CN102301022A - 深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板，使用其的镀锌钢板、合金化镀锌钢板，及其制造方法 - Google Patents

深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板，使用其的镀锌钢板、合金化镀锌钢板，及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种具有60％以上的屈强比，优异的耐冲击性和耐久性，r值在1.4以上的优异拉延性能，以及490MPa以上的高拉伸强度的冷轧钢板；并涉及使用其的镀锌钢板、合金化镀锌钢板，以及其制造方法。更具体而言，本发明涉及深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板，以重量％计，包含0.02％至0.05％的C、1.0％至3.0％的Mn、0.5％至2.0％的Si、0.05％以下的P、0.006％以下的N、0.01％至0.1％的Al、0.012％以下的S、0.04％至0.15％的Nb，一种或多种选自Ti、B和Zr的元素，其中所述元素同时满足0.001以下的下列Eq_N值和0.03以下的下列Eq_C值，余量为Fe和其他不可避免的杂质，并且残余奥氏体分率为5％以下。本发明还涉及使用其的镀锌钢板、合金化镀锌钢板，以及其制造方法。Eq_N＝N-14x(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8)Eq_C＝C-12/92.9x Nb<不添加Ti、Zr>Eq_C＝C-12x(Nb/92.9+(Ti-47.9/14x N)/47.9+(Zr-91.2/14xN)/91.2)<添加Ti、Zr>(其中，在Ti-47.9/14x N＜0的情况下，认为Ti-47.9/14x N＝0，在Zr-91.2/14x N＜0的情况下，认为Zr-91.2/14x N＝0)。

Description

深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板,使用其的镀锌钢板、合金化镀锌钢板,及其制造方法
技术领域
本发明涉及冷轧钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板，其可用于内部和外部汽车钢板，和其制造方法，更具体而言，涉及一种如下的冷轧钢板，其具有优异的耐冲击性和耐久性，屈强比在60％以上，具有优异的拉延性能，r值在1.4以上，并且通过相变诱发塑性(Transformation Induced Plasticity(TRIP))效应而包含少量残余奥氏体，且具有490MPa以上的高拉伸强度，涉及使用其的热浸镀锌钢板，使用其的合金化热浸镀锌钢板，及其制造方法。
本文中，r值是表示深拉性的指数，其通常表示为塑性各向异性，并已知每个方向具有不同的数值。通常，在轧制方向、横向方向和对角线方向上的r值分别表示为r0、r90和r45，并且其平均值一般通过下式表示：
r(平均)(＝rm值)＝(r0+2*r45+r90)/4
在下文中，在本发明中r值一般表示为r(平均)。
背景技术
近年来，对车辆行驶里程的要求不断提高，以限制二氧化碳排放保护全球环境。此外，为了确保当车辆彼此碰撞时乘客的安全，也需要围绕车辆车体的碰撞特性在乘客的安全性方面进行改进。因此，技术开发转向同时实现车体轻量化和车辆底盘的稳定安全性方向，并为此努力提高高强度钢板的可加工性。
随着待使用钢板的屈服强度和拉伸强度的增加，轻量化效果增加，因此在汽车工业中一直在试图使用高强度钢板。最近，拉伸强度为490MPa级的多相钢也应用于外部板。另外，应用于内部和外部板的多相钢要求有优异的压制成型性，为此需要对钢板的拉伸性进行改进。
一般而言，为了使高强度钢板获得高r值(塑性各向异性指数)，一种方法是向添加有钛(Ti)、铌(Nb)等碳化物/氮化物形成元素的极低碳钢，即，向无间隙原子(IF)钢中添加硅(Si)、锰(Mn)、磷(P)等固溶体硬化元素。
