专利名称：具有高强度和烘焙硬化性的冷轧钢板和热浸钢板及其制备方法
技术领域：
本发明涉及用于车体的可烘焙硬化的冷轧钢板、采用该冷轧钢板制得的热浸钢板及其制备方法。具体地，本发明涉及具有良好烘焙硬化性、室温下耐老化性、和二次操作耐脆化性的可烘焙硬化的冷轧钢板、采用该冷轧钢板制得的热浸钢板及其制备方法。
背景技术：
作为车体的外板(exterior plates)，可烘焙硬化的冷轧钢板通常具有390Mpa的拉伸强度，而且由于其屈服强度(yield strength)与低碳钢大致相同因而在压制成形(press forming)时呈现良好的延展性(ductility)。此外，可烘焙(bake)硬化的冷轧钢板具有一个特性，即其屈服强度会由于压制成形后的漆层烘焙或涂层处理而增强。
关于可烘焙硬化的冷轧钢板，主要采用的钢板是通过对低碳、添加磷、脱铝(Al-killed)以及烘焙硬化值在40～50Mpa的钢进行间歇(batch)退火而制得的。
然而，在通过间歇退火生产可烘焙硬化的冷轧钢板时，尽管可以轻松保证成形性和烘焙硬化性二者兼容，但是存在产率降低的问题。
为了提高间歇退火法的产率，开发了对低碳、添加磷、脱铝钢持续退火来生产可烘焙硬化的冷轧钢板的方法。
然而，在通过持续退火法生产可烘焙硬化的冷轧钢板时，尽管烘焙硬化性由于该方法中相对较快的冷却速率因而可以轻松保证，却由于加热迅速以及退火时间短而存在成形性变差的问题。
因此，由持续退火制得的可烘焙硬化的冷轧钢板限制性地应用于对成形性无要求的车辆外板。
近来，随着钢生产工艺的迅速进步，使得对钢中的溶质元素的量进行优化具有可行性。
因此，可以通过在脱Al钢中加入易于形成碳化氮的元素例如Ti或Nb来生产成形性提高的可烘焙硬化的冷轧钢板。这样，由于通过持续退火法生产的可烘焙硬化的冷轧钢板的成形性得到提高，所以可烘焙硬化的冷轧钢板逐渐应用于对耐冲击性有所要求的车辆外板。
日本尚未审查的专利公开号(Sho)61-26757公开了一种碳含量极低的可烘焙硬化的冷轧钢板，其包括0.0005～0.015wt％的C；0.05wt％或更少的S+N；以及Ti和Nb或其组合。
日本尚未审查的专利公开号(Sho)57-89437公开了一种可烘焙硬化的冷轧钢板，其采用包括0.010wt％或更少的C、烘焙硬化值为约40Mpa的添加Ti的钢。
通过适当控制加入Ti和Nb的量或退火过程中的冷却速率来适当控制钢中的溶质元素的量，上述公开文献的方法赋予了钢板烘焙硬化性同时防止钢板在其它性能方面的退化。
但是，根据公开文献，由于在生产过程中为了确保适度的烘焙硬化性而必须严格控制Ti、N和S的量，因此存在生产成本提高的问题。
另一方面，美国专利5,556,485和5,656,102公开了采用Ti-V基超低碳钢(ultra low carbon steel)生产可烘焙硬化的冷轧钢板的方法，所述超低碳钢包括0.0005～0.1wt％的C；0～2.5wt％的Mn；0～0.5wt％的Al；0～0.04wt％的N；0～0.5wt％的Ti；和0.005～0.6％的V。
在这些公开文献中，尽管V可以产生例如为VC的碳化物，但是由于其再熔(re-melting)温度过低从而无法充分提升成形性，因此加入了约0.02wt％或更多的Ti以提高成形性。
这样，在美国专利5,556,485和5,656,102中，存在由于粗晶粒(coarsegrain)而引起的耐老化性方面的问题、以及加入大量Ti而引起的生产成本增加的问题。
同时，日本尚未审查的专利公开号(Hei)5-93502公开了通过加入Sn提高烘焙硬化性的方法，日本尚未审查的专利公开号(Hei)9-249936公开了通过加入V和Nb来降低晶粒边界的应力集中性(stress concentration)以增强钢的延展性的方法。
此外，日本尚未审查的专利公开号(Hei)8-49038公开了通过加入Zr提高成形性的方法，日本尚未审查的专利公开号(Hei)7-278654公开了通过加入Cr来提高强度同时使得操作硬化指数(work hardening index)(N-值)的退化最小化以加强成形性的方法。
然而，这些方法仅设计成通过加入合金元素来提高烘焙硬化性或成形性，而不会同时提高烘焙硬化性、耐老化性、和二次操作耐脆化性(secondary work em-brittlement resistance)。
在上述公开文献的方法中，尽管硼作为已知的提高二次操作耐脆化性的元素以5ppm的量加入钢，但是由于过量的P的存在使得其提高二次操作耐脆化性的能力受到限制。
进一步地，如果将B过量地加入钢以提高二次操作耐脆化性，则过量的B会导致性能退化，因此加入钢的B的量受到限制。
相应地，由于延展-脆化转换温度(ductility-brittleness transitiontemperature)(DBTT)必须为-20℃或更高以防止二次操作脆化，因此现有技术中需要在烘焙硬化钢中加入B以外的其它组分，并考察新的生产条件。
另一方面，为了延长车辆部件的使用期限，需要增强耐蚀性。
为此，钢板通常经过电镀或热浸。
尽管电镀钢板具有良好的电镀性能和优良的耐蚀性，但相对于热浸钢板来说电镀钢板非常昂贵，因此车辆中通常使用热浸钢板。
相应地，为了提高热浸钢板的耐蚀性，对热浸工艺和热浸钢板的研究持续进行，而热浸钢板的使用度也增加了。
发明的公开技术问题因此，有鉴于上述问题而进行本发明，且本发明的目的在于通过加入少量的Nb以及Al、Mo和B，同时适当控制Nb/C的比例和晶粒尺寸，提供一种具有烘焙硬化性、耐老化性、二次操作耐脆化性的可烘焙硬化的高强度冷轧钢板，以及采用该冷轧钢板制得的热浸钢板及其制备方法。
技术方案根据本发明的一个方面，上述和其它目的通过以下方法实现通过钢的热轧、冷轧和持续退火提供一种可烘焙硬化的高强度冷轧钢板，以重量百分数计，所述钢板包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0～0.003％的Ti；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有热轧所述钢时形成的AlN微细沉淀，且晶粒尺寸为9或更高(ASTM标准号)，该AlN微细沉淀的尺寸在该钢板退火过程中起到抑制晶粒生长的阻碍作用。
本发明的另一个方面提供一种热浸钢板，所述热浸钢板通过钢的热轧、冷轧、持续退火和热浸而制得，以重量百分数计，所述钢板包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0～0.003％的Ti；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有热轧所述钢时形成的AlN微细沉淀，且晶粒尺寸为9或更高(ASTM标准号)，该AlN微细沉淀的尺寸在该钢板退火过程中起到抑制晶粒生长的阻碍作用。
