~ 0. 003%。
[0031] Zr :0.005%~0.2%。Zr在钢中的作用与Ti、Nb和V的作用类似，含量低时有脱 氧、净化和细化晶粒的作用。但是Zr的价格昂贵会增加生产成本。因此，本发明限定Zr含 量为 0· 005 ~0· 2%。
[0032] Re :稀土元素 Re可以改善钢的铸态组织和增强钢的耐蚀性，但稀土元素价格昂贵 会增加生产成本。因此，本发明限定Re的含量为0.005~0. 1%。
[0033] Ca :Ca用来脱S以改善钢的热加工性能，过量的Ca会降低钢的延展性。因此，限 定Ca的含量为0.001~0.2%。
[0034] 本发明所述低密度钢板的制备需要依次经历冶炼及连铸、热轧、酸洗、冷轧和连续 退火步骤，其中，连续退火工艺及其所包含的配分稳定化过程对冷轧退火钢板的显微组织 以及强度和延展性至关重要。对钢板生产流程的关键工艺做以下具体说明。
[0035] 本发明的SOOMPa级高延展性低密度钢板的制造方法，其包括如下步骤：
[0036] 1)冶炼、铸造
[0037] 按上述设计成分冶炼、连铸；
[0038] 2)热轧
[0039] 采用1000~1250°C再加热板坯，保温时间为0. 5~3小时：终轧温度彡850°C，在 低于750°C下卷曲热轧板料；
[0040] 3)酸洗
[0041] 4)冷轧
[0042] 对酸洗后的热轧板进行冷轧变形，冷轧变形量为30~90% ;
[0043] 5)连续退火
[0044] 将冷轧板加热至均热温度750~920°C后保温30~240s，之后将均热后钢板直接 冷却至配分稳定化温度400~500°C，保温30~300s。其中，冷轧钢板的加热速率为1~ 20°C /s ;均热处理后的钢板从均热温度冷却至配分稳定化温度的冷却速率为1~150°C / s ;或者，
[0045] 将冷轧板加热至均热温度750~920°C后保温30~240s，之后将均热后钢板先冷 却至中间温度，再冷却至配分稳定化温度400~500°C，保温30~300s ;其中，冷轧钢板的 加热速率为1~20°C /s ;650°C<中间温度< 920°C;均热处理后的钢板从均热温度冷却至 中间温度的冷却速率为1~20°C /s ;均热处理后的钢板从中间温度快速冷却至配分稳定化 温度的冷却速率为1~150°C /s，并且该冷却速率不小于钢板从均热温度冷却至中间温度 的冷却速率；
[0046] 6)冷却
[0047] 配分稳定化处理结束后，将板材以小于20°C /s的冷却速率缓冷至室温。
[0048] 进一步，所述钢板经配分稳定化处理后，通过热镀工艺在钢板的每一侧热镀生成 厚度为 5 ~200 μπι 的镀层；镀层材料选自 Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si 或 Al-Mg-Si中的一种；热镀温度为400~600°C ;热镀结束后将板材冷却至室温。
[0049] 优选地，步骤4)冷轧中，冷轧变形量为50~80%。
[0050] 本发明的制造工艺设计的理由如下：
[0051] (1)热轧工艺：
[0052] 板坯加热温度为1000~1250°C :加热温度超过1250°C时，会造成板坯过烧，板坯 内晶粒组织粗大从而使其热加工性能降低，并且超高温会使C含量为0. 25~0. 50 %的钢板 坯表层脱碳严重；加热温度低于KKKTC时，板坯经高压水除鳞和初轧后，精轧温度过低而 造成板料的变形抗力过大，将难以制造出既无表面缺陷又具有规定厚度的热轧钢板。
[0053] 本发明加热保温时间为0. 5~3小时，保温时间超过3小时，会造成板坯内晶粒组 织粗大和板坯表层脱碳严重；保温时间低于0. 5小时，板坯内部温度尚未均匀。
[0054] 本发明需要在850°C以上完成对铸造板坯的热轧。热轧终轧温度过低会造成板料 变形抗力过高，从而难以制造出所需厚度规格并且无表面和边部缺陷的热轧钢板和冷轧钢 板；另外，当终轧温度低于850°C时，对于本发明的成分体系来说，板坯内部热轧条状铁素 体无法获得充分回复和再结晶而细化。
[0055] 本发明需要在低于750°C下卷曲所述热轧板材。如果卷曲温度高于750°C可造成 κ碳化物或渗碳体过度球化和粗化，不利于后续冷轧钢板退火后获得均匀细小稳定的残余 奥氏体。另外，卷曲温度过高，容易引起扁卷，并且热轧卷的头部、中部和尾部材料显微组织 不均匀性增加，进而引起退火钢卷头、中、尾部显微组织和性能不均匀。
[0056] (2)冷轧工艺
