具有优良强度和抗老化性的可烘烤硬化的冷轧钢板，使用该冷轧钢板的镀锌层扩散退火...的制作方法

专利名称：：具有优良强度和抗老化性的可烘烤硬化的冷轧钢板，使用该冷轧钢板的镀锌层扩散退火...的制作方法
技术领域：
：本发明涉及用于车体的外板等的冷轧钢板，采用该冷轧钢板的镀锌层扩散退火处理的钢板(galvannealedsteelsheet),及该冷轧钢板的制造方法。更具体地，本发明涉及具有优良烘烤硬化性(bakehardenability)、抗室温老化性和抗二次加工脆化性的高强度冷轧钢板，采用该冷轧钢板的镀锌层扩散退火处理的钢板，及该冷轧钢板的制造方法。
背景技术：
：为提高燃料效率和减轻汽车重量，对将高强度钢板用于车体来提高外板的抗凹陷性(dentresistance)并降低其厚度的要求日益增加。对用于车体外板的冷轧钢板，要求在以下方面具有优良的性能抗拉强度,屈服强度，可压制成形性(pressformability),点焊性，疲劳强度，耐蚀性等。特别是耐蚀性，近来，为延长汽车部件的寿命，要求具有耐蚀性。用于提高耐蚀性的钢板一般分成两类，S卩，电镀钢板和镀锌层扩散退火处理的钢板。与镀锌层退火处理的钢板相比，虽然电镀的钢板具有更好的电镀性能和优良的耐蚀性，但因为价格很高而很少使用。因此，本领域一般使用镀锌层扩散退火处理的钢板，因而要求这种钢板提高耐蚀性。近年来，全球大多数的钢厂已经制造了用于汽车材料的镀锌层扩散退火处理的钢板，并已供给汽车制造厂。因此，一直在开发能保证高于常规水平的优良耐蚀性的新技术，并不断得到应用。一般而言，钢板在强度和可成形性方面存在相互矛盾的特性。能满足上面两种特性的钢板包括多相结构的冷轧钢板和可烘烤硬化的冷轧钢板。可以方便地制造多相结构的冷轧钢，并且这种冷轧钢具有大于或等于390MPa的高抗拉强度。此外，尽管多相结构的冷轧钢作为用于汽车的材料具有较高的抗拉强度，但是这种冷轧钢的延伸率(ekmgation)(是拉伸性的一个因素)高。然而，多相结构的冷轧钢具有低的平均r-值(是汽车的可压制成形性的一个因素)，并且包含过量的如Mn、Cr等昂贵的合金元素，使制造成本增加。可烘烤硬化的冷轧钢在压制成形后的屈服强度接近软钢，软钢的抗拉强度小于或等于3卯MPa。因此，可烘烤硬化的冷轧钢具有优良的延性，在压制成形后进行烘漆时自然提高了屈服强度。与现有的钢相比，可以认为这种可烘烤硬化的冷轧钢是的理想钢材，而现有钢的可成形性随钢强度提高而变差。烘烤硬化一种利用了间隙元素(如溶质氮或溶质碳)以固溶态溶解于钢中时产生的应变老化的方法，烘烤硬化固定了变形期间产生的位错。当钢有较高含量的溶质碳和溶质氮时，烘烤硬化性值(BH)有利地提高，但是因为固溶元素量高也使自然老化性质提高，因而使可成形性劣化。因此，优化钢中固溶元素的量非常重要。作为制造可烘烤硬化的冷轧钢板的方法，一般采用分批退火和连续退火。一般而言，可烘烤硬化的冷轧钢板是通过低温巻取热轧钢板对低碳、加P、铝脱氧钢进行分批退火制造的。具体地，使用铝脱氧钢制造冷轧钢板时，在400-50(TC的低温巻取热轧钢板，然后进行分批退火，以具有约40-50MPa的BH值。这是因为分批退火能同时更方便地达到可成形性和烘烤硬化性。而在分批退火的情况下，因为加P的铝脱氧钢以相对快的速度冷却，容易保证烘烤硬化性，但是存在的问题是因为快速加热和较短的退火过程使可成形性劣化。因此，由分批退火制造的钢板限制用于车体外板，这些部件不要求可加工性。近来，随着钢制造技术的进步，通过在铝脱氧钢中添加起强化作用的(intensive)碳和如Ti或Nb之类形成氮化物的元素，使钢中固溶元素的量达到最佳成为可能，并能够制造具有优良可成形性的可烘烤硬化的冷轧钢板，因而可以满足对可烘烤硬化的冷轧钢板的不断增加的要求，这种可烘烤硬化的冷轧钢板可用于车体中要求抗凹陷性的外板。日本专利公报No.(昭)61-026757揭示一种超低碳冷轧钢板，包含0.0005-0.015%C;小于或等于0.05%S+N;Ti和Nb或它们的化合物。日本专利公报No.(昭)57-089437揭示一种制造可烘烤硬化的冷轧钢板的方法，该方法使用加Ti钢，该钢包含小于或等于0.010%C，其BH值大于或等于约40MPa。揭示的方法是通过控制Ti和Nb的添加量或退火时的冷却速度来适当控制钢中的固溶元素量，为钢板提供烘烤硬化性，同时防止钢板的其他性能劣化。然而，对加Ti的钢或者加Ti和Nb的钢，要求在制造钢时严格控制Ti、N和S的量，以保证适当的BH值，造成制造成本增加。此外，上述加Nb钢存在因高温退火而使操作性变差和因添加特定元素而使制造成本增加的问题。