具有應變時效硬化特性的冷軋鋼板、鍍鋅鋼板及其制造方法

專利名稱：具有應變時效硬化特性的冷軋鋼板、鍍鋅鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明涉及用于建筑構件、機械結構用部件及汽車的結構用部件等結構上的要求強度、特別是變形時的強度和/或剛性的部位、在采用沖壓等進行加工成形后施行強度上升熱處理的適合作為成形體的原材料鋼板的、應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板、電鍍鋅鋼板、熱浸鍍鋅鋼板和合金化熱浸鍍鋅鋼板以及它們的制造方法。
另外，在本發明中，所謂“應變時效硬化特性優良”是指在拉伸應變5％的預變形后，以在170℃的溫度、保持20分鐘的條件進行時效處理時，該時效處理前后的變形應力增加量(記為BH量；BH量＝時效處理后的屈服應力-時效處理前的預變形應力)為80MPa以上，且應變時效處理(前述預變形+前述時效處理)前后的拉伸強度增加量(記為ΔTS；ΔTS＝時效處理后的拉伸強度-預變形前的拉伸強度)為40MPa以上。
背景技術：
在制造薄鋼板的沖壓成形體時，作為沖壓成形前形成軟質以使沖壓成形容易、在沖壓成形后使之硬化從而提高部件強度的方法有在不足200℃下噴漆烘烤的方法，作為這樣的噴漆烘烤用的鋼板已開發了BH鋼板。
例如，特開昭55-141526號公報公開了根據鋼中的C、N、Al含量添加Nb、將以at％表示的Nb/(固溶C+固溶N)限制在特定范圍的同時，通過控制退火后的冷卻速度來調整鋼板中的固溶C、固溶N的方法；特公昭61-45689號公報公開了通過復合添加Ti和Nb來使烘烤硬化性提高的方法。
可是，上述的鋼板為了形成深拉延性優良的材質，原材料鋼板的強度低，作為結構用材料未必是充分的。
另外，特開平5-25549號公報公開了通過在鋼中單一地或復合添加W、Cr、Mo來提高烘烤硬化性的方法。
在上述的現有技術中，通過烘烤硬化使強度上升是利用了鋼板中的微量的固溶C、固溶N的作用，另外如所熟知的那樣，BH鋼板的情況是僅使材料的屈服強度上升，并不使拉伸強度上升。所以，只有提高部件的變形初始應力的效果，提高從變形開始到變形完成的整個變形區域的變形所需要的應力(成形后的拉伸強度)的效果不能說是充分的。
作為在成形后拉伸強度上升的冷軋鋼板，例如特開平10-310847號公報公開了在200～450℃的熱處理溫度區下拉伸強度上升60MPa以上的合金化熱浸鍍鋅鋼板。
這種鋼板，其組成以質量％表示，含有C0.01～0.08％、Mn0.01～3.0％、且含有合計量為0.05～3.0％的W、Cr、Mo的1種或2種以上，另外根據需要含有Ti0.005～0.1％、Nb0.005～0.1％、V0.005～0.1％的1種或2種以上，且鋼的微觀組織是由鐵素體或鐵素體主體構成的。
可是，該技術通過成形后的熱處理在鋼板中形成微細的碳化物，使沖壓時賦予的應變有效地增殖位錯，使應變量增加，因此，需要在220～370℃的溫度范圍進行熱處理，存在的難點是所需要的熱處理溫度比一般的烘烤硬化處理溫度高。
而且，與最近的源自地球環境問題的排出氣體規定相關聯，汽車的車體重量的減輕成為極重要的課題。為了減輕汽車的車體重量，增加所使用的鋼板的強度，也就是說使用高強度鋼板，使使用的鋼板變薄是有效的。
使用了薄厚度的高強度鋼板的汽車部件，與其作用相適應的特性必須充分地發揮。特性根據部件的不同而不同，例如有對應于耐壓痕性、彎曲、扭轉變形的靜態強度、耐疲勞性、耐沖擊特性等。即，汽車部件所使用的高強度鋼板需要在成形加工后這些特性都優良。這些特性與成形加工后的鋼板的強度有關系，所以為了達到薄厚度化，需要設定使用的高強度鋼板的強度下限。
另一方面，在制造汽車部件的過程中，對鋼板進行沖壓成形。沖壓成形的情況下，當鋼板的強度過高時，產生的問題是①形狀凍結性劣化；②延性降低，在成形時產生裂紋和縮頸等不良情況；③另外，在降低板厚時，耐壓痕性(對于由局部的壓縮載荷負荷產生的凹坑的耐性)劣化，由此阻礙了高強度鋼板向汽車車體的應用推廣。
作為打破這種局面的方法，例如對于外板面板用的冷軋鋼板，已知的是以超低碳素鋼為原材料，將最終以固溶態殘存的C量控制在適當范圍的鋼板。這種鋼板在沖壓成形時保持為軟質，確保形狀凍結性、延性，利用在沖壓成形后進行的170℃×20分鐘左右的噴漆烘烤工序引起的應變時效硬化現象得到屈服應力的上升，確保耐壓痕性。這種鋼板在沖壓成形時C固溶于鋼中，為軟質，另一方面，在沖壓成形后，在噴漆烘烤工序中固溶C固定于沖壓成形時所導入的位錯中，從而屈服應力上升。
可是，對于這種鋼板，從防止成為表面缺陷的拉伸應變的發生的觀點考慮，由應變時效硬化產生的屈服應力上升量被抑制得很低。因此，存在的難點是實際上有助于部件的輕量化的效果小。
另一方面，對于外觀不怎么成為問題的用途，提出了使用固溶N進一步增加烘烤硬化量的鋼板、以及通過使組織為由鐵素體和馬氏體構成的復合組織從而更進一步提高烘烤硬化性的鋼板。
例如，特開昭60-52528號公報公開了將含C0.02～0.15％、Mn0.8～3.5％、P0.02～0.15％、Al0.10％以下、N0.005～0.025％的鋼在550℃以下的溫度卷繞的使熱軋和冷軋后的退火為控制冷卻熱處理的延性和點焊焊接性都良好的高強度薄鋼板的制造方法。采用特開昭60-52528號公報記載的技術制造的鋼板具有由以鐵素體和馬氏體為主體的低溫相變生成物相構成的混合組織，在延性優良的同時，利用由積極地添加的N產生的噴漆烘烤時的應變時效得到高強度。
可是，對于特開昭60-52528號公報記載的技術，由應變時效硬化產生的屈服應力YS的增加量大，但拉伸強度TS的增加量少，另外，屈服應力YS的增加量也大大地離散等機械性質的波動也大，因此在現狀上所要求的有助于汽車部件輕量化的鋼板不能期待實現薄厚度。
又，特公平5-24979號公報公開了具有含C0.08～0.20％、Mn1.5～3.5％、剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的成分組成、組織由含有鐵素體量5％以下的均勻的貝氏體或一部分馬氏體的貝氏體構成的烘烤硬化性高強度冷軋薄鋼板。特公平5-24979號公報記載的冷軋鋼板，在連續退火后的冷卻過程中，將400～200℃的溫度范圍急冷，通過其后的緩冷使組織為貝氏體主體的組織，得到以往沒有的高的烘烤硬化量。
可是，特公平5-24979號公報記載的鋼板雖然在噴漆烘烤后屈服強度上升，得到以往沒有的高的烘烤硬化量，但連拉伸強度也不能上升，在用于強度構件時，不能期待成形后的耐疲勞特性、耐沖擊特性的提高。因此，遺留的問題是不能應用在強烈要求耐疲勞特性、耐沖擊特性等的用途上。
又，特公昭61-12008號公報公開了具有高的r值的高強度鋼板的制造方法，該制造方法具有的特征在于以超低C鋼為原材料，在冷軋后在鐵素體-奧氏體共存區退火，所得的鋼板具有高的r值和高的噴漆烘烤硬化性(BH性)，但所得的BH量充其量為60MPa左右，另外，該鋼板雖然在時效后屈服點也上升，但TS沒有上升，存在可適用的部件有限這一問題。
而且，對于上述的以往的鋼板，雖然在由單純的拉伸試驗進行的噴漆烘烤處理后的強度評價中是優良的，但按照實際沖壓條件，塑性變形時的強度存在很大的離散，應用于要求可靠性的部件時未必可以說是充分的。
在沖壓成形體的噴漆烘烤鋼板中，關于熱軋鋼板，例如特公平8-23048號公報公開了在加工時為軟質、通過加工后的烤漆處理而對改善疲勞特性有效的使拉伸強度大幅度上升的熱軋鋼板的制造方法。
在該技術中，使C量為0.02～0.13質量％，將N多量地添加為0.0080～0.0250質量％，此外控制精軋溫度及卷繞溫度，使多量的固溶N殘留于鋼中，使金屬組織為以鐵素體和馬氏體為主體的復合組織，從而在成形后熱處理溫度170℃下達到100MPa以上的拉伸強度的增加。
另外，特開平10-183301號公報公開了鋼成分中特別是將C和N限制在C0.01～0.12質量％、N0.0001～0.01質量％的同時，將平均晶粒粒徑控制在8μm以下，據此可確保80MPa以上的高BH量，同時將AI量抑制在45MPa以下的烘烤硬化性及耐室溫時效性優良的熱軋鋼板。
可是，因為這些鋼板是熱軋板，所以通過精軋后的奧氏體/鐵素體相變，鐵素體的集合組織無規化，因此難以得到高r值，難以說具有充分的深拉延性。
而且，將采用這些技術得到的熱軋鋼板作為原始材料，即使進行冷軋及再結晶退火，也未必能得到與熱軋鋼板一樣的成形-熱處理后的拉伸強度上升和80MPa以上的高BH。這是因為鋼組織通過冷軋及再結晶退火成為與熱軋時不同的微觀組織，另外冷軋時引起大的應變積累，因而容易形成碳化物、氮化物或碳氮化物，固溶C及固溶N的狀態發生變化。
本發明是根據上述的實際狀況而開發的，其目的在于提供在沖壓成形時維持優良的深拉延性，同時通過沖壓成形-熱處理使得拉伸強度增加的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板和合金化熱浸鍍鋅鋼板及它們的有利的制造方法。
又，本發明鑒于上述以往技術的問題點，目的還在于提供TS×r值≥750MPa的具有優良的深拉延性和優良的應變時效硬化特性(BH≥80MPa且ΔTS≥40MPa)的深拉延用的冷軋鋼板和熱浸鍍鋅鋼板(也包括合金化的熱浸鍍鋅鋼板)及它們的有利的制造方法。
進一步地，本發明的目的還在于解決上述的以往技術的問題，提供適用于要求高度的成形性的汽車部件的、在軟質時具有高的成形性和穩定的質量特性、容易成形為復雜形狀的汽車部件、沒有回彈、扭轉、翹曲等的形狀不良、裂紋等的發生、而且采用成形為汽車部件后的熱處理汽車部件可得到充分的強度、能充分地有助于汽車車體的輕量化的、具有1.2以上的高r值和優良的應變時效硬化特性的高強度冷軋鋼板及工業上可廉價地、且不破壞形狀地制造這些鋼板的制造方法。

發明內容
本發明人為了完成上述課題，將組成及制造條件進行種種改變，制造鋼板并進行了很多項的材質評價實驗。結果獲得如下知識將在要求高加工性的領域以往不怎么被積極利用的N作為強化元素，有利地充分利用通過該強化元素的作用而顯現的大的應變時效硬化現象，據此能夠容易地同時獲得成形性的提高和成形后的高強度化。
進而，本發明人發現為了有利地充分利用由N所引起的應變時效硬化現象，需要將由N引起的應變時效硬化現象與汽車的噴漆烘烤條件、或進一步地積極地成形后的熱處理條件有利地結合，為此，使熱軋條件和冷軋、冷軋退火條件適當，將鋼板的顯微組織和固溶N量控制在某個范圍是有效的。另外還發現為了穩定地顯現由N引起的應變時效硬化現象，在組成方面特別是根據N含量來控制Al含量是重要的。
進而，本發明人發現為了得到高的r值，而降低C含量，在鐵素體-奧氏體的二相區溫度下施行連續退火，控制其后的冷卻，形成在鐵素體相中含以面積率表示的5％以上的針狀鐵素體相的組織，以這樣的顯微組織和適當的固溶N量的組合，可得到具有高r值、沖壓成形性優良、且應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板。另外還發現據此也不會出現以往作為問題的室溫時效劣化的問題，能充分地有效利用N。
即，本發明人發現將N作為強化元素使用，根據N含量將Al含量控制在適當的范圍，同時使熱軋條件和冷軋、冷軋退火條件適當，使顯微組織和固溶N最佳化，據此可得到與以往的固溶強化型的C-Mn鋼板、析出強化型鋼板相比，具有高的r值、具有特別優良的成形性和上述的以往鋼板所沒有的應變時效硬化特性的鋼板。
另外，本發明的鋼板，由單純的拉伸試驗得到的噴漆烘烤處理后的強度比以往的鋼板高，而且按照實際沖壓條件使之塑性變形時的強度的離散小，可得到穩定的部件強度特性，可適用于要求可靠性的部件。例如，較大地施加應變、板厚減少的部分，其硬化量比其他部分大，若以(板厚)×(強度)這一承載負荷能力評價，則為均勻化的方向，作為部件的強度是穩定的。
本發明人為了要達到上述的目的，進一步進行反復潛心研究，結果獲得以下知識1)為了在成形-熱處理后使拉伸強度上升，有必要進行拉伸變形以導入新的位錯。通過由成形導入的位錯和間隙型元素或析出物相互作用，使得即使達到上屈服應力由預變形導入的位錯也不遷移是必要的。
2)為了通過形成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，有必要將成形后的熱處理溫度提高到200℃以上。因此，間隙型元素的積極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熱處理溫度降低這一點上是有利的。
3)在間隙型元素中，與固溶C比，固溶N即使降低成形后的熱處理溫度其與由成形導入的位錯的相互作用也大，即使達到上屈服應務，預變形所導入的位錯也難以遷移。
4)作為鋼中的固溶N的存在場所，有晶粒內和晶界，但對于成形后的熱處理以后的強度增加量而言，晶界面積大的大。即晶粒粒徑小是有利的。
5)從擴大晶界面積的觀點考慮，將Nb和B復合添加的同時，通過熱軋完成后立即冷卻可抑制熱軋完成后的鐵素體晶粒的正常長大，且可抑制在緊隨冷軋之后的再結晶退火中的晶粒長大。
本發明是根據上述的知識而完成的。上述的知識由以下的實驗得到。
實驗1以質量％表示，將含C0.0015％、B0.0010％、Si0.01％、Mn0.5％、P0.03％、S0.008％和N0.011％、且在0.005～0.05％的范圍含有Nb、在0.005～0.03％的范圍含有Al、剩余部分為Fe及不可避免的雜質的組成的薄板坯(厚度30mm)在1150℃均勻加熱后，在加工溫度為Ar3相變點以上的900℃的前提下以3孔型進行熱軋，軋制完成后，在0.1秒鐘后水冷。然后實施500℃、1小時的相當于卷繞卷材的熱處理。
將所得的板厚4mm的熱軋板以壓下率82.5％冷軋后，施行800℃、40秒鐘的再結晶退火，接著施行壓下率0.8％的調質軋制。從這樣得到的冷軋板上沿軋制方向制取JIS 5號拉伸試驗片，使用通常的拉伸試驗機，以應變速度0.02/秒測定拉伸強度。又，施予另外從這些冷軋板上沿軋制方向制取的JIS 5號拉伸試驗片10％的拉伸應變，施行120℃、20分鐘的熱處理后，用于通常的拉伸試驗。將這些從冷軋板制取的試驗片的拉伸強度與施予10％的拉伸應變后進行了120℃、20分鐘的熱處理的試驗片的拉伸強度之差作為成形后拉伸強度上升量(ΔTS)。


