CN101031666A - 具有优良定形能力的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

公开了一种具有优良定形能力的高强度各向同性冷轧钢板及其制造方法。该钢板使用低碳钢制造，所述低碳钢包含少量的Ti，其r等于或小于1.3，r接近1，并且具有低面内各向异性指数(Δr)，小于或等于0.15，以确保优良的定形能力，适于作为在拉伸模式下基本上会变形的车用外面板。

Description

具有优良定形能力的高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用作车用外面板的高强度冷轧钢板。更具体的是，本发明涉及一种高强度冷轧钢板，其r90小于或等于1.3，平均塑性应变比rm接近1，其面内(in-plane)各向异性指数Δr低，小于或等于0.15，这样就提供了优良的定形能力(shape-fixability)，以便钢板在冲压成型过程中各向同性地塑性变形；本发明还涉及该钢板的制造方法。
背景技术
对用于车体的钢板而言，要求使用具有优良可成形性的冷轧钢板来进行冲压成形而不出现工件缺陷，并且可以在冲压成形之后高效地制造所需形状的车用部件。具体的是，对于车用外面板，它必须具备耐冲击性和定形能力。
就耐冲击性而言，通常使用烘烤硬化的钢板，在上漆之后其强度提高。此外，为了提高定形能力，所述面板必须在其平面方向上均匀变形，并且在冲压成形过程中经受较低的负载。
对于车用内面板，由于所述板通常在深冲压模式下变形，因此较好的是提供在加工所述面板过程中具有高拉伸性和塑性应变比的冷轧钢板。
另一方面，对于车用外面板，由于所述面板通常在拉伸模式下变形，因此较好的是提供在平面方向上均匀变形并且双轴屈服强度低的冷轧钢板。使用这种具有优良定形能力以使其在平面方向上均匀塑性变形并且具有低双轴屈服强度的冷轧钢板，可以有利地制造具有复杂形状的车用外面板。
拉伸性是材料的机械性能之一，在对所述材料施加拉伸力时，对所述延长而不破裂的材料测量其在长度上的变化百分数。因此，钢板的高拉伸性使所述钢板能大程度地变形。
塑性应变比“r”是宽度方向上的应变与厚度方向上的应变之比所定义的值。高塑性应变比是指，假设钢板在宽度方向上具有恒定应变量，当通过一定方向上的预定变形量来对钢板施加拉伸力时，具有高塑性应变比的钢板在厚度方向上的具有低应变，所述钢板因此无需颈缩(necking)就可以进行加工，即使具有大的变形量。所述塑料应变比是由于钢板的各向异性产生的，因此呈现出取决于张力方向的不同的值。
对于测量根据张力方向的塑性应变比的变化程度的值，有平均塑性应变比rm和面内各向异性指数Δr，它们分别由以下等式(1)和(2)计算：
rm＝(r0+2r45+r90)/4        (1)
Δr＝(r0+r45+r90)/2        (2)
式中，r0、r45和r90分别是相对钢板轧辊方向成0、45和90度的张力方向上的塑性应变比。
高塑性应变比导致双轴屈服强度高，从而难以加工成具有复杂形状的外面板。图1显示了基于Taylor多晶体模型的理论结果，说明了塑性应变比对钢板屈服强度轨迹的影响，所述钢板包括两个不同的主要晶体结构(texture)。在具有高塑性应变比的无间质(IF)钢板的情况下，可以从图1发现，即使钢板在轧辊方向的屈服强度与平均塑性应变比rm＝1的各向同性的钢板相同，所述IF钢板也具有高双轴屈服强度。
因此，为了降低双轴屈服强度，rm较好减小到接近1。
此外，为了降低Δr，必须减小当在各方向上对钢板施加张力时各方向的塑性应变比之间的差异。
换句话说，低Δr是指在冲压成形过程中应变的分布在钢板的平面方向上均匀，这有利于钢板成形，并且使其变形在拉伸模式下均匀。这样，在主要在拉伸模式下发生变形的车用外面板加工过程中，rm接近1并且Δr低的钢板改进了定形能力。
下文说明了其它熟知的改进车用钢板成形性的技术。
根据日本专利公开公报No.平成9-296226中公开的用于改进车用钢板变形性的技术，将Ti或Nb作为单独组分或者混合物加入超低碳冷轧钢板中，固溶体C和N沉积为碳化物和氮化物，提高了拉伸性和塑性应变比，由此改进了成形性。
此外，根据日本专利公开公报No.平成6-158176、平成8-109416、平成11-40531、平成4-95392和2002-3951中公开的改进成形性的技术，降低所述钢板的面内各向异性来减少在冲压成形过程中的缺陷，如平面缺陷。根据以上提到的常规技术，所述超低碳冷轧钢板的平面各向异性通过在精轧之后立即使用淬火设备进行热轧结构的晶粒细化来降低。
但是，上述常规技术存在如下的问题：由于加入了Ti和/或Nb的超低碳钢具有较高的rm和Δr，它显示出严重的面内各向异性，并且相对于拉伸模式下的变形显示出双轴屈服强度高，因此就定形能力而言是不利的，即使它在深冲压模式下具有良好的变形性。此外，根据所述常规技术，由于通常只加入0.005％或0.005％以下的碳来提高深冲压能力，故难以获得高强度。