本发明的再一方面提供一种生产可烘焙硬化的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤将钢块加热1200℃或以上后通过在Ar3转化温度或更高的温度下进行精轧(finish rolling)来热轧钢块(slab)，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.01％的C、0.1％或更少的Si、0.2～1.5％的Mn、0.05～0.15％的P、0.01％或更少的S、0.08～0.5％的可溶Al、0.0025％或更少的N、0.003～0.1％的Nb、0～0.003％的Ti、0.01～0.4％的Mo、0.0005～0.005％的B、以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，且Nb/C的比例为0.3～0.7；将所述热轧钢板进行卷绕；对所述热轧钢板进行冷轧；以及对所述冷轧钢板进行持续退火。
本发明的再有一个方面提供一种生产热浸钢板的方法，所述方法包括以下步骤将钢块加热1200℃或以上后在Ar3转化温度或更高的温度下进行精轧以热轧钢块进行，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.01％的C、0.1％或更少的Si、0.2～1.5％的Mn、0.05～0.15％的P、0.01％或更少的S、0.08～0.5％的可溶Al、0.0025％或更少的N、0.003～0.1％的Nb、0～0.003％的Ti、0.01～0.4％的Mo、0.0005～0.005％的B、以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，且Nb/C的比例为0.3～0.7；将所述热轧钢板进行卷绕(coiling)；对所述热轧钢板进行冷轧；对所述冷轧钢板进行持续退火；对所述退火钢板进行热浸；以及对所述热浸钢板进行表面光轧(temper rolling)。
附图简要说明本发明的上述及其它目的、特征和其它优点可以通过下述详细描述并结合附图而更加清楚地进行理解，其中
图1为示出晶粒尺寸对烘焙硬化值和老化指数的影响的图表；图2为示出Al含量对机械性能影响的图表；图3为示出Mo含量对烘焙硬化值和老化指数的影响的图表；图4为退火后本发明8号钢的微结构的显微图；图5为示出本发明的8号钢、6号对比钢和现有技术的钢中拉伸比(drawingratio)对DBTT的影响的图表；图6为示出本发明的8号钢老化前后的应力一应变曲线的图表；以及图7为示出本发明的钢的Nb/C比对烘焙硬化值和老化指数的影响的图表。
实行发明的最佳实施例现详细描述本发明的优选实施方式。
可烘焙硬化(bake-hardenable)的冷轧钢板的要求包括高烘焙硬化值(high bake hardening value)、室温下低的老化指数(aging index)、以及优良的二次操作耐脆化性(secondary work embrittlement resistance)。
烘焙硬化或自然老化是在作为溶质元素(solute elements)存在于钢中的填隙元素(interstitial elements)特别是氮或碳固定在(fix)变形时产生的断层(dislocations)中时发生的现象。当钢中的溶质氮和碳的含量增加时，烘焙硬化值也增加，同时由于溶质元素过量而自然老化，从而导致成形性变差。因此，将钢中溶质氮和碳的数量进行最优化是非常重要的。
由于氮相对于碳在钢中具有更高的扩散速度，因此氮而不是碳影响自然老化。
故此，降低溶质氮的量以确保优良的耐老化性。
关于减少钢中溶质氮的方法，现有技术已知通过尽可能多地降低氮的含量或是通过在钢中加入Ti和Al(形成氮化物的元素)将钢中的氮以TiN和AlN的形式尽可能多地沉淀，从而降低钢中的溶质氮的量。
关于溶质碳，如果溶质碳的含量过度降低，则耐老化性就会增强，但同时烘焙硬化性(bake hardenability)退化(deteriorate)。另一方面，如果溶质碳的含量过度增加，则烘焙硬化性就增强了，但是耐老化性退化了。
因此，为了同时确保优良的耐老化性和烘焙硬化性，必须适当控制碳中的溶质碳的量。
关于控制钢中的溶质碳的量的方法，已知通过控制钢中的碳的量或是通过向钢中加入Ti或Nb(碳化物形成元素)将钢中的碳以TiC、Ti4C2S2和NbC形式尽可能多地沉淀碳。
根据本发明，为了使得溶质碳在钢中的含量适当，需要控制Nb/C比。
此外，就溶质碳而言，即使其含量相同，烘焙老化性和耐老化性也会根据钢中的溶质碳的位置而呈现出不同，也即，根据溶质碳处于晶粒边界或是晶粒中而呈现出不同，这将在以下进行详细描述。
根据溶质碳在钢中的位置而对于烘焙硬化性和耐老化性具有不同影响的原因涉及到溶质碳的迁移率(mobility)。
当溶质碳处于晶粒中时，其可以相对自由地迁移，因此不仅影响烘焙硬化性还影响到耐老化性。
另一方面，由于处于晶粒边界(grain boundary)的溶质碳位于相对稳定的位置，因此对于低温老化的影响最小，但是在高温烘焙下，溶质碳被激活并影响烘焙硬化性。
这样，晶粒中的溶质碳同时影响耐老化性和烘焙硬化性，但是晶粒边界的溶质碳仅仅影响烘焙硬化性。
相应地，适当控制钢中的溶质碳的位置，也即，将溶质碳控制在晶粒边界的位置而不是在晶粒中，可以同时确保耐老化性和烘焙硬化性。
这样，为了同时保证优良的耐老化性和烘焙硬化性，重要的是要控制溶质碳在钢中的位置并且控制溶质碳在钢中的适当含量。
本发明的一个特征在于，适当控制钢中的溶质碳的含量及其在钢中的位置。
也即，根据本发明，适当控制碳和铌的含量以控制溶质碳的量，将晶粒控制为具有微细晶粒尺寸使得钢中的溶质碳尽可能都处于晶粒边界。
如上所述，当晶粒变细时，晶粒边界的面积进一步增加，钢中更多的溶质碳位于晶粒边界，从而同时确保了优良的耐老化性和烘焙硬化性。
作为发明人进行研究的结果之一，图1是示出晶粒尺寸和烘焙硬化性(BH)值和老化指数(AI)之间关系的图表。
如图1所示，当晶粒的ASTM号增加时，也即，晶粒变得更细时，相对于BH值来说AI值显著下降，导致BH值-AI逐渐增加。因此，从图1可以理解晶粒越细，AI增加越多。
根据图1所述的结果，发明人试图将退火钢板的晶粒限制在预定值以下，使得钢中处于晶粒边界的溶质碳尽量增多。
也即，从研究结果发明人理解，需要将晶粒控制在晶粒尺寸为9(ASTM号)或更大，使得烘焙硬化性的退化最小同时使得耐老化性最大。
本发明的另一个特征在于，通过在热轧时形成微细的AlN沉淀(precipitates)使得晶粒更加微细。
也即，根据本发明，在热轧时通过向钢中加入大量的Al形成AlN沉淀，AlN沉淀在对冷轧钢板退火时抑制晶粒的增长，从而使得晶粒更加微细。
这样，根据本发明，适当控制Al的含量使得热轧时形成微细的AlN沉淀。
另外，适当控制AlN沉淀的尺寸可以更加确保能得到微细的晶粒。
已知Al可作为烘焙硬化钢中的脱氧剂和/或作为通过粗(coarse)的AlN沉淀用以固定(fix)氮的添加组分。
