專利名稱：高強度冷軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及用于汽車外殼如車蓋、擋泥板、側(cè)板等的抗拉強度為340-440MPa地高強度冷軋鋼板及其制造方法。
背景技術：
近年來，由于從安全性考慮和燃料費用的提高，用于汽車外殼的車蓋、擋泥板、側(cè)板等的鋼板大多數(shù)具有采用高強度鋼板的傾向。
由于零件整體化造成零件種類的減少和為了提高沖壓效率，同時也為了能使外殼具有良好的外觀，要求高強度冷軋鋼板有更優(yōu)良的深沖性能、脹形性能、面均勻變形的性能(在成型面上不發(fā)生不均勻應變)。
為此，最近提出在含C量為30ppm以下的超低碳鋼的基礎上，加入Ti、Nb等碳化物形成元素和Mn、Si、P等固溶強化元素的高強度冷軋鋼板。例如在特開平5-112845號公報中采用超低碳鋼的碳含量的下限，添加Mn的鋼板，在特開平5-263184號公報中在超低碳鋼中加入大量Mn，同時添加Ti或Nb的鋼板，在特開平5-78784號公報中在含Ti的超低碳鋼中添加Mn，同時控制Si和P等含量的抗拉強度為343-490MPa的鋼板。此外在特開平5-46289號公報和特開平5-195080號等公報中報告了把C含量控制在30-100ppm的超低碳鋼進行多項調(diào)整的鋼添加Ti的鋼板。
可是以這樣超低碳鋼為基的高強度冷軋鋼板不具備深沖性能、脹形性能、面均勻變形的性能等的良好的復合成形性能，至今作為汽車外殼用鋼板是不夠的。特別是幾乎不可能防止波紋的產(chǎn)生，而波紋是損害外殼涂裝后鮮艷程度的表面變形引起的。
此外，最近對汽車外殼用高強度冷軋鋼板除這樣的復合成形性以外，對耐二次加工脆性、對應于加工毛坯的焊接部位的成形性、剪切時的抑制毛刺的性能、表面性狀，以及作為以卷提供的板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性等提出更高的要求。
技術方案
本發(fā)明的高強度冷軋鋼板在深沖性能、脹形性能、面均勻變形的性能等的復合成形性、耐二次加工脆性、對應于加工毛坯的焊接部位的成形性、剪切時的抑制毛刺的性能、表面性狀、板卷內(nèi)材質(zhì)均勻性等方面均具有優(yōu)良的性能，說明如下。
本發(fā)明的鋼板1是高強度冷軋鋼板，以重量％計含C0.0040～0.010％、Si0.05％以下、Mn0.10～1.20％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、O0.003％以下、Nb0.01～0.20％，而且滿足下述的(1)、(2)、(3)、(4)式。
-0.46-0.83×log[C]≤(Nb×12)/(C×93)≤-0.88-1.66×
log[C] (1)
10.8≥5.49×log[YP]-r(2)
11.0≤r+50.0×n (3)
2.9≤r+5.00×n (4)
式(1)～(4)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)，YP表示屈服強度(MPa)，r表示r值(相對軋制方向成0°、45°、90°方向的平均值)，n表示n值(應變1～5％范圍的n值，相對軋制方向成0°、45°、90°方向的平均值)。
將含此成分的鋼采用連鑄板坯生產(chǎn)工藝、把板坯在Ar3相變點以上溫度精軋的熱軋鋼板工藝、熱軋鋼板在540℃以上溫度卷取的工藝、卷取后的熱軋鋼板經(jīng)50～85％壓下率冷軋后，在680～880℃退火的工藝等，可以制造本發(fā)明的鋼板1。
本發(fā)明的鋼板2也是高強度冷軋鋼板，以重量％計C0.0040～0.01％、Si0.05％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.14％，其余實質(zhì)上是Fe和不可避免的雜質(zhì)，通過單向拉伸試驗的公稱應變1％和10％兩點算出的n值在0.21以上。
本發(fā)明的鋼板3是高強度冷軋鋼板，以重量％計由C0.0040～0.01％、Si0.05％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下，其余實質(zhì)上是Fe和不可避免的雜質(zhì)等組成，而且滿足下述(6)式，并通過單向拉伸試驗的公稱應變1％和10％兩點算出的n值在0.21以上。
(12/93)×Nb*/C≥1.2 (6)
式(6)中Nb*＝Nb-(93/14)×N，C、N、Nb表示元素C、N、Nb的含量(重量％)。
本發(fā)明的鋼板3是將含此成分的鋼采用連鑄板坯生產(chǎn)工藝、把板坯在Ar3相變點以上溫度精軋的熱軋鋼板工藝、熱軋鋼板在500～700℃溫度卷取的工藝、卷取后的熱軋鋼板經(jīng)冷軋后退火的工藝等制造的高強度冷軋鋼板。
本發(fā)明的鋼板4是以重量％計由C0.0040～0.01％、Si0.05％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.14％，其余實質(zhì)上是Fe和不可避免的雜質(zhì)等組成，而且滿足下述(6)、(7)式的高強度冷軋鋼板。
(12/93)×Nb*/C≥1.2(6)
TS-4050×Ceq≥-0.75×TS+380 (7)
式(7)中，Ceq＝C+(1/50)×Si+(1/25)×Mn+(1/2)×P，C、Si、Mn、P、N、Nb表示元素C、Si、Mn、P、N、Nb的含量(重量％)，TS表示抗拉強度(MPa)。
本發(fā)明的鋼板5是以重量％計含C0.004～0.01％、P0.05％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Ti0.03％以下，Nb的含量要滿足下式(8)，并且NbC的體積百分數(shù)為0.03～0.1％，其70％以上的顆粒直徑為10～40nm的高強度冷軋鋼板。
1≤(93/12)×(Nb/C)≤2.5(8)
式(8)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
本發(fā)明的鋼板5是將含此成分的鋼采用連鑄板坯生產(chǎn)工藝、板坯滿足下述(9)～(11)式的壓下率條件下精軋的熱軋鋼板工藝、將熱軋鋼板經(jīng)冷軋后退火的工藝等制造的高強度冷軋鋼板。
10≤HR1 (9)
2≤HR2≤30 (10)
HR1+HR2-HR1×HR2/100≤60(11)
式(9)～(11)中HR1、HR2分別表示終軋前一道次和終軋道次的壓下率(％)。
本發(fā)明的鋼板6是以重量％計含C0.0040～0.010％、Si0.05％以下、Mn0.1～1.5％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.0100％以下、Nb0.036～0.14％，而且要滿足下述(12)式，并且平均晶粒直徑在10μm以下，r值在1.8以上的高強度冷軋鋼板。
1.1＜(Nb×12)/(C×93)＜2.5 (12)
式(12)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
本發(fā)明的鋼板6是將含此成分的鋼經(jīng)連鑄板坯生產(chǎn)工藝、把板坯直接軋制或加熱到1100～1250℃粗軋生產(chǎn)粗軋坯的工藝、把粗軋坯經(jīng)終軋前一道次和終軋道次10～40％累計壓下率的精軋生產(chǎn)熱軋鋼板的工藝、把熱軋鋼板以15℃/sec以上的冷卻速度冷卻至700℃以下溫度，在620～670℃卷取的工藝、卷取后的熱軋鋼板經(jīng)50％以上壓下率冷軋后，以20℃/sec以上的加熱速度加熱到860～Ar3相變點以下溫度退火的工藝，退火后的鋼板以0.4～1.0％的壓下率平整的工藝等制造的高強度冷軋鋼板。
本發(fā)明的鋼板7是以重量％計含C超過0.0050％并低于0.010％、Si0.05％以下、Mn0.10～1.5％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.20％，而且滿足下述(3)、(4)、(14)式的高強度冷軋鋼板。
11.0≤r+50.0×n (3)
2.9≤r+5.00×n(4)
1.98-66.3×C≤(Nb×12)/(C×93)≤3.24-80.0×C (14)
式(14)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
本發(fā)明的鋼板7是將含此成分的鋼經(jīng)連鑄板坯生產(chǎn)工藝、把板坯以終軋前一道次和終軋道次的累計壓下率60％以下的精軋后卷取的熱軋鋼板生產(chǎn)工藝、把熱軋鋼板冷軋后退火的工藝等制造的高強度冷軋鋼板。
