CN104024452A - 焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种可以作为汽车用钢材来使用的焊接性及弯曲加工性优异的冷轧钢板及其制造方法。

Description

焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种可以作为汽车用钢材来使用的焊接性及弯曲加工性优异的冷轧钢板。
背景技术
近年来，作为针对环境保全的课题，正在强化耗油限制的同时，积极地要求对汽车车身的轻量化。作为应对这些要求的方案的一种，开始提出在钢板的高强度化下减小汽车材料重量的方案。与此同时，从冲撞安全性及保护乘客的立场上考虑，拉伸强度为980MPa以上的超高强度钢板作为车身结构用或补强材而使用，因而其使用量正在增大。然而，钢板的高强度化会诱发成型加工性及焊接性的低下，因此有必要开发弥补这些的材料。
针对这样的要求，到目前为止，开发了如双相结构钢(Dual Phase Steel，DP钢)、复合结构钢(Complex Phase Steel，CP钢)或者相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢等的相变结构钢板。还有，将这些相变强化钢也称作先进高强度钢(Advance High Strength Steel：AHSS)。上述DP钢是指，在软质的铁素体内微细均质地分散有硬质的马氏体，从而确保高强度的钢。并且，上述CP钢是包括铁素体、马氏体、贝氏体的两相或者三相，且为了提高强度而包含Ti、Nb等析出硬化元素的钢。然后，TRIP钢是通过在常温下将微细均质地分散的残留奥氏体进行加工而相变成马氏体，从而确保高强度及高软性的钢种。
关于此，在多个专利文献中提出了几种种类的技术。作为这样的技术，可以例举专利文献1～4，但这样的发明，其大部分是为了有助于提高软性而开发的，对于作为在实际部件加工时的重要尺度的弯曲加工性或焊接性等则没有充分的考虑。
而且，作为主要使用拉伸强度为980MPa级以上的超高强度钢板的车身结构用或补强材，其最重要的特性是点焊接性和弯曲加工性。在冲撞时，结构用或补强材通过吸收冲撞能量而起到保护乘客的作用，若点焊接部的强度不足，则在冲撞时被破断从而不能获得充分的冲撞吸收能量。因此汽车公司要求将尽可能地降低作为表示焊接性的指标的碳当量，Ceq值(C+Mn/20+Si/30+2P+4S)。并且，就对焊接性的要求条件而言，虽然根据不同汽车公司而有些差异，但最严格的标准是Ceq值≤0.24，并且同时要求使添加到钢中的碳含量满足0.1％以下的条件。
另一方面，实际使用这样的超高强度钢材的部位主要为如侧梁(sillside)的部件，因此大部分为按照弯曲(bending)执行的加工，因此即使伸长率再怎么优异，若弯曲加工性(bendability)劣化，则不能作为部件来使用。弯曲加工性指的是针对单位厚度的最小弯曲半径的比(R/t)，在这里，最小弯曲半径比(R)指的是在进行弯曲试验后，在板的外圈部不发生裂纹的最小半径。对弯曲加工性的要求根据不同汽车公司有些差异，但就最严格的水平而言，要求满足以拉伸强度为980MPa级的冷轧钢板标准满足R/t≤1的条件。作为用于改善弯曲加工性的方法，众所人知的是，要适当地控制存在于钢内的相变相的组成及比率，如图1所示，软质相和硬质相的硬度比越低弯曲加工性越优异。为此，要生成贝氏体或者回火马氏体(Tempered Martensite)来代替马氏体，但如图2所示，这样的相变相具有屈服强度急剧增加，显著降低伸长率的问题，因此适当的确保相变相的组成比至关重要。
另一方面，当在梁(sill)工序中制造拉伸强度为980MPa级以上的超高强度钢板时，由于屈服强度也非常高，因此因作为中间材料的热轧板的较高的强度，冷轧性大大地降低，并且由于在退火热处理时采用急速冷却热处理条件，因此具有操作性大大降低的问题。并且，就这样的材料而言，钢中存在的相变相的变化对于退火温度非常敏感，因此根据一点点的退火温度的变化，相变相的种类及组成比也会变得不同，从而屈服强度会显著变化，且伸长率降低，因此有必要开发出在更宽的退火温度范围内确保稳定的材质的新产品，但在上述专利文献1～4及专利文献5等的公知技术中，没有对此充分地考虑。
(专利文献1)日本专利公开1994-145892号
(专利文献2)日本公开专利公报2660644号
(专利文献3)日本公开专利公报2704350号
