专利名称：具有抗老化性和极好的可成形性的冷轧薄钢板及其生产方法
技术领域：
本发明涉及主要适用于汽车车身、电子器具等的冷轧薄钢板。更具体地，本发明涉及通过利用细沉淀(fine precipitate)控制晶粒中固溶态的碳含量的临界值而抗老化性和可成形性得以改进的冷轧薄钢板，以及生产所述冷轧薄钢板的方法。
背景技术：
对用于汽车车身、电子器具等所用的冷轧薄钢板，与高强度及其可成形性一起，要求具有抗老化性。术语“老化”是指应变老化现象，其会引起缺陷，被称为“拉伸应变”，其由当诸如C和N的固溶元素被固定致位错(to dislocation)时发生的硬化所引起的。
可通过铝镇静钢的分批退火赋予冷轧薄钢板抗老化性。但是，分批退火需要延长退火时间，因此降低了生产率，并引起依赖于薄钢板上的位置的机械性能方面的严重变化。从而，主要使用无间隙(IF)钢，其是通过加入诸如Ti或Nb的强化碳化物或氮化物形成元素，随后通过连续退火产生的。
为了生产IF钢，必须加入诸如Ti或Nb的强化形成碳化物或氮化物元素。为此，由于这些元素可能增高重结晶温度，所以必须在高温下完成连续退火。因此，这种生产IF钢的方法引起生产率降低、由于较大能耗使得生产成本增加、以及严重的环境问题。而且，高温退火通常引起各种缺陷，如裂纹、变形等 而且，由于Ti和Nb具有强烈的氧化性，所以这些元素产生大量非金属掺杂物，引起薄钢板的表面缺陷。另外，IF钢具有脆性晶界，并因此遭受所谓的“二次加工脆化”，这可引起薄钢板在形成之后的脆化。为了防止这种二次加工脆化，加入了包括B的元素。同时，当IF钢用于要进行表面处理(如电镀、涂覆及其类似处理)的产品时，在产品的表面上通常会发生许多缺陷。
为了解决这些问题，提出了不含Ti或Nb的钢板。作为实例，日本专利公开公布第(Hei)6-093376、6-093377以及6-212354号披露了通过严格控制碳含量在0.0001～0.0015wt％范围内来改进薄钢板的抗老化性的方法，其中加入0.0001～0.003wt％范围的B代替Ti或Nb。
根据这些披露，由于不能充分地确保抗老化性，所以在钢板退火之后需要淬火以确保抗老化性。但是，在这种情形下，存在一个问题由于淬火通常是在水槽中进行的水淬，所以在薄钢板上形成氧化层，并因此伴随为了去除氧化层而进行的酸洗，从而引起薄钢板表面的缺陷，而这需要附加的生产成本。而且，该薄钢板具有较低强度。另外，由于薄钢板具有较差的平面各向异性，所以在薄钢板上产生皱褶和耳状物(ear)，这种方法需要较大的原料消耗。
同时，本发明的发明人提出了在不加入Ti或Nb的情况下生产具有极好的拉伸成形性和改进的延展性的冷轧薄钢板的方法，披露在韩国专利公开公布第2000-0039137号中。该方法包括如下步骤热轧板材钢料(钢锭)并在Ar3转变温度或更高温度下进行精轧用以提供热轧薄钢板，所述板材钢料包括(以wt％计)0.0005～0.002％的C、0.05～0.03％的Mn、0.015％或更少的P、0.01～0.08％的Al；0.001～0.005％的N；以及平衡量的Fe(the balance of Fe)和其他不可避免的杂质，其中C、N、S、以及P的组份满足关系C+N+S+P≤0.025％；在750℃或更低的温度下使薄钢板成卷；以50～90％的压缩率(reduction rate)冷轧成卷(wound)的薄钢板；在650～850℃的温度将冷轧薄钢板连续退火10秒钟或更长时间。通过这种方法生产的冷轧薄钢板在确保抗老化性的同时具有极好的延展性。但是，根据披露的方法，由于必须控制C含量、N含量、S含量、以及P含量以在冷轧薄钢板中满足下列关系C+N+S+P≤0.025％，所以在生产过程中有必要加强脱硫能力和脱磷能力，从而引起生产率和生产成本方面的问题。考虑到机械性能，由于最终生产的薄钢板的屈服强度非常低，所以有必要使用较厚的材料。另外，加工后，存在如下问题由于过高的平面各向异性指数(Δr)，在薄钢板上产生过多的皱褶，而引起薄钢板的断裂。
本发明的发明人还提出了一种生产冷轧薄钢板的方法，该方法能够提高具有340MPa级抗拉强度的高强度钢板的屈服强度，其被披露在韩国专利公开公布第2002-0049667号中。该方法包括如下步骤在Ar3变形温度或更高温度下热轧板材钢料用以提供热轧薄钢板，所述板材钢料包括(以wt％计)0.0005～0.003％的C、0.1％或更少的Mn、0.003～0.02％的S、0.03～0.07％的P、0.01～0.1％的Al；0.005％或更少的N、以及0.05～0.3％的Cu，其中Cu/S的原子比为2～10；以50～90％的压缩率冷轧成卷薄钢板；并在700～880℃的温度下将冷轧钢板连续退火10秒钟到5分钟。通过这种方法生产的冷轧薄钢板具有在340MPa级高抗拉强度钢板中的提高的240MPa的屈服强度。但是，由于薄钢板的老化指数高于30MPa，那么就不能确保这种薄钢板的抗老化性，并且由于这种薄钢板在1.8级的塑性各向异性指数(rm)时具有0.5或更大的高平面各向异性指数(Δr)，而在薄钢板上产生过多皱褶，引起薄钢板的断裂。
同时，在现有技术中已知的冷轧薄钢板，其是具有抗老化性的高强度冷轧薄钢板，并且其是通过将0.3～0.7％的Mn和Ti加入到极低碳素钢板中同时提高碳素钢板中的磷含量而进行生产的。该冷轧薄钢板具有0～30℃的延展性-脆性转变温度；即，冷轧薄钢板具有较差的二次加工脆性，其处于对室温下的冲击就会引起断裂的程度。
发明内容
因此，考虑到上述问题才产生了本发明，而本发明的一个目的是提供一种冷轧薄钢板，其在不加入Ti或Nb的情况下具有改进的可成形性和抗老化性，以及生产这种薄钢板的方法。
本发明的另一个目的是提供一种冷轧薄钢板，其具有极好的屈服强度、强度-延展性平衡特性、二次加工脆化抗性、以及低平面各向异性，同时具有预定级或更高的塑性-各向异性指数，以及生产这种薄钢板的方法。
