CN1386140A - 具有应变时效硬化特性的冷轧钢板、镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的是:提供一边在冲压成形时维持优良的深拉延性、一边通过冲压成形－热处理而使拉伸强度有效地上升的冷轧钢板及合金化热浸镀锌钢板。具体的手段是将钢组成调整为如下组成:在满足C:不足0.01%、Si:0.005～1.0%、Mn:0.01～1.0%、Nb:0.005～0.050%、Al:0.005～0.030%、N:0.005～0.040%、B:0.0005～0.0015%、P:0.05%以下和S:0.01%以下,还满足下述式(1)、(2)的范围内含有上述成分,剩余部分实质上为Fe。N%≥0.0015+14/93·Nb%+14/27·Al%+14/11·B%－－－(1)C%≤12/93·Nb% －－－(2)

Description

具有应变时效硬化特性的冷轧钢板、 镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于建筑构件、机械结构用部件及汽车的结构用部件等结构上的要求强度、特别是变形时的强度和/或刚性的部位、在采用冲压等进行加工成形后施行强度上升热处理的适合作为成形体的原材料钢板的、应变时效硬化特性优良的冷轧钢板、电镀锌钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板以及它们的制造方法。
另外，在本发明中，所谓“应变时效硬化特性优良”是指：在拉伸应变5％的预变形后，以在170℃的温度、保持20分钟的条件进行时效处理时，该时效处理前后的变形应力增加量(记为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，且应变时效处理(前述预变形+前述时效处理)前后的拉伸强度增加量(记为ΔTS；ΔTS＝时效处理后的拉伸强度-预变形前的拉伸强度)为40MPa以上。
背景技术
在制造薄钢板的冲压成形体时，作为冲压成形前形成软质以使冲压成形容易、在冲压成形后使之硬化从而提高部件强度的方法有在不足200℃下喷漆烘烤的方法，作为这样的喷漆烘烤用的钢板已开发了BH钢板。
例如，特开昭55-141526号公报公开了根据钢中的C、N、Al含量添加Nb、将以at％表示的Nb/(固溶C+固溶N)限制在特定范围的同时，通过控制退火后的冷却速度来调整钢板中的固溶C、固溶N的方法；特公昭61-45689号公报公开了通过复合添加Ti和Nb来使烘烤硬化性提高的方法。
可是，上述的钢板为了形成深拉延性优良的材质，原材料钢板的强度低，作为结构用材料未必是充分的。
另外，特开平5-25549号公报公开了通过在钢中单一地或复合添加W、Cr、Mo来提高烘烤硬化性的方法。
在上述的现有技术中，通过烘烤硬化使强度上升是利用了钢板中的微量的固溶C、固溶N的作用，另外如所熟知的那样，BH钢板的情况是仅使材料的屈服强度上升，并不使拉伸强度上升。所以，只有提高部件的变形初始应力的效果，提高从变形开始到变形完成的整个变形区域的变形所需要的应力(成形后的拉伸强度)的效果不能说是充分的。
作为在成形后拉伸强度上升的冷轧钢板，例如特开平10-310847号公报公开了在200～450℃的热处理温度区下拉伸强度上升60MPa以上的合金化热浸镀锌钢板。
这种钢板，其组成以质量％表示，含有C：0.01～0.08％、Mn：0.01～3.0％、且含有合计量为0.05～3.0％的W、Cr、Mo的1种或2种以上，另外根据需要含有Ti：0.005～0.1％、Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％的1种或2种以上，且钢的微观组织是由铁素体或铁素体主体构成的。
可是，该技术通过成形后的热处理在钢板中形成微细的碳化物，使冲压时赋予的应变有效地增殖位错，使应变量增加，因此，需要在220～370℃的温度范围进行热处理，存在的难点是所需要的热处理温度比一般的烘烤硬化处理温度高。
而且，与最近的源自地球环境问题的排出气体规定相关联，汽车的车体重量的减轻成为极重要的课题。为了减轻汽车的车体重量，增加所使用的钢板的强度，也就是说使用高强度钢板，使使用的钢板变薄是有效的。
使用了薄厚度的高强度钢板的汽车部件，与其作用相适应的特性必须充分地发挥。特性根据部件的不同而不同，例如有对应于耐压痕性、弯曲、扭转变形的静态强度、耐疲劳性、耐冲击特性等。即，汽车部件所使用的高强度钢板需要在成形加工后这些特性都优良。这些特性与成形加工后的钢板的强度有关系，所以为了达到薄厚度化，需要设定使用的高强度钢板的强度下限。
另一方面，在制造汽车部件的过程中，对钢板进行冲压成形。冲压成形的情况下，当钢板的强度过高时，产生的问题是：①形状冻结性劣化；②延性降低，在成形时产生裂纹和缩颈等不良情况；③另外，在降低板厚时，耐压痕性(对于由局部的压缩载荷负荷产生的凹坑的耐性)劣化，由此阻碍了高强度钢板向汽车车体的应用推广。
作为打破这种局面的方法，例如对于外板面板用的冷轧钢板，已知的是以超低碳素钢为原材料，将最终以固溶态残存的C量控制在适当范围的钢板。这种钢板在冲压成形时保持为软质，确保形状冻结性、延性，利用在冲压成形后进行的170℃×20分钟左右的喷漆烘烤工序引起的应变时效硬化现象得到屈服应力的上升，确保耐压痕性。这种钢板在冲压成形时C固溶于钢中，为软质，另一方面，在冲压成形后，在喷漆烘烤工序中固溶C固定于冲压成形时所导入的位错中，从而屈服应力上升。
可是，对于这种钢板，从防止成为表面缺陷的拉伸应变的发生的观点考虑，由应变时效硬化产生的屈服应力上升量被抑制得很低。因此，存在的难点是实际上有助于部件的轻量化的效果小。
另一方面，对于外观不怎么成为问题的用途，提出了使用固溶N进一步增加烘烤硬化量的钢板、以及通过使组织为由铁素体和马氏体构成的复合组织从而更进一步提高烘烤硬化性的钢板。
例如，特开昭60-52528号公报公开了将含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℃以下的温度卷绕的使热轧和冷轧后的退火为控制冷却热处理的延性和点焊焊接性都良好的高强度薄钢板的制造方法。采用特开昭60-52528号公报记载的技术制造的钢板具有由以铁素体和马氏体为主体的低温相变生成物相构成的混合组织，在延性优良的同时，利用由积极地添加的N产生的喷漆烘烤时的应变时效得到高强度。
可是，对于特开昭60-52528号公报记载的技术，由应变时效硬化产生的屈服应力YS的增加量大，但拉伸强度TS的增加量少，另外，屈服应力YS的增加量也大大地离散等机械性质的波动也大，因此在现状上所要求的有助于汽车部件轻量化的钢板不能期待实现薄厚度。
又，特公平5-24979号公报公开了具有含C：0.08～0.20％、Mn：1.5～3.5％、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的成分组成、组织由含有铁素体量5％以下的均匀的贝氏体或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。特公平5-24979号公报记载的冷轧钢板，在连续退火后的冷却过程中，将400～200℃的温度范围急冷，通过其后的缓冷使组织为贝氏体主体的组织，得到以往没有的高的烘烤硬化量。
可是，特公平5-24979号公报记载的钢板虽然在喷漆烘烤后屈服强度上升，得到以往没有的高的烘烤硬化量，但连拉伸强度也不能上升，在用于强度构件时，不能期待成形后的耐疲劳特性、耐冲击特性的提高。因此，遗留的问题是不能应用在强烈要求耐疲劳特性、耐冲击特性等的用途上。
又，特公昭61-12008号公报公开了具有高的r值的高强度钢板的制造方法，该制造方法具有的特征在于：以超低C钢为原材料，在冷轧后在铁素体-奥氏体共存区退火，所得的钢板具有高的r值和高的喷漆烘烤硬化性(BH性)，但所得的BH量充其量为60MPa左右，另外，该钢板虽然在时效后屈服点也上升，但TS没有上升，存在可适用的部件有限这一问题。
而且，对于上述的以往的钢板，虽然在由单纯的拉伸试验进行的喷漆烘烤处理后的强度评价中是优良的，但按照实际冲压条件，塑性变形时的强度存在很大的离散，应用于要求可靠性的部件时未必可以说是充分的。
在冲压成形体的喷漆烘烤钢板中，关于热轧钢板，例如特公平8-23048号公报公开了在加工时为软质、通过加工后的烤漆处理而对改善疲劳特性有效的使拉伸强度大幅度上升的热轧钢板的制造方法。
在该技术中，使C量为0.02～0.13质量％，将N多量地添加为0.0080～0.0250质量％，此外控制精轧温度及卷绕温度，使多量的固溶N残留于钢中，使金属组织为以铁素体和马氏体为主体的复合组织，从而在成形后热处理温度：170℃下达到100MPa以上的拉伸强度的增加。
另外，特开平10-183301号公报公开了钢成分中特别是将C和N限制在C：0.01～0.12质量％、N：0.0001～0.01质量％的同时，将平均晶粒粒径控制在8μm以下，据此可确保80MPa以上的高BH量，同时将AI量抑制在45MPa以下的烘烤硬化性及耐室温时效性优良的热轧钢板。
可是，因为这些钢板是热轧板，所以通过精轧后的奥氏体/铁素体相变，铁素体的集合组织无规化，因此难以得到高r值，难以说具有充分的深拉延性。
而且，将采用这些技术得到的热轧钢板作为原始材料，即使进行冷轧及再结晶退火，也未必能得到与热轧钢板一样的成形-热处理后的拉伸强度上升和80MPa以上的高BH。这是因为：钢组织通过冷轧及再结晶退火成为与热轧时不同的微观组织，另外冷轧时引起大的应变积累，因而容易形成碳化物、氮化物或碳氮化物，固溶C及固溶N的状态发生变化。
本发明是根据上述的实际状况而开发的，其目的在于：提供在冲压成形时维持优良的深拉延性，同时通过冲压成形-热处理使得拉伸强度增加的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板和合金化热浸镀锌钢板及它们的有利的制造方法。
又，本发明鉴于上述以往技术的问题点，目的还在于：提供TS×r值≥750MPa的具有优良的深拉延性和优良的应变时效硬化特性(BH≥80MPa且ΔTS≥40MPa)的深拉延用的冷轧钢板和热浸镀锌钢板(也包括合金化的热浸镀锌钢板)及它们的有利的制造方法。
进一步地，本发明的目的还在于：解决上述的以往技术的问题，提供适用于要求高度的成形性的汽车部件的、在软质时具有高的成形性和稳定的质量特性、容易成形为复杂形状的汽车部件、没有回弹、扭转、翘曲等的形状不良、裂纹等的发生、而且采用成形为汽车部件后的热处理汽车部件可得到充分的强度、能充分地有助于汽车车体的轻量化的、具有1.2以上的高r值和优良的应变时效硬化特性的高强度冷轧钢板及工业上可廉价地、且不破坏形状地制造这些钢板的制造方法。
发明内容
本发明人为了完成上述课题，将组成及制造条件进行种种改变，制造钢板并进行了很多项的材质评价实验。结果获得如下知识：将在要求高加工性的领域以往不怎么被积极利用的N作为强化元素，有利地充分利用通过该强化元素的作用而显现的大的应变时效硬化现象，据此能够容易地同时获得成形性的提高和成形后的高强度化。
进而，本发明人发现：为了有利地充分利用由N所引起的应变时效硬化现象，需要将由N引起的应变时效硬化现象与汽车的喷漆烘烤条件、或进一步地积极地成形后的热处理条件有利地结合，为此，使热轧条件和冷轧、冷轧退火条件适当，将钢板的显微组织和固溶N量控制在某个范围是有效的。另外还发现：为了稳定地显现由N引起的应变时效硬化现象，在组成方面特别是根据N含量来控制Al含量是重要的。
进而，本发明人发现：为了得到高的r值，而降低C含量，在铁素体-奥氏体的二相区温度下施行连续退火，控制其后的冷却，形成在铁素体相中含以面积率表示的5％以上的针状铁素体相的组织，以这样的显微组织和适当的固溶N量的组合，可得到具有高r值、冲压成形性优良、且应变时效硬化特性优良的冷轧钢板。另外还发现：据此也不会出现以往作为问题的室温时效劣化的问题，能充分地有效利用N。
即，本发明人发现：将N作为强化元素使用，根据N含量将Al含量控制在适当的范围，同时使热轧条件和冷轧、冷轧退火条件适当，使显微组织和固溶N最佳化，据此可得到与以往的固溶强化型的C-Mn钢板、析出强化型钢板相比，具有高的r值、具有特别优良的成形性和上述的以往钢板所没有的应变时效硬化特性的钢板。
另外，本发明的钢板，由单纯的拉伸试验得到的喷漆烘烤处理后的强度比以往的钢板高，而且按照实际冲压条件使之塑性变形时的强度的离散小，可得到稳定的部件强度特性，可适用于要求可靠性的部件。例如，较大地施加应变、板厚减少的部分，其硬化量比其他部分大，若以(板厚)×(强度)这一承载负荷能力评价，则为均匀化的方向，作为部件的强度是稳定的。
本发明人为了要达到上述的目的，进一步进行反复潜心研究，结果获得以下知识：
1)为了在成形-热处理后使拉伸强度上升，有必要进行拉伸变形以导入新的位错。通过由成形导入的位错和间隙型元素或析出物相互作用，使得即使达到上屈服应力由预变形导入的位错也不迁移是必要的。
2)为了通过形成W、Cr、Mo、Ti、Nb、Al等的碳化物、氮化物或碳氮化物而得到上述的相互作用，有必要将成形后的热处理温度提高到200℃以上。因此，间隙型元素的积极的有效利用或有效利用Fe的碳化物或Fe的氮化物在使成形后的热处理温度降低这一点上是有利的。
3)在间隙型元素中，与固溶C比，固溶N即使降低成形后的热处理温度其与由成形导入的位错的相互作用也大，即使达到上屈服应务，预变形所导入的位错也难以迁移。
4)作为钢中的固溶N的存在场所，有晶粒内和晶界，但对于成形后的热处理以后的强度增加量而言，晶界面积大的大。即晶粒粒径小是有利的。
5)从扩大晶界面积的观点考虑，将Nb和B复合添加的同时，通过热轧完成后立即冷却可抑制热轧完成后的铁素体晶粒的正常长大，且可抑制在紧随冷轧之后的再结晶退火中的晶粒长大。
本发明是根据上述的知识而完成的。上述的知识由以下的实验得到。
实验1
以质量％表示，将含C：0.0015％、B：0.0010％、Si：0.01％、Mn：0.5％、P：0.03％、S：0.008％和N：0.011％、且在0.005～0.05％的范围含有Nb、在0.005～0.03％的范围含有Al、剩余部分为Fe及不可避免的杂质的组成的薄板坯(厚度：30mm)在1150℃均匀加热后，在加工温度为Ar3相变点以上的900℃的前提下以3孔型进行热轧，轧制完成后，在0.1秒钟后水冷。然后实施500℃、1小时的相当于卷绕卷材的热处理。
将所得的板厚：4mm的热轧板以压下率：82.5％冷轧后，施行800℃、40秒钟的再结晶退火，接着施行压下率：0.8％的调质轧制。从这样得到的冷轧板上沿轧制方向制取JIS 5号拉伸试验片，使用通常的拉伸试验机，以应变速度：0.02/秒测定拉伸强度。又，施予另外从这些冷轧板上沿轧制方向制取的JIS 5号拉伸试验片10％的拉伸应变，施行120℃、20分钟的热处理后，用于通常的拉伸试验。将这些从冷轧板制取的试验片的拉伸强度与施予10％的拉伸应变后进行了120℃、20分钟的热处理的试验片的拉伸强度之差作为成形后拉伸强度上升量(ΔTS)。
图1表示关于钢成分(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)和ΔTS的关系进行研究的结果。
已经判明：按照该图所示的那样，在(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)的值满足0.0015质量％以上时，ΔTS达到60MPa以上。
实验2
以质量％表示，将含C：0.0010％、Si：0.02％、Mn：0.6％、P：0.01％、S：0.009％、N：0.012％、Al：0.01％和Nb：0.015％、且在0.00005～0.0025％的范围含有B、剩余部分为Fe和不可避免的杂质的组成的薄板坯(厚度：30mm)在1100℃均匀加热后，在加工温度为Ar3相变点以上的920℃的前提下进行3孔型轧制，轧制完成后，在0.1秒种后水冷，实施450℃、1小时的相当于卷绕卷材的热处理。
将所得的板厚：4mm的热轧板以压下率：82.5％冷轧后，施行820℃、40秒种的再结晶退火，接着施行压下率：0.8％的调质轧制。
从这样获得的冷机板上沿轧制方向制取JIS5号拉伸试验片，使用通常的拉伸试验机，以应变速度：0.02/秒测定拉伸强度。又，施予另外从这些冷轧板上制取的拉伸试验片10％的拉伸应变，施行120℃、20分钟的热处理后，用于通常的拉伸试验。
图2表示关于钢中的B含量和ΔTS的关系进行研究的结果。可知，按照该图所示的那样，在含有0.0005～0.0015质量％的B时，可得到60MPa以上的高的ΔTS。
另外，通过复合添加Nb和B，晶粒被细化，可得到高的ΔTS，这通过微观组织观察而判明。
即，可以推测：当B量不足0.0005质量％时，通过与Nb的复合添加而产生的晶粒细化效果小。相反，在B量超过0.0015质量％时，在晶界及其附近偏析的B量增加，由于这种B原子与N原子间的相互作用强，所以有效的固溶N量降低，因此ΔTS降低。
实验3
以质量％表示，钢A的组成为：含有C：0.0010％、N：0.012％、B：0.0010％、Si：0.01％、Mn：0.5％、P：0.03％、S：0.008％、Nb：0.014％和Al：0.01％，剩余部分为Fe及不可避免的杂质；钢B的组成为：含有C：0.010％、N：0.0012％、B：0.0010％、Si：0.01％、Mn：0.5％、P：0.03％、S：0.008％、Nb：0.014％和Al：0.01％，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。将钢A和钢B的各薄板坯(厚度：30mm)在1150℃均匀加热后，在加工温度为Ar3相变点以上的910℃的前提下进行3孔型轧制，轧制完成后，在0.1秒种后开始气体冷却，接着实施600℃、1小时的相当于卷绕卷材的热处理。
将所得的板厚：4mm的热轧板以压下率：82.5％冷轧后，施行880℃、40秒种的再结晶退火、接着施行压下率：0.8％的调质轧制。
从这样制得的冷轧板上沿轧制方向制取JIS 5号拉伸试验片，使用通常的拉伸试验机，以应变速度：0.02/秒测定拉伸强度。又，施予另外从这些冷轧板上制取的拉伸试验片10％的拉伸应变，在各种温度下施行20分种的热处理后，用于通常的拉伸试验。
图3表示关于成形后的热处理温度时ΔTS的影响进行研究的结果。按照该图所示的那样，在成形后的热处理温度为200℃以下的比较低的区域，则作为超低碳、含有高N的钢的钢A显示出比作为半超低碳·低N钢的钢B还高的ΔTS，在高温区，显示出相同程度的ΔTS。从这些实验结果可知，要确保在低温区的ΔTS，充分利用固溶N是有效的。
另外，图4表示关于晶粒粒径d和钢成分(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)对由常温时效所致的延伸率的降低量(ΔE1)和成形后的拉伸强度上升量(ΔTS)的影响进行研究的结果。再者，延伸率的降低量(ΔE1)用采用从冷轧板上沿轧制方向制取的JIS 5号试验片测定的总延伸率与使用另外制取的试验片、施行作为常温时效的促进处理的在100℃、8小时的保持处理后测定的总延伸率之差进行评价。
可知，按照该图所示的那样，(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)的值为0.0015质量％以上、且晶粒粒径d为20μm以下时，可同时获得高的ΔTS和低的ΔE1。
实验4
将0.0015％C-0.30％Si-0.8％Mn-0.03％P-0.005％S-0.012％N-0.02～0.08％Al钢的薄板坯均匀地加热至1050℃，接着在加工温度为670℃的前提下以7孔型进行热精轧，接着进行700℃×5小时的再结晶退火，将制得的板厚4mm的热轧板以压下率：82.5％冷轧，然后以875℃×40秒进行再结晶退火，接着以压下率0.8％进行调质轧制，从所得的冷轧板上制取JIS 5号拉伸试验片，使用通常的拉伸试验机以应变速度3×10-3/秒进行拉伸试验，测定TS×r值和ΔTS。结果示于表5。在满足N/Al≥0.30时，可实现TS×r值≥750MPa且ΔTS≥40MPa。再者，N/Al≥0.30时，可实现BH≥80MPa的情况另行证实了。
实验5
将0.0015％C-0.0010％B-0.01％Si-0.5％Mn-0.03％P-0.008％S-0.011％N-0.005～0.05％Nb-0.005～0.03％Al钢的薄板坯均匀地加热至1000℃，接着在加工温度为650℃的前提下以7孔型进行热精轧，然后进行800℃×60秒的再结晶退火，将制得的板厚4mm的热轧板以压下率：82.5％冷轧，接着在880℃×40秒下进行再结晶退火，然后以压下率0.8％进行调质轧制，从所得的冷轧板上制取JIS 5号拉伸试验片，使用通常的拉伸试验机以应变速度3×10-3/秒进行拉伸试验，测定了TS×r值、BH、ΔTS。将这些测定值和N/(Al+Nb+B)的关系示于图5。在本实验中，使用含有Nb：0.005～0.05％、B：0.0010％的钢，如图5所示那样，在N/(Al+Nb+B)≥0.30的范围内可实现BH≥80MPa、ΔTS≥60MPa、TS×r值≥850MPa。
实验6
将0.0010％C-0.02％Si-0.6％Mn-0.01％P-0.009％S-0.015％N-0.01％Al-0.015％Nb-0.0001～0.0025％B钢的薄板坯均匀地加热至1050℃，接着在加工温度为680℃的前提下以7孔型进行热精轧，然后采用750℃×5小时的间歇退火进行再结晶退火，将所得的板厚4mm的热轧板以压下率82.5％进行冷轧，接着在880℃×40秒下进行再结晶退火，然后以压下率0.8％进行调质轧制，从制得的冷轧板上制取JIS 5号拉伸试验片，使用通常的拉伸试验机以应变速度3×10-3/秒进行拉伸试验，测定TS×r值、BH、ΔTS。将这些测定值和B量的关系示于图6。
如图6所示的那样，在B：0.0003～0.0015％的范围内，除了BH≥80MPa以外，还能实现作为ΔTS水平比B＜0.0003％时高的ΔTS≥60MPa、TS×r值≥850MPa。另外，由微观组织观察可看到：在该B量范围内，晶粒特别地被细化。
由实验5、6的结果判明：规定N/(Al+Nb+B)≥0.30的范围，B≥0.0003％，还通过复合添加Nb，从而晶粒细化，ΔTS、TS×r值水平进一步被改善。当B＜0.0003％时，没有由与Nb的复合添加产生的晶粒细化效果。另一方面，当B＞0.0015％时，特性反倒降低。这可推测是由于在晶界及其附近偏析的B量增加，通过B原子和N原子间的强的相互作用，使得有效的固溶N量降低的缘故。另外，关于添加Ti、V以代替Nb的情况也进行了同样的研讨，并证实能得到与Nb一样的效果。本发明是基于以上的知识完成的，其主旨如下：
第1本发明为一种应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征为：以质量％表示，具有含C：0.15％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.030％、N：0.0050～0.0400％、并且N/Al：0.30以上、固溶态的N为0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成。
对于第1发明，在前述组成中，特别优选下述的范围。即，一种应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征为：以质量％表示，具有含C：不足0.01％、Si：0.005～1.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.030％、N：0.005～0.040％、并且N/Al：0.30以上、固溶态的N为0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成。
对于第1发明，在上述组成的基础上，还在满足下述式(1)、(2)的范围内含有以质量％表示的B：0.0001～0.0030％、Nb：0.005～0.050％为好。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％  ---(1)
C％≤0.5·(12/93)·Nb％                            ---(2)
对于第1发明，在上述组成基础上，还根据需要含有以质量％表示的合计量为1.0％以下的Cu、Ni、Mo之中的1种或2种以上成分为好。
对于第1发明，钢板的晶粒粒径为20μm以下为好。
对于第1发明，在热处理温度：120～200℃的低温区，具有成形后的强度上升量：60MPa以上。
对于第1本发明，也可以在上述冷轧钢板的表面具备电镀锌、热浸镀锌以及合金化热浸镀锌层。
第2本发明为一种应变时效硬化特性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将含C：不足0.01％、Si：0.005～1.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.030％、N：0.005～0.040％、且含量范围满足N/Al：0.30以上、剩余部分实质上为Fe的组成的钢坯进行热轧，此时，精轧完成后立即开始冷却，在卷绕温度：400～800℃下卷绕，然后施行压下率：60～95％的冷轧后，在650～900℃的温度下施行再结晶退火。
对于第2本发明，在上述组成的基础上，还在满足下述式(1)、(2)的范围含有以质量％表示的B：0.0001～0.0030％、Nb：0.005～0.050％为好。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％  ---(1)
C％≤0.5·(12/93)·Nb％                            ---(2)
对于第2本发明，在上述的再结晶退火的升温过程中，将500℃～再结晶温度的温度区以1～20℃/秒的速度升温为好。
对于第2本发明，在再结晶退火后，也可以施行热浸镀锌处理，接着施行加热合金化处理。
