專利名稱：耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板及其處理方法
技術領域：
本發明是關于冷軋薄鋼板，特別是關于作為汽車車身用，適合于在彎曲加工、沖壓成形加工或深沖加工等加工后進行涂裝烘烤處理的冷軋鋼板。
背景技術：
為了減輕汽車的車身重量，要求減小所使用的鋼板的厚度，因而人們對汽車用鋼板的高強度化進行了研究。但是，鋼板的高強度化往往伴隨有鋼板沖壓成形性的劣化，長時間以來，迫切需要具有良好沖壓成形性的高強度鋼板。
作為沖壓成形性和高強度兩者兼備的鋼板，已經研制了涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板。這種鋼板，通常在沖壓加工后進行包括100-200℃的高溫保持的涂裝烘烤處理時，其屈服應力將會提高，由于鋼中存在溶質(solute)碳(C)，在涂裝烘烤處理時的加熱過程中，溶質(C)固定在沖壓加工時產生的位錯上，阻礙位錯的移動，從而屈服應力提高。另外，這樣的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板要求30MPa以上的涂裝烘烤硬化量(BH量)。
但是，這種涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，在有些場合加工之前已經有一部分位錯被溶質C所固定，沖壓加工時由于屈服點伸長而產生被稱為拉伸變形的波紋狀表面缺陷，產品性能顯著惡化，耐時效性也出現問題。
針對上述耐時效性劣化的問題，有人提出了改善耐時效性的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板。例如，特公昭61-12008公開了一種深沖用二相組織高強度鋼板的制造方法，該方法是對復合添加相當于C含量的2-10倍的Nb和相當于N含量的0.3倍以上的B的超低碳鋼進行在550-200℃的低溫下卷取的熱軋和在α-γ兩相區退火后急冷的處理，從而得到高的r值和良好的烘烤硬化性。這種制造方法的特征是，加熱至α-γ兩相區，然后急冷，形成針狀鐵素體和鐵素體的兩相組織。這種組織含有溶質C，具有高的烘烤硬化性(BH性)，幾乎所有的溶質C都被高位錯密度的針狀鐵素體所捕集，因此退火后幾乎沒有顯示出屈服點伸長。
但是，特公昭61-12008中所述的方法要求必須在超低碳鋼的α-γ兩相區內進行高溫退火，另外，這種鋼的α-γ兩相區非常狹窄，因此在工業生產中難以確保穩定的材質。
此外，這種涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板主要用來作為汽車的外殼鋼板，因此，就沖壓成形性而言，特別要求具有良好的與凸肚成形性有關的均勻延伸特性。這里所說的均勻延伸，是指進行拉伸試驗時抗拉強度顯示出極大值時的延伸。以往，人們已經知道，屈服強度越低或者加工硬化指數n值越高，均勻延伸越大。但是，涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的涂裝烘烤后的屈服強度越高越有利，因此，迄今為止涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板難以獲得高的均勻延伸特性。
本發明的目的是，解決上述問題，提供可以在工業生產中穩定地生產的、耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板和熱浸鍍鋅鋼板。本發明的另一目的是，提供均勻延伸高、沖壓成形性好的鋼板。
發明概述為了在超低碳鋼中獲得高的BH性和良好的耐時效特性，本發明人進行深入的研究，結果發現，顯示出BH性的溶質C和有利于提高室溫時效的溶質C兩者存在的位置是不一樣的。即，在170℃的高溫下進行熱處理的涂裝烘烤硬化處理的場合，存在于晶界和晶內的鋼中所有的溶質C都有助于提高BH性。另一方面，在室溫時效處理的場合，時效處理溫度比涂裝烘烤硬化處理要低，因而存在于晶界處的溶質C不能擴散到晶粒內部，仍然被固定在晶界上。因此，只有存在于晶粒內部的溶質C對于室溫時效性有所貢獻，而存在于晶界處的溶質C則沒有任何影響。即，存在于晶界處的溶質C有助于提高BH性，但對時效性沒有貢獻。另一方面，存在于晶粒內部的溶質C對BH性和時效性兩方面都能產生作用。
本發明人還發現，將鋼板的晶界間角度與晶粒直徑之比控制在一定值以上，即使是具有高的BH性的鋼板也能得到良好的耐時效性。即，通過減小晶粒直徑，增加晶界面積，同時增大晶界間角度，可以增中存在于晶界上的C量，從而同時具有高的BH性和良好的耐時效性。此外還發現，減少阻礙C的晶界偏析的P量是致關重要的。
另外，本發明人還發現，通過使原料鋼的熱軋加熱溫度與S含量的關系達到最優化，可以控制存在于晶界和晶內的溶質C量，得到具有高的BH性和良好的耐時效性的鋼板。
本發明是基于上述發現而完成的。
即，本發明的構成要點如下。
1．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其化學成分為，含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，或者還含有Nb:0.001-0.2％和B:0.0001-0.0080％中的至少一種，余量為Fe和不可避免的雜質，并且具有30MPa以上的涂裝烘烤硬化量(BH)，其特征是，下述A值在0.4以上，下述AIQUENCH值在30MPa以上。
A=(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH式中，AIQUENCH是對冷軋退火鋼板進行500℃×40秒加熱、水淬處理后的時效指數(MPa)；AI是鋼板的時效指數(MPa)時效指數對鋼板施加7.5％的拉伸預應變后、進行100℃×30分鐘的熱處理時，熱處理前、后的屈服應力的增加量(MPa)。
2．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其化學成分為，含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，或者還含有Nb:0.001-0.2％和B:0.0001-0.0080％中的至少一種，余量為Fe和不可避免的雜質，并且具有30MPa以上的涂裝烘烤硬化量(BH)，其特征是，平均晶界間角度M(度)與晶粒直徑G(μm)之比M/G是0.8以上。