根据本发明，通过提供如下冷轧薄钢板可实现上述和其他目的，所述冷轧薄钢板包括(以重量％计)0.003％或更少的C；0.003～0.03％的S；0.01～0.1％的Al；0.02％或更少的N；0.2％或更少的P；0.03～0.2％的Mn和0.005～0.2％的Cu中的至少一种；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，当该薄钢板包括Mn和Cu的一种时，Mn、Cu、以及S的组成满足一种下列关系0.58*Mn/S≤10和1≤0.5*Cu/S≤10，并且当薄钢板包括Mn和Cu二者时，Mn、Cu、以及S的组成满足下列关系Mn+Cu≤0.3并且2≤0.5*(Mn+Cu)/S≤20，并且其中，MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S的沉淀具有0.2μm或更小的平均粒度。
本发明的冷轧薄钢板可根据至少一种选自包括Mn和Cu的组的添加剂来进行分类；即，(1)单加Mn的钢(不包括Cu，也称为“MnS-沉淀钢”)，(2)单加Cu的钢(不包括Mn，也称为“CuS-沉淀钢”)，以及(3)加入Mn和Cu的钢(也称为“MnCu-沉淀钢”)，将在下面进行详细描述。
(1)MnS-沉淀钢包括(以重量％计)0.003％或更少的C；0.005～0.03％的S；0.01～0.1％的Al；0.02％或更少的N；0.2％或更少的P；0.05～0.2％的Mn；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，Mn和S的组成满足如下关系0.58*Mn/S≤10，并且MnS沉淀具有0.2μm或更小的平均粒度。一种生产MnS沉淀钢的方法包括如下步骤在将板材钢料再加热到1100℃或更高温度之后，热轧板材钢料并在Ar3变形温度或更高温度下进行精轧以提供热轧薄钢板，所述板材钢料包括(以wt％计)0.003％或更少的C；0.005～0.03％的S；0.01～0.1％的Al；0.02％或更少的N；0.2％或更少的P；0.05～0.2％的Mn；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，Mn和S的组成满足关系0.58*Mn/S≤10；以200℃/min或更快的速度冷却薄钢板；在700℃或更低的温度下使冷却的薄钢板成卷；冷轧成卷的薄钢板；以及连续退火冷轧的薄钢板。
(2)CuS-沉淀钢包括(以重量％计)0.0005～0.003％的C；0.003～0.025％的S；0.01～0.08％的Al；0.02％或更少的N；0.2％或更少的P；0.01～0.2％的Cu；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，Cu和S的组成满足关系1≤0.5*Cu/S≤10，并且CuS的沉淀具有0.1μm或更小的平均粒度。一种生产CuS沉淀钢的方法包括如下步骤在将板材钢料再加热到1100℃或更高温度之后，热轧板材钢料并在Ar3变形温度或更高温度下进行精轧以提供热轧薄钢板，所述板材钢料包括(以wt％计)0.0005～0.003％的C；0.003～0.025％的S；0.01～0.08％的Al；0.02％或更少的N；0.2％或更少的P；0.01～0.2％的Cu；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，Cu和S的组成满足关系1≤0.5*Cu/S≤10；以300℃/min的速度冷却薄钢板；在700℃或更低的温度下使冷却的薄钢板成卷；冷轧成卷的薄钢板；以及连续退火冷轧的薄钢板。
(3)MnCu-沉淀钢包括(以重量％计)0.0005～0.003％的C；0.003～0.025％的S；0.01～0.08％的Al；0.02％或更少的N；0.2％或更少的P；0.03～0.2％的Mn；0.005～0.2％的Cu；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，Mn、Cu、以及S的组成满足下列关系Mn+Cu≤0.3并且2≤0.5*(Mn+Cu)/S≤20，并且其中，MnS、CuS、以及(Mn，Cu)/S的沉淀具有0.2μm或更小的平均粒度。一种生产MnCu-沉淀钢的方法包括如下步骤在将板材钢料再加热到1100℃或更高温度之后，热轧板材钢料并在Ar3变形温度或更高温度下进行精轧以提供热轧薄钢板，所述板材钢料包括(以wt％计)0.0005～0.003％的C；0.003～0.025％的S；0.01～0.08％的Al；0.02％或更少的N；0.2％或更少的P；0.03～0.2％的Mn；0.005～0.2％的Cu；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，Mn、Cu、以及S的组成满足下列关系Mn+Cu≤0.3并且2≤0.5*(Mn+Cu)/S≤20；以300℃/min的速度冷却薄钢板；在700℃或更低的温度下使冷却的薄钢板成卷；冷轧成卷的薄钢板；以及连续退火冷轧的薄钢板。
上述冷轧薄钢板优选用于具有240MPa级抗拉强度的延展性冷轧薄钢板或用于具有340MPa级或更高抗拉强度的高强度冷轧薄钢板。
对处于240MPa级中的延展性冷轧薄钢板的情形，薄钢板包括(以重量％计)0.003％或更少的C；0.003～0.03％的S；0.01～0.1％的Al；0.004％或更少的N；0.015％或更少的P；至少一种0.03～0.2％的Mn和0.005～0.2％的Cu；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，当薄钢板包括Mn和Cu的一种时，Mn、Cu、以及S的组成满足一种下列关系0.58*Mn/S≤10和1≤0.5*Cu/S≤10，并且当薄钢板包括Mn和Cu二者时，Mn、Cu、以及S的组成满足下列关系Mn+Cu≤0.3并且2≤0.5*(Mn+Cu)/S≤20，并且其中，MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S的沉淀具有0.2μm或更小的平均粒度。
