專利名稱：高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用于汽車、家電制品等的高強(qiáng)度冷軋鋼板，特別是具有340MPa以上拉伸強(qiáng)度TS的沖壓成形性優(yōu)良的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
過去，對于稱為側(cè)板或車門內(nèi)側(cè)板的具有復(fù)雜形狀且成形困難的汽車面板部件，普遍使用深沖性和拉伸性優(yōu)良且TS為270Mpa左右的無間隙(interstitial free)(IF)冷軋鋼板(270E，F(xiàn))。
近年來，由于對汽車車體輕量化和高強(qiáng)度化需要的進(jìn)一步提高，對這些難成形部件也正在進(jìn)一步采用TS為340MPa以上，特別是390MPa以上的高強(qiáng)度冷軋鋼板。而且，對于過去已應(yīng)用了高強(qiáng)度冷軋鋼板的內(nèi)側(cè)部件等，也同樣追求進(jìn)一步的高強(qiáng)度化，并通過削減增強(qiáng)部件或薄壁化使車體輕量化。
但是，當(dāng)追求這種難成形部件的高強(qiáng)度化和薄壁化時，屈服強(qiáng)度YS的增大、加工硬化指數(shù)n值的下降及薄壁化所造成的表面變形的發(fā)生頻率極度增加。該表面變形是沖壓成形面的起伏或褶皺樣的缺陷，這成為沖壓成形品的尺寸不良或外觀不良的原因。從而，對于象汽車面板部件這樣的難成形部件適用高強(qiáng)度冷軋鋼板時，鋼板必須是耐表面變形性和拉伸性優(yōu)良的鋼板，更具體地說，希望YS≤270MPa，N1-10≥0.20。在這里，N1-10是從在拉伸試驗中得到的應(yīng)力-變形曲線的變形量為1％和10％這兩點(diǎn)求出的加工硬化指數(shù)。
作為降低屈服比YR(＝Y(jié)S/TS)的方法，已知的方法是，使用極力減少C和N并添加Ti和Nb的鋼，熱軋后在680℃以上的溫度進(jìn)行卷取，降低含Ti、Nb的析出物的數(shù)量，在冷軋后退火時促進(jìn)晶粒成長。而且，在特開平6-108155號和特許3291639號公報中公開了控制含Ti鋼的C和S含量，使Ti(C，S)析出，并抑制微小的TiC析出，促進(jìn)晶粒成長的方法。
然而，這些方法雖然對TS為270Mpa左右的軟質(zhì)冷軋鋼板效，但由于在促進(jìn)晶粒生長時，YS降低，同時TS也降低，因而對于TS為340MPa以上的高強(qiáng)度冷軋鋼板不一定有效。即，由于必須與TS降低相應(yīng)地通過添加Si，Mn，P合金元素來補(bǔ)足強(qiáng)度，因而制造成本增加、生成表面缺陷，存在不能得到270MPa以下的YS的問題。例如，在結(jié)晶粒徑從10μm左右粗大化到20μm左右時，即使通過添加Si，Mn，P補(bǔ)足TS的低下，與具有相同TS的已有高強(qiáng)度冷軋鋼板相比，不僅只能得到至多10Mpa左右的較低的YS，而且耐粗糙表面性和耐二次加工脆性惡化。
另一方面，在特開2001-131681號、2002-12943號、2002-12946號中公開了不追求晶粒粗大化地降低YS并得到較高n值的技術(shù)。按照該技術(shù)，通過使C量為大于已有的超低碳鋼板的0.004-0.02％左右，積極地應(yīng)用細(xì)粒強(qiáng)化和析出強(qiáng)化，與已有的超低碳IF鋼板相比，YS降低約20MPa。
但是，按照這種技術(shù)制造TS為390MPa或440Mpa左右的高強(qiáng)度冷軋鋼板時，YS超過270MPa且難于完全抑制表面變形的發(fā)生。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供YS≤270MPa且n1-10≥0.20，耐表面變形性和拉伸性優(yōu)良，且TS為340MPa以上的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法。
