CN101218363A - 用于深冲的具有极好的抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能的钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种用于汽车的深冲用钢板，及其制造方法。该钢板包含，以重量计：C：0.010％或更少；Si：0.02％或更少；Mn：0.06－1.5％；P：0.15％或更少；S：0.020％或更少；溶胶态Al：0.10－0.40％；N：0.010％或更少；Ti：0.003－0.010％；Nb：0.003－0.040％；B：0.0002－0.0020％；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，Ti、Al、B和N的组成满足以下关系：1.0＜(Ti[％]＋Al[％]/16＋6B[％])/3.43N[％]＜4.1，并且Nb、Al和C的组成满足以下关系：0.7＜(Nb[％]＋Al[％]/20)/7.75C[％]＜3.5。该钢板显示出极好的抗二次加工脆化性、焊接接头的耐疲劳性、以及吸引人的镀敷表面和极好可成形性。

Description

用于深冲的具有极好的抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能的钢板及其制造方法
技术领域
本发明基于提交于2005年7月8日的韩国申请No.2005-61691，并要求该申请的优先权，该申请作为整体在本文中引用作为参考。
本发明涉及主要用于汽车车体的内部或外部板材等的用于深冲的钢板。更具体地说，本发明涉及用于深冲的钢板，它具有28-50□f/□的拉伸强度，同时显示出极好的抗二次加工脆化性、焊接接头的耐疲劳性以及镀敷性能和极好的可成形性，本发明还涉及该钢板的制造方法。
背景技术
近年来，随着汽车车体部件具有在形状上变得更复杂并且集成为单个部件的趋势，需要用于汽车车体的钢板具有进一步增强的可成形性。另外，还需要用于汽车车体的钢板根据汽车的使用条件，具有极好的抗二次加工脆化性和焊接接头的耐疲劳性，并具有吸引人的镀敷的表面。
通常，按以下方式制造具有增强的可成形性和强度的钢板：向高纯度钢(钢中的杂质含量达到最少)中加入可成形性增强成分，即碳化物和氮化物形成成分(如Ti、Nb等)以及强度增强成分，即固溶体增强成分(如Mn、P、Si等)。但是，由于钢的性质中固有的限制，难以同时增强可成形性和强度。
具体地说，由于使用高纯度钢来制造用于特别深冲的钢板，通常会导致晶粒边界的脆化，从而造成抗二次加工脆化性和焊接接头的耐疲劳性的显著下降。
为了制造克服上述这些问题的产品，日本高炉制造商进行了大量研究，开发了下述用于制造深冲用的钢板的技术。
通常，使用所谓的超低碳无间隙(IF)钢来制造用于深冲的钢板，所述超低碳无间隙(IF)钢是通过向超低碳钢中加入碳化物和氮化物形成成分如Ti、Nb等(作为单个组分加入或者以它们的组合加入)，同时在钢制造过程中将形成间隙的固溶体成分(如C或N)的量降低至50ppm或更低，以确保良好的可成形性。作为使用IF钢制造用于深冲的钢板的常规技术的一般的特征，尽管将碳化物和氮化物形成成分(如Ti、Nb等)以0.01-0.07％的量加入超低碳钢中以确保可加工性，但是在用于增强晶粒边界的形成间隙的固溶体增强成分中缺少钢，从而导致二次加工脆化性，同时导致点焊接头的耐疲劳性下降。
这一问题在用于深冲的高强度钢中显得很严重，该高强度钢含有固溶体增强成分(如P、Mn等)。在这方面，日本专利公开公报(H)6-57373和(H)7-179946中公开的技术提出了加入晶粒边界增强成分(如B等)，日本专利公开公报2000-303144和2001-131695中公开的技术提出了将钢中的碳含量限制到60ppm或更低。但是，这些技术也存在诸如使用该技术制造的钢板的GA产品的可加工性和镀敷性能下降的问题。
另外，本发明的发明人发明了一种用于汽车等的特别深冲用的高强度钢板，以及制造该钢板的方法，公开于韩国专利公开公报No.2004-0002768中，该钢板包含，以重量计：C：0.010％或更少；Si：0.02％或更少；Mn：1.5％或更少；P：0.03-0.15％；S：0.02％或更少；溶胶态Al：0.03-0.40％；N：0.004％或更少；Ti：0.005-0.040％；Nb：0.002-0.020％；以及B：0.0001-0.0020％和Mo：0.005-0.02％中的至少一种，由此增强了加入了Ti-Nb的钢的可加工性。但是，虽然该方法能通过控制Ti和Nb的组合来增强可加工性，但是它无法确保近年来汽车钢板所需的抗二次加工脆化性和耐疲劳性。
发明内容
技术问题
因此，本发明用来解决上述问题，本发明的一个目的是提供用于深冲的高强度钢板，通过以组合地控制Ti、Al、B和N的含量，以及组合地控制Nb、Al和C的含量，同时增加Al的含量(其对可成形性和镀敷性能有利)，并减少Ti的含量(其对镀敷性能等不利)，由此提供极好的抗二次加工脆化性和焊接接头的耐疲劳性以及可成形性，同时显示出吸引人的表面质量。
技术方案
根据本发明的一个方面，上述和其它目的可通过提供具有极好的抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能的用于深冲的高强度钢板来实现，该钢板包含(以重量计)：C：0.010％或更少；Si：0.02％或更少；Mn：0.06-1.5％；P：0.15％或更少；S：0.020％或更少；溶胶态Al：0.10-0.40％；N：0.010％或更少；Ti：0.003-0.010％；Nb：0.003-0.040％；B：0.0002-0.0020％；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，Ti、Al、B和N的组成满足以下关系：1.0≤(Ti[％]+Al[％]/16+6B[％])/3.43N[％]≤4.1，并且Nb、Al和C的组成满足以下关系：0.7≤(Nb[％]+Al[％]/20)/7.75C[％]≤3.5。
