CN107164695B - 成型性优异的复合组织钢板及其制造方法 - Google Patents

成型性优异的复合组织钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107164695B
CN107164695B CN201710134663.6A CN201710134663A CN107164695B CN 107164695 B CN107164695 B CN 107164695B CN 201710134663 A CN201710134663 A CN 201710134663A CN 107164695 B CN107164695 B CN 107164695B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
complex tissue
less
except
mouldability
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201710134663.6A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107164695A (zh
Inventor
安衍相
韩箱浩
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN107164695A publication Critical patent/CN107164695A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107164695B publication Critical patent/CN107164695B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明主要涉及用于汽车外板的高强度钢板，更详细地，涉及成型性优异的复合组织钢板及其制造方法。

Description

成型性优异的复合组织钢板及其制造方法
技术领域
本发明主要涉及用于汽车外板的高强度钢板，更详细地，涉及成型性优异的复合组织钢板及其制造方法。
背景技术
最近，随着强调汽车的冲击安全性规则及燃料效率，为了同时满足汽车车体的轻量化及高强度化，积极使用高张力钢，随着这种趋势，汽车外板中使用高强度钢的情况也增多。
目前，大部分情况下汽车外板使用340MPa级烘烤硬化钢，但一些情况下则使用490MPa级钢板，预期会继续扩大使用到590MPa级。
然而，如此地，轻量化和耐冲击性会随着外板的强度的增加而提高，但是加工时的成型性却随着强度的增加而变差。
因此，最近汽车制造商为了将高强度钢适用于外板的同时弥补不足的加工性而要求屈服比(YR＝YS/TS)低且拉伸强度和延展性的乘积(拉伸强度(MPa)×延展性(El))优异的钢板。
另外，为了适用于汽车外板，首先钢材的表面品质需要优异，但是因用于确保钢的高强度而添加的淬透性元素或氧化性元素Si、Mn等而难以确保外板用的镀覆钢板的表面品质。
不仅如此，汽车用钢板还需要高耐蚀性，因此，一直以来作为汽车用钢板而使用的是耐蚀性优异的热镀锌钢板。由于这种热镀锌钢板是通过在同一个生产线上实施再结晶、退火及镀覆的连续热镀锌设备来制造，因此，能够以低廉的价格制造耐蚀性优异的钢板。
此外，就进行热镀锌后再次进行加热处理的合金化热镀锌钢板而言，其具有优异的耐蚀性的同时还具有优异的焊接性或成型性，从而目前广泛地被使用。
由此，为了汽车外板的轻量化及成型性的提高要求开发钢板的屈服比(YS/TS)低、强度及延展性都优异的同时表面品质优异，且耐蚀性及焊接性优异的高张力热镀锌钢板。
就所述高张力钢板而言，提高加工性的现有技术有专利文献1，其中公开了为了提高加工性而在组织内部分散了粒径为1～100nm的析出铜颗粒的高张力钢板的制造方法，所述钢板是由以马氏体作为主体的复合组织组成的钢板。然而，所述技术中为了析出微细的Cu颗粒而需要添加2～5％的过量的Cu，这不仅存在由Cu引起的红热脆性的危险，并且有制造费用过于上升的问题。
专利文献2中公开了延展性和延伸凸缘性(Stretch Flangeability)优异的复合组织钢板的制造方法，该复合组织钢板为含有作为主相的铁素体和作为两相的残留奥氏体及作为低温相变相的贝氏体和马氏体的钢板。然而，就该技术而言，由于添加了大量的Si和Al，因此难以确保镀覆品质，并且在制钢及连铸时难以确保表面品质。此外，因相变诱导塑性而初期屈服强度(YS)值高，从而屈服比高，并且由于为了形成残留奥氏体而大量添加的Si及Al而难以确保外板水平的镀覆表面品质。
另外，提供加工性良好的高张力热镀锌钢板的代表性现有技术可以例举如专利文献3，所述专利文献3中公开了伸长率及r值(兰克福特值(Lankford value))得到改善的热镀锌钢板的制造方法，该热镀锌钢板为具有软质铁素体和硬质马氏体的复合组织的钢板。但是，其中添加了大量的Si，从而难以确保优异的镀覆品质，进而由于添加大量的Ti、V、Mo等，因此制造成本会上升。
(专利文献1)日本公开专利公报第2005-264176号
(专利文献2)日本公开专利公报第2004-292891号
(专利文献3)韩国公开专利公报第2002-0073564号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一方面提供具有低屈服比，且表面品质优异的钢板及其制造方法，该钢板通过合金成分组成及制造条件的最优化能够确保高强度和优异的成型性。
技术方案
本发明的一方面提供成型性优异的复合组织钢板，该复合组织钢板按重量％计，由0.02～0.1％的碳(C)、1.3～2.0％的锰(Mn)、0.2％以下(0％除外)的硅(Si)、0.5～1.5％的铬(Cr)、0.1％以下(0％除外)的磷(P)、0.01％以下(0％除外)的硫(S)、0.01％以下(0％除外)的氮(N)、0.01～0.06％的酸溶铝(sol.Al)、0.2％以下(0％除外)的钼(Mo)、0.003％以下(0％除外)的硼(B)、余量的Fe及不可避免的杂质组成，