对处于340MPa或更高的高强度冷轧薄钢板的情形，可分为其中将一种或两种作为固溶强化元素(solid solution-intensifyingelement)的P、Si、以及Cr加入到延展性冷轧薄钢板的钢，以及其中作为沉淀强化元素(precipitation-intensifying element)的N在延展性冷轧薄钢板中的含量增高的钢。即，希望在延展性冷轧薄钢板中含有一种或两种的0.2％或更少的P、0.1～0.8％的Si、以及0.2～1.2％的Cr。如果单独将P加入到延展性冷轧薄钢板中，那么优选将0.03～0.2％的P加入到延展性冷轧薄钢板中。可选地，通过将N含量增加到0.005～0.02％、并加入0.03～0.06％的P借助AlN沉淀的方式可确保高强度特性。
为了进一步提高冷轧薄钢板的可成形性，该薄钢板可进一步包括0.01～0.2％的Mo，并且为了确保抗老化性，该薄钢板可进一步包括0.01～0.2％的V。
从下面结合附图所进行的详细描述中，将会更清楚地理解本发明的上述和其他目的、特性以及其他优点，其中 图1a到1c图解描述了晶粒中处于固溶态的碳含量根据沉淀粒度的变化； 图2a到2b图解描述了根据冷却速率的MnS沉淀的粒度； 图3a到3c图解描述了根据冷却速率的CuS沉淀的粒度；以及 图4a和4b图解描述了根据冷却速率的MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S沉淀的粒度。
具体实施例方式 现在将详细描述本发明的优选实施例。但是，可以理解本发明并不限于这些实施例。
本发明的发明人在考察不加Ti和Nb的情况下提高薄钢板的抗老化性的过程中发现了新的事实，如下所述。该事实就是MnS、CuS、或(Mn，Cu)S的细沉淀可适当控制晶粒中固溶态(即，固溶碳(solidsolution carbon))中的碳含量，并且有助于提高抗老化性。这些沉淀可能对屈服强度的增大、强度-延展性平衡特性的提高、以及由于沉淀强化而对薄钢板的平面各向异性指数产生积极影响。
如图1所示，可以看出当MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S的沉淀分布更精细时，晶粒中固溶碳的含量降低了。由于保留在晶粒中的固溶碳相对自由移动，所以碳移动并耦合连接到可移动的位错(dislocation)，而影响薄钢板的老化特性。因此，当晶粒中固溶碳的含量降低到低于预定水平时，抗老化性可被提高。考虑到确保抗老化性，晶粒中固溶碳的含量为最高20ppm或更少，并优选15ppm或更少。
图1a到1c是如下钢的图示，该钢包括0.003％的C，并且可以看到当MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S的沉淀分布在0.2μm或更小的粒度中时，晶粒中固溶碳的含量优选控制在20ppm或更少。考虑到用来控制晶粒中固溶碳的含量在15ppm或更少的沉淀的粒度，从图1可以看出，最合适的条件是MnS的沉淀具有约0.2μm或更小的粒度、CuS的沉淀具有约0.1μm或更小的粒度、而MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S的沉淀具有约0.1μm或更小的粒度。
同样地，为了控制晶粒中固溶碳的含量在20ppm或更少，在钢含碳为0.003wt％或更小的条件下，精细地分布MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S的沉淀就非常重要。根据本发明，在具有MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S的细沉淀的情况下，碳含量优选增加到0.003wt％，这可在钢生产过程中产生低负荷。
注意到这些新的事实，考察了精细地分布MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S的沉淀的方法。结果表明需要控制Mn、Cu和S的含量、以及钢中这些元素的组成，而且通过控制热轧后的冷却速率可获得细粒。
图2a是在根据对薄钢板热轧之后的冷却速率考察沉淀粒度之后所获得的图示，该薄钢板包括(以wt％计)0.0018％的C；0.15％的Mn；0.008％的P；0.015％的S；0.03％的Al；以及0.0012％的N(其中0.58*Mn/S＝5.8)。参照图2a，可发现当在Mn和S的组合满足关系0.58*Mn/S≤10的条件下，适当控制薄钢板的冷却速率时，MnS沉淀的粒度可以为0.2μm或更小。
图3a是在根据对薄钢板热轧之后的冷却速率考察沉淀粒度之后所获得的图示，该薄钢板包括(以wt％计)0.0018％的C；0.01％的P；0.008％的S；0.05％的Al；0.0014％的N；以及0.041％的Cu(其中0.5*Cu/S＝2.56)。参照图3a，可发现当在Cu和S的组合满足关系1≤0.5*Cu/S≤10的条件下，适当控制薄钢板的冷却速率时，CuS沉淀的粒度可以为0.1μm或更小。
图4a是在根据对薄钢板热轧之后的冷却速率考察沉淀粒度之后所获得的图示，该薄钢板包括(以wt％计)0.0025％的C；0.13％的Mn；0.009％的P；0.015％的S；0.04％的Al；0.0029％的N；以及0.04％的Cu(其中Mn+Cu＝0.17并且0.5*(Mn+Cu)/S＝5.67)。参照图4a，可发现当在Mn、Cu、以及S的组合满足关系Mn+Cu≤0.3并且2≤0.5*(Mn+Cu)/S≤20的条件下，适当控制薄钢板的冷却速率时，MnS、CuS、(Mn，Cu)S沉淀的粒度可以为0.2μm或更小。
本发明的冷轧薄钢板具有高屈服强度，并因此允许薄钢板降低厚度，从而对其产品提供重量减少的影响。而且，由于低平面各向异性，所以当分别在加工薄钢板时、以及加工薄钢板之后就很少产生皱褶和耳状物(ear)。下面对本发明的冷轧薄钢板及其生产方法进行详细描述。
[本发明的冷轧薄钢板] 碳(C)碳含量优选为0.003wt％或更少。