通過一種高強(qiáng)度冷軋鋼板實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的目的，該鋼板由平均粒徑10μm以下的鐵素體晶粒組成，直徑50nm以上的Nb(C，N)以單位面積上的平均個數(shù)(以下稱為平均面積密度)為7.0×10-2個/μm2以下存在于上述鐵素體晶粒內(nèi)，并且沿上述鐵素體晶粒的晶界，形成寬度為0.2-2.4μm且NbC的平均面積密度為在上述鐵素體晶粒中央部析出的NbC的平均面積密度的60％以下的區(qū)域(以下稱為PFZ)。
該高強(qiáng)度冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，由C0.004-0.02％、Si1.5％以下、Mn3％以下、P0.15％以下、S0.02％以下、sol.Al0.1-1.5％、N0.001-0.007％、Nb0.03-0.2％、余量Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。
該高強(qiáng)度冷軋鋼板能夠由具有以下工序的制造方法來制造，即，對滿足下式(3)和(4)的加熱溫度SRT下對具有上述組成的鋼板坯進(jìn)行加熱后，進(jìn)行熱軋制成熱軋鋼板的工序、和對該熱軋鋼板進(jìn)行酸洗、冷軋后，在再結(jié)晶溫度以上的由鐵素體單相構(gòu)成的溫度區(qū)域進(jìn)行退火的工序；SRT≤1350℃ …(3)1050℃≤SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃ …(4)其中，[sol.Al]表示sol.Al的含量(質(zhì)量％)。


圖1是表示YS、n值、r值和sol.Al量的關(guān)系的圖。
圖2是表示板坯加熱溫度、sol.Al量和YS的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式
1.含Nb的析出物的控制本發(fā)明人等在對降低高強(qiáng)度冷軋鋼板的YS的方法進(jìn)行研究時發(fā)現(xiàn)，如果形成由平均粒徑10μm以下的鐵素體晶粒組成的組織，使直徑50nm以上的Nb(C，N)以平均面積密度為7.0×10-2個/μm2以下存在于鐵素體晶粒上，并且沿鐵素體晶粒的晶界，形成寬度為0.2-2.4μm且NbC的平均面積密度為在鐵素體晶粒中央部析出的NbC的平均面積密度的60％以下、優(yōu)選20％以下的區(qū)域，即PFZ，則能得到Y(jié)S為270MPa以下、N1-10為0.20以上、TS為340MPa的高強(qiáng)度冷軋鋼板。
其中，上述直徑50nm以上的Nb(C，N)是在熱軋階段以直徑50nm左右的大小析出，在冷軋后退火時也不會長大，并在鐵素體晶粒內(nèi)均勻地析出的析出物。
而且，在鐵素體晶粒中央部析出的NbC是在退火時析出的直徑10nm左右的微細(xì)析出物，在PFZ析出的NbC是在熱軋時均勻析出的直徑2nm左右的極微細(xì)析出物在退火時進(jìn)行奧斯特瓦爾德熟成，成長為直徑50nm左右的析出物。
另外，關(guān)于NbC和Nb(C，N)的平均面積密度測定，使用加速電壓300kV的透射電子顯微鏡，用5610倍的倍率進(jìn)行觀察，如下進(jìn)行測定。
就鐵素體晶粒內(nèi)大致均勻析出的直徑50nm以上的Nb(C，N)而言，選擇在鐵素體晶粒內(nèi)的任意50個位置，在各個位置測定在直徑2μm正圓內(nèi)的Nb(C，N)的個數(shù)，求出單位面積上的個數(shù)(面積密度)，算出平均數(shù)。
就鐵素體晶粒中央部析出的NbC而言，可以用和上述方法同樣的方法求出。
就PFZ內(nèi)析出的NbC而言，選擇進(jìn)行奧斯特瓦爾德熟成的任意50個，對于各個NbC，設(shè)定與NbC和與其臨近的晶界內(nèi)接的內(nèi)接圓，測定在該正圓內(nèi)的NbC個數(shù)，求出面積密度，算出平均數(shù)。
而且，通過對上述50個正圓的直徑取平均值，求出PFZ的寬度。
在本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板中，形成有直徑10nm左右的微細(xì)NbC以高密度析出的硬質(zhì)的鐵素體晶粒中央部區(qū)域、和沿著直徑50nm左右的粗大NbC以低密度析出的軟質(zhì)的鐵素體晶界的PFZ，由于該軟質(zhì)的PFZ在變形初期以低應(yīng)力開始變形，因而認(rèn)為能得到低YS和高n值。而且，由于鐵素體晶粒中央部區(qū)域是硬質(zhì)的，能保持高TS。