同时，DE 3843732、DE 3803064和美国专利No.5139580公开了一种制造具有各向同性塑性的高强度冷轧钢板的方法，它在热轧过程中控制碳化物和细晶体结构，并通过加入Ti、Nb、V等进行退火，在低碳钢中形成碳化物。
但是该常规技术存在以下的问题：这些技术是使用间歇退火设备来进行的，所述工艺需要长时间周期，这样就降低了单位时间的产率。此外，日本专利公开公报No.平成10-130780公开了由加入Ti或Nb的低碳钢使用连续退火设备制造高强度各向同性钢的技术。该技术的目的是使用所述加入Ti或Nb的钢板的重结晶总拉伸度与Δr的紧密关系制造Δr低的钢板。
换句话说，根据该常规技术，虽然可以形成Δr等于或小于0.1的钢板，在制造具有圆形或角形柱的车用部件时减少针孔(ear)的形成，但是并没有考虑到通过将rm降低到接近1来确保具有优良的定形能力。
同时，对于作为车用外面板的普通钢板来说，它需要等于或小于30MPa的老化指数(AI)。在这方面，由于常规技术是用于使所形成的钢板具有圆形或角形柱，因此并未考虑老化指数。
同时，美国专利No.6162308公开了一种由加入Ti和/或Nb的低碳钢使用连续退火设备制造高强度各向同性钢板的技术。由于该常规技术的目的是制造未老化的低碳钢板(它不需要进行过度老化)，因此必须在加入Ti和Nb之外再加入最多0.15％的Cu、V和Ni中的至少一种。此外，由于所述常规钢板的Δr为0.15-0.28，因此就各向同性而言是不利的。
发明概述
技术问题
本发明用于解决以上问题，本发明的目的在于提供一种高强度的各向同性冷轧钢板，它使用包含少量Ti的低碳钢制造，使其r90等于或小于1.3，rm接近1，Δr等于或小于0.15，确保具有优良的定形能力，使它适于作为制造基本上进行拉伸模式的变形的车用外面板的钢板；还提供了制造上述钢板的方法。
技术方案
本发明一方面提供具有优良定形能力的高强度冷轧钢板，达到了以上所述目的和其它目的。所述钢板包含0.01-0.05％的C、0.005-0.06％的Ti、0.1-1％的Mn、0.1％或更少的Si、0.03％或更少的P、0.03％或更少的S、0.08％或更少的溶胶Al(Sol.Al)、0.01％或更少的N，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，以重量％计；其中，Ti和N的组成满足以下关系式：Ti/N＞5；Ti和C的组成满足以下关系式：(48/12)C-Ti*＞0.03％[其中，Ti*＝Ti-(48/14)N]，并且所述钢板的老化指数(AI)为30MPa或更小。
更好地是，所述钢板包含0.015-0.035％的C。
更好地是，所述钢板包含0.01-0.04％的Ti。
更好地是，关系式(48/12)C-Ti*为0.06-0.11％。
本发明另一方面提供了一种制造具有优良定形能力的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：在Ar3温度或更高的温度精轧钢材，提供热轧钢板，所述钢包含0.01-0.05％的C、0.005-0.06％的Ti、0.1-1％的Mn、0.1％或更少的Si、0.03％或更少的P、0.03％或更少的S、0.08％或更少的溶胶Al、0.01％或更少的N，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，以重量％计；其中，Ti和N的组成满足以下关系式：Ti/N＞5；Ti和C的组成满足以下关系式：(48/12)C-Ti*＞0.03％[其中，Ti*＝Ti-(48/14)N]，并且所述钢板的老化指数(AI)为30MPa或更低；以50℃/秒或更快的速度将热轧钢板快速淬火，接着在650℃或更低的温度将钢板绕成卷；对绕成卷的钢板进行酸浸，接着以50-80％的还原速率(reduction rate)冷轧所述钢板；加热至重结晶温度到Ar3的温度之后，将冷轧钢板退火；以3℃/秒或更快的速度将所述退火的钢板初次冷却到600-700℃，接着以30℃/秒或更快的速度将所述冷却的钢板再次冷却到100-500℃的温度；在10分钟内在200-500℃的温度下将冷却的钢板老化，并以0.5％或更高的还原速率对钢板进行表面光轧(skinpass rolling)。
更好地是，所述钢板包含0.015-0.035％的C。
更好地是，所述钢板包含0.01-0.04％的Ti。
更好地是，关系式(48/12)C-Ti*为0.06-0.11％。
更好地是，热轧钢板的快速淬火在精轧完成的1秒内进行。
更好地是，所述钢板的退火在760-820℃下进行5分钟或5分钟以下。
