耐自然時效和鑲板性能優異的冷軋鋼板的製造方法
2023-12-12 14:14:52
專利名稱：耐自然時效和鑲板性能優異的冷軋鋼板的製造方法
技術領域：
本發明涉及一種製造冷軋鋼板的方法，該冷軋鋼板適於在製備諸如車門、車蓬和擋泥板之類的車輛外部鑲板時使用，本發明特別涉及一種製造冷軋鋼板的方法，該冷軋鋼板的抑制拉伸屈服伸長的耐自然時效、鑲板可模鍛性、鑲板隨模成形性、以及耐衝擊性(即耐局部凹坑性)等性能優異。
在製備諸如車門、車蓬和擋泥板之類的車輛外部鑲板時使用的鋼，一方面在外部鑲板成形前要求其柔軟且具有優良的可模鍛性，另一方面在鑲板成形和印製後要求其具有很高的機械強度，以便提高耐衝擊性。
近年來，人們發展了一種幹硬式(BH)冷軋鋼板作為滿足這些要求的鋼板，並且現在得到了廣泛使用。尤其是，人們對一種具有優良深拉性能的BH鋼板的製造方法進行了深入的研究，通過利用相當於具有低於約50ppm的碳含量的極低碳素鋼的碳，以1或以下的原子比率加入諸如Nb和Ti之類的碳氮共滲元素來製備冷軋鋼板，再通過使該冷軋鋼板退火使其具有優良的深拉性能。
例如，日本專利公報(Kokoku)60-46166號公開了一種使具有加入的Nb和Ti的極低碳素鋼在高溫(即約900℃)下退火的工藝。公開在現有技術中的該工藝的好處是，由於鋼在高溫下退火，可以改進幹硬性(BH)，即應變的鋼被烘乾時所能達到的鋼的硬化程度，並且改進提供深拉性能指數的r值。但是，該工藝引起如下困難，即鐵素體晶粒可能變粗，使得鋼板的表面性能惡化。而且，由於鋼板本身變軟，即使賦予了鋼板很高的BH性能，成形和印製後鋼板的機械強度也不能令人滿意。
日本專利公報(Kokai)61-276928號公開了一種通過使具有加入的Nb的極低碳素鋼在約700-850℃的溫度範圍內退火製造一種BH鋼板的工藝。公開在現有技術中的退火溫度與公開在JP′166中的溫度相比較是相當的低。低退火溫度有利於鋼板的表面和屈服強度，但在改進r值和BH性能方面不能令人滿意。
此外，儘管上面例舉的每個現有技術意於改進鋼板的BH性能，但BH性能的改進也提高了自然時效。隨後，在室溫下保存時可能產生屈服點伸長，其結果是，在鑲板成形時可能產生拉伸變形。為了防止這些困難，BH性能的改進受到限制。
本發明的一個目的是提供一種製造冷軋鋼板的方法，該冷軋鋼板具有用作車輛外部鑲板的鋼板所要求的優良的鑲板模鍛性能和耐衝擊性能，同時保持耐自然時效。
本發明的另一個目的是提供一種製造熱鍍鋅鋼板的方法，該熱鍍鋅鋼板具有用作車輛外部鑲板的鋼板所要求的優良的鑲板模鍛性能和耐衝擊性能，同時保持耐自然時效。
這些目的可通過下述方法實現1、一種製造耐自然時效和鑲板性能優良的冷軋鋼板的方法，它包括如下步驟製備一種鋼，其包含重量比為0.005-0.012％的C、重量比為0.01-0.4％的Si、重量比為0.1 5-1.0％的Mn、重量比為0.01-0.08％的P、重量比至多為0.02％的S、重量比為0.01-0.1％的溶解Al(Sol.Al)、重量比至多為0.004％的N以及從包含重量比為0.01-0.2％的Nb和重量比為0.04-0.1％的Ti的組中選擇的至少一種元素，由C、Nb和Ti含量限定的公式(1)中的X落在1.2-2.5之間的範圍內，即1.2≤X≤2.5，並且包含基本的Fe的平衡量及不可避免的雜質X＝(12/93)(Nb％/C％)+(12/48)(Ti*％/C％) …(1)其中Ti*％＝Ti％-(48/14)N％-(48/32)S％當在上述等式中的Ti*不大於0時，Ti*被認為0；熔化鋼；對熔化的鋼進行熱軋和冷軋；在滿足公式Ac3≥T(℃)≥157log(X)+737的T(℃)下均熱冷軋鋼板；以及在均熱步驟後以滿足公式R(℃/sec)≤-35+162/X的冷卻速率冷卻鋼板。