如果碳含量高于0.003wt％，那么晶粒中固溶碳的量增大，就很难确保钢板的抗老化性，并且退火板中的晶粒粒度减小，因而显著降低钢板的延展性。更优选地，碳含量为0.0005～0.003wt％。碳含量小于0.0005wt％会导致热轧板中粗晶粒的产生，从而降低钢的强度同时增加其平面各向异性。根据本发明，由于可减少钢中固溶碳的量，所以碳含量可增加到0.003wt％。因此，可省去用于最终降低碳含量的脱碳处理。为此，碳含量优选在0.002wt％＜C≤0.003wt％的范围内。
硫(S)硫含量优选为0.003～0.03wt％。
硫含量低于0.003wt％会导致不仅减少MnS、CuS、(Mn，Cu)的量，而且产生过多的粗沉淀，从而降低了薄钢板的抗老化性。硫含量高于0.03wt％会导致产生大量的固溶硫，从而显著降低了薄钢板的延展性和可成形性，并且增大了热脆的可能性。根据本发明，对MnS沉淀钢的情形，硫含量优选在0.005wt％～0.03wt％的范围内。对CuS沉淀钢的情形，硫含量优选在0.003wt％～0.025wt％的范围内。对MnCu沉淀钢的情形，硫含量优选在0.003wt％～0.025wt％的范围内。
铝(Al)铝含量优选为0.01～0.1wt％。
铝是通常用作脱氧剂的合金元素。然而，在本发明中，加入铝是为了阻止钢中通过沉淀氮由固溶氮引起的老化。铝含量低于0.01wt％会导致大量的固溶氮，从而使得要阻止老化很困难，反之铝含量大于0.1wt％会导致大量的固溶铝，从而降低了薄钢板的延展性。根据本发明，对CuS-沉淀钢和MnCu-沉淀钢的情形，铝含量优选在0.01wt％～0.08wt％的范围内。如果氮含量增到0.005～0.02％，那么通过AlN沉淀的强化作用可获得高强度薄钢板。
氮(N)氮含量优选为0.02wt％或更少。
氮是在钢生产过程中加入钢中的不可避免元素，而为了获得强化影响，优选在钢中加入的N到0.02wt％。为了获得延展性薄钢板，氮含量优选0.004％或更少。为了获得高强度薄钢板，氮含量优选0.005～0.2％。尽管为了获得强化影响氮含量必须为0.005％或更大，但是氮含量大于0.02wt％导致薄钢板的可成形性降低。为了利用氮来提供高强度钢，磷含量优选为0.03～0.06％。根据本发明，为了通过AlN沉淀确保高强度，Al和N的组合，即，0.52*Al/N(其中Al和N以wt％表示)优选在1～5的范围内。Al和N的组合(0.52*Al/N)小于1会导致由固溶氮所引起的老化，而Al和N的组合(0.52*Al/N)大于5导致微不足道的强化(strengthening)影响。
磷(P)磷含量优选为0.2wt％或更少。
磷是合金元素，其可增大固溶强化影响并允许r-值(塑性-各向异性指数)的少量减少，并可确保控制了沉淀的钢板的高强度。因此，为了通过P的使用来确保高强度，P含量优选为0.2wt％或更低。磷含量大于0.2wt％会导致薄钢板延展性的降低。当为了确保薄钢板的高强度而单独向钢中加入磷时，P含量优选为0.03～0.2wt％。对延展性薄钢板，P含量优选为0.015wt％或更低。对通过AlN沉淀的使用来确保高强度的薄钢板，P含量优选为0.03～0.06wt％。这归因于这样的事实尽管0.03wt％或更大的磷含量能够确保目标强度，但磷含量大于0.06wt％会降低钢的延展性和可成形性。根据本发明，当通过加入Si和Cr的方式确保了薄钢板的高强度时，为了获得目标强度P含量可适当控制到0.2wt％或更少。
根据本发明，优选将锰(Mn)和铜(Cu)中的至少一种加入到钢中。这些元素与S结合，产生MnS、CuS、(Mn，Cu)S沉淀。
锰(Mn)锰含量优选为0.03～0.2wt％。
锰是合金元素，其可以作为MnS沉淀而沉淀钢中的固溶硫，从而阻止由固溶硫所引起的热脆性。在本发明中，Mn在对于S和/或Cu与Mn结合及对于冷却速率的合适条件下因S和/或Cu与Mn结合以细MnS和/或(Mn，Cu)S沉淀的形式被沉淀，并且Mn在提高薄钢板的屈服强度和平面各向异性中起重要作用，同时基本确保薄钢板的抗老化性。为了实现这些影响，Mn含量必须为0.03wt％或更大。同时，Mn含量大于0.2wt％产生粗沉淀，从而降低薄钢板的抗老化性。如果单独将Mn加入到钢(即，不加Cu)中，那么锰含量优选为0.05～0.2wt％。
铜(Cu)铜含量优选为0.005～0.2wt％。
铜是合金元素，其在S和/或Mn与Cu结合的合适条件下产生细沉淀，以及在热轧过程的成卷过程之前的冷却速率，从而减少晶粒中固溶碳的量，并在提高薄钢板的抗老化性、平面各向异性、以及塑性-各向异性中起重要作用。为了形成细沉淀，Cu含量必须为0.005wt％或更大。如果Cu含量大于0.2wt％，那么会产生粗沉淀，从而降低薄钢板的抗老化性。如果单独将Cu加入钢中(即，不加Mn)，那么Cu含量优选为0.01～0.2wt％。
根据本发明，控制Mn、Cu、以及S的含量和结合(组合)以便产生细沉淀，而这些根据Mn和Cu的加入量是变化的。
在MnS-沉淀钢的情形下，Mn和S的结合优选满足关系0.58*Mn/S≤10(其中Mn和S以wt％计)。Mn与S结合产生MnS沉淀，其可根据Mn和S的加入量而改变沉淀的状态，并因此影响薄钢板的抗老化性、屈服强度、以及平面各向异性指数。大于10的0.58*Mn/S值产生粗MnS沉淀，导致老化指数增大，从而提供差的屈服强度和平面各向异性指数。
在CuS-沉淀钢的情形下，Cu和S的结合优选满足关系1≤0.5*Cu/S≤10(其中Cu和S以wt％计)。Cu与S结合产生CuS沉淀，其可根据Cu和S的加入量而改变沉淀的状态，并因此影响薄钢板的抗老化性、塑性-各向异性指数、以及平面各向异性指数。1或更大的0.5*Cu/S值使得产生有效的CuS沉淀，大于10的0.58*Mn/S值产生粗CuS沉淀，导致老化指数增大，并且提供差的塑性-各向异性指数和平面各向异性指数。为了稳定地确保0.1μm或更小的CuS沉淀，0.5*Cu/S的值优选为1～3。