这样的烘焙硬化钢是现有技术未知的其中通过适当控制Al的含量使得在热轧时Al和N结合形成微细的AlN沉淀，从而使得晶粒微细，使得钢中的溶质碳位于晶粒边界而不是位于晶粒中，因此同时保证优良的耐老化性和烘焙硬化性。
由于需要在耐老化性方面超过6个月或以上未呈现可检测的变化、同时具有高BH值，因此需要能够提高烘焙硬化性同时使得耐老化性最小化的技术。
在这个方面，发明人理解，Al是用于提供可烘焙硬化钢的非常有效的元素。
也即，当可溶性的铝以通常0.02～0.06％的范围添加到已经添加有Nb和Ti的钢中(如果有的话总量为0～30ppm)，此时在钢中形成AlN沉淀，并仅用于固定溶质氮。但是，当在钢中加入0.08％或以上的可溶性铝时，可以形成非常微细的AlN沉淀，AlN沉淀作为重结晶退火时抑制晶粒生长的阻碍物，使得钢的晶粒尺寸比添加Nb的现有的钢(含有根据现有方法添加的可溶性铝)的晶粒尺寸更小，从而提供加强的烘焙硬化性而不改变AI值。
当然，在添加Ti的钢中，在1300℃或以上的高温下，氮被沉淀为TiN沉淀，大部分沉淀是粗糙的，因此不会显著影响固溶体(solid solution)或晶粒微细化(grain refining)。
图2中，示出了热浸(hot-dipped)钢板的烘焙硬化(BH)值和老化指数(AI)随着可溶性铝的量的变化而变化的例子。
从图2中可知，随着Al的含量增加，BH的值也增加，但是AI仅仅有轻微的变化。
就烘焙硬化性而言，从图2可以理解可溶性铝的含量优选为0.08％或以上。
如上所述通过加入Al来分析烘焙硬化性的增强效果，根据该分析所得的一个结果，BH主要受到Ti，Nb和Al的含量的影响，由公式1可以理解BH＝50-(885×Ti)-(1589×Nb)+(62×Al)---(1)另外，根据本发明，适当选择热卷绕温度以便晶粒微细化。
如果热卷绕温度太高，即使控制了钢的组成(也即碳、可溶铝和铌的含量)，晶粒在卷绕过程中还是会变粗。结果，在重结晶退火(recrystallizationannealing)过程中发生晶粒粗化，使得晶粒具有的粒径为9(ASTM号)或以下，从而使得AI增加。相反，如果热卷绕温度下降一定程度，则室温下的耐老化性会增强，但是晶粒微细化过度，这可能导致屈服强度增加以及成形性的退化，并引起伸长率和r值下降。
本发明的另一个特征在于，通过加入适当的Mo使得二次操作耐脆化性增强。
通常，车辆部件通过重复压制(pressing)而成形得到所需形状。
二次操作脆化性表示在第一(primary)道工序后在第二道工序中形成的裂痕(crack)。
存在于钢的颗粒边界并减弱颗粒之间的连接力(coupling force)，由于(P)使得断裂(fractures)沿着颗粒边界形成的现象导致裂痕产生。
为了消除二次操作脆化，主要是要求钢中不添加。但是，是相对于强度增加而延长率下降最少的溶质元素，特别是，其优点在于价格低廉。
结果，为了使钢强化，尽管公认地P基本上是必须添加到钢中，最近的研究进展还是通过加入P以外的其它溶质元素以使钢强化，用以消除二次操作脆化同时伴随的生产成本的少许上升可以忽略不计。
但是，根据研究结果，预测P在可预见的未来还将继续被用作强化钢的元素。
关于在添加 的钢中提高二次操作脆化性能的方法，研究的进展是通过在钢中加入B或是使得溶质元素保留在钢中(例如可烘焙硬化的钢)，来增加相对P的位点竞争效应(site competition effect)或是晶粒边界的结合力(bonding force)，或是通过在热卷绕过程中降低卷绕温度至低于预定值，使得P的晶粒边界扩散最小化，从而防止二次操作脆性，但是目前的研究尚未提供解决这些问题的完美方案。
相应地，本发明采用Mo来进一步增强二次操作耐脆化性。
根据发明人的研究结果，发现由于Mo增强了晶粒边界的结合力，因此非常有利于提高二次操作耐脆化性。
此外，由于Mo对钢中的溶质元素具有亲和力(affinity)，因此在钢于室温下长时间储存时Mo能抑制溶质元素扩散(diffusion)而离位(dislocation)，从而增强耐老化性。
图3是示出对通过加入Mo来增强耐老化性效果进行分析而得到的结果的图表，从图3可知当Mo的含量增加，BH值无显著改变，但是AI下降，从而增强耐老化性。
根据对通过加入Mo来增强耐老化性效果进行分析而得到的结果，AI主要受到Ti，Nb和Mo的含量的影响，由公式2可以理解AI＝44-(423*Ti)-(2119*Nb)-(125*Mo)---(2)发明人推导得到各元素的最优组合，该组合可以利用Mo的性质并防止由于过量Mo的添加而导致性能退化。
另外，根据本发明，适当控制B的含量以增强二次操作耐脆化性。
同时，根据本发明，可以应用其它各种现有技术来增强二次操作耐脆化性，其中一个应用的例子是适当控制卷绕温度。
现详细描述本发明的钢的组成。
碳(C)C是用于对固溶体进行加强和烘焙硬化的元素。如果碳的含量过低，则钢的拉伸强度显著下降，由于钢中碳的绝对含量低无法保证足够的烘焙硬化效果，且由于溶质碳和P之间的位点竞争效应的消除使得二次操作耐脆化性也退化了。
因此，碳的含量优选0.0016％或以上，以确保碳添加的效应。
另一方面，如果碳的含量过高，由于钢中存在的过量溶质碳而无法保证室温下的耐老化性，在成形过程中发生拉伸变形(stretcher strain)，从而使得钢的成形性和延展性下降。故此，碳含量的上限设定为0.01％，优选0.0025％。
根据本发明，当碳含量处于0.0016～0.0025％的范围时，将碳含量控制到该范围的能力能够在95％或以上的水平在实践中实现。
硅(Si)Si是用于提高钢的强度的元素。但是，随着硅的含量增加，延展性退化显著，而且由于硅使得热浸能力下降，因此将硅的钢中添加量最小化是有利的。
故此，根据本发明，为了防止硅引起的性能(包括钢的涂 性能)退化，将硅的含量限制到0.1％或更小，特别是0.02％或更小。
锰(Mn)Mn是用于防止FeS形成而引起的热脆化的元素，它通过将钢中的硫完全沉淀为MnS并同时可以使得晶粒尺寸下降，既不降低延展性又能使得钢强化。
为了达到充分的锰添加效应，优选地加入0.2％的范围或以上的Mn。
同时，如果Mn的含量超过1.5％，在钢的强度迅速上升的同时由于固溶体强化而使得成形性退化。特别是，生产热浸钢板时，在退火工序中在钢板表面上形成大量的氧化物(例如MnO)和很多涂 缺陷(例如条纹图案)，从而使得包括涂附着力(coating adherence)在内的钢的性能退化了。
相应地，Mn的含量优选在0.2～1.5％的范围内，更优选地，在0.2～1.2％的范围内。
磷(P)P是取代性(substitutional)的合金元素，它能提供最高的固溶体加强效果，并在提高钢的强度的同时用于提高平面内(in-plane)的各向异性指数(anisotropy index)。
