CN100436632C

CN100436632C - 钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板及制备方法

Info

Publication number: CN100436632C
Application number: CNB2006101250029A
Authority: CN
Inventors: 罗石念; 钟定忠; 罗新武; 王辉
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Group Corp
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2006-11-10
Filing date: 2006-11-10
Publication date: 2008-11-26
Anticipated expiration: 2026-11-10
Also published as: CN1958826A

Abstract

本发明涉及一种钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板及制备方法。其钢板化学成分为：C≤0.005%，Si≤0.030%，Mn：0.10～0.40%，P：0.02～0.08%，S＜0.015%，Ti：0.01～0.04%，Al：0.01～0.07%，V：0.020～0.070%，N≤0.004%。热轧工艺控制为：钢坯的加热温度为1200±30℃，加热同板温差≤25℃，粗轧出口温度为1080±20℃，精轧入口温度为1040±20℃，终轧温度为900±20℃，控制冷却速度15～30℃/s，卷取温度为700±20℃；冷轧工艺控制为：总压下率为75%～80%，退火温度为820～850℃；平整延伸率为0.9%～1.5%。本发明具有高强度、优良深冲性能和高抗凹性能，完全能够满足国内汽车厂家生产急需，实现了减重、节能降耗、环境友好的目标。

Description

钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板及制备方法

技术领域

本发明涉及一种钢板及其制造方法，具体地说是一种钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板及制备方法。

背景技术

超深冲BH钢是一种利用间隙固溶原子(多为C原子)的应变时效获得汽车面板抗凹性能的新型汽车板，其生产技术难点在于稳定获得较高的BH值及优良的深冲性能，内在机制是固溶C含量的控制必须精确且适宜；此外，BH钢板的屈服点延伸问题也是一项控制难题。

目前国外生产这种钢板多采用以下3种方法控制固溶C：①在炼钢阶段保留C当量超过Ti和Nb当量；②在热轧阶段用Ti或Nb完全固定C，然后在连退阶段用高温退火使C以固溶体形式存在；③前两种方案的折衷方法。新日铁采用方法①，在炼钢过程中精确控制C、Ti、Nb含量，将Nb/C原子比控制在0.9左右，成功开发出成型性良好的BH钢板；川崎制铁开发新的BH汽车板则采用方法②，使含有Ti、Nb的超低碳钢在热轧、冷轧阶段均无固溶C存在，在高于再结晶温度下进行高温退火，使碳化物溶解，获得一定数量的固溶C。当前国际上较公认的超深冲BH钢板生产工艺原理是必须要有可在850～900℃左右进行高温退火的连退生产线，包括我国在内的许多国家的生产装备都达不到工艺要求，这正是我国国内开发超深冲BH汽车板的软肋所在。多年来许多研究者都在寻找办法解决这一技术难题。

经过试验研究，发明人发现采用钒处理超低碳BH钢设计有助于攻克这一生产工艺难题。由于VC相固溶平衡温度远较NbC为低，故可在国内冷轧厂现有退火设备条件下，通过适宜的化学成分及轧制工艺设计，生产出兼具优异深冲性能与高而稳定的抗凹性能的BH汽车板。

钒处理超低碳烘烤硬化钢板目前在我国国内尚属空白；德国、美国、英国(荷兰)钢铁企业均在积极研制此产品，将来该材料有望大批量用于轿车外覆件的制造。

发明内容

本发明目的就是针对现有技术存在的缺陷，通过适宜的化学成分及轧制工艺设计，提供一种钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板，该钢板具有高强度、优良深冲性能和高抗凹性能。

本发明的另一目的就是提供该钢板的制备方法。

本发明的技术方案是这样实现的：其化学成分为：

C≤0.005％，Si≤0.030％，Mn 0.10～0.40％，P 0.02～0.08％，S＜0.015％，Ti 0.01～0.04％，Als 0.01～0.07％，V 0.020～0.070％，N≤0.004％，其余为Fe；Als表示酸溶铝。

本发明所述钢板的厚度为0.50～2.0mm。所述钢板垂直于轧制方向：屈服强度≥210MPa，抗拉强度≥340MPa，塑性应变比r₉₀≥1.8，加工硬化指数n₉₀≥0.20，延伸率A_80mm≥38％，BH值≥30MPa。