当Mn和Cu一起加入到薄钢板，Mn和Cu的总含量优选为0.3wt％或更低。这归因于这样的事实Mn和Cu含量大于0.3％可能生成粗沉淀，并因而使得要确保抗老化性很困难。另外，0.5*(Mn+Cu)/S的值(其中Mn、Cu、以及S以wt％计)优选为2～20。Mn和Cu与S结合产生MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S沉淀，其可根据Mn、Cu、以及S的加入量而改变沉淀的状态，并因此影响抗老化性、塑性-各向异性指数、以及平面各向异性指数。为2或更大的0.5*(Mn+Cu)/S的值能够使得产生有效的沉淀，而大于20的0.5*(Mn+Cu)/S值产生粗沉淀，导致老化指数的增大，从而提供差的塑性-各向异性指数和平面各向异性指数。根据本发明，当0.5*(Mn+Cu)/S的值在2～20的范围内时，沉淀的平均粒度降低到0.2μm或更小。
在这种情形下，希望沉淀以2×106或更大的数量进行分布。当0.5*(Mn+Cu)/S的值从7开始，沉淀的种类和沉淀的数量发生显著变化。具体地说，当0.5*(Mn+Cu)/S的值为7或更小时，许多非常细的MnS和CuS分开的沉淀均匀分布而不是(Mn，Cu)S复合物沉淀。同时，当0.5*(Mn+Cu)/S的值大于7时，不考虑沉淀粒度之间的较小差异，分布在晶粒和晶界中的沉淀的数量减少，原因是(Mn，Cu)S复合物沉淀的量的增加。在本发明中，沉淀数量的增加可提高抗老化性、平面各向异性指数、以及抗二次加工脆化。为此，沉淀优选以2×108或更大的数量进行分布。在本发明中，即使在0.5*(Mn+Cu)/S的值相同的情形下，加入少量Mn和Cu可减少分布在晶粒和晶界中的沉淀的数量。如果增大Mn和Cu的含量，那么沉淀会变粗，导致分布在晶粒和晶界中的沉淀数量的减少。
根据本发明，MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S沉淀优选具有0.2μm或更小的平均粒度。如果MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S沉淀具有大于0.2μm的平均粒度，尤其是，老化指数迅速增大，而塑性-各向异性指数、以及平面各向异性指数变得较差。根据本发明，MnS的优选粒度为0.2μm或更小，而CuS的优选粒度为0.1μm或更小。对当MnS、CuS、以及(Mn，Cu)S沉淀在晶粒中混和的情形，沉淀的粒度优选为0.2μm或更小，而更优选为0.1μm或更小。当沉淀的粒度降低时，考虑到抗老化性它是优选的。
根据本发明，当应用于340MPa级或更高的高强度薄钢板时，可将诸如P的固溶强化元素加入到薄钢板，即，可将至少一种的P、Si、以及Cr加入到薄钢板。加入磷所获得的影响在前面已经描述过了，故将相关描述省略。
硅(Si)硅含量优选为0.1～0.8％。
Si是合金元素，其可增大固溶强化影响同时使延展性轻微降低，并因此确保根据本发明控制沉淀的钢的高强度。0.1％或更大的Si含量可确保薄钢板的强度，但大于0.8％的Si含量会引起薄钢板延展性的降低。
铬(Cr)铬含量优选为0.2～1.2％。
Cr是合金元素，其可增大固溶强化影响同时通过碳化铬降低二次加工脆化温度和老化指数，并因此确保根据本发明控制沉淀的钢的高强度同时减少平面各向异性指数。0.2％或更大的Cr含量可确保薄钢板的强度，但大于1.2％的Cr含量会引起薄钢板延展性的降低。
根据本发明，优选将钼(Mo)和/或钒(V)加入到冷轧薄钢板。
钼(Mo)钼含量优选为0.01～0.2％。
Mo是合金元素，其可增大薄钢板的塑性-各向异性指数。0.01％或更大的Mo含量可增大塑性-各向异性指数，但是大于0.2％的Mo含量会引起热脆性而不再增大塑性-各向异性指数。
钒(V)钒含量优选为0.01～0.2％。
V是合金元素，其可通过沉淀固溶C而确保抗老化性。0.01％或更大的V含量可增大抗老化性，但大于0.2％的V含量会减小塑性-各向异性指数。V和C(0.25*V/C)的组成优选满足关系1≤0.25*V/C≤20(其中V和C以wt％表示)。V和C(0.25*V/C)的组成小于1会降低固溶C的沉淀作用，而V和C(0.25*V/C)的组成大于20会降低塑性-各向异性指数。
[生产冷轧薄钢板的方法] 本发明的特征在于满足上述组成的薄钢板通过热轧和冷轧进行处理，从而允许降低冷轧薄钢板上沉淀的平均粒度。沉淀的平均粒度受Mn、Cu以及S的含量和组成、以及生产过程的影响，并尤其受热轧后冷却速率的直接影响。
[热轧条件] 根据本发明，将满足上述组成的钢进行再加热，然后进行热轧处理。再加热温度优选为1100℃或更高。当将钢再加热到低于1100℃的温度，由于在连续铸造过程中产生的粗沉淀由于较低再加热温度而保持不完全溶解的状态，所以在热轧后继续保持为粗沉淀。
优选地，在以Ar3转变温度或更高温度进行精轧的条件下进行热轧。这归因于这样的事实低于Ar3转变温度进行的精轧产生轧制的颗粒，从而显著降低薄钢板的延展性以及可成形性。
热轧后的冷却速率优选为200℃/min或更大。更具体地，在(1)MnS-沉淀的钢、(2)CuS-沉淀的钢、以及(3)MnCu-沉淀的钢的冷却速率之间存在微小的差异。
首先，(1)在MnS-沉淀的钢的情形下，冷却速率优选为200℃/min或更大。即使当根据本发明Mn和S的组成满足关系0.58*Mn/S≤10时，低于200℃/min的冷却速率会产生具有大于0.2μm的粒度的粗MnS沉淀。这归因于这样的事实当冷却速率增大时，大量核产生，使得MnS沉淀变细。当Mn和S的组成满足关系0.58*Mn/S＞10时，在再加热处理过程中处于不完全溶解状态的粗沉淀的数量增大，使得即使增大冷却速率，核的数量也不会增加，并因此MnS沉淀不会变得更细(图2b，0.024％的C；0.43％的Mn；0.011％的P；0.009％的S；0.035％的Al；以及0.0043％的N(以wt％计))。
参照图2a和2b，由于冷却速率的增大导致更细MnS沉淀的产生，所以不必要对冷却速率提出上限。但是，即使当冷却速率为1000℃/min或更大，由于MnS沉淀的粒度不会进一步降低，所以冷却速率更优选为200～1000℃/min。