在日本专利特开文本第1981-139654号中，公开了一种通过非时效高强度冷轧钢板而获得1.7的平均r值的方法，所述钢板具有0.002wt％至0.015wt％的C、C*3wt％至C*8+0.02wt％的Nb、1.2wt％以下的Si、0.04wt％至0.8wt％的Mn，和0.03wt％至0.1wt％的P的组成以及340MPa至440MPa的拉伸强度。然而，使用如上所述的极低碳钢作为基础材料，通过向其中添加固溶体硬化元素来制造拉伸强度为440MPa以上的钢板时，随着所添加的合金化元素的量的增加可能引起多种问题，例如镀锌性能的劣化、二次加工脆变的劣化等，还有表面外观的问题。此外，为了将碳含量降低至0.01％以下的极低碳钢范围，在炼钢过程中需要实施真空脱气等过程，从而导致制造成本增加等问题。
为了解决这些问题，提出了双相(Dual Phase，DP钢)型高强度钢板，但存在的问题是由于双相钢中马氏体作为硬的第二相而使r值劣化，并且由于双相结构的性质使屈服强度降低，而使得在使用双向钢作为结构元件时存在限制。
在日本专利特开文本第1980-10650号中，公开了一种冷轧低碳钢后，使钢在重结晶温度至Ac3相变温度范围内分批退火，之后加热至700℃至800℃后进行回火以制造多相钢的方法。然而，这种方法因为需要进行两次退火，即在分批退火之后进行连续退火，所以存在制造成本增加的问题。
此外，在日本专利特开文本第1980-100934号中，公开了一种如下的技术，其中在冷轧之后进行分批退火，接着在分批退火进行的珠光体-奥氏体的双相区温度进行连续退火。在所述技术中，Mn是通过分批退火过程自珠光体相至奥氏体富集，并且Mn富集相通过接下来的连续退火过程优先转变为奥氏体相，以在随后的冷却过程中获得多相结构。然而，当使用所述方法时，为使Mn富集，需要在较高的温度下进行较长时间的退火过程。此外，由于存在多个过程，该方法经济性下降，而且可能出现以下问题，例如钢板之间紧密粘合、出现回火颜色(temper color)、炉体中盖(cover)的使用寿命缩短等。
为了改进多相钢中的r值，近来开发的技术如下。
在日本专利特开文本第1989-35900号中，公开了一种如下的技术，其中r值通过获得碳和钒(V)的适当含量而改进。换言之，尽可能减少重结晶退火及固溶体硬化之前钢中以V-基碳化物形式沉淀的碳，以获得高的r值。随后，将钢加热至珠光体-奥氏体双相区，再次溶解V-基碳化物以增加奥氏体碳含量，并且通过冷却而确保马氏体相。然而，由于V价格昂贵，导致制造成本显著增加。
在日本专利特开文本第2003-64444号中，可获得一种高强度钢板，其含有规定的碳含量并且平均r值为1.3以上，并且在其结构中贝氏体、马氏体和奥氏体中的一种或多种总计占3％以上。其制造方法是通过将冷轧率设定为30％至95％并随后形成Al和N的簇(clusters)或沉淀物而形成一种织构。然而，由于该方法需要再冷轧之后进行退火以获得优良的r值，并且需要进行热处理以获得织构，导致其生产率下降。此外，由于相变钢的特征导致低屈强比，因而在作为结构元件的应用中受到限制。
在韩国专利特开公报第2006-0137001号中也公开了制造具有高r值的多相钢板的方法，但是由于双相钢的特征导致低屈强比，在作为结构元件的应用中受到限制。
发明内容
技术问题
本发明的目的为解决以上所述的问题，并提供一种深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板，使用其的镀锌钢板、合金化镀锌钢板以及其制造方法，其通过消除溶质(solute)N和溶质(solute)C对r值的影响而改进相变钢的r值，同时实施碳化物/氮化物元素的精细调整以获得高屈强比。
技术方案
本发明涉及一种深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板，以重量％计，包括0.02％至0.05％的C、1.0％至3.0％的Mn、0.5％至2.0％的Si、0.05％以下的P、0.006％以下的N、0.01％至0.1％的Al、0.012％以下的S、0.04％至0.15％的Nb，一种或多种选自Ti、B和Zr的元素，所述元素同时满足0.001以下的下列Eq_N值和0.03以下的下列Eq_C值，余量为Fe和其他不可避免的杂质，并且残余奥氏体分率为5％以下，
Eq_N＝N-14x(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8)
Eq_C＝C-12/92.9x Nb<不添加Ti、Zr>
Eq_C＝C-12x(Nb/92.9+(Ti-47.9/14x N)/47.9+(Zr-91.2/14x N)/91.2)<添加Ti、Zr>
