CN107287512A

CN107287512A - 拉拔性优异的烘烤硬化钢及其制造方法

Info

Publication number: CN107287512A
Application number: CN201610229035.1A
Authority: CN
Inventors: 韩箱浩
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2016-04-13
Filing date: 2016-04-13
Publication date: 2017-10-24

Abstract

本发明涉及一种可以用于汽车外板材的、拉拔性优异的烘烤硬化钢及其制造方法。本发明一方面的拉拔性优异的烘烤硬化钢，以重量％计，由0.001～0.003％的C、0.1～1.0％的Mn、0.01～0.08％的P、0.001～0.008％的S、0.001～0.008％的N、0.02～0.06％的可溶于酸的Al、0.002～0.015％的Nb、0.007～0.025％的Ti、余量的Fe及其它不可避免的杂质组成，并且Ti的含量满足下述数学式1；[数学式1]48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

Description

拉拔性优异的烘烤硬化钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种可以用于汽车外板材的、拉拔性优异的烘烤硬化钢及其制造方法。

背景技术

近年来，作为用于提高汽车燃油效率的轻量化，以及积极应对环境问题等的一个环节，要求减小钢板厚度。然而，对于汽车外板材，如果钢板厚度减少，则容易产生凹痕(dent)，因此，在减少钢板的厚度方面有限。其中，凹痕是指因外部压力而在钢板上产生的凹槽。

为了抑制因钢板厚度的减少而产生的凹痕，要求具有更高强度的高强度钢，但是，将高强度钢用作汽车外板材时，由于会降低加工性，因此不能用于要求深加工的部件中。

最终结果为，汽车外板用烘烤硬化型钢板在高强度化方面有限，因此使用的高强度钢为成型时不会产生问题的钢。即，为了获得烘烤硬化性，需要残留一定程度的固溶元素(碳、氮等)，在这种情况下，虽然在一定程度上可以确保烘烤硬化性，但是因固溶元素的残留而存在使成型性变差的倾向。

因此，从安全性及自身轻量化方面考虑，需要开发一种能够确保一定水平以上的强度，同时还能够显著改善加工性的钢板。

通常，烘烤硬化型钢板是指，成型前因屈服强度低而加工及形状固定性优异，且成型后因高的加工硬化能力而使屈服强度增加，从而耐凹痕的钢板。

作为现有技术，开发了一种利用低碳和锰及铬(C-Mn-Cr)类的抗张强度为390MPa级的复合组织型烘烤硬化型钢板。屈强比为46％左右而非常低，并且加工硬化指数的值为0.28左右而非常高，而且作为烘烤硬化性评价指数的烘烤硬化值(Bake hardening，BH值)为50MPa左右而非常优异，但是作为加工性评价指数的塑性各向异性(r)系数值为1.2水平而非常低，因此不能用于要求高成型性的部件中。

为了解决低碳型复合组织钢的成型性问题，近年来，提出了一种通过利用碳含量为0.005重量％以下的极低碳钢，并单独或复合添加作为碳化物、氮化物形成元素的Ti或Nb来制造塑性各向异性值为1.7以上的具有高成型性的钢板的技术，但是存在不能同时确保目标强度及成型性的问题。

另外，在专利文献1中，虽然提出了一种成型性及烘烤硬化性优异的钢材的制造方法，但是，因热轧析出物控制及退火温度等操作条件最优化的不充分，从而使得平面各向异性(Δr)指数高，从而在汽车外板成型时，把手部分会经常产生皱纹缺陷。

另外，在专利文献2中，为了制造抗张强度为390MPa级的烘烤硬化钢，适当控制了合金组成及制造方法，但是由于对析出物的最优化条件不足，因此平面各向异性(Δr)指数高，而且由于添加大量的P及Mn，从而使耐二次加工脆性(DBTT)相对较差。