微细组织，以面积分数计，包含80％以上的铁素体(F)、20％以下(0％除外)的马氏体(M)及5％以下的贝氏体(B)，厚度1/4T部位基体组织内的马氏体相的C平均浓度(CM)和铁素体相的C平均浓度(CF)的比率(CM/CF)为50以下，铁素体相的Cr平均浓度(CrF)和铁素体相的C平均浓度(CF)的比率(CrF/CF)为60以上。
(所述1/4T中的“T”表示复合组织钢板的厚度(mm)。)
本发明的另一方面提供成型性优异的复合组织钢板的制造方法，其包括以下步骤：
准备满足上述成分组成的钢坯；
对所述钢坯进行再加热；
在Ar3+50℃～950℃的温度范围下，对所述经过再加热的钢坯进行热精轧而制造热轧钢板；
在400～650℃的温度范围下，对所述热轧钢板进行收卷；
以40～80％的压下率对所述收卷的热轧钢板进行冷轧而制造冷轧钢板；
在770～850℃的温度范围下，对所述冷轧钢板进行连续退火处理；
进行一次冷却，将所述经过连续退火处理的冷轧钢板以2～20℃/s的平均冷却速度冷却至630～670℃的温度范围；
进行二次冷却，将所述经过一次冷却的冷轧钢板以3～100℃/s的平均冷却速度冷却至Ms(马氏体相变开始温度)-20℃～Ms+50℃的温度范围；以及
对所述经过二次冷却的冷轧钢板进行平整轧制(temper rolling)至2％以下。
有益效果
根据本发明能够提供强度及延展性优异的同时屈服比低且表面品质优异的钢板，这种本发明的钢板以多种形式适用于需要高加工性的汽车用外板材。
此外，本发明能够同时确保钢板的材质及镀覆特性，从而具有可在多种冷轧钢板、镀覆钢板的制造中有效使用的优点。
附图说明
图1为将在本发明一实施例中根据厚度1/4t部位的基体组织内的M相的C平均浓度(CM)和F相的C平均浓度(CF)的比率(CM/CF)的拉伸强度×延展性(TS×El)值的变化进行图表化并示出的图。
图2为将在本发明一实施例中根据厚度1/4t部位的基体组织内的F相的Cr平均浓度(CrF)和F相的C平均浓度(CF)的比率(CrF/CF)的拉伸强度×延展性(TS×El)值的变化进行图表化并示出的图。
图3为将在本发明一实施例中根据厚度1/4t部位的基体组织内的M相的硬度(HM)和F相的硬度(HF)的比率(HM/HF)的拉伸强度×延展性(TS×El)值的变化进行图表化并示出的图。
图4为将在本发明一实施例中根据厚度1/4t部位的基体组织内的M相总分数(Mt)中呈带状的M相(Mb)的比率(Mb/Mt)的拉伸强度×延展性(TS×El)值的变化进行图表化并示出的图。
图5为将在本发明一实施例中根据屈服比(YR，YS/TS)的拉伸强度×延展性(TS×El)值的变化进行图表化并示出的图。
图6为将在本发明一实施例中根据关系式1(Cr/(C+Cr))的拉伸强度×延展性(TS×El)值的变化进行图表化并示出的图。
图7为用光学显微镜(OM)观察在本发明一实施例中比较例2(a)及发明例1(b)中的热轧步骤后的微细组织照片。
图8为用光学显微镜(OM)观察在本发明一实施例中比较例2(a)及发明例1(b)中的退火步骤后的微细组织照片。
图9为用扫描式电子显微镜(SEM)观察在本发明一实施例中比较例2(a)及发明例1(b)中的退火步骤后的微细组织照片。
图10为在本发明一实施例中用扫描式电子显微镜(SEM)观察比较例2(a)及发明例1(b)中的根据拉伸变形所引起的微孔(Micro Void)的生成及合体举动的图。
具体实施方式
本发明人对能够提供很好地确保目前用作汽车用外板材的高强度钢的成型性的同时具有低屈服比，并且在镀覆时具有优异的表面品质的钢板的方案进行了深入研究。其结果，确认到通过最优化钢合金组成及制造条件来确保适合上述目的的组织时，能够提供所需的钢板，并完成了本发明。
尤其，技术意义在于，降低高价元素的含量的同时最优化热轧及退火条件，从而能够适当控制硬质相及软质相的分数，尤其是降低马氏体相内的C浓度，同时提高铁素体相内的Cr浓度，从而确保相(phase)之间的硬度差低的微细组织，由此改善成型性。
下面，对本发明进行详细说明。
根据本发明一方面的成型性优异的复合组织钢板的合金组成，按重量％计，优选包含0.02～0.1％的碳(C)、1.3～2.0％的锰(Mn)、0.2％以下(0％除外)的硅(Si)、0.5～1.5％的铬(Cr)、0.1％以下(0％除外)的磷(P)、0.01％以下(0％除外)的硫(S)、0.01％以下(0％除外)的氮(N)、0.01～0.06％的酸溶铝(sol.Al)、0.2％以下(0％除外)的钼(Mo)、0.003％以下(0％除外)的硼(B)。
下面，将详细说明对本发明提供的复合组织钢板的合金成分进行控制的理由。其中，若没有特别的标注，则各成分的含量表示重量％。
C：0.02～0.1％
碳(C)为制造具有复合组织的钢板的重要的成分，其为形成作为两相组织中的一种的马氏体而有利于确保强度的元素。
通常而言，随着C含量的增加容易形成马氏体，从而有利于复合组织钢的制造，但是为了控制所需的强度及屈服比(YS/TS)，则需要控制在适当水平的含量。尤其，随着C含量的增加，在退火后冷却时会同时发生贝氏体相变，从而有提高钢的屈服比的趋势。因此，在本发明中重要的是尽可能最少化贝氏体的形成，并形成适当水平的马氏体，从而确保所需的材质的特性。
因此，本发明中优选将C的含量控制在0.02％以上。如果C的含量少于0.02％，则在本发明中难以形成适当水平的马氏体，从而难以确保所需的590MPa级的强度。另一方面，如果C的含量超过0.1％，则在退火后冷却时促进贝氏体的形成，从而随着屈服强度的升高，屈服比会升高，并且在进行汽车部件加工时容易产生弯曲及表面缺陷。
因此，本发明中优选将C的含量控制在0.02～0.1％，更优选地，控制在0.02～0.08％。
Mn：1.3～2.0％
锰(Mn)为在具有复合组织的钢板中提高淬透性的元素，尤其在马氏体的形成中为重要的元素。尤其，在固溶强化钢中因固溶强化效果而对强度的提高有效，并且将钢中不可避免地被添加的S以MnS的形式析出，从而起到可抑制热轧时S所引起的板断裂的产生及高温脆化现象的重要作用的元素。
