CN103290310A - 具有低平面各向异性的屈服强度的高强度冷轧钢板及其制法 - Google Patents

Abstract

具有低平面各向异性的屈服强度以及突出的压力成形性的高强度冷轧钢板，其具有以下的组成，包括(以质量%计)：C：0.06%至0.12%；Si：0.7%或更少；Mn：1.2%至2.6%；P：0.020%或更少；S：0.03%或更少；可溶性Al：0.01%至0.5%；N：0.005%或更少；余量为Fe和不可避免的杂质。所述钢板就相对于整个显微组织的体积分数而言，包括60%或更多的铁素体相作为主相，和5%或更多和20%或更少的马氏体相，且在

Description

具有低平面各向异性的屈服强度的高强度冷轧钢板及其制法

技术领域

本发明涉及适用于汽车钢板等的具有低平面各向异性(planar anisotropy)的屈服强度的高强度冷轧钢板，以及其制备方法。 

背景技术

近年来，出于全球环境保护的观点，为了降低CO₂排放量，不断地需要改进汽车的燃料效率。另外，需要提高汽车车体对于碰撞的安全性，以确保乘客在碰撞时是安全的。因此，正采取积极手段来使车体更轻且强度更高。 

为了同时实现车体重量的减小和强度的增加，使用更高强度的材料以在不负面影响刚度的前提下减少板的厚度是有效的。据此，最近主动地将高强度冷轧钢板用于汽车零件。 

钢板强度越高，轻便效果越大。例如，汽车产业中有这样的趋势：使用抗拉强度(TS)不低于500MPa，或甚至不低于590MPa的钢板。 

另一方面，汽车钢板需要具有优异的压力成形性(press formability)，因为大多数使用钢板的汽车零件通过压力加工而成型。然而，高强度钢板在压力成形性、延展性和深拉性方面远逊于常用的软钢板；因此，在这一方面需要改进。 

作为高强度钢板的实例，例如高达Class440MPa，有一种钢板是这样制备的：通过向具有优异的成形性的极低碳钢板中加入适于使溶质C和溶质N固定的量的Ti和Nb，以获得无间隙原子钢(interstitial free steel)作为基体材料，然后向其中加入固溶体强化元素例如Si、Mn、P等。 

另外，在500MPa或更多的范围内，或者进一步地在590MPa或更多的范围内，实践中使用复相钢板，例如具有铁素体和马氏体的双重相的DP钢板和利用残余γ相的TRIP钢板。前者特征在于由于马氏体周围的残余应变造成的低的屈服强度和高的应变硬化性(strain hardenability)，而后者具有的特征是由于可塑性诱导的马氏体相转化均匀的伸长被加强。 

通常，所述高强度钢板的机械特性可通过特定方向上的抗拉特性来评价，例如垂直于轧制方向的方向，且其平面各向异性可通过Lankford值(r-值)的平面各向异性Δr来计算。在此，Δr可通过相对于轧制方向呈0°(L方向)、45°(D方向)和90°(C方向)的方向的Lankford值r_L、r_D和r_C根据以下公式来计算： 

Δr=(r_L+r_C-2r_D)/2 

然而，通过分析实际的压力成型，已发现在零件成型后的形状固定性(shape fixability)和表面应变显著地受到屈服强度的平面各向异性的影响。因此，预期压力成形性可因屈服强度的平面各向异性的降低而改善。 

对于具有低的平面各向异性的钢板，例如，专利文献1(JP2004-197155A)公开了一种具有突出的烘烤硬化性和低的平面各向异性的适用于汽车外体面板的冷轧钢板，以及生产所述钢板的方法。这项技术用于通过C的量和冷轧压下率来确定Δｒ，得到能够同时实现所需的平面各向异性和耐冲击性(dentresistance)的结论。另外，根据这一技术，冷却必须在热轧后2秒内开始，并在100°C或更多的温度范围和以70°C/秒或更多的冷却速率进行。然而，在此所述的平面各向异性是Δr，其并不总是与屈服强度的平面各向异性相同。 