因此，对于烘烤硬化钢及其制造方法，要求开发一种能够同时确保目标强度及成型性的烘烤硬化钢及其制造方法。

【现有技术文献】

【专利文献】

(专利文献1)韩国公开专利公报第2000-0038789号

(专利文献2)韩国公开专利公报第2001-0004488号

发明内容

本发明要解决的技术问题

根据上述要求，本发明的目的在于，通过适当地控制钢板的合金组成和制造方法，从而提供一种拉拔性优异的烘烤硬化钢及其制造方法。

解决技术问题的技术手段

本发明一方面的拉拔性优异的烘烤硬化钢，以重量％计，由0.001～0.003％的C、0.1～1.0％的Mn、0.01～0.08％的P、0.001～0.008％的S、0.001～0.008％的N、0.02～0.06％的可溶于酸的Al、0.002～0.015％的Nb、0.007～0.025％的Ti、余量的Fe及其它不可避免的杂质组成，并且Ti的含量满足下述数学式1；

[数学式1]

48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N

其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

另外，本发明另一方面的拉拔性优异的烘烤硬化钢的制造方法包括以下步骤：对钢锭进行热轧，使得精轧温度为850～950℃，从而获得热轧钢板，所述钢锭以重量％计，由0.001～0.003％的C、0.1～1.0％的Mn、0.01～0.08％的P、0.001～0.008％的S、0.001～0.008％的N、0.02～0.06％的可溶于酸的Al、0.002～0.015％的Nb、0.007～0.025％的Ti、余量的Fe及其它不可避免的杂质组成，并且Ti的含量满足下述数学式1；在500～750℃的温度范围下，对上述热轧钢板进行收卷；以2～15℃/小时的平均冷却速度对上述经过收卷的热轧钢板进行冷却；以78～85％的压下率对上述经过冷却的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；将上述冷轧钢板升温至840～870℃后，进行连续退火处理；以及以0.2～1.5％的压下率对上述经过连续退火处理的冷轧钢板进行调质轧制：

[数学式1]

48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N

其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

此外，上述技术问题的解决手段中并没有完全列出本发明的技术特征。参见下述具体的实施方式，可以更详细地理解本发明的各种特征及所述特征所具有的优点及效果。

发明的效果

本发明通过适当地控制合金组成及制造方法，从而可以提供一种r值为1.8以上，烘烤硬化能力为30MPa以上，并且加工时不发生拉伸应变(Stretch strain，产生表面皱纹缺陷现象)的拉拔性优异的烘烤硬化钢及其制造方法。

具体实施方式

下面，对本发明的优选实施方式进行说明。然而，本发明的实施方式可以变形为各种其它方式，本发明的范围并不限定于以下说明的实施方式。另外，本发明的实施方式是为了向本领域技术人员更完整地说明本发明而提供的。

本发明人为了解决上述现有技术中存在的问题而经过深入研究的结果为，确认了通过添加作为钢中强有力的碳氮化物形成元素的钛(Ti)及铌(Nb)，从而在热轧步骤中几乎去除碳(C)、氮(N)、硫(S)等的固溶元素，并且在退火时，在升温步骤中谋求作为伽马(γ)-纤维织构的{111}<011>～{111}<112>方向上的发展，从而确保拉拔性后，接着在退火过程中或冷却过程中使部分微细碳化物再溶解，从而可以制造出因固溶C而具有优异的烘烤硬化性的高强度薄钢板，从而完成了本发明。

本发明一方面的拉拔性优异的烘烤硬化钢，以重量％计，由0.001～0.003％的C、0.1～1.0％的Mn、0.01～0.08％的P、0.001～0.008％的S、0.001～0.008％的N、0.02～0.06％的可溶于酸的Al、0.002～0.015％的Nb、0.007～0.025％的Ti、余量的Fe及其它不可避免的杂质组成，并且Ti的含量满足下述数学式1：

[数学式1]

48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N

其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

下面，对本发明烘烤硬化钢的合金组成进行详细说明。

碳(C)：0.001～0.003重量％

C作为侵入型固溶元素，在冷轧及退火过程中，对钢板的织构形成带来很大的影响。如果钢中固溶碳含量增加，则会使具有对拉拔加工有利的{111}伽马(γ)-纤维织构的晶粒的生长受到抑制，并且使具有{110}及{100}织构的晶粒的生长得到促进，从而使退火板的拉拔性降低。但是，当所述C的含量少于0.001重量％时，虽然对加工性方面有利，但是由于固溶碳几乎以碳化物的形式析出，因此没有残留的固溶C，从而使烘烤硬化特性消失。另一方面，如果C含量超过0.003重量％，则为了使其以碳化物的形式析出而所需的Ti及Nb的含量会增加，从而不仅对经济性方面不利，而且微细析出物会大量分布于钢中，从而会使拉拔性急剧降低，因此，优选将所述C的含量控制在0.001～0.003重量％。

