量的足以将奥氏体转变成马氏体的碳。当退火温度低于AC1转变点时，显微结构变成铁素体单相而且不能产生马氏体，而当退火温度高于AC3转变点时，晶粒***，显微结构变成奥氏体单相而且不能形成{111}再结晶结构，因此深拉延性明显恶化。
在本发明的冷轧薄钢板中，为了形成马氏体相从而获得铁素体和马氏体的双相显微结构，优选的是以不小于5℃/s的冷却速率进行再结晶退火的冷却。
另一方面，在本发明的镀锌薄钢板中，优选的是在上述再结晶退火之后淬火至380-530℃。当淬火的停止温度低于380℃时，容易出现有缺陷的镀覆，而当停止温度超过530℃时，在镀覆表面上容易出现不均匀。而且，为了产生马氏体相从而获得铁素体和马氏体的双相显微结构，优选的是冷却速率不小于5℃/s。在上述淬火之后，通过在电镀槽中浸渍进行镀锌。在这种情况下，电镀槽中的铝浓度优选的是0.12-0.145重量％。当镀锌槽中的铝浓度小于0.12重量％时，合金化过度进行，镀层附着力(抗粉化)趋于恶化，而当铝浓度超过0.145重量％时，容易出现有缺陷的镀层。
在镀锌之后还对镀层进行合金化处理。而且，优选的是进行合金化处理以使镀层中的铁含量为9-12％。
作为合金化处理，优选的是通过再加热至450-550℃的温度区间进行镀锌层的合金化。合金化处理后，优选的是以不小于5℃/s的冷却速率冷却至300℃。在高温下进行合金化处理难以形成马氏体相，并有可能引起薄钢板延展性恶化，而当合金化温度低于450℃时，合金化的发展缓慢并且生产率趋于下降。而且，当合金化处理后的冷却速率极小时，形成马氏体变得困难。为此，从合金化处理后到300℃的冷却速率温度范围优选的是不小于5℃/s。
而且，如果要求进一步改善镀覆性能，优选的是冷轧后且进行连续镀锌前，在连续退火作业线中独立地进行退火，随后，通过酸洗去掉薄钢板表面上形成的钢中的成分富集层，此后在连续镀锌作业线中进行上述处理。在这种情况下，可以在酸洗作业线中或排布在连续镀锌作业线中的酸洗池中进行酸洗。并且，为了避免形成氧化皮，连续退火作业线中的气氛优选的是相对于薄钢板的还原气氛，通常使用含若干百分比的H2的氮气就足够了。优选的是在下面的条件下进行退火，连续退火作业线中薄钢板达到的温度不低于取决于钢成分的AC1转变点。因为需要通过在连续退火作业线中形成双相显微结构而促使薄钢板表面上的合金元素富集并在次生相中富集合金元素。在连续退火作业线中进行退火后的薄钢板中，有这样一种趋势，钢组分中的磷扩散从而在薄钢板表面上析出，而且硅、锰、铬等以氧化物的形式富集，所以优选的是通过酸洗去除在薄钢板表面上形成的富集层。然后，在连续镀锌作业线中进行与上述相同的退火。为了形成如双相显微结构的特征，优选的是在(α+γ)双相区，在AC1转变点到AC3转变点的温度范围内，在连续镀锌作业线中进行退火。在这种情况下，在连续退火作业线和连续镀锌作业线中都在不低于AC1转变点下进行退火的理由应归于形成如上所述的双相显微结构的事实。一旦通过在连续退火作业线中形成作为最终显微结构的双相显微结构而形成作为次生相的元素富集位置，那么在这个位置上富集合金元素至某种程度是可能的。理想的是足以获得与在冷却后的最终产品中相同的双相显微结构，所以更优选的是在粒界三重点(由三个晶粒形成的粒界的交叉点)附近富集合金元素。此后，当在连续镀锌作业线中，在双相区进行退火时，在次生相或γ-相中进一步富集合金元素，因此在冷却处理期间，γ-相容易转变成马氏体相。而且，本文中使用的术语“合金元素”指的是例如锰、钼等这样的置换合金元素，这造成了几乎不出现扩散的情况，而且为了降低屈服比，在退火步骤的温度下容易出现富集。
而且，还可以对再结晶退火加工后的冷轧薄钢板和镀锌加工后或合金化处理后的镀锌薄钢板以不大于10％的轧制压缩率进行表面回火轧制，以修正形状并调整表面糙度等。而且，本发明的冷轧薄钢板不仅能够用作用于加工的冷轧薄钢板，而且还能够用作用于加工的经表面处理的薄钢板的坯料。除了上述镀锌薄钢板(包括合金薄钢板)之外，作为用于加工的表面处理薄钢板是镀锡薄钢板、瓷制珐琅等。即使用例如树脂或脂肪层、各种涂料、电镀等对它们进行处理也没有问题。而且，为了改善化学转变性能、可焊性、冲压成型性、耐腐蚀性等，在镀锌之后可以对本发明的镀锌薄钢板进行特殊处理。
附图简述
图1a是说明钢中钒和碳含量对兰克福特值(r-值)影响的图。
图1b是说明钢中钒和碳含量对屈服比(YR＝屈服应力(YS)/拉伸应力(TS)×100(％))影响的图。
图2a是说明在TS：590MPa等级和TS：780Mpa等级的高强度双相冷轧薄钢板中，铌、钛和钒含量之间的关系对拉伸强度(TS)影响的图。
图2b是说明在TS：590MPa等级和TS：780Mpa等级的高强度双相冷轧薄钢板中，铌、钛和钒含量之间的关系对兰克福特值(TS)影响的图。
实施本发明的最佳方式
在转炉中制造具有表1-4所示组成的每一种钢水，并对它们进行连续浇铸处理以获得钢锭。在这种情况下，为了进行对冷轧薄钢板的试验，制备具有表1和2中所示组成的每种薄钢板，为了进行对镀锌薄钢板的试验，制备具有表3和4中所示组成的每种薄钢板。特别是为了分别获得TS：不小于780MPa的冷轧薄钢板和镀锌薄钢板，制备表2和4中所示的钢锭。然后，在热轧步骤中将钢锭加热至1150℃并在精轧变形温度：900℃和卷绕温度：650℃的条件下进行热轧，从而获得厚度为4.0毫米的热轧钢带。随后，酸洗热轧钢带，并在冷轧步骤中以70％的轧制压缩率进行冷轧，从而获得厚度为1.2毫米的冷轧带钢或冷轧薄钢板。接着，在连续退火作业线中，在表5和6中所示的退火温度下，对表1和2中的每一种冷轧薄钢板进行再结晶退火。在0.8％的轧制压缩率下，对这样获得的冷轧薄钢板进一步进行回火冷轧。相对于镀锌薄钢板，在表7和8所示的退火温度下，对表3和4中的每一种冷轧薄钢板进行再结晶退火，并在连续镀锌作业线中，在铝浓度为0.13％的电镀槽中进行镀锌。而且，相对于一部分薄钢板(表7中的第52、68、69和70号薄钢板)，在连续退火作业线中，在830℃下对冷轧后的薄钢板进行退火，再在连续镀锌作业线中进行酸洗和退火，并在电镀槽中铝浓度为0.13％的条件下，在480℃的电镀槽温度下进行镀锌，进一步以0.8％的轧制压缩率，对这样获得的钢带(镀锌薄钢板)进行回火冷轧。相对于表7中的75和77号薄钢板，在镀锌之后，在520℃的合金化温度下，对它们进行合金化处理。
从获得的钢带上切掉一试验件，通过使用光学显微镜或扫描电子显微镜，对垂直于轧制方向的截面(截面C)的显微结构进行成像，使用图像分析装置测量作为初晶相的铁素体相的结构比和次生相的种类和结构比。在这种情况下，对用于观察显微结构的样品进行类镜面抛光，并用含2％HNO3的乙醇溶液进行蚀刻，然后用于观测。而且，还从钢带上切掉JIS No.5的抗拉试验件，并按照JIS Z 2241的定义进行拉伸试验，测量屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)、延伸率(E1)、屈服比(YR)和兰克福特值(r-值)。这些结果示于表5-8中。
                                                                                           表1(a)
钢号 化学成分(重量％) X*1 Y*2 Z*3       转变点(℃) 备注
C Si Mn P S Al N V Nb Ti Cr Mo Cu Ni   AC1    AC3
1-A 0.030 0.02 1.55 0.01 0.004 0.032 0.002 0.132 - - - - - - 1.04 - - 725 860     可接受的实施例
1-B 0.028 0.02 1.48 0.01 0.001 0.032 0.002 0.105 0.042 - - 0.15 - - - 1.27 0.44 705 855     可接受的实施例
1-C 0.032 0.03 1.72 0.01 0.005 0.028 0.002 0.085 0.035 0.035 0.05 - - - - 1.45 1.33 710 850     可接受的实施例
1-D 0.020 0.02 1.63 0.01 0.005 0.033 0.002 0.065 - - - - 0.12 0.08 0.76 - - 715 855     可接受的实施例
1-E 0.031 0.02 1.56 0.01 0.006 0.033 0.002 0.122 0.045 - - 0.18 - - - 1.30 0.40 705 855     可接受的实施例
1-F 0.029 0.02 1.48 0.01 0.003 0.032 0.002 0.210 0.115 0.125 - - - - - 4.88 1.26   725    855     对比例
1-G 0.032 0.02 1.65 0.01 0.004 0.032 0.002 0.045 - - - - - - 0.33 - -   715    850     对比例
1-H 0.020 0.22 2.02 0.06 0.004 0.032 0.002 0.132 - - - - - - 1.55 - - 725 860     可接受的实施例
1-I 0.022 0.52 1.85 0.03 0.001 0.032 0.002 0.105 0.042 - - 0.15 - - - 1.62 0.44 705 865     可接受的实施例
1-J 0.028 0.33 1.72 0.01 0.005 0.028 0.002 0.085 0.035 0.035 0.05 - - - - 1.66 1.33   710    860     可接受的实施例
1-K 0.011 0.21 1.53 0.01 0.003 0.028 0.002 0.032 0.030 - - - - - - 1.39 1.03   710    860     可接受的实施例
1-L 0.022 0.52 1.52 0.01 0.002 0.033 0.002 0.125 - 0.022 - - - - - 1.84 0.37 715 865     可接受的实施例
1-M 0.019 0.53 1.43 0.05 0.001 0.032 0.002 0.105 - - 0.05 0.15 - - 1.30 - - 710 850     可接受的实施例
(注) *1：X＝(V/51)/(C/12)
     *2：Y＝(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)/(C/12)
     *3：Z＝(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)
                                                                                           表1(b)
钢号 化学成分(重量％) X*1 Y*2 Z*3       转变点(℃) 备注
C Si Mn P S Al N V Nb Ti Cr Mo Cu Ni   AC1   AC3