其次，(2)在CuS-沉淀的钢的情形下，热轧后冷却速率优选为300℃/min或更大。即使当根据本发明Cu和S的组成满足关系0.5*Cu/S≤10时，低于300℃/min的冷却速率会产生具有大于0.1μm的粒度的粗CuS沉淀。这归因于这样的事实当冷却速率增大时，大量核产生，使得CuS沉淀变细。当Cu和S的组成满足关系0.5*Cu/S＞10时，在再加热处理过程中处于不完全溶解状态的粗沉淀的数量增大，使得即使增大冷却速率，核的数量也不会增加，并因此CuS沉淀不会变得更细(图3c，0.0019％的C；0.01％的P；0.005％的S；0.03％的Al；0.0015％的N；以及0.28％的Cu(以wt％计))。
参照图3a到3c，由于冷却速率的增大导致更细CuS沉淀的产生，所以不必要提供冷却速率的上限。但是，即使当冷却速率为1000℃/min或更大，由于CuS沉淀的粒度不会进一步降低，所以冷却速率更优选为300～1000℃/min。图3a和3b(0.0018％的C；0.01％的P；0.005％的S；0.03％的Al；0.0024％的N；以及0.081％的Cu(以wt％计))分别示出了0.5*Cu/S≤3和0.5*Cu/S＞3的情形。参照附图，可以看出当0.5*Cu/S的值为3或更小时，可以更稳定地获得具有0.1μm或更小粒度的CuS沉淀。
再次，(3)在MnCu-沉淀的钢的情形下，热轧后冷却速率优选为300℃/min或更大。即使当根据本发明Mn、Cu、以及S的组成满足关系2≤0.5*(Mn+Cu)/S≤20时，低于300℃/min的冷却速率会产生具有大于0.2μm的平均粒度的粗沉淀。这归因于这样的事实当冷却速率增大时，大量核产生，使得沉淀变细。当Mn和S的组成满足关系0.5*(Mn+Cu)/S＞20时，在再加热过程中处于不完全溶解状态的粗沉淀增加，使得即使增大冷却速率，核的数量也不会增加，并因此沉淀不会变得更细(图4b，0.0025％的C；0.4％的Mn；0.01％的P；0.01％的S；0.05％的Al；0.0016％的N；以及0.15％的Cu(以wt％计))。
参照图4a和4b，由于冷却速率的增大导致更细沉淀的产生，所以不必要对冷却速率提出上限。但是，即使当冷却速率为1000℃/min或更大，由于沉淀的粒度不会进一步降低，所以冷却速率更优选为300～1000℃/min或更大。
[卷曲条件] 在上述热轧处理之后，优选在700℃或更低的温度进行成卷处理。当在高于700℃的温度进行成卷处理时，形成的沉淀太粗，因此会降低钢的抗老化性。
[冷轧条件] 将钢板冷轧到希望的厚度，优选在50～90％的压缩率(reductionrate)。由于压缩率小于50％会导致在重结晶退火后产生少量核，退火后晶粒过度行成，以至于产生通过退火重结晶的粗颗粒，因此降低薄钢板的强度和可成形性。冷压缩率大于90％会导致提高的可成形性，同时产生过量的核，以至于通过退火重结晶的颗粒变的过细，因此降低钢的延展性。
[连续退火] 连续退火温度在确定产品的机械性能上起重要作用。根据本发明，优选在500～900℃的温度进行连续退火。连续退火温度低于500℃会产生过细的重结晶晶粒，以至于不能获得希望的延展性。连续退火温度高于900℃会产生粗的重结晶晶粒，以至降低钢的强度。维持连续退火的保持时间以便完成钢的重结晶，并且钢的重结晶可在连续退火后约10秒或更长时间内完成。
将参照如下实施例对本发明进行更详细的描述。
在下面描述的实施例中，根据ASTM标准(ASTM E-8标准)将钢板加工成标准样品，并对其机械性能进行检测。利用抗拉强度测试机(从INSTRON公司可获得，型号6025)对屈服强度、抗拉强度、伸长率、塑性-各项异性指数(r-值)、平面各向异性指数(Δr值)、以及老化指数(AI)进行检测。在这些实施例中，通过下列等式r-值(rm＝(r0+2r45+r90)/4和Δr＝(r0-2r45+r90)/2)获得了塑性-各向异性指数(r-值)和平面各向异性指数(Δr值)。
另外，为了获得分布在样品中的沉淀的平均粒度和数量，对材料中存在的所有沉淀的粒度和数量进行了检测。
[实施例1-1]MnS-沉淀的钢 为了获得根据本发明的MnS-沉淀的钢，在将表1所示的板材钢料再加热到1200℃的温度之后，接着将板材钢料进行精轧，以提供热轧薄钢板，将热轧薄钢板以200℃/min的速度进行冷却，并在650℃成卷。然后，将热轧薄钢板以75％的压缩率进行冷轧，接着连续退火。在910℃进行精轧，该温度高于Ar3转变温度，并且通过以10℃/s的速度加热薄钢板到750℃进行连续退火40秒。例外地，表1中的样品A8，在再加热到1050℃后，接着进行精轧，以50℃/min的速度冷却样品，并接着在750℃卷绕。
表1
注R-1＝0.58*Mn/S，R-2＝0.25*V/C 表2
注YP＝屈服强度，TS＝抗拉强度，El＝伸长率，r-值塑性-各向异性指数，Δr值平面各向异性指数，AI＝老化指数，AS＝沉淀的平均粒度，IS＝本发明的钢，CS＝对比钢。
如表2所示，本发明钢不仅具有高抗老化性，而且具有高屈服强度和极好的可成形性。
同时，样品A5具有23.2的0.58*Mn/S、平均粒度为0.62μm的粗沉淀、以及导致较差抗老化性的34MPa的老化指数。样品A6具有高含量的碳，并因此具有过高并也会导致较差抗老化性的49MPa的老化指数。样品A7具有6.34的0.58*Mn/S，其在本发明的范围内。但是，该样品具有的Mn和S的含量偏离了本发明的范围，并产生粗MnS沉淀，从而提供3 8MPa的老化指数。因此，在样品A7中，不能确保抗老化性，并且薄钢板的可成形性较差。例外地，在样品A8的情形下，由于重结晶温度为1050℃，该温度过低，所以在再加热过程中沉淀不能完全溶解，产生过多沉淀，其不完全溶解，并由于成卷温度过高，所以沉淀是平均粒度为0.34μm的粗沉淀，以至于很难确保抗老化性。
[实施例1-2]具有固溶强化的高强度CuS-沉淀的钢 为了获得根据本发明的高强度CuS-沉淀的钢，在将表3所示的板材钢料再加热到1200℃的温度后，接着精轧板材钢料以提供热轧薄钢板，以200℃/min的速度冷却薄钢板，并在650℃成卷。然后，接着将热轧薄钢板以75％的压缩率进行冷轧，接着连续退火。在910℃进行精轧，该温度高于Ar3转变温度，并且通过以10℃/s的速度加热薄钢板到750℃进行连续退火40秒。
表3