3．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，或者還含有Nb:0.001-0.2％和B:0.0001-0.0080％中的至少一種，余量為Fe和不可避免的雜質的原材料進行熱軋，在960-650℃的溫度范圍內結束精軋，在750-400℃的卷取溫度范圍內卷取，制成熱軋鋼板，接著以50-95％的壓下率對該熱軋鋼板進行冷軋，然后進行700-920℃的再結晶退火。
4．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.0007-0.0050％、Si:0.5％以下、Mn:2.0％以下、P:0.10％以下、S:0.008％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.005-0.08％，或者還含有Nb:0.001-0.015％、B:0.0001-0.0050％中的至少一種，并且C、Ti、S含量滿足下列條件(1)，余量為Fe和不可避免的雜質的原材料鋼進行熱軋，即加熱至滿足下列(2)式的溫度(TSR)，然后在960-650℃的溫度范圍內結束精軋，在750-400℃的卷取溫度范圍內進行卷取，制成熱軋鋼板，接著以50-95％的壓下率對該熱軋鋼板進行冷軋，然后進行700-920℃的再結晶退火。
0.5×(C/12)≤Ti/48-(N/14+S/32)≤4×(C/12)…(1)式中，C、Ti、N、S以重量％表示S≤-0.235×TSR+305……(2)式中，S硫含量(ppm)TSR鋼的加熱溫度(℃)5．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，該冷軋鋼板含有(重量％)C:0.005-0.02％、Si:0.5％以下、Mn:3.0％以下、P:0.05％以下、S:0.02％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Nb:0.025-0.19％，或者還含有B:0.0001-0.005％和Ti:0.001-0.05％中的至少一種，并且C、Nb含量滿足下式，余量為Fe和不可避免的雜質，并且涂裝烘烤硬化量(BH量)在30MPa以上。
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C碳含量(重量％)Nb鈮含量(重量％)6．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.005-0.02％、Si:0.5％以下、Mn:3.0％以下、P:0.05％以下、S:0.02％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Nb:0.025-0.19％，或者還含有B:0.0001-0.005％、Ti:0.001-0.05％中的至少一種，并且C、Nb含量滿足下式，余量為Fe和不可避免的雜質的原料鋼進行熱軋，即加熱后在960-650℃的溫度范圍內結束精軋，制成熱軋板，在750-400℃的卷取溫度下卷取，接著以50-95％的壓下率對該熱軋鋼板進行冷軋，然后在750-920℃的退火溫度下進行再結晶退火。
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C碳含量(重量％)Nb鈮含量(重量％)附圖的簡要說明

圖1是表示鋼板的A值對屈服點伸長的影響的曲線圖。
圖2是表示鋼板的M/G對均勻延伸和屈服點伸長的影響的曲線圖。
圖3是表示鋼的熱軋加熱溫度(TSR)和S含量對鋼板的BH量、AI值的影響的曲線圖。
圖4是表示Nb/C對鋼板的屈服點伸長的BH量影響的曲線圖。
發明的優選實施方案下面說明構成本發明基礎的試驗結果。
本發明人將化學成分為C:0.0020％、Si:0.02％、Mn:0.1％、P:0.01％、S:0.005-0.015％、Al:0.04％、N:0.002％、Ti:0-0.075％、Nb:0-0.025％的薄板坯加熱至950-1250℃均熱，然后進行3個道次的軋制，精軋溫度為900℃，制成厚3.5mm的熱軋板，進行600℃×1小時的板卷卷取處理。然后以80％的壓下率對該熱軋板進行冷軋，接著進行800-880℃×40秒的再結晶退火。在這些冷軋退火板中，對于顯示BH=35-45MPa特性者在100℃下進行10小時的時效處理，調查其屈服點伸長。BH量是對冷軋退火板施加2％拉伸預應變、然后進行170℃×20分鐘的處理時，作為熱處理前、后的應力差而求出的。另外，在100℃下10小時的時效處理相當于在室溫下約6個月的時效處理，經該處理后，如果屈服點伸長是在0.2％以下，則斷定耐時效特性沒有問題。
如圖1所示，當A值是0.4以上時，在100℃下10小時時效處理后的屈服點伸長達到0.2％以下。即，A值在0.4以上的鋼板顯示出良好的耐時效特性。
A值是按下列公式計算得到的數值。
A=(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH式中，AIQUENCH是對冷軋退火鋼板進行500℃×40秒加熱、水淬處理后的時效指數(MPa)，AI是冷軋退火鋼板的時效指數。時效指數是對鋼板施加7.5％拉伸預應變、進行100℃×30分熱處理時，根據熱處理前、后的屈服應力增加量(MPa)求出的。
存在于晶內和晶界處的溶質C與AIQUENCH成比例，相應于BH量。另外，存在于晶界的溶質C量與AIQUENCH-AI成比例。因此，溶質C的晶界存在比率可以用A值(A=(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH)表述。
根據以上所述，本發明人認為，通過控制溶質C在晶界和晶內的存在狀態，可以制造確保高的涂裝烘烤硬化性并具有良好的耐時效性的鋼板。