(专利文献4)日本公开专利公报3317303号
(专利文献5)日本专利公开2005-105367号
发明内容
技术问题
本发明的一个方面提供一种焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法。
技术方案
本发明的一个方面的焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板，以重量％包含：C：0.07～0.095％，Si：0.05～0.5％，Mn：2.0～2.4％，P：0.001～0.10％，S：0.010％以下，Sol.Al：0.01～0.10％，N：0.010％以下，Cr：0.5～1.0％，Mo：0.03～0.15％，B：0.0010～0.0060％，Sb：0.001～0.10％，且包含Ti：0.003～0.08％及Nb：0.003～0.08％中的一种或者两种，且包含余量的Fe及其它不可避免的杂质，上述C、Si、Mn及Mo可以满足关系式1：60C－0.2Si－0.15Mn+2.2Si×Mo≤5.2，上述C、Mn、Si、P及S可以满足关系式2：C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24。
本发明的另一个方面的焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板的制造方法，所述方法可以包括如下步骤：加热钢坯的步骤，上述钢坯以重量％包含C：0.07～0.095％，Si：0.05～0.5％，Mn：2.0～2.4％，P：0.001～0.10％，S：0.010％以下，Sol.Al：0.01～0.10％，N：0.010％以下，Cr：0.5～1.0％，Mo：0.03～0.15％，B：0.0010～0.0060％，Sb：0.001～0.10％，且包含Ti：0.003～0.08％及Nb：0.003～0.08％中的一种或者两种，包含余量的Fe及其它不可避免的杂质，上述C、Si、Mn及Mo可以满足关系式1：60C－0.2Si－0.15Mn+2.2Si×Mo≤5.2，上述C、Mn、Si、P及S可以满足关系式2：C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24；将被加热的上述钢坯进行热轧的步骤；将被热轧的上述钢板进行卷取的步骤；将被卷取的上述钢板进行冷轧的步骤；将被冷轧的上述钢板在750～820℃下进行连续退火的步骤；将被燃烧退火的上述钢板以1～10℃/s的冷却速度冷却至650～700℃的第一冷却步骤；将被第一冷却的上述钢板以5～20℃/s的冷却速度冷却至400～500℃的第二冷却步骤，以及将上述钢板在300～400℃下进行过时效处理的步骤。
有益效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种，在制造拉伸强度为980MPa级以上的超高强度冷轧钢板中，利用缓冷热处理方法来适当地控制铁素体与贝氏体、马氏体的分率，从而即使在退火温度范围为±20℃水平的宽的区间的退火热处理条件中，屈服强度之差为80MPa以下而非常优异的，确保稳定的材质的冷轧钢板。
此外，可以提供一种，满足伸长率为12％以上及弯曲加工性以R/t为1.0以下的，同时所添加的碳含量为0.1％以下的，作为表示焊接性指标的Ceq值为0.24以下的冷延干板。
附图说明
图1为示出根据铁素体与硬质相的硬度比的孔扩张率的图表。
图2为示出基于伸长率的孔扩张率的图表。
图3(a)及(b)为示出在两相结构钢中基于退火温度变化的材质的变化(屈服强度及拉伸强度)的图表。
图4为示出关系式1和屈服强度之差的图表。
图5为现有例和发明例的热处理条件及相变动态的模式图。
图6(a)及(b)为发明例4及比较例4的扫描电子显微镜(SEM)的照片。
图7(a)～(d)为发明例4及比较例4的弯曲加工性实验结果，是针对各自的光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)的照片。
图8(a)～(c)为示出发明例4、比较例4及比较例20的基于退火温度的屈服强度、拉伸强度及伸长率的图表。
用于实施本发明的最佳的方式
本发明的发明人为了导出焊接性及弯曲加工性优异的超高强度钢材而研究的结果，通过控制钢材的成分系及制造方法的各个条件来导出了适当地控制铁素体与贝氏体、马氏体的分率(fraction)的微细结构，从而确认了可以生产焊接性及弯曲加工性优异的超高强度钢板，并实现了本发明。