关于涉及延展性的平面各向异性的钢板，例如，专利文献2(JP-2005-256020A)公开了具有优异的形状固定性的钢板，以及生产所述钢板的方法。所述钢板特征在于复相钢，该复相钢包含最大体积分数的铁素体或贝氏体和在1%至25%的范围内的马氏体。这种情况下，至少在1/2厚度至1/4厚度的板表面区域中，必须满足以下所有条件： 

(1)取向群(orientation group){100}<011>~{223}<110>的X-射线随机强度比的平均值(A)为4.0或更多 

(2)三个晶体取向{554}<225>、{111}<112>和{111}<110>的X-射线随机强度比的平均值(B)为5.5或更少 

(3)(A)/(B)≧1.5 

(4){100}<011>X-射线反射随机强度比不低于{211}<011>X-射线随机强度比。 

另外，还必须满足以下条件：轧制方向的r-值和以垂直于轧制方向的方向的r-值的至少一个的为0.7或更少；均匀伸长的平面各向异性ΔuEl为4%或更少；局部伸长的平面各向异性ΔLEl为2%或更多；且ΔuEl≦ΔLEl，其中 

ΔuEl={|uEl(L)-uEl(45°)|+|uEl(C)-uEl(45°)|}/2，和 

ΔLEl={|LEl(L)-LEl(45°)|+|LEl(C)-LEl(45°)|}/2, 

相对于轧制方向呈平行方向(L方向)、垂直方向(C方向)和45°的方向上的均匀伸长，分别定义为uEl(L)、uEl(C)和uEl(45°)，且相对于轧制方向呈平行方向(L方向)、垂直方向(C方向)和45°的方向的局部伸长分别定义为LEl(L)、LEl(C)和LEl(45°)。还需要根据Mn当量数将在临界温度或更低温度的卷取(coiling)和热精轧条件优化。 

然而，存在以下问题：{100}<011>的织构(texture)的发展降低了可拉性，此外，尚未阐明与屈服强度的平面各向异性的关系。 

(专利文献) 

-专利文献1：JP2004-197155A 

-专利文献2：JP2005-256020A 

发明内容

(本发明要解决的问题) 

如前文所述，常规汽车钢板着眼于增加r-值或伸长以提高成形性。然而，由于专利文献1(JP2004-197155A)公开的技术是通过热轧后快速冷却现实贝氏体相，以得到低的平面各向异性r-值的钢板，但仍残留着问题，即只能达到有限水平的强度。专利文献2(JP-2005-256020A)公开的技术涉及另一问题，即显微组织(micorstructure)的相比例趋向于根据生产条件的波动而变化，使得当显微组织已改变时平面各向异性、特别是屈服强度的平面各向异性不可能总是降低。 

本发明的一个目的是有利地解决上述问题，并通过着眼于屈服强度并降低其平面各向异性而提供抗拉强度(TS)为500MPa或更多，或甚至高于590MPa或更多，且同时屈服强度的平面各向异性极低的高强度冷轧钢板，以改善压力成形性，并且提供生产该产品的方法。 

(解决问题的手段) 

在冷轧钢板的织构中，通常认为α纤维（其具有的<100>方向平行于RD方向）和γ纤维（其具有的<111>方向平行于ND方向）得到了发展。特别是当γ纤维发展时，r-值升高。 