附圖簡要說明
第1圖表示用于評價面均勻變形性能的面板形狀。
第2圖表示(Nb×12)/(C×93)對成形前后波紋高度差(ΔWca)的影響。
第3圖表示吉田縱彎曲試驗法。
第4圖表示YP、r值對塑性縱彎曲高度(YBT)的影響。
第5圖表示杯突成形試驗方法。
第6圖表示r值、n值對深沖性能、脹形性能的影響。
第7圖表示汽車前擋泥板模制品。
第8圖表示圖7的汽車前擋泥板模制品危險斷裂部位附近等效應變分布的一個示例。
第9圖表示與本發(fā)明例對比的鋼板在圖7的汽車前擋泥板成形后，危險斷裂部位附近的等效應變分布。
第10圖表示(12/93)×Nb*/C對二次加工脆化溫度的影響。
第11圖表示(12/93)×Nb*/C對r值的影響。
第12圖表示(12/93)×Nb*/C對YPE1的影響。
第13圖表示球面脹形成形試樣。
第14圖表示(12/93)×Nb*/C對焊接部位球面脹形高度的影響。
第15圖表示擴孔試樣。
第16圖表示(12/93)×Nb*/C對焊接部位擴孔率的影響。
第17圖表示匣形件深沖成形試樣。
第18圖表示TS對焊接部位產(chǎn)生裂紋臨界壓緊力的影響。
第19圖表示析出物分布形態(tài)對毛刺平均高度的影響。
第20圖表示表示析出物分布形態(tài)對毛刺平均高度的標準偏差的影響。
第21圖表示(Nb×12)/(C×93)及C對板卷內(nèi)材質(zhì)均勻性的影響。
第22圖表示r值、n值對深沖性能、脹形性能的影響。
發(fā)明的最佳實施方式
最佳方式1
上述本發(fā)明的鋼板1是在復合成形性能方面特別優(yōu)良的鋼板，詳細說明如下。
CC與Nb形成微細的碳化物，在使鋼具有高的強度的同時，提高低應變區(qū)的n值，所以使面均勻變形性能提高。由于C含量不足0.0040％其效果小，高于0.010％的話塑性降低，所以其含量定為0.0040～0.010％，希望是0.0050～0.0080％，最好0.0050～0.0074％。
SiSi添加過量的話，會使冷軋鋼板的表面化學處理性能惡化，熱鍍鋅鋼板的鍍層結(jié)合性能惡化，所以其含量定為0.05％以下。
MnMn使鋼中的S變成MnS析出，防止鋼坯熱裂，不使鍍層結(jié)合性能惡化，能提高鋼的強度。Mn的含量不足0.10％沒有使S析出的效果，超過1.20％屈服強度顯著升高的同時在低應變區(qū)的n值降低，所以其含量定為0.10～1.20％。
P為了提高強度，P在0.01％以上是必要的，超過0.05％的話，使鍍鋅的合金化處理性能惡化，鍍層結(jié)合不好，所以其含量定為0.01～0.05％。
S由于S的含量超過0.02％的話會使塑性降低，所以其含量定為0.02％以下。
sol.AlAl使鋼中的N形成AlN析出，具有減輕固溶N的危害的作用，Al含量不足0.01％其效果不充分，而超過0.1％也不能得到相應的效果，所以其含量定為0.01～0.1％。
N希望N盡可能少，從成本上考慮其含量定為0.004％以下。
OO形成氧化物系夾雜，退火時阻礙晶粒長大，成形性能惡化，所以其含量定為0.003％以下。此外為了要在0.003％以下，爐外精練后必須極力抑制吸附O。
NbNb與C形成微細的碳化物，使鋼的強度提高的同時，能提高低應變區(qū)的n值，所以面均勻變形性能提高。不足0.01％不能得到這種效果，超過0.20％的話，屈服強度顯著提高的同時，會使低應變區(qū)的n值降低，所以其含量定為0.01～0.20％，希望0.035～0.20％，最好0.080～0.140％。
這樣僅僅限定了鋼的各種成分，還不能得到深沖性能、脹形性能、面均勻變形性能等復合成形性優(yōu)良的高強度冷軋鋼板，還需要以下的條件。
首先，為了評價面均勻變形性能，使用按重量％計含C0.0040～0.010％、Si0.01～0.02％、Mn0.15～1.0％、P0.02～0.04％、S0.005～0.015％、solAl0.020～0.070％、N0.0015～0.0035％、O0.0015～0.0025％、Nb0.04～0.17％，板厚0.8mm的冷軋鋼板，如

圖1所示形狀的板條成形后，測量了成形前后波中心線波紋高度Wca的差ΔWca。
圖2表示(Nb×12)/(C×93)對成形前后波紋高度差ΔWca的影響。
(Nb×12)/(C×93)在滿足下述(1)式情況下Δwca在2μm以下，表示具有優(yōu)良的面均勻變形性能。
-0.46-0.83×log[C]≤(Nb×12)/(C×93)≤-0.88-1.66×log[C](1)
評價面均勻變形性能時不能僅看上述的波紋高度，也有必要研究在側(cè)板容易產(chǎn)生的塑性縱彎曲。
所以使用上述的冷軋鋼板，采用圖3的吉田縱彎曲試驗法，即用拉伸試驗機，夾頭間距101mm，按箭頭方向拉伸，在標距(GL＝75mm)內(nèi)給予一定的拉伸應變量(λ＝1％)后卸載，測定殘留的塑性縱彎曲高度(YBT)，評價了對塑性彎曲的面均勻變形性能。此外測定是使用間距為50mm的曲率計在垂直拉伸方向進行。
圖4表示YP、r對塑性縱彎曲高度YBT的影響。
YP、r值的關系滿足下述(2)式情況下，塑性縱彎曲高度YBT在1.5mm以下即達到與JSC270F同樣或偏上的水平，對塑性彎曲也表示出優(yōu)良的面均勻變形性能。
10.8≥5.49×log[YP]-r(2)
其次，用上述冷軋鋼板采用直徑50mm的圓筒成形時的極限深沖系數(shù)(LDR)來評價深沖性能，用圖5所示的杯突成形試驗的杯突高度H評價脹形性能。杯突成形試驗是使用340mmL×100mmW的薄板，在凸模寬(Wp)100mm，凹模寬(Wd)103mm，壓緊力(P)40噸的條件下進行。
圖6表示r值、n值對深沖性能、脹形性能的影響。其中根據(jù)下述理由n值是在1～5％的低應變區(qū)求得的數(shù)值。也就是說第8圖中，表示圖7的汽車前擋泥板模制品危險斷裂部位附近等效應變分布的一個示例，凸模底部發(fā)生的應變是1～5％，回避了側(cè)壁等危險斷裂部位的應變集中，所以可以促進低應變的凸模底部的塑性流動。
根據(jù)圖6，r值、n值的關系滿足下述(3)、(4)式情況下，得到與JSC270F同樣或偏上水平的極限深沖系數(shù)(LDR)、杯突成形高度，表示具有優(yōu)良的深沖性能和脹形性能。
11.0≤r+50.0×n (3)
2.9≤r+5.00×n(4)
本發(fā)明的鋼板1添加Ti以提高面均勻變形性能。Ti含量超過0.05％的話，熱鍍鋅處理時表面性狀明顯惡化，所以要在0.05％以下，希望設定在0.005～0.02％。再有，此時必須用下述(5)式代替上述(1)式。
-0.46-0.83×log[C]≤(Nb×12)/(C×93)+(Ti*×12)/(C×48)
≤-0.88-1.66×log[C](5)
為了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的。B含量超過0.002％的話，深沖性能、脹形性能惡化，所以定為0.002％以下，希望0.0001～0.001％。
此外，本發(fā)明的鋼板1除了具有優(yōu)良的復合成形性能以外，耐二次加工脆性、焊接部位的成形性、剪切時的抑制毛刺的性能、表面性狀、板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性等方面也具有適合做汽車外殼的特性。
包括含Ti和B等進行成分調(diào)整的鋼經(jīng)連鑄板坯生產(chǎn)、把板坯在Ar3相變點以上溫度精軋生產(chǎn)熱軋鋼板、熱軋鋼板在540℃以上溫度卷取、卷取后的熱軋鋼板經(jīng)50～85％壓下率冷軋后，在680～880℃退火等，可以制造本發(fā)明的鋼板1。
精軋在低于Ar3相變點溫度進行的話，由于r值和延伸顯著降低，必須在Ar3相變點以上溫度進行。要得到更高的延伸，希望在900℃以上進行。再有，連鑄板坯熱軋時，可以直接軋制或再加熱后軋制。
由于希望促進析出物形成，提高r值、n值，卷取在540℃以上，最好在600℃以上進行是必要的。從用酸洗去除氧化鐵皮的性質(zhì)和材質(zhì)的穩(wěn)定性考慮，應在700℃以下，最好在680℃以下進行，此外使碳化物有一定程度的長大，對形成再結(jié)晶織構(gòu)不產(chǎn)生不利的影響，在其后的連續(xù)退火時希望卷取在600℃以上進行。
為了得到高的r值和n值，冷軋時的壓下率定為50～85％。
為了促進鐵素體晶粒長大以得到高的r值，和與晶內(nèi)相比，在晶界形成析出物低密度區(qū)域(PZF)以提高n值，退火要在680～880℃進行，箱式退火情況下希望是680～850℃，連續(xù)退火情況下希望是780～880℃。
本發(fā)明的鋼板1有時要根據(jù)需要可實施電鍍鋅和熱鍍鋅的鍍鋅處理等，以及鍍后的有機膜處理。