一般地，为了制造两相结构钢，在Ar1和Ar3之间的两相区域进行退火均热处理而确保适量的铁素体和奥氏体后，通过急速冷却使奥氏体相变为马氏体，从而确保铁素体和马氏体。这样的钢材的特征是根据软质的铁素体确保软性，通过马氏体确保所期望水平的强度。然而，就两相结构钢而言，由于所生成的两相间的强度差非常大，因此在外部变形时，在相的界面可易于产生裂纹。这些裂纹将成为使孔扩张性或者弯曲加工性劣化的主要要因。
为了解决这些问题，可以减少马氏体量并生成贝氏体或者回火马氏体，以减小相结构钢的相间的硬度差。为此，将退火温度提高至Ar3以上，确保100％的奥氏体后通过冷却确保少量的铁素体和作为主相的贝氏体、马氏体，或者在两相域中退火处理后进行急速冷却来确保铁素体+马氏体后通过回火在马氏体内析出碳化物(回火马氏体)，从而可以减小相间的强度差。然而，由于相比于拉伸强度，屈服强度过度增加，从而增加屈服比(YR)，存在伸长率明显降低的问题。并且，由于合金元素的过度添加而也有可能导致焊接性劣化。
在相变结构钢中，为了满足焊接性的同时确保弯曲加工性及强度，软性等，需要定立严格的成分及操作条件。然而，即使定立这样的条件，另一个问题是材质，特别是屈服强度的变化根据退火温度的变化而非常严重。即使在两相域中进行退火，若在两相域内温度变化，则奥氏体的含量就会不同，由此奥氏体内碳含量会变化，因此在冷却时，贝氏体的相变鼻尖(nose)会移动。即，若由于退火温度的增加而导致奥氏体内碳浓度减小，则马氏体的相变被相对地延迟，促进贝氏体相变，从而增加贝氏体的量。然而，若由于退火温度低而使奥氏体内碳浓度增加，则贝氏体相变鼻尖向右侧移动，即被延迟，从而马氏体的生成会相对变得容易。与此相同，在相同两相域区间中，因退火温度的变化而根据奥氏体内碳浓化的程度，贝氏体量的生成也会不同，由于这样的变化，不仅是材质，而且屈服强度的差异也非常大，从而不可能获得稳定的材质。如图3(a)及(b)所示，在两相结构钢中，可以确认基于退火温度变化的材质的变化。根据退火温度的变化而产生的强度的变化非常大，特别是用于满足屈服强度700MPa以下的同时确保拉伸强度980MPa以上的退火温度的区间为770～785℃，由此可知仅在15℃的非常窄的范围内存在合适材质的条件。考虑到在通常的操作中所要求的最小退火温度变化范围为±10℃的点时，有必要确保最小±15℃以上的退火温度范围。
本发明中为了解决这样的问题，通过结合许多的理论和实验确认了在两相域中也能同时满足焊接性、弯曲加工性及拉伸特性，同时在退火温度区间在±20℃以上的宽的范围内也能确保材质，特别是屈服强度的差异在80MPa以下的窄的范围下也能确保，据此提出本发明。
根据本发明的一个方面，为了确保预定水平(R/t≤1)以上的弯曲加工性而有必要确保30～40％水平的贝氏体分率，为此，根据本发明的一个方面，可在两相域退火后通过控制冷却条件来导出这样的微细结构。即，退火后，可以在贝氏体相变区间通过缓冷而确保所期望量的贝氏体。然而，这样的热处理方法也要伴随成分的控制。经过本发明的发明人的研究结果，确认了为了减小根据退火温度而引起的屈服强度的差异，适当地添加C、Si、Mn、Mo是非常重要的，并且，这样的成分的组合被下述关系式1来定义。
关系式1：60C－0.2Si－0.15Mn+2.2SiMo≤5.2
并且，可以知道，如图4所示，作为表示关系式1和屈服强度之差，当C、Si、Mn，Mo的成分关系式组合超过5.2时，屈服强度之差的增加非常大。因此为了将屈服强度之差确保为作为稳定范围的80MPa以下，有必要控制成分以使上述关系式1的值成为5.2以下。
此外，为了改善焊接性，本发明的一个方面，以使C、Si、Mn、P、S的含量满足下述关系式2(C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24)，同时使所添加的碳含量变为0.1％以下的方式来设计合金是非常重要的。
关系式2：C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24
另外，上述关系式1是在退火后缓冷时用于控制贝氏体的量的，如在图5的热处理条件及相变动态的模式图可知，为了满足焊接性的同时满足弯曲加工性、拉伸特性，优选地，依赖关系式1的组合的情况下还依赖缓冷热处理来促进铁素体和贝氏体相变。