[0057] 对酸洗后的热轧钢板实施冷轧变形至规定厚度，冷轧压下量为30~90%，优选 50~80%。钢板冷轧后，基体组织包含大量长条状形变δ铁素体（一种高温铁素体，在热 加工过程中被保留下来）。增大冷轧变形量，有助于形变δ铁素体在后续退火过程中发生 再结晶，而转变成细小等轴状铁素体晶粒，从而有利于提高退火钢板的延展性。若冷轧变形 量过大，因加工硬化导致材料的变形抗力非常高，制备规定厚度规格和精度的冷轧钢板变 得异常困难。
[0058] (3)退火工艺
[0059] 退火工艺参数与钢种设计成分密切相关，它决定退火钢板内部残余奥氏体的体积 含量和力学稳定性。本发明采用连续退火工艺热处理冷轧钢板，主要包括均热过程和配分 稳定化过程，退火工艺如图1所示。
[0060] 如图1所示，将所述冷轧钢板以加热速率Vtl加热至均热温度Tl后保温tl时间段。 选取Vci= 1~20°C /s ;T1 = 750~920°C ;tl = 30~240s。如果均热温度低于750°C和 均热时间短于30s，对应于本发明中的设计成分，冷轧钢板基体组织尚未发生奥氏体化或钢 板基体碳化物尚未完全溶解以形成奥氏体颗粒，并且条状S铁素体无法充分进行动态回 复和再结晶。
[0061] 当均热温度高于920°C和均热时间长于240s，均热处理后钢板中奥氏体含量显著 增加而使奥氏体C含量显著降低，并且奥氏体颗粒粗化。上述因素均使钢中奥氏体稳定性 降低，进而引起退火后钢板内部残余奥氏体含量减少，并且残余奥氏体力学稳定性也会降 低。相应地，退火后钢板的力学性能恶化。
[0062] 而且，仅仅通过均热处理并不能够使钢板基体中奥氏体足够稳定（奥氏体含C量 往往低于〇. 8wt% )，在随后冷却过程中，上述高温奥氏体会发生分解而再次形成铁素体和 碳化物的混合物或者经相变生成马氏体。为了进一步提高奥氏体稳定性，需要引入配分稳 定化处理（又称奥氏体等温淬火）。配分稳定化过程中，部分奥氏体会转化为贝氏体铁素 体，同时碳化物形成受到抑制，C原子从贝氏体铁素体向剩余奥氏体中扩散从而提高该剩余 部分奥氏体（即残余奥氏体）的含C量和稳定性。
[0063] 如图1所示，将均热处理后的钢板先以V2冷速缓冷至中间温度T2后立即以快冷速 率％冷却至配分稳定化温度T3后保温t3时间。缓冷速率V 2和中间温度T2的选取主要是 考虑：避免均热处理形成的奥氏体在缓冷段分解、易于操作使退火热处理顺利从均热段过 渡到快冷段，以及维持冷轧钢板的板形。针对本发明中设计成分，选取V2= 1~20°C /s ;T2 =650°C~Tl (均热温度）。当Τ2 = Tl时，退火工艺曲线中紧随均热处理段后无缓冷段。
[0064] 针对本发明的成分设计，选取￥3=1~150<€/8，并且￥ 3彡￥2，优选￥3 = 20~50<€/ s。快冷速率^的选取需要避免冷却过程中钢板基体中奥氏体分解。配分稳定化温度T3应 选取在贝氏体转变"C"曲线鼻尖处对应的温度点附近，T3温度高过500°C会引起奥氏体分 解，生成珠光体或含碳化物的显微组织，从而消耗掉奥氏体中C ;T3温度低于400°C会延长 配分稳定化时间甚至是诱发马氏体生成。从实效性和经济性上考虑，为获取适量且具有良 好稳定性的残余奥氏体，限定T3 = 400~500°C，优选T3 = 415~450°C;选取配分稳定化 时间t3 = 30~300s。配分稳定化处理结束后，将钢板以冷却速率V4冷却至室温，V 4-般 小于20°C /s，该缓冷段兼有去除钢板残余应力和适当调节钢板屈服强度的功能。
[0065] 为保证冷轧钢板具有良好的耐蚀性，在钢板经配分稳定化处理后，立刻通过热镀 工艺在钢板的每一侧生成5~200 μπι厚镀层。镀层材料选自Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、 Zn-Al-Mg、Al-Si和Al-Mg-Si中的一种。其中，热镀温度在400~600°C之间。
[0066] 本发明采用上述成分设计、乳制工艺和连续退火工艺，所制备的钢板的显微组织 结构以铁素体为基体，包含6 %以上（体积分数）的残余奥氏体，且残余奥氏体的体积分数 不超过30% (过高含量的残余奥氏体会降低钢板扩孔性能），并且残余奥氏体具有良好的 力学稳定性。所制备钢板具有抗拉强度>800MPa、延伸率>25%的力学性能（进一步优选成 分可以使钢板的延伸率>30% )。本发明利用残余奥氏体在外部形变作用下被诱发转变生 成马氏体，来提高钢板的变形加工硬化，从而提高钢板强度和改善延展性。
[0067] 本发明为确保残余奥氏体的体积分数，需要控制C、Mn和Al的成分含量满足关系 式（I. 5C+0.1 Mn)/Al介于0. 14与0. 30