注R-1＝0.58*Mn/S，R-2＝0.25*V/C 表4
注YP＝屈服强度，TS＝抗拉强度，El＝伸长率，r-值塑性-各向异性指数，Δr值平面各向异性指数，AI＝老化指数，DBTT＝用于研究二次加工脆性的延展性-脆性转变温度，AS＝沉淀的平均粒度，IS＝本发明的钢，CS＝对比钢，CVS＝传统钢。
如表3所示，样品B1～B3、以及B6和B7具有240MPa或更高的屈服强度、35％或更大的伸长率、以及11,3000的屈服强度-延展性平衡(屈服强度*延展性)。本发明的钢具有极好的可成形性、以及30MPa或更低的老化指数，以至于可确保抗老化性。另外，本发明的钢具有-40℃或更低的延展性-脆性转变温度、以及极好的二次加工脆性。
样品B5(传统钢)是高强度冷轧薄钢板，并具有极好的老化指数。但是，由于高延展性-脆性转变温度，所以存在高的断裂可能性，即使是对室温下的冲击。
[实施例1-3]用AlN沉淀强化的MnS-沉淀的钢 在将表5所示的板材钢料再加热到1200℃的温度后，接着精轧板材钢料以提供热轧薄钢板，以200℃/min的速度冷却薄钢板，并在650℃成卷。然后，接着将热轧薄钢板以75％的压缩率进行冷轧，接着连续退火。在910℃进行精轧，该温度高于Ar3转变温度，并且通过以10℃/s的速度加热薄钢板到750℃进行连续退火40秒。
表5
注R-1＝0.58*Mn/S，R-2＝0.25*V/C，R-3＝0.52*Al/N 表6
注YP＝屈服强度，TS＝抗拉强度，El＝伸长率，r-值塑性-各向异性指数，Δr值平面各向异性指数，AI＝老化指数，DBTT＝用于研究二次加工脆性的延展性-脆性转变温度，AS＝沉淀的平均粒度，IS＝本发明的钢，CS＝对比钢。
[实施例2-1]CuS-沉淀的钢 在将表7所示的板材钢料再加热到1200℃的温度后，接着精轧板材钢料以提供热轧薄钢板，以400℃/min的速度冷却热轧薄钢板，并在650℃成卷。然后，接着将热轧薄钢板以75％的压缩率进行冷轧，接着连续退火。在910℃进行精轧，该温度高于Ar3转变温度，并且通过以10℃/s的速度加热薄钢板到750℃进行连续退火40秒。例外地，在表7中样品D8的情形下，在被再加热到1050℃的温度后，接着进行精轧，以400℃/min的速度冷却样品，并接着在650℃成卷。此外，在样品D14～D17的情形下，在被再加热到1250℃的温度之后，接着进行精轧，以550℃/min的速度冷却样品，并接着在650℃成卷。
表7
注R-2＝0.25*V/C，R-4＝0.5*Cu/S 表8
注YP＝屈服强度，TS＝抗拉强度，El＝伸长率，r-值塑性-各向异性指数，Δr值平面各向异性指数，AI＝老化指数，AS＝沉淀的平均粒度，IS＝本发明的钢，CS＝对比钢。
[实施例2-2]用固溶强化的高强度CuS-沉淀的钢 在将表9所示的板材钢料再加热到1200℃的温度后，接着精轧板材钢料以提供热轧薄钢板，以400℃/min的速度冷却热轧薄钢板，并在650℃成卷。然后，接着将成卷薄钢板以75％的压缩率进行冷轧，接着连续退火。在910℃进行精轧，该温度高于Ar3转变温度，并且通过以10℃/s的速度加热薄钢板到750℃进行连续退火40秒。
表9
注R-2＝0.25*V/C，R-4＝0.5*Cu/S 表10
注YP＝屈服强度，TS＝抗拉强度，El＝伸长率，r-值塑性-各向异性指数，Δr值平面各向异性指数，AI＝老化指数，DBTT＝用于研究二次加工脆性的延展性-脆性转变温度，AS＝沉淀的平均粒度，IS＝本发明的钢，CS＝对比钢 [实施例2-3]用AlN沉淀强化的高强度CuS-沉淀的钢 在将表11所示的板材钢料再加热到1200℃的温度后，接着精轧板材钢料以提供热轧薄钢板，以400℃/min的速度冷却热轧薄钢板，并在650℃成卷。然后，接着将热轧薄钢板以75％的压缩率进行冷轧，接着连续退火。在910℃进行精轧，该温度高于Ar3转变温度，并且通过以10℃/s的速度加热薄钢板到750℃进行连续退火40秒。例外地，在样品F8～F10的情形下，在被再加热到1250℃的温度之后，接着进行精轧，以550℃/min的速度冷却样品，并接着在650℃成卷。
表11
注R-2＝0.25*V/C，R-3＝0.52*Al/N，R-4＝0.5*Cu/S 表12
注YP＝屈服强度，TS＝抗拉强度，El＝伸长率，r-值塑性-各向异性指数，Δr值平面各向异性指数，AI＝老化指数，DBTT＝用于研究二次加工脆性的延展性-脆性转变温度，AS＝沉淀的平均粒度，IS＝本发明的钢，CS＝对比钢 [实施例3-1]MnCu-沉淀的钢 在将表13所示的板材钢料再加热到1200℃的温度后，接着精轧板材钢料以提供热轧薄钢板，以600℃/min的速度冷却热轧的薄钢板，并在650℃成卷。然后，接着将成卷薄钢板以75％的压缩率进行冷轧，接着连续退火。在910℃进行精轧，该温度高于Ar3转变温度，并且通过以10℃/s的速度加热薄钢板到750℃进行连续退火40秒。例外地，在表13中样品G10的情形下，在被再加热到1050℃的温度后，接着进行精轧，以50℃/min的速度冷却样品，并接着在750℃成卷。
表13
注R-2＝0.25*V/C，R-5＝Mn+Cu，R-6＝0.5*(Mn+Cu)/S 表14
注YP＝屈服强度，TS＝抗拉强度，El＝伸长率，r-值塑性-各向异性指数，Δr值平面各向异性指数，AI＝老化指数，AS＝沉淀的平均粒度，PN＝沉淀的数量，IS＝本发明的钢，CS＝对比钢 [实施例3-2]用固溶(solid solution)强化的高强度MnCu-沉淀的钢 在将表15所示的板材钢料再加热到1200℃的温度后，接着精轧板材钢料以提供热轧薄钢板，以600℃/min的速度冷却热轧薄钢板，并在650℃成卷。然后，接着将成卷薄钢板以75％的压缩率进行冷轧，接着连续退火。在910℃进行精轧，该温度高于Ar3转变温度，并且通过以10℃/s的速度加热薄钢板到750℃进行连续退火40秒。
表15
注R-2＝0.25*V/C，R-5＝Mn+Cu，R-6＝0.5*(Mn+Cu)/S 表16