本发明中优选将这种Mn以1.3％以上的量添加，如果其含量少于1.3％，则无法形成马氏体，从而难以制造复合组织钢。另一方面，如果Mn含量超过2.0％，则会形成过多的马氏体，从而导致材质不稳定，并且组织内会形成Mn-带(Band)(Mn氧化物的带)，从而使产生加工裂缝及板断裂的危险性上升。此外，在退火时表面上会析出Mn氧化物，从而大大阻碍镀覆性。
因此，本发明中优选将Mn的含量限制在1.3～2.0％。
Si：0.2％以下(0％除外)
硅(Si)为不降低钢板的延展性的同时能够确保强度的有效的元素。此外，硅(Si)是促进铁素体的形成，并帮助未相变奥氏体中的C的浓缩，从而促进马氏体的形成的元素。
但是，如果这种Si的含量超过0.2％，则镀覆表面品质会变差，因此无法确保外板材所要求的表面品质。
因此，优选将所述Si的含量限制在0.2％以下，本发明中即使不添加所述Si，在确保物理性质方面也没有大问题，但是考虑到制造时不可避免地被添加的量，将0％除外。
Cr：0.5～1.5％
铬(Cr)为与上述Mn具有类似特性的成分，是为了提高钢的淬透性且确保高强度而添加的元素。这种Cr对马氏体的形成有效，并且与强度的上升相比，最小化了伸长率的下降，从而有利于制造具有高延展性的复合组织钢。尤其是在热轧过程中会形成诸如Cr23C6的Cr系碳化物，在退火过程中该碳化物的一部分会被溶解，而另一部分则不会被溶解而残留，从而在冷却后能够将马氏体内的固溶C的量控制在适当水平以下，由此抑制了屈服点伸长(YP-El)的产生，从而对制造屈服比低的复合组织钢具有有利的效果。
本发明中，所述Cr通过淬透性的提高使得容易形成马氏体，因此优选以0.5％以上的量添加，但是，如果Cr含量超过1.5％，则会过度提高马氏体的形成比例，并且随着Cr系碳化物分数的提高并粗大化，使得退火后的马氏体的大小粗大化，从而导致降低伸长率。
因此，本发明中优选将Cr的含量控制在0.5～1.5％。
P：0.1％以下(0％除外)
钢中的磷(P)为对成型性不会造成很大影响且对强度的确保最为有利的元素，但是，如果添加过多，则会大幅度增加产生脆性破坏的可能性，因此会增加在热轧途中产生板坯的板断裂的可能性。此外，P会起到阻碍镀覆表面特性的元素的作用。
因此，本发明中将这种P的含量最高限制在0.1％，但是考虑到制造时不可避免地被添加的水平，将0％除外。
S：0.01％以下(0％除外)
硫(S)为钢中的杂质元素，因此将硫控制在尽可能低的含量尤为重要。尤其，钢中的S会提高产生红热脆性的可能性，因此优选将其含量控制在0.01％以下。但是，考虑到制造过程中不可避免地被添加的水平，将0％除外。
N：0.01％以下(0％除外)
氮(N)为钢中的杂质元素，是不可避免地被添加的元素。这种N控制在尽可能低的含量尤为重要，但是这种情况下会提高钢的精炼费用，因此优选控制在可实现操作的范围0.01％以下。但是，考虑到不可避免地被添加的水平，将0％除外。
sol.Al：0.01～0.06％
酸溶铝(sol.Al)是为了钢的粒度精细化和脱酸而添加的元素。
如果这种酸溶铝的含量少于0.01％，则无法以常规的稳定的状态制造铝镇静(Al-killed)钢。另一方面，如果酸溶铝的含量超过0.06％，则因晶粒精细化效果对强度的上升有利，但另一方面，在制钢连铸操作时会形成过多的夹杂物，从而不仅增加产生镀覆钢板表面不良的可能性，而且会导致制造成本的增加。
因此，本发明中优选将酸溶铝的含量控制在0.01～0.06％。
Mo：0.2％以下(0％除外)
钼(Mo)是为了延迟奥氏体相变为珠光体的同时为了铁素体的精细化及强度的提高而添加的元素。这种Mo的优点在于提高钢的淬透性，使得在晶界(grainboundary)形成精细的马氏体，从而可实现屈服比的控制。但是，Mo为高价元素，所以随着其含量的升高，对制造产生不利影响，因此优选地，对其含量进行适当地控制。
本发明中，为了获得上述效果，优选最多添加0.2％的Mo。如果所述Mo的含量超过0.2％，则会导致合金成本的急剧上升，从而经济性下降，并且因过度的晶粒精细化效果和固溶强化效果反而会使钢的延展性降低。
因此，本发明中优选将Mo的含量控制在0.2％以下。
另外，更有利的Mo的最优水平为0.05％，但即使作为必需的元素而没有添加，在确保所需的物理性质方面没有很大影响。但是，考虑到制造过程中不可避免地被加入的水平，将0％除外。
B：0.003％以下(0％除外)
所述B为在退火中的冷却过程中延迟奥氏体相变为珠光体的成分，如果所述B的含量超过0.003％，则表面上会有很多B被浓化从而可能会导致镀覆粘附性的劣化。
因此，本发明中将所述B的含量控制在0.003％以下，考虑到不可避免地被添加的水平，将0％除外。
本发明中，其余成分为铁(Fe)。但是，常规的钢铁制造过程中不可避免地从原料或周围环境混入并不需要的的杂质，因此不能排除这种情况。对于常规的钢铁制造过程的技术人员来说，都知道这些杂质的存在，因此在本说明书中不会特别提及其所有内容。
具有上述合金组成的本发明的复合组织钢板作为微细组织优选包含面积分数80％以上的铁素体(F)、20％以下(0％除外)的马氏体(M)及5％以下的贝氏体(B)。
本发明中重要的是将除作为基体组织的铁素体之外的两相中的贝氏体相的分数控制在低的水平。其原因在于，相比于马氏体，贝氏体的晶粒内存在的固溶元素即C和N容易固着在位错，从而妨碍位错的移动，并且随着显示出不连续举动，会使屈服比显著增加。
因此，在微细组织的两相中优选将贝氏体相的分数控制在5％以下，在满足这种条件的情况下，具有0.6％以下的屈服比，并且拉伸强度(MPa)和伸长率(％)的乘积(拉伸强度×伸长率)的值能够满足16000MPa以上。
此外，优选将所述微细组织中的马氏体分数控制在20％以下，铁素体分数控制在80％以上，如果所述马氏体分数超过20％，且铁素体分数小于80％，则强度会过度提高，从而难以确保所需的成型性。
更有利的方案为，所述马氏体的分数优选为15％以下。
另外，优选地，本发明不仅具有如上所述的组织相分数，而且钢板厚度1/4T(其中“T”表示厚度(mm))部位的基体组织内的Cr和C的含量关系满足下述关系式1。
[关系式1]
Cr/(C+Cr)≥0.8
