高强度的可烘烤硬化的冷轧钢板，使用该冷轧钢板的镀锌层扩散退火处理的钢板和冷轧钢板的制造方法

实施本发明的最佳方式

下面详细描述本发明的优选实施方式。

钢中的碳或氮一般在热轧期间与钢中形成沉淀的元素如Al，Ti，Nb等结合，形成碳化物和氮化物，如TiN、AlN、TiC、Ti₄C₂S₂、NbC等。没有与钢中形成沉淀的元素结合的一些碳或氮以碳固溶体或氮化物(下面称作溶质碳或溶质氮)存在于钢中，并影响钢的烘烤硬化性和抗老化性。

特别是，由于氮的扩散速率大于碳，与烘烤硬化性的改进程度相比，对抗老化性非常不利。因此，本领域一般要从钢中除去尽可能多的氮。特别是，因为Al或Ti在高温时优选在与碳一起沉淀之前先与氮一起沉淀，得出的结论是钢中的氮对烘烤硬化性和抗老化性一般没有明显的影响。

然而，碳是钢的主要元素，决定了与钢的碳含量相关的特性。

对本发明的可烘烤硬化的钢板，碳具有非常重要的作用，并且只允许少量的溶质碳保留在钢中，以尝试改善烘烤硬化性和抗老化性。

然而，溶质碳对烘烤硬化性和抗老化性的影响将依据溶质碳在钢中的位置而变化，即，溶质碳是在晶粒边界还是在晶粒中。

即，能通过内摩擦测试检测到的溶质碳一般存在于晶粒中，能相对自由地移动。因此，在晶粒中的溶质碳能与活动位错结合，并影响老化性质。用来评价老化性质的一个因素是老化指数(AI)。

一般而言，如果钢的AI大于或等于30MPa，在室温保存钢的6个月内可能发生老化，在压力加工中造成严重的缺陷。

然而，当溶质碳存在于晶粒边界时，晶粒边界是相对稳定的区域，通过如内摩擦测试之类的振动测试很难检测到这类溶质碳。

由于溶质碳在晶粒边界为相对稳定态，因此，晶粒边界中的溶质碳AI测试之类的对低温老化几乎没有影响。但是，溶质态在高温烘烤条件下被活化，可能影响烘烤硬化性。

因此，得出的结论是在晶粒中的溶质碳可能同时影响老化性质和烘烤硬化性，而在晶粒边界中的溶质碳只影响烘烤硬化性。

在这方面据报道，因为晶粒边界是相对稳定的区域，并不是所有在晶粒边界的溶质碳都影响了烘烤硬化性，而只有约50％的晶粒边界中的溶质碳影响了烘烤硬化性。

因此，通过适当控制溶质碳在钢中的位置，即，将溶质碳尽可能地控制在晶粒边界而不是晶粒中，能同时保证烘烤硬化性和抗老化性。

为此目的，控制钢中碳的粒度和添加量非常重要。

原因是，如果钢中碳的添加量过高或过低时，即使控制了溶质碳的位置，也很难同时保证烘烤硬化性和抗老化性。

图1示出与粒度变化相关的BH值和老化指数(AI)，该图是由本发明人经过研究后获得的。

由图1可以知道，与BH值相比，AI随晶粒的ASTM No.增加而下降得更多，即，随着晶粒变得更细小，使BH-AI值逐步增加，最终提供优良的抗老化性。

根据图1所示的结果，本发明人试图将退火后钢板的粒度减小到适当或更低的水平，以将溶质碳尽可能多地分布在钢板的晶粒边界。

根据这些结果，本发明人发现，需要将晶粒控制到ASTM No.大于或等于9，以使抗老化性最大，同时使烘烤硬化性变差的程度最小。

即使将大量溶质碳分布在晶粒边界，仍必须严格控制钢中碳的添加总量。

这归因于以下事实，即，虽然粒度减小，但是钢的碳含量过度增加导致晶粒中的溶质碳量以与添加的总碳量成正比的方式增加，而使烘烤硬化性变差。

根据本发明，对高温成卷带钢，设定总碳量为25-35ppm，以满足上述条件。

另一方面，对低温成卷带钢(卷取温度：500-550℃)，总碳量设定为16-25ppm。下面将描述在这些卷取温度之间总碳量的差别。

本发明人在研究了钢中溶质碳对满足上述条件下的烘烤硬化性和抗老化性的影响后发现图2中所示的结果，在本发明中，钢具有ASTM No.大于或等于9的非常细小的粒度。

如图2所示，通过研究具有细小晶粒的加Ti或Nb的超低碳钢中与溶质碳量的变化相关的烘烤硬化性的变化，已发现，考虑到抗老化性，晶粒边界中满足BH为30-50MPa的溶质碳量为约3-7ppm。