根据本发明的另一个方面，提供一种用于制造具有极好的抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能的用于深冲的高强度钢板的方法，该方法包含：在1,100-1,250℃的温度下再加热钢板坯料，所述钢板坯料包括(以重量计)：C：0.010％或更少；Si：0.02％或更少；Mn：0.06-1.5％；P：0.15％或更少；S：0.020％或更少；溶胶态Al：0.10-0.40％；N：0.010％或更少；Ti：0.003-0.010％；Nb：0.003-0.040％；B：0.0002-0.0020％；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，Ti、Al、B和N的组成满足以下关系：1.0≤(Ti[％]+Al[％]/16+6B[％])/3.43N[％]≤4.1，并且Nb、Al和C的组成满足以下关系：0.7≤(Nb[％]+Al[％]/20)/7.75C[％]≤3.5；粗轧所述再加热的钢板坯料；在880℃或更高的精轧温度下精轧所述粗轧的钢板坯料，接着卷绕热轧的钢板：以65％或更高的冷缩率(reduction ratio)冷轧卷绕的钢板；以及在780-860℃的温度下对冷轧的钢板进行连续退火。
有益效果
从上述描述中可以明显地看出，本发明的用于深冲的钢板与常规的用于深冲的高强度钢板相比，显示出极好的抗二次加工脆化性、焊接接头的耐疲劳性以及具有吸引人的镀敷表面和极好的可成形性。
具体实施方式
下文中详细地描述优选的实施方式。
本发明的高强度钢板具有以下特性：其组合地通过控制Ti、Al、B和N的含量以及组合地控制Nb、Al和C的含量，同时增加Al的含量(Al有利于可成形性和镀敷性能)，减少Ti的含量(Ti不利于镀敷性能等)，由此显示出极好的抗二次加工脆化性、焊接接头的耐疲劳性以及镀敷性能和可成形性。
本发明的钢板将在下文中根据其组成和制造方法来描述。
〔组成〕
C：0.010重量％或更少(下文中，％)
C在钢中用作间隙固溶体成分，阻碍{111}结构的形成，这有利于在冷轧和退火时在钢板中形成该结构过程中的可加工性。如果碳的含量超过0.010％，则需要增加Ti和Nb的含量(它们是碳化物和氮化物形成成分)，从而导致制造成本的增加。因此，碳的含量优选为0.010％或更少。
Si：0.02％或更少
Si是导致表面结垢缺陷的成分。如果硅的含量超过0.02％，在退火时会引起诸如回火色以及在镀敷时产生未镀敷部分等问题。因此，硅的含量优选为0.02％或更少。
Mn：0.06-1.5％
Mn是用于确保强度的替代固溶体增强成分。如果Mn的含量少于0.06％，则钢易于脆化，因为钢中存在S；如果Mn的含量超过1.5％，则钢r-值会随着伸长而快速下降。因此，Mn的含量优选为0.06-1.5％。
P：0.15％或更少
P与Mn一起加入钢中也是用于增加强度的有代表性的固溶体增强成分。当P加入添加了Ti-Nb的钢中，例如在本发明的钢中时，其通过晶粒细化、晶粒边界分离等导致了{111}结构的生长，这对γ-值有利。但是，如果P的含量超过0.15％，钢的伸长率会快速下降，并且脆化性显著增加。因此，P的含量优选为0.15％或更低。
S：0.020％或更少
当制造用于深冲的钢时，钢中S的含量通常限制在0.005％或更低的较低程度。但是，根据本发明，由于钢含有Mn，钢中S的全部含量沉淀为MnS，从而避免了因固溶体S而导致的可成形性下降。因此，S的含量优选为0.020％或更低，其避免了在辊轧过程中发生边缘开裂。
溶胶态Al(Sol.Al)：0.10-0.40％
对于冷轧的钢产品，钢的溶胶态Al含量通常控制在0.02-0.07％，同时考虑制造成本，将钢中的溶解氧保持在足够低的状态。根据本发明，溶胶态Al用来在较低的退火温度下稳定地获得可深冲性。另外，溶胶态Al沿着晶粒边界扩散到钢的表面，使得镀敷层致密，由此增强了钢的抗粉化性能(powdering resistance)。
根据本发明，如果钢中溶胶态Al的含量为0.10％或更高，则钢中的沉淀物变得粗糙，明显地阻碍了通过P抑制再结晶的效果，由此激活再结晶，并有助于{111}结构的形成和抗粉化性能的增加。如果溶胶态Al的含量超过0.40％，则会导致成本的增加，以及连续浇铸操作效率的下降。
因此，溶胶态Al的含量优选为0.10-0.40％。在本发明的钢板中，由于溶胶态Al的含量影响Ti或Nb基沉淀物的形成作为碳化物和氮化物，使得所述沉淀物变得粗糙，所以溶胶态Al用作关键组分，与常规的IF钢相比，加入较少量的Ti和Nb，而进一步增强了钢的可成形性。
N：0.010％或更少
N通常以固溶体状态存在，并降低了钢的可成形性。如果N的含量超过0.010％，则需要增加Ti和Nb的添加量以将N固定为沉淀物。因此，N的含量优选为0.010％或更少。
Ti：0.003-0.010％
Ti在可成形性方面是非常重要的成分。为了提供增强可成形性(具体的说，r-值)的效果，Ti必须以0.003％或更高的量加入钢中。但是，如果Ti的含量超过0.010％，则在制造成本和镀层退火处理中的镀敷性能方面是不利的。因此，Ti的含量优选为0.003-0.010％。