更好地是，所述钢板以3℃/秒或更快的速度加热，进行退火。
有利效果
从以上说明显而易见，本发明提供了高强度的各向同性冷轧钢板，其r90等于或小于1.3，rm接近1，并且Δr低，等于或小于0.15，确保具有优良的定形能力，使它适于作为制造基本上进行拉伸模式的变形的车用外面板的钢板；还提供了制造上述钢板的方法。在形成车用部件时，本发明的钢板可以容易地在拉伸模式下加工成复杂的车用部件。
附图简述
通过以下结合附图的详细说明可以更加清楚地理解本发明上述和其它目的、特征和其它优势：
图1是说明塑性应变比和屈服强度轨迹之间关系的图；
图2是说明本发明一个实施方式中连续退火工艺以及因该连续退火工艺而导致的微结构的变化的图；
图3是说明在钢材中形成的主要晶体结构的部分的图；
图4是说明晶体结构对r值的影响的图；
图5是使用EBSD设备制得的本发明钢材A在进行连续退火之后的结晶取向图；
图6是本发明钢材A在连续退火之后的光学显微图；
图7显示了本发明钢材A在连续退火之后所测得通过取向分布函数ψ2＝45°所得到的本发明钢材A的横截面。
本发明的最佳实施方式
以下参考附图详细说明优选实施方式。
本发明的发明人已经理论上发现，当钢材的rm减小到接近1时，钢材的双轴屈服强度也降低，这样就给钢材提供了优良的定形能力。然后，本发明人通过连续进行各种研究，提供一种使用包含少量Ti的低碳钢制造冷轧钢板的技术，使之具有优良的定形能力、各向同性结构以及等于或小于30MPa的老化指数，使该钢板适于用作车用外面板。
结果发现，通过调整钢板中Ti、N和C的量，使其具有预定组成关系，并调整制造钢板的条件，具体是热轧条件和退火条件，通过连续退火设备可以制造高强度冷轧钢板，其r90等于或小于1.3，rm接近1，并且Δr低，等于或小于0.15，老化指数为30MPa。
首先，本发明钢板的组成以及该范围的理由如下详细所述，下文中“重量％”简单表示为“％”。
碳是钢材中的一种间质固溶体元素，对冷轧和退火过程中钢板的强度和晶体结构有非常显著的影响，同时以碳化铁的形式存在。碳含量较好为0.01-0.05％。当碳含量小于0.01％时，所述钢板的强度降低，并且Δr过度增大。
因此，要求碳含量为0.01％或以上。此外，由于C与Fe偶合，在钢材中形成碳化铁，C可以稳定地存在于钢中。在本发明中，为了避免室温老化，必须具有合适量的C，使得C在钢中沉积成碳化铁。由于过量的C导致钢材的强度显著提高，延展性减低，使钢材的冷轧性能退化，因此碳含量的上限为0.05％或0.05％以下。
更好地是，碳含量为0.015-0.035％。当钢在连续退火时加热，C与Ti偶合，在钢材中沉积成TiC。所沉积的TiC给钢材提供沉积硬化效果，它导致钢材的强度增大。此外，有利于减少Δr的法向(ND)起到扩大晶粒回收率和重结晶速度的作用，它具有平行于<111>的结晶取向(<111>//ND)，使具有结晶方向<111>//ND的晶粒部分减少。同时，痕量的C在高温下沉积成Ti4C2S2，它比TiC更粗，因此对重结晶颗粒的结晶取向的发展基本没有影响。
在本发明中，Ti是除C以外的最重要的元素之一。Ti与N和C偶合，形成TiN，并提供抑制AlN形成的效果。在热轧过程中形成的AlN沉积物导致热轧结构拉伸，由此提高了钢板形状的各向异性。这样，Ti起到通过抑制AlN形成并沉积TiC来降低具有强各向异性取向的晶粒部分的作用，因此具有通过沉积硬化来减小Δr并提高钢材强度的效果。
但是，由于Ti是昂贵的元素，从制造成本来看，往钢中加得尽可能少是有利的。因此，在本发明中，考虑到制造成本以及不会使加入Ti所取得的效果变差，Ti较好为0.005-0.06％。更好地是，Ti为0.01-0.04％。同时，为了使Ti在退火过程中沉积成TiC，并抑制AlN的形成，在钢中必须加入Ti，使Ti和N的比例(Ti/N)大于5，即Ti/N＞5。
此外，由于必须具有合适量的C，以使所述合适量的C沉积成碳化铁，以抑制室温老化，Ti含量较好满足以下关系式(针对C和N)：
(48/12)C-Ti*＞0.03％，其中，Ti*＝Ti-(48/14)N。
在此，Ti*指有效的Ti含量，它是形成TiC所需的Ti量，其中排除了必须用于形成TiN的Ti量(是为了在热轧过程中抑制AlN形成)。更好地是，C和有效Ti(Ti*)的比例，即(48/12)C-Ti*为0.06-0.11％。
Mn是钢材中用于固溶体强化的有效元素，并和钢中的S一起沉积成MnS，由此抑制平滑开裂(slip breakage)以及热轧过程中因S导致的高温脆化。在本发明的实验中，当Mn含量小于0.1％时，不能提高强度，且S不能被Mn沉积，这样难以确保钢材的成形性。相反，当Mn含量大于1％时，因加入Mn而导致的有利效果则过剩了。
Si起到钢材中固溶体强化元素的作用，并且较好加入0.1％或0.1％以下，以确保钢材具有合适的拉伸性。