(所述关系式1中，Cr及C表示各元素的重量含量)
这是为了在制造本发明所需的钢板的过程中确保微细的组织，通过最优化所述钢板的特定的部位内的Cr及C的含量关系，同时最优化制造条件，尤其是最优化收卷工序时的温度范围，从而能够获得微细地分散有渗碳体的组织。如此，微细地分散并形成的渗碳体将成为后续工序即退火时奥氏体核形成位置(site)，因此，在控制温度范围的情况下进行退火，则能够获得均匀分散有马氏体的组织。不仅如此，还能够获得抑制形成退火后马氏体带(M-band)的效果。
如上所述，通过控制成分关系的同时控制制造条件来降低最终生成的马氏体相的C浓度，并且提高铁素体相内的Cr浓度，从而能够确保相之间的硬度差小的微细组织。此外，将贝氏体分数最小化的同时具有微细的马氏体分散在铁素体内的组织，而不会具有马氏体带组织，从而在塑性变形初期步骤中从低的应力中开始变形而显示出屈服比降低、加工硬化率高的特性。这最终会缓解局部性应力及变形，从而延迟气孔的生成、生长及合体，因此具有提高延展性的效果。由此，能够获得屈服比低的同时因拉伸强度和延展性的乘积变得优异而成型性优异的钢板。
更具体地，优选按照如下所述控制本发明的钢板的厚度1/4T部位的基体组织内的C、Cr的浓度。
首先，优选地，基体组织内马氏体(M)相的C平均浓度(CM)和铁素体(F)相的C平均浓度(CF)的比率(CM/CF)为50以下，铁素体(F)相的Cr平均浓度(CrF)和铁素体(F)相的C平均浓度(CF)的比率(CrF/CF)为60以上。
此外，优选地，马氏体(M)相的硬度(HM)和铁素体(F)相的硬度(HF)的比率(HM/HF)满足4以下的同时，马氏体相总分数(Mt(total))中呈带(band)状的马氏体相的分数(Mb)的比率(Mb/Mt)满足30以下。
只有在满足上述所有条件的情况下，才能够制造具有本发明所需的特性的成型性优异的复合组织钢，所述本发明所需的特性为屈服比(YR＝YS/TS)低至0.6以下，拉伸强度(TS)和延展性(El)的乘积(拉伸强度(MPa)×延展性(％))为16000MPa％以上。
这种本发明的复合组织钢板可以为冷轧钢板、热镀锌钢板或合金化热镀锌钢板。
下面，对本发明另一方面的成型性优异的复合组织钢板的制造方法进行详细的说明。
首先，优选地，准备满足上述合金组成的钢坯，然后以常规的条件对其进行再加热。
所述再加热工序是为了顺利进行后续的轧制工序，并充分获得所需钢板的物理性质而进行的工序，本发明不对这种再加热工序的条件进行特别的限制。但是，优选以常规的再加热条件进行再加热，作为一实施例，在1100～1300℃的温度范围内进行再加热。
优选地，在Ar3相变点以上的温度下对所述经过再加热的钢坯进行热精轧，从而制备热轧钢板。
更具体地，所述热精轧优选在Ar3+50℃～950℃的温度范围内实施，如果所述温度低于Ar3+50℃，则随着在低温度下开始相变，导致轧制负荷过度，另一方面，如果所述温度超过950℃，则会形成过多的热轧氧化物，从而导致镀覆性变差。
作为一实施例，所述热精轧可以在800～950℃的温度范围内实施。
按照上述方法制造的热轧钢板优选在特定的温度范围内进行收卷。
如上所述，所述收卷工序是为了得到微细地分散的渗碳体而进行的，从而优选在400～650℃的温度范围内进行。微细地分散的渗碳体在后续的退火工序中会成为奥氏体核形成位置(site)，因此，能够获得均匀分散有马氏体的组织。
如果收卷温度低于400℃，则会形成过多的马氏体或贝氏体，导致热轧钢板的强度过度增加，这种现象在后续的冷轧时会诱发由负荷引起的形状不良等制造上的问题。另一方面，如果收卷温度超过650℃，则会产生珠光体带组织，从而在退火后随着马氏体带组织的形成而会使延展性降低。不仅如此，因Si、Mn、B等降低热镀锌润湿性(wetavility)的元素而会使表面浓化加剧。
因此，本发明中优选将收卷温度限制为400～650℃，更优选地，可以在450～600℃的温度范围内进行收卷。
之后，优选地，对按照上述方法收卷的热轧钢板进行酸洗后以40～80％的压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板。
这时，如果冷轧压下率小于40％，则不仅难以确保所需的厚度，而且难以对钢板进行形状矫正。另一方面，如果冷轧压下率超过80％，则钢板的边缘(edge)部产生裂缝(crack)的可能性变高，并且会带来冷轧负荷。
优选地，在特定的温度范围内对按照上述方法制造的冷轧钢板进行连续退火处理。这时，可以在连续退火炉或合金化热镀覆连续炉中进行。
所述连续退火工序是为了再结晶的同时形成铁素体及奥氏体，并为了分解碳而进行的，优选在770～850℃的温度范围内进行。
如果，连续退火温度低于770℃，则不仅再结晶不充分，而且难以形成充分的奥氏体，从而难以确保本发明所需的强度。另一方面，如果连续退火温度超过850℃，则导致生产性的下降的同时形成过多的奥氏体，使得在冷却后包含大量的贝氏体而降低延展性。此外，Si、Mn、B等降低热镀锌润湿性(wetavility)的元素所引起的表面浓化会加剧，因此镀覆表面品质会下降。
因此，本发明中在进行连续退火处理时优选将其温度范围限制在770～850℃。
之后，进行一次冷却，将所述经过连续退火处理的冷轧钢板以2～20℃/s的平均冷却速度冷却至630～670℃的温度范围，然后进行二次冷却，以3～100℃/s的平均冷却速度冷却至Ms(马氏体相变开始温度)-20℃～Ms+50℃的温度范围。这时，二次冷却时优选以比一次冷却的冷却速度更快的冷却速度进行冷却。
在进行所述冷却时，进行多段冷却是为了得到所需的微细组织。
这时，如果一次冷却时的温度范围不满足630～670℃，则会形成过多的珠光体，或者会形成粗大的铁素体，如果这时的冷却速度过慢而小于2℃/s，则会形成过多的珠光体，从而难以确保所需的强度，另一方面，如果冷却速度超过20℃/s，则会形成过多的马氏体、贝氏体等的硬质相，从而可能会劣化成型性，因此不优选。
此外，在上述的一次冷却后的二次冷却时，如果温度范围不能满足Ms-20℃～Ms+50℃，则会形成超过5面积％的贝氏体，并且可能会形成粗大的马氏体，因此不优选。此外，如果这时的冷却速度过慢而小于3℃/s，则可能会形成过多的贝氏体相，如果冷却速度过快而超过100℃/s，则可能会形成过多的马氏体相。