Nb：0.003-0.040％
Nb与Ti一样在可成形性方面也是非常重要的成分。为了提供增强可成形性(具体的说，r-值)的效果，Nb必须以0.003％或更高的量加入钢中。但是，如果Nb的含量超过0.040％，则在制造成本和镀敷性能方面是不利的。因此，Nb的含量优选为0.003-0.040％。
B：0.0002-0.0020％
B是晶粒边界增强成分，能有效地增强点焊接头的耐疲劳性，同时防止P造成晶粒边界的脆化。如果B的含量少于0.0002％，钢无法达到上述效果；如果B的含量超过0.0020％，则会引起可成形性快速下降的问题，并导致镀敷的钢板的表面性能下降。因此，B的含量优选为0.0002-0.0020％。
根据本发明，除了上述组分之外，所述钢板还包含余量的Fe和其它不可避免的杂质。另外，本发明的钢板还可包含Mo，以进一步增强抗二次加工脆化性和镀敷性能。此时，Mo的含量优选为0.05％或更少。理由是，如果Mo的含量超过0.05％，则通过Mo含量增强抗二次加工脆化性和镀敷性能的效果显著下降，这对于制造成本是不利的。
根据本发明，为了确保具有上述低Ti含量和高Al含量的组成的钢同时具有可成形性、镀敷性能、抗二次加工脆化性和耐疲劳性，需要结合Ti的加入量来控制Al、B和N的含量，如下式1所示。具体地说，根据本发明，由于与常规的钢板相比，本发明的钢板中Ti的含量较低，可成形性下降的可能性很大。在这方面，为了避免由于Ti的含量较低而导致的可成形性的下降，并且同时确保抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能，本发明提出下列表达式1：
1.0≤(Ti[％]+Al[％]/16+6B[％])/3.43N[％]≤4.1    1
换句话说，根据本发明，需要满足1.0≤(Ti[％]+Al[％]/16+6B[％])/3.43N[％]≤4.1的关系式，理由如下。
在钢中，Ti、Al和B与N反应，形成氮化物。因此，如果钢中这些成分的含量非常低，则固溶体N会导致老化现象，同时降低可深冲性。另一方面，如果钢中这些成分的含量增加超过上述预定的量，则在加工时钢的镀敷性能和拉伸性能会下降。
换句话说，如果上式的计算值小于1.0，则钢不仅会产生老化现象，导致可深冲性的下降，而且还无法确保抗二次加工脆化性和耐疲劳性。另一方面，如果计算值超过4.1，则钢的镀敷性能和拉伸性能会下降。因此，优选的是控制Ti、Al、B和N的含量以满足1.0≤(Ti[％]+Al[％]/16+6B[％])/3.43N[％]≤4.1关系式。
另外，根据本发明，为了确保可深冲性和拉伸性能更为稳定，需要控制组分的含量以满足下式2。具体地说，由于本发明的钢中Ti的含量较低，需要进一步确保可深冲性和拉伸性能。为此，本发明根据下列表达式2组合地控制Nb、Al和C的含量：
0.7≤(Nb[％]+Al[％]/20)/7.75C[％]≤3.5    2
如果计算值小于0.7，则由于钢中C被不稳定地清除，可深冲性会下降。另一方面，如果计算值超过3.5，则由于钢中固溶体Nb含量的增加，会产生拉伸性能下降的问题。
在本发明的钢板中，形成Nb-Ti-Al-N-C基复合沉淀物。在这点上，如果Nb-Ti-Al-N-C基复合沉淀物的平均尺寸控制为40□或更大，是更为优选的，因为这样可进一步增强钢板的可成形性。另外，根据本发明，通过将Nb-Ti-Al-N-C基沉淀物中的Ti4C2S2部分限制到50％或更大，而将TiC部分限制到低于5％，可进一步增强可成形性和镀敷性能。由于Ti4C2S2是本发明需要得到的对可成形性和镀敷性能方面有利的沉淀物，如果Ti4C2S2部分控制到50％或更多，可以确保进一步增强的可成形性和镀敷性能。
同时，由于TiC是对镀敷性能方面不利的沉淀物，如果TiC部分限制到低于5％，可确保进一步增强镀敷性能。在制造本发明的钢板时，上述复合沉淀物的控制与热轧中粗轧的减少量与精轧的减少量的比例(下文中也称为减少量的比例)密切相关，这将在下文中描述。
根据本发明，可通过控制组分以满足上述组成和下列表达式3来制造具有所需的拉伸强度的钢板：
28≤27.6+4.81Mn[％]+90.7P[％]+132Nb[％]+30Mo[％]+180B[％]≤50    3
根据本发明，可以控制组分的含量，使得27.6+4.81Mn[％]+90.7P[％]+132Nb[％]+30Mo[％]+180B[％]的计算值为28-50。该式是本发明的拉伸强度的回归表达式，它表示各个组分对拉伸强度的影响程度作为基于经验的系数。当满足上述关系时，可容易地确保市售的拉伸强度为28、35、40和45□/f□水平的用于深冲的钢板具有良好的性能。
制造本发明的用于深冲的钢板的方法将在下文中描述。
〔制造方法〕
首先，将具有上述组成的钢板坯料再加热至1,100-1,250℃的温度。如果再加热温度低于1,100℃，则难以进行热轧；而如果再加热温度超过1,250℃，则会形成表面缺陷。
然后，对再加热的钢板坯料进行热轧(包括粗轧和精轧)和卷绕。在这点上，当进行热轧时，精轧温度宜控制在880℃或更高。理由是，如果精轧温度低于880℃，则形成混合的晶粒，导致产品具有不利的性能。另外，根据本发明，为了改善产品的r-值，理想的是在热轧过程中适宜地控制粗轧的减少的量与精轧的减少的量的比例，即，减少量的比例。
具体地说，减少量的比例宜控制在1.0-3.5。理由是，如果减少量的比例小于1.0，则精轧的减少量会显著增加，导致负载的增加，同时难以将沉淀物中的Ti4C2S2部分控制到50％或更高，并且难以控制TiC部分至低于5％。另一方面，如果减少量的比例超过3.5，则改善r-值的效果是可以忽略的。减少量的比例的控制将在下文中详细描述。
