速率再結(jié) 晶。因此，即使在熱軋溫度略降低的情況下，也可形成粗晶粒以降低強(qiáng)度。為了防止這種情 況，通過添加0. 01%以上的量的Ti可形成細(xì)小的高溫TiC析出物，因此，晶粒被細(xì)化。已 知TiN抑制高溫處理中例如鋼坯再加熱中的晶粒生長(zhǎng)。然而，在Al含量高的情況下，如在 本發(fā)明中，由于氮優(yōu)先形成待結(jié)晶的AlN并上浮于鋼液中，當(dāng)Al的含量大于4%時(shí)，鋼中的 氮幾乎被除去。因此，鈦不可形成TiN，而主要形成TiC。由于最終熱軋過程中形成的細(xì)小 的TiC可以進(jìn)一步細(xì)化晶粒，需要Ti以保證強(qiáng)度。在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的過程中，Ti抑 制κ碳化物的聚集以分散κ碳化物，因此，可以細(xì)化κ碳化物。另外，由于析出物（如 TiC)在冷軋過程中向周圍物質(zhì)提供隨機(jī)成核位點(diǎn)，鈦通過防止組織的擇優(yōu)取向的形成可以 降低平面各向異性。因此，可添加大量的Ti，但是，在Ti過量加入的情況下，可增加生產(chǎn)成 本，并且由于隨著沉淀溫度升高以防細(xì)小的析出，可逐漸形成粗析出物，從而降低抗拉強(qiáng)度 和屈服率。因此，鈦的含量可為0.3%以下。
[0029] 銻（Sb) :0· 005wt%至 0· 02wt%
[0030] Sb用于保證本發(fā)明的鋼的可涂覆性并抑制AlN和Al2O3于高溫下在晶界處的形成。 由于Sb超過溶解度極限，并且高溫下在晶界處的偏析阻斷了氧或氮擴(kuò)散通過晶界，Sb不僅 可抑制AlN和Al 2O3在高溫下形成，而且也可阻止晶界偏析和具有強(qiáng)的高溫氧化趨勢(shì)的元素 (如Al、Si和Mn)的擴(kuò)散路徑。因此，通過抑制表面聚集的氧化物可以提高熔融的鋅和基 體鋼板之間的潤(rùn)濕性，從而Sb對(duì)于鍍層的附著性是重要的。基于這個(gè)目的，可添加0. 005% 以上量的Sb，但是，在過度添加 Sb的情況下，由于晶界處的以熔融狀態(tài)存在的Sb的量的增 加，熱延性降低。因此，Sb的含量可為0.2 %以下。
[0031] 除了上述合金元素和組成范圍，本發(fā)明的鋼板的組分體系可以滿足以下組分關(guān) 系。
[0032] [關(guān)系式1]
[0033] 0. 25XTi/C :0. 17 至 I. 0
[0034] 關(guān)系式1代表當(dāng)TiC析出物高度細(xì)化時(shí)，用于有效地獲得晶粒細(xì)化的條件，并且通 過關(guān)系式1可有效保證強(qiáng)度和屈服率。另外，通常已知的是TiC析出物不具有降低平面各 向異性的作用，反而增加平面各向異性。然而，在本發(fā)明的鐵素體輕質(zhì)鋼板中，TiC析出物 可有效地降低平面各向異性，同時(shí)可保證優(yōu)異的強(qiáng)度和屈服率。在0. 25XTi/C的值小于 〇. 17的情況下，由于可能發(fā)生晶粒粗化，以及析出物導(dǎo)致的對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的抑制較弱，不能保 證0.8以上的屈服率。在0.25XTi/C的值大于1的情況下，由于TiC析出物的粗化，屈服 率可能反而降低，并且，由于所添加的Ti的量的增加，生產(chǎn)成本可能增加。因此，關(guān)系式1 中的0. 25XTi/C的值可在0. 17至I. 0的范圍內(nèi)。
