專利名稱：高強度冷軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及適用于汽車內(nèi)外面板等的高強度冷軋鋼板、特別是拉延成形性能優(yōu)良、具有370-590MPa抗拉強度的高強度冷軋鋼板及其制造方法。
背景技術：
近年來從關注環(huán)境問題出發(fā)大力推進汽車用鋼板的輕量化，正在研究在汽車內(nèi)外面板上使用更高強度的冷軋鋼板。汽車內(nèi)外面板用的冷軋鋼板要具有優(yōu)良的拉延成形性能、耐沖擊性能、耐平面畸變性能、耐二次加工脆性、耐時效性和良好的表面性狀等特性，而現(xiàn)在汽車生產(chǎn)廠家強烈要求具備這些特性的具有370-590MPa抗拉強度的高強度冷軋鋼板。
此前例如在特開平5-78784號公報中提出了在添加Ti的超低碳鋼中大量添加Mn、Cr、Si、P等固溶強化元素、具有抗拉強度350-500MPa的高強度冷軋鋼板的方案。
此外特開2001-207237號公報和特開平2002-322537號公報提出了成分為C0.010-0.06％、Si0.5％以下、Mn0.5％以上小于2.0％、P0.20％以下、S0.01％以下、Al0.005-0.10％、N0.005％以下、Cr1.0％以下，而且Mn+1.3Cr1.9-2.3％、由鐵素體相和含50％以上的面積比在20％以下的馬氏體相的第2相(低溫相變相)組成、具有抗拉強度小于500MPa的熱鍍鋅鋼板(雙相組織鋼板DP鋼板)的方案。
可是特開平5-78784號公報發(fā)表的高強度冷軋鋼板耐時效性差，由于Si含量高而表面性狀惡化，產(chǎn)生施鍍上的問題，由于P含量高而存在耐二次加工脆性差等問題。
另一方面在特開2001-207237號公報和特開平2002-322537號公報中發(fā)表的DP鋼板由于組織強化沒有這樣的問題，但本發(fā)明人進一步試驗發(fā)現(xiàn)拉延成形性能未必充分，不一定可以適用于汽車的外面板。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供可以適用于以汽車的門和蓋等為主利用拉延成形制造的外面板的具有370-590MPa抗拉強度的高強度冷軋鋼板及其制造方法。
利用由鐵素體相和低溫相變相組成、鐵素體相的平均顆粒直徑在20μm以下、低溫相變相的體積比為0.1％以上10％以下、而且r值的平面各向異性的絕對值|Δr|小于0.15，板厚在0.4mm以上的高強度冷軋鋼板來達到此目的。
此高強度冷軋鋼板例如實質(zhì)上用質(zhì)量％表示的成分具有C小于0.05％、Si2.0％以下、Mn0.6-3.0％、P0.08％以下、S0.03％以下、Al0.01-0.1％、N0.01％以下、余量為Fe。
利用例如對具有這樣的成分、含體積比60％以上的低溫相變相的熱軋鋼板進行壓下率超過60％小于85％的冷軋工序、和把冷軋后的鋼板在α+γ的兩相區(qū)進行連續(xù)退火的工序的制造方法可以生產(chǎn)此高強度冷軋鋼板。


圖1A、1B為分別示意表示本發(fā)明的高強度冷軋鋼板和現(xiàn)有的DP鋼板的顯微組織的圖。
圖2為說明沿鐵素體相F晶界的相鄰低溫相變相M間的間隔I的圖。
圖3為表示織構組織和拉延成形性能關系的圖。
圖4為表示冷軋時壓下率和退火后的Δr關系的圖。
圖5為用于說明本發(fā)明的形成熱軋鋼板組織的連續(xù)冷卻相變圖。
圖6為表示熱軋后的冷卻中的冷卻速度和退火后|Δr|關系的圖。
圖7為表示熱軋后的冷卻中的冷卻溫度幅度ΔT和退火后|Δr|關系的圖。
圖8為表示熱軋后的冷卻條件和退火條件和Δr關系的圖。
具體實施例方式
本發(fā)明等對適用于汽車外面板的具有370-590MPa抗拉強度的高強度冷軋鋼板反復研究的結果表明，采用如下(1)、(2)的話可以得到拉延成形性能、耐沖擊性能、耐平面畸變性能、耐二次加工脆性、耐時效性和表面性狀等特性優(yōu)良的冷軋鋼板。