即，本發明是耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，余量為Fe和不可避免的雜質，并且下述的A值在0.4以上，下述AIQUENCH值在30以上。
其中，A=(AIQUENCH-AI)/AIQUENCHAIQUENCH是對冷軋退火鋼板進行500℃×40秒加熱、水淬處理后的時效指數(MPa)，AI是冷軋退火鋼板的時效指數。
時效指數是對鋼板施加7.5％的拉伸預應變后、進行100℃×30分鐘的熱處理時熱處理前、后的屈服應力的增加量(MPa)。
另外，在本發明中，在上述化學成分的基礎上還可以含有(重量％)Nb:0.001-0.2％或B:0.0001-0.0080％，或者Nb:0.001-0.2％和B:0.0001-0.0080％。
此外，本發明是耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，余量為Fe和不可避免的雜質構成的原材料進行熱軋工序和冷軋工序，制成冷軋鋼板，然后進行退火，使上述AIQUENCH值達到30以上，上述A值達到0.4以上。另外，在本發明的方法中，在上述原材料化學成分的基礎上還可以含有(重量％)Nb:0.001-0.2％或B:0.0001-0.0080％，或者Nb:0.001-0.2％和B:0.0001-0.0080％。
進而，本發明人將化學成分為C:0.0025％、Si:0.02％、Mn:0.1％、P:0.01％、S:0.003％、Al:0.04％、N:0.002％、Ti:0-0.075％的薄板坯加熱至1050℃均熱，然后進行3個道次的軋制，精軋溫度為900℃，制成厚3.5mm的熱軋板，進行600℃×1小時的板卷卷取處理。然后以80％的壓下率對該熱軋板進行冷軋，接著進行750-880℃×40秒的再結晶退火。對所得到的冷軋退火板測定均勻延伸和BH量。BH量是對冷軋退火板施加2％拉伸預應變、然后進行170℃×20分鐘的熱處理時作為熱處理前、后的應力差而求出的。
在這些冷軋鋼板中對顯示出BH量≥30MPa的特性者測定均勻延伸、屈服點伸長、平均晶粒直徑G(μm)和平均晶界間角度M(度)。均勻延伸是使用JIS5號拉伸試片進行拉伸試驗求出的。另外，屈服點伸長是在100℃下進行10小時時效處理后的屈服點伸長。在100℃下10小時的時效處理相當于室溫下約6個月的時效處理，經過該處理后如果屈服點伸長在0.2％以下，則斷定耐時效特性沒有問題。平均晶粒直徑G(μm)是用光學顯微鏡對從鋼板上任意3個部位切取的試片測定鋼板板厚斷面的晶粒直徑，以其平均值作為平均晶粒直徑。平均晶界間角度M(度)是使用Electron BackScattering Diffraction Pattern(EBSD)對鋼板板厚斷面上的各晶粒測定其晶體取向，對50個以上的晶粒求出相鄰晶粒之間的取向差(傾角)，計算出平均值。
如圖2所示，經過100℃、10小時時效處理后的屈服點伸長的結果，當M/G在0.8以上時，是0.2％以下，另外，當M/G在0.8以上時，均勻延伸是34％以上。由此得到新的見解，即，M/G在0.8以上的鋼板，即使BH量高達30MPa以上的場合，仍顯示出良好的耐時效性和高的均勻延伸(即高的沖壓成形性)。
根據以上結果，本發明人認為，通過控制晶界間角度與晶粒直徑之比，可以制造確保高的涂裝烘烤硬化性、同時具有高的均勻延伸和良好的耐時效性的鋼板。
即，本發明是沖壓成形性和耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，該冷軋鋼板的化學組成為含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，余量為Fe和不可避免的雜質，并且平均晶界間角度M(度)與晶粒直徑G(μm)之比M/G是0.8以上，涂裝烘烤硬化量(BH量)是30MPa以上。另外，在本發明中，在上述化學組成的基礎上還可以含有(重量％)Nb:0.001-0.2％或B:0.0001-0.0080％，或者還可以復合含有Nb:0.001-0.2％和B:0.0001-0.0080％。
另外，本發明是沖壓成形性和耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，或者還含有Nb:0.001-0.2％、B:0.0001-0.0080％中的至少一種，余量為Fe和不可避免的雜質組成的原材料進行熱軋，即優選地加熱至1300-900℃，以70％以上的累積壓下率進行軋制加工，然后加速冷卻，進行卷取，制成具有微細晶粒的熱軋鋼板，優選地以70％以上的壓下率對該熱軋板進行冷軋，制成冷軋鋼板，然后在880℃以下、750℃以上進行退火，使平均晶界間角度M(度)與平均晶粒直徑G(μm)之比M/G達到0.8以上。
此外，本發明人將含有(重量％)C:0.0020％、Si:0.02％、Mn:0.10％、P:0.01％、S:0.0005-0.013％、Al:0.04％、N:0.0020％、Ti:0.02-0.04％、B:0.0015％，并且{Ti/48-(N/14+S/32)}≈1.5×(C/12)的薄板坯(原料鋼)加熱到950-1250℃，均熱后進行3個道次的軋制，精軋溫度是890℃，制成板厚為3.5mm的熱軋板，接著進行600℃×1小時的板卷卷取處理。然后，對該熱軋板進行壓下率為80％的冷軋，再進行830℃×40秒的再結晶退火，制成冷軋退火鋼板。
對上述冷軋退火鋼板求出AI值和BH量。
AI值是時效指數。時效指數是對鋼板施加7.5％拉伸預應變、進行100℃×30分鐘的熱處理時由熱處理前、后的屈服應力的增加量(MPa)求出的。另外，BH量是對鋼板施加2％拉伸預應變、然后進行170℃×20分鐘的熱處理時作為熱處理前、后的屈服應力的增加量(MPa)求出的。
圖3中示出薄板坯的熱軋加熱溫度(TSR)及S含量對AI值和BH量的影響。
由圖3可以看出，AI值和BH量取決于TSR和S含量，TSR和S含量滿足S≤-0.235×TSR+305時，可以滿足BH量在30MPa以上，AI值在20MPa以下。特別是，當TSR高于950℃、低于1200℃并且S含量高于10ppm的范圍內，TSR和S含量滿足S≤-0.235×TSR+305，則BH量達到40MPa以上，AI值達到20MPa以下，即表示在此特定條件下得到的鋼板具有高的BH性和良好的耐時效性。