另一方面，美国专利5,556,485和5,656,102(美国百特合姆钢材公司(BethlehemSteel))揭示一种由Ti-V基超低碳钢制造可烘烤硬化的冷轧钢板的方法，该Ti-V基超低碳钢包含0.0005-0.1%C;0-2.5%Mn;0-0.5%Al;0-0.04%N;0-0.5%Ti;和0.005-0.6%V。一般而言，因为V比Ti和Nb之类形成碳氮化物的元素更稳定，因此能降低退火温度。因此，在高温退火时形成的碳化物如VC等，可以通过甚至比对Nb基钢更低的退火温度进行再熔化来提供烘烤硬化性。然而，虽然V能形成如VC的碳化物，但因为其明显较低的再熔化温度而不能显著改进可成形性，因此为了改进可成形性，加入大于或等于约0.02%的Ti，如上述文献中揭示的。因此，美国专利5,556,485和5,656,102揭示的方法因为粗的晶粒而存在抗老化性方面的缺陷，并因为加入大量的Ti而使制造成本增加。而在日本专利公告No.(平)5-93502、(平)9-249936、(平)8-40938和(平)7-278654中公开了通过添加合金元素制造可烘烤硬化的冷轧钢板的一些方法。日本专利公告No.(平)5-93502揭示一种通过添加Sn来提高烘烤硬化性的方法，日本专利公告No.(平)9-249936揭示一种通过添加V和Nb来减轻晶粒边界的应力集中，而提高钢的延性的方法。日本专利公告No.(平)8-4卯38揭示一种通过添加Zr来提高可成形性的方法，日本专利公告No.(平)7-278654揭示一种通过添加Cr来提高强度，同时使加工硬化指数(N-值)劣化最小，因而提高可成形性的方法。然，这些方法只是着重于提高烘烤硬化性或可成形性，而没有揭示因改善烘烤硬化性导致抗老化性变差的问题，以及因P含量提高导致的二次加工脆化的问题，为提高可烘烤硬化钢的强度必须加入P。一般而言，提高烘烤硬化性会使抗室温老化性变差。特别是，本发明人已经发现，在为达到高强度钢而增加P含量时，即使是包含以固溶态溶解于钢中的溶质碳的可烘烤硬化钢，其抗二次加工脆化性也会下降，P含量越多，抗二次加工脆化性下降越多。例如，当添加0.07。/。P，以制造抗拉强度在340MPa水平的可烘烤硬化钢时，作为确定二次加工脆化参考的延性-脆性转变温度(DBTT)在1.9拉伸比条件下为-20。C。此外，当添加0.09。/。P，以制造强度在390MPa水平的高强度钢时，钢的DBTT在0-10。C范围，由此可以认为是明显变差的值。在上述的方法中，虽然硼(B)的添加量约为5ppm，并预期硼能改善抗二次加工脆化性，但是过高的P含量限制了通过添加B改善抗二次结果脆化性的效果。此外，如果在钢中添加过量的B，以改善抗二次加工脆化性，则抗二次加工脆化性会因为B含量过高而变差。因此，对加入钢中的B量有一定的限制。由于钢的DBTT必须至少为-20"C以防止二次加工脆化，需要研究用于可烘烤硬化钢的除了B之外的新的组分，以及这种钢的新的制造条件
发明内容技术问题因此，鉴于上面的问题完成了本发明，本发明的目的是提供一种具有以下优良特性的高强度冷轧钢板烘烤硬化性，抗室温老化性和抗二次加工脆化性，并提供使用该冷轧钢板的镀锌层扩散退火处理的钢板。本发明的另一个目的是通过制造具有优良烘烤硬化性，抗室温老化性和抗二次加工脆化性的高强度冷轧钢板的方法。技术方案根据本发明第一方面，通过具有高强度和优良抗老化性的可烘烤硬化的冷轧钢板而实现了以上和其他的目的，该可烘烤硬化的冷轧钢板按照重量百分数计包含C:0.0016-0.0025%;Si:小于或等于0.02%;Mn:0.2-1.2%;P:0.05-0.11%;S:小于或等于0.01%;可溶性Al:0.08-0.12%;N:小于或等于0.0025%;Ti:0-0.003%;Nb:0.003-0.011%;Mo:0.01-0.1%;B:0.0005-0.0015%;余量Fe和其他不可避免的杂质，其中所述钢板满足等式l:C*[晶粒边界中的溶质碳量(08-<:)+晶粒中的溶质碳量(G-C)]:总c(ppm)-NbC中C=8-15ppm(1)，所述钢板的ASTM粒度(grainsize)(下面称作"ASTMNo.")大于或等于9，烘烤硬化度(BH)大于或等于30MPa，老化指数(AI)小于或等于30MPa，拉伸比为2.0时DBTT低于或等于-3(TC，烘烤硬化性值(BH)和老化指数(AI)满足等式2和等式3:BH=50-(885xTi)匿(1589xNb)+(62xAl)(2)AI=44-(423xTi)-(2119xNb)-(125xMo)(3)。根据本发明的另一个方面，提供了使用本发明的冷轧钢板的镀锌层扩散退火处理的钢板。