2、如上面限定的方法，其中該鋼還包含重量比為0.0002-0.002％的B。
3、如上面限定的方法，其中該冷軋鋼具有212-233MPa的屈服點，0-11Mpa的2％BH，即賦予2％的應變後通過烘乾所達到的硬化程度，施加30kgf的負載然後去除後的殘餘凹口δ30為0.18-0.25mm，回彈量ρ為1-4％，以及在25℃下保存6個月後屈服點伸長ΔYPel的恢復量為0％。
4、如上面限定的方法，其中該冷軋鋼具有220-231MPa的屈服點，5-14Mpa的2％BH，即賦予2％的應變後通過烘乾所達到的硬化程度，施加30kgf的負載然後去除後的殘餘凹口δ30為0.2-0.23mm，回彈量ρ為4％，以及在25℃下保存6個月後屈服點伸長ΔYPel的恢復量為0％。
5、如上面限定的方法，其中該冷軋鋼具有220-233MPa的屈服點，0-3Mpa的2％BH，即賦予2％的應變後通過烘乾所達到的硬化程度，施加30kgf的負載然後去除後的殘餘凹口δ30為0.21-0.25mm，回彈量ρ為2-4％，以及在25℃下保存6個月後屈服點伸長ΔYPel的恢復量為0％。
6、製造一種耐自然時效和鑲板性能優良的熱鍍鋅鋼板的的方法，還包括電鍍冷軋鋼板的步驟。
根據本發明，通過適當控制鋼的化學成分，以及諸如退火溫度和冷卻速率之類的退火條件，可以穩定製造一種冷軋鋼板和一種熔融鍍鋅鋼板，它們的耐自然時效、鑲板成形後耐衝擊性以及作為車輛外部鑲板使用的鋼板所要求的成形性等性能優良。因此，本發明在鋼鐵工業和汽車工業中具有很高的價值。
圖1顯示了2％BH量彼此不同的本發明的材料的鑲板形狀的變化；圖2顯示了本發明的評定耐衝擊性和成形性的方法；圖3顯示了評定成分彼此不同的鋼的耐衝擊性和鑲板成形性的結果；圖4是顯示退火溫度和鋼的成分對耐衝擊性、鑲板成形性和耐自然時效的影響的曲線圖；以及圖5是顯示冷卻速率和鋼的成分對耐衝擊性、鑲板成形性和耐自然時效的影響的曲線圖。
本發明人最新發現，最初具有高BH性能的鋼板，與具有低BH性能的鋼板相比，不象上述的自然時效，其鑲板性能顯著降低。具體地說，本發明人把尺寸為300mm×300mm的鋼板成形為具有2％的成形應變的R為850mm和100mm正方形的半圓柱形，以便測量該鑲板的平滑部分的形狀。可發現，具有高BH性能的鋼板(2)的回彈量很大，而具有低BH性能的鋼板(1)的回彈量很小。這意味著，即使一種鋼板滿足耐衝擊性和具有自然時效不產生問題的BH性能，但該鋼板很難滿足鑲板模鍛的成形性。
在這樣的狀態下，本發明人認識到，為了製造耐自然時效和鑲板性能優良的鋼板，與現有技術中設計的基於BH性能的材料相比，降低其BH性能是很重要的。而且，作為一種改進耐衝擊性的措施，本發明人注意到鑲板成形中賦予的低應變區中的加工硬化性能，而不是BH性能的指數，並進行了廣泛的研究，猜想為改進加工硬化性能進行的材料設計將對改進耐衝擊性有效。結果，可以發現，在鋼的強化機理中，把影響加工硬化性能的碳氮化物晶粒分散，尤其是細化為鋼的基體可有效改進耐衝擊性。