本发明成分与工艺设计的技术关键点如下：

①成分对超低碳烘烤硬化钢性能的影响

钢的烘烤硬化现象的物理实质是钢中固溶碳及其析出物在位错处的集结，使预应变产生的可动位错被钉扎的结果。超低碳烘烤硬化钢板的烘烤硬化性实质上是固溶碳原子存在的宏观反映。冷轧成品板烘烤硬化值的大小取决于钢中固溶碳原子的数量；在相同退火工艺条件下，由于碳含量低的钢比碳含量高的钢基体碳浓度低，较难析出，退火后具有较高的固溶碳量，从而获得较高的BH值。

试验钢板的强度和塑性变化与磷含量和晶粒组织状态有关。磷含量越多，固溶强化作用越大，使塑性变差的影响也越强。晶粒越细小且越不均匀，则强度增加和塑性减弱的趋势越强。

钢板中碳原子数量越多，则BH值越高。

生产本发明钢过程中对化学成分进行周密设计是至关重要的。

碳(C)：C是钢中最一般的强化元素，碳使钢板强度增加，塑性降低。对冲压成型用钢而言，需要的是低的屈服强度、高的延伸率，例如一般冲压钢板的碳含量为C≤0.08％(如我国的08Al钢)；且随着钢中碳含量的降低，钢板的各项成型性能指标迅速提高；因此在本发明钢中一般控制碳含量≤0.005％。

硅(Si)：Si在某些超低碳钢中也作为一种强化元素来使用。但烤漆硬化深冲汽车钢板多用作外覆件，表面质量要求很高，若硅含量较高，热轧板酸洗时难于除去氧化铁皮，钢板表面质量变差；而且添加Si使钢板韧性变差，故本发明钢不采用Si强化。

磷(P)：P是一种提高钢板强度的最有效元素，但会增加钢板脆性。本发明钢采用适量P强化，冶炼时控制P为0.02～0.08％。

硫(S)：S在深冲钢中是有害元素，在钢中形成MnS、TiS等硫化物，应尽量除去；因此控制硫含量＜0.015％。

铝(Al)：Al在深冲钢中是作为脱氧剂加入的，目的主要是去除冶炼时溶在钢液中的氧。另外铝作为定氮剂，可抑制氮在铁素体中的固溶，消除应变时效，提高低温韧性。本发明钢控制Al含量为0.01～0.07％。

氮(N)：N在钢中使屈服强度和抗拉强度增加，硬度值上升，成型性能下降；对于深冲用钢，氮的一个重要恶劣影响是造成钢板屈服效应和应变时效。另外，N含量增加，若冶金工艺控制不当，N易于和Ti、Al等形成带棱角的夹杂物，对于冲压性能极为不利，因此冲压用钢总是要尽可能地降低氮，一般深冲钢板中控制氮含量≤0.004％。

为提高钢板深冲性能，达到接近无间隙原子(IF)状态，须固定C、N间隙原子，本发明钢采用Ti、V复合添加处理。

钛(Ti)：Ti在铸坯中能与N结合，形成稳定的TiN质点，从而清除钢中的间隙原子N；而且在控轧控冷的热轧钢板中，添加0.02％钛可细化晶粒，提高钢的屈服强度和韧性，这种性能的改善主要与钛能提高钢的再结晶温度和奥氏体晶粒粗化温度，从而控制连铸和加热过程中的晶粒尺寸有关；另一方面，由于钛与硫具有强的亲和力，可以生成硬的硫钛化物，防止伸长的硫化锰的不良影响。超低碳钢中Ti含量一般控制在0.08％以下；本发明钢根据成分设计公式计算得出，为实现冷轧板再结晶退火过程中部分VC溶解以获得烤漆硬化性能的目标，Ti含量不宜超出0.04％。

钒(V)：V在钢中的溶解度比Ti要大得多；在形变热处理时由于钒在下奥氏体温度范围内具有较低的过饱和度，因而对再结晶过程的影响很弱。且在热连轧过程中，钒对提高轧制力的要求小。在钒微合金钢中，其化合物相对较大的溶解度可使低碳钢中的沉淀过程受到过冷，并直接冷却到铁素体范围；这样，就有相当多的沉淀硬化可能发生。

钒与碳的亲和力比钛与碳的亲和力显著降低。TiC则在奥氏体的高温区才能溶解；而钒的碳、氮化合物在奥氏体的低温区溶解，VC甚至在高于750℃即已开始溶解，在800～900℃范围溶解完毕。为避免钒的无谓添加，本发明钢根据成分设计公式计算，得出V的添加量范围为0.030～0.070％，优选0.04％。