此外，还发现，溶质碳总量约为8-15ppm，其中，该溶质碳总量是通过扣除考虑加入的Ti量而产生的TiC沉淀量和本发明中钢的碳量得到的。

由这些结果，能够获得满足烘烤硬化性和抗老化性的条件，即等式2：

C*[晶粒边界中溶质碳量(GB-C)+晶粒中溶质碳量(G-C)]＝总C(ppm)-TiC中C＝8-15ppm    (2)

式中，GB-C(即，晶粒边界中溶质碳量)为5-10ppm，G-C(即，晶粒中溶质碳量)为3-7ppm。

如等式2所示，使约3-7ppm溶质碳位于晶粒中，能够保证本发明的钢所要求的烘烤硬化性和抗老化性。

然而，即使如上所述控制碳含量，如果加入的Ti量大于加Ti的超低碳钢中TiN或TiS之类的形成Ti的沉淀的Ti量，残留的Ti与碳结合，形成碳化物如TiC。

另外，在这种条件下，难以控制适当的溶质碳量，因为残留在钢内的溶质碳量会依据钢中Ti含量的变化而改变。

为了解决上述问题，本发明是根据以下等式1，通过在钢中加入一定量Ti来进行控制使得加入的碳都留在钢中，所述Ti量小于与S和N结合的Ti量：

Ti*[有效Ti]＝总Ti-(48/14)N-(48/32)S≤0    (1)

根据本发明，还要考虑通过添加Al获得的AlN沉淀的作用以及添加Ti以获得更稳定的烘烤硬化性和抗老化性。

一般而言，在低Al含量的加Ti的钢中，因为大多数氮在高于或等于1 300℃的高温沉淀为粗的TiN或AlN，因此氮对钢中固溶体硬化作用或晶粒细化作用的影响不明显。

因此，AlN仅有的作用是除去钢中溶质氮，与TiN沉淀的作用一样。

根据对使用本发明钢的各种研究的结果，因为对高温成卷带钢，本发明钢的碳含量被非常严格地限制在25-35ppm范围，对低温成卷带钢，限制在16-25ppm范围，因此本发明的可烘烤硬化钢的烘烤硬化性和抗老化性落在狭窄范围内。

因为用户要求可烘烤硬化钢具有较高BH值和室温下大于或等于6个月的抗老化性，因此需要能尽可能大地提高烘烤硬化性而又不会降低抗老化性的技术。

鉴于这种情况，Al是非常有效的。即，当在钢中加入通常0.02-0.06％量的可溶性Al时，所述可溶性Al简单地起到固定(pin)溶质氮的作用。然而，当加入的可溶性Al量大于或等于0.08％时，AlN沉淀变得很细小，并且起到一种阻挡层的作用，阻止晶粒在重结晶退火期间生长，因此钢的晶粒变得比没有可溶性Al的加Ti钢更小，因而提供了在没有降低Ai的条件下提高烘烤硬化性的效果。

图3是说明经过镀锌层扩散退火处理的(galvannealed)钢的机械性质随着可溶性Al含量的变化而发生变化的图。

由图3可知，BH值随Al含量的增加而提高，然后下降，能够为钢提供烘烤硬化性的可溶性Al的含量约为0.08-0.12％。如果可溶性Al含量偏离该含量范围，r-值和代表可成形性的延伸率下降，氧化物内含物的量因为加入过多的可溶性Al而在制造钢时增加，导致表面质量变差。

经过如上所述的研究，本发明人建议可溶性Al含量可在0.08-0.12％范围。

下面的等式3以统计方式显示添加在本发明范围内的可溶性Al对提高烘烤硬化性的影响。

BH＝50-(885×Ti)+(62×Al)    (3)

按照上面的等式3，在本发明的钢中，Ti和Al的含量优选控制在能使烘烤硬化度大于或等于30MPa的范围。

本发明中，除了C、可溶性Al和Ti的含量外，高温卷取温度也是非常重要的因素之一。特别是，卷取温度作为一个非常重要的因素，决定了本发明钢适合保证烘烤硬化性和抗室温老化性所要求的总碳含量。

具体地，即使在试图通过添加Ti的晶粒细化作用来改进烘烤硬化性和抗老化性时，如果卷取温度过度升高，晶粒在热轧时变粗，将导致在重结晶退火期间ASTM No.的粒度小于或等于9，因此AI大于30MPa(这是本发明的上限)。另一方面，如果卷取温度下降至预定值或更低，可改进抗室温老化性。但是，晶粒细化非常严重，对加Ti钢，溶质碳量增加，造成屈服强度提高，同时延伸率和r-值下降，因而使可成形性和老化性质变差。

此外，在总的碳加入量方面，对碳含量为25-35ppm的钢，必须将卷取温度控制在600-650℃的狭窄范围内，而对碳含量为16-25ppm的钢，卷取温度必须控制在500-550℃范围，以通过控制卷取温度来保证适当的烘烤硬化度和抗室温老化性。