锰(Mn)：0.1～1.0重量％

Mn作为固溶强化元素，不仅用于提高强度，而且起到将钢中S以MnS形态析出的作用。当所述Mn的含量少于0.1重量％时，因不能有效析出MnS而使拉拔性降低，另一方面，当超过1.0重量％时，由于多余的Mn被固溶，因此仍然存在使拉拔性降低的问题，因此，优选将所述Mn的含量控制在0.1～1.0重量％。

磷(P)：0.01～0.08重量％

P为固溶效果最优异，并且不会严重影响拉拔性，而且对于确保钢的强度方面最有效的元素。当所述P的含量少于0.01重量％时，不能够确保目标强度，另一方面，当超过0.08重量％时，由于多余的P析出FeTiP，从而使拉拔性相对较差，并且会因晶界P偏析而导致二次加工脆性问题，因此，优选将所述P的含量控制在0.01～0.08重量％。

硫(S)：0.001～0.008重量％，氮(N)：0.001～0.008重量％

S及N作为存在于钢中的杂质，不可避免地被加入，为了确保优异的焊接特性，优选尽量将其含量控制在低的范围。但是，虽然在钢中作为杂质存在，但是将该含量控制在少于0.001重量％的情况下，由于制钢中的成分控制成本非常高，因此对其下限进行限制，尤其是对于N的含量来说，由于部分固溶N对烘烤硬化特性起作用，因此将其下限控制在0.001重量％。另一方面，当S或N的含量超过0.008重量％时，会使加工性相对较差，并且由于产生钢锭表面品质劣化及表层部裂纹的可能性变高，因此限制其上限。

可溶于酸的铝(Al)：0.02～0.06重量％

可溶于酸的Al通过析出AlN而用于提高钢的拉拔性及延展性。但是，当所述可溶于酸的Al的含量少于0.02重量％时，因不能有效析出AlN而使加工性相对较差，当该含量超过0.06重量％时，在制钢操作时，会因Al夹杂物形成过多而引起钢板内部缺陷，因此，优选将所述可溶于酸的Al的含量控制在0.02～0.06重量％。

钛(Ti)：0.007～0.025重量％

Ti由于在热轧中与固溶碳及固溶氮进行反应而析出Ti类碳氮化物，因此是一种大幅度提高钢板的拉拔性的元素。当所述Ti含量少于0.007重量％时，因不能充分析出碳氮化物而使拉拔性相对变差，另一方面，当超过0.025重量％时，与固溶碳及固溶氮进行反应后所剩下的Ti与P结合而形成过多的FeTiP析出物，从而不仅会使拉拔性变差的可能性升高，而且会使固溶C难以再溶解，从而使烘烤硬化性也相对变差，因此，优选将所述Ti的含量控制在0.007～0.025重量％。

铌(Nb)：0.002～0.015重量％

Nb在热轧中通过使固溶碳以粗大的(Ti、Nb)C复合碳化物析出，从而在退火中使织构容易形成，因此是一种用于提高轧制方向和45度方向的拉拔性的元素。当所述Nb含量少于0.002重量％时，由于钢中固溶碳大部分以TiC析出，因此(Ti、Nb)C复合碳化物的析出量少，从而使拉拔性相对较差。另一方面，当超过0.015重量％时，钢中的固溶碳大部分以NbC析出，因此不仅(Ti、Nb)C复合碳化物析出量少，而且会因再结晶温度的上升而导致材质劣化，另外，几乎没有未析出的固溶碳，而且碳化物应该在退火过程中或冷却过程中再溶解为固溶C而显示出烘烤硬化特性，但是，当存在剩余的Nb时，在冷却过程中以NbC或(Ti、Nb)C再析出的倾向高，因此不会显示出烘烤硬化特性。因此，优选将所述Nb的含量控制在0.002～0.015重量％。

在这种情况下，碳化物的形态可以为TiC、NbC、(Ti、Nb)C。但是，为了在退火过程中或冷却过程中容易实现C的再溶解而显示出烘烤硬化特性，碳化物的平均直径优选为20nm以下。另外，由于复合类碳化物有利于加工性，并且有利于退火过程中C的再溶解，因此，碳化物的形态优选为(Ti、Nb)C。