(實施例1)
表1、2所示的No.1～29號鋼熔煉后，用連鑄的方法生產(chǎn)厚220mm的板坯，在1200℃加熱后，在880～910℃精軋，在540～560℃(箱式退火)、600～680℃(連續(xù)退火、連續(xù)退火+熱鍍鋅)卷取，生產(chǎn)板厚2.8mm的熱軋鋼板，冷軋至板厚0.80mm后，在840～860℃進行連續(xù)退火(CAL)、680～720℃箱式退火(BAF)、或850～860℃的連續(xù)退火+熱鍍鋅(CGL)中的一種處理，在0.7％壓下率下平整。
連續(xù)退火+熱鍍鋅在退火后460℃進行熱鍍鋅處理，直接在在線的合金化處理爐中在500℃進行鍍層的合金化處理，鍍的量為單側(cè)45g/m2。
然后測定力學性能(軋制方向、JIS5號試樣、n值用1～5％應變區(qū)算出)、面應變(Δwca、YBT)、極限深沖系數(shù)(LDR)、杯突成形高度(H)。
結(jié)果示于表3、4。
可以看出，滿足上述(1)～(4)式或(5)式的本發(fā)明例1～24是復合成形性能、鍍鋅的性能優(yōu)良的，抗拉強度為350MPa左右的高強度冷軋鋼板。
另一方面對比例25～44不具有優(yōu)良的復合成形性能，Si、P、Ti偏離本發(fā)明范圍的情況下，鍍鋅性能惡化。
(實施例2)
表1所示的No.1鋼熔煉后，用連鑄的方法生產(chǎn)厚220mm的板坯，在1200℃加熱后，在800～950℃精軋，在500～680℃卷取，生產(chǎn)板厚1.3～6.0mm的熱軋鋼板，以46～87％的壓下率冷軋至板厚0.80mm后，在750～900℃進行連續(xù)退火或連續(xù)退火+熱鍍鋅中的一種處理，在0.7％壓下率下平整。
連續(xù)退火+熱鍍鋅與實施例1相同的條件下進行鍍鋅處理。
然后進行與實施例1相同的試驗。
結(jié)果示于表5。
可以看出，滿足上述(1)～(4)式或(5)式的本發(fā)明例1A～1D是復合成形性能優(yōu)良的，抗拉強度為350MPa左右的高強度冷軋鋼板。
表1
X/C#(Nb％×12)/(C％×93)
*(Nb％×12)/(C％×93)+(Ti*％×12)/(C％×48)，Ti*％＝Ti-(48/14)N％-(48/32)S％
表2
X/C#(Nb％×12)/(C％×93)
表3
Y**＝5.49log(YP(MPa))-r Z***＝r+50.0(n) V****＝r+5.0(n)
#鍍層性狀引起
表4
Y**＝5.49log(YP(MPa))-r Z***＝r+50.0(n) V****＝r+5.0(n)
#鍍層性狀引起
表5
Y**＝5.49log(YP(MPa))-r Z***＝r+50.0(n) V****＝r+5.0(n)
800#低于Ar3
最佳方式2
上述本發(fā)明的鋼板2是在脹形性能方面特別優(yōu)良的鋼板，詳細說明如下。
CC與Nb形成微細的碳化物，在使鋼具有高的強度的同時，提高低應變區(qū)的n值，所以使面均勻變形性能提高。由于C含量不足0.0040％其效果小，高于0.01％的話塑性降低，所以其含量定為0.0040～0.01％，希望是0.0050～0.0080％，最好0.0050～0.0074％。
SiSi添加過量的話，會使冷軋鋼板的表面化學處理性能惡化，熱鍍鋅鋼板的鍍層的結(jié)合性能惡化，所以其含量定為0.05％以下。
MnMn使鋼中的S變成MnS析出，防止鋼坯熱裂，不使鍍層的結(jié)合性能惡化，能提高鋼的強度。Mn的含量不足0.1％沒有使S析出的效果，超過1.0％屈服強度顯著升高的同時在低應變區(qū)的n值降低，所以其含量定為0.1～1.0％。
P為了提高強度，P在0.01％以上是必要的，超過0.05％的話，使鍍鋅的合金化處理性能惡化，使鍍層結(jié)合不良，所以其含量定為0.01～0.05％。
S由于S的含量超過0.02％的話會使塑性降低，所以其含量定為0.02％以下。
sol.AlAl使鋼中的N形成AlN析出，具有減輕固溶N的危害的作用，Al含量不足0.01％其效果不充分，而超過0.1％的話由于Al的固溶，帶來塑性下降，所以其含量定為0.01～0.1％。
NN要作為AlN析出，即使sol.Al是在下限，全部的N以AlN析出，其含量也要在0.004％以下。
NbNb與C形成微細的碳化物，使鋼的強度提高的同時，能提高低應變區(qū)的n值，所以面均勻變形性能提高。不足0.01％不能得到這種效果，超過0.14％的話，屈服強度顯著提高的同時，會使低應變區(qū)的n值降低，所以其含量定為0.01～0.14％，希望0.035～0.14％，最好0.08～0.14％。
由于Nb的作用提高低應變區(qū)n值的原因不很清楚，而用電子顯微鏡詳細觀察后認為，在Nb、C含量適當?shù)那闆r下，晶內(nèi)有大量NbC析出，在晶界附近形成一個無析出物的析出物枯竭帶(PFZ)，此PFZ與晶內(nèi)相比，在低應力下可以發(fā)生塑性變形。
這樣僅僅限定了鋼的各種成分，還不能得到脹形性能優(yōu)良的高強度冷軋鋼板，還必須有以下的條件。
第8圖是表示圖7的汽車前擋泥板模制品危險斷裂部位附近的等效應變分布的一個示例。凸模底部發(fā)生的應變是1～10％，回避了側(cè)壁等危險斷裂部位的應變集中，促進低應變的凸模底部的塑性流動是必要的。為此，由單向拉伸的公稱應變1％和10％的兩點算出的n值要在0.21以上。
本發(fā)明的鋼板2為了通過進一步細化熱軋組織來提高n值，添加Ti是有效的，Ti含量超過0.05％的話，Ti的析出物粗大，其效果是不充分的，所以要低于0.05％，最好為0.005～0.02％。
為了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的，超過0.002％的B使深沖性能、脹形性能惡化，所以要在0.002％以下，最好是0.0001～0.001％。
此外本發(fā)明的鋼板2除了具有優(yōu)良的脹形性能以外，深沖性能、面均勻變形性能、耐二次加工脆性、焊接部位的成形性、剪切時的抑制毛刺的性能、表面性狀、板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性等方面也具有適合做汽車外殼的特性。
把添加了Ti、B的上述成分調(diào)整的鋼的連鑄板坯經(jīng)熱軋—酸洗—冷軋—退火可以生產(chǎn)本發(fā)明的鋼板2。
板坯可以直接熱軋或在加熱后熱軋。為了確保得到優(yōu)良的表面性狀和材質(zhì)的均勻性，精軋溫度希望在Ar3相變點以上溫度進行。
熱軋后的卷取溫度在箱式退火的情況下希望在540℃以上，在連續(xù)退火的情況下希望在600℃以上。此外，從用酸洗去除氧化鐵皮的性質(zhì)來看希望在680℃以下。
為了提高深沖性能，冷軋時的壓下率最好在50％以上。
退火溫度在箱式退火的情況下希望為680～750℃，連續(xù)退火的情況下希望為780～880℃。
本發(fā)明的鋼板2根據(jù)需要，可實施電鍍鋅和熱鍍鋅的鍍鋅處理等，以及鍍后的有機膜處理。
(實施例1)
表6所示的No.1～10號鋼熔煉后，用連鑄方法生產(chǎn)厚度為220mm的板坯，在1200℃加熱后，在880～940℃精軋，在540～560℃(對箱式退火而言)、600～660℃(對連續(xù)退火、連續(xù)退火+熱鍍鋅而言)卷取，生產(chǎn)板厚2.8mm的熱軋鋼板，酸洗后以50～85％的壓下率冷軋后，在800～860℃進行連續(xù)退火(CAL)、680～740℃箱式退火(BAF)、或800～860℃的連續(xù)退火+熱鍍鋅(CGL)中的一種處理，在0.7％壓下率下平整。
連續(xù)退火+熱鍍鋅工藝是在退火后在460℃進行熱鍍鋅處理，直接在在線的合金化處理爐中在500℃進行鍍層的合金化處理，鍍的量為單側(cè)45g/m2。
然后測定力學性能(軋制方向、JIS 5號試樣、n值用1～5％應變區(qū)算出)，和測定圖7的汽車前擋泥板成形的斷裂極限緩沖力。
結(jié)果示于表7。
本發(fā)明例的No.1～8斷裂極限緩沖力在65ton以上，表現(xiàn)出優(yōu)良的脹形性能。
另一方面作為對比例No.9～12由于在低應變區(qū)的n值低，在50ton以下的緩沖力下就斷裂。
再對比No.10、11，由于添加了過量的Si、Ti，鍍鋅后的表面性狀惡化。
(實施例2)
用表7中本發(fā)明例No.3和對比例No.10在緩沖力40ton條件下，測定圖7的汽車前擋泥板成形的應變分布。
第9圖中表示用本發(fā)明例的鋼板和對比例用鋼板在汽車前擋泥板成形時，在危險部位附近的等效應變分布。
可以看出本發(fā)明例No.3的情況下，凸模底部應變量大，抑制了側(cè)壁部位發(fā)生應變，與對比例相比，對斷裂性能是有利的。
表6