第3本发明为一种应变时效硬化特性优良的深拉延用冷轧钢板，其特征为：以质量％表示，具有含C：0.01％以下、Si：1.0％以下、Mn：0.01～1.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.020％、N：0.0050～0.040％、且N/Al：0.30以上、固溶态的N为0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成，其TS×r值：750MPa以上。
对于第3本发明，在上述组成的基础上，还在满足下述式(1)、(2)的范围含有以质量％表示的B：0.0001～0.0030％、Nb：0.005～0.050％为好。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％  ---(1)
C％≤0.5·(12/93)·Nb％                            ---(2)
对于第3本发明，在上述组成的基础上，还含有以质量％表示的B：0.0001～0.0030％、Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.070％、V：0.005～0.10％之中的1种或2种以上的成分，且N/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上、固溶N：0.0010％以上为好。
第4本发明为一种应变时效硬化特性优良的深拉延用冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将具有含C：0.01％以下、Si：0.005～1.0％、Mn：0.01～1.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.030％、N：0.005～0.040％，含B：0.0003～0.0030％、Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.070％、V：0.005～0.10％之中的1种或2种以上成分，且N/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上的组成的钢坯材加热至950℃以上后，使粗轧完成温度为1000℃以下、Ar3以上，进行粗轧，接着在Ar3以下、600℃以上的温度区一边润滑一边精轧、卷绕，此时使从粗轧开始到精轧完成的总压下率为80％以上，将所得的热轧板进行再结晶退火，接着以压下率60～95％进行冷轧，将所得的冷轧板进行再结晶退火。
第5本发明为一种成形性、应变时效硬化特性及耐常温时效性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于：以质量％表示，具有含C：0.0015～0.025％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.005 0～0.0250％，且含B：0.0005～0.0050％、Nb：0.002～0.050％的1种或2种以上成分，且使N/Al为0.3以上、固溶态的N为0.0010％以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成以及由以面积率表示的5％以上的针状铁素体相和平均粒径：20μm以下的铁素体相构成的组织，其r值：1.2以上。
对于第5本发明，在前述组成的基础上，还含有以质量％表示的下述a组～c组之中的1组或2组以上的成分为好，其中，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
b组：Ti、V中的1种或2种，合计量为0.1％以下；
c组：Ca、REM的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
第6本发明为一种具有r值：1.2以上、成形性、应变时效硬化特性及耐常温时效性优良的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将含C：0.0015～0.025％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，且含B：0.0003～0.0050％、Nb：0.002～0.050％的1种或2种以上、且N/Al为0.3以上的组成的钢板坯加热至板坯加热温度：1000℃以上，进行粗轧形成薄板坯，依次施行对该薄板坯施行精轧出材温度：800℃以上的精轧，并在卷绕温度：650℃以下卷绕从而形成热轧板的热轧工序、对该热轧板施行酸洗和冷轧从而形成冷轧板的冷轧工序、在铁素体—奥氏体二相区内的温度下对该冷轧板进行连续退火，以冷却速度：10～300℃/秒冷却到500℃以下的温度区的冷轧板退火工序。
对于第6本发明，在前述组成的基础上，还含有以质量％表示的下述a组～c组之中的1组或2组以上的成分为好，其中，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
b组：Ti、V中的1种或2种以上，合计量为0.1％以下；
c组：Ca、REM的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
第7本发明为一种具有高r值和优良的应变时效硬化特性及常温非时效性的高强度冷轧钢板，其特征在于：以质量％表示，具有含C：0.025～0.15％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％、且N/Al为0.3以上、含有0.0010％以上的固溶态的N，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成、和含以面积率表示的80％以上的平均晶粒粒径：10μm以下的铁素体相、还含有作为第2相的以面积率表示的2％以上的马氏体相的组织，其r值：1.2以上。
对于第7本发明，在前述组成的基础上，还含有以质量％表示的下述d组～g组之中的1组或2组以上的成分为好，其中，
d组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
e组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上，合计量为0.1％以下；
f组：0.0030％以下的B；
g组：Ca、REM中的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
第8本发明为一种具有r值：1.2以上的高r值和优良的应变时效硬化特性及常温非时效性的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将含C：0.025～0.15％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％、且N/Al为0.3以上的组成的钢板坯加热至板坯加热温度：1000℃以上，进行粗轧形成薄板坯，依次施行对该薄板坯施行精轧出材温度：800℃以上的精轧，并在卷绕温度：650℃以下卷绕从而形成热轧板的热轧工序、对该热轧板施行酸洗及冷轧从而形成冷轧板的冷轧工序、对该冷轧板在退火温度：再结晶温度以上～800℃以下施行装箱退火，接着在退火温度：Ac1相变点～(Ac3相变点-20℃)下进行连续退火，然后以冷却速度：10～300℃/秒冷却到500℃以下的温度区的冷轧板退火工序。
对于第8本发明，与前述连续退火后的冷却接续，在前述冷却的冷却停止温度以下、350℃以上的温度区进行滞留时间20秒以上的过时效处理为好。
对于第8本发明，在前述组成的基础上，还含有以质量％表示的下述d组～g组之中的1组或2组以上的成分为好，其中，
d组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
e组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上，合计量为0.1％以下；
f组：0.0030％以下的B；
g组：Ca、REM的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
附图的简单说明
图1是表示钢成分(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)和成形后的拉伸强度上升量(ΔTS)的关系的曲线图。
图2是表示在复合添加Nb、B的钢中B含量和ΔTS的关系的图。
图3是对于固溶C多的钢B(历来钢)和固溶N多的钢A(发明钢)，比较、显示由在低温区的成形后热处理引起的拉伸强度上升量的不同的曲线图。
图4是表示晶粒粒径d和钢成分(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)对由常温时效引起的延伸率的降低量(ΔE1)和成形后拉伸强度上升量(ΔTS)的影响的图。
图5是表示TS×r值、BH、ΔTS与N/(Al+Nb+B)的关系的曲线图。
图6是表示TS×r值、BH、ΔTS与B量的关系的曲线图。
实施发明的最佳方案
对于第1本发明，关于将钢板的成分组成限定在前述范围的理由予以说明。
C：不足0.01质量％
C越是尽量为少量，深拉延性越优良，在冲压成形性方面是有利的。又，在冷轧后的退火过程中，NbC进行再溶解，晶粒内的固溶C增加，容易导致耐常温时效性降低。因此，C量抑制在不足0.01质量％为好。更优选0.0050质量％以下，特别优选0.0030质量％以下。
Si：0.005～1.0质量％
Si是抑制延伸率的降低、同时使强度提高的有用成分，但含量不足0.005质量％时其添加效果不足，另一方面，若超过1.0质量％，则使表面性状恶化，导致延性降低，所以Si限定在0.005～1.0质量％的范围。更优选0.01～0.75质量％的范围。
Mn：0.01～1.5质量％
Mn不仅作为钢的强化成分而有用，而且形成MnS，有抑制由S导致的脆化的作用，但含量不足0.01质量％时，其添加效果不足，另一方面，当超过1.5质量％时，导致表面性状的恶化和延性降低，因此规定Mn在0.01～1.5质量％的范围内含有。更优选0.10～0.75质量％。
P：0.10质量％以下
P作为固溶强化成分有效地有助于钢的强化，但添加量超过0.10质量％时，形成(FeNb)xP等磷化物，因此深拉延性降低。因此P限定在0.10质量％以下。
S：0.01质量％以下
当S大量被含有时，夹杂物量增大，引起延性降低，因此希望极力避免S的混入，但可容许到0.01质量％。
Al：0.005～0.030质量％
Al作为脱氧剂，同时为了提高碳氮化物形成成分的有效利用而添加，当含量不足0.005质量％时，没有充分的效果，另一方面，当添加量超过0.030质量％时，导致应向钢中添加的N量增大，炼钢时容易产生板坯缺陷。因此，规定Al在0.005～0.030质量％的范围内含有。
N：0.005～0.040质量％
N在本发明中，是起到给予钢板应变时效硬化特性的作用的重要元素。可是，当含量不足0.005质量％时，得不到充分的应变时效硬化特性，另一方面，当多量增加超过0.040质量％时，招致冲压成形性的降低。因此，规定N在0.005～0.040质量％的范围内含有。再者，优选0.008～0.015质量％。
B：0.0001～0.003质量％
B通过与Nb复合添加，有效地细化热轧组织和冷轧再结晶组织，还有改善耐二次加工脆性的作用。可是，含量若不足0.0001质量％，则得不到充分的细化效果，另一方面，当含量超过0.003质量％时，不仅BN析出量增大，而且给在板坯加热阶段的熔体化带来障碍。因此B在0.0001～0.003质量％的范围含有。再者，优选0.0001～0.0015质量％，更优选0.0007～0.0012质量％。
Nb：0.005～0.050质量％
Nb通过与B的复合添加，有效地有助于热轧组织及冷轧再结晶退火组织的细化，另外有以NbC形式固定固溶C的作用。又，Nb形成NbN这一氮化物，有助于冷轧再结晶退火组织的细化。可是，当Nb不足0.005质量％时，不仅难以将固溶C析出固定，而且热轧组织及冷轧再结晶退火组织的细化变得不充分，另一方面，当超过0.050质量％时，导致延性降低。因此Nb在0.005～0.050质量％的范围含有。优选0.010～0.030质量％。
另外，按照上述，Nb有以NbC形式固定固溶C的作用。又，形成NbN这一氮化物。同样地，Al和B分别形成AlN、BN。因此，为了充分地确保固溶N量，同时充分地降低固溶C，满足下式(1)、(2)的关系是重要的。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％  ---(1)
C％≤0.5·(12/93)·Nb％                            ---(2)
另外，在该发明中，为了得到高的应变时效特性，同时防止时效劣化，减小晶粒粒径是适合的。
即，如图4所示，通过使晶粒粒径减小到20μm以下，在(N％-14/9 3·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)≥0.0015质量％和含有较多量的固溶N的场合，将ΔE1抑制到2.0％以下也成为可能。再者，更理想的情况是使晶粒粒径d减小到15μm以下。这是因为，如图4所示，当将晶粒粒径d减小到15μm以下时，将ΔE1抑制到1.5％以下成为可能。
关于第2本发明的制造条件予以叙述。
采用转炉等公知的冶炼方法冶炼上述的合适成分组成的钢，采用铸锭法或连铸法制成钢坯。
接着，将该钢坯加热、均热后，施行热轧制成热轧板。在该发明中，热轧的加热温度不特别地规定，但为了提高深拉延性，将固溶C固定使之以碳化物形式析出是有利的，为此，热轧的加热温度为1300℃以下为好。另外，为了更进一步提高加工性，取为1150℃以下为好。可是，加热温度不足900℃时，加工性的改善饱和，相反，热轧时的轧制负荷增大，轧制事故发生的危险性增大，所以加热温度的下限取为900℃为好。
其次，热轧时的总压下率为70％以上为好。这时因为：总压下率不足70％时，热轧板的晶粒细化变得不充分。
另外，热轧中的精轧在960～650℃的温度区完成为好，热轧加工温度可以是Ar3相变点以上的γ区，也可以是Ar3相变点以下的α区。当热轧加工温度超过960℃时，热轧板的晶粒粗化，冷轧·退火后的深拉延性劣化。另一方面，若不足650℃，则变形抗力增大，所以导致热轧负荷增大，轧制变得困难。
上述的热精轧完成后，立即开始冷却，据此希望在防止正常晶粒长大的同时，也抑制在冷却过程中的AlN析出。
在此，关于上述的冷却处理条件并未特别限定，但希望冷却开始时间是在精轧完成后优选1.5秒以内、更优选1.0秒以内、最优选0.5秒以内。这是因为：当轧制完成后立即冷却时，在应变积蓄的状态下过冷度变大，所以更多的铁素体晶核生成，在促进铁素体相变的同时，抑制γ相中的固溶N扩散到铁素体晶粒内，在铁素体晶界上存在的固溶N量增加。
另外，关于冷却速度，为了确保固溶N，取为10℃/秒以上为好。再者，特别是在热轧加工温度为Ar3相变点以上的场合，将冷却速度取为50℃/秒在确保固溶N方面更适合。
其次，将热轧板卷绕成卷材。该卷绕温度越是高温，越有利于碳化物的粗化，但当超过800℃时，在热轧板表面所形成的鳞片物变厚，不仅去除鳞片物作业的负荷增大，而且进行氮化物形成，导致卷材纵向的固溶N量的波动，另一方面，若卷绕温度不足400℃，则卷绕作业变得困难，所以热轧板的卷绕温度必须取为800～400℃的范围。
其次，对热轧板施行冷轧，但在这种冷轧中的压下率必须取为60～95％。这是因为：当冷轧的压下率不足60％时，不能期待高的r值，另一方面，当超过95％时，r值反倒降低。
施行上述冷轧的冷轧板接着用于再结晶退火。退火方法可以是连续退火，也可以是间歇退火，其中哪一种都可以，但连续退火是有利的。再者，该连续退火可以是在通常的连续退火线上的处理或在连续热浸镀锌线上的处理的任一种。
另外，退火条件取为650℃以上、5秒以上为好。这是因为：退火温度不足650℃、退火条件不足5秒时，不能完成再结晶，因此深拉延性降低。为了更加提高深拉延性，希望在800℃以上的铁素体单相区退火5秒以上。
另外，通过在更高温的α+γ二相区的退火，部分地发生α→γ相变，由此{111}集合组织发达，r值提高，但α→γ相变完全地进行时，集合组织无规化，因此r值降低，深拉延性被损害。
再者，退火温度的上限取为900℃为好。这是因为，退火温度超过900℃时，碳化物的再溶解进行，固溶C过度增加，慢时效性降低，另外，在发生α→γ相变的场合，集合组织无规化，因此r值降低，深拉延性被损害。
又，在上述的再结晶退火的升温过程中，使从500℃到再结晶温度的温度区缓慢加热，使AlN等充分地析出，据此能有效地减小钢板的晶粒粒径。
在这里，应该施行上述的控制加热的温度区为从AlN等开始析出的500℃到再结晶温度。
另外，升温速度取为1～20℃/秒为好。这是因为：升温速度超过20℃/秒时，不能得到充分的析出量，另一方面，不足1℃/秒时，析出物粗化，晶粒长大的抑制效果弱。
再者，在上述的再结晶退火后，为了进一步地进行形状矫正、表面光洁度调整，也可以进行10％以下的调质轧制。
另外，再结晶退火中的均热后的冷却速度取为10～50℃/秒为好。这是因为，冷却速度不足10℃/秒时，冷却中引起晶粒长大，引起晶粒粗化，应变时效特性及在常温下的时效特性降低。另一方面，在50℃/秒以上时，固溶态的N向晶界的扩散不能充分地发生，使在常温下的时效特性降低。再者，优选10～30℃/秒。
与上述的再结晶退火接续，根据需要进行热浸镀锌处理、接着进行加热合金化处理，据此形成合金化热浸镀锌钢板。
关于这样的热浸镀锌处理及合金化处理，没有特别地限定，只要按照历来公知的方法进行即可。
再者，形成合金化热浸镀锌钢板之后，对于为了提高加工性和提高加工后的外观而施行调质轧制的钢板(钝性处理钢板、光亮加工钢板、表面形成特定的粗糙度花纹的钢板)、表面具有防锈油、润滑油等油膜层的钢板等通常作为薄钢板而采用的施行了表面处理的钢板，如果在该发明范围内，则能充分地得到该发明的效果。
这样，能得到不仅具有优良的深拉延性，而且通过冲压成形-热处理使拉伸强度增加的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板以及合金化热浸镀锌钢板。
关于在第3本发明中将钢板的成分组成限定在前述范围的理由予以说明。
C：不足0.01质量％
C越是尽量少量，深拉延性越优良，在冲压成形性方面有利。另外，在冷轧后的退火过程中，进行NbC的再溶解，晶粒内的固溶C增加，容易导致耐常温时效性的降低。因此，C量抑制在不足0.01质量％为好。更优选0.0050质量％以下，最优选0.0030质量％以下。再者，从确保强度和防止晶粒粗化的观点看，希望C含有0.0005％以上。Si：0.005～1.0质量％
Si是抑制延伸率降低、并且提高强度的有用成分，但含量不足0.005质量％时，其添加效果不足，另一方面，当超过1.0质量％时，使表面性状恶化，导致延性降低，所以Si限定在0.005～1.0质量％的范围。更优选为0.01～0.75质量％的范围。Mn：0.01～1.5质量％
Mn不仅作为钢的强化成分而有用，而且形成MnS，有抑制由S导致的脆化的作用，但当含量不足0.01质量％时，其添加效果不足，另一方面，当超过1.5质量％时，导致表面性状恶化和延性降低，所以Mn在0.01～1.5质量％的范围含有。更优选0.10～0.75质量％。P：0.10质量％以下
P作为固溶强化成分有效地有助于钢的强化，但添加量超过0.10质量％时，形成(FeNb)xP等磷化物，因而深拉延性降低。因此，P限定在0.10质量％以下。S：0.01质量％以下
S多量含有时，夹杂物量增大，导致延性降低，因此希望极力避免S的混入，但可允许到0.01质量％。Al：0.005～0.030质量％
Al作为脱氧剂，还为了提高碳氮化物形成成分的有效利用而添加，但含量若不足0.005质量％，则没有充分的效果，另一方面，添加量超过0.030质量％时，导致应向钢中添加的N量增大，容易发生炼钢时的板坯缺陷。因此，Al在0.005～0.030质量％的范围含有。N：0.005～0.040质量％
N在本发明中是起给予钢板应变时效硬化特性的作用的重要元素。可是，若含量不足0.005质量％，则不能得到充分的应变时效硬化特性，另一方面，当多量添加超过0.04质量％时，将导致冲压成形性的降低。因此，N在0.005～0.040质量％的范围含有。再者，优选0.008～0.015质量％。B：0.0001～0.003质量％
B通过与Nb复合添加，有效地细化热轧组织和冷轧再结晶组织，还有改善耐二次加工脆性的作用。可是，若含量不足0.0001质量％，则得不到充分的细化效果，另一方面，当超过0.003质量％时，不仅BN析出量增大，而且给板坯在加热阶段的固溶化带来障碍。因此，B在0.0001～0.003质量％的范围含有。再者，优选0.0001～0.0015质量％，更优选0.0007～0.0012质量％。Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.070％、V：0.005～0.10％
Nb、Ti、V通过与B复合添加，有助于细化热轧组织和冷轧再结晶组织，并且具有使C以NbC、TiC、VC形式析出的作用，因此根据需要与B一起添加，但分别不足0.005质量时，其作用不充分。另一方面，当Nb超过0.05％、Ti超过0.070％、V超过0.10％时，导致延性劣化。所以Nb取为0.005～0.050％、Ti取为0.005～0.070％、V取为0.005～0.10％。
另外，按照上述，Nb具有以NbC形式固定固溶C的作用。还形成NbN这一氮化物。同样地，Al和B分别形成AlN、BN。因此，为了充分确保固溶N量，同时充分地降低固溶C，满足下式(1)、(2)的关系是重要的。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％  ---(1)
C％≤0.5·(12/93)·Nb％                            ---(2)N/Al或N/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上
Al形成AlN减少固溶N。为了确保固溶N的适当量，必须使N/Al为0.30以上。另外，复合添加Nb、Ti、V或B时，它们都分别形成NbN、TiN、VN、BN减少固溶N，所以为了确保固溶N的适当量，必须使N/(Al+Nb+Ti+V+B)为0.30以上。固溶N：0.0010％以上
为了提高钢板的应变时效硬化特性，固溶N必须以0.0010％以上的含量存在。
在此，固溶N量是从钢中的总N量减去析出N量而求得的。再者，作为析出N量的分析法，本发明人比较、研究了各种分析法，根据结果，采用使用了恒定电位电解法的电解萃取分析法来求得是有效的。再者，作为溶解用于萃取分析的基体铁的方法，有酸分解法、卤素法及电解法。其中，电解法不会使碳化物、氮化物等极不稳定的析出物分解，能只稳定地溶解基体铁。作为电解液使用乙酰丙酮系，在恒定电位下电解。在本发明中，使用恒定电位电解法测定析出N量的结果显示出与实际的部件强度最好的对应。
由此，在本发明中，将利用恒定电位电解法萃取的残渣进行化学分析，求出残渣中的N量，将其作为析出N量。
再者，为了得到更高的BH和ΔTS，固溶N量在0.0015％以上为好，更优选0.0020％以上，特别优选0.0030％以上。
本发明的冷轧钢板是以具有上述的组成、同时TS×r值≥750MPa为特征的应变时效硬化特性优良的深拉延用冷轧钢板。
对于TS×r值小于750MPa的钢板，不能广泛适用于具有结构构件的要素的构件。另外，为了进一步扩大适用范围，TS×r值为850MPa以上为好。
以往的喷漆烘烤处理条件采用作为标准的170℃×20分钟。再者，对含有多量的固溶N的本发明钢板施加5％以上的应变的场合，即使是更缓和的(低温一侧的)处理也能实现硬化，换言之，可以更宽范围地取得时效条件。另外，一般说来，为了争取硬化量，只要不因过度的时效而软化，则在更高温下保持更长时间是有利的。
具体地叙述，对于本发明钢板，预变形后硬化变得显著的加热温度的下限约为100℃。另一方面，当加热温度超过300℃时，硬化达到顶点，相反出现了稍微软化的趋势，此外热应变和回火色的发生变得显著。另外，关于保持时间，在加热温度200℃左右时，若约为30秒左右以上，则基本能达到充分的硬化。为了进一步得到大的稳定的硬化，保持时间为60秒以上为好。可是，若保持时间超过20分钟，则不但不能希望得到进一步的硬化，反倒生产效率显著地降低，在实用方面不利。
由于以上的情况，在本发明中，作为时效处理条件定为：以20分钟评价作为以往的喷漆烘烤处理条件的加热温度的170℃、保持时间。即使在以往的喷漆烘烤型钢板不能达到充分的硬化的低温加热·短时间保持的时效处理条件下，本发明的钢板也能稳定地达到充分的硬化。再者，加热的方法不特别地限定，除利用通常的喷漆烘烤所采用的炉进行的气氛加热之外，例如利用感应加热、无氧化火焰、激光、等离子等进行的加热等都能够很好地使用。另外，也可以只选择性地加热要使强度上升的部分。
汽车用部件强度必须能抵抗来自外部的复杂的应力载荷，所以，对于原材料钢板而言，不仅在小的应变区的强度特性是重要的，而且在大的应变区的强度特性也是重要的。本发明人根据这一点，使要制成汽车部件原材料的本发明钢板的BH为80MPa以上，同时使ΔTS为40MPa以上。再者，更优选BH为100MPa以上、ΔTS为50MPa以上。为了使BH和ΔTS更大，只要将时效处理时的加热温度设定在更高温一侧和/或将保持时间设定在更长时间一侧即可。
另外，本发明钢板具备如下以往所设有的优点：在未被成形加工的状态下，即使在室温下放置1年左右的长时间也不发生时效劣化(YS增加且E1减少的现象)。
另外，在本发明中，即使在上述的本发明冷轧钢板的表面施行热浸镀锌或合金化热浸镀锌，也没有什么问题，显示出与镀前相同等级的TS、BH、ΔTS。另外，作为热浸镀锌和合金化热浸镀锌以外的镀的种类，电镀锌、电镀锡、电镀铬、电镀镍等都能很好地适用。
关于第4本发明的制造条件予以叙述。