注YP＝屈服强度，TS＝抗拉强度，El＝伸长率，r-值塑性-各向异性指数，Δr值平面各向异性指数，AI＝老化指数，DBTT＝用于研究二次加工脆性的延展性-脆性转变温度，AS＝沉淀的平均粒度，IS＝本发明的钢，CS＝对比钢，CVS＝传统钢。
[实施例3-3]用AlN沉淀强化的高强度MnCu-沉淀的钢 在将表17所示的板材钢料再加热到1200℃的温度后，接着精轧板材钢料以提供热轧薄钢板，以400℃/min的速度冷却热轧薄钢板，并在650℃成卷。然后，接着将成卷薄钢板以75％的压缩率进行冷轧，接着连续退火。在910℃进行精轧，该温度高于Ar3转变温度，并且通过以10℃/s的速度加热薄钢板到750℃进行连续退火40秒。
表17
注R-2＝0.25*V/C，R-3＝0.52*Al/N，R-5＝Mn+Cu，R-6＝0.5*(Mn+Cu)/S 表18
注YP＝屈服强度，TS＝抗拉强度，El＝伸长率，r-值塑性-各向异性指数，Δr值平面各向异性指数，AI＝老化指数，DBTT＝用于研究二次加工脆性的延展性-脆性转变温度，AS＝沉淀的平均粒度，PN＝沉淀的数量，IS＝本发明的钢，CS＝对比钢 尽管为了说明的目的披露了本发明的优选实施例，但是本领域的技术人员理解可进行各种修改、增加和替换，而不脱离本发明附加权利要求所披露的本发明的范围和精神。
权利要求
1.一种具有抗老化性和极好的可成形性的冷轧薄钢板，包括以重量％计的0.003％或更少的C；0.005～0.03％的S；0.01～0.1％的Al；0.02％或更少的N；0.2％或更少的P；0.05～0.2％的Mn；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，以重量计的Mn和S的组成满足关系0.58*Mn/S≤10，并且其中，MnS的沉淀具有0.2μm或更小的平均粒度。
2.根据权利要求1所述的薄钢板，其中，所述薄钢板包括0.015％或更少的P。
3.根据权利要求1所述的薄钢板，其中，所述薄钢板包括0.004％或更少的N。
4.根据权利要求1所述的薄钢板，其中，所述薄钢板包括0.03～0.2％的P。
5.根据权利要求1所述的薄钢板，进一步包括0.1～0.8％的Si和0.2～1.2％的Cr中的至少一种。
6.根据权利要求1所述的薄钢板，其中，所述薄钢板包括0.005～0.02％的N和0.03～0.06％的P。
7.根据权利要求6所述的薄钢板，其中，所述Al和N的组成满足关系1≤0.52*Al/N≤5。
8.根据权利要求1到7中任一项所述的薄钢板，进一步包括0.01～0.2％的Mo。
9.根据权利要求1到7中任一项所述的薄钢板，进一步包括0.01～0.2％的V。
10.根据权利要求9所述的薄钢板，其中，所述V和C的组成满足关系1≤0.25*V/C≤20。
11.根据权利要求8所述的薄钢板，进一步包括0.01～0.2％的V。
12.根据权利要求11所述的薄钢板，其中，所述V和C的组成满足关系1≤0.25*V/C≤20。
13.一种生产具有抗老化性和极好可成形性的冷轧薄钢板的方法，包括下列步骤在将板材钢料再加热到1100℃或更高温度之后，热轧所述板材钢料并在Ar3变形温度或更高温度下进行精轧用以提供热轧薄钢板，所述板材钢料包括以重量％计的0.003％或更少的C；0.005～0.03％的S；0.01～0.1％的Al；0.02％或更少的N；0.2％或更少的P；0.05～0.2％的Mn；以及平衡量的Fe和其他不可避免的杂质，其中，Mn和S的组成满足关系0.58*Mn/S≤10；以200℃/min或更快的速度冷却所述薄钢板；在700℃或更低的温度下卷曲所述冷却的薄钢板；冷轧所述薄钢板；以及连续退火所述冷轧薄钢板。
14.根据权利要求13所述的方法，其中，所述板材钢料包括0.015％或更少的P。
15.根据权利要求13所述的方法，其中，所述板材钢料包括0.004％或更少的N。
16.根据权利要求13所述的方法，其中，所述板材钢料包括0.03～0.2％的P。
17.根据权利要求13所述的方法，其中，所述板材钢料进一步包括0.1～0.8％的Si和0.2～1.2％的Cr中的至少一种。
18.根据权利要求13所述的方法，其中，所述板材钢料包括0.005～0.02％的N和0.03～0.06％的P。
19.根据权利要求18所述的方法，其中，所述Al和N的组成满足关系1≤0.52*Al/N≤5。
20.根据权利要求13到19中任一项所述的方法，其中，所述板材钢料进一步包括0.01～0.2％的Mo。
21.根据权利要求13到19中任一项所述的方法，其中，所述板材钢料进一步包括0.01～0.2％的V。
22.根据权利要求21所述的方法，其中，所述V和C的组成满足关系1≤0.25*V/C≤20。
23.根据权利要求20所述的方法，其中，所述板材钢料进一步包括0.01～0.2％的V。
24.根据权利要求23所述的方法，其中，所述V和C的组成满足关系1≤0.25*V/C≤20。
全文摘要
本发明涉及一种具有抗老化性和极好的可成形性的冷轧薄钢板及其生产方法。该冷轧薄钢板包括以重量％计0.003％或更少的C、0.003～0.03％的S、0.01～0.1％的Al、0.02％或更少的N、0.2％或更少的P、至少一种的0.03～0.2％的Mn和0.005～0.2％的Cu以及平衡量的Fe和其他不可避免杂质。当该薄钢板包括Mn和Cu之一时，Mn、Cu以及S的组成满足至少一种关系0.58*Mn/S＜10和1＜＜0.5*Cu/S＜10，并且当薄钢板包括Mn和Cu二者时，Mn、Cu以及S的组成满足关系Mn+Cu＜0.3并且2＜0.5*(Mn+Cu)/S＜＜20。MnS、CuS以及(Mn，Cu)S的沉淀具有0.2μm或更小的平均粒度。由于通过MnS、CuS或(Mn，Cu)S的细沉淀来控制晶粒中处于固溶态的碳的含量，所以该薄钢板具有提高的抗老化性和可成形性，并且具有极好的屈服强度和15强度-延展性。
文档编号C22C38/00GK101323928SQ200810127628
公开日2008年12月17日 申请日期2004年11月10日 优先权日2003年11月10日
发明者尹正凤, 孙元镐, 姜基凤, 赵雷夏, 朴基德 申请人:Posco公司