(其中，在Ti-47.9/14x N＜0的情况下，认为Ti-47.9/14x N＝0；在Zr-91.2/14x N＜0的情况下，认为Zr-91.2/14x N＝0)。
另外，本发明提供一种制造深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括：
对满足所述组成和条件的钢板进行再加热并在Ar3相变点以上的温度完成热轧；
对所述热轧钢板进行冷却并在600℃至750℃的温度范围卷取钢板；
将卷取的热轧钢板以63％至90％的压下率进行冷轧；和
使冷轧钢板在780℃至880℃的温度范围进行连续退火。
有益效果
本发明可提供一种高强度钢板，其具有优异的耐冲击性和耐久性，屈强比(YR)在60％以上，因此能够实现车辆的内部和外部材料轻量化，并且r值在1.4以上，适合用于要求拉伸特性的成型。从而并能够提供拉伸强度490MPa以上的钢板。
附图说明
图1是示出Eq_C和r值之间关系的图表；
图2是示出Eq_N和r值之间关系的图表；
图3是示例说明发明钢4的显微结构的照片。
具体实施方式
在下文中，将详细描述本发明。
在下文中，将详细描述本发明的组成范围(在下文中，以重量％计)。
碳(C)含量为0.02％至0.05％。虽然在相变钢的形成，即残余奥氏体的稳定作用上C含量越多越好，但就r值而言溶质C的量越少越好。因此，当C含量低于0.02％时，很难制成相变钢。当含量高于0.05％时，由于第二相过量，即形成残余奥氏体、马氏体等，而抑制了r值的增加。
锰(Mn)含量为1.0％至3.0％。添加Mn是为了防止因形成FeS而造成的热脆性，在制造过程中钢中不可避免地含有S和Fe，其结合而形成FeS。当添加量过低时出现热脆性，而当添加量过高时会加剧偏析，如中心偏析或显微偏析等。在本发明中形成相变钢是第一个目标，并且为此需要添加大量的Mn。换言之，要形成作为第二相的马氏体和残余奥氏体，需要至少1.0％的Mn；当添加超过3.0％的Mn时，由于第二相的分率增加而可能导致强度增加和可成型性劣化，而且在热浸镀锌钢板制造时，退火过程中MnO等氧化物大量生成在钢板表面，导致钢板的镀层粘合力下降并可能产生条纹等大量镀层缺陷，从而导致产品质量的劣化。
硅(Si)含量为0.5％至2.0％。Si促进珠光体的相变并增加未相变的珠光体中的碳含量以提高最终产品中的残余奥氏体分率，因此是钢中需要积极添加的必要元素。为生产如本发明的含有残余奥氏体的相变钢，必须添加Si。此外，Si使铁素体内的C移动至奥氏体而促进铁素体的织构演化，因此如本发明应该积极地添加以改进拉伸性能。并因此其下限限定为0.5％，且其上限限定为2.0％，以防止冷轧性能劣化。
磷(P)含量为0.05％以下(不包括0％)。P是一种合金元素，其具有最大固溶体硬化作用，并具有改善面内各向异性和提高钢强度的作用。当所添加的P的量超过0.05％时，强度增加并且P在晶界偏析而导致二次加工脆变和可焊性的劣化，所以P的添加量限于0.05％以下。
氮(N)含量在0.006％以下的范围内(不包括0％)。N在退火之前或退火之后以溶质状态存在，所以已知N会劣化钢的可成型性，但是已知其在常用钢中包含的范围内(0.01％以下)时对相变钢的机械性能并无大的影响。当N含量超过0.006％时，随着所添加的氮化物形成元素的量增加，导致钢制造成本的增加和沉淀物的总量增加，从而r值降低。因此，其上限限定为0.006％，且因必需使N的量最小化而不限制其下限。
铝(Al)含量为0.01％至0.1％。添加Al具有两个目的。一个目的是当通过除掉存在于钢中的氧而使钢固化时防止非金属包合物的形成；另一个目的是将钢中的氮固定为AlN以对结晶颗粒进行微细化，但是如本发明添加有氮化物形成元素的情况下其效果微乎其微。因此，也在合适范围内添加Al。当组分含量过低时，无法实现添加的目的。如本发明当添加有用于稳定控制N的氮化物形成元素时，加入过量的氮化物形成元素以移除所添加的大量的N。在此情况下，炼钢的成本可能会增加，因而将含量限定为0.01％至0.1％。
硫(S)含量在0.012％以下范围内(不包括0％)。S是一种杂质，其以MnS的形式沉淀从而增加沉淀物的量，并且必须将S的量维持在较低水平。因此，将其上限限定为0.012％。
铌(Nb)含量为0.04％至0.15％。添加Nb以通过形成碳化物而减少溶质碳的量并通过沉淀强化而提高屈服强度。此外，当在本发明中使用残余奥氏体时，Nb促进残余奥氏体的稳定。当Nb含量低于0.04％时，不足以获得沉淀强化的作用。当Nb含量超过0.15％时，微小碳化物的大量形成导致伸长率降低，并且炼钢成本可能会增加，因此，对其上限进行限制。