*號，表示在本發(fā)明范圍以外。
表7
最佳方式3
上述本發(fā)明的鋼板3是在耐二次加工脆性方面特別優(yōu)良的鋼板，詳細說明如下。
CC與Nb形成微細的碳化物，使鋼具有高的強度。由于C含量不足0.0040％其效果小，高于0.01％的話引起碳化物在晶界析出，耐二次加工脆性惡化，所以其含量定為0.0040～0.01％，希望是0.0050～0.0080％，最好0.0050～0.0074％。
SiSi添加過量的話，鋅鍍層的結(jié)合性能惡化，所以其含量定為0.05％以下。
MnMn使鋼中的S變成MnS析出，防止鋼坯熱裂，不使鍍層的結(jié)合性能惡化，能提高鋼的強度。Mn的含量不足0.1％沒有使S析出的效果，超過1.0％強度顯著升高的同時塑性降低，所以其含量定為0.1～1.0％。
P為了提高強度，P在0.01％以上是必要的，超過0.05％的話，會產(chǎn)生鋅鍍層的結(jié)合性能不好，所以其含量定為0.01～0.05％。
S由于S的含量超過0.02％的話會使熱加工性能和塑性等降低，所以其含量定為0.02％以下。
sol.AlAl使鋼中的N形成AlN析出，具有減輕固溶N的危害的作用。Al含量不足0.01％其效果不充分，而超過0.1％的話由于Al的固溶，帶來塑性下降，所以其含量定為0.01～0.1％。
N即使上述sol.Al是在下限，要使全部的N以AlN析出，其含量也要在0.004％以下。
NbNb使固溶的C析出，可提高耐二次加工脆性和復合成形性能，可是添加過量的話會使塑性降低，所以要在0.15％以下，希望0.035～0.15％，最好0.080～0.14％。
這樣僅僅限定了鋼的各種成分，還不能得到耐二次加工脆性優(yōu)良的高強度冷軋鋼板，還需要以下的條件。
以重量％計，使用含C0.0040～0.01％、Si0.01～0.05％、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.05％、S0.002～0.02％、sol.Al0.020～0.070％、N0.0015～0.0035％、Nb0.01～0.15％的板厚0.8mm的冷軋鋼板，測定了二次加工脆化溫度。在此所謂的二次加工脆化溫度是指，從鋼板沖切成的直徑105mm的坯料深沖成杯狀，浸泡在各種冷卻介質(zhì)(例如乙醇)中，以改變杯的溫度，用圓錐形的沖頭把杯的端部擴充，使其破壞，觀察斷口找出從塑性破壞發(fā)展到到脆性破壞的溫度。
圖10表示(12/93)×Nb*/C對二次加工脆化溫度的影響。
使用由單向拉伸試驗公稱應變1％和10％的兩點算出的n值在0.21以上的鋼板，滿足下述(6)式的話，二次加工脆化溫度顯著降低，能獲得優(yōu)良的耐二次加工脆性。
(12/93)×Nb*/C≥1.2 (6)
其原因未必清楚，認為是由于以下3個現(xiàn)象綜合的效果。
i)由于在1～10％的低應變區(qū)的n值提高，深沖成形時凸模底接觸部位的應變量增加，減少在深沖成形時的材料流入，減輕了收縮凸緣變形時的收縮變形程度。
ii)滿足式(6)的情況下，使碳化物的尺寸和分布形態(tài)最適當，即使是在深沖成形時，收縮凸緣變形的收縮成形，顯微應變均勻分布，不集中在特定的晶界，不產(chǎn)生晶界脆化。
iii)由于NbC的作用使晶粒細化，改善韌性。
如圖11所示，本發(fā)明的鋼板3具有高的r值，表現(xiàn)出優(yōu)良的深沖性能，同時如圖12所示，在30℃下3個月后的YPE1為0％，還表現(xiàn)出具有優(yōu)良的耐時效性。
本發(fā)明的鋼板3中為了促使晶粒細化，添加Ti是有效的。含Ti量超過0.05％時，熱鍍鋅時表面性質(zhì)和狀態(tài)要顯著惡化，所以Ti含量要在0.05％以下，最好定為0.005～0.02％。
此外，為了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的。B含量超過0.002％的話深沖性能、脹形性能惡化，所以B含量要在0.002％以下，最好定為0.0001～0.001％。
此外本發(fā)明的鋼板3除了具有優(yōu)良的耐二次加工脆性以外，復合成形性能、焊接部位的成形性、剪切時的抑制毛刺的性能、表面性狀、板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性等方面也具有適合做汽車外殼的特性。
把添加了Ti和B等的上述成分調(diào)整的鋼生產(chǎn)連鑄板坯，把連鑄板坯在Ar3相變點以上溫度精軋，軋成熱軋鋼板，熱軋鋼板在500～700℃溫度卷取，卷取后的熱軋鋼板在通常的條件下進行冷軋、退火等可以生產(chǎn)本發(fā)明的鋼板3。
精軋在低于Ar3相變點進行的話，在1～10％的低應變區(qū)的n值降低，耐二次加工脆性惡化，所以要在Ar3相變點以上溫度進行精軋。再有，連鑄板坯熱軋時連鑄板坯可直接熱軋，或再加熱后熱軋。
為了促進NbC析出物的形成，卷取應在500℃以上，從酸洗去除氧化鐵皮的觀點考慮要在700℃以下進行。
本發(fā)明的鋼板3根據(jù)需要，可實施電鍍鋅和熱鍍鋅的鍍鋅處理等，以及鍍后的有機膜處理。
(實施例)
表8所示的No.1～23鋼熔煉后，用連鑄方法生產(chǎn)厚250mm的板坯，在1200℃加熱后，在890～940℃精軋，在600～650℃卷取，生產(chǎn)板厚2.8mm的熱軋鋼板，在冷軋成0.7mm后在800～860℃進行連續(xù)退火+熱鍍鋅，在0.7％壓下率下平整。
連續(xù)退火+熱鍍鋅工藝是在退火后在460℃進行熱鍍鋅處理，直接在在線的合金化處理爐中在500℃進行鍍層的合金化處理。
然后測定力學性能(軋制方向、JIS 5號試樣)、r值，測定了上述的二次加工脆化溫度、在30℃條件下3個月后的YPE1、用目視方法測定了表面的性狀。
結(jié)果示于表9。
本發(fā)明例的鋼號1～15二次加工脆化溫度在85℃以下，顯示出具有非常優(yōu)良的耐二次加工脆性，同時具有高的r值，具有非時效性，也具有優(yōu)良的表面性狀。
另一方面，作為對比例的鋼號16、21由于C、P含量在本發(fā)明范圍之外，不具有足夠的強度，19、20號由于Si、P在本發(fā)明范圍之外，表面性狀惡劣，18、22號由于Nb*/C在本發(fā)明范圍之外，耐二次加工脆性惡劣。
表8
表9
**Tc二次加工脆化溫度
最佳方式4
上述本發(fā)明的鋼板4是在焊接部位的成形性方面特別優(yōu)良的鋼板，詳細說明如下。
CC與Nb形成微細的碳化物，使鋼具有高的強度。在低應變區(qū)n值提高的同時抑制焊接熱影響區(qū)的晶粒粗化。由于C含量不足0.0040％其效果小，高于0.01％的話不僅僅是母材，而且焊接部位的成形性惡化，所以其含量定為0.0040～0.01％，希望是0.0050～0.0080％，最好0.0050～0.0074％。
SiSi添加過量的話，不僅僅焊接部位的成形性惡化，而且鍍鋅的結(jié)合性也惡化，所以其含量定為0.05％以下。
MnMn使鋼中的S變成MnS析出，防止鋼坯熱裂，不使鍍層的結(jié)合性能惡化，能提高鋼的強度。Mn的含量不足0.1％沒有使S析出的效果，超過1.0％強度顯著升高的同時塑性降低，所以其含量定為0.1～1.0％。
P為了提高強度，P在0.01％以上是必要的，超過0.05％的話，焊接部位的韌性惡化和出現(xiàn)鍍鋅層結(jié)合不良，所以其含量定為0.01～0.05％。
S由于S含量超過0.02％的話會使塑性降低，所以其含量定為0.02％以下。
sol.AlAl使鋼中的N形成AlN析出，具有減輕固溶N的危害。Al含量不足0.01％其效果不充分，而超過0.1％的話由于Al的固溶，帶來塑性下降，所以其含量定為0.01～0.1％。
N即使在上述sol.Al是在下限，要使全部的N以AlN析出，其含量也要在0.004％以下。
NbNb與C形成微細碳化物，抑制焊接熱影響區(qū)的晶粒粗化。此外，使鋼的強度提高，和提高低應變區(qū)的n值。由于不足0.01％無此效果，高于0.14％的話使屈服強度提高，塑性降低，所以其含量要在0.01～0.14％，希望0.035～0.14％，最好0.080～0.14％。
這樣僅僅限定了鋼的各種成分是不夠的，還未必能提高對應于加工毛坯的焊接部位的成形性。所以把上述成分范圍的0.7mm的冷軋鋼板用激光焊接(激光輸出功率3KW，焊接速度5m/min)，通過球面脹形試驗研究熱影響區(qū)的脹形性能，通過擴孔試驗研究了凸緣延伸性能，通過匣形件深沖試驗研究了深沖性能。
圖14表示使用圖13的試樣，在表10的條件下(12/Nb*)/(93×C)對進行球面脹形試驗時的焊接部位的脹形高度的影響。
Nb、C含量滿足下述(6)式時，脹形高度在26mm以上能獲得優(yōu)良的脹形性能。低于1.2情況下，熱影響區(qū)會發(fā)生裂紋，脹形高度明顯降低。