即，本發明是耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.0007-0.0050％、Si:0.5％以下、Mn:2.0％以下、P:0.10％以下、S:0.008％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.005-0.08％，并且C、Ti、N和S含量滿足下列(1)式0.5×(C/12)≤Ti/48-(N/14+S/32)≤4×(C/12) ……(1)(式中，C、Ti、N和S含量是重量％)，余量為Fe和不可避免的雜質構成的原料鋼進行熱軋，即，首先加熱至滿足下列(2)式的溫度(TSR)S≤-0.235×TSR+305……(2)(式中，S是硫含量(ppm),TSR是原料鋼的加熱溫度(℃))，然后在960-650℃的溫度范圍內結束精軋，在750-400℃的溫度范圍內卷取，接著以50-90％的壓下率對該熱軋板進行冷軋，然后在700-920℃下進行再結晶退火。其中，鋼的S含量最好是在10ppm以上的范圍，另外，TSR最好是高于950℃、低于1200℃。
在本發明中，上述原料鋼還可以含有Nb:0.001-0.015％和B:0.0001-0.005％中的任一種或兩種。
此外，本發明人將含有C:0.008％、Si:0.02％、Mn:0.1％、S:0.006％、Al:0.04％、N:0.002％，P含量在0.01-0.08％之間變化，Nb含量在0.025-0.096％之間變化的薄板坯加熱至1150℃，均熱后進行3個道次的軋制，精軋溫度為900℃，然后進行600℃×1小時的卷取處理，制成板厚3.5mm的熱軋板。以80％的壓下率對該熱軋板進行冷軋，接著進行800℃×40秒的再結晶退火，然后進行0.8％的光整冷軋，制成冷軋退火鋼板。對該冷軋退火鋼板測定BH性和時效性，結果示于圖4中。BH性是對鋼板施加2％的拉伸預應變，然后進行170℃×20分鐘的熱處理時用熱處理前、后的屈服應力增加量來評價。室溫時效性是用在100℃下處理10小時后的屈服點伸長來評價。
由圖4可以看出，如果P在0.05％以下并且(Nb/93)/(C/12)是0.7-1.2，則BH量在30MPa以上，并且時效處理后的屈服點伸長是0.2％以下，顯示出高的BH性和良好的耐時效性。
即，本發明是耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，該鋼板含有(重量％)C:0.005-0.02％、Si:0.5％以下、Mn:3.0％以下、P:0.05％以下、S:0.02％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Nb:0.025-0.19％，并且C和Nb含量滿足下式0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C是碳含量(重量％),Nb是鈮含量(重量％)，余量為Fe和不可避免的雜質，并且涂裝烘烤硬化量(BH量)是30MPa以上。
另外，在本發明中，在上述組成的基礎上還可以含有(重量％)B:0.0001-0.005％和Ti:0.001-0.05％中的任一種或兩種。
此外，本發明是耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.005-0.02％、Si:0.5％以下、Mn:3.0％以下、P:0.05％以下、S:0.02％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Nb:0.025-0.019％，并且C和Nb含量滿足下式0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C是碳含量(重量％)，Nb是鈮含量(重量％)，余量為Fe和不可避免的雜質構成的原料鋼進行熱軋，即將其加熱后在960-650℃的溫度范圍內結束精軋，在750-400℃的溫度范圍內卷取，得到熱軋鋼板，接著以50-95％的壓下率對該熱軋板進行冷軋，然后在750-920℃的退火溫度下進行再結晶退火。在本發明中，上述鋼還可以含有(重量％)B:0.0001-0.005％和Ti:0.001-0.05％中的任一種或兩種。
下面說明本發明的構成的理由。
首先說明A值。A=(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH:0.4以上AIQUENCH值30MPa以上A值是在晶界上存在的溶質C的比例，AI是冷軋退火鋼板的時效指數。使AIQUENCH值達到30以上且A值達到0.4以上，可以得到兼有30MPa以上的高涂裝烘烤硬化性(BH性)和良好耐時效性的鋼板。當AIQUENCH值在30以上時，雖然可以得到30MPa以上的高BH量，但如果A值低于0.4，即使使鋼的成分達到最優化，也難以同時獲得高的BH量和良好的耐時效特性。
如上所述，本發明人發現，有助于提高BH性的溶質C和對室溫時效有貢獻的溶質C存在的位置是不一樣的，有助于提高BH性的溶質C是存在于晶內和晶界的溶質C，即鋼中的溶質C，可以用AIQUENCH來推斷；另一方面，對室溫時效有貢獻的溶質C是存在于晶粒內部的溶質C，可以用AIQUENCH-AI來推斷。在室溫時效這樣的低溫時效過程中，存在于晶界上的溶質C被晶界截獲，不能擴散到晶粒內部，而在涂裝烘烤處理這樣的高溫熱處理過程中，存在于晶界上的溶質C也可以擴散到晶粒內，從而有助于提高BH性。
本發明鋼板的制造方法，對上述化學成分的原料進行熱軋和冷軋，得到冷軋鋼板，然后進行退火，使上述A值達到0.4以上，AIQUENCH值達到30以上。為了使AIQUENCH值達到30以上，可以采用將化學成分調整為本發明的范圍內，在退火過程中使微細碳化物溶解，或者使溶質C殘留在熱軋板中的方法，從深沖的角度考慮將一種方法較為有利。為了使微細碳化物溶解，最好是將退火溫度控制在780℃以上。
為了使A值達到0.4以上，退火溫度應設定成較低溫度，優選的是控制在880℃以下、780℃以上。如果退火溫度過高，晶界與晶內的能量幾乎沒有差別，存在于晶界上的溶質C擴散到晶粒內，A值降低。為了使晶界上存在更多的溶質C，必須將退火溫度設定為較低溫度。