在此，在冷轧钢板织构中发展的α纤维取向群为{001}<110>~{111}<110>，且

Φ=0°~55°（其显示于直角坐标轴对应于Euler角的这三个变量的3D取向空间中）。 

本发明者们进行了广泛的研究以解决上述问题，并发现：机械性质，特别是屈服强度的平面各向异性，与在

中α纤维的特定取向的3D晶体取向分布函数紧密相关，而与其他取向（例如与r-值相关的γ纤维蓄积，r-值为深拉性的指标）无关。 

在进一步的研究之中，已发现屈服强度的平面各向异性也受显微组织的影响，且因此屈服强度的平面各向异性可以通过控制在

中的3D晶体取向分布函数、以及马氏体相相对于所述钢板的整个显微组织的体积分数而以稳定的方式降低。 

基于上述知识和发现完成了本发明，且可总结如下。 

即，本发明的第一个方面是具有低平面各向异性的屈服强度的高强度冷轧钢板，其包括以下组分的组成，以质量%计包含： 

C：0.06%至0.12%； 

Si：0.7%或更少； 

Mn：1.2%至2.6%； 

P：0.020%或更少； 

S：0.03%或更少； 

可溶性Al：0.01%至0.5%； 

N：0.005%或更少；和 

余量为Fe和不可避免的杂质， 

其中就相对于钢板的整个显微组织的体积分数而言，所述钢板包括60%或更多的铁素体相作为主相，和5%或更多至20%或更少的马氏体相，且在 

中具有的3D晶体取向分布函数为2.5或更少 

本发明的第二个方面是根据第一方面的具有低平面各向异性的屈服强度的高强度冷轧钢板，其中所述钢板包括以下元素中的至少一种，以质量%计：Cr，0.5%或更少，和Mo，0.5%或更少。 

本发明的第三个方面是制备具有低平面各向异性的屈服强度的高强度冷 轧钢板的方法，该方法包括制备具有第一或第二方面的组分组成的钢坯(steelslab)，在840°C或更高至950°C或更低的精轧温度(finishing temperature)将钢坯热轧，然后以30%或更多至70%或更少的压下率冷轧，然后在800°C或更高至A3点或更低的温度退火，随后以临界冷却速率CR(°C/s)或更高的速率冷却，其在退火温度至400°C的范围内以下式表示： 

log CR=-3.50[%Mo]-1.20[%Mn]-2.0[%Cr]-0.32[%P]+3.50 

其中[%M]为钢中所含有的M元素的量(质量%)。 

(本发明的效果) 

根据本发明，可得到具有低平面各向异性的屈服强度以及突出的压力成形性的高强度冷轧钢板。本发明所得的高强度冷轧钢板尤其适用于汽车零件。 

具体实施方式

下文将详述本发明。 

首先，出于以下详述的原因，本发明的高强度冷轧钢板的组分组成如上述限定，其中各元素的含量的单位是“质量%”，除非另有指出。 

<C：0.06%至0.12%> 

碳(C)是确保预定的第二相的分数、增加强度和控制低的平面各向异性的屈服强度所基本上必需的元素。碳含量低于0.06%使得难以确保马氏体相不低于5%，这是不优选的。另一方面，当碳含量高于0.12%时，第二相即除铁素体相以外的相将占据很大的百分比，因此难以保持铁素体相体积分数不低于60%，因而延展性恶化。另外，第二相例如马氏体相形成网络并趋于环绕铁素体，使得铁素体相的织构难以产生影响，且因此难以控制屈服强度的平面各向异性。据此，碳含量需在0.06%至0.12%的范围内，优选在0.06%至0.10%的范围内。 

<Si：0.7%或更少> 

硅(Si)在使用微小量的情况下具有延迟热轧中氧化皮(scale)的产生以改善表面品质的作用，且具有适中地延迟在镀浴或镀锌层扩散退火处理(galvannealing)中基质铁和锌之间的合金化反应的作用，和改善高应变硬化性的作用等。鉴于上述内容，优选Si含量大约不低于0.01%。然而，Si含量超过0.7%降低外观的品质，因此确定Si含量为0.7%或更少，优选0.3%或更少。 

<Mn：12%至26%> 

添加锰(Mn)以改善淬火硬化性(quench hardenability)和提高第二相中马氏体相的百分比。从得到所述复相的观点出发，Mn含量的下限需为1.2%。当Mn含量太高时，退火时从α至γ的转化温度降低，因此在重结晶之后随即在细铁素体晶粒边界上或在重结晶过程中在再生晶粒边界(restoration grainboundaries)上形成γ晶粒。因此，第二相是精细的(refined)，并且因此延展性恶化并且屈服强度的平面各向异性不可控。鉴于此，Mn含量的上限需为2.6%，优选Mn含量在1.2%至2.1%的范围内。由于马氏体的产生量根据退火后的冷却速率变化，冷却速率应根据Mn、Cr和Mo的量进行控制，这将在下文中阐述。 

