具有优良应变时效硬化特性的冷轧钢板和热浸镀锌钢板的制造方法 本申请是申请日为2001年3月30日、申请号为01801490.9的、发明名称为“具有优良应变时效硬化特性的热轧钢板、冷轧钢板和热浸镀锌钢板以及它们的制造方法”的发明专利申请的分案申请。
【技术领域】
本发明主要涉及汽车用钢板，特别涉及具有良好的弯曲加工性、外卷边加工性、拉伸加工性等冲压成形性、并且通过冲压成形后的热处理显著增加了拉伸强度、具有极大的应变时效硬化特性的钢板及其制造方法。本文所说的钢板包括热轧钢板、冷轧钢板和电镀钢板。
背景技术
近年来，与地球环境保护问题的排气规定相关，汽车车身重量地减轻成为极重要的课题。最近，为了减轻车身重量，正在研究使汽车用钢板高强度化、降低钢板板厚。
由于以钢板为材料的汽车车身用零部件多是通过冲压加工成形的，所以要求所用钢板具有优良的冲压成形性。为了制成具有优良冲压成形性的钢板，重要的是首先确保低屈服强度和高延性。此外，也有常常用到外卷边成形的情况，具有高的扩孔率(hole-expandingratio)也是必要的。但是，一般来说，如果使钢板高强度化，则具有屈服强度上升，形状冻结性变差，同时延性降低，扩孔率降低，冲压成形性降低的趋势。因此，一直以来都希望获得具有高延性，具有优良冲压成形性的高强度热轧钢板、高强度冷轧钢板和高强度电镀钢板。
而且最近为了在碰撞时保护司机和乘客，汽车车身的安全性受到重视，因此要求提高作为碰撞时安全性标准的抗冲击性。整车的强度越高对于提高抗冲击性越有利。因此，在汽车零部件成型时，当成为具有低强度、高延性，并且冲压成形性优良的成品时，最强烈需求的是强度高、抗冲击性优良的高强度热轧钢板、高强度冷轧钢板和高强度电镀钢板。
着眼于这样的需求，开发出了同时兼具冲压成形性和高强度化的钢板。该钢板为在冲压加工后经过包括通常在100-200℃的高温保持的涂漆烘烤处理后，屈服应力上升的涂漆烘烤硬化型钢板。在该钢板中，最终以固溶态残存的C量(固溶C量)被控制在适当的范围内，冲压成形时确保质地软，具有形状冻结性、延性，在冲压成形后进行涂漆烘烤处理时，残存的固溶C被固定在冲压成形时引入的位错处，可阻碍位错的移动，使屈服应力上升。但是，虽然可以使所述涂漆烘烤硬化型汽车用钢板的屈服应力上升，但是却无法使其拉伸强度上升。
此外，特公平5-24979号公报中公开了一种烘烤硬化型高张力冷轧薄钢板，该钢板具有含C：0.08-0.20％、Mn：1.5-3.5％、其余为Fe和不可避免的杂质的组成，其组织由铁素体量为5％或以下的均一贝氏体或者含一部分马氏体的贝氏体构成。特公平5-24979号公报所记载的冷轧钢板在连续退火后的冷却过程中，通过在400-200℃的温度范围急冷，之后缓冷，使组织从过去以铁素体为主的组织成为以贝氏体为主的组织，获得未曾有过的高烘烤硬化量。然而，特公平5-24979号公报所记载的钢板虽然在涂漆烘烤后屈服强度上升，获得了未曾有过的高烘烤硬化量，但是仍然存在不能使拉伸强度上升、无法期待抗冲击性提高的问题。
另一方面，提议了几种在冲压成形后进行热处理，不仅使屈服应力上升而且使拉伸强度也上升的热轧钢板。
例如，特公平8-23048号公报中提议了热轧钢板的制造方法，该方法是将含有C：0.02-0.13％、Si：2.0％或以下、Mn：0.6-2.5％、sol.Al：0.10％或以下、N：0.0080-0.0250％的钢再加热至1100℃或以上，在850-950℃的精轧结束后，进行热轧，接着以15℃/秒或以上的冷却速度将其冷却至150℃以下并卷取，成为以铁素体和马氏体为主的复合组织。但是，由特公平8-23048号公报所记载的技术制造的钢板虽然通过应变时效硬化使屈服应力和拉伸强度都得以增加，但是由于在低于150℃的极低卷取温度下进行卷取，因而存在机械特性变动大的问题。而且，存在冲压成形-涂漆烘烤处理后屈服应力的增加量的偏差大，进而存在扩孔率(λ)低，外卷边加工性差，冲压成形性不足的问题。
另一方面，汽车用零部件根据适用部位不同，还要求具有高耐蚀性。用于要求高耐蚀性的部位的材料优选热浸镀锌钢板，需要有成形时冲压成形性优良、通过成形后的热处理显著硬化的热浸镀锌钢板。
着眼于这一需求，例如专利第2802513号公报中提议了一种以热轧板作为电镀基板的热浸镀锌钢板的制造方法。该方法是将含C：0.05％或以下、Mn：0.05-0.5％、Al：0.1％或以下、Cu：0.8-2.0％的钢板坯在卷取温度等于或低于530℃的条件下进行热轧，接着将其加热至等于或低于530℃的温度，将钢板表面还原，之后进行热浸镀锌，通过成形后的热处理取得显著的硬化。但是，该方法所制造的钢板由于要通过成形后的热处理取得显著硬化，所以热温度必须等于或高于500℃，热处理温度高，就留下了实际使用方面的问题。
特开平10-310824号公报中提议了以热轧板或冷轧板作为电镀基板，通过成形后的热处理可使强度上升的合金化热浸镀锌钢板的制造方法。该方法对含0.01-0.08％C，Si、Mn、P、S、Al、N为适当量，并且含有一种或多种合计为0.05-3.0％的Cr、W、Mo的钢进行热轧之后，或者进一步冷轧之后，或者平整冷轧并退火之后，进行热浸镀锌，之后再进行加热合金化处理。该钢板在成形后通过在200-450℃温度范围的加热使拉伸强度上升。然而，由于所得钢板的显微组织为铁素体单相、铁素体+珠光体、或者铁素体+贝氏体组织，存在不能得到高延性和低屈服强度，冲压成形性差的问题。
特开平11-199975号公报提议了一种加工用热轧钢板，该钢板含有C：0.03-0.20％；适量的Si、Mn、P、S、Al；Cu：0.2-2.0％和B：0.0002-0.002％，显微组织是以铁素体为主相、以马氏体为第2相的复合组织，铁素体相中Cu的存在状态为等于或小于2nm的固溶状态和/或析出状态，具有优异的疲劳特性。特开平11-199975号公报所记载的钢板中复合添加了Cu和B，并且Cu的存在状态为等于或小于2nm的极微细态，首次显著提高了疲劳限度。另外，由于上述原因，必须在Ar3转变点或以上结束热精轧，在冷却过程的Ar3-Ar1转变点的温度范围内空冷1-10秒，之后以等于或大于20℃/秒的冷却速度进行冷却，在等于或低于350℃的温度进行卷取。但如果这样将卷取温度设为等于或低于350℃的低温，则存在热轧钢板的形状易于发生大的变形，在工业上无法进行稳定生产的问题。
发明的公开
如上所述，虽然存在极强的需求，但是迄今为止没有在工业上稳定制造满足这些特性的钢板的技术，本发明正是鉴于此而进行开发的。本发明的目的在于提供可有效解决上述问题、具有优异应变时效硬化特性的高张力钢板和可稳定生产该钢板的方法，所述钢板适合作为汽车用钢板，它具有优异冲压成形性，并且冲压成形后，通过在较低温度进行热处理可极大提高拉伸强度。此外，本发明中所述钢板包括热轧钢板、冷轧钢板和电镀钢板。
本发明者们为了完成上述课题，对钢板组织和合金元素对应变时效硬化特性的影响进行了深入研究。结果发现通过将C含量调整至低碳范围，将Cu含量调整至适当范围，并进一步使钢板组织成为铁素体和马氏体的复合组织，可以在预应变量等于或大于5％的预变形处理和在150℃-350℃的较低温度下的热处理之后，在屈服应力增加的基础上使拉伸强度也显著提高，从而获得高的应变时效硬化。获得在该高应变时效硬化特性之外，还具有良好的延性、低屈服强度、高扩孔率、优异冲压成形性的钢板。
在上述新发现的基础上，本发明者们进一步进行了深入的研究，结果发现在不含Cu的钢板中也会发生上述现象。发现通过用Mo、Cr、W中的一种或多种代替Cu，并使组织成为铁素体+马氏体的复合组织，使钢板预应变并进行低温热处理后，马氏体中的极微细碳化物将应变感应析出，从而使拉伸强度上升。除Mo、Cr、W中的一种或多种外，当还含有Nb、V、Ti中的一种或多种时，该低温加热时的应变感应微细析出更为显著。
本发明是在上述发现的基础上，进一步研究而完成的，本发明的要点如下所述。
(1)一种具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其特征为所述钢板的组织具有以铁素体相作为主相，以及含面积率为2％或以上的马氏体相的第二相的复合组织。
(2)(1)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其中所述钢板为热轧钢板。
(3)(2)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其特征为所述钢板具有以质量％计的下列组成：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下、 Cu：0.5-3.0％，
其余部分为铁和不可避免的杂质。
(4)(3)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其特征为在所述组成中进一步含有以质量％计的选自下述A组-C组的至少一组：
A组：Ni：2.0％或以下、
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下、
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下。
(5)(2)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其特征为所述钢板具有以质量％计的下列组成：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下，
并进一步含有合计为2.0％或以下的选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％中的一种或多种元素，其余部分为铁和不可避免的杂质。
(6)(5)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其特征为在所述组成中进一步含有以质量％计的合计为2.0％或以下的Nb、Ti、V中的一种或多种元素。
(7)一种具有优良的冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热轧钢板的制造方法，其特征为当对具有以质量％计的下述组成：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下、 Cu：0.5-3.0％
或者进一步含有选自下述A组-C组的至少一组：
A组：Ni：2.0％或以下、
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下、
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下、优选其余部分为Fe和不可避免的杂质的钢板坯进行热轧，将其制成预定板厚的热轧板时，所述热轧是精轧终止温度FDT为Ar3转变点或以上的热轧，精轧结束后，以5℃/秒或以上的冷却速度将其冷却至(Ar3转变点)-(Ar1转变点)的温度范围，在该温度范围进行1-20秒的空冷或缓冷，之后再一次以5℃/秒或以上的冷却速度进行冷却，在550℃或以下的温度进行卷取。
(8)(6)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热轧钢板的制造方法，其特征为将所述钢板坯定为具有以质量％计的下述组成的钢板坯：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下，
并进一步含有合计为2.0％或以下的选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％的一种或多种元素，
或者进一步含有合计为2.0％或以下的Nb、Ti、V中的一种或多种元素，优选其余部分为Fe和不可避免的杂质。
(9)(7)或(8)的具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热轧钢板的制造方法，其特征为所述精轧的部分或全部为润滑轧制。
(10)(1)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其中所述钢板为冷轧钢板。
(11)(10)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其特征为所述钢板在上述组织的基础上，具有以质量％计的下列组成：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下、 Cu：0.5-3.0％，
其余部分为铁和不可避免的杂质。
(12)(11)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其特征为在所述组成中进一步含有以质量％计的选自下述A组-C组的至少一组：
A组：Ni：2.0％或以下、
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下、
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下。
(13)(10)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其特征为所述钢板在上述组织的基础上，具有以质量％计的下列组成：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下，
并进一步含有选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％的合计为2.0％或以下的一种或多种元素，其余部分为铁和不可避免的杂质。
(14)(13)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板，其特征为在所述组成中进一步含有以质量％计的合计为2.0％或以下的Nb、Ti、V中的一种或多种元素。
(15)一种具有优良的冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的冷轧钢板的制造方法，其特征为在将具有以质量％计的下述组成：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下、 Cu：0.5-3.0％，
或者进一步含有选自下述A组-C组的至少一组：
A组：Ni：2.0％或以下、
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下、
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下、
优选其余部分为Fe和不可避免的杂质的钢板坯作为坯料，依次进行对该坯料进行热轧将其制成热轧板的热轧步骤、对该热轧板进行冷轧将其制成冷轧板的冷轧步骤、对该冷轧板进行再结晶退火将其制成冷轧退火板的再结晶退火步骤的冷轧钢板制造方法中，所述再结晶退火在Ac1转变点-Ac3转变点的温度范围内的铁素体+奥氏体的双相区域内进行。
(16)(15)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板的制造方法，其特征为将具有以质量％计的下述组成的钢板坯代替具有所述组成的钢板坯：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下、