下面說明平均晶界間角度M(度)與晶粒直徑G(μm)之比M/G。
平均晶界間角度M(度)與晶粒直徑G(μm)之比M/G設定為0.8以上。將M/G設定為0.8以上，可以增加晶界上存在的溶質C量。這是因為，通過增大M/G，即細化晶粒，增大晶粒間角度，可以增加晶界面積，使得溶質C可以容易移動到晶界上，從而使晶界上可以存在大量的溶質C。另外，如果晶粒間角度增大，即使是相同的晶界，在晶界上也可以存在更多的溶質C。如果M/G在0.8以上，即使鋼中存在B量在30MPa以上的溶質C，存在于晶界上的溶質C也會增多，可以得到屈服點伸長低、耐時效性良好的冷軋鋼板。
另外，鋼板的M/G在0.8以上時，均勻延伸增加。為了提高均勻延伸，在拉抻變形時使材料整體上均勻地傳播應變是致關重要的。本發明人發現，對于實現這一點來說，晶粒直徑與晶粒間角度之比是十分重要的，如果增大晶粒直徑與晶界間角度之比，例如減小晶粒直徑、增大晶粒間角度，在施加相同的應變的情況下，應變的傳播變得更加均勻。試驗的結果表明，晶粒直徑與晶界間角度之比M/G的臨界值是0.8。M/G低于0.8時，如上所述，不能得到具有30MPa以上的高BH量并且同時具有高的均勻延伸和良好的耐時效性的鋼板。
在本發明鋼板的制造方法中，采用熱軋工序和冷軋工序將上述化學成分的原材料制成冷軋板，然后進行退火，使M/G達到0.8以上。影響M/G的因素有熱軋板的晶粒直徑、冷軋壓下率、退火溫度等。為了使M/G達到0.8以上，應減小熱軋板的晶粒直徑，提高冷軋壓下率，在低溫下進行退火，這些都是十分重要的。在退火溫度較高的場合，晶粒長大的速度加快，平均晶粒直徑G容易增大，另外，晶粒長大時晶界能量降低，晶粒彼此間互相蠶食，因此平均晶界間角度M減小，M/G隨之減小。另一方面，退火溫度過低時，得不到使BH量達到30MPa以上的溶質C量。因此，為了使BH量達到30MPa以上、M/G達到0.8以上，熱軋時應形成在低溫下溶解的細小碳化物，在退火時使之在低溫下溶解。
下面說明在本發明中鋼的化學成分按以上所述構成的理由。
C:C是一種對深沖性產生不利影響的元素，應盡可能減少其含量。
在必須添加Ti的鋼中，可以允許最多0.0050％，因此將C含量的上限定為0.0050％。另外，在必須添加Nb的鋼中，通過適量析出NbC，可以細化晶粒，增加晶界上的溶質C量，提高耐時效性，因此C含量必須在0.005％以上。但是，C含量超過0.02％時，深沖性惡化，因此限定在0.02％以下。
Si:Si具有提高鋼的強度的作用，應根據所要求的強度來添加。但是，添加量超過1.0％時，深沖性降低，因此Si含量限定在1.0％以下。為了確保更高的深沖性，最好是限定在0.5％以下。
Mn:Mn具有提高鋼的強度的作用，應根據所要求的強度來添加。但是，添加量超過3.0％時，深沖性降低，因此Mn含量限定在3.0％以下。為了確保更高的深沖性，最好是限定在2.0％以下。
P:P具有強化鋼的作用，應根據所要求的強度來添加。但是，添加量超過0.15％時，深沖性惡化，因此P含量限定在0.15％以下。為了確保更高的深沖性，最好是限定在0.10％以下。另外，為了增加晶界C量，最好是限定為0.05％以下。
S:S是對深沖性產生不利影響的元素，應盡可能降低其含量，通常可以允許含有0.05％以下。為了確保更高的深沖性，最好是在0.02％以下。另外，在需要添加Ti的鋼中，由于影響BH性和耐時效性，因此將S含量限定為0.008％以下，并且將S與鋼的熱軋加熱溫度TSR的關系限定為-0.235×TSR+305(ppm)以下，這一點十分重要。S含量超過-0.235×TSR+305(ppm)時，不能確保30MPa以上的高BH量和20MPa以下的低AI值。另外，為了確保40MPa以上的高BH量和20MPa以下的低AI值，S含量最好是在0.0010％以上。
Al:Al是為了脫氧和提高碳氮化物形成元素收得率而添加的。其含量低于0.01％時，添加的效果不明顯，反之，添加量超過0.20％時，得不到與添加量相對應的效果，因此將Al含量限定為0.01-0.20％的范圍。
N:N是對深沖性產生不利影響的元素，應盡可能降低其含量，通常可以允許含有0.01％以下。因此將N含量限定為0.01％以下。
Ti:Ti與鋼中的C結合形成碳化物析出，具有防止應溶質C引起的深沖性惡化的效果。Ti添加量低于0.001％時，得不到應有的添加效果，反之，添加量超過0.2％時，不能得到與添加量相對應的效果，而且常常導致深沖性惡化。因此將Ti含量限定為0.001-0.2％的范圍。另外，在需要添加Ti的鋼中，Ti含量最好是0.005-0.08％，并且相對于C、N、S量滿足下式。
0.5×(C/12)≤Ti/48-(N/14+S/32)≤4×(C/12){Ti/48-(N/14+S/32)}小于0.5×(C/12)時，熱軋板中殘留大量的溶質C，因此冷軋退火板的深沖性惡化。反之，{Ti/48-(N/14+S/32)}高于4×(C/12)時，退火時碳化物難以溶解，BH性惡化。因此，{Ti/48-(N/14+S/32)}在0.5×(C/12)～4×(C/12)的范圍內為宜。
Nb在需要添加Ti的鋼中，Nb具有細化熱軋板有組織，提高冷軋退火板的r值的作用，此外，還可以細化冷軋退火后的晶粒，具有提高溶質C在晶界上存在的比例(即溶質C的晶界存在比例)的效果。這樣的效果在添加0.001％以上時才能產生，添加量超過0.2％時，不能得到更高的效果，而且往往引起深沖性惡化。因此，Nb的含量范圍限定為0.001-0.2％。
在需要添加Nb的鋼中，Nb將鋼中的溶質C固定住，形成NbC彌散析出，再結晶退火時形成{111}再結晶結構，具有提高深沖性的作用。另外，彌散析出的NbC可以抑制退火時的晶粒長大，得到細小的晶粒，可以增加晶界C量，因而提高耐時效性。此外，析出的NbC在退火時重新溶解，使得鋼中的溶質C量增加，提高BH性。
為了充分發揮上述效果，相對于鋼中的C含量，Nb含量必須滿足下式。
0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C是碳含量(重量％)，Nb是鈮含量(重量％)。