(1)使主要由馬氏體相為主構成的低溫相變相均勻分散到微小的鐵素體相中。
(2)減小r值的平面各向異性的絕對值|Δr|。
下面進行詳細說明。
1.顯微組織如上所述，在單相鐵素體相的鋼板中，為了提高強度不得不大量添加對汽車外面板有害的Si和P等元素，不能達到本發(fā)明的目的。
所以有必要利用組織強化來實現(xiàn)高強度化，但是僅僅用由鐵素體相和以馬氏體相為主的低溫相變相構成的雙相組織，也不能得到足夠的拉延成形性能。要得到足夠的拉延成形性能，必須使體積比在0.1％以上10％以下的由馬氏體相為主構成的低溫相變相均勻分散到平均顆粒直徑在20μm以下的鐵素體相中。這樣的低溫相變相在鐵素體相的晶界析出。
鐵素體相的平均顆粒直徑超過20μm的話，造成表面粗糙，表面性狀惡化，同時引起拉延成形性能降低。因此此平均顆粒直徑要在20μm以下、更優(yōu)選在15μm以下、最好在12μm以下。
以馬氏體相為主的低溫相變相的體積比在0.1％以下或10％以上的話，不能得到足夠的拉延成形性能。因此此體積比要在0.1％以上10％以下、更優(yōu)選在0.5％以上8％以下。再有以馬氏體相為主的低溫相變相除了馬氏體相以外，也可以含有不損害本發(fā)明效果的范圍的40％以下的殘留γ相、貝氏體相、珠光體相、碳化物，優(yōu)選在20％以下、最好在10％以下。
圖1A、1B為分別示意表示本發(fā)明的高強度冷軋鋼板和現(xiàn)有的DP鋼板的顯微組織的圖。
在本發(fā)明的鋼板中，微小的低溫相變相M沿鐵素體相F晶界均勻分散在均勻的微小鐵素體相F中。另一方面在現(xiàn)有的DP鋼板中，大的低溫相變相M沿鐵素體相F晶界不均勻分散在不均勻的大的鐵素體相F中。
如圖2所示，設鐵素體相F的平均顆粒直徑為d(μm)，設沿鐵素體相F晶界的相鄰低溫相變相M間的間隔I的平均值為L(μm)時，滿足下述(1)式的話，YEP1(屈服點延伸)容易消失，有利于降低YP(屈服點)，可以提高耐時效性。
L＜3.5×d ……(1)而且，使L＜3.1×d、甚至使L＜2.4×d效果更好。
2.|Δr|在上述顯微組織基礎上，使r值的平面各向異性的絕對值|Δr|小于0.15，對提高拉延成形性能非常重要。
這樣減小平面各向異性的絕對值|Δr|意味著進而使鋼板各向同性(相對于軋制方向為0°、45°、90°的r值r0、r45、r90為1)，認為由于這樣可以使在雙向拉伸區(qū)域的屈服強度降低，所以使拉延成形性能提高。
要使鋼板的各向同性的特性進一步提高，使r0、r45、r90中的最大值rmax和最小值rmin的差在0.25以下是有效的、更優(yōu)選在0.2以下、最好在0.15以下。此外使r90在1.3以下、更優(yōu)選在1.25以下、最好在1.2以下會更有效。
r值與鋼板的織構組織有關是公知的。
圖3表示織構組織和拉延成形性能的關系，可以看出橫軸的{111}<uvw>取向族的X射線隨機強度比為3.5以上、縱軸的相同取向族的最大強度比和最小強度比的差在0.9以下的話，也就是鋼板各向同性的話，可以得到優(yōu)良的拉延成形性能。其中{111}<uvw>取向族的X射線隨機強度比和相同取向族的最大強度比和最小強度比的差是例如用“RINT2000系列應用軟件”(三維極點數(shù)據(jù)處理程序)的ODF解析法求出的值。此外，所謂的{111}<uvw>取向族是布恩格方法(Bungetype)輸出的φ＝54.7°、φ2＝45°的γ絲織構上的取向族。
要減小|Δr|，有時象鍍錫鋼板那樣以超過85％的高壓下率進行冷軋也可以實現(xiàn)?？墒菍ζ囃饷姘逵娩摪暹@樣高的壓下率從軋制性能、成本、質(zhì)量方面看是不理想的。因此本發(fā)明限定為能以小于85％的冷軋壓下率制造的高強度冷軋鋼板，也就是板厚0.4mm以上的高強度冷軋鋼板，鍍錫鋼板排除在本發(fā)明之外。