并进一步含有选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％的合计为2.0％或以下的一种或多种元素，
或者进一步含有Nb、Ti、V中的合计为2.0％或以下的一种或多种元素，优选其余部分为Fe和不可避免的杂质。
(17)(15)或(16)的具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的冷轧钢板的制造方法，其特征为所述热轧为将所述坯料的加热温度定为900℃或以上，精轧终止温度定为700℃或以上，卷取温度定为800℃或以下的热轧。
(18)(15)-(17)中任一项的具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的冷轧钢板的制造方法，其特征为所述热轧的部分或全部为润滑轧制。
(19)一种具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板，所述钢板是在(2)-(6)中任一项的热轧钢板表面形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层而形成的。
(20)一种具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板，所述钢板是在(10)-(14)中任一项的冷轧钢板表面形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层而形成的。
(21)一种具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征为在进行连续热浸镀锌的作业线上，对具有以质量％计的下述组成：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下、 Cu：0.5-3.0％，
或者进一步含有选自下述A组-C组的至少一组：
A组：Ni：2.0％或以下、
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下、
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下、优选其余部分为Fe和不可避免的杂质的钢板进行加热到在Ac3转变点-Ac1转变点的温度范围内的铁素体+奥氏体的双相区域的退火，之后进行热浸镀锌处理，在上述钢板的表面形成热浸镀锌层。
(22)(21)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征为将具有以质量％计的下述组成的钢板代替具有所述组成的钢板：
C：0.15％或以下、 Si：2.0％或以下、
Mn：3.0％或以下、 P：0.1％或以下、
S：0.02％或以下、 Al：0.1％或以下、
N：0.02％或以下、
并进一步含有选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％的合计为2.0％或以下的一种或多种元素，
或者进一步含有Nb、Ti、V中的合计为2.0％或以下的一种或多种元素，优选其余部分为Fe和不可避免的杂质。
(23)(21)或(22)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征为在所述退火之前，在连续退火作业线上进行前处理，所述前处理由在700℃或以上的温度进行加热的前加热处理和随后的酸洗处理构成。
(24)(21)-(23)中任一项的具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征为进行所述热浸镀锌处理，在钢板表面形成热浸镀锌层后，进行所述热浸镀锌层的合金化处理。
(25)(21)-(24)中任一项的具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征为所述钢板是通过将具有所述组成的坯料的加热温度定为900℃或以上，精轧终止温度定为700℃或以上，卷取温度定为800℃或以下的热轧制成的热轧钢板；或者所述钢板是对该热轧钢板进行冷轧后形成的冷轧钢板。
(26)一种具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征为对通过权利要求(7)-(9)中任一项的热轧钢板制造方法得到的热轧钢板进一步进行热浸镀锌处理，在所述热轧钢板表面形成热浸镀锌层。
(27)一种具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征为对通过权利要求(15)-(18)中任一项的冷轧钢板制造方法得到的冷轧钢板进一步进行热浸镀锌处理，在所述冷轧钢板表面形成热浸镀锌层。
(28)(26)或(27)中具有优良冲压成形性、并且具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板制造方法，其特征为在所述热浸镀锌处理之后，进行合金化处理。
【附图说明】
图1表示Cu含量对预变形-热处理后ΔTS与钢板(热轧板)组织间关系的影响。
图2表示Cu含量对热轧钢板预变形-热处理后ΔTS与热处理温度间关系的影响。
图3表示Cu含量对热轧钢板的λ与YR间关系的影响。
图4表示Cu含量对冷轧钢板的预变形-热处理后ΔTS与再结晶退火温度间关系的影响。
图5表示Cu含量对冷轧钢板的预变形-热处理后ΔTS与热处理温度间关系的影响。
图6表示Cu含量对冷轧钢板的λ与YR间关系的影响。
图7表示Cu含量对热浸镀锌钢板的预变形-热处理后ΔTS与再结晶退火温度间关系的影响。
图8表示Cu含量对热浸镀锌钢板的预变形-热处理后ΔTS与热处理温度间关系的影响。
图9表示Cu含量对热浸镀锌钢板的λ与YR间关系的影响。
实施本发明的最佳形态
本发明中所述“优良的应变时效硬化特性”是在指拉伸塑性应变量为5％或以上的预变形处理后，在150-350℃的温度范围进行保持时间为30秒或以上的热处理时，该热处理前后的拉伸强度增加量ΔTS{＝(热处理后的拉伸强度)-(预变形处理前的拉伸强度)}为80MPa或以上。最好ΔTS为100MPa或以上。通过所述热处理，屈服应力也上升，不用说能达到80MPa或以上的ΔYS。ΔYS指热处理前后屈服强度的增加量，定义为ΔYS＝{(热处理后的屈服强度)-(热处理前的屈服强度)}。
在规定应变时效硬化特性时，预应变(预变形)量是重要因素。本发明者设定了汽车用钢板所适用的变形样式，研究了预应变量对其后的应变时效硬化特性的影响。结果发现除了极深的拉伸加工外，可以以大约单轴等效应变(拉伸应变)量进行整理，实际零部件的该单轴等效应变量达到大约5％，零部件强度很好地与预应变为5％的应变时效处理后所获得的强度相对应。由此，在本发明中将应变时效处理的预应变(变形)定为5％或以上的拉伸塑性应变。
过去的涂漆烘烤处理条件采用170℃×20分钟作为标准，但是在本发明中，当利用极微细Cu的析出强化时，热处理温度为150℃或以上是必要的。另一方面，如果在超过350℃的条件下进行，则所述效果会饱和，而反之则有稍微软化的倾向。另外，如果加热至超过350℃的温度，则将明显发生热应变、回火色。因此，将本发明中的应变时效硬化的热处理温度定为150-350℃。将热处理温度的保持时间定为30秒或以上。关于热处理的保持时间，如果在150-350℃保持大约30秒或以上，则可达到大致充分的应变时效硬化。当想要获得更大的稳定的应变时效硬化时，保持时间优选为60秒或以上，更优选为300秒或以上。
对上述热处理中的加热方法没有特别限制，如通常的涂漆烘烤处理那样，除了通过炉进行气氛加热以外，例如感应加热、通过无氧化火焰、激光、等离子体等进行加热，上述任何一种都适用。另外，提高钢板的温度进行冲压，即所谓的温压在本发明中也是极为有效的方法。
首先对本发明者们所进行的关于热轧钢板的基础实验结果进行说明。
对于具有以％质量计的C：0.04％、Si：0.82％、Mn：1.6％、P：0.01％、S：0.005％、Al：0.04％、N：0.002％、Cu变化为0.3％、1.3％的组成的薄板坯，将其加热至1150℃并均热后，以850℃为精轧终止温度对其进行3遍轧制，使板厚达到2.0mm，之后变化冷却条件和卷取温度，将其组织从铁素体单相变化到具有铁素体+马氏体的复合组织的热轧板。
对上述热轧板进行拉伸试验，测定其拉伸特性。进而，对取自上述热轧板的试验片进行拉伸预应变量为5％的预变形处理，接着进行50-350℃×20分钟的热处理，之后进行拉伸试验，求出拉伸特性，评估其应变时效硬化特性。
用热处理前后拉伸强度的增加量ΔTS评估应变时效硬化特性。设ΔTS为实施热处理后的拉伸强度TSHT与未实施热处理时的拉伸强度TS的差(＝(热处理后的拉伸强度TSHT)-(预变形处理前的拉伸强度TS))。另外，用JIS 5号拉伸试验片进行拉伸试验。
图1表示Cu含量对ΔTS与钢板(热轧板)组织间关系的影响。对试验片进行拉伸预应变量为5％的预变形处理，接着进行250℃×20分钟的热处理，从而求出ΔTS。从图1可知，当Cu含量为1.3％质量时，通过使钢板组织成为铁素体+马氏体的复合组织，可以获得ΔTS为80MPa或以上的高应变时效硬化特性。当Cu含量为0.3％质量时，ΔTS小于80MPa，即使使钢板组织成为铁素体+马氏体的复合组织，也不能获得高应变时效硬化特性。
由此可知，通过将Cu含量调整至适当范围内，使钢板组织成为铁素体+马氏体的复合组织，可以制造具有高应变时效硬化特性的热轧钢板。
图2表示Cu含量对ΔTS与预变形处理后的热处理温度间关系的影响。所用热轧钢板是在热轧结束后，以20℃/秒的冷却速度冷却至700℃，接着空冷5秒，之后以30℃/秒的冷却速度冷却至450℃，此后进行450℃×1小时的卷取等效处理而得到的钢板。由此得到的热轧板的显微组织是作为主相的铁素体与面积率为8％的马氏体的复合组织。对所述热轧板进行预变形处理后，再进行热处理，从而求出ΔTS。
从图2可知，ΔTS虽然随热处理温度上升而增加，但是该增加量极大地取决于Cu含量。可知当Cu含量为1.3％质量时，在150℃或以上的热处理温度，可以获得ΔTS为80MPa或以上的高应变时效硬化特性。当Cu含量为0.3％质量时，ΔTS小于80MPa，无论在任何热处理温度下都不能获得高应变时效硬化特性。
对于Cu含量为0.3％质量和1.3％质量的钢板，将热轧后的冷却速度进行各种变化，制造组织从铁素体+马氏体变为铁素体单相，屈服比YR(＝(屈服强度YS/拉伸强度TS)×100％)为50-90％的材料(热轧板)。对该材料(热轧板)实施扩孔试验，求出扩孔率(λ)。扩孔试验是用10mmφ的冲头冲压测试片，在其上形成冲孔，之后用顶角为60°的圆锥冲头，使毛边在外侧进行扩孔，直至发生贯穿板厚的裂纹，求出扩孔率λ。扩孔率λ由λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100％求出。d0为初期孔径，d为发生裂纹时的内孔径。
将上述结果整理为扩孔率λ和屈服比YR的关系，Cu含量对扩孔率λ和屈服比YR间关系的影响如图3所示。
从图3可知，对于Cu含量为0.3％质量的钢板，当成为铁素体(α)+马氏体的复合组织，YR小于70％时，随着YR的降低，λ也降低。而对于Cu含量为1.3％质量的钢板，即使成为铁素体(α)+马氏体的复合组织，YR降低，也仍然维持着高λ值。另一方面，对于Cu含量为0.3％质量的钢板，无法同时获得低YR和高λ。
由此，通过将Cu含量调整至适当范围内，使组织成为铁素体(α)+马氏体的复合组织，可以制造同时满足低屈服比和高扩孔率的热轧钢板。
通过对本发明的热轧钢板进行预变形和在150℃-350℃的较低温度范围内的热处理，钢板中的极微细Cu将析出。所述预变形是在比通常热处理前后变形应力增加量测定时的预应变量2％更大的应变量下的预变形。根据本发明者们的研究，认为通过该极微细Cu的析出，可获得屈服应力增加、拉伸强度也显著增加的高应变时效硬化特性。上述通过在较低温度范围内的热处理而引起极微细Cu的析出，未在迄今为止所报道的极低碳素钢或低碳钢上得到全面证实。关于通过在较低温度范围内的热处理而引起极微细Cu的析出，虽然其道理至今不明确，但是认为在保持铁素体(α)+奥氏体(γ)的两相区域时，Cu大量分配在γ相，这在冷却后还继续使马氏体中Cu过饱和，成为固溶状态，通过施与其5％或以上的预应变和低温热处理，Cu于是极微细地析出。
关于添加Cu，组织成为铁素体+马氏体的复合组织的钢板的扩孔率升高的详细机理，至今还不明确，但认为是由于添加Cu使铁素体和马氏体的硬度差变小所致。
本发明的热轧钢板是拉伸强度TS为440MPa或以上的高张力热轧钢板，是具有优良冲击成形性、并且通过冲压成形后的在较低温度的热处理使拉伸强度显著上升、具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板。
接下来，对本发明热轧钢板的组织进行说明。
本发明热轧钢板的组织是具有铁素体相和含相对于全组织的面积率为2％或以上的马氏体相的第二相的复合组织。
为了制成具有低屈服强度YS和高延性E1、具有优良冲压成形性的钢板，在本发明中有必要使热轧钢板的组织变成主相铁素体相和含马氏体的第二相的复合组织。优选主相铁素体的面积率为50％或以上。如果铁素体小于50％，则难以确保高延性，并且冲压成形性低。在要求具有更好延性的情况下，优选铁素体相的面积率为80％或以上。此外，为了利用复合组织的优点，优选铁素体相为98％或以下。
作为第二相，本发明中马氏体的面积率相对于全组织必须为2％或以上。如果马氏体小于2％，则不能同时满足低YS和高E1。另外，以面积率为2％或以上的马氏体相单独作为第二相，或者以面积率为2％或以上的马氏体相和除此之外任何作为副相的珠光体、贝氏体、残留奥氏体相的混合相作为第二相皆可，对此没有特别限制。
具有上述组织的热轧钢板将成为因低屈服强度而具有高延性、优良冲压成形性、并且具有优良应变时效硬化特性的钢板。
下面，对本发明热轧钢板的组成限定理由进行说明。％质量简单记为％。
C：0.15％或以下
C是增加钢板强度、促进形成铁素体和马氏体的复合组织的元素，在本发明中，为了形成复合组织，优选含有0.01％或以上的C。另一方面，如果C含量超过0.15％则钢中碳化物的比率增加，使得延性、冲压成形性降低。而且更重要的问题是，如果C含量超过0.15％，则点焊性、电弧焊性等将显著降低。因此本发明中限定C含量为0.15％或以下。另外，从成形性的角度出发，优选C含量为0.10％或以下。
Si：2.0％或以下
Si不会显著降低钢板延性，是可以使钢板高强度化的有用的强化元素，同时也是促进铁素体转变和通过将C向未转变奥氏体中浓缩从而促进马氏体形成的有效的元素。但是，如果Si含量超过2.0％，则将招致冲压成形性的劣化，同时表面性质也将恶化。因此将Si含量限定为2.0％或以下。另外，从形成马氏体的角度出发，优选Si含量为0.1％或以上。
Mn：3.0％或以下
Mn具有强化钢的作用，并且对铁素体+马氏体的复合组织的形成具有促进作用。Mn是防止由S引起的热裂的有效元素，优选含有对应于S含量的Mn。所述效果在含量为0.5％或以上时变得显著。另一方面，如果含量超过3.0％，则冲压成形性和焊接性将变差。因此本发明中限定Mn含量为3.0％或以下。另外，更优选为1.0％或以上。
P：0.10％或以下
P具有强化钢的作用，可以对应于所需强度含有必要量的P，如果含量过剩，则冲压成形性将变差。因此将P含量限定为0.10％或以下。另外，在需要更优良冲压成形性的情况下，优选其含量为0.08％或以下。