(12/93)×Nb*/C≥1.2 (6)
圖16表示使用圖15的試樣，在表11的條件下(12/Nb*)/(93×C)對進行擴孔試驗時的焊接部位的擴孔率的影響。
Nb、C含量滿足上述(6)式時，擴孔率在80％以上能獲得優(yōu)良的凸緣延伸性能。低于1.2情況下，熱影響區(qū)會發(fā)生裂紋，沿熱影響部位擴展。由此可顯示出由于熱影響部位晶粒的粗化而軟化，使凸緣延伸性能惡化。
再有，在本發(fā)明的Nb、C含量范圍內(nèi)，在1100℃以上從平衡理論上NbC全部固溶，而焊接時急冷、急熱的熱影響部位發(fā)生的是非平衡反應，可推斷未固溶的NbC促使晶粒細化的效果。
要在熱影響區(qū)得到更優(yōu)良的脹形性能和凸緣延伸性能，希望將(12/Nb*)/(93×C)控制在1.3～2.2范圍。
圖18表示使用圖17的試樣，在表12的條件下TS對在進行匣形件深沖成形試驗時，焊接部位發(fā)生裂紋極限壓緊力的影響。
滿足下述(7)式的鋼發(fā)生裂紋極限壓緊力在20ton以上，能夠得到優(yōu)良的深沖性能。
TS-4050×Ceq≥-0.75TS+380(7)
此結(jié)果用上述(7)式的關系，可以考慮利用NbC的析出強化和細晶強化，可采用降低固溶元素Si、Mn、P的成分設計，可減少焊接部位和母材相對的強度差。
表10
表11
表12
本發(fā)明的鋼板4中為了促使晶粒細化，添加Ti是有效的。含Ti量超過0.05％的話熱鍍鋅時表面性狀要顯著惡化，所以Ti含量要在0.05％以下，最好定為0.005～0.02％。
此外，為了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的。B含量超過0.002％的話深沖性能、脹形性能惡化，所以B含量要在0.002％以下，最好定為0.0001～0.001％。
此外，本發(fā)明的鋼板4除了具有優(yōu)良的焊接部位的成形性能以外，復合成形性能、耐二次加工脆性、剪切時抑制毛刺的性能、表面性狀、板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性等方面也具有適合做汽車外殼的特性。
把包括添加了Ti和B等的情況，上述成分調(diào)整的鋼生產(chǎn)連鑄板坯，經(jīng)熱軋—酸洗—冷軋—退火等可以生產(chǎn)本發(fā)明的鋼板4。
板坯可直接熱軋或再加熱后熱軋。此時的精軋溫度為了確保表面性狀和材質(zhì)的均勻性，希望精軋在Ar3相變點以上溫度進行。
熱軋后的卷取溫度在箱式退火的情況下希望為540℃以上，連續(xù)退火情況下希望在600℃以上。此外，從酸洗去除氧化鐵皮的觀點考慮希望在680℃以下。
為了提高深沖性能，冷軋時的壓下率要在50％以上。
退火溫度在箱式退火情況下希望在680～750℃，連續(xù)退火情況下希望為780～880℃。
本發(fā)明的鋼板4根據(jù)需要，可實施電鍍鋅和熱鍍鋅的鍍鋅處理等，以及鍍后的有機膜處理。
(實施例)
表13所示的鋼號為No.1～20鋼熔煉后，用連續(xù)鑄造的方法生產(chǎn)厚250mm的板坯，在1200℃加熱后，在880～940℃精軋，在540～560℃(對箱式退火而言)、600～680℃(對連續(xù)退火、連續(xù)退火+鍍鋅而言)卷取，熱軋成板厚為2.8mm的熱軋鋼板，冷軋至板厚0.7mm后進行680～740℃的箱式退火(BAF)、800～860℃的連續(xù)退火(CAL)或800～860℃的連續(xù)退火+熱鍍鋅(CGL)，在0.7％壓下率下平整。
連續(xù)退火+熱鍍鋅工藝是在退火后在460℃進行熱鍍鋅處理，直接在在線的合金化處理爐中在500℃進行鍍層的合金化處理。
然后測定力學性能(軋制方向、JIS 5號試樣)和測定了r值。還用上述方法進行了焊接部位熱影響部位的球面脹形試驗、擴孔試驗、匣形件深沖試驗。
結(jié)果示于表14。
本發(fā)明例的No.1～10不僅母材具有優(yōu)良的力學性能，焊接部位熱影響區(qū)也具有優(yōu)良的脹形高度、擴孔率、斷裂極限壓緊力。
另一方面作為對比例，No.11～20焊接部位的成形性不好。
表13
表14
最佳方式5
上述本發(fā)明的鋼板5是在剪切時抑制毛刺的性能(剪切時的毛刺高度小)方面特別優(yōu)良的鋼板，詳細說明如下。
CC與Nb形成微細的碳化物NbC，會影響到剪切時的抑制毛刺的性能，由于C含量不足0.004％，NbC的體積百分率不夠，所以毛刺高度不會小，高于0.01％的話NbC顆粒直徑分布的不均勻性增加，毛刺高度波動大，所以其含量定為0.004～0.01％。
P、SP、S以比較大的硫化物和磷化物等夾雜物分散在鋼中，沖壓加工時成為裂紋的起點或裂紋傳播的路徑，有使毛刺高度減小的作用?？墒翘砑舆^量的話會促使毛刺高度波動，所以將其含量定為P是0.05％以下，S是0.02％以下。
sol.AlAl是為鋼脫氧而加入的。Al含量不足0.01％使Mn和Si等大多以粗大的氧化物夾雜分散在鋼中，與P、S的過量加入相同，毛刺高度會發(fā)生大的波動，而超過0.1％的話會生成粗大的Al2O3，毛刺高度波動變大，所以其含量定為0.01～0.1％。
NN添加過量的話，會使Nb和Al等的氮化物粗大，剪斷時容易發(fā)生裂紋不均勻，毛刺高度波動變大，所以其含量要在0.004％以下。
TiTi是提高成形性的有效元素，與Nb復合添加時，對NbC的分布形態(tài)有不好的影響，所以其含量定為在0.03％以下。
NbNb如上所述，與C一起形成碳化物NbC，影響抑制毛刺的性能。如下所述，要得到優(yōu)良的抑制毛刺性能的NbC體積百分數(shù)和顆粒直徑的分布，其含量要控制成滿足下述(8)式。
1≤(93/12)×(Nb/C)≤2.5 (8)
研究了各利高強度冷軋鋼板的NbC的體積百分數(shù)和顆粒直徑的分布對抑制毛刺的性能的影響，如圖19、圖20所示，在NbC的體積百分數(shù)為0.03～0.1％，其70％以上的顆粒直徑為10～40nm的情況下，平均毛刺高度在6μm以下，其標準偏差小到0.5μm以下，抑制毛刺的性能非常好。
通過這樣的NbC分布形態(tài)得到優(yōu)良抑制毛刺的性能的明確原因尚不清楚，推斷為以下原因。沖壓加工切斷邊緣的局部變形區(qū)域分散有均勻細小的析出物的情況下，在鋼中存在析出物的附近同時產(chǎn)生多個裂紋，這些裂紋幾乎同時連接至破壞，所以不僅毛刺高度平均值小，而且波動也非常小。
我們對Ti、V也進行了研究，未看到NbC這樣的效果。認為是這些碳化物與NbC相比大小和分布都不均勻。
Si、Mn在本發(fā)明研究的范圍內(nèi)對特性沒有不好的影響，所以沒有特別的規(guī)定，在不損害強度、成形性等其他特性的范圍內(nèi)可適當添加。
此外，B在10ppm以下，V在0.2％以下，Cr和Mo在0.5％以下，不損害本發(fā)明的效果，可適當添加。
此外，本發(fā)明的鋼板5除了具有優(yōu)良的抑制毛刺的性能以外，復合成形性能、耐二次加工脆性、表面性狀、板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性等方面也具有適合做汽車外殼的特性。
把上述成分調(diào)整的鋼生產(chǎn)連鑄板坯，將板坯在滿足下述(9)～(11)式的終軋前一道次和終軋道次壓下率HR1、HR2的條件下精軋，生產(chǎn)熱軋鋼板，把熱軋鋼板冷軋后退火等，可以生產(chǎn)本發(fā)明的鋼板5。
10≤HR1 (9)
2≤HR2≤30 (10)
HR1+HR2-HR1×HR2/100≤60 (11)
熱軋后的輸送冷卻和退火后的冷卻等限定冷卻速度不要超過200℃/sec，就能夠得到本發(fā)明的效果，除終軋前一道次和終軋道次的壓下率以外，對其他的生產(chǎn)條件沒有特別的規(guī)定。
本發(fā)明的鋼板5根據(jù)需要，可實施電鍍鋅和熱鍍鋅的鍍鋅處理等，以及鍍后的有機膜處理。
(實施例)
表15～16所示的鋼號為No.1～35鋼熔煉后，用連續(xù)鑄造的方法生產(chǎn)厚250mm的板坯，在1200℃加熱后，在890～960℃精軋，在500～700℃卷取，熱軋成板厚為2.8mm的熱軋鋼板，冷軋至板厚0.7mm后進行750～900℃連續(xù)退火(CAL)或連續(xù)退火+熱鍍鋅(CGL)，在0.7％壓下率下平整。
連續(xù)退火+熱鍍鋅工藝是在退火后在460℃進行熱鍍鋅處理，直接在在線的合金化處理爐中500℃條件下進行鍍層的合金化處理。
然后從各種鋼板上沖切50張直徑50mm的圓板，測定端面的毛刺高度，求出毛刺平均高度和毛刺高度的標準偏差。
結(jié)果示于表17～19。