圖1表示關于鋼成分(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)和ΔTS的關系進行研究的結果。
已經判明按照該圖所示的那樣，在(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)的值滿足0.0015質量％以上時，ΔTS達到60MPa以上。
實驗2以質量％表示，將含C0.0010％、Si0.02％、Mn0.6％、P0.01％、S0.009％、N0.012％、Al0.01％和Nb0.015％、且在0.00005～0.0025％的范圍含有B、剩余部分為Fe和不可避免的雜質的組成的薄板坯(厚度30mm)在1100℃均勻加熱后，在加工溫度為Ar3相變點以上的920℃的前提下進行3孔型軋制，軋制完成后，在0.1秒種后水冷，實施450℃、1小時的相當于卷繞卷材的熱處理。
將所得的板厚4mm的熱軋板以壓下率82.5％冷軋后，施行820℃、40秒種的再結晶退火，接著施行壓下率0.8％的調質軋制。
從這樣獲得的冷機板上沿軋制方向制取JIS5號拉伸試驗片，使用通常的拉伸試驗機，以應變速度0.02/秒測定拉伸強度。又，施予另外從這些冷軋板上制取的拉伸試驗片10％的拉伸應變，施行120℃、20分鐘的熱處理后，用于通常的拉伸試驗。
圖2表示關于鋼中的B含量和ΔTS的關系進行研究的結果。可知，按照該圖所示的那樣，在含有0.0005～0.0015質量％的B時，可得到60MPa以上的高的ΔTS。
另外，通過復合添加Nb和B，晶粒被細化，可得到高的ΔTS，這通過微觀組織觀察而判明。
即，可以推測當B量不足0.0005質量％時，通過與Nb的復合添加而產生的晶粒細化效果小。相反，在B量超過0.0015質量％時，在晶界及其附近偏析的B量增加，由于這種B原子與N原子間的相互作用強，所以有效的固溶N量降低，因此ΔTS降低。
實驗3以質量％表示，鋼A的組成為含有C0.0010％、N0.012％、B0.0010％、Si0.01％、Mn0.5％、P0.03％、S0.008％、Nb0.014％和Al0.01％，剩余部分為Fe及不可避免的雜質；鋼B的組成為含有C0.010％、N0.0012％、B0.0010％、Si0.01％、Mn0.5％、P0.03％、S0.008％、Nb0.014％和Al0.01％，剩余部分為Fe及不可避免的雜質。將鋼A和鋼B的各薄板坯(厚度30mm)在1150℃均勻加熱后，在加工溫度為Ar3相變點以上的910℃的前提下進行3孔型軋制，軋制完成后，在0.1秒種后開始氣體冷卻，接著實施600℃、1小時的相當于卷繞卷材的熱處理。
將所得的板厚4mm的熱軋板以壓下率82.5％冷軋后，施行880℃、40秒種的再結晶退火、接著施行壓下率0.8％的調質軋制。
從這樣制得的冷軋板上沿軋制方向制取JIS 5號拉伸試驗片，使用通常的拉伸試驗機，以應變速度0.02/秒測定拉伸強度。又，施予另外從這些冷軋板上制取的拉伸試驗片10％的拉伸應變，在各種溫度下施行20分種的熱處理后，用于通常的拉伸試驗。
圖3表示關于成形后的熱處理溫度時ΔTS的影響進行研究的結果。按照該圖所示的那樣，在成形后的熱處理溫度為200℃以下的比較低的區域，則作為超低碳、含有高N的鋼的鋼A顯示出比作為半超低碳·低N鋼的鋼B還高的ΔTS，在高溫區，顯示出相同程度的ΔTS。從這些實驗結果可知，要確保在低溫區的ΔTS，充分利用固溶N是有效的。
另外，圖4表示關于晶粒粒徑d和鋼成分(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)對由常溫時效所致的延伸率的降低量(ΔE1)和成形后的拉伸強度上升量(ΔTS)的影響進行研究的結果。再者，延伸率的降低量(ΔE1)用采用從冷軋板上沿軋制方向制取的JIS 5號試驗片測定的總延伸率與使用另外制取的試驗片、施行作為常溫時效的促進處理的在100℃、8小時的保持處理后測定的總延伸率之差進行評價。
可知，按照該圖所示的那樣，(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)的值為0.0015質量％以上、且晶粒粒徑d為20μm以下時，可同時獲得高的ΔTS和低的ΔE1。
實驗4將0.0015％C-0.30％Si-0.8％Mn-0.03％P-0.005％S-0.012％N-0.02～0.08％Al鋼的薄板坯均勻地加熱至1050℃，接著在加工溫度為670℃的前提下以7孔型進行熱精軋，接著進行700℃×5小時的再結晶退火，將制得的板厚4mm的熱軋板以壓下率82.5％冷軋，然后以875℃×40秒進行再結晶退火，接著以壓下率0.8％進行調質軋制，從所得的冷軋板上制取JIS 5號拉伸試驗片，使用通常的拉伸試驗機以應變速度3×10-3/秒進行拉伸試驗，測定TS×r值和ΔTS。結果示于表5。在滿足N/Al≥0.30時，可實現TS×r值≥750MPa且ΔTS≥40MPa。再者，N/Al≥0.30時，可實現BH≥80MPa的情況另行證實了。
實驗5將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鋼的薄板坯均勻地加熱至1000℃，接著在加工溫度為650℃的前提下以7孔型進行熱精軋，然后進行800℃×60秒的再結晶退火，將制得的板厚4mm的熱軋板以壓下率82.5％冷軋，接著在880℃×40秒下進行再結晶退火，然后以壓下率0.8％進行調質軋制，從所得的冷軋板上制取JIS 5號拉伸試驗片，使用通常的拉伸試驗機以應變速度3×10-3/秒進行拉伸試驗，測定了TS×r值、BH、ΔTS。將這些測定值和N/(Al+Nb+B)的關系示于圖5。在本實驗中，使用含有Nb0.005～0.05％、B0.0010％的鋼，如圖5所示那樣，在N/(Al+Nb+B)≥0.30的范圍內可實現BH≥80MPa、ΔTS≥60MPa、TS×r值≥850MPa。
實驗6將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鋼的薄板坯均勻地加熱至1050℃，接著在加工溫度為680℃的前提下以7孔型進行熱精軋，然后采用750℃×5小時的間歇退火進行再結晶退火，將所得的板厚4mm的熱軋板以壓下率82.5％進行冷軋，接著在880℃×40秒下進行再結晶退火，然后以壓下率0.8％進行調質軋制，從制得的冷軋板上制取JIS 5號拉伸試驗片，使用通常的拉伸試驗機以應變速度3×10-3/秒進行拉伸試驗，測定TS×r值、BH、ΔTS。將這些測定值和B量的關系示于圖6。
如圖6所示的那樣，在B0.0003～0.0015％的范圍內，除了BH≥80MPa以外，還能實現作為ΔTS水平比B＜0.0003％時高的ΔTS≥60MPa、TS×r值≥850MPa。另外，由微觀組織觀察可看到在該B量范圍內，晶粒特別地被細化。
由實驗5、6的結果判明規定N/(Al+Nb+B)≥0.30的范圍，B≥0.0003％，還通過復合添加Nb，從而晶粒細化，ΔTS、TS×r值水平進一步被改善。當B＜0.0003％時，沒有由與Nb的復合添加產生的晶粒細化效果。另一方面，當B＞0.0015％時，特性反倒降低。這可推測是由于在晶界及其附近偏析的B量增加，通過B原子和N原子間的強的相互作用，使得有效的固溶N量降低的緣故。另外，關于添加Ti、V以代替Nb的情況也進行了同樣的研討，并證實能得到與Nb一樣的效果。本發明是基于以上的知識完成的，其主旨如下第1本發明為一種應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征為以質量％表示，具有含C0.15％以下、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.030％、N0.0050～0.0400％、并且N/Al0.30以上、固溶態的N為0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成。
對于第1發明，在前述組成中，特別優選下述的范圍。即，一種應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征為以質量％表示，具有含C不足0.01％、Si0.005～1.0％、Mn0.01～1.5％、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.030％、N0.005～0.040％、并且N/Al0.30以上、固溶態的N為0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成。
對于第1發明，在上述組成的基礎上，還在滿足下述式(1)、(2)的范圍內含有以質量％表示的B0.0001～0.0030％、Nb0.005～0.050％為好。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％ ---(1)C％≤0.5·(12/93)·Nb％---(2)對于第1發明，在上述組成基礎上，還根據需要含有以質量％表示的合計量為1.0％以下的Cu、Ni、Mo之中的1種或2種以上成分為好。
對于第1發明，鋼板的晶粒粒徑為20μm以下為好。
對于第1發明，在熱處理溫度120～200℃的低溫區，具有成形后的強度上升量60MPa以上。
對于第1本發明，也可以在上述冷軋鋼板的表面具備電鍍鋅、熱浸鍍鋅以及合金化熱浸鍍鋅層。
第2本發明為一種應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將含C不足0.01％、Si0.005～1.0％、Mn0.01～1.5％、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.030％、N0.005～0.040％、且含量范圍滿足N/Al0.30以上、剩余部分實質上為Fe的組成的鋼坯進行熱軋，此時，精軋完成后立即開始冷卻，在卷繞溫度400～800℃下卷繞，然后施行壓下率60～95％的冷軋后，在650～900℃的溫度下施行再結晶退火。
對于第2本發明，在上述組成的基礎上，還在滿足下述式(1)、(2)的范圍含有以質量％表示的B0.0001～0.0030％、Nb0.005～0.050％為好。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％ ---(1)C％≤0.5·(12/93)·Nb％---(2)對于第2本發明，在上述的再結晶退火的升溫過程中，將500℃～再結晶溫度的溫度區以1～20℃/秒的速度升溫為好。
對于第2本發明，在再結晶退火后，也可以施行熱浸鍍鋅處理，接著施行加熱合金化處理。
第3本發明為一種應變時效硬化特性優良的深拉延用冷軋鋼板，其特征為以質量％表示，具有含C0.01％以下、Si1.0％以下、Mn0.01～1.5％、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.020％、N0.0050～0.040％、且N/Al0.30以上、固溶態的N為0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成，其TS×r值750MPa以上。
對于第3本發明，在上述組成的基礎上，還在滿足下述式(1)、(2)的范圍含有以質量％表示的B0.0001～0.0030％、Nb0.005～0.050％為好。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％ ---(1)C％≤0.5·(12/93)·Nb％---(2)對于第3本發明，在上述組成的基礎上，還含有以質量％表示的B0.0001～0.0030％、Nb0.005～0.050％、Ti0.005～0.070％、V0.005～0.10％之中的1種或2種以上的成分，且N/(Al+Nb+Ti+V+B)0.30以上、固溶N0.0010％以上為好。
第4本發明為一種應變時效硬化特性優良的深拉延用冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將具有含C0.01％以下、Si0.005～1.0％、Mn0.01～1.0％、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.030％、N0.005～0.040％，含B0.0003～0.0030％、Nb0.005～0.050％、Ti0.005～0.070％、V0.005～0.10％之中的1種或2種以上成分，且N/(Al+Nb+Ti+V+B)0.30以上的組成的鋼坯材加熱至950℃以上后，使粗軋完成溫度為1000℃以下、Ar3以上，進行粗軋，接著在Ar3以下、600℃以上的溫度區一邊潤滑一邊精軋、卷繞，此時使從粗軋開始到精軋完成的總壓下率為80％以上，將所得的熱軋板進行再結晶退火，接著以壓下率60～95％進行冷軋，將所得的冷軋板進行再結晶退火。
第5本發明為一種成形性、應變時效硬化特性及耐常溫時效性優良的高強度冷軋鋼板，其特征在于以質量％表示，具有含C0.0015～0.025％、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.005 0～0.0250％，且含B0.0005～0.0050％、Nb0.002～0.050％的1種或2種以上成分，且使N/Al為0.3以上、固溶態的N為0.0010％以上，剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成以及由以面積率表示的5％以上的針狀鐵素體相和平均粒徑20μm以下的鐵素體相構成的組織，其r值1.2以上。
對于第5本發明，在前述組成的基礎上，還含有以質量％表示的下述a組～c組之中的1組或2組以上的成分為好，其中，a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；b組Ti、V中的1種或2種，合計量為0.1％以下；c組Ca、REM的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
第6本發明為一種具有r值1.2以上、成形性、應變時效硬化特性及耐常溫時效性優良的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將含C0.0015～0.025％、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，且含B0.0003～0.0050％、Nb0.002～0.050％的1種或2種以上、且N/Al為0.3以上的組成的鋼板坯加熱至板坯加熱溫度1000℃以上，進行粗軋形成薄板坯，依次施行對該薄板坯施行精軋出材溫度800℃以上的精軋，并在卷繞溫度650℃以下卷繞從而形成熱軋板的熱軋工序、對該熱軋板施行酸洗和冷軋從而形成冷軋板的冷軋工序、在鐵素體—奧氏體二相區內的溫度下對該冷軋板進行連續退火，以冷卻速度10～300℃/秒冷卻到500℃以下的溫度區的冷軋板退火工序。
對于第6本發明，在前述組成的基礎上，還含有以質量％表示的下述a組～c組之中的1組或2組以上的成分為好，其中，a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；b組Ti、V中的1種或2種以上，合計量為0.1％以下；c組Ca、REM的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
第7本發明為一種具有高r值和優良的應變時效硬化特性及常溫非時效性的高強度冷軋鋼板，其特征在于以質量％表示，具有含C0.025～0.15％、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、且N/Al為0.3以上、含有0.0010％以上的固溶態的N，剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成、和含以面積率表示的80％以上的平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體相、還含有作為第2相的以面積率表示的2％以上的馬氏體相的組織，其r值1.2以上。
對于第7本發明，在前述組成的基礎上，還含有以質量％表示的下述d組～g組之中的1組或2組以上的成分為好，其中，d組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；e組Nb、Ti、V中的1種或2種以上，合計量為0.1％以下；f組0.0030％以下的B；g組Ca、REM中的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