参考上述试验研究结果，本发明钢中主要相关元素含量的目标值优选为：

C≤0.003％，Si≤0.015％，Mn 0.15～0.32％，P 0.03～0.06％，S≤0.006％，Ti 0.01～0.035％，Als 0.01～0.05％，V 0.030～0.060％，N≤0.003％，其余为Fe，其中Mn％/P％＝5～6，Ti％≥(48/14)N％+(48/32)S％，V％≥(51/12)C％。

②生产工艺对超低碳烘烤硬化钢性能指标的影响

●卷取温度的影响

r值、BH值的变化可能与碳化物、氮化物析出物形貌不同有关。随着卷取温度的提高，碳化物析出增加，并有利于颗粒聚集长大，且快速退火过程中，基体在粗大的析出物尚未重新溶解之前完成再结晶，得到发达的有利织构，从而提高r值；由于高的卷取温度使碳化物颗粒粗大，在快速退火中有较高固溶碳量，从而获得较高的BH值。

●退火温度和退火时间的影响

不同退火温度的金相组织，700℃退火时，有游离渗碳体存在，晶内碳化物数量少，为较细的等轴铁素体组织；780℃退火时出现了珠光体，碳化物分布于晶界上，铁素体晶粒长大；退火温度850℃时，显微组织与780℃退火相似，但可见铁素体晶粒进一步长大，晶粒尺寸随退火温度的提高而增大，致使屈服强度降低。此外，r值随着退火温度的提高而增大。

不同退火时间时，580s退火组织为等轴铁素体组织，碳化物多分布在晶界，晶内较少；随着退火时间的增加，铁素体晶粒尺寸增大，690s时出现了珠光体组织，870s时珠光体数量进一步增加。随着珠光体数量的增多，晶界碳化物数量减少。屈服强度降低。随着退火时间的增加，平均塑性应变比r_m值增大。

BH值随退火温度的提高和退火时间的增加呈下降趋势。在再结晶后的晶粒长大阶段，随着温度的提高和退火时间延长，造成高的r值。

连续退火的工艺特点是快速加热，短时保温和快速冷却，钢中固溶物的析出主要发生在时间较长的过时效阶段。但是进入过时效时基体的碳浓度是由退火温度和退火时间所决定的，当采用较高的退火温度和较长的退火时间时，由于基体中有较高的碳浓度，过时效阶段碳的析出比较容易，得到较低的固溶碳含量使BH值降低。

③过时效温度与预变形量对BH值的影响

●过时效温度的影响

BH值随着过时效温度的升高而升高，屈服强度则降低，延伸率提高。BH值随过时效温度升高而提高可解释为较高的过时效温度使原子扩散容易而有利于碳的析出，导致固溶碳的降低；另一方面在较高的过时效温度下，基体中碳的溶解度相对较高，而二次冷却后得以保留。正是二者共同结果，决定了退火成品板BH值的大小。

●预变形量的影响

烘烤硬化性的产生，实质上是高温应变时效的结果，固溶碳原子对位错的钉扎作用产生BH性。固溶碳原子向位错处的扩散过程受到烘烤温度、位错密度及烘烤时间的影响，导致了位错处聚集的碳原子数量的变化，从而使受到碳原子钉扎作用的位错数目变化，对BH值产生影响。碳原子向位错处做扩散运动，其驱动力来源于它与位错的交互作用能，碳原子在基体晶格的八面体间隙中产生的四方畸变引发了这种交互作用能，随着碳原子扩算至位错处，交互作用能降低。热激活条件充分时，有助于碳原子实现其扩散活动，这也是烘烤温度对BH值具有显著影响的原因。由扩散系数D＝D₀e^-ΔLiRI式可知，随着温度的升高，扩散系数增大。相比之下，预变形量仅仅引起位错密度变化而影响交互作用能，但由于预变形量的变化幅度不大，故位错密度变化也不大。因此，预变形量对BH值的影响较小。

预变形量对BH值的影响是通过位错密度的变化导致扩散驱动力的不同而实现的。位错密度的增加，会使碳原子的扩散速度增大，故而提高其BH值。但是由于固溶碳原子含量是一定的，因而受其钉扎的位错数目也就具有一个极限值。随着位错密度增加至晶粒中位错数目超过该极限值后，就会有一些自由可动的位错存在，且其数目会随着位错密度的不断增加而增多，从而使BH值随之降低。