下面详细描述本发明。

一般而言，对加Ti的超低碳钢板，在钢中形成的Ti沉淀包括TiN、TiS、Ti₄C₂S₂、FeTiP、TiC等。

这些沉淀中，FeTiP是在加入大于或等于0.04％的较高量P时形成，Ti₄C₂S₂是在低于或等于1200℃的低温和钢中P含量小于或等于0.04％条件下对钢板坯进行均化热处理时形成的。注意在本发明的钢中不形成Ti₄C₂S₂和FeTiP。

如果加入化学计量或更多的Ti，即，Ti≥(48/14)N+(48/32)S，则形成如TiN、TiS、TiC等的Ti沉淀。

另一方面，虽然已知钢中Ti加入量小于或等于化学计量范围时不会在钢中形成TiC沉淀，但是许多研究人员，包括本发明人证实，即使Ti量在小于或等于化学计量范围时，仍形成少量的Ti沉淀。

图4是通过使用分别在700℃和540℃卷取的加Ti钢板说明烘烤硬化度和钢中溶质碳量随Ti含量变化的图。

由图4可知，增加Ti含量会使BH值和钢中的溶质碳量逐步下降。

然而，在相同Ti含量时，在540℃的低温卷取的钢的BH值和溶质碳量大于在700℃的高温卷取的钢的BH值和溶质碳量。

由电子显微镜观察在两种不同卷取温度条件下形成的样品的结果，可以理解上述现象是由TiC沉淀引起的。换句话说，对高温成卷带钢(high temperaturecoiled steel)，有显著量的TiC沉淀存在于钢中，而对低温成卷带钢，观察到很少量的TiC沉淀。因此，结论是，虽然碳以TiC沉淀存在于高温成卷带钢中，但大多数的碳以固溶态存在于低温卷取带钢(low temperature coiled steel)中，提高了BH值。

总体上，TiC沉淀在高于或等于700℃的高温卷取时是稳定的。因此，由于必须在高于或等于860℃的高温下进行退火，以在连续退火期间通过TiC沉淀的再熔化获得溶质碳，所以会出现加工性变差以及退火期间弯曲(buckling)的问题。

然而，本发明人发现，在低于或等于550℃的温度下进行卷取能够使TiC沉淀保持为亚稳态沉淀，因而即使在对超低碳钢的典型退火温度范围，即770-830℃的温度下进行连续退火，也能够通过TiC沉淀的再熔化获得溶质碳。

由这些结果，可以证实，根据本发明，低温卷取带钢的总碳加入量必须小于高温卷取带钢的总碳加入量，对高温卷取带钢，控制总的碳加入量在25-35ppm范围，对低温卷取带钢，总的碳加入量控制在16-25ppm范围。

在二次加工脆化方面，应当考虑到汽车的部件一般要经过汽车制造厂的几次反复的压制成形而形成需要的形状。在这方面，二次加工脆化指在初次冲压后进行加工期间形成的裂纹。当P存在于钢的晶粒边界时，P会弱化晶粒之间的结合力，使裂纹沿晶粒边界扩展，造成钢的破裂。

基本上要求不在钢中加入P，以防止发生二次加工脆化。但是，P的优点是能够以溶质P存在于钢中，一般用来提高钢的强度，同时抑制延伸率的下降，并且P的价格低廉。

因此，虽然考虑到加入P主要是为了钢的强度，还是研究了通过加入其他溶质元素替代P来提高钢的强度，以防止二次加工脆化，尽管制造成本略有增加。

但是，由这些研究结果预期目前P仍将用作钢的增强元素。

作为改进这类加P钢的抗二次加工脆化性的方法，试图通过使溶质元素保留在钢中或加入B等来促进硼和磷之间的位点竞争效应(site competition effect)或者提高晶粒边界之间的结合力。或者，试图通过将热轧期间的卷取温度降低至预定温度或更低，使P的边界扩散最小。但是，这些努力都不能完全解决二次加工脆化的问题。

在这方面，本发明提出添加Mo，更稳定地提高抗二次加工脆化性。

由本发明人的研究结果了解，因为Mo提高了晶粒边界间的结合力，将非常有利于提高抗二次加工脆化性。

此外，因为钢中溶质碳的亲合力，Mo抑制了溶质碳扩散至位错中，同时在室温下保持较长的时间，在抗老化性方面提供有利的效果.