根据本发明另一个方面，提供了制造高强度和优良抗老化性的可烘烤硬化的冷轧钢板的方法，该方法包括在高于或等于120(TC温度，对铝脱氧钢板坯进行均匀热处理，该钢板坯按照重量百分数计包含C:0.0016-0.0025%，Si:小于或等于0.02%,Mn:0.2-1.2%,P:0.05-0.11%，S:小于或等于0.01%，可溶性A1:0.08-0.12%,N:小于或等于0.0025%，Ti:0-0.003%，Nb:0.003-0.011%,Mo:0.01-0.1%，B:0.0005-0.0015%,余量Fe和其他不可避免的杂质；在画-950'C的精轧温度，用精轧轧辊对钢板坯进行热轧，形成热轧钢板，然后在580-630'C温度对热轧钢板进行巻取；以75-80%的压縮比对热轧钢板进行冷轧；在770-83(TC温度对冷轧钢板连续退火；以1.2-1.5%的压縮比对退火后的钢板进行平整。附图简述由下面的详细描述，结合附图能更好地理解本发明的上述目的和其他目的、特征和其他优点，附图中图1是粒度对烘烤硬化性和老化指数的影响的图；图2是钢中溶质碳量对烘烤硬化性影响的图；和图3是本发明第6号钢的内摩擦测试结果的图。实施本发明的最佳方式下面详细描述本发明的优选实施方式。钢中的碳或氮一般在热轧期间与钢中形成沉淀的元素如Al，Ti，Nb等结合，形成碳化物和氮化物，如TiN、A1N、TiC、Ti4C2S2、NbC等。没有与钢中形成沉淀的元素结合的一些碳或氮以碳固溶体或氮化物(下面称作溶质碳或溶质氮)存在于钢中，并影响钢的烘烤硬化性和抗老化性。特别是，由于氮的扩散速率大于碳，与烘烤硬化性的改进程度相比，氮对抗老化性非常不利。因此，本领域一般要从钢中除去尽可能多的氮。特别是，因为Al或Ti在高温时在与碳一起沉淀之前先与氮一起沉淀，得出的结论是氮对钢的烘烤硬化性和抗老化性一般没有明显的影响。然而，碳是钢的主要元素，决定了与钢的碳含量相关的特性。对本发明的可烘烤硬化的钢板，碳具有非常重要的作用，并且只允许少量的溶质碳保留在钢中，以尝试改善烘烤硬化性和抗老化性。然而，溶质碳对烘烤硬化性和抗老化性的影响将依据溶质碳在钢中的位置而变化，g卩，依据溶质碳是在晶粒边界还是在晶粒中而不同。艮P，采用内摩擦测试来检测溶质碳时发现，溶质碳一般存在于晶粒中并能相对自由地移动。因此，溶质碳能与活动位错结合，并影响老化性质。作为评价老化性质的一个因素，一般采用老化指数(AI)。一般而言，如果钢的AI大于或等于30MPa，在室温保存钢的6个月内可能发生老化，并在压制成形中造成严重的缺陷。然而，当溶质碳存在于晶粒边界时，晶粒边界是相对稳定的区域，通过如内摩擦测试的振动测试很难检测到这类溶质碳。溶质碳在晶粒边界以相对稳定态存在。因此，虽然晶粒边界中的溶质碳对低温老化如AI测试几乎没有影响，但是溶质碳在高温烘烤条件下被活化，可能影响烘烤硬化性。因此，得出的结论是在晶粒中的溶质碳可能同时影响老化性质和烘烤硬化性，而在晶粒边界中的溶质碳只影响烘烤硬化性。在这方面据报道，因为晶粒边界是相对稳定的区域，并不是所有在晶粒边界的溶质碳都影响了烘烤硬化性，而只有约50%的晶粒边界中的溶质碳影响了烘烤硬化性。因此，通过适当控制溶质碳在钢中的位置，即，将溶质碳尽可能地控制在晶粒边界而不是晶粒中，能同时保证烘烤硬化性和抗老化性。为此目的，控制钢中碳的粒度和添加量非常重要。原因是，如果钢中碳的添加量过高或过低时，即使控制了溶质碳的位置，也很难同时保证烘烤硬化性和抗老化性。图1示出相对于粒度变化时的BH值和老化指数(AI)，该图是由本发明人经过研究后获得的。由图l可以知道，随晶粒的ASTMNo.增加，即随晶粒越来越细，与BH值的下降相比，AI下降得更多，由BH值减去AI获得的值(BH-AI)逐步增加，最终提供优良的抗老化性。根据图l所示的结果，本发明人试图将退火后钢板的粒度减小到适当水平或更小，以将溶质碳尽可能多地分布在钢板的晶粒边界。根据这些研究结果，本发明人发现，需要将晶粒粒度控制到ASTMNo.大于或等于9，以使抗老化性最大，同时使烘烤硬化性变差的程度最小。即使将大量溶质碳分布在晶粒边界，仍必须严格控制钢中碳的总量。原因是，钢中过多的碳会导致晶粒中的溶质碳量在不考虑细小晶粒的情况下以与添加的总碳量成正比的方式增加，使烘烤硬化性变差。根据本发明，设定总碳量为16-25ppm，以满足上述条件。然而，当在钢中添加Nb时，Nb与C结合作为如NbC的碳化物沉淀，因而降低了钢中溶质碳的量。因此，对添加Nb的钢，Nb/C的沉淀比例将依据钢中Nb和C的含量来确定。此外，虽然钢中一些溶质碳与Nb结合沉淀出NbC，剩余的碳以固溶态存在，并影响烘烤硬化性和抗老化性。由上面的结果可以理解，相对于控制Nb的添加量或碳含量，控制钢中溶质碳更为重要。为了在满足抗老化性的同时满足上面的要求，使溶质碳存在于晶粒边界而不是晶粒中是很重要的。