Nb/93小于0.7×(C/12)時，溶質C量過多，晶粒內的溶質C量增加，耐時效性惡化。反之，Nb/93高于1.2×(C/12)時，退火時NbC不分解，鋼中的溶質C量減少，不能確保BH量達到30MPa以上。除了以上的主要成分外，還可以根據需要添加下列元素。
B:B具有改善鋼的耐二次加工脆性的作用。為了改善耐二次加工脆性，其添加量必須在0.0001％以上，但添加超過0.0001％時，深沖性惡化。因此，B含量限定為0.0001-0.0080％的范圍。
本發明的鋼原料中，含有余量為Fe和不可避免的雜質。所述的不可避免的雜質，例如O可以允許0.010％以下。
下面說明制造條件。
本發明的制造方法中的熱軋工序和冷軋工序沒有特別的限制，其優選的條件如下。
為了進行熱軋，將原材料加熱到1300℃以下的溫度。為了使溶質的C和N形成析出物而固定住，提高深沖性，加熱溫度應盡可能低。但是，低于900℃時，不但不能改善加工性，反而要增大熱軋時的軋制負荷，隨之而產生很多問題。因此，熱軋的加熱溫度范圍是900-1300℃，優選的范圍是950-1150℃。
另外，在需要添加Ti的鋼中，為了增加晶界C量，提高耐時效性，最好是按下式的條件進行板坯的加熱，即加熱至滿足下式的溫度(TSR):
S≤-0.235×TSR+305式中，S是硫含量(ppm),TSR是鋼的加熱溫度(℃)。
在TSR滿足上式的條件下，硫化物和碳化物的析出形態從硫碳化物的復合析出變成微細碳化物，結果，再結晶退火時碳化物在更低的溫度下就可以溶解，因此晶界上殘留大量的溶質C，從而可以得到低AI值、高BH量的鋼板。
TSR不滿足上述公式時，得不到30MPa以上的BH量。為了確保更高的BH量(40MPa以上)，最好是TSR在950℃以上、1200℃以下。
接著進行熱軋，即在960-650℃的溫度范圍內結束精軋，在750-400℃的卷取溫度范圍內卷取，制成熱軋板。
熱軋的精軋終軋溫度超過960℃時，熱軋板的晶粒變得粗大，冷軋、退火后的深沖性惡化，反之，精軋的終軋溫度低于650℃時，變形抗力增大，軋制時的軋制負荷相應增大，軋制難以進行，因此將精軋終止溫度限定在960-650℃的范圍。
另外，為了使熱軋板的晶粒細化，最好是在熱軋板的精軋結束后立即加速冷卻。這里所說的加速冷卻是在精軋后1秒以內冷卻，通過加速冷卻可以使熱軋板的晶粒細化。加速冷卻用的冷卻劑可以采用水、空氣、噴霧等任一種。另外，為了使M/G達到0.8以上，最好是預先使熱軋板的晶粒直徑達到50μm以下。
精軋后的鋼板卷取溫度越高，越有利有碳氮化物的粗大化，超過750℃時，鋼板表面上形成的氧化皮過厚，增加了去除氧化皮作業的工作量。另外，精軋后鋼板的卷取溫度低于400℃時，卷取有困難，因此將精軋后的，鋼板卷取溫度設定在750-400℃的范圍。
接下來，以50-95％的壓下率對熱軋板進行冷軋。
為了確保良好的深沖性，對熱軋板進行冷軋。為了獲得高的r值，應以50％以上的壓下率進行冷軋。壓下率低于50％時，不能得到所期望的高的r值，反之，壓下率超過95％時，r值反而降低，因此將壓下率定為50-95％。
冷軋后，進行700-920℃的再結晶退火。
退火溫度低于700℃時，碳化物的溶解不充分，溶質C量較少，不能確保所要求的BH量。反之，退火溫度超過920℃時，發生α-γ相變，織構變得無序化，致使r值劣化，深沖性降低。因此，再結晶退火溫度規定為700-920℃的范圍。對于深沖性而言退火溫度最好是在750℃以上。退火方法可以采用箱式退火法或連續退火法中的任一種，為了材質的均一性，最好是采用連續退火法。
在再結晶退火后，還可對鋼板進行幅度不超過10％的表皮冷軋，因而可矯正鋼板的形狀和控制其表面的粗度。
本發明的冷軋鋼板，除了作為加工用冷軋鋼板這一用途之外，還可以作為加工用表面處理鋼板的原板。表面處理可以是鍍鋅(包括鋅合金)、鍍錫、搪瓷等。
另外，本發明的鋼板在退火或鍍鋅處理后還可以進行特殊的處理例如鍍Ni等，以改善表面化學處理性、焊接性、沖壓成形性和耐腐蝕性等。
實施例1按表2所示的熱軋條件，將表1所示化學成分的鋼(板坯)熱軋成板厚3.5mm的熱軋板。將該熱軋板冷軋成板厚0.8mm的冷軋鋼帶。接著，在連續退火生產線上、750-880℃的溫度下對該鋼帶進行再結晶退火。再對所得到的鋼帶進行0.8％的光整冷軋，得到成品鋼板。
對這些成品鋼板求出AI、AIQUENCH和A值，進一步調查拉伸性能、r值、BH性和室溫時效性。
拉伸性能是使用JIS5號拉伸試樣測定屈服點、抗拉強度和延伸率。r值是施加15％的拉伸預應變后用三點法測定的，求出L方向(軋制方向)、D方向(與軋制方向成45度的方向)和C方向(與軋制方向成90度)的平均值(r=(rL+2rD+rC)/4)。
BH量是對成品鋼板施加2％的拉伸預應變后，進行170℃×20分的熱處理時，作為熱處理前、后的屈服應力增加量而求出的。
室溫時效性是對制品板進行100℃×10小時的時效處理后用屈服點伸長進行評價。只要屈服點伸長在0.2％以下，耐室溫時效性就沒有問題。
這些結果示于表2中。
由表2可以看出，與本發明范圍以外的比較例相比，本發明的制品板(№1、№4、№6、№7)顯示出高的BH量和低的屈服點伸長(100℃×10小時時效處理后的屈服點伸長在0.2％以下)，具有高的BH性和良好的耐時效特性。
比較例№2由于退火溫度高，A值低至0.4以下，時效處理后的屈服點伸長高達0.60。另外，比較例№3的鋼成分超出本發明的范圍之外并且退火溫度高，因而A值低至0.4以下，時效處理后的屈服點伸長高達0.70。
比較例№5由于退火溫度過低，AIQUENCH不足30MPa，BH量較低，只有10MPa。
比較例№8的鋼成分超出本發明的范圍之外，因而AIQUENCH低于30MPa,BH量低至7MPa。
實施例2按表4所示的熱軋條件，將表3所示化學成分的鋼(板坯)熱軋成板厚3.5mm的熱軋板。控制熱軋精軋終止后的冷卻條件(改變成不同的冷卻開始時間、然后水冷)，調整熱軋板的晶粒直徑。將該熱軋板冷軋成板厚0.8mm的冷軋鋼帶。接著，在連續退火生產線上、780-880℃的溫度下對該冷軋鋼帶進行再結晶退火。再對所得到的鋼帶進行0.8％的光整冷軋，得到制品板。
對該制品板測定平均晶粒直徑G、平均晶界間角度M、抗拉性能、r值、BH量和室溫時效特性。