而且，如上所述，由于熱軋時均勻析出的直徑2nm左右的極微細(xì)NbC，在冷軋后在連續(xù)退火生產(chǎn)線(CAL)和連續(xù)鍍鋅生產(chǎn)線(CGL)進(jìn)行退火時，在再結(jié)晶鐵素體晶粒的晶界上進(jìn)行奧斯特瓦爾德熟成，粗大化成直徑50nm左右，因此認(rèn)為能促進(jìn)晶界移動，形成PFZ。
為了不使結(jié)晶顆粒顯著粗大化，優(yōu)選盡量使再結(jié)晶后的鐵素體晶粒微細(xì)化。而且，由此能更有效地形成PFZ。
2.組成本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，例如是由C0.004-0.02％、Si1.5％以下、Mn3％以下、P0.15％以下、S0.02％以下、sol.Al0.1-1.5％、N0.001-0.007％、Nb0.03-0.2％、余量Fe和不可避免的雜質(zhì)組成的冷軋鋼板。特別地，由于C、Nb、sol.Al在控制NbC和Nb(C，N)方面起重要作用，因此按照C、Nb、sol.Al的順序說明限定理由。
C由于C和Nb結(jié)合，因此對于NbC和Nb(C，N)的控制表現(xiàn)出重要作用。為了如上述那樣控制NbC和Nb(C，N)，C量必須為0.004-0.02％，更優(yōu)選為0.004-0.01％。
Nb為了如上述那樣控制NbC和Nb(C，N)，Nb量必須為0.03％以上。而且，由于當(dāng)Nb量超過0.2％時，軋制負(fù)荷增大，生產(chǎn)性降低，成本也增加，因此Nb量必須在0.2％以下。
另外，為了升高r值，優(yōu)選([Nb]/[C])×(12/93)≥1，更優(yōu)選([Nb]/[C])×(12/93)為1.5-3.0。
sol.Al量即使如上述那樣C量為0.004-0.02％、Nb量為0.03-0.2％，也不一定得到Y(jié)S≤270MPa。其原因認(rèn)為是熱軋時所形成的粗大Nb(C，N)所致。即，如上所述，在熱軋時形成了直徑50nm左右的粗大Nb(C，N)，由于尺寸變大，而且在鐵素體晶粒中的固溶度也比NbC小，因此認(rèn)為在其后的退火時難以進(jìn)行奧斯特瓦爾德熟成，從而阻礙PFZ形成、妨礙YS降低。
因此，本發(fā)明人等在研究抑制直徑50nm以上的粗大Nb(C，N)生成、促進(jìn)有助于形成PFZ的NbC的生成的方法時發(fā)現(xiàn)，添加0.1％以上的sol.Al量是有效的。
過去，雖然認(rèn)為鋼中的N與Al結(jié)合以AlN的形式存在，但在C量為0.004％以上、Nb量為0.03％以上的鋼中，顯著促進(jìn)Nb(C，N)的析出反應(yīng)，且在AlN析出以前的終軋時進(jìn)行Nb(C，N)析出。因此，如果含有0.1％以上的Al，在Nb(C，N)析出前使AlN析出，則能夠促進(jìn)析出有助于形成PFZ的NbC。
圖1中示出了YS、r值、n值和sol.Al量的關(guān)系。
圖1的結(jié)果表示，通過熔煉含有C0.0060％、Si0-0.45％、Mn1.5-2％、P0.02％、S0.002％、N0.003％、B0.0005％、Nb0.11％、sol.Al0.01-1.7％的鋼形成板坯后，在1150℃和1250℃加熱該板坯，然后在γ區(qū)域熱軋成3mm厚，在560℃進(jìn)行卷取，再冷軋成0.8mm板厚，在820℃進(jìn)行80sec的退火來制造冷軋鋼板，從而測定并求出YS、r值、n值。另外，預(yù)先求出的相對每1％的Si、Mn、sol.Al的TS上升量分別為86MPa、33MPa、32.5MPa，通過調(diào)整Si、Mn、Al量，設(shè)法使TS大致達(dá)到440Mpa而為一定。具體地說，[Si]+[Mn]/2.6+[sol.Al]/2.6為1.25％。在這里，[M]表示元素M的含量(質(zhì)量％)。