首先，采用转炉等通常公知的冶炼法冶炼具有如下组成的钢：含C：不足0.01％、N：0.0050～0.04％、Al：0.005～0.03％、Si：0.005～1.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下，或还与B：0.0001～0.003％一起含有Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.070％、V：0.005～0.10％中的1种或2种以上、且N/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上。然后，采用铸锭法或连铸法使其凝固成为钢锭。
将该钢锭加热、均热后进行热轧制成热轧板。当加热温度(SRT)过低时，加工性的改善效果饱和，而且热轧时的轧制载荷增大，发生轧制事故或还产生导致固溶N的均匀化不足的危险，所以SRT在950℃以上为好。再者，为了提高深拉延性，固定固溶C使其以碳化物形式所析出是有利的，而且SRT在1300℃以下为好。再者，为了更进一步提高加工性，取为1150℃以下为好。
热轧的粗轧～精轧的总压下率若不足80％，则热轧板的晶粒细化不充分，所以规定为80％以上为好。
当粗轧温度超过1000℃时，γ→α相变的晶粒粗化，r值降低，当不足Ar3时，由于α晶粒再结晶粗化或晶粒长大，使得r值降低，所以粗轧在1000℃以下、Ar3以上的温度区进行为好。
另一方面，当在超过Ar3的温度区结束精轧时，由于γ→α相变，使得集合组织无规化，得不到优良的深拉延性，另一方面，在不足600℃下结束精轧时，期望不到更进一步的深拉延性提高，仅轧制负荷增大，所以精轧在Ar3以下、600℃以上的温度区进行为好。
另外，在精轧时，若不进行润滑轧制，则由于轧辊和钢板之间的摩擦力的作用，附加的剪切力作用于钢板表层部，其结果在钢板表层部优先形成深拉延性不理想的{110}位向，所以深拉延性劣化。所以，精轧一边润滑一边进行为好。
接着，热轧板被卷绕成卷状。再者，经由卷绕工序的被处理材料也称为卷材。热轧板的卷绕温度(CT)越是高温，越有利于碳化物的粗化，但当超过800℃时，热轧板表面所形成的鳞片物变厚，去除鳞片物作业的负荷增大，或进行氮化物形成，导致卷材纵向的固溶N量波动，另一方面，若不足400℃，则卷绕作业变得困难。为此，CT取为800～400℃为好。
接着，将所得的热轧板通过连续退火或间歇退火进行再结晶退火。进行该退火(热轧板退火)是使利用在精轧中进行的α区中温轧制所形成的轧制加工集合组织进行再结晶，从而得到再结晶集合组织。
接着，热轧板被冷轧成为冷轧板。冷轧的压下率不足60％时，不能期待高的r值，另一方面，当超过95％时，r值反倒降低，因此取为60～95％为好。
接着，冷轧板被再结晶退火。该退火在连续退火线、连续热浸镀锌线的任一个上进行为好。退火条件取为退火温度650℃以上×保持时间5秒以上为好。若退火温度650℃以上、保持时间5秒以上的任一个不能满足，则再结晶不能完成，深拉延性降低。再者，为了得到更优良的深拉延性，优选退火温度800℃以上×保持时间5秒以上。但当退火温度超过900℃时，进行碳化物的再溶解，固溶C过度地增加，因此慢时效性(耐常温时效性)降低，而且发生α→γ相变的场合，集合组织无规化，r值降低，深拉延性被损害，所以退火温度取为900℃以下为好。
进而，对将冷轧钢板再结晶退火而得到的冷轧退火板根据需要施行热浸镀锌或再施行合金化处理。此时，在镀处理中，使从再结晶退火后到镀处理前的冷却速度为5℃/秒以上，使热浸镀锌时的板温为400～600℃为好，在合金化处理中，使处理温度为400～600℃、处理时间为5～40秒为好。
再者，再结晶退火后的冷轧钢板或热浸镀锌钢板为了进行形状矫正、调整表面光洁度，也可以将其调质轧制。该调质轧制的压下率为10％以下为好。这是因为，当该压下率超过10％时，r值降低。
关于第5本发明的高强度冷轧钢板的组成限定理由予以说明。
C：0.0015～0.025％
C将组织控制得均匀且微细，为了确保足够量的针状铁素体，在本发明中必须含有0.0015％以上。另一方面，当超过0.025％时，钢板中的碳化物分数过大，延性、r值还有成形性显著地降低。由于这种情况，所以C限定在0.0015～0.025％的范围内。再者，从提高成形性的观点考虑，取为0.020％以下为好，更优选为0.010％以下。另外，尤其从使BH量和材质稳定的观点考虑，C含量取为超过(12/93)Nb(％)(在此，Nb为Nb含量(％))更理想。
Si：1.0％以下
Si是不会使钢的延性显著地降低，而能使钢板高强度化的有用的元素，在本发明中，含有0.005％以上为好，特别需要高强度的场合，含有0.10％以上更理想。另一方面，Si在热轧时大大地使相变点上升，使形状的确保变得困难，或还给予表面性状、表面化学处理性等、尤其是钢板表面的美观性以坏影响，进一步地，对镀膜性地产生坏影响。在本发明中，限定在1.0％以下。如果Si为1.0％以下，则能将上述的坏影响抑制的很低。再者，对于尤其要求镀膜钢板表面的美观性的用途而言，希望Si取为0.5％以下。
Mn：2.0％以下
Mn是防止由S引起的热裂纹的有效的元素，根据含有的S量添加为好，另外，Mn对晶粒的细化有大的效果，希望添加Mn用于改善材质。从稳定地固定S的观点考虑，希望Mn含有0.1％以上。另外，Mn是增加钢板强度的元素，在更要求强度的场合，希望含有0.5％以上。再者，更优选0.8％以上。
当将Mn含量提高到该水平时，具有如下大的优点：相对于热轧条件的波动的钢板机械性质、特别是应变时效硬化特性的离散被显著地改善。可是，当过度含有Mn超过2.0％时，虽然详细的机理不清楚，但具有增加热变形抗力的趋势，另外有劣化焊接性、焊接区成形性的趋势，进而显著地抑制铁素体的生成，延性显著地降低，另外r值降低的倾向也变得显著，因此Mn限定在2.0％以下。在要求更良好的耐蚀性和成形性的用途中，取为1.5％以下为好。
P：0.1％以下
P是作为钢的固溶强化元素而有用的元素，从增加强度的观点考虑，含有0.002％以上为好，尤其需要高强度的场合，优选含有0.02％以上。另一方面，当过度含有时，使钢脆化，进而恶化钢板的卷边加工性。另外，由于P在钢中偏析的倾向强，所以造成起因于它的焊接区的脆化。因此，P限定在0.1％以下。再者，在尤其重视卷边加工性和焊接区韧性的用途中，P取为0.08％以下为好。更优选0.06％以下。
S：0.02％以下
S是在钢板中以夹杂物的形式存在，使钢板的延性减少，还造成耐蚀性劣化的元素，尽可能降低为好，在本发明中，S限定在0.02％以下。尤其对于要求良好的加工性的用途，S取为0.015％以下为好。另外，在要求特别优良的卷边加工性的场合，S取为0.010％以下为好。另外，虽然详细的机理不清楚，但为了将钢板的应变时效硬化特性稳定地维持在高的水平，将S降低到0.008％以下是有效的。
Al：0.02％以下
Al是作为脱氧剂而起作用，使钢的纯净度提高，还细化钢板的组织的元素，在本发明中，希望含有0.001％以上。在本发明中，将固溶态的N作为强化元素而利用，但含有适当范围的Al的铝镇静钢与不添加Al的以往的沸腾钢比，其机械性质优良。另一方面，含有过剩的Al会使钢板的表面性状恶化，还使固溶态的N显著地降低，难以得到作为本发明着重点的极大的应变时效硬化量。由于这种情况，所以在本发明中，Al限定在0.02％以下。再者，从材质的稳定性的观点考虑，更希望使Al为0.001～0.015％。另外，降低Al含量也担心晶粒粗化，但在本发明中，通过使其他合金元素为最佳量以及使退火条件为最佳的范围，即有效地防止这种情况。
N：0.0050～0.0250％
N是通过固溶强化和应变时效硬化而使钢板强度增加的元素，在本发明中是最重要的元素。另外，在本发明中，通过含有适量的N，还象上述那样将Al含量调整为适当值，还控制热轧条件、退火条件等制造条件，使得在冷轧制品或镀制品中确保必需且充分的固溶态的N。据此，可充分发挥由固溶强化和应变时效硬化产生的强度(屈服应力及拉伸强度)上升效果，可稳定地得到如下本发明钢板的机械性质的目标值：拉伸强度340MPa以上、烘烤硬化量(BH量)80MPa以上、在应变时效处理前后的拉伸强度的增加量ΔTS 40MPa以上。另外，N具有降低相变点的作用，在大大地降低相变点的不想进行轧制的薄物的轧制等的场合下含有是有效的。
N不足0.0050％时，上述的强度上升效果难以稳定地显现。另一方面，当N超过0.0250％时，钢板的内部缺陷发生率变高，同时较多地发生连铸时的板坯裂纹等。因此，N限定在0.0050～0.0250％的范围。再者，从考虑了制造工序总体的材质的稳定性、合格率提高的观点看，N优选为0.0070～0.0200％，更优选为0.0100～0.0170％的范围。再者，如果为本发明范围内的N量，则完全没有对焊接性等的坏影响。
固溶态的N：0.0010％以上
在冷轧制品中，为了确保充分的强度，以及有效地发挥由N引起的应变时效硬化，在钢板中必须至少存在0.0010％以上的固溶态的N(也叫固溶N)。
在此，固溶N量是从钢中的总N量减去析出N量，将所得值作为固溶N量。再者，作为析出N量的分析法，本发明人比较、研究了各种方法，结果，利用使用了恒定电位电解法的电解萃取方法而求出是有效的。再者，作为溶解用于萃取分析的基体铁的方法，有酸分解法、卤素法及电解法。其中，电解法不会分解碳化物、氮化物等极不稳定的析出物，能只稳定地溶解基体铁。作为电解液使用乙酰丙酮系，在恒定电位下电解。在本发明中，使用恒定电位电解法测定析出N量的结果显示出与实际的材质变化好的对应。
由于这种情况，在本发明中，将采用恒定电位电解法萃取的残渣进行化学分析，求出残渣中的N量，将其作为析出N量。
再者，在需要更高的BH量、ΔTS的场合，使固溶N量为0.0020％以上为好，为了得到更高的值，取为0.0030％以上为好。固溶N量的上限值不特别地限定，但总N量即使全部残留机械性质的降低也小。
N/Al(N含量与Al含量之比)：0.3以上
在制品状态下，为了稳定地残留0.0010％以上的固溶N，必须限制作为强烈固定N的元素的Al的量。关于在宽范围内改变了本发明组成范围内的N含量(0.0050～0.0250％)和Al含量(0.02％以下)的组合的钢板进行了研究，结果可知，通过使N/Al为0.3以上，能稳定地使在冷轧制品及镀膜制品中的固溶N为0.0010％以上。因此，将N/Al限定在0.3以上。再者，从稳定地提高应变时效硬化特性的观点看，N/Al为0.6以上为好。更优选0.8以上。
Nb：0.002～0.050％
Nb与B复合，对生成针状铁素体相起有效作用，在本发明中，必须含有0.002％以上。另一方面，当含量超过0.050％时，其效果饱和，而且热变形抗力显著增加，热轧变得困难。因此，Nb限定在0.002～0.050％以范围内。再者，更优选0.005～0.040％。
B：0.0001～0.0050％
B是与Nb复合，对生成针状铁素体相有效地发挥作用的元素，在本发明中，必须含有0.0001％以上。另一方面，当含量超过0.0050％时，使有助于应变时效硬化特性的固溶N降低。因此，B限定在0.0001～0.0050％的范围内。再者，优选0.0003～0.0030％。更优选0.0005～0.0030％。
在本发明中，在上述的组成基础上，还含有下述a组～c组中的1组或2组以上为好，其中，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
b组：Ti、V的1种或2种以上，合计量为0.1％以下；
c组：Ca、REM的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
a组元素：Cu、Ni、Cr、Mo都是有助于钢板强度上升的元素，可根据需要选择、单独或复合地含有。这种效果在分别含有0.01％以上的Cu、Ni、Cr、Mo时可看到。可是，当含量过多时，热变形抗力增加，或者化学表面处理性和广义的表面处理特性恶化，而且焊接区硬化，焊接区成形性劣化。因此，Cu、Ni、Cr、Mo分别单独地取为1.0％以下、1.0％以下、0.5％以下、0.2％以下为好。在复合地含有时，合计量取为1.0％以下为好。
b组元素：Ti、V都是有助于晶粒细化·均匀化的元素，可根据需要选择、单独或复合地含有。这种效果在分别含有0.005％以上的Ti、V时可看到。可是，当含量过多时，热变形抗力增加，同时化学表面处理性和广义的表面处理特性恶化。进一步地，也有降低固溶N的坏影响。因此，Ti、V单独地分别取为0.1％以下、0.1％以下为好。在复合含有时，合计量取为0.1％以下为好。
c组元素：Ca、REM都是对控制夹杂物形态起作用的元素，尤其在要求卷边成形性的场合，单独或复合地含有为好。当d组元素的合计量不足0.0010％时，控制夹杂物形态的效果不足，另一方面，当超过0.010％时，表面缺陷的发生变得显著。因此，将d组元素限定在合计量为0.0010～0.010％的范围为好。据此，不会伴随有表面缺陷的发生，能改善卷边加工性。
关于本发明钢板的组织予以说明。
本发明钢板以面积率表示，具有由5％以上的针状铁素体相和平均晶粒粒径20μm以下的铁素体相构成的组织。
针状铁素体相的面积率：5％以上
本发明的冷轧钢板以面积率表示，含有5％以上的针状铁素体相。通过存在5％以上的针状铁素体，可得到良好的延性以及大的应变时效硬化量。虽然详细的机理不清楚，但可推测这是由于：通过存在针状铁素体相，在时效前的预应变加工时，应变极有效地在内部被积蓄的缘故。又，针状铁素体相的存在改善在常温下的时效劣化，对达到常温非时效性也是有效的。再者，为了得到良好的强度—延性平衡、更高的强度，使针状铁素体相的面积率为10％以上为好。再者，超过20％的多量的针状铁素体相的存在有降低r值的问题。因此，针状铁素体相的面积率在5％以上，优选10％以上、20％以下。
在本发明中所说的针状铁素体相是象本发明组成那样的超低碳钢所特有的在内部不带有碳化物的低温相变相，主要通过光学显微镜观察可与通常的多边化铁素体明确地辨别，是内部的位错密度高、比多边化铁素体相硬的相。
根据光学显微镜观察，如下几种形态的针状铁素体相单独或复合地分布：①晶界有不规则棱角的晶粒状；②沿着析出物之类的晶界而存在的晶粒状；③呈挠伤状图案的晶粒状或晶粒群状(在比较大的第2相粒子中多数能看到亚晶界)等。它们能与通常的多边化铁素体明确地区别。另外，晶粒内的被腐蚀的色调也与马氏体和贝氏体不同，与通常的多边化铁素体基本无变化，所以也能与马氏体和贝氏体明确地区别。根据透射型电子显微镜的观察，针状铁素体相的晶界附近和/或晶粒内的位错密度非常高，特别是③形态的针状铁素体相其位错密度非常高的部分和比较低的部分成为层状。
本发明的冷轧钢板以要求高的成形性的汽车用钢板为对象，为了确保延性，针状铁素体相以外的相为铁素体相。当铁素体相的面积率不足80％时，确保作为要求加工性的汽车用钢板所必需的延性、高的r值变得困难。再者，要求更良好的延性的场合，希望铁素体相的面积率为80％以上、更优选85％以上。再者，在本发明中所说的铁素体是指不残留应变状态的所谓多边化铁素体。
铁素体相的平均晶粒粒径：20μm以下
在本发明中，作为平均晶粒粒径是采用从截面组织照片上利用ASTM规定的求积法算出的值以及利用同一ASTM规定的切断法求出的公称直径(例如，参照梅本等：热处理，24(1984)，334)之中的更大者。
本发明的冷轧钢板，在制品阶段确保所规定量的固溶N量，但根据本发明人的实验·研究，即使是具有相同量的固溶N的钢板，有时应变时效硬化特性也产生离散，判明了其主要要因之一是晶粒粒径。本发明的组织，通过使其平均晶粒粒径起码为20μm以下、优选为15μm以下，可稳定地得到高的BH量、ΔTS。虽然详细的机理不清楚，但可推测为：与合金元素向晶界的偏析、析出以及加工、热经历对它们的影响有关。
因此，为了谋求应变时效硬化特性的稳定化，使铁素体相的平均晶粒粒径为20μm以下、优选15μm以下。
具有上述的组成和组织的本发明冷轧钢板，具有拉伸强度(TS)340MPa以上、约590MPa以下，而且具有r值为1.2以上的高r值和优良的应变时效硬化特性。TS小于340MPa的钢板不能广泛用于具有结构构件要素的构件上。另外，为了进一步扩大适用范围，希望TS为400MPa以上。另外，若r值不足1.2，则不能适用于大范围的冲压成形部件。再者，r值的优选范围为1.3以上。
以往的喷漆烘烤处理条件采用作为标准的170℃×20分钟。再者，对含有多量的固溶N的本发明钢板施加5％以上的应变的场合，即使是更缓和的(低温一侧的)处理也能达到硬化，换言之，可更大范围地取得时效条件。另外，一般说来，为了争取硬化量，在不因过度时效而软化的限度内，在更高温下保持更长时间是有利的。
具体地叙述，本发明的钢板在预变形后硬化变得显著的加热温度的下限约为100℃。另一方面，当加热温度超过300℃时，硬化达到顶点，相反出现稍微软化的趋势，此外，热应变和回火色的发生变得显著。另外，关于保持时间，如果加热温度200℃左右时约为30秒左右以上，则基本能达到充分的硬化。为了得到更大的稳定的硬化，优选保持时间为60秒以上。可是，当保持时间超过20分种时，不但不能得到进一步的硬化，而且生产效率也显著降低，在实用方面不利。
由此，在本发明中，作为时效处理条件定为：以20分钟评价作为以往喷漆烘烤处理条件的加热温度的170℃、保持时间。即使在以往的喷漆烘烤型钢板不能达到充分的硬化的低温加热·短时间保持的时效处理条件下，本发明的钢板也能稳定地达到大的硬化。再者，加热的方法不特别地限制，除由通常的喷漆烘烤所采用的炉子进行的气氛加热之外，例如，由感应加热、无氧化火焰、激光、等离子等进行的加热等都可很好地采用。
汽车用部件强度必须能抵抗来自外部的复杂的应力载荷，所以原材料钢板不仅在小的应变区的强度特性是重要的，而且在更大的应变区的强度特性也是重要的。本发明人根据这一点，使要成为汽车部件原材料的本发明钢板的BH量(对应于比较小的应变区的强度特性)为80MPa以上，同时使ΔTS量(对应于比较大的应变区的强度特性)为40MPa以上。再者，更优选BH量为100MPa以上、ΔTS为50MPa以上。另外，通过将时效处理时的加热温度设定在更高温一侧和/或将保持时间设定在更长时间一侧，可使BH量和ΔTS更大。
本发明的效果即使在制品板厚比较厚时也能发挥，但在制品板厚超过3.2mm时，在冷轧板退火工序中不能确保必需充分的冷却速度，在连续退火时产生应变时效，难以得到作为制品目标的应变时效硬化特性。因此，本发明钢板的板厚在3.2mm以下为好。
另外，在本发明中，即使在上述的本发明冷轧钢板的表面施行电镀或热浸镀也没有什么问题。这些镀膜钢板也显示出与镀前一样程度的TS、BH量、ΔTS量。作为镀膜的种类，电镀锌、热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锡、电镀铬、电镀镍等都能很好使用。
关于第6本发明的钢板的制造方法予以说明。
本发明钢板基本上通过依次施行以下工序来制造：将具有上述范围的组成的钢板坯加热后粗轧，制成薄板坯，对该薄板坯施行精轧，精轧完成后冷却、卷绕制成热轧板的热轧工序、对该热轧板施行酸洗和冷轧从而制成冷轧板的冷轧工序、对该冷轧板进行连续退火的冷轧板退火工序。
在本发明的制造方法中使用的板坯要防止成分的宏观偏析，希望采用连铸法制造，但也可以采用铸锭法、薄板坯铸造法制造。另外，制造板坯后，除了暂且冷却到室温、然后再次加热的历来法外，不冷却就以热坯状态装入到加热炉而进行轧制的直进式轧制或进行稍微加热后直接进行轧制的直接轧制等节能工艺也能无问题地使用。特别是为了有效地确保固溶态的N，直进式轧制是有用的技术之一。
首先，关于热轧工序的条件限定理由予以说明。
板坯加热温度：1000℃以上
板坯加热温度为了确保作为初期状态的必需且充分的固溶N量、满足在制品中的固溶N量的目标值，取为1000℃以上为好。再者，由于随着氧化重量的增加损耗增大，所以取为1280℃以下为好。
在上述条件下加热的板坯通过粗轧制成薄板坯。再者，粗轧的条件不必特别规定，只要按照常规方法进行即可。可是，从确保固溶N量的观点考虑，希望尽可能以短时间进行。接着精轧薄板坯制成热轧板。
再者，在本发明中，在粗轧和精轧之间，希望将前后相邻的薄板坯彼此接合、连续轧制。作为接合手段使用压焊法、激光焊接法、电子束焊接法等为好。
通过连续轧制，卷材(被处理材)的前端和后端的所谓轧制的非恒定部分变得没有，稳定的热轧条件遍及卷材(被处理材)全长和全宽成为可能。这不仅对热轧钢板，对改善冷轧钢板的截面形状及尺寸也是极有效的。另外，轧制后，在热金属辊道上冷却时也总能给予张力，所以可良好地保持钢板形状。
另外，为了通过进行连轧，使卷材前端稳定地通过，在通常的每个薄板坯的单机轧制中，可以使用因板材通过性和啮入性的问题而难以使用的润滑轧制。据此能降低轧制载荷，同时也能降低轧辊的表面压力，可延长轧辊的寿命。
另外，在本发明中，在粗轧和精轧之间的精轧机输入一侧，使用加热薄板坯宽度方向端部的薄板坯板边加热器、加热薄板坯长度方向端部的薄板坯加热器中的任意一方或两方，使薄板坯宽度方向和长度方向的温度分布均匀为好。据此，能进一步减小钢板内的材质离散。薄板坯板边加热器、薄板坯加热器为感应加热方式为好。
使用顺序希望首先采用薄板坯板边加热器补偿宽度方向的温度差。此时的加热量也是基于钢组成，但在精轧出材一侧的宽度方向温度分布范围设定为约20℃以下为好。接着利用薄板坯加热器补偿长度方向的温度差。此时的加热量设定成长度端部温度比中央区温度约高20℃左右为好。
精轧出材温度：800℃以上
为了得到均匀微细的热轧母板组织，精轧出材温度FDT取为800℃以上。当FDT低于800℃时，钢板的组织变得不均匀，部分地残留加工组织，经过冷轧退火工序后组织的不均匀性也不能消除而残留下来。因此，当要回避加工组织的残留、采用高的卷绕温度时，产生粗大晶粒，发生同样的不良情况。另外，通过使卷绕温度为高温，发生固溶N量的显著降低，因此难以得到作为目的340MPa以上的拉伸强度。由于这种情况，精轧出材温度FDT取为800℃。为了进一步提高机械性质，希望使FDT为820℃以上。再者，从提高r值的观点考虑，FDT为Ac3相变点以上更好。另外，FDT的上限不特别规定，但在过度地高时，鳞片物缺陷等的发生变得显著。再者，FDT取为约到1000℃左右为好。
卷绕温度：800℃以下
随着卷绕温度CT的降低，钢板强度存在增加的趋势。为了确保目标拉伸强度TS340MPa以上，CT取为800℃以下为好。再者，当CT不足200℃时，钢板形状容易不整齐，实际操作上，产生不良情况的危险性高，显示出材质均匀性降低的倾向。因此，希望CT取为200℃以上。再者，在更要求材质均匀性的场合，CT取为300℃以上为好。更优选350℃以上。
另外，在本发明中，在精轧时，为了降低热轧载荷，也可以进行润滑轧制。通过进行润滑轧制，有使热轧板的形状·材质更均匀的效果。再者，润滑轧制时的摩擦系数在0.25～0.10的范围为好。另外，通过组合润滑轧制和连续轧制，热轧的作业稳定。
施行了上述热轧工序的热轧板接着通过冷轧工序，施行酸洗及冷轧，制成冷轧板。
酸洗的条件用通常公知的条件即可，不特别限定。再者，在热轧板的鳞片物极薄的场合，也可以不施行酸洗直接进行冷轧。
另外，冷却条件用通常公知的条件即可，不特别限定。再者，从确保组织均匀性的观点考虑，冷轧压下率取为60％以上为好。以下关于冷轧板退火工序的条件限定理由予以说明。
冷轧板接着施行由连续退火—冷却构成的冷轧板退火工序。
连续退火温度：铁素体—奥氏体二相共存区内的温度
通过在铁素体—奥氏体二相共存区内的温度下退火，形成针状铁素体相。而且，在铁素体相中(111)集合组织也很发达，所以可得到高的r值。另一方面，在超过铁素体—奥氏体二相共存区而成为奥氏体单相的高的温度下，通过逆相变和相变，钢板的集合组织无规化，因此r值降低。为此，在本发明中，将连续退火的退火温度限定在再结晶温度以上铁素体—奥氏体二相共存区内的温度。再者，从r值的稳定性考虑，取为奥氏体的分数为10％以上～50％以下时的温度为好。
另外，连续退火时间的保持时间从生产效率、细化组织、确保固溶N量的观点考虑，尽可能地短为好。从作业的稳定性的观点考虑，保持时间为10秒以上为好。另外，从细化组织和确保固溶N量的观点考虑，取为90秒以下为好。再者，从材质的稳定化的观点考虑，取为20秒以上更好。
连续退火后的冷却：以10～300℃/秒的冷却速度冷却到500℃以下的温度区
连续退火中的均热后的冷却从细化组织、形成针状铁素体相、确保固溶N量的观点考虑是重要的。在本发明中，超码以10℃/秒以上的冷却速度连续冷却到500℃以下的温度区。当冷却速度不足10℃/秒时，不能得到必需量的针状铁素体量、均匀且微细的组织和足够量的固溶N。另一方面，当冷却速度超过300℃/秒时，钢板在宽度方向的材质的均匀性不足。另外，当在连续退火后的10～300℃/秒的冷却速度下的冷却停止温度超过500℃时，不能实现组织的细化。
调质轧制或矫平加工：延伸率0.5～10％
在本发明中，与冷轧退火工序接续，出于矫正形状、调整光洁度的目的，也可以施行调质轧制或矫平加工。调质轧制或矫平加工的延伸率合计量不足0.5％时，不能达到矫正形状、调整光洁度的目的。另一方面，当超过10％时，造成延性降低。再者，从确保延性的观点考虑，取为5％以下更好。另外，对于调质轧制和矫平加工，其加工形式不同，但已证实其效果两者没有大的差异。调质轧制、矫平加工即使在镀膜处理后也是有效的。
关于第7本发明的高强度冷轧钢板的组成限定理由予以说明。
C：0.025～0.15％
C是增加钢板强度的元素，另外，为了均匀且微细地控制作为本发明的重要构成必要条件的组织，确保足够量的马氏体相，必须含有0.025％以上。另一方面，当超过0.15％时，钢板中的碳化物分数过大，延性、还有成形性显著地降低。又，作为更重要的问题，当C含量超过0.15％时，点焊焊接性、电弧焊焊接性等显著降低。由于这种情况，C限定在0.025～0.15％的范围内。再者，从提高成形性的观点考虑，取为0.08％以下为好。另外，在要求特别良好的延性的用途中，取为0.05％以下更好。
Si：1.0％以下
Si是不使钢的延性显著降低、能使钢板高强度化的有用无素，优选含有0.005％以上、更优选含有0.1％以上。另一方面，Si在热轧时使相变点大大上升，难以确保品质、形状，或还给予表面性状、化学表面处理等、尤其是钢板表面的美观性以坏影响，进而也给镀膜性带来坏影响，在本发明中，限定在1.0％以下。如果Si在1.0％以下，则可将上述坏影响抑制得很低。再者，在强度要求级别低、特别是要求表面美观性的用途上，希望Si取为0.5％以下。
Mn：2.0％以下