S：0.02％或以下
S是作为钢板中的夹杂物而存在的，是引起钢板延性、成形性、特别是外卷边成形性恶化的元素，最好尺量降低其含量，但是当将其含量降低至0.02％或以下时，则并不会具有那么大的负面影响，因此本发明中将0.02％作为S含量的上限。另外，当需要具有优良的外卷边成形性时，优选S为0.010％或以下。
Al：0.10％或以下
Al是作为钢的脱氧元素添加进来的，是对提高钢的清洁度有用的元素，但是即使其含量超过0.10％，也不能取得更进一步的脱氧效果，反之倒使冲压成形性变差。因此将Al限定为0.10％或以下。另外，优选在0.01％或以上。本发明并不排除通过Al脱氧以外的其它脱氧方法进行的炼制方法，例如也可以进行Ti脱氧、Si脱氧，由这些脱氧方法制成的钢板也包括在本发明范围内。
N：0.02％或以下
N是通过固溶强化、应变时效硬化使钢板强度增加的元素，但是如果含量超过0.02％，则钢板中的氮化物将增加，由此使钢板延性、冲压成形性显著变差。因此，将N限定为0.02％或以下。另外，在要求进一步提高冲压成形性的情况下，优选其含量为0.01％或以下。
Cu：0.5-3.0％
Cu是使钢板的应变时效硬化(预变形-热处理后的强度增加)显著增加的元素，是本发明中最重要的元素之一。Cu含量小于0.5％时，即使改变预变形-热处理条件，也不能得到ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。因此，本发明中，Cu的含量必须为0.5％或以上。另一方面，如果其含量超过3.0％，则效果饱和，无法期待相应于含量的效果，在经济上不利，而且引起冲压成形性劣化，进而使得钢板的表面性质恶化。因此，将Cu限定为0.5-3.0％。另外，为了同时具有更大的ΔTS和优良的冲压成形性，优选Cu在1.0-2.5％范围内。
另外，本发明中，优选在上述含Cu的组成的基础上，进一步含有以％质量计的选自下述A组-C组的一组或多组元素：
A组：Ni：2.0％或以下、
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下、
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下。
A组：Ni：2.0％或以下
A组：Ni是有效防止添加Cu时钢板表面发生表面缺陷的元素，可以根据需要含有。当含有Ni时，其含量取决于Cu含量，优选大约为Cu含量一半左右。另外，即使其含量超过2.0％，效果也已饱和，无法期待相应于含量的效果，在经济上不利，相反会引起冲压成形性劣化。由此，优选将Ni含量限定为2.0％或以下。
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下
B组：Cr、Mo都和Mn一样，具有促进铁素体+马氏体的复合组织形成的作用，可以根据需要含有。如果Cr、Mo中的一种或两种合计超过2.0％，则冲压成形性下降。因此，优选限定B组：Cr、Mo中的一种或两种合计为2.0％或以下。
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下
C组：Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，为了有效发挥通过碳化物的微细分散而使钢板高强度化的作用，根据需要选择含有上述元素。但是，如果Nb、Ti、V中的一种或多种合计超过0.2％，则冲压成形性将变差。因此，优选限定Nb、Ti、V合计为0.2％。
另外，在本发明中，也可以代替含有上述Cu、或者上述A组-C组的一组或多组，而含有选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％中的合计为2.0％或以下的一种或多种元素、或者也可还含有Nb、Ti、V中的一种或多种合计为2.0％或以下的元素。
选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％中一种或多种元素，合计为2.0％或以下
Mo、Cr、W都是使钢板的应变时效硬化显著增加的元素，是本发明中最重要的元素，可以选择含有。通过使钢板含有这些Mo、Cr、W中的一种或多种元素，进而成为铁素体和马氏体的复合组织，微细碳化物在预变形-热处理时应变感应微细析出，可以取得ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。如果这些元素的含量均小于0.05％，则即使变化预变形-热处理条件、钢板组织，也不能取得ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。另一方面，即使这些元素的含量均超过2.0％，上述效果也已饱和，无法期待相应于含量的效果，在经济上不利，而且会引起冲压成形性劣化。因此将Mo、Cr、W的含量限定在Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％范围。另外，从冲压成形性的角度出发，当混合含有这些元素时，限定Mo、Cr、W的含量合计为2.0％或以下。
Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为2.0％或以下
Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，可以根据需要选择含有。通过使钢板含有这些Nb、Ti、V中的一种或多种元素，进而成为铁素体和马氏体的复合组织，微细碳化物在预变形-热处理时应变感应微细析出，可以取得ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。但是，如果Nb、Ti、V中的一种或多种合计超过2.0％，则冲压成形性劣化。因此，优选限定Nb、Ti、V的含量合计为2.0％或以下。
除上述元素之外，也可以含有Ca：0.1％或以下、REM：0.1％或以下中的一种或两种。Ca、REM都是通过控制夹杂物的形态来使延性提高的元素。但是，当Ca超过0.1％、REM超过0.1％时，将使清洁度下降，反而使延性下降。
从马氏体形成的角度出发，也可以含有B：0.1％或以下、Zr：0.1％或以下中的一种或2种。
除上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的杂质组成。作为不可避免的杂质，Sb：0.01％或以下、Pb：0.01％或以下、Sn：0.1％或以下、Zn：0.01％或以下、Co：0.1％或以下是可以接受的。
具有上述组成、组织的热轧钢板是由于屈服强度低因而具有高延性，冲压成形性优异，并且应变时效硬化特性优异的钢板。
下面，对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的热轧钢板以具有上述范围内的组成的钢板坯作为坯料，对该坯料进行热轧，制成预定板厚的热轧板。
为了防止成分的宏观偏析，优选所用钢板坯是以连续铸造法制造的，但是也可以是用铸锭法、薄板连铸法制造的。另外，在制造钢板坯之后，在冷却至室温，之后再加热的现有方法的基础上，也可以采用不冷却，将温钢片原样插入加热炉中，或者稍微进行保温之后立即轧制的直送轧制·直接轧制等节省能源的加工方法，这都没有问题。
对上述坯料(钢板坯)的加热温度没有特别限制，优选900℃或以上。
板坯加热温度：900℃或以上
在组成中含Cu的情况下，为了防止由Cu引起的表面缺陷，希望板坯加热温度SRT低一些。但是，当加热温度小于900℃时，轧制负荷增大，热轧时发生问题的危险增大。另外，氧化皮损耗随着氧化重量的增加而增加，因此优选板坯加热温度为1300℃或以下。
从降低板坯加热温度、并且防止热轧时发生问题的角度出发，加热薄板坯，即活用所谓的薄板坯加热器不用说也是有效的方法。
接下来对被加热的板坯进行热轧，但是优选热轧为精轧终止温度FDT等于或高于Ar3转变点的热轧。
精轧终止温度：等于或高于Ar3转变点
通过将精轧终止温度FDT调整至Ar3转变点或以上，可以获得均匀的热轧母板组织，由热轧后的冷却可以得到铁素体和马氏体的复合组织。由此可以确保优良的冲压成形性。另一方面，当精轧终止温度小于Ar3转变点时，热轧母板组织变得不均匀，同时残存有加工组织，冲压成形性变差。而且进一步当精轧终止温度小于Ar3转变点时，热轧时的轧制负荷增大，热轧时发生问题的危险增大。因此，优选热轧的FDT为Ar3转变点或以上。
精轧结束后，优选接着以5℃/秒或以上的冷却速度将其冷却至(Ar3转变点)-(Ar1转变点)的温度范围。
通过这样在热轧后进行冷却，可以由其后的冷却处理促进铁素体的转变。冷却速度小于5℃/秒时，无法由其后的冷却处理促进铁素体的转变，冲压成形性变差。
接下来，优选在(Ar3转变点)-(Ar1转变点)的温度范围内空冷或者缓冷1-20秒。通过在(Ar3转变点)-(Ar1转变点)的温度范围内空冷或者缓冷，可以促进奥氏体向铁素体的转变，进而可使C向未转变奥氏体中浓缩，通过之后的冷却转变为马氏体，形成铁素体和马氏体的复合组织。当在(Ar3转变点)-(Ar1转变点)的温度范围内的空冷或者缓冷小于1秒时，奥氏体向铁素体的转变量少，从而C向未转变奥氏体中的浓缩量也少，马氏体的形成量变少。另一方面，如果超过20秒，奥氏体将转变为珠光体，从而得不到铁素体和马氏体的复合组织。
在空冷或者缓冷处理后，再次以5℃/秒或以上的冷却速度进行冷却，在550℃或以下的卷取温度进行卷取。
通过以5℃/秒或以上的冷却速度进行冷却，未转变的奥氏体转变为马氏体。由此，组织变成铁素体+马氏体的复合组织。但是，如果冷却速度小于5℃/秒或者卷取温度CT高于550℃，则未转变的奥氏体转变为珠光体或贝氏体，不能形成马氏体，因而冲压成形性降低。另外，更优选冷却速度为10℃/秒或以上，从热轧板形状的观点出发，更加优选100℃/秒或以下。此外，卷取温度CT小于500℃，从热轧板形状的观点出发，更优选为350℃或以上。当卷取温度小于350℃时，钢板形状明显紊乱，实际使用时发生问题的危险性增大。
为了减少热轧时的轧制负荷，在本发明的热轧中，精轧的一部分或全部可以是润滑轧制。从钢板形状均一化、材质均一化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。另外，优选润滑轧制时的摩擦系数在0.25-0.10的范围内。优选将薄板坯前后相接、进行连续精轧的连续轧制法。从热轧的操作稳定性的观点出发，也希望使用连续轧制法。
热轧后，为了进行形状矫正、表面粗糙度的调整等，可以进行10％或以下的平整冷轧。
本发明的热轧钢板不仅可以用作加工钢板，也适合用作表面处理用的原板。表面处理有镀锌(包括合金系列)、镀锡、上搪瓷等。
另外也可以在退火或镀锌等表面处理之后，对本发明的热轧钢板实施特殊处理，进行化学转化处理性、焊接性、冲压成形性和耐蚀性等的改善。
接下来，对冷轧钢板进行说明。
首先，对本发明者们所进行的关于冷轧钢板的基础实验结果进行说明。
对于具有以％质量计的C：0.04％、Si：0.02％、Mn：1.7％、P：0.01％、S：0.005％、Al：0.04％、N：0.002％、Cu变化为0.3％、1.3％的组成的薄板坯，将其加热至1150℃并均热后，以900℃为精轧终止温度对其进行3遍轧制，使板厚达到4.0mm。精轧结束后，卷取，之后进行600℃×1小时的保温等效处理。接着，实施压缩率为70％的冷轧，制成板厚1.2mm的冷轧板。接下来，对这些冷轧板在各种条件下进行再结晶退火。
对上述冷轧板进行拉伸试验，测定其拉伸特性。进而，对这些冷轧钢板的应变时效硬化特性进行测定。
首先，从这些冷轧钢板上取试验片，对这些试验片进行拉伸预应变量为5％的预变形处理，接着进行50-350℃×20分钟的热处理，之后进行拉伸试验，求出拉伸特性。与在热轧钢板项中所述内容一样，用热处理前后拉伸强度的增加量ΔTS评估应变时效硬化特性。
图4表示Cu含量对冷轧钢板的ΔTS和再结晶退火温度间关系的影响。对取自所得冷轧钢板的试验片进行拉伸预应变量为5％的预变形处理，接着进行250℃×20分钟的热处理，然后进行拉伸试验，求出ΔTS。
从图4可知，当Cu含量为1.3％质量时，通过将再结晶退火温度设定在700℃或以上，使钢板组织变为铁素体+马氏体的复合组织，可以获得ΔTS为80MPa或以上的高应变时效硬化特性。另一方面，当Cu含量为0.3％质量时，无论在任何再结晶退火温度下，ΔTS都小于80MPa，不能获得高应变时效硬化特性。从图1可知，通过将Cu含量调整至适当范围内，使组织变为铁素体+马氏体的复合组织，可以制造具有高应变时效硬化特性的冷轧钢板。
图5表示Cu含量对冷轧钢板的ΔTS和预变形处理后的热处理温度间关系的影响。钢板使用在冷轧后，进行在铁素体(α)+奥氏体(γ)的双相区域即800℃的保持时间为40秒的退火，之后以30℃/秒的冷却速度将其从保持温度(800℃)冷却至室温所得到的钢板。这种钢板的显微组织是铁素体和马氏体(第二相)的复合组织，马氏体的组织比率以面积率表示为8％。
从图5可知，ΔTS虽然随热处理温度上升而增加，但是该增加量极大地取决于Cu含量。可知当Cu含量为1.3％质量时，在150℃或以上的热处理温度，可以获得ΔTS为80MPa或以上的高应变时效硬化特性。当Cu含量为0.3％质量时，无论在任何热处理温度下，ΔTS都小于80MPa，不能获得高应变时效硬化特性。
对于Cu含量为0.3％质量和1.3％质量的钢板，将冷轧后的再结晶退火条件进行各种变化，制造组织从铁素体+马氏体变为铁素体单相，屈服比YR(＝(屈服强度YS/拉伸强度TS)×100％)为50-90％的材料(钢板)。对该材料(钢板)实施扩孔试验，求出扩孔率(λ)。扩孔试验是用10mmφ的冲头冲压测试片，在其上形成冲孔，之后用顶角为60°的圆锥冲头，使毛边在外侧进行扩孔，直至发生贯穿板厚的裂纹，求出扩孔率λ。扩孔率λ由λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100％求出。d0为初期孔径，d为发生裂纹时的内孔径。
将上述结果整理为扩孔率λ和屈服比YR的关系，Cu含量对冷轧钢板扩孔率λ和屈服比YR间关系的影响如图6所示。
从图6可知，对于Cu含量为0.3％质量的钢板，当成为铁素体+马氏体的复合组织，YR小于70％时，随着YR的降低，λ也降低。而对于Cu含量为1.3％质量的钢板，即使成为铁素体+马氏体的复合组织，YR降低，也仍然维持着高λ值。另一方面，对于Cu含量为0.3％质量的钢板，无法同时获得低YR和高λ。
从图6可知，通过将Cu含量调整至适当范围内，使组织成为铁素体+马氏体的复合组织，可以制造同时满足低屈服比和高扩孔率的冷轧钢板。
通过对本发明的冷轧钢板进行预变形和在150℃-350℃的较低温度范围内的热处理，钢板中的极微细Cu将析出。所述预变形是在比通常热处理前后变形应力增加量测定时的预应变量2％更大的应变量下的预变形。根据本发明者们的研究，认为通过该极微细Cu的析出，可获得屈服应力增加、拉伸强度也显著增加的高应变时效硬化特性。上述通过在低温度范围内的热处理而引起极微细Cu的析出，未在迄今为止所报道的极低碳素钢或低碳钢上得到全面证实。关于通过在低温范围内的热处理而引起极微细Cu的析出，虽然其道理至今不明确，但是认为在α+γ的双相区域的退火中，Cu大量分配在γ相，这在冷却后还继续使马氏体中Cu过饱和，成为固溶状态，通过施与其5％或以上的预应变和低温热处理，Cu于是极微细地析出。
关于添加Cu，组织成为铁素体+马氏体的复合组织的钢板的扩孔率升高的详细机理，至今还不明确，但认为是由于添加Cu使铁素体和马氏体的硬度差变小所致。