本发明人在研究了钢中溶质碳对满足上述条件下的烘烤硬化性和抗老化性的影响后发现图2中所示的结果，即钢具有ASTMNo.大于或等于9的细小的粒度。从研究与具有细小晶粒的加Nb的超低碳钢中相对于溶质碳量的变化相关的烘烤硬化性的结果(如图2所示)，已发现，考虑到抗老化性，满足烘烤硬化度为30-50MPa的晶粒边界的溶质碳量为约3-7ppm。而且还发现，溶质碳总量约为8-15ppm，其中，该溶质碳总量是通过扣除考虑到加入的Nb量产生的NbC沉淀和碳含量得到的。由上面的结果，能够获得同时满足烘烤硬化性和抗老化性的条件，即等式1:C*[晶粒边界中的溶质碳量(08-(:)+晶粒中的溶质碳量(G-C)]-总c(ppm)—NbC中C=8-15ppm(1)其中，GB-C(即晶粒边界中的溶质碳量)为5-10ppm,G-C(即晶粒中的溶质碳量)为3-7ppm。等式1中，术语"NbC中C"表示以NbC沉淀形式沉淀的碳量。如等式i所示，通过控制溶质碳的位置，使钢中溶质碳总量约为8-15ppm，GB-C(即晶粒边界中的溶质碳量)为5-10ppm，G-C(即晶粒中的溶质碳量)为3-7ppm，能够同时保证烘烤硬化性和抗老化性。根据本发明，还应考虑通过添加Al产生的A1N沉淀的作甩，以及添加Nb以更稳定地保证烘烤硬化性和抗老化性。在加Ti钢中，因为大多数氮在高于或等于130(TC的高温沉淀为粗的TiN，因此氮对钢中固溶体作用或晶粒细化作用的影响不明显。但是，如果钢中Ti的加入量很小，小于或等于30ppm，则由可溶性A1形成A1N沉淀。A1N沉淀具有除去钢中溶质氮的作用。根据对本发明的烘烤硬化钢的各种研究的结果，因为本发明钢的碳含量被非常严格地限制在16-25ppm范围，因此本发明的可烘烤硬化钢的烘烤硬化性和抗老化性都在狭窄范围内。因为用户要求可烘烤硬化钢具有较高BH值和大于或等于6个月的抗老化性，因此需要能尽可能大地提高烘烤硬化性而又不会降低抗老化性的技术。鉴于这种情况，Al是非常有效的。具体地，在钢中当加入通常0.02-0.06X量的可溶性Al时，所述可溶性A1简单地起到固定溶质氮的作用。然而，当加入的可溶性A1量大于或等于0.08M时，A1N沉淀变得很细小，并且起到一种阻挡层的作用，阻止晶粒在重结晶退火期间生长，因此钢的晶粒变得比没有添加可溶性Al的加Nb钢的晶粒更小，因而提供了在没有改变AI下提高烘烤硬化性的效果。下面的等式2以统计方式显示添加在本发明范围内的可溶性A1对提高烘烤硬化性的影响，其中，可溶性Al在0.08-0.12%范围，以提供Al产生的作用。BH(烘烤硬化度)=50-(885xTi)-(1589xNb)+(62xAl)(2)然而，即使在控制碳含量和添加的可溶性Al和Nb量时，对加Nb的超低碳钢，热巻取温度非常重要。具体地，在试图通过添加Nb产生的晶粒细化作用来改进烘烤硬化性和抗老化性时，如果巻取温度过高，晶粒在热轧时变粗。结果钢在重结晶退火后ASTMNo.粒度小于或等于9，因此AI大于30MPa(这是本发明的上限)。另外在二次加工脆化方面，应当考虑到汽车的部件一般要经过汽车制造厂的几次反复的压制成形而形成理想的形状。在这方面，二次加工脆化指在初次压制后进行加工期间形成的裂纹。当P存在于钢的晶粒边界时，P会减小晶粒之间的结合力，使裂纹沿晶粒边界扩展，造成钢的破裂。基本上要求不在钢中加入P，以防止发生二次加工脆化。但是，P的优点是能够提高钢的强度，同时抑制延伸率的下降，并且P的价格低廉。因此，虽然考虑到加入P主要是为了钢的强度，还是研究了通过加入其他元素替代P来提高钢的强度，以防止二次加工脆化，尽管这样的制造成本略有增加。但是，由这些研究结果预期目前P仍将用作钢的增强元素。作为提高这类加P钢的抗二次加工脆化性的方法，试图通过使固溶元素保留在钢中或通过添加硼等，促进硼和磷之间的位点竞争效应(sitecompetitioneffect)或者提高晶粒边界之间的结合力。还试图通过降低热轧期间的巻取温度至预定温度或更低，使P的边界扩散最小。但是，这些方法都不能完全解决二次加工脆化的问题。在这方面，本发明提出添加Mo，更稳定地提高抗二次加工脆化性。由研究结果了解，因为Mo提高了晶粒边界间的结合力，将非常有利于提高抗二次加工脆化性。此外，因为Mo对钢中溶质碳的亲合力，在室温下保持较长时间期间，Mo抑制了溶质碳扩散至位错中，因此在抗老化性方面提供有利的效果。下面等式3以统计方式法示出Mo对提高抗老化性的效果。AI=44-(423xTi)-(2119xNb)-(125xMo)(3)本发明人通过适当利用Mo的特性，在没有因添加过多Mo而损害钢的性质条件下得出钢的最佳组成。此外，本发明人试图在常规用来提高抗二次加工脆化性的方法中，通过同时添加适当量的B、选择合适的巻取温度等使提高抗二次加工脆化性的效果最大。