本發明人還發現，通過控制鋼中含有的C、Nb和Ti及形成的碳氮化物的量落在預定的範圍內，以及在熱軋和冷軋後的退火步驟中通過控制均熱溫度和均熱後的冷卻速率落在預定的範圍內，在本發明中所達到的，可獲得既滿足耐自然時效又滿足鑲板性能的鋼板。
為了特別限定添加成分和特別限定在本發明的方法中採用的製造條件，讓我們描述使用鋼的添加物的原因。在隨後的描述中，「％」表示「重量百分比」。
(1)、添加成分的範圍C0.005-0.012％為了獲得碳氮化物加入碳，該碳氮化物與Nb或Ti及N一起形成，並且致力於改進鑲板成形時的加工硬化性能。為了實現該目的，需要至少0.005％的C。而且，如果含碳量超過0.012％，鋼板變硬，以致於惡化了鑲板成形性。由此可見，含碳量應落在0.005-0.012％的範圍內。
Si0.01-0.4％
矽對強化鋼有效。如果含矽量小於0.01％，無法獲得固溶強化能力。另一方面，如果含矽量超過0.4％，鋼板的成形性下降。另外，在鋼表面不能令人滿意地熱鍍鋅。由此可見，含矽量應落在0.01-0.4％的範圍內。
Mn0.15-1.0％為了以MnS的形式固化導致熱脆性的S加入錳。如果含錳量小於0.15％，不能獲得特定的效果。另一方面，如果含錳量超過1.0％，特定的效果飽和。由此可見，含錳量應落在0.15-1.0％的範圍內。
P0.01-0.08％磷產生最突出的固溶強化能力。因此，需要至少0.01％的P。但是，如果含磷量超過0.08％，鋼的延展性顯著下降。另外，在電鍍處理期間不能進行很好的合金化。由此可見，含磷量應落在0.01-0.08％的範圍內。
S≤0.02％硫導致熱脆性，因此，應當使用0.02％或更少的的含硫量。
溶解Al(Sol.Al)0.01-0.1％為了還原鋼和固定鋼中的溶質N加入溶解Al。為了實現該目的，有必要加入至少0.01％的溶解Al。但是，如果添加量超過0.1％，鋼板的表面性能顯著惡化。由此可見，溶解Al的含量應落在0.01-0.1％的範圍內。
N≤0.004％氮以AlN的形式固定不動。但是，如果含氮量超過0.004％，鋼的延展性可能被AlN削弱。另外，鋼板中的溶質N可能提高鋼板的自然時效。由此可見，含氮量應當不大於0.004％，最好不大於0.003％。
從包含Nb和Ti的組中選擇的至少一個元素。
Nb0.01-0.2％為了形成對在鑲板成形步驟中加工硬化性能有貢獻的碳氮化物加入鈮。如果添加量小於0.01％，不能獲得想要的效果，不能充分改進耐衝擊性。另一方面，如果添加量超過0.2％，鋼板變硬。在這種情況下，儘管提高了耐衝擊性，但鑲板成形性下降。由此可見，Nb的添加量應落在0.01-0.2％之間，最好在0.023-0.1％之間。
Ti0.04-0.1％
象鈮一樣，鈦用於形成碳氮化物，改進鑲板成形步驟中低應變去中的加工硬化性能。如果Ti添加量小於0.04％，不能獲得形成碳氮化物的足夠的效果。但是，如果添加量超過0.1％，鋼板的屈服強度增加，以致於惡化了鑲板成形性。而且，電鍍處理後的鋼板的表面性能顯著下降。由此可見，Ti的添加量應落在0.04-0.1％的範圍內，最好在0.05-0.09％之間。