本发明的冷轧钢板是拉伸强度TS为440MPa或以上的高张力冷轧钢板，是具有优良冲击成形性、并且通过冲压成形后的在较低温度的热处理使拉伸强度显著上升、具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板。
接下来，对本发明冷轧钢板的组织进行说明。
本发明冷轧钢板的组织是具有铁素体相和含面积率为2％或以上的马氏体相的第二相的复合组织。
为了制成具有低屈服强度YS和高延性E1、具有优良冲压成形性的冷轧钢板，在本发明中有必要使钢板的组织变成主相铁素体相和含马氏体的第二相的复合组织。优选主相铁素体的面积率为50％或以上。如果铁素体小于50％，则难以确保高延性，并且冲压成形性低。在要求具有更好延性的情况下，优选铁素体相的面积率为80％或以上。此外，为了利用复合组织的优点，优选铁素体相为98％或以下。
作为第二相，本发明中马氏体的面积率必须为2％或以上。如果马氏体小于2％，则不能同时满足低YS和高E1。另外，以面积率为2％或以上的马氏体相单独作为第二相，或者以面积率为2％或以上的马氏体相和除此之外任何作为副相的珠光体、贝氏体、残留奥氏体相的混合相作为第二相皆可，对此没有特别限制。
具有上述组织的冷轧钢板将成为因低屈服强度而具有高延性、优良冲压成形性、并且具有优良应变时效硬化特性的钢板。
下面，对本发明冷轧钢板的组成限定理由进行说明。％质量简单记为％。
C：0.15％或以下
C是增加钢板强度、促进形成铁素体和马氏体的复合组织的元素，在本发明中，从形成复合组织的角度出发，优选含有0.01％或以上的C。另一方面，如果C含量超过0.15％，则钢中碳化物的比率增加，使得延性、还有冲压成形性降低。而且更重要的问题是，如果C含量超过0.15％，则点焊性、电弧焊性等将显著降低。因此本发明中限定C含量为0.15％或以下。另外，从成形性的角度出发，优选C含量为0.10％或以下。
Si：2.0％或以下
Si不会显著降低钢板延性，是可以使钢板高强度化的有用的强化元素，但是如果其含量超过2.0％，则将招致冲压成形性的劣化，同时表面性质也将恶化。因此将Si含量限定为2.0％或以下。优选Si含量为0.1％或以上。
Mn：3.0％或以下
Mn具有强化钢的作用，并且降低可获得铁素体+马氏体复合组织的临界冷却速度，对铁素体和马氏体的复合组织的形成具有促进作用，优选对应于再结晶退火后的冷却速度来含有Mn。Mn是防止由S引起的热裂的有效元素，优选含有对应于S含量的Mn。所述效果在含量为0.5％或以上时变得显著。另一方面，如果含量超过3.0％，则冲压成形性和焊接性将变差。因此本发明中限定Mn含量为3.0％或以下。另外，更优选为1.0％或以上。
P：0.10％或以下
P具有强化钢的作用，可以对应于所需强度含有必要量的P，如果含量过剩，则冲压成形性将变差。因此将P含量限定为0.10％或以下。另外，在需要更优良冲压成形性的情况下，优选其含量为0.08％或以下。
S：0.02％或以下
S是作为钢板中的夹杂物而存在的，是引起钢板延性、成形性、特别是外卷边成形性恶化的元素，最好尽量降低其含量，但是当将其含量降低至0.02％或以下时，则并不会具有那么大的负面影响，因此本发明中将0.02％作为S的上限。另外，当需要具有优良的外卷边成形性时，优选S为0.010％或以下。
Al：0.10％或以下
Al是作为钢的脱氧元素添加进来的，是对提高钢的清洁度有用的元素，但是即使其含量超过0.10％，也不能取得更进一步的脱氧效果，反之倒使冲压成形性变差。因此将Al限定为0.10％或以下。另外，本发明并不排除通过Al脱氧以外的其它脱氧方法进行的炼制方法，例如也可以进行Ti脱氧、Si脱氧，由这些脱氧方法制成的钢板也包括在本发明范围内。这时，即使向钢水中添加Ca、REM等，对本发明钢板的特征也不会有任何不良影响。含Ca、REM等的钢板不用说也包括在本发明的范围内。
N：0.02％或以下
N是通过固溶强化、应变时效硬化使钢板强度增加的元素，但是如果含量超过0.02％，则钢板中的氮化物将增加，由此使钢板延性、还有冲压成形性显著变差。因此，将N限定为0.02％或以下。另外，在要求进一步提高冲压成形性的情况下，优选其含量为0.01％或以下。
Cu：0.5-3.0％
Cu是使钢板的应变时效硬化(预变形-热处理后的强度增加)显著增加的元素，是本发明中最重要的元素之一。Cu含量小于0.5％时，即使改变预变形-热处理条件，也不能得到ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。因此，本发明中，Cu的含量必须为0.5％或以上。另一方面，如果其含量超过3.0％，则效果饱和，无法期待相应于含量的效果，在经济上不利，而且引起冲压成形性劣化，进而使得钢板的表面性质恶化。因此，将Cu限定为0.5-3.0％。另外，为了同时具有更大的ΔTS和优良的冲压成形性，优选Cu在1.0-2.5％范围内。
另外，优选本发明的冷轧钢板在上述含Cu的组成的基础上，进一步含有以％质量计的选自下述A组-C组的一组或多组元素：
A组：Ni：2.0％或以下、
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下、
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下。
A组：Ni：2.0％或以下
A组：Ni是有效防止添加Cu时钢板表面发生表面缺陷的元素，可以根据需要含有。当含有Ni时，其含量取决于Cu含量，优选大约为Cu含量一半左右。另外，即使其含量超过2.0％，效果也已饱和，无法期待相应于含量的效果，在经济上不利，相反会引起冲压成形性劣化。由此，优选将Ni含量限定为2.0％或以下。
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下
B组：Cr、Mo都和Mn一样，降低可获得铁素体+马氏体复合组织的临界冷却速度，具有促进铁素体和马氏体的复合组织形成的作用，可以根据需要含有。如果Cr、Mo中的一种或两种合计超过2.0％，则冲压成形性下降。因此，优选限定B组：Cr、Mo中的一种或两种合计为2.0％或以下。
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下
C组：Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，为了有效发挥通过碳化物的微细分散而使钢板高强度化的作用，根据需要选择含有上述元素。但是，如果Nb、Ti、V中的一种或多种合计超过0.2％，则冲压成形性将变差。因此，优选限定Nb、Ti、V合计为0.2％。
另外，本发明的冷轧钢板，也可以代替含有上述Cu而含有选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％中的合计为2.0％或以下的一种或多种元素、或者也可以还含有Nb、Ti、V中的一种或多种合计为2.0％或以下的元素。
选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％中的一种或多种元素，合计为2.0％或以下
Mo、Cr、W都是使钢板的应变时效硬化显著增加的元素，是本发明中重要的元素，可以选择含有。通过使钢板含有这些Mo、Cr、W中的一种或多种元素，进而成为铁素体和马氏体的复合组织，微细碳化物在预变形-热处理时应变感应微细析出，可以取得ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。如果这些元素的含量均小于0.05％，则即使变化预变形-热处理条件、钢板组织，也不能取得ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。另一方面，即使这些元素的含量均超过2.0％，上述效果也已饱和，无法期待相应于含量的效果，在经济上不利，而且会引起冲压成形性劣化。因此将Mo、Cr、W的含量限定在Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％范围。另外，从冲压成形性的角度出发，限定Mo、Cr、W的含量合计为2.0％或以下。
Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为2.0％或以下
Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，当含有Mo、Cr、W中的一种或多种元素时，可以根据需要选择含有。通过使钢板含有这些Nb、Ti、V中的一种或多种元素，进而成为铁素体和马氏体的复合组织，微细碳化物在预变形-热处理时应变感应微细析出，可以取得ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。但是，如果Nb、Ti、V中的一种或多种合计超过2.0％，则冲压成形性劣化。因此，优选限定Nb、Ti、V的含量合计为2.0％或以下。
除上述元素之外，也可以含有Ca：0.1％或以下、REM：0.1％或以下中的一种或两种。Ca、REM都是通过控制夹杂物的形态来使延性提高的元素。但是，当Ca超过0.1％、REM超过0.1％时，将使清洁度下降，反而使延性下降。
从马氏体形成的角度出发，也可以含有B：0.1％或以下、Zr：0.1％或以下中的一种或2种。
除上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的杂质组成。作为不可避免的杂质，Sb：0.01％或以下、Pb：0.01％或以下、Sn：0.1％或以下、Zn：0.01％或以下、Co：0.1％或以下是可以接受的。
下面，对本发明的冷轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的冷轧钢板是以具有上述范围内的组成的钢板坯作为坯料，通过依次进行对该坯料进行热轧将其制成热轧板的热轧步骤、对该热轧板进行冷轧将其制成冷轧板的冷轧步骤、对该冷轧板进行再结晶退火将其制成冷轧退火板的再结晶退火步骤而制得的。
为了防止成分的宏观偏析，优选所用钢板坯是以连续铸造法制造的，但是也可以是用铸锭法、薄板连铸法制造的。另外，在制造钢板坯之后，在冷却至室温，之后再加热的现有方法的基础上，也可以采用不冷却，将温钢片原样插入加热炉中，或者稍微进行保温之后立即轧制的直送轧制·直接轧制等节省能源的加工方法，这都没有问题。
加热上述坯料(钢板坯)，实施进行热轧将其制成热轧板的热轧步骤。只要热轧步骤是在可以制造所需板厚的热轧板的条件下，则可采用通常已知的条件。优选的热轧条件如下所述。
板坯加热温度：900℃或以上
在组成中含Cu的情况下，为了防止由Cu引起的表面缺陷，希望板坯加热温度SRT低一些。但是，当加热温度小于900℃时，轧制负荷增大，热轧时发生问题的危险增大。另外，氧化皮损耗随着氧化重量的增加而增加，因此优选板坯加热温度为1300℃或以下。
从降低板坯加热温度、并且防止热轧时发生问题的角度出发，加热薄板坯，即活用所谓的薄板坯加热器不用说也是有效的方法。
精轧终止温度：700℃或以上
通过将精轧终止温度FDT调整至700℃或以上，可以得到冷轧和再结晶退火后获得优良成形性的均匀热轧母板组织。另一方面，当精轧终止温度小于700℃时，热轧母板组织变得不均匀，同时热轧时的轧制负荷增大，热轧时发生问题的危险增大。因此，优选热轧步骤的FDT为700℃或以上。
卷取温度：800℃或以下
优选卷取温度CT为800℃或以下，更优选为200℃或以上。如果卷取温度超过800℃，则氧化皮增加，具有由于氧化皮损耗导致收率降低的倾向。如果卷取温度小于200℃，则钢板形状明显紊乱，实际使用时发生问题的危险性增大。
因此在本发明的热轧步骤中，优选将板坯加热至900℃或以上，之后进行精轧终止温度为700℃或以上的热轧，在800℃或以下、优选200℃或以上的卷取温度进行卷取，制造热轧板。
为了减少热轧时的轧制负荷，在本发明的热轧步骤中，精轧的一部分或全部可以是润滑轧制。从钢板形状均一化、材质均一化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。另外，润滑轧制时的摩擦系数优选在0.25-0.10的范围。优选将薄板坯前后相接、进行连续精轧的连续轧制法。从热轧的操作稳定性的观点出发，也希望使用连续轧制法。
接下来，对热轧板实施冷轧步骤。在冷轧步骤中对热轧板进行冷轧使其成为冷轧板。只要冷轧条件是可以制造所需尺寸形状的冷轧板的条件，则对此没有特别限制，但是优选冷轧时的压缩率为40％或以上。因为如果压缩率小于40％，则在进行后续步骤即再结晶退火时，难以发生均匀的再结晶。
接下来，再对冷轧板实施再结晶退火将其制成冷轧退火板的再结晶退火步骤。优选再结晶退火在连续退火作业线或连续热浸镀锌作业线中的任一条作业线上进行。优选再结晶退火的退火温度在Ac1转变点-Ac3转变点的温度范围内的(α+γ)双相区域内进行。当退火温度小于Ac1转变点时，成为铁素体单相，另一方面，当退火温度为超过Ac3转变点的高温时，结晶颗粒将变得粗大，同时成为奥氏体单相区域，冲压成形性明显变差。另外，通过在(α+γ)双相区域内进行退火，可以得到铁素体+马氏体的复合组织，同时获得高ΔTS。
从形成马氏体的角度出发，优选再结晶退火时的冷却以1℃/秒或以上进行。
再结晶退火步骤后，为了进行形状矫正、表面粗糙度等的调整，可以实施10％或以下的平整冷轧。
本发明的冷轧钢板不仅可以用作加工用钢板，也适合用作加工用表面处理钢板的原板。表面处理有镀锌(包括合金系列)、镀锡、上搪瓷等。
另外也可以在镀锌等表面处理之后，对本发明的冷轧钢板实施特殊处理，以改善化学转化处理性、焊接性、冲压成形性和耐蚀性等。
接下来，对本发明的热浸镀锌钢板进行说明。
首先，对本发明者们所进行的关于热浸镀锌钢板的基础实验结果进行说明。
对于具有以％质量计的C：0.04％、Si：0.02％、Mn：1.6％、P：0.01％、S：0.004％、Al：0.04％、N：0.002％、Cu变化为0.3％、1.3％的组成的薄板坯，将其加热至1150℃并均热后，以900℃为精轧终止温度对其进行3遍轧制，使板厚达到4.0mm。精轧结束后，卷取，之后进行600℃×1小时的保温等效处理。接着，实施压缩率为70％的冷轧，制成板厚1.2mm的冷轧板。
对这些冷轧板在各种条件下进行再结晶退火后，急冷至450-500℃的温度范围，将其在热浸镀锌浴(0.13％质量Al-Zn浴)中浸渍，在表面形成热浸镀锌层。接着，再加热至450-550℃的温度范围，实施热浸镀锌层的合金化处理(镀层中的Fe含有率：约10％)。
对得到的热浸镀锌板进行拉伸试验，测定其拉伸特性。进而，对这些电镀钢板的应变时效硬化特性进行测定。
对这些取自热浸镀锌钢板的试验片进行拉伸预应变量为5％的预变形处理，接着进行50-350℃×20分钟的热处理，之后进行拉伸试验，求出拉伸特性。与热轧钢板的情况一样，用热处理前后拉伸强度的增加量ΔTS评估应变时效硬化特性。
图7表示Cu含量对热浸镀锌钢板的ΔTS和再结晶退火温度间关系的影响。对取自所得热浸镀锌钢板的试验片进行拉伸预应变量为5％的预变形处理，接着进行250℃×20分钟的热处理，然后进行拉伸试验，求出ΔTS。
从图7可知，当Cu含量为1.3％质量时，通过将再结晶退火温度设定在700℃或以上，将钢板组织变为铁素体+马氏体的复合组织，可以获得ΔTS为80MPa或以上的高应变时效硬化特性。另一方面，当Cu含量为0.3％质量时，无论在任何再结晶退火温度下，ΔTS都小于80MPa，不能获得高应变时效硬化特性。从图1可知，通过将Cu含量调整至适当范围内，使组织变为铁素体+马氏体的复合组织，可以制造具有高应变时效硬化特性的热浸镀锌钢板。