3.成分本發(fā)明的高強度冷軋鋼板的成分例如實質(zhì)上以質(zhì)量％表示由C小于0.05％、Si2.0％以下、Mn0.6-3.0％、P0.08％以下、S0.03％以下、Al0.01-0.1％、N0.01％以下、余量為Fe構成。
CC是使鋼板具有高的強度必須的元素，但其含量在0.05％以上的話，拉延成形性能顯著降低，此外從焊接性能的觀點考慮也是不合適的。因此使C含量小于0.05％。此外為了形成上述體積比的低溫相變相，優(yōu)選C含量在0.005％以上，最好在0.007％以上。
SiSi含量超過2.0％的話，表面性狀惡化，鍍層的致密性也顯著惡化。因此使Si含量在2.0％以下，更優(yōu)選在1.0％以下，最好在0.6％以下。
MnMn一般使鋼中的S以MnS析出，有效防止板坯的熱軋裂紋。此外在本發(fā)明中為了形成穩(wěn)定的低溫相變相，需要添加0.6％以上?？墒荕n含量超過3.0％的話，不僅導致板坯成本顯著提高，而且導致成形性能惡化。因此使Mn含量為0.6-3.0％，更優(yōu)選在0.8％以上小于2.5％。
PP含量超過0.08％的話，耐二次加工脆性惡化，使鍍鋅的合金化處理性能降低。因此使P含量在0.08％以下，更優(yōu)選在0.06％以下。
SS使熱加工性能降低，是增加板坯熱軋裂紋敏感性的有害元素。此外它的含量超過0.03％的話，微小的Mn析出，使成形性惡化。因此使S含量在0.03％以下，更優(yōu)選在0.02％以下，最好在0.002％以下。此外從表面性狀的觀點看優(yōu)選在0.001％以上，最好在0.0025以上。
AlAl有利于鋼的脫氧，同時使鋼中不需要的固溶N以AlN析出。此效果在Al不足0.01％的條件下不充分，超過0.1％的話飽和。因使Al含量為0.01-0.1％。
NN從耐時效性能的觀點看不希望以固溶狀態(tài)存在，所以優(yōu)選它的含量少。N含量超過0.01％的話，由于存在有過剩的氮化物，使延伸性能和韌性惡化。因此使N含量在0.01％以下、更優(yōu)選在0.007以下、最好在0.005％以下。
在這些元素的基礎上再添加從Cr1％以下、Mo1％以下、V1％以下、B0.01％以下、Ti0.1％以下、Nb0.1％以下中選擇至少1種元素，會更有效，其原因分別如下。
Cr、MoCr、Mo是使淬透性提高、形成穩(wěn)定低溫形變相的有效元素。此外此外也能有效控制焊接時的熱影響區(qū)(HAZ)的軟化。因此優(yōu)選添加Cr、Mo中至少一種為0.005％以上，更優(yōu)選添加0.01％以上?？墒歉髯缘奶砑恿砍^1％的話，HAZ的硬度增加過大，所以使Cr、Mo的量分別在1％以下，更優(yōu)選在0.8％以下，最好在0.6％以下。
VV具有控制焊接時的HAZ軟化的效果。因此使V添加為0.005％以上、更優(yōu)選在0.007％以上?？墒撬暮砍^1％的話，HAZ的硬度增加過大，所以使V含量在1％以下、更優(yōu)選在0.5％以下、最好在0.3％以下。
B是使淬透性提高、形成穩(wěn)定低溫形變相的有效元素。因此添加0.0002％以上的B、更優(yōu)選添加0.0003％以上的B?？墒撬暮砍^0.01％的話，它的效果飽和，所以使B含量在0.01％以下、更優(yōu)選在0.005％以下、最好在0.003％以下。
Ti、NbTi、Nb形成氮化物，具有減少鋼中不需要的固溶N的作用。用Ti、Nb代替Al減少固溶N，可以提高成形性能。因此優(yōu)選Ti、Nb中至少有一種添加0.005％以上，更優(yōu)選添加0.008％以上?？墒歉髯缘牧砍^0.1％其效果達到飽和，所以使Ti、Nb含量分別在0.1％以下，更優(yōu)選在0.08％以下。但是添加超過減少固溶N所需要量的Ti、Nb會形成過剩的Ti、Nb的碳化物，由于影響到穩(wěn)定形成低溫相變相，是不希望的。