更高的P含量对提高钢材强度非常有利。但是，过量的P增大了钢材脆裂的可能性，这导致热轧过程中厚板平滑开裂的可能性高。此外，当往钢材中加入过量的P时，P容易扩散到晶粒(gain)边界，并在退火之后隔离在其中，由此导致在成形工艺过程中二次加工脆化。因此，P含量必须限制。在本发明中，由于通过TiC产生的沉积硬化效果可以使钢材达到所需的强度，P含量较好限制在0.03％或0.03％以下。
氮和硫是钢材制造工艺过程中引入钢材中的不可避免的元素，因此重要的是使N和S的含量尽可能低。但是，为了最终降低氮和硫的含量，存在一个钢材精炼成本提高的问题。在这点上，要求N和S的含量降低到操作条件可接受的范围内，在本发明中，S含量较好限制到0.03％或0.03％以下。此外，由于N在高温下形成TiN，并因此会改变用于偶合C的有效Ti含量，更高N含量会导致降低有效Ti含量的问题。因此，在本发明中，N含量较好限制为0.01％或0.01％以下。
溶胶Al有效地作为熔融钢材的脱氧化元素。但是，由于过量的溶胶Al对钢的成形性存在负面的影响，因此溶胶Al的含量较好限于0.08％或0.08％以下。
以下详细说明了本发明制造高强度钢板的方法。
至于热轧钢板的原料，可以使用通过连续浇铸所形成的具有以上组成的钢材，无需形成铁锭。或者，可以使用再次加热之后的具有上述组成的钢锭。此时，当使用所述钢锭形成钢板时，要求将钢锭再次加热到1200℃或1200℃以上，使得在钢锭冷却过程中形成的Ti4C2S2再次溶解在钢材中，作为固溶体。
在本发明中，按照普通工艺进行热轧，形成热轧钢板，并要求精轧的最后一次在Ar3或以上的温度下结束。如果热轧的最终温度降低，则热轧钢板的表面和边缘要在两相区域的温度下热轧，使晶粒变得更粗，变得不均一，导致在冲压成形过程中钢板出现表面缺陷。
在精轧之后，钢板在输出辊道(ROT)上以50℃/秒或更快的速度快速淬火到卷板温度或更高的温度，以在热轧钢板中形成细晶粒。如果钢板以小于50℃/秒的速度淬火，则晶粒会变粗。
此外，所述钢板更好是在精轧完成之后1秒内淬火，以形成更细的晶粒。钢板的快速淬火可以使用安装在ROT前面的高密度冷却器来进行。在将钢板淬火之后，钢板较好在650℃或以下的温度下绕卷。绕卷温度超过650℃会使TiC沉积物变粗，使亚晶粒(在退火过程中具有强各向异性取向)的延时回复效果和重结晶速度变弱，由此提高具有强各向异性取向的晶粒的比例。
所述绕成卷的钢板通过普通工艺进行酸浸，然后较好以50-80％的还原速率进行冷轧。若冷轧的还原速率小于50％，则在退火过程中不能充分地进行重结晶，这样就降低了延展性，如果冷轧的还原速率大于80％，则钢板的面内各向异性提高。
本发明中，退火是指图2所示的连续退火，在重结晶温度或更高的温度以及在小于Ac3或更低的温度下进行。如果退火温度超过Ac3，则所述钢板在α和γ的两相共存区域中退火，促进具有强各向异性取向的晶粒重结晶并长大，使晶粒更粗。由于更粗的晶粒会同时导致强度和延展性变差，故退火温度较好限制在Ac3或以下的温度。
另一方面，若退火温度明显低于重结晶温度，则延展性变差。因此，退火温度更好是为760-820℃。此外，钢板较好在以上退火温度下保持5分钟。钢板在上述退火温度下保持更长时间会导致r90增大，以及具有强各向异性的结晶取向的晶粒长大。
此外，冷轧钢板较好以3℃/秒或以上的速度加热到退火温度。加热速度小于3℃/秒会导致退火周期变长，可能使晶粒变粗。
之后，对所退火的钢板进行初次冷却，至600-700℃的温度，该温度是碳在Fe基质中固溶性高的温度，然后立即进行二次冷却，至100-500℃的温度，该温度是碳在Fe基质中固溶性低的温度，使碳化铁沉积在晶粒边界和界面处。初次冷却较好以3℃/秒或以上的速度进行。而二次冷却较好以30℃/秒或以上的速度进行。
若二次冷却速度小于30℃/秒，那么过饱和的C会阻止碳化铁充分沉积，由此导致延展性变差，并导致室温老化。在二次冷却之后，钢板再次加热至200-500℃，之后过老化10分钟或10分钟以下，使沉积的碳化铁长大。若在低于200℃的温度下进行过老化，那么碳化铁不能充分长大，使一部分C再次溶解成固溶体，使延展性变差并导致室温老化；并且若在高于500℃的温度下进行过老化，Fe基质中的C的溶解度会增大，这样使延展性变差，并导致室温老化。
然后，较好以0.5％或以上的还原速率对钢板进行表面光轧。
本发明的模式
为了更清楚地理解本发明，提供以下实施例。应理解，用于说明本发明原理和实施例的具体工艺、条件、比例以及记录的数据是示例性的，因此不能用于限制本发明的范围。
在熔化并连续浇铸具有图1所示组成的加入了Ti的低碳钢之后，将钢再次加热至1200℃，并在870-890℃下热精轧至2.5(倍)。然后，在经过表2所示淬火开始时间之后，热轧的钢以60℃/秒的速度通过高密度冷却器，进行淬火；并在表2所示绕卷温度下绕成卷。在除去绕成卷的钢板上的表面氧化层之后，钢板以70％的还原速率冷轧成0.75(倍)。