下面，详细描述本发明的可烘烤硬化的钢。碳(C)是用于固溶体增强和烘烤硬化能力的元素。如果碳含量小于0.0016%，这样低的碳含量会降低钢的抗拉强度，并且由于钢中碳的绝对含量低，即使试图通过加入Nb来达到晶粒细化作用，也不能获得足够的烘烤硬化性。此外，由于溶质碳和P之间的位点竞争效应的消除，抗二次加工脆化性明显变差。如果碳含量超过0.0025%，由于过高的溶质碳量(高于本发明钢的晶粒中溶质碳量为3-7ppm)，不管BH值如何，都不能获得抗室温老化性，因此，在压制时发生拉伸应变(stretcherstrain),造成钢的可成形性和延性变差。硅(Si)是用来提高钢的强度的元素。但是，随硅含量提高，延性显著变差。此外，因为硅使镀锌层扩散退火处理能力下降，在钢中加入尽可能少的硅是优选的。根据本发明，为了防止因为硅而使钢的性质包括镀层性质变差，硅的加入量优选小于或等于0.02%。锰(Mn)是具有以下作用的元素，g卩，通过将钢中的硫完全沉淀为MnS来防止因形成FeS而引起的热脆化，同时使晶粒细化，而没有使延性变差，并用于增强钢。根据本发明，如果Mn含量小于0.2。/。，不能获得适当的抗拉强度，而如果Mn含量超过1.2%，因固溶体增强作用，可成形性随强度迅速提高而变差。特别是，使用这种钢制造镀锌层扩散退火处理的钢板时，在退火期间，在钢板表面形成大量如MnO的氧化物和大量如带状图案的涂层缺陷，因而使镀层粘合性以及钢的其他性质变差。因此，Mn含量优选在0.2-1.2M范围。磷(P)是置换合金元素，提供最高的固溶体增强作用，并具有在提高钢强度的同时提高各向异性的作用。由这些研究结果可知，P使热轧钢板的晶粒变得更细，促进形成(lll)织构(texture)，这对随后退火期间提高平均r值有利。特别是发现，因为P和碳之间的位点竞争效应对烘烤硬化性方面的影响，P含量越高，烘烤硬化性也越高。但是，增加P含量会导致因晶粒边界之间的结合力下降而使抗二次加工脆化性变差。如果P含量小于0.05%，抗二次加工脆化性会因为在晶粒边界这样低的P含量而得到提高，但是，很难通过由P的晶粒细化作用来充分获得改善钢的其他性质的效果。另一方面，如果P含量超过0.11。/。，与可成形性的提高程度相比，强度更迅速地提高。此外，如此高的P含量使通过P在晶粒边界偏析而导致产生二次加工脆化的可能性提高。因此，P含量优选在0.05-0.1P/。范围。硫(S)是能够沉淀为如MnS的硫化物的元素，并可用来防止由FeS引起的热脆化。但是，如果S含量过量，MnS沉淀后残留的一些S会使晶粒边界为脆性，可能引起热脆化。此外，即使加入的S量能使MnS完全沉淀，如果加入的S过量，钢性质会因为过多沉淀而劣化。因此，S优选在小于或等于0.0P/。的范围。铝(A1)是通常用于对钢进行脱氧而加入的元素。但是，在本发明中，使用铝来达到提高晶粒细化作用并通过A1N沉淀达到提高烘烤硬化性。换句话说，根据本发明，虽然晶粒细化作用一般是通过添加Nb形成的NbC沉淀获得的，但是铝通过A1N沉淀能进一步提高晶粒细化作用，因此改善了烘烤硬化性，而没有使抗老化性变差。根据等式2，提高A1含量有利于烘烤硬化性。然而，考虑到钢的其他性质，Al含量必须适当。Al的加入量必须为大于或等于0.08%，以达到本发明的有利效果。当铝含量大于0.12%时，在制造钢时氧化物内含物增加，并会引起表面质量下降以及可成形性变差。此外，Al含量过高会使制造成本升高。因此，铝含量优选在0.08-0.12%范围。氮(N)在退火之前或之后以固溶态存在，并会使钢的可成形性劣化。此外，因为氮提供了比其他间隙固溶体元素更高的老化特性，因此必须使用Ti或Al来固定氮。因为本发明中，在钢中加入适量的Nb和少量Ti，加入过多的氮会导致在钢中形成溶质氮。因为氮的扩散速度大于碳，当氮作为溶质氮存在于钢中时，抗室温老化性的劣化程度明显大于由溶质碳引起的情况。此外，由于钢的屈服强度和r值因溶质氮而下降，因此，氮含量优选小于或等于0.0025%。钛(Ti)作为形成碳化物和氮化物的元素加入至钢中，并在钢中形成如TiN的氮化物、如TiS或Ti4C2S2的硫化物和如TiC的碳化物。根据本发明，加入Ti量小于或等于0.003%，以固定少量的氮。加入这样少量Ti的原因是，一般在实际制造钢时，钢中包含超低量的Ti与其他组分，以达到满足钢的性质的目的，并且为达到连续浇铸钢的目的在钢板坯中多次同时加入Ti时，先前添加的钢板坯中的Ti可转移到本发明随后加入的钢板坯中。然而，如本发明中，当加入Nb作为提高抗老化性的主要元素时，不必在钢中添加Ti，并且在考虑到实际制造条件下即便加入超低量，即等于或小于0.003。/。的Ti，也与烘烤硬化性下降无关。本发明中，铌(Nb)和Al和Mo都是很重要的元素。