而且，作為比較，熔煉含有C0.0020％、Si0.75％、Mn2％、P0.02％、S0.002％、N0.003％、B0.0005％、Nb0.015％、Ti0.03％的鋼，并在同樣條件下制造的現(xiàn)有的超低碳冷軋鋼板的YS、r值、n值也一起示出。
在C量為0.004％以上、Nb為0.03％以上的冷軋鋼板中，與現(xiàn)有的超低碳冷軋鋼板相比，能明顯得到低YS、高n值和r值。特別地，當(dāng)sol.Al量為0.1-1.5％時，YS為270MPa以下，n1-10為0.20以上。而且，當(dāng)sol.Al量為0.2-0.6％時，無論板坯的加熱溫度為1250℃還是1150℃，YS都進(jìn)一步降低到260MPa以下。另外，和sol.Al量為0.1％以下時相同，鐵素體晶粒十分微細(xì)。
另外，當(dāng)sol.Al量低于0.1％時，認(rèn)為阻礙PFZ形成的直徑50nm以上的粗大Nb(C，N)增多，對此，在sol.Al量為0.1-1.5％的范圍內(nèi)，該粗大Nb(C，N)的平均面積密度大幅度減少0-7.0×10-2個/μm2，明顯能促進(jìn)PFZ的形成。
雖然當(dāng)sol.Al量為0.1％以上時r值大幅度提高的原因還不一定清楚，但認(rèn)為是因為Al本身造成冷軋時變形帶的生成，或是對微量殘存的固溶C等帶來影響。
SiSi是通過固溶強(qiáng)化使強(qiáng)度上升的元素，可以根據(jù)需要而添加。然而，由于當(dāng)其量超過1.5％時，延展性和耐二次加工脆性惡化，導(dǎo)致YS上升，因此Si量應(yīng)為1.5％以下。另外，由于添加Si導(dǎo)致冷軋鋼板的化成處理性惡化和熱鍍鋅鋼板的外觀不良，因此希望Si量為0.5％以下。另外，為了提高強(qiáng)度，Si量優(yōu)選為0.003％以上。
MnMn和Si同樣是通過固溶強(qiáng)化使強(qiáng)度上升的元素，而且，由于還是防止紅熱脆性的元素，因此可以根據(jù)需要添加。然而，由于當(dāng)其量超過3％時，導(dǎo)致延展性降低，YS上升，因此Mn量應(yīng)為3％以下。另外，在鍍鋅鋼板中，為了得到良好的鍍層外觀，希望Mn量為2％以下。另外，為了提高強(qiáng)度，Mn量優(yōu)選為0.1％以上。
PP是對鋼強(qiáng)化有效的元素。然而，由于當(dāng)其過量添加時，耐二次加工脆性和延展性惡化，導(dǎo)致YS上升，因此P量應(yīng)為0.15％以下。而且，在鍍鋅鋼板中，由于使合金化處理性顯著惡化，導(dǎo)致鍍層密合不良，因此希望P量為0.1％以下。另外，為了提高強(qiáng)度，P量優(yōu)選為0.01％以上。
SS以硫化物形式存在于鋼中。由于當(dāng)其含量過多時導(dǎo)致延展性惡化，因此S量應(yīng)為0.02％以下。從除銹皮性的觀點(diǎn)出發(fā)，希望S量為0.004％以上，而且，從延展性的觀點(diǎn)出發(fā)，希望S量為0.01％以下。
N由于必須由上述0.1-1.5％的sol.Al使N完全以AlN形式析出，因此N量應(yīng)為0.007％以下。而且，雖然N量越少越好，但由于根據(jù)現(xiàn)有煉鋼技術(shù)，不滿0.001％是不可能的，因此N量應(yīng)為0.001％以上。
另外，余量是Fe和不可避免的雜質(zhì)。
除以上元素以外，根據(jù)下面的理由，優(yōu)選含有選自B0.0001-0.003％、Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Mo0.3％以下、Cr0.5％以下、Ti0.04％以下、Sb0.2％以下、Sn0.2％以下中的至少一種元素。
B為了提高耐二次加工脆性，B量為0.0001％以上是有效的。然而，由于當(dāng)其含量超過0.003％時其效果變小且導(dǎo)致軋制負(fù)荷增大，因此B量應(yīng)為0.0001-0.003％。
Cu、Ni、Mo、Cr為了提高強(qiáng)度、改善耐二次加工脆性和提高r值，可以添加Cu量為0.5％以下、Ni量為0.5％以下、Mo量為0.3％以下、Cr量為0.5％以下的范圍。然而，Cu、Cr、Ni不僅是高價元素，而且當(dāng)超過0.5％時表面質(zhì)量惡化。Mo雖然不使耐二次加工脆性惡化而使強(qiáng)度上升，但超過0.3％時使YS增加。另外，當(dāng)添加Cu、Cr、Ni時，優(yōu)選任意一種的量都為0.03％以上。而且，當(dāng)添加Mo時，Mo量優(yōu)選為0.05％以上。當(dāng)添加Cu時，優(yōu)選使Ni和Cu等量含有。