4.制造條件把具有上述的成分、含有體積比60％以上的低溫相變相的熱軋鋼板以超過60％小于85％的壓下率進行冷軋，在α+γ的兩相區(qū)連續(xù)退火可以制造本發(fā)明的高強度鋼板。此外為了在退火后形成更穩(wěn)定的低溫相變相，需要在Ac1相變點-(Ac1相變點+80)℃范圍進行退火，更優(yōu)選在Ac1相變點-(Ac1相變點+50)℃范圍進行退火。
如上所述，要實現(xiàn)作為得到具有優(yōu)良的拉延成形性能、耐沖擊性能、耐平面畸變性能、耐二次加工脆性、耐時效性和表面性狀的冷軋鋼板的主要條件的(1)使主要由馬氏體相為主構成的低溫相變相均勻分散到微小的鐵素體相中、(2)減小r值的平面各向異性的絕對值|Δr|，冷軋前的熱軋鋼板必須含有體積比60％以上、更優(yōu)選在70％以上、最好80％以上的低溫相變相。
其機理還未必清楚，可以按如下考慮。
也就是組織由現(xiàn)有的鐵素體相+珠光體相構成的熱軋鋼板的情況下，在α+γ兩相區(qū)退火時容易存在碳化物溶解的殘留物，此外反映熱軋鋼板的珠光體的分布，成為不均勻地稀疏存在粗大的γ相的狀態(tài)。其結果形成由不均勻的粗大的鐵素體相和比較粗大的不均勻分散的低溫相變相構成的組織。
另一方面入本發(fā)明在含有體積比60％以上低溫相變相的熱軋鋼板的情況下，在退火時的升溫過程中，微小的碳化物暫時溶于鐵素體相中，在α+γ兩相區(qū)均熱時從鐵素體相晶界形成均勻密集細小的γ相。其結果鐵素體相成為均勻細小的晶粒，低溫相變相也細小均勻分散。所以在如本發(fā)明含低溫相變相的熱軋鋼板的情況下，與現(xiàn)有的由鐵素體相+珠光體相構成的兩相組織的情況不同，由于形成相變織構組織，所以這從表面上看與冷軋時的賦予的畸變具有相同的效果，如后所述，一般以60-85％的壓下率也能減小|Δr|。
所謂熱軋鋼板的低溫相變相是針狀鐵素體相、貝氏體的鐵素體相、貝氏體相、馬氏體相以及它們的混合相。
圖4表示改變壓下率對含有這樣的低溫相變相的熱軋鋼板進行冷軋，在α+γ兩相區(qū)連續(xù)退火時的壓下率和|Δr|的關系。
冷軋時的壓下率在超過60％小于85％的條件下可以得到小于0.15的|Δr|。
要制造含有體積比60％以上的低溫相變相的熱軋鋼板，例如把具有上述本發(fā)明范圍成分的板坯在Ar3相變點以上熱軋后2秒內(nèi)開始冷卻，而且以70℃/s以上的冷卻速度連續(xù)冷卻到100℃以上的溫度變化范圍可以得到。這意味著在圖5所示的連續(xù)冷卻相變圖中進行快冷，抑制鐵素體相的形成。此外熱軋后到冷卻開始之前的時間更優(yōu)選在1.5秒內(nèi)，最好在1.2秒以內(nèi)。
圖6表示熱軋后冷卻中的冷卻速度和退火后|Δr|的關系。此時的冷卻溫度變化范圍ΔT設為150℃。
可以看出冷卻速度定為70℃/s以上的話，|Δr|可以達到小于0.15。冷卻速度超過100℃/s、更優(yōu)選超過130℃/s，效果會更好。
圖7表示熱軋后冷卻中的冷卻溫度變化范圍ΔT和退火后|Δr|的關系。此時的冷卻速度為150℃/s。
可以看出使冷卻溫度變化范圍ΔT在100℃以上的話，|Δr|可以達到小于0.15。此外此冷卻溫度變化范圍ΔT優(yōu)選在130℃以上，更優(yōu)選在160℃以上。
圖8表示熱軋后的冷卻條件和退火條件和Δr的關系。
可以看出即使采用本發(fā)明的熱軋條件而在α+γ兩相區(qū)不進行連續(xù)退火的話，此外不采用本發(fā)明的熱軋條件即使在α+γ兩相區(qū)進行連續(xù)退火的話，Δr大，從把本發(fā)明的熱軋條件和在α+γ兩相區(qū)進行連續(xù)退火組合后，在通常的壓下率條件下能夠得到小的Δr。這是本發(fā)明的要點。