第8本發明為一種具有r值1.2以上的高r值和優良的應變時效硬化特性及常溫非時效性的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將含C0.025～0.15％、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、且N/Al為0.3以上的組成的鋼板坯加熱至板坯加熱溫度1000℃以上，進行粗軋形成薄板坯，依次施行對該薄板坯施行精軋出材溫度800℃以上的精軋，并在卷繞溫度650℃以下卷繞從而形成熱軋板的熱軋工序、對該熱軋板施行酸洗及冷軋從而形成冷軋板的冷軋工序、對該冷軋板在退火溫度再結晶溫度以上～800℃以下施行裝箱退火，接著在退火溫度Ac1相變點～(Ac3相變點-20℃)下進行連續退火，然后以冷卻速度10～300℃/秒冷卻到500℃以下的溫度區的冷軋板退火工序。
對于第8本發明，與前述連續退火后的冷卻接續，在前述冷卻的冷卻停止溫度以下、350℃以上的溫度區進行滯留時間20秒以上的過時效處理為好。
對于第8本發明，在前述組成的基礎上，還含有以質量％表示的下述d組～g組之中的1組或2組以上的成分為好，其中，d組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；e組Nb、Ti、V中的1種或2種以上，合計量為0.1％以下；f組0.0030％以下的B；g組Ca、REM的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
附圖的簡單說明圖1是表示鋼成分(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)和成形后的拉伸強度上升量(ΔTS)的關系的曲線圖。
圖2是表示在復合添加Nb、B的鋼中B含量和ΔTS的關系的圖。
圖3是對于固溶C多的鋼B(歷來鋼)和固溶N多的鋼A(發明鋼)，比較、顯示由在低溫區的成形后熱處理引起的拉伸強度上升量的不同的曲線圖。
圖4是表示晶粒粒徑d和鋼成分(N％-14/93·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)對由常溫時效引起的延伸率的降低量(ΔE1)和成形后拉伸強度上升量(ΔTS)的影響的圖。
圖5是表示TS×r值、BH、ΔTS與N/(Al+Nb+B)的關系的曲線圖。
圖6是表示TS×r值、BH、ΔTS與B量的關系的曲線圖。
實施發明的最佳方案對于第1本發明，關于將鋼板的成分組成限定在前述范圍的理由予以說明。
C不足0.01質量％
C越是盡量為少量，深拉延性越優良，在沖壓成形性方面是有利的。又，在冷軋后的退火過程中，NbC進行再溶解，晶粒內的固溶C增加，容易導致耐常溫時效性降低。因此，C量抑制在不足0.01質量％為好。更優選0.0050質量％以下，特別優選0.0030質量％以下。
Si0.005～1.0質量％Si是抑制延伸率的降低、同時使強度提高的有用成分，但含量不足0.005質量％時其添加效果不足，另一方面，若超過1.0質量％，則使表面性狀惡化，導致延性降低，所以Si限定在0.005～1.0質量％的范圍。更優選0.01～0.75質量％的范圍。
Mn0.01～1.5質量％Mn不僅作為鋼的強化成分而有用，而且形成MnS，有抑制由S導致的脆化的作用，但含量不足0.01質量％時，其添加效果不足，另一方面，當超過1.5質量％時，導致表面性狀的惡化和延性降低，因此規定Mn在0.01～1.5質量％的范圍內含有。更優選0.10～0.75質量％。
P0.10質量％以下P作為固溶強化成分有效地有助于鋼的強化，但添加量超過0.10質量％時，形成(FeNb)xP等磷化物，因此深拉延性降低。因此P限定在0.10質量％以下。
S0.01質量％以下當S大量被含有時，夾雜物量增大，引起延性降低，因此希望極力避免S的混入，但可容許到0.01質量％。
Al0.005～0.030質量％Al作為脫氧劑，同時為了提高碳氮化物形成成分的有效利用而添加，當含量不足0.005質量％時，沒有充分的效果，另一方面，當添加量超過0.030質量％時，導致應向鋼中添加的N量增大，煉鋼時容易產生板坯缺陷。因此，規定Al在0.005～0.030質量％的范圍內含有。
N0.005～0.040質量％N在本發明中，是起到給予鋼板應變時效硬化特性的作用的重要元素。可是，當含量不足0.005質量％時，得不到充分的應變時效硬化特性，另一方面，當多量增加超過0.040質量％時，招致沖壓成形性的降低。因此，規定N在0.005～0.040質量％的范圍內含有。再者，優選0.008～0.015質量％。
B0.0001～0.003質量％B通過與Nb復合添加，有效地細化熱軋組織和冷軋再結晶組織，還有改善耐二次加工脆性的作用。可是，含量若不足0.0001質量％，則得不到充分的細化效果，另一方面，當含量超過0.003質量％時，不僅BN析出量增大，而且給在板坯加熱階段的熔體化帶來障礙。因此B在0.0001～0.003質量％的范圍含有。再者，優選0.0001～0.0015質量％，更優選0.0007～0.0012質量％。
Nb0.005～0.050質量％Nb通過與B的復合添加，有效地有助于熱軋組織及冷軋再結晶退火組織的細化，另外有以NbC形式固定固溶C的作用。又，Nb形成NbN這一氮化物，有助于冷軋再結晶退火組織的細化。可是，當Nb不足0.005質量％時，不僅難以將固溶C析出固定，而且熱軋組織及冷軋再結晶退火組織的細化變得不充分，另一方面，當超過0.050質量％時，導致延性降低。因此Nb在0.005～0.050質量％的范圍含有。優選0.010～0.030質量％。
另外，按照上述，Nb有以NbC形式固定固溶C的作用。又，形成NbN這一氮化物。同樣地，Al和B分別形成AlN、BN。因此，為了充分地確保固溶N量，同時充分地降低固溶C，滿足下式(1)、(2)的關系是重要的。
N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％ ---(1)C％≤0.5·(12/93)·Nb％---(2)另外，在該發明中，為了得到高的應變時效特性，同時防止時效劣化，減小晶粒粒徑是適合的。
即，如圖4所示，通過使晶粒粒徑減小到20μm以下，在(N％-14/9 3·Nb％-14/27·Al％-14/11·B％)≥0.0015質量％和含有較多量的固溶N的場合，將ΔE1抑制到2.0％以下也成為可能。再者，更理想的情況是使晶粒粒徑d減小到15μm以下。這是因為，如圖4所示，當將晶粒粒徑d減小到15μm以下時，將ΔE1抑制到1.5％以下成為可能。
關于第2本發明的制造條件予以敘述。
采用轉爐等公知的冶煉方法冶煉上述的合適成分組成的鋼，采用鑄錠法或連鑄法制成鋼坯。
接著，將該鋼坯加熱、均熱后，施行熱軋制成熱軋板。在該發明中，熱軋的加熱溫度不特別地規定，但為了提高深拉延性，將固溶C固定使之以碳化物形式析出是有利的，為此，熱軋的加熱溫度為1300℃以下為好。另外，為了更進一步提高加工性，取為1150℃以下為好。可是，加熱溫度不足900℃時，加工性的改善飽和，相反，熱軋時的軋制負荷增大，軋制事故發生的危險性增大，所以加熱溫度的下限取為900℃為好。
其次，熱軋時的總壓下率為70％以上為好。這時因為總壓下率不足70％時，熱軋板的晶粒細化變得不充分。
另外，熱軋中的精軋在960～650℃的溫度區完成為好，熱軋加工溫度可以是Ar3相變點以上的γ區，也可以是Ar3相變點以下的α區。當熱軋加工溫度超過960℃時，熱軋板的晶粒粗化，冷軋·退火后的深拉延性劣化。另一方面，若不足650℃，則變形抗力增大，所以導致熱軋負荷增大，軋制變得困難。
上述的熱精軋完成后，立即開始冷卻，據此希望在防止正常晶粒長大的同時，也抑制在冷卻過程中的AlN析出。
在此，關于上述的冷卻處理條件并未特別限定，但希望冷卻開始時間是在精軋完成后優選1.5秒以內、更優選1.0秒以內、最優選0.5秒以內。這是因為當軋制完成后立即冷卻時，在應變積蓄的狀態下過冷度變大，所以更多的鐵素體晶核生成，在促進鐵素體相變的同時，抑制γ相中的固溶N擴散到鐵素體晶粒內，在鐵素體晶界上存在的固溶N量增加。
另外，關于冷卻速度，為了確保固溶N，取為10℃/秒以上為好。再者，特別是在熱軋加工溫度為Ar3相變點以上的場合，將冷卻速度取為50℃/秒在確保固溶N方面更適合。
其次，將熱軋板卷繞成卷材。該卷繞溫度越是高溫，越有利于碳化物的粗化，但當超過800℃時，在熱軋板表面所形成的鱗片物變厚，不僅去除鱗片物作業的負荷增大，而且進行氮化物形成，導致卷材縱向的固溶N量的波動，另一方面，若卷繞溫度不足400℃，則卷繞作業變得困難，所以熱軋板的卷繞溫度必須取為800～400℃的范圍。
其次，對熱軋板施行冷軋，但在這種冷軋中的壓下率必須取為60～95％。這是因為當冷軋的壓下率不足60％時，不能期待高的r值，另一方面，當超過95％時，r值反倒降低。
施行上述冷軋的冷軋板接著用于再結晶退火。退火方法可以是連續退火，也可以是間歇退火，其中哪一種都可以，但連續退火是有利的。再者，該連續退火可以是在通常的連續退火線上的處理或在連續熱浸鍍鋅線上的處理的任一種。
另外，退火條件取為650℃以上、5秒以上為好。這是因為退火溫度不足650℃、退火條件不足5秒時，不能完成再結晶，因此深拉延性降低。為了更加提高深拉延性，希望在800℃以上的鐵素體單相區退火5秒以上。
另外，通過在更高溫的α+γ二相區的退火，部分地發生α→γ相變，由此{111}集合組織發達，r值提高，但α→γ相變完全地進行時，集合組織無規化，因此r值降低，深拉延性被損害。
再者，退火溫度的上限取為900℃為好。這是因為，退火溫度超過900℃時，碳化物的再溶解進行，固溶C過度增加，慢時效性降低，另外，在發生α→γ相變的場合，集合組織無規化，因此r值降低，深拉延性被損害。
又，在上述的再結晶退火的升溫過程中，使從500℃到再結晶溫度的溫度區緩慢加熱，使AlN等充分地析出，據此能有效地減小鋼板的晶粒粒徑。
在這里，應該施行上述的控制加熱的溫度區為從AlN等開始析出的500℃到再結晶溫度。
另外，升溫速度取為1～20℃/秒為好。這是因為升溫速度超過20℃/秒時，不能得到充分的析出量，另一方面，不足1℃/秒時，析出物粗化，晶粒長大的抑制效果弱。
再者，在上述的再結晶退火后，為了進一步地進行形狀矯正、表面光潔度調整，也可以進行10％以下的調質軋制。
另外，再結晶退火中的均熱后的冷卻速度取為10～50℃/秒為好。這是因為，冷卻速度不足10℃/秒時，冷卻中引起晶粒長大，引起晶粒粗化，應變時效特性及在常溫下的時效特性降低。另一方面，在50℃/秒以上時，固溶態的N向晶界的擴散不能充分地發生，使在常溫下的時效特性降低。再者，優選10～30℃/秒。
與上述的再結晶退火接續，根據需要進行熱浸鍍鋅處理、接著進行加熱合金化處理，據此形成合金化熱浸鍍鋅鋼板。
關于這樣的熱浸鍍鋅處理及合金化處理，沒有特別地限定，只要按照歷來公知的方法進行即可。
再者，形成合金化熱浸鍍鋅鋼板之后，對于為了提高加工性和提高加工后的外觀而施行調質軋制的鋼板(鈍性處理鋼板、光亮加工鋼板、表面形成特定的粗糙度花紋的鋼板)、表面具有防銹油、潤滑油等油膜層的鋼板等通常作為薄鋼板而采用的施行了表面處理的鋼板，如果在該發明范圍內，則能充分地得到該發明的效果。
這樣，能得到不僅具有優良的深拉延性，而且通過沖壓成形-熱處理使拉伸強度增加的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板以及合金化熱浸鍍鋅鋼板。
關于在第3本發明中將鋼板的成分組成限定在前述范圍的理由予以說明。
C不足0.01質量％C越是盡量少量，深拉延性越優良，在沖壓成形性方面有利。另外，在冷軋后的退火過程中，進行NbC的再溶解，晶粒內的固溶C增加，容易導致耐常溫時效性的降低。因此，C量抑制在不足0.01質量％為好。更優選0.0050質量％以下，最優選0.0030質量％以下。再者，從確保強度和防止晶粒粗化的觀點看，希望C含有0.0005％以上。Si0.005～1.0質量％Si是抑制延伸率降低、并且提高強度的有用成分，但含量不足0.005質量％時，其添加效果不足，另一方面，當超過1.0質量％時，使表面性狀惡化，導致延性降低，所以Si限定在0.005～1.0質量％的范圍。更優選為0.01～0.75質量％的范圍。Mn0.01～1.5質量％Mn不僅作為鋼的強化成分而有用，而且形成MnS，有抑制由S導致的脆化的作用，但當含量不足0.01質量％時，其添加效果不足，另一方面，當超過1.5質量％時，導致表面性狀惡化和延性降低，所以Mn在0.01～1.5質量％的范圍含有。更優選0.10～0.75質量％。P0.10質量％以下P作為固溶強化成分有效地有助于鋼的強化，但添加量超過0.10質量％時，形成(FeNb)xP等磷化物，因而深拉延性降低。因此，P限定在0.10質量％以下。S0.01質量％以下S多量含有時，夾雜物量增大，導致延性降低，因此希望極力避免S的混入，但可允許到0.01質量％。Al0.005～0.030質量％Al作為脫氧劑，還為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質量％，則沒有充分的效果，另一方面，添加量超過0.030質量％時，導致應向鋼中添加的N量增大，容易發生煉鋼時的板坯缺陷。因此，Al在0.005～0.030質量％的范圍含有。N0.005～0.040質量％N在本發明中是起給予鋼板應變時效硬化特性的作用的重要元素。可是，若含量不足0.005質量％，則不能得到充分的應變時效硬化特性，另一方面，當多量添加超過0.04質量％時，將導致沖壓成形性的降低。因此，N在0.005～0.040質量％的范圍含有。再者，優選0.008～0.015質量％。B0.0001～0.003質量％B通過與Nb復合添加，有效地細化熱軋組織和冷軋再結晶組織，還有改善耐二次加工脆性的作用。可是，若含量不足0.0001質量％，則得不到充分的細化效果，另一方面，當超過0.003質量％時，不僅BN析出量增大，而且給板坯在加熱階段的固溶化帶來障礙。因此，B在0.0001～0.003質量％的范圍含有。再者，優選0.0001～0.0015質量％，更優選0.0007～0.0012質量％。Nb0.005～0.050％、Ti0.005～0.070％、V0.005～0.10％Nb、Ti、V通過與B復合添加，有助于細化熱軋組織和冷軋再結晶組織，并且具有使C以NbC、TiC、VC形式析出的作用，因此根據需要與B一起添加，但分別不足0.005質量時，其作用不充分。另一方面，當Nb超過0.05％、Ti超過0.070％、V超過0.10％時，導致延性劣化。所以Nb取為0.005～0.050％、Ti取為0.005～0.070％、V取為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。還形成NbN這一氮化物。同樣地，Al和B分別形成AlN、BN。因此，為了充分確保固溶N量，同時充分地降低固溶C，滿足下式(1)、(2)的關系是重要的。
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減少固溶N。為了確保固溶N的適當量，必須使N/Al為0.30以上。另外，復合添加Nb、Ti、V或B時，它們都分別形成NbN、TiN、VN、BN減少固溶N，所以為了確保固溶N的適當量，必須使N/(Al+Nb+Ti+V+B)為0.30以上。固溶N0.0010％以上為了提高鋼板的應變時效硬化特性，固溶N必須以0.0010％以上的含量存在。
在此，固溶N量是從鋼中的總N量減去析出N量而求得的。再者，作為析出N量的分析法，本發明人比較、研究了各種分析法，根據結果，采用使用了恒定電位電解法的電解萃取分析法來求得是有效的。再者，作為溶解用于萃取分析的基體鐵的方法，有酸分解法、鹵素法及電解法。其中，電解法不會使碳化物、氮化物等極不穩定的析出物分解，能只穩定地溶解基體鐵。作為電解液使用乙酰丙酮系，在恒定電位下電解。在本發明中，使用恒定電位電解法測定析出N量的結果顯示出與實際的部件強度最好的對應。
由此，在本發明中，將利用恒定電位電解法萃取的殘渣進行化學分析，求出殘渣中的N量，將其作為析出N量。
再者，為了得到更高的BH和ΔTS，固溶N量在0.0015％以上為好，更優選0.0020％以上，特別優選0.0030％以上。
本發明的冷軋鋼板是以具有上述的組成、同時TS×r值≥750MPa為特征的應變時效硬化特性優良的深拉延用冷軋鋼板。
