薄鋼板及其製造方法

2023-09-19 01:24:10 2

專利名稱：薄鋼板及其製造方法
技術領域：
本發明是關於用於汽車、家用電器、建材等的薄鋼板及其製造方法的發明。
背景技術：
汽車、家用電器產業要求降低製造成本和提高生產率。衝壓成形中通過用高速化縮短周期和長時間運轉，以提高生產率。在這樣高水平的生產情況下，由於模具溫度上升引起衝壓條件改變，所以會發生裂紋和折皺，存在衝壓產品的次品率升高的問題。
汽車用鋼板中很多為衝壓成形用鋼板，為了提高安全性要提高鋼板的強度，以及使零部件一體化，減少零部件數量等，以縮短衝壓工藝、節省人力，對這兩方面提出更高的要求。為此對衝壓成形用鋼板也就要求具有高的成形性的同時，要求衝壓成形時的餘限要大。
為了提高衝壓成形性、改善餘限，如特開平7-62209號公報和7-47796號公報中所述，開發了Ti-Nb系列超低C鋼冷軋鋼板，供汽車廠家使用。可是隨材質的提高，廠家一方衝壓成形條件更苛刻。其結果是在現有衝壓條件下用上述Ti-Nb系列超低C鋼的薄鋼板，產生衝壓不合格的問題。特別是在高強度鋼板中，隨零部件應用範圍的擴大經常產生衝壓不良的情況。
此外在衝壓加工的高強度鍍鋅鋼板中要求深衝性，以及要求非時效性，以抑制拉伸應變。在此之前，為了提高深衝性和非時效性，開發了以IF鋼為基礎的高強度鋼板，採用在儘量減低C、Mn含量的同時，添加Ti和Nb等，以碳氮化物的形式固定有害的固溶的C、N。可是IF鋼存在對二次加工脆性敏感的問題。而且發現隨鋼板強度的提高，晶界強度相對降低，所以具有容易發生二次加工脆化的傾向。因此要開發具有優良深衝加工性能高強度鋼板時，改善耐二次加工脆性是非常重要的課題。在這之前在特公昭61-32375號公報、特開平5-112845號公報、特開平5-70836號公報、特開平2-175837號公報上，發表了為了大體保持IF鋼相同的性能，同時提高耐二次加工脆性的技術。
可是特公昭61-32375號公報和特開平5-112845號公報中，由於殘存一些固溶的C來提高內二次加工脆性，在夏季等氣溫比較高的環境下，長時間保存時存在有時效的問題。特開平5-70836號公報是用加B來提高耐二次加工脆性，但是相反的一面B在晶界產生偏析，在冷加工時會抑制晶粒轉動，所以在獲得高的r值方面，會阻礙織構的發展，使深衝性能惡化。特開平2-175837號公報是利用加Nb使晶界形狀成鋸齒狀，晶界難以破壞，所以可以提高耐二次加工脆性，但隨之而來的是加工困難。
關於冷軋鋼板的衝壓成形性，主要從深衝性能和脹形性能的觀點進行了研究。關於深衝性能如特開平5-78784號公報、特開平8-92656號公報所述，主要著眼於提高r值。可是把特開平5-78784號公報、特開平8-92656號公報記載的冷軋鋼板用在以脹形為主要成形方式的側面板上的話，在進行平面應變脹形成形的凸模的肩部，有時會由於應變傳遞不夠產生破裂。關於在這樣的脹形成形中的破壞，隨著材料強度的提高，用與現有軟的材料相同的總延伸和n值來評價是不行的，不能獲得合適的解決辦法。

發明內容
本發明的目的是提供一種可以使衝壓成形時的成形餘限大、降低衝壓不合格率、提高生產率的衝壓成形用薄鋼板，以及這種薄鋼板的製造方法。
為了達到上述目的，本發明提供的薄鋼板組成為晶粒度10級以上的含有鐵素體晶粒和鐵素體晶粒的晶界的鐵素體相，和從Nb系析出物和Ti系析出物至少選出一種析出物。上述的鐵素體晶粒具有在晶界附近析出物密度低的低密度區，上述的低密度區域析出物密度為鐵素體晶粒中間區域析出物密度的60％以下。
上述的低密度區域希望距鐵素體晶界0.2μm以上到2.4μm以下的範圍。
希望上述的薄鋼板有10MPa以下的BH量。
希望上述薄鋼板的成分為以質量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al(固溶鋁)0.01～0.1％、N0.007％以下，Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中至少選一種，其餘為鐵。最好C含量為0.005～0.01％。希望Nb含量為0.04～0.14％，最好0.07～0.14％。希望Ti含量為0.005～0.05％。
希望上述的薄鋼板成分為以質量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，含有0.002％B，Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中至少選一種，其餘為鐵。最好B含量在0.001％以下。
上述薄鋼板的製造方法是由把板坯熱軋成熱軋鋼板的工序、使上述熱軋鋼板以10℃/sec(秒)以上的冷卻速度冷卻到至少在750℃以下溫度的冷卻工序、把冷卻的鋼板卷取的工序、對卷取的熱軋鋼板進行冷軋，軋成冷軋鋼板的工序、以及對上述的冷軋鋼板退火的工序組成。
上述板坯的成分為以質量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中至少選一種，其餘為鐵。
希望上述板坯基本的成分為以質量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，B0.002％以下，Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中至少選一種，其餘為鐵。
希望卷取後的熱軋鋼板的鐵素體晶粒度在11.2級以上。
希望卷取熱軋鋼板的工序在500-700℃的卷取溫度下卷取熱軋鋼板。
希望對熱軋鋼板進行冷軋的工序最大以85％的冷軋壓下率進行冷軋。
希望冷軋鋼板退火工序在再結晶溫度以上、900℃以下進行連續退火。
再有本發明的目的是提供具有可用於汽車外板的表面質量、非時效性和加工性能，而且耐二次加工脆性優良的高強度冷軋鋼板和高強度鍍鋅鋼板，以及它們的製造方法。
為了達到上述目的，本發明提供的薄鋼板成分為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下，其餘為鐵。
Nb含量要滿足下式
(12/93)×Nb*/C≥1.0其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質量％)屈服強度和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下式YP≤-120×d+1280其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
希望上述薄鋼板用單向拉伸試驗10％以下變形時的n值滿足下式n值≥-0.00029×TS+0.313其中TS表示抗拉強度[MPa]。
希望C含量為0.005～0.08％。希望Nb含量為0.08～0.14％。上述薄鋼板最好含有0.05％以下Ti。上述薄鋼板最好含有0.002％以下的B。希望上述的薄鋼板還至少含有Cr1.0％以下、Mo1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下中的至少一種。
希望上述的薄鋼板在上述的薄鋼板表面有鍍鋅層。
薄鋼板的製造方法包括使板坯在Ar3相變點以上的精軋溫度下進行熱軋的工序、熱軋後的熱軋鋼板在500-700℃卷取的工序、把卷取的鋼板進行冷軋的工序、對冷軋鋼板進行退火的工序。
上述板坯的成分為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下，Nb0.035～0.2％，其餘為鐵。
希望上述的製造方法具有把退火後的鋼板進行鍍鋅處理的工序。
希望上述板坯還含有0.05％以下的Ti。
希望上述的板坯還含有0.002％以下的B。
再有本發明提供的薄鋼板的成分為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下，Nb0.15％以下，其餘為鐵。
Nb含量要滿足下式(12/93)×Nb*/C≥1.2其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質量％)屈服強度和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下式YP≤-60×d+770其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
希望C含量為0.005～0.08％。希望Nb含量為0.08～0.14％。
希望上述薄鋼板用單向拉伸試驗10％以下變形時的n值在0.21以上。
希望上述的薄鋼板還含有0.05％以下的Ti。希望上述薄鋼板還含有0.002％以下的B。希望上述的薄鋼板還至少含有Cr1.0％以下、Mo1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下中的至少一種。
希望上述的薄鋼板在表面有鍍鋅層。
薄鋼板的製造方法包括以下工序成分為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下，Nb0.35～0.15％，其餘為鐵的板坯在Ar3相變點以上的精軋溫度下進行熱軋的工序、熱軋後的熱軋鋼板在500-700℃卷取的工序、把卷取的鋼板進行冷軋的工序、對冷軋鋼板進行退火的工序。
附圖簡要說明