然后，冷轧钢板在连续退火流水线上进行热处理。在热处理过程中，钢板加热至最高780-800℃的温度。在该温度下加热钢板1分钟之后，钢板以5℃/秒的速度初次冷却至700℃，然后以60℃/秒的速度二次冷却至100℃。将所述钢板再次加热至300-350℃，并老化3分钟，并以还原速率1-1.3％进行表面光轧。在将所退火的钢板加工成EN10002-1试验样品之后，对通过上述工艺制得的退火后钢板进行张力试验。
表1
  钢   组成(重量％)
C Si Mn P S   溶胶-Al Ti   N(ppm) Ti/N   Ti*(ppm) 4C-Ti*
  A   0.019   0.012   0.19   0.011   0.011   0.023   0.019   32   5.94   81   0.068
  B   0.025   0.012   0.20   0.011   0.012   0.041   0.021   30   7.00   107   0.110
  C   0.028   0.011   0.19   0.018   0.011   0.046   0.015   27   5.56   57   0.106
  D   0.019   0.012   0.19   0.011   0.011   0.023   0.019   32   5.94   80   0.068
  E   0.02   0.011   0.19   0.014   0.011   0.039   0.018   26   6.92   91   0.071
  F   0.024   0.012   0.20   0.011   0.012   0.041   0.021   30   7.00   107   0.085
  G   0.021   0.006   0.20   0.011   0.012   0.044   0.022   26   8.46   131   0.071
  H   0.020   0.008   0.19   0.011   0.012   0.035   0.029   26   11.15   201   0.060
  I   0.018   0.011   0.19   0.011   0.008   0.027   0.013   31   4.19   23   0.068
  J   0.024   0.079   0.19   0.010   0.012   0.035   0.015   31   4.84   44   0.092
  K   0.019   0.013   0.19   0.011   0.012   0.03   0.014   32   4.38   30   0.073
  L   0.023   0.049   0.19   0.010   0.011   0.033   0.015   32   4.69   40   0.088
  M   0.016   0.014   0.2   0.011   0.012   0.045   0.021   29   7.24   111   0.053
  N   0.021   0.016   0.19   0.011   0.012   0.042   0.040   27   14.8   307   0.053
  O   0.028   0.014   0.2   0.011   0.012   0.037   0.021   31   6.77   105   0.102
下表2显示了制造具有表1所示组成的冷轧钢板的条件，以及单轴试验的结果。在表2中，FDT表示精轧的最终温度，CT表示绕卷温度，ST表示退火温度，YP表示屈服强度，TS表示拉伸强度，El表示总拉伸率，r90表示相对钢板轧辊方向呈90度的方向上的塑性应变比，Δr表示面内各向异性指数，AI表示老化指数。AI使用加热钢板之前施加7.5％预应变之后的流动应力与在100℃下加热钢板1小时之后的流动应力的差异来计算。
表2
  钢   制造条件   机械性能
  FDT(℃)   淬火开始时间(秒)   CT(℃)   ST(℃)   YP(MPa)   TS(MPa)   El(％) r90 |Δr|   AI(MPa)
IS   A   892   0.3   500   780   228   334   39.2   1.21   0.14   26
  B   890   0.3   600   780   220   340   36.2   1.09   0.1   27