以下，详细说明本发明的一个方面的焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板。
碳(C)：0.07～0.095重量％
上述C是用于强化相变结构而添加的非常重要的元素。并且，C有助于高强度化，在复合结构钢中促进马氏体的形成。若C的含量增加，则钢中马氏体量将会增加。但是，当其含量超过0.095重量％时，难以满足作为在本发明中要求的焊接性的Ceq值0.24以下，并且不可能满足将C含量限制为0.1重量％以下的条件。特别是，为了在Ceq值中C的含量超过0.1重量％的情况下控制Ceq值为0.24，需要相对地降低Si、Mn等元素，由此可以预料到材质的劣化。另外，当上述C的含量不足0.07重量％时，虽然可以满足在本发明中提示的焊接性的条件，但难以确保所期望的强度。因此在本发明中，优选上述C的含量控制为0.07～0.095重量％。
硅(Si)：0.05～0.5重量％
上述Si促进铁素体相变，并使未相变奥氏体中的碳的含量上升，从而使铁素体和马氏体的复合结构容易形成，并且诱发Si自身的固溶强化效果。虽然是用于确保强度和材质的非常有用的元素，但是与表面特性相关不仅诱发表面结垢缺陷，而且降低化学转化处理性，因此优选限制其范围。在本发明中作为将铁素体与马氏体的分率确保预定量的的同时不降低焊接性的范围优选为0.05～0.5重量％。当上述Si的含量不足0.05重量％时，没有确保充分的铁素体，从而降低软性。相反地，当超过0.5重量％时，降低强度的同时焊接性劣化的问题较大。因此在本发明中，优选将上述Si的含量控制为0.05～0.5重量％。
锰(Mn)：2.0～2.4重量％
上述Mn是在不损害软性的情况下使粒子微细化，并将钢中硫完全析出为MnS，从而防止因生成FeS而引起的热脆性的同时强化钢的元素，同时在复合结构钢中起到降低获得马氏体相的临界冷却速度的作用，从而可以更容易地形成马氏体。当上述Mn的含量不足2.0重量％时，难以确保在本发明中作为目标的强度。相反地，当上述Mn的含量超过2.4重量％时，发生焊接性或热轧性等问题的可能性高。因此在本发明中，优选将上述Mn的含量控制为2.0～2.4重量％。
磷(P)：0.001～0.10重量％
上述P为固溶强化效果最大的置换型合金元素，起到改善面内各向异性，提高强度的作用。当其含量不足0.001重量％时，不仅不能确保上述的效果，而且还可能导致制造费用的问题。相反地，若添加过多，则可能劣化冲压成型性且发生钢的脆性，因此优选将上述P的含量的上限控制为0.10重量％。于是，在本发明中，优选将上述P的含量控制为0.001～0.10重量％。
*硫(S)：0.010重量％以下，
上述S为不可避免地含有的杂质，阻碍钢板的软性及焊接性，因此优选最大地抑制其含量。理论上将S的含量限定为0％是有利的，但制造工序上只能必然地含有。因此，管理上限是重要的，并在本发明中，优选将上述S含量的上限控制为0.010重量％。
可溶性铝(Sol.Al)：0.01～0.1重量％
上述Al是，与钢中氧结合而提高脱氧作用及如同Si那样将铁素体内的碳分配至奥氏体而提高马氏体的硬化性能的有效成分。当其含量不足0.01重量％时，不能确保上述的效果。相反地，若超过0.1重量％，则不仅饱和上述效果，而且具有增加制造费用的问题。因此在本发明中，优选将上述Al的含量控制为0.01～0.1重量％。
氮(N)：0.010重量％以下
上述N是在稳定化奥氏体的方面起有效的作用的元素。当上述N的含量超过0.010重量％时，奥氏体的稳定性大大地增加，从而妨碍形成本发明所意图的30～40％水平的贝氏体，因此优先将其含量的上限控制为0.010％。
铬(Cr)：0.5～1.0重量％
上述Cr是用于提高钢的硬化性能并确保高强度而添加的成分，本发明中，作为促进形成贝氏体的元素，起非常重要的作用的元素。当上述Cr的含量不足0.5重量％时，难以确保上述的效果。相反地，当超过1.0重量％时，不仅饱和其效果，而且在经济方面不利。因此在本发明中，优选将上述Cr的含量控制为0.5～1.0重量％。
钼(Mo)：0.03～0.15重量％
上述Mo是如同上述Cr那样用于提高钢的硬化性能并确保高强度而添加的成分。并且，在钢中生成Mo系微细碳化物而起到改善铁素体基体结构的强度的作用。由于这样的效果，使得相变结构和铁素体的相间强度差减小，从而对弯曲加工性起到有利的作用。当上述Mo的含量不足0.03重量％时，难以获得上述的效果。相反地，当上述Mo的含量超过0.15重量％时，制造费用过度地增加。因此在本发明中，优选将上述Mo的含量控制为0.03～0.15重量％。