<P：0.020%或更少> 

当磷(P)的含量高于0.020%时，由于恶化的可焊性和偏析(segregation)而出现表面缺陷，因此P含量应确定为0.020%或更少。 

<S：0.03%或更少> 

硫(S)具有改善钢板的第一除氧化皮性质和镀层外观的品质的作用。然而，当S含量升高时，MnS在钢中沉积过多，恶化钢板的延展性（例如伸长和延伸凸缘性(stretch flangeability)）并引起压力成形性降低。另外，热轧板坯过程中的热轧延展性降低，其趋于引起表面缺陷。另外，耐腐蚀性也略微降低。由此，S含量应确定为0.03%或更少，优选0.01%或更少，更优选0.005%或更少，且更优选0.002%或更少。 

<可溶性Al：0.01%至0.5%> 

可溶性铝（Soluble Aluminum）(sol.Al)可用作钢的脱氧元素，以及还具有稳定作为杂质存在的溶质N以改善室温抗老化性的作用。因此，可溶性Al含量需为0.01%或更多。另一方面，可溶性Al含量超过0.5%则导致成本上升，并且引起表面缺陷。因此，可溶性Al含量确定为在0.01%至0.5%的范围内。 

<N：0.005%或更少> 

当氮(N)内含物含量过高时，常温的抗老化性降低，且需要加入大量的Al和Ti以稳定溶质N。因此，优选将N含量尽可能地降低。由此，N含量确定为0.005%或更少。 

尽管上文阐述了基本的组分组成，但以下元素也可根据本发明按需要添加。 

<Cr：0.5%或更少> 

与Mn一样，铬(Cr)是通过实现复相而有助于可靠地实现钢板的高强度的必不可少的元素。为了实现此效果，Cr含量优选为0.1%或更多。然而，其过量添加不仅会导致该效果的饱和，也会增加成本；因此，Cr含量需为0.5%或更少。 

<Mo：0.5%或更少> 

钼(Mo)元素有助于通过改善淬火硬化性来抑制珠光体（pearlite）产生从而高度促进钢板的强度。为了实现此效果，Mo含量优选为0.1%或更多。然而，钼价格高昂，使得其过高的添加量会导致生产成本显著增加。由此，Mo含量需为0.5%或更少。另外，由于马氏体的产生量根据退火后的冷却速率变化，冷却速率应基于Mn、Cr和Mo的含量加以控制，这一点将在下文中阐明。 

本发明的高强度冷轧钢板的组成的余量，即除了上述之外的组分，为Fe和不可避免的杂质。然而，余量还可含有除上述以外的组分，除非该组分的存在对于本发明的操作和效果产生不利的作用。 

接下来，将解释本发明的钢板中钢的显微组织应限于所述百分比的原因。 

<铁素体相的体积分数：60%或更多> 

根据本发明，控制铁素体的织构使其趋于下降过多。即，当除铁素体相的第二相增加时，使得难以通过控制织构而控制屈服强度的平面各向异性。另外，第二相例如马氏体相通过建立网络来环绕铁素体，因此，钢板的宏观塑性行为将不再取决于铁素体的晶体取向。由此，铁素体相相对于整个钢板显微组织的体积分数需为60%或更多，优选75%或更多。 

<马氏体相的体积分数：5%或更多至20%或更少> 

马氏体相为有助于增加钢板强度以及降低屈服比以改善形状固定性的有用的相。基于此，马氏体相的体积分数相对于钢板的整个显微组织应为5%或更多。另一方面，当马氏体相超过20%时，马氏体通过建立网络来环绕铁素体，且使得不能控制铁素体的织构，其对于控制屈服强度的平面各向异性而言并非优选。因此，马氏体相相对于钢板的整个显微组织的体积分数应为在5%或更多至20%或更少的范围内。 

另外，本发明的钢板优选包含铁素体相作为主相，以及包含马氏体相作为第二相。除上述铁素体和马氏体相以外的其他相相对于钢板的整个显微组织的体积分数优选为5%或更少，更优选3%或更少。 