圖1為表示實施方案1的衝壓成形時成形餘限(成形餘限的範圍)與薄鋼板顯微組織的關係的圖示。
圖2為表示汽車實際零部件的前翼子板模型外觀的圖示。
圖3為表示熱軋鋼板的鐵素體晶粒直徑對成形餘限影響的圖示。
圖4為表示實施方案2的(12/93)×Nb*/C與r值關係的圖示。
圖5為表示實施方案2的(12/93)×Nb*/C與YPE1關係的圖示。
圖6為表示實施方案2的抗拉強度TS與二次脆化轉變溫度關係的圖示。
圖7為表示實施方案3的汽車實際零部件的前翼子板模型成形件上破壞危險部位附近的等效應變分布示例的圖示。
圖8為表示實施方案3的汽車實際零部件的前翼子板模型成形件簡況的圖示。
圖9為表示實施方案3前翼子板模型成形時破壞危險部位附近應變分布的圖示。
圖10為表示實施方案4中Nb和C對深衝性能影響的圖示。
圖11為表示實施方案4中Nb和C對非時效性影響的圖示。
圖12為表示實施方案4中抗拉強度TS與二次脆化轉變溫度關係的圖示。
圖13為表示實施方案5中實際零部件的前翼子板模型成形件上破壞危險部位附近的等效應變分布示例的圖示。
圖14為表示實施方案5中實際零部件的前翼子板模型成形件簡況的圖示。
圖15為表示實施方案5前翼子板模型成形時破壞危險部位附近應變分布的圖示。
實施發明的方案實施方案1實施方案1的衝壓成形用薄鋼板的特徵為鐵素體晶粒度在10級以上；鐵素體相中至少含有一種Nb系或Ti系的析出物，同時鐵素體晶界附近有析出物密度低的低密度區域，此低密度區域的析出物密度是鐵素體晶粒中間部位析出物密度的60％以下。
而且也可以認為是把析出物密度低的低密度區範圍是在距鐵素體晶界0.2μm以上2.4μm以下範圍，以此為其特徵的衝壓成形用薄鋼板。
還可以是把以BH量在10MPa以下作為特徵的衝壓成形用薄鋼板。
實施方案1是對影響衝壓成形時成形餘限的各個因素進行詳細研究的結果。在研究過程中通過使鐵素體晶粒細化和在鐵素體晶界附近形成析出物密度低的低密度區，發現即使是相同的材料衝壓成形時臨界開裂和臨界折皺的差擴大，成形餘限增加。
以這樣的認識為基礎，關於成形餘限，查明了鐵素體晶粒度和低密度區範圍是主要的影響因素。下面對這些因素與成形餘限的關係和限定的原因進行說明。此外作為成形餘限，使用防皺壓邊負荷範圍的大小，如後所述，是指實際零部件衝壓成形時的防皺壓邊負荷的富餘量，也就是隨著負荷的增加，從不產生折皺(臨界折皺)的負荷到產生開裂前(臨界開裂)的負荷的範圍的大小(負荷的差)。
鐵素體晶粒度10級以上鐵素體晶粒粗化，晶粒度達不到10級的話，由於明顯產生開裂，成形餘限小，實際上不能成形。因此規定鐵素體晶粒度要10級以上。
晶界附近析出物密度要在鐵素體晶粒中間部分的60％以下低密度區析出物密度超過鐵素體晶粒中間部分的60％的話，晶界附近和晶粒內部析出物密度的差不夠，容易產生折皺，得不到本發明利用析出物密度不同的區域擴大成形餘限的效果。因此規定鐵素體晶界附近析出物密度為鐵素體晶粒中間部分的60％以下。
低密度區範圍距鐵素體晶界0.2μm以上2.4μm以下低密度區範圍距鐵素體晶界不足0.2μm的情況下，鐵素體晶界附近實際上與沒有低密度區一樣，容易產生折皺，所以成形餘限停止。相反，低密度區範圍距鐵素體晶界超過2.4μm的話，低密度區佔鐵素體晶粒的區域過大，容易產生開裂，也不能擴大成形餘限。因此為了擴大成形餘限，規定低密度區範圍為距鐵素體晶界0.2μm以上2.4μm以下。
BH量10MPa以下鋼板的BH量(塗裝燒結硬化量)超過10MPa的情況下，容易發生固溶C引起的折皺和開裂，使成形餘限降低。BH量的測定是按JIS標準G 3135「汽車用加工性冷軋高張力鋼板和鋼帶」的附錄「塗裝燒結硬化量試驗方法」進行。
關於上述衝壓成形用薄鋼板，其化學成分如下。
衝壓成形用薄鋼板的化學成分為以質量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，同時至少含有Nb0.01～0.4％和Ti0.005～0.3％中的一種，其餘為鐵。此外上述的化學成分中還可以含有0.002％以下的B。
下面說明限定上述化學成分的原因。
C0.002～0.02％(質量％，以下相同)C與Nb、Ti形成碳化物，是用於在鐵素體晶界附近和鐵素體晶粒中間部位形成析出物密度不同區域的重要元素。C不足0.002％，鐵素體晶粒內析出物密度過低，鐵素體晶界附近和鐵素體晶粒中間部位的析出物密度的差小，臨界折皺負荷不能充分降低，不能得到大的成形餘限。
C超過0.02％的話，鐵素體晶粒內部析出物密度過高，同時鐵素體晶界附近下析出物密度也不太低，析出物密度差變小。因此延展性降低，容易產生衝壓裂紋，由於臨界開裂負荷降低，成形餘限縮小。因此規定C含量在0.002～0.02％範圍。最好是0.005～0.01％的含C量。
Si1.0％以下Si是通過固溶強化提高強度的元素，可根據強度程度進行添加。可是添加超過1.0％的Si，延展性明顯降低，所以容易產生衝壓裂紋，成形餘限縮小。因此規定Si含量在1.0％以下。
Mn3.0％以下Mn通過使熱軋鋼板晶粒細化和固溶強化，不影響鍍層的附著性，並使強度提高。可是加入的Mn含量超過3.0％的話，延展性明顯下降，產生衝壓裂紋，成形餘限縮小。此外也會使熱加工性降低。因此規定加Mn量在3.0％以下。
P0.1％以下P是使鋼強化的有效元素，但是可促進鐵素體長大，使熱軋鋼板晶粒粗化。此外過多添加P超過0.1％的話，延展性顯著降低，產生衝壓裂紋，成形餘限縮小。此外也會使熱加工性降低。因此規定加P量在0.1％以下。
S0.02％以下S在鋼中以硫化物形式存在，含量超過0.02％的話，會導致延展性惡化，容易產生衝壓裂紋，成形餘限縮小。因此規定加S量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％Al與鋼中的N形成AlN析出，具有減輕因應變時效降低延展性的固溶的N的危害的作用。sol.Al不足0.01％難以充分得到此效果。添加的sol.Al即使超過0.1％也不能得到與添加量相應的作用。因此規定sol.Al量在0.01～0.1％以下。
N0.007％以下N以AlN形式析出，此外在加入Ti或B的情況下，也是以TiN、BN形式析出，沒有有害的影響。N在煉鋼技術上希望儘可能少。含N量超過0.007％的情況下，特別是不能忽視Ti、B的利用率降低，此外BH量會增大。因此規定N含量在0.007％以下。
Nb0.01～0.4％Nb與C結合形成碳化物，和如下所述的Ti一起，都是為了在鐵素體晶界附近和中間部位形成析出物密度不同的區域的重要元素。可是Nb含量不足0.01％時，鐵素體晶內析出物密度低，鐵素體晶界附近和晶內析出物密度差小，臨界折皺負荷不能充分降低不能得到大的成形餘限。另一方面Nb超過0.4％的話，鐵素體晶內析出物密度過高，同時析出物密度差變小。因此延展性減低，產生開裂，縮小成形餘限。因此Nb含量在0.01～0.4％範圍單獨加入，或與Ti複合加入。希望含Nb量在0.04～0.14％。
Ti0.005～0.3％Ti與Nb一樣與C結合形成碳化物，是在鐵素體晶界附近和中間部位形成析出物密度不同的區域的重要元素。可是Ti含量不足0.005％時，鐵素體晶內析出物密度低，鐵素體晶界附近和晶內析出物密度差變小，所以臨界折皺負荷不充分低，不能得到大的成形餘限。另一方面Ti超過0.3％的話，鐵素體晶內析出物密度過高，同時析出物密度差變小。因此延展性減低，產生開裂，縮小成形餘限。因此Ti含量在0.005～0.3％範圍單獨加入或與Ti複合加入。