图8表示Cu含量对热浸镀锌钢板的ΔTS和预变形处理后的热处理温度间关系的影响。对冷轧钢板实施在铁素体+奥氏体的双相区域即800℃、保持时间为40秒的再结晶退火条件下的退火，制造热浸镀锌钢板，对于所得的钢板，改变其预变形处理后的热处理温度，求出ΔTS。退火后的显微组织是马氏体面积率为7％的铁素体和马氏体的复合组织。
从图8可知，ΔTS虽然随热处理温度上升而增加，但是该增加量极大地取决于Cu含量。可知当Cu含量为1.3％质量时，在150℃或以上的热处理温度下，可以获得ΔTS为80MPa或以上的高应变时效硬化特性。当Cu含量为0.3％质量时，无论在任何热处理温度下，ΔTS都小于80MPa，不能获得高应变时效硬化特性。
对于Cu含量为0.3％质量和1.3％质量的冷轧钢板，变化冷轧后的再结晶退火条件实施再结晶退火，之后急冷至450-500℃的温度范围，接着在热浸镀锌浴(0.13％质量Al-Zn浴)中浸渍，在表面形成热浸镀锌层，使组织从铁素体+马氏体变为铁素体单相。接着，再加热至450-550℃的温度范围，实施热浸镀锌层的合金化处理(镀层中的Fe含有率：约10％)。由此获得屈服比YR(＝(屈服强度YS/拉伸强度TS)×100％)为50-90％的材料(钢板)。
对所得材料(热浸镀锌钢板)实施扩孔试验，求出扩孔率(λ)。扩孔试验是用10mmφ的冲头冲压测试片，在其上形成冲孔，之后用顶角为60°的圆锥冲头，使毛边在外侧进行扩孔，直至发生贯穿板厚的裂纹，求出扩孔率λ。扩孔率λ由λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100％求出。d0为初期孔径，d为发生裂纹时的内孔径。
将这些关于热浸镀锌钢板的结果整理为扩孔率λ和屈服比YR的关系，Cu含量对扩孔率λ和屈服比YR间关系的影响如图9所示。
从图9可知，对于Cu含量为0.3％质量的钢板，当成为铁素体+马氏体的复合组织，YR小于70％时，随着YR的降低，λ也降低。而对于Cu含量为1.3％质量的钢板，即使成为铁素体+马氏体的复合组织，YR降低，也仍然维持着高λ值。另一方面，对于Cu含量为0.3％质量的钢板，无法同时获得低YR和高λ。
从图9可知，通过将Cu含量调整至适当范围内，使组织成为铁素体+马氏体的复合组织，可以制造同时满足低屈服比和高扩孔率的热浸镀锌钢板。
通过对本发明的热浸镀锌钢板进行预变形和在150℃-350℃的较低温度范围内的热处理，钢板中的极微细Cu将析出。所述预变形是在比通常热处理前后变形应力增加量测定时的预应变量2％更大的应变量下的预变形。根据本发明者们的研究，认为通过该极微细Cu的析出，可获得屈服应力增加、拉伸强度也显著增加的高应变时效硬化特性。上述通过低温度范围内的热处理而引起极微细Cu的析出，未在迄今为止所报道的极低碳素钢或低碳钢上得到全面证实。关于通过在低温范围内的热处理而引起极微细Cu的析出，虽然其道理至今不明确，但是认为在α+γ的双相区域的退火中，Cu大量分配在γ相，这在冷却后还继续使马氏体中Cu过饱和，成为固溶状态，通过施与其5％或以上的预应变和低温热处理，Cu于是极微细地析出。
关于添加Cu，组织成为铁素体+马氏体的复合组织的钢板的扩孔率升高的详细机理，至今还不明确，但认为是由于添加Cu使铁素体和马氏体的硬度差变小所致。
在上述新发现的基础上，本发明者们进行了进一步深入的研究，结果发现上述现象在不含Cu的热浸镀锌钢板中也会发生。发现通过用含有Mo、Cr、W中的一种或多种元素来代替含有Cu，将组织变成铁素体+马氏体的复合组织，在施与其预应变，在低温下进行热处理后，则可使马氏体中的极细微的碳化物应变感应析出，拉伸强度升高。发现通过在含有Mo、Cr、W中的一种或多种元素的基础上再含有Nb、V、Ti中的一种或多种元素，所述低温加热时的应变感应微细析将变得更为明显。
本发明的热浸镀锌钢板是在钢板表面形成热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的电镀钢板，是拉伸强度TS为440MPa或以上的高张力热浸镀锌钢板，是具有优良冲压成形性、并且通过冲压成形后的在较低温度下的热处理使拉伸强度显著上升、具有ΔTS为80MPa或以上的优良应变时效硬化特性的钢板。另外，钢板可以是热轧板或者冷轧板中的任何一种。
接下来，对本发明热浸镀锌钢板的组织进行说明。
本发明的热浸镀锌钢板具有铁素体相和含面积率为2％或以上的马氏体相的第二相的复合组织。
为了制成具有低屈服强度YS和高延性E1、具有优良冲压成形性的热浸镀锌钢板，本发明中有必要使热浸镀锌钢板的组织变成主相铁素体相和含马氏体的第二相的复合组织。优选主相铁素体的面积率为50％或以上。如果铁素体小于50％，则难以确保高延性，并且冲压成形性降低。在要求具有更好延性的情况下，铁素体相的面积率优选为80％或以上。此外，为了利用复合组织的优点，优选铁素体相为98％或以下。
作为第二相，本发明热浸镀锌钢板中的马氏体的面积率必须为2％或以上。如果马氏体小于2％，则不能同时满足低YS和高E1。另外，以面积率为2％或以上的马氏体相单独作为第二相，或者以面积率为2％或以上的马氏体相和除此之外任何作为副相的珠光体、贝氏体、残留奥氏体相的混合相作为第二相皆可，对此没有特别限制。
具有上述组织的热浸镀锌钢板将成为因低屈服强度而具有高延性、优良冲压成形性、并且具有优良应变时效硬化特性的钢板。
下面，对本发明热浸镀锌钢板的组成限定理由进行说明。％质量简单记为％。
C：0.15％或以下
C是增加钢板强度、促进形成铁素体和马氏体的复合组织的元素，在本发明中，为了得到铁素体和马氏体的复合组织，优选含有0.01％或以上的C。另一方面，如果C含量超过0.15％，则钢中碳化物的比率增加，使得延性、还有冲压成形性降低。而且更重要的问题是，如果C含量超过0.15％，则点焊性、电弧焊性等将显著降低。因此本发明中限定C含量为0.15％或以下。另外，从成形性的角度出发，优选C含量为0.10％或以下。
Si：2.0％或以下
Si不会显著降低钢板延性，是可以使钢板高强度化的有用的强化元素，但是如果其含量超过2.0％，则将招致冲压成形性的劣化，同时也使可镀性下降。因此将Si含量限定为2.0％或以下。优选Si含量为0.1％或以上。
Mn：3.0％或以下
Mn具有强化钢的作用，并且降低可获得铁素体与马氏体复合组织的临界冷却速度，对铁素体与马氏体的复合组织的形成具有促进作用，优选对应于再结晶退火后的冷却速度来含有Mn。Mn是防止由S引起的热裂的有效元素，优选含有对应于S含量的Mn。所述效果在含量为0.5％或以上时变得显著。另一方面，如果含量超过3.0％，则使冲压成形性和焊接性变差。因此限定Mn含量为3.0％或以下。另外，更优选为1.0％或以上。
P：0.10％或以下
P具有强化钢的作用，可以根据所需强度含有必要量的P，如果含量过剩，则冲压成形性将变差。因此将P含量限定为0.10％或以下。另外，在需要更优良冲压成形性的情况下，优选其含量为0.08％或以下。
S：0.02％或以下
S是作为钢板中的夹杂物而存在的，是引起钢板延性、成形性、特别是外卷边成形性恶化的元素，最好尽量降低其含量，但是当将其含量降低至0.02％或以下时，则并不会具有那么大的负面影响，因此本发明中将0.02％作为S的上限。另外，当需要具有优良的外卷边成形性时，优选S为0.010％或以下。
Al：0.10％或以下
Al是作为钢的脱氧元素添加进来的，是对提高钢的清洁度有用的元素，但是即使其含量超过0.10％，也不能取得更进一步的脱氧效果，反之倒使冲压成形性变差。因此将Al限定为0.10％或以下。本发明并不排除通过Al脱氧以外的其它脱氧方法进行的炼制方法，例如也可以进行Ti脱氧、Si脱氧，由这些脱氧方法制成的钢板也包括在本发明范围内。这时，即使向钢水中添加Ca、REM等，对本发明钢板的特征也不会有任何不良影响。
N：0.02％或以下
N是通过固溶强化、应变时效硬化使钢板强度增加的元素，但是如果含量超过0.02％，则钢板中的氮化物将增加，由此使钢板延性、还有冲压成形性显著变差。因此，将N限定为0.02％或以下。另外，在要求进一步提高冲压成形性的情况下，其含量为0.01％或以下，优选为0.0005％或以上。
Cu：0.5-3.0％
Cu是使本发明热浸镀锌钢板的应变时效硬化(预变形-热处理后的强度增加)显著增加的元素，是本发明中最重要的元素之一。Cu含量小于0.5％时，即使改变预变形-热处理条件，也不能得到ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。因此，本发明中，Cu的含量必须为0.5％或以上。另一方面，如果其含量超过3.0％，则效果饱和，无法期待相应于含量的效果，在经济上不利，而且引起冲压成形性劣化，进而使得钢板的表面性质恶化。因此，将Cu限定在0.5-3.0％的范围。另外，为了同时具有更大的ΔTS和优良的冲压成形性，优选Cu为1.0-2.5％。
另外，优选本发明的热浸镀锌钢板在上述含Cu的组成的基础上，进一步含有下述A组-C组的一组或多组元素：
A组：Ni：2.0％或以下、
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下、
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下。
A组：Ni：2.0％或以下
A组：Ni是有效防止添加Cu时钢板表面发生表面缺陷的元素，可以根据需要含有。当含有Ni时，其含量取决于Cu含量，优选大约为Cu含量一半。另外，即使其含量超过2.0％，效果也已饱和，无法期待相应于含量的效果，在经济上不利，相反会引起冲压成形性劣化。因此优选将N含量限定为2.0％或以下。
B组：Cr、Mo中的一种或两种，合计为2.0％或以下
B组：Cr、Mo都和Mn一样，降低可获得铁素体和马氏体复合组织的临界冷却速度，具有促进铁素体和马氏体的复合组织形成的作用，可以根据需要含有。如果Cr、Mo中的一种或两种合计超过2.0％，则冲压成形性下降。因此，优选限定B组：Cr、Mo中的一种或两种合计为2.0％或以下。
C组：Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为0.2％或以下
C组：Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，因为其通过碳化物的微细分散而使钢板高强度化，所以根据需要选择含有上述元素。但是，如果Nb、Ti、V中的一种或多种合计超过0.2％，则冲压成形性将下降。因此，优选限定Nb、Ti、V中的一种或多种合计为0.2％或以下。
另外，本发明的热浸镀锌钢板，也可以代替含有Cu而含有选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％中的合计为2.0％或以下的一种或多种元素、或者也可进一步含有Nb、Ti、V中的一种或多种合计为2.0％或以下的元素。
选自Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％中的一种或多种元素，合计为2.0％或以下
Mo、Cr、W都是使钢板的应变时效硬化显著增加的元素，是本发明中重要的元素，可以选择含有。通过使钢板含有这些Mo、Cr、W中的一种或多种元素，进而成为铁素体和马氏体的复合组织，微细碳化物在预变形-热处理时应变感应微细析出，可以取得ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。如果这些元素的含量均小于0.05％，则即使变化预变形-热处理条件、钢板组织，也不能取得ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。另一方面，即使这些元素的含量均超过2.0％，上述效果也已饱和，无法期待相应于含量的效果，在经济上不利，而且会引起冲压成形性劣化。因此将Mo、Cr、W的含量限定在Mo：0.05-2.0％、Cr：0.05-2.0％、W：0.05-2.0％范围。另外，从冲压成形性的角度出发，限定Mo、Cr、W的含量合计为2.0％或以下。
Nb、Ti、V中的一种或多种，合计为2.0％或以下
Nb、Ti、V都是碳化物形成元素，当含有Mo、Cr、W中的一种或多种元素时，可以根据需要选择含有。通过使钢板含有这些Nb、Ti、V中的一种或多种元素，进而成为铁素体和马氏体的复合组织，微细碳化物在预变形-热处理时应变感应微细析出，可以取得ΔTS为80MPa或以上的拉伸强度的增加。但是，如果Nb、Ti、V中的一种或多种合计超过2.0％，则冲压成形性劣化。因此，优选限定Nb、Ti、V的含量合计为2.0％或以下。
除上述元素之外，也可以含有Ca：0.1％或以下、REM：0.1％或以下中的一种或两种。Ca、REM都是通过控制夹杂物的形态来使延性提高的元素。但是，当Ca超过0.1％、REM超过0.1％时，将使清洁度下降，反而使延性下降。
从马氏体形成的角度出发，也可以含有B：0.1％或以下、Zr：0.1％或以下中的一种或两种。
除上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的杂质组成。作为不可避免的杂质，Sb：0.01％或以下、Pb：0.01％或以下、Sn：0.1％或以下、Zn：0.01％或以下、Co：0.1％或以下是可以接受的。
下面，对本发明的热浸镀锌钢板的制造方法进行说明。
本发明的热浸镀锌钢板是在连续热浸镀锌作业线上，对具有上述组成的钢板，实施加热到在Ac3转变点-Ac1转变点温度范围的铁素体+奥氏体双相区域的退火，之后进行热浸镀锌处理，在上述钢板的表面形成热浸镀锌层而制得的。
所用钢板可以为热轧钢板、冷轧钢板中的任何一种。
以下对所用钢板适合的制造方法进行说明，但是本发明热浸镀锌钢板的制造方法不用说是并不只限于此的。
首先，对用作电镀原板的热轧钢板(热轧板)的适合的制造方法进行说明。
所用坯料(钢板坯)是将具有上述组成的钢水用通常已知的方法进行炼制，为了防止成分的宏观偏析，优选用连续铸造法制造钢板坯，但是也可以用铸锭法、薄板连铸法进行制造。另外，在制造钢板坯之后，在冷却至室温，之后再加热的现有方法的基础上，也可以采用不冷却，将温钢片原样插入加热炉中，或者稍微进行保温之后立即轧制的直送轧制·直接轧制等节省能源的加工方法，这都没有问题。
加热上述坯料(钢板坯)，实施热轧步骤将其制成热轧板。只要热轧步骤是在可以制造所需板厚的热轧板的条件下，则可采用通常已知的条件，对此没有特别限制。优选的热轧条件如下所述。
板坯加热温度：900℃或以上
当板坯加热温度小于900℃时，轧制负荷增大，热轧时发生问题的危险增大。但是，对于含有Cu的情况，为了防止由Cu引起的表面缺陷，希望板坯加热温度低一些。另外，氧化皮损耗随着氧化重量的增加而增加，因此优选板坯加热温度为1300℃或以下。
从降低板坯加热温度、并且防止热轧时发生问题的角度出发，加热薄板坯，即活用所谓的薄板坯加热器不用说也是有效的方法。
精轧终止温度：700℃或以上
通过将精轧终止温度FDT调整至700℃或以上，可以得到均匀热轧母板组织。另一方面，当精轧终止温度小于700℃时，热轧母板组织变得不均匀，同时热轧时的轧制负荷增大，热轧时发生问题的危险增大。因此，优选热轧步骤的FDT为700℃或以上。
卷取温度：800℃或以下