具有本發(fā)明范圍內(nèi)成分，在本發(fā)明范圍條件下，熱軋的鋼板NbC的分布形態(tài)最適合，毛刺平均高度6μm以下，其標準偏差小至0.5μm以下，抑制毛刺的性能非常好。
表15
單位Wt％
*表示偏離本發(fā)明范圍。
表16
單位Wt％
*表示偏離本發(fā)明范圍。
表17
*表示偏離本發(fā)明的范圍。
表18
*表示偏離本發(fā)明的范圍
表19
*表示偏離本發(fā)明的范圍
最佳方式6
上述本發(fā)明的鋼板6是在表面性狀方面特別優(yōu)良的鋼板，詳細說明如下。
CC與Nb形成微細的碳化物，在使鋼具有高的強度的同時，熱軋后晶粒直徑細化，能使r值提高。此外，由于利用微細碳化物的析出強化，所以沒有必要大量添加Si、Mn、P，可以獲得優(yōu)良的表面性狀。由于C含量不足0.0040％其效果小，高于0.010％的話塑性降低，所以其含量定為0.0040～0.010％，希望是0.0050～0.0080％，最好0.0050～0.0074％。
SiSi添加過量的話，鋅鍍層的結(jié)合性能惡化，所以其含量定為0.05％以下。
MnMn使鋼中的S變成MnS析出，防止鋼坯熱裂，不使鍍層的結(jié)合性能惡化，能提高鋼的強度。Mn的含量不足0.1％沒有使S析出的效果，超過1.5％的話強度顯著升高的同時塑性降低，所以其含量定為0.1～1.5％。
P為了提高強度，P在0.01％以上是必要的，但超過0.05％的話，會使焊接部位的韌性惡化和鍍鋅的結(jié)合不良，所以其含量定為0.01～0.05％。
S由于S的含量超過0.02％的話會使塑性降低，所以其含量定為0.02％以下。
sol.AlAl是使鋼脫氧添加的。Al含量不足0.01％其效果不充分，而超過0.1％的話由于Al的固溶，帶來塑性下降，所以其含量定為0.01～0.1％。
NN固溶在鋼中，成為形成拉伸滑移等表面缺陷的原因，所以其含量要在0.0100以下。
NbNb與C形成微細的碳化物，使鋼的強度提高，還使晶粒微細化，使表面性狀和復合成形性能等提高。不足0.036％不能得到這種效果，超過0.14％的話，屈服強度顯著提高，但塑性降低，所以其含量定為0.036～0.14％，最好0.08～0.14％。
這樣僅僅限定了鋼的各種成分，還不能得到表面性狀和復合成形性都優(yōu)良的高強度冷軋鋼板，還要滿足下述(12)式，平均晶粒直徑在10μm以下，r值在1.8以上。
1.1＜(Nb×12)/(C×93)＜2.5 (12)
再有，為了利用NbC的作用，(Nb×12)/(C×93)要超過1.5，最好1.7以上。
本發(fā)明的鋼板6中，為了促進晶粒細化，Ti是有效的，Ti含量在0.019％以下，希望在0.005～0.019％，而且要滿足下述(13)式。
Ti≤(48/14)×N+(48/32)×S (13)
為了提高耐二次加工脆性，添加0.0015％以下的B是有效的。
此外本發(fā)明的鋼板6除了具有優(yōu)良的表面性狀以外，復合成形性能、耐二次加工脆性、板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性等方面也具有適合做汽車外殼的特性。
包括含Ti和B等進行成分調(diào)整的鋼經(jīng)連鑄板坯生產(chǎn)、把板坯在1100～1250℃溫度加熱后粗軋生產(chǎn)粗軋坯、把粗軋坯以終軋前一道次和終軋道次10～40％的累計壓下率精軋，生產(chǎn)熱軋鋼板，熱軋鋼板以15℃/sec以上的冷卻速度冷卻至700℃以下，在620～670℃溫度卷取、以50％壓下率冷軋后，以20℃/sec以上的加熱速度加熱到860℃～Ar3溫度退火、用0.4～1.0％壓下率平整等，可以制造本發(fā)明的鋼板6。
板坯再加熱時低于1100℃熱軋時變形抗力顯著提高，超過1250℃的話生成過量的氧化鐵皮，擔心使表面性狀惡化，所以要在1100～1250℃進行。
為了使熱軋后的晶粒細化，精軋的終軋前一道次和終軋道次累計壓下率要在10％以上，為了防止產(chǎn)生不均勻的軋制組織，要在40％以下。再有為了確保其后的冷軋壓下率，軋后的板厚希望2.0～4.5mm。
為了防止晶粒粗大，熱軋后要以15℃/sec以上的冷卻速度冷卻至700℃以下的溫度。
從促進AlN析出，同時從酸洗去除氧化鐵皮的觀點考慮，卷取要在670℃進行。
為了獲得高的r值，冷軋壓下率要在50％以上。
為了防止晶粒粗大帶來的表面性狀惡化，同時為了獲得高r值，退火要以20℃/sec以上的加熱速度加熱，在860℃～Ar3相變點以下的溫度下進行。
為了抑制時效和防止屈服強度上升，要以0.4～1.0％壓下率進行平整。
本發(fā)明的鋼板6根據(jù)需要，可實施電鍍鋅和熱鍍鋅的鍍鋅處理等，以及鍍后的有機膜處理。
(實施例1)
表20所示的鋼號為No.1～13的鋼熔煉后，用連鑄方法生產(chǎn)厚250mm的板坯，在1200℃加熱后，在880～910℃精軋，以20℃/sec的平均冷卻速度冷卻后，在640℃卷取，生產(chǎn)出板厚2.8mm的熱軋鋼板，冷軋至板厚為0.7mm后，以約30℃/sec的加熱速度加熱，在865℃、60sec條件下進行連續(xù)退火+熱鍍鋅，在0.6％壓下率下平整。
然后測定力學性能(軋制方向、JIS 5號試樣)，測定r值，和研究了表面性狀、耐表面粗糙性能。
結(jié)果示于表21。
具有本發(fā)明范圍內(nèi)的成分，在本發(fā)明范圍內(nèi)的條件下制造的本發(fā)明例鋼號1～9，具有10μm以下的平均晶粒直徑，具有1.8以上的r值，表面性狀、耐表面粗糙性能優(yōu)良。
另一方面，對比例鋼號10由于含C量不足0.0040％，晶粒粗大，耐表面粗糙性能差。鋼號11由于含C量超過0.010％，NbC的析出量過多，延伸和r值差。鋼號12由于(Nb×12)/(C×93)在1.1以下，殘留有固溶的C，延伸和r值差。鋼號13由于(Nb×12)/(C×93)在2.5以上，延伸和r值差。
(實施例2)
使用表20所示的鋼號為No.1～5的板坯，用表22所示的熱軋條件和退火條件生產(chǎn)了熱鍍鋅鋼板。
進行了與實施例1相同的研究。
其結(jié)果示于表22。
在本發(fā)明的條件下制造的本發(fā)明例A、C、E具有10μm以下的平均晶粒直徑，1.8以上的r值，表面性狀、耐表面粗糙性能優(yōu)良。
另一方面，對比例的B、F，r值低，成形性不好。
表20
單位Wt％
*表示在本發(fā)明范圍以外。
表21
表22
最佳方式7
上述本發(fā)明的鋼板7是在板卷內(nèi)材質(zhì)均勻性方面特別優(yōu)良的鋼板，詳細說明如下。
CC與Nb形成微細的碳化物，在使鋼具有高的強度的同時，提高低應變區(qū)的n值，所以使面均勻變形性能提高。C含量不足0.0050％其效果小，高于0.010％的話塑性降低，所以其含量定為0.0050～0.010％，希望是0.0050～0.0080％，最好0.0050～0.0074％。
SiSi添加過量的話，冷軋鋼板的化學處理性能變差，熱鍍鋅鋼板的鍍層的結(jié)合性能惡化，所以其含量定為0.05％以下。
MnMn使鋼中的S變成MnS析出，防止鋼坯熱裂，不使鍍層的結(jié)合性能惡化，能提高鋼的強度。Mn的含量不足0.10％沒有使S析出的效果，超過1.5％的話強度顯著升高的同時低應變區(qū)的n值降低，所以其含量定為0.10～1.5％。
P為了提高強度，P在0.01％以上是必要的，超過0.05％的話，會使鍍鋅層合金化處理性能惡化，鍍鋅的結(jié)合不良，所以其含量定為0.01～0.05％。
S由于S含量超過0.02％的話會使塑性降低，所以其含量定為0.02％以下。
sol.AlAl與鋼中的N形成AlN析出，具有減輕固溶N的危害。Al含量不足0.01％其效果不充分，而超過0.1％的話，也得不到與其相應的效果，所以其含量定為0.01～0.1％。
N希望N盡可能少，從成本上考慮其含量要在0.004％以下。
NbNb與C形成微細的碳化物，使鋼的強度提高，同時能提高低應變區(qū)的n值，所以使面均勻變形性能提高。不足0.01％不能得到這種效果，超過0.20％的話，屈服強度顯著提高，同時使低應變區(qū)的n值降低，所以其含量定為0.01～0.20％，希望0.035～0.20％，最好0.080～0.140％。
這樣僅僅限定了鋼的各種成分，還不能得到板卷內(nèi)材質(zhì)均勻性、深沖性能、脹形性能都優(yōu)良的高強度冷軋鋼板，還需要以下的條件。
以重量％計，使用含C0.0061％、Si0.01％、Mn0.30％、P0.02％、S0.005％、sol.Al0.050％、N0.0024％、Nb0.040～0.170％的板坯，以終軋前一道次和終軋道次的累計壓下率為40％在900℃精軋，580～680℃卷取，冷軋至0.8mm板厚以后，在850℃連續(xù)退火，以0.7％的壓下率平整，使用這樣的鋼板研究了板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性。