Ti為了提高r值，可添加Ti量為0.04％以下的范圍。然而，當(dāng)Ti量超過0.04％時，粗大的含Ti析出物增加，不僅導(dǎo)致強(qiáng)度降低，而且含Ti析出物可置換一部分AlN，從而阻礙YS降低。另外，當(dāng)添加Ti時，Ti量優(yōu)選為0.005％以上。
Sb、Sn為了提高鍍鋅鋼板的鍍層外觀、鍍層密合性、耐疲勞特性、深沖部的韌性等，在Sb量為0.2％以下、Sn量為0.2％以下的范圍且滿足0.002≤[Sb]+1/2×[Sn]≤0.2的條件下進(jìn)行添加是有效的。其中，[Sb]和[Sn]分別表示Sb和Sn和含量(質(zhì)量％)。由于通過添加Sb和Sn，在加熱鋼板時、在熱軋后進(jìn)行卷取時、在通過CAL和CGL進(jìn)行退火時以及在附加的中間退火時能防止表層氮化和氧化，因此在抑制鍍層不均勻的同時，能改善鍍層密合性。而且，由于能防止鍍浴中的鋅氧化物的附著，還能改善鍍層外觀。然而，當(dāng)其量超過0.2％時，Sb、Sn本身使鍍層密合性惡化，使韌性也降低。
3.制造方法本發(fā)明的高強(qiáng)度冷軋鋼板可以通過具有以下工序的制造方法來制造在滿足下述式(3)和(4)的加熱溫度SRT下對處于本發(fā)明范圍的成分組成的鋼板坯進(jìn)行加熱后，進(jìn)行熱軋而制成熱軋鋼板的工序；對熱軋鋼板進(jìn)行酸洗、冷軋后，在再結(jié)晶溫度以上的由鐵素體單相構(gòu)成的溫度區(qū)域進(jìn)行退火的工序，SRT≤1350℃ …(3)1050℃≤SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃ …(4)
其中，[sol.Al]表示sol.Al的含量(質(zhì)量％)。
如圖1所示，當(dāng)sol.Al量為0.1-0.6％時，使熱軋之前的板坯的加熱溫度SRT為1150℃時，比為1250℃時能得到更低的YS。
因此，使用用于得到圖1的結(jié)果的上述鋼，改變SRT，制作冷軋鋼板，研究SRT、sol.Al量和YS的關(guān)系。
如圖2所示，當(dāng)sol.Al為0.1-0.6％且SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃時，可知可以得到260MPa以下的較低的YS。這是因為，通過控制SRT而抑制AlN的熔化，可以在熱軋時完全抑制Nb(C，N)的析出。而且，此時能得到粒徑為10μm以下的微細(xì)鐵素體晶粒。
由于SRT不滿1050℃時，軋制負(fù)荷變高而生產(chǎn)效率降低，超過1350℃時，表面氧化顯著，表面質(zhì)量惡化，因此SRT≤1350℃且1050℃≤SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃是必要的。
為了得到優(yōu)良的表面質(zhì)量，優(yōu)選不僅充分除去板坯加熱時生成的一次銹皮，而且也要充分除去熱軋時生成的二次銹皮。另外，在熱軋時能通過棒加熱器進(jìn)行加熱。
熱軋后的卷取溫度給PFZ形成和r值帶來影響。為了更有效地形成PFZ，必須使微細(xì)的NbC析出，為了得到高r值，必須充分降低固溶C。為此，卷取溫度優(yōu)選為480-700℃，更優(yōu)選為500-600℃。
雖然冷軋時的冷軋率優(yōu)選高些，但由于當(dāng)超過85％時軋制負(fù)荷升高，生產(chǎn)性降低，因此優(yōu)選為85％以下。
退火溫度越高越促進(jìn)晶界附近的NbC粗大化，可以得到較低的YS和較高的n值，因而優(yōu)選為820℃以上。退火溫度未達(dá)到再結(jié)晶溫度時，由于不能得到足夠低的YS和高的n值，退火溫度必須至少在再結(jié)晶溫度以上。但是，當(dāng)超過Acl相變點(diǎn)時，由于奧氏體生成并通過隨后的向鐵素體的相變而顯著細(xì)?；?，從而使YR升高，因此退火溫度必須在Acl相變點(diǎn)以下的鐵素體單相的溫度區(qū)域。