卷取温度CT优选为800℃或以下，更优选为200℃或以上。如果卷取温度超过800℃，则氧化皮增加，具有由于氧化皮损耗导致收率降低的倾向。如果卷取温度小于200℃，则钢板形状明显紊乱，实际使用时发生问题的危险性增大。
这样，优选适用于本发明的热轧钢板是通过将上述组成的板坯加热至900℃或以上，之后进行精轧终止温度为700℃或以上的热轧，在800℃或以下、优选200℃或以上的卷取温度进行卷取得到的热轧板。
为了减少热轧时的轧制负荷，在本发明的热轧步骤中，精轧的一部分或全部可以是润滑轧制。从钢板形状均一化、材质均一化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。另外，润滑轧制时的摩擦系数优选在0.25-0.10的范围。优选将薄板坯前后相接、进行连续精轧的连续轧制法。从热轧的操作稳定性的观点出发，也希望使用连续轧制法。
另外，也可以对带有氧化皮的热轧板原样进行热轧板退火，在钢板表层形成内部氧化层。内部氧化层的形成因为防止了Si、Mn、P等的表面浓化，所以提高了热浸镀锌性。
由上述方法制得的热轧板可以作为电镀原板，但也可以将进一步对上述热轧板实施冷轧步骤后所得的冷轧板用作电镀原板。
在冷轧步骤中对热轧板进行冷轧。只要冷轧条件是可以制造所需尺寸形状的冷轧板的条件，则对其没有特别限制，但是优选冷轧时的压缩率为40％或以上。如果压缩率小于40％，则在进行后续步骤即退火时，难以发生均匀的再结晶。
本发明中，优选在连续热浸镀锌作业线上，对上述热轧板或冷轧板(钢板)实施加热到在Ac1转变点-Ac3转变点温度范围内的铁素体(α)+奥氏体(γ)双相区域的退火。
当加热温度小于Ac1转变点时，成为铁素体单相组织，另一方面，当加热温度为超过Ac3转变点的高温时，结晶颗粒将变得粗大，同时成为奥氏体单相区域，冲压成形性明显变差。另外，通过在(α+γ)双相区域内进行退火，可以得到铁素体+马氏体的复合组织，同时获得高ΔTS。
为了得到铁素体+马氏体的复合组织，优选从双相区域的加热温度到热浸镀锌处理温度的冷却速度为5℃/秒或以上。冷却速度小于5℃/秒时，难以发生马氏体转变，难以形成铁素体和马氏体的复合组织。
热浸镀锌处理可以是通常在连续热浸镀锌作业线上进行的处理条件(锌浴温度：450-500℃)，没有必要对其特别限制。但是，由于在极端高温下进行电镀时电镀特性将变差，因而优选500℃或以下的温度。另外，当小于450℃时，也存在电镀特性变差的问题。
从马氏体形成的角度出发，优选从热浸镀锌处理温度到300℃的冷却速度为5℃/秒或以上。
电镀处理后，为了根据需要调整镀层的量，可以进行擦拭。
热浸镀锌处理后，可以进行热浸镀锌层的合金化处理。优选在热浸镀锌处理之后，在460-560℃的温度范围内再加热来进行热浸镀锌层的合金化处理。在超过560℃温度下进行合金化处理，电镀特性变差。另一方面，在小于460℃温度下进行合金化处理，合金化的进行迟缓，生产力低。
为了改善电镀性，优选在本发明的热浸镀锌钢板的制造方法中，在连续热浸镀锌作业线上进行退火之前，在连续退火作业线上进行前处理步骤，所述前处理步骤包括在700℃或以上的温度下进行加热的前加热处理，和随后的将由该前加热处理在钢板表面形成的钢中成分的浓化层除去的酸洗处理。
在连续退火作业线上经前加热处理的钢板的表面，钢中成分P发生浓化，而且Si、Mn、Cr等作为氧化物形成浓化的表面浓化层。通过酸洗处理除去该表面浓化层，之后在连续热浸镀锌作业线上、还原气氛中进行退火，有利于电镀性的改善。当前加热处理的温度小于700℃时，不能促进表面浓化层的形成，无法促进电镀性的改善。从冲压成形性的角度出发，前加热处理温度为1000℃或以下是优选的。
为了进行形状矫正、表面粗糙度等的调整，可以在热浸镀锌处理后或者合金化处理后实施10％或以下的平整冷轧。
另外也可以在热浸镀锌之后，对本发明的钢板实施特殊处理，以改善化学转化处理性、焊接性、冲压成形性和耐蚀性等。
实施例
(实施例1)
在转炉中炼制表1所示组成的钢水，用连续铸造法制成钢板坯。将这些钢板坯加热，在表2所示条件下进行热轧，制成板厚2.0mm的热轧钢带(热轧板)，再实施压缩率为1.0％的平整冷轧。另外，2号钢板的精轧后段4台(stand)以润滑轧制进行。
确定所得热轧钢带(热轧板)的微观组织、拉伸特性、应变时效硬化特性、扩孔率。并由延伸E1(延性)、屈服强度和扩孔率评估其冲压成形性。
(1)微观组织
从所得钢带上取试验片，用光学显微镜或者扫描电子显微镜拍摄与轧制方向垂直的断面(C断面)的微观组织，用图象解析装置求出主相铁素体的组织比率和第二相的种类及组织比率。
(2)拉伸特性
从所得钢带(热轧板)上取JIS 5号拉伸试验片，依照JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，求出屈服强度YS、拉伸强度TS、延伸E1、屈服比YR。
(3)应变时效硬化特性
沿轧制方向从所得钢带(热轧板)上取JIS 5号试验片，施与其作为预变形(拉伸预应变)的5％的塑性变形，接着进行250℃×20分钟的热处理，之后进行拉伸试验，求出热处理后的拉伸特性(屈服应力YSHT、拉伸强度TSHT)，算出ΔYS＝YSHT-YS、ΔTS＝TSHT-TS。YSHT、TSHT为预变形-热处理后的屈服应力、拉伸强度，YS、TS为钢带(热轧板)的屈服应力、拉伸强度。
(4)扩孔率
用10mmφ的冲头在取自所得钢带(热轧板)的试验片上冲出孔，之后用顶角为60°的圆锥冲头，使毛边在外侧进行扩孔，直至发生贯穿板厚的裂纹，求出扩孔率λ。扩孔率λ由λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100求出。d0为初期孔径，d为发生裂纹时的内孔径。
结果列在表3中。
表1 钢 号 化学成分(％质量) 转变点 C Si Mn P S Al N Cu Ni Cr Mo Nb Ti V Ar3 Ar1 A 0.035 0.76 1.72 0.01 0.004 0.035 0.002 1.72 - - - - - - 840 704 B 0.038 0.52 1.58 0.01 0.001 0.032 0.002 1.44 0.62 - 0.31 - - - 843 712 C 0.042 0.88 1.48 0.01 0.005 0.028 0.002 1.21 0.53 0.52 - - - - 841 713 D 0.039 1.05 1.61 0.01 0.005 0.033 0.002 1.38 0.42 - - 0.01 0.01 0.01 842 706 E 0.036 0.88 1.82 0.01 0.006 0.033 0.002 0.15 - - - - - - 830 705 F 0.036 0.62 1.75 0.01 0.004 0.032 0.002 0.72 - - - - - - 840 706 G 0.039 0.71 1.66 0.01 0.003 0.033 0.002 0.95 - - - - - - 843 705
表2 钢 板 号 钢 号 板坯加 热温度 SRT ℃ 热轧-轧制后冷却 精轧终止 温度FDT ℃ Ar3-Ar1的冷 却速度℃/ 秒Ar3-Ar1间的空冷/缓 冷秒到卷取为止的冷却速度℃卷取温度 CT ℃ 1 A 1150 850 30 5 30 450 2 B 1150 850 30 5 30 450 3 B 1150 850 10 0 20 600 4 B 1150 700 10 0 10 450 5 C 1150 850 30 5 30 450 6 D 1150 850 30 5 30 450 7 E 1150 850 30 5 30 450 8 F 1150 850 30 5 30 450 9 G 1150 850 30 5 30 450
表3钢板号钢号 微观组织 热轧板特性 预变形-热 处理后特性 应变时效硬化特性 扩孔 备注铁素体 第2相 拉伸特性 ΔYS MPa ΔTS MPa 扩孔 率λ ％ 面积率 ％种类 马氏体 ％ 面积 率％ YS(Mpa) TS(Mpa) E1 (％) YR ％ YSHT Mpa TSHT Mpa1A 93 M 7 7 350 630 31 56 700 780 350 150 145本发明例2B 90 M 10 10 365 660 29 55 740 820 375 160 140本发明例3B 80 P 0 20 670 730 13 92 720 760 50 30 70对照例4B 100 - 0 0 470 670 12 70 580 695 110 25 60对照例5C 92 M 8 8 355 650 30 55 720 800 365 150 140本发明例6D 91 M 9 9 365 670 29 54 730 815 365 145 135本发明例7E 92 M 8 8 300 530 36 57 480 550 180 20 60对照例8F 90 M 10 10 335 610 32 55 660 740 325 130 140本发明例9G 92 M 8 8 340 620 31 55 680 755 340 135 135本发明例
M：马氏体、P：珠光体、B：贝氏体
本发明例都显示出低屈服强度YS和高延伸E1、低屈服比YR、以及大的扩孔率λ，是在包括外卷边成形性在内的冲压成形性方面优良、同时显示出大的ΔYS和极大的ΔTS、在应变时效硬化特性方面优良的热轧钢板。与此相对，在本发明范围以外的对照例中，钢板是或者屈服强度YS高、或者延伸E1低、或者扩孔率λ小，ΔTS小，冲压成形性、应变时效硬化特性低的热轧钢板。
(实施例2)
在转炉中炼制表4所示组成的钢水，用连续铸造法制成钢板坯。将这些钢板坯加热，在表5所示条件下进行热轧，制成板厚2.0mm的热轧钢带(热轧板)，再实施压缩率为1.0％的平整冷轧。
与实施例1一样，确定所得热轧钢带(热轧板)的微观组织、拉伸特性、应变时效硬化特性、扩孔率。
结果列在表6中。
表4 钢 号 化学成分(％质量) 转变点 C Si Mn P S Al N Cr Mo W Nb Ti V Ar3 Ar1 H 0.056 0.29 1.52 0.01 0.004 0.033 0.002 0.13 0.45 - - - - 820 705 I 0.058 0.68 1.58 0.01 0.003 0.032 0.002 - 0.31 - 0.04 - 0.05 830 715 J 0.053 0.58 1.48 0.01 0.005 0.029 0.002 - 0.45 - 0.04 0.03 - 835 710 K 0.049 0.72 1.88 0.01 0.001 0.033 0.002 - - 0.52 - - - 825 710 L 0.051 1.02 1.62 0.01 0.004 0.031 0.002 - 0.35 - - 0.04 - 820 705 M 0.052 0.88 1.55 0.01 0.003 0.031 0.002 0.48 - - 0.05 - - 835 705 N 0.055 0.62 1.88 0.01 0.004 0.029 0.002 - - - - - - 835 705 P 0.053 0.59 1.66 0.01 0.003 0.029 0.002 0.48 - - - - - 830 710 Q 0.052 0.62 1.78 0.01 0.004 0.038 0.002 - 0.58 - - - - 825 705 R 0.055 0.61 1.62 0.01 0.003 0.033 0.002 0.19 - 0.28 - - - 815 715 S 0.054 0.58 1.82 0.01 0.004 0.036 0.002 0.33 0.22 0.15 0.04 0.02 0.05 820 720
表5 钢 板 号 钢 号 板坯加 热温度 SRT ℃ 热轧-轧制后冷却 精轧终止 温度FDT ℃Ar3-Ar1的冷却速度℃/ 秒Ar3-Ar1间的空冷/缓 冷秒到卷取为止的冷却速度℃ 卷取温度 CT℃ 10 H 1150 850 30 5 30 450 11 I 1150 850 30 5 30 450 12 I 1150 850 10 0 20 600 13 I 1150 850 10 0 10 450 14 J 1150 850 30 5 30 450 15 K 1150 850 30 5 30 450 16 L 1150 850 30 5 30 450 17 M 1150 850 30 5 30 450 18 N 1150 850 30 5 30 450 19 P 1150 850 30 5 30 450 20 Q 1150 850 30 5 30 450 21 R 1150 850 30 5 30 450 22 S 1150 850 30 5 30 450
表6 钢 板 号 钢 号 微观组织 热轧板特性 预变形-热 处理后特性 应变时效硬化特性 扩孔备注铁素体 第2相 拉伸特性 ΔYS MPa ΔTS MPa 扩孔 率λ ％面积率 ％ 种 类 马氏体 ％ 面积 率％ YS (Mpa) TS(Mpa) E1 (％) YR ％ YSHT Mpa TSHT Mpa 10 H 92 M 8 8 345 620 31 56 690 770 345 150 125本发明例 11 I 90 M 10 10 360 650 30 55 730 810 370 160 145本发明例 12 I 78 P 0 22 670 720 12 93 730 740 60 20 60对照例 13 I 100 - 0 0 465 660 11 70 660 675 195 15 70对照例 14 J 91 M 9 9 350 640 30 55 710 790 360 150 140本发明例 15 K 91 M 9 9 360 660 30 55 725 805 365 145 125本发明例 16 L 93 M 7 7 300 520 37 58 630 650 330 130 140本发明例 17 M 90 M 10 10 330 600 33 55 660 730 330 130 140本发明例 18 N 92 M 8 8 335 610 32 55 550 640 215 30 70对照例 19 P 93 M 7 7 325 590 33 55 650 730 325 130 125本发明例 20 Q 92 M 8 8 330 600 33 55 660 735 330 135 130本发明例 21 R 94 M 6 6 345 620 31 56 680 765 335 145 125本发明例 22 S 93 M 7 7 360 660 30 55 720 800 360 140 150本发明例
M：马氏体、P：珠光体、B：贝氏体
本发明例都显示出低屈服强度YS和高延伸E1、低屈服比YR、以及大的扩孔率λ，是在包括外卷边成形性在内的冲压成形性方面优良、同时显示出极大的ΔYS和极大的ΔTS、在应变时效硬化特性方面优良的热轧钢板。与此相对，在本发明范围以外的对照例中，钢板是或者屈服强度YS高、或者延伸E1低、或者扩孔率λ小，ΔTS小，冲压成形性、应变时效硬化特性低的热轧钢板。
(实施例3)