各相的体积分数定义为用根据ASTM E562-83(1988)的点计数方法测量的各相的面积分数(area fraction)。各相的面积分数如下测量；即，将从各冷轧退火板收集的试样抛光并在其平行于轧制方向的横截面(L-截面)用硝酸乙醇溶液蚀刻，以通过扫描电镜SEM在放大倍数为4,000x时观察，进而确定相的分类和获得铁素体相（作为主相）和马氏体相的面积分数。在显微组织照片中，对比略微呈黑色的区域被视为铁素体，而其中碳化物以片层结构或点和线形式产生的区域则被视为珠光体或贝氏体，并且对比呈白色的晶粒为马氏体。 

<

中的3D晶体取向分布函数：2.5或更少> 

另外，本发明的钢板的织构通过3D晶体取向分布函数评价。传统上，使用X射线衍射(XRD)的极图以用于分析钢板的织构。由于极图显示大量晶粒的统计学晶体取向分布，因此其为确定择优取向的适宜的方法。然而，多晶材料的织构不仅易于显示单一择优取向，也易于显示多个择优取向。例如，在纤维织构（其为环绕特定晶轴旋转的取向群）中，难以通过极图测量精确评价各取向的存在分数(existing fraction)。因此，3D晶体取向分布函数基于极图信息来求得，以评价各取向的存在分数。 

在上述3D晶体取向分布函数的评价当中，3D晶体取向分布函数通过使用得自反射方法的(200)、(211)和(110)的不完整极图根据级数展开方法（seriesexpanding method）得到。因此，已确定在包含上述铁素体和马氏体相的体积分数的钢显微组织中，当α纤维的特定取向：

中3D晶体取向分布函数为2.5或更少时，屈服强度的平面各向异性变小。然而，重要的是如上所述地控制铁素体和马氏体相的体积分数。例如，在单一铁素体相的情况下，降低屈服强度的平面各向异性的最佳的铁素体的织构不同于前文所述者。 

并不总是清楚为何屈服强度的平面各向异性在

中的3D晶体取向分布函数为2.5或更少的条件下会下降。然而，本发明者的想法如下。即，通常，的晶体取向易于在经冷轧或自变形的奥氏体转化的铁素体中发生。当3D晶体取向分布函数高时，机械特性的平面各向异性趋于增加，因此需要将3D晶体取向分布函数控制在适宜的范围内以降低平面各向异性。然而，最佳的值根据钢的种类而 变化。特别是，在本发明所应用于的复相钢板（其具有以下混合的组成：铁素体相为60%或更多作为主相，马氏体相为5%至20%）中，最佳的3D晶体取向分布函数为2.5或更少。 

接下来阐述制备本发明的高强度冷轧钢板的方法。 

优选的是，使用的钢坯用连续铸造方法生产，以防止组分的宏观偏析(macro segregation)。然而，铸锭铸造（ingot casting）和薄板坯铸造也是可接受的。除了其中所生产的板坯一次冷却至室温然后重新加热的传统方法外，节能工艺的应用也不存在任何问题，例如将热板坯插入加热炉中用于热轧而无冷却的热装轧制（hot charge rolling），以及在保持热量后不久开始热轧的直接热轧制。 

板坯加热温度优选为低的，以通过粗化沉淀物发展{111}重结晶织构，以改善深拉性。然而，当板坯加热温度低于1000°C时，轧制负载增加，因此在热轧中出现问题的风险增大。因此，优选的是板坯加热温度为1000°C或更高。另外，从增加氧化重量后增加氧化皮损失的角度考虑，优选最佳的板坯加热温度的上限为1300℃。 

在上述条件下加热的钢坯，经历包括粗轧和精轧的热轧。在此，钢坯通过粗轧转化为薄板坯(sheet bar)。不需要指定粗轧的条件，并且可根据现有技术来完成。另外，所谓的薄板坯加热器可有效地用于加热薄板坯，以保持该板坯加热温度为低的，并防止热轧中出现问题。 

<精轧温度：在840℃或高至950℃或更低的范围内> 

然后，对薄板坯进行精轧以形成热轧钢板。这种情况下，精轧温度（即精轧机出口温度（finisher delivery temperature）(FT)）应在840°C或更高至950°C或更低的范围内，以在冷轧和重结晶退火之后实现对于屈服强度的平面各向异性而言优选的织构。当FT低于840°C并且热轧中负载高时，在组分系统的一部分中进行铁素体区热轧，因此织构显著改变。当FT超过950°C时，显微组织被粗化，并且在奥氏体的未重结晶条件下不能完全进行轧制，因此在冷轧退火后屈服强度的平面各向异性将增加。 