1.2≤X≤2.5X＝(12/93)(Nb％/C％)+(12/48)(Ti*％/C％)其中Ti*％＝Ti％-(48/14)N％-(48/32)S％當在上述等式中的Ti*不大於0時，Ti*被認為0。
X是指示由Nb、Ti系列碳氮化物產生的在鑲板成形步驟中改進加工硬化性能的效果的指數。
如果X的值小於1.2，有可能使得Nb、Ti系列碳氮化物產生在鑲板成形步驟中改進加工硬化性能的足夠的效果。另外，有可能使鋼板中的碳以碳氮化物的形式充分固定不動，以致於導致對鑲板成形性產生有害影響的BH性能。另一方面，如果X的值超過2.5，鋼板的屈服強度增加，以致於儘管增加了鑲板的耐衝擊性，但惡化了鑲板成形性。由此可見，X應落在1.2-2.5之間，即1.2≤X≤2.5，最好在1.3-2.2之間，即1.3≤X≤2.2。
在本發明中使用的各種添加成分中，Nb和Ti對改進鑲板成形性和耐衝擊性最有效。在使用Zr或V的情況下，生成的碳氮化物不能產生令人滿意的功能。
圖3是顯示橫坐標上的鑲板成形性和縱坐標上的耐衝擊性與本發明的Nb系列(○)，Nb、B系列(○)，Ti系列(Δ)，Nb、Ti系列(□)以及比較例的V系列(●)，Zr系列(▲)和Nb系列(0.0015≤C≤0.0004，X＝0.5)(■)的關係的曲線圖。如圖3中所示，本發明中具體的Nb系列，Nb、B系列，Ti系列，及Nb、Ti系列中的任何一個在鑲板成形性和耐衝擊性方面都令人滿意。但是，在比較例的V系列，Zr系列和Nb系列中，與本發明相比，不可能鑲板成形性和耐衝擊性兩者都同時令人滿意。
此外，為了改進第二工序中的耐脆性和鑲板耐衝擊性，本發明的鋼還可包含下面給定量的BB0.0002-0.002％如果加入硼，鐵素體晶粒界被強化，並且鐵素體顯微組織更細化。強化後的晶粒界改進了第二工序中的耐脆性。另一方面，細化的鐵素體有可能確保該鋼板的屈服強度，以便改進鑲板的耐衝擊性。但是，如果硼的添加量小於0.0002％，不能獲得這些效果。而且，如果硼的添加量超過0.002％，鋼板變硬。由此可見，B含量應當落在0.0002-0.002％的範圍內，最好在0.0004-0.0008％之間。
本發明的鋼板可由上面描述的成分的鋼製造，方法如下(2)、鋼板製造工藝在第一步驟中，熔化本發明中特定成分的鋼。儘管可採用電爐法，但通常採用轉爐法進行熔化。生成的熔化鋼被連續鑄造成板坯，隨後立即對鑄造板坯進行熱軋。另外，也可對鑄造板坯進行熱處理，隨後進行熱軋。最好在下述條件下進行熱軋，即終軋溫度設定在(Ar3-100)℃或更高，帶卷溫度設定在500-700℃。通過設定上述終軋溫度，熱軋後的鋼板的鐵素體顯微組織可更細化。而且，通過控制帶卷溫度落在上述範圍內，可以控制Nb系列或Ti系列碳氮化物的類型。
在下一步驟中，對熱軋後的鋼板按照通常的方法進行酸洗和冷軋，隨後進行連續退火。在連續退火步驟中，鋼板在滿足下面給定的條件的溫度下保持均熱，隨後以滿足下面給定的條件的冷卻速率R(℃/sec)被冷卻。
具體地說，均熱溫度T(℃)應當落在下面給定的範圍內Ac3≥T(℃)≥157log(X)+737其中由C、Nb和Ti的添加量限定的參數X為X＝(12/93)(Nb％/C％)+(12/48)(Ti*％/C％)其中Ti*％＝Ti％-(48/14)N％-(48/32)S％當在上述等式中的Ti*不大於0時，Ti*被認為0。