B0.002％以下利用上述的化學成分可以充分發揮本實施方案的效果，進而為了提高耐二次加工脆性還可以加入B。這種情況下，加入B的量超過0.002％的話，明顯使成形性降低。因此在加B的情況下，規定B的加入量在0.002％以下。
上述衝壓成形用薄鋼板的製造方法如下所述。
使用上述化學成分的鋼，熱軋後以10℃/s以上的冷卻速度至少冷卻到750℃，熱軋鋼板卷取後，通過冷軋和退火，可以得到上述衝壓成形用薄鋼板。
此製造方法是為了得到上述顯微組織。特別規定了熱軋後快冷的冷卻條件。熱軋後的冷卻條件對冷軋時形成上述的低密度區有很大影響。
冷卻速度10℃/s以上冷卻速度不足10℃/s時，在熱軋鋼板的冷卻中Ti、Nb的析出物粗大，所以冷軋時析出物密度降低，鐵素體晶界附近和晶內析出物密度差變小。因此實際上不能形成低密度區。
快冷的溫度範圍至少冷卻到750℃如使快冷在高於750℃停止，在隨後的緩冷中生成粗大的Ti、Nb系析出物。因此與上述冷卻速度慢的情況一樣，冷軋時析出物密度降低，因此實際上不能形成低密度區。
此外在此發明中熱軋鋼板卷取後的熱軋鋼板的鐵素體晶粒直徑也可以達到11.2以上。這樣通過使熱軋鋼板鐵素體晶粒直徑細化，如後面所介紹的情況，可以得到非常大的成形餘限。
本發明的鋼板利用上述規定的顯微組織，使鋼板具有優良的成形性。下面對此做詳細說明。
圖1為表示衝壓成形時成形餘限(成形餘限的範圍)與薄鋼板顯微組織的關係的圖示。試驗使用的薄鋼板板厚0.80mm、TS＝340Mpa級的IF冷軋鋼板。如圖2所示，衝壓成形試驗是對汽車實際零部件的前翼子板模型，測定產生開裂和折皺的臨界負荷，從它們的差求出成形餘限(臨界開裂負荷—臨界折皺負荷)。
從圖1可以看出，要得到所希望的成形餘限(30T以上、圖中○、◎標記)，鋼板的鐵素體晶粒度在10級以上(晶粒細化)就可以。其中晶粒度的測定按JIS G 0552標準進行。同樣可以看出為了得到希望的成形餘限，把低密度區的大小搞成0.2μm以上2.4μm以下就可以。
其中析出物密度測定是用加速電壓300kV的透射式電子顯微鏡，採用復型試樣拍照的方法進行的。具體說是從照片隨機確定100個鐵素體晶粒，在晶內任意10個部位在直徑2μm的園內測定析出物所佔的面積百分數。把全部1000個部位測定值的平均值作為鐵素體晶內的析出物密度。然後在鐵素體晶界附近的任意20個位置，測定析出物密度是鐵素體晶內析出物密度的60％以下的園的直徑。最後算出全部2000個部位測定值的平均值，將其作為低密度區域的平均尺寸。
其中關於鐵素體晶界附近低密度區域析出物密度，如前所述，是鐵素體晶粒中間部位的60％以下就可以，但是要發揮本發明的最大效果，希望在20％以下。
關於化學成分希望如下所述。
C希望採用在0.005～0.01％(質量％，以下相同)，能夠使鐵素體晶粒的晶界和晶內的析出物密度差更大，這樣本發明的效果更好。
Si希望在0.5％以下，能防止冷軋鋼板形成化學膜處理性能的惡化，防止鍍鋅鋼板的鍍層附著性惡化。
Mn希望在2.5％以下，能夠減輕由於延展性降低造成的衝壓成形餘限縮小和熱加工性能的降低。
P希望通過使含P量在0.08％以下，能防止使用鍍鋅鋼板情況下合金化處理性能顯著降低，能防止鍍層附著性不好和由此引起的起伏帶來的外觀不良。
sol.Al用上述規定的範圍，也能減輕固溶N因應變時效產生的鋼板局部延展性降低的危害。
Nb希望在0.04～0.14％，能得到更適宜的析出物密度，提高本發明的效果。最好為0.07～0.14％。
Ti希望在0.05％以下，能防止使用鍍鋅鋼板情況下表面性狀明顯惡化。在0.02％以下能得到非常高的表面質量。
加入B的情況下，希望加入0.001％以下，能阻止退火時晶粒長大，防止使延伸和r值降低，防止衝壓性能惡化。再有為了提高耐二次加工脆性，至少加入0.0001％是必要的。
關於製造方法從本實施方案規定的化學成分鋼的板坯，經熱軋、酸洗、冷軋、退火等一系列工序製造，根據需要進行鍍層處理。下面對在實施發明時希望的實施方案進行說明。
熱軋中板坯加熱後以普通的熱軋工藝進行熱軋，可以使用連鑄後直接軋制或經短時間加熱軋制等各種軋制方法。此時對於最終產品不能施鍍或為了不產生鍍層附著不好的問題，使施鍍後具有優良的表面狀態，希望不僅要充分去除板坯上生成的一次氧化鐵皮，而且要充分去除熱軋中產生的二次氧化鐵皮。也可以在熱軋中用型材加熱器加熱粗型材，進行溫度調節。
熱軋鋼板冷卻後卷取中使Ti、Nb系析出物細化，以便在冷軋鋼板中得到適當的析出密度。卷取溫度低於500℃時析出物沒有充分生成，效果小。另一方面卷取溫度超過700℃的話析出物粗大，此外脫鱗效果降低。因此希望卷取溫度在500～700℃範圍內。
關於對熱軋鋼板卷取後鐵素體晶粒直徑的影響如圖3所示。圖4表示鐵素體晶粒直徑在10級以上，低密度區的大小在0.2μm～2.4μm的冷軋鋼板，在熱軋階段的鐵素體晶粒直徑與冷軋鋼板衝壓成形餘限的關係。從此圖可以看出利用使晶粒度達到11.2級以上，能得到非常大的成形餘限。
關於冷軋時的冷軋壓下率(冷軋時的壓下率)超過85％的話，軋制負荷過高，使生產率降低。因此希望冷軋壓下率在85％以下。關於退火希望在再結晶溫度以上900℃以下進行連續退火。退火溫度超過900℃的話，發生晶粒的異常長大，擔心導致材質的惡化，再有鐵素體晶粒結晶方向(織構)紊亂，所以從擠壓成形性能的觀點是不希望的。此外在箱式退火時由於加熱速度慢，在再結晶溫度以下的範圍內析出物在冷加工組織中析出，退火後不能得到本發明適宜的析出物密度。實施例1冶煉表1所示的編號A～Q的化學成分的鋼後，用連續鑄造製造厚度220mm的板坯。把板坯加熱後，在精軋溫度880～920℃熱軋，以5～15℃/s冷卻速度冷卻，在卷取溫度640～700℃卷取後，製成3.2mm的熱軋鋼板，酸洗後冷軋到板厚0.8mm。
然後進行連續退火(退火溫度750～890℃)或連續退火+熱鍍鋅(退火溫度830～850℃)的任一種處理，在連續退火+熱鍍鋅中，退火後以460℃進行熱鍍鋅處理，隨後在在線合金化處理爐在500℃下進行鍍層的合金化處理。在熱鍍鋅處理中以鍍層單面附著量45g/m2對兩面施鍍。退火或退火+熱鍍鋅後對鋼板進行0.7％壓下率的平整。
對這樣的冷軋鋼板和鍍層鋼板的力學性能和顯微組織進行了研究。拉伸試驗採用JIS5號試樣，在軋制方向的0°、45°、90°的三個方向上進行。此時對於鍍層鋼板進行了鍍層剝離試驗。測定的抗拉強度、總延伸率、r值用下式算出面內的平均值TS、EI、r。
TS＝(TS0+2×TS45+TS90)/4EI＝(EI0+2×EI45+EI90)/4R＝(r0+2×r45+r90)/4其中後綴0、45、90分別表示與軋制方向成0°、45°、90°的測定值。
BH量用JIS標準G 3135「汽車用加工性冷軋高強度鋼板和鋼帶」的附錄「塗裝燒結硬化量試驗方法」進行。具體說是用拉伸試樣，在2％的應變後，測定在170℃×20分鐘的塗裝燒結條件下進行熱處理時強度提高的數值。
採用用與已經說明的內容相同的方法，把這些冷軋鋼板衝壓成形，測定衝壓成形餘限。此外對熱鍍鋅鋼板進行施鍍後表面性狀的評價。把這些試驗結果按強度(TS)水平匯總示於表2和表3。
表2和表3中使用以下標記。
CGL連續退火·熱鍍鋅、CAL連續退火CR冷卻速度 T冷卻終了溫度、CT卷取溫度下線本發明範圍外、密度低密度區域的析出物密度成形餘限臨界開裂負荷-臨界折皺負荷施鍍面性狀 不良不能施鍍·附著性不好表1(質量％)