在转炉中炼制表7所示组成的钢水，用连续铸造法制成钢板坯。接着，将这些钢板坯如表8所示加热至1150℃，之后通过实施精轧终止温度为900℃、卷取温度为600℃热轧的热轧步骤，获得板厚4.0mm的热轧钢带(热轧板)。另外，2-2号钢板的精轧后段4台以润滑轧制进行。接下来，通过对这些热轧钢带(热轧板)进行酸洗、实施冷轧的冷轧步骤，制成板厚为1.2mm的冷轧钢带(冷轧板)。然后，在连续退火作业线上，对这些冷轧钢带(冷轧板)在表8所示的退火温度下进行再结晶退火。对所得钢带(冷轧退火板)进一步实施压缩率为0.8％的平整冷轧。
从所得钢带上取试验片，与实施例1一样确定其微观组织、拉伸特性、应变时效硬化特性、扩孔性。并由延伸E1(延性)、屈服强度和扩孔率评估其冲压成形性。
结果列在表9中。
表7钢号 化学成分(％质量) 转变点(℃) C Si Mn P S Al N Cu Ni Cr Mo Nb Ti V Ac1 Ac32A 0.035 0.02 1.72 0.01 0.004 0.035 0.002 1.52 - - - - - - 705 8502B 0.038 0.02 1.58 0.01 0.001 0.032 0.002 1.44 0.62 - 0.11 - - - 710 8502C 0.042 0.03 1.48 0.01 0.005 0.028 0.002 1.21 0.53 0.12 - - - - 710 8552D 0.039 0.02 1.61 0.01 0.005 0.033 0.002 1.38 0.42 - - 0.01 0.01 0.01 705 8452E 0.036 0.02 1.82 0.01 0.006 0.033 0.002 0.25 - - - - - - 705 8352F 0.032 0.02 1.72 0.01 0.003 0.031 0.002 0.72 - - - - - - 705 8552G 0.033 0.02 1.65 0.01 0.004 0.032 0.002 0.95 - - - - - - 706 850
表8钢板号 钢 号 板坯加 热温度 ℃ 热轧步骤冷轧步骤再结晶退火精轧终止温度 FDT℃卷取温度 CT℃ 冷轧 压缩率％ 退火温度 (℃)2-1 2A 1150 900 600 70 8002-2 2B 8002-3 2B 9802-4 2B 6802-5 2C 8002-6 2D 8002-7 2E 8002-8 2F 1150 900 600 70 8002-9 2G 1150 900 600 70 800
表9钢板号 钢 号 微观组织 冷轧板特性 预变形-热 处理后特性 应变时效硬化特性 扩孔 备注铁素体 第2相 拉伸特性 ΔYS MPa ΔTS MPa 扩孔 率λ ％面积率 ％ 种类马氏体面 积率％ 面积 率％ YS(Mpa) TS (Mpa) E1 (％) YR ％ YSHT Mpa TSHT Mpa2-1 2A 93 M 7 7 345 620 31 56 690 770 345 150 145本发明例2-2 2B 90 M 10 10 355 650 29 55 730 810 375 160 140本发明例2-3 2B 0 P，B，M 7 100 670 720 11 93 730 750 60 30 70对照例2-4 2B 100 - 0 0 650 660 11 98 680 685 30 25 60对照例2-5 2C 92 M 8 8 350 640 30 55 710 790 360 150 140本发明例2-6 2D 91 M 9 9 360 660 28 55 730 805 370 145 135本发明例2-7 2E 92 M 8 8 290 520 36 56 480 540 190 20 60对照例2-8 2F 97 M 3 3 320 580 33 55 650 720 330 140 150本发明例2-9 2G 97 M 3 3 330 600 32 55 670 745 340 145 145本发明例
F：铁素体
M：马氏体
P：珠光体
B：贝氏体
本发明例都具有低屈服强度YS、高延伸E1和低屈服比YR、而且显示出大的扩孔率λ，是在包括外卷边成形性在内的冲压成形性方面优良、同时显示出极大的ΔTS、在应变时效硬化特性方面优良的钢板。与此相对，在本发明范围以外的对照例中，钢板或者屈服强度YS高、或者延伸E1低、或者扩孔率λ小，ΔTS小，冲压成形性、应变时效硬化特性低。
(实施例4)
在转炉中炼制表10所示组成的钢水，用连续铸造法制成钢板坯。接着，将这些钢板坯加热至1250℃，之后通过实施精轧终止温度为900℃、卷取温度为600℃热轧的热轧步骤，获得板厚4.0mm的热轧钢带(热轧板)。接下来，通过对这些热轧钢带(热轧板)进行酸洗、实施冷轧的冷轧步骤，制成板厚为1.2mm的冷轧钢带(冷轧板)。然后，在连续退火作业线上，对这些冷轧钢带(冷轧板)在表11所示的退火温度下进行再结晶退火。对所得钢带(冷轧退火板)进一步实施压缩率为0.8％的平整冷轧。
从所得钢带上取试验片，与实施例1一样确定其微观组织、拉伸特性、应变时效硬化特性、扩孔性。并由延伸E1(延性)、屈服强度和扩孔率评估其冲压成形性。
结果列在表12中。
表10 钢 号 化学成分(％质量) 转变点(℃) C Si Mn P S Al N Cr Mo W Nb Ti V Ac1 Ac3 2H 0.055 0.02 1.52 0.01 0.004 0.032 0.002 0.15 0.45 - - - - 720 880 2I 0.058 0.02 1.56 0.01 0.002 0.032 0.002 - 0.32 - 0.04 - 0.05 715 875 2J 0.052 0.03 1.48 0.01 0.005 0.028 0.002 - 0.48 - 0.05 0.03 - 720 885 2K 0.049 0.02 1.86 0.01 0.005 0.033 0.002 - - 0.54 - - - 715 875 2L 0.052 0.02 1.62 0.01 0.004 0.032 0.002 - 0.35 - - 0.05 - 715 880 2M 0.052 0.02 1.52 0.01 0.003 0.031 0.002 0.50 - - 0.05 - - 710 885 2N 0.053 0.02 1.88 0.01 0.004 0.032 0.002 - - - - - - 705 830 2P 0.052 0.02 1.66 0.01 0.004 0.033 0.00 0.55 - - - - - 705 880 2Q 0.055 0.02 1.49 0.01 0.003 0.031 0.00 - 0.55 - - - - 710 880 2R 0.049 0.02 1.73 0.01 0.002 0.032 0.00 - 0.38 0.11 - - - 710 885 2S 0.032 0.02 1.72 0.01 0.003 0.031 0.002 0.45 - 0.15 0.04 - - 705 855 2T 0.033 0.02 1.65 0.01 0.004 0.032 0.002 0.52 - 0.25 0.03 0.05 0.04 706 850
表11 钢 板 号 钢 号 板坯加 热温度 ℃ 热轧步骤冷轧步骤 再结晶退火精轧终止温度 FDT℃卷取温度 CT℃ 冷轧压缩率％ 退火温度 (℃) 2-10 2H 1250 900 600 70 800 2-11 2I 800 2-12 2I 980 2-13 2I 680 2-14 2J 800 2-15 2K 800 2-16 2L 800 2-17 2M 800 2-18 2N 800 2-19 2P 800 2-20 2Q 800 2-21 2R 800 2-22 2S 800 2-23 2T 800
表12 钢 板 号 钢 号 微观组织 冷轧板特性 预变形-热 处理后特性 应变时效硬化特性 扩孔 备注铁素体 第2相 拉伸特性 ΔYS MPa ΔTS MPa 扩孔 率λ ％ 面积率 ％ 种类马氏体面 积率％ 面积 率％ YS (Mpa) TS (Mpa) E1 (％) YR ％ YSHT Mpa TSHT Mpa 2-10 2H 92 M 8 8 335 610 31 55 675 750 340 140 125 本发明例 2-11 2I 90 M 10 10 355 640 30 55 710 790 355 150 140 本发明例 2-12 2I 0P，B，M 8 100 670 720 11 93 680 740 10 20 70 对照例 2-13 2I 100 - 0 0 620 640 12 97 640 655 20 15 60 对照例 2-14 2J 92 M 8 8 340 620 31 55 680 760 340 140 135 本发明例 2-15 2K 90 M 10 10 345 610 30 57 670 745 325 135 120 本发明例 2-16 2L 92 M 8 8 350 630 30 56 670 740 320 110 130 本发明例 2-17 2M 94 M 6 6 330 600 32 55 660 730 330 130 130 本发明例 2-18 2N 93 M 7 7 330 600 31 55 550 610 220 10 70 对照例 2-19 2P 93 M 7 7 340 620 31 55 660 740 320 120 120 本发明例 2-20 2Q 95 M 5 5 350 630 30 56 680 750 330 120 125 本发明例 2-21 2R 92 M 8 8 335 610 31 55 665 745 330 135 120 本发明例 2-22 2S 94 M 6 6 355 640 30 55 690 770 335 130 140 本发明例 2-23 2T 93 M 7 7 340 620 30 55 665 750 325 130 130 本发明例
F：铁素体 M：马氏体 P：珠光体 B：贝氏体
本发明例都具有低屈服强度YS和高延伸E1、低屈服比YR、而且显示出大的扩孔率λ，是在包括外卷边成形性在内的冲压成形性方面优良、同时显示出极大的ΔTS、在应变时效硬化特性方面优良的钢板。与此相对，在本发明范围以外的对照例中，钢板或者屈服强度YS高、或者延伸E1低、或者扩孔率λ小，ΔTS小，冲压成形性、应变时效硬化特性低。
(实施例5)
在转炉中炼制表13所示组成的钢水，用连续铸造法制成钢板坯。通过对这些钢板坯实施在表14所示条件的热轧，制成热轧钢带(热轧板)。另外，3-3号钢板的精轧后段4台以润滑轧制进行。对这些热轧钢带(热轧板)进行酸洗，之后在连续热浸镀锌作业线(CGL)上实施在表14所示条件的退火，接着进行热浸镀锌处理，在钢板表面形成热浸镀锌层。然后，在表14所示条件下进行热浸镀锌层的合金化处理。另外，一部分钢板保持热浸镀锌处理的原样。
对热轧钢带(热轧板)进一步进行酸洗，之后通过在表14所示条件下的冷轧步骤，制成冷轧钢带(冷轧板)。在连续热浸镀锌作业线(GGL)上，将这些冷轧钢带(冷轧板)在表14所示条件下进行退火，接着进行热浸镀锌处理，在钢板表面形成热浸镀锌层。然后，在表14所示条件下进行热浸镀锌层的合金化处理。另外，一部分钢板保持热浸镀锌处理的原样。
在连续热浸镀锌作业线(GGL)上的退火之前，在连续退火作业线(CAL)上，对一部分钢板实施表14所示条件的前加热处理和之后的酸洗处理的前处理步骤。前处理步骤的酸洗在CGL入口侧的酸洗槽内进行。
镀锌浴温范围为460-480℃，所要浸渍的钢板的温度在镀锌浴温或以上-(浴温+10℃)或以下。合金化处理是再加热至合金化处理温度，在该温度保持15-28秒。对所得电镀钢板进一步实施1.0％的平整冷轧。
与实施例1一样，确定由上述步骤得到的热浸镀锌钢板(钢带)的微观组织、拉伸特性、应变时效硬化特性、扩孔率。并由延伸E1(延性)、屈服强度和扩孔率评估其冲压成形性。
结果列在表15中。
表13钢号 化学成分(％质量) 转变点(℃) C Si Mn P S Al N Cu Ni Cr Mo Nb Ti V Ac1 Ac33A 0.034 0.02 1.70 0.01 0.004 0.034 0.002 1.50 - - - - - - 705 8423B 0.037 0.02 1.56 0.01 0.001 0.033 0.002 1.45 0.60 - 0.12 - - - 711 8483C 0.041 0.03 1.45 0.01 0.005 0.029 0.002 1.28 0.51 0.13 - - - - 711 8473D 0.038 0.02 1.60 0.01 0.005 0.032 0.002 1.35 0.43 - - 0.01 0.01 0.01 707 8453E 0.037 0.02 1.80 0.01 0.006 0.034 0.002 0.14 - - - - - - 706 8353F 0.035 0.02 1.66 0.01 0.003 0.033 0.002 0.72 - - - - - - 706 8443G 0.036 0.02 1.68 0.01 0.005 0.036 0.002 0.96 - - - - - - 706 843
表14 钢 板 号 钢 号 板坯加 热温度 (℃) 热轧步骤 冷轧步骤 前处理步骤 退火电镀合金化温度℃ 平整 冷轧精轧终止温 度FDT℃卷取温度 CT℃ 成品板 厚mm冷轧压缩率％成品板厚mm 前加热处理酸洗作业线的种类加热温 度℃ 压缩 率％作业线温度℃有无3-13A 1150 850 600 1.6 - - - - - CGL 800合金化510 1.03-23B 1150 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 1.03-33B CAL 800 有 CGL 780 1.03-43B - - - CGL 980 1.03-53B - - - CGL 680 1.03-63C 1150 850 600 1.6 - - - - - CGL 800非合金化 1.03-73D 1150 850 600 1.6 - - - - - CGL 800合金化520 1.03-83E 1150 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 1.03-93F 1150 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 1.03-103G 1150 850 600 1.6 - - - - - CGL 800合金化510 1.03-113A 1150 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-123B 1150 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-133B CAL 800 有 CGL 780 1.03-143B - - - CGL 980 1.03-153B - - - CGL 680 1.03-163C 1150 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-173D 1150 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-183E 1150 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-193F 1150 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800非合金化- 1.03-203G 1150 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800非合金化- 1.0