1-N 0.021 0.33 1.72 0.06 0.003 0.030 0.002 0.115 - - 0.05 0.15 0.15 0.15 1.29 - - 705 855     可接受的实施例
1-O 0.020 0.41 2.02 0.02 0.002 0.029 0.002 0.072 0.042 0.010 0.05 0.15 0.10 0.10 - 1.64 0.93 715 850     可接受的实施例
1-P 0.007 0.35 1.76 0.01 0.005 0.029 0.002 0.073 - - - - - - 2.45 - -   714   882     对比例
1-Q 0.112 0.33 1.74 0.01 0.003 0.028 0.002 0.352 - - - - - - 0.74 - -   714   859     对比例
1-R 0.021 0.52 1.52 0.01 0.002 0.033 0.002 0.008 - - - - - - 0.09 - -   722   879     对比例
1-S 0.023 0.53 1.43 0.05 0.001 0.032 0.002 0.622 - - - - - - 6.36 - -   723   972     对比例
1-T 0.021 0.33 1.72 0.06 0.003 0.030 0.002 0.049 0.0005 - - - - - - 0.56 0.01 714 910     可接受的实施例
I-U 0.025 0.41 1.75 0.04 0.002 0.029 0.002 0.041 0.325 - - - - - - 3.74 8.69   716   891     对比例
1-V 0.019 0.35 1.76 0.05 0.001 0.032 0.002 0.052 - 0.0005 - - - - - 0.66 0.02   714   906     可接受的实施例
1-W 0.023 0.33 1.72 0.06 0.003 0.030 0.002 0.033 - 0.306 - - - - - 6.99 19.7   714   1033     对比例
1-X 0.018 0.02 1.48 0.01 0.003 0.032 0.002 0.030 0.001 0.001 - - - - - 0.43 0.07   708   863     对比例
1-Y 0.021 0.02 1.65 0.01 0.004 0.032 0.002 0.329 - - - - - - 3.69 - -   706   886     对比例
(注) *1：X＝(V/51)/(C/12)
     *2：Y＝(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)/(C/12)
     *3：Z＝(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)
                                                                                           表2
钢号                                                          化学成分(重量％) X*1 Y*2 Z*3        转变点(℃) 备注
C Si Mn P S Al N V Nb Ti Cr Mo Cu Ni   AC1     AC3
2-A 0.039 0.50 2.85 0.01 0.005 0.031 0.002 0.151 - - - - - - 0.91 - - 707 842     可接受的实施例
2-B 0.038 0.75 2.52 0.01 0.001 0.035 0.002 0.088 0.121 - - 0.29 - - - 1.37 1.51 718 868     可接受的实施例
2-C 0.042 0.74 2.53 0.01 0.006 0.033 0.002 0.092 0.110 0.152 0.09 - - - - 3.00 4.82 719 915     可接受的实施例
2-D 0.041 0.70 2.55 0.01 0.008 0.032 0.002 0.087 - 0.064 - - 0.08 0.1 - 1.28 1.56 715 875     可接受的实施例
2-E 0.048 0.72 2.52 0.01 0.005 0.034 0.002 0.153 0.202 0.005 - 0.31 - - - 1.89 1.52 717 870     可接受的实施例
2-F 0.040 0.77 2.55 0.01 0.007 0.036 0.002 0.524 0.193 0.262 - - - - - 7.60 1.47   718     972     对比例
2-G 0.038 0.73 2.56 0.01 0.006 0.033 0.002 0.040 0.011 0.009 - - - - - 0.44 0.78   717     851     对比例
2-H 0.043 0.95 2.95 0.05 0.005 0.032 0.002 0.095 0.002 0.119 - 0.27 - - - 1.92 2.68 717 931     可接受的实施例
2-I 0.042 0.82 2.78 0.04 0.009 0.035 0.002 0.141 0.045 0.053 - - - - - 1.70 1.15 717 900     可接受的实施例
2-J 0.048 0.91 2.73 0.04 0.006 0.036 0.002 0.033 0.185 0.155 0.13 0.13 0.12 0.11 - 2.77 16.13 722 932     可接受的实施例
2-K 0.042 0.82 2.78 0.04 0.009 0.035 0.002 0.008 - - - -  - - 0.04 - -   717     866     对比例
2-L 0.038 0.91 2.73 0.04 0.006 0.036 0.002 0.522 - - - -  - - 3.23 - -   720     923     对比例
2-M 0.038 0.76 2.57 0.03 0.001 0.034 0.002 0.087 0.0005 - - -  -  - - 0.54 0.01   718     868     可接受的实施例
2-N 0.039 0.76 2.55 0.03 0.001 0.035 0.002 0.032 0.056 - - - - - - 0.56 1.92   718     868     可接受的实施例
2-O 0.042 0.73 2.49 0.03 0.001 0.036 0.002 0.092 0.382 - - - - - - 2.86 4.55   718     868     可接受的实施例
2-P 0.043 0.75 2.52 0.03 0.001 0.035 0.002 0.088 0.453 - - - - - - 3.20 5.65   718     868     对比例
2-Q 0.041 0.70 2.55 0.03 0.002 0.032 0.002 0.098 - 0.0005 - - - - - 0.57 0.01 715 875     可接受的实施例
2-R 0.038 0.71 2.58 0.03 0.002 0.030 0.002 0.025 - 0.037 - - - - - 0.64 3.15 715 875     可接受的实施例
2-S 0.039 0.74 2.57 0.04 0.002 0.030 0.002 0.079 - 0.186 - - - - - 2.86 5.00 715 875     可接受的实施例
2-T 0.042 0.71 2.51 0.02 0.002 0.029 0.002 0.089 - 0.356 - - - - - 4.74 8.50   715     875     对比例
(注)*1：X＝(V/51)/(C/12)
    *2：Y＝(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)/(C/12)
    *3：Z＝(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)
                                                                                               表3(a)
钢号 化学成分(重量％) X*1 Y*2 Z*3      转变点(℃) 备注
C Si Mn P S Al N V Nb Ti Cr Mo Cu Ni   AC1    AC3
3-A 0.028 0.02 1.55 0.01 0.003 0.034 0.002 0.121 - - - - - - 1.02 - -   725    860     可接受的实施例
3-B 0.030 0.02 1.46 0.01 0.002 0.035 0.002 0.108 0.041 - - 0.16 - - - 1.20 0.42 705 855     可接受的实施例
3-C 0.031 0.03 1.70 0.01 0.005 0.028 0.002 0.086 0.036 0.033 0.06 - - - - 1.48 1.27   710    850     可接受的实施例
3-D 0.021 0.02 1.65 0.01 0.005 0.034 0.002 0.068 - - - - 0.14 0.07 0.76 - - 715 855     可接受的实施例
3-E 0.032 0.02 1.52 0.01 0.004 0.033 0.002 0.124 0.044 - - 0.15 - - - 1.27 0.39   705    855     可接受的实施例
3-F 0.026 0.02 1.52 0.01 0.003 0.035 0.002 0.122 0.112 0.122 - - - - - 4.56 3.13   725    855     对比例
3-G 0.032 0.02 1.62 0.01 0.005 0.032 0.002 0.042 - - - - - - 0.31 - -   715    850     对比例
3-H 0.021 0.21 2.02 0.06 0.003 0.030 0.002 0.130 - - - - - - 1.46 - - 725 860     可接受的实施例
3-I 0.024 0.52 1.88 0.04 0.001 0.032 0.002 0.105 0.033 - - 0.16 - - - 1.38 0.34   705    860     可接受的实施例