Mn是防止由S引起的热裂纹的有效元素，根据含有的S量而添加为好，另外Mn对晶粒的细化有大的效果，希望添加它用于改善材质。又，Mn在连续退火后的急速冷却时，是为使马氏体稳定地生成而极有效的元素。从稳定地固定S的观点看，希望Mn含有0.2％以上。另外，Mn是增加钢板强度的元素，在要求TS 500MPa超级的强度的场合，希望含有1.2％以上。更优选1.5％以上。
当将Mn含量提高到该水平时，具有的大的优点是：相对于热轧条件的波动的钢板的机械性质、特别是应变时效硬化特性的离散被显著地改善。可是，当过度含有Mn超过2.0％时，难以得到作为本发明的重要必要条件之一的高r值，同时延性显著地降低，因此Mn限定在2.0％以下。在要求更良好的耐蚀性和成形性的用途中，取为1.7％以下为好。
P：0.08％以下
P是作为钢的固溶强化元素而有用的元素，从强度增加的观点考虑，含有0.001％以上为好，含有0.015％以上更好。另一方面，当过度含有时，使钢脆化，还恶化钢板的卷边加工性。另外，P在钢中偏析的倾向强，因此造成起因于此的焊接区的脆化。因此P限定在0.08％以下。再者，在特别重视卷边加工性和焊接区韧性的用途中，P取为0.04％以下为好。
S：0.02％以下
S是在钢板中以夹杂物形式存在、减少钢板的延性、还造成耐蚀性劣化的元素，尽可能降低为好，在本发明中，S限定在0.02％以下。特别是在要求良好的加工性的用途上，S取为0.015％以下为好。另外，在要求特别优良的卷边加工性的场合，S取为0.008％以下为好。另外，虽然详细的机理不清楚，但为了将钢板的应变时效硬化特性稳定地维持在高的水平，将S降低到0.008％以下是有效的。
Al：0.02％以下
Al是作为脱氧剂而发挥作用，提高钢的纯净度、还细化钢板的组织的元素，在本发明中，希望含有0.001％以上。在本发明中，将固溶态的N作为强化元素而利用，但含有适当范围的Al的铝镇静钢与不添加Al的以往的沸腾钢相比，其机械性质优良。另一方面，含有过剩的Al将恶化钢板的表面性状，还显著地降低固溶态的N，难以得到极大的应变时效硬化量。由于这种情况，在本发明中，Al限定在0.02％以下。再者，从材质的稳定性的观点考虑，Al取为0.001～0.015％为好。另外，降低Al含量也有可能带来晶粒粗化，但在本发明中，通过将其他合金元素限制在最佳量、使退火条件在最佳范围，从而有效地防止了这种情况。
N：0.0050～0.0250％
N是通过固溶强化和应变时效硬化而使钢板强度增加的元素，在本发明中是最重要的元素。另外，在本发明中，通过含有适量的N，且象上述那样将Al含量调整为适当值，以及控制热轧条件、退火条件等制造条件，来确保在冷轧制品或镀膜制品中所必需且足够的固溶态的N。据此，可充分发挥由固溶强化和应变时效硬化带来的强度(屈服应力及拉伸强度)上升效果，可稳定地得到如下本发明钢板的机械性质的目标值：拉伸强度440MPa以上、烘烤硬化量(BH量)80MPa以上、在应变时效处理前后的拉伸强度增加量ΔTS 40MPa以上。
当N不足0.0050％时，上述的强度上升效果难以稳定地显现。另一方面，当N超过0.0250％时，钢板的内部缺陷发生率变高，同时连铸时的板坯裂纹等也多有发生。因此，N限定在0.0050～0.0250％的范围。再者，从考虑了制造工序总体的提高材质的稳定性、合格率的观点看，N优选为0.0070～0.0170％。再者，如果为本发明范围内的N量，则完全没有对焊接性等的坏影响。
固溶态的N：0.0010％以上
在冷轧制品中，为了确保充分的强度，以及有效地发挥由N引起的应变时效硬化，在钢板中必须至少存在0.0010％以上的固溶态的N(也叫固溶N)。
在此，固溶N量是从钢中的总N量减去析出N量，将所得值作为固溶N量。再者，作为析出N量的分析法，本发明人比较、研究了各种方法，结果，采用使用了恒定电位电解法的电解萃取方法而求出是有效的。再者，作为溶解用于萃取分析的基体铁的方法，有酸分解法、卤素法及电解法。其中，电解法不会分解碳化物、氮化物等极不稳定的析出物，能只稳定地溶解基体铁。作为电解液使用乙酰丙酮系，在恒定电位下电解。在本发明中，使用恒定电位电解法测定析出N量的结果显示出与实际的材质变化好的对应。
由于这种情况，在本发明中，将采用恒定电位电解法萃取的残渣进行化学分析，求出残渣中的N量，将其作为析出N量。
再者，在需要更高的BH量、ΔTS的场合，使固溶N量为0.0020％以上为好，为了得到更高的值，取为0.0030％以上为好。固溶N量的上限值不特别地限定，但即使添加的总N量全部残留机械性质的降低也小。
N/Al(N含量与Al含量之比)：0.3以上
在制品状态下，为了稳定地残留0.0010％以上的固溶N，必须限制作为强烈固定N的元素的Al的量。关于在宽范围内改变了本发明组成范围内的N含量(0.0050～0.0250％)和Al含量(0.02％以下)的组合的钢板进行了研究，结果可知，通过使N/Al为0.3以上，能稳定地使在冷轧制品及镀膜制品中的固溶N为0.0010％以上。因此，将N/Al限定在0.3以上。
在本发明中，在上述的组成基础上，还含有下述d组～g组中的1组或2组以上为好，其中，
d组：Cu、Ni、Cr、Mo的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
e组：Nb、Ti、V的1种或2种以上，合计量为0.1％以下；
f组：0.0030％以下的B；
g组：Ca、REM的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
d组元素：Cu、Ni、Cr、Mo都是有助于钢板强度上升的元素，可根据需要选择、单独或复合地含有。这种效果在分别含有0.005％以上的Cu、Ni、Cr、Mo时可看到。可是，当含量过多时，热变形抗力增加，或者化学表面处理性和广义的表面处理特性恶化，而且焊接区硬化，焊接区成形性劣化。另外r值也有降低的倾向。因此，a组的元素合计量为1.0％以下为好。再者，Mo多量地含有0.05％以上时，有时使r值显著地降低。在本发明中含有Mo时，限定在不足0.05％为好。
e组元素：Nb、Ti、V都是有助于晶粒细化·均匀化的元素，可根据需要选择、单独或复合地含有。这种效果在分别含有0.005％以上的Nb、Ti、V时可看到。可是，当含量过多时，热变形抗力增加，同时化学表面处理性和广义的表面处理特性恶化。因此，b组元素合计量为0.1％以下为好。
f组元素：B是具有提高钢的淬透性的效果的元素，出于使铁素体相以外的低温相变相的分数增加、增加钢强度的目的，可根据需要含有。这种效果在含有0.0005％以上的B时可看到。可是，当量过多时，热变形能降低，由于生成BN而使固溶N降低。因此，B取为0.0030％以下为好。
g组元素：Ca、REM都是对控制夹杂物形态起作用的元素，尤其在要求卷边成形性的场合，单独或复合地含有为好。此时，当d组元素的合计量不足0.0010％时，控制夹杂物形态的效果不足，另一方面，当超过0.010％时，表面缺陷的发生变得显著。因此，将d组元素限定在合计量为0.0010～0.010％的范围为好。据此，不会伴随有表面缺陷的发生，能改善卷边加工性。
下面关于本发明钢板的组织予以说明。
铁素体相的面积率：80％以上
本发明的冷轧钢板以要求某种程度的加工性的汽车用钢板为对象，为了确保延性，形成含有以面积率表示的80％以上的铁素体相的组织，当铁素体相的面积率不足80％时，难以确保作为要求加工性的汽车用钢板所必需的延性。再者，要求更良好的延性的场合，希望铁素体相的面积率为85％以上。再者，在本发明中所说的铁素体是指不残留应变状态的所谓多边化铁素体。
铁素体相的平均晶粒粒径：10μm以下
在本发明中，作为平均晶粒粒径，是采用从截面组织照片上利用ASTM规定的求积法算出的值以及利用同一ASTM规定的切断法求出的公称直径(例如，参照梅本等：热处理，24(1984)，334)之中的更大者。
本发明的冷轧钢板，在制品阶段确保所规定量的固溶N量，但根据本发明人的实验·研究，即使是具有相同量的固溶N的钢板，有时应变时效硬化特性也产生离散，已判明其主要要因之一是晶粒粒径。本发明的组织，通过使平均晶粒粒径起码在10μm以下、优选8μm以下，可稳定地得到高的BH量、ΔTS。虽然详细的机理不清楚，但可推测为：与合金元素向晶界的偏析、析出以及加工、热经历对它们的影响有关。
因此，为了谋求应变时效硬化特性的稳定化，必须使铁素体相的平均晶粒粒径为10μm以下、优选8μm以下。
如以上那样，为了确保作为汽车用钢板的延性、且谋求应变时效硬化特性的稳定化，在本发明中形成含有以面积率表示的80％以上的平均晶粒粒径为10μm以下的铁素体的组织。
马氏体相的面积率：2％以上
本发明的冷轧钢板含有以面积率表示的2％以上的作为第2相的马氏体。通过存在2％以上的马氏体，可得到良好的延性、更大的应变时效硬化性。虽然详细的机理不清楚，但可推测是因为，由于马氏体相的存在，使得在时效前的预应变加工时，在内部极有效地积蓄应变的缘故。又，马氏体相的存在对改善时效劣化也是有效的。再者，为了得到良好的强度—延性平衡、低屈服比，使马氏体相的面积率为5％以上为好。再者，超过20％的多量的马氏体相的存在有降低延性的问题。因此，马氏体相的面积率为2％以上，优选5％以上、20％以下。
作为第2相，除上述的马氏体相以外，存在珠光体、贝氏体、残余奥氏体也没有什么问题，但在本发明中必须使铁素体相分数为80％以上、使马氏体相分数为2％以上。珠光体、贝氏体、残余奥氏体的合计面积率限定在不足18％。
具有上述组成和组织的本发明冷轧钢板，是具有拉伸强度(TS)440MPa以上、约780MPa以下、且通过控制母相铁素体的集合组织而具有r值为1.2以上的高r值、优良的应变时效硬化特性的冷轧钢板。TS小于440MPa的钢板不能广泛适用于具有结构构件要素的构件上。另外，为了进一步扩大适用范围，希望TS为500MPa以上。另外，若r值不足1.2，则不能适用于大范围的冲压成形部件。再者，r值的优选范围在1.4以上。
在本发明中，所谓“优良的应变时效硬化特性”是指：如上述那样，在拉伸应变5％的预变形后，在170℃的温度、保持20分钟的条件下时效处理时，该时效处理前后的变形应力增加量(记为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，且应变时效处理(前述预变形+前述时效处理)前后的拉伸强度增加量(记为ΔTS；ΔTS＝时效处理后的拉伸强度-预变形前的拉伸强度)为40MPa以上。
规定应变时效硬化特性的场合，预应变(预变形)量成为重要的因子。本发明人假设适用于汽车用钢板的变形样式，关于预应变量对应变时效硬化特性的影响进行研究，其结果为：①前述变形样式中的变形应力除了极深拉延加工的场合外，大致能以相当于1轴的应变(拉伸应变)量整理；②在实际部件中，该相当于1轴的应变量约大于5％；③查明了部件强度与在预应变5％的应变时效处理后得到的强度(YS和TS)很好地对应。以该知识为基础，本发明将应变时效处理的预变形定为拉伸应变5％。
以往的喷漆烘烤处理条件采用作为标准的170℃×20分钟。再者，对含有多量的固溶N的本发明钢板施加5％以上的应变的场合，即使是更缓和的(低温一侧的)处理也能达到硬化，换言之，可更大范围地取得时效条件。另外，一般说来，为了争取硬化量，在不因过度时效而软化的限度内，在更高温下保持更长时间是有利的。
具体地叙述，本发明的钢板在预变形后硬化变得显著的加热温度的下限约为100℃。另一方面，当加热温度超过300℃时，硬化达到顶点，相反出现稍微软化的趋势，此外，热应变和回火色的发生变得显著。另外，关于保持时间，如果加热温度200℃左右时约为30秒左右以上，则基本能达到充分的硬化。为了得到更大的稳定的硬化，优选保持时间为60秒以上。可是，当保持时间超过20分种时，不但不能得到进一步的硬化，而且生产效率也显著降低，在实用方面不利。
由此，在本发明中，作为时效处理条件定为：以20分钟评价作为以往喷漆烘烤处理条件的加热温度的170℃、保持时间。即使在以往的喷漆烘烤型钢板不能达到充分的硬化的低温加热·短时间保持的时效处理条件下，本发明的钢板也能稳定地达到大的硬化。再者，加热的方法不特别地限制，除由通常的喷漆烘烤所采用的炉子进行的气氛加热之外，例如，由感应加热、无氧化火焰、激光、等离子等进行的加热等都能很好地使用。
汽车用部件强度必须能抵抗来自外部的复杂的应力载荷，所以原材料钢板不仅在小的应变区的强度特性是重要的，而且在大的应变区的强度特性也是重要的。本发明人根据这一点，使要成为汽车部件原材料的本发明钢板的BH量为80MPa以上，同时使ΔTS量为40MPa以上。再者，更优选BH量为100MPa以上、ΔTS为50MPa以上。另外，通过将时效处理时的加热温度设定在更高温一侧和/或将保持时间设定在更长时间一侧，可更增大BH量和ΔTS量。
另外，本发明钢板具有的优点是：在成形后不特别地进行加热，只在室温下放置1星期左右，可期待完全时效的40％左右的强度增加。
另外，本发明钢板也具备以往的时效性钢板所设有的优点：在未被成形加工的状态下，即使在室温下长时间放置也不发生时效劣化(YS增加且E1(延伸率)减少的现象)。再者，为了在实际的冲压成形中不产生不良情况，经冲压成形前的在室温中的3个月时效，必须达到：YS的增加量为30MPa以下、延伸率的降低为2％以下、屈服点伸长的回复为0.2％以下。
另外，在本发明中，即使在上述的本发明冷轧钢板的表面施行电镀或热浸镀也没有什么问题。这些镀膜钢板也显示出与镀前同等程度的TS、BH量、ΔTS量。作为镀膜的种类，电镀锌、热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀锡、电镀铬、电镀镍等都能很好地使用。
关于第8本发明的钢板的制造方法予以说明。
本发明钢板基本上通过依次施行以下工序来制造：将具有上述范围的组成的钢板坯加热后粗轧，制成薄板坯，对该薄板坯施行精轧，精轧完成后冷却、卷绕制成热轧板的热轧工序、对该热轧板施行酸洗和冷轧从而制成冷轧板的冷轧工序、对该冷轧板施行装箱退火、接着进行连续退火的冷轧板退火工序。
在本发明的制造方法中使用的板坯要防止成分的宏观偏析，希望采用连铸法制造，但也可以采用铸锭法、薄板坯铸造法制造。另外，制造板坯后，除了暂且冷却到室温、然后再次加热的历来法外，不冷却就以热坯状态装入到加热炉而进行轧制的直进式轧制或进行稍微加热后直接进行轧制的直接轧制等节能工艺也能无问题地使用。特别是为了有效地确保固溶态的N，直进式轧制是有用的技术之一。
首先，关于热轧工序的条件限定理由予以说明。
板坯加热温度：1000℃以上
作为热轧的初期状态，为了确保必需且充分的固溶N量，使制品中的固溶N量满足目标值，板坯加热温度取为1000℃以上为好。再者，由于随着氧化重量的增加损耗增大，所以希望取为1280℃以下。
在上述条件下加热的板坯通过粗轧制成薄板坯。再者，粗轧的条件不必特别规定，只要按照常规方法进行即可。可是，从确保固溶N量的观点考虑，希望尽可能以短时间进行。接着精轧薄板坯制成热轧板。
再者，在本发明中，在粗轧和精轧之间，希望将前后相邻的薄板坯彼此接合、连续轧制。作为接合手段使用压焊法、激光焊接法、电子束焊接法等为好。
通过连续轧制，卷材(被处理材)的前端和后端的所谓轧制的非恒定部分变得没有，稳定的热轧条件遍及卷材(被处理材)全长和全宽成为可能。这不仅对热轧钢板，对改善冷轧钢板的截面形状及尺寸也是极有效的。另外，轧制后，在热金属辊道上冷却时也总能给予张力，所以可良好地保持钢板形状。
另外，为了通过进行连轧，使卷材前端稳定地通过，在通常的每个薄板坯的单机轧制中，可以使用因板材通过性和啮入性的问题而不能使用的润滑轧制。据此能降低轧制载荷，同时也能降低轧辊的表面压力，可延长轧辊的寿命。
另外，在本发明中，在粗轧和精轧之间的精轧机进坯一侧，使用加热薄板坯横向端部的薄板坯板边加热器、加热薄板坯纵向端部的薄板坯加热器中的任意一方或两方，使薄板坯宽度方向和纵向的温度分布均匀为好。据此，能进一步减小钢板内的材质离散。薄板坯板边加热器、薄板坯加热器为感应加热方式为好。
使用顺序希望首先采用薄板坯板边加热器补偿宽度方向的温度差。此时的加热量也是基于钢组成，但在精轧出材一侧的宽度方向温度分布范围设定为约20℃以下为好。接着利用薄板坯加热器补偿长度方向的温度差。此时的加热量设定成纵向端部温度比中央区温度约高20℃左右为好。
精轧出材温度：800℃以上
为了得到均匀微细的热轧母板组织，精轧出材温度FDT取为800℃以上。当FDT低于800℃时，钢板的组织变得不均匀，部分地残留加工组织，经过冷轧退火工序后组织的不均匀性也不能消除而残留下来。因此，当要回避加工组织的残留、采用高的卷绕温度时，产生粗大晶粒，发生同样的不良情况。另外，通过使卷绕温度为高温，发生固溶N量的显著降低，因此难以得到作为目的440MPa以上的拉伸强度。由于这种情况，精轧出材温度FDT取为800℃。为了进一步提高机械性质，希望使FDT为820℃以上。FDT的上限不特别规定，但在过度地高时，鳞片物缺陷等的发生变得显著。再者，FDT取为约到1000℃左右为好。
再者，精轧后的冷却不特别严格地限定，但在钢板的纵向·横向的材质均匀性方面希望为以下条件。即，本发明希望在精轧完成后立即(在0.5秒以内)开始冷却，使冷却中的平均冷却速度为40℃/秒以上。通过满足该条件，能将AlN析出的高温区急冷，能有效地确保固溶态的N。该冷却开始时间或冷却速度不满足上述条件时，晶粒长大过度进行，难以达到晶粒的细化，而且存在因轧制而导入的应变能所致的AlN析出被促进的倾向，有可能缺乏固溶N，有组织不均匀的倾向。再者，从确保材质·形状的均匀性的观点考虑，冷却速度抑制在300℃/秒以下为好。
卷绕温度：800℃以下
随着卷绕温度CT的降低，钢板强度存在增加的趋势。为了确保目标拉伸强度TS440MPa以上，CT取为800℃以下为好。再者，当CT不足200℃时，钢板形状容易不整齐，实际操作上，产生不良情况的危险性高，显示出材质均匀性降低的倾向。因此，希望CT取为200℃以上。再者，在更要求材质均匀性的场合，CT取为300℃以上为好。更优选350℃以上。另外，在本发明中，在精轧时，为了降低热轧载荷，也可以进行润滑轧制。通过进行润滑轧制，有使热轧板的形状·材质更均匀的效果。再者，润滑轧制时的摩擦系数在0.25～0.10的范围为好。另外，通过组合润滑轧制和连续轧制，热轧的作业稳定。
施行了上述热轧工序的热轧板接着通过冷轧工序，施行酸洗及冷轧，制成冷轧板。
酸洗的条件用通常公知的条件即可，不特别限定。再者，在热轧板的鳞片物极薄的场合，也可以不施行酸洗直接进行冷轧。
另外，冷却条件用通常公知的条件即可，不特别限定。再者，从确保组织均匀性的观点考虑，冷压下率取为40％以上为好。以下关于冷轧工序的条件限定理由予以说明。
冷轧板接着施行由装箱退火、连续退火构成的冷轧板退火工序。
装箱退火温度：再结晶温度以上～800℃以下
在本发明中，对冷轧板施行装箱退火，控制成为基体的铁素体相的集合组织。通过控制该铁素体相的集合组织，能谋求制品板的高r值。通过该装箱退火，在制品板中容易形成为实现高r值而所希望的(111)集合组织。
当装箱退火温度不到再结晶温度时，不能完成再结晶，不能调整铁素体相的集合组织，不能谋求高的r值。另一方面，当在超过800℃的温度下装箱退火时，钢板表面缺陷的发生变得显著，不能达到初期的目的。再者，装箱退火以氮气为主体，在含有3～5％的氢气的退火气氛下进行为好。该场合下，加热·冷却速度采用通常的装箱退火条件即可，大约为30℃/小时左右。另外，通过使退火气氛气体为100％氢气，可以采用更快的加热·冷却速度。
连续退火温度：Ac1相变点以上～(Ac3相变点-20℃)以下
当连续退火温度不足Ac1相变点时，退火后不能形成马氏体相，另一方面，当超过(Ac3相变点-20℃)时，在装箱退火中形成的所希望的集合组织因相变而丧失，所以不能得到具有高的r值的制品板。因此，连续退火温度取为Ac1相变点以上～(Ac3相变点-20℃)以下为好。另外，连续退火时间的保持时间从生产效率、细化组织、确保固溶N量的观点考虑，尽可能地短为好。另一方面，从作业的稳定性的观点考虑，保持时间为10秒以上为好。另外，从细化组织和确保固溶N量的观点考虑，取为120秒以下为好。再者，从材质的稳定化的观点考虑，取为20秒以上更好。
连续退火后的冷却：以10～300℃/秒的冷却速度冷却到500℃以下的温度区
连续退火中的均热后的冷却从细化组织、形成马氏体相、确保固溶N量的观点考虑是重要的。在本发明中，至少以10℃/秒以上的冷却速度连续冷却到500℃以下的温度区。当冷却速度不足10℃/秒时，不能得到必需量的马氏体量、均匀且微细的组织和足够量的固溶N。另一方面，当冷却速度超过300℃/秒时，过饱和的固溶C量显著增加，所以钢板在横向的材质的均匀性降低。当连续退火后在10～300℃/秒的冷却速度下的冷却停止温度超过500℃时，不能达到组织的细化。
过时效处理条件：与连续退火后的冷却接续，在该冷却的冷却停止温度以下、350℃以上的温度区滞留时间为20秒以上
与连续退火的均热后的冷却停止接续，在冷却停止温度以下、350℃以上的温度区进行滞留时间为20秒以上的过时效处理也可以。通过进行过时效处理，能在维持固溶N量的状态下选择性地降低固溶C量。当滞留温度区不足350℃时，降低固溶C需要长时间，引起生产性降低，因此取为350℃以上的温度区为好。
通过在冷却停止温度以下、350℃以上的温度区滞留20秒以上，能降低固溶C量，达到更高度的在室温下的非时效化。通过使滞留时间更长，可望进一步的改善，但在约120秒左右时其效果趋于饱和，因此滞留时间取为120秒以下为好。
为了得到大的应变时效硬化量，固溶C和固溶N都利用是有利的，但利用固溶C时，在室温的时效劣化变得显著，钢板的适用部位受到限制。因此，为了制造具有广泛使用性的应变时效硬化型钢板，在确保充分量的固溶N的基础上，进行过时效处理为好。
再者，制造在本发明的高强度冷轧钢板表面具有热浸镀层的高强度冷轧钢板的场合，在连续热浸镀生产线上紧随装箱退火之后进行连续退火，与连续退火后的冷却接续，进行热浸镀锌或再进行合金化处理，也能够制造热浸镀锌钢板。
调质轧制或矫平加工：延伸率0.2～15％
在本发明中，与冷轧退火工序接续，出于矫正形状、调整光洁度的目的，也可以施行调质轧制或矫平加工。调质轧制或矫平加工的延伸率合计量不足0.2％时，不能达到矫正形状、调整光洁度的所期望的目的。另一方面，当超过15％时，造成显著的延性降低。再者，对于调质轧制和矫平加工，其加工形式不同，但已证实其效果两者没有大的差异。调质轧制、矫平加工即使在镀膜处理后也是有效的。
以下为了参考，关于将该发明钢板用于冲压成形等成形加工的场合时的成形条件以及其后的强度上升热处理条件予以说明。将该发明的钢板例如用于拉延加工等的冲压加工的场合，通过冲压加工导入的应变为百分之几～百分之几十。根据成形部件的不同应变量发生变化，但在汽车领域中的内板以及结构部件可导入5～10％左右的应变。
接着，对这些成形部件施行喷漆烘烤处理等热处理，但该发明钢板在热处理后能有效地提高成形品强度。再者，在该发明中，作为在实验室评价这种烘烤硬化性的方法，沿轧制方向制取JIS 5号尺寸的拉伸试验片，利用拉伸试验机给予10％的拉伸应变，然后施加热处理后，再次实施拉伸试验。特别是评价在低温区的热处理后的特性的场合，将热处理条件定为120℃、20分钟。该试验评价紧随冲压成形之后进行了热处理的完成后的部件的特性。
即，在该发明中，将这样的给予拉伸应变一热处理后的拉伸强度和制品的拉伸强度之差(ΔTS)作为强度上升热处理能力而定义。
通常，为了提高成形品的强度上升量，通过成形而导入的应变量大或加工后的热处理温度高为好。
可是，该发明钢板在给予的应变量为上述的5～10％左右的场合，即使成形后热处理温度比以往低，即热处理温度在200℃以下，也能够谋求足够的强度上升。虽说如此，但热处理温度不足120℃时，在应变低的情况下不能得到充分的强度上升效果。另一方面，当成形后的热处理温度为超过350℃的温度时，将进行软化。所以，成形后的热处理温度取为120～350℃左右为好。
再者，作为加热方法，可使用热风加热、红外炉加热、热浴热处理、通电加热、高频加热等方法，不特别地规定。另外，也可以是仅选择性地加热要使强度上升的部分。
实施例
在以下的实施例中，调查了固溶N量、显微组织、拉伸特性、r值测定、应变时效硬化特性、时效特性。调查方法如下。
(1)固溶N量
固溶N量是从由化学分析求出的钢中的总N量减去析出N量而求出的。此处，析出N量是采用使用了上述的恒定电位电解法的分析法来求出的。
(2)显微组织
从各冷轧退火板上制取试验片，使用光学显微镜或扫描型电子显微镜对与轧制方向垂直的截面(C截面)拍摄显微组织，使用图象解析装置求出铁素体的组织分数以及第2相的种类和组织分数。
(3)晶粒粒径
在本发明中，作为晶粒粒径是采用从截面组织照片上利用ASTM规定的求积法求出的值和从截面组织照片上利用ASTM规定的切断方法求出的公称直径(例如，参照梅本等：热处理，24(1984)，334)之中的某一个大的值。
(4)拉伸特性
从各冷轧退火板沿轧制方向制取JIS 5号试验片，依据JIS Z 2241的规定以应变速度：3×10-3/秒实施拉伸试验，求出屈服应力YS、拉伸强度TS、延伸率E1。
(5)应变时效硬化特性
从各冷轧退火板沿轧制方向制取JIS 5号试验片，作为预变形在此施予5％的拉伸预应变，接着施行170℃×20分钟的相当于喷漆烘烤处理的热处理后，以应变速度3×10-3/秒实施拉伸试验，求出预变形—喷漆烘烤处理后的拉伸特性(屈服应力YSBH、拉伸强度TSBH)，算出BH量＝YSBH-YS5％、ΔTS＝TSBH-TS。再者，YS5％是将制品板预变形5％时的变形应力，YSBH、TSBH是预变形—喷漆烘烤处理后的屈服应力、拉伸强度，TS是制品板的拉伸强度。
(6)r值测定
从各冷轧退火板的轧制方向(L方向)、与轧制方向呈45°的方向(D方向)、与轧制方向呈90°的方向(C方向)制取JIS 5号试验片。求出对这些试验片施加5％的单轴拉伸应变时的各试验片的横向应变和板厚方向应变，由作为r值的定义式的横向应变与板厚方向应变的比
            r＝ln(w/w0)/In(t/t0)
(其中，w0、t0为试验前的试验片的宽度和板厚，w、t为试验后的试验片的宽度和板厚。)求出各方向的r值，通过下式
