CN109477183A - 成型性优异的高强度薄钢板及其制造方法 - Google Patents

成型性优异的高强度薄钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了高强度薄钢板及其制造方法，以重量％计，所述薄钢板包含：C：0.001～0.004％、Si：0.5％以下(0％除外)、Mn：1.2％以下(0％除外)、P：0.005～0.12％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、酸溶铝：0.1％以下(0％除外)、Ti：0.01～0.04％、余量的Fe及不可避免的杂质，所述Ti、N及S的含量满足下述关系式1，并且在板厚度方向的t/4(t：薄钢板的厚度)位置的(111)[1‑10]～(111)[‑1‑12]取向的平均随机强度比(b)与(001)[1‑10]～(110)[1‑10]取向的平均随机强度比(a)之比(b/a)为2.3以上，烘烤硬化量(BH)为4MPa以上。[关系式1]‑0.02≤[Ti]‑(24/7)[N]‑(3/2)[S]≤0.025(其中，[Ti]、[N]及[S]分别表示该元素的含量(重量％))。

Description

成型性优异的高强度薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度薄钢板及其制造方法，更加详细地，涉及可以优选用作汽车外板材等材料的成型性优异的高强度薄钢板及其制造方法。
背景技术
用作汽车的内、外板材(门、引擎盖、翼子板、地板等)的材料的钢不仅要求高强度，而且还要求优异的成型性。这是为了在事故中确保乘客的安全，并且是为了通过车体的轻量化来提高燃油效率。
然而，钢板强度的提高会导致成型性变差，因此很难同时满足上述两种因素(强度、成型性)，尤其在如门内板(Door Inner)或后地板(Rear Floor)等要求更高的成型性的部件中经常发生加工时产生裂纹等成型不良，因此很少在这种部件中应用高强度钢。
迄今为止，所开发的强度及成型性优异的公知钢板有所谓的无间隙原子钢(Interstitial Free Steel，IF钢)。这种钢通过添加钛(Ti)及/或铌(Nb)等强力的碳氮化物形成元素来去除碳(C)、氮(N)、硫(S)等固溶元素，从而同时确保强度及成型性，代表性的公开于专利文献1～4中。然而，所述IF钢显示出1.5～1.8的平均塑性各向异性系数(Lankford值，r值)，还远不足以代替现有的使用深冲(Deep Drawing Quality，DDQ)级的软质冷轧钢板的部件。
(专利文献1)日本公开专利公报第1992-280943号
(专利文献2)日本公开专利公报第1993-070836号
(专利文献3)日本公开专利公报第1993-263184号
(专利文献4)日本公开专利公报第1998-096051号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的目的之一为提供成型性优异的高强度薄钢板及其制造方法。
技术方案
本发明的一个方面提供高强度薄钢板，以重量％计，其包含：C：0.001～0.004％、Si：0.5％以下(0％除外)、Mn：1.2％以下(0％除外)、P：0.005～0.12％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、酸溶铝：0.1％以下(0％除外)、Ti：0.01～0.04％、余量的Fe及不可避免的杂质，所述Ti、N及S的含量满足下述关系式1，并且在板厚度方向的t/4(t：薄钢板的厚度)位置的(111)[1-10]～(111)[-1-12]取向的平均随机强度比(b)与(001)[1-10]～(110)[1-10]取向的平均随机强度比(a)之比(b/a)为2.3以上，烘烤硬化量(BH)为4MPa以上。
[关系式1]-0.02≤[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]≤0.025
(其中，[Ti]、[N]及[S]分别表示该元素的含量(重量％)。)