在本发明的钢中，Ti、Nb等与杂质固溶体成分反应，形成沉淀物，其尺寸和分布严重地影响最终的冷轧产品的可成形性。换句话说，如果尺寸主要为几百或更大的沉淀物均匀地分布，而不是尺寸为几十或更小的超细沉淀物呈其中在热轧的钢板中的所有的杂质成分如C、N、S等固定为沉淀物的状态，作为最终产物的冷轧钢板的r-值明显地改善。
同时，由于使这些沉淀物在钢中活化地形成的温度范围等于热轧的温度范围，超低碳钢中沉淀物的尺寸和分布主要取决于热轧温度和减少量。由于辊轧过程中沉淀物的形成通过动态沉淀来促进，能够最活化地沉淀的温度区域中的减少量的增加导致沉淀物容易地形成。
因此，随着精轧的减少量的增加，对于沉淀物的形成是有利的。在这种情况下，由于沉淀物的形成基于动态沉淀，沉淀物主要具有几百或更大的尺寸，使得钢中Nb-Ti-Al-N-C基复合沉淀物的平均尺寸成为40□或更大。另外，精轧的减少量的增加会导致Ti4C2S2部分的增加(Ti4C2S2部分有利于可成形性和镀敷性能)，并导致TiC部分的减少(TiC部分不利于镀敷性能)。
换句话说，根据本发明，由于以下原因限制减少量的比例：增加精轧的减少量不仅使主要具有几百或更大的尺寸的沉淀物分布在钢板中，而不在其中形成固溶体成分，而且还增加沉淀物中有利于可成形性和镀敷性能的部分，同时减少沉淀物中不利于镀敷性能的部分，由此改善最终产品的r-值和镀敷性能。
然后，对卷绕的热轧的钢板进行冷轧和连续退火。此时，冷轧的冷缩率宜限制在65％或更高，因为冷缩率低于65％会难以得到1.9或更高的高r-值。另外，连续退火宜在780-860℃的温度下进行。
理由是，退火温度低于780℃会难以得到1.9或更高的高r-值，而退火温度高于860℃非常有可能在操作过程中导致带材出现螺纹(由于高温退火)。由于本发明的连续退火温度明显低于常规用于制造深冲用钢板的方法所用的温度区域(880-930℃)，对于制造成本是有利的，并提供了优异的可生产性。
如果需要的话，可对上述制得的冷轧的钢板进行一般的镀敷工艺。该镀敷工艺可以是，例如，镀锌、镀层退火处理等。
下面将参照实施例详细地描述本发明。应注意，这些实施例仅用于说明的目的，并不因此限制本发明的范围。
实施例
实施例1
在将具有表1所示组成的钢板坯料再加热至1,180℃之后，在910℃的温度下用精轧对该钢板坯料进行热轧，并在650℃的温度下进行卷绕。在表2所示的条件下对卷绕的钢板进行冷轧和连续退火。然后，评价冷轧的钢板的机械性能，结果示于表2。此时，使用以下述方式得到延性脆性转变温度(DBTT)评价各钢板的二次加工脆化性：以1.9的加工率(process ratio)形成杯状物，将杯状物横向放置之后，将铅锤落在该杯状物上。在下述条件下评价耐疲劳性：当用60Hz周期重复施加总共1000万次的负载到点焊试样上时，该试样未受损。根据镀层因为成杯状而导致的分离率来评价抗粉化性能，其根据重量比来计算。
表1
钢No.  组分  Exp.1 Exp.2  Exp.3   注
 C  Si  Mn P   S   溶胶态A  N  Ti Nb     B   Mo
IS1  0.0018  0.01  0.08 0.001   0.01   0.12  0.0026  0.009 0.01  0.001  2.52 1.15  29.6   28Kgf/mm2水平
IS2  0.0025  0.01  0.12 0.008   0.007   0.21  0.0051  0.008 0.015  0.0004  1.34 1.32  31
IS3  0.0035  0.01  0.07 0.005   0.006   0.11  0.0032  0.006 0.021  0.0005  1.45 0.98  31.3
IS4  0.0012  0.01  0.09 0.005   0.008   0.31  0.0026  0.008 0.014  0.0003  3.27 3.17  30.4
CS1  0.0016  0.01  0.08 0.006   0.007   0.13  0.0061  0.003 0.018  0.0003  0.62 1.98  31
CS2  0.002  0.01  0.12 0.009   0.009   0.041  0.0021  0.021 0.031  3.27 2.13  33.1
CS3  0.0026  0.01  0.08 0.008   0.012   0.038  0.0024  0.02 0.019  2.72 1.04  31.2
IS5  0.0031  0.01  0.52 0.04   0.007   0.15  0.0018  0.006 0.015  0.0005  0.02  2.98 0.94  36.4 35Kgf/mm2水平
IS6  0.0036  0.01  0.58 0.038   0.01   0.21  0.0031  0.007 0.024  0.0007  0.02  2.29 1.24  37.7
IS7  0.0031  0.01  0.61 0.043   0.011   0.14  0 0017  0.006 0.021  0.0003  0.02  2.84 1.17  37.9
IS8  0.0021  0.01  0.54 0.042   0.008   0.25  0.0024  0.008 0.009  0.0011  0.02  3.67 1.32  35
CS4  0.0035  0.01  0.51 0.044   0.008   0.14  0.0056  0.003 0.012  0.0005  0.02  0.77 0.7  36.3