图5示出采用统计法，通过分析得出的Mo对提高抗老化性的效果。

由图5可知，虽然增加了Mo含量，但是BH值没有出现明显的差异，而是使AI下降。

由这些研究结果了解到，对加Nb的钢，只要Mo含量小于或等于0.1％，就能够提高抗老化性。另一方面，因为加Ti钢与本发明的钢一样，其粒度和碳的加入量都略大于加Mo钢，因此需要提高Mo含量，以保证提高抗老化性。

为此目的，评价加Ti钢的抗老化性与Mo加入量的关系，发现Mo加入量为0.1-0.2％时能非常有效地提高抗老化性和抗二次加工脆化性。

下面等式4通过统计方式示出了在加Ti钢中添加Mo来提高抗老化性的效果。

AI＝44-(423×Ti)-(125×Mo)    (4)

对本发明的钢板，优选按照等式4控制Ti含量和Mo含量，使老化指数(AI)小于或等于30MPa。

此外，本发明人试图在常规用来提高抗二次加工脆化性的方法中，通过同时添加适当量的B、选择合适的卷取温度等方式，使提高抗二次加工脆化性的效果最大。

下面，从组成和制造条件方面详细描述本发明的可烘烤硬化的钢。

碳(C)是用于固溶体增强和烘烤硬化性的元素。

首先，对高温成卷钢板，如果碳含量小于0.0025重量％(下面以％表示)，钢的抗拉强度因为这样低的碳含量而明显下降，并由于钢中碳的绝对含量低，即使加入的Ti量最高达到满足等式1的水平，也不能获得充分的烘烤硬化性。

如果碳含量超过0.0035％，对加Nb的钢，晶粒细化作用显著提高，因而提供很高的BH值，同时提高了抗二次加工脆化性。但是，在这种情况下，因为过高的残留溶质碳量而不能获得抗室温老化性，在压制成形期间发生拉伸应变，造成钢的可成形性和延性变差。

因此，碳含量优选在0.0025-0.0035％范围。

下面，对低温成卷钢板，如果碳含量小于或等于0.0016％，虽然与高温成卷钢板相比，前者具有相对较高的溶质碳含量，但是小于或等于0.0016％的碳含量对低温成卷钢板仍是很低的水平。因此，在这种情况，抗拉强度不足，并且由于钢中碳的绝对含量低，即使通过加入Ti最多至满足等式1的程度或者通过对在连续退火中低温卷取形成的少量TiC沉淀进行再熔化来获得溶质碳，也不能获得足够的烘烤硬化性。

此外，由于溶质碳和P之间的位点竞争效应消除，抗二次加工脆化性明显变差。

如果碳含量超过0.0025％，尽管有很高的BH值，由于钢的晶粒中溶质碳量超过本发明的3-7ppm，仍然不能获得抗室温老化性，因此在压制成形期间发生拉伸应变，导致钢的可成形性和延性变差。因此，优选碳在0.0016-0.0025％的范围。

硅(Si)是用来提高钢的强度的元素。随硅含量提高，延性显著变差。因为硅使镀锌层扩散退火处理能力下降，在钢中加入尽可能少的硅的有利的。

根据本发明，为了防止钢因为硅而使其包括镀层性质在内的一些性质变差，Si的加入量优选小于或等于0.02％。

锰(Mn)是具有以下作用的元素，即，用来防止因形成FeS而引起的热脆化；以及通过在晶粒细化的同时将钢中的硫完全沉淀为MnS来使钢强化，而没有使延性变差。根据本发明，如果Mn含量小于0.2％，就无法获得适当的抗拉强度，而如果Mn含量超过1.2％，因固溶体强化作用，可成形性随强度迅速提高而变差。特别是，使用这种钢制造镀锌层扩散退火处理的钢板时，在退火期间，在钢板表面上形成大量如MnO的氧化物和大量如带状图案的涂层缺陷，因而使钢的镀层粘合性以及其他性质变差。因此，Mn含量优选在0.2-1.2％范围。

磷(P)是置换合金元素，在各种合金元素中，磷的固溶体增强作用最大，并具有在提高钢强度的同时改善平面内各向异性的作用。

由这些研究结果可知，P使热轧钢板的晶粒变得更细，促进形成(111)织构(texture)，这对退火期间提高平均r值有利。特别是发现，因为P和碳之间的位点竞争效应，考虑到对烘烤硬化性的影响，烘烤硬化性的提高应与P含量的增加成正比。

然而，P含量增加会导致因晶粒边界之间的结合力下降而使抗二次加工脆化性变差。

如果P含量小于0.05％，抗二次加工脆化性会因为在晶粒边界这样低的P含量而得到提高，但是，通过由P使晶粒细化，很难充分获得改善钢的其他性质的效果。另一方面，如果P含量超过0.11％，与可成形性的提高程度相比，强度更迅速地提高。此外，如此高的P含量很可能通过P在晶粒边界偏析而增加发生二次加工脆化的可能性。因此，P含量优选在0.05-0.11％范围。