另外，如果所述析出物主要在晶界上析出，则会阻碍退火再结晶时对加工性有利的伽马(γ)-纤维的发达，因此析出20nm以下的(Ti、Nb)C复合析出物的比例(晶粒内析出量/总析出量)优选为70％以上。这是由于在晶粒内析出的析出物越多，则越能够促进再结晶退火时对加工性有利的伽马(γ)-纤维的晶粒生长，从而有利于加工性，而且，在退火中，晶粒内碳化物以C再溶解的可能性高，因此还有利于烘烤硬化性。

此外，包含余量的Fe及其它不可避免的杂质。但并不排除添加除了所述组成之外的有效成分。

此时，所述烘烤硬化钢可以进一步包含0.0015重量％以下(0除外)的B。

B是为了防止由钢中添加P所导致的二次加工脆性而添加的元素，当该含量超过0.0015重量％时，会伴随钢板的延展性降低，因此，优选将所述B的含量限制在0.0015重量％以下。

下面，对本发明的数学式1进行详细说明。

[数学式1]

48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N

其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

所述数学式1是为了根据钢中所含的C及N的含量来控制Ti的含量的。

当Ti的含量少于48/12×C×0.6+48/14×N×0.7时，由于没有完全析出C及N而使C、N等残留在钢中，从而会使产生时效缺陷的可能性变高。另一方面，当Ti的含量超过48/12×C+48/14×N时，大部分的固溶C、N等与Ti结合而析出，虽然对加工性方面有利，但是大部分的钢中的固溶元素以TiC或TiN析出，并且其大小也粗大，因此在退火过程中或冷却过程中也难以使固溶C再溶解，从而不会显示出预期的烘烤硬化性。

因此，按照上述记载的那样，优选使Ti的含量满足0.007～0.025重量％，同时满足所述数学式1。

下面，对本发明的烘烤硬化钢的织构及析出物进行详细说明。

本发明一具体例的烘烤硬化钢优选具有伽马(γ)-纤维织构。将结晶内部生成的具有特定的面和方向的排列称为织构(texture)，并且将这些织构在一定方向上呈发达的带(band)状称为纤维(Fiber)织构。已知织构与拉拔加工性具有密切的关系，并且已知在这些织构中，垂直于(111)面而生成的伽马(γ)-纤维成分的面强度值越高，拉拔加工性越得到改善。这种伽马(γ)-纤维在通常生成核之后的退火升温步骤中变得发达，当使钢中的固溶C、N等以碳氮化物的形式析出时，容易使这种伽马(γ)-纤维变得发达。

在本发明中，为了在退火升温时，容易使有利于加工性的{111}织构变得发达，通过在热轧步骤中添加Ti、Nb等来析出碳化物，并在钢中几乎不存在固溶C于的状态下进行退火，从而实现{111}织构的发达，之后，在退火过程中或冷却过程中，再次使碳化物再溶解而残留固溶C，从而能够使烘烤硬化性得到提高。

另外，对于本发明一具体例的热轧步骤后的钢板，用下述数学式2定义的P优选为70％以上。当所述比例(P)小于70％时，即，在晶界上析出大量的(Ti、Nb)C复合碳化物时，会使加工时引起裂纹的可能性增加，由此会导致延展性及拉拔性显著降低，而且在退火过程中难以使碳化物再溶解，因此还不利于烘烤硬化性。另外，所述比例(P)越高，越有利于提高延展性及拉拔性，因此，在本发明中，对所述比例(P)的上限没有特别限定。

另外，退火后的钢板的所述比例(P)优选为80％以上。这是为了在退火过程中或冷却过程中使碳化物容易再溶解，从而提高烘烤硬化性，并提高加工性。

为了实现所述比例(P)，即，为了使晶粒内主要析出(Ti、Nb)C复合碳化物，需要控制合金组成及操作条件，通过本专利中提出的Ti、Nb、C的最优化范围比例而形成，并通过控制压下率及退火条件能够实现上述比例(P)。对于压下率来说，在75％以上的压下率下，通过轧制能够使有利于伽马(γ)-纤维织构形成的晶粒的核的生成显著发达，如果超过85％，则因轧制设备的负荷而不可能实现，因此将该范围限定在75～85％。对于退火温度来说，由于高温退火有利而在840℃以上的高温下进行退火时，会显示出明显的{111}的伽马(γ)-纤维织构的生长，因此使作为加工性评价指数的r值(r-value)升高。但是，如果超过870℃，则钢板表面上会大量地产生微细凹痕，并且因设备的劣化，反而会产生较多的副作用，因此将该范围控制在840～870℃。