磞(B)：0.0010～0.0060重量％
上述B是在退火中进行冷却的过程中作为延迟奥氏体相变为珠光体的成分，是抑制铁素体的形成并促进形成贝氏体的元素。但是，当上述B的含量不足0.0010重量％时，难以获得上述的效果。相反地，当上述B的含量超过0.0060重量％时，在表面上过多地聚集有B，从而可以劣化镀覆金属附着性。因此在本发明中，优选将上述B的含量控制为0.0010～0.0060重量％。
锑(Sb)：0.001～0.10重量％
上述Sb是，在本发明中用于确保优异的耐凹痕特性而添加的成分。上述Sb抑制对MnO、SiO2、Al2O3等氧化物的表面浓化，从而降低由凹痕引起的表面缺陷，抑制根据温度上升及热轧工序变化导致的表面浓化物的粗化方面具有卓越的效果。当上述Sb的含量不足0.001重量％时，难以确保上述的效果。相反地，即使上述Sb的含量继续增加，这样的效果不仅不会大大地增加，而且导致制造费用及加工性劣化等问题，因此优选将上述Sb的含量的上限控制为0.10重量％。因此在本发明中，优选将上述Sb的含量控制为0.001～0.10重量％。
根据本发明的一个方面，优选，上述钢板包含：Ti及Nb中的一种或者两种。
钛(Ti)、铌(Nb)：分别为0.003～0.08重量％
上述Ti及Nb是在提高钢板的强度及微细化粒径方面有效的元素。当上述Ti及Nb的含量分别不足0.003重量％时，难以确保所述的效果。相反地，当上述Ti及Nb的含量分别超过0.08重量％时，制造费用上升，并且由于过多的析出物而可能大大地降低软性。因此在本发明中，优选将上述Ti及Nb的含量分别控制为0.003～0.08重量％。
本发明的剩余的成分为铁(Fe)。只是，在通常的制造过程中，从原料或者周围环境不可避免地混入非意图的杂质，因此不能排除这些情况。这些杂质，若只要是通常的制造过程的技术人员，则任何人都是可以知到的物质，因此不会在说明书中特别提及其所有的内容。
并且，本发明的一个方面的冷轧钢板的成分系中，优选地，C、Si、Mn及Mo满足下述关系式1。
关系式1：60C－0.2Si－0.15Mn+2.2Si×Mo≤5.2
关系式1是以经验数据来获得用于确保钢材的退火温度稳定性的成分关系的式。即，钢中通过C、Si、Mn及Mo的适宜的成分关系可以确保本发明所意图的贝氏体的量，由此可以确保钢材的退火温度稳定性。如上所述，如图4所示，当上述关系式1超过5.2时，可以确认屈服强度之差大大地增加。
另外，优选地，本发明的一个方面的冷轧钢板的成分系中，C、Si、Mn、P及S满足下述关系式2。
关系式2：C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24
上述关系式2是以经验数值来获得用于确保焊接性的成分关系的式。即，钢中C、Mn、Si、P、S的元素起提高碳当量的作用，且上述碳当量越高焊接性越变得劣化。本发明的一个方面的钢板主要采用点焊(spot welding)，若通过反复实验来设定不发生焊接不良的条件，则其构成如同上述关系式2。当根据上述关系式2计算出的值超过0.24时，意味着发生焊接不良的可能性变高。
就满足所述的成分系及关系式1及2的钢板的微细结构而言，优选将铁素体控制为主相。并且，优选，包含贝氏体30～40％，包含马氏体10％以下。当贝氏体量不足30％时，由于马氏体量的增加而导致弯曲加工性不能满足本发明钢中所要求的R/t为1以下，而当贝氏体量超过40％时虽然弯曲加工性优异，但是由于生成过度的贝氏体而导致发生软性降低和屈服强度显著降低的问题。
此外，上述冷轧钢板的屈服强度之差为80MPa以下，非常优异，于是可以确保稳定的材质。并且，可以满足伸长率12％以上及弯曲加工性以R/t值为1.0以下。并且，可以提供一种碳含量为0.1％以下，作为表示焊接性的指标的Ceq值为0.24以下的冷轧钢板。
以下，详细说明本发明的另一个方面的焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板的制造方法。
本发明的一个方面的冷轧钢板的制造方法可以采用满足所述的成分系及关系式1、2的钢坯(slab)。首先，可对上述钢坯进行再加热。在这里，虽然不会特别限定上述再加热温度，但优选控制为通常的再加热温度。