硫(S)是能够在高温沉淀为如MnS的硫化物的元素，并可用来防止由FeS引起的热脆化。

但是，如果S含量过量，MnS沉淀后残留的一些S会使晶粒边界为脆性，可能引起热脆化。

此外，如果加入的S量能使MnS完全沉淀，这样大量的S可能使钢性质的劣化与过度沉淀成正比。因此，S优选在小于或等于0.01％的范围。

铝(Al)是通常用于对钢进行脱氧的元素。但是，在本发明中，使用铝来达到提高晶粒细化作用并通过AlN沉淀达到烘烤硬化性。

如由等式3所了解的，当提高Al的加入量时，更有利于烘烤硬化度。在本发明中，通过沉淀大量的AlN来改善晶粒细化作用，因而提高了烘烤硬化性，而没有使抗老化性变差。

然而，考虑到钢的其他性质，Al含量必须适当。

根据本发明，Al的加入量优选为大于或等于0.08％，以通过添加Al来获得有利的效果。

当铝含量大于0.12％时，在制造钢时氧化物内含物增加，并会引起表面质量下降以及可成形性变差。此外，Al含量过高会使制造成本升高。因此，铝含量优选在0.08-0.12％范围。

氮(N)在退火之前或之后以固溶态存在，并会使钢的可成形性劣化。此外，因为氮提供了比其他间隙固溶体元素更快的老化特性，因此必须使用Ti或Al来固定氮。

因为氮的扩散速度大于碳，当氮以溶质氮存在于钢中时，抗室温老化性的劣化程度明显大于溶质碳的情况。

此外，由于钢的屈服强度和r值因溶质氮而下降，因此，氮含量优选小于或等于0.0025％。

钛(Ti)作为形成碳化物和氮化物的元素之一加入至钢中，并在钢中形成如TiN的氮化物、如TiS或Ti₄C₂S₂的硫化物和如TiC的碳化物。

本发明中，必须控制Ti含量，以满足等式1，以使固态碳存在于该钢中。

虽然Ti小于或等于0.005％能满足等式1，但是这样明显少量的Ti会使粒度增大，这会消除晶粒细化作用。

换句话说，这样少量的Ti使得很难通过晶粒细化作用来达到提高抗老化性的效果，因此抗老化性下降。此外，这样少量的Ti会使如延伸率和r值的可成形性因钢中的溶质碳而变差。

Ti含量大于0.018％将不能满足等式1，从而使钢中溶质碳量下降导致烘烤硬化性变差。

这样，对本发明的高温成卷钢板，Ti含量要满足等式1时优选在0.005-0.018％范围。

另一方面，对本发明的低温成卷钢板，Ti含量要满足等式1时优选在0.008-0.018％范围。

钼(Mo)是本发明另一个非常重要的元素。

Mo以固溶体态存在于钢中，并用来提高钢的强度或形成基于Mo的碳化物。具体地，Mo用来提高晶粒边界的偶联力(coupling force)，同时作为溶质元素溶解在钢中，而能够防止因为磷而使晶粒边界破碎，即提高了抗二次加工脆化性。此外，由于Mo与碳具有亲合性，因此Mo可用来抑制碳在钢中扩散，提高抗老化性。

为此目的，必须加入适当量的Mo。

如果Mo的添加量小于0.1％，则对添加Ti的钢，不能达到上述效果。

如果Mo含量大于0.2％，改善抗二次加工脆化性或抗老化性的效果并不明显小于要求通过添加Mo达到的效果，并且因为添加Mo而使制造成本显著增加。因此，在考虑到制造成本和要求添加Mo达到的效果时，Mo含量优选在0.1-0.2％范围。

等式4以定量方式显示提高抗老化性的效果。

硼(B)以间隙元素存在于钢中。B作为固溶体元素溶解在晶粒边界，或者与氮结合形成如BN的氮化物。因为与添加量相比B对钢性质有非常显著的影响，因此必须精确控制B的量。

即，即使加入少量的B时，B也会在晶粒边界发生偏析，并提高抗二次加工脆化性。但是，过量的B会使延性明显变差，并提高强度。因此，必须加入适量的B。

根据本发明，考虑到B的这些特性以及添加B制造钢的能力，B含量优选在0.0005-0.0015％范围。

下面描述本发明制造钢材的方法。

制造具有上述组成的钢板坯后，将该钢板坯在高于或等于1,200℃温度再加热，使进行热轧之前的奥氏体组织充分均化。然后，采用精轧，在900-950℃精轧温度下对再加热后的钢板坯进行热轧，该精轧温度正好高于Ar₃转变点，提供经过热轧的钢板。

如果钢板坯在低于1,200℃温度进行再加热，则该钢板坯很可能具有混合的粒度，并且不可能具有均匀的奥氏体晶粒，使该钢的性质劣化。

如果热精轧温度小于900℃，热轧后的钢卷的顶部、尾部和边缘成为单相区域，因而增加平面内的各向异性，同时使板钢的可成形性劣化。

如果热精轧温度高于950℃，钢的晶粒明显变粗，在机加工后造成缺陷，如在钢板表面形成桔皮现象。

为确保适当的晶粒细化作用，以提供热轧后ASTM No.大于或等于9的粒度以及防止因为过度晶粒细化导致的可成形性变差的目的，本发明钢的碳加入量为25-35ppm，因此必须在600-650℃的温度对钢板进行卷取。如果在高于650℃进行卷取，钢板退火后的晶粒粒度增大，即使钢板的组成满足本发明对碳和Ti含量的要求，仍不能达到充分的晶粒细化效果，此外，P的偏析增加，导致抗二次加工脆化性变差。