平均晶粒直徑G是用光學顯微鏡對從3個部位切取的試片的板厚斷面進行觀察而求出的。
平均晶界間角度M，是用EBSD對板厚斷面上的各晶粒測定晶體取向，對50個以上的晶粒求出相鄰晶粒之間的取向差(傾角)，計算出其平均值。
這些結果示于表4中。
由表4可以看出，與本發明范圍以外的比較例相比，本發明的制品板(№1、№4、№6、№7)的均勻延伸、r值和BH量高，并且顯示出低的屈服點伸長(100℃×10小時時效處理后的屈服點伸長在0.2％以下)，具有高的BH性和良好的加工性以及良好的耐時效特性。
比較例№2，熱軋板的晶粒直徑大并且退火溫度高，因而M/G低于0.8，均勻延伸和r值低，時效處理后的屈服點伸長高達0.60。比較例№3的Ti含量在本發明的范圍以外，熱軋板的晶粒直徑大，并且退火溫度高，因而M/G低于0.8，時效處理后的屈服點伸長高達0.70。另外，比較例№5的C含量在本發明的范圍以外，均勻延伸和r值低，時效處理后的屈服點伸長高至0.75。
實施例3按表6所示的熱軋條件，將表5所示化學成分的鋼(板坯)熱軋成板厚3.5mm的熱軋板。按表6所示的壓下率77％或45％的條件將該熱軋板冷軋成冷軋鋼帶。接著按表6所示的條件在連續退火生產線上對該鋼帶進行再結晶退火。再對所得到的鋼帶進行0.8％的光整冷軋，得到制品板。
對該制品板測定抗拉性能、r值、BH性和AI值。結果示于表6中。
在表5和表6中，X={Ti/48-(N/14+S/32)}/(C/12),Z={-0.235×TSR+305}/S，本發明的范圍是0.5≤X≤4.1≤Z。
由表6可以看出，與本發明范圍以外的比較例相比，本發明范圍的制品板(№1、№2、№4、№5、№7、№8、№9-№11)顯示出高的BH量和低的AI值，具有高的BH性和良好的耐時效特性。
比較例№3和№6的板坯加熱溫度在本發明的范圍之外(Z＜1)，因而BH量低至30MPa以下。另外，比較例№8的鋼成分(X)在本發明范圍以外(X＞4)因而BH量低至30MPa以下。
比較例№12的精軋溫度在本發明的范圍以外，因而延伸率和r值低下。
比較例№13的冷軋壓下率在本發明的范圍以外，因而r值低下。
比較例№14的再結晶退火溫度在本發明的范圍以外，因而延伸率和r值低下。
實施例4按表8所示的熱軋條件，將表7所示化學成分的鋼(板坯)熱軋成板厚3.5mm的熱軋板。以80％的壓下率對該熱軋板進行冷軋，得到板厚0.7mm的冷軋板(鋼帶)。接著，按表8所示退火溫度730-930℃的條件在連續熱浸鍍鋅生產線上對該鋼帶進行再結晶退火，然后在0.01％Al-Zn的鍍液中進行熱浸鍍，鍍覆量為50g/m2，加熱至550℃進行合金化處理，進行合金化熱浸鍍鋅。對所得鋼帶進行0.8％的光整冷軋。測試所得合金化熱浸鍍鋅鋼帶(制品板)的材料性能(拉伸性能、r值、BH性和時效性)結果示于表8中。
時效性是對制品板進行100℃×10小時時效處理后用屈服點伸長來評價，屈服點伸長超過1％者×表示，低于1％者用○表示。
表中，X=(Nb/93)/(C/12)，本發明的范圍是X0.7-1.2。
由表8可以看出，與本發明范圍以外的比較例相比，本發明范圍的制品板(№1、№3、№4、№5、№8、№9)顯示出高于1.2的高r值和30MPa以上的高BH量以及1.0％以下的低屈服點伸長，具有良好的深沖性、BH性和耐時效特性。
比較例№2的退火溫度在本發明范圍之外(低于750℃)，因而r值低至1.2，并且BH量低至30MPa以下。
比較例№6的退火溫度在本發明范圍之外(高于920℃)，因而r值低至1.1，并且時效處理后的屈服點伸長高至1.2。
比較例№7的熱精軋溫度在本發明范圍之外(超過960℃)，因而r值低至1.2。
比較例№10的熱軋卷取溫度在本發明范圍之外(低于400℃)，因而r值低至1.2，時效處理后的屈服點伸長高至1.1。
比較例№11的鋼成分在本發明范圍之外，因而r值低至1.2，時效處理后的屈服點伸長高至1.45。
比較例№12的鋼成分在本發明范圍之外，因而BH量低至30MPa以下。
比較例№13的鋼成分在本發明范圍之外，因而r值低至1.3，時效處理后的屈服點伸長高至1.35。
表1
表2
*AIQ:AIQUENCH**屈服點伸長100℃×10小時處理后表3
表4
* M結晶粒間角度(度)， G均勻結晶粒徑(μm)**屈服點伸長100℃×10小時處理后表5
表6
表7
*:X=(Nb/93)/(C/12)
表8
產業上的應用與以往的技術相比，采用本發明可以在工業生產中穩定地制造耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，在工業上具有格外有益的效果。
以往的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板由于耐時效性差，在汽車制造廠中沖壓成形時經常產生拉伸應變的問題。因此，在使用涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板時，鋼板必須長期貯存。另外，在運輸涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板時，裝船運輸的過程中有可能發生時效劣化，因此，迄今為止涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板一直不能運輸。目前，海外的汽車制造廠即使想使用涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板也無法使用。
采用本發明，上述問題不復存在，因此，在國內的汽車制造廠中涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的貯存不再受到限制，而且也可以向海外的汽車制造廠輸出涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，在工業生產上具有特別有益的效果。
權利要求