一般而言，Nb是强烈倾向于形成碳化物和氮化物的元素，其作用是通过将钢中碳固定(pin)在NbC沉淀中，来控制钢中溶质碳的量。特别是，因为NbC沉淀与其他沉淀相比非常细小，可以用作强阻挡层，阻止晶粒在重结晶退火期间生长。艮P，本发明中，Nb的晶粒细化作用是通过利用NbC沉淀的这种作用达到的。然而，本发明试图利用容许留在钢中的溶质碳来提高烘烤硬化性。为此目的，考虑到本发明的碳含量为16-25ppm，Nb含量优选在0.003-0.011%范围，以使约3-7ppm的溶质碳保留在钢的晶粒中，同时由NbC沉淀提供晶粒细化作用，来达到烘烤硬化性和抗老化性。钼(Mo)是本发明另一个非常重要的元素。Mo以固溶体态存在于钢中，并用来提高钢的强度或形成基于Mo的碳化物。具体地，Mo用来提高晶粒边界的结合力，同时作为固溶体元素存在于钢中，因而能够防止因为磷而使晶粒边界破碎，即提高了抗二次加工脆化性。此外，由于Mo与碳具有亲合性，因此Mo可用来抑制碳的扩散，提高抗老化性。等式3以定量方式表示Mo对提高抗老化性的效果。为此目的，必须加入适量的Mo。如果Mo加入量小于或等于0.01%，不能达到上述效果。因此，考虑到制造成本和通过添加Mo达到的效果，Mo含量优选在0.01-0.1%范围。硼(B)是存在于钢中的间隙元素。将B作为固溶体元素溶解在晶粒边界，或者与氮结合形成如BN的氮化物。因为B的加入量对钢性质有非常显著的影响，因此必须精确控制B的加入量。目卩，即使加入少量的B时，B也会在晶粒边界发生偏析，并提高抗二次加工脆化性。但是，加入大于或等于预定量的B时，会使钢的延性明显变差，并提高强度。因此，必须加入适量的B。根据本发明，考虑到B的这些特性以及添加B制造钢的能力，B含量优选在0.0005-0.0015%范围。下面描述本发明制造钢的方法。制造具有上述组成的钢板坯后，将该钢板坯在高于或等于1,20(TC温度再加热，使奥氏体组织在进行热轧之前充分均化。然后，釆用精轧轧辊，在卯0-950。C精轧温度下对再加热后的钢板坯进行热轧，该精轧温度正好高于Ar3温度，提供热轧钢板。如果钢板坯在低于1,20(TC温度进行再加热，则钢的结构很可能成为多相结构，不具有均匀的奥氏体晶粒，使该钢的性质劣化。如果热精轧温度小于90(TC,热轧后的钢巻的顶部、尾部和边缘成为单相区域，因而增加各向异性，同时使板钢的可成形性劣化。如果热精轧温度高于950°C，钢的晶粒明显变粗，在机加工后造成缺陷，如在钢板表面形成桔皮。根据本发明，适当控制巻取温度是很重要的。如果巻取温度低于58(TC，钢板具有细化的晶粒，可以提高抗老化性和抗二次加工脆化性，但是，存在因为过度细化的粒度而使屈服强度过度提高以及可成形性劣化的问题。而在过高的巻取温度下，钢中溶质碳总量、晶粒中溶质碳量和晶粒边界的溶质碳量都不能满足上面的等式1。因此巻取温度优选控制在低于或等于630。C。以这种方式，按照本发明将巻取温度控制在580-630范围，作为使晶粒中溶质碳量和晶粒边界溶质碳量满足等式1的示例的方式。热轧钢板按照常规方式进行酸渍后，以75-80%的压縮比对该热轧钢板进行冷轧。设定大于或等于75%的这样高的压縮比，其目的是为达到提高钢板的可成形性，特别是r值，以及通过晶粒细化作用提高抗老化性。如果压縮比大于80%，钢板具有较大的晶粒细化作用。但是，这样过高的压縮比会导致r值逐渐下降，粒度过度下降，而使钢板变硬。在冷轧后，采用常规方法，于770-83(TC温度下对钢板进行连续退火。因为加Nb钢的重结晶温度高于加Ti钢的重结晶温度，优选在高于或等于770。C的温度对钢板进行退火。S卩，在低于770'C进行退火时，没有重结晶的晶粒存在于钢板中，造成屈服强度提高，同时降低延伸率和r值。另一方面，在高于830。C的温度进行退火时，提高了可成形性。但是，按照这种方式，因为钢板的粒度小于ASTMNo.9(此值为本发明要求的ASTM粒度)，钢板的AI小于或等于30MPa，因此抗老化性变差。然后，为达到提高通过以上方法制造的可烘烤硬化的冷轧钢板的抗室温老化性以及适当的烘烤硬化性的目的，以1.2-1.5%的压縮比对冷轧钢板进行平整(temperrolling)，该压縮比或多或少高于常规平整的压縮比。进行平整时大于或等于1.2的这样较高压縮比的原因是为了防止因钢中的溶质碳而使抗老化性劣化。然而，如果设定平整的压縮比为高于1.5X的过高值时，发生加工硬化(workhardening),并且尽管提高了抗老化性但仍使钢板的多种性质变差。特别是，当采用本发明的可烘烤硬化的冷轧钢板制造镀锌层扩散退火处理的钢板时，过度的平整导致镀层粘结性下降，因而使镀层分离。因此，平整优选在1.2-1.5%压縮比进行，这是解决上述问题的适当条件。