本发明包括一种或多种选自钛(Ti)、锆(Zr)和硼(B)的元素，其中硼(B)为氮化物形成元素，在本发明中主要通过清除(scavenging)溶质N而增加r值。此外，钛(Ti)和锆(Zr)是通过清除溶质N并使溶质C处于合适范围(0.03％)或更低从而确保r值的重要元素。为此目的，将参数值设定为同时满足Eq_N值为0.001以下和Eq_C值为0.03以下，
Eq_N＝N-14x(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8)
Eq_C＝C-12/92.9x Nb<不添加Ti、Zr>
Eq_C＝C-12x(Nb/92.9+(Ti-47.9/14xN)/47.9+(Zr-91.2/14x N)/91.2)<添加Ti、Zr>
(其中，在Ti-47.9/14x N＜0的情况下，认为Ti-47.9/14x N＝0，在Zr-91.2/14x N＜0的情况下，认为Zr-91.2/14x N＝0)。
在本发明中，通过所述式所定义的Eq_N值设定为0.001％以下，在本发明中通过考察溶质N对r值的作用，表明N存在量为0.001％以下时r值上升。然而，不可能仅通过炼钢工艺技术而使N的量降低至0.001％以下，因此，提出使用碳化物形成元素而最小化固溶体状态的方法。在本发明中，Eq_N值可小于0。这表明Ti、Zr以及B均与N结合并过量剩余。
在本发明中，通过所述式所定义的Eq_C值为0.03％以下。通常，C越多r值越低，随着C量减少而r值趋向于增加。特别是，为了制造具有极高r值的钢，使C量降低至0.01％以下是公知的事实。然而，当C的量为0.01以下时，存在的缺点是，很难形成作为相变结构的残余奥氏体和贝氏体，因此无法实现高度强化。在本发明中，当Eq_N值为0.001％以下时，证实控制Eq_C值为0.03％以下时可确保合适的r值。
在本发明中，还可添加0.04％以下的锑(Sb)。其优点在于所述Sb可通过抑制Mn、Si等表面氧化物的表面富集，从而在镀锌期间提高可润湿性。然而，当添加元素的量大于0.04％时，该有益效果微乎其微，并使原先的炼钢单元增大。因此，最好限制其上限。
其他组分由Fe和不可避免的杂质组成。
在下文中，将详细描述本发明的制造方法。
对满足所述组成和条件的钢板以常规方法进行再加热并热轧。此时，将热轧的精轧温度限定为Ar3相变点以上。将热轧的精轧温度限定为Ar3相变点以上是为了防止两相区轧制。因为在本发明中在两相区进行轧制时，由于形成非均一的晶粒并且出现相变铁素体而使r值降低。
所述的热轧之后进行冷却，并在600℃至750℃的温度范围内进行卷取。对卷取温度进行限制是因为在低于600℃的温度时铁素体的相变受到抑制，并且Ti、Nb、Zr、B等很难稳定地沉淀为碳化物和氮化物。此外，当温度超过750℃时，由于形成厚的氧化层而使产率降低，因此对其进行限制。
所述热轧完成后以常规方法进行酸浸，接着以63％至90％的压下率进行冷轧。当冷轧压下率低于63％时，因为很难使重结晶织构的形成最大化，所以限制压下率下限。当压下率超过90％时，因为冷轧性能降低，所以限制压下率上限。
所述冷轧完成后，在780℃至880℃的温度范围内以常规方法进行连续退火。对退火温度进行限制是由于需要同时确保本发明钢所需的屈服强度和r值。当温度低于780℃时，因形成的{111}织构不完善和结晶延迟而存在伸长率降低的问题。当温度超过880℃时，因碳化物和氮化物的过量溶解而存在屈服强度降低和退火操作性劣化的问题。
在本发明中为了制造热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板，进行退火，接着在常规制造条件下进行热浸镀锌或合金化热浸镀锌以制造热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。
残余奥氏体的量在本发明中限于5％以下，这是因为为了确保5％以上的残余奥氏体，需要大量的C，即Eq_C值应超过0.03，从而导致r值的降低。
根据本发明制造的冷轧钢板、热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板，具有490MPa以上的拉伸强度和1.4以上的r值，并且屈强比(YR)在60％以上。