表2

表3

如表2和表3所示，在本發明例中通過滿足本發明的顯微組織，能夠得到比對比例大的衝壓成形餘限。此外具有本發明的成分採用本發明的製造方法製造的鋼板滿足本發明的顯微組織。還可以看出使用具有本發明的成分並含有規定的Ti含量鋼的鋼板，沒有不能施鍍和附著性不好的情況，施鍍後表面性狀優良。
與此相反在對比例中，使用以前一直認為是好的超低C鋼(鋼的編號C)的No.6中沒有低密度區，此外熱軋鋼板晶粒直徑大，衝壓成形餘限小。
在含少量Nb、Ti的No.8(鋼的編號D)、No.16(鋼的編號H)中，BH量高，同時由於總體析出物密度低，所以差變小，低密度區的析出物密度超過60％，衝壓成形餘限變小。或者，在C，Nb量多的No.22(鋼的編號，K)中，由於總體析出物密度過高，所以差變小，低密度區域的析出物密度超過60％，衝壓成形餘限變小。
此外B含量高的No.14(鋼的編號G)、Si含量高的No.24(鋼的編號L)、Mn含量高的No.30(鋼的編號O)、P含量高的No.32(鋼的編號P)中，延伸率和r值下降的同時，顯微組織也在發明範圍之外，衝壓成形餘限變小。No.11、No.13、No.19、No.21儘管成分和熱軋條件在本發明的範圍內，但由於顯微組織偏離了本發明的範圍，所以衝壓成形餘限也變小。
在熱軋條件中冷卻速度CR低的No.3和No.27或停止快冷溫度T高的No.5和No.29中，不能充分形成低密度區域，衝壓成形餘限也小。
BH量大的No.33(鋼的編號Q)延伸率和r值降低，同時衝壓成形餘限變小。
關於施鍍表面性狀，B含量高的No.14(鋼的編號G)、Si含量高的No.24(鋼的編號L)、Mn含量高的No.30(鋼的編號O)、P含量高的No.32(鋼的編號P)不能施鍍和施鍍附著性不好。實施方案2實施方案2-1化學成分為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下，其餘為鐵，同時要滿足下述的(1)式。
(12/93)×Nb*/C≥1.0………………(1)其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質量％)而且是金屬組織和材質為滿足下述(2)式的高強度薄鋼板。
YP≤-120×d+1280………………(2)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
此實施方案2-1可以判斷對現有IF鋼同時滿足表面質量、非時效性、加工性能、耐二次加工脆性時存在基本界限，對不用以往的技術，提高耐二次加工脆性的技術進行大量研究。其結果發現用控制C、N、Nb的含量和它們之間關係在特定範圍內，還有使晶粒直徑細化，能得到同時滿足上述特性的高強度薄鋼板。
下面進行詳細說明。
C0.0040～0.02％C是本發明的重要元素，為了保證抗拉強度，添加0.0040％以上的C是必要的，而超過了0.02％延展性要顯著降低。因此把C含量定為0.0040～0.02％。此外由於上述特性會隨Nb/C(原子當量比)的比不同而改變，如後所述，要控制Nb/C。希望C含量為0.005～0.008％。
Si1.0％以下Si是保證強度的有效元素，加入Si量超過1.0％的話，表面性狀和鍍層附著性顯著惡化，所以Si含量定為1.0％以下。
Mn0.7～3.0％Mn使鋼中的S以MnS的形式析出，可防止板坯熱軋的開裂，不降低鍍鋅層的附著性，同時提高強度的有效元素。為了保證規定的抗拉強度，要把Mn添加到0.7％以上。可是Mn含量超過3.0％的話，不僅導致板坯成本顯著增加，由於α/γ相變溫度降低，退火溫度範圍受到限制，使加工性能惡化。因此Mn含量定為0.7～3.0％。
P0.15％以下P是保證強度的有效元素，含P量要在0.02％以上。另一方面加入P的量超過0.15％的話，引起鍍鋅層的合金化處理性能惡化，所以把P含量定為0.15％以下。
S0.02％以下S使熱加工性能降低，板坯熱軋開裂敏感性提高，超過0.02％的話，由於微細的MnS析出，使加工性能惡化。因此規定S含量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％sol.Al使鋼中的N以AlN形式析出，是為了極力去除固溶N而添加的。此效果在sol.Al不足0.01％時不充分，而超過0.1％也沒有與添加量相應的效果，所以sol.Al量定為0.01～0.1％。
N0.004％以下N以AlN形式析出變得無害，在上述Al含量的下限要盡力使N無害，N含量要在0.004％以下。
Nb0.2％以下Nb和C都是本發明的重要元素，如下面所說明的那樣，把固溶的C固定，使晶粒細化，改善耐二次加工脆性、時效性和加工性能。但是過剩的添加Nb會使延展性降低，所以把Nb含量定在0.2％以下。希望NB含量在0.08～0.14％。
Nb和C、N的關係(12/93)×Nb*/C≥1.0，Nb*＝Nb-(93/14)×N在此鋼中，從非時效性和加工性能的觀點看，關注Nb和C、N的關係研究的結果表明，在這些特性中，與從Nb中減去與N化合的等量的Nb的Nb*(有效Nb含量)有很大關係。此Nb*用下式表示。
Nb*＝Nb-(93/14)×N再有研究的結果查明了此Nb*和C含量的比Nb*/C影響非時效性和加工性能。特別是非時效性，比值Nb*/C用化學當量表示小於1的話，如後所述，在常溫下長時間時效，表現出屈服點延伸(rPE1)。同樣比值Nb*/C用化學當量表示比低的話1左右的話，作為加工性能指標的r值要顯著降低。根據上述的情況，規定Nb和C、N的關係要滿足下述(1)式。
(12/93)×Nb*/C≥1.0……………………(1)Nb*＝Nb-(93/14)×N金屬組織和材質的關係YP≤-120×d+1280還從耐二次加工脆性的觀點對此鋼金屬組織和材質的關係進行了研究。其結果可以看出，對耐二次加工脆性影響特性很大與鐵素體晶粒直徑d[μm]、屈服強度YP[MPa]有關。研究的結果查明了把這些特性值加權後的值YP+120×d和控制在規定的值以下，會使耐二次加工脆性大幅度提高。因此把鐵素體晶粒直徑和屈服強度的關係規定要滿足下述(2)式。
YP≤-120×d+1280………………(2)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
上述結果表明，採用本發明範圍內的成分，而且滿足上述(1)、(2)式的話，可以獲得適合汽車外板使用的具有非時效性、加工性能，而且耐二次加工脆性優良的高強度薄鋼板。本發明的高強度鍍鋅鋼板利用NbC的分散析出強化，能確保約30MPa的強度，強度提高的這種程度可以使Si、P等固溶強化元素的加入量控制的低一些，所以能獲得良好的表面質量。
實施方案2-2的高強度薄鋼板的特徵是在實施方案2-1中使化學成分組成為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下、Ti0.05％以下，其餘為鐵。
實施方案2-2是為了進一步改善質量和提高耐二次加工脆性，在實施方案2-1中添加了Ti。Ti形成碳氮化物，通過細化熱軋鋼板的組織，改善成形性能，可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，不能得到充分的效果。因此把Ti含量定為0.05％以下。
實施方案2-3的高強度薄鋼板的特徵是在實施方案2-1中使化學成分組成為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下、B0.002％以下，其餘為鐵。
實施方案2-3是為了進一步改善質量和提高耐二次加工脆性，在實施方案2-1中添加了B。為了使晶界強化，改善耐二次加工脆性添加B。加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把B含量定為0.002％以下。
實施方案2-4的高強度薄鋼板的特徵是在實施方案2-1中使化學成分組成為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下、Ti0.05％以下、B0.002％以下，其餘為鐵。
實施方案2-4是為了進一步改善質量和提高耐二次加工脆性，在實施方案2-1中複合加入了Ti和B。其結果Ti形成碳氮化物，通過細化熱軋鋼板的組織，改善成形性能，B使晶界強化，改善耐二次加工脆性。可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定為0.05％，B的上限定為0.002％。
上述實施方案2-1至實施方案2-4在採用這些實施方案的高強度薄鋼板表面上，也可以進行鍍鋅的鍍鋅鋼板的處理。作為高強度薄鋼板的特性在鍍鋅處理後也沒有損失，保持有優良的耐二次加工脆性。
實施方案2-5是把具有上述成分的板坯在Ar3相變點以上進行精軋的工序、把熱軋後的鋼板在500-700℃卷取的工序、卷取後的鋼板進行冷軋·退火或冷軋·退火·鍍鋅處理工序的高強度薄鋼板製造方法。
在Ar3相變點以上進行精軋的原因是在比Ar3相變點低的溫度下軋制的話，會使最終產品的加工性能惡化。在500-700℃卷取的理由是為了使NbC充分析出需要在500℃以上，為了防止鋼板表面氧化鐵皮剝落造成的壓痕需要在700℃以下。
在板坯熱軋時在再加熱爐中加熱後或不加熱直接進行軋制。此外冷軋、退火和鍍鋅處理的條件沒有特定的限制，採用通常進行的條件能得到所要求的效果。
實施方案2-6為具有實施方案的各工序，以及把退火後的鋼板進行鍍鋅處理的工序的的高強度鍍鋅薄鋼板的製造方法。
實施方案2-6不僅僅是熱鍍鋅鋼板，電鍍鋅鋼板也能得到所要求的效果。此外本發明的鍍鋅薄鋼板也可以在鍍鋅後進行有機膜處理。
在這些方法中所謂的「其餘為鐵」是指不影響本發明的作用和效果含有的不可避免的夾雜物及其他微量元素，也屬於本發明的範圍。
實施發明時，調整上述的化學成分製造的冷軋鋼板，可以根據需要對其表面進行施鍍，生產鍍鋅鋼板。部分的化學成分還可利用下述的做法，可分別提高各種特性。
對於C，通過適當控制析出物的形態和分布，可以改善耐二次加工脆性，要獲得所期望的性能，把C的加入量控制在0.0050～0.0080％的範圍，或最好控制在0.0050～0.0074％的範圍。
對於Si，要提高表面性狀、施鍍附著性，希望Si控制在0.7％以下。
對於Nb，要通過控制析出物的形態和分布提高耐二次加工脆性，希望把Nb加入量超過0.035％。還要改善耐二次加工脆性，進一步改善綜合性能，希望把Nb含量定位0.080％以上。但是考慮成本的情況下，Nb的上限希望定在0.140％。根據上述情況，Nb的含量要超過0.035％，最好在0.080～0.140％。
關於Nb和C、N的關係，對試驗研究的結果進行說明。在試驗中製造各種成分系列的板坯，熱軋後酸洗、冷軋，在830℃退火，以0.5％的壓下率進行平整。然後測定了為了評價深衝性能指標的r值、非時效性，在100℃1小時的加速試驗後的YPE1的回覆量。
圖4表示(12/93)×Nb*/C與r值的關係。從此圖可以看出，(12/93)×Nb*/C≥1.0的話，能夠得到1.75以上的高的r值，表示具有優良的加工性能。
圖5表示(12/93)×Nb*/C與YPE1的關係。從此圖可以看出，(12/93)×Nb*/C≥1.0的話，看不到WPE1出現回復，表示出優良的非時效性。
根據上述的原因規定(12/93)×Nb*/C用上述的(1)式表示。在本發明中，從材質和成本平衡的觀點考慮，希望規定(12/93)×Nb*/C在1.3～2.2範圍。
關於金屬組織和材質的關係也用試驗進行了研究。在試驗中用與上述相同的試樣，進行了測定二次加工脆化轉變溫度。其中所謂的二次加工脆化轉變溫度是深衝後的材料在二次加工中發生脆化的溫度。
具體地說，首先從鋼板中衝出直徑100mm的板，深衝成杯狀，使進行切邊加工成杯的高度30mm。然後把衝成的杯浸在各種溫度的酒精等冷的介質中後，用圓錐的衝頭對杯的端部擴展破壞。此時杯的破壞的形態從韌性破壞轉變成脆性破壞的溫度作為二次加工脆化轉變溫度。
圖6表示抗拉強度TS與二次加工脆化轉變溫度的關係。從此圖可以看出，在同樣強度水平下比較時，滿足上述(2)式的本發明的鋼與現有的鋼相比，具有優良的耐二次加工脆性。認為本發明的鋼具有優良的耐二次加工脆性的主要原因是與同樣強度水平的現有的鋼相比的情況下，滿足(2)式的本發明的鋼中晶粒直徑細小。
利用電子顯微鏡觀察到，在本發明的鋼中在晶粒內均勻分散有析出的微小的NbC，在晶界附近析出物非常少，形成認為是析出物的枯竭帶(PFZ)的顯微組織。在晶界附近存在的容易發生塑性變形的PFZ可以也對改善耐二次加工脆性有益。
本發明鋼在1～10％的低應變區域的n值高，深衝加工時衝頭底部接觸部位的畸變大，深衝加工中流入量減少，可能在收縮凸緣變形中的壓縮加工程度減輕，推測這可能與提高耐二次加工脆性有關。
在實施方案2-1中，要提高耐二次加工脆性，在(2)式中希望為YP≤-120×d+1240………………(2′)(YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm])在實施方案2-2中，特別是從熱鍍鋅的表面性狀的觀點來看，可能的話把Ti的上限定為小於0.02％，為了得到細化晶粒的效果，希望下限定為0.005％。
實施方案2-3由於要非常優良的耐二次加工脆性，所以考慮到晶粒的為細化，為了盡力抑制加工性能的降低，希望B的加入量控制在0.0001～0.001％範圍。
同樣實施方案2-4的發明中，為了確保晶粒細化效果和成形性能，希望Ti含量在0.005～0.02％範圍，B含量在0.0001～0.001％範圍。
實施方案2-5、實施方案2-6的高強度薄鋼板製造方法中，希望通過使化學成分在實施方案2-1至實施方案2-4發明的上述所期望的範圍，可以得到上述的效果。
採用本發明的高強度薄鋼板和鍍鋅鋼板由於通過滿足上述的(1)式，完全固定固溶的C、N，其BH量(燒結硬化性)小於20MPa，因高溫時效造成材質的惡化小。因此在夏季氣溫比較高的環境下長時間保存的情況下，也不會出現時效的問題。此外焊接部位的加工性能也好，有可能用到特製坯料這樣的新技術上。實施例冶煉表4所示的序號No.1～No.23的鋼後，用連續鑄造製成板坯。把此板坯加熱到1200℃後在精軋溫度890～940℃、卷取溫度600～660℃條件下熱軋，製造成熱軋鋼板。把熱軋鋼板酸洗後，以50～85％的冷軋壓下率(或總壓下率)進行冷軋，然後進行連續退火，其中一部分進行熱鍍鋅(退火溫度800～840℃)。連續退火後的熱鍍鋅是在退火後在460℃進行熱鍍鋅處理，然後直接通過在線合金化處理爐，在500℃對鍍層進行合金化處理。
然後對於連續退火鋼板和鍍鋅鋼板以0.7％的壓下率進行平整。研究了這些鋼板的力學性能、晶粒直徑、表面性狀。此外用上述的方法進行了縱裂試驗，評價了Tc(二次加工脆化轉變溫度)。得到的研究結果和試驗結果列於表5。
表4