如果在低于600℃的温度进行卷取，晶粒严重细化，造成抗拉强度过度提高，可成形性劣化，而不能承受抗老化性和抗二次加工脆化性的提高。

另一方面，对本发明总碳含量为0.0016-0.0025％的钢，卷取优选在500-550℃温度进行。

如果在高于550℃进行卷取，通过增加粒度而可能使可成形性略微提高，但是，由于少量TiC沉淀的稳定化而很难达到充分的烘烤硬化性。

另外，由于必须在高于或等于860℃的高温下进行退火以通过TiC沉淀的再熔化来保证适当的溶质碳量，因此退火期间的可操作性变差。

如果卷取温度低于500℃，通过连续退火后对TiC沉淀的再熔化，可以保证适当的烘烤硬化性。但是，钢板因为过低的卷取温度而存在明显细化的晶粒，因而使可成形性以及对低温卷取的热轧加工性(hot-rolling workability)劣化。

钢板完成热轧后，按照常规方式进行酸渍，以75-80％的冷压缩比进行冷轧。

设定大于或等于75％的这样高的压缩比，其目的是为提高钢板的可成形性，特别是r值，并且通过本发明的晶粒细化作用实现抗老化性。

如果压缩比大于80％，钢板经历较大的晶粒细化作用。但是，这样过高的压缩比会导致钢板因为过度晶粒细化发生不利的硬化，以及r值逐渐下降。

对进行高温卷取的钢板，采用常规方法，在冷轧后，于760-790℃温度下进行连续退火。

如果在低于760℃的温度进行退火，钢板中存在没有重结晶的晶粒，引起屈服强度提高，同时延伸率和r值下降。

另一方面，如果在高于790℃温度进行退火，可以提高可成形性。但是，由于钢板的晶粒粒度小于ASTM No.9，而ASTM No.9是本发明的目标ASTMNo.粒度，因此钢板的AI小于或等于30MPa，并因此使抗老化性变差。

对于在500-550℃进行低温卷取的钢板，冷轧钢板在770-830℃进行退火，在此过程中钢板完成重结晶，并能使铁氧体晶粒充分生长。

然后，为通过上述方法达到提高可烘烤硬化的冷轧钢板的抗室温老化性以及适当的烘烤硬化性的目的，以1.2-1.5％的压缩比对冷轧钢板进行平整(temperrolling)，该压缩比略高于常规平整的压缩比。

采用大于或等于1.2的这样略高压缩比的原因是为了防止因钢中的溶质碳而使抗老化性劣化。

然而，设定平整的压缩比为超过1.5％的过高值时，发生加工硬化(workhardening)，并且尽管提高了抗老化性但仍使钢板的多种性质变差。特别是，当采用本发明的可烘烤硬化的冷轧钢板制造镀锌层扩散退火处理的钢板时，过度的平整导致镀层粘结性下降，因而使镀层分离。因此，平整优选在1.2-1.5％压缩比进行，以解决上述问题。

下面将参照实施例详细描述本发明。

实施例1

对具有表1示出的组成的钢板坯进行热轧以形成热轧钢板之后，按照表2列出的条件对该热轧钢板进行热卷取、冷轧和连续退火。然后，对经过退火的冷轧钢板在450℃进行镀锌层扩散退火处理，再以约1.5％的平整压缩比进行平整。之后，测定最终钢板的BH值、老化指数(AI)、粒度和在2.0拉伸比(drawingratio)下的延性-脆性转变温度(DBTT)(为评价二次加工脆化性)，这些测定的结果示于表2。

此外，退火后，用放大200倍的显微镜观察本发明第4号钢的微结构，结果示于图6中。

此外，观察本发明第6号钢、第12号比较钢以及基于0.00190-0.63Mn-0.056P-0.03可溶性Al-0.005Ti-0.006Nb-0.0014N的钢(从NSC获得)的DBTT依据拉伸比的变化，观察得到的结果示于图7。

表1

表2

由表2可以知道，制造第1至6号本发明钢时，严格控制C、Ti、可溶性Al和Mo的含量，以满足以下条件：C：0.0025-0.0033％，Mn：0.25-1.11％，P：0.058-0.10％，S：0.0057-0.0083％，可溶性Al：0.087-0.118％，N：0.0013-0.0022％，Ti：0.01-0.015％，Mo：0.134-0.188％和B：0.0005-0.0009％，ASTM No.的晶粒粒度为9.5-11.1(即，平均粒度为7.7-13.4□)。即，第1至6号本发明钢在粒度(ASTM No.大于或等于9)方面满足本发明的条件。