实施例
在下文中，将详细描述本发明的实施方案。
(实施例)
制造具有如下表1中示出的组分(重量％)和表4中的Eq_N和Eq_C的钢锭，其具有90mm的厚度和175mm的宽度，并将其在1200℃再加热1小时，并随后进行热轧以使其具有4mm的热轧厚度。热轧的精轧温度设定为Ar3相变点以上，在冷却后将热轧钢板置于预热至500℃至700℃的炉中维持1小时，并通过炉冷却而模拟进行了热卷取。热轧钢板再经过50％至80％的冷轧，接着在750℃至860℃进行退火。
表1
  钢类型   C   Si   Mn   P   S   B   Mo   Al   Ti   Nb   Zr   N
  对比钢1   0.0251   1.01   1.44   0.030   0.0003   -   0.254   0.411   -   0.041   -   0.0033
  对比钢2   0.0261   1.20   1.84   0.028   0.0002   -   0.251   0.425   -   0.040   -   0.0028
  对比钢3   0.0232   1.02   1.44   0.028   0.0003   -   -   0.004   -   0.097   -   0.0034
  对比钢4   0.0242   1.15   1.66   0.029   0.0003   -   -   0.012   -   0.100   -   0.0034
  对比钢5   0.0244   1.12   1.85   0.029   0.0003   -   -   0.018   -   0.098   -   0.0029
  对比钢6   0.0249   1.17   2.06   0.029   0.0003   -   -   0.027   -   0.099   -   0.0029
  对比钢7   0.0266   1.50   1.85   0.029   0.0004   -   -   0.029   -   0.095   -   0.0032
  发明钢1   0.0257   0.91   1.27   0.030   0.0032   -   -   0.038   0.016   0.098   -   0.0022
  发明钢2   0.0257   0.91   1.45   0.030   0.0032   -   -   0.036   0.017   0.099   -   0.0023
  发明钢3   0.0258   0.93   1.63   0.030   0.0031   -   -   0.037   0.016   0.099   -   0.0025
  发明钢4   0.0261   0.93   1.82   0.031   0.0031   -   -   0.034   0.017   0.101   -   0.0026
  发明钢5   0.0257   0.93   2.00   0.029   0.0029   -   -   0.039   0.016   0.098   -   0.0023
  发明钢6   0.0261   0.93   2.18   0.030   0.0028   -   -   0.036   0.017   0.101   -   0.0026
  发明钢7   0.0289   0.94   1.81   0.031   0.0027   -   -   0.037   0.017   0.042   -   0.0025
  发明钢8   0.0289   0.95   1.81   0.032   0.0026   -   -   0.036   0.017   0.063   -   0.0026
  发明钢9   0.0336   0.94   1.81   0.032   0.0026   -   -   0.044   0.017   0.081   -   0.0025
  发明钢10   0.0266   1.17   1.79   0.032   0.0026   -   -   0.050   0.017   0.120   -   0.0026
  对比钢8   0.0253   -   0.10   0.030   0.0032   -   -   0.039   0.015   0.037   -   0.0010