由于退火時間越長晶界移動越顯著，越促進(jìn)PFZ生成，因此希望有40秒以上的均勻加熱時間。
對退火后的冷軋鋼板，也可以通過電鍍或熱鍍得到鍍鋅類鋼板。鍍后也能得到同樣的成形性。作為鍍鋅類，例如有鍍純鋅、合金化鍍鋅(鍍鋅后進(jìn)行合金化加熱處理的鍍鋅)、鍍鋅-鎳合金等。而且，鍍層后實(shí)施有機(jī)被膜處理也能得到同樣的成形性。
實(shí)施例1熔煉含有表1所示成分的鋼A-V后，將其連續(xù)鑄造成230mm厚的板坯。將該板坯加熱至1090-1325℃后，在表2所示熱軋條件下進(jìn)行熱軋，形成板厚為3.2mm的熱軋板。對該熱軋板進(jìn)行冷軋形成板厚0.8mm的冷軋板，接著在表2所示退火條件下連續(xù)地通過連續(xù)退火生產(chǎn)線(CAL)、熱鍍鋅生產(chǎn)線(CGL)、裝箱退火(BAF)進(jìn)行退火，再進(jìn)行延伸率為0.5％的表面光軋，制作試樣1-27。
在CGL中，退火后在460℃進(jìn)行熱鍍鋅處理，然后在串聯(lián)合金化處理爐中加熱至500℃，進(jìn)行鍍層的合金化處理。此時，鍍層的單位面積重量為每單面45g/m2。
從制作的試樣上，在軋制方向、相對于軋制方向成45°的方向、相對于軋制方向成90°的方向采取JIS5號試驗片，進(jìn)行拉伸試驗，由下式求出YS、N1-10、r值、TS各特性的平均值。
特性V的平均值＝([V0]+2[V45]+[V90])/4
其中，[V0]表示鋼板軋制方向的特性V的值，[V45]表示相對軋制方向成45°的方向的特性V的值，[V90]表示相對于軋制方向成90°的方向的特性V的值。
而且，在和軋制方向平行的板厚截面中，利用JIS切斷法，測定軋制方向、板厚方向、和軋制方向成45°的方向的粒徑，由它們的平均值求出鐵素體晶粒的結(jié)晶粒徑。利用上述方法求出NbC和Nb(C，N)的大小和平均面積密度。
結(jié)果示于表2中。
在作為本發(fā)明例的試樣1-19中，都能得到270MPa以下的YS和0.20以上的N1-10。而且，r值為1.8以上而較高。特別是，sol.Al在0.1-0.6％范圍內(nèi)時，在板坯加熱溫度適當(dāng)?shù)脑嚇?-6、9-11、15-17、19中，能得到260MPa以下的YS。另外，在本發(fā)明例中，阻礙PFZ形成的直徑50nm以上的粗大Nb(C，N)的平均面積密度都是7.0×10-2個/μm2以下，在晶界部分上都形成具有0.2-2.4μm寬度的PFZ。
另一方面，在比較例的試樣20-27中，由于直徑50nm以上的粗大Nb(C，N)的平均面積密度和PFZ中任一個得不到滿足，因而YS高、n值低。即，在sol.Al量少的試樣20中，YS超過270MPa，n值不足0.20，r值不足1.8。在過量添加sol.Al的試樣21中，YS超過270MPa，n值不足0.20。而且，在C、Si、Mn、P含量在本發(fā)明范圍外的試樣23、24、25、26中，YS大大超過270MPa。在Nb含量在本發(fā)明范圍外的試樣27中，YS大大超過270MPa，n值低得不足0.20，r值也大幅度降低。
在相當(dāng)于現(xiàn)有的超低碳高強(qiáng)度鋼板的試樣22中，YS大大超過270Mpa，n值不足0.20。
另外，作為本發(fā)明例的試樣1-19的鐵素體粒徑都不足10μm，與作為現(xiàn)有例的試樣22的鐵素體粒徑11.4μm相比是微細(xì)的。因此，作為本發(fā)明例的試樣1-19的耐表面粗糙性和耐二次加工脆性也是優(yōu)良的。
表1 (質(zhì)量％)

下劃線處發(fā)明范圍外表2

下劃線處發(fā)明范圍外※超過1350℃的溫度作為1350℃。
權(quán)利要求
1.一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，由平均粒徑10μm以下的鐵素體晶粒組成，直徑50nm以上的Nb(C，N)以單位面積上的平均個數(shù)(稱為平均面積密度)為7.0×10-2個/μm2以下存在于所述鐵素體晶粒內(nèi)，并且沿所述鐵素體晶粒的晶界，形成寬度為0.2-2.4μm且NbC的平均面積密度為在所述鐵素體晶粒中央部析出的NbC的平均面積密度的60％以下的區(qū)域。