如果均熱溫度T(℃)小於上述的157log(X)+737的下限，鋼板在退火步驟中不能充分軟化，由於高屈服強度導致鑲板成形性的惡化加劇。另一方面，如果均熱溫度T(℃)超過上限AC3，在退火過程期間進行碳氮化物的溶解，結果是，與溶質數量的增加導致的BH性能的提高相一致，鑲板成形性顯著惡化。由此可見，均熱溫度T(℃)應當滿足條件Ac3≥T(℃)≥157log(X)+737。
圖4是顯示鑲板成形性和耐衝擊性相對於X值及退火溫度T(℃)的曲線圖，包括了本發明的包含重量比為0.008-0.01％的C的Nb、Ti系列鋼板以20℃/sec的冷卻速率冷卻的情況。如圖4中所示，本發明的鋼板在本發明的範圍內在鑲板成形性和耐衝擊性方面都是令人滿意的。
在本發明中，冷卻速率R(℃/sec)應當不高於-35+162/X，即R(℃/sec)≤-35+162/X。如果冷卻速率R(℃/sec)超過-35+162/X，碳氮化物在均熱後的冷卻步驟中不能充分沉澱，結果是，很大數量的溶質碳趨於出現在鋼中。在這種情況下，由於BH性能提高導致的鑲板形狀的惡化不可避免地發生在鑲板成形中。由此可見，本發明中冷卻速率的上限應當設定在-35+162/X。
圖5是顯示鑲板成形性和耐衝擊性相對於X值及冷卻速率的曲線圖，包括了本發明的包含重量比為0.0085-0.01％的C的Nb系列鋼板在830℃的溫度下退火的情況。如圖5中所示，本發明的鋼板在本發明的特定的冷卻速率的範圍內在鑲板成形性和耐衝擊性方面都是令人滿意的。
因此，獲得的鋼板可通過通常的方法鍍有一層熱鍍鋅。順便提一下，即使對該鋼板進行了諸如磷酸鋅塗層處理或轉化塗層處理之類的表面處理，在成品鋼板的特性中也不會出現問題。
因此，如上所述，在本發明中，通過處理包含預定添加成分和Fe的平衡量及本發明工藝所限定的不可避免的雜質的鋼可獲得冷軋鋼板和熱鍍鋅鋼板，它們的耐自然時效和鑲板的耐衝擊性能優良，適於用作車輛的外部鑲板。
下面將描述本發明的一些實例。
(實例1)在表1(序號1-10是本發明的鋼，序號11-20表示比較例的鋼)中示出的具有添加成分的鋼被在實驗室熔化，然後被連鑄以製備厚度為50mm的板坯。該板坯通過初軋機軋制以把其厚度減小到30mm，隨後在1200℃的溫度下加熱，接著經受熱軋。在熱軋中，首先進行粗軋，隨後在890℃下進行終軋。此外，在620℃的溫度下進行相應於帶卷工藝的過程，以便獲得厚度為3.2mm的熱軋鋼板。用酸對獲得的熱軋鋼板進行酸洗，隨後進行冷軋以把鋼板的厚度減小到0.70mm。然後，在830℃下對鋼板進行均熱處理120分鐘，隨後以15℃/sec的平均冷卻速率把鋼板冷卻到室溫(約30℃)，以便獲得退火鋼板。此外，在1.0％的伸長率下對退火後的鋼板進行回火軋制，以便獲得測試的樣品。如下所述，測量這些樣品的機械性能、自然時效性能和鑲板性能。
使用一個JIS(日本工業標準)序號5測試片來測量每一機械性能和自然時效性能。通過JIS Z 2241中規定的拉伸測試測量機械性能，並且按照JIS G 3135中規定的方法檢測2％BH量。為了檢測2％BH量，在一個測試片的平行部分上施加2％的拉伸形變。然後，在170℃對測試片進行熱處理20分鐘，隨後再次對該測試片進行拉伸測試。2％BH量由下述等式計算2％BH＝(A-B)/C其中，A表示熱處理後的屈服負載，B表示熱處理前在施加2％的形變的步驟中的負載，C表示測試前該測試片的平行部分中的橫截面積。