  对比钢9   0.0245   -   0.09   0.029   0.0027   -   -   0.042   0.015   0.095   -   0.0011
  对比钢10   0.0253   -   0.11   0.030   0.0028   -   -   0.048   0.015   0.134   -   0.0015
  对比钢11   0.0770   0.94   1.79   0.028   0.0024   -   -   0.038   0.017   0.099   -   0.0024
  发明钢11   0.0451   0.91   1.76   0.028   0.0023   -   -   0.032   0.016   0.156   -   0.0026
  对比钢12   0.0752   0.91   1.76   0.029   0.0023   -   -   0.029   0.017   0.276   -   0.0025
  对比钢13   0.0239   -   0.11   0.027   0.0019   -   -   0.038   -   0.036   -   0.0018
  发明钢12   0.0305   0.93   1.82   0.026   0.0019   0.0020   -   0.040   -   0.033   -   0.0017
  发明钢13   0.0293   0.95   2.03   0.031   0.0007   0.0018   -   0.045   -   0.094   -   0.0030
  对比钢14   0.0305   -   0.11   0.030   0.0020   -   -   0.054   -   0.094   0.021   0.0030
  对比钢15   0.0267   -   0.11   0.030   0.0018   -   -   0.054   -   0.094   0.017   0.0030
  对比钢16   0.0261   0.29   1.79   0.028   0.0023   -   -   0.041   0.017   0.084   -   0.0028
  发明钢14   0.0272   0.57   1.79   0.029   0.0025   -   -   0.0041   0.017   0.084   -   0.0027
  发明钢15   0.0263   0.94   1.80   0.028   0.0025   -   -   0.043   0.017   0.083   -   0.0029
  发明钢16   0.0266   0.58   1.80   0.028   0.0024   -   -   0.047   -   0.084   0.020   0.0024
  发明钢17   0.0251   0.92   1.80   0.021   0.0041   -   -   0.059   0.011   0.083   0.014   0.0031
  发明钢18   0.0263   1.49   2.52   0.028   0.0028   -   -   0.039   0.022   0.095   -   0.0030
表2和3中示出了本发明人对表1中的多种组分体系钢类型，在改变卷取温度、冷轧压下率、退火温度等之后所获得的机械性质。本发明钢的目标机械性能如下：60％以上的屈强比(YR)、490MPa的拉伸强度和1.4以上的r值。
表2
Figure BPA00001409247800101
表3
Figure BPA00001409247800111
表3另外示出了表2中部分钢类型的机械性能随卷取温度和退火温度的变化。当如本发明添加碳化物和氮化物形成元素，且退火温度较低时，重结晶延迟，同时在低温下进行退火时伸长率急剧降低，从而使可成型性劣化。当退火如表3中示出在750℃进行时，伸长率为16.31％，这是一个极低的数值，因此在本发明中退火在780℃以上的温度进行。当退火温度增加至860℃以上时，某些拉伸强度值显示出降低，而其机械性能满足本发明的标准。然而，当退火在880℃以上温度进行时，无法确保本发明中限制的490MPa以上的拉伸强度。此外，在带钢温度为860℃以上时进行常规的CAL和CGL操作是极为困难的，因此对其上限进行限制。