           r平均＝(rL+2rD+rC)/4求出平均r值r平均。其中，rL为轧制方向(L方向)的r值，rD为与轧制方向(L方向)呈45°的方向(D方向)的r值，rC为与轧制方向呈90°的方向(C方向)的r值。再者，为了提高实验的精度，假设为体积一定，由拉伸应变和横向应变的变化算出。
(7)时效特性
从各冷轧退火板制取JIS 5号试验片，对该试验片施加50℃×200小时的时效处理后，实施拉伸试验，由所得的结果求出时效处理前后的屈服延伸率差ΔY-E1，评价常温的时效特性。如果ΔY-E1为0，则作为非时效性评价为耐常温时效特性优良。
(8)成形—热处理后的拉伸强度
成形—热处理后的拉伸强度是从制品板上沿在制方向制取JIS 5号试验片，给予10％预应变后，在120℃以及以往进行的作为相当于喷漆烘烤的热处理温度的170℃下施行20分钟的热处理，测定拉伸强度而求出的。
(9)常温时效所致的总延伸率的降低量(ΔE1)
常温时效所致的总延伸率的降低量(ΔE1)是将从制品板上沿轧制方向制取JIS 5号试验片而测定的总延伸率与使用了另外沿轧制方向制取的JIS 5号试验片的施行了常温时效的促进处理(100℃，保持8小时)后测定的总延伸率的差而求出。
实施例1
将表1所示成分组成的钢板坯在表2所示条件下制成板厚为3.5mm的热轧板，接着制成板厚为0.7mm的冷轧板后，在连续退火线或连续退火—合金化热浸镀锌线上施行再结晶退火，再施行合金化热浸镀锌处理，然后施行压下率：1.0％的调质轧制，从而制造冷轧钢板以及以平均单面镀膜量：45g/m2进行两面镀膜的合金化热浸镀锌钢板。再者，表2中No.3、8的热轧加工完成温度为不足Ar3相变点，除此之外在Ar3相变点以上。
关于这样得到的冷轧钢板以及合金化热浸镀锌钢板的拉伸强度和r值、以及成形-热处理后的拉伸强度的变化进行调查，结果示于表3。
由表3可知，按该发明得到的冷轧钢板以及合金化热浸镀锌钢板与比较例相比，都可得到高的r值和优良的应变时效硬化特性。另外，特别是适合例之中，晶粒粒径为20μm以下的钢板其常温时效所致的延伸率的降低量以ΔE1表示，也变小至2.0％以下。
实施例2
使用表1记载的钢号B的板坯，在作为与表2的No.2相同的制造条件的板坯加热温度：1100℃、热精轧温度：900℃下热轧后，在卷绕温度：550℃下卷绕成卷材。以压下率：80％冷轧该卷材后，在840℃下进行再结晶退火。所得的冷轧钢板的制品特性为拉伸强度TS＝365Mpa、r值＝1.7。从该冷轧板上沿轧制方向制取J1S 5号试验片，利用拉伸试验机给予10％的拉伸应变后，在表4所示的热处理条件(温度、时间)下实施热处理，再次进行拉伸试验。表4同时记入了来自给予应变前的制品的拉伸强度(TS＝365MPa)的拉伸强度上升量(ΔTS)。
按照表4所示，热处理温度越高，热处理时间越长，则强度的上升量越大，但发明钢板即使是热处理温度低至120℃、且保持时间短至2分钟，也能得到82MPa的充分的拉伸强度上升量(20分钟热处理时的85％以上)，即使是低温短时间的热处理也能得到良好的应变时效硬化特性。再者，在汽车的结构构件等中，为了得到稳定的强度上升效果，在通常的温度、时间下进行热处理也没有什么问题。另外表明：对该冷轧钢板施行热浸镀锌及加热合金化处理，对于所得的合金化热浸镀锌钢板而言也能得到与表4同样的结果。
实施例3
将表6所示组成的钢板坯在表7所示条件下热轧制成板厚3.5mm的热轧板。在表7所示条件下冷轧这些热轧板，制成板厚0.7mm的冷轧板，在该表所示条件下将这些冷轧板再结晶退火，对其中一部分再在该表所示条件下施行热浸镀锌或合金化热浸镀锌。关于所得的制品板调查固溶N量、显微组织、拉伸特性、应变时效硬化特性。
结果示于表8。由该表可知，根据本发明制造的钢板，全部满足TS×值≥750MPa(当将B与Nb、Ti、V的1种或2种以上复合添加时，进一步地TS×r值≥850MPa)、BH≥80MPa、ΔTS≥40MPa，但对比较例而言，这3种特性中的1种以上达不到本发明的水平。
实施例4
下面关于本发明的实施例予以说明。
用转炉冶炼表9所示组成的钢水，用连铸法制成钢坯。在表10所示条件下加热这些钢坯，进行粗轧制成薄板坯，接着，通过施行表10所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。再者，在模拟的条件下使用加工相变测定装置(富士电波工业机械公司制)测定Ar3相变点，将热精轧条件示于表10。
通过由酸洗及表10所示条件的冷轧构成的冷轧工序将这些热轧板制成冷轧板。接着，在表10所示条件下对这些冷轧板进行连续退火。其中的一部分在冷轧退火工序之后施行调质轧制。
关于所得的冷轧退火板，调查固溶N量、显微组织、拉伸特性、r值测定、应变时效硬化特性、时效特性。
再者，对No.4、No.10的钢板表面施行热浸镀锌，形成镀膜钢板，同样地评价各种特性。
这些结果示于表11。
对于本发明例，都显示出优良的延性和特别高的BH量、ΔTS，具有优良的应变时效硬化特性、平均r值为1.2以上的高的r值、常温时效时为非时效性的优良的耐常温时效性。再者，对No.4、No.10的钢板表面施行热浸镀锌所得的镀膜钢板的特性，由于镀层的横向收缩拘束，故与冷轧钢板比，平均r值降低0.2，延伸率E1降低1％左右，但应变时效硬化性、耐常温时效性与镀前的特性比基本没有变化。相反，在本发明范围之外的比较例，其延性劣化或BH量、ΔTS少或时效劣化显著，不会具备全部目标特性，不能说是具有充分特性的钢板。
钢板No.11的C、Al、N、N/Al偏离本发明范围，因此，r值、BH量、ΔTS、耐常温时效性降低。另外，钢板No.12的B、Nb偏离本发明范围，针状铁素体量较低，偏离了本发明范围，因此，BH量、ΔTS、耐常温时效性降低。
钢板No.13的B偏离本发明的合适范围，针状铁素体量较低，偏离了本发明范围，因此，r值、BH量、ΔTS、耐常温时效性降低。另外，钢板No.14的Nb偏离本发明范围，固溶N量较低，偏离了本发明范围，因此，应变时效硬化特性降低。
钢板No.15的N偏离了本发明合适范围，固溶N少，应变时效硬化特性降低。钢板No.17～No.20的热轧条件、冷轧板退火条件偏离合适范围，显微组织在本发明范围外，BH量、ΔTS降低，应变时效硬化特性降低，耐常温时效性劣化。
实施例5
采用与实施例4同样的方法将表12所示组成的钢制成板坯，在表13所示条件下加热该板坯，进行粗轧形成25mm厚的薄板坯，接着通过施行表13所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。再者，在粗轧后，在精轧进坯一侧用熔融压焊法将前后相邻的薄板坯彼此接合，进行连续轧制。另外，使用感应加热方式的薄板坯板边加热器、薄板坯加热器加热薄板坯的宽度方向端部、长度方向端部，调节薄板坯的温度。
通过由酸洗及表13所示条件的冷轧构成的冷轧工序将这些热轧板制成1.6mm厚的冷轧板。接着，在表13所示的条件下对这些冷轧板进行连续退火。
关于所得的冷轧退火板，与实施例4一样地调查固溶N量、显微组织、拉伸特性、r值测定、应变时效硬化特性。另外，关于各冷轧退火板的宽度方向和纵向，在各10个部位调查拉伸特性，调查屈服强度、拉伸强度、延伸率的离散。
这些结果示于表14。
本发明例都具有优良的应变时效硬化特性和高的r值，尽管制造条件波动但也稳定地显示出特别高的BH量、ΔTS、平均r值。另外证实：在本发明例中，通过施行连续轧制和薄板坯纵向、宽度方向的温度调整，制品钢板的板厚精度及形状提高，材质离散减少至1/2。另外，使调质轧制的延伸率变化到0.5～2％、矫平的延伸率变化到0～1％，但应变时效硬化特性没有降低。
实施例6
下面关于本发明的实施例予以说明。
用转炉冶炼表15所示组成的钢水，采用连铸法制成钢板坯。在表16所示条件下加热(一部分热坯装入)这些钢板坯，进行粗轧制成薄板坯，接着通过施行表16所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。再者，一部分薄板坯采用熔融压焊法将前后相邻的薄板坯彼此接合，进行连续轧制。
通过由酸洗及表16所示条件的冷轧构成的冷轧工序将这些热轧板制成冷轧板。接着，在表16所示条件下对这些冷轧钢板进行装箱退火和与装箱退火接续的连续退火。其中一部分在冷轧退火工序之后施行调质轧制。再者，未装箱退火的情况也实施了。装箱退火的退火温度全部取为再结晶温度以上。
关于所得的冷轧退火板，调查了固溶N量、显微组织、拉伸特性、r值测定、应变时效硬化特性、时效特性。
再者，在表中的连续退火后，在生产线上对No.17、No.18的钢板表面施行热浸镀锌，制成镀膜钢板，同样地评价各种特性。
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格外高的BH量、ΔTS，具有优良的应变时效硬化特性、平均r值为1.2以上的高r值、常温非时效性。再者，表17所示的钢板No.17、No.18的热浸镀锌钢板的特性，同样地与连续退火的冷轧钢板的特性比基本没有差别。相反，偏离本发明范围的比较例，其延性劣化或BH量、ΔTS少或时效劣化显著，不会具备所有的目标特性，不能说是具有充分特性的钢板。
钢板No.11的C、N量偏离本发明范围，固溶N量、马氏体量较低，偏离了本发明范围，因此BH量、ΔTS降低，ΔY-E1增加。另外，钢板No.12的Al、N/Al、N偏离了本发明范围，固溶N量较低，偏离本发明范围，铁素体的平均晶粒粒径大，偏离本发明范围，因此，BH量、ΔTS降低，ΔY-E1增加。
钢板No.13的板坯加热温度和FDT偏离本发明的合适范围，固溶N量、马氏体量较低，偏离了本发明范围，铁素体的平均晶粒粒径大，偏离了本发明范围，因此，r值、BH量、ΔTS降低，另外，钢板No.14的热轧后的卷绕温度偏离本发明范围，固溶N量较低，偏离了本发明范围，铁素体的平均晶粒径大，偏离了本发明范围，因此，r值、BH量、ΔTS降低。
钢板No.15的连续退火温度脱离本发明的合适范围，不能生成马氏体，铁素体的平均晶粒粒径大，偏离本发明范围，因此，BH量、ΔTS降低，ΔY-E1增加。另外，钢板No.16不实施装箱退火，所希望的集合组织不发达，因此特别是r值降低。另外，铁素体的平均粒径、马氏体的面积率也偏离本发明范围。
实施例7
采用与实施例1同样的方法将表18所示组成的钢制成板坯，在表19所示条件下加热该板坯，进行粗轧制成30mm厚的薄板坯，接着通过施行表19所示条件的精轧的热轧工序制成热轧板。再者，其中一部分在粗轧后在精轧进坯一侧采用熔融压焊法将前后相邻的薄板坯彼此接合，进行连续轧制。另外，使用感应加热方式的薄板坯板边加热器、薄板坯加热器加热薄板坯的宽度方向端部、纵向端部，调节薄板坯的温度。
通过由酸洗和表19所示条件的冷轧构成的冷轧工序将这些热轧板制成1.6mm厚的冷轧板。接着，在表19所示条件下对这些冷轧板进行装箱退火，接着进行使用了连续退火炉的连续退火。再者，装箱退火的退火温度都取为再结晶温度以上。
关于所得的冷轧退火板，与实施例1一样地调查了固溶N量、显微组织、拉伸特性、r值测定、应变时效硬化特性。另外，关于各冷轧退火板的宽度方向和纵向，在各10个部位调查拉伸特性，调查屈服强度、拉伸强度、延伸率的离散。再者，离散用在测定的所有部位中的最大值与最小值之差、例如δYS＝(YS的最大值)-(YS的最小值)表示。其结果示于表20。
本发明例都具有优良的应变时效硬化特性和高的r值，尽管制造条件波动，也稳定地显示出格外高的BH量、ΔTS、平均r值。另外证实：在本发明例中，通过实施连续轧制和薄板坯纵向、宽度方向的温度调整，制品钢板的板厚精度及形状提高，材质离散减少。
产业上的利用可能性
根据本发明，可得到在冲压成形时确保优良的深拉延性，同时通过冲压成形-热处理，TS大大地增加的冷轧钢板。并可获得如下优良的效果：采用该冷轧钢板可工业性地制造电镀锌钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板。表1
钢                                   成  分  组  成                                     (质量％) (1)’式* (2)’式** 备注
    C     N     Si     Mn     B     Al     Nb     P     S
  A   0.0009   0.011   0.01   0.12   0.0009   0.010   0.016   0.009   0.005     0.0023  -0.0001  适合例
  B   0.0020   0.015   0.01   0.11   0.0011   0.012   0.035   0.015   0.006     0.0021  -0.0003     ″
  C   0.0005   0.009   0.01   0.09   0.0005   0.009   0.010   0.011   0.005     0.0022  -0.0001     ″
  D   0.0020   0.021   0.01   0.50   0.0015   0.020   0.035   0.030   0.004     0.0035  -0.0003     ″
  E   0.0003   0.010   0.50   0.12   0.0006   0.011   0.099   0.045   0.010     0.0022  -0.0003     ″
  F   0.0011   0.030   0.80   0.80   0.0011   0.028   0.025   0.009   0.005     0.0103  -0.0005     ″
  G   0.0011   0.018   0.70   0.12   0.0008   0.012   0.018   0.008   0.005     0.0080  -0.0001     ″
  H   0.0005   0.020   0.35   0.11   0.0014   0.020   0.025   0.007   0.005     0.0041  -0.0011     ″
  I   0.0098   0.002   0.01   0.12   0.0007   0.038   0.055   0.009   0.005    -0.0269   0.0027   比较例
  J   0.0022   0.001   0.50   0.12   0.0008   0.012   0.001   0.008   0.005    -0.0064   0.0021     ″
  K   0.0260   0.003   0.02   0.25   0.0001   0.035   0.001   0.013   0.007    -0.0154   0.0259     ″
  L   0.0027   0.011   0.01   0.12   0.0007   0.014   0.001   0.009   0.005     0.0027   0.0026     ″
 * (1)’式：N％-(14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％)(0.0015以上为本发明的适合范围)
 **(2)’式：C％-(0.5·12/93·Nb％)(0以下为本发明的适合范围)表2
No.   钢                 热轧条件               冷延工序条件 备注
  板坯加热温度(℃)   精轧完成温度(℃)  精轧后的冷却条件(s，℃/s)  卷绕温度(℃) 冷轧压下率(％)  升温速度(℃/s)  再结晶退火温度(℃) 有无合金化热浸镀锌处理
  1   A     1150     920   0.39，58   600     80     15     840     有   适合例
  2   B     1100     900   0.32，53   550     80     15     840     ″     ″
  3   C     1130     650*   0.25，15   600     80     15     840     无     ″
  4   D     1110     900   0.35，59   400     80     15     840     ″     ″
  5   E     1160     920   0.28，70   650     80     15     840     有     ″
  6   F     1150     910   0.39，65   550     80     15     840     ″     ″
  7   G     1150     900   0.36，58   500     80     15     840     无     ″
  8   H     1000     680*   0.26，20   500     80     15     840     ″     ″
  9   A     1150     920   1.13，10   600     80     25     840     有     ″
  10   E     1160     920   0.67，15   650     80     25     840     ″     ″
  11   I     1140     920   0.35，57   650     80     15     840     有   比较例
  12   J     1000     900   0.68，7   550     80     15     840     ″     ″
  13   K     1150     880   0.38，61   500     80     15     840     无     ″
  14   L     1000     920   1.02，9   600     80     15     940     ″     ″
*精轧完成温度为不足Ar3相变点。精轧后的冷却条件表示冷却开始时间(s)及冷却速度(℃/s)。表3
No.   钢                  制品特性                成形-热处理后的拉伸强度变化 备注
  拉伸强度T.S.(MPa) r值   晶粒粒径(μm)    ΔE1(％) 120℃热处理后的T.S.(MPa) 120℃热处理后的ΔT.S.(MPa)  170℃热处理后的T.S.(MPa) 170℃热处理后的ΔT.S.(MPa)
  1   A     360   1.8     18     1.6     435     75     455     95   适合例
  2   B     365   1.7     12     1.2     460     95     470     105     ″
  3   C     355   2.3     19     1.8     420     65     440     85     ″
  4   D     390   1.9     14     1.3     480     90     490     100     ″
  5   E     430   1.8     18     1.7     520     90     530     100     ″
  6   F     460   1.6     18     1.7     575     115     595     135     ″
  7   G     430   1.8     13     1.4     540     110     555     125     ″
  8   H     390   2.1     19     1.7     490     100     510     120     ″
  9   A     352   1.9     22     2.4     414     62     440     88     ″
  10   E     417   1.9     23     2.7     489     72     503     86     ″
  11   I     370   1.9     18     3.2     420     50     450     80   比较例
  12   J     400   1.6     22     2.4     435     35     460     60     ″
  13   K     360   1.1     26     3.1     390     30     415     55     ″
  14   L     360   1.2     25     4.2     414     54     445     85     ″
表4表5
    Al％      N/Al   TS×r值MPa     ΔTSMPa
    0.020     0.75     775     58
    0.036     0.42     762     55
    0.049     0.31     753     42
    0.072     0.21     720     25
    0.080     0.19     719     19
表6
 钢   C％   Si％   Mn％   P％   S％   N％   Al％   Nb％   Ti％   V％   B％   N/(Al+Nb+Ti+V+B)*   Ar3℃
  A 0.0013   0.01   0.15  0.009  0.005  0.0135  0.011  ---  ---  ---  ---     1.23   884
  B 0.0012   0.50   0.50  0.011  0.004  0.0175  0.010  0.010  ---  ---  0.0010     0.83   888
  C 0.0008   0.01   0.01  0.009  0.003  0.0190  0.009  ---  0.015  0.015  0.0010     0.48   896
  D 0.0025   0.01   0.09  0.005  0.003  0.0160  0.010  0.010  0.015  ---  0.0006     0.45   876
  E 0.0016   0.55   0.80  0.04  0.003  0.0195  0.015  0.009  ---  0.018  0.0012     0.45   905
  F 0.0011   0.75   0.75  0.02  0.002  0.0135  0.008  0.015  ---  ---  0.0010     0.56   889
  G 0.0032   0.01   0.14  0.009  0.003  0.0130   0.045  ---  ---  ---  ---     0.29   894
  H 0.0019   0.45   0.45  0.04  0.005  0.0140  0.015  0.035  ---  ---  0.0012     0.27   882
*对于未添加的Nb、Ti、V、B，将上面的浓度记为“---”，在计算N/(Al+Nb+Ti+V+B)时将浓度取为“0”。表7
No. 钢                                 热轧 热轧板退火 冷轧 冷轧板再结晶退火 冷却：直到镀膜前的冷却速度℃/s   镀膜   合金化   备注
      粗轧           精轧 压下率％ 卷绕 温度℃ 工序间歇连续 板温℃ 浴温℃ 温度℃ 保持时间s
    CT℃
  SRT℃   RDT℃   FET℃   有无润滑   FDT℃ 压下率％ 温度℃ 时间s
1 A  1150  900   810   有   660     95     510 790 间歇  80.0 860  40   15  470 465 -   -   II
2 B  1150  910   830   有   660     95     510 840 连续  80.0 860  40   -  - - -   -   I
3 C  1140  920   840   有   680     95     520 800 间歇  82.5 870  40   30  465 460 460   25   III
4 D  1180  900   820   有   650     95     500 830 连续  82.5 850  40   35  470 465 -   -   II
5 E  1190  930   850   有   690     95     530 810 间歇  80.0 880  40   25  465 460 460   23   III
6 F  1160  920   840   有   670     95     530 810 间歇  82.5 880  40   -  - - -   -   I
7 G  1120  910   820   有   670     95     520 800 间歇  80.0 870  40   50  480 470 -   -   II
8 H  1100  900   810   有   650     95     500 790 间歇  80.0 860  40   15  465 470 470   20   III
9 A  1080  900   810   有   660     95     500 790 间歇  82.5 860  40   15  470 465 -   -   II
10 B  1140  910   820   有   670     65     520 790 间歇  82.5 860  40   1  470 460 460   20   III