根据本发明人的研究结果，P使得热轧钢板的晶粒更细，从而用于在后续的退火工序中促进具有(111)平面的微结构形成，而该微结构对于提高平均r-值(塑性-各向异性指数(plasticity-anisotropy index))是有利的。特别是，发现了由于碳和磷之间的位点竞争效应，从烘焙硬化性来看P的量越大烘焙硬化性越高。
但是，磷含量的值增加导致晶粒边界的连接力减弱，从而使得二次操作耐脆化性退化。
相应地，需要将磷的含量限制在0.05～0.15％的范围，优选0.05～0.11％的范围。
硫(S)硫的含量优选为0.01％或更小的范围。
铝(Al)铝是本发明中视为重要元素的合金元素。
Al通常用于脱氧并固定钢中的溶质氮。但是，在本发明中，在热轧过程中Al与N结合在钢中形成AlN沉淀，从而抑制晶粒增长并因此促进退火工序中晶粒微细化，并因此提高耐老化性和烘焙硬化性。
对于添加Nb的可烘焙硬化钢，主要是通过NbC达到晶粒微细化。
但是，根据本发明，由于在退火工序中微细的AlN沉淀和NbC沉淀一起阻止晶粒增长，所以晶粒尺寸可以进一步减小，从而提供了优良的耐老化性和烘焙硬化性。
本发明中，需要设定Al的含量使得其在热轧过程中提供微细的AlN沉淀。
当Al的含量低于0.08％时，由于难以在热轧过程中提供微细AlN沉淀，需要将Al含量的下限限制到0.08％。
优选地，Al的含量超过0.1％，从而通过加入超过0.1％的Al而确保Al沉淀更加微细。
考虑到成形性、氧化内容物(oxidized inclusion)影响的表面性质以及生产成本，Al含量的上限优选为0.5％，更优选为0.12％。
AlN沉淀的尺寸应当足以作为在冷轧钢板退火过程中抑制晶粒增长的阻碍物，而且AlN沉淀的平均尺寸优选20μm(□)或更小。
如上所述当AlN沉淀的平均尺寸为20μm或更小时，得到更加微细的晶粒。
氮(N)氮在退火前后以溶质状态存在，而且使得钢的成形性退化。另外，由于氮的老化性高于其它填隙元素，需要采用Ti或Al来对氮进行固定。
在本发明中，在钢中加入适当量的Nb以及少量的Ti，加入过多的氮使得钢中产生溶质氮。
因此，氮的含量限制为0.0025％或更小。
钛(Ti)钛通常作为碳化物形成元素而加入到钢中，并在钢中形成例如为TiN的氮化物、例如为TiS或Ti4C2S2的硫化物、例如为TiC的碳化物。
但是，根据本发明，Ti并未添加到钢中，而且即使添加了Ti，考虑到钢的原材料中含有Ti，它可以将少量的氮从设备上固定到钢，以及在加工中固定到钢，Ti在钢中的添加量限制到0.003％或更少。
铌(Nb)铌和Al、Mo是本发明中非常重要的元素。
Nb是强效(intensive)碳化物形成元素，当NbC沉淀时固定钢中的碳。特别是，由于NbC的沉淀相比其它沉淀非常微细，因此它在重结晶退火过程中作为强效阻碍物以阻止(impede)晶粒生长，从而使得晶粒变得更加微细。
当晶粒的尺寸如上所述变小时，烘焙硬化性和二次操作耐脆化性增强了。
但是，为了增强烘焙硬化性，不仅对晶粒微细效果有要求，而且还对预定量溶质碳有要求。
相应地，根据本发明，通过NbC沉淀使得晶粒微细化，并且控制Nb的量以允许钢中保留预定量的溶质碳从而保证烘焙硬化性。Nb的含量优选为0.003～0.1％范围，更优选地为0.003～0.011％的范围。
NbC沉淀的尺寸要求为30nm或更小。
另外，为了更加合适地控制烘焙硬化性和室温下的耐老化性，不仅需要控制Nb的含量而且同时还需要控制Nb/C比例，根据本发明，需要将Nb/C比控制在0.3～0.7的范围。
当Nb/C比小于0.3时，由于钢中的溶质碳的绝对值少而使得烘焙硬化值下降；而当Nb/C比大于0.7，即使由于钢中的溶质碳的量增加而使得烘焙硬化值上升，但是老化指数也上升，从而使得室温下的耐老化性退化。相应地，需要将Nb/C比限制到0.3～0.7的范围。
钼(Mo)钼是本发明中另一种非常重要的元素。
Mo用于加强钢的强度或是形成在钢中溶质状态(solute state)的钼的碳化物。特别是，Mo用于提高钢中溶质状态的晶粒边界的结合力，从而防止由P引起的晶粒边界断裂，也即，增强了二次操作耐脆化性，并且利用与碳的亲和性抑制碳的扩散，从而增强耐老化性。
但是，加入过多的Mo会导致生产成本的增加。
因而，考虑到相对于生产成本的Mo添加效果，Mo的含量优选为0.01～0.4％的范围，更优选0.01～0.1％的范围。
硼(B)硼是填隙元素，位于钢的内部。B在晶粒边界处于溶质状态或是与氮结合形成BN氮化物。
由于B根据添加量对钢的性质产生显著的影响，因此需要精确控制添加量。
也即，当少量的B加入时，B在晶粒边界分离(segregate)，同时增强了二次操作耐脆化性。
但是，当B高于预定量加入钢时，钢的延展性会显著退化，同时强度加大，故此需要添加适当量的B。
因此，根据本发明，考虑到上述特性和通过添加B生产钢的能力，B的量优选为0.0005～0.005％的范围，更优选为0.0005～0.0015％的范围。
本发明的钢板中的晶粒尺寸必须为9A(ASTM号)或更高，同时要满足如上所述的组成。
故此，当钢板中的晶粒尺寸为9(ASTM号)或更高时，晶粒边界的溶质碳的量增加，从而使得烘焙硬化性进一步增强，同时在室温下保持优良的耐老化性。
另一方面，当钢板中的晶粒尺寸小于9(ASTM号)时，无法得到足够的烘焙硬化性效果。
本发明的钢板在晶粒边界而不是晶粒中含有更多的溶质碳。
本发明中，晶粒中溶质碳的优选量为3～6ppm。
另外，热轧过程中形成的AlN沉淀的尺寸优选20μm(□)或更小。
当AlN沉淀的尺寸为20μm时，晶粒变得更微细，使得烘焙硬化性进一步增强。
本发明的钢板具有优良的烘焙硬化性、耐老化性、二次操作耐脆化性、以及300Mpa或以上的拉伸强度。
现描述用于生产本发明的钢的方法的优选实施方式。
在生产具有如上所述组成的钢水(molten steel)后，通过持续铸造(cast)该钢水制得钢块，接着加热到1200℃或以上的温度。加热的钢块在Ar3转化温度或更高的温度下通过精轧(finish rolling)来进行热轧，优选紧邻(immediately)超过Ar3转化温度的900～950℃，从而提供热轧钢板。
将钢块加热到1200℃或以上的目的在于，在热轧前赋予钢板充分均化的奥氏体(austenite)结构。
也即，当钢块的温度低于1200℃，钢结构会具有混合的晶粒而不是均化奥氏体晶粒，从而导致钢的性质退化。
如果精热轧的温度过低，则头尾部分和热卷绕体的边缘会变成单相区域，从而增加了平面内的各向异性同时使得钢的成形性退化。如果精热轧的温度过高，在钢中形成非常粗的晶粒，使得在加工后钢板表面容易形成例如桔皮状的缺陷。
故此，精热轧温度必须根据上述的各个角度而确定。
同时，当热卷绕温度过高，由于退火后晶粒尺寸增加以致无法得到足够的晶粒微细效果，而且由于晶粒边界的磷分离增加而容易出现二次操作脆化。当热卷绕温度过低，由于晶粒微细效果而使得耐老化性和二次操作耐脆化性增强，但同时屈服强度增加过多且成形性下降。