對于TS×r值小于750MPa的鋼板，不能廣泛適用于具有結構構件的要素的構件。另外，為了進一步擴大適用范圍，TS×r值為850MPa以上為好。
以往的噴漆烘烤處理條件采用作為標準的170℃×20分鐘。再者，對含有多量的固溶N的本發明鋼板施加5％以上的應變的場合，即使是更緩和的(低溫一側的)處理也能實現硬化，換言之，可以更寬范圍地取得時效條件。另外，一般說來，為了爭取硬化量，只要不因過度的時效而軟化，則在更高溫下保持更長時間是有利的。
具體地敘述，對于本發明鋼板，預變形后硬化變得顯著的加熱溫度的下限約為100℃。另一方面，當加熱溫度超過300℃時，硬化達到頂點，相反出現了稍微軟化的趨勢，此外熱應變和回火色的發生變得顯著。另外，關于保持時間，在加熱溫度200℃左右時，若約為30秒左右以上，則基本能達到充分的硬化。為了進一步得到大的穩定的硬化，保持時間為60秒以上為好。可是，若保持時間超過20分鐘，則不但不能希望得到進一步的硬化，反倒生產效率顯著地降低，在實用方面不利。
由于以上的情況，在本發明中，作為時效處理條件定為以20分鐘評價作為以往的噴漆烘烤處理條件的加熱溫度的170℃、保持時間。即使在以往的噴漆烘烤型鋼板不能達到充分的硬化的低溫加熱·短時間保持的時效處理條件下，本發明的鋼板也能穩定地達到充分的硬化。再者，加熱的方法不特別地限定，除利用通常的噴漆烘烤所采用的爐進行的氣氛加熱之外，例如利用感應加熱、無氧化火焰、激光、等離子等進行的加熱等都能夠很好地使用。另外，也可以只選擇性地加熱要使強度上升的部分。
汽車用部件強度必須能抵抗來自外部的復雜的應力載荷，所以，對于原材料鋼板而言，不僅在小的應變區的強度特性是重要的，而且在大的應變區的強度特性也是重要的。本發明人根據這一點，使要制成汽車部件原材料的本發明鋼板的BH為80MPa以上，同時使ΔTS為40MPa以上。再者，更優選BH為100MPa以上、ΔTS為50MPa以上。為了使BH和ΔTS更大，只要將時效處理時的加熱溫度設定在更高溫一側和/或將保持時間設定在更長時間一側即可。
另外，本發明鋼板具備如下以往所設有的優點在未被成形加工的狀態下，即使在室溫下放置1年左右的長時間也不發生時效劣化(YS增加且E1減少的現象)。
另外，在本發明中，即使在上述的本發明冷軋鋼板的表面施行熱浸鍍鋅或合金化熱浸鍍鋅，也沒有什么問題，顯示出與鍍前相同等級的TS、BH、ΔTS。另外，作為熱浸鍍鋅和合金化熱浸鍍鋅以外的鍍的種類，電鍍鋅、電鍍錫、電鍍鉻、電鍍鎳等都能很好地適用。
關于第4本發明的制造條件予以敘述。
首先，采用轉爐等通常公知的冶煉法冶煉具有如下組成的鋼含C不足0.01％、N0.0050～0.04％、Al0.005～0.03％、Si0.005～1.0％、Mn0.01～1.5％、P0.1％以下、S0.01％以下，或還與B0.0001～0.003％一起含有Nb0.005～0.050％、Ti0.005～0.070％、V0.005～0.10％中的1種或2種以上、且N/(Al+Nb+Ti+V+B)0.30以上。然后，采用鑄錠法或連鑄法使其凝固成為鋼錠。
將該鋼錠加熱、均熱后進行熱軋制成熱軋板。當加熱溫度(SRT)過低時，加工性的改善效果飽和，而且熱軋時的軋制載荷增大，發生軋制事故或還產生導致固溶N的均勻化不足的危險，所以SRT在950℃以上為好。再者，為了提高深拉延性，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℃以下為好。再者，為了更進一步提高加工性，取為1150℃以下為好。
熱軋的粗軋～精軋的總壓下率若不足80％，則熱軋板的晶粒細化不充分，所以規定為80％以上為好。
當粗軋溫度超過1000℃時，γ→α相變的晶粒粗化，r值降低，當不足Ar3時，由于α晶粒再結晶粗化或晶粒長大，使得r值降低，所以粗軋在1000℃以下、Ar3以上的溫度區進行為好。
另一方面，當在超過Ar3的溫度區結束精軋時，由于γ→α相變，使得集合組織無規化，得不到優良的深拉延性，另一方面，在不足600℃下結束精軋時，期望不到更進一步的深拉延性提高，僅軋制負荷增大，所以精軋在Ar3以下、600℃以上的溫度區進行為好。
另外，在精軋時，若不進行潤滑軋制，則由于軋輥和鋼板之間的摩擦力的作用，附加的剪切力作用于鋼板表層部，其結果在鋼板表層部優先形成深拉延性不理想的{110}位向，所以深拉延性劣化。所以，精軋一邊潤滑一邊進行為好。
接著，熱軋板被卷繞成卷狀。再者，經由卷繞工序的被處理材料也稱為卷材。熱軋板的卷繞溫度(CT)越是高溫，越有利于碳化物的粗化，但當超過800℃時，熱軋板表面所形成的鱗片物變厚，去除鱗片物作業的負荷增大，或進行氮化物形成，導致卷材縱向的固溶N量波動，另一方面，若不足400℃，則卷繞作業變得困難。為此，CT取為800～400℃為好。
接著，將所得的熱軋板通過連續退火或間歇退火進行再結晶退火。進行該退火(熱軋板退火)是使利用在精軋中進行的α區中溫軋制所形成的軋制加工集合組織進行再結晶，從而得到再結晶集合組織。
接著，熱軋板被冷軋成為冷軋板。冷軋的壓下率不足60％時，不能期待高的r值，另一方面，當超過95％時，r值反倒降低，因此取為60～95％為好。
接著，冷軋板被再結晶退火。該退火在連續退火線、連續熱浸鍍鋅線的任一個上進行為好。退火條件取為退火溫度650℃以上×保持時間5秒以上為好。若退火溫度650℃以上、保持時間5秒以上的任一個不能滿足，則再結晶不能完成，深拉延性降低。再者，為了得到更優良的深拉延性，優選退火溫度800℃以上×保持時間5秒以上。但當退火溫度超過900℃時，進行碳化物的再溶解，固溶C過度地增加，因此慢時效性(耐常溫時效性)降低，而且發生α→γ相變的場合，集合組織無規化，r值降低，深拉延性被損害，所以退火溫度取為900℃以下為好。
進而，對將冷軋鋼板再結晶退火而得到的冷軋退火板根據需要施行熱浸鍍鋅或再施行合金化處理。此時，在鍍處理中，使從再結晶退火后到鍍處理前的冷卻速度為5℃/秒以上，使熱浸鍍鋅時的板溫為400～600℃為好，在合金化處理中，使處理溫度為400～600℃、處理時間為5～40秒為好。
再者，再結晶退火后的冷軋鋼板或熱浸鍍鋅鋼板為了進行形狀矯正、調整表面光潔度，也可以將其調質軋制。該調質軋制的壓下率為10％以下為好。這是因為，當該壓下率超過10％時，r值降低。
關于第5本發明的高強度冷軋鋼板的組成限定理由予以說明。
C0.0015～0.025％C將組織控制得均勻且微細，為了確保足夠量的針狀鐵素體，在本發明中必須含有0.0015％以上。另一方面，當超過0.025％時，鋼板中的碳化物分數過大，延性、r值還有成形性顯著地降低。由于這種情況，所以C限定在0.0015～0.025％的范圍內。再者，從提高成形性的觀點考慮，取為0.020％以下為好，更優選為0.010％以下。另外，尤其從使BH量和材質穩定的觀點考慮，C含量取為超過(12/93)Nb(％)(在此，Nb為Nb含量(％))更理想。
Si1.0％以下Si是不會使鋼的延性顯著地降低，而能使鋼板高強度化的有用的元素，在本發明中，含有0.005％以上為好，特別需要高強度的場合，含有0.10％以上更理想。另一方面，Si在熱軋時大大地使相變點上升，使形狀的確保變得困難，或還給予表面性狀、表面化學處理性等、尤其是鋼板表面的美觀性以壞影響，進一步地，對鍍膜性地產生壞影響。在本發明中，限定在1.0％以下。如果Si為1.0％以下，則能將上述的壞影響抑制的很低。再者，對于尤其要求鍍膜鋼板表面的美觀性的用途而言，希望Si取為0.5％以下。
Mn2.0％以下Mn是防止由S引起的熱裂紋的有效的元素，根據含有的S量添加為好，另外，Mn對晶粒的細化有大的效果，希望添加Mn用于改善材質。從穩定地固定S的觀點考慮，希望Mn含有0.1％以上。另外，Mn是增加鋼板強度的元素，在更要求強度的場合，希望含有0.5％以上。再者，更優選0.8％以上。
當將Mn含量提高到該水平時，具有如下大的優點相對于熱軋條件的波動的鋼板機械性質、特別是應變時效硬化特性的離散被顯著地改善。可是，當過度含有Mn超過2.0％時，雖然詳細的機理不清楚，但具有增加熱變形抗力的趨勢，另外有劣化焊接性、焊接區成形性的趨勢，進而顯著地抑制鐵素體的生成，延性顯著地降低，另外r值降低的傾向也變得顯著，因此Mn限定在2.0％以下。在要求更良好的耐蝕性和成形性的用途中，取為1.5％以下為好。
P0.1％以下P是作為鋼的固溶強化元素而有用的元素，從增加強度的觀點考慮，含有0.002％以上為好，尤其需要高強度的場合，優選含有0.02％以上。另一方面，當過度含有時，使鋼脆化，進而惡化鋼板的卷邊加工性。另外，由于P在鋼中偏析的傾向強，所以造成起因于它的焊接區的脆化。因此，P限定在0.1％以下。再者，在尤其重視卷邊加工性和焊接區韌性的用途中，P取為0.08％以下為好。更優選0.06％以下。
S0.02％以下S是在鋼板中以夾雜物的形式存在，使鋼板的延性減少，還造成耐蝕性劣化的元素，盡可能降低為好，在本發明中，S限定在0.02％以下。尤其對于要求良好的加工性的用途，S取為0.015％以下為好。另外，在要求特別優良的卷邊加工性的場合，S取為0.010％以下為好。另外，雖然詳細的機理不清楚，但為了將鋼板的應變時效硬化特性穩定地維持在高的水平，將S降低到0.008％以下是有效的。
Al0.02％以下Al是作為脫氧劑而起作用，使鋼的純凈度提高，還細化鋼板的組織的元素，在本發明中，希望含有0.001％以上。在本發明中，將固溶態的N作為強化元素而利用，但含有適當范圍的Al的鋁鎮靜鋼與不添加Al的以往的沸騰鋼比，其機械性質優良。另一方面，含有過剩的Al會使鋼板的表面性狀惡化，還使固溶態的N顯著地降低，難以得到作為本發明著重點的極大的應變時效硬化量。由于這種情況，所以在本發明中，Al限定在0.02％以下。再者，從材質的穩定性的觀點考慮，更希望使Al為0.001～0.015％。另外，降低Al含量也擔心晶粒粗化，但在本發明中，通過使其他合金元素為最佳量以及使退火條件為最佳的范圍，即有效地防止這種情況。
N0.0050～0.0250％N是通過固溶強化和應變時效硬化而使鋼板強度增加的元素，在本發明中是最重要的元素。另外，在本發明中，通過含有適量的N，還象上述那樣將Al含量調整為適當值，還控制熱軋條件、退火條件等制造條件，使得在冷軋制品或鍍制品中確保必需且充分的固溶態的N。據此，可充分發揮由固溶強化和應變時效硬化產生的強度(屈服應力及拉伸強度)上升效果，可穩定地得到如下本發明鋼板的機械性質的目標值拉伸強度340MPa以上、烘烤硬化量(BH量)80MPa以上、在應變時效處理前后的拉伸強度的增加量ΔTS 40MPa以上。另外，N具有降低相變點的作用，在大大地降低相變點的不想進行軋制的薄物的軋制等的場合下含有是有效的。
N不足0.0050％時，上述的強度上升效果難以穩定地顯現。另一方面，當N超過0.0250％時，鋼板的內部缺陷發生率變高，同時較多地發生連鑄時的板坯裂紋等。因此，N限定在0.0050～0.0250％的范圍。再者，從考慮了制造工序總體的材質的穩定性、合格率提高的觀點看，N優選為0.0070～0.0200％，更優選為0.0100～0.0170％的范圍。再者，如果為本發明范圍內的N量，則完全沒有對焊接性等的壞影響。
固溶態的N0.0010％以上在冷軋制品中，為了確保充分的強度，以及有效地發揮由N引起的應變時效硬化，在鋼板中必須至少存在0.0010％以上的固溶態的N(也叫固溶N)。
在此，固溶N量是從鋼中的總N量減去析出N量，將所得值作為固溶N量。再者，作為析出N量的分析法，本發明人比較、研究了各種方法，結果，利用使用了恒定電位電解法的電解萃取方法而求出是有效的。再者，作為溶解用于萃取分析的基體鐵的方法，有酸分解法、鹵素法及電解法。其中，電解法不會分解碳化物、氮化物等極不穩定的析出物，能只穩定地溶解基體鐵。作為電解液使用乙酰丙酮系，在恒定電位下電解。在本發明中，使用恒定電位電解法測定析出N量的結果顯示出與實際的材質變化好的對應。
由于這種情況，在本發明中，將采用恒定電位電解法萃取的殘渣進行化學分析，求出殘渣中的N量，將其作為析出N量。
再者，在需要更高的BH量、ΔTS的場合，使固溶N量為0.0020％以上為好，為了得到更高的值，取為0.0030％以上為好。固溶N量的上限值不特別地限定，但總N量即使全部殘留機械性質的降低也小。
N/Al(N含量與Al含量之比)0.3以上在制品狀態下，為了穩定地殘留0.0010％以上的固溶N，必須限制作為強烈固定N的元素的Al的量。關于在寬范圍內改變了本發明組成范圍內的N含量(0.0050～0.0250％)和Al含量(0.02％以下)的組合的鋼板進行了研究，結果可知，通過使N/Al為0.3以上，能穩定地使在冷軋制品及鍍膜制品中的固溶N為0.0010％以上。因此，將N/Al限定在0.3以上。再者，從穩定地提高應變時效硬化特性的觀點看，N/Al為0.6以上為好。更優選0.8以上。
Nb0.002～0.050％Nb與B復合，對生成針狀鐵素體相起有效作用，在本發明中，必須含有0.002％以上。另一方面，當含量超過0.050％時，其效果飽和，而且熱變形抗力顯著增加，熱軋變得困難。因此，Nb限定在0.002～0.050％以范圍內。再者，更優選0.005～0.040％。
B0.0001～0.0050％B是與Nb復合，對生成針狀鐵素體相有效地發揮作用的元素，在本發明中，必須含有0.0001％以上。另一方面，當含量超過0.0050％時，使有助于應變時效硬化特性的固溶N降低。因此，B限定在0.0001～0.0050％的范圍內。再者，優選0.0003～0.0030％。更優選0.0005～0.0030％。
在本發明中，在上述的組成基礎上，還含有下述a組～c組中的1組或2組以上為好，其中，a組Cu、Ni、Cr、Mo的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；b組Ti、V的1種或2種以上，合計量為0.1％以下；c組Ca、REM的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
a組元素Cu、Ni、Cr、Mo都是有助于鋼板強度上升的元素，可根據需要選擇、單獨或復合地含有。這種效果在分別含有0.01％以上的Cu、Ni、Cr、Mo時可看到。可是，當含量過多時，熱變形抗力增加，或者化學表面處理性和廣義的表面處理特性惡化，而且焊接區硬化，焊接區成形性劣化。因此，Cu、Ni、Cr、Mo分別單獨地取為1.0％以下、1.0％以下、0.5％以下、0.2％以下為好。在復合地含有時，合計量取為1.0％以下為好。
b組元素Ti、V都是有助于晶粒細化·均勻化的元素，可根據需要選擇、單獨或復合地含有。這種效果在分別含有0.005％以上的Ti、V時可看到。可是，當含量過多時，熱變形抗力增加，同時化學表面處理性和廣義的表面處理特性惡化。進一步地，也有降低固溶N的壞影響。因此，Ti、V單獨地分別取為0.1％以下、0.1％以下為好。在復合含有時，合計量取為0.1％以下為好。
c組元素Ca、REM都是對控制夾雜物形態起作用的元素，尤其在要求卷邊成形性的場合，單獨或復合地含有為好。當d組元素的合計量不足0.0010％時，控制夾雜物形態的效果不足，另一方面，當超過0.010％時，表面缺陷的發生變得顯著。因此，將d組元素限定在合計量為0.0010～0.010％的范圍為好。據此，不會伴隨有表面缺陷的發生，能改善卷邊加工性。
關于本發明鋼板的組織予以說明。
本發明鋼板以面積率表示，具有由5％以上的針狀鐵素體相和平均晶粒粒徑20μm以下的鐵素體相構成的組織。
針狀鐵素體相的面積率5％以上本發明的冷軋鋼板以面積率表示，含有5％以上的針狀鐵素體相。通過存在5％以上的針狀鐵素體，可得到良好的延性以及大的應變時效硬化量。雖然詳細的機理不清楚，但可推測這是由于通過存在針狀鐵素體相，在時效前的預應變加工時，應變極有效地在內部被積蓄的緣故。又，針狀鐵素體相的存在改善在常溫下的時效劣化，對達到常溫非時效性也是有效的。再者，為了得到良好的強度—延性平衡、更高的強度，使針狀鐵素體相的面積率為10％以上為好。再者，超過20％的多量的針狀鐵素體相的存在有降低r值的問題。因此，針狀鐵素體相的面積率在5％以上，優選10％以上、20％以下。
在本發明中所說的針狀鐵素體相是象本發明組成那樣的超低碳鋼所特有的在內部不帶有碳化物的低溫相變相，主要通過光學顯微鏡觀察可與通常的多邊化鐵素體明確地辨別，是內部的位錯密度高、比多邊化鐵素體相硬的相。