本发明的另一个方面提供制造高强度薄钢板的方法，其特征在于，其包括以下步骤：将钢坯进行热轧，从而获得热轧钢板，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.001～0.004％、Si：0.5％以下(0％除外)、Mn：1.2％以下(0％除外)、P：0.005～0.12％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、酸溶铝：0.1％以下(0％除外)、Ti：0.01～0.04％、余量的Fe及不可避免的杂质；在450～750℃的温度下，将所述热轧钢板进行收卷；以75％以上的压下率，将经过收卷的所述热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；将所述冷轧钢板升温至830～880℃的退火温度，然后在所述退火温度下保持30～80秒的退火时间，从而进行连续退火；以2～10℃/秒的速度，将经过连续退火的所述冷轧钢板冷却至650℃以下的温度；以0.3～1.6％的压下率，将经过冷却的所述冷轧钢板进行平整轧制；将所述冷轧钢板进行升温时，从(再结晶起始温度+20)℃至退火温度的平均冷却速度为5℃/秒以下。
有益效果
本发明的多个效果之一为本发明的薄钢板的强度及成型性优异，从而能够优选用作汽车外板材等材料。
附图说明
图1为对发明例1的织构的发达程度进行分析的图表。
最佳实施方式
本发明人为了解决上述的现有技术的问题而进行深入研究的结果，确认了通过单独添加作为钢中强力的碳氮化物形成元素的钛(Ti)或复合添加钛(Ti)及铌(Nb)来去除碳(C)、氮(N)、硫(S)等固溶元素，并同时适当地控制由于去除固溶元素的结果而产生的碳化物等位置分布，并控制织构，能够显著地改善强度及拉拔性，并且以适当的水平残留退火过程中再熔解的固溶碳，能够显著地改善烘烤硬化性，从而完成了本发明。
下面，对本发明的一个方面的成型性优异的高强度薄钢板进行详细的说明。
首先，对高强度薄钢板的合金成分及优选的含量范围进行详细的说明。在没有特别提及的情况下，下述各成分的含量均以重量为基准。
C：0.001～0.004％
碳为间隙固溶元素，在冷轧及退火过程中，对钢板的织构的形成产生很大的影响。尤其，当钢中的固溶碳的含量增多时，抑制具有有利于拉拔加工性的{111}织构的晶粒的生长，并促进具有{110}及{100}织构的晶粒的生长，从而会使薄钢板的拉拔性变差。进而，当所述碳的含量过多时，将碳析出为碳化物所需的Ti的含量过多，从而不仅在经济性方面不利，而且钢中分布大量的微细TiC碳化物，从而具有急剧降低拉拔性的问题。因此，本发明中将碳含量的上限控制为0.004％，优选控制为0.0035％。另外，虽然碳的含量越低，越有利于改善拉拔性，但是碳的含量过低时，具有急剧降低薄钢板的烘烤硬化性的问题。因此，本发明中将碳含量的下限控制为0.001％，优选控制为0.0012％。
Si：0.5％以下(0％除外)
硅通过固溶强化有助于提高薄钢板的强度。但是，当硅的含量过多时，会引发表面氧化皮缺陷，从而具有降低镀覆表面特性的问题，因此，本发明中将硅含量的上限控制为0.5％，优选控制为0.05％。另外，本发明对硅含量的下限不进行特别的限定，但优选可以为0.001％，更优选可以为0.002％。
Mn：1.2％以下(0％除外)
锰为固溶强化元素，不仅有助于提高钢的强度，而且将钢中的S析出为MnS而起到抑制热轧时由S导致的板断裂的发生以及高温脆化的作用。但是，当锰的含量过多时，过量的Mn会固溶，从而具有使拉拔性变差的问题。本发明中将锰含量的上限控制为1.2％以下，优选控制为1.0％以下，更优选控制为0.8％以下。另外，本发明对锰含量的下限不进行特别的限定，但优选可以为0.01％，更优选可以为0.1％。
P：0.005～0.12％
磷为固溶效果非常优异且对拉拔性的影响少的同时对改善钢的强度最为有效的元素。本发明中将磷含量的下限控制为0.005％，优选控制为0.008％，更优选控制为0.010％。但是，当磷的含量过多时，过量的P会析出为FeTiP，从而具有使拉拔性变差的问题。本发明中将磷含量的上限控制为0.12％，优选控制为0.10％，更优选控制为0.08％。
S：0.01％以下、N：0.01％以下
硫及氮为不可避免地存在于钢中的杂质，为了确保优异的焊接特性，优选将硫及氮的含量控制得尽可能低。本发明中在确保适当的焊接特性方面，将硫及氮的含量的上限分别控制为0.01％以下。
酸溶铝：0.1％以下(0％除外)