在本發(fā)明的制造方法中，在對板坯進行熱軋時，可以在加熱爐加熱后軋制，或不加熱而直接軋制。此外熱軋后的卷取溫度只要形成體積比在60％以上的低溫相變相就可以，如果是本發(fā)明的熱軋后的冷卻條件的話，通常的卷取溫度就足夠了。
連續(xù)退火可以進行通常的連續(xù)退火和在熱鍍鋅生產(chǎn)線中進行。
對本發(fā)明的高強度冷軋鋼板可以進行電鍍鋅和熱鍍鋅。此外熱鍍鋅后也可以進行合金化處理。此外施鍍后也可以進行被膜處理。
實施例冶煉表1所示的鋼No.1-15后，通過連續(xù)鑄造制造板坯。
鋼No.1-11都具有本發(fā)明范圍內(nèi)的成分。另一方面No.12-15分別是C含量、Si含量、Mn含量在本發(fā)明范圍外。再有本發(fā)明鋼No.1-11的Ar3相變點為820℃以上，Ac1相變點和Ac3相變點在740-820℃范圍內(nèi)。
把這些板坯加熱到1200℃后，在表2所示的終軋溫度下熱軋后，以表2所示的冷卻開始時間、冷卻速度、冷卻溫度變化范圍ΔT進行冷卻，在通常的卷取溫度下卷取，生產(chǎn)出熱軋鋼板。此后對熱軋鋼板進行酸洗，以表2所示的壓下率進行冷軋到板厚0.75mm，用連續(xù)退火線(CAL)或連續(xù)熱鍍鋅線(CGL)進行連續(xù)退火，制造出抗拉強度在400MPa、超過400MPa小于500MPa、超過500MPa水平的冷軋鋼板No.1-30。退火在表2所示的均熱溫度下進行。一部分冷軋鋼板用電鍍鋅線(EGL)施鍍。最后把這樣的冷軋鋼板用0.2-1.5％的壓下率進行平整。
然后用掃描電子顯微鏡對熱軋鋼板和冷軋鋼板進行觀察，進行圖象分析求出鐵素體相的顆粒直徑、低溫相變相的體積比、低溫相變相間的平均間隔。此外用JIS5號拉伸試樣計算出r值和Δr。此外用JIS5號拉伸試樣進行拉伸試驗，求出與軋制方向垂直的方向的強度TS和延伸率EI。為了評價拉延成形性能，使用φ150mm的球頭凸模對200mm×200mm的試樣進行拉延成形，求出臨界拉脹高度。
結果示于表3。
可以看出成分、鐵素體相顆粒直徑、低溫相變相體積比、|Δr|都在本發(fā)明范圍內(nèi)的No.1-5、10、15、16、18、20、22、23、25-28用相同強度水平進行比較的話，與這些條件在本發(fā)明范圍外的比較例相比，臨界拉脹高度高，拉延成形性能優(yōu)良。
此外以與特開2001-207237號公報和特開平2002-322537號公報的實施例相同條件制作的比較例的鋼板No.7，低溫相變相的量在本發(fā)明的范圍內(nèi)，但是由于Δr大，不能得到足夠高的臨界拉延成形性能。認為這是由于熱軋后的冷卻條件大不相同的緣故。
表1(質(zhì)量％)

表2

表3

權利要求
1.一種高強度冷軋鋼板，其特征在于，由鐵素體相和低溫相變相構成，上述鐵素體相平均顆粒直徑在20μm以下，上述低溫相變相的體積比為0.1％以上小于10％，而且r值的平面各向異性的絕對值|Δr|小于0.15，板厚為0.4mm以上。
2.如權利要求1所述的高強度冷軋鋼板，設鐵素體相的平均顆粒直徑為d(μm)時，沿所述鐵素體相晶界的相鄰低溫相變相間的間隔的平均值L(μm)滿足下述(1)式。L＜3.5×d……(1)
3.如權利要求1所述的高強度冷軋鋼板，相對于軋制方向為0°、45°、90°的r值r0、r45、r90中的最大值rmax和最小值rmin的差在0.25以下。
4.如權利要求2所述的高強度冷軋鋼板，相對于軋制方向為0°、45°、90°的r值r0、r45、r90中的最大值rmax和最小值rmin的差在0.25以下。
5.如權利要求1所述的高強度冷軋鋼板，相對于軋制方向為90°的r值r90在1.3以下。
6.如權利要求2所述的高強度冷軋鋼板，相對于軋制方向為90°的r值r90在1.3以下。
7.如權利要求1所述的高強度冷軋鋼板，實質(zhì)上以質(zhì)量％表示由C小于0.05％、Si2.0％以下、Mn0.6-3.0％、P0.08％以下、S0.03％以下、Al0.01-0.1％、N0.01％以下、余量為Fe構成。