根據光學顯微鏡觀察，如下幾種形態的針狀鐵素體相單獨或復合地分布①晶界有不規則棱角的晶粒狀；②沿著析出物之類的晶界而存在的晶粒狀；③呈撓傷狀圖案的晶粒狀或晶粒群狀(在比較大的第2相粒子中多數能看到亞晶界)等。它們能與通常的多邊化鐵素體明確地區別。另外，晶粒內的被腐蝕的色調也與馬氏體和貝氏體不同，與通常的多邊化鐵素體基本無變化，所以也能與馬氏體和貝氏體明確地區別。根據透射型電子顯微鏡的觀察，針狀鐵素體相的晶界附近和/或晶粒內的位錯密度非常高，特別是③形態的針狀鐵素體相其位錯密度非常高的部分和比較低的部分成為層狀。
本發明的冷軋鋼板以要求高的成形性的汽車用鋼板為對象，為了確保延性，針狀鐵素體相以外的相為鐵素體相。當鐵素體相的面積率不足80％時，確保作為要求加工性的汽車用鋼板所必需的延性、高的r值變得困難。再者，要求更良好的延性的場合，希望鐵素體相的面積率為80％以上、更優選85％以上。再者，在本發明中所說的鐵素體是指不殘留應變狀態的所謂多邊化鐵素體。
鐵素體相的平均晶粒粒徑20μm以下在本發明中，作為平均晶粒粒徑是采用從截面組織照片上利用ASTM規定的求積法算出的值以及利用同一ASTM規定的切斷法求出的公稱直徑(例如，參照梅本等熱處理，24(1984)，334)之中的更大者。
本發明的冷軋鋼板，在制品階段確保所規定量的固溶N量，但根據本發明人的實驗·研究，即使是具有相同量的固溶N的鋼板，有時應變時效硬化特性也產生離散，判明了其主要要因之一是晶粒粒徑。本發明的組織，通過使其平均晶粒粒徑起碼為20μm以下、優選為15μm以下，可穩定地得到高的BH量、ΔTS。雖然詳細的機理不清楚，但可推測為與合金元素向晶界的偏析、析出以及加工、熱經歷對它們的影響有關。
因此，為了謀求應變時效硬化特性的穩定化，使鐵素體相的平均晶粒粒徑為20μm以下、優選15μm以下。
具有上述的組成和組織的本發明冷軋鋼板，具有拉伸強度(TS)340MPa以上、約590MPa以下，而且具有r值為1.2以上的高r值和優良的應變時效硬化特性。TS小于340MPa的鋼板不能廣泛用于具有結構構件要素的構件上。另外，為了進一步擴大適用范圍，希望TS為400MPa以上。另外，若r值不足1.2，則不能適用于大范圍的沖壓成形部件。再者，r值的優選范圍為1.3以上。
以往的噴漆烘烤處理條件采用作為標準的170℃×20分鐘。再者，對含有多量的固溶N的本發明鋼板施加5％以上的應變的場合，即使是更緩和的(低溫一側的)處理也能達到硬化，換言之，可更大范圍地取得時效條件。另外，一般說來，為了爭取硬化量，在不因過度時效而軟化的限度內，在更高溫下保持更長時間是有利的。
具體地敘述，本發明的鋼板在預變形后硬化變得顯著的加熱溫度的下限約為100℃。另一方面，當加熱溫度超過300℃時，硬化達到頂點，相反出現稍微軟化的趨勢，此外，熱應變和回火色的發生變得顯著。另外，關于保持時間，如果加熱溫度200℃左右時約為30秒左右以上，則基本能達到充分的硬化。為了得到更大的穩定的硬化，優選保持時間為60秒以上。可是，當保持時間超過20分種時，不但不能得到進一步的硬化，而且生產效率也顯著降低，在實用方面不利。
由此，在本發明中，作為時效處理條件定為以20分鐘評價作為以往噴漆烘烤處理條件的加熱溫度的170℃、保持時間。即使在以往的噴漆烘烤型鋼板不能達到充分的硬化的低溫加熱·短時間保持的時效處理條件下，本發明的鋼板也能穩定地達到大的硬化。再者，加熱的方法不特別地限制，除由通常的噴漆烘烤所采用的爐子進行的氣氛加熱之外，例如，由感應加熱、無氧化火焰、激光、等離子等進行的加熱等都可很好地采用。
汽車用部件強度必須能抵抗來自外部的復雜的應力載荷，所以原材料鋼板不僅在小的應變區的強度特性是重要的，而且在更大的應變區的強度特性也是重要的。本發明人根據這一點，使要成為汽車部件原材料的本發明鋼板的BH量(對應于比較小的應變區的強度特性)為80MPa以上，同時使ΔTS量(對應于比較大的應變區的強度特性)為40MPa以上。再者，更優選BH量為100MPa以上、ΔTS為50MPa以上。另外，通過將時效處理時的加熱溫度設定在更高溫一側和/或將保持時間設定在更長時間一側，可使BH量和ΔTS更大。
本發明的效果即使在制品板厚比較厚時也能發揮，但在制品板厚超過3.2mm時，在冷軋板退火工序中不能確保必需充分的冷卻速度，在連續退火時產生應變時效，難以得到作為制品目標的應變時效硬化特性。因此，本發明鋼板的板厚在3.2mm以下為好。
另外，在本發明中，即使在上述的本發明冷軋鋼板的表面施行電鍍或熱浸鍍也沒有什么問題。這些鍍膜鋼板也顯示出與鍍前一樣程度的TS、BH量、ΔTS量。作為鍍膜的種類，電鍍鋅、熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、電鍍錫、電鍍鉻、電鍍鎳等都能很好使用。
關于第6本發明的鋼板的制造方法予以說明。
本發明鋼板基本上通過依次施行以下工序來制造將具有上述范圍的組成的鋼板坯加熱后粗軋，制成薄板坯，對該薄板坯施行精軋，精軋完成后冷卻、卷繞制成熱軋板的熱軋工序、對該熱軋板施行酸洗和冷軋從而制成冷軋板的冷軋工序、對該冷軋板進行連續退火的冷軋板退火工序。
在本發明的制造方法中使用的板坯要防止成分的宏觀偏析，希望采用連鑄法制造，但也可以采用鑄錠法、薄板坯鑄造法制造。另外，制造板坯后，除了暫且冷卻到室溫、然后再次加熱的歷來法外，不冷卻就以熱坯狀態裝入到加熱爐而進行軋制的直進式軋制或進行稍微加熱后直接進行軋制的直接軋制等節能工藝也能無問題地使用。特別是為了有效地確保固溶態的N，直進式軋制是有用的技術之一。
首先，關于熱軋工序的條件限定理由予以說明。
板坯加熱溫度1000℃以上板坯加熱溫度為了確保作為初期狀態的必需且充分的固溶N量、滿足在制品中的固溶N量的目標值，取為1000℃以上為好。再者，由于隨著氧化重量的增加損耗增大，所以取為1280℃以下為好。
在上述條件下加熱的板坯通過粗軋制成薄板坯。再者，粗軋的條件不必特別規定，只要按照常規方法進行即可。可是，從確保固溶N量的觀點考慮，希望盡可能以短時間進行。接著精軋薄板坯制成熱軋板。
再者，在本發明中，在粗軋和精軋之間，希望將前后相鄰的薄板坯彼此接合、連續軋制。作為接合手段使用壓焊法、激光焊接法、電子束焊接法等為好。
通過連續軋制，卷材(被處理材)的前端和后端的所謂軋制的非恒定部分變得沒有，穩定的熱軋條件遍及卷材(被處理材)全長和全寬成為可能。這不僅對熱軋鋼板，對改善冷軋鋼板的截面形狀及尺寸也是極有效的。另外，軋制后，在熱金屬輥道上冷卻時也總能給予張力，所以可良好地保持鋼板形狀。
另外，為了通過進行連軋，使卷材前端穩定地通過，在通常的每個薄板坯的單機軋制中，可以使用因板材通過性和嚙入性的問題而難以使用的潤滑軋制。據此能降低軋制載荷，同時也能降低軋輥的表面壓力，可延長軋輥的壽命。
另外，在本發明中，在粗軋和精軋之間的精軋機輸入一側，使用加熱薄板坯寬度方向端部的薄板坯板邊加熱器、加熱薄板坯長度方向端部的薄板坯加熱器中的任意一方或兩方，使薄板坯寬度方向和長度方向的溫度分布均勻為好。據此，能進一步減小鋼板內的材質離散。薄板坯板邊加熱器、薄板坯加熱器為感應加熱方式為好。
使用順序希望首先采用薄板坯板邊加熱器補償寬度方向的溫度差。此時的加熱量也是基于鋼組成，但在精軋出材一側的寬度方向溫度分布范圍設定為約20℃以下為好。接著利用薄板坯加熱器補償長度方向的溫度差。此時的加熱量設定成長度端部溫度比中央區溫度約高20℃左右為好。
精軋出材溫度800℃以上為了得到均勻微細的熱軋母板組織，精軋出材溫度FDT取為800℃以上。當FDT低于800℃時，鋼板的組織變得不均勻，部分地殘留加工組織，經過冷軋退火工序后組織的不均勻性也不能消除而殘留下來。因此，當要回避加工組織的殘留、采用高的卷繞溫度時，產生粗大晶粒，發生同樣的不良情況。另外，通過使卷繞溫度為高溫，發生固溶N量的顯著降低，因此難以得到作為目的340MPa以上的拉伸強度。由于這種情況，精軋出材溫度FDT取為800℃。為了進一步提高機械性質，希望使FDT為820℃以上。再者，從提高r值的觀點考慮，FDT為Ac3相變點以上更好。另外，FDT的上限不特別規定，但在過度地高時，鱗片物缺陷等的發生變得顯著。再者，FDT取為約到1000℃左右為好。
卷繞溫度800℃以下隨著卷繞溫度CT的降低，鋼板強度存在增加的趨勢。為了確保目標拉伸強度TS340MPa以上，CT取為800℃以下為好。再者，當CT不足200℃時，鋼板形狀容易不整齊，實際操作上，產生不良情況的危險性高，顯示出材質均勻性降低的傾向。因此，希望CT取為200℃以上。再者，在更要求材質均勻性的場合，CT取為300℃以上為好。更優選350℃以上。
另外，在本發明中，在精軋時，為了降低熱軋載荷，也可以進行潤滑軋制。通過進行潤滑軋制，有使熱軋板的形狀·材質更均勻的效果。再者，潤滑軋制時的摩擦系數在0.25～0.10的范圍為好。另外，通過組合潤滑軋制和連續軋制，熱軋的作業穩定。
施行了上述熱軋工序的熱軋板接著通過冷軋工序，施行酸洗及冷軋，制成冷軋板。
酸洗的條件用通常公知的條件即可，不特別限定。再者，在熱軋板的鱗片物極薄的場合，也可以不施行酸洗直接進行冷軋。
另外，冷卻條件用通常公知的條件即可，不特別限定。再者，從確保組織均勻性的觀點考慮，冷軋壓下率取為60％以上為好。以下關于冷軋板退火工序的條件限定理由予以說明。
冷軋板接著施行由連續退火—冷卻構成的冷軋板退火工序。
連續退火溫度鐵素體—奧氏體二相共存區內的溫度通過在鐵素體—奧氏體二相共存區內的溫度下退火，形成針狀鐵素體相。而且，在鐵素體相中(111)集合組織也很發達，所以可得到高的r值。另一方面，在超過鐵素體—奧氏體二相共存區而成為奧氏體單相的高的溫度下，通過逆相變和相變，鋼板的集合組織無規化，因此r值降低。為此，在本發明中，將連續退火的退火溫度限定在再結晶溫度以上鐵素體—奧氏體二相共存區內的溫度。再者，從r值的穩定性考慮，取為奧氏體的分數為10％以上～50％以下時的溫度為好。
另外，連續退火時間的保持時間從生產效率、細化組織、確保固溶N量的觀點考慮，盡可能地短為好。從作業的穩定性的觀點考慮，保持時間為10秒以上為好。另外，從細化組織和確保固溶N量的觀點考慮，取為90秒以下為好。再者，從材質的穩定化的觀點考慮，取為20秒以上更好。
連續退火后的冷卻以10～300℃/秒的冷卻速度冷卻到500℃以下的溫度區連續退火中的均熱后的冷卻從細化組織、形成針狀鐵素體相、確保固溶N量的觀點考慮是重要的。在本發明中，超碼以10℃/秒以上的冷卻速度連續冷卻到500℃以下的溫度區。當冷卻速度不足10℃/秒時，不能得到必需量的針狀鐵素體量、均勻且微細的組織和足夠量的固溶N。另一方面，當冷卻速度超過300℃/秒時，鋼板在寬度方向的材質的均勻性不足。另外，當在連續退火后的10～300℃/秒的冷卻速度下的冷卻停止溫度超過500℃時，不能實現組織的細化。
調質軋制或矯平加工延伸率0.5～10％在本發明中，與冷軋退火工序接續，出于矯正形狀、調整光潔度的目的，也可以施行調質軋制或矯平加工。調質軋制或矯平加工的延伸率合計量不足0.5％時，不能達到矯正形狀、調整光潔度的目的。另一方面，當超過10％時，造成延性降低。再者，從確保延性的觀點考慮，取為5％以下更好。另外，對于調質軋制和矯平加工，其加工形式不同，但已證實其效果兩者沒有大的差異。調質軋制、矯平加工即使在鍍膜處理后也是有效的。
關于第7本發明的高強度冷軋鋼板的組成限定理由予以說明。
C0.025～0.15％C是增加鋼板強度的元素，另外，為了均勻且微細地控制作為本發明的重要構成必要條件的組織，確保足夠量的馬氏體相，必須含有0.025％以上。另一方面，當超過0.15％時，鋼板中的碳化物分數過大，延性、還有成形性顯著地降低。又，作為更重要的問題，當C含量超過0.15％時，點焊焊接性、電弧焊焊接性等顯著降低。由于這種情況，C限定在0.025～0.15％的范圍內。再者，從提高成形性的觀點考慮，取為0.08％以下為好。另外，在要求特別良好的延性的用途中，取為0.05％以下更好。
Si1.0％以下Si是不使鋼的延性顯著降低、能使鋼板高強度化的有用無素，優選含有0.005％以上、更優選含有0.1％以上。另一方面，Si在熱軋時使相變點大大上升，難以確保品質、形狀，或還給予表面性狀、化學表面處理等、尤其是鋼板表面的美觀性以壞影響，進而也給鍍膜性帶來壞影響，在本發明中，限定在1.0％以下。如果Si在1.0％以下，則可將上述壞影響抑制得很低。再者，在強度要求級別低、特別是要求表面美觀性的用途上，希望Si取為0.5％以下。
Mn2.0％以下Mn是防止由S引起的熱裂紋的有效元素，根據含有的S量而添加為好，另外Mn對晶粒的細化有大的效果，希望添加它用于改善材質。又，Mn在連續退火后的急速冷卻時，是為使馬氏體穩定地生成而極有效的元素。從穩定地固定S的觀點看，希望Mn含有0.2％以上。另外，Mn是增加鋼板強度的元素，在要求TS 500MPa超級的強度的場合，希望含有1.2％以上。更優選1.5％以上。
當將Mn含量提高到該水平時，具有的大的優點是相對于熱軋條件的波動的鋼板的機械性質、特別是應變時效硬化特性的離散被顯著地改善。可是，當過度含有Mn超過2.0％時，難以得到作為本發明的重要必要條件之一的高r值，同時延性顯著地降低，因此Mn限定在2.0％以下。在要求更良好的耐蝕性和成形性的用途中，取為1.7％以下為好。
P0.08％以下P是作為鋼的固溶強化元素而有用的元素，從強度增加的觀點考慮，含有0.001％以上為好，含有0.015％以上更好。另一方面，當過度含有時，使鋼脆化，還惡化鋼板的卷邊加工性。另外，P在鋼中偏析的傾向強，因此造成起因于此的焊接區的脆化。因此P限定在0.08％以下。再者，在特別重視卷邊加工性和焊接區韌性的用途中，P取為0.04％以下為好。
S0.02％以下S是在鋼板中以夾雜物形式存在、減少鋼板的延性、還造成耐蝕性劣化的元素，盡可能降低為好，在本發明中，S限定在0.02％以下。特別是在要求良好的加工性的用途上，S取為0.015％以下為好。另外，在要求特別優良的卷邊加工性的場合，S取為0.008％以下為好。另外，雖然詳細的機理不清楚，但為了將鋼板的應變時效硬化特性穩定地維持在高的水平，將S降低到0.008％以下是有效的。
Al0.02％以下Al是作為脫氧劑而發揮作用，提高鋼的純凈度、還細化鋼板的組織的元素，在本發明中，希望含有0.001％以上。在本發明中，將固溶態的N作為強化元素而利用，但含有適當范圍的Al的鋁鎮靜鋼與不添加Al的以往的沸騰鋼相比，其機械性質優良。另一方面，含有過剩的Al將惡化鋼板的表面性狀，還顯著地降低固溶態的N，難以得到極大的應變時效硬化量。由于這種情況，在本發明中，Al限定在0.02％以下。再者，從材質的穩定性的觀點考慮，Al取為0.001～0.015％為好。另外，降低Al含量也有可能帶來晶粒粗化，但在本發明中，通過將其他合金元素限制在最佳量、使退火條件在最佳范圍，從而有效地防止了這種情況。
N0.0050～0.0250％N是通過固溶強化和應變時效硬化而使鋼板強度增加的元素，在本發明中是最重要的元素。另外，在本發明中，通過含有適量的N，且象上述那樣將Al含量調整為適當值，以及控制熱軋條件、退火條件等制造條件，來確保在冷軋制品或鍍膜制品中所必需且足夠的固溶態的N。據此，可充分發揮由固溶強化和應變時效硬化帶來的強度(屈服應力及拉伸強度)上升效果，可穩定地得到如下本發明鋼板的機械性質的目標值拉伸強度440MPa以上、烘烤硬化量(BH量)80MPa以上、在應變時效處理前后的拉伸強度增加量ΔTS 40MPa以上。
當N不足0.0050％時，上述的強度上升效果難以穩定地顯現。另一方面，當N超過0.0250％時，鋼板的內部缺陷發生率變高，同時連鑄時的板坯裂紋等也多有發生。因此，N限定在0.0050～0.0250％的范圍。再者，從考慮了制造工序總體的提高材質的穩定性、合格率的觀點看，N優選為0.0070～0.0170％。再者，如果為本發明范圍內的N量，則完全沒有對焊接性等的壞影響。
固溶態的N0.0010％以上在冷軋制品中，為了確保充分的強度，以及有效地發揮由N引起的應變時效硬化，在鋼板中必須至少存在0.0010％以上的固溶態的N(也叫固溶N)。
在此，固溶N量是從鋼中的總N量減去析出N量，將所得值作為固溶N量。再者，作為析出N量的分析法，本發明人比較、研究了各種方法，結果，采用使用了恒定電位電解法的電解萃取方法而求出是有效的。再者，作為溶解用于萃取分析的基體鐵的方法，有酸分解法、鹵素法及電解法。其中，電解法不會分解碳化物、氮化物等極不穩定的析出物，能只穩定地溶解基體鐵。作為電解液使用乙酰丙酮系，在恒定電位下電解。在本發明中，使用恒定電位電解法測定析出N量的結果顯示出與實際的材質變化好的對應。
由于這種情況，在本發明中，將采用恒定電位電解法萃取的殘渣進行化學分析，求出殘渣中的N量，將其作為析出N量。