  C   883   0.3   500   790   254   350   36.8   1.25   0.13   26
  D   891   0.3   500   780   233   335   40.2   1.14   0.11   25
  E   893   0.3   500   780   252   354   37.5   1.27   0.12   23
  F   892   0.3   600   780   220   340   37   0.97   0.07   27
  G   890   0.3   540   800   284   360   33.7   1.07   0.08   24
  H   883   0.3   540   800   279   355   33.6   1.04   0.1   28
  CS   I   887   1.3   600   780   218   324   40.3   1.29   0.26   35
  J   889   1.3   500   780   242   339   38.4   1.27   0.26   33
  K   888   0.3   600   780   220   327   41.2   1.22   0.26   22
  L   886   0.3   500   780   220   340   37.2   1.22   0.21   23
  M   882   0.3   700   780   235   335   37.4   1.31   0.21   34
  N   886   1.3   540   800   285   376   31.8   0.99   0.01   39
  O   885   1.3   500   800   272   356   34.64   1.18   0.18   33
表2中，本发明钢板A-H满足本发明所述的组成和制造条件。如表2所见，这些样品具有等于或小于1.3的r90，并且Δr等于或小于0.15，这样提供低双轴屈服强度和低面内各向异性指数。
同时，对比钢材I-L不同于本发明，相对氮含量，其Ti含量低。换句话说，由于Ti/N小于本发明的5，这些对比钢材的Δr等于或大于0.15。具体的是，对比钢材I和J的制造条件中，在精轧之后的淬火开始时间比本发明的长。
在对比钢材M和N中，Ti/N比率在本发明的范围内，而r90、Δr和老化指数均不在本发明的范围内。对于对比钢材M，认为由于绕卷温度比本发明的高，在热轧钢板中，使TiC因固溶体C而沉积，并变粗，在退火过程中TiC的沉积不够，使得具有高r90和Δr的结晶取向({554}<225>)的发展增加，这样导致不能得到各向同性钢材。对于对比钢材M和N，认为由于Ti含量不能满足关系式(48/12)C-Ti*＝0.6，所述钢材的老化指数高。
此外，对于对比钢材O，淬火开始时间不在本发明的范围内。和缩短的淬火开始时间比较，热轧钢板的结构变粗，在退火之后的冷轧过程中用于碳化铁的成核位点数减少。因此，对比钢材O的室温老化指数高，Δr等于或大于0.15。
图3显示了相对钢材中晶体结构形成的主要部分的取向分布函数ψ2＝45°。图4显示了使用Taylor多晶体理论，计算晶体结构对于图3所示晶体结构的主要部分的塑性应变比中的各向异性的理论计算结果。
从图4显而易见，α纤维(RD//<110>)的晶体结构和γ纤维(ND//<111>)的晶体结构对塑性应变比存在不同的影响。对于α纤维(RD//<110>)的晶体结构，塑性应变比通常低，且r45是最高值，而对于包含γ纤维(ND//<111>)的{554}<225>的晶体结构，r45是最低值。因此，可知需要上述晶体结构的合适组合来提供各向同性钢材。
图5是使用安装到场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)的电子反向散射衍射(EBSD)设备得到的本发明钢材A的结晶取向图(COM)。当比较图5所示反转极图上的颜色时，可以发现本发明钢材中α纤维(RD//<110>)和γ纤维(ND//<111>)的晶体结构充分发展。图6显示了通过光学显微镜分析晶粒和碳化铁的结果。从图6可以发现，碳化铁主要形成在颗粒边界。图7显示了基于极图的校正数据所获得的数据的取向分布函数(ODF)ψ2＝45°，上述极图通过本发明钢材A中微晶体结构发展的X射线衍射来提供。
从图7可以发现，α纤维(RD//<110>)和γ纤维(ND//<111>)的晶体结构充分发展。根据这些试验结果，可知由于本发明钢材中α纤维(RD//<110>)和γ纤维(ND//<111>)的晶体结构充分发展，本发明的钢材具有优良的各向同性。