更有利的方案为，优选地，所述一次冷却时以2～15℃/s的冷却速度实施，二次冷却时以10～50℃/s的冷却速度实施。
如此地，可进一步对所述经过二次冷却的冷轧钢板进行平整轧制至2％以下，通过该步骤可以控制钢板的形状。
另外，优选地，在400～500℃的温度范围内对按照上述条件经过一次冷却的冷轧钢板进行热镀锌处理，从而制造热镀锌钢板。之后，可以进一步实施平整轧制至2％以下。
这时，上述温度范围是为了热镀锌处理而设置的条件，如果所述温度低于400℃，则可能会使热镀锌形成的不充分，另一方面，如果所述温度超过500℃，则可能会过度形成热镀锌，从而不能均匀地形成镀覆层，因此不优选。
另外，所述热镀锌可以利用连续退火炉来进行，在这种情况下，退火后经过一次冷却的冷轧钢板会通过过时效区间(overaging section)。通过所述过时效区间，使得所述冷轧钢板能够以20℃/s以下的冷却速度冷却至用于热镀覆的温度范围。
进而，可对通过上述方法获得的热镀锌钢板进行合金化热处理，从而制造合金化热镀锌钢板。
所述合金化热处理可以在440～580℃的温度范围内进行，如果超过所述温度范围，则合金化的进行会不稳定，从而难以获得所需的镀覆物理性质，因此不优选。
如此地，在进行合金化热处理后优选以3℃/s的以上的平均速度冷却至Ms～100℃的温度范围。之后，可以进一步进行平整轧制至2％以下。
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是下述实施例只是为了例示本发明而进行更加详细的说明而提出的，而不是为了限定本发明的保护范围。本发明的保护范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导出的内容所决定。
(实施例)
制造具有下述表1的成分组成的钢坯后，再加热至1050～1250℃的温度范围，然后在Ar3相变点温度以上的850～950℃下进行热精轧，从而制造热轧钢板。然后，对所述制造的各个热轧钢板进行酸洗后按照下述表2所示的条件进行收卷，然后以40～80％的压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板。然后，按照下述表2的条件对所述各冷轧钢板进行连续退火处理后进行冷却，然后平整轧制至2％以下而控制了形状。
这时，冷却是在本发明中提出的范围内进行一次冷却(以2～20℃/s的平均冷却速度冷却至630～670℃)，然后进行二次冷却(以3～100℃/s的平均冷却速度冷却至Ms-20℃～Ms+50℃)。
对通过上述方法制造的各个冷轧钢板进行了机械特性、镀覆特性及微细组织特性的评价，并将其结果表示在下述表3中。
这时，对各个试片的拉伸试验是利用JIS规格对与轧制方向呈直角方向的C方向进行。
微细组织分数是在经过连续退火处理的钢板的板厚度1/4T部位进行基体组织分析并导出其结果。具体而言，硝酸浸蚀液(Nital)腐蚀后利用电场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)和影像分析仪(Image Analyzer)来测定了马氏体、贝氏体、铁素体及带状马氏体的分数。
另外，利用透射电子显微镜(TEM，Transmission Electron Microscopy)、能量色散光谱仪(EDS，Energy Dispersive Spectroscopy)、电子能量损失光谱仪(EELS，ElectronEnergy Loss Spectroscopy)分析设备测定基体组织内存在的铁素体相及马氏体相的C和Cr的浓度，并且利用维氏显微硬度计(Vickers Micro Hardness Tester)测定铁素体相及马氏体相的硬度10次，然后取平均值。
此外，在460℃的镀锌浴中对经过连续退火热处理后进行一次冷却处理的各个冷轧钢板进行热镀锌，然后用肉眼确认是否产生未镀覆。
表1
(在所述表1中，关系式1表示基体组织内的Cr及C成分的关系式(Cr/(C+Cr))的值，利用光电直读光谱仪(OES，Optical Emission Spectrometer)设备测定了所述Cr及C等成分含量。)
表2
钢种 收卷温度(℃) 退火温度(℃) 区分
发明钢1 560 810 发明例1
发明钢2 570 810 发明例2
发明钢2 480 830 发明例3
发明钢3 520 810 发明例4
发明钢4 600 810 发明例5
发明钢4 450 830 发明例6
比较钢1 720 810 比较例1
比较钢1 540 870 比较例2
比较钢2 700 760 比较例3
比较钢2 560 830 比较例4
表3
如上述表1～3所示，就钢的成分组成或制造条件超出本发明的比较例1～4而言，由于没能确保所需的微细组织(各组织分数、硬度比、浓度比等)，由此导致屈服比均超过0.6，拉伸强度和延展性的乘积(TS×El)的值小于16000MPa％，从而无法确保本发明所需的成型性。此外，它们的镀覆特性都比较差，从而确认产生了未镀覆。
另一方面，就钢的成分组成及制造条件均满足本发明的所有要求的发明例1～6而言，由于形成了所需的微细组织，由此屈服比较低，均为0.6以下，拉伸强度和延展性的乘积(TS×El)的值较高，为16000MPa％以上，从而能够确保本发明所需的成型性。此外，镀覆特性也显示出良好的结果。
此外，用显微镜观察发明例1和比较例2的微细组织的结果表示在图7～图9。
图7是用光学显微镜观察热轧以后的组织照片，能够非常清楚地观察到比较例2中形成了珠光体带组织，而另一方面，发明例1中可以确认珠光体分散地形成。
图8是用光学显微镜观察连续退火后的组织照片，可以确认在比较例2中形成了马氏体带组织，而另一方面，在发明例1中形成了分散的马氏体。
图9是用扫描电子显微镜观察连续退火后的组织照片，可以确认在比较例2中除了观察到马氏体及铁素体之外还能观察到贝氏体相，而在发明例1中没有观察到贝氏体相。