CS5  0.0033  0.01  0.48 0.061   0.007   0.03  0.0021  0.045  0.0008  7.17 0.06  35.6
CS6  0.0031  0.01  0.38 0.058   0.012   0.04  0.0029  0.048  0.0005  5.38 0.08  34.8
IS9  0.0021  0.01  0.88 0.087   0.009   0.14  0.0028  0.008 0.017  0.0008  0.03  2.42 1.47  42.9 40Kgf/mm2水平
S10  0.0031  0.01  0.76 0.084   0.007   0.24  0.0021  0.007 0.028  0.0011  0.03  3.97 1.66  43.7
IS11  0.0027  0.01  0 81 0.085   0.012   0.17  0.0028  0.009 0.016  0.0012  0.03  2.79 1.17  42.4
IS12  0.0034  0.01  0.84 0.091   0.008   0.34  0.0031  0.006 0.01  0.0007  0.03  2.96 1.02  42.2
CS7  0.0044  0.01  0.85 0.096   0.008   0.14  0.0072  0.003 0.013  0.0002  0.03  0.52 0.59  43
CS8  0.0039  0.01  0.8 0.091   0.007   0.04  0.0025  0.052  0.0006  6.78 0.07  39.8
CS9  0.0032  0.01  0.78 0.094   0.01   0.05  0.0029  0.049  0.0009  5.78 0.1  40
IS13  0.0017  0.01  0.88 0.11   0.009   0.26  0.0025  0.007 0.032  0.0009  0.03  3.34 3.42  47.1  45Kgf/mm2水平
IS14  0.0021  0.01  1.12 0.091   0.007   0.14  0.0023  0.006 0.028  0.0011  0.03  2.71 2.15  46
IS15  0.0031  0.01  0.83 0.102   0.007   0.17  0.002  0.009 0.033  0.0008  0.03  3.56 1.73  46.2
IS16  0.0025  0.01  1.15 0.087   0.012   0.31  0.0026  0.008 0.026  0.00l2  0.03  3.88 2.14  45.6
CS10  0.0064  0.01  1.11 0.089   0.01   0.11  0.0056  0.003 0.026  0.0012  0.03  0.89 0.64  45.6
CS11  0.0038  0.01  0.83 0.095   0.009   0.04  0 0028  0.043  0.0007  5.17 0.07  40.3
CS12  0.0033  0.01  0.95 0.105   0.008   0.03  0.0022  0.049  0.0005  7.14 0.06  41.8
IS：本发明的钢；CS：对照的钢；Exp.表达式
表2
钢No. 冷缩率(％)   CA温度(℃)   TSKgf/mm2 伸长率(％) r-值 DBTT(℃) FS(kgf)   抗粉化性能     沉淀物的平均尺寸(nm)
  IS1     78   835   28.9     49.8   2.32   -70   85     10％     54
  IS2     78   830   30.1     47.9   2.24   -70   80     l4％     56
  IS3     78   830   30.4     47.6   2.08   -80   85     6％     49
  IS4     78   835   29.7     50.4   2.19   -80   85     8％     51
  CS1     78   830   31.3     45.8   1.78   -50   75     15％     14
  CS2     78   830   29.9     47.9   2.22   -40   75     12％     12
  CS3     78   830   28.7     48.7   1.98   -50   70     19％     24
  IS5     75   825   35.2     43.2   2.34   -70   130     12％     68
  IS6     75   830   35.9     44.1   2.41   -70   140     6％     62
  IS7     75   815   36.1     45.0   2.28   -70   130     10％     60
  IS8     73   810   36.8     44.3   2.45   -60   140     5％     70