由图6可知，第4号本发明钢具有均匀分布在钢板整个截面的非常细小的晶粒。

由表2可以知道，第1至6号本发明钢具有细小的晶粒。

这方面，由于本发明的钢的铝含量大于常规铝含量，在钢内形成细小的AlN沉淀，而细小AlN沉淀与NbC沉淀结合阻碍了晶粒在重结晶退火时生长。因此，由于这种晶粒细化作用，本发明的钢的BH值为43.2-47.6MPa，AI为16.3-23.4MPa，这些性能标志了抗室温老化性。发现，具有这些结果的本发明钢在烘烤硬化性和抗室温老化性之间达到良好的平衡。

与相对较高的烘烤硬化度相比，本发明钢具有相对较低的AI。可以认为这种现象是基于通过添加Mo而延缓了溶质碳的效果以及AlN沉淀的晶粒细化的作用。

此外，由图7可以知道，与第12号比较钢以及基于NSC的钢相比，第6号本发明钢因为添加Mo提高了晶粒边界之间的偶联力而具有优良的DBTT。

[207]第7号比较钢的碳含量为0.0064％，大于本发明的碳含量(0.0025-0.0035％范围)，但是满足本发明在高卷取温度和退火温度方面的条件。

第7号比较钢具有非常细小的重结晶后的粒度(ASTM No.为10.2)。但是，因为这种钢的碳含量很高，由于钢中溶质碳量增加而具有优良的DBTT，但是也具有很高的BH以及AI大于或等于30MPa，这表明非常低的抗老化性。

第8号比较钢包含0.04％的可溶性Al，该含量小于本发明的可溶性铝的含量(0.08-0.12％范围)，Ti含量为0.25％(大于本发明的范围)。

因此，预期第8号比较钢没有改善晶粒细化作用以及通过AlN沉淀达到改善BH值。此外，因为Ti添加量高而使钢中全部的碳都沉淀为TiC，这种溶质碳量的减小使与P的位点竞争作用下降，钢表现出的烘烤硬化性可以忽略，并使DBTT变差。

第9号比较钢满足本发明的组成，区别在于，包含0.0012％碳，该碳含量低于本发明的碳含量。

因此，发现第9号比较钢具有粗晶粒，不具有烘烤硬化性，并因为低碳含量不具有抗老化性。此外，第9号比较钢的DBTT为20℃，该值明显变差。

第10号比较钢在可溶性Al方面不满足本发明的组成，且包含Nb。

具体地，因为第10号比较钢包含0.043％可溶性Al，该Al含量小于本发明的铝含量，因此预期第10号比较钢没有改善晶粒细化作用以及通过AlN沉淀达到改善BH值。此外，第10号比较钢还包含0.022％Nb，该Nb含量大于本发明的Nb含量。因此，尽管第10号比较钢具有ASTM No.为9.1的较小粒度，但是这样高的Nb含量会造成过度的NbC沉淀，导致钢中缺少溶质碳。结果，这种钢几乎不具有烘烤硬化性，并且DBTT显著变差。

第11号比较钢的Mo含量低于本发明，并且根本不包含任何B。第11号比较钢的老化指数大于或等于30MPa，并且因为没有添加Mo和B而使DBTT显著变差。

第12号比较钢的可溶性铝含量小于本发明，并且根本不含任何Mo。因此，与高P含量相比，由于没有添加Mo造成晶粒边界之间的偶联力下降，而使这种钢的抗老化性和DBTT变差。

第13号比较钢的可溶性Al量不足，并且根本不包含Ti、Mo和B。由于缺乏可溶性Al和Ti，因此预期不能进一步改善晶粒细化作用和烘烤硬化性。此外，由于没有添加Mo和B而使钢的DBTT变差。

第14号比较钢包含0.12％P，该P含量大于本发明的P含量(0.05-0.11％范围)，并且不包含B。如果第14号比较钢因为添加Mo而改善了DBTT，则因为高P含量而使达到的改善效果有限。此外，因为第14号比较钢根本不包含任何B，消除了改善DBTT的效果，因此，这种钢的DBTT为0℃。

实施例2

对具有表3示出的组成的钢板坯进行热轧以形成热轧钢板之后，按照表4列出的条件对该热轧钢板进行卷取、冷轧和连续退火。然后，对经过退火的冷轧钢板在450℃进行镀锌层扩散退火处理，再以约1.5％的平整压缩比进行平整。之后，测定最终钢板的BH值、老化指数(AI)和粒度，这些测定的结果示于表4。