而且，用显微镜观察对发明例1和比较例2进行拉伸试验而获得的拉伸试片的垂直断裂面下部的微细组织和延展性破坏举动，并将其结果表示在图10中。
通常，就延展性破坏而言，由于马氏体和铁素体界面或马氏体自身的断裂而形成空隙(void)，这种空隙会随着外部应力生长，同时与在周边生长的空隙进行合体，最终会导致破坏。
如图10所示，在比较例2的情况下可以确认，因沿轧制方向形成长的马氏体(包含一部分贝氏体)带组织而在该部分聚集局部应力及变形，从而产生空隙的合体，由此会容易产生破坏。
另一方面，就发明例1而言，具有铁素体中均匀分散有马氏体的组织，从而能够缓解局部应力及变形而延迟空隙的合体，使得抗延展破坏性变大，由此延展性会增加。

Claims (11)

1.成型性优异的复合组织钢板，所述复合组织钢板按重量％计，由0.02～0.1％的碳(C)、1.3～2.0％的锰(Mn)、0.2％以下且0％除外的硅(Si)、0.5～1.5％的铬(Cr)、0.1％以下且0％除外的磷(P)、0.01％以下且0％除外的硫(S)、0.01％以下且0％除外的氮(N)、0.01～0.06％的酸溶铝(sol.Al)、0.2％以下且0％除外的钼(Mo)、0.003％以下且0％除外的硼(B)、余量的Fe及不可避免的杂质组成，
微细组织，以面积分数计，包含80％以上的铁素体(F)、20％以下且0％除外的马氏体(M)及5％以下的贝氏体(B)，
厚度1/4T部位的基体组织内的马氏体相的C平均浓度(CM)和铁素体相的C平均浓度(CF)的比率(CM/CF)为50以下，铁素体相的Cr平均浓度(CrF)和铁素体相的C平均浓度(CF)的比率(CrF/CF)为60以上，其中，所述1/4T中的“T”表示复合组织钢板的厚度(mm)。
2.根据权利要求1所述的成型性优异的复合组织钢板，其特征在于，所述复合组织钢板包含0.02～0.08重量％的碳(C)。
3.根据权利要求1所述的成型性优异的复合组织钢板，其特征在于，所述复合组织钢板的厚度1/4T部位的基体组织内的Cr和C的含量满足下述关系式1：
[关系式1]
Cr/(C+Cr)≥0.8
所述关系式1中，Cr及C表示各元素的重量含量。
4.根据权利要求1所述的成型性优异的复合组织钢板，其特征在于，所述复合组织钢板中所述马氏体相总分数(Mt)中呈带状的马氏体相的分数(Mb)的比率(Mb/Mt)为30以下。
5.根据权利要求1所述的成型性优异的复合组织钢板，其特征在于，所述复合组织钢板中所述马氏体相的硬度(HM)和铁素体相的硬度(HF)的比率(HM/HF)为4以下。
6.根据权利要求1所述的成型性优异的复合组织钢板，其特征在于，所述复合组织钢板的屈服比(YR＝YS/TS)为0.6以下，拉伸强度(Ys，MPa)×延展性(El，％)的乘积为16000MPa％以上。
7.根据权利要求1所述的成型性优异的复合组织钢板，其特征在于，所述复合组织钢板为冷轧钢板、热镀锌钢板以及合金化热镀锌钢板中的一种钢板。
8.成型性优异的复合组织钢板的制造方法，所述方法包括以下步骤：
准备钢坯，所述钢坯按重量％计，由0.02～0.1％的碳(C)、1.3～2.0％的锰(Mn)、0.2％以下且0％除外的硅(Si)、0.5～1.5％的铬(Cr)、0.1％以下且0％除外的磷(P)、0.01％以下且0％除外的硫(S)、0.01％以下且0％除外的氮(N)、0.01～0.06％的酸溶铝(sol.Al)、0.2％以下且0％除外的钼(Mo)、0.003％以下且0％除外的硼(B)、余量的Fe及不可避免的杂质组成；
对所述钢坯进行再加热；
在Ar3+50℃～950℃的温度范围下，对所述再加热的钢坯进行热精轧而制造热轧钢板；
在400～650℃的温度范围下，对所述热轧钢板进行收卷；
以40～80％的压下率对所述收卷的热轧钢板进行冷轧而制造冷轧钢板；
在770～850℃的温度范围下，对所述冷轧钢板进行连续退火处理；
进行一次冷却，将所述经过连续退火处理的冷轧钢板以2～20℃/s的平均冷却速度冷却至630～670℃的温度范围；
进行二次冷却，将所述经过一次冷却的冷轧钢板以3～100℃/s的平均冷却速度冷却至Ms(马氏体相变开始温度)-20℃～Ms+50℃的温度范围；以及
对所述经过二次冷却的冷轧钢板进行平整轧制至2％以下。
9.根据权利要求8所述的成型性优异的复合组织钢板的制备方法，其特征在于，所述钢坯包含0.02～0.08重量％的碳(C)。
10.根据权利要求8所述的成型性优异的复合组织钢板的制备方法，其特征在于，将所述经过一次冷却的冷轧钢板以4～8℃/s的平均冷却速度冷却至440～480℃的温度范围后进行热镀锌处理而制造热镀锌钢板，然后进行平整轧制至2％以下。
11.根据权利要求10所述的成型性优异的复合组织钢板的制备方法，其特征在于，对所述热镀锌钢板进行合金化热处理后，以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至Ms～100℃的温度范围，然后进行平整轧制至2％以下。
CN201710134663.6A 2016-03-08 2017-03-08 成型性优异的复合组织钢板及其制造方法 Active CN107164695B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2016-0027874 2016-03-08
KR1020160027874A KR101726130B1 (ko) 2016-03-08 2016-03-08 성형성이 우수한 복합조직강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107164695A CN107164695A (zh) 2017-09-15
CN107164695B true CN107164695B (zh) 2018-11-23

Family

ID=58702559

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201710134663.6A Active CN107164695B (zh) 2016-03-08 2017-03-08 成型性优异的复合组织钢板及其制造方法