再者，在需要更高的BH量、ΔTS的場合，使固溶N量為0.0020％以上為好，為了得到更高的值，取為0.0030％以上為好。固溶N量的上限值不特別地限定，但即使添加的總N量全部殘留機械性質的降低也小。
N/Al(N含量與Al含量之比)0.3以上在制品狀態下，為了穩定地殘留0.0010％以上的固溶N，必須限制作為強烈固定N的元素的Al的量。關于在寬范圍內改變了本發明組成范圍內的N含量(0.0050～0.0250％)和Al含量(0.02％以下)的組合的鋼板進行了研究，結果可知，通過使N/Al為0.3以上，能穩定地使在冷軋制品及鍍膜制品中的固溶N為0.0010％以上。因此，將N/Al限定在0.3以上。
在本發明中，在上述的組成基礎上，還含有下述d組～g組中的1組或2組以上為好，其中，d組Cu、Ni、Cr、Mo的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；e組Nb、Ti、V的1種或2種以上，合計量為0.1％以下；f組0.0030％以下的B；g組Ca、REM的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
d組元素Cu、Ni、Cr、Mo都是有助于鋼板強度上升的元素，可根據需要選擇、單獨或復合地含有。這種效果在分別含有0.005％以上的Cu、Ni、Cr、Mo時可看到。可是，當含量過多時，熱變形抗力增加，或者化學表面處理性和廣義的表面處理特性惡化，而且焊接區硬化，焊接區成形性劣化。另外r值也有降低的傾向。因此，a組的元素合計量為1.0％以下為好。再者，Mo多量地含有0.05％以上時，有時使r值顯著地降低。在本發明中含有Mo時，限定在不足0.05％為好。
e組元素Nb、Ti、V都是有助于晶粒細化·均勻化的元素，可根據需要選擇、單獨或復合地含有。這種效果在分別含有0.005％以上的Nb、Ti、V時可看到。可是，當含量過多時，熱變形抗力增加，同時化學表面處理性和廣義的表面處理特性惡化。因此，b組元素合計量為0.1％以下為好。
f組元素B是具有提高鋼的淬透性的效果的元素，出于使鐵素體相以外的低溫相變相的分數增加、增加鋼強度的目的，可根據需要含有。這種效果在含有0.0005％以上的B時可看到。可是，當量過多時，熱變形能降低，由于生成BN而使固溶N降低。因此，B取為0.0030％以下為好。
g組元素Ca、REM都是對控制夾雜物形態起作用的元素，尤其在要求卷邊成形性的場合，單獨或復合地含有為好。此時，當d組元素的合計量不足0.0010％時，控制夾雜物形態的效果不足，另一方面，當超過0.010％時，表面缺陷的發生變得顯著。因此，將d組元素限定在合計量為0.0010～0.010％的范圍為好。據此，不會伴隨有表面缺陷的發生，能改善卷邊加工性。
下面關于本發明鋼板的組織予以說明。
鐵素體相的面積率80％以上本發明的冷軋鋼板以要求某種程度的加工性的汽車用鋼板為對象，為了確保延性，形成含有以面積率表示的80％以上的鐵素體相的組織，當鐵素體相的面積率不足80％時，難以確保作為要求加工性的汽車用鋼板所必需的延性。再者，要求更良好的延性的場合，希望鐵素體相的面積率為85％以上。再者，在本發明中所說的鐵素體是指不殘留應變狀態的所謂多邊化鐵素體。
鐵素體相的平均晶粒粒徑10μm以下在本發明中，作為平均晶粒粒徑，是采用從截面組織照片上利用ASTM規定的求積法算出的值以及利用同一ASTM規定的切斷法求出的公稱直徑(例如，參照梅本等熱處理，24(1984)，334)之中的更大者。
本發明的冷軋鋼板，在制品階段確保所規定量的固溶N量，但根據本發明人的實驗·研究，即使是具有相同量的固溶N的鋼板，有時應變時效硬化特性也產生離散，已判明其主要要因之一是晶粒粒徑。本發明的組織，通過使平均晶粒粒徑起碼在10μm以下、優選8μm以下，可穩定地得到高的BH量、ΔTS。雖然詳細的機理不清楚，但可推測為與合金元素向晶界的偏析、析出以及加工、熱經歷對它們的影響有關。
因此，為了謀求應變時效硬化特性的穩定化，必須使鐵素體相的平均晶粒粒徑為10μm以下、優選8μm以下。
如以上那樣，為了確保作為汽車用鋼板的延性、且謀求應變時效硬化特性的穩定化，在本發明中形成含有以面積率表示的80％以上的平均晶粒粒徑為10μm以下的鐵素體的組織。
馬氏體相的面積率2％以上本發明的冷軋鋼板含有以面積率表示的2％以上的作為第2相的馬氏體。通過存在2％以上的馬氏體，可得到良好的延性、更大的應變時效硬化性。雖然詳細的機理不清楚，但可推測是因為，由于馬氏體相的存在，使得在時效前的預應變加工時，在內部極有效地積蓄應變的緣故。又，馬氏體相的存在對改善時效劣化也是有效的。再者，為了得到良好的強度—延性平衡、低屈服比，使馬氏體相的面積率為5％以上為好。再者，超過20％的多量的馬氏體相的存在有降低延性的問題。因此，馬氏體相的面積率為2％以上，優選5％以上、20％以下。
作為第2相，除上述的馬氏體相以外，存在珠光體、貝氏體、殘余奧氏體也沒有什么問題，但在本發明中必須使鐵素體相分數為80％以上、使馬氏體相分數為2％以上。珠光體、貝氏體、殘余奧氏體的合計面積率限定在不足18％。
具有上述組成和組織的本發明冷軋鋼板，是具有拉伸強度(TS)440MPa以上、約780MPa以下、且通過控制母相鐵素體的集合組織而具有r值為1.2以上的高r值、優良的應變時效硬化特性的冷軋鋼板。TS小于440MPa的鋼板不能廣泛適用于具有結構構件要素的構件上。另外，為了進一步擴大適用范圍，希望TS為500MPa以上。另外，若r值不足1.2，則不能適用于大范圍的沖壓成形部件。再者，r值的優選范圍在1.4以上。
在本發明中，所謂“優良的應變時效硬化特性”是指如上述那樣，在拉伸應變5％的預變形后，在170℃的溫度、保持20分鐘的條件下時效處理時，該時效處理前后的變形應力增加量(記為BH量；BH量＝時效處理后的屈服應力-時效處理前的預變形應力)為80MPa以上，且應變時效處理(前述預變形+前述時效處理)前后的拉伸強度增加量(記為ΔTS；ΔTS＝時效處理后的拉伸強度-預變形前的拉伸強度)為40MPa以上。
規定應變時效硬化特性的場合，預應變(預變形)量成為重要的因子。本發明人假設適用于汽車用鋼板的變形樣式，關于預應變量對應變時效硬化特性的影響進行研究，其結果為①前述變形樣式中的變形應力除了極深拉延加工的場合外，大致能以相當于1軸的應變(拉伸應變)量整理；②在實際部件中，該相當于1軸的應變量約大于5％；③查明了部件強度與在預應變5％的應變時效處理后得到的強度(YS和TS)很好地對應。以該知識為基礎，本發明將應變時效處理的預變形定為拉伸應變5％。
以往的噴漆烘烤處理條件采用作為標準的170℃×20分鐘。再者，對含有多量的固溶N的本發明鋼板施加5％以上的應變的場合，即使是更緩和的(低溫一側的)處理也能達到硬化，換言之，可更大范圍地取得時效條件。另外，一般說來，為了爭取硬化量，在不因過度時效而軟化的限度內，在更高溫下保持更長時間是有利的。
具體地敘述，本發明的鋼板在預變形后硬化變得顯著的加熱溫度的下限約為100℃。另一方面，當加熱溫度超過300℃時，硬化達到頂點，相反出現稍微軟化的趨勢，此外，熱應變和回火色的發生變得顯著。另外，關于保持時間，如果加熱溫度200℃左右時約為30秒左右以上，則基本能達到充分的硬化。為了得到更大的穩定的硬化，優選保持時間為60秒以上。可是，當保持時間超過20分種時，不但不能得到進一步的硬化，而且生產效率也顯著降低，在實用方面不利。
由此，在本發明中，作為時效處理條件定為以20分鐘評價作為以往噴漆烘烤處理條件的加熱溫度的170℃、保持時間。即使在以往的噴漆烘烤型鋼板不能達到充分的硬化的低溫加熱·短時間保持的時效處理條件下，本發明的鋼板也能穩定地達到大的硬化。再者，加熱的方法不特別地限制，除由通常的噴漆烘烤所采用的爐子進行的氣氛加熱之外，例如，由感應加熱、無氧化火焰、激光、等離子等進行的加熱等都能很好地使用。
汽車用部件強度必須能抵抗來自外部的復雜的應力載荷，所以原材料鋼板不僅在小的應變區的強度特性是重要的，而且在大的應變區的強度特性也是重要的。本發明人根據這一點，使要成為汽車部件原材料的本發明鋼板的BH量為80MPa以上，同時使ΔTS量為40MPa以上。再者，更優選BH量為100MPa以上、ΔTS為50MPa以上。另外，通過將時效處理時的加熱溫度設定在更高溫一側和/或將保持時間設定在更長時間一側，可更增大BH量和ΔTS量。
另外，本發明鋼板具有的優點是在成形后不特別地進行加熱，只在室溫下放置1星期左右，可期待完全時效的40％左右的強度增加。
另外，本發明鋼板也具備以往的時效性鋼板所設有的優點在未被成形加工的狀態下，即使在室溫下長時間放置也不發生時效劣化(YS增加且E1(延伸率)減少的現象)。再者，為了在實際的沖壓成形中不產生不良情況，經沖壓成形前的在室溫中的3個月時效，必須達到YS的增加量為30MPa以下、延伸率的降低為2％以下、屈服點伸長的回復為0.2％以下。
另外，在本發明中，即使在上述的本發明冷軋鋼板的表面施行電鍍或熱浸鍍也沒有什么問題。這些鍍膜鋼板也顯示出與鍍前同等程度的TS、BH量、ΔTS量。作為鍍膜的種類，電鍍鋅、熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、電鍍錫、電鍍鉻、電鍍鎳等都能很好地使用。
關于第8本發明的鋼板的制造方法予以說明。
本發明鋼板基本上通過依次施行以下工序來制造將具有上述范圍的組成的鋼板坯加熱后粗軋，制成薄板坯，對該薄板坯施行精軋，精軋完成后冷卻、卷繞制成熱軋板的熱軋工序、對該熱軋板施行酸洗和冷軋從而制成冷軋板的冷軋工序、對該冷軋板施行裝箱退火、接著進行連續退火的冷軋板退火工序。
在本發明的制造方法中使用的板坯要防止成分的宏觀偏析，希望采用連鑄法制造，但也可以采用鑄錠法、薄板坯鑄造法制造。另外，制造板坯后，除了暫且冷卻到室溫、然后再次加熱的歷來法外，不冷卻就以熱坯狀態裝入到加熱爐而進行軋制的直進式軋制或進行稍微加熱后直接進行軋制的直接軋制等節能工藝也能無問題地使用。特別是為了有效地確保固溶態的N，直進式軋制是有用的技術之一。
首先，關于熱軋工序的條件限定理由予以說明。
板坯加熱溫度1000℃以上作為熱軋的初期狀態，為了確保必需且充分的固溶N量，使制品中的固溶N量滿足目標值，板坯加熱溫度取為1000℃以上為好。再者，由于隨著氧化重量的增加損耗增大，所以希望取為1280℃以下。
在上述條件下加熱的板坯通過粗軋制成薄板坯。再者，粗軋的條件不必特別規定，只要按照常規方法進行即可。可是，從確保固溶N量的觀點考慮，希望盡可能以短時間進行。接著精軋薄板坯制成熱軋板。
再者，在本發明中，在粗軋和精軋之間，希望將前后相鄰的薄板坯彼此接合、連續軋制。作為接合手段使用壓焊法、激光焊接法、電子束焊接法等為好。
通過連續軋制，卷材(被處理材)的前端和后端的所謂軋制的非恒定部分變得沒有，穩定的熱軋條件遍及卷材(被處理材)全長和全寬成為可能。這不僅對熱軋鋼板，對改善冷軋鋼板的截面形狀及尺寸也是極有效的。另外，軋制后，在熱金屬輥道上冷卻時也總能給予張力，所以可良好地保持鋼板形狀。
另外，為了通過進行連軋，使卷材前端穩定地通過，在通常的每個薄板坯的單機軋制中，可以使用因板材通過性和嚙入性的問題而不能使用的潤滑軋制。據此能降低軋制載荷，同時也能降低軋輥的表面壓力，可延長軋輥的壽命。
另外，在本發明中，在粗軋和精軋之間的精軋機進坯一側，使用加熱薄板坯橫向端部的薄板坯板邊加熱器、加熱薄板坯縱向端部的薄板坯加熱器中的任意一方或兩方，使薄板坯寬度方向和縱向的溫度分布均勻為好。據此，能進一步減小鋼板內的材質離散。薄板坯板邊加熱器、薄板坯加熱器為感應加熱方式為好。
使用順序希望首先采用薄板坯板邊加熱器補償寬度方向的溫度差。此時的加熱量也是基于鋼組成，但在精軋出材一側的寬度方向溫度分布范圍設定為約20℃以下為好。接著利用薄板坯加熱器補償長度方向的溫度差。此時的加熱量設定成縱向端部溫度比中央區溫度約高20℃左右為好。
精軋出材溫度800℃以上為了得到均勻微細的熱軋母板組織，精軋出材溫度FDT取為800℃以上。當FDT低于800℃時，鋼板的組織變得不均勻，部分地殘留加工組織，經過冷軋退火工序后組織的不均勻性也不能消除而殘留下來。因此，當要回避加工組織的殘留、采用高的卷繞溫度時，產生粗大晶粒，發生同樣的不良情況。另外，通過使卷繞溫度為高溫，發生固溶N量的顯著降低，因此難以得到作為目的440MPa以上的拉伸強度。由于這種情況，精軋出材溫度FDT取為800℃。為了進一步提高機械性質，希望使FDT為820℃以上。FDT的上限不特別規定，但在過度地高時，鱗片物缺陷等的發生變得顯著。再者，FDT取為約到1000℃左右為好。
再者，精軋后的冷卻不特別嚴格地限定，但在鋼板的縱向·橫向的材質均勻性方面希望為以下條件。即，本發明希望在精軋完成后立即(在0.5秒以內)開始冷卻，使冷卻中的平均冷卻速度為40℃/秒以上。通過滿足該條件，能將AlN析出的高溫區急冷，能有效地確保固溶態的N。該冷卻開始時間或冷卻速度不滿足上述條件時，晶粒長大過度進行，難以達到晶粒的細化，而且存在因軋制而導入的應變能所致的AlN析出被促進的傾向，有可能缺乏固溶N，有組織不均勻的傾向。再者，從確保材質·形狀的均勻性的觀點考慮，冷卻速度抑制在300℃/秒以下為好。
卷繞溫度800℃以下隨著卷繞溫度CT的降低，鋼板強度存在增加的趨勢。為了確保目標拉伸強度TS440MPa以上，CT取為800℃以下為好。再者，當CT不足200℃時，鋼板形狀容易不整齊，實際操作上，產生不良情況的危險性高，顯示出材質均勻性降低的傾向。因此，希望CT取為200℃以上。再者，在更要求材質均勻性的場合，CT取為300℃以上為好。更優選350℃以上。另外，在本發明中，在精軋時，為了降低熱軋載荷，也可以進行潤滑軋制。通過進行潤滑軋制，有使熱軋板的形狀·材質更均勻的效果。再者，潤滑軋制時的摩擦系數在0.25～0.10的范圍為好。另外，通過組合潤滑軋制和連續軋制，熱軋的作業穩定。
施行了上述熱軋工序的熱軋板接著通過冷軋工序，施行酸洗及冷軋，制成冷軋板。
酸洗的條件用通常公知的條件即可，不特別限定。再者，在熱軋板的鱗片物極薄的場合，也可以不施行酸洗直接進行冷軋。
另外，冷卻條件用通常公知的條件即可，不特別限定。再者，從確保組織均勻性的觀點考慮，冷壓下率取為40％以上為好。以下關于冷軋工序的條件限定理由予以說明。
冷軋板接著施行由裝箱退火、連續退火構成的冷軋板退火工序。
裝箱退火溫度再結晶溫度以上～800℃以下在本發明中，對冷軋板施行裝箱退火，控制成為基體的鐵素體相的集合組織。通過控制該鐵素體相的集合組織，能謀求制品板的高r值。通過該裝箱退火，在制品板中容易形成為實現高r值而所希望的(111)集合組織。
當裝箱退火溫度不到再結晶溫度時，不能完成再結晶，不能調整鐵素體相的集合組織，不能謀求高的r值。另一方面，當在超過800℃的溫度下裝箱退火時，鋼板表面缺陷的發生變得顯著，不能達到初期的目的。再者，裝箱退火以氮氣為主體，在含有3～5％的氫氣的退火氣氛下進行為好。該場合下，加熱·冷卻速度采用通常的裝箱退火條件即可，大約為30℃/小時左右。另外，通過使退火氣氛氣體為100％氫氣，可以采用更快的加熱·冷卻速度。
連續退火溫度Ac1相變點以上～(Ac3相變點-20℃)以下當連續退火溫度不足Ac1相變點時，退火后不能形成馬氏體相，另一方面，當超過(Ac3相變點-20℃)時，在裝箱退火中形成的所希望的集合組織因相變而喪失，所以不能得到具有高的r值的制品板。因此，連續退火溫度取為Ac1相變點以上～(Ac3相變點-20℃)以下為好。另外，連續退火時間的保持時間從生產效率、細化組織、確保固溶N量的觀點考慮，盡可能地短為好。另一方面，從作業的穩定性的觀點考慮，保持時間為10秒以上為好。另外，從細化組織和確保固溶N量的觀點考慮，取為120秒以下為好。再者，從材質的穩定化的觀點考慮，取為20秒以上更好。
連續退火后的冷卻以10～300℃/秒的冷卻速度冷卻到500℃以下的溫度區連續退火中的均熱后的冷卻從細化組織、形成馬氏體相、確保固溶N量的觀點考慮是重要的。在本發明中，至少以10℃/秒以上的冷卻速度連續冷卻到500℃以下的溫度區。當冷卻速度不足10℃/秒時，不能得到必需量的馬氏體量、均勻且微細的組織和足夠量的固溶N。另一方面，當冷卻速度超過300℃/秒時，過飽和的固溶C量顯著增加，所以鋼板在橫向的材質的均勻性降低。當連續退火后在10～300℃/秒的冷卻速度下的冷卻停止溫度超過500℃時，不能達到組織的細化。
過時效處理條件與連續退火后的冷卻接續，在該冷卻的冷卻停止溫度以下、350℃以上的溫度區滯留時間為20秒以上與連續退火的均熱后的冷卻停止接續，在冷卻停止溫度以下、350℃以上的溫度區進行滯留時間為20秒以上的過時效處理也可以。通過進行過時效處理，能在維持固溶N量的狀態下選擇性地降低固溶C量。當滯留溫度區不足350℃時，降低固溶C需要長時間，引起生產性降低，因此取為350℃以上的溫度區為好。