然后，可以对上述再加热的钢坯进行热轧。上述热轧时，优选，将收尾的轧制温度控制为800～950℃。当不足800℃时，热变形阻抗急速地增加的可能性高，热轧钢卷(hot rolled coil)的上(top)、下部(tail)及边缘成为单相区域，从而面内各向异性增加，成型性劣化。然而，当超过950℃时，不仅产生过厚的氧化结垢膜，而且钢板的微细结构被粗化的可能性高。
上述热轧后，可以将上述热轧钢板进行卷取。在上述卷取时，优选，卷取温度控制为500～750℃。当上述卷取温度不足500℃时，由于生成过多的马氏体或者贝氏体，因此导致过多地上升热延钢板的强度，由此，在冷轧时，可能发生由负载引起的形状不良等问题。相反，当上述卷取温度超过750℃时，由Si、Mn及B等的使热镀锌的润湿性降低的元素引起的表面浓化加剧。
另外，进行上述卷取后，可以对上述热轧钢板进行酸洗。在这里，虽然不会特别限定上述酸洗的方法，但是优选控制为通常的酸洗方法。
并且，可以对上述热轧钢板进行冷轧。在进行上述冷轧时，优选，压下率控制为40～70％。当上述压下率不足40％时，弱化再结晶驱动力，从而在获得良好的再结晶晶粒方面发生问题的可能性大，且形状校正非常难。相反地，当上述压下率超过70％时，上述钢板的边(edge)部发生裂纹的可能性高，且使轧制负荷急速增加。此外，进行上述冷轧后，可以进行连续退火。在进行上述连续退火时，优选将退火温度控制为750～820℃。当上述退火温度不足750℃时，生成未再结晶晶粒的危险性增大，难以形成足够的奥氏体，从而难以确保在本发明中作为目标的强度。另一方面，当上述退火温度超过820℃时，由于形成过多的奥氏体，贝氏体量急剧增加，从而屈服强度过度地增加，软性劣化。
另外，可以对上述连续退火的钢板进行第一冷却。优选将上述冷却速度控制为1～10℃/s。并且，优选，第一冷却结束温度控制为650～700℃。作为用于确保铁素体与奥氏体的平行碳浓度而增加钢板的软性和强度，上述第一冷却结束温度不足650℃或者超过700℃时，难以确保在本发明中作为目标的软性及强度。
并且，进行上述第一冷却后，可以对上述钢板进行第二冷却。优选将上述冷却速度控制为5～20℃/s。并且，优选将第二冷却结束温度控制为400～500℃。本发明中，本工序起到重要的作用。上述第二冷却结束温度是用于同时确保软性和弯曲加工性的非常重要的温度条件，当冷却结束温度为400℃以下时，在过时效处理期间，在贝氏体区域中停留的时间短，从而难以确保足够的贝氏体量，当超过500℃时，主要在过时效处理时，在贝氏体区域中停留的时间变得非常长，从而发生过多的贝氏体，导致屈服强度增加，软性劣化。
另外，在进行上述第二冷却后，可以对上述钢板进行过时效处理。在上述过时效处理时，优选将处理温度控制为300～400℃。通过在上述温度范围内实施过时效处理可以确保在本发明中所意图的贝氏体量。
此外，上述过时效处理后，可以对上述钢板进行平整(skin pass)轧制。在这里，优选将压下率控制为0.5～1.0％。当上述压下率不足0.5％时，在如同本发明的超高强度钢中，控制形状是非常难的。相反地，当上述压下率超过1.0％时，由于屈服强度过度增加，超过作为在本发明中提示的屈服强度目标的700MPa，并且根据高延伸作业，操作性变得大大地不稳定。
而且，通过所述的制造方法，可以控制钢板的微细结构，并且根据本发明的一个方面，优选铁素体为主相，更优选包含贝氏体30～40％，包含马氏体10％以下。
此外，可以提供一种屈服强度之差为80MPa以下而非常优，具有稳定的材质的冷轧钢板。并且，可以满足伸长率为12％以上及弯曲加工性以R/t值为1.0以下。并且，可以提供一种碳含量为0.1％以下，表示焊接性指标的Ceq值为0.24以下的冷轧钢板。
具体实施方式
以下，通过实施例更具体地说明本发明。而需要注意的是，下述的实施例仅仅是为了通过示例更详细地说明本发明，并非用于限制本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是从在权利要求范围中记载的事项和由此被合理地类推出的事项来决定。
(实施例)
将满足下述表1中所示的成分系的钢坯进行真空熔融，在加热炉中，在再加热温度为1200℃温度下加热1小时，并实施热轧后进行了卷取。此时，就热轧而言，在880～900℃温度范围内结束了热轧，卷取温度设定为680℃。利用经热轧的钢板来实施酸洗，将冷轧压下率设为50％来实施了冷轧。将上述经冷轧的钢板在780℃下进行连续退火，以1～10℃/s的冷却速度进行第一冷却至680℃之后，以下述表2的第二冷却条件进行了第二冷却。然后，将上述被冷却的钢板在350℃下进行过时效处理后，以0.7％的压下率进行了平整轧制。