[0035] [關(guān)系式2]
[0036] Mn/AlXLog(CXTiX10000) :1. 0 至 10
[0037] 除了關(guān)系式1，關(guān)系式2是另一個(gè)重要參數(shù)（以下稱為"強(qiáng)化指數(shù)"）。C和Mn作 為奧氏體形成元素提高鋼的強(qiáng)度和延性。然而，在C和Mn含量高的情況下，由奧氏體分解 出的第二相可能增加，具體地，在包括Al的鋼中，可以促進(jìn)奧氏體中的第二相的濃度，以增 加具有高脆性的第二相（如FeAKFe 3Al和（Fe, Mn) 3A1C，以及Al)的占比。因此，可形成熱 軋和冷軋裂縫。因此，可發(fā)生熱軋和冷軋?zhí)幚碇械南拗?。在本發(fā)明中，由于使用各種公式分 析Mn、Al、C和Ti的作用，可以確定強(qiáng)度與Μη/Al XLog(CXTi X 10000)的值（稱為強(qiáng)化指 數(shù)）是成正比的。在強(qiáng)化指數(shù)為1以上的情況下，易于制造具有540MPa以上的抗拉強(qiáng)度的 低比重輕質(zhì)鋼板，其中，由于TiC析出物引起的晶粒細(xì)化，不會(huì)形成裂縫并可顯著降低平面 各向異性。然而，在Mn、Ti和C的含量相對(duì)較高或Al的含量較低的情況下，由于具有高濃 度的Mn的（Fe, MrO3C的形成或κ碳化物團(tuán)簇條結(jié)構(gòu)的形成，冷軋過程中容易形成裂紋。因 此，強(qiáng)化指數(shù)可為10以下。
[0038] 本發(fā)明的鋼板是一種包括具有鐵素體為主要結(jié)構(gòu)的微觀結(jié)構(gòu)的鐵素體輕質(zhì)鋼板。 本發(fā)明的鋼板可具有100 %的鐵素體微觀結(jié)構(gòu)以保證機(jī)械性能，如優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng) 度和延性，但是由于制造過程，可能不可避免地形成如馬氏體的微觀結(jié)構(gòu)。
[0039] 另夕卜，在本發(fā)明中，可包括一種以上選自TiC、（Fe，Mn)3AlC、（Fe，Al) 3(^P (Fe, Mn) 3C的析出物，并且通過上述析出物可以改進(jìn)物理性能，如晶粒細(xì)化、強(qiáng)度和屈服率。
[0040] 通過析出物的形成，本發(fā)明的鋼板可具有10 μ??以下的平均晶粒直徑。通過使晶 粒如上述被細(xì)化，可保證強(qiáng)度和屈服率在一個(gè)優(yōu)異的水平。由于晶粒直徑較細(xì)時(shí)可示出理 想的效果，所以在本發(fā)明中不具體限制晶粒直徑的下限。然而，由于制造方法，晶粒直徑不 可被控制為小于1 μ m，所以平均晶粒直徑可在1 μ m至10 μ m的范圍內(nèi)。
[0041] 本發(fā)明的鋼板相比常規(guī)鋼具有5 %以上的比重降低率，如相比590DP鋼或超低碳 鋼，其通常具有7. 84g/cc的比重，并且本發(fā)明的鋼板具有540MPa以上的抗拉強(qiáng)度，0. 8以 上的屈服率，17, OOOMPa%以上的抗拉強(qiáng)度X伸長(zhǎng)率（TSXEl)的值，以及0.3以下的平面 各向異性。在鋼板由于相對(duì)于抗拉強(qiáng)度較高的屈服強(qiáng)度而具有低比重，優(yōu)異的比強(qiáng)度，以 及特別地優(yōu)異的剛度，從而被用做面板材料的情況下，不僅形狀凍結(jié)性能（shape freezing properties)是優(yōu)異的，而且延性也高，因此，一般部件可以用較薄的部件取代。因此，產(chǎn)品 中的減重效果相對(duì)較大。