Country Status (3)

Country Link
US (1) US10889873B2 (zh)
KR (1) KR101726130B1 (zh)
CN (1) CN107164695B (zh)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101657822B1 (ko) * 2014-12-24 2016-09-20 주식회사 포스코 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102031445B1 (ko) * 2017-12-22 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102020412B1 (ko) 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102116757B1 (ko) * 2018-08-30 2020-05-29 주식회사 포스코 배기계용 냉연강판 및 그 제조방법
KR102098501B1 (ko) * 2018-10-18 2020-04-07 주식회사 포스코 방진성 및 성형성이 우수한 고망간 강재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 강재
KR102131527B1 (ko) * 2018-11-26 2020-07-08 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
CN110863151A (zh) * 2019-10-24 2020-03-06 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种一钢多级多厚度热轧双相钢及生产方法
WO2021140901A1 (ja) * 2020-01-08 2021-07-15 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
KR102487306B1 (ko) * 2020-12-21 2023-01-13 현대제철 주식회사 점용접성 및 성형성이 우수한 초고장력 냉연강판, 초고장력 도금강판 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1717499A (zh) * 2002-12-26 2006-01-04 新日本制铁株式会社 加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN1914345A (zh) * 2004-03-31 2007-02-14 杰富意钢铁株式会社 高刚度高强度薄钢板及其制造方法
CN101035921A (zh) * 2004-10-06 2007-09-12 新日本制铁株式会社 延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3114107B2 (ja) 1992-05-28 2000-12-04 日新製鋼株式会社 耐食性および成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法
WO2002044434A1 (fr) 2000-11-28 2002-06-06 Kawasaki Steel Corporation Tole d'acier laminee a froid presentant une resistance elevee a la traction du type structure composite
JP4189192B2 (ja) 2002-09-30 2008-12-03 新日本製鐵株式会社 加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP4165272B2 (ja) 2003-03-27 2008-10-15 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4308689B2 (ja) 2004-03-16 2009-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
CA2546009A1 (en) 2004-03-31 2005-10-13 Jfe Steel Corporation High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
KR101149117B1 (ko) 2009-06-26 2012-05-25 현대제철 주식회사 저항복비 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5018934B2 (ja) 2010-06-29 2012-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR101505252B1 (ko) 2012-12-26 2015-03-23 현대제철 주식회사 성형성이 우수한 저항복비 특성을 갖는 자동차 외판재용 냉연강판 및 그 제조 방법
KR101657822B1 (ko) * 2014-12-24 2016-09-20 주식회사 포스코 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1717499A (zh) * 2002-12-26 2006-01-04 新日本制铁株式会社 加工性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN1914345A (zh) * 2004-03-31 2007-02-14 杰富意钢铁株式会社 高刚度高强度薄钢板及其制造方法