下面将参照实施例详细描述本发明。实施例在900-91(TC的精轧传送侧温度下对具有表1示出的组成的钢板坯进行热轧形成热轧钢板之后，在610-63(TC的巻取温度对该热轧钢板进行巻取。然后，以75-78%压縮比对热轧钢板进行冷轧，然后在800-82(TC退火温度下进行连续退火。经过退火的冷轧钢板在450-47(TC进行热浸，并在500-530'C进行镀锌层扩散退火处理，再以约1.5%的平整压缩比进行平整。之后，测定最终钢板的BH值、老化指数(AI)、粒度和在2.0拉伸比(drawingratio)下的延性-脆性转变温度(DBTT)(为评价二次加工脆化性)。这些测定的结果示于表2。此外，对表1中本发明第6号钢测定了晶粒中的溶质碳量，测定结果示于图3。图3中，使用内摩擦测试仪(卧式，10KHz)测定溶质碳量。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>IS:本发明钢，CS:比较钢如表2所示，可以理解，第1-6号本发明钢的晶粒中溶质碳量为3.1-6.6ppm，因此满足本发明对晶粒中溶质碳量的条件(为3-7ppm)。如图3所示，可以理解，本发明的钢不含溶质氮，晶粒中溶质碳量为大于或等于3.1ppm。一个原因是氮与以高含量加入钢中的Al结合，形成A1N沉淀，产生晶粒细化作用，还因为剩余的溶质碳并不用来形成NbC沉淀，溶质碳存在于晶粒中，能如上所示被检测到。认为晶粒中的溶质碳影响了烘烤硬化性。如表2所示，应理解，第1-6号本发明钢的ASTMNo.粒度为9.8-11.5(平均粒度为6.7-12.0pm)，因此，满足本发明的粒度要求(要求ASTMNo.大于或等于9)。如表2所示，第l-6号本发明钢具有细小晶粒。即，因为第l-6号本发明钢的铝含量大于常规的Al含量，在钢中主动性地形成细小A1N沉淀，并阻碍晶粒与NbC沉淀一起在重结晶退火期间的生长，这才导致这样细小的晶粒。因此，由于这种晶粒细化效果和适当控制钢中的溶质碳，本发明的钢的烘烤硬化度为38.1-47.9MPa,AI为9.3-28.3MPa(用来表明抗室温老化性)。因此，可以理解，达到了烘烤硬化性和抗老化性之间的良好平衡。与相对较高烘烤硬化度相比，第l-6号本发明的钢的AI相对较低。可以认为这种现象是基于A1N沉淀的晶粒细化效果，还有通过添加Mo达到钢中溶质碳的延缓作用。此外，对二次加工脆化，可以了解到在2.0拉伸比时的DBTT在-4(TC至-60"C范围。第7号比较钢的碳含量为0.0054%，该碳含量高于本发明的碳含量(0.0016-0.0025%)，但是满足对本发明的高巻取温度和退火温度的条件。此外，第7号比较钢具有极细小的粒度，即ASTMNo.为11.7，满足本发明对粒度的条件，并且DBTT和BH值方面性能良好。但是，由于钢的溶质碳含量较高，第7号比较钢的AI大于或等于30MPa，这标志明显低的抗老化性。与第7号比较钢不同，第8号比较钢的碳含量明显较低，为0.0011%，所述碳形成NbC沉淀，而没有以固溶态残留在钢中。因此，发现第8号比较钢根本不具有烘烤硬化性，并因为低碳含量而具有变粗的晶粒和低DBTT。第9号比较钢的可溶性Al含量为0.023%，该Al含量低于本发明的Al含量(在0.08-0.12%范围)，Nb含量为0.035%，该Nb含量高于本发明的Nb含量。因此，对第9号比较钢，未能通过A1N沉淀达到晶粒细化效果和提高BH值的效果。此外，由于高Nb含量会使钢中所有的碳都沉淀为NbC，因此第9号比较钢几乎不具有烘烤硬化性，并且因为降低钢中溶质碳量造成C和P之间较低的位点竞争作用，而使DBTT较低。第IO号比较钢不包含Mo，因此预期不具有通过Mo来提高抗二次加工脆化性。此外，对于制造条件，第10号比较钢是在72(TC进行巻取，该巻取温度高于本发明的巻取温度，使P的活化运动可能性较高。因此，由于未添加Mo和较高的巻取温度，第IO号比较钢尽管具有优良的烘烤硬化性和高AI值，但是DBTT明显劣化。第11号比较钢具有0.035。/。的高Ti含量，该Ti含量使钢中没有溶质碳。因此，第11号比较钢的BH值和AI为O。此外，因为第11号比较钢根本不含任何B，不能防止因为添加0.071%量的P造成的二次加工脆化。这方面，可以认为即使满足本发明在Mo含量方面的要求，第ll号比较钢不含溶质碳，将有利于提高抗二次加工脆化性，并且预期不会因添加B而使晶粒边界结合力增加，因此第11号比较钢的DBTT变差。第12号比较钢充分满足本发明对组成提出的要求，除了高氮含量外。氮是造成烘烤硬化性和抗老化性方面不利问题的元素。对第12号比较钢，过高的氮含量造成晶粒中高溶质氮量(为11.3ppm)和高AI值，这对于烘烤硬化性和抗老化性不利。