通過在冷卻停止溫度以下、350℃以上的溫度區滯留20秒以上，能降低固溶C量，達到更高度的在室溫下的非時效化。通過使滯留時間更長，可望進一步的改善，但在約120秒左右時其效果趨于飽和，因此滯留時間取為120秒以下為好。
為了得到大的應變時效硬化量，固溶C和固溶N都利用是有利的，但利用固溶C時，在室溫的時效劣化變得顯著，鋼板的適用部位受到限制。因此，為了制造具有廣泛使用性的應變時效硬化型鋼板，在確保充分量的固溶N的基礎上，進行過時效處理為好。
再者，制造在本發明的高強度冷軋鋼板表面具有熱浸鍍層的高強度冷軋鋼板的場合，在連續熱浸鍍生產線上緊隨裝箱退火之后進行連續退火，與連續退火后的冷卻接續，進行熱浸鍍鋅或再進行合金化處理，也能夠制造熱浸鍍鋅鋼板。
調質軋制或矯平加工延伸率0.2～15％在本發明中，與冷軋退火工序接續，出于矯正形狀、調整光潔度的目的，也可以施行調質軋制或矯平加工。調質軋制或矯平加工的延伸率合計量不足0.2％時，不能達到矯正形狀、調整光潔度的所期望的目的。另一方面，當超過15％時，造成顯著的延性降低。再者，對于調質軋制和矯平加工，其加工形式不同，但已證實其效果兩者沒有大的差異。調質軋制、矯平加工即使在鍍膜處理后也是有效的。
以下為了參考，關于將該發明鋼板用于沖壓成形等成形加工的場合時的成形條件以及其后的強度上升熱處理條件予以說明。將該發明的鋼板例如用于拉延加工等的沖壓加工的場合，通過沖壓加工導入的應變為百分之幾～百分之幾十。根據成形部件的不同應變量發生變化，但在汽車領域中的內板以及結構部件可導入5～10％左右的應變。
接著，對這些成形部件施行噴漆烘烤處理等熱處理，但該發明鋼板在熱處理后能有效地提高成形品強度。再者，在該發明中，作為在實驗室評價這種烘烤硬化性的方法，沿軋制方向制取JIS 5號尺寸的拉伸試驗片，利用拉伸試驗機給予10％的拉伸應變，然后施加熱處理后，再次實施拉伸試驗。特別是評價在低溫區的熱處理后的特性的場合，將熱處理條件定為120℃、20分鐘。該試驗評價緊隨沖壓成形之后進行了熱處理的完成后的部件的特性。
即，在該發明中，將這樣的給予拉伸應變一熱處理后的拉伸強度和制品的拉伸強度之差(ΔTS)作為強度上升熱處理能力而定義。
通常，為了提高成形品的強度上升量，通過成形而導入的應變量大或加工后的熱處理溫度高為好。
可是，該發明鋼板在給予的應變量為上述的5～10％左右的場合，即使成形后熱處理溫度比以往低，即熱處理溫度在200℃以下，也能夠謀求足夠的強度上升。雖說如此，但熱處理溫度不足120℃時，在應變低的情況下不能得到充分的強度上升效果。另一方面，當成形后的熱處理溫度為超過350℃的溫度時，將進行軟化。所以，成形后的熱處理溫度取為120～350℃左右為好。
再者，作為加熱方法，可使用熱風加熱、紅外爐加熱、熱浴熱處理、通電加熱、高頻加熱等方法，不特別地規定。另外，也可以是僅選擇性地加熱要使強度上升的部分。
實施例在以下的實施例中，調查了固溶N量、顯微組織、拉伸特性、r值測定、應變時效硬化特性、時效特性。調查方法如下。
(1)固溶N量固溶N量是從由化學分析求出的鋼中的總N量減去析出N量而求出的。此處，析出N量是采用使用了上述的恒定電位電解法的分析法來求出的。
(2)顯微組織從各冷軋退火板上制取試驗片，使用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡對與軋制方向垂直的截面(C截面)拍攝顯微組織，使用圖象解析裝置求出鐵素體的組織分數以及第2相的種類和組織分數。
(3)晶粒粒徑在本發明中，作為晶粒粒徑是采用從截面組織照片上利用ASTM規定的求積法求出的值和從截面組織照片上利用ASTM規定的切斷方法求出的公稱直徑(例如，參照梅本等熱處理，24(1984)，334)之中的某一個大的值。
(4)拉伸特性從各冷軋退火板沿軋制方向制取JIS 5號試驗片，依據JIS Z 2241的規定以應變速度3×10-3/秒實施拉伸試驗，求出屈服應力YS、拉伸強度TS、延伸率E1。
(5)應變時效硬化特性從各冷軋退火板沿軋制方向制取JIS 5號試驗片，作為預變形在此施予5％的拉伸預應變，接著施行170℃×20分鐘的相當于噴漆烘烤處理的熱處理后，以應變速度3×10-3/秒實施拉伸試驗，求出預變形—噴漆烘烤處理后的拉伸特性(屈服應力YSBH、拉伸強度TSBH)，算出BH量＝YSBH-YS5％、ΔTS＝TSBH-TS。再者，YS5％是將制品板預變形5％時的變形應力，YSBH、TSBH是預變形—噴漆烘烤處理后的屈服應力、拉伸強度，TS是制品板的拉伸強度。
(6)r值測定從各冷軋退火板的軋制方向(L方向)、與軋制方向呈45°的方向(D方向)、與軋制方向呈90°的方向(C方向)制取JIS 5號試驗片。求出對這些試驗片施加5％的單軸拉伸應變時的各試驗片的橫向應變和板厚方向應變，由作為r值的定義式的橫向應變與板厚方向應變的比r＝ln(w/w0)/In(t/t0)(其中，w0、t0為試驗前的試驗片的寬度和板厚，w、t為試驗后的試驗片的寬度和板厚。)求出各方向的r值，通過下式r平均＝(rL+2rD+rC)/4求出平均r值r平均。其中，rL為軋制方向(L方向)的r值，rD為與軋制方向(L方向)呈45°的方向(D方向)的r值，rC為與軋制方向呈90°的方向(C方向)的r值。再者，為了提高實驗的精度，假設為體積一定，由拉伸應變和橫向應變的變化算出。
(7)時效特性從各冷軋退火板制取JIS 5號試驗片，對該試驗片施加50℃×200小時的時效處理后，實施拉伸試驗，由所得的結果求出時效處理前后的屈服延伸率差ΔY-E1，評價常溫的時效特性。如果ΔY-E1為0，則作為非時效性評價為耐常溫時效特性優良。
(8)成形—熱處理后的拉伸強度成形—熱處理后的拉伸強度是從制品板上沿在制方向制取JIS 5號試驗片，給予10％預應變后，在120℃以及以往進行的作為相當于噴漆烘烤的熱處理溫度的170℃下施行20分鐘的熱處理，測定拉伸強度而求出的。
(9)常溫時效所致的總延伸率的降低量(ΔE1)常溫時效所致的總延伸率的降低量(ΔE1)是將從制品板上沿軋制方向制取JIS 5號試驗片而測定的總延伸率與使用了另外沿軋制方向制取的JIS 5號試驗片的施行了常溫時效的促進處理(100℃，保持8小時)后測定的總延伸率的差而求出。
實施例1將表1所示成分組成的鋼板坯在表2所示條件下制成板厚為3.5mm的熱軋板，接著制成板厚為0.7mm的冷軋板后，在連續退火線或連續退火—合金化熱浸鍍鋅線上施行再結晶退火，再施行合金化熱浸鍍鋅處理，然后施行壓下率1.0％的調質軋制，從而制造冷軋鋼板以及以平均單面鍍膜量45g/m2進行兩面鍍膜的合金化熱浸鍍鋅鋼板。再者，表2中No.3、8的熱軋加工完成溫度為不足Ar3相變點，除此之外在Ar3相變點以上。
關于這樣得到的冷軋鋼板以及合金化熱浸鍍鋅鋼板的拉伸強度和r值、以及成形-熱處理后的拉伸強度的變化進行調查，結果示于表3。
由表3可知，按該發明得到的冷軋鋼板以及合金化熱浸鍍鋅鋼板與比較例相比，都可得到高的r值和優良的應變時效硬化特性。另外，特別是適合例之中，晶粒粒徑為20μm以下的鋼板其常溫時效所致的延伸率的降低量以ΔE1表示，也變小至2.0％以下。
實施例2使用表1記載的鋼號B的板坯，在作為與表2的No.2相同的制造條件的板坯加熱溫度1100℃、熱精軋溫度900℃下熱軋后，在卷繞溫度550℃下卷繞成卷材。以壓下率80％冷軋該卷材后，在840℃下進行再結晶退火。所得的冷軋鋼板的制品特性為拉伸強度TS＝365Mpa、r值＝1.7。從該冷軋板上沿軋制方向制取J1S 5號試驗片，利用拉伸試驗機給予10％的拉伸應變后，在表4所示的熱處理條件(溫度、時間)下實施熱處理，再次進行拉伸試驗。表4同時記入了來自給予應變前的制品的拉伸強度(TS＝365MPa)的拉伸強度上升量(ΔTS)。
按照表4所示，熱處理溫度越高，熱處理時間越長，則強度的上升量越大，但發明鋼板即使是熱處理溫度低至120℃、且保持時間短至2分鐘，也能得到82MPa的充分的拉伸強度上升量(20分鐘熱處理時的85％以上)，即使是低溫短時間的熱處理也能得到良好的應變時效硬化特性。再者，在汽車的結構構件等中，為了得到穩定的強度上升效果，在通常的溫度、時間下進行熱處理也沒有什么問題。另外表明對該冷軋鋼板施行熱浸鍍鋅及加熱合金化處理，對于所得的合金化熱浸鍍鋅鋼板而言也能得到與表4同樣的結果。
實施例3
將表6所示組成的鋼板坯在表7所示條件下熱軋制成板厚3.5mm的熱軋板。在表7所示條件下冷軋這些熱軋板，制成板厚0.7mm的冷軋板，在該表所示條件下將這些冷軋板再結晶退火，對其中一部分再在該表所示條件下施行熱浸鍍鋅或合金化熱浸鍍鋅。關于所得的制品板調查固溶N量、顯微組織、拉伸特性、應變時效硬化特性。
結果示于表8。由該表可知，根據本發明制造的鋼板，全部滿足TS×值≥750MPa(當將B與Nb、Ti、V的1種或2種以上復合添加時，進一步地TS×r值≥850MPa)、BH≥80MPa、ΔTS≥40MPa，但對比較例而言，這3種特性中的1種以上達不到本發明的水平。
實施例4下面關于本發明的實施例予以說明。
用轉爐冶煉表9所示組成的鋼水，用連鑄法制成鋼坯。在表10所示條件下加熱這些鋼坯，進行粗軋制成薄板坯，接著，通過施行表10所示條件的精軋的熱軋工序制成熱軋板。再者，在模擬的條件下使用加工相變測定裝置(富士電波工業機械公司制)測定Ar3相變點，將熱精軋條件示于表10。
通過由酸洗及表10所示條件的冷軋構成的冷軋工序將這些熱軋板制成冷軋板。接著，在表10所示條件下對這些冷軋板進行連續退火。其中的一部分在冷軋退火工序之后施行調質軋制。
關于所得的冷軋退火板，調查固溶N量、顯微組織、拉伸特性、r值測定、應變時效硬化特性、時效特性。
再者，對No.4、No.10的鋼板表面施行熱浸鍍鋅，形成鍍膜鋼板，同樣地評價各種特性。
這些結果示于表11。
對于本發明例，都顯示出優良的延性和特別高的BH量、ΔTS，具有優良的應變時效硬化特性、平均r值為1.2以上的高的r值、常溫時效時為非時效性的優良的耐常溫時效性。再者，對No.4、No.10的鋼板表面施行熱浸鍍鋅所得的鍍膜鋼板的特性，由于鍍層的橫向收縮拘束，故與冷軋鋼板比，平均r值降低0.2，延伸率E1降低1％左右，但應變時效硬化性、耐常溫時效性與鍍前的特性比基本沒有變化。相反，在本發明范圍之外的比較例，其延性劣化或BH量、ΔTS少或時效劣化顯著，不會具備全部目標特性，不能說是具有充分特性的鋼板。
鋼板No.11的C、Al、N、N/Al偏離本發明范圍，因此，r值、BH量、ΔTS、耐常溫時效性降低。另外，鋼板No.12的B、Nb偏離本發明范圍，針狀鐵素體量較低，偏離了本發明范圍，因此，BH量、ΔTS、耐常溫時效性降低。
鋼板No.13的B偏離本發明的合適范圍，針狀鐵素體量較低，偏離了本發明范圍，因此，r值、BH量、ΔTS、耐常溫時效性降低。另外，鋼板No.14的Nb偏離本發明范圍，固溶N量較低，偏離了本發明范圍，因此，應變時效硬化特性降低。
鋼板No.15的N偏離了本發明合適范圍，固溶N少，應變時效硬化特性降低。鋼板No.17～No.20的熱軋條件、冷軋板退火條件偏離合適范圍，顯微組織在本發明范圍外，BH量、ΔTS降低，應變時效硬化特性降低，耐常溫時效性劣化。
實施例5采用與實施例4同樣的方法將表12所示組成的鋼制成板坯，在表13所示條件下加熱該板坯，進行粗軋形成25mm厚的薄板坯，接著通過施行表13所示條件的精軋的熱軋工序制成熱軋板。再者，在粗軋后，在精軋進坯一側用熔融壓焊法將前后相鄰的薄板坯彼此接合，進行連續軋制。另外，使用感應加熱方式的薄板坯板邊加熱器、薄板坯加熱器加熱薄板坯的寬度方向端部、長度方向端部，調節薄板坯的溫度。
通過由酸洗及表13所示條件的冷軋構成的冷軋工序將這些熱軋板制成1.6mm厚的冷軋板。接著，在表13所示的條件下對這些冷軋板進行連續退火。
關于所得的冷軋退火板，與實施例4一樣地調查固溶N量、顯微組織、拉伸特性、r值測定、應變時效硬化特性。另外，關于各冷軋退火板的寬度方向和縱向，在各10個部位調查拉伸特性，調查屈服強度、拉伸強度、延伸率的離散。
這些結果示于表14。
本發明例都具有優良的應變時效硬化特性和高的r值，盡管制造條件波動但也穩定地顯示出特別高的BH量、ΔTS、平均r值。另外證實在本發明例中，通過施行連續軋制和薄板坯縱向、寬度方向的溫度調整，制品鋼板的板厚精度及形狀提高，材質離散減少至1/2。另外，使調質軋制的延伸率變化到0.5～2％、矯平的延伸率變化到0～1％，但應變時效硬化特性沒有降低。
實施例6下面關于本發明的實施例予以說明。
用轉爐冶煉表15所示組成的鋼水，采用連鑄法制成鋼板坯。在表16所示條件下加熱(一部分熱坯裝入)這些鋼板坯，進行粗軋制成薄板坯，接著通過施行表16所示條件的精軋的熱軋工序制成熱軋板。再者，一部分薄板坯采用熔融壓焊法將前后相鄰的薄板坯彼此接合，進行連續軋制。
通過由酸洗及表16所示條件的冷軋構成的冷軋工序將這些熱軋板制成冷軋板。接著，在表16所示條件下對這些冷軋鋼板進行裝箱退火和與裝箱退火接續的連續退火。其中一部分在冷軋退火工序之后施行調質軋制。再者，未裝箱退火的情況也實施了。裝箱退火的退火溫度全部取為再結晶溫度以上。
關于所得的冷軋退火板，調查了固溶N量、顯微組織、拉伸特性、r值測定、應變時效硬化特性、時效特性。
再者，在表中的連續退火后，在生產線上對No.17、No.18的鋼板表面施行熱浸鍍鋅，制成鍍膜鋼板，同樣地評價各種特性。
將這些結果示于表17。
在本發明例中，都顯示出優良的延性和格外高的BH量、ΔTS，具有優良的應變時效硬化特性、平均r值為1.2以上的高r值、常溫非時效性。再者，表17所示的鋼板No.17、No.18的熱浸鍍鋅鋼板的特性，同樣地與連續退火的冷軋鋼板的特性比基本沒有差別。相反，偏離本發明范圍的比較例，其延性劣化或BH量、ΔTS少或時效劣化顯著，不會具備所有的目標特性，不能說是具有充分特性的鋼板。
鋼板No.11的C、N量偏離本發明范圍，固溶N量、馬氏體量較低，偏離了本發明范圍，因此BH量、ΔTS降低，ΔY-E1增加。另外，鋼板No.12的Al、N/Al、N偏離了本發明范圍，固溶N量較低，偏離本發明范圍，鐵素體的平均晶粒粒徑大，偏離本發明范圍，因此，BH量、ΔTS降低，ΔY-E1增加。
鋼板No.13的板坯加熱溫度和FDT偏離本發明的合適范圍，固溶N量、馬氏體量較低，偏離了本發明范圍，鐵素體的平均晶粒粒徑大，偏離了本發明范圍，因此，r值、BH量、ΔTS降低，另外，鋼板No.14的熱軋后的卷繞溫度偏離本發明范圍，固溶N量較低，偏離了本發明范圍，鐵素體的平均晶粒徑大，偏離了本發明范圍，因此，r值、BH量、ΔTS降低。
鋼板No.15的連續退火溫度脫離本發明的合適范圍，不能生成馬氏體，鐵素體的平均晶粒粒徑大，偏離本發明范圍，因此，BH量、ΔTS降低，ΔY-E1增加。另外，鋼板No.16不實施裝箱退火，所希望的集合組織不發達，因此特別是r值降低。另外，鐵素體的平均粒徑、馬氏體的面積率也偏離本發明范圍。
實施例7采用與實施例1同樣的方法將表18所示組成的鋼制成板坯，在表19所示條件下加熱該板坯，進行粗軋制成30mm厚的薄板坯，接著通過施行表19所示條件的精軋的熱軋工序制成熱軋板。再者，其中一部分在粗軋后在精軋進坯一側采用熔融壓焊法將前后相鄰的薄板坯彼此接合，進行連續軋制。另外，使用感應加熱方式的薄板坯板邊加熱器、薄板坯加熱器加熱薄板坯的寬度方向端部、縱向端部，調節薄板坯的溫度。
通過由酸洗和表19所示條件的冷軋構成的冷軋工序將這些熱軋板制成1.6mm厚的冷軋板。接著，在表19所示條件下對這些冷軋板進行裝箱退火，接著進行使用了連續退火爐的連續退火。再者，裝箱退火的退火溫度都取為再結晶溫度以上。
關于所得的冷軋退火板，與實施例1一樣地調查了固溶N量、顯微組織、拉伸特性、r值測定、應變時效硬化特性。另外，關于各冷軋退火板的寬度方向和縱向，在各10個部位調查拉伸特性，調查屈服強度、拉伸強度、延伸率的離散。再者，離散用在測定的所有部位中的最大值與最小值之差、例如δYS＝(YS的最大值)-(YS的最小值)表示。其結果示于表20。
本發明例都具有優良的應變時效硬化特性和高的r值，盡管制造條件波動，也穩定地顯示出格外高的BH量、ΔTS、平均r值。另外證實在本發明例中，通過實施連續軋制和薄板坯縱向、寬度方向的溫度調整，制品鋼板的板厚精度及形狀提高，材質離散減少。
產業上的利用可能性根據本發明，可得到在沖壓成形時確保優良的深拉延性，同時通過沖壓成形-熱處理，TS大大地增加的冷軋鋼板。并可獲得如下優良的效果采用該冷軋鋼板可工業性地制造電鍍鋅鋼板、熱浸鍍鋅鋼板、合金化熱浸鍍鋅鋼板。表1