故此，热卷绕温度必须根据上述的各个角度而确定。
根据本发明，热轧温度优选550～650℃，更优选地600～650℃。
当热轧钢板经过 蚀(acid pickling)，进行冷轧，从而制得冷轧钢板。
此时，减速比(reduction rate)优选70～80％。
减速比保持在70％或以上的目的在于，通过晶粒细化增强钢板的成形性(特别是r值)和耐老化性。
同时，当减速比大于80％时，发生晶粒细化，并由于减速比过高使得晶粒细化过度并且r值逐渐下降，导致材料硬化(harden)。
接着，冷轧钢板通过通常的方法进行持续退火。
本发明持续退火可以在约770～830℃下进行，且不受该条件的限制。
由于加入Nb的钢比加入Ti的钢具有更高的重结晶温度，而本发明提供的是加入Nb的钢，因此退火过程优选在770℃或以上的温度进行。
也即，当退火过程在低于770℃的温度进行时，屈服强度增加了，同时由于未重结晶的晶粒存在使得延长率和r值退化。
另一方面，当退火过程在高于830℃的温度进行时，成形性增加了。但是，此时由于晶粒尺寸(以ASTM号表征)小于9(所需的晶粒的ASTM号)，AI为30MPa或以上，耐老化性下降了。
在持续退火后，退火的冷轧钢板冷却到室温，接着进行热浸。或者，在进行持续退火的同时，冷轧钢板从持续退火温度冷却到热浸温度，接着进行热浸。
根据本发明，热浸不局限于特定的条件而以通常的方法进行。
热浸的温度通常为约450～500℃。
接着，热浸钢板进行表面光轧(temper roilling)。
此时，为了确保室温下的耐老化性和适当的烘焙硬化性而进行了表面光轧。该表面光轧比略高于通常的表面光轧，优选为1.2～1.5％的范围。
也即，该表面光轧比略高于通常的表面光轧的原因在于防止钢中的溶质碳引起的耐老化性的退化。
但是，当表面光轧的拉伸比过高时，虽然耐老化性增强了，但是发生了操作硬化(work hardening)，从而使得钢的性质退化。特别是，当采用本发明的钢板生产热浸钢板时，过度的表面光轧导致涂 (coating)附着力退化，从而使得涂 层剥离。
故此，表面光轧比必须根据室温下的耐老化性和涂 附着力而确定。
本发明参照实施例进行详细说明。
实施例1具有如表1所述的组成的钢块加热到1220℃，在920℃下进行加热精轧，以提供热轧钢板。
该热轧钢板按照表2所示的条件进行卷绕，并进行冷轧和退火。然后，退火的冷轧钢板在450℃进行热浸，接着以约1.5％的表面光轧比进行表面光轧。接着，测定烘焙硬化(BH)值、老化指数(AI)、晶粒尺寸(ASTM号)、AlN沉淀尺寸和延展性-脆性转换温度(DBTT)。结果如表2所示。
在表2中，在拉伸比(drawing ratio)为2.0的条件测定DBTT，用于评估二次操作脆化性。
关于本发明的8号钢，在将钢板退火后以放大200倍观测其微结构，观测结果如图4所示。
关于本发明的8号钢、对比试样6号钢以及现有技术的钢，研究了其DBTT的变化相应于牵引比的变化，所得结果示于图5。
此时，该现有技术的钢包括0.0019wt％的C；0.63wt％的Mn；0.056wt％的P；0.03wt％的可溶性Al；0.005wt％的Ti；0.006wt％的Nb，以及0.014wt％的N。
此外，测定本发明的8号钢在退火前后的拉伸强度，所得应力-应变曲线如图6所示。
在图6中，即时(as-received)曲线为在制得钢后立即测定拉伸强度的应力-应变曲线，180天老化曲线为将钢运输到泰国并储存6个月后测定拉伸强度的应力-应变曲线。
本发明的8号钢在运输到热带和储存在泰国时，本发明的8号钢在平均温度为32℃以及约70％的湿度下进行保存。
表1
表2
IS本发明的钢，CS对比例的钢，CT卷绕温度；AT退火温度如表2所示，可以理解本发明的1至10号钢的晶粒尺寸为9.8～12.5(ASTM号)，AlN沉淀的平均尺寸为20μm(□)或更小。
从图4可以理解，本发明的8号钢具有非常微细的晶粒，同时在整个微结构中具有非常均一的晶粒分布。
如表2所示，本发明的钢的晶粒非常微细，这是由于本发明的钢相对于对比例的钢含有较高含量的Al，使得本发明的钢中形成微细的AlN沉淀，并和NbC沉淀一起抑制重结晶退火时发生的晶粒生长。
由于上述晶粒微细效应，烘焙硬化值在38.1～58.4MPa的范围内，用于评估室温下耐老化性的AI在8.0～29.1MPa的范围。相应地，可以理解BH值和耐老化性之间平衡性非常良好。
同时，可见相对于较高的烘焙硬化值而言AI值相对较低，这除了基于AlN沉淀引起的晶粒微细效应以外，还基于加入Mo引起的钢中溶质碳的迟滞效应(retarding effect)。
另外，从二次操作脆化性来看，可见在拉伸比为2.0下的DBTT在-40℃～-70℃之间。
如图5所示，可见相对于对比例的6号钢和现有技术的钢，本发明的8号钢由于加入Mo使得晶粒间的连接力增加而具有优良的DBTT。
如图6所示，可见本发明的8号钢在高温下长期储存6个月或以上具有优良耐老化性。
因此，可以理解本发明的钢具有优良的烘焙硬化性和二次操作耐脆化性，而且在热带地区高温下长期储存6个月或以上并不会因为老化而性能变差。
同时，对比例1号钢的碳含量为0.0054wt％，高于本发明的0.0016～0.0025％的碳含量范围。尽管对比例1号钢具有优良的DBTT和非常高的BH值，但是其AI为30MPa，因此，可见其耐老化性大幅度退化。也即，尽管对比例1号钢中的晶粒尺寸为11.2(ASTM号)，且其具有非常微细的晶粒，能满足本发明对于晶粒尺寸的要求，但是钢中高含量的溶质碳使得对比例1号钢的耐老化性退化。
另外，对比例2号钢的可溶Al含量为0.04wt％，低于本发明的0.08～0.12％的铝含量范围，对比例2号钢还具有0.025％的Ti含量，高于本发明的Ti含量。对比例2号钢的晶粒大、BH值低和DBTT退化。
也即，对于对比例2号钢而言，它未得到由AlN沉淀带来的晶粒微细化效果，以及BH值的增强效果。此外，添加高含量的Ti使得大部分加入钢的碳沉淀为TiC，以致几乎未赋予钢烘焙硬化性，而且钢中溶质碳的减少也导致C和P之间的位点竞争效应下降，从而使得DBTT退化。
对比例3号钢与本发明的组成一致，不同在于碳含量为0.0012wt％，低于本发明的碳含量。
可见，由于钢中碳的绝对含量下降，对比例3号钢的晶粒粗、BH值和AI低、20℃的DBTT退化。
对比例4号钢具有的可溶Al含量低于本发明，而Nb含量高于本发明。
对于对比例4号钢而言，它未得到由Al带来的晶粒微细化效果，以及BH值的增强效果。此外，尽管对比例4号钢的晶粒尺寸为9.1(ASTM号)，满足本发明的晶粒尺寸要求，但是显然加入过多的Nb产生了过多的NbC沉淀并使得钢中缺少溶质碳，以致BH值根本无法达到，而且DBTT大幅度退化。
与本发明的组成相比，对比例5号钢完全不含Mo和B，因此在对比例5号钢中无法预期由Mo和B带来的二次操作耐脆化性方面的增强效果。
也即，尽管对比例5号钢具有优良的BH和AI值，由于未添加Mo和B使得DBTT大幅度退化。