如本发明，冷轧压下率对于具有高r值的钢具有重要的作用，对于表3中冷轧压下率低于63％的的发明钢3-对照1，r值没有达到目标数值。
此外，如表3中发明钢3-对照2中所示，当使用低卷取温度时，该发明限定的r值不满足1.4以上。其被认为是由于当卷取温度较低时，碳化物的沉淀受到抑制而致使热轧板中溶质C的量增加，并且后续冷轧后的重结晶退火过程中{111}织构的形成受到抑制。
一般而言，已知低碳钢和无间隙原子IF(Interstitial Free)钢的r值与溶质碳密切相关。此外，韩国专利第2006-0137001号中公开，通过Mo来控制碳化物的溶解和沉淀可改善双相钢的r值。然而，如本发明钢，当为了确保强度和残余奥氏体而添加大量Si时，即使如对比钢1和对比钢2添加Mo，r值也显示出较低的数值。
使用如上所述的Eq_C参数来计算表4中的Eq_C，该值与r值之间的关系在图1中示出。
表4
  钢类型   溶质N   溶质C
  对比钢1   0.0033   0.0198
  对比钢2   0.0028   0.0209
  对比钢3   0.0034   0.0107
  对比钢4   0.0034   0.0113
  对比钢5   0.0029   0.0117
  对比钢6   0.0029   0.0121
  对比钢7   0.0032   0.0143
  发明钢1   -0.0026   0.0108
  发明钢2   -0.0025   0.0107
  发明钢3   -0.0023   0.0110
  发明钢4   -0.0023   0.0112
  发明钢5   -0.0025   0.0110
  发明钢6   -0.0023   0.0111
  发明钢7   -0.0024   0.0215
  发明钢8   -0.0023   0.0188
  发明钢9   -0.0024   0.0210
  发明钢10   -0.0023   0.0092
  对比钢8   -0.0032   0.0177
  对比钢9   -0.0032   0.0095
  对比钢10   -0.0029   0.0055
  对比钢11   -0.0025   0.0621
  发明钢11   -0.0021   0.0232
  对比钢12   -0.0024   0.0374
  对比钢13   0.0018   0.0193
  发明钢12   -0.0009   0.0178
  发明钢13   0.0006   0.0172
  对比钢14   -0.0003   0.0182
  对比钢15   0.0004   0.0149
  对比钢16   -0.0022   0.0134
  发明钢14   -0.0023   0.0144
  发明钢15   -0.0021   0.0138
  发明钢16   -0.0007   0.0152
  发明钢17   -0.0023   0.0151
  发明钢18   -0.0035   0.0140
如图1中所示，Eq_C似乎与r值无特定关系。换言之，当Eq_C值为0.03以上时，r值显示出较低的数值，而当Eq_C值低于0.03时，r值自低值至高值的分布多样化。
如表2和表3和图1中所示，在发明钢中能够确保较高的r值。如上所示，图1中证实虽然具有较低的C值是重要的，但r值并不仅由C决定。本发明人在图2中示出，通过使用如上所述的Eq_N参数，可将以溶质(solute)状态存在的N与r值紧密关联。
如图2中所示，当Eq_N值为0.001以下时，r值为1.4以上，而当Eq_N值为0.001以上时，r值小于1.3。然而，如图2中所示，在对比钢8、9、10、14、15和16中，r值显示出较高的数值，如1.3以上。在此情况下，由于极低的Si而难以确保强度，并且无法确保残余奥氏体。表2和4证实了即使Eq_N值在0.001以下，r值小于1.2的两点作为碳含量极高的对比钢11和12，该两点也是其Eq_C值在0.03以上的两点。
即，同时满足Eq_N值为0.001以下和Eq_C值为0.003％以下时，r值才能够满足1.3以上。