对于成分和工艺参数固定的超低碳烘烤硬化钢板，BH值具有一定的饱和性，即存在一个最大值，这是由于固溶碳原子量一定的缘故。

参考上述研究结果，本发明的制备方法及工艺过程控制如下：

(1)炼钢工艺控制：

本发明钢采用高炉铁水预处理、炉外精炼技术，使入炉铁水的[S]≤0.005％，控制夹杂物形态和有害残余元素的含量；利用转炉顶底复合吹炼，进行真空脱碳和脱气处理以及成分微调，C、N、S分别控制在0.005％、0.004％、0.015％以下，钢包注流采用长水口氩封气体保护浇铸，并用铝线机加铝终脱氧；中包采用T-1保护渣，结晶器采用低碳保护渣，从而保证钢质的高纯净度；并采用电磁搅拌和连铸轻压下，尽量提高钢的成分和组织的均匀性。

(2)轧制工艺控制：

本发明钢坯在热轧厂八段步进式加热炉加热，在1700热连轧机上进行生产：采用两阶段控轧控冷工艺。粗轧阶段，在高温奥氏体区进行多道次大变形量轧制，使奥氏体晶粒充分破碎；精轧阶段在奥氏体区完成七道次连续轧制，采用层流冷却方式对带钢进行控制冷却，以得到均匀、细化的铁素体晶粒组织及优良的综合力学性能。钢坯加热温度：1170～1230℃；终轧温度：880～920℃；控制冷却速度15～30℃/s；卷取温度：670～730℃。

为避免落入α+γ两相区轧制造成混晶缺陷，本发明钢控制热轧终轧温度略高于A_r3相变点。

本发明钢热轧卷经过酸洗，在1700冷连轧机上进行五道次连轧，成品板厚为0.5～2.0mm；然后在820～850℃下进行连续退火，最后进行平整、精整，检验性能。

烤漆硬化深冲汽车钢板多用于汽车覆盖件外板，要求供货钢板的平直度高，板形质量好。冷轧带钢的板形在线控制是以检测辊测量出的张应力横向分布作为判别依据，但实际生产中常常伴随着多种附加应力，如测量辊表面轴向温度分布不均、带材横向温度分布不均、测量辊挠曲变形、卷取机轴线偏斜、带卷外廓凸度变化、带材边缘对最外侧测量区覆盖不完全等；其中尤以带材横向温度分布不均产生的附加应力影响最为显著，因此本发明钢重点进行温度补偿计算。考虑到轧辊温度补偿的轴向对称性，温度补偿函数采用四次偶函数形式，既降低技改成本，又简洁易控。

以含0.02％Ti+0.04％V的本发明钢为例，检测钢板试样的金相组织、夹杂物、晶粒度，结果如图1依据GB/T13298-91、GB/T10561-05、GB/T6394-02标准，实测本发明钢板金相组织为铁素体，晶粒度级别为7～8.5级，夹杂物呈点状，评级均为D1级以下。

对比研究本发明钢与Ti+Nb-BH钢退火板晶粒度，图2所示340MPa级超低碳Ti+Nb-BH冷轧钢板分别经850℃、880℃、910℃再结晶退火后的金相组织，其主要化学成分如下：

表1 340MPa级超低碳Ti+Nb-BH钢化学成分重量％

钢种	C	Si	Mn	P	S	Ti	Nb	N
钢种	C	Si	Mn	P	S	Ti	Nb	N	Ti+Nb-BH	0.002	0.02	0.23	0.084	0.006	0.020	0.035	0.0035

(a)850℃退火 (b)880℃退火 (c)910℃退火

对比图1、图2发现，本发明的含钒BH钢与含铌和/或钛的BH钢组织晶粒度差别很大。前者含0.02％Ti+0.04％V时，晶粒大小与普通IF钢相比变化不祘大，晶粒度级别基本相当，武钢生产实践表明，其成品板延伸率可达43％以上；而后者含0.02％Nb时，退火组织晶粒度即急剧下降，晶粒细化非常明显，因而延伸率值、加工硬化指数n值较低，例如国内某钢厂采用添加Nb、Ti方法生产、供奇瑞轿车厂的BH340钢板的A_80mm＝34％～38％，B180H₁、B180H₂钢板的A_80mm＝35％～41％。