3-J 0.026 0.32 1.72 0.01 0.004 0.026 0.002 0.088 0.035 0.032 0.08 - - - - 1.76 1.21   710    860     可接受的实施例
3-K 0.020 0.70 1.55 0.01 0.003 0.028 0.002 0.073 0.045 - - - - - - 1.44 0.68   715    870     可接受的实施例
3-L 0.012 0.21 1.51 0.01 0.002 0.033 0.002 0.055 - 0.018 - - - - - 1.83 0.70   710    865     可接受的实施例
3-M 0.018 0.50 1.56 0.03 0.004 0.035 0.002 0.108 - - 0.05 0.15 - - 1.41 - - 710 860     可接受的实施例
(注)*1：X＝(V/51)/(C/12)
    *2：Y＝(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)/(C/12)
    *3：Z＝(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)
                                                                                     表3(b)
钢号                                                 化学成分(重量％) X*1 Y*2 Z*3        转变点(℃) 备注
C Si Mn P S Al N V Nb Ti Cr Mo Cu Ni   AC1    AC3
3-N 0.020 0.39 1.73 0.05 0.001 0.031 0.002 0.110 - - 0.05 0.15 0.15 0.15 1.29 - - 705 865     可接受的实施例
3-O 0.021 0.28 1.95 0.02 0.005 0.029 0.002 0.075 0.038 0.01 0.05 0.15 0.10 0.10 - 1.55 0.84   715    865     可接受的实施例
3-P 0.008 0.32 1.75 0.01 0.005 0.032 0.002 0.075 - - - - - - 2.21 - -   714    881     对比例
3-Q 0.095 0.34 1.73 0.01 0.003 0.029 0.002 0.361 - - - - - - 0.89 - -   714    872     对比例
3-R 0.023 0.49 1.54 0.01 0.002 0.030 0.002 0.007 - - - - - - 0.07 - -   722    874     对比例
3-S 0.024 0.51 1.47 0.03 0.001 0.031 0.002 0.597 - - - - - - 5.85 - -   721    949     对比例
3-T 0.022 0.35 1.75 0.05 0.003 0.029 0.002 0.109 0.0005 - - - - - - 1.17 0.01 714 906     可接受的实施例
3-U 0.023 0.44 1.78 0.04 0.003 0.027 0.002 0.065 0.319 - - - - - - 4.24 5.38   717    891     对比例
3-V 0.021 0.35 1.73 0.05 0.001 0.034 0.002 0.099 - 0.0005 - - - - - 1.12 0.01   715    913     可接受的实施例
3-W 0.025 0.36 1.77 0.05 0.002 0.032 0.002 0.132 - 0.321 - - - - - 7.66 5.17   715    1031     对比例
3-X 0.020 0.02 1.51 0.01 0.003 0.033 0.002 0.035 0.001 0.001 - - - - - 0.45 0.09   707    866     对比例
3-Y 0.023 0.02 1.66 0.01 0.003 0.035 0.002 0.308 - - - - - - 3.15 - -   707    882     对比例
(注)*1：X＝(V/51)/(C/12)
    *2：Y＝(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)/(C/12)
    *3：Z＝(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)
                                                                                       表4
  钢号                                                          化学成分(重量％) X*1 Y*2 Z*3       转变点(℃) 备注
C Si Mn P S Al N V Nb Ti Cr Mo Cu Ni   AC1    AC3
4-A 0.038 0.48 2.88 0.01 0.004 0.033 0.002 0.158 - - - - - - 0.98 - - 706 842     可接受的实施例
4-B 0.041 0.77 2.51 0.01 0.001 0.035 0.002 0.056 0.171 - - 0.31 - - - 1.40 3.35 719 865     可接受的实施例
4-C 0.040 0.76 2.49 0.01 0.007 0.034 0.002 0.068 0.120 0.125 0.09 - - - - 2.74 5.84 720 905     可接受的实施例
4-D 0.038 0.72 2.54 0.01 0.009 0.033 0.002 0.085 - 0.058 - - 0.08 0.07 - 1.29 1.45 716 876     可接受的实施例
4-E 0.049 0.74 2.53 0.01 0.006 0.036 0.002 0.039 0.075 0.005 - 0.31 - - - 0.63 2.38 717 859     可接受的实施例
4-F 0.039 0.75 2.55 0.01 0.007 0.035 0.002 0.183 0.191 0.260 - - - - - 5.70 4.16   718    971     对比例
4-G 0.046 0.73 2.57 0.01 0.007 0.038 0.002 0.011 0.013 0.015 - - - - - 0.29 4.19   717    851     对比例
4-H 0.039 0.93 2.95 0.05 0.004 0.039 0.002 0.016 0.003 0.108 - 0.27 - - - 1.50 14.55 717 922     可接受的实施例
4-I 0.041 0.80 2.80 0.05 0.009 0.033 0.002 0.138 0.042 0.065 - - - 1.85 1.33 716 909     可接受的实施例
4-J 0.047 0.92 2.78 0.04 0.006 0.034 0.002 0.025 0.175 0.143 0.15 - - - - 2.61 19.83 723 923     可接受的实施例
4-K 0.043 0.84 2.76 0.04 0.007 0.034 0.002 0.007 - - - - - - 0.04 - -   718    867     对比例
4-L 0.038 0.93 2.75 0.04 0.006 0.035 0.002 0.553 - - - - - - 3.42 - -   721    924     对比例
4-M 0.042 0.80 2.65 0.02 0.003 0.031 0.002 0.096 0.0005 - - - - - - 0.54 0.01 719 865     可接受的实施例
4-N 0.041 0.81 2.68 0.02 0.003 0.030 0.002 0.029 0.065 - - - - - - 0.58 2.46   719    865     可接受的实施例
4-O 0.043 0.78 2.67 0.03 0.003 0.029 0.002 0.087 0.295 - - - - - - 2.25 3.72   719    865     可接受的实施例
4-P 0.041 0.77 2.69 0.02 0.002 0.030 0.002 0.079 0.521 - - - - - - 3.73 7.23   719    865     对比例
4-Q 0.039 0.76 2.74 0.03 0.003 0.031 0.002 0.105 - 0.0005 - - - - - 0.64 0.01 716 876     可接受的实施例
4-R 0.043 0.79 2.74 0.02 0.004 0.033 0.002 0.035 - 0.042 - - - - - 0.68 2.55 716 876     可接受的实施例
4-S 0.040 0.80 2.75 0.03 0.002 0.032 0.002 0.087 - 0.182 - - - - - 2.79 4.45 716 876     可接受的实施例
4-T 0.038 0.81 2.77 0.02 0.003 0.032 0.002 0.089 - 0.290 - - - - - 4.37 6.92   716    876     对比例
(注)*1：X＝(V/51)/(C/12)
    *2：Y＝(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)/(C/12)
    *3：Z＝(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)
                                                                         表5(a)
冷轧
   钢板号     钢号   连续退火作业线中的退火温度(℃)                     显微结构             冷轧薄钢板的机械性能     备注
 铁氧体相               次生相                  拉力特性