圖21表示(Nb×12)/(C×93)、C對板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性的影響。
(Nb×12)/(C×93)滿足下述(14)式情況下，能得到優(yōu)良的板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性。
1.98-66.3×C≤(Nb×12)/(C×93)≤3.24-80.0×C (14)
關于深沖性能和脹形性能使用上述鋼板，測定了在最佳方式1中講的圓筒成形時的極限深沖系數(shù)和杯突成形試驗的杯突高度，評價深沖性能和脹形性能。
圖22表示r值、n值對深沖性能、脹形性能的影響。
與最佳方式1的情況相同，滿足下述(3)、(4)式的話，可以得到優(yōu)良的深沖性能和脹形性能。
11.0≤r+50.0×n(3)
2.9≤r+5.00×n (4)
為了細化晶粒提高面均勻變形性能，在本發(fā)明的鋼板7中可以添加Ti。Ti含量超過0.05％的話熱鍍鋅處理時表面性狀顯著惡化，所以要在0.05％以下，最好為0.005～0.02％。此時要用下述(15)式代替上述的(14)式。
1.98-66.3×C≤(Nb×12)/(C×93)+(Ti*×12)/(C×48)
≤3.24-80.0×C (15)
為了提高耐二次加工脆性，添加B是有效的。B超過0.002％的話，深沖性能、脹形性能惡化，所以要在0.002％以下，最好為0.0001～0.001％。
此外，本發(fā)明的鋼板7除了在板卷內(nèi)材質(zhì)的均勻性方面具有優(yōu)良的性能以外，復合成形性能、耐二次加工脆性、焊接部位的成形性、剪切時的抑制毛刺的性能、表面性狀等方面也具有適合做汽車外殼的特性。
包括添加Ti和B等進行成分調(diào)整的鋼經(jīng)連鑄板坯生產(chǎn)、以終軋前一道次和終軋道次60％以下累計壓下率精軋后卷取，生產(chǎn)熱軋鋼板，把熱軋鋼板冷軋后退火，可以制造本發(fā)明的鋼板7。連鑄板坯熱軋時，板坯可以直接軋制，或再加熱后軋制。
要更有把握得到優(yōu)良的板卷內(nèi)材質(zhì)均勻性、深沖性能、脹形性能，希望精軋在870℃以上，軋后的卷取在550℃以上、冷軋時的壓下率為50～85％、退火為在780～880℃的連續(xù)退火。此外，從酸洗去除氧化鐵皮的性質(zhì)的穩(wěn)定性的觀點來看，卷取在700℃以下，最好在680℃以下。
本發(fā)明的鋼板7根據(jù)需要，可實施電鍍鋅和熱鍍鋅的鍍鋅處理等，以及鍍后的有機膜處理。
(實施例1)
表23所示的鋼號為No.1～10的鋼熔煉后，用連鑄方法生產(chǎn)220mm厚的板坯，在1200℃加熱后，終軋前一道次和終軋道次30～50％累計壓下率，在880～960℃精軋，生產(chǎn)板厚2.8mm的熱軋鋼板，在580～680C的卷取溫度下卷取，冷軋至板厚0.80mm后，進行840～870℃的連續(xù)退火(CAL)或850～870℃的連續(xù)退火+熱鍍鋅(CGL)，在0.7％壓下率下平整。
連續(xù)退火+熱鍍鋅時，退火后在460℃進行熱鍍鋅處理，直接在線在合金化處理爐在500℃進行鍍層的合金化處理，鍍的量為單側(cè)45g/m2。
然后測定抗拉性能(軋制方向、JIS 5號試樣、n值用1～5％應變區(qū)算出)、r值、極限深沖系數(shù)(LDR)、杯突成形高度(H)。此外對鍍鋅鋼板研究了鍍鋅層結(jié)合性能。
鍍層結(jié)合性能是在鍍層鋼板表面貼上膠帶，進行90度反復彎曲，測定粘在膠帶上的鍍層的量，分成1不剝離、2微量剝離、3少量剝離、4中等剝離、5嚴重剝離等五類，1、2為合格。
結(jié)果示于表24～26。
可看出本發(fā)明的鋼板深沖性能、脹形性能、板卷內(nèi)材質(zhì)均勻性等優(yōu)良，而且鍍層結(jié)合性能也好。
與此相反，對比例的鋼板深沖性能和脹形性能不好，特別是不滿足上述(14)式情況下，板卷長度方向的材質(zhì)均勻性顯著惡化。再有，P、Ti含量多的情況下，鍍層結(jié)合性能也惡化。
(實施例2)
表23所示的鋼號為No.1鋼的板坯在1200℃加熱后，在終軋前一道次和終軋道次累計壓下率30～70％、880～910℃精軋，生產(chǎn)板厚2.8mm的熱軋鋼板，在580～640℃的溫度下卷取，冷軋至板厚0.80mm后，進行840～870℃的連續(xù)退火或在850～870℃的連續(xù)退火+熱鍍鋅，在0.7％壓下率下平整。
熱鍍鋅處理的條件與實施例1的情況相同。
然后測定板卷長度方向的抗拉性能(n值用1～5％應變區(qū)算出)、r值、極限深沖系數(shù)、杯突成形高度。
結(jié)果示于表27。
可看出在終軋前一道次和終軋道次累計壓下率60％以下條件下，在本發(fā)明范圍內(nèi)的鋼板在板卷長度方向上材質(zhì)的均勻性優(yōu)良。
(實施例3)
表23所示的鋼號為No.1鋼的板坯在1200℃加熱后，在終軋前一道次和終軋道次累計壓下率40％、840～980℃精軋溫度熱軋至板厚1.3～6.0mm，在500～700℃的溫度下卷取，用46～87％壓下率冷軋至板厚0.8mm后，進行750～900℃的連續(xù)退火或連續(xù)退火+熱鍍鋅，在0.7％壓下率下平整。
熱鍍鋅處理的條件與實施例1的情況相同。
然后測定板卷長度方向的抗拉性能(n值用1～5％應變區(qū)算出)、r值、極限深沖系數(shù)、杯突成形高度。
結(jié)果示于表28、29。
可看出在精軋溫度、卷取溫度、冷軋時的壓下率、退火溫度在本發(fā)明范圍內(nèi)的鋼板在板卷長度方向材質(zhì)的均勻性優(yōu)良。
表23
X/C#(Nb％×12)/(C％×93)
*(Nb％×12)/(C％×93)+(Ti*％×12)/(C％×48)，Ti*％＝Ti-(48/14)N％-(48/32)S％
表24
Y**＝r+50.0×n、Z***＝r+5.0×n
表25
Y**＝r+50.0×n、Z***＝r+5.0×n
表26
Y**＝r+50.0×n、Z**＝r+5.0×n
表27
Y**＝r+50.0×n、Z***＝r+5.0×n
表28
Y**＝r+50.0×n、Z***＝r+5.0×n
表29
Y**＝r+50.0×n、Z***＝r+5.0×n
權(quán)利要求
1.高強度冷軋鋼板，以重量％計含C0.0040～0.01％、Si0.05％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.14％，其余基本上為Fe和不可避免的雜質(zhì)，用單向拉伸試驗的1％和10％兩點的公稱應變算出的n值在0.21以上。
2.如權(quán)利要求1所述的高強度冷軋鋼板，還含Ti0.05重量％以下。
3.如權(quán)利要求1或2所述的高強度冷軋鋼板，還含B0.002重量％以下。
4.高強度冷軋鋼板，以重量％計含C0.0040～0.01％、Si0.05％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下，其余基本上為Fe和不可避免的雜質(zhì)，而且滿足下述(6)式，并且用單向拉伸試驗的1％和10％兩點的公稱應變算出的n值在0.21以上，
(12/93)×Nb*/C≥1.2 (6)式(6)中Nb*＝Nb-(93/14)×N，C、N、Nb表示元素C、N、Nb的含量(重量％)。
5.如權(quán)利要求4所述的高強度冷軋鋼板，還含Ti0.05重量％以下。
6.如權(quán)利要求4所述的高強度冷軋鋼板，還含B0.002重量％以下。
7.高強度冷軋鋼板的制造方法，包括步驟
生產(chǎn)鋼連鑄板坯，以重量％計所述鋼含C0.0040～0.01％、Si0.05％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下，其余實質(zhì)上為Fe和不可避免的雜質(zhì)，而且滿足下述(6)式
把上述板坯在Ar3相變點以上溫度精軋生產(chǎn)熱軋鋼板；
將上述熱軋鋼板在500～700℃溫度卷取；
把上述卷取后的熱軋鋼板冷軋后退火，
(12/93)×Nb*/C≥1.2 (6)式(6)中Nb*＝Nb-(93/14)×N，C、N、Nb表示元素C、N、Nb的含量(重量％)。
8.高強度冷軋鋼板，以重量％計含C0.0040～0.01％、Si0.05％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.14％，其余實質(zhì)上為Fe和不可避免的雜質(zhì)，而且滿足下述(6)、(7)式，