从上述制造的冷轧钢板，制作JIS5号拉伸试验试样来测量了材质。具体地，测量试片的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、伸长率(El)、屈服比(YR)及屈服强度之差(△YS)，并示出在下述表2。在这里，上述屈服强度之差是在与上述条件相同的条件下制造钢板，并在退火温度760～800℃范围内实施退火之后测量的所述钢板的屈服强度之差。
另外，测量各个试片的关系式1及2的值，并一起示出在下述表2中。
并且，为了评价试片的弯曲加工性，在R/t1.0的弯曲试验中对在表面上没有发生裂纹的材料以'O'，在发生裂纹的材料上以'X'的方式示出在下述表2中。
此外，在各个试片的微细结构中测量贝氏体分率而一并示出在下述表2中。而且，利用扫描电子显微镜(SEM)观察发明例4及比较例4的微细结构后将其照片示出在图6(a)及(b)中。并且，作为发明例4及比较例4的弯曲加工性实验结果，对各自的光学显微镜及扫描电子显微镜(SEM)的照片示出在图7(a)～(d)中。
而且，对满足发明例4、比较例4及比较例20的钢种，以满足上述条件的方法来制造冷轧钢板，将退火温度以760℃、770℃、780℃、790℃及800℃设置为不同，按照各个退火温度分别测量屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)及伸长率(El)的值，并以图表的方式示出在图8(a)～(c)中。
表1
(其中，各个元素的单位为重量％)
表2
如上述表1及2所示，满足本发明的成分系及制造条件的发明例1～10满足700MPa以下的屈服强度，980MPa以上的拉伸强度，12％以上的伸长率，同时代表焊接性的关系式2的值满足0.24以下，所添加的碳含量也满足了0.1％以下。另一方面，发明例为了减小屈服强度之差，限制C、Si、Mn、Mo的添加量的关系式1被计算为5.2以下，在退火温度±20℃的温度区间中，屈服强度之差被测量出80MPa以下，而这显示出非常均匀的材质特性。上述特性是一种当发明钢被加工为汽车用部件时可以显著地降低由材质偏差而引起的不良率的水平。此外，发明钢显示出贝氏体分率满足30～40％，作为弯曲加工性的指标的R/t均满足1.0以下的非常优异的特性。
与此相反，就即使都满足本发明的成分系，但第二冷却停留温度为250℃，且急速冷却的比较例1～10而言，发生屈服强度之差变得非常大的问题，这是因为没有满足贝氏体分率为30～40％的条件。
此外，比较例11～30没有满足关系式1或者关系式2；而且焊接性劣化或屈服强度增加，或着屈服强度之差的过度增加，伸长率减小及弯曲加工性没有满足本发明提示的目标水平。
而且，图6(a)及(b)中所示，在退火均热后将二次冷却温度控制为450℃的缓冷热处理材的情况(图6(a))是由将铁素体作为基体结构，与马氏体相比，贝氏体作为主相变相来组成的，并且其分率占33％。然而，就退火均热后实施将二次冷却温度控制为250℃的急速冷却热处理的情况(图6(b))而言，可以确认铁素体和马氏体占大部分。由于这样的结构差异发生了材质的差异。
并且，如图7(a)～(d)中所示，就在退火均热后进行将二次冷却温度控制为450℃的缓冷热处理的材料的情况(图7(a)及(b))而言，在R/t为1.0的条件下完全没有发生表面裂纹，而这也可以在光学显微镜(OM)及扫描电子显微镜(SEM)的结果中得到确认。与此相反，就退火均热后进行将二次冷却温度控制为250℃的急速冷却热处理的材料的情况(图7(c)及(d))而言，在R/t为1.0的条件下发生一部分的表面裂纹，可以在扫描电子显微镜中更确切地确认裂纹的发生。这样的原因是由于急速冷却热处理材的主相是由铁素体和马氏体组成，从而两相间的强度之差相比于缓冷热处理材非常大，因此在变形时相间的边界上容易发生裂痕。此外，这样的裂痕的发生，在客户公司进行弯曲加工时可以导致严重的问题。