对比例6号钢的可溶Al含量低于本发明，而且完全不含Mo。可见尽管对比例6号钢具有优良的BH值和AI，但是由于相对于高含量的P而未添加Mo使得晶粒之间的连接力下降而使得其DBTT退化。
对比例7号钢的可溶Al含量低于本发明，而且完全不含Mo和M。对比例7号钢具有34.1的BH值，22.8的AI值。由于未添加Mo和B使得DBTT退化。
对比例8号钢的P含量为0.12％，高于本发明的0.05～0.11％的含量，而且不包含B。可见，尽管对比例8号钢的DBTT通过Mo而得到增强，但是由于添加了高含量的P使得DBTT的增强效果受到限制，特别是，由于未添加B使得DBTT为负值(negative)。
对比例9号钢不含有Mo，具有33.4MPa的AI。可见耐老化性退化了。
对比例10号钢具有的Nb/C比低于本发明。尽管由于其BH值高而具有优良的烘焙硬化性，但是由于AI高其耐老化性还是下降的。
实施例2如表1和2所示按照与本发明的8号钢相同的组成和制备条件制得试样，不同在于Nb/C的比如图7所示变化。接着，根据Nb/C的比的变化而测定BH值和AI，所得结果如图7所示。
如图7所示，Nb/C的比应当在0.3～0.7的范围以确保BH值的值为30MPa以上以及AI为30MPa以下。
工业应用性如上述说明书显然，根据本发明，可以提供具有优良烘焙硬化性、耐老化性、和二次操作耐脆化性的可烘焙硬化的高强度冷轧钢板，及其采用该冷轧钢板制得的热浸钢板。
尽管本发明的优选实施方式为了起到说明的效果而在此揭示，本领域技术人员可以理解对本发明可以作各种修改、增添、替换，而不会偏离相应权利要求所公开的本发明的范围和精神。
权利要求
1.一种可烘焙硬化的高强度冷轧钢板，所述冷轧钢板通过钢的热轧、冷轧和持续退火制得，以重量百分数计所述冷轧钢板包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有通过对所述钢进行热轧而形成的AlN微细沉淀，且钢板的晶粒尺寸以ASTM号计量为9或更高，该AlN微细沉淀的尺寸在该钢板退火过程中起到抑制晶粒生长的阻碍作用。
2.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述Al的含量大于0.1％且等于或小于0.5％。
3.如权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述钢板中晶粒边界上的溶质碳数量多于晶粒中的溶质碳数量，而且晶粒中溶质碳的量为3～6ppm。
4.如权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述AlN沉淀物的平均尺寸为20μm或更小。
5.如权利要求3所述的钢板，其特征在于，所述AlN沉淀物的平均尺寸为20μm或更小。
6.如权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
7.如权利要求3所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
8.如权利要求4所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
9.如权利要求5所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
10.一种可烘焙硬化的高强度冷轧钢板，所述冷轧钢板通过钢的热轧、冷轧和持续退火而制得，以重量百分数计所述冷轧钢板包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0.003％或更少的Ti；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有通过对所述钢进行热轧而形成的AlN微细沉淀，且钢板中的晶粒尺寸以ASTM号计量为9或更高，该AlN微细沉淀的尺寸在该钢板退火过程中起到抑制晶粒增长的阻碍作用。
11.如权利要求10所述的钢板，其特征在于，所述Al的含量大于0.1％且等于或小于0.5％。
12.如权利要求10或11所述的钢板，其特征在于，所述钢板中晶粒边界上的溶质碳数量多于晶粒中的溶质碳数量，而且晶粒中溶质碳的量为3～6ppm。
13.如权利要求10或11所述的钢板，其特征在于，所述AlN沉淀物的平均尺寸为20μm或更小。
14.如权利要求12所述的钢板，其特征在于，所述AlN沉淀物的平均尺寸为20μm或更小。
15.如权利要求10或11所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
16.如权利要求12所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
17.如权利要求13所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
18.如权利要求14所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
19.一种可烘焙硬化的高强度冷轧钢板，以重量百分数计所述冷轧钢板包括0.0016～0.0025％的C；0.02％或更少的Si；0.2～1.2％的Mn；0.05～0.11％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.12％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.011％的Nb；0.01～0.1％的Mo；0.0005～0.0015％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有晶粒尺寸为20μm或更小的AlN微细沉淀、以ASTM号计为9或更大的晶粒尺寸、30Mpa或以上的烘焙硬化性、30Mpa或更小的老化指数、拉伸比为2.0的条件下-30℃或以下的DBTT值、340～390Mpa的拉伸强度。
20.如权利要求19所述的钢板，其特征在于，所述钢板中晶粒边界上的溶质碳数量多于晶粒中的溶质碳数量，而且晶粒中溶质碳的量为3～6ppm。
21.一种可烘焙硬化的高强度冷轧钢板，以重量百分数计所述冷轧钢板包括0.0016～0.0025％的C；0.02％或更少的Si；0.2～1.2％的Mn；0.05～0.11％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.12％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003％或更少的Ti；0.003～0.011％的Nb；0.01～0.1％的Mo；0.0005～0.0015％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有晶粒尺寸为20μm或更小的AlN微细沉淀、以ASTM号计为9或更大的晶粒尺寸、30Mpa或以上的烘焙硬化性、30Mpa或更小的老化指数、拉伸比为2.0的条件下-30℃或以下的DBTT值、340～390Mpa的拉伸强度。