  CS4     75   830   37.2     41.2   1.74   -50   125     15％     11
  CS5     75   830   35.8     45.2   1.89   -50   120     18％     28
  CS6     75   830   35.4     45.3   1.85   -60   120     14％     23
  IS9     75   815   42.3     35.9   2.21   -50   150     8％     55
  IS10     78   830   41.8     36.2   2.18   -50   150     9％     52
  IS11     75   798   41.6     37.0   2.26   -40   160     4％     60
  IS12     78   825   42.1     36.7   2.41   -50   150     3％     69
  CS7     75   830   43.1     34.2   1.67   -40   140     12％     10
  CS8     75   830   41.4     37.2   1.82   -40   140     9％     18
  CS9     73   830   40.9     36.8   1.79   -40   150     19％     20
  IS13     68   793   45.5     33.9   2.18   -40   170     11％     52
  IS14     68   812   46.3     33.2   2.13   -40   150     13％     55
  IS15     70   820   46.6     34.0   2.26   -40   170     6％     63
  CS16     70   828   47.1     33.7   2.34   -40   170     4％     70
  CS10     70   830   47.4     30.1   1.57   -30   160     13％     8
  CS11     68   840   45.2     34.2   1.78   -30   150     12％     21
  CS12     70   830   45.9     33.8   1.75   -40   160     20％     18
IS：本发明的钢；CS：对照的钢；CA：连续退火；TS：拉伸强度；FS：疲劳强度；抗粉化性能：镀层重量的减少
从表2中可以看出，满足本发明的条件的本发明的钢1-16显示出优异的抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能(抗粉化性能)以及可成形性。
但是，在组成和组分的关系方面不满足本发明的条件的对照的钢1-12与本发明的钢相比，显示出下降的抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能(抗粉化性能)以及可成形性。具体地说，对于满足本发明的组成但不满足组分之间的关系的对照的钢1、4、7和10，其伸长率、r-值、抗二次加工脆化性和耐疲劳性低于本发明的钢。
实施例2
在将具有表1所示的本发明的钢1和5的组成的钢板坯料再加热至1,180℃之后，在910℃的温度下用精轧对钢板坯料进行热轧，并在650℃的温度下进行卷绕。此时，当进行热轧时，粗轧的减少量与精轧的减少量的比例基于表3所示的条件。在表2所示的条件(本发明的钢1和5的条件)下对卷绕的钢板进行冷轧和连续退火。
然后，评价试样的沉淀物的机械性能和分布，结果示于表3。
表3
实施例No. 钢No. 减少量比例 r-值 抗粉化性能   沉淀物的平均尺寸(nm) Ti4C2S2部分(％) TiC部分(％)
    IE1     IS1     0.8     1.95   15   16     43    12
    IE2     IS1     2.1     2.32   10   56     62    1
    IE3     IS1     3.7     1.82   19   32     38    9
    IE4     IS5     0.7     1.93   18   28     40    8
    IE5     IS5     2.2     2.34   12   68     65    2
    IE6     IS5     3.9     1.92   15   15     42    10
IE：本发明的实施例；IS：本发明的钢；抗粉化性能：镀层重量的减少
从表3中可以看出，根据1.0-3.5的减少量的比例制得的本发明实施例2和5与不满足1.0-3.5的减少量的比例制得的本发明的实施例1、3、4和6相比，前者显示出优异的r-值和镀敷性能。另外，从中可以发现这些结果的获得是由于沉淀物的平均尺寸的增加、Ti4C2S2部分的增加(Ti4C2S2部分有利于可成形性和镀敷性能)以及TiC部分的减少(TiC部分不利于镀敷性能)所致。
应理解，以上所描述的实施方式和附图是为了说明的目的，本发明仅由以下权利要求书限制。此外，本领域技术人员将会理解，在不偏离根据所附权利要求书的本发明的范围和精神的前提下，可以进行各种修改、添加和替换。