11 C  1250 1150   1070   有   910     95     750 850 连续  80.0 870  40   30  465 460 460   25   III
12 D  1170  900   810   有   660     95     510     没有处理  80.0 850  40   -  - - -   -   I
SRT＝板坯加热温度、RDT＝粗轧出坯温度、FET＝精轧进坯温度、FDT＝精轧出材温度、CT＝卷绕温度I＝冷轧钢板、II＝热浸镀锌钢板、III＝合金化热浸镀锌钢板表8
No. 钢   固溶N％               应变时效处理前的拉伸特性 应变时效硬化特性 备注
    YSMPa     TSMPa     E1％     r值    TSxr值MPa     BHMPa     ΔTSMPa
1  A   0.0069     225     321     53     2.4     770     122     75 实施例
2  B   0.0089     274     391     43     2.3     899     183     93 实施例
3  C   0.0054     221     316     54     2.8     885     97     72 实施例
4  D   0.0049     221     316     54     2.8     885     90     66 实施例
5  E   0.0050     304     435     39     2.0     870     80     63 实施例
6  F   0.0088     304     434     39     2.1     911     133     87 实施例
7  G   0.0000     224     320     53     2.8     896     3     0 比较例
8  H   0.0000     284     405     42     2.1     851     2     0 比较例
9  A   0.0070     215     311     50     2.3     715     152     83 比较例
10  B   0.0082     274     391     43     1.9     743     143     94 比较例
11  C   0.0035     236     331     51     2.0     662     93     48 比较例
12  D   0.0041     241     336     51     2.1     706     85     49 比较例
表9
 钢                                                                       化学成分  (质量％)
  C   Si   Mn   P   S   Al   N  N/Al     Nb   12/93 Nb     B     其他
  A  0.0025   0.15   0.85 0.050 0.002 0.005 0.0120   2.40 0.0040   0.0005   0.0015      -
  B  0.0050   0.51   1.20 0.004 0.001 0.008 0.0150   1.88 0.0070   0.0009   0.0009      -
  C  0.0024   0.15   0.35 0.040 0.001 0.004 0.0120   3.00 0.0050   0.0006   0.0015      -
  D  0.0150   0.15   0.88 0.010 0.002 0.010 0.0100   1.00 0.0102   0.0013   0.0012      -
  E  0.0023   0.01   1.40 0.005 0.002 0.011 0.0120   1.09 0.0070   0.0009   0.0010      -
  F  0.0023   0.05   1.35 0.045 0.001 0.007 0.0120   1.71 0.0080   0.0010   0.0020   Mo：0.15
  G  0.0025   0.15   1.25 0.007 0.001 0.004 0.0110   2.75 0.0070   0.0009   0.0015   Ti：0.013
  H  0.0025   0.25   1.25 0.008 0.001 0.011 0.0140   1.27 0.0060   0.0008   0.0014   Cu：0.50，Ni：0.20
  I  0.0024   0.15   1.25 0.005 0.003 0.011 0.0150   1.36 0.0089   0.0010   0.0018   Ni：0.05，V：0.02
  J  0.022   0.15   1.21 0.008 0.002 0.005 0.0120   2.40 0.0076   0.0011   0.0020   Cu：0.10，Ni：0.05
  K 0.070   0.25   1.50 0.015 0.003 0.055 0.0040   0.07 0.0090   0.0012   0.0021      -
  L  0.0025   0.15   0.85 0.050 0.002 0.005 0.0120   2.40 0.0001   0.0000 ≤0.0001      -
  M  0.0025   0.15   0.85 0.050 0.002 0.005 0.0120   2.40 0.0050   0.0006 ≤0.0001      -
  O  0.0025   0.17   0.81 0.008 0.001 0.007 0.0120   1.71 0.110   0.0142   0.0015      -
  P  0.0026   0.17   0.82 0.007 0.001 0.007 0.0400   5.71 0.0070   0.0009   0.0017      -
  Q  0.0025   0.18   0.81 0.008 0.001 0.007 0.0120   1.71 0.0080   0.0010   0.0022   Ca：0.0035
表10
钢板No. 钢                             热轧工序      冷轧工序     α-γ共存温度区℃          冷轧板退火工序     调质轧制 备注
            连续退火
 板坯加热温度SRT℃    粗轧   薄板坯有无接合            精轧   卷绕   冷轧压下率％  冷轧板板厚mm
   薄板坯厚mm
  Ar3相变点℃   出坯温度FDT℃  热轧板板厚mm   卷绕温度CT℃ 退火温度℃ 保持时间s   冷却速度℃/s   冷却停止温度℃   种类 延伸率％
1 A  1210     28     无     873     900     4.0     550     83  0.70  860～950  880  35  30 350 光整冷轧 0.5 本发明例
2 B  1230     28     无     837     900     4.0     530     81  0.75  835～935  870  30  35 350 光整冷轧 0.5 本发明例
3 C  1220     28     无     908     910     4.0     550     83  0.70  865～955  885  25  25 350 光整冷轧 0.5 本发明例
4 D  1180     28     无     851     890     4.0     530     83  0.70  845～922  885  40  45 350   - - 本发明例
5 E  1190     28     无     801     890     4.0     520     83  0.70  825～906  875  25  40 450   矫平 0.5 本发明例
6 F  1180     25     无     827     890     4.5     500     78  1.00  855～930  885  30  35 450 光整冷轧+矫平 0.5 本发明例
7 G  1180     25     无     820     890     6.0     570     80  1.20  835～918  875  45  30 450 光整冷轧+矫平 0.7 本发明例
8 H  1180     25     无     824     890     4.0     610     80  0.80  835～923  880  25  45 450 光整冷轧+矫平 0.7 本发明例
9 I  1190     28     无     819     890     4.0     550     84  0.65  830～915  865  25  30 300 光整冷轧+矫平 0.7 本发明例
10 J  1210     28     无     823     870     4.0     450     83  0.70  830～910  870  25  30 300 光整冷轧+矫平 0.7 本发明例
11 K  1200     28     无     808     880     4.0     520     83  0.70  755～895  870  25  30 300 光整冷轧+矫平 0.5 比较例
12 L  1200     28     无     873     900     4.0     550     83  0.70  860～950  880  35  30 300 光整冷轧+矫平 0.5 比较例
13 M  1200     25     无     873     900     4.0     550     83  0.70  860～950  880  35  30 300 光整冷轧+矫平 0.5 比较例
14 O  1210     25     无     856     890     4.0     520     83  0.70  850～940  890  30  35 300 光整冷轧+矫平 0.5 比较例
15 P  1240     25     无     854     880     4.0     520     83  0.70  850～940  890  30  35 300 光整冷轧 0.7 比较例
16 Q 1220 25 无 856 900 4.0 530 83 0.70 850～940 880 30 35 300 光整冷轧 0.7 本发明例
17 A   950     25     无     870     750     4.0     540     83  0.70  855～950  880  30  30 300 光整冷轧 0.7 比较例
18 A  1200     28     无     873     900     4.0     780     83  0.70  865～950  870  35  35 300 光整冷轧 0.7 比较例
19 A  1190     28     无     873     905     4.0     540     83  0.70  860～950 820  25  40 300 光整冷轧 0.7 比较例
20 A  1190     28     无     873     890     4.0     550     83  0.70  860～950  870  30 5 300 光整冷轧 0.7 比较例
表11
钢板No.    钢 钢板固溶N量质量％         钢板组织           制品板特性 应变时效硬化特性        耐时效性   备注
  铁素体 第2相            拉伸特性   BH量MPa  ΔTSMPa         ΔY-E1％
面积率％ 粒径μm   AF面积率％  YSMPa  TSMPa  E1％ 平均r值
    1  A  0.0090     92   7     8 315  448   38 1.8     85     75     0.0 本发明例
    2  B  0.0100     95   8     5 355  510   34 1.7     90     80     0.0 本发明例
    3  C  0.0085     92   7     8 295  420   41 1.8     80     75     0.0 本发明例
    4  D  0.0095     92   6     8 334  475   36 1.4     95     80     0.0 本发明例**
    5  E  0.0100     93   7     7 325  465   37 1.7     88     75     0.0 本发明例
    6  F  0.0105     90   7     10 385  550   35 1.5     102     75     0.0 本发明例
    7  G  0.0105     88   6     12 315  455   39 1.8     88     72     0.0 本发明例
    8  H  0.0095     92   10     8 325  460   37 1.8     98     75     0.0 本发明例
    9  I  0.0090     90   5     10 320  465   37 1.8     97     85     0.0 本发明例
    10  J  0.0105     88   5     12 420  595   29 1.4     105     85     0.0 本发明例**
    11   K   0.0002     75   7     25 370  545   25 1.1     45     34     1.5 比较例
    12   L  0.0080     98   15     2 290  420   35 1.3     15     10     1.5 比较例
    13   M  0.0085     97   8     3 290  410   33 1.2     15     7     1.0 比较例
    14   O   0.0003     98   6     2 320  455   33 1.1     5     15     0.8 比较例
    15   P  0.0190     95   7     5 310  440   37 1.6     90     70     2.8 比较例
    16  Q  0.0098     92   7     8 315  450   39 1.7     90     70     0 本发明例
    17 A   0.0009     98   22     2 275  420   33 1.1     0     15     0.5 比较例
    18  0.0040     95   25     5 275  410   34 1.3     30     10     0.5 比较例
    19  0.0050     100   12     0 270  380   33 1.3     25     12     0.8 比较例
    20  0.0030     99   22     1 265  385   31 1.3     20     10     0.9 比较例
     AF：针状铁素体
     **：有热浸镀锌处理表12
钢                                               化学成分               (质量％)
  C   Si   Mn   P  S   Al   N   N/Al    Nb   12/93Nb    B 其他
N  0.0085  0.005   0.55   0.009  0.005   0.015  0.0126   0.84   0.008   0.0010  0.0015 -
表13
钢板No. 钢                              热轧工序    冷轧工序    α-γ共存温度区℃          冷轧板退火工序   调制轧制 备注
            连续退火
 板坯加热温度SRT℃    粗轧  薄板坯有无接合       精轧      卷绕  冷压下率％ 冷轧板板厚mm
   薄板坯厚mm
  Ar3相变点℃  出材温度FDT℃ 热轧板板厚mm 卷绕温度CT℃ 退火温度℃ 保持时间s 冷却速度℃/s   冷却停止温度℃   种类 延伸率％
2-1 N  1250     25 有* 870  890  4.5   570   69 1.4   840～900 880   30   45 300 光整冷轧 0.5 本发明例
2-2  1230     25 有* 870  890  4.5   550   69 1.4   840～900 880   35   45 310 光整冷轧 0.5 本发明例
2-3  1240     25 有** 870  890  4.5   560   69 1.4   840～900 880   30   45 310 光整冷轧 0.5 本发明例
        *)实施润滑轧制
        **)实施润滑轧制，使用薄板坯加热器、板边加热器表14
钢板No. 钢 钢板固溶N量质量％           钢板组织          制品板特性         制品板板特性 应变时效硬化特性 耐时效性 备注
     铁素体  第2相           拉伸特性        拉伸特性的离散*   BH量MPa  ΔTSMPa   ΔY-E1％
面积率％ 粒径μm   AF面积率％  YSMPa TSMPa  E1％ 平均r值   δYSMPa   δTSMPa   δE1％
2-1 N 0.0120   91   7     9 315 445   37 1.6     10     10     5     15     15     0 本发明例
2-2 N 0.0120   91   7     9 319 447   37 1.6     5     5     2     7     6     0 本发明例
2-3 N 0.0125   92   7     8 318 450   38 1.5     3     5     1     8     5     0 本发明例
          *)  δYS，δTS，δE1：＝(最大值-最小值)
         **)  AF：针状铁素体、M：马氏体、B：贝氏体、P：珠光体表15
钢                                        化学成分    (质量％)   相变点(℃)
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   N/Al     其他   Ac1   Ac3
  A  0.050   0.01   0.55 0.040 0.001 0.004 0.0120   3.00     -   735   858
  B  0.080   0.02   0.30 0.060 0.001 0.008 0.0153   1.91     -   749   866
  C  0.070   0.15   0.45 0.040 0.001 0.002 0.0118   5.90 REM：0.0015   740   862
  D  0.055   0.15   0.88 0.050 0.002 0.006 0.0095   1.58 Ca：0.0020   739   863
  E  0.030   0.01   1.40 0.005 0.002 0.011 0.0120   1.09 Ca：0.0025，REM：0.0020   706   832
  F  0.050   0.05   0.55 0.045 0.001 0.007 0.0123   1.76 Mo：0.02   739   862
  G  0.065   0.02   0.75 0.045 0.001 0.004 0.0114   2.85 Ti：0.013，B：0.0005   735   855
  H  0.050   0.01   0.85 0.008 0.001 0.008 0.0138   1.73 Cu：0.50，Ni：0.20，Cr：0.20   717   834
  I  0.040   0.01   0.55 0.005 0.003 0.011 0.0151   1.37 Ni：0.05，V：0.02   717   842
  J  0.120   0.15   0.95 0.008 0.002 0.005 0.0118   2.36 Cu：0.10，Ni：0.05，Nb：0.007   719   830
  K   0.010   0.25   0.96 0.015 0.003 0.002 0.0042   2.10     -   723   857
  L  0.080   0.15   0.85 0.050 0.002 0.045 0.0040   0.09     -   739   859
表16
钢板No. 钢                                     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 薄板坯有无接合         精轧      冷轧后冷却   卷绕  冷压下率％   冷轧板板厚mm 装箱退火             连续退火    过时效
  薄板坯厚mm
  出材温度FDT℃   热轧板板厚mm   开始时间Δts   冷却速度V℃/s   卷绕温度CT℃ 退火温度℃ 退火温度℃  保持时间s  冷却速度℃/s  冷却停止温度℃ 350℃以上的温度区的滞留时间**s   延伸率％
  1   A     1210     30 无     850     4.0     0.2     50     550     83   0.70   700   790   40   45   270     -   0.2
  2   B     1230     30 无     870     4.0     0.2     50     530     81   0.75   680   780   30   50   270     -   0.2
  3   C     1220     30 无     840     4.0     0.1     50     550     83   0.70   700   800   30   55   270     -   0.2
  4   D     1180     30 无     850     4.0     0.5     50     530     83   0.70   690   800   45   45   250     -   0.2
  5   E     1190     30 无     850     4.0     0.2     45     520     83   0.70   720   770   25   45   200     -   0.5
  6   F     1180***     35 无     864     4.5     0.2     45     500     78   1.00   700   780   35   55   200     -   -
  7   G     1180     35 无     860     6.0     1.2     45     570     80   1.20   700   830   50   60   300     -   0.5
  8   H     1180     35 无     830     4.0     0.3     45     610     80   0.80   700   810   25   50   400     50   0.5
  9   I     1190     30 有     840     4.0*     0.3     45     550     84   0.65   700   790   25   45   250     -   0.5
  10   J     1210     30 无     840     4.0     0.3     50     450     83   0.70   700   770   25   30   250     -   0.5
  11   K     1200     30 无     850     4.0     0.3     50     520     83   0.70   700   800   25   30   250     -   0.5