酸溶铝通过析出AlN而有助于提高薄钢板的拉拔性及延展性。但是，当酸溶铝的含量过多时，在炼钢作业时，形成过多的Al系夹杂物而具有产生钢板内部缺陷的问题。本发明中将酸溶铝含量的上限控制为0.1％，优选控制为0.08％，更优选控制为0.05％。另外，本发明对酸溶铝含量的下限不进行特别的限定，但优选可以为0.01％，更优选可以为0.02％。
Ti：0.01～0.04％
钛在热轧过程中与固溶碳及固溶氮进行反应而析出Ti类碳氮化物，因此钛是非常有助于改善薄钢板的拉拔性的元素。本发明中将钛含量的下限控制为0.01％以上，优选控制为0.012％以上，更优选控制为0.015％以上。但是，当钛的含量过多时，与固溶碳及固溶氮反应后剩下的Ti与P结合而形成过多的FeTiP析出物，从而具有拉拔性变差的可能性，并且由于钢中分布大量的TiC或TiN析出物，导致固溶碳的含量变得过低，从而具有薄钢板的烘烤硬化性变差的可能性。本发明中将钛含量的上限控制为0.04％，优选控制为0.03％。
除此之外，包含余量的Fe和不可避免的杂质。然而，通常的制造过程中从原料或周围环境不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法排除这些杂质。对于本技术领域具有通常知识的技术人员而言，这些杂质是众所周知的，因此在本说明书中不对其全部内容进行特别的提及。并且，并不排除所述组成以外的有效成分的添加，尤其，为了更加提高钢板的机械物理性能，可以进一步包含如下成分。
Nb：0.005～0.04％
在热轧过程中，铌使固溶碳以(Ti，Nb)C复合碳化物的形态析出，从而在退火过程中起到容易形成织构的作用。尤其，当添加适量的Nb时，具有改善各方向的塑性各向异性(0°、45°、90°)的效果，因此，与90°方向相比，0°方向及45°方向的塑性变形各向异性(r值)会增加，结果材料的平面各向异性(△r，Planar anisotropy)达到零(0)附近，并且显示出r值均匀分布在板面上的特性，从而具有成型时防止材料的耳(耳(earing)性)模样的成型缺陷的优点。本发明中为了获得上述效果，优选将铌含量的下限控制为0.005％以上，更优选控制为0.008％以上。但是，当铌的含量过多时，钢中的固溶碳大部分析出为微细的NbC，即使退火后固溶碳也几乎不能再熔解，从而烘烤硬化性变差，并且，由于微细(Ti，Nb)C复合碳化物的析出量相对少，从而不仅拉拔性(r值)变差，而且还具有由再结晶温度的上升引起的材质变差的问题。铌含量的上限优选为0.04％，更优选为0.03％，进一步优选为0.025％。
B：0.002％以下(0％除外)
硼抑制钢中的由P导致的二次加工脆性。但是，当硼的含量过多时，会伴随钢板的延展性的降低，因此，本发明中将硼含量的上限控制为0.002％以下，优选控制为0.0015％以下。另外，本发明对硼含量的下限不进行特别的限定，但优选可以为0.0003％，更优选可以为0.0005％。
另外，在设计具有如上所述的成分范围的薄钢板的合金时，所述Ti、N及S的含量优选满足下述关系式1。如果[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]的值小于-0.02，将钢中的C析出为TiC的Ti的含量绝对不足，从而作为加工性评价指数的r值会显著降低，另一方面，[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]的值超过0.025时，除了形成对加工性有利的TiC析出物之外，还形成FeTiP析出物，从而在退火时显著地阻碍{111}取向的发达。更优选地，将[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]的值控制为-0.01至0.01。
[关系式1]-0.02≤[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]≤0.025
(其中，[Ti]、[N]及[S]分别表示该元素的含量(重量％)。)
下面，对高强度薄钢板的组织及析出物等进行详细的说明。
在晶体内部生成的具有一定的面和取向的排列称为织构(texture)，这些织构以一定的方向带状(band)发达的形状称为纤维(Fiber)织构。织构与拉拔性具有密切的关系，已知这些织构中垂直于轧制面而形成{111}面的γ-纤维织构的面强度值越高，越能改善拉拔加工性。通常，α-纤维织构定义为RD//<110>，γ-纤维织构定义为ND//<111>。