德国蒂森钢铁公司的L.Meyer博士研究了Nb、V、Ti等微合金化元素对钢板铁素体晶粒组织的影响，如图3所示。

由图3中的研究结果，我们亦能清楚地得出结论，对超低碳BH钢板来说，采用V微合金化比采用Nb、Ti微合金化，对成品板铁素体晶粒细化的影响效果要小得多。

本发明钢在冷轧厂的平整轧制试验得出，当主轧机采用恒轧制力轧制时，卷取张力的锥度变化会影响带钢的厚差精度，从而影响带钢板形；而当主轧机采用恒延伸率轧制时，卷取张力对带钢板形质量基本无影响。本发明钢的优化平整工艺为：在保证带钢板形质量的前提下，固定较低的张力，调整轧制压力为450吨左右，而延伸率则维持在1.2％～1.4％。

本发明由于VC相固溶平衡温度远较NbC为低，故可在国内冷轧厂现有退火设备条件下，生产出兼具优异深冲性能与高而稳定的抗凹性能的BH汽车板。本发明是一种新型的具有高强度、优良深冲性能、高抗凹性能的车身覆盖件用钢板，完全能够满足国内汽车厂家生产急需，实现了减重、节能降耗、环境友好的目标。

附图说明

图1为本发明钢板金相组织结构图

图2为340MPa级超低碳Ti+Nb-BH钢退火板金相组织结构图

图3为微合金元素对调质钢及非调质钢铁素体晶粒尺寸的影响示意图

具体实施方式

以下结合具体实施例对本发明作进一步说明。

实施例1：冶炼本发明钒处理烤漆硬化深冲汽车钢板，钢的化学成分(按重量％)为：C 0.0019，Si 0.014，Mn 0.24，P 0.041，S 0.003，Als 0.031，Ti 0.017，V 0.039，N 0.0022，其余为Fe。本发明制备方法包括炼钢、热轧、冷轧、连续退火和平整过程，首先采用高炉铁水预处理、炉外精炼技术，使入炉铁水的[S]≤0.005％，控制夹杂物形态和有害残余元素的含量；利用转炉顶底复合吹炼，进行真空脱碳和脱气处理以及成分微调，C、N、S分别控制在0.0019％、0.0022％、0.003％，钢包注流采用长水口氩封气体保护浇铸，并用铝线机加铝终脱氧；中包采用T-1保护渣，结晶器采用低碳保护渣。热轧时钢坯的加热温度为1200℃，加热同板温差≤25℃，粗轧出口温度为1080℃，精轧入口温度为1040℃，终轧温度为900℃；完成热轧精轧后采用层流冷却对带钢进行控制冷却，控制冷却速度20℃/s，在700℃温度下卷取，热轧卷经酸洗，在四辊冷连轧机上进行五道次连轧，成品板厚为0.80mm；然后在830℃下进行保温90秒的再结晶退火，退火后平整，延伸率1.2％，检验成品钢带性能为R_eL＝220MPa，R_m＝355MPa，A_80mm＝43％，r₉₀＝3.05，n₉₀＝0.26，BH＝38MPa；180°冷弯，d＝0，完好。在某轿车制造厂冲制轿车上顶盖、引擎机盖等覆盖件，性能合格率达100％；装车部件尺寸稳定，无翘曲现象发生，并具有优良抗凹性，运行情况良好。

实施例2：冶炼本发明钒处理烤漆硬化深冲汽车钢板，钢的化学成分(按重量％)为：C 0.005，Si 0.03，Mn 0.4，P 0.079，S 0.014，Als 0.07，Ti 0.04，V 0.04，N 0.004，其余为Fe。本发明制备方法包括炼钢、热轧、冷轧、连续退火和平整过程，首先采用高炉铁水预处理、炉外精炼技术，控制夹杂物形态和有害残余元素的含量；利用转炉顶底复合吹炼，进行真空脱碳和脱气处理以及成分微调，C、N、S分别控制在0.005％、0.004％、0.014％，钢包注流采用长水口氩封气体保护浇铸，并用铝线机加铝终脱氧；中包采用T-1保护渣，结晶器采用低碳保护渣。热轧时钢坯的加热温度为1180℃，加热同板温差≤25℃，粗轧出口温度为1100℃，精轧入口温度为1040℃，终轧温度为900℃；完成热轧精轧后采用层流冷却对带钢进行控制冷却，控制冷却速度15℃/s，在695～715℃温度下卷取，热轧卷经酸洗，在四辊冷连轧机上进行五道次连轧，成品板厚为0.5mm；然后在840℃下进行保温90秒的再结晶退火，退火后平整，延伸率1.4％，检验成品钢带性能为R_eL＝245MPa，R_m＝380MPa，A_80mm＝39％，r₉₀＝2.01，n₉₀＝0.20，BH＝49MPa；180°冷弯，d＝0，完好。