为了在热轧中减少轧制负荷(rolling road)，在精轧的一部分或在整个道次(passes)之间可采用润滑轧制，其在均衡钢板形式和均匀化材料方面是有效的。润滑轧制时的摩擦系数优选在0.10至0.25的范围内。另外，优选彼此前后相邻的薄板坯连接，以从热轧过程中操作稳定性的角度来看实现连续轧制 工艺以能够连续精轧。 

尽管卷取温度(coiling temperature)(CT)不必限定，但CT优选在400°C或更高至720°C或更低的范围内。特别是，如果CT超过上限，那么晶粒趋于为粗的，因而降低强度。 

<冷轧压下率（Cold rolling reduction rate）：在30%或更多至70%或更少的范围内> 

将上述条件下生产的热轧钢板进行冷轧。该热轧钢板优选经历酸浸(pickling)以在冷轧之前除去氧化皮。酸浸可在正常条件下进行。当冷轧压下率低于30%时，重结晶速率变化，因此难以控制屈服强度的平面各向异性。而冷轧压下率超过70%则难以达到想要的织构，因为环绕在热轧中参与的碳化物的区域部分变形，且退火后铁素体的织构开始显著变化。因此，冷轧压下率需在30%或更多至70%或更少的范围内。 

<退火温度：800°C或更高至A₃点或更低> 

上述条件下制备的冷轧钢板加热至800°C或更高至A₃点或更低的范围，并在相同温度范围内退火。退火温度低于800°C则不能确保在均热(soaking)过程中的γ分数(γfraction)，且因此马氏体相不能在充分冷却后形成。而退火温度超过A₃点则使γ分数过高，且逆转化后织构显著改变，因此难以达到所需的织构。因此，退火温度需在800°C或更高和A₃点或更低的范围内。 

<退火温度至至少400°C的温度范围内的冷却速率：临界冷却速率CR(°C/s)或更高> 

为了形成规定体积分数的马氏体相，上述条件下退火的冷轧钢板应在退火温度至至少400°C的温度范围内通过如下式所示的临界冷却速率CR(°C/s)或更高速率冷却： 

logCR=-3.50[%Mo]-1.20[%Mn]-2.0[%Cr]-0.32[%P]+3.50 

其中[%M]表示钢中所含有元素M的量(质量%)。 

当上述温度范围之内的平均冷却速率低于临界冷却速率时，难以形成马氏体，因此形成铁素体单一相的显微组织。因此，钢板未被充分强化，且屈服强度的平面各向异性不可控。冷却速率超过100°C/秒会引起在连续冷却过程中产生的马氏体不充分的自回火。因此马氏体被过度硬化并且屈服强度增加，延展性下降。因此，优选冷却速率为100°C/s或更少。另外，为了控制所述冷却速率，连续退火线优选用于退火。 

上文已阐述本发明的基础生产工艺流程，然而可增加以下工艺： 

在进行上述冷轧钢板退火工艺后，可增加表面工艺例如电镀工艺或热浸工艺以在钢板表面形成镀层。镀层不仅可通过纯锌电镀和基于锌的合金电镀来提供，也可以通过Al电镀和基于Al的合金电镀来提供。即，先前已提供于钢板表面的多种电镀层均是可应用的。 

为了校正形态和调节板表面上的粗糙度，按上述生产的冷轧退火板或电镀钢板可经历平整轧制(temper rolling)或矫直过程(leveling process)。平整轧制或矫直过程的总延伸率优选在0.2%至15%的范围内。若延伸率低于0.2%，则不能实现最初瞄准的形态校正和粗糙度的调节。而若延伸率高于15％，则延展性趋于显著下降，这并不是优选的。 

(实施例) 