应理解，描述的实施方式和附图用于说明的目的，本发明仅由以下权利要求书限定。而且，本领域那些技术人员可知，在不背离所附权利要求书所述本发明范围和精神的条件下可以进行各种修改、添加和替换。

Claims (11)

1.一种具有优良定形能力的高强度冷轧钢板，它包含，以重量％计，0.01-0.05％的C、0.005-0.06％的Ti、0.1-1％的Mn、0.1％或更少的Si、0.03％或更少的P、0.03％或更少的S、0.08％或更少的溶胶Al、0.01％或更少的N，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；其中，Ti和N的组成满足以下关系式：Ti/N＞5；Ti和C的组成满足以下关系式：(48/12)C-Ti*＞0.03％，其中Ti*＝Ti-(48/14)N，所述钢板的老化指数(AI)为30MPa或更低。
2.权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，所述钢板包含0.015-0.035％的C。
3.权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，所述钢板包含0.01-0.04％的Ti。
4.权利要求1-3任一项所述的冷轧钢板，其特征在于，关系式(48/12)C-Ti*为0.06-0.11％。
5.一种制造具有优良定形能力的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：
在Ar3温度或更高的温度精轧钢材，提供热轧钢板，所述钢包含，以重量％计，0.01-0.05％的C、0.005-0.06％的Ti、0.1-1％的Mn、0.1％或更少的Si、0.03％或更少的P、0.03％或更少的S、0.08％或更少的溶胶Al、0.01％或更少的N，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；其中，Ti和N的组成满足以下关系式：Ti/N＞5；Ti和C的组成满足以下关系式：(48/12)C-Ti*＞0.03％，其中Ti*＝Ti-(48/14)N，所述钢的老化指数为30MPa或更低；
以50℃/秒或更快的速度将热轧钢板快速淬火，接着在650℃或更低的温度将钢板绕成卷；
对绕成卷的钢板进行酸浸，接着以50-80％的还原速率冷轧所述钢板；
在加热至重结晶温度-Ar3的温度之后，将冷轧钢板退火；
以3℃/秒或更快的速度将所述退火的钢板初次冷却到600-700℃，接着以30℃/秒或更快的速度将所述冷却的钢板再次冷却到100-500℃的温度；
在10分钟内在200-500℃的温度下将冷却的钢板过老化；以及
以0.5％或更高还原速率对钢板进行表面光轧。
6.权利要求5所述的方法，其特征在于，所述钢包含0.015-0.035％的C。
7.权利要求5所述的方法，其特征在于，所述钢包含0.01-0.04％的Ti。
8.权利要求5-7任一项所述的方法，其特征在于，关系式(48/12)C-Ti*为0.06-0.11％。
9.权利要求5所述的方法，其特征在于，所述热轧钢板的快速淬火在精轧完成的1秒内进行。
10.权利要求5所述的方法，其特征在于，所述钢板的退火在760-820℃的温度下进行5分钟或5分钟以下。
11.权利要求5或10所述的方法，其特征在于，所述钢板以3℃/秒或更快的速度加热，进行退火。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104254633A (zh) * 2012-04-26 2014-12-31 杰富意钢铁株式会社 具有良好的延展性、延伸凸缘性、材质均匀性的高强度热轧钢板及其制造方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013060619A (ja) * 2011-09-12 2013-04-04 Jfe Steel Corp 加工性に優れた薄鋼板およびその製造方法
JP5862254B2 (ja) * 2011-12-08 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 冷間圧延の素材用の熱延鋼板およびその製造方法
KR101594670B1 (ko) * 2014-05-13 2016-02-17 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR101676194B1 (ko) * 2015-11-13 2016-11-15 주식회사 포스코 플랜지 가공성이 우수한 고강도 석도원판 및 그 제조방법