另外，本发明人了解到，为了形成如上所述的γ-纤维织构，从钢板表面向板厚度方向的t/4(t：钢板的厚度)位置的γ-纤维织构((111)[1-10]～(111)[-1-12]取向)的平均随机强度比(b)与α-纤维织构((001)[1-10]～(110)[1-10]取向)的平均随机强度比(a)的比率非常重要。更具体地，本发明人确认了从钢板表面向板厚度方向的t/4(t：薄钢板的厚度)位置的(111)[1-10]～(111)[-1-12]取向的平均随机强度比(b)与(001)[1-10]～(110)[1-10]取向的平均随机强度比(a)之比(b/a)确保为2.3以上时，平均塑性各向异性系数(Lankford值，r值)可以确保为1.9以上，从而能够确保优异的拉拔性。另外，γ-纤维织构((111)[1-10]～(111)[-1-12]取向)的平均随机强度比相对地越高，越有利于拉拔性，因此，本发明中对其上限不进行特别的限定。
尤其，本发明中确认了在进行汽车部件成型时，需要在多个方向上确保优异的拉拔性时才可以成型为没有裂纹的完整的部件，而不是在特定方向上确保优异的拉拔性，并了解到在0～90°分析所有γ-纤维织构的发达程度，并表示该值时，能够表示完整的成型性。即，对于γ-纤维织构的0°((111)[1-10])、30°((111)[1-21])、60°((111)[0-11])、90°((111)[-1-12])的所有方向，平均随机强度比的发达整体上越高则越有利。
另外，由相对于轧制方向的各方向测量的塑性各向异性系数所得到的平均塑性各向异性系数(Lankford值，r值)是表示拉拔性的代表性的材质特性值，该值通过下述式1来计算。
r值＝(r0+r90+2r45)/4(式1)
(其中，ri表示在与轧制方向呈i°的方向采集的试片中测量的塑性各向异性系数。)
所述式中，r值越大，则在拉拔加工时越能增加成型杯的深度，从而能够判断为拉拔性优异。本发明的一个具体实施方式的薄钢板具有1.9以上的r值，从而显示出优异的拉拔性。
根据一个例子，高强度薄钢板的平均晶粒尺寸可以为5μm以上，优选可以为7μm以上。其中，平均晶粒尺寸是指晶粒的平均圆当量直径(equivalent circular diameter)。本发明中晶粒尺寸越粗大，则越有利于成型性，因此，尽可能确保粗大的晶粒是有利的。为此，通过控制成分，将C的含量降低至40ppm以下的极低碳钢的水平，并尽可能有效地控制碳化物的析出，从而在退火时，确保晶粒的生长。这是因为晶粒的尺寸越粗大，相对于晶界，晶粒中的碳化物的析出越容易，从而能够显著地降低加工时产生裂纹的可能性。另外，平均晶粒尺寸越大，越有利于成型性，因此，本发明中对平均晶粒尺寸的上限不进行特别的限定，但是，考虑到为了晶粒的生长而在860℃以上的高温下进行退火时具有导致退火炉内的耐火砖损坏的可能性时，可以将平均晶粒尺寸的上限限定为20μm。
根据一个例子，本发明的高强度薄钢板的由下述数学式1定义的Pin可以为80％以上，优选可以为82％以上。所述比率(Pin)小于80％时，即，晶界中析出大量的碳化物时，显著提高加工时产生裂纹的可能性，由此具有延展性及拉拔性变差的可能性。所述比率(Pin)越高，越有利于提高延展性及拉拔性，因此，本发明中对所述比率(Pin)的上限不进行特别的限定。另外，上述的碳化物是指TiC单独碳化物、NbC单独碳化物或(Ti，Nb)C复合碳化物。
[数学式1]
Pin(％)＝{Nin/(Nin+Ngb)}×100
(其中，Nin为存在于晶粒中的具有20nm以下的圆当量直径的碳化物的数量，Ngb为存在于晶界的具有20nm以下的圆当量直径的碳化物的数量。)
根据一个例子，本发明的高强度薄钢板每单位面积(μm2)可以包含0.2个以下的FeTip析出物，优选可以包含0.1个以下的FeTip析出物。所述FeTiP析出物主要以针状析出，从而在退火时降低{111}取向的发达。当所形成的所述FeTiP析出物超过0.2个/μm2时，具有使拉拔性变差的可能性。另外，每单位面积的FeTiP析出物的数量越少，越有利于提高拉拔性，因此，本发明中对所述FeTiP析出物的数量的下限不进行特别的限定。
根据一个例子，本发明的高强度薄钢板具有4MPa以上，更优选具有10MPa以上，进一步优选具有15MPa以上的烘烤硬化量(BH)，从而显示出优异的烘烤硬化性。