(12/93)×Nb*/C≥1.2 (6)
TS-4050×Ceq≥-0.75×TS+380 (7)式(6)、(7)中Nb*＝Nb-(93/14)×N，Ceq＝C+(1/50)×Si+(1/25)×Mn+(1/2)×P，C、Si、Mn、P、N、Nb表示C、Si、Mn、P、N、Nb的含量(重量％)，TS表示抗拉強度(MPa)。
9.如權(quán)利要求8所述的高強度冷軋鋼板，還含Ti0.05重量％以下。
10.如權(quán)利要求8或9所述的高強度冷軋鋼板，還含B0.002重量％以下。
11.高強度冷軋鋼板，以重量％計含C0.004～0.01％、P0.05％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Ti0.03％以下、Nb含量滿足下述(8)式，而且NbC的體積百分數(shù)為0.03～0.1％，其70％以上的顆粒直徑為10～40nm，
1≤(93/12)×(Nb/C)≤2.5 (8)式(8)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
12.高強度冷軋鋼板的制造方法，包括步驟
生產(chǎn)鋼連鑄板坯，以重量％計所述鋼含C0.004～0.01％、P0.05％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Ti0.03％以下、Nb含量滿足下述(8)式；
將上述板坯用滿足(8)～(11)式的壓下率精軋生產(chǎn)熱軋鋼板；
將上述熱軋鋼板冷軋后退火，
1≤(93/12)×(Nb/C)≤2.5 (8)
10≤HR1(9)
2≤HR2≤30 (10)
HR1+HR2-HR1×HR2/100≤60 (11)式(8)～(11)中，C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)，HR1、HR2分別表示精軋時終軋前一道次和終軋道次的壓下率(％)。
13.高強度冷軋鋼板，以重量％計含C0.0040～0.010％、Si0.05％以下、Mn0.10～1.5％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.0100％以下、Nb0.036～0.14％，而且滿足下述(12)式，并且平均晶粒直徑在10μm以下，r值在1.8以上，
1.1＜(Nb×12)/(C×93)＜2.5 (12)
式(12)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
14.如權(quán)利要求16所述的高強度冷軋鋼板，還含Ti0.019重量％以下，而且滿足下述(13)式，
Ti≤(48/14)×N+(48/32)×S (13)
式13中N、S、Ti表示元素N、S、Ti的含量(重量％)。
15.如權(quán)利要求13或14所述的高強度冷軋鋼板，還含B0.0015重量％以下。
16.高強度冷軋鋼板的制造方法，包括步驟
生產(chǎn)鋼連鑄板坯，以重量％計所述鋼含C0.0040～0.010％、Si0.05％以下、Mn0.10～1.5％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.0100％以下、Nb0.036～0.14％，而且滿足下述(12)式；
將上述板坯直接粗軋或加熱到1100～1250℃后粗軋，生產(chǎn)粗軋坯；
把上述粗軋坯以終軋前一道次和終軋道次10～40％累計壓下率精軋，生產(chǎn)熱軋鋼板；
將上述熱軋鋼板以15℃/sec以上的冷卻速度冷卻至700℃以下，在620～670℃的溫度下卷取；
把上述卷取后的熱軋鋼板以50％以上的壓下率冷軋后，以20℃/sec以上的加熱速度加熱，在860～Ar3相變點以下的溫度下退火；
將上述退火后的鋼板以0.4～1.0％的壓下率平整。
17.高強度冷軋鋼板，以重量％計，含C超過0.0050％，而低于0.010％、Si0.05％以下、Mn0.10～1.5％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.20％，而且滿足下述(3)、(4)、(14)式，
11.0≤r+50.0×n (3)
2.9≤r+5.00×n (4)
1.98-66.3×C≤(Nb×12)/(C×93)≤3.24-80.0×C (14)式(3)、(4)、(14)中，r表示r值，n表示n值(1～5％應變)，C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
18.高強度冷軋鋼板，以重量％計，含C超過0.0050％，而低于0.010％、Si0.05％以下、Mn0.10～1.5％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.20％、Ti0.05％以下，而且滿足下述(3)、(4)、(15)式，
11.0≤r+50.0×n (3)
2.9≤r+5.00×n (4)
1.98-66.3×C≤(Nb×12)/(C×93)+(Ti*×12)/(C×48)≤3.24-80.0×C (15)式(3)、(4)、(15)中，r表示r值，n表示n值(1～5％應變)，Ti*＝Ti-(48/14)×N-(48/32)×S，Ti*為0以下時Ti*＝0，C、S、N、Nb、Ti表示元素C、S、N、Nb、Ti的含量(重量％)。
19.如權(quán)利要求17或18所述的高強度冷軋鋼板，還含B0.002重量％以下。
20.高強度冷軋鋼板的制造方法，包括步驟
生產(chǎn)鋼連鑄板坯，以重量％計所述鋼含C超過0.0050％，而低于0.010％、Si0.05％以下、Mn0.10～1.5％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.20％，而且滿足下述(14)式；
將上述板坯以終軋前一道次和終軋道次累計壓下率60％以下精軋后卷取，生產(chǎn)熱軋鋼板；
將上述熱軋鋼板冷軋后退火，
1.98-66.3×C≤(Nb×12)/(C×93)≤3.24-80.0×C(14)
式(14)中C、Nb表示元素C、Nb的含量(重量％)。
21.高強度冷軋鋼板的制造方法，包括步驟生產(chǎn)以重量％計含C超過0.0050％，而低于0.010％、Si0.05％以下、Mn0.01～1.5％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.20％、Ti0.05％以下，而且滿足下述(15)式的鋼連鑄板坯；
將上述板坯以終軋前一道次和終軋道次累計壓下率60％以下精軋后卷取，生產(chǎn)熱軋鋼板；
將上述熱軋鋼板冷軋后退火，
1.98-66.3×C≤(Nb×12)/(C×93)+(Ti*×12)/(C×48)≤3.24-80.0×C (15)式(15)中Ti*＝Ti-(48/14)×N-(48/32)×S，Ti*為0以下時Ti*＝0，C、S、N、Nb、Ti表示元素C、S、N、Nb、Ti的含量(重量％)。
22.如權(quán)利要求20或21所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其中，在870℃以上溫度精軋，在550℃以上溫度卷取，以50～85％的壓下率冷軋，在780～880℃溫度下連續(xù)退火。
全文摘要
本發(fā)明涉及抗拉強度為340～440MPa的添加Nb的超低C冷軋鋼板，例如以重量％計，高強度冷軋鋼板含C0.0040～0.01％、Si0.05％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.05％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.01～0.14％，其余實質(zhì)上是Fe和不可避免的雜質(zhì)，而且通過單向拉伸試驗的公稱應變1％和10％兩點算出的n值在0.21以上的冷軋鋼板，及其制造方法。采用本發(fā)明可以得到復合成形性、耐二次加工脆性、焊接部位成形性、抑制毛刺的性能、表面性狀、板卷內(nèi)材質(zhì)均勻性等均優(yōu)良的汽車外殼用的高強度冷軋鋼板。
文檔編號C22C38/12GK1492068SQ0213212
公開日2004年4月28日 申請日期1999年12月3日 優(yōu)先權(quán)日1998年12月7日
發(fā)明者藤田毅, 北野總?cè)? 細谷佳弘, 稻積透, 山崎雄司, 森田正哉, 長瀧康伸, 長谷川浩平, 松田廣志, 小野守章, 人, 伸, 司, 哉, 弘, 志, 浩平, 章 申請人:日本鋼管株式會社