  12    L     1200     30 无     880     4.0     0.2     50     550     83   0.70   700   790   35   30   270     -   0.7
  13   A     950     35 无     750     4.0     0.5     50     540     83   0.70   700   800   30   30   270     -   0.7
  14   A     1200     35 无     880     4.0     0.3     50     780     83   0.70   700   830   35   35   250     -   0.7
  15   A     1190     35 无     870     4.0     0.2     50     540     83   0.70   700   680   25   40   250     -   0.5
  16   A     1200     35 无     880     4.0     0.2     50     550     83   0.70   -   820   29   35   250     -   0.5
  17   B     1190     30 无     840     4.0     0.3     50     520     83   0.70   710   780   35   70   450     -   ****
  18   G     1180     30 无     850     4.0     0.3     50     520     83   0.70   720   780   40   60   450     -   ****
 *)实施润滑轧制
**)冷却停止温度以下350℃以上的滞留时间***)热坯装入****)热浸镀锌后进行延伸率0.5％的调质轧制表17
钢板No. 钢 钢板固溶N量质量％               钢板组织     制品板特性 应变时效硬化特性 耐时效性 备注
      铁素体        第2相     拉伸特性    BH量MPa   ΔTSMPa   ΔY-E1％
  面积率％   粒径μm    M面积率％ 其他相：种类  YSMPa TSMPa E1％ 平均r值
    1  A 0.0075     86     7   12   B 290  550  35 1.6     80     80     0.0 本发明例
    2  B 0.0055     92     8   7   P 295  556  35 1.5     90     85     0.0 本发明例
    3  C 0.0055     90     7   10   - 285  555  34 1.6     85     75     0.0 本发明例
    4  D 0.0075     89     6   10   B 295  565  34 1.6     95     80     0.0 本发明例
    5  E 0.0110     91     7   9   - 315  605  33 1.7     85     75     0.0 本发明例
    6  F 0.0110     90     7   10   - 309  595  35 1.6     100     75     0.0 本发明例
    7  G 0.0095     85     6   14   B 314  605  35 1.6     85     70     0.0 本发明例
    8  H 0.0078     87     10   12   B 318  615  33 1.6     96     75     0.0 本发明例
    9  I 0.0086     86     5   12   P 276  525  37 1.5     90     80     0.0 本发明例
    10  J 0.0095     84     5   15   P 324  620  33 1.5     102     90     0.0 本发明例
    11  K 0.0003     98     7   1   P 235  355  38 1.4     45     34     1.5 比较例
    12  L 0.0005     93     15   7   - 241  370  39 1.3     15     10     1.5 比较例
    13 A 0.0009     98     22   0.5   P 285  430  32 1.1     0     15     0.5 比较例
    14 0.0009     95     25   5   - 285  445  32 1.2     30     10     0.5 比较例
    15 0.0010     100     12   0   - 315  480  34 1.4     25     12     0.8 比较例
    16 0.0020     99     22   1   - 350  545  25 1.0     20     10     0.9 比较例
    17  B 0.0060     92     8   7   P 297  555  35 1.5     92     85     0 本发明例
    18  G 0.0055     92     8   7   P 296  557  34 1.5     90     85     0 本发明例
            M：马氏体、B：贝氏体、P：珠光体表18
钢                                       化学成分  (质量％)   相变点(℃)
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   N/Al 其他   Ac1   Ac3
 M  0.052   0.01   0.60  0.035  0.001  0.002  0.0125   6.25  -   735   855
表19
钢板No. 钢                                    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  薄板坯有无接合       精轧      冷轧后冷却   卷绕  冷压下率％ 冷轧板板厚mm  装箱退火           连续退火   过时效
 薄板坯厚mm
 出材温度FDT℃ 热轧板板厚mm   开始时间Δts  冷却速度V℃/s   卷绕温度CT℃  退火温度℃ 退火温度℃  保持时间s 冷却速度℃/s 冷却停止温度℃ 350℃以上的温度区的滞留时间  s 延伸率％
2-1 M  1180     30   无   850  4.5   0.3   45   540     64  1.6  700 790   40   45 270    - 0.2 本发明例
2-2  1200     30   有*   850  4.5   0.3   45   540     64  1.6  700 790   40   45 270    - 0.2 本发明例
2-3  1190     30   有**   855  4.5   0.3   45   540     64  1.6  700 700   40   45 270    - 0.2 本发明例
    *)实施润滑轧制
    **)使用薄板坯加热器、板边加热器表20
  钢板No.   钢   钢板固溶N量质量％               钢板组织         制品板特性       制品板板特性    应变时效硬化特性 耐时效性 备注
     铁素体       第2相          拉伸特性      拉伸特性的离散*   BH量MPa  ΔTSMPa   ΔY-E1％
面积率％ 粒径μm   M面积率％ 其他相：种类**  YSMPa  TSMPa  E1％ 平均r值  δYSMPa  δTSMPa   δE1％
  2-1   M   0.0075    85   7   12     B 295  551  35 1.6   25    15     2     80     80     0 本发明例
  2-2   M   0.0075    85   7   12     B 295  552  35 1.6   20    10     1     80     80     0 本发明例
  2-3   M   0.0075    85   7   12     B 292  553  35 1.6   15    8     1     80     80     0 本发明例
         *)δ YS，δTS，δE1：＝(最大值-最小值)
        **)M：马氏体、B：贝氏体、P：珠光体

Claims (25)

1.一种应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征在于：以质量％表示，具有含C：0.15％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.005～0.030％、N：0.0050～0.0400％、并且N/Al：0.30以上、固溶态的N为0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成。
2.根据权利要求1记载的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征在于：在前述组成的基础上，还含有以质量％表示的下述a组～d组中的1组或2组以上的成分，其中，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
b组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上，合计量为0.1％以下；
c组：0.0030％以下的B；
d组：Ca、REM的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
3.一种应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征在于：以质量％表示，具有含C：不足0.01％、Si：0.005～1.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.030％、N：0.005～0.040％、并且N/Al：0.30以上、固溶态的N为0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成。
4.根据权利要求3记载的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征在于：在上述组成的基础上，还在满足下述式(1)、(2)的范围内含有以质量％表示的B：0.0001～0.0030％、Nb：0.005～0.050％，剩余部分实质上为Fe。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％  ---(1)
C％≤0.5·(12/93)·Nb％                            ---(2)
5.根据权利要求3或4记载的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征在于：在上述组成基础上，还根据需要含有以质量％表示的合计量为1.0％以下的Cu、Ni、Mo之中的1种或2种以上成分。
6.根据权利要求1～5记载的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征在于：钢板的晶粒粒径为20μm以下。
7.根据权利要求1～6记载的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板，其特征在于：在热处理温度：120～200℃的低温区，具有成形后的强度上升量：60MPa以上。
8.一种应变时效硬化特性优良的电镀锌、热浸镀锌以及合金化热浸镀锌钢板，其特征在于：在权利要求1～7记载的冷轧钢板的表面具备电镀锌、热浸镀锌以及合金化热浸镀锌层。
9.一种应变时效硬化特性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将含C：不足0.01％、Si：0.005～1.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.030％、N：0.005～0.040％、且含量范围满足N/Al：0.30以上、剩余部分实质上为Fe的组成的钢坯进行热轧，此时，精轧完成后立即开始冷却，在卷绕温度：400～800℃下卷绕，然后施行压下率：60～95％的冷轧后，在650～900℃的温度下施行再结晶退火。
10.根据权利要求9记载的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：在上述组成的基础上，在满足下述式(1)、(2)的范围还含有以质量％表示的B：0.0001～0.0030％、Nb：0.005～0.050％，剩余部分实质上为Fe。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％  ---(1)
C％≤0.5·(12/93)·Nb％                            ---(2)
11.根据权利要求9或10记载的应变时效硬化特性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：在上述的再结晶退火的升温过程中，将500℃～再结晶温度的温度区以1～20℃/秒的速度升温。
12.一种应变时效硬化特性优良的合金热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：在权利要求9～11中，再结晶退火后，施行热浸镀锌处理，接着施行加热合金化处理。
13.一种应变时效硬化特性优良的深拉延用冷轧钢板，其特征在于：以质量％表示，具有含C：不足0.01％、Si：0.005～1.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.030％、N：0.005～0.040％、且N/Al：0.30以上、固溶态的N为0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成，其TS×r值：750MPa以上。
14.根据权利要求13记载的应变时效硬化特性优良的深拉延用冷轧钢板，其特征在于：具有在上述组成的基础上，在满足下述式(1)、(2)的范围还含有以质量％表示的B：0.0001～0.0030％、Nb：0.005～0.050％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成，其TS×r值：750MPa以上。N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％  ---(1)C％≤0.5·(12/93)·Nb％                            ---(2)
15.根据权利要求13记载的应变时效硬化特性优良的深拉延用冷轧钢板，其特征在于：具有在权利要求13记载的钢组成的基础上，还含有以质量％表示的B：0.0001～0.0030％、Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.070％、V：0.005～0.10％之中的1种或2种以上的成分，且N/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上、固溶态的N为0.0010％以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成，其TS×r值：750MPa以上。
16.一种应变时效硬化特性优良的深拉延用冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将具有含C：不足0.01％、Si：0.005～1.0％、Mn：0.01～1.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.030％、N：0.005～0.040％，含B：0.0001～0.0030％、Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.070％、V：0.005～0.10％之中的1种或2种以上成分，且N/(Al+Nb+Ti+V+B)：0.30以上的组成的钢坯材加热至950℃以上后，使粗轧完成温度为1000℃以下、Ar3以上，进行粗轧，接着在Ar3以下、600℃以上的温度区一边润滑一边精轧、卷绕，此时使从粗轧开始到精轧完成的总压下率为80％以上，将所得的热轧板进行再结晶退火，接着以压下率60～95％进行冷轧，将所得的冷轧板进行再结晶退火。
17.一种成形性、应变时效硬化特性及耐常温时效性优良的冷轧钢板，其特征在于：以质量％表示，具有含C：0.0015～0.025％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，且含B：0.0001～0.0050％、Nb：0.002～0.050％的1种或2种以上成分，且使N/Al为0.3以上、固溶态的N为0.0010％以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成以及由以面积率表示的5％以上的针状铁素体相和平均粒径：20μm以下的铁素体相构成的组织，其r值：1.2以上。
18.根据权利要求17记载的冷轧钢板，其特征在于：在前述组成的基础上，还含有以质量％表示的下述a组～c组之中的1组或2组以上的成分，其中，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
b组：Ti、V中的1种或2种，合计量为0.1％以下；
c组：Ca、REM的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
19.一种具有r值：1.2以上、成形性、应变时效硬化特性及耐常温时效性优良的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将含C：0.0015～0.025％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％，且含B：0.0001～0.0050％、Nb：0.002～0.050％的1种或2种以上、且N/Al为0.3以上的组成的钢板坯加热至板坯加热温度：1000℃以上，进行粗轧制成薄板坯，依次施行对该薄板坯施行精轧出材温度：800℃以上的精轧，并在卷绕温度：800℃以下卷绕从而制成热轧板的热轧工序、对该热轧板施行酸洗和冷轧从而制成冷轧板的冷轧工序、在铁素体-奥氏体二相区内的温度下对该冷轧板进行连续退火，以冷却速度：10～300℃/秒冷却到500℃以下的温度区的冷轧板退火工序。
20.根据权利要求19记载的冷轧钢板的制造方法，其特征在于：在前述组成的基础上，还含有以质量％表示的下述a组～c组之中的1组或2组以上的成分，其中，
a组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
b组：Ti、V中的1种或2种以上，合计量为0.1％以下；
c组：Ca、REM的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
21.一种具有高r值和优良的应变时效硬化特性及常温非时效性的高强度冷轧钢板，其特征在于：以质量％表示，具有含C：0.025～0.15％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％、且N/Al为0.3以上、含有0.0010％以上的固溶态的N，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的组成、和含以面积率表示的80％以上的平均晶粒粒径：10μm以下的铁素体相、还含有作为第2相的以面积率表示的2％以上的马氏体相的组织，其r值：1.2以上。
22.根据权利要求21记载的高强度冷轧钢板，其特征在于：在前述组成的基础上，还含有以质量％表示的下述d组～g组之中的1组或2组以上的成分，其中，
d组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
e组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上，合计量为0.1％以下；
f组：0.0030％以下的B；
g组：Ca、REM中的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
23.一种具有r值：1.2以上的高r值和优良的应变时效硬化特性及常温非时效性的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于：以质量％表示，将含C：0.025～0.15％、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.08％以下、S：0.02％以下、Al：0.02％以下、N：0.0050～0.0250％、且N/Al为0.3以上的组成的钢板坯加热至板坯加热温度：1000℃以上，进行粗轧制成薄板坯，依次施行对该薄板坯施行精轧出材温度：800℃以上的精轧，并在卷绕温度：800℃以下卷绕从而制成热轧板的热轧工序、对该热轧板施行酸洗及冷轧从而制成冷轧板的冷轧工序、对该冷轧板在退火温度：再结晶温度以上～800℃以下施行装箱退火，接着在退火温度：Ac1相变点～(Ac3相变点-20℃)下进行连续退火，然后以冷却速度：10～300℃/秒冷却到500℃以下的温度区的冷轧板退火工序。
24.根据权利要求23记载的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于：与前述连续退火后的冷却接续，在前述冷却的冷却停止温度以下、350℃以上的温度区进行滞留时间20秒以上的过时效处理。
25.根据权利要求23或24记载的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于：在前述组成的基础上，还含有以质量％表示的下述d组～g组之中的1组或2组以上的成分，其中，
d组：Cu、Ni、Cr、Mo中的1种或2种以上，合计量为1.0％以下；
e组：Nb、Ti、V中的1种或2种以上，合计量为0.1％以下；
f组：0.0030％以下的B；
g组：Ca、REM的1种或2种，合计量为0.0010～0.010％。
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Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102325907A (zh) * 2008-12-26 2012-01-18 Posco公司 钢板退火装置、含有该装置的制备镀覆钢板的设备，和使用所述装置制备镀覆钢板的方法
CN102348823A (zh) * 2008-07-11 2012-02-08 株式会社神户制钢所 冷轧钢板
CN103201403A (zh) * 2010-11-05 2013-07-10 杰富意钢铁株式会社 深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN102224269B (zh) * 2008-11-27 2014-04-02 杰富意钢铁株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
CN104114729A (zh) * 2012-02-13 2014-10-22 新日铁住金株式会社 冷轧钢板、镀敷钢板和它们的制造方法
CN102517493B (zh) * 2003-09-26 2014-11-12 杰富意钢铁株式会社 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法
CN104159681A (zh) * 2012-03-06 2014-11-19 杰富意钢铁株式会社 温热压制成型方法和汽车骨架部件
CN104950777A (zh) * 2015-06-13 2015-09-30 郭策 一种日夜通用的室外监控装置
CN104973778A (zh) * 2015-06-13 2015-10-14 郭策 一种室外监控装置
CN105074039A (zh) * 2013-04-02 2015-11-18 杰富意钢铁株式会社 冷轧钢板及其制造方法
CN105164297A (zh) * 2013-10-02 2015-12-16 新日铁住金株式会社 时效硬化性钢
CN105734450A (zh) * 2014-12-26 2016-07-06 Posco公司 薄板坯表面品质优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105940131A (zh) * 2013-12-19 2016-09-14 日新制钢株式会社 加工性优异的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板及其制造方法