根据一个例子，本发明的高强度薄钢板具有0.8mm以下的厚度，并具有290MPa以上的屈服强度(YS，MPa)及平均塑性各向异性系数(Lankford值，r值)的乘积值，从而表示对外部物理性力的抵抗性的耐凹痕(dent)性及成型性非常优异，因此能够优选用作汽车外板用材料。
以上所说明的本发明的高强度薄钢板可以通过各种方法进行制造，其制造方法不受特别的限制。但是，作为一个优选的例子，可以通过如下所述的方法进行制造。
下面，对本发明的另一个方面的制造成型性优异的高强度薄钢板的方法进行详细的说明。
首先，将具有前述成分体系的钢坯进行热轧，从而获得热轧钢板。
根据一个例子，热轧时的精轧可以在奥氏体单相区温度(Ar3℃以上的温度)下实施。如果热精轧的温度低于Ar3℃，两相区轧制可能性高，从而具有引发材质不均匀性的可能性。作为参考，Ar3℃可以通过下述式2来计算。
[式2]
Ar3(℃)＝910-310[C]-80[Mn]-20[Cu]-15[Cr]-55[Ni]-80[Mo]
(其中，[C]、[Mn]、[Cu]、[Cr]、[No]、[Mo]分别表示该元素的重量％。)
接下来，将热轧钢板进行收卷。
此时，收卷温度优选为450～750℃，更优选为500～700℃。当收卷温度低于450℃时，析出大量的FeTiP析出物，从而降低拉拔性，并具有产生板形状扭曲的可能性，另一方面，当收卷温度超过750℃时，导致析出物的粗大化的同时退火过程中的固溶碳难以再熔解，从而具有使烘烤硬化量(BH)变差的可能性。
根据一个例子，从热精轧温度至收卷温度的平均冷却速度可以为10～200℃/秒。如果平均冷却速度小于10℃/秒，铁素体晶粒的生长不均匀，并且形成FeTiP析出物，从而难以确保本发明中所期望的成型性，另一方面，当从热精轧温度至收卷温度的平均冷却速度超过200℃/秒时，由于过度的冷却，热轧钢板的温度会不均匀，因此热轧钢板的形状会变差。
接下来，将经过收卷的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板。
此时，冷轧压下率优选为75％以上。如果冷轧压下率小于75％，γ-纤维织构的生长不充分，从而具有拉拔性变差的问题。另外，冷轧压下率越高，越有利于γ-纤维织构的生长，因此，本发明中对冷轧压下率的上限不进行特别的限定，但是，冷轧压下率过高时，轧制时的辊负荷加重，从而钢板的形状会变差，因此，考虑到这一点，可以将冷轧压下率的上限限定为85％。
接下来，将冷轧钢板进行连续退火。
此时，退火温度(T)优选为830～880℃，更优选为840～870℃。如果退火温度(T)低于830℃，有利于加工性的γ-纤维织构无法充分生长，从而具有拉拔性变差的可能性，并且在退火过程中析出物无法再熔解，从而具有烘烤硬化量(BH)变差的可能性。另一方面，当退火温度(T)超过880℃时，虽然有利于加工性，但是，由于晶粒尺寸的偏差而导致钢板形状变差，并且具有退火加热炉设备发生问题的可能性。
另外，退火时间(t)，即，在退火温度下的维持时间优选为30～80秒，更优选为40～70秒。在使γ-纤维织构充分发达后充分地确保退火时间时，部分碳化物会再熔解为固溶碳，在存在这种固溶碳的状态下进行冷却时，薄钢板中残存适当水平的固溶碳，从而显示出优异的烘烤硬化量(BH)。如果退火时间(t)小于30秒，由于再熔解时间的不足，导致薄钢板中不会残存固溶碳，或者残存的固溶碳不充足，从而所显示的烘烤硬化量(BH)差，另一方面，退火时间(t)超过80秒时，由于过长的维持时间而使晶粒粗大化，并且由于晶粒尺寸发生偏差，导致钢板的形状会变差，而且在经济性方面也不利。
根据一个例子，连续退火时的退火温度(T，℃)及退火时间(t，秒)可以满足下述关系式2。如果0.001*T*t值小于30，拉拔性及烘烤硬化性会变差，另一方面，0.001*T*t值超过70时，由于晶粒粗大化及晶粒尺寸发生偏差，钢板形状会变差。
[关系式2]30≤0.001*T*t≤70
