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.pdf

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1、(10)申请公布号 CN 102301022 A (43)申请公布日 2011.12.28 CN 102301022 A *CN102301022A* (21)申请号 200980156048.9 (22)申请日 2009.12.18 10-2008-0133565 2008.12.24 KR 10-2009-0120367 2009.12.07 KR C22C 38/00(2006.01) C21D 8/02(2006.01) C23C 2/06(2006.01) C22C 38/14(2006.01) (71)申请人 POSCO 公司 地址 韩国庆尚北道浦项市 (72)发明人 李圭荣 陈光。

2、根 金钟常 洪荣洸 (74)专利代理机构 北京北翔知识产权代理有限 公司 11285 代理人 吴晓萍 钟守期 (54) 发明名称 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 (57) 摘要 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、 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 NbEq_C C-12。

4、x(Nb/92.9+(Ti-47.9/14x N)/47.9+(Zr-91.2/14xN)/91.2)( 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)。 (30)优先权数据 (85)PCT申请进入国家阶段日 2011.08.02 (86)PCT申请的申请数据 PCT/KR2009/007608 2009.12.18 (87)PCT申请的公布数据 WO2010/074458 KO 2010.07.01 (51)Int.Cl. (19)中华人民共和国国家知识产。

5、权局 (12)发明专利申请 权利要求书 2 页 说明书 12 页 附图 2 页 CN 102301033 A1/2 页 2 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，。

6、 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 Eq_C C-12x(Nb/92.9+(Ti-47.9/14x N)/47.9+(Zr-91.2/14x N)/91.2) ( 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。

7、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。

8、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-14。

9、x(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8) Eq_C C-12/92.9x Nb Eq_C C-12x(Nb/92.9+(Ti-47.9/14x N)/47.9+(Zr-91.2/14x N)/91.2) ( 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 ：。

10、 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 权 利 要 求 书 CN 102301022 A CN 102301033 A2/2 页 3 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。 权 利 要 求 书 CN 102301022 A CN 102301033 A1/12 页 4 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 0001 本发明涉及冷轧钢板、 热浸镀锌钢板和合金化。

11、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。 0002 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。

12、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 ： 0003 r( 平均 )( rm 值 ) (r0+2*r45+r90)/4 0004 在下文中， 在本发明中 r 值一般表示为 r( 平均 )。 背景技术 0005 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。 0006 随着待使用钢板的屈服强度和拉伸强度的增加， 。

13、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。 0007 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。 0008 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。

14、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。

15、， 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。 0009 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 说 明 书 CN 102301022 A CN 102301033 A2/12 页 5 强度降低， 而使得在使用双向钢作为结构元件时存在限制。 0010 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 。

16、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。 0011 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。

17、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。 0012 为了改进多相钢中的 r 值， 近来开发的技术如下。 0013 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。

18、于 V 价格昂贵， 导致制造成本显著增加。 0014 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。 0015 在韩国专利特开公报第 2。

19、006-0137001 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 0016 技术问题 0017 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。 0018 技术方案 0019 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0.0。

20、5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， 说 明 书 CN 102301022 A CN 102301033 A3/12 页 6 0020 Eq_N N-14x(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8) 0021 Eq_C C-12。

21、/92.9x Nb 0022 Eq_C C-12x(Nb/92.9+(Ti-47.9/14x N)/47.9+(Zr-91.2/14x N)/91.2) 0023 (其中， 在Ti-47.9/14x N0的情况下， 认为Ti-47.9/14x N0 ； 在Zr-91.2/14x N 0 的情况下， 认为 Zr-91.2/14x N 0)。 0024 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 ： 0025 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 ； 0026 对所述热轧钢板进行冷却并在 600至 750的温度范。

22、围卷取钢板 ； 0027 将卷取的热轧钢板以 63至 90的压下率进行冷轧 ； 和 0028 使冷轧钢板在 780至 880的温度范围进行连续退火。 0029 有益效果 0030 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 0031 图 1 是示出 Eq_C 和 r 值之间关系的图表 ； 0032 图 2 是示出 Eq_N 和 r 值之间关系的图表 ； 0033 图 3 是示例说。

23、明发明钢 4 的显微结构的照片。 具体实施方式 0034 在下文中， 将详细描述本发明。 0035 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 )。 0036 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。 0037 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，。

24、 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。 0038 硅(Si)含量为0.5至2。

25、.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 说 明 书 CN 102301022 A CN 102301033 A4/12 页 7 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。 0039 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。

26、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。 0040 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。

27、量最小化而不限制其下限。 0041 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。 0042 硫 (S) 含量在 0.0。

28、12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。 0043 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。 0044 本发明包括一种或多种选自。

29、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， 0045 Eq_N N-14x(Ti/47.9+Zr/91.2+B/10.8) 0046 Eq_C C-12/92.9x Nb 0047 Eq_C C-12x(Nb/92.9+(Ti-4。

30、7.9/14xN)/47.9+(Zr-91.2/14x N)/91.2) 0048 (其中， 在Ti-47.9/14x N0的情况下， 认为Ti-47.9/14x N0， 在Zr-91.2/14x N 0 的情况下， 认为 Zr-91.2/14x N 0)。 0049 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 说 明 书 CN 102301022 A 。

31、CN 102301033 A5/12 页 8 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。 0050 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 。

32、0.03以下时可确保合适的 r 值。 0051 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。 0052 其他组分由 Fe 和不可避免的杂质组成。 0053 在下文中， 将详细描述本发明的制造方法。 0054 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。

33、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。 0055 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。 0056 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。

34、为冷轧性能降低， 所以限制压下率上限。 0057 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。 0058 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。 0059 残余奥氏体的量在本发明中限于 5以下， 。

35、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。 0060 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。 0061 实施例 0062 在下文中， 将详细描述本发明的实施方案。 0063 ( 实施例 ) 0064 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。

36、行热轧以使其 说 明 书 CN 102301022 A CN 102301033 A6/12 页 9 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。 0065 表 1 0066 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.。

37、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 - 0.09。

38、9 - 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.。

39、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。

40、 - 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 。

41、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 - 0.00。

42、18 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。

43、 0.0023 - - 0.041 0.017 0.084 - 0.0028 说 明 书 CN 102301022 A CN 102301033 A7/12 页 10 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 0.02。

44、51 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 0067 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。 0068 表 2 0069 说 明 书 CN 102301022 A CN 1。

45、02301033 A8/12 页 11 0070 表 3 0071 说 明 书 CN 102301022 A CN 102301033 A9/12 页 12 0072 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。

46、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。 0073 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。 0074 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。

47、后续冷轧后的重结晶退火过程中 111 织构的形成受到抑制。 0075 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。 说 明 书 CN 102301022 A CN 102301033 A10/12 页 13 0076 使用如上所述的Eq_C参数来计算表4中的Eq_C，。

48、 该值与r值之间的关系在图1中 示出。 0077 表 4 0078 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 说 。