工业应用由上面的描述可以理解，根据本发明，可烘烤硬化的冷轧钢板和采用这种冷轧钢板制造的镀锌层扩散退火处理的钢板具有优良的烘烤硬化性、抗老化性和抗二次加工脆化性以及高强度。应理解，上述实施方式和附图用于说明目的，本发明只受下面的权利要求书的限制。此外，本领域的技术人员应理解，在不偏离权利要求书中提出的本发明的范围和精神下，可以进行各种修改、添加和替代。权利要求1.一种具有高强度和优良抗老化性的可烘烤硬化的冷轧钢板，该钢板按照重量百分数计包含C0.0016-0.0025％；Si小于或等于0.02％；Mn0.2-1.2％；P0.05-0.11％；S小于或等于0.01％；可溶性Al0.08-0.12％；N小于或等于0.0025％；Ti0-0.003％；Nb0.003-0.011％；Mo0.01-0.1％；B0.0005-0.0015％；余量Fe和其他不可避免的杂质，其中，该钢板满足等式1C*[晶粒边界中的溶质碳量(GB-C)+晶粒中的溶质碳量(G-C)]＝总C(ppm)-NbC中C＝8-15ppm(1)等式1中，GB-C(即，晶粒边界中的溶质碳量)为5-10ppm，G-C(即，晶粒中的溶质碳量)为3-7ppm，钢板的ASTMNo.粒度大于或等于9，烘烤硬化性值(BH)大于或等于30MPa，老化指数(AI)小于或等于30MPa，在2.0拉伸比下DBTT低于或等于-30℃，烘烤硬化性值(BH)和老化指数(AI)分别满足等式2和等式3BH＝50-(885xTi)-(1589xNb)+(62xAl)(2)AI＝44-(423xTi)-(2119xNb)-(125xMo)(3)。2.—种具有高强度和优良抗老化性的经镀锌层扩散退火处理的可烘烤硬化的钢板，该钢板按照重量百分数计包含C:0.0016-0.0025°/。；Si:小于或等于0.02%;Mn:0.2-1.2%;P:0.05-0.11%;S:小于或等于0.01%;可溶性Al:0.08-0.12%;N:小于或等于0.0025%;Ti:0-0.003%;Nb:0.003-0.011%;Mo:0.01-0.1%;B:0.0005-0.0015%;余量Fe和其他不可避免的杂质，其中，该钢板满足等式l:C*[晶粒边界中的溶质碳量(GB-C)+晶粒中的溶质碳量(G-C)]:总C(ppm)—NbC中C=8-15ppm(1)等式1中，GB-C(即，晶粒边界中的溶质碳量)为5-10ppm，G-C(即，晶粒中的溶质碳量)为3-7ppm，和钢板的ASTMNo.粒度大于或等于9，烘烤硬化性值(BH)大于或等于30MPa，老化指数(AI)小于或等于30MPa，在2.0拉伸比下DBTT低于或等于-30°C，烘烤硬化性值(BH)和老化指数(AI)分别满足等式2和等式3:BH=50-(885xTi)曙(1589xNb)+(62xAl)(2)AI=44-(423xTi)-(2119xNb)-(125xMo)(3)。3.—种制造具有高强度和优良抗老化性的可烘烤硬化的冷轧钢板的方法，该方法包括在高于或等于120(TC温度，对铝脱氧钢板坯进行均匀热处理，该钢板坯按照重量百分数计包含C:0.0016-0.0025%，Si:小于或等于0.02%，Mn:0.2-1.2%，P:0.05-0.11%，S:小于或等于0.01%，可溶性A1:0.08-0.12%，N:小于或等于0.0025%，Ti:0-0.003%，Nb:0.003-0.011%，Mo:0.01-0,1%,B:0.0005-0.0015%，余量Fe和其他不可避免的杂质；在900-95(TC的精轧温度，用精轧轧辊对钢板坯进行热轧，形成热轧钢板，然后在580-63(TC温度对热轧钢板进行巻取；以75-80%的压縮比对热轧钢板进行冷轧；在770-83(TC温度对冷轧钢板连续退火；和以1.2-1.5%的压縮比对退火后的钢板进行平整。全文摘要公开一种具有高强度和优良抗老化性的用于车体外板的可烘烤硬化的冷轧钢板，采用该冷轧钢板的镀锌层扩散退火处理的钢板，及该冷轧钢板的制造方法。该钢板按照重量百分数计包含C0.0016-0.0025％；Si小于或等于0.02％；Mn0.2-1.2％；P0.05-0.11％；S小于或等于0.01％；可溶性Al0.08-0.12％；N小于或等于0.0025％；Ti0-0.003％；Nb0.003-0.011％；Mo0.01-0.1％；B0.0005-0.0015％；余量Fe和其他不可避免的杂质。所述钢板具有优良的烘烤硬化性、抗室温老化性和抗二次加工脆化性。文档编号C21D8/02GK101310031SQ200680042882公开日2008年11月19日申请日期2006年9月22日优先权日2005年9月23日发明者韩成豪申请人:Posco公司