  面积比(％)   种类*1   马氏体的面积比(％)   次生相的面积比(％)   YS(MPa)   TS(MPa)   E1(％)   YR(％) r-值
    1     1-A     830     92   M       8      8   330   600   31   55     1.8 发明实施例
    2     1-B     830     90   M       10      10   330   610   30   54     1.8 发明实施例
    3     1-B     980     0   P，B，M       15      100   650   720   22   90     0.9 对比例
    4     1-B     680     100   -       0      0   450   530   29   85     0.8 对比例
    5     1-C     830     92   M       8      8   340   600   31   57     1.8 发明实施例
6 1-D 830 90 M 10 10 330 610 30 54 1.4 发明实施例
    7     1-E     830     92   M       8      8   310   570   33   54     1.7 发明实施例
    8     1-F     830     100   -       0      0   510   600   27   85     1.8 对比例
    9     1-G     830     93   M       7      7   330   610   31   54     0.8 对比例
    10     1-H     850     92   M       8      8   350   630   29   56     1.9 发明实施例
    11     1-I     850     93   M       7      7   330   620   30   53     1.9 发明实施例
    12     1-J     850     92   M       8      8   330   610   33   54     1.8 发明实施例
    13     1-K     830     92   M       8      8   245   450   38   54     1.9 发明实施例
    14     1-L     830     93   M       7      7   330   605   30   55     1.8 发明实施例
(注)*1：F是铁氧体相的缩写，M是马氏体相的缩写，
        P是珠光体相的缩写，B是贝氏体相的缩写。
                                                                     表5(b)
冷轧
  钢板号   钢号    连续退火作业线中的退火温度(℃)                     显微结构               冷轧薄钢板的机械性能 备注
铁氧体相 次生相                     拉力特性
  面积比(％) 种类*1   马氏体的面积比(％)   次生相的面积比(％)   YS(MPa)   TS(MPa)    E1(％)     YR(％)    r-值
  15    1-M     830     92     M       8      8   340   620    30     55     1.7  发明实施例
  16    1-N     830     93     M       7      7   320   600    31     53     1.7  发明实施例
  17    1-O     830     92     M，B       6      8   340   625    29     54     1.8  对比例
  18    1-P     830     100     -        0      0   425   520    34     82     1.9  对比例
  19    1-Q     830     65     M       35      35   395   670    29     59     0.8  对比例
  20    1-R     850     69     M       31      31   370   620    30     60     0.8  对比例
  21    1-S     850     100     -       0      0   495   615    30     80     1.7  对比例
  22    1-T     850     92     M       8      8   355   575    32     62     1.7  发明实施例
  23    1-U     850     100     -       0      0   470   580    31     81     1.8  对比例
  24    1-V     830     91     M       9      9   350   570    32     61     1.7  发明实施例
  25    1-W     850     100     -       0      0   480   595    31     81     1.8  对比例
  26    1-X     830     72     M       28      28   350   560    31     63     0.8  对比例
  27    1-Y     830     100     -       0      0   475   590    30     81     1.7  对比例
(注)*1：F是铁氧体相的缩写，M是马氏体相的缩写，
        P是珠光体相的缩写，B是贝氏体相的缩写。
                                                                      表6(a)
冷轧
  钢板号   钢号   连续退火作业线中的退火温度(℃)                    显微结构              冷轧薄钢板的机械性能     备注
 铁氧体相               次生相                    拉力特性
  面积比(％) 种类*1   马氏体的面积比(％)   次生相的面积比(％)   YS(MPa)    TS(MPa)    E1(％)    YR(％) r-值
  28   2-A     780     90  M     10     10   560    825    19    68     1.1 发明实施例
  29   2-B     780     87  M     13     13   550    810    19    68     1.3 发明实施例
  30   2-B     950     0  P，B，M     19     100   740    860    16    86     0.7 对比例
  31   2-B     680     100  -     0     0   625    770    22    81     0.8 对比例
  32   2-C     750     88  M     12     12   540    805    20    67     1.3 发明实施例
  33   2-D     760     88  M     12     12   545    810    19    67     1.2 发明实施例
  34   2-E     770     87  M     13     13   550    820    20    67     1.3 发明实施例
  35   2-F     780     100  -     0     0   660    830    19    80     1.4 对比例
  36   2-G     780     69  M     31     31   540    820    20    66     0.7 对比例
  37   2-H     760     81  M     19     19   620    930    15    67     1.3 发明实施例
  38   2-I     780     83  M     17     17   590    860    17    69     1.1 发明实施例
(注)*1：F是铁氧体相的缩写，M是马氏体相的缩写，
        P是珠光体相的缩写，B是贝氏体相的缩写。
                                                                      表6(b)
冷轧
  钢板号   钢号   连续退火作业线中的退火温度(℃)                     显微结构                冷轧薄钢板的机械性能     备注
 铁氧体相                次生相                      拉力特性
  面积比(％) 种类*1   马氏体的面积比(％)  次生相的面积比(％)   YS(MPa)   TS(MPa)    E1(％)    YR(％) r-值
  39   2-J     780     87   M     13     13   445   660    27    67    1.4 发明实施例
  40   2-K     760     68   M     32     32   570   850    18    67    0.8 对比例
41 2-L 780 100 - 0 0 690 835 19 83 1.3 对比例
  42   2-M     780     85   M     15     15   525   805    20    65    1.1 发明实施例
  43   2-N     760     88   M     12     12   530   800    20    66    1.3 发明实施例
  44   2-O     780     90   M     10     10   525   790    21    66    1.3 发明实施例
  45   2-P     780     100   -     0     0   650   795    21    82    1.3 对比例