[0042] 同時(shí)，平面各向異性是表示在每個(gè)方向上的材料的塑性變形的程度差異的一個(gè)指 標(biāo)。當(dāng)平面各向異性高時(shí)，由于每個(gè)方向的塑性變形的差異大，拉杯中的凸耳的量增加，因 此，被去除的部分大大增加。最終，材料的產(chǎn)率變低，且成形的產(chǎn)品中的殘余應(yīng)力增加，從而 導(dǎo)致畸變或成形缺陷。因此，平面各向異性的值可以較低?？梢匀缦露x平面各向異性。
[0043] 平面各向異性（Λ r) = OvkT9c^r45)/2
[0044] 此處，I^r45和r9(l分別為在相對(duì)于乳制方向的0°、45°和90°的Lankford(r) 值，并且通過測(cè)定15%的變形前的寬度和15%的變形后的寬度之間的差值可以獲得r的 值。
[0045] 同時(shí)，本發(fā)明的鋼板可為熱軋鋼板、冷軋鋼板和電鍍鋼板中的任意一種，電鍍鋼 板可包括選自鋅（Zn)基、Zn-Fe基、Zn-Al基、Zn-鎂（Mg)基、Zn-Al-Mg基、Al-Si基和 Al-Mg-Si基的鍍層以提高耐腐蝕性。另外，鍍層可具有10 μπι至200 μπι范圍內(nèi)的平均厚 度。在鍍層的平均厚度小于IOym的情況下，基體鋼板的耐腐蝕性的提高可能是不顯著的， 而在鍍層的平均厚度大于200 μm的情況下，耐腐蝕性的提高效果可能受限制，因此，制造 成本會(huì)增加。
[0046] 下文將描述本發(fā)明的制造方法。
[0047] 首先，將滿足上述合金組分和組成范圍的鋼坯再加熱，然后將再加熱的鋼坯在 850°C以上的溫度熱軋以獲得熱軋鋼板。所述再加熱可在本領(lǐng)域公知的一般條件下進(jìn)行，例 如可在900°C至1350°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。在盡可能低的溫度下的最終熱軋可以有效獲得 細(xì)晶粒，并且用于晶粒的細(xì)化的熱軋溫度可為850°C或850°C以上、Ar3溫度或Ar3溫度以 上。在熱軋溫度低于850°C的情況下，熱軋過程中可形成鐵素體以形成奧氏體條結(jié)構(gòu)，并且 由于κ碳化物的析出增加平面各向異性，可形成瘦長(zhǎng)的結(jié)構(gòu)。同時(shí)，不具體限制熱軋溫度 的上限，但熱軋可以在1200°C以下的溫度進(jìn)行，因?yàn)樵跓彳垳囟冗^高的情況下，制造成本可 增加并可發(fā)生晶粒粗化。
[0048] 此后，如此得到的熱軋鋼板可在500°C至700°C范圍內(nèi)的溫度下被卷取。在700°C 以下的溫度下卷取的原因是抑制κ碳化物的粗化和過度析出，并防止粗晶粒的二次再結(jié) 晶現(xiàn)象導(dǎo)致的異常粗大的晶粒的形成。在卷取溫度低于500°C的情況下，TiC的析出可能是 不足的，且可能不形成κ碳化物，而是可以形成大量的馬氏體。因此，退火后不僅強(qiáng)度是不 足的，且屈服強(qiáng)度也可能降低，因此，不能保證剛度。
[0049] 同時(shí)，本發(fā)明的制造方法還可包括在熱軋鋼板的卷取后的冷軋以獲得冷軋鋼板。 在卷取后可進(jìn)一步實(shí)施酸洗處理以除去在高溫下形成的氧化物?？稍趬嚎s率