表5

從表5可以看出，本發明鋼No.1～No.10都是非時效的，有優良的表面性狀，與同等強度水平的對比鋼相比，顯示出非常優良的二次加工脆化轉變溫度和非常良好的力學性能。本發明的鋼如最初的目的所述，具有可用於汽車外板等的高的表面質量、非時效性能，而且具有優良的加工性能，稱為耐二次加工脆性優良的高強度薄鋼板，綜合性能非常好。
另一方面，對於對比鋼No.11～No.23，在力學性能試驗值、非時效性能、二次加工脆化轉變溫度、表面性狀中，至少有一項比本發明的鋼差。例如No.14、15、17～23，由於Si的加入量、Ti的加入量或複合的加入量比本發明的範圍多，特別是鍍鋅鋼板其表面性狀明顯惡化。除去No.12、16、19以外所有的對比鋼二次加工脆化轉變溫度都非常高，不適於作為二次加工的材料使用。由於No.12、16Nb*/C的值小，其力學性能試驗值(非時效性)差。實施方案3實施方案3-1的高強度薄鋼板的特徵為其化學成分為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.2％，其餘為鐵，單向拉伸試驗的10％以下變形的n值和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下述的(11)式和(12)式。
n值≥-0.00029×TS+0.313………………(11)YP≤-120×d+1280………………(12)其中TS表示抗拉強度[MPa]，YP表示屈服強度[MPa]。
實施方案3-1把成形以脹形為主的前翼子板作為例子，對影響成形性能的主要因素進行了詳細的研究。在此過程中，在這些以脹形為主的成形中，把握住了在衝頭底部接觸部位產生的畸變量小，側壁部位的衝頭肩部和模具肩部附近應變集中的情況。
因此稍稍在寬的範圍使與衝頭底部接觸的鋼板增加變形，緩和了向側壁的衝頭肩部和模具的肩部畸變的集中。所以認識到不是以前用來評價脹形性能的高畸變區域的n值，提高相應於衝頭底部接觸部位低畸變區的n值是有效的。研究的結果搞清了相應於TS確定n值的下限是必要的，得到了上述(11)式。10％以下變形的n值可採用公稱應變1％和10％兩點的方法得到的n值。
在汽車外板等表面要求嚴格的材料中，要求在嚴格的衝壓成形後也要保持優良的表面性狀。要保證高的脹形成形性能，而且要防止衝壓成形後表面粗糙，發現必須式晶粒細化。從研究的結果可以看出，必須對應於YP確定鐵素體平均晶粒直徑d，得到上述(12)。
下面說明實施方案3-1限定化學成分的原因。
C0.0040～0.02％(質量％，以下相同)C與Nb形成碳化物，要影響到材料的強度和面板成形時低畸變區的加工硬化，使強度上升和提高成形性能。C含量小於0.0040％沒有效果，而超過了0.02％的話，強度和強度提高和低畸變區得到高的n值，但是引起延展性降低。因此把C含量定為0.004～0.02％。
Si≤1.0％Si是保證強度的有效元素，加入Si量超過1.0％的話，表面性狀和附著性顯著惡化，所以Si含量定為1.0％以下。
Mn0.7～3.0％Mn使鋼中的S以MnS的形式析出，即可以防止板坯熱軋的開裂，還可不降低鍍層附著性，同時提高鋼強度的有效元素。使S以MnS形式析出，為了保證規定的抗拉強度，要把Mn添加到0.7％以上。Mn含量超過3.0％的話，導致成形性能惡化。因此Mn含量定為0.7～3.0％。
P0.02～0.15％P是保證鋼強度的有效元素，此效果在加入0.02％以上表現出來。加入P的量超過0.15％的話，引起鍍鋅的合金化處理性能惡化，所以把P含量定為0.02～0.15％。
S≤0.02％S在鋼中以MnS形式存在，超過0.02％的話會使延展性惡化。因此規定S含量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％sol.Al使鋼中的N以AlN形式析出，是為了去除固溶N，需要添加0.01％以上的Al。sol.Al含量超過0.1％的情況下，固溶的Al會導致延展性降低。所以sol.Al量定為0.01～0.1％範圍。
N≤0.004％N以AlN形式析出變得無害，在上述Al含量的下限的情況下，要使所有的N以AlN形式析出，必須使N含量要在0.004％以下。因此規定N含量在0.004％以下。
Nb0.01～0.2％Nb是本發明的重要元素，由於形成NbC使固溶的C降低，採用適當量固溶的Nb可以提高低畸變區的n值，能確實滿足上述(11)式的要求。可是Nb含量低於0.01％沒有效果，超過0.2％的話導致屈服強度提高、低畸變區的n值降低、延展性下降。因此規定Nb含量定在0.01～0.2％範圍。
實施方案3-2的高強度薄鋼板特徵是在實施方案3-1的高強度薄鋼板中化學成分改為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.2％、Ti0.05％以下，其餘為鐵。
實施方案3-2是在實施方案3-1中，再添加Ti，使熱軋鋼板的組織細化。Ti形成碳氮化物，通過細化熱軋鋼板的組織，改善成形性能，可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，不能得到充分的效果。因此把Ti含量定為0.05％以下。
實施方案3-3的高強度薄鋼板特徵是在實施方案3-1的高強度薄鋼板中化學成分改為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.2％、B0.002％以下，其餘為鐵。
實施方案3-3是在上述實施方案的化學成分中再加入B，以提高耐二次加工脆性。B使晶界強化，但加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把B含量的上限定為0.002％。
實施方案3-4的高強度薄鋼板特徵是在實施方案3-1的高強度薄鋼板中使化學成分改為為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.2％、Ti0.05％以下、B0.002％以下，其餘為鐵。
實施方案3-4是為了進一步改善成形性和提高耐二次加工脆性，在實施方案3-1中複合加入了Ti和B。其結果Ti形成碳氮化物，通過細化熱軋鋼板的組織，改善成形性能，B使晶界強化，改善耐二次加工脆性。可是，加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定為0.05％，B的上限定為0.002％。
實施方案3-5的高強度薄鋼板特徵是在實施方案3-1至實施方案3-4的高強度鋼板中，在這些化學成分中再加入以質量％表示，Cr1.0％以下、Mo1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下中的任一種或兩種以上。
實施方案3-5是在上述發明的化學成分中加入Cr、Mo、Ni、Cu中的一種以上，以獲得高強度。下面說明限定各元素的理由。
Cr1.0％以下Cr是為了提高強度而加入的，加入量超過1.0％的話是成形性能降低。所有規定Cr含量的上限為1.0％。
Mo1.0％以下Mo保證強度的有效元素，但加入量超過1.0％的話，熱軋時延緩γ區(奧氏體區)的再結晶，使軋制負荷增加。因此規定Mo含量的上限為1.0％。
Ni1.0％以下Ni是作為固溶強化元素加入的，超過1.0％的話，相變點大幅度降低，熱軋時容易出現低溫相。因此規定Ni含量的上限為1.0％。
Cu1.0％以下Cu是作為固溶強化元素加入的，超過1.0％的話，熱軋時形成低熔點相，容易產生表面缺陷。因此規定Cu含量的上限為1.0％。此外希望Cu與Ni一起加入。
實施方案3-6的高強度鍍鋅鋼板的特徵是在實施方案3-1至實施方案3-5的鋼板表面帶有鋅系鍍膜。
實施方案3-6通過在上述發明的鋼板表面上再形成鋅系鍍膜，提高鋼板的耐蝕性能。其中施鍍的方法沒有特別的限定，可以採用熱鍍鋅、電鍍鋅、其他的施鍍方法。
在這些方法中所謂的「其餘為鐵」是指不影響本發明的作用和效果含有的不可避免的夾雜物及其他微量元素，也屬於本發明的範圍。
實施發明時，可以調整上述的化學成分，部分的化學成分還可利用下述的做法，可分別提高各種特性。
對於C，通過適當控制析出物的形態和分布，要獲得優良的成形性能和所期望的綜合性能，把C的加入量控制在0.0050～0.0080％的範圍，最好控制在0.0050～0.0074％的範圍。
對於Si，要提高表面性狀、施鍍附著性，希望Si控制在0.7％以下。
對於Nb，要提高在低畸變區的n值，希望把Nb的加入量控制在＞0.035％，進而，為了改善成形性能和綜合性能，希望Nb≥0.08％。但是考慮成本的情況下，Nb的上限希望≤0.14％。
用Nb提高低畸變區n值的理由不是很清楚，用電子顯微鏡觀察組織時得到以下見解。適當控制Nb、C含量情況下，在晶內有大量NbC析出，在晶界附近形成不存在析出物的析出物枯竭帶(PFZ)，由於此PFZ析出物枯竭，與晶內相比強度低，在低應力水平下可以發生塑性變形，推測在低應變區能夠得到高的n值。這是控制Nb、C原子當量比為適當的值的結果，進一步研究的結果看出，要得到本發明所希望的析出狀態，規定Nb/C(原子當量比)在1.3～2.5範圍，而更希望的是n值得到提高。
這樣本發明的高強度薄鋼板不用大量添加Cr等特殊元素，採用後述的一般的工藝就能夠製造，價格便宜。此外本發明鋼由於通過NbC析出使晶粒細化，焊接性能和耐二次加工脆性優良。
加入Ti的情況下，從熱鍍鋅的表面性狀的觀點來看，Ti要低於0.02％，為了得到必要的晶粒細化效果，希望Ti加入量在0.005％以上。
如前所述，本發明的鋼即使不加B也能有優良的耐二次加工脆性，在加B的情況下，為了儘量抑制成形性能的降低，希望規定B含量在0.0001～0.001％範圍。
製造方法是一般的冷軋鋼板生產工藝，在冶煉上述成分調整的鋼後，用連續鑄造方法製成板坯，把板坯再加熱後熱軋或直接進行熱軋製成熱軋鋼板。把熱軋鋼板酸洗後冷軋，然後退火。
根據需要也可以在表面進行電鍍鋅和熱鍍鋅等鋅系的施鍍，衝壓成形能得到與冷軋鋼板同樣的效果。鋅系施鍍可以是鍍純鋅、鍍合金化鋅、鍍鋅-Ni合金等，鍍後還可以進行有機膜處理。溫度範圍進行精軋。
製造方法也可如下所述。例如熱軋條件從表面質量和材質的均勻性的觀點來看，在Ar3相變點以上960℃以下進行精軋。從熱軋鋼板用酸洗去除氧化鐵皮的性能和材質的穩定性的觀點來看，希望在680℃以下卷取。在冷軋後進行連續退火(CAL和CGL)的情況下，希望卷取溫度在600℃以上，在進行箱式退火(BAF)的情況下，希望卷取溫度在540℃以上。為了確保薄規格的熱軋的精軋溫度，熱軋中也可以用粗坯加熱點加熱粗坯。
在熱軋鋼板表面的去除氧化鐵皮中，為了使外板具有良好的適應性，希望不僅使一次氧化鐵皮，熱軋時生成的二次氧化鐵皮也要充分去除。熱軋鋼板去除氧化鐵皮後在冷軋時，為了使外板具有必要的深衝性能，希望冷軋壓下率要在50％以上。
關於退火溫度是希望在用連續退火進行冷軋鋼板退火時，退火溫度為780～880℃，在進行箱式退火時為680～750℃的溫度範圍。
對本發明鋼板規定的拉伸特性、成分組成進行詳細說明。圖7為表示汽車實際零部件的前翼子板模型成形件上破壞危險部位附近的等效應變分布示例的圖示。圖8表示此成形件的概況。從圖7可以看出，側壁部位的衝頭肩部和模具肩部附近發生的畸變量大，上升到0.3左右，而在衝頭底部產生的畸變小到0.1以下。
因此如果使與衝頭底部接觸的鋼板產生的畸變量在寬的範圍稍稍增加的話，能夠緩和向側壁部位的衝頭肩部和模具肩部附近的畸變集中，能夠防止這部分的破壞。為此把組織控制成對應於TS[MPa]，使10％以下低畸變區的n值滿足上述(11)式就可以。其中n值是用單向拉伸的公稱應變1％和10％兩點的方法計算得到的n值。
為了得到本發明中更優良的表面性狀，防止衝壓後表面粗糙，希望把屈服強度YP[MPa]和鐵素體平均晶粒直徑d[μm]的關係式(12)表示成下述(12′)式。
YP≤-120×d+1240………………(12′)實施例1採用表6所示的化學成分進行以下的試驗。冶煉序號No.1～13的鋼後，用連續鑄造方法製成板坯。把板坯加熱到1200℃後在精軋溫度880～940℃、卷取溫度540～560℃(對箱式退火而言)、600～660℃(對連續退火、連續退火+熱鍍鋅而言)進行熱軋，軋成熱軋鋼板，酸洗後進行壓下率50～85％的冷軋。
然後進行連續退火(退火溫度800～840℃)、箱式退火(退火溫度680～750℃)或連續退火+熱鍍鋅(退火溫度800～840℃)的任一項處理。連續退火+熱鍍鋅中在退火後在460℃進行熱鍍鋅處理，直接在在線合金化處理爐中在500℃下進行鍍層合金化處理。退火或退火+熱鍍鋅後的鋼板以壓下率0.7％進行平整。
研究了這些鋼板的力學性能、晶粒直徑。用上述鋼板進行前翼子板成形，研究了臨界破壞的緩衝力。此外評價了衝壓成形後是否產生表面粗糙的情況。
進行了二次加工脆化轉變溫度的測定。從鋼板中衝出直徑100mm的板，作為一次加工深衝成杯狀(深衝係數2.0)，進行切邊加工成杯的高度30mm。然後把得到的杯形試樣浸在各種冷的介質中(酒精等)後，作為二次加工用圓錐的衝頭對杯的端部擴展加工，破壞的形態從韌性破壞轉變成脆性破壞的溫度作為二次加工脆化轉變溫度。以上的試驗結果示於表7。
表7中表示如下。
n值1-10％應變下的值、CAL連續退火、BAF箱式退火、CGL連續退火+熱鍍鋅。
本發明的鋼No.1～6臨界破壞緩衝力高達65ton以上，顯示出優良的脹形性能。另一方面，對比用鋼No.9、10顯示出在現有的10～20％的應變區內n值高達0.23以上，而1～10％應變區內的n值小到不足0.18，所以在50ton以下的低的緩衝力下就發生破壞。此外對比用鋼No.10、11、13～15(鋼的序號8、9、11～13)由於Ti(鋼的序號8中，Si量)含量過高，表面性狀嚴重惡化。
本發明鋼即使在任何水準下，縱裂的轉變溫度都在-65℃以下，顯示出非常好的耐二次加工脆性。由於本發明的鋼使晶粒細化，衝壓成形後不產生表面粗糙的問題。本發明鋼熱鍍鋅後的表面質量和焊接部位的加工性能、疲勞性能也非常好。
對上述表7所示的鋼序號No.3(本發明示例)和No.10(對比示例)進行了模型成形試驗。在試驗中在緩衝力為40ton的條件下，測定了在圖8的前翼子板成形時破壞危險部位附近的畸變分布。試驗結果如圖9所示。
本發明示例(No.3、圖中●標記)與對比示例(No.10、圖中○標記)相比，在衝頭底部產生的畸變量大，抑制了側壁產生畸變。因此可以看出本發明示例的鋼板相對於破壞是有利的。
表6