  46   2-Q     760     87   M     13     13   540   81 0    19    67    1.1 发明实施例
  47   2-R     760     88   M     12     12   545   815    15    67    1.3 发明实施例
  48   2-S     780     90   M     10     10   540   810    19    67    1.3 发明实施例
  49   2-T     780     100   -     0     0   665   785    20    85    1.4 对比例
(注)*1：F是铁氧体相的缩写，M是马氏体相的缩写，
        P是珠光体相的缩写，B是贝氏体相的缩写。
                                                                       表7(a)
镀锌
钢板号 钢号 连续镀锌作业线中的退火温度(℃)                      显微结构            镀锌薄钢板的机械性能     备注
 铁氧体相              次生相                   拉力特性
  面积比(％) 种类*1   马氏体的面积比(％)   次生相的面积比(％)   YS(MPa)   TS(MPa)    E1(％)    YR(％)     r-值
  50   3-A     830     92   M     8     8   330   610    31    54     1.7 发明实施例
  51   3-B     830     90   M     10     10   330   620    30    53     1.7 发明实施例
  52   3-B     830     92   M     8     8   350   630    30    56     1.6 发明实施例
  53   3-B     980     0   P，B，M     12     100   660   720    22    92     0.9 对比例
  54   3-B     680     100   -     0     0   460   540    28    85     0.8 对比例
  55   3-C     830     90   M     10     10   340   610    31    56     1.7 发明实施例
56 3-D 830 92 M 8 8 340 620 30 55 1.4 发明实施例
  57   3-E     830     94   M     6     6   320   580    32    55     1.6 发明实施例
  58   3-F     830     100   -     0     0   510   600    27    85     1.7 对比例
  59   3-G     830     92   M     8     8   330   610    30    54     0.8 对比例
  60   3-H     850     93   M     7     7   340   630    30    54     1.8 发明实施例
  61   3-I     850     92   M     8     8   340   620    31    55     1.8 发明实施例
  62   3-J     850     92   M     8     8   320   610    31    52     1.7 发明实施例
  63   3-K     830     92   M，B     6     8   330   610    30    54     1.6 发明实施例
  64   3-L     830     92   M     8     8   248   450    37    55     1.7 发明实施例
  65   3-M     830     93   M     7     7   340   620    30    55     1.6 发明实施例
(注)*1：F是铁氧体相的缩写，M是马氏体相的缩写，
        P是珠光体相的缩写，B是贝氏体相的缩写。
                                                                           表7(b)
镀锌
钢板号 钢号 连续镀锌作业线中的退火温度(℃)                    显微结构                镀锌薄钢板的机械性能     备注
 铁氧体相              次生相                      拉力特性
面积比(％) 种类*1   马氏体的面积比(％)   次生相的面积比(％)   YS(MPa)   TS(MPa)   E1(％)   YR(％)     r-值
  66   3-N     830     92   M     8     8   320   600   31   53     1.6 发明实施例
  67   3-O     830     93   M     7     7   340   625   29   54     1.7 发明实施例
  68   3-H     830     92   M     8     8   340   620   30   55     1.8 发明实施例
  69   3-K     830     93   M     7     7   320   600   31   53     1.6 发明实施例
  70   3-M     830     92   M     8     8   320   610   31   52     1.6 发明实施例
  71   3-P     830     100   -     0     0   420   510   34   82     1.8 对比例
72 3-Q 830 66 M 34 34 390 670 27 58 0.8 对比例
  73   3-R     850     68   M     32     32   385   615   30   63     0.8 对比例
  74   3-S     850     100   -     0     0   500   605   31   83     1.6 对比例
75 3-T 850 91 M 9 9 350 580 31 60 1.7 发明实施例
  76   3-U     850     100   -     0     0   480   575   32   83     1.6 对比例
  77   3-V     830     91   M     9     9   340   580   31   59     1.7 发明实施例
  78   3-W     850     100   -     0     0   490   600   30   82     1.7 对比例
  79   3-X     830     70   M     30     30   340   565   32   60     0.8 对比例
  80   3-Y     830     100   -     0     0   490   600   30   82     1.7 对比例
(注)*1：F是铁氧体相的缩写，M是马氏体相的缩写，
        P是珠光体相的缩写，B是贝氏体相的缩写。
                                                                           表8(a)
镀锌
钢板号 钢号 连续镀锌作业线中的退火温度(℃)                     显微结构              镀锌薄钢板的机械性能     备注
铁氧体相                次生相                   拉力特性
面积比(％) 种类*1    马氏体的面积比(％)   次生相的面积比(％)   YS(MPa)   TS(MPa)    E1(％)    YR(％) r-值
81 4-A 780 91 M 9 9 560 815 19 69 1.1 发明实施例
  82   4-B     780     89   M     11     11   555   805    19   69     1.4 发明实施例
  83   4-B     950     0   P，B，M     21     100   735   850    16   86     0.8 对比例
  84   4-B     680     100   -     0     0   620   760    22   82     0.8 对比例
85 4-C 4 89 M 11 11 545 800 20 68 1.3 发明实施例
86 4-D 760 88 M 12 12 550 805 19 68 1.4 发明实施例
  87   4-E     770     90   M     10     10   550   810    20   68     1.3 发明实施例
  88   4-F     780     100   -     0     0   675   815    19   83     1.5 对比例
  89   4-G     780     92   M     8     8   550   810    20   68     0.8 对比例
  90   4-H     760     83   M     17     17   635   935    15   68     1.3 发明实施例
  91   4-I     780     85   M     15     15   590   855    17   69     1.1 发明实施例
(注)*1：F是铁氧体相的缩写，M是马氏体相的缩写，
        P是珠光体相的缩写，B是贝氏体相的缩写。
                                                                      表8(b)
镀锌
  钢板号   钢号    连续镀锌作业线中的退火温度(℃)                     显微结构                镀锌薄钢板的机械性能     备注
 铁氧体相                次生相                      拉力特性