另外，连续退火时，从再结晶起始温度+20℃至退火温度的平均升温速度优选为5℃/秒以下，更优选为4.5℃/秒以下，进一步优选为3.8℃/秒以下。其中，再结晶起始温度定义为通过冷轧伸长的轧制组织在进行退火的过程中开始形成新的再结晶晶粒的温度，更具体地，定义为新的再结晶晶粒的面积分数占整体晶粒的50％时的温度。在再结晶开始的初期阶段，会伴随新的晶粒的核生成及生长，该阶段中的升温速度越慢，越会增加有利于加工性的{111}织构的核生成，最终能够确保高的r值。当所述温度范围中的升温速度超过5℃/秒时，再结晶时{111}织构的核生成不充分，并且晶粒也会微细化，从而具有无法充分地确保本发明中所要求的加工性的可能性。另外，所述温度范围中的升温速度越慢，越有利于对加工性有利的{111}织构的核生成及核生长，因此，本发明中对升温速度的下限值不进行特别的限定。
接下来，将经过连续退火的冷轧钢板冷却至650℃以下的温度。
此时，平均冷却速度优选为2～10℃/秒，更优选为3～8℃/秒。如果平均冷却速度小于2℃/秒，退火中经过再熔解的固溶碳会再析出为碳化物，从而具有烘烤硬化性变差的可能性，另一方面，平均冷却速度超过10℃/秒时，具有发生板形状扭曲的可能性。另外，650℃是碳化物的析出及扩散大部分完成的温度，因此对其之后的冷却条件不进行特别的限定。
接下来，将经过冷却的冷轧钢板进行平整轧制，从而获得高强度薄钢板。
此时，平整压下率优选为0.3～1.6％。平整轧制增加钢的屈服强度，并通过轧制过程中导入的大量可动位错来增加抗时效性，并且通过固溶碳与位错的相互作用来增加烘烤硬化性。如果平整压下率小于0.3％，不仅不利于控制板形状，而且无法充分地确保可动位错，从而产生拉伸应变(stretch strain)缺陷的可能性高，另一方面，平整压下率超过1.6％时，在对客户公司的部件进行成型时，不仅产生裂纹的可能性变高，而且会出现成型性指数r值降低的倾向。
接下来，根据需要，可以在高强度薄钢板的表面上进行热浸镀锌，从而获得热浸镀锌钢板，或者在实施热浸镀锌之后进行合金化热处理，从而获得合金化热浸镀锌钢板。此时，合金化热处理温度优选为450～600℃。当合金化热处理温度低于450℃时，合金化不充分，会引发牺牲防蚀作用的降低或镀覆粘附性的降低，另一方面，当合金化热处理温度超过600℃时，过度地进行合金化，从而会引发粉化(powdering)性的降低。另外，合金化热处理后，镀层中的Fe浓度优选为8～12重量％。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更加详细的说明。但是，下述实施例仅仅是为了更详细地说明本发明的例示，并不限定本发明的权利范围。
将具有下述表1的合金组成的钢坯(厚度为220mm)加热至1200℃，并进行热轧，从而制造热轧钢板(厚度为3.2mm)。此时，将精轧温度统一为Ar3直上的约930℃。之后以下述表2的条件将热轧钢板进行收卷、冷轧、连续退火、冷却及平整轧制，从而制造薄钢板。
之后，对所制造的各个薄钢板的析出物的数量及分布、织构等进行观察及测量，并将其结果示于下述表3中。更具体地，碳化物的数量比及FeTiP析出物的数量是利用透射电子显微镜(TEM)并通过复型(replica)观察析出物后在5个位置数每单位长度(μm)上的析出物的数量并计算其平均值，织构是在钢板的1/4t位置的R(轧制(Rolling))、T(横向(Transverse))、V(垂直(Vertical))的条件下，以ND方向晶体取向度为基准，利用电子背散射衍射(EBSD)，对各取向的强度比(利用ODF)进行计算及分析。另外，图1为对发明例1的织构的发达程度进行分析的图表，所有发明例均显示出与发明例1相似的倾向。
之后，对所制造的各个薄钢板测量r值及烘烤硬化量(BH)。根据JIS5号规格取试片，并利用ASTM STD试片测量r值，烘烤硬化量是用进行2％的预应变(pre-strain)后的屈服强度值与在170℃下再次将该试片保持20分钟后的屈服强度值之差来进行评价。
[表1]
[表2]
[表3]
参考表3可知，就满足本发明所提出的合金组成和制造条件的发明例1～7而言，每单位面积的FeTiP析出物的数量、存在于铁素体晶粒中的具有20nm以下的尺寸的碳化物的比率及平均随机强度比(b/a)均满足本发明所控制的范围，并且，基本上不仅能够确保1.9以上的r值，也能够确保290MPa以上的(屈服强度*r值)的值，而且还能够确保4MPa以上的BH性。
但是，就比较例1～7而言，虽然合金组成满足本发明中所提出的范围，但是制造条件中的任一种以上的条件未能满足本发明中所提出的范围，因此显示出差的拉拔性及烘烤硬化性。此外，就比较例8～11而言，因合金组成未能满足本发明中所提出的范围，因此显示出差的拉拔性及烘烤硬化性。