22.如权利要求21所述的钢板，其特征在于，所述钢板中在晶粒边界上的溶质碳数量多于晶粒中的溶质碳数量，而且晶粒中溶质碳的量为3～6ppm。
23.一种热浸钢板，所述热浸钢板通过钢的热轧、冷轧、持续退火、热浸和表面光轧而制得，以重量百分数计所述热浸钢板包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有通过对所述钢进行热轧而形成的AlN微细沉淀，且所述钢板中的晶粒以ASTM号计为9或更高，该AlN微细沉淀的尺寸在该钢板退火过程中起到抑制晶粒生长的阻碍作用。
24.如权利要求23所述的钢板，其特征在于，所述Al的含量大于0.1％且等于或小于0.5％。
25.如权利要求23或24所述的钢板，其特征在于，所述钢板中在晶粒边界上的溶质碳数量多于晶粒中的溶质碳，而且晶粒中溶质碳的量为3～6ppm。
26.如权利要求23或24所述的钢板，其特征在于，所述AlN沉淀物的平均尺寸为20μm或更小。
27.如权利要求25所述的钢板，其特征在于，所述AlN沉淀物的平均尺寸为20μm或更小。
28.如权利要求23或24所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
29.如权利要求25所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
30.如权利要求26所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
31.如权利要求27所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
32.一种热浸钢板，所述热浸钢板通过钢的热轧、冷轧、持续退火、热浸和表面光轧制得，以重量百分数计所述热浸钢板包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0.003或更少的Ti；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有通过对所述钢进行热轧而形成的AlN微细沉淀，且钢板中的晶粒尺寸以ASTM号计为9或更高，该AlN微细沉淀的尺寸在该钢板退火过程中起到抑制晶粒生长的阻碍作用。
33.如权利要求32所述的钢板，其特征在于，所述Al的含量大于0.1％且等于或小于0.5％。
34.如权利要求32或33所述的钢板，其特征在于，所述钢板中晶粒边界上的溶质碳数量多于晶粒中的溶质碳，而且晶粒中溶质碳的量为3～6ppm。
35.如权利要求32或33所述的钢板，其特征在于，所述AlN沉淀物的平均尺寸为20μm或更小。
36.如权利要求34所述的钢板，其特征在于，所述AlN沉淀物的平均尺寸为20μm或更小。
37.如权利要求32或33所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
38.如权利要求34所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
39.如权利要求35所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
40.如权利要求36所述的钢板，其特征在于，所述钢板还包括平均尺寸为30nm或更小的NbC沉淀。
41.一种热浸钢板，以重量百分数计所述热浸钢板包括0.0016～0.0025％的C；0.02％或更少的Si；0.2～1.2％的Mn；0.05～0.11％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.12％可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.011％的Nb；0.01～0.1％的Mo；0.0005～0.0015％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有晶粒尺寸为20μm或更小的AlN微细沉淀、以ASTM号计为9或更大的晶粒尺寸、30Mpa或以上的烘焙硬化性BH、30Mpa或更小的老化指数AI、拉伸比为2.0的条件下-30℃或以下的DBTT值、340～390Mpa的拉伸强度。
42.如权利要求41所述的钢板，其特征在于，所述钢板中在晶粒边界上的溶质碳数量多于晶粒中的溶质碳，而且晶粒中溶质碳的量为3～6ppm。
43.一种热浸钢板，以重量百分数计所述热浸钢板包括0.0016～0.0025％的C；0.02％或更少的Si；0.2～1.2％的Mn；0.05～0.11％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.12％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003％或更少的Ti；0.003～0.011％的Nb；0.01～0.1％的Mo；0.0005～0.0015％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；其中钢板具有晶粒尺寸为20μm或更小的AlN微细沉淀、以ASTM号计为9或更大的晶粒尺寸、30Mpa或以上的烘焙硬化性BH、30Mpa或更小的老化指数AI、拉伸比为2.0的条件下-30℃或以下的DBTT值、340～390Mpa的拉伸强度。
44.如权利要求43所述的钢板，其特征在于，所述钢板中在晶粒边界上的溶质碳数量多于晶粒中的溶质碳，而且晶粒中溶质碳的量为3～6ppm。
45.一种生产可烘焙硬化的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤将钢块加热到1200℃或以上后，通过在Ar3转化温度或更高的温度进行精轧以对钢块进行热轧，以提供热轧钢板，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；将所述热轧钢板进行卷绕；对所述热轧钢板进行冷轧；以及对所述冷轧钢板进行持续退火。
46.一种生产可烘焙硬化的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤将钢块加热1200℃或以上后，通过在Ar3转化温度或更高的温度进行精轧以对钢块进行热轧，以提供热轧钢板，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0.003％或更少的Ti；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；将所述热轧钢板进行卷绕；对所述热轧钢板进行冷轧；以及对所述冷轧钢板进行持续退火。