2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，以質(zhì)量％計，由C0.004-0.02％、Si1.5％以下、Mn3％以下、P0.15％以下、S0.02％以下、sol.Al0.1-1.5％、N0.001-0.007％、Nb0.03-0.2％、余量Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。
3.如權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中sol.Al0.2-0.6％。
4.如權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，滿足下式(1)([Nb]/[C])×(12/93)≥1…(1)其中，[Nb]和[C]分別表示Nb和C的含量(質(zhì)量％)。
5.如權(quán)利要求3所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，滿足下式(1)([Nb]/[C])×(12/93)≥1…(1)其中，[Nb]和[C]分別表示Nb和C的含量(質(zhì)量％)。
6.如權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，還含有B0.0001-0.003％。
7.如權(quán)利要求5所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，還含有B0.0001-0.003％。
8.如權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，還含有選自Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Mo0.3％以下、Cr0.5％以下、Ti0.04％以下中的至少一種元素。
9.如權(quán)利要求7所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，還含有選自Cu0.5％以下、Ni0.5％以下、Mo0.3％以下、Cr0.5％以下、Ti0.04％以下中的至少一種元素。
10.如權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，還含有Sb0.2％以下、Sn0.2％以下中的至少一種元素，并且滿足下式(2)0.002≤[Sb]+1/2×[Sn]≤0.2…(2)其中，[Sb]和[Sn]分別表示Sb和Sn和含量(質(zhì)量％)。
11.如權(quán)利要求9所述的高強(qiáng)度冷軋鋼板，還含有Sb0.2％以下、Sn0.2％以下中的至少一種元素，并且滿足下式(2)0.002≤[Sb]+1/2×[Sn]≤0.2…(2)其中，[Sb]和[Sn]分別表示Sb和Sn和含量(質(zhì)量％)。
12.一種高強(qiáng)度冷軋鋼板的制造方法，具有如下所述工序在滿足下式(3)和(4)的加熱溫度SRT下對具有權(quán)利要求2-11所述的任一組成的鋼板坯進(jìn)行加熱后，進(jìn)行熱軋制成熱軋鋼板的工序；和對所述熱軋鋼板進(jìn)行酸洗、冷軋后，在再結(jié)晶溫度以上的由鐵素體單相構(gòu)成的溫度區(qū)域進(jìn)行退火的工序；SRT≤1350℃…(3)1050℃≤SRT≤{770+([sol.Al]-0.085)0.24×820}℃…(4)其中，[sol.Al]表示sol.Al的含量(質(zhì)量％)。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，其具有由平均粒徑10μm以下的鐵素體晶粒組成的組織，直徑50nm以上的Nb(C，N)以單位面積上的平均個數(shù)(稱為平均面積密度)為7.0×10
文檔編號C22C38/60GK1780928SQ20048001143
公開日2006年5月31日 申請日期2004年11月26日 優(yōu)先權(quán)日2003年12月5日
發(fā)明者小野義彥, 長瀧康伸, 田中靖, 原田耕造, 安藤壽規(guī) 申請人:杰富意鋼鐵株式會社