表15 钢 板 号 钢 号 微观组织 电镀板特性 预变形-热 处理后特性 应变时效硬化特性 扩孔 备注 铁素体 第2相* 拉伸特性 ΔYS MPa ΔTS MPa 扩孔 率λ ％ 面积率 ％ 种类 马氏体面 积率％ 面积 率％ YS (Mpa) TS (Mpa) E1 (％) YR ％ YSHT Mpa TSHT Mpa 3-1 3A 94 M 6 6 340 620 30 55 690 765 350 145 140 本发明例 3-2 3B 91 M 9 9 355 640 29 55 720 795 365 155 135 本发明例 3-3 3B 91 M 9 9 340 620 30 55 690 775 350 155 135 本发明例 3-4 3B 0 M，P，B 6 100 670 710 12 94 720 740 50 30 65 对照例 3-5 3B 100 - 0 0 630 650 11 97 670 675 40 25 55 对照例 3-6 3C 93 M 7 7 350 630 29 56 680 775 330 145 135 本发明例 3-7 3D 92 M 8 8 360 650 28 55 710 795 350 145 130 本发明例 3-8 3E 93 M 7 7 290 510 36 57 470 530 180 20 60 对照例 3-9 3F 96 M 4 4 310 570 33 54 640 710 330 140 140 本发明例 3-10 3G 95 M 5 5 320 590 32 54 660 735 340 145 135 本发明例 3-11 3A 92 M 8 8 345 630 31 55 700 780 355 150 145 本发明例 3-12 3B 90 M 10 10 360 660 29 55 730 820 370 160 140 本发明例 3-13 3B 90 M 10 10 350 640 30 55 720 800 370 160 140 本发明例 3-14 3B 0 M，P，B 8 100 680 720 12 94 730 750 50 30 70 对照例 3-15 3B 100 - 0 0 640 660 11 97 660 685 20 25 60 对照例 3-16 3C 91 M 9 9 355 650 30 55 720 800 365 150 140 本发明例 3-17 3D 91 M 9 9 360 660 29 55 720 805 360 145 135 本发明例 3-18 3E 93 M 7 7 290 520 36 56 480 540 190 20 60 对照例 3-19 3F 97 M 3 3 320 580 34 55 640 715 320 135 135 本发明例 3-20 3G 96 M 4 4 330 600 33 55 670 740 70 140 140 本发明例
*)M：马氏体 P：珠光体 B：贝氏体
本发明例都具有低屈服强度YS和高延伸E1、低屈服比YR、而且显示出大的扩孔率λ，是在包括外卷边成形性在内的冲压成形性方面优良、同时显示出大的ΔYS和极大的ΔTS、在应变时效硬化特性方面优良的电镀钢板。与此相对，在本发明范围以外的对照例中，钢板是或者屈服强度YS高、或者延伸E1低、或者扩孔率λ小，ΔTS小，冲压成形性、应变时效硬化特性低的电镀钢板。
(实施例6)
在转炉中炼制表16所示组成的钢水，用连续铸造法制成钢板坯。通过对这些钢板坯实施在表17所示条件的热轧，制成板厚为1.6mm、4.0mm的热轧钢带(热轧板)。对这些1.6mm厚的热轧钢带(热轧板)进行酸洗，之后在连续热浸镀锌作业线(CGL)上实施在表17所示条件的退火，接着进行热浸镀锌处理，在钢板表面形成热浸镀锌层。然后，在表17所示条件下进行热浸镀锌层的合金化处理。另外，一部分钢板保持热浸镀锌处理的原样。
对4.0mm厚的热轧钢带(热轧板)进一步进行酸洗，之后通过在表17所示条件下的冷轧步骤，制成冷轧钢带(冷轧板)。在连续热浸镀锌作业线(GGL)上，将这些冷轧钢带(冷轧板)在表17所示条件下进行退火，接着进行热浸镀锌处理，在钢板表面形成热浸镀锌层。然后，进行热浸镀锌层的合金化处理。另外，一部分钢板保持热浸镀锌处理的原样。
在连续热浸镀锌作业线(GGL)上的退火之前，在连续退火作业线(CAL)上，对一部分钢板实施表17所示条件的前加热处理和之后的酸洗处理的前处理步骤。前处理步骤的酸洗在CGL入口侧的酸洗槽内进行。
镀锌浴温范围为460-480℃，所要浸渍的钢板的温度在电镀浴温或以上-(浴温+10℃)或以下。合金化处理是再加热至合金化处理温度，在该温度保持15-28秒。对所得电镀钢板进一步实施延伸率为1.0％的平整冷轧。
与实施例1一样，测定由上述步骤得到的热浸镀锌钢板(钢带)的微观组织、拉伸特性、应变时效硬化特性、扩孔率。并由延伸E1(延性)、屈服强度和扩孔率评估其冲压成形性。
结果列在表18中。
表16 钢 号 化学成分(％质量) 转变点(℃) C Si Mn P S Al N Cr Mo W Nb Ti V Ac1 Ac3 3H 0.054 0.02 1.56 0.01 0.004 0.034 0.002 0.15 0.43 - - - - 715 870 3I 0.048 0.02 1.52 0.01 0.002 0.033 0.002 - 0.32 - 0.04 - 0.05 715 875 3J 0.051 0.03 1.55 0.01 0.005 0.029 0.002 - 0.48 - 0.05 0.03 - 715 885 3K 0.055 0.02 1.86 0.01 0.005 0.033 0.002 - - 0.51 - - - 715 870 3L 0.056 0.02 1.61 0.01 0.001 0.034 0.002 - 0.33 - - 0.05 - 710 880 3M 0.052 0.02 1.52 0.01 0.003 0.033 0.002 0.50 - - 0.05 - - 710 875 3N 0.054 0.02 1.88 0.01 0.005 0.032 0.002 - - - - - - 705 830 3P 0.052 0.02 1.66 0.01 0.005 0.031 0.002 0.52 - - - - - 705 870 3Q 0.051 0.02 1.63 0.01 0.004 0.032 0.002 - 0.53 - - - - 710 870 3R 0.055 0.02 1.81 0.01 0.003 0.029 0.002 - 0.33 0.22 - - - 715 875 3S 0.053 0.02 1.74 0.01 0.005 0.033 0.002 0.42 - 0.12 0.04 - - 715 870 3T 0.053 0.02 1.62 0.01 0.002 0.034 0.002 0.29 - 0.22 0.03 0.02 0.04 715 875
表17 钢板 号 钢号 板坯加 热温度 (℃) 热轧步骤 冷轧步骤 前处理步骤 退火 电镀 合金 化温 度℃平整冷 轧精轧终止温度 FDT℃卷取温度 CT℃成品板 厚mm 冷轧压 缩率％ 成品板 厚mm 前加热处理 酸洗 作业线 的种类 加热温 度℃压缩率 ％ 作业线 温度℃ 有无3-21 3H 1250 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 合金化 510 1.03-22 3I 1250 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 1.03-23 CAL 800 有 CGL 780 1.03-24 - - - CGL 980 1.03-25 - - - CGL 680 1.03-26 3J 1250 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 非合金化 - 1.03-27 3K 1250 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 非合金化 - 1.03-28 3L 1250 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 合金化 520 1.03-29 3M 1250 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 1.03-30 3N 1250 850 600 1.6 - - - - - CGL 800 1.03-31 3H 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 合金化 510 1.03-32 3I 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-33 CAL 800 有 CGL 780 1.03-34 - - - CGL 980 1.03-35 - - - CGL 680 1.03-36 3J 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-37 3K 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 合金化 520 1.03-38 3L 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-39 3M 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 合金化 520 1.03-40 3N 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-41 3P 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-42 3Q 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 1.03-43 3R 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 非合金化 - 1.03-44 3S 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 非合金化 - 1.03-45 3T 1250 850 600 4.0 70 1.2 - - - CGL 800 合金化 520 1.0
表18 钢 板 号 钢 号 微观组织 电镀板特性 预变形-热 处理后特性 应变时效硬化特 性 扩孔 备注铁素体 第2相* 拉伸特性 ΔYS MPa ΔTS MPa 扩孔 率λ ％面积率 ％ 种类 马氏体 ％ 面积 率％ YS (Mpa) TS(Mpa) E1 (％) YR ％ YSHT Mpa TSHT Mpa 3-21 3H 93 M 7 7 335 610 30 55 671 745 336 135 120 本发明例 3-22 3I 90 M 10 10 350 640 29 55 707 785 357 145 140 本发明例 3-23 3I 90 M 10 10 340 620 30 55 689 765 349 145 140 本发明例 3-24 3I 0 M，P，B 7 100 665 710 12 94 710 730 45 20 60 对照例 3-25 3I 100 - 0 0 560 580 11 97 590 595 30 15 70 对照例 3-26 3J 92 M 8 8 350 620 29 56 680 755 330 135 135 本发明例 3-27 3K 91 M 9 9 335 610 28 55 671 745 336 135 120 本发明例 3-28 3L 92 M 8 8 360 630 36 57 681 745 321 115 135 本发明例 3-29 3M 95 M 5 5 325 600 33 54 657 730 332 130 140 本发明例 3-30 3N 94 M 6 6 325 600 32 54 554 615 229 15 70 对照例 3-31 3H 91 M 9 9 340 620 31 55 684 760 344 140 120 本发明例 3-32 3I 90 M 10 10 360 650 29 55 720 800 360 150 135 本发明例 3-33 3I 90 M 10 10 345 630 30 55 702 780 357 150 130 本发明例 3-34 3I 0 M，P，B 8 100 675 720 12 94 720 740 45 20 70 对照例 3-35 3I 100 - 0 0 570 590 11 97 590 605 20 15 70 对照例 3-36 3J 90 M 10 10 345 630 30 55 693 770 348 140 120 本发明例 3-37 3K 91 M 9 9 360 620 29 56 680 755 335 135 125 本发明例 3-38 3L 92 M 8 8 360 640 36 56 685 770 325 130 135 本发明例 3-39 3M 96 M 4 4 335 610 34 55 671 745 336 135 140 本发明例 3-40 3N 95 M 5 5 340 610 33 56 567 630 227 20 70 对照例 3-41 3P 96 M 4 4 335 610 30 55 670 745 335 135 125 本发明例 3-42 3Q 94 M 6 6 340 620 30 55 690 770 350 150 120 本发明例 3-43 3R 93 M 7 7 350 640 29 55 705 785 355 145 120 本发明例 3-44 3S 95 M 5 5 360 650 29 55 680 780 320 130 135 本发明例 3-45 3T 94 M 6 6 340 620 30 55 690 775 340 140 120 本发明例
*)M：马氏体 P：珠光体 B：贝氏体
本发明例都具有低屈服强度YS和高延伸E1、低屈服比YR、而且显示出大的扩孔率λ，是在包括外卷边成形性在内的冲压成形性方面优良、同时显示出大的ΔYS和极大的ΔTS、在应变时效硬化特性方面优良的电镀钢板。与此相对，在本发明范围以外的对照例中，钢板是或者屈服强度YS高、或者延伸E1低、或者扩孔率λ小，ΔTS小，冲压成形性、应变时效硬化特性低的电镀钢板。
工业上的可利用性
根据本发明，可以稳定制造在维持优良冲压成形性的同时，拉伸强度通过冲压成形后的热处理显著上升的热轧钢板、冷轧钢板和电镀钢板，在工业上具有显著效果。当将本发明的钢板用于汽车零部件时，冲压成形容易、而且完成后的零部件的性能强且稳定、对汽车车身的轻量化具有非常大的效果。