在回火軋制後，在25℃下保存鋼板6個月，由該鋼板的拉伸測試中的屈服伸長的恢復量(ΔYPel)評定自然時效性能。在恢復量ΔYPel為0％的情況下，耐自然時效被評定為滿意(標記「○」)。在恢復量ΔYPel為0-0.2％的情況下，耐自然時效被評定為稍微不好(標記「Δ」)。此外，在恢復量ΔYPel大於0.2％的情況下，耐自然時效被評定為差(標記「X」)。
如圖2所示，通過使用把尺寸為300mm×300mm的平板成形為R為1000mm和100mm正方形的半圓柱形製備的鑲板，測量諸如耐衝擊性和成形性之類的鑲板性能。為了測量耐衝擊性，30kgf的負載被施加在測試鑲板上，耐衝擊性被評定為δ30(mm)，其為去除負載後的殘餘凹口。當δ30小於0.3mm時，耐衝擊性被評定為滿意(標記「○」)。而且，當δ30為0.3mm或更多時，耐衝擊性被評定為差(標記「X」)。此外，用(R′/R-1)×100限定的回彈量ρ(％)評定成形性，其中R表示壓衝孔的直徑，R′表示鑲板的直徑。當ρ小於6％時，鑲板成形性被評定為滿意(標記「○」)。而且，當ρ為6％或更多時，鑲板成形性被評定為差(標記「X」)。
表2示出了機械性能和鑲板性能的評定結果。如表2中所示，在本發明的鋼樣序號1-10中的δ30為0.18-0.25mm，表現了令人滿意的耐衝擊性。而且，屈服點YP稍微有點低，即212-233MPa，並且2％BH量較低，即0-11Mpa，在本發明的鋼樣中ρ值為1-4％，表現了令人滿意的成形性。此外，ΔYPel的恢復量為0％，表明本發明的任何一種鋼樣的耐自然時效性能優良。
另一方面，沒有落在本發明範圍內的鋼樣序號11-20，在耐衝擊性、鑲板成形性和耐自然時效性能上不能令人滿意。更具體地說，鋼樣序號11具有較大的2％BH量，即35Mpa，並導致很高的ρ值，即8％，以及很高的ΔYPel值，即0.7％。換句話說，該鋼樣的鑲板成形性和耐自然時效性能不能令人滿意。鋼樣序號12的YP和2％BH略低，表現了令人滿意的鑲板成形性和耐自然時效性能。但是，由於δ30的值較高，即為0.32mm，該鋼樣耐衝擊性能較低。各個鋼樣序號13-14的耐衝擊性優良，但鑲板成形性和耐自然時效性能差。各個鋼樣序號15-16的耐衝擊性優良，但鑲板成形性和耐自然時效性能差。各個鋼樣序號13-14的耐衝擊性和耐自然時效性能優良，但具有高的YP值，導致鑲板成形性差。各個鋼樣序號17-18的YP略高，即238-243Mpa，並且2％BH較高，即40-50Mpa，表示這些樣品鑲板成形性和耐自然時效性能差。此外，鋼樣序號19具有0.32mm的δ30值，表明耐衝擊性差。此外，鋼樣序號20的鑲板成形性和耐自然時效性能都差。
表1化學成分(重量百分比)<
>(下續)
表1化學成分(重量百分比)
(下續)
表1化學成分(重量百分比)
(下續)
表1化學成分(重量百分比)
*本發明的範圍之外表2機械和鑲板性能
(下續)
表2機械和鑲板性能