[数学式2]

P(％)＝{N_in/(N_in+N_gb)}×100

其中，N_in为存在于晶粒内的具有20nm以下的大小的(Ti、Nb)C复合碳化物的个数，N_gb为存在于晶界上的具有20nm以下的大小的(Ti、Nb)C复合碳化物的个数。

另外，通过在轧制方向上测定的各个方向上的r值来求得的平均塑性应变比值是能够显示出拉拔性的具代表性的材质特性值，通过下述式来计算出平均塑性应变比。

r值＝(r₀+r₉₀+2r₄₅)/4

r_i表示在从轧制方向的i°角度方向上采集的试片上所测定的r值。

在上述式中，r值越高，在拉拔加工时越能够增加杯形件的深度，从而可以判定为拉拔性优异的钢材。本发明一具体例的烘烤硬化钢具有1.8以上的r值，从而显示出优异的拉拔性。

下面，对本发明另一方面的拉拔性优异的烘烤硬化钢的制造方法进行详细说明。

本发明另一方面的拉拔性优异的烘烤硬化钢的制造方法包括以下步骤：对钢锭进行热轧，使得精轧温度为850～950℃，从而获得热轧钢板，所述钢锭以重量％计，由0.001～0.003％的C、0.1～1.0％的Mn、0.01～0.08％的P、0.001～0.008％的S、0.001～0.008％的N、0.02～0.06％的可溶于酸的Al、0.002～0.015％的Nb、0.007～0.025％的Ti、余量的Fe及其它不可避免的杂质组成，并且Ti的含量满足下述数学式1；在500～750℃的温度范围下，对上述热轧钢板进行收卷；以2～15℃/小时的平均冷却速度对上述经过收卷的热轧钢板进行冷却；以78～85％的压下率对上述经过冷却的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；将上述冷轧钢板升温至840～870℃后，进行连续退火处理；以及以0.2～1.5％的压下率对上述经过连续退火处理的冷轧钢板进行调质轧制：

[数学式1]

48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N

其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

获得热轧钢板的步骤

首先，对具有上述组成的钢锭进行热轧，使得精轧温度为Ar3以上，从而获得热轧钢板。热精轧温度虽然在本发明中的影响力不大，但是优选在850～950℃下实施。当低于850℃时，可能会导致板形状的不良，当超过950℃时，由于温度过高而会使析出物的分布不均匀，从而使材质发生不良的可能性变高。

收卷步骤

优选在500～750℃的温度范围下，对上述热轧钢板进行收卷。当收卷温度低于500℃时，由于低温收卷而会使板形状产生扭曲的倾向变高，并且由于宽度方向的热轧材质偏差高，因此对材质方面不利，当收卷温度超过750℃时，会发生由高温收卷所导致的设备问题，并且由于析出物的粗大化而会使退火中的晶粒内碳化物再溶解为C的可能性降低，从而使烘烤硬化性相对较差。

冷却步骤

优选以2～15℃/小时的平均冷却速度对上述经过收卷的热轧钢板进行冷却。当冷却速度小于2℃/小时时，因慢的冷却速度而会显示出析出物的粗大化所引起的强度不足和烘烤硬化性较差，当冷却速度超过15℃/小时时，因析出物的分布度不均匀而会导致发生材质偏差的倾向变高。

获得冷轧钢板的步骤

以78～85％的压下率对上述经过冷却的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板。当所述压下率小于75％时，由于有利于伽马(γ)-纤维织构形成的晶粒的核生成发达不显著，因此使{111}的伽马(γ)-纤维织构不能充分生长，从而存在拉拔性相对较差的问题，另一方面，当超过85％时，由于在现场制造时，辊的负荷非常严重，从而使形状恶化。因此，将所述压下率控制在75～85％，更优选为78～82％。