表3列出本发明钢板和比较钢板的组成，这些钢板在严格控制C、Ti、可溶性Al和Mo的条件下制造。表3中，第15-30号钢是本发明钢，第21-26号钢是比较钢。

表4列出制造条件和使用具有表3示出的组成的钢板坯的钢板性质。在低温卷取条件和高温卷取条件下对钢板坯进行热轧，以形成热轧钢板之后，钢板以75-78％的冷轧压缩比进行冷轧、在775-790℃温度进行连续退火、在450℃进行镀锌层扩散退火处理、并以约1.5％的平整压缩比进行平整。之后，测定钢板的BH值、AI值和粒度，这些测定的结果示于表4。

表4中，于520-540℃进行低温卷取，于630-700℃进行高温卷取。

表3

表4

由表4可以知道，按照本发明组成和制造条件制造的本发明第15-20号样品的ASTM No.粒度为9.5-11.1(平均粒度为7.7-14.3□)，满足本发明对粒度的要求。如表4中所示本发明第15-20号样品如此细小的晶粒是通过由加入量大于常规水平的Al形成的细小AlN沉淀以及与没有TiC沉淀相关的溶质碳来抑制重结晶退火时的晶粒生长得到的。

因此，由于这种晶粒细化作用和控制了钢中的溶质碳量，本发明的样品的烘烤硬化度为43.2-47.6MPa，AI为16.3-23.4MPa，AI是标志抗室温老化性的值。由这些结果，发现，本发明样品在烘烤硬化性和抗室温老化性之间达到良好平衡。

由表4可以知道，本发明第15-20号样品的AI值与高BH值相比是较低的。可以认为这样低的AI是通过添加Mo来延缓钢中溶质碳的作用以及结合AlN沉淀的晶粒细化作用来得到的。

比较例第15-20号样品是通过使用本发明第15-20号的钢，在630-700℃温度进行高温卷取制造的。这些比较例样品的BH值比本发明的目标BH值小得多，原因是通过沉淀TiC而使钢中的溶质碳量减少。特别发现，比较例第15号、17号和18号样品不能满足本发明对粒度的要求，即ASTM No.应大于或等于9。

从这些结果可以理解钢的晶粒粒度明显受到钢中溶质碳以及AlN沉淀的影响。

比较例第21号样品的碳含量大于本发明。这样高的碳含量抑制了TiC在低温卷取时的沉淀，使得有较多量的溶质碳存在于钢中。因此，该样品的BH和AI很高。

比较例第21号样品因为增加了溶质碳量而具有ASTM No.为10.2的极细小的晶粒粒度。

比较例第22号样品是通高温卷取制造的。虽然该样品因为TiC在钢中沉淀而使BH略微下降，但是，因为碳加入量很高使其BH和AI明显大于本发明的目标值。

比较例第23号样品含有0.025％Ti，该Ti含量大于本发明的Ti含量。因此，虽然比较例第23号样品进行了低温卷取，但是如此高的Ti含量使一部分碳沉淀为TiC，因此使该钢具有可烘烤硬化性。然而，该样品的BH值较低，小于本发明的目标值30MPa。

比较例第24号样品也是通过高温卷取制造的。对该钢样品，与低温卷取钢相比，由于添加Ti而使TiC沉淀能更主动进行，因此提供较低的BH。

比较例第25号和26号样品满足本发明的组成要求，区别在于，碳含量为0.0012％，该碳含量低于本发明的碳含量。

即使进行低温卷取，这些比较例样品的钢中也不具有溶质碳，并因为碳含量低而具有粗晶粒。此外，这些比较例样品不具有烘烤硬化性和抗老化性。

比较例第27号和28号样品的可溶性铝含量偏离本发明的组成，并包含过多的Nb，Nb含量为0.022％。即，由于比较例第27号和28号样品含有0.043％的可溶性Al，因此预期不具有晶粒细化作用也不能通过添加Al改善BH。此外，由于这些样品具有0.022％的过高Nb含量，使NbC沉淀量过度增加。结果，虽然这些比较例样品的ASTM No.粒度为9.1，并满足本发明对粒度的要求，但是这些比较例样品因为NbC过度沉淀而使钢中缺少溶质碳，都不能达到BH。

比较例第29号和30号样品的Mo含量低于本发明，并且根本不包含任何B。即使进行低温卷取，比较例第29号和30号样品的老化指数仍大于或等于30MPa，并且因为没有添加Mo和B而使DBTT显著劣化。

比较例第31号和32号样品的可溶性铝含量小于本发明，并且根本不含任何Mo。因此，与高P含量相比，这些样品因为没有添加Mo导致晶粒边界间的偶联力下降，而使其抗老化性和DBTT变差。

工业应用

由上面的描述可以理解，根据本发明，冷轧钢板和采用这种冷轧钢板制造的镀锌层扩散退火处理的钢板具有优良的烘烤硬化性、抗室温老化性和抗二次加工脆化性。

此外，根据本发明，可烘烤硬化的高强度冷轧钢板和采用该钢板制造的镀锌层扩散退火处理的钢板具有优良的烘烤硬化性、抗室温老化性，抗拉强度为340-390MPa。