RU2723872C1 (ru) * 2019-05-23 2020-06-17 Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства холоднокатаного высокопрочного листового проката из низколегированной стали
CN111492079A (zh) * 2017-12-24 2020-08-04 Posco公司 具有优异的常温抗时效性和烘烤硬化性的锌系镀覆钢板及其制造方法
CN111663075A (zh) * 2020-04-09 2020-09-15 北京首钢股份有限公司 一种冲压用酸洗钢及其制备方法、应用
CN111926252A (zh) * 2020-07-31 2020-11-13 马鞍山钢铁股份有限公司 一种深冲用途的热轧酸洗钢板及其生产方法

Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ATE388249T1 (de) 2002-06-25 2008-03-15 Jfe Steel Corp Hochfestes katlgewalztes stahlblech und herstellunsgverfahren dafür
WO2005068676A1 (ja) 2004-01-14 2005-07-28 Nippon Steel Corporation めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板とその製造方法
JP4559918B2 (ja) * 2004-06-18 2010-10-13 新日本製鐵株式会社 加工性に優れたブリキおよびテインフリースチール用鋼板およびその製造方法
DE102004044022A1 (de) * 2004-09-09 2006-03-16 Salzgitter Flachstahl Gmbh Beruhigter, unlegierter oder mikrolegierter Walzstahl mit Bake-hardening-Effekt und Verfahren zu seiner Herstellung
US7442268B2 (en) 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
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
CN102242306B (zh) 2005-08-03 2013-03-27 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
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
JP5162924B2 (ja) 2007-02-28 2013-03-13 Ｊｆｅスチール株式会社 缶用鋼板およびその製造方法
KR100868457B1 (ko) * 2007-05-31 2008-11-11 주식회사 포스코 도금밀착성이 우수한 합금화용융아연도금강판과 그제조방법
US8435363B2 (en) 2007-10-10 2013-05-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured high strength steel and manufacturing same
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
JP5391607B2 (ja) * 2008-08-05 2014-01-15 Ｊｆｅスチール株式会社 外観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
JP5051247B2 (ja) * 2010-01-15 2012-10-17 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性と形状凍結性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP5018935B2 (ja) * 2010-06-29 2012-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工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
TWI475114B (zh) * 2010-08-18 2015-03-01 Jfe Steel Corp High strength cold rolled steel sheet excellent in workability and impact resistance and a method of manufacturing the same
CN102041444A (zh) * 2010-12-21 2011-05-04 南阳汉冶特钢有限公司 一种低碳低硅优质碳素结构钢及其生产方法
JP5338873B2 (ja) * 2011-08-05 2013-11-13 Ｊｆｅスチール株式会社 引張強度４４０ＭＰａ以上の加工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
JP2013064169A (ja) * 2011-09-15 2013-04-11 Jfe Steel Corp 焼付硬化性及び成形性に優れた高強度薄鋼板、めっき薄鋼板並びにそれらの製造方法
JP2013072110A (ja) * 2011-09-27 2013-04-22 Jfe Steel Corp 成形後の表面品質に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP2013072107A (ja) * 2011-09-27 2013-04-22 Jfe Steel Corp 成形後の表面品質に優れる焼付け硬化型冷延鋼板およびその製造方法
JP2013076132A (ja) * 2011-09-30 2013-04-25 Jfe Steel Corp 焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
RU2585889C2 (ru) * 2011-09-30 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный горячеоцинкованный стальной лист, имеющий превосходное сопротивление замедленному разрушению, и способ его изготовления
JP2013209725A (ja) * 2012-03-30 2013-10-10 Jfe Steel Corp 曲げ加工性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP2013209728A (ja) * 2012-03-30 2013-10-10 Jfe Steel Corp 耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP5549968B2 (ja) 2012-04-13 2014-07-16 新日鐵住金株式会社 電気めっき用鋼板および電気めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
KR101412293B1 (ko) * 2012-04-25 2014-06-25 현대제철 주식회사 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
JP2013231216A (ja) * 2012-04-27 2013-11-14 Jfe Steel Corp 化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2014019928A (ja) * 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
US20140261916A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc High strength - high ductility cold rolled recovery annealed steel and process for manufacture thereof
KR101294447B1 (ko) * 2013-03-26 2013-08-07 현대제철 주식회사 성형성이 우수한 법랑용 냉연강판 제조 방법
KR101294577B1 (ko) * 2013-03-26 2013-08-07 현대제철 주식회사 딥드로잉 특성이 우수한 법랑용 냉연강판 제조 방법
KR101294477B1 (ko) * 2013-03-26 2013-08-07 현대제철 주식회사 딥드로잉성 및 밀착성이 우수한 법랑용 강판 제조 방법
KR101294575B1 (ko) * 2013-03-26 2013-08-07 현대제철 주식회사 내피쉬스케일성이 우수한 법랑용 냉연강판 제조 방법
CN103590352B (zh) * 2013-11-06 2015-07-08 湖北秭归新亚交通设施有限公司 废旧热浸锌公路钢护栏处理工艺
RU2690076C1 (ru) * 2018-12-18 2019-05-30 Публичное акционерное общество "Северсталь" Листовой прокат и способ его получения
KR102201438B1 (ko) * 2019-06-26 2021-01-12 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조방법
EP4089188B1 (en) * 2020-01-08 2024-03-13 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method of manufacturing the same
KR102426248B1 (ko) * 2020-11-05 2022-07-28 주식회사 포스코 선영성이 우수한 고강도 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR102468036B1 (ko) * 2020-11-12 2022-11-17 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR20220086058A (ko) * 2020-12-16 2022-06-23 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 고강도 냉연, 도금 강판 및 이들의 제조 방법
TWI768666B (zh) * 2021-01-20 2022-06-21 中國鋼鐵股份有限公司 高成形性冷軋鋼材及其製造方法
CN113462963B (zh) * 2021-06-10 2022-05-20 江阴市万众精密机械有限公司 一种增速箱联轴器用耐冲击、耐低温止推盘及其制备方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS55141526A (en) * 1979-04-18 1980-11-05 Kawasaki Steel Corp Production of high tension cold-rolled steel plate for deep drawing
JPS5773132A (en) * 1980-10-24 1982-05-07 Nippon Kokan Kk <Nkk> Production of cold rolled mild steel plate of superior deep drawability and aging resistance by continuous annealing
JPS5842753A (ja) * 1981-09-07 1983-03-12 Kobe Steel Ltd 高ｒ値型複合組織高強度冷延鋼板及びその製造方法
JPS6052528A (ja) * 1983-09-02 1985-03-25 Kawasaki Steel Corp 延性およびスポツト溶接性の良好な高強度薄鋼板の製造方法
JPS60145355A (ja) * 1984-01-06 1985-07-31 Kawasaki Steel Corp 延性が良好で時効劣化のない低降伏比高張力熱延鋼板とその製造方法
US4578124A (en) * 1984-01-20 1986-03-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels
JPS61272323A (ja) * 1985-05-28 1986-12-02 Kawasaki Steel Corp 連続焼鈍による表面処理用原板の製造方法
NL8502145A (nl) * 1985-07-29 1987-02-16 Hoogovens Groep Bv Hard blik vervaardigd uit a1-rustig, continugegoten, kool mangaanstaal en werkwijze voor de vervaardiging van zulk blik.
JPH0823048B2 (ja) * 1990-07-18 1996-03-06 住友金属工業株式会社 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法
DE69130555T3 (de) * 1990-08-17 2004-06-03 Jfe Steel Corp. Hochfestes Stahleinblech zur Umformung durch Pressen und Verfahren zur Herstellung dieser Bleche
US5123969A (en) * 1991-02-01 1992-06-23 China Steel Corp. Ltd. Bake-hardening cold-rolled steel sheet having dual-phase structure and process for manufacturing it
CA2067043C (en) * 1991-04-26 1998-04-28 Susumu Okada High strength cold rolled steel sheet having excellent non-aging property at room temperature and suitable for drawing and method of producing the same
WO1994000615A1 (en) * 1992-06-22 1994-01-06 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel plate having excellent baking hardenability, non-cold-ageing characteristics and moldability, and molten zinc-plated cold-rolled steel plate and method of manufacturing the same
US5690755A (en) * 1992-08-31 1997-11-25 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same
US5486241A (en) * 1992-09-14 1996-01-23 Nippon Steel Corporation Non-aging at room temperature ferritic single-phase cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet for deep drawing having excellent fabrication embrittlement resistance and paint-bake hardenability and process for producing the same
JP3303931B2 (ja) * 1992-10-06 2002-07-22 川崎製鉄株式会社 焼付け硬化性を有する高強度缶用薄鋼板及びその製造方法
JP3383017B2 (ja) * 1993-07-19 2003-03-04 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法
JP3458416B2 (ja) * 1993-09-21 2003-10-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法
EP0659890B1 (en) * 1993-12-21 2000-03-29 Kawasaki Steel Corporation Method of manufacturing small planar anisotropic high-strength thin can steel plate
JP3390256B2 (ja) * 1994-07-21 2003-03-24 川崎製鉄株式会社 焼付け硬化性及び耐時効性に優れた高強度高加工性製缶用鋼板及びその製造方法
US5855696A (en) * 1995-03-27 1999-01-05 Nippon Steel Corporation Ultra low carbon, cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having improved fatigue properties and processes for producing the same
JP4177478B2 (ja) * 1998-04-27 2008-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性、パネル形状性、耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
CA2270916A1 (en) * 1997-09-04 1999-03-11 Kawasaki Steel Container, Co., Ltd. Steel plates for drum cans, method of manufacturing the same, and drum can
JP3527092B2 (ja) * 1998-03-27 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP6102816B2 (ja) * 2014-03-31 2017-03-29 ブラザー工業株式会社 成膜装置、成膜方法及び成膜プログラム

Cited By (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102517493B (zh) * 2003-09-26 2014-11-12 杰富意钢铁株式会社 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法
CN102348823A (zh) * 2008-07-11 2012-02-08 株式会社神户制钢所 冷轧钢板
CN102348823B (zh) * 2008-07-11 2013-08-07 株式会社神户制钢所 冷轧钢板
CN102224269B (zh) * 2008-11-27 2014-04-02 杰富意钢铁株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
CN102325907A (zh) * 2008-12-26 2012-01-18 Posco公司 钢板退火装置、含有该装置的制备镀覆钢板的设备，和使用所述装置制备镀覆钢板的方法
US10053749B2 (en) 2008-12-26 2018-08-21 Posco Production method for plated steel sheet using a steel sheet annealing device
CN103201403A (zh) * 2010-11-05 2013-07-10 杰富意钢铁株式会社 深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103201403B (zh) * 2010-11-05 2016-08-17 杰富意钢铁株式会社 深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN104114729B (zh) * 2012-02-13 2016-06-22 新日铁住金株式会社 冷轧钢板、镀敷钢板和它们的制造方法
CN104114729A (zh) * 2012-02-13 2014-10-22 新日铁住金株式会社 冷轧钢板、镀敷钢板和它们的制造方法
US10253384B2 (en) 2012-02-13 2019-04-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet, plated steel sheet, and method for manufacturing the same
CN104159681A (zh) * 2012-03-06 2014-11-19 杰富意钢铁株式会社 温热压制成型方法和汽车骨架部件
CN104159681B (zh) * 2012-03-06 2016-02-24 杰富意钢铁株式会社 温热压制成型方法和汽车骨架部件
CN105074039A (zh) * 2013-04-02 2015-11-18 杰富意钢铁株式会社 冷轧钢板及其制造方法
CN105074039B (zh) * 2013-04-02 2017-03-15 杰富意钢铁株式会社 冷轧钢板及其制造方法
CN105164297B (zh) * 2013-10-02 2017-05-24 新日铁住金株式会社 时效硬化性钢
CN105164297A (zh) * 2013-10-02 2015-12-16 新日铁住金株式会社 时效硬化性钢
CN105940131A (zh) * 2013-12-19 2016-09-14 日新制钢株式会社 加工性优异的热浸Zn-Al-Mg系镀层钢板及其制造方法
CN105734450A (zh) * 2014-12-26 2016-07-06 Posco公司 薄板坯表面品质优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN104950777B (zh) * 2015-06-13 2017-11-07 合肥荣事达电子电器集团有限公司 一种日夜通用的室外监控装置
CN104973778B (zh) * 2015-06-13 2017-05-10 乌鲁木齐经济技术开发区有线电视网络传输有限公司 一种室外监控装置
CN104973778A (zh) * 2015-06-13 2015-10-14 郭策 一种室外监控装置
CN104950777A (zh) * 2015-06-13 2015-09-30 郭策 一种日夜通用的室外监控装置
CN111492079A (zh) * 2017-12-24 2020-08-04 Posco公司 具有优异的常温抗时效性和烘烤硬化性的锌系镀覆钢板及其制造方法
CN111492079B (zh) * 2017-12-24 2021-12-03 Posco公司 具有优异的常温抗时效性和烘烤硬化性的锌系镀覆钢板及其制造方法
RU2723872C1 (ru) * 2019-05-23 2020-06-17 Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства холоднокатаного высокопрочного листового проката из низколегированной стали
CN111663075A (zh) * 2020-04-09 2020-09-15 北京首钢股份有限公司 一种冲压用酸洗钢及其制备方法、应用
CN111926252A (zh) * 2020-07-31 2020-11-13 马鞍山钢铁股份有限公司 一种深冲用途的热轧酸洗钢板及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
DE60121162T2 (de) 2006-11-09
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EP1498507A1 (en) 2005-01-19
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KR20020019124A (ko) 2002-03-09
EP1498506B1 (en) 2006-06-28

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