连续退火步骤

将上述获得的冷轧钢板升温至840～870℃后，进行连续退火处理，并进行冷却。当退火温度低于840℃时，由于对加工性有利的伽马(γ)-纤维织构不能充分生长，因此存在拉拔性变差的问题，并且因难以使碳化物再溶解而不能充分地显示出烘烤硬化性，当超过870℃时，虽然有利于加工性的发达，但是由于过高的高温退火，从而会导致形状不良，并且会因加热而带来设备上的问题，因此，优选将所述退火温度控制在840～870℃，更优选控制在850～860℃。

另外，在退火中或冷却中，优选使得再溶解的C含量相对于总的C含量的比例为30～60％。当小于30％时，不能出现预期的烘烤硬化性，当超过60％时，虽然能够显示出烘烤硬化性，但是会同时伴有加工性r值的降低。

调质轧制步骤

以0.2～1.5％的压下率对上述经过连续退火处理的冷轧钢板进行调质轧制。当压下率小于0.2％时，因未能显示出钢板表面粗糙度而会产生表面不良，如果压下率超过1.5％，则会引起设备负荷，并且会使烘烤硬化性相对较差。

如上所述，最终通过控制作为微细析出物的20nm以下的(Ti、Nb)C析出物的分布比例来使对加工性有利的伽马(γ)-纤维织构变得发达，从而制造出成型性优异的钢，然后，在退火过程中使该碳化物再溶解，从而使钢中残留固溶C来获得适当水平的烘烤硬化性。上述结果是通过控制合金成分的适当混合和热轧条件、冷轧压下率及退火温度等而能够实现的。

下面，将通过实施例更加具体地说明本发明。但下述实施例仅是为了更详细地说明本发明而例示的，并非用于限定本发明的权利范围。本发明的权利范围是由权利要求中记载的内容和由此合理推测出的内容而决定的。

(实施例)

以1200℃对具有下述表1中记载的合金组成的厚度为220mm的钢锭进行加热，并且在850～950℃的精轧温度范围下进行热轧，从而制造出厚度为3.2mm的热轧钢板后，以下述表2中记载的条件进行冷轧及退火处理，从而制造出冷轧钢板。测定上述制得的冷轧钢板的析出物分布及机械物理性质后，将其结果示于下述表3中。下述表3中，YS、Ts、T-E1分别表示屈服强度、抗张强度、断裂伸长率另外，抗张试验使用依据JIS5号规格而采取的试片来进行。

表1

表2

表3

从上述表1至3中可知，满足本发明提出的合金组成和制造条件的发明例1至5，其热轧后存在于铁素体晶粒内的具有20nm以下的大小的Ti及Nb的复合碳化物的比例、退火后存在于铁素体晶粒内的具有20nm以下的大小的Ti及Nb的复合碳化物的比例，以及再溶解的C含量相对于总的C含量的比例均满足本发明的控制范围，因此可确保30MPa以上的烘烤硬化能力(BH值)及1.8以上的r值。

然而，比较例1至3虽然满足本发明的合金组成，但是不满足本发明所控制的制造条件，因此，热轧后存在于铁素体晶粒内的具有20nm以下的大小的Ti及Nb的复合碳化物的比例、退火后存在于铁素体晶粒内的具有20nm以下的大小的Ti及Nb的复合碳化物的比例，以及再溶解的C含量相对于总的C含量的比例中的一种以上超出了本发明所控制的范围，由此导致烘烤硬化能力(BH值)小于30MPa，r值小于1.8，相对较差。

另外，使用了比较钢1的比较例4，由于其Ti含量小于数学式1的下限值而在钢中几乎残留有C、N等，因此烘烤硬化能力(BH值)优异，但是由于引起了严重的时效缺陷，因此加工时在表面出现了拉伸应变(Stretch strain，产生表面皱纹缺陷现象)。比较例5由于Ti含量超过了数学式1的上限值，因此几乎没有显示出烘烤硬化能力(BH值)

以上，对本发明的实施例进行了详细说明，但是本发明的权利范围并不限定于此，对本领域技术人员来说在不超过权利范围中记载的本发明的技术思想的范围内可以进行多种修改及变形是显而易见的。