8.如權利要求2所述的高強度冷軋鋼板，實質(zhì)上以質(zhì)量％表示由C小于0.05％、Si2.0％以下、Mn0.6-3.0％、P0.08％以下、S0.03％以下、Al0.01-0.1％、N0.01％以下、余量為Fe構成。
9.如權利要求3所述的高強度冷軋鋼板，實質(zhì)上以質(zhì)量％表示由C小于0.05％、Si2.0％以下、Mn0.6-3.0％、P0.08％以下、S0.03％以下、Al0.01-0.1％、N0.01％以下、余量為Fe構成。
10.如權利要求4所述的高強度冷軋鋼板，實質(zhì)上以質(zhì)量％表示由C小于0.05％、Si2.0％以下、Mn0.6-3.0％、P0.08％以下、S0.03％以下、Al0.01-0.1％、N0.01％以下、余量為Fe構成。
11.如權利要求5所述的高強度冷軋鋼板，實質(zhì)上以質(zhì)量％表示由C小于0.05％、Si2.0％以下、Mn0.6-3.0％、P0.08％以下、S0.03％以下、Al0.01-0.1％、N0.01％以下、余量為Fe構成。
12.如權利要求6所述的高強度冷軋鋼板，實質(zhì)上以質(zhì)量％表示由C小于0.05％、Si2.0％以下、Mn0.6-3.0％、P0.08％以下、S0.03％以下、Al0.01-0.1％、N0.01％以下、余量為Fe構成。
13.如權利要求7所述的高強度冷軋鋼板，還含有從Cr1％以下、Mo1％以下、V1％以下、B0.01％以下、Ti0.1％以下、Nb0.1％以下中選擇的至少1種元素。
14.如權利要求8所述的高強度冷軋鋼板，還含有從Cr1％以下、Mo1％以下、V1％以下、B0.01％以下、;Ti0.1％以下、Nb0.1％以下中選擇的至少1種元素。
15.如權利要求9所述的高強度冷軋鋼板，還含有從Cr1％以下、Mo1％以下、V1％以下、B0.01％以下、Ti0.1％以下、Nb0.1％以下中選擇的至少1種元素。
16.如權利要求10所述的高強度冷軋鋼板，還含有從Cr1％以下、Mo1％以下、V1％以下、B0.01％以下、Ti0.1％以下、Nb0.1％以下中選擇的至少1種元素。
17.如權利要求11所述的高強度冷軋鋼板，還含有從Cr1％以下、Mo1％以下、V1％以下、B0.01％以下、Ti0.1％以下、Nb0.1％以下中選擇的至少1種元素。
18.如權利要求12所述的高強度冷軋鋼板，還含有從Cr1％以下、Mo1％以下、V1％以下、B0.01％以下、Ti0.1％以下、Nb0.1％以下中選擇的至少1種元素。
19.一種高強度冷軋鋼板的制造方法，具備以壓下率超過60％小于85％，對具有權利要求7到18的任何一種成分，且含有體積比60％以上的低溫相變相的熱軋鋼板，進行冷軋的工序；和在α+γ的兩相區(qū)對上述冷軋后的鋼板進行連續(xù)退火的工序。
20.如權利要求19所述的高強度冷軋鋼板制造方法，熱軋鋼板在Ar3相變點以上熱軋后2秒內(nèi)開始冷卻，而且以70℃/s以上的冷卻速度連續(xù)冷卻到100℃以上的溫度變化范圍。
全文摘要
本發(fā)明提供由鐵素體相和低溫相變相構成，上述鐵素體相平均顆粒直徑在20μm以下，上述低溫相變相的體積比為0.1％以上小于10％，而且r值的平面各向異性的絕對值|Δr|小于0.15的板厚0.4mm以上的高強度冷軋鋼板。本發(fā)明的高強度冷軋鋼板由于具有370－590MPa的強度，具有優(yōu)良的拉延成形性能、耐沖擊性能、耐平面畸變性能、耐二次加工脆性、耐時效性和表面性狀等特性，適合用于汽車外面板等。
文檔編號C21D8/04GK1625608SQ03802860
公開日2005年6月8日 申請日期2003年6月23日 優(yōu)先權日2002年6月25日
發(fā)明者中島勝己, 二塚貴之, 長瀧康伸 申請人:杰富意鋼鐵株式會社