  面积比(％)   种类*1   马氏体的面积比(％)   次生相的面积比(％)   YS(MPa)   TS(MPa)   E1(％)   YR(％)    r-值
  92   4-J     780     85   M     15     15   440   665   25   68    1.4 发明实施例
  93   4-K     760     67   M     33     33   560   860   18   65    0.8 对比例
  94   4-L     780     100   -     0     0   695   840   19   83    1.4 对比例
  95   4-M     780     86   M     14     14   510   810   20   63    1.1 发明实施例
  96   4-N     760     89   M     11     11   525   800   20   66    1.3 发明实施例
  97   4-O     780     89   M     11     11   525   795   20   66    1.3 发明实施例
  98   4-P     780     100   -     0     0   660   805   20   82    1.4 对比例
  99   4-Q     760     87   M     13     13   525   810   19   65    1.1 发明实施例
  100   4-R     760     86   M     14     14   530   810   19   65    1.2 发明实施例
  101   4-S     780     89   M     11     11   540   820   18   66    1.3 发明实施例
  102   4-T     780     100   -     0     0   660   790   20   84    1.3 对比例
(注)*1：F是铁氧体相的缩写，M是马氏体相的缩写，
        P是珠光体相的缩写，B是贝氏体相的缩写。
从表5和6中所示的结果可以看出，本发明所有实施例中的冷轧薄钢板都具有低的屈服应力(YS)，高的延伸率和低的屈服比(YR)，进一步还表明了高的r-值和优异的深拉延性，并具有不小于440MPa的拉伸强度(TS)。相反，在本发明范围之外的对比例中，屈服应力(YS)高，延伸率(E1)低，或r-值低。特别是，在表6中所示的TS不小于780MPa的高强度薄钢板中，观察到伴随着高度强化，r-值稍有降低，例如使用含钒但不含铌和钛的2-A号钢制造的第28号薄钢板和使用含钒、铌和钛并满足0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12的关系式并满足(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≤0.5的关系式的2-I号钢制造的第38号薄钢板。另一方面，在使用含钒、铌和钛并同时满足0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12和1.5≤(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≤15的关系式的2-B、2-C、2-D和2-E号钢制造的第29、32、33和34号薄钢板中，r-值得以提高。
而且，对于镀锌薄钢板获得的结果示于表7和8中。即使在这些镀锌薄钢板中，也获得类似于上述冷轧薄钢板的结果。
在本发明的薄钢板中，甚至通过生产过程进行镀锌也能获得优异的性能。
工业实用性
本发明在工业上产生了显著的效果，即能够稳定地制造具有优异深拉延性的高强度冷轧薄钢板和镀锌薄钢板。当将本发明的冷轧薄钢板和镀锌薄钢板用于交通工具零件时，有容易冲压成形的效果，并且大大有助于减少车体的重量。

Claims (27)

1.具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板，其特征在于该薄钢板的组成包括碳：0.01-0.08重量％、硅：不超过2.0重量％、锰：不超过3.0重量％、磷：不超过0.10重量％、硫：不超过0.02重量％、铝：0.005-0.20重量％、氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，条件是钒与碳满足0.5×C/12≤V/51≤3×C/12的关系，其余是铁和不可避免的杂质，并且具有由作为初晶相的铁素体相和包括与整个显微结构的面积比不小于1％的马氏体相的次生相组成的显微结构。
2.具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板，其特征在于：该薄钢板的组成包括碳：0.01-0.08重量％、硅：不超过2.0重量％、锰：不超过3.0重量％、磷：不超过0.10重量％、硫：不超过0.02重量％、铝：0.005-0.20重量％、氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，进一步还包含铌：大于0重量％但不大于0.3重量％和钛：大于0重量％但不大于0.3重量％中的一种或两种，总计不超过0.3重量％，条件是钒、铌、钛与碳满足0.5×C/12≤V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12的关系，其余是铁和不可避免的杂质，并且具有由作为初晶相的铁素体相和包括与整个显微结构的面积比不小于1％的马氏体相的次生相组成的显微结构。
3.根据权利要求2的具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板，其中薄钢板包含铌：0.001-0.3重量％和钛：0.001-0.3重量％中的一种或两种，总计不超过0.3重量％。
4.根据权利要求2的具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板，其中薄钢板包含碳：0.03-0.08重量％，硅：0.1-2.0重量％，锰：1.0-3.0重量％，磷：不超过0.05重量％和硫：不超过0.01重量％，条件是钒、铌与钛满足1.5≤(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≤15的关系。
5.具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板，其特征在于该薄钢板的组成包括碳：0.01-0.08重量％、硅：不超过2.0重量％、锰：不超过3.0重量％、磷：不超过0.10重量％、硫：不超过0.02重量％、铝：0.005-0.20重量％、氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，条件是钒与碳满足0.5×C/12≤V/51≤3×C/12的关系，其余是铁和不可避免的杂质，并且具有由作为初晶相的铁素体相和包括与整个显微结构的面积比不小于1％的马氏体相的次生相组成的显微结构，其中薄钢板进一步包含以下A-组和B-组中的一组或两组：
A-组：铬和钼中的一种或两种，总计不超过2.0重量％；
B-组：铜和镍中的一种或两种，总计不超过2.0重量％。
6.具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板，其特征在于：该薄钢板的组成包括碳：0.01-0.08重量％、硅：不超过2.0重量％、锰：不超过3.0重量％、磷：不超过0.10量量％、硫：不超过0.02重量％、铝：0.005-0.20重量％、氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，进一步还包含铌：大于0重量％但不大于0.3重量％和钛：大于0重量％但不大于0.3重量％中的一种或两种，总计不超过0.3重量％，条件是钒、铌、钛与碳满足0.5×C/12≤V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12的关系，其余是铁和不可避免的杂质，并且具有由作为初晶相的铁素体相和包括与整个显微结构的面积比不小于1％的马氏体相的次生相组成的显微结构，其中薄钢板进一步包含以下A-组和B-组中的一组或两组：
A-组：铬和钼中的一种或两种，总计不超过2.0重量％；
B-组：铜和镍中的一种或两种，总计不超过2.0重量％。
7.一种制造具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板的方法，其包括热轧钢锭、酸洗、冷轧，然后在AC1转变点到AC3转变点的温度范围内进行连续退火；所述钢锭包含C：0.01-0.08重量％、硅：不超过2.0重量％、锰：不超过3.0重量％、磷：不超过0.10重量％、硫：不超过0.02重量％、铝：0.005-0.20重量％、氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，条件是钒与碳满足0.5×C/12≤V/51≤3×C/12的关系，其余是铁和不可避免的杂质。
8.一种制造具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板的方法，其包括热轧钢锭、酸洗、冷轧，然后在AC1转变点到AC3转变点的温度范围内进行连续退火；所述钢锭包含碳：0.01-0.08重量％、硅：不超过2.0重量％、锰：不超过3.0重量％、磷：不超过0.10重量％、硫：不超过0.02重量％、铝：0.005-0.20重量％、氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，并进一步包含铌：大于0重量％但不大于0.3重量％和钛：大于0重量％但不大于0.3重量％中的一种或两种，总计不超过0.3重量％，条件是钒、铌、钛与碳满足0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12的关系，其余是铁和不可避免的杂质。
9.根据权利要求8的制造具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板的方法，其中钢锭包含铌：0.001-0.3重量％和钛：0.001-0.3重量％中的一种或两种，总计不超过0.3重量％。
10.根据权利要求8的制造具有优异深拉延性的高强度双相冷轧薄钢板的方法，其中钢锭包含碳：0.03-0.08重量％、硅：0.1-2.0重量％、锰：1.0-3.0重量％、磷：不超过0.05重量％和硫：不超过0.01重量％，条件是钒、铌与钛满足1.5≤(2×Nb/93+2×Ti/48)/(V/51)≤15的关系。