实施例3：冶炼本发明钒处理烤漆硬化深冲汽车钢板，钢的化学成分(按重量％)为：C 0.0015，Si 0.015，Mn 0.1，P 0.02，S 0.003，Als 0.01，Ti 0.01，V 0.02，N 0.0019，其余为Fe。制备方法同实施例1，检验成品钢带性能为R_eL＝212MPa，R_m＝345MPa，A_80mm＝48％，r₉₀＝3.20，n₉₀＝0.30，BH＝33MPa；180°冷弯，d＝0，完好。

实施例4：冶炼本发明钒处理烤漆硬化深冲汽车钢板，钢的化学成分(按重量％)为：C 0.0030，S i 0.014，Mn 0.30，P 0.052，S 0.003，Als 0.030，Ti 0.025，V 0.04，N 0.0030，其余为Fe。制备方法同实施例2，检验成品钢带性能为R_eL＝225MPa，R_m＝359MPa，A_80mm＝41％，r₉₀＝2.49，n₉₀＝0.24，BH＝41MPa；180冷弯，d＝0，完好。

对比例：冶炼本发明的对比钢，钢的化学成分(按重量％)为：C0.007，Si 0.012，Mn 0.17，P 0.063，S 0.019，Als 0.038，Ti 0.020，Nb 0.020，N 0.0051②按Mn％/P％＝5～6的比例，添加固溶强化元素P、Mn；③控制钢板中Ti％≥(48/14)N％+(48/32)S％，按下限控制Ti含量；④控制V％≥(51/12)C％，其余为Fe及不可避免的杂质。完成热轧后采用水冷对带钢进行控制冷却，在680～705℃温度下卷取，热轧卷经酸洗，在四辊冷轧机上进行轧制，成品板厚为0.80mm；然后在830℃下进行保温90秒的再结晶退火，退火后平整，延伸率1.2％，检验成品钢带性能为R_eL＝230MPa，R_m＝355MPa，A_80mm＝31％，r₉₀＝1.33，n₉₀＝0.15，BH＝29MPa；180°冷弯，d＝0，不合格；其力学性能不能满足汽车深冲部件的生产要求。

Claims

1、一种钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板，其化学成份按重量百分比为：

2、根据权利要求1的一种钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板，其中化学成份中钒的含量为0.04％。

3、根据权利要求1或2的一种钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板，其中所述钢板的厚度为0.50～2.0mm。

4、根据权利要求1或2的一种钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板，其中所述钢板垂直于轧制方向：屈服强度≥210MPa，抗拉强度≥340MPa，塑性应变比r₉₀≥1.8，加工硬化指数n₉₀≥0.20，延伸率A_80mm≥38％，BH值≥30MPa。

5、根据权利要求1的一种钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板制备方法，其化学成份按重量百分比为：C≤0.003％，Si≤0.015％，Mn 0.15～0.32％，P 0.03～0.06％，S≤0.006％，Ti 0.01～0.035％，Als 0.01～0.05％，V 0.030～0.060％，N≤0.003％，其余为Fe，其中Mn％/P％＝5～6，Ti％≥(48/14)N％+(48/32)S％，V％≥(51/12)C％，它包括炼钢、热轧、冷轧、连续退火和平整过程，其中热轧工艺控制为：钢坯的加热温度为1200±30℃，加热同板温差≤25℃，粗轧出口温度1080±20℃，精轧入口温度为1040±20℃，终轧温度为900±20℃，控制冷却速度15～30℃/s，卷取温度为700±20℃；冷轧工艺控制为：总压下率为75％～80％，退火温度为820～850℃，平整温度≤45℃，平整延伸率为0.9％～1.5％。

6、根据权利要求5所述的一种钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板制备方法，其中制备过程中需按如下方法控制化学成份：①同时添加Ti、V，固定铸坯中的C、N间隙原子；②按Mn％/P％＝5～6的比例，添加固溶强化元素P、Mn；③控制钢板中Ti％≥(48/14)N％+(48/32)S％，按下限控制Ti含量；④控制V％≥(51/12)C％。