Claims

1.一种拉拔性优异的烘烤硬化钢，其特征在于，所述烘烤硬化钢以重量％计，由0.001～0.003％的C、0.1～1.0％的Mn、0.01～0.08％的P、0.001～0.008％的S、0.001～0.008％的N、0.02～0.06％的可溶于酸的Al、0.002～0.015％的Nb、0.007～0.025％的Ti、余量的Fe及其它不可避免的杂质组成，并且Ti的含量满足下述数学式1：

[数学式1]

48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N

其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

2.一种拉拔性优异的烘烤硬化钢，其特征在于，所述烘烤硬化钢以重量％计，由0.001～0.003％的C、0.1～1.0％的Mn、0.01～0.08％的P、0.001～0.008％的S、0.001～0.008％的N、0.02～0.06％的可溶于酸的Al、0.002～0.015％的Nb、0.007～0.025％的Ti、0.0015重量％以下(0除外)的B、余量的Fe及其它不可避免的杂质组成，并且Ti的含量满足下述数学式1：

[数学式1]

48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N

其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

3.根据权利要求1或2所述的拉拔性优异的烘烤硬化钢，其特征在于，用下述数学式2定义的P为80％以上：

[数学式2]

P(％)＝{N_in/(N_in+N_gb)}×100

4.根据权利要求1或2所述的拉拔性优异的烘烤硬化钢，其特征在于，所述烘烤硬化钢包括伽马(γ)-纤维织构。

5.根据权利要求1或2所述的拉拔性优异的烘烤硬化钢，其特征在于，r值为1.8以上，烘烤硬化能力为30MPa以上。

6.一种拉拔性优异的烘烤硬化钢的制造方法，其特征在于，所述烘烤硬化钢的制造方法包括以下步骤：

对钢锭进行热轧，使得精轧温度为850～950℃，从而获得热轧钢板，所述钢锭以重量％计，由0.001～0.003％的C、0.1～1.0％的Mn、0.01～0.08％的P、0.001～0.008％的S、0.001～0.008％的N、0.02～0.06％的可溶于酸的Al、0.002～0.015％的Nb、0.007～0.025％的Ti、余量的Fe及其它不可避免的杂质组成，并且Ti的含量满足下述数学式1；

在500～750℃的温度范围下，对上述热轧钢板进行收卷；

以2～15℃/小时的平均冷却速度对上述经过收卷的热轧钢板进行冷却；

以78～85％的压下率对上述经过冷却的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；

将上述冷轧钢板升温至840～870℃后，进行连续退火处理；以及以0.2～1.5％的压下率对上述经过连续退火处理的冷轧钢板进行调质轧制：

[数学式1]

48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N

其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

7.一种拉拔性优异的烘烤硬化钢的制造方法，其特征在于，所述烘烤硬化钢的制造方法包括以下步骤：

对钢锭进行热轧，使得精轧温度为850～950℃，从而获得热轧钢板，所述钢锭以重量％计，由0.001～0.003％的C、0.1～1.0％的Mn、0.01～0.08％的P、0.001～0.008％的S、0.001～0.008％的N、0.02～0.06％的可溶于酸的Al、0.002～0.015％的Nb、0.007～0.025％的Ti、0.0015重量％以下(0除外)的B、余量的Fe及其它不可避免的杂质组成，并且Ti的含量满足下述数学式1；

在500～750℃的温度范围下，对上述热轧钢板进行收卷；

将上述冷轧钢板升温至840～870℃后，进行连续退火处理；以及

以0.2～1.5％的压下率对上述经过连续退火处理的冷轧钢板进行调质轧制：

[数学式1]

48/12×C×0.6+48/14×N×0.7≤Ti≤48/12×C+48/14×N

其中，C、N及Ti表示各元素的含量(重量％)。

8.根据权利要求6或7所述的拉拔性优异的烘烤硬化钢的制造方法，其特征在于，对于所述热轧钢板，用下述数学式2定义的P为70％以上：

[数学式2]

P(％)＝{N_in/(N_in+N_gb)}×100

9.根据权利要求6或7所述的拉拔性优异的烘烤硬化钢的制造方法，其特征在于，对于所述烘烤硬化钢，用下述数学式2定义的P为80％以上：

[数学式2]

P(％)＝{N_in/(N_in+N_gb)}×100

10.根据权利要求6或7所述的拉拔性优异的烘烤硬化钢的制造方法，其特征在于，连续退火步骤为使得再溶解的C含量相对于总的C含量的比例为30～60％。