表7

實施方案4實施方案4-1化學成分為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下，其餘為鐵，同時要滿足下述的(21)式。
(12/93)×Nb*/C≥1.2………………(21)其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質量％)而且金屬的組織和材質為滿足下述(22)式的高強度薄鋼板。
YP≤-60×d+770………………(22)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
實施方案4-1深入研究了不採用影響非時效性的殘留的固溶C、對提高r值造成限制的B的加入，以及通過使延伸的滲透性能惡化的NbC的晶界形狀的控制，提高耐二次加工性廠和成形性能的技術。其結果發現把C含量、N含量、Nb含量和它們之間的關係控制在特定的範圍內，使晶粒直徑細化，能夠得到非時效的、並且具有深衝性能的、耐二次加工脆性優良的高強度薄鋼板或高強度鍍鋅鋼板，完成實施方案4-1。
下面對實施方案4-1的化學成分、金屬組織和材質進行說明。
C0.0040～0.02％(質量％，以下相同)為了確保強度加入0.0040％以上的C，而超過了0.02％的話，認為在晶界有碳化物析出，使二次加工脆性惡化。因此把C含量定為0.004～0.02％。
Si1.0％以下Si是保證強度的有效元素，加入Si量超過1.0％的話，表面性狀和附著性顯著惡化，所以Si含量定為1.0％以下。
Mn0.1～0.7％Mn使鋼中的S以MnS的形式析出，可以防止板坯熱軋的開裂，還可以不降低鍍層附著性，同時提高強度的有效元素。為了使S析出把S固定，要添加0.1％以上的Mn。另一方面加入過量的Mn的話，導致成形性能惡化。因此Mn含量定為0.1～0.7％。
P0.01～0.07％P是保證強度的有效元素，為此要加入0.01％以上的P。另一方面加入P的量超過0.07％的話，引起鍍鋅的合金化處理性能惡化，所以把P含量定為0.01～0.07％。
S0.02％以下S使熱加工性能降低，板坯熱加工裂紋的敏感性提高。超過0.02％的話，由於微細的MnS析出使加工性能惡化。因此規定S含量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％sol.Al使鋼中的N以AlN形式析出，是為了儘量沒有殘存的固溶N而加入的。此效果在sol.Al含量不足0.01％時是不充分的，而sol.Al含量超過0.1％的話，固溶的Al會導致延展性降低。所以sol.Al量定為0.01～0.1％範圍。
N0.004％以下
N以AlN形式析出變得無害，在上述sol.Al含量的下限的情況下，要使N沒有壞的影響，規定N含量在0.004％以下。
Nb0.15以下Nb是為了使固溶C固定，改善耐二次加工脆性和成形性能而加入的。可是超過0.15％ Nb過剩添加的話導延展性降低，因此規定Nb含量定在0.15％以下。
Nb和C、N的關係(12/93)×Nb*/C≥1.2，Nb*＝Nb-(93/14)×N在此鋼中，從非時效性能和加工性能的觀點來看，關注Nb和C、N的關係研究的結果可以看出，這些特性與從Nb中減去與N的化學當量的Nb含量的Nb*(有效Nb含量)有很大關係。此Nb*用下式表示。
Nb*＝Nb-(93/14)×N進一步研究的結果查清了此Nb*和C含量的比Nb*/C會影響到非時效性和加工性能。特別是非時效性，比值Nb*/C的化學當量比不足1.2的話，如後所述，在常溫下長時間時效會表現出屈服點延伸(YPE1)。作為加工性能指標的r值，比值Nb*/C的化學當量比在1.2以上範圍能得到穩定的高的值。根據以上原因Nb和C、N的關係按下述(21)式規定。
(12/93)×Nb*/C≥1.2 (21)其中Nb*＝Nb-(93/14)×N金屬組織和材質的關係YP≤-60×d+770還從耐二次加工脆性的觀點對此鋼金屬組織和材質的關係進行了研究。其結果可以看出，對耐二次加工脆性影響大的特性有鐵素體晶粒直徑d[μm]、屈服強度YP[MPa]。研究的結果查明了把這些特性值加權後的和YP+60×d控制在規定的值以下，會使耐二次加工脆性大幅度提高。因此把鐵素體晶粒直徑和屈服強度的關係規定要滿足下式。
YP≤-60×d+770………………(22)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
上述結果表明，採用本發明範圍內的成分，而且滿足上述(21)、(22)式的話，可以獲得適合汽車外板使用的具有非時效性、加工性能，而且耐二次加工脆性和成形性能優良的高強度薄鋼板。本發明的高強度鍍鋅鋼板利用NbC的分散析出強化，能確保約30MPa的強度，強度提高的這種程度可以使Si、P等固溶強化元素的加入量控制的低一些，所以能獲得良好的表面質量。
採用本發明的高強度薄鋼板用上述(21)式把固溶的C、N完全固定，所以因高溫時效造成材質的惡化小，在夏季氣溫比較高的環境下長時間保存情況下，也不會出現時效問題。
實施方案4-2的高強度薄鋼板特徵是在實施方案4-1中的化學成分定為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下、Ti0.05％以下，其餘為鐵。
實施方案4-2是在實施方案4-1中，再添加Ti，Ti形成碳氮化物，使熱軋鋼板的組織細化，改善成形性能。可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，不能得到充分的效果。因此把Ti含量定為0.05％以下。
實施方案4-3的高強度薄鋼板特徵是在實施方案4-1中化學成分定為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下、B0.002％以下，其餘為鐵。
實施方案4-3是為了強化晶界，改善耐二次加工脆性，在實施方案4-1中加入B。加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把B含量的定為0.002％以下。
實施方案4-4的高強度薄鋼板特徵是在實施方案4-1中化學成分定為為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下、Ti0.05％以下、B0.002％以下，其餘為鐵。
實施方案4-4是為了進一步改善質量和提高耐二次加工脆性，在實施方案4-1中複合加入了Ti和B。其結果Ti形成碳氮化物，使熱軋鋼板的組織細化，改善成形性能，B使晶界強化，改善耐二次加工脆性。可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定為0.05％，B的上限定為0.002％。
上述實施方案4-1至實施方案4-4在採用這些實施方案的高強度薄鋼板表面上，也可以是進行鍍鋅處理的鍍鋅鋼板。作為高強度薄鋼板的特性鍍鋅處理後也沒有損失，保持有優良的耐二次加工脆性。
實施方案4-5是把具有實施方案4-1至實施方案4-3化學成分的板坯在Ar3相變點以上進行精軋的熱軋工序、把熱軋後的鋼板在500-700℃卷取的工序、卷取後的鋼板進行冷軋工序的高強度薄鋼板製造方法。
實施方案4-5是提供用上述化學成分的鋼生產高強度薄鋼板的方法，關於其條件說明如下。
熱軋的精軋溫度Ar3相變點以上精軋溫度低於Ar3相變點的話，成形性能惡化，同時使1～10％以下的低應變區的n值降低，對耐二次加工脆性不利。因此精軋溫度定為在Ar3相變點以上。
熱軋的卷取溫度500-700℃為了使NbC充分析出，卷取溫度要在500℃以上，為了防止鋼板表面氧化鐵皮剝離造成的壓痕，卷取溫度要在700℃以下。因此熱軋後的鋼板要在500-700℃卷取。
在板坯熱軋時可以在再加熱爐中加熱後或不加熱直接進行軋制。此外冷軋、退火和鍍鋅處理的條件沒有特定的限制，採用通常進行的條件能得到所要求的效果。
實施方案4-6是具有實施方案4-5的各工序，以及把退火後的鋼板進行鍍鋅處理的工序的高強度鍍鋅鋼板的生產方法。
實施方案4-6不僅僅是熱鍍鋅鋼板，電鍍鋅鋼板也能得到所要求的效果。此外本發明的鍍鋅薄鋼板也可以在鍍鋅後進行有機膜處理。
在這些方法中所謂的「其餘為鐵」是指不影響本發明的作用和效果含有的不可避免的夾雜物及其他微量元素，也屬於本發明的範圍。
實施發明時，調整上述的化學成分製造的冷軋鋼板，可以根據需要對其表面進行施鍍，生產鍍鋅鋼板。部分的化學成分還可利用下述的做法，可分別提高各種特性。
關於C通過適當控制析出物的形態和分布，可以改善耐二次加工脆性，要獲得所期望的性能，把C的加入量控制在0.0050～0.0080％的範圍，或最好控制在0.0050～0.0074％的範圍。
關於Si要提高表面性狀、施鍍附著性，希望Si控制在0.7％以下。
關於Nb要通過控制析出物的形態和分布提高耐二次加工脆性，希望把Nb加入量超過0.035％。還要改善耐二次加工脆性，進一步改善綜合性能，希望把Nb含量定位0.080％以上。但是考慮成本的情況下，Nb的上限希望定在0.140％。根據上述情況，Nb的含量要超過0.035％，最好在0.080～0.140％。
關於Nb和C、N的關係，對試驗研究的結果進行說明。在試驗中製造含C量0.004～0.01％的板坯，熱軋後酸洗、冷軋，在830℃退火，以0.5％的壓下率進行平整。然後測定了用於評價深衝性能指標的r值。此外為了評價時效性，在30℃進行了3個月的時效，測定了拉伸試驗的YPE1。
圖10表示(12/93)×Nb*/C與r值的關係。從此圖可以看出，(12/93)×Nb*/C在1.2以上的話，能夠得到大約1.7以上的很好的r值。
圖11表示(12/93)×Nb*/C與YPE1的關係。從此圖可以看出，(12/93)×Nb*/C在1.2以上的話，由於能夠把固溶的C完全固定，看不到WPE1出現回復，表示出優良的非時效性。
根據上述的原因規定(12/93)×Nb*/C用上述的(1)式表示。在本發明中，從材質和成本平衡的觀點考慮，希望規定(12/93)×Nb*/C在1.3～2.2範圍。
關於金屬組織和材質的關係也用試驗進行了研究。在試驗中用與上述相同的試樣，進行了測定二次加工脆化轉變溫度。其中所謂的二次加工脆化轉變溫度是深衝後的材料在二次加工中發生脆化的溫度。
具體地說，首先從鋼板中衝出直徑100mm的板，深衝成杯狀，使進行切邊加工成杯的高度35mm。然後把得到的杯形試樣浸在酒精等冷的介質中溫度穩定後，用圓錐的衝頭對杯的端部擴展破壞。測定杯的破壞的形態從韌性破壞轉變成脆性破壞的溫度作為二次加工脆化轉變溫度。
圖12表示抗拉強度TS與二次加工脆化轉變溫度的關係。滿足上述(22)式的本發明的鋼與現有的鋼相比，具有優良的耐二次加工脆性。認為本發明的鋼具有優良的耐二次加工脆性的主要原因是同樣強度水平的現有的鋼相比的情況下，滿足(22)式的本發明的鋼中晶粒直徑細小。
利用電子顯微鏡觀察到，在本發明的鋼中在晶粒內均勻分散有析出的微小的NbC，在晶界附近析出物非常少，形成認為是析出物的枯竭帶(PFZ)的顯微組織。在晶界附近存在的容易發生塑性變形的PFZ可能對改善耐二次加工脆性有益。
本發明鋼在1～10％的低應變區域的n值高，深衝加工時衝頭底部接觸部位的畸變大，其結果是深衝加工中流入量減少，可能在收縮凸緣變形中的壓縮加工程度減輕，推測這可能與提高耐二次加工脆性有關。
在本發明中，要提高耐二次加工脆性，要改變(22)式中右邊的常數。希望改為YP≤-60×d[μm]+750………………(22′)
在加Ti的情況下，特別是從熱鍍鋅表面性狀的觀點來看，儘可能使Ti的上限低於0.02％，為了得到必要的晶粒細化的效果，希望下限為0.005％。
在加B的情況下，考慮到在發明的鋼中晶粒細化，顯示出非常優良的耐二次加工脆性，為了儘量抑制成形性能的降低，希望B的加入量規定在0.0001～0.001％範圍。
在實施方案4-4中也同樣是為了確保細化晶粒的效果和成形性能，希望規定Ti含量為0.02％～0.005％範圍，B含量在0.0001～0.001％範圍。
此外在實施方案4-5、實施方案4-6的高強度薄鋼板製造方法中通過使化學成分在實施方案4-1至實施方案4-4的上述希望的範圍，也能夠得到上述的效果。
採用本發明的高強度薄鋼板和鍍鋅鋼板由於通過滿足上述的(21)式，完全固定固溶的C、N，其BH量(燒結硬化性)小於20MPa，因高溫時效造成材質的惡化小。因此在夏季氣溫比較高的環境下長時間保存的情況下，也不會出現時效的問題。此外焊接部位的加工性能也好，有可能用到特製坯料這樣的新技術上。實施例冶煉表8所示的序號No.1～No.20化學成分的鋼，用連續鑄造製成250mm厚的板坯。把此板坯加熱到1200℃後在精軋溫度870～940℃、卷取溫度600～660℃條件下熱軋，製造成板厚2.8mm的熱軋鋼板。把熱軋鋼板酸洗後，冷軋成板厚0.7mm，然後在連續鍍鋅線以退火溫度800～860℃、鍍浴溫度460℃、合金化處理溫度500℃進行合金化熱鍍鋅。
然後對於鍍鋅鋼板以0.7％的壓下率(延伸率)進行平整，研究了力學性能、晶粒直徑、表面性狀。拉伸試驗使用在L方向製取的JIS5號拉伸試樣。在30℃進行了3個月的時效後，用拉伸試驗測定了拉伸試驗的YPE1，評價了時效性。此外用與上述相同的杯形深衝試驗方法，評價了二次加工脆化轉變溫度。得到的研究結果和試驗結果列於表9。
從表9可以看出，本發明鋼No.1～No.10都有優良的成形性能，而且二次加工脆化轉變溫度在-70℃以下，顯示出非常優良的二次加工脆性，表面形狀也沒有問題，和是非時效的。本發明的鋼進而焊接部的加工性、疲勞特性也優良。
與此相反，對比鋼No.11～No.20，晶粒直徑都大，二次加工脆化轉變溫度比本發明鋼明顯差。例如對比鋼No.11精軋溫度在Ar3以下，對比鋼No.15Nb*/C的值不合適，對比鋼No.18、19、20分別是Mn、Si、C含量不合適，它們的成形性能都不好。此外對比鋼No.13、14、17、19的Ti、Si或Ti和Si的總加入量超出了本發明範圍，表面性狀非常不好。
表8