(實例2)化學成分等於表1中示出的鋼樣序號3或序號9的化學成分的鋼被在實驗室熔化，隨後被連鑄以製備厚度為60mm的板坯。製成的板坯通過初軋機軋制，隨後立即對該板坯進行熱軋，而不進行熱處理。在熱軋中，粗軋後在900℃下進行終軋，隨後在600℃的溫度下進行帶卷處理，以便獲得厚度為3.0mm的熱軋鋼板。對製成的熱軋鋼板在室溫下進行軋制以把鋼板的厚度減小到0.7mm，隨後進行連續退火處理。在連續退火處理中，均熱溫度被設定在730-850℃，並在樣品的化學成分等於鋼樣序號3的情況下以20-100℃/sec的冷卻速率把鋼板冷卻到約25℃的室溫。另一方面，均熱溫度被設定在800-915℃，並在樣品的化學成分等於鋼樣序號9的情況下冷卻速率被設定在5-30℃/sec。
連續退火處理之後，對每一個鋼樣進行電鍍。電鍍溫度被設定在450℃，並且在550C下進行合金化處理。最後，在0.8％的伸長率下對退火後的鋼板進行回火軋制，以便獲得鋼樣。
如實例1一樣，對製成的鋼樣進行進行測試和耐衝擊性測試，結果如表3中所示。表3中所示的鋼樣序號1、2、7、8、15和16表示比較例，鋼樣序號3-6和9-14表示本發明。
每個比較例序號1和2的退火溫度低於本發明中規定的範圍的下限。結果是，在比較例中，屈服點(YP)很高，鑲板成形性很差。每個比較例序號7和8的冷卻速率高於本發明中規定的範圍的上限。結果是，在這些比較例中，2％BH很高，鑲板成形性及耐自然時效性能很差。此外，每個比較例序號15和16的退火溫度沒有落在本發明中規定的範圍內。結果是，在這些比較例中，屈服點(YP)和2％BH有點高，儘管耐衝擊性令人滿意，但鑲板成形性和耐自然時效性能不能令人滿意。
另一方面，可以發現，本發明的鋼樣序號3-6和9-14中的任何一個，在耐衝擊性、鑲板成形性和耐自然時效性能上都令人滿意。
表3機械和鑲板性能
>(下續)
表3機械和鑲板性能
*本發明的範圍之外CA連續退火CG連續電鍍
權利要求
1.一種製造耐自然時效和鑲板性能優良的冷軋鋼板的方法，其特徵在於，它包括如下步驟製備一種鋼，其包含重量比為0.005-0.012％的C、重量比為0.01-0.4％的Si、重量比為0.15-1.0％的Mn、重量比為0.01-0.08％的P、重量比至多為0.02％的S、重量比為0.01-0.1％的溶解Al、重量比至多為0.004％的N以及從包含重量比為0.01-0.2％的Nb和重量比為0.04-0.1％的Ti的組中選擇的至少一種元素，由C、Nb和Ti含量限定的公式(1)中的X落在1.2-2.5之間的範圍內，即1.2≤X≤2.5，並且包含基本的Fe的平衡量及不可避免的雜質X＝(12/93)(Nb％/C％)+(12/48)(Ti*％/C％) …(1)其中Ti*％＝Ti％-(48/14)N％-(48/32)S％當在上述等式中的Ti*不大於0時，Ti*被認為0；熔化鋼；對熔化的鋼進行熱軋和冷軋；在滿足公式Ac3≥T(℃)≥157log(X)+737的T(℃)下均熱冷軋鋼板；以及在均熱步驟後以滿足公式R(℃/sec)≤-35+162/X的冷卻速率冷卻鋼板。
2.如權利要求1所述的方法，其特徵在於該鋼還包含重量比為0.0002-0.002％的B。
3.如權利要求1所述的方法，其特徵在於該冷軋鋼具有212-233MPa的屈服點，0-11Mpa的2％BH，即賦予2％的應變後通過烘乾所達到的硬化程度，施加30kgf的負載然後去除後的殘餘凹口δ30為0.18-0.25mm，回彈量ρ為1-4％，以及在25℃下保存6個月後屈服點伸長ΔYPel的恢復量為0％。