Claims (9)

1.一种具有极好的抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能的用于深冲的钢板，该钢板包含，以重量％计：C：0.010％或更少；Si：0.02％或更少；Mn：0.06-1.5％；P：0.15％或更少；S：0.020％或更少；溶胶态Al：0.10-0.40％；N：0.010％或更少；Ti：0.003-0.010％；Nb：0.003-0.040％；B：0.0002-0.0020％；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，Ti、Al、B和N的组成满足以下关系：1.0≤(Ti[％]+Al[％]/16+6B[％])/3.43N[％]≤4.1，并且Nb、Al和C的组成满足以下关系：0.7≤(Nb[％]+Al[％]/20)/7.75C[％]≤3.5。
2.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，它还包含0.05％或更少的Mo。
3.如权利要求l所述的钢板，其特征在于，Nb-Ti-Al-N-C基复合沉淀物的平均尺寸为40或更大，该Nb-Ti-Al-N-C基复合沉淀物包含50％或更多的Ti4C2S2以及小于5％的TiC。
4.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，Mn、P、Nb、Mo和B的含量被控制为使拉伸强度达到28-50□f/□，所述拉伸强度根据拉伸强度计算表达式TS计算：
TS＝27.6+4.81Mn[％]+90.7P[％]+132Nb[％]+30Mo[％]+180B[％]。
5.一种用于制造具有极好的抗二次加工脆化性、耐疲劳性和镀敷性能的用于深冲的钢板的方法，该方法包括：
在1,100-1,250℃的温度下再加热钢板坯料，所述钢板坯料包含，以重量％计：C：0.010％或更少；Si：0.02％或更少；Mn：0.06-1.5％；P：0.15％或更少；S：0.020％或更少；溶胶态Al：0.10-0.40％；N：0.010％或更少；Ti：0.003-0.010％；Nb：0.003-0.040％；B：0.0002-0.0020％；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，Ti、Al、B和N的组成满足以下关系：1.0≤(Ti[％]+Al[％]/16+6B[％])/3.43N[％]≤4.1，并且Nb、Al和C的组成满足以下关系：0.7≤(Nb[％]+Al[％]/20)/7.75C[％]≤3.5；
粗轧所述再加热的钢板坯料；
在880℃或更高的精轧温度下精轧所述粗轧的钢板坯料，接着卷绕热轧的钢板；
以65％或更高的冷缩率冷轧卷绕的钢板；以及
在780-860℃的温度下对冷轧的钢板进行连续退火。
6.如权利要求5所述的方法，其特征在于，所述钢板坯料还包含0.05％或更少的Mo。
7.如权利要求5所述的方法，其特征在于，Nb-Ti-Al-N-C基复合沉淀物的平均尺寸为40□或更大，该复合沉淀物包含50％或更多的Ti4C282，以及小于5％的TiC。
8.如权利要求5所述的方法，其特征在于，Mn、P、Nb、Mo和B的含量被控制为使拉伸强度达到28-50□f/□，所述拉伸强度根据拉伸强度计算表达式式TS计算：
TS＝27.6+4.81Mn[％]+90.7P[％]+132Nb[％]+30Mo[％]+180B[％]。
9.如权利要求5所述的方法，其特征在于，热轧过程中粗轧的减少量与精轧的减少量的比例为1.0-3.5。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102912226A (zh) * 2012-10-17 2013-02-06 首钢总公司 一种抗二次加工脆性dc06汽车用钢及其生产方法
CN106191368A (zh) * 2015-04-30 2016-12-07 上海梅山钢铁股份有限公司 一种高铝超低钛钢水的生产方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20070038730A (ko) 2005-10-06 2007-04-11 주식회사 포스코 항복비가 우수한 석출강화형 냉연강판 및 그 제조방법
JP5765080B2 (ja) * 2010-06-25 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR102484978B1 (ko) * 2020-12-11 2023-01-05 주식회사 포스코 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2752657B2 (ja) * 1988-10-13 1998-05-18 川崎製鉄株式会社 深絞り成形性に優れた軟質熱延鋼板
JP2582894B2 (ja) * 1989-04-04 1997-02-19 株式会社神戸製鋼所 深絞り用熱延鋼板及びその製法
JP3049104B2 (ja) * 1991-03-13 2000-06-05 川崎製鉄株式会社 深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法
JP2781297B2 (ja) * 1991-10-29 1998-07-30 川崎製鉄株式会社 耐２次加工脆性に優れ面内異方性の少ない冷延薄鋼板の製造方法