此外，如图8(a)～(c)中所示，就退火均热后进行将二次冷却温度控制为450℃的缓冷热处理的情况(发明例4)而言，可以知道几乎没有基于退火温度的屈服强度及拉伸强度的变化，伸长率也非常优异。然而，就执行250℃的急速冷却热处理工序的情况(比较例4)而言，可以知道从退火温度780℃以上屈服强度的变化非常大，且退火温度760～800℃范围的屈服强度之差超出200MPa。并且，在比较例20的情况下，屈服强度之差为以150MPa以上而非常大。并且，如上述表2中所示，即便在缓冷热处理材(比较例19)中，成分与本发明例相比显示出有些差异，从而退火温度760～800℃范围的屈服强度之差大大地超过80MPa。
如上所述，本发明是严格控制成分系及制造条件，从而可以提供不仅是焊接性，而且弯曲加工性、伸长率非常优异的钢材，就这样的优异的特性而言，在退火温度±20℃的宽的区间内几乎一定，从而可以充分地满足客户要求的条件。

Claims (7)

1.一种焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板以重量％包含：
C：0.07～0.095％，Si：0.05～0.5％，Mn：2.0～2.4％，P：0.001～0.10％，S：0.010％以下，Sol.Al：0.01～0.10％，N：0.010％以下，Cr：0.5～1.0％，Mo：0.03～0.15％，B：0.0010～0.0060％，Sb：0.001～0.10％，且包含Ti：0.003～0.08％及Nb：0.003～0.08％中的一种或者两种，且包含余量的Fe及其它不可避免的杂质，
所述C、Si、Mn及Mo满足关系式1：60C－0.2Si－0.15Mn+2.2Si×Mo≤5.2，
所述C、Mn、Si、P及S满足关系式2：C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24。
2.根据权利要求1所述的焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板的微细结构由贝氏体：30～40％，马氏体：10％以下及余量铁素体组成。
3.根据权利要求1所述的焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板的屈服强度之差为80MPa以下。
4.一种焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述制造方法包括如下步骤：
加热钢坯的步骤，所述钢坯以重量％，包含：C：0.07～0.095％，Si：0.05～0.5％，Mn：2.0～2.4％，P：0.001～0.10％，S：0.010％以下，Sol.Al：0.01～0.10％，N：0.010％以下，Cr：0.5～1.0％，Mo：0.03～0.15％，B：0.0010～0.0060％，Sb：0.001～0.10％，且包含Ti：0.003～0.08％及Nb：0.003～0.08％中的一种或者两种，包含余量的Fe及其它不可避免的杂质，所述C、Si、Mn及Mo满足关系式1：60C－0.2Si－0.15Mn+2.2Si×Mo≤5.2，所述C、Mn、Si、P及S满足关系式2：C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.2；
将被加热的所述钢坯进行热轧的步骤；
将被热轧的所述钢板进行卷取的步骤；
将被卷取的所述钢板进行冷轧的步骤；
将被冷轧的所述钢板在750～820℃下进行连续退火的步骤；
将被燃烧退火的所述钢板以1～10℃/s的冷却速度冷却至650～700℃的第一冷却步骤；
将被第一冷却的所述钢板以5～20℃/s的冷却速度冷却至400～500℃的第二冷却步骤，以及
将所述钢板在300～400℃下进行过时效处理的步骤。
5.根据权利要求4所述的焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在所述热轧的步骤中，收尾的轧制温度为800～950℃，在所述卷取的步骤中，卷取温度为500～750℃。
6.根据权利要求4所述的焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在所述冷轧的步骤中，压下率为40～70％。
7.根据权利要求4所述的焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述方法进一步包括在所述过时效处理的步骤后以0.5～1.0％压下率进行平整轧制的步骤。
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