11.一种制造具有优异深拉延性高强度双相冷轧薄钢板的方法，其包括热轧钢锭、酸洗、冷轧，然后在AC1转变点到AC3转变点的温度范围内进行连续退火；所述钢锭包含C：0.01-0.08重量％、硅：不超过2.0重量％、锰：不超过3.0重量％、磷：不超过0.10重量％、硫：不超过0.02重量％、铝：0.005-0.20重量％、氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，条件是钒与碳满足0.5×C/12≤V/51≤3×C/12的关系，其余是铁和不可避免的杂质，其中钢锭进一步包含下列A-组和B-组中的一组或二组：
A-组：铬和钼中的一种或两种，总计不超过2.0重量％；
B-组：铜和镍中的一种或两种，总计不超过2.0重量％。
12.一种制造具有优异深拉延性高强度双相冷轧薄钢板的方法，其包括热轧钢锭、酸洗、冷轧，然后在AC1转变点到AC3转变点的温度范围内进行连续退火；所述钢锭包含碳：0.01-0.08重量％、硅：不超过2.0重量％、锰：不超过3.0重量％、磷：不超过0.10重量％、硫：不超过0.02重量％、铝：0.005-0.20重量％、氮：不超过0.02重量％和钒：0.01-0.5重量％，并进一步包含铌：大于0重量％但不大于0.3重量％和钛：大于0重量％但不大于0.3重量％中的一种或两种，总计不超过0.3重量％，条件是钒、铌、钛与碳满足0.5×C/12≤(V/51+2×Nb/93+2×Ti/48)≤3×C/12的关系，其余是铁和不可避免的杂质，其中钢锭进一步包含下列A-组和B-组中的一组或二组：
A-组：铬和钼中的一种或两种，总计不超过2.0重量％；
B-组：铜和镍中的一种或两种，总计不超过2.0重量％。
13.具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板，包含如权利要求1中要求保护的薄钢板上的电镀层。
14.具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板，包含如权利要求2中要求保护的薄钢板上的电镀层。
15.具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板，包含如权利要求3中要求保护的薄钢板上的电镀层。
16.具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板，包含如权利要求4中要求保护的薄钢板上的电镀层。
17.具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板，包含如权利要求5中要求保护的薄钢板上的电镀层。
18.具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板，包含如权利要求6中要求保护的薄钢板上的电镀层。
19.一种制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板的方法，其特征在于在权利要求7中要求保护的方法中的在AC1转变点到AC3转变点的温度范围连续退火后进行镀锌。
20.根据权利要求19的制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板的方法，其特征在于在冷轧步骤和在AC1转变点到AC3转变点温度范围的连续退火步骤之间进一步包括一个连续退火步骤。
21.一种制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板的方法，其特征在于在权利要求8中要求保护的方法中的在AC1转变点到AC3转变点温度范围的连续退火后进行镀锌。
22.根据权利要求21的制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板的方法，其特征在于在冷轧步骤和在AC1转变点到AC3转变点温度范围的连续退火步骤之间进一步包括一个连续退火步骤。
23.一种制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板的方法，其特征在于在权利要求9中要求保护的方法中的在AC1转变点到AC3转变点温度范围的连续退火后进行镀锌。
24.根据权利要求23的制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板的方法，其特征在于在冷轧步骤和在AC1转变点到AC3转变点温度范围的连续退火步骤之间进一步包括一个连续退火步骤。
25.一种制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板的方法，其特征在于在权利要求10中要求保护的方法中的在AC1转变点到AC3转变点温度范围的连续退火后进行镀锌。
26.根据权利要求25的制造具有优异深拉延性的高强度双相镀锌钢板的方法，其特征在于在冷轧步骤和在AC1转变点到AC3转变点温度范围的连续退火步骤之间进一步包括一个连续退火步骤。
27.根据权利要求19-26中任何一项制造具有优异深拉延性高强度双相镀锌钢板的方法，其中钢锭进一步包含下列A-组和B-组中的一组或两组：
A-组：铬和钼中的一种或两种，总计不超过2.0重量％；
B-组：铜和镍中的一种或两种，总计不超过2.0重量％。
CNB018073271A 2000-11-28 2001-11-27 高强度双相薄钢板和高强度双相电镀薄钢板及其制造方法 Expired - Fee Related CN1193110C (zh)

Applications Claiming Priority (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP361273/2000 2000-11-28
JP361274/2000 2000-11-28
JP2000361274 2000-11-28
JP2000361273 2000-11-28
JP2001312687A JP4010131B2 (ja) 2000-11-28 2001-10-10 深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP312687/2001 2001-10-10
JP2001312688A JP4010132B2 (ja) 2000-11-28 2001-10-10 深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP312688/2001 2001-10-10

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1419607A CN1419607A (zh) 2003-05-21
CN1193110C true CN1193110C (zh) 2005-03-16

Family

ID=27481823

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB018073271A Expired - Fee Related CN1193110C (zh) 2000-11-28 2001-11-27 高强度双相薄钢板和高强度双相电镀薄钢板及其制造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20030129444A1 (zh)
EP (1) EP1338667B1 (zh)
KR (1) KR20020073564A (zh)
CN (1) CN1193110C (zh)
AU (1) AU776043B2 (zh)
CA (1) CA2398126A1 (zh)
DE (1) DE60143907D1 (zh)
TW (1) TW520398B (zh)
WO (1) WO2002044434A1 (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105734411A (zh) * 2014-12-24 2016-07-06 Posco公司 具有优异拉伸性能的热浸镀锌和合金化热浸镀锌钢板及制造其的方法

Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1659191B1 (en) * 2003-08-26 2014-07-30 JFE Steel Corporation High tensile strength cold-rolled steel sheet and method for production thereof
PL1682686T3 (pl) * 2003-11-04 2015-04-30 Uec Tech Llc Taśma z dwufazowej stali odpowiednia do galwanizacji
US20060037677A1 (en) * 2004-02-25 2006-02-23 Jfe Steel Corporation High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP4325998B2 (ja) * 2004-05-06 2009-09-02 株式会社神戸製鋼所 スポット溶接性及び材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板
US8337643B2 (en) 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7959747B2 (en) 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
US7442268B2 (en) 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
JP5157146B2 (ja) * 2006-01-11 2013-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
JP4804996B2 (ja) * 2006-04-07 2011-11-02 新日本製鐵株式会社 加工性、パウダリング性、摺動性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US11155902B2 (en) * 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
KR20080061855A (ko) * 2006-12-28 2008-07-03 주식회사 포스코 딥드로잉성이 우수한 복합조직강판
JP5223360B2 (ja) * 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5194811B2 (ja) * 2007-03-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
MX2010003835A (es) 2007-10-10 2010-05-13 Nucor Corp Acero estructurado metalografico complejo y metodo para manufacturarlo.