* (1)’式N％-(14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％)(0.0015以上為本發明的適合范圍)**(2)’式C％-(0.5·12/93·Nb％)(0以下為本發明的適合范圍)表2

*精軋完成溫度為不足Ar3相變點。精軋后的冷卻條件表示冷卻開始時間(s)及冷卻速度(℃/s)。表3

表4 表5

表6

*對于未添加的Nb、Ti、V、B，將上面的濃度記為“---”，在計算N/(Al+Nb+Ti+V+B)時將濃度取為“0”。表7

SRT＝板坯加熱溫度、RDT＝粗軋出坯溫度、FET＝精軋進坯溫度、FDT＝精軋出材溫度、CT＝卷繞溫度I＝冷軋鋼板、II＝熱浸鍍鋅鋼板、III＝合金化熱浸鍍鋅鋼板表8

表9

表10

表11

AF針狀鐵素體**有熱浸鍍鋅處理表12

表13

*)實施潤滑軋制**)實施潤滑軋制，使用薄板坯加熱器、板邊加熱器表14

*) δYS，δTS，δE1＝(最大值-最小值)**) AF針狀鐵素體、M馬氏體、B貝氏體、P珠光體表15

表16

*)實施潤滑軋制**)冷卻停止溫度以下350℃以上的滯留時間***)熱坯裝入****)熱浸鍍鋅后進行延伸率0.5％的調質軋制表17

M馬氏體、B貝氏體、P珠光體表18

表19

*)實施潤滑軋制**)使用薄板坯加熱器、板邊加熱器表20

*)δ YS，δTS，δE1＝(最大值-最小值)**)M馬氏體、B貝氏體、P珠光體
權利要求
1.一種應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征在于以質量％表示，具有含C0.15％以下、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.005～0.030％、N0.0050～0.0400％、并且N/Al0.30以上、固溶態的N為0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成。
2.根據權利要求1記載的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征在于在前述組成的基礎上，還含有以質量％表示的下述a組～d組中的1組或2組以上的成分，其中，a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；b組Nb、Ti、V中的1種或2種以上，合計量為0.1％以下；c組0.0030％以下的B；d組Ca、REM的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
3.一種應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征在于以質量％表示，具有含C不足0.01％、Si0.005～1.0％、Mn0.01～1.5％、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.030％、N0.005～0.040％、并且N/Al0.30以上、固溶態的N為0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成。
4.根據權利要求3記載的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征在于在上述組成的基礎上，還在滿足下述式(1)、(2)的范圍內含有以質量％表示的B0.0001～0.0030％、Nb0.005～0.050％，剩余部分實質上為Fe。N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％ ---(1)C％≤0.5·(12/93)·Nb％---(2)
5.根據權利要求3或4記載的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征在于在上述組成基礎上，還根據需要含有以質量％表示的合計量為1.0％以下的Cu、Ni、Mo之中的1種或2種以上成分。
6.根據權利要求1～5記載的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征在于鋼板的晶粒粒徑為20μm以下。
7.根據權利要求1～6記載的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板，其特征在于在熱處理溫度120～200℃的低溫區，具有成形后的強度上升量60MPa以上。
8.一種應變時效硬化特性優良的電鍍鋅、熱浸鍍鋅以及合金化熱浸鍍鋅鋼板，其特征在于在權利要求1～7記載的冷軋鋼板的表面具備電鍍鋅、熱浸鍍鋅以及合金化熱浸鍍鋅層。
9.一種應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將含C不足0.01％、Si0.005～1.0％、Mn0.01～1.5％、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.030％、N0.005～0.040％、且含量范圍滿足N/Al0.30以上、剩余部分實質上為Fe的組成的鋼坯進行熱軋，此時，精軋完成后立即開始冷卻，在卷繞溫度400～800℃下卷繞，然后施行壓下率60～95％的冷軋后，在650～900℃的溫度下施行再結晶退火。
10.根據權利要求9記載的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于在上述組成的基礎上，在滿足下述式(1)、(2)的范圍還含有以質量％表示的B0.0001～0.0030％、Nb0.005～0.050％，剩余部分實質上為Fe。N％≥0.0015+14/93·Nb％+14/27·Al％+14/11·B％ ---(1)C％≤0.5·(12/93)·Nb％---(2)
11.根據權利要求9或10記載的應變時效硬化特性優良的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于在上述的再結晶退火的升溫過程中，將500℃～再結晶溫度的溫度區以1～20℃/秒的速度升溫。
12.一種應變時效硬化特性優良的合金熱浸鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于在權利要求9～11中，再結晶退火后，施行熱浸鍍鋅處理，接著施行加熱合金化處理。
13.一種應變時效硬化特性優良的深拉延用冷軋鋼板，其特征在于以質量％表示，具有含C不足0.01％、Si0.005～1.0％、Mn0.01～1.5％、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.030％、N0.005～0.040％、且N/Al0.30以上、固溶態的N為0.0010％以上、剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成，其TS×r值750MPa以上。
14.根據權利要求13記載的應變時效硬化特性優良的深拉延用冷軋鋼板，其特征在于具有在上述組成的基礎上，在滿足下述式(1)、(2)的范圍還含有以質量％表示的B0.0001～0.0030％、Nb0.005～0.050％，剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成，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.根據權利要求13記載的應變時效硬化特性優良的深拉延用冷軋鋼板，其特征在于具有在權利要求13記載的鋼組成的基礎上，還含有以質量％表示的B0.0001～0.0030％、Nb0.005～0.050％、Ti0.005～0.070％、V0.005～0.10％之中的1種或2種以上的成分，且N/(Al+Nb+Ti+V+B)0.30以上、固溶態的N為0.0010％以上，剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成，其TS×r值750MPa以上。
16.一種應變時效硬化特性優良的深拉延用冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將具有含C不足0.01％、Si0.005～1.0％、Mn0.01～1.5％、P0.1％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.030％、N0.005～0.040％，含B0.0001～0.0030％、Nb0.005～0.050％、Ti0.005～0.070％、V0.005～0.10％之中的1種或2種以上成分，且N/(Al+Nb+Ti+V+B)0.30以上的組成的鋼坯材加熱至950℃以上后，使粗軋完成溫度為1000℃以下、Ar3以上，進行粗軋，接著在Ar3以下、600℃以上的溫度區一邊潤滑一邊精軋、卷繞，此時使從粗軋開始到精軋完成的總壓下率為80％以上，將所得的熱軋板進行再結晶退火，接著以壓下率60～95％進行冷軋，將所得的冷軋板進行再結晶退火。
17.一種成形性、應變時效硬化特性及耐常溫時效性優良的冷軋鋼板，其特征在于以質量％表示，具有含C0.0015～0.025％、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，且含B0.0001～0.0050％、Nb0.002～0.050％的1種或2種以上成分，且使N/Al為0.3以上、固溶態的N為0.0010％以上，剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成以及由以面積率表示的5％以上的針狀鐵素體相和平均粒徑20μm以下的鐵素體相構成的組織，其r值1.2以上。
18.根據權利要求17記載的冷軋鋼板，其特征在于在前述組成的基礎上，還含有以質量％表示的下述a組～c組之中的1組或2組以上的成分，其中，a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；b組Ti、V中的1種或2種，合計量為0.1％以下；c組Ca、REM的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
19.一種具有r值1.2以上、成形性、應變時效硬化特性及耐常溫時效性優良的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將含C0.0015～0.025％、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％，且含B0.0001～0.0050％、Nb0.002～0.050％的1種或2種以上、且N/Al為0.3以上的組成的鋼板坯加熱至板坯加熱溫度1000℃以上，進行粗軋制成薄板坯，依次施行對該薄板坯施行精軋出材溫度800℃以上的精軋，并在卷繞溫度800℃以下卷繞從而制成熱軋板的熱軋工序、對該熱軋板施行酸洗和冷軋從而制成冷軋板的冷軋工序、在鐵素體-奧氏體二相區內的溫度下對該冷軋板進行連續退火，以冷卻速度10～300℃/秒冷卻到500℃以下的溫度區的冷軋板退火工序。
20.根據權利要求19記載的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于在前述組成的基礎上，還含有以質量％表示的下述a組～c組之中的1組或2組以上的成分，其中，a組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；b組Ti、V中的1種或2種以上，合計量為0.1％以下；c組Ca、REM的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
21.一種具有高r值和優良的應變時效硬化特性及常溫非時效性的高強度冷軋鋼板，其特征在于以質量％表示，具有含C0.025～0.15％、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、且N/Al為0.3以上、含有0.0010％以上的固溶態的N，剩余部分由Fe及不可避免的雜質構成的組成、和含以面積率表示的80％以上的平均晶粒粒徑10μm以下的鐵素體相、還含有作為第2相的以面積率表示的2％以上的馬氏體相的組織，其r值1.2以上。
22.根據權利要求21記載的高強度冷軋鋼板，其特征在于在前述組成的基礎上，還含有以質量％表示的下述d組～g組之中的1組或2組以上的成分，其中，d組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；e組Nb、Ti、V中的1種或2種以上，合計量為0.1％以下；f組0.0030％以下的B；g組Ca、REM中的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
23.一種具有r值1.2以上的高r值和優良的應變時效硬化特性及常溫非時效性的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于以質量％表示，將含C0.025～0.15％、Si1.0％以下、Mn2.0％以下、P0.08％以下、S0.02％以下、Al0.02％以下、N0.0050～0.0250％、且N/Al為0.3以上的組成的鋼板坯加熱至板坯加熱溫度1000℃以上，進行粗軋制成薄板坯，依次施行對該薄板坯施行精軋出材溫度800℃以上的精軋，并在卷繞溫度800℃以下卷繞從而制成熱軋板的熱軋工序、對該熱軋板施行酸洗及冷軋從而制成冷軋板的冷軋工序、對該冷軋板在退火溫度再結晶溫度以上～800℃以下施行裝箱退火，接著在退火溫度Ac1相變點～(Ac3相變點-20℃)下進行連續退火，然后以冷卻速度10～300℃/秒冷卻到500℃以下的溫度區的冷軋板退火工序。
24.根據權利要求23記載的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于與前述連續退火后的冷卻接續，在前述冷卻的冷卻停止溫度以下、350℃以上的溫度區進行滯留時間20秒以上的過時效處理。
25.根據權利要求23或24記載的高強度冷軋鋼板的制造方法，其特征在于在前述組成的基礎上，還含有以質量％表示的下述d組～g組之中的1組或2組以上的成分，其中，d組Cu、Ni、Cr、Mo中的1種或2種以上，合計量為1.0％以下；e組Nb、Ti、V中的1種或2種以上，合計量為0.1％以下；f組0.0030％以下的B；g組Ca、REM的1種或2種，合計量為0.0010～0.010％。
全文摘要
本發明的目的是:提供一邊在沖壓成形時維持優良的深拉延性、一邊通過沖壓成形－熱處理而使拉伸強度有效地上升的冷軋鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板。具體的手段是將鋼組成調整為如下組成:在滿足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,還滿足下述式(1)、(2)的范圍內含有上述成分,剩余部分實質上為Fe。N%≥0.0015+14/93·Nb%+14/27·Al%+14/11·B%－－－(1)C%≤12/93·Nb% －－－(2)
文檔編號C22C38/06GK1386140SQ01802186
公開日2002年12月18日 申請日期2001年2月14日 優先權日2000年5月26日
發明者上力, 山崎琢也, 登坂章男 申請人:川崎制鐵株式會社