CN105441802B (zh) * 2015-12-01 2017-05-24 攀钢集团西昌钢钒有限公司 一种含钛酸洗板及其制备方法
KR101786318B1 (ko) * 2016-03-28 2017-10-18 주식회사 포스코 항복강도와 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
JP7343788B2 (ja) * 2020-03-26 2023-09-13 日本製鉄株式会社 熱処理シミュレーション方法、熱処理シミュレーション装置、及びプログラム
CN113122690B (zh) * 2021-04-16 2022-03-22 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 低△r值微碳钢冷轧钢板及其制备方法
CN115627424B (zh) * 2022-11-07 2023-08-18 鞍钢股份有限公司 一种1.5GPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR800000710B1 (ko) * 1979-09-15 1980-07-23 히라이도미 사부로오 석출 경화형 고강도 냉연 강판
JPS57169022A (en) * 1981-04-11 1982-10-18 Sumitomo Metal Ind Ltd Production of cold rolled mild steel plate by continuous annealing
DE3803064C2 (de) * 1988-01-29 1995-04-20 Preussag Stahl Ag Kaltgewalztes Blech oder Band und Verfahren zu seiner Herstellung
DK0435968T3 (da) * 1989-05-09 1995-12-27 Preussag Stahl Ag Fremgangsmåde til fremstilling af coilbreak-frit varmbånd og ældningsbestandigt varmforzinket koldbånd
CA2037316C (en) * 1990-03-02 1997-10-28 Shunichi Hashimoto Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold-rolled steel sheets for deep drawing
JP2814818B2 (ja) * 1992-01-22 1998-10-27 日本鋼管株式会社 材質安定性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
DE19622164C1 (de) * 1996-06-01 1997-05-07 Thyssen Stahl Ag Verfahren zur Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlbleches oder -bandes mit guter Umformbarkeit
JP3546287B2 (ja) * 1997-10-15 2004-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れる高張力熱延鋼板およびその製造方法
EP1026278B2 (en) * 1998-07-27 2014-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Use of a ferritic steel sheet having excellent shape fixability and manufacturing method thereof
DE60127879T2 (de) * 2000-02-29 2007-09-06 Jfe Steel Corp. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneten Reckalterungseigenschaften

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104254633A (zh) * 2012-04-26 2014-12-31 杰富意钢铁株式会社 具有良好的延展性、延伸凸缘性、材质均匀性的高强度热轧钢板及其制造方法

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