表9

實施方案5實施方案5-1化學成分為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si≤1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.14％，其餘為鐵，同時要滿足下述的(31)式的高強度薄鋼板。
YP≤-60×d+770………………(31)其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
實施方案5-1把成形以脹形為主的擋泥板、側面板作為例子，對影響成形性能的主要因素進行了詳細的研究。在此過程中，在這些以脹形為主的成形中，把握住了在佔成形件大部分的衝頭底部接觸部位產生的畸變量小，側壁部位的衝頭肩部和模具肩部附近應變集中的情況。
因此稍稍在寬的範圍使與衝頭底部接觸的鋼板產生的畸變增加，緩和了破壞危險部位的向側壁的衝頭肩部和模具的肩部畸變的集中。所以認識到不是以前用來評價脹形性能的高畸變區域的n值，提高相應於衝頭底部接觸部位低畸變區的n值是有效的。而且發現在保持優良的脹形性能方面，要確保衝壓加工後的表面粗糙性，必須是低的YP而且要晶粒細化。
為此用電子顯微鏡詳細研究後發現，與現有的IF鋼不同，在加入C40ppm以上的成分系列中，利用碳氮化物生成元素的Nb的Nb-IF鋼是有效的，以及要控制鋼板的顯微組織和析出物的形態。本發明在這樣認識的基礎上進一步進行了研究，其特徵如下。
首先說明限定成分組成(化學成分)的原因。
C0.004～0.02％C與Nb形成的碳化物要影響到材料的強度和面板成形時低畸變區的應變傳遞，使強度上升和提高成形性能。C含量小於0.0040％沒有效果，而超過了0.01％的話，強度和和低畸變區中應變得到充分傳遞，延展性降低，成形性能惡化。因此把C含量定為0.004～0.02％。
Si≤1％Si是保證強度的有效元素，加入Si量超過1.0％的話，合金化處理性能、表面性狀顯著惡化，所以Si含量定為1.0％以下。
Mn0.1～1.0％Mn使鋼中的S以MnS的形式析出，具有可以防止板坯熱軋的開裂的作用，是鋼中不可缺少的元素，為了使S析出固定，需要含S量在0.1％以上。此外Mn也是不劣化鍍層的附著性而使鋼固溶強化的元素，但Mn含量超過1.0％的話，導致屈服強度過高造成低畸變區的n值降低，這是不希望出現的情況。因此Mn含量定為0.1～1.0％。
P0.01～0.07％P是強化鋼的有效元素，此效果在加入0.01％以上表現出來。可是加入P的量超過0.07％的話，引起鍍鋅時的合金化處理性能惡化，鍍層附著性不好，以及產生由此引起的波浪的面板外觀不良的問題。所以把P含量定為0.01～0.07％。
S≤0.02％S在鋼中以MnS形式存在，含量過多會導致延展性惡化，衝壓成形性能降低。使用中不產生成形性能不合的S含量為0.02％以下。因此規定S含量在0.02％以下。
sol.Al0.01～0.1％
Al使鋼中的N以AlN形式析出，是為了去除固溶C，需要添加0.01％以上的Al。sol.Al含量不足0.01％不能充分得到上述效果，sol.Al含量超過0.1％的情況下，固溶的Al會導致延展性降低。所以添加量定為0.01～0.1％範圍。
N≤0.004％N以AlN形式析出變得無害，在上述sol.Al含量下限的情況下，要使所有的N以AlN形式析出，必須使N含量要在0.004％以下。因此規定N含量在0.004％以下。
Nb0.01～0.14％Nb與C結合形成微細的碳化物，會影響到基體材料的強度和面板成形時的低畸變區應變的傳遞，提高成形性能、面畸變性能。可是Nb含量低於0.01％沒有效果，超過0.14％的話導致屈服強度提高、低畸變區應變不能充分傳遞，延展性下降，成形性能惡化。因此規定Nb含量定在0.01～0.14％範圍。
作為此發明的特徵，由於材料的低畸變區應變傳遞大，與衝頭底部接觸的材料中在寬範圍上發生的畸變量增加，提高了脹形的成形性能。其中研究上述影響成形性能主要因素的結果，可以認為10％以下畸變量的區域為低畸變區。在本發明中單向拉伸公稱畸變10％以下區域的n值，從成形性能的觀點看是求出的必要的值。其結果為使n值在0.21以上，脹形成形性能能顯著提高。10％以下變形的n值可以用公稱應變1％和10％兩點法的n值。
本發明的鋼是以汽車外板等表面要求嚴格的材料為對象的，嚴格的衝壓成形後也要保持優良的表面性狀。對確保高的脹形的成形性能，而且要防止衝壓後表面粗糙的條件進行了各種研究。在此過程中發現，根據屈服應力的大小要使晶粒細化。把研究的結果匯總為(31)式，通過使晶粒細化，滿足此式的要求，能成功防止衝壓後表面粗糙。因此在本發明中屈服強度YP[MPa]和鐵素體晶粒平均直徑D[μm]控制為滿足(31)式。
實施方案5-2的高強度薄鋼板特徵是在實施方案5-1的高強度薄鋼板中的化學成分改為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si≤1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.14％、Ti0.05％以下，其餘為鐵。
此發明是在實施方案5-1的化學成分中，再添加Ti，使熱軋鋼板的組織細化。Ti形成碳氮化物，通過使熱軋鋼板組織細化，改善成形性能。可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，不能得到充分的效果。因此把Ti含量定為0.05％以下。
實施方案5-3的高強度薄鋼板特徵是在第1個發明的高強度薄鋼板中化學成分改為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si≤1.0％、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S≤0.02％、sol.Al0.01～0.1％、N≤0.004％、Nb0.01～0.14％、B0.002％以下，其餘為鐵。
實施方案5-3是在上述發明的化學成分中再添加B，改善耐二次加工脆性。B可強化晶界，加入量超過0.002％的情況下，成形性能顯著降低。因此B含量的上限規定為0.002％。
實施方案5-4的高強度薄鋼板特徵是在實施方案5-1中化學成分定為以質量％表示C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下、Ti0.05％以下、B0.002％以下，其餘為鐵和不可避免的夾雜物。
實施方案5-4是為了進一步改善成形性能和提高耐二次加工脆性，在實施方案5-1基礎上複合加入了Ti和B。其結果Ti形成碳氮化物，使熱軋鋼板的組織細化，改善成形性能，B使晶界強化，改善耐二次加工脆性。可是加入Ti的量超過0.05％的情況下，析出物粗大，加入B的量超過0.002％的情況下，成形性能大幅度降低。因此把Ti的上限定為0.05％，B的上限定為0.002％。
實施方案5-5的高強度薄鋼板特徵是在實施方案5-1至實施方案5-4的高強度鋼板中，在這些化學成分中再加入以質量％表示，Cr.1.0％以下、Mo1.0％以下、Ni1.0％以下、Cu1.0％以下中的任一種或兩種以上。
實施方案5-5是在上述發明的化學成分中進而加入Cr、Mo、Ni、Cu中的一種以上，以獲得更高強度鋼板。下面說明限定各元素的理由。
Cr1.0％以下Cr是為了提高強度而加入的，加入量超過1.0％的話使成形性能降低。所有規定Cr含量的上限為1.0％。
Mo1.0％以下Mo保證強度的有效元素，加入量超過1.0％的話，熱軋時延緩γ區(奧氏體區)的再結晶，使軋制負荷增加。因此規定Mo含量的上限為1.0％。
Ni1.0％以下Ni超過1.0％的話，相變點大幅度降低，熱軋時容易出現低溫相。因此規定Ni含量的上限為1.0％。
Cu1.0％以下Cu是作為固溶強化元素加入是有效的，超過1.0％的話，熱軋時形成低熔點相，容易產生表面缺陷。因此規定Cu含量的上限為1.0％。此外希望Cu與Ni一起加入。
實施方案5-6是具有優良脹形成形性能和表面粗糙度的高強度鍍鋅鋼板其特徵是在實施方案5-1至實施方案5-5的鋼板表面帶有鋅系鍍膜。
實施方案5-6通過在上述發明的鋼板表面上再形成鋅系鍍膜，提高鋼板的耐蝕性能。其中施鍍的方法沒有特別的限定，可以採用熱鍍鋅、電鍍鋅、其他的施鍍方法。
在這些方法中所謂的「其餘為鐵」是指不影響本發明的作用和效果含有的不可避免的夾雜物及其他微量元素，也屬於本發明的範圍。
實施發明時，可以調整上述的化學成分，部分的化學成分還可利用下述的做法，可分別提高各種特性。
對於C通過適當控制析出物的形態和分布，要獲得優良的成形性能和所期望的綜合性能，把C的加入量控制在0.0050～0.0080％的範圍，最好控制在0.0050～0.0074％的範圍。
對於Si要提高表面性狀、施鍍附著性，希望Si控制在0.7％以下。
對於Nb要提高在低畸變區的n值，希望把Nb的加入量控制在＞0.035％，為了改善成形性能和綜合性能，希望Nb≥0.08％。但是考慮成本的情況下，Nb的上限希望定≤0.14％。
用Nb提高低畸變區n值的原因不是很清楚，用電子顯微鏡觀察時得到以下見解。適當控制Nb、C含量情況下，在晶內有大量NbC析出，在晶界附近形成不存在析出物的析出物枯竭帶(PFZ)，由於此PFZ析出物枯竭，與晶內相比強度低，在低應力水平下可以發生塑性變形，推測在低應變區能夠得到高的n值。這是控制Nb、C原子當量比為適當的值的結果，研究的結果看出，規定Nb/C(原子當量比)在1.3～2.5範圍，而更希望的是n值得到提高。
加入Ti的情況下，從熱鍍鋅的表面性狀的觀點來看，Ti要低於0.02％，為了得到必要的晶粒細化效果，希望Ti加入量在0.005％以上。
如前所述，本發明的鋼即使不加B也能有優良的耐二次加工脆性，在加B的情況下，為了儘量抑制成形性能的降低，希望規定B含量在0.0001～0.001％範圍。
製造方法用冶煉上述成分調整的鋼製造熱軋鋼板，用冷軋和退火製造冷軋鋼板。根據需要可以在其表面鍍鋅，製造鍍鋅鋼板。關於製造方法也可以如下所述。
例如，為了確保薄規格的熱軋的精軋溫度，熱軋中也可以用型材加熱器進而加熱。從熱軋鋼板用酸洗去除氧化鐵皮的性能和材質的穩定性的觀點來看，希望在680℃以下卷取。在供連續退火用的情況下，希望卷取溫度的下限為600℃，在供箱式退火用的情況下，希望卷取溫度下限為540℃。
在熱軋鋼板表面的去除氧化鐵皮中，為了使外板具有良好的適應性，希望不僅使一次氧化鐵皮，熱軋時生成的二次氧化鐵皮也要充分去除。熱軋鋼板去除氧化鐵皮後在冷軋時，為了使外板具有必要的深衝性能，希望冷軋壓下率要在50％以上。
用連續退火進行冷軋鋼板退火時，希望退火溫度為780～880℃。用箱式退火方式進行退火時，由於箱式退火均熱時間長，在680℃以上能得到均勻的再結晶組織，希望退火溫度的上限為750℃。退火後的冷軋鋼板可以用熱鍍鋅或電鍍鋅的方法鍍鋅。此外也可以在施鍍後進行有機膜處理。
對本發明鋼板規定的拉伸特性、成分組成進行詳細說明。
圖13為表示汽車實際零部件的前翼子板模型成形件上破壞危險部位附近的等效應變分布示例的圖示。圖8表示此成形件的概況。從圖13可以看出，側壁部位的衝頭肩部和模具肩部附近發生的畸變量大，上升到0.3左右，而在衝頭底部產生的畸變小到0.10以下。
因材料低畸變區的應變傳遞大，與衝頭底部接觸的材料上在寬範圍發生的畸變量增加，脹形成形性能提高。從塑性變形理論可以知道，應變傳遞隨材料的加工硬化(n值)的升高而變大。
由於10％以下的低畸變區的應變傳遞大，10％以下變形的n值要提高。使單向拉伸的公稱畸變1％和10％的兩點法的n值在0.21以上，脹形成形性能顯著提高。為了改善脹形的成形性能，希望公稱畸變1％和10％的兩點法的n值在0.214以上。單向拉伸使用JIS5號試驗。
為了得到本發明中更優良的表面性狀，防止衝壓後表面粗糙，希望把屈服強度YP[MPa]和鐵素體平均晶粒直徑d[μm]的關係式(31)表示成下述(31′)式。
YP≤-60×d+750………………(31′)實施例1採用表10所示的化學成分進行以下的試驗。冶煉序號No.1～10的鋼後，用連續鑄造方法製成板坯。把板坯加熱到1200℃後，在精軋溫度880～940℃、卷取溫度540～560℃(對面向箱式退火而言)、600～660℃(對面向連續退火、連續退火+熱鍍鋅而言)進行熱軋，軋成板厚2.8mm的熱軋鋼板，酸洗後進行壓下率50～85％的冷軋。
然後進行連續退火(退火溫度800～860℃)、箱式退火(退火溫度680～740℃)或連續退火+熱鍍鋅(退火溫度800～860℃)的任一項處理。連續退火+熱鍍鋅中在退火後在460℃進行熱鍍鋅處理，立即在在線合金化處理爐中在500℃下進行鍍層合金化處理。退火或退火+熱鍍鋅後的鋼板以壓下率0.7％進行平整。
測定了這些鋼板的力學性能、晶粒直徑。拉伸試驗用在L方向製取的JIS5號拉伸試樣。用上述鋼板進行前翼子板成形，研究了臨界破壞的緩衝力，同時調查了衝壓成形後是否產生表面粗糙的情況。
進行了二次加工脆化轉變溫度的測定。從鋼板中衝出直徑105mm的板，作為一次加工深衝成杯狀(深衝係數2.1)，進行切邊加工成杯的高度35mm。然後把得到的杯形試樣浸在各種冷的介質中(酒精等)溫度穩定後，作為二次加工用圓錐的衝頭對杯的端部擴展加工，破壞的形態從韌性破壞轉變成脆性破壞的溫度作為二次加工脆化轉變溫度。以上的試驗結果示於表11。
表11中表示如下。
n值1-10％應變下的值、CAL連續退火、BAF箱式退火、CGL連續退火+熱鍍鋅。
本發明的鋼No.1～8臨界破壞緩衝力高達65ton以上，顯示出優良的脹形性能。另一方面，對比用鋼No.9～12低應變區的n值小，在45ton以下的低緩衝力下發生破壞。此外對比用鋼No.9～12晶粒直徑大，確認衝壓成形後表面粗糙。
本發明示例鋼No.1～8具有細小的晶粒而且最適宜的析出物形態的組織，都顯示出非常好的耐二次加工脆性。本發明的鋼具有優良的加工性能，優良的特製坯料性能、疲勞性能，在鍍鋅材中具有非常良好的表面性狀。證明特別是對汽車外板用鋼具有非常好的綜合性能。實施例2圖15中是對上述表11所示的序號No.3材料(本發明示例)和No.10材料(對比示例)進行了模型成形試驗。在緩衝力40ton的條件下，測定了圖14的前翼子板成形時破壞危險部位附近的畸變分布。試驗結果示於圖15。
本發明示例(No.3、圖中●標記)與對比示例(No.10、圖中○標記)相比，在衝頭底部產生的畸變量大，抑制了側壁產生畸變。因此可以看出本發明示例的鋼板相對於破壞是有利的。
表10