具有表1所示的很多种组分组成的熔融的钢，通过铸锭技术(ingottechnique)和连续铸造加工以获得相应的钢坯样品。各钢坯样品经历以下操作：加热至1250°C；通过粗轧转化为薄板坯；在表2的条件下精轧以获得热轧钢板；将该热轧钢板酸浸和以表2的压下率冷轧以获得冷轧钢板；在表2的条件下在连续退火线连续退火所述冷轧钢板；和以0.5%的延伸率平整轧制所述冷轧退火钢板。表1中的A₃点通过计算软件“Thermo-Calc(注册商标)”计算。 

表1 

*)下划线表示“在适当的范围之外” 

对于由此所得的冷轧退火板样品评价了拉伸特性、织构和显微组织： 

(1)拉伸特性 

JIS No.5的拉伸试样从各冷轧退火钢板在相对于轧制方向0°(L方向)、45°(D方向)和90°(C方向)方向获得，并根据JIS Z2241的规定以10mm/min的十字头速度进行拉伸试验，以得到屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)和均匀伸长(UEl)。抗拉强度(TS)和均匀伸长(UEl)的代表性数值为各试样在0°方向上得到的抗拉强度TS_L和均匀伸长UEl_L。另外，ΔYP_L用作显示屈服强度的平面各向异性的指标。ΔYP_L显示通过YP_L归一化的屈服强度的平面各向异性，并且可通过下式计算： 

ΔYP_L={(YP_L/YP_L)+(YP_C/YP_L)-2(YP_D/YP_L)}/2 

=(YP_L+YP_C－2YP_D)/(2YP_L) 

其中YP_L=YS_L/YS_L，YP_D=YS_D/YS_L，YP_C=YS_C/YS_L，且YS_L、YS_D、YS_C分别表示各试样在0°(L方向)、45°(D方向)和90°(C方向)得到的屈服强度。当ΔYP_L的绝对值为0.03或更少时，平面各向异性可被认为是优异的。 

(2)钢的织构和显微组织 

(a)3D晶体取向分布函数 

各冷轧退火板样品在1/4厚度的板表面通过X-射线衍射分析，且3D晶体取向分布函数得自由反射方法获得的(200)，(211)和(110)的不完整的极图。然后，在

中评价3D晶体取向分布函数。 

(b)各相的体积分数 

各相的体积分数是用上述点计数方法测量的面积分数。 

试验所得的结果见表2。 

从表2可理解，根据本发明的各钢板显示在中的3D晶体取向分布函数为2.5或更少。因此，可认为即便抗拉强度(TS)为500MPa或更多，屈服强度的平面各向异性也将下降。 

工业适用性

根据本发明可获得具有低平面各向异性的屈服强度的高强度冷轧钢板，其适于用作汽车钢板以及很多领域，例如家用电器的元件、饮料罐等。 

Claims (3)

1.具有低平面各向异性的屈服强度的高强度冷轧钢板，其包括以下组分的组成，以质量%计包含：

C：0.06%至0.12%；

Si：0.7%或更少；

Mn：1.2%至2.6%；

P：0.020%或更少；

S：0.03%或更少；

可溶性Al：0.01%至0.5%；

N：0.005%或更少；和

余量为Fe和不可避免的杂质，

其中就相对于钢板的整个显微组织的体积分数而言，所述钢板包括60%或更多的铁素体相作为主相，和5%或更多至20%或更少的马氏体相，且在中具有的3D晶体取向分布函数为2.5或更少。

2.根据权利要求1的具有低平面各向异性的屈服强度的高强度冷轧钢板，其中所述钢板包括，以质量%计，以下元素的至少一种：Cr，0.5%或更少，和Mo，0.5%或更少。

3.制备具有低平面各向异性的屈服强度的高强度冷轧钢板的方法，该方法包括制备具有权利要求1或2所述的组分组成的钢坯，在840°C或更高至950℃或更低的精轧温度将钢坯热轧，然后以30%或更多至70%或更少的压下率冷轧，然后在800℃或更高至A₃点或更低的温度退火，随后以临界冷却速率CR(°C/s)或更高的速率冷却，其在退火温度至400°C的温度范围内以下式表示：

log CR=-3.50[%Mo]-1.20[%Mn]-2.0[%Cr]-0.32[%P]+3.50

其中[%M]为钢中所含有的M元素的量(质量%)。