Claims (12)

1.高强度薄钢板，以重量％计，其包含：C：0.001～0.004％、Si：0.5％以下且0％除外、Mn：1.2％以下且0％除外、P：0.005～0.12％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、酸溶铝：0.1％以下且0％除外、Ti：0.01～0.04％、余量的Fe及不可避免的杂质，所述Ti、N及S的含量满足下述关系式1，并且在板厚度方向的t/4(t：薄钢板的厚度)位置的(111)[1-10]～(111)[-1-12]取向的平均随机强度比(b)与(001)[1-10]～(110)[1-10]取向的平均随机强度比(a)之比(b/a)为2.3以上，烘烤硬化量(BH)为4MPa以上，
[关系式1]-0.02≤[Ti]-(24/7)[N]-(3/2)[S]≤0.025，
其中，[Ti]、[N]及[S]分别表示该元素的含量(重量％)。
2.根据权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，以重量％计，所述薄钢板进一步包含选自Nb：0.005～0.04％及B：0.002％以下且0％除外中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，所述薄钢板的由下述数学式1定义的Pin为80％以上，
[数学式1]Pin(％)＝{Nin/(Nin+Ngb)}×100，
其中，Nin为存在于晶粒中的具有20nm以下的圆当量直径的碳化物的数量，Ngb为存在于晶界的具有20nm以下的圆当量直径的碳化物的数量。
4.根据权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，所述薄钢板包含0.2个/μm2以下的FeTiP析出物。
5.根据权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，所述薄钢板的屈服强度(YS)及平均塑性各向异性系数(r值)的乘积为270MPa以上。
6.制造高强度薄钢板的方法，其特征在于，其包括以下步骤：
将钢坯进行热轧，从而获得热轧钢板，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.001～0.004％、Si：0.5％以下且0％除外、Mn：1.2％以下且0％除外、P：0.005～0.12％、S：0.01％以下、N：0.01％以下、酸溶铝：0.1％以下且0％除外、Ti：0.01～0.04％、余量的Fe及不可避免的杂质；
在450～750℃的温度下，将所述热轧钢板进行收卷；
以75％以上的压下率，将经过收卷的所述热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；
将所述冷轧钢板升温至830～880℃的退火温度，然后在所述退火温度下保持30～80秒的退火时间，从而进行连续退火；
以2～10℃/秒的速度，将经过连续退火的所述冷轧钢板冷却至650℃以下的温度；
以0.3～1.6％的压下率，将经过冷却的所述冷轧钢板进行平整轧制；
将所述冷轧钢板进行升温时，从(再结晶起始温度+20)℃至退火温度的平均冷却速度为5℃/秒以下。
7.根据权利要求6所述的制造高强度薄钢板的方法，其中，以重量％计，所述钢坯进一步包含选自Nb：0.005～0.04％及B：0.002％以下且0％除外中的一种以上。
8.根据权利要求6所述的制造高强度薄钢板的方法，其中，所述热轧时的精轧温度为Ar3℃以上。
9.根据权利要求8所述的制造高强度薄钢板的方法，其特征在于，从所述精轧温度至所述收卷温度的平均冷却速度为10～200℃/秒。
10.根据权利要求6所述的制造高强度薄钢板的方法，其特征在于，所述连续退火时的退火温度(T，℃)及退火时间(t，秒)满足下述关系式2，
[关系式2]30≤0.001*T*t≤60。
11.根据权利要求6所述的制造高强度薄钢板的方法，其中，所述方法进一步包括在经过平整轧制的所述冷轧钢板的表面上进行热浸镀锌的步骤。
12.根据权利要求11所述的制造高强度薄钢板的方法，其中，所述方法进一步包括在所述热浸镀锌后，在450～600℃下进行合金化热处理的步骤。
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