表11

權利要求
1.薄鋼板其具有晶粒度10級以上的鐵素體晶粒和鐵素體晶界的鐵素體相；上述鐵素體相中含有Nb系析出物和Ti系析出物中至少一種析出物；上述鐵素體晶粒具有在晶界附近析出物密度低的低密度區；上述低密度區具有鐵素體晶粒中間部位析出物密度的60％以下的析出物密度。
2.如權利要求1所述的薄鋼板，其中上述的低密度區為距鐵素體晶界0.2μm以上2.4μm以下的範圍。
3.如權利要求1所述的薄鋼板，其中還具有10MPa以下的BH量。
4.如權利要求1所述的薄鋼板，其中含有上述薄鋼板實際的化學成分為以質量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下、含有Nb0.01～0.4％、Ti0.005～0.3％中的至少一種其餘為鐵。
5.如權利要求4所述的薄鋼板，其中C含量為0.005～0.01％。
6.如權利要求4所述的薄鋼板，其中Nb含量為0.04～0.14％。
7.如權利要求4所述的薄鋼板，其中Nb含量為0.07～0.14％。
8.如權利要求4所述的薄鋼板，其中Ti含量為0.005～0.05％。
9.如權利要求1所述的薄鋼板，其中含有上述薄鋼板實際的化學成分為以質量％表示含有C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下、B0.002％以下，以及含有Nb0.01～0.4％、Ti0.005～0.3％中至少一種，其餘為鐵。
10.如權利要求9所述的薄鋼板，其中B含量為0.001％以下。
11.權利要求1所述的薄鋼板的製造方法，其是由以下工序組成把化學成分為以質量％表示C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下，以及含有Nb0.01～0.4％、Ti0.005～0.3％中至少一種，其餘為鐵的板坯進行熱軋，製造熱軋鋼板的工序、把上述熱軋鋼板以10℃/sec以上的冷卻速度至少冷卻到750℃以下的冷卻工序、把冷卻後的熱軋鋼板卷取的工序、把卷取的熱軋鋼板冷軋成冷軋鋼板的工序、把上述冷軋鋼板退火的工序。
12.如權利要求11所述的薄鋼板的製造方法，其中上述板坯實際的化學成分為以質量％表示含有C0.002～0.02％、Si1％以下、Mn3％以下、P0.1％以下、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.007％以下、B0.002％以下，含有以及Nb0.01～0.4％、Ti0.005～0.3％中至少一種，其餘為鐵。
13.如權利要求11所述的薄鋼板的製造方法，其中卷取的熱軋鋼板的鐵素體晶粒度號為11.2以上。
14.如權利要求11所述的薄鋼板的製造方法，其中熱軋鋼板卷取工序是在500～700℃溫度下卷取熱軋鋼板。
15.如權利要求11所述的薄鋼板的製造方法，其中把熱軋鋼板進行冷軋的工序最大以85％的冷軋壓下率進行冷軋。
16.如權利要求11所述的薄鋼板的製造方法，其中把冷軋鋼板進行退火的工序是在再結晶溫度以上、900℃以下的溫度進行連續退火。
17.由以下成分組成的薄鋼板，以質量％表示含有C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.2％以下，其餘為鐵。Nb含量要滿足下式。(12/93)×Nb*/C≥1.0其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質量％)屈服強度和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下式。YP≤-120×d+1280其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
18.如權利要求17所述的薄鋼板，其中單向拉伸試驗10％以下變形的n值滿足下式。n值≥-0.00029×TS+0.313其中TS表示抗拉強度[MPa]。
19.如權利要求17所述的薄鋼板，其中C含量為0.005～0.008％。
20.如權利要求17所述的薄鋼板，其中Nb含量為0.08～0.14％。
21.如權利要求17所述的薄鋼板，其中還含有0.05％以下的Ti。
22.如權利要求17所述的薄鋼板，其中還含有0.002％以下的B。
23.如權利要求17所述的薄鋼板，其中還含有0.05％以下的Ti和0.002％以下的B。
24.如權利要求17所述的薄鋼板，其中還含有1.0％以下的Cr、1.0％以下的Mo、1.0％以下的Ni、1.0％以下的Cu中至少一種。
25.如權利要求17所述的薄鋼板，在上述薄鋼板表面上有鋅系鍍層。
26.薄鋼板的製造方法，其中由以下工序組成把化學成分為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.7～3.0％、P0.02～0.15％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.035～0.2％，其餘為鐵的板坯在Ar3相變點以上的精軋溫度下進行熱軋的工序、把熱軋後的熱軋鋼板在500～700℃溫度下卷取的工序、把卷取了的鋼板冷軋的工序、把冷軋鋼板退火的工序。
27.如權利要求26所述的薄鋼板的製造方法，其中還具有把退火後的鋼板進行鍍鋅處理的工序。
28.如權利要求26所述的薄鋼板的製造方法，其中上述板坯還含有0.05％以下的Ti。
29.如權利要求26所述的薄鋼板的製造方法，其中上述板坯還含有0.002％以下的B。
30.如權利要求26所述的薄鋼板的製造方法，其中上述板坯還含有0.05％以下的Ti和0.002％以下的B。
31.由以下成分組成的薄鋼板，其中以質量％表示含有C0.0040～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.15％以下，其餘為鐵。Nb含量要滿足下式。(12/93)×Nb*/C≥1.2其中Nb*＝Nb-(93/14)×NC、N、Nb分別為元素的含量(質量％)屈服強度和鐵素體平均晶粒直徑要滿足下式。YP≤-60×d+770其中YP表示屈服強度[MPa]，d表示鐵素體平均晶粒直徑[μm]。
32.如權利要求31所述的薄鋼板，其中C含量為0.005～0.008％。
33.如權利要求31所述的薄鋼板，其中Nb含量為0.08～0.14％。
34.如權利要求31所述的薄鋼板，其中單向拉伸試驗10％以下變形的n值為0.21以上。
35.如權利要求31所述的薄鋼板，其中還含有0.05％以下的Ti。
36.如權利要求31所述的薄鋼板，其中還含有0.002％以下的B。
37.如權利要求31所述的薄鋼板，其中還含有0.05％以下的Ti和0.002％以下的B。
38.如權利要求31所述的薄鋼板，其中還含有1.0％以下的Cr、1.0％以下的Mo、1.0％以下的Ni、1.0％以下的Cu中至少一種。
39.如權利要求31所述的薄鋼板，其中在上述薄鋼板表面上有鋅系鍍層。
40.薄鋼板的製造方法，其中由以下工序組成把化學成分為以質量％表示C0.004～0.02％、Si1.0％以下、Mn0.1～1.0％、P0.01～0.07％、S0.02％以下、sol.Al0.01～0.1％、N0.004％以下、Nb0.035～0.15％，其餘為鐵的板坯在Ar3相變點以上的精軋溫度下進行熱軋的工序、把熱軋後的熱軋鋼板在500～700℃溫度下卷取的工序、把卷取的熱軋鋼板進行冷軋的工序、把冷軋鋼板退火的工序。
41.如權利要求40所述的薄鋼板製造方法，其中把退火後的鋼板進行鍍鋅處理的工序。
全文摘要
薄鋼板具有晶粒度10級以上的鐵素體晶粒和鐵素體晶界的鐵素體相,上述鐵素體相中含有Nb系析出物和Ti系析出物中至少一種析出物。上述鐵素體晶粒具有在晶界附近析出物密度低的低密度區,上述低密度區具有鐵素體晶粒中間部位析出物密度的60%以下的析出物密度。上述薄鋼板實際的組成為:以質量%表示C:0.002～0.02%、Si:1%以下、Mn:3%以下、P:0.1%以下、S:0.02%以下、sol.Al:0.01～0.1%、N:0.007%以下,以及含有Nb:0.01～0.4%、Ti:0.005～0.3%中至少一種,其餘為鐵。
文檔編號C21D8/04GK1383459SQ01801749
公開日2002年12月4日 申請日期2001年6月19日 優先權日2000年6月20日
發明者中島勝己, 藤田毅, 佔部俊明, 山崎雄司, 北野總人 申請人:日本鋼管株式會社