47.一种生产可烘焙硬化的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤在1200℃或以上的温度将钢块均化后，通过在900～950℃的温度进行精轧以对钢块进行热轧，以提供热轧钢板，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.0025％的C；0.02％或更少的Si；0.2～1.2％的Mn；0.05～0.11％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.12％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.011％的Nb；0.01～0.1％的Mo；0.0005～0.0015％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；在600～650℃的温度将所述热轧钢板进行卷绕；以75～80％的减速比对所述热轧钢板进行冷轧；以及在770～830℃的温度对所述冷轧钢板进行持续退火。
48.一种生产可烘焙硬化的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤在1200℃或以上的温度将钢块均化后，通过在900～950℃的温度进行精轧以对钢块进行热轧，以提供热轧钢板，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.0025％的C；0.02％或更少的Si；0.2～1.2％的Mn；0.05～0.11％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.12％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003％或更少的Ti；0.003～0.011％的Nb；0.01～0.1％的Mo；0.0005～0.0015％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；在600～650℃的温度将所述热轧钢板进行卷绕；以75～80％的减速比对所述热轧钢板进行冷轧；以及在770～830℃的温度对所述冷轧钢板进行持续退火。
49.一种生产热浸钢板的方法，所述方法包括以下步骤将钢块加热1200℃或以上后，通过在Ar3转化温度或更高的温度进行精轧以对钢块进行热轧，以提供热轧钢板，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；将所述热轧钢板进行卷绕；对所述热轧钢板进行冷轧；对所述冷轧钢板进行持续退火；对所述退火钢板进行热浸；以及对所述热浸钢板进行表面光轧。
50.一种生产热浸钢板的方法，所述方法包括以下步骤将钢块加热1200℃或以上后，通过在Ar3转化温度或更高的温度进行精轧以对钢块进行热轧，以提供热轧钢板，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0.003％或更少的Ti；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；将所述热轧钢板进行卷绕；对所述热轧钢板进行冷轧；对所述冷轧钢板进行持续退火；对所述退火钢板进行热浸；以及对所述热浸钢板进行表面光轧。
51.一种生产热浸钢板的方法，所述方法包括以下步骤在1200℃或以上的温度下将钢块均化后，通过在900～950℃的温度进行精轧以对钢块进行热轧，以提供热轧钢板，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.0025％的C；0.02％或更少的Si；0.2～1.2％的Mn；0.05～0.11％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.12％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.011％的Nb；0.01～0.1％的Mo；0.0005～0.0015％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；在600～650℃的温度将所述热轧钢板进行卷绕；以75～80％的减速比对所述热轧钢板进行冷轧；以及在770～830℃的温度对所述冷轧钢板进行持续退火；对所述退火钢板进行热浸；以及以1.2～1.5％的减速比对所述热浸钢板进行表面光轧。
52.一种生产热浸钢板的方法，所述方法包括以下步骤在1200℃或以上的温度下将钢块均化后，通过在900～950℃的温度进行精轧以对钢块进行热轧，以提供热轧钢板，所述钢块以重量百分数计包括0.0016～0.0025％的C；0.02％或更少的Si；0.2～1.2％的Mn；0.05～0.11％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.12％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003％或更少的Ti；0.003～0.011％的Nb；0.01～0.1％的Mo；0.0005～0.0015％的B；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；且Nb/C的比例为0.3～0.7；在600～650℃的温度将所述热轧钢板进行卷绕；以75～80％的减速比对所述热轧钢板进行冷轧；以及在770～830℃的温度对所述冷轧钢板进行持续退火；对所述退火钢板进行热浸；以及以1.2～1.5％的减速比对所述热浸钢板进行表面光轧。
全文摘要
本发明公开了一种可烘焙硬化的高强度冷轧钢板、相应的热浸钢板及其制造方法。该钢板以重量计包括0.0016～0.01％的C；0.1％或更少的Si；0.2～1.5％的Mn；0.05～0.15％的P；0.01％或更少的S；0.08～0.5％的可溶Al；0.0025％或更少的N；0.003～0.1％的Nb；0.003％或更少的Ti；0.01～0.4％的Mo；0.0005～0.005％的B；以及余量的Fe和其它无法避免的杂质。该钢板具有微细的AlN沉淀，其粒径为9(ASTM号)或以上。该AlN沉淀所具有的粒径抑制晶粒的生长。该钢板的强度、烘焙硬化性、耐老化性和二次操作耐脆化性方面都有所增强。
文档编号C21D9/46GK1934280SQ200580009394
公开日2007年3月21日 申请日期2005年3月22日 优先权日2004年3月25日
发明者韩成豪, 金兑奎, 韩葙浩, 高山景, 阵光根, 康熙宰 申请人:Posco公司