JP3234644B2 (ja) 1992-08-10 2001-12-04 川崎製鉄株式会社 耐二次加工脆性に優れる高ｒ値高張力冷延鋼板及びその製造方法
US5690755A (en) * 1992-08-31 1997-11-25 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same
CA2149522C (en) * 1993-10-05 1999-08-24 Yoshihiro Hosoya Continuously annealed cold-rolled steel sheet excellent in balance between deep drawability and resistance to secondary-work embrittlement and method for manufacturing same
JPH07179946A (ja) * 1993-12-24 1995-07-18 Kawasaki Steel Corp 耐二次加工ぜい性に優れる高加工性高張力冷延鋼板の製造方法
JP3293015B2 (ja) * 1995-02-23 2002-06-17 新日本製鐵株式会社 加工性の均一性に優れた冷延鋼板
JP3420370B2 (ja) * 1995-03-16 2003-06-23 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性に優れた薄鋼板およびその製造方法
JP3295900B2 (ja) 1996-07-02 2002-06-24 株式会社神戸製鋼所 耐二次加工脆性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JPH1060544A (ja) * 1996-08-13 1998-03-03 Kobe Steel Ltd 高密度エネルギーの照射による薄鋼板の焼入れ強化方法
JPH1150211A (ja) * 1997-08-05 1999-02-23 Kawasaki Steel Corp 深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板およびその製造方法
JP3840855B2 (ja) 1999-02-15 2006-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐二次加工脆性および成形性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP3534023B2 (ja) 1999-11-05 2004-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 耐二次加工脆性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
KR20010059365A (ko) * 1999-12-30 2001-07-06 이구택 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
US20030015263A1 (en) * 2000-05-26 2003-01-23 Chikara Kami Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
KR100470643B1 (ko) * 2000-12-05 2005-03-07 주식회사 포스코 드로잉성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 냉연강판 및그 제조방법
KR100530057B1 (ko) * 2001-11-26 2005-11-22 주식회사 포스코 가공성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 냉연강판의제조방법
KR100544645B1 (ko) * 2001-12-24 2006-01-24 주식회사 포스코 가공성이 우수한 복합조직 냉연강판 제조방법
CN1273632C (zh) * 2002-06-28 2006-09-06 Posco公司 极易成形的高强度钢板及其制造方法
KR100946067B1 (ko) * 2002-12-27 2010-03-10 주식회사 포스코 내시효성이 우수한 용융도금용 소부경화형 냉연강판제조방법
JP5127444B2 (ja) * 2004-03-25 2013-01-23 ポスコ 高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板、溶融めっき鋼板及びその製造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102912226A (zh) * 2012-10-17 2013-02-06 首钢总公司 一种抗二次加工脆性dc06汽车用钢及其生产方法
CN106191368A (zh) * 2015-04-30 2016-12-07 上海梅山钢铁股份有限公司 一种高铝超低钛钢水的生产方法
CN106191368B (zh) * 2015-04-30 2018-06-26 上海梅山钢铁股份有限公司 一种高铝超低钛钢水的生产方法

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