4.如權利要求2所述的方法，其特徵在於該冷軋鋼具有212-233MPa的屈服點，0-11Mpa的2％BH，即賦予2％的應變後通過烘乾所達到的硬化程度，施加30kgf的負載然後去除後的殘餘凹口δ30為0.18-0.25mm，回彈量ρ為1-4％，以及在25℃下保存6個月後屈服點伸長ΔYPel的恢復量為0％。
5.如權利要求1所述的方法，其特徵在於該冷軋鋼具有220-231MPa的屈服點，5-14Mpa的2％BH，即賦子2％的應變後通過烘乾所達到的硬化程度，施加30kgf的負載然後去除後的殘餘凹口δ30為0.2-0.23mm，回彈量ρ為4％，以及在25℃下保存6個月後屈服點伸長ΔYPel的恢復量為0％。
6.如權利要求2所述的方法，其特徵在於該冷軋鋼具有220-231MPa的屈服點，5-14Mpa的2％BH，即賦予2％的應變後通過烘乾所達到的硬化程度，施加30kgf的負載然後去除後的殘餘凹口δ30為0.2-0.23mm，回彈量ρ為4％，以及在25℃下保存6個月後屈服點伸長ΔYPel的恢復量為0％。
7.如權利要求1所述的方法，其特徵在於該冷軋鋼具有220-233MPa的屈服點，0-3Mpa的2％BH，即賦予2％的應變後通過烘乾所達到的硬化程度，施加30kgf的負載然後去除後的殘餘凹口δ30為0.21-0.25mm，回彈量ρ為2-4％，以及在25℃下保存6個月後屈服點伸長ΔYPel的恢復量為0％。
8.如權利要求2所述的方法，其特徵在於該冷軋鋼具有220-233MPa的屈服點，0-3Mpa的2％BH，即賦予2％的應變後通過烘乾所達到的硬化程度，施加30kgf的負載然後去除後的殘餘凹口δ30為0.21-0.25mm，回彈量ρ為2-4％，以及在25℃下保存6個月後屈服點伸長ΔYPel的恢復量為0％。
9.如權利要求1所述的用於製造一種耐自然時效和鑲板性能優良的熱鍍鋅鋼板的的方法，其特徵在於還包括電鍍冷軋鋼板的步驟。
10.如權利要求2所述的用於製造一種耐自然時效和鑲板性能優良的熱鍍鋅鋼板的的方法，其特徵在於還包括電鍍冷軋鋼板的步驟。
11.如權利要求3所述的用於製造一種耐自然時效和鑲板性能優良的熱鍍鋅鋼板的的方法，其特徵在於還包括電鍍冷軋鋼板的步驟。
12.如權利要求5所述的用於製造一種耐自然時效和鑲板性能優良的熱鍍鋅鋼板的的方法，其特徵在於還包括電鍍冷軋鋼板的步驟。
13.如權利要求7所述的用於製造一種耐自然時效和鑲板性能優良的熱鍍鋅鋼板的的方法，其特徵在於還包括電鍍冷軋鋼板的步驟。
全文摘要
本發明提供一種製造表面性能優良、耐自然時效優良和鑲板耐衝擊性能優良的冷軋鋼板和熱鍍鋅鋼板的方法,其適於用作車輛外部鑲板的鋼板的製造。該方法包括如下步驟:製備一種鋼,其包含重量比為0.005—0.012%的C、重量比為0.01—0.4%的Si、重量比為0.15—1.0%的Mn、重量比為0.01—0.08%的P、重量比至多為0.02%的S、重量比為0.01—0.1%的溶解Al、重量比至多為0.004%的N以及從包含重量比為0.01—0.2%的Nb和重量比為0.04—0.1%的Ti的組中選擇的至少一種元素,並滿足條件1.2≤(12/93)(Nb%/C%)+(12/48)(Ti
文檔編號C21D8/02GK1266462SQ99800632
公開日2000年9月13日 申請日期1999年4月22日 優先權日1998年4月27日
發明者北野總人, 藤田毅, 井上正, 日朝道人, 石井武雄 申請人:日本鋼管株式會社