图3示例说明发明钢4的微观结构的照片，从中可观察到残余奥氏体。当添加Si以确保残余奥氏体时，对表2中的对比钢16和发明钢14、15的物理特性进行比较可知，当添加0.5％以上的Si时r值在1.4以上。其被认为是由于Si增强了铁素体中C的活性，通过促进C向残余奥氏体的移动而降低了铁素体中的C浓度，使得铁素体织构更加充分地形成之故。从图3中可以看出，残余奥氏体分率在2％以下。

Claims (9)

1.一种深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板，以重量％计，包含0.02％至0.05％的C、1.0％至3.0％的Mn、0.5％至2.0％的Si、0.05％以下的P、0.006％以下的N、0.01％至0.1％的Al、0.012％以下的S、0.04％至0.15％的Nb，一种或多种选自Ti、B和Zr的元素，其中所述元素同时满足0.001以下的下列Eq_N值和0.03以下的下列Eq_C值，余量为Fe和其他不可避免的杂质，并且残余奥氏体分率为5％以下；
Eq_N＝N-14x(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8)
Eq_C＝C-12/92.9x Nb<不添加Ti、Zr>
Eq_C＝C-12x(Nb/92.9+(Ti-47.9/14x N)/47.9+(Zr-91.2/14x N)/91.2)<添加Ti、Zr>
(其中，在Ti-47.9/14x N＜0的情况下，认为Ti-47.9/14x N＝0，在Zr-91.2/14x N＜0的情况下，认为Zr-91.2/14x N＝0)。
2.权利要求1的深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板，其中组成还包含0.03％以下的Sb。
3.权利要求1的深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板，其中所述冷轧钢板具有490MPa以上的拉伸强度，1.4以上的r(塑性各向异性指数)值，和60％以上的屈强比。
4.一种深拉性优异且具有高屈强比的热浸镀锌钢板，其特征在于使权利要求1至3中任一项的冷轧钢板包含热浸镀锌层。
5.一种深拉性优异且具有高屈强比的合金化热浸镀锌钢板，其特征在于对权利要求4的热浸镀锌钢板进行热处理而使其包含合金化热浸镀锌层。
6.一种制造深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括：
对钢板坯进行再加热并在Ar3相变点以上的温度完成热轧，所述钢板坯以重量％计，包含0.02％至0.05％的C、1.0％至3.0％的Mn、0.5％至2.0％的Si、0.05％以下的P、0.006％以下的N、0.01％至0.1％的Al、0.012％以下的S、0.04％至0.15％的Nb，一种或多种选自Ti、B和Zr的元素，其中所述元素同时满足0.001以下的下列Eq_N值和0.03以下的下列Eq_C值，余量为Fe和其他不可避免的杂质；
对所述热轧钢板进行冷却并在600℃至750℃的温度范围卷取钢板；
将卷取的热轧钢板以63％至90％的压下率冷轧；和
使冷轧钢板在780℃至880℃的温度范围进行连续退火；
Eq_N＝N-14x(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8)
Eq_C＝C-12/92.9x Nb<不添加Ti、Zr>
Eq_C＝C-12x(Nb/92.9+(Ti-47.9/14x N)/47.9+(Zr-91.2/14x N)/91.2)<添加Ti、Zr>
(其中，在Ti-47.9/14x N＜0的情况下，认为Ti-47.9/14x N＝0，在Zr-91.2/14x N＜0的情况下，认为Zr-91.2/14x N＝0)。
7.权利要求6的制造深拉性优异且具有高屈强比的高强度冷轧钢板的方法，其中组成还包含0.03％以下的Sb。
8.一种制造深拉性优异且具有高屈强比的热浸镀锌钢板的方法，所述方法包括：
对权利要求6或7所述方法制造出的冷轧钢板进行热浸镀锌并形成热浸镀锌层。
9.一种制造深拉性优异且具有高屈强比的合金化热浸镀锌钢板的方法，所述方法包括：
对权利要求8所述方法制造出的热浸镀锌钢板进行热处理并形成合金化热浸镀锌层。
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