1．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，該鋼板的化學成分為，含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，余量為Fe和不可避免的雜質，并且具有30MPa以上的涂裝烘烤硬化量(BH)，下述A值在0.4以上，下述AIQUENCH值在30MPa以上，A=(AIQUENCH-AI)/AIQUENCH式中，AIQUENCH是對鋼板進行500℃×40秒加熱、水淬處理后的時效指數(MPa)；AI是鋼板的時效指數(MPa)時效指數對鋼板施加7.5％的拉伸預應變后、進行100℃×30分鐘的熱處理時熱處理前、后的屈服應力的增加量(MPa)。
2．權利要求1所述的耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，還含有Nb:0.001-0.2％和B:0.0001-0.0080％中的至少一種。
3．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，該鋼板的化學成分為，含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，余量為Fe和不可避免的雜質，并且具有30MPa以上的涂裝烘烤硬化量(BH)，平均晶界間角度M(度)與平均晶粒直徑G(μm)之比M/G是0.8以上。
4．權利要求3所述的耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，還含有Nb:0.001-0.2％和B:0.0001-0.0080％中的至少一種。
5．權利要求1-4中任一項所述的耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.005％以下、Si:1.0％以下、Mn:3.0％以下、P:0.15％以下、S:0.05％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.01-0.2％，余量為Fe和不可避免的雜質組成的原料鋼進行熱軋，即在960-650℃的溫度范圍內結束精軋，在750-400℃的卷取溫度范圍內進行卷取，制成熱軋鋼板，接著以50-95％的壓下率對該熱軋鋼板進行冷軋，然后進行700-920℃在再結晶退火。
6．權利要求5所述的耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，還含有Nb:0.001-0.2％和B:0.0001-0.0080％中的至少一種。
7．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.0007-0.0050％、Si:0.5％以下、Mn:2.0％以下、P:0.10％以下、S:0.008％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Ti:0.005-0.08％，并且C、Ti、N和S含量滿足下列式(1)，余量為Fe和不可避免的雜質構成的原料鋼進行熱軋，即加熱至滿足下列式(2)的溫度(TSR)，然后在960-650℃的溫度范圍內結束精軋，在750-400℃的卷取溫度范圍內進行卷取，制成熱軋鋼板，接著以50-95％的壓下率對該熱軋鋼板進行冷軋，然后進行700-920℃在再結晶退火。0.5×(C/12)≤Ti/48-(N/14+S/32)≤4×(C/12)…(1)式中，C、Ti、N、S以重量％表示，S≤-0.235×TSR+305……(2)式中，S鋼的硫含量(ppm)TSR鋼的加熱溫度(℃)
8．權利要求7所述的耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，還含有Nb:0.001-0.015％和B:0.0001-0.0050％中的至少一種。
9．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，該冷軋鋼板含有(重量％)C:0.005-0.02％、Si:0.5％以下、Mn:3.0％以下、P:0.05％以下、S:0.02％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Nb:0.025-0.19％，并且C、Nb含量滿足下式，余量為Fe和不可避免的雜質，并且涂裝烘烤硬化量(BH量)在30MPa以上，0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C碳含量(重量％)Nb鈮含量(重量％)。
10．權利要求9所述的耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板，其特征是，還含有B:0.0001-0.005％和Ti:0.001-0.05％中的至少一種。
11．耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，對含有(重量％)C:0.005-0.02％、Si:0.5％以下、Mn:3.0％以下、P:0.05％以下、S:0.02％以下、Al:0.01-0.20％、N:0.01％以下、Nb:0.025-0.19％，并且C、Nb含量滿足下式，余量為Fe和不可避免的雜質構成的原料鋼進行熱軋，即加熱后在960-650℃的溫度范圍內結束精軋，制成熱軋板，在750-400℃的卷取溫度下卷取，接著以50-95％的壓下率對該熱軋鋼板進行冷軋，然后在750-920℃的退火溫度下進行再結晶退火，0.7×(C/12)≤Nb/93≤1.2×(C/12)式中，C碳含量(重量％)Nb鈮含量(重量％)。
12．權利要求11所述的耐時效性良好的涂裝烘烤硬化型冷軋鋼板的制造方法，其特征是，還含有B:0.0001-0.005％和Ti:0.001-0.05％中的至少一種。
全文摘要
控制C、P、S和N含量，含有Si1.0%以下、Mn3.0%以下、Al0.01—0.20%、Ti0.001—0.2%。并且A=(AI
文檔編號C22C38/12GK1228128SQ98800780
公開日1999年9月8日 申請日期1998年4月8日 優先權日1997年4月9日
發明者松岡才二, 森田正彥, 古君修, 小原隆史, 喜安哲也, 山崎義男 申請人:川崎制鐵株式會社