CN101035921A (zh) * 2004-10-06 2007-09-12 新日本制铁株式会社 延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20170260602A1 (en) 2017-09-14
US10889873B2 (en) 2021-01-12
CN107164695A (zh) 2017-09-15
KR101726130B1 (ko) 2017-04-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107164695B (zh) 成型性优异的复合组织钢板及其制造方法
US10370737B2 (en) High-strength galvanized steel sheet
US11136636B2 (en) Steel sheet, plated steel sheet, method of production of hot-rolled steel sheet, method of production of cold-rolled full hard steel sheet, method of production of steel sheet, and method of production of plated steel sheet
US10450642B2 (en) High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same
US10662495B2 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
US9758848B2 (en) High strength steel sheet having excellent formability and stability of mechanical properties and method for manufacturing the same
US20190177810A1 (en) Cold-rolled steel sheet and plated steel sheet
EP2716773A1 (en) Process for producing high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent material-quality stability, processability, and deposit appearance
WO2018151023A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20040091751A (ko) 연성 및 내피로특성에 우수한 고장력 용융 아연도금강판의제조방법
US10570476B2 (en) High-strength steel sheet and production method therefor
US11359256B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
KR102433938B1 (ko) 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법
US20220017985A1 (en) Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2012043420A1 (ja) 深絞り性および伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US11136642B2 (en) Steel sheet, plated steel sheet, method of production of hot-rolled steel sheet, method of production of cold-rolled full hard steel sheet, method of production of steel sheet, and method of production of plated steel sheet
WO2018030502A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2013022008A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US20230038535A1 (en) Cold-rolled and annealed steel sheet and manufacturing method
CN115298342B (zh) 钢板
CN110073023A (zh) 弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢及其制造方法
JP2008050622A (ja) 延性と深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP7303460B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
TWI643961B (zh) Cold rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet
JP5987999B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

CP03 Change of name, title or address
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230607

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

TR01 Transfer of patent right