KR100957966B1 (ko) * 2007-12-27 2010-05-17 주식회사 포스코 드로잉성과 연신율이 우수한 고장력 복합조직형냉간압연강판, 용융도금강판 및 그 제조방법
US20090236068A1 (en) 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls
CN102015155B (zh) * 2008-03-19 2013-11-27 纽科尔公司 使用铸辊定位的带材铸造设备
EP2123786A1 (fr) * 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
US20090288798A1 (en) * 2008-05-23 2009-11-26 Nucor Corporation Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip
EP2310544B1 (en) * 2008-07-11 2018-10-17 Aktiebolaget SKF A method for manufacturing a bearing component
KR101105003B1 (ko) * 2008-11-29 2012-01-16 주식회사 포스코 강산 염수용액 내에서 내식성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR101149117B1 (ko) * 2009-06-26 2012-05-25 현대제철 주식회사 저항복비 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2011036351A1 (fr) * 2009-09-24 2011-03-31 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Acier inoxydable ferritique a hautes caracteristiques d'emboutissabilite
JP5765092B2 (ja) 2010-07-15 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5765116B2 (ja) * 2010-09-29 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101494113B1 (ko) * 2010-09-30 2015-02-16 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 프레스 성형품 및 그 제조 방법
JP5825481B2 (ja) * 2010-11-05 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
KR101318382B1 (ko) * 2010-12-27 2013-10-15 주식회사 포스코 표면 결함이 없는 법랑용 강판 및 그 제조방법
JP5182386B2 (ja) * 2011-01-31 2013-04-17 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法
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
CN103938097B (zh) * 2014-04-04 2016-03-02 首钢总公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法
CN104233093A (zh) * 2014-09-17 2014-12-24 朱忠良 一种超深冲用低碳低硅冷轧热镀锌双相钢及其制备方法
KR101620750B1 (ko) 2014-12-10 2016-05-13 주식회사 포스코 성형성이 우수한 복합조직강판 및 이의 제조방법
KR101561008B1 (ko) 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101657845B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-20 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
US10808293B2 (en) 2015-07-15 2020-10-20 Ak Steel Properties, Inc. High formability dual phase steel
WO2017144419A1 (en) * 2016-02-23 2017-08-31 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot formed part and method for producing it
KR101726130B1 (ko) 2016-03-08 2017-04-27 주식회사 포스코 성형성이 우수한 복합조직강판 및 그 제조방법
KR101797401B1 (ko) 2016-12-07 2017-11-13 주식회사 포스코 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102031452B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 도금밀착성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102031449B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 상온내시효성 및 소부경화성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102064962B1 (ko) 2017-12-24 2020-02-11 주식회사 포스코 소부경화성 및 내식성이 우수한 냉연강판, 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
EP3992312A4 (en) * 2019-06-28 2022-07-20 JFE Steel Corporation METHOD OF PRODUCTION OF NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET, METHOD OF PRODUCTION OF MOTOR CORE AND MOTOR CORE
KR102086305B1 (ko) 2019-12-03 2020-03-06 주식회사 포스코 소부경화성 및 내식성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
CN113737108A (zh) 2020-05-27 2021-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种耐延迟开裂的电镀锌超强双相钢及其制造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5696019A (en) * 1979-12-28 1981-08-03 Kobe Steel Ltd Production of cold-rolled sheet steel having low yield ratio, high ductility, high strength
JPS61246327A (ja) * 1985-04-24 1986-11-01 Kobe Steel Ltd 超深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPS6274053A (ja) * 1985-09-26 1987-04-04 Nippon Steel Corp 高硬化性高強冷延鋼板
CN1080321C (zh) * 1997-03-17 2002-03-06 新日本制铁株式会社 具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板和生产该钢板的方法
JP3619359B2 (ja) * 1998-01-19 2005-02-09 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた複合組織高強度冷延鋼板およびその製造方法
US6410163B1 (en) * 1998-09-29 2002-06-25 Kawasaki Steel Corporation High strength thin steel sheet, high strength alloyed hot-dip zinc-coated steel sheet, and method for producing them
JP3646539B2 (ja) * 1998-10-02 2005-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法
JP3831146B2 (ja) * 1999-05-06 2006-10-11 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法
EP1146132B1 (en) * 1999-10-22 2007-02-21 JFE Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet having high strength and also being excellent in formability and galvanizing property

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105734411A (zh) * 2014-12-24 2016-07-06 Posco公司 具有优异拉伸性能的热浸镀锌和合金化热浸镀锌钢板及制造其的方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW520398B (en) 2003-02-11
EP1338667B1 (en) 2011-01-19
EP1338667A4 (en) 2005-08-17
AU776043B2 (en) 2004-08-26
KR20020073564A (ko) 2002-09-27
CN1419607A (zh) 2003-05-21
AU2411802A (en) 2002-06-11
US20030129444A1 (en) 2003-07-10
CA2398126A1 (en) 2002-06-06
WO2002044434A1 (fr) 2002-06-06
EP1338667A1 (en) 2003-08-27
DE60143907D1 (de) 2011-03-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1193110C (zh) 高强度双相薄钢板和高强度双相电镀薄钢板及其制造方法
CN100339500C (zh) 超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及获得的产品
CN1147611C (zh) 烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板、热轧钢板和它们的制造方法
CN1147610C (zh) 延性和应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN1124358C (zh) 加工性及锌可镀性均优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN1252302C (zh) 具有超细晶粒组织的冷轧钢板及其制造方法
WO2011105600A1 (ja) 熱処理鋼材とその製造方法並びにその素材鋼材
JP5126844B2 (ja) 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
JP2010059452A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
WO2010011790A2 (en) Cold rolled dual phase steel sheet having high formability and method of making the same
KR20130023274A (ko) 형상 동결성이 우수한 냉연 박강판 및 그 제조 방법
KR20100029139A (ko) 굴곡 가공성 및 피로 강도가 우수한 고강도 강판
CN1661127A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN1856589A (zh) 加工用热轧钢板及其制造方法
JP5979326B1 (ja) 高強度めっき鋼板およびその製造方法
CN1247809C (zh) 耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板及其制造方法
JP2023100953A (ja) 熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法
TW201313915A (zh) 深擠壓性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
CN107109572A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5835624B2 (ja) 熱間プレス用鋼板および表面処理鋼板とそれらの製造方法
JP6037087B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN112840056B (zh) 薄钢板及其制造方法
CN1940110A (zh) 焊接性优异的490MPa级低屈服比冷成形钢管及其制造方法
JP5381154B2 (ja) プレス加工と塗装焼付け後の強度−延性バランスに優れた冷延鋼板およびその製造方法
CN112840055A (zh) 薄钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20050316

Termination date: 20171127

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee