CN108431268A - 延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法。本发明的冷轧钢板，以重量％计，包含：碳(C)：0.05～0.3％、硅(Si)：0.6～2.5％、铝(Al)：0.01～0.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、余量的Fe及不可避免的杂质，钢的微细组织，以面积分数计，包含60％以下的铁素体、25％以上的针状贝氏体、5％以上的马氏体以及5％以上的针状残余奥氏体，铁素体的平均直径为2μm以下，铁素体满足由[关系式1]定义的Fn2为89％以上，并且由[关系式2]定义的Fa5满足70％以下。

Description

延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板、热 浸镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种用于汽车的结构部件的高强度钢板，更具体而言，涉及一种高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法，所述钢板的扩孔性和延伸率优异，从而冲压成型性非常优异，并且，磷酸盐处理性和点焊性优异。

背景技术

为了汽车的轻量化，努力提高应用于结构部件的钢板的强度并降低厚度。但是，当提高钢板的强度时，存在冲压成型性相对降低的问题。为了提高冲压成型性，除了钢的延伸率以外还需要高扩孔性，因此，开发并应用转变组织钢，所述转变组织钢应用作为低温组织的马氏体、贝氏体以及残余奥氏体相。但是，由于添加大量的合金元素，尤其，为了确保残余奥氏体，与一般的钢相比添加更多量的Si或Al，因此，在表面形成Si浓缩物或氧化物。因此，冷轧钢板的磷酸盐处理性差，热浸镀锌钢板的镀覆质量下降并且在点焊部产生裂纹。

为了解决上述问题，有一种方法(JP2002-47535A)将降低合金的组成，并通过两次退火热处理确保加工性优异的组织，并且，退火后在钢板的表面以5～70mg/m²的附着量来附着Ni等，然后进行还原退火，但是，由于第一次退火时的冷却速度为30℃/秒以上而板形状不良，从而在第一次退火后镀覆Ni等金属时，由于镀覆不均匀及水切断不良等而存在部分镀覆不良的问题。

并且，还提出了一种方法(KR1998-7002926A)，该方法通过退火时产生内部氧化，减少浓缩在表面的Si和Mn的量，从而确保热浸镀锌的质量，但是，该方法在确保优异的延伸率和扩孔性方面存在局限性，并且用于确保残余奥氏体的合金量增加。

另外，退火时形成的Si、Mn表面氧化物阻碍冷轧钢板的磷酸盐处理性，以后降低电泳涂层的粘附性，因此由碎片等导致的电泳涂层的脱落等而引起钢板的腐蚀，导致汽车构件的耐久性降低。

发明内容

(一)要解决的技术问题

因此，本发明是为了解决上述的现有技术的局限性而提出的，其目的在于，提供一种冷轧钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板，所述钢板利用逆转变现象形成独特的组织，从而即使利用通常的合金成分，与现有的方法相比具有优异的延展性和扩孔性，并且，提高磷酸盐处理性、镀层的粘附性及镀覆质量，从而能够显著改善冲压成型性以及组装部件的耐蚀性和表面质量。

并且，本发明的目的在于，提供一种制造所述钢板的方法。

并且，本发明中所要实现的技术问题并不局限于以上提及的技术问题，本发明所属技术领域的技术人员可以通过下面的记载清楚地理解没有提及的其他技术问题。

(二)技术方案

用于实现所述目的的本发明涉及一种延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板，以重量％计，包含：碳(C)：0.05～0.3％、硅(Si)：0.6～2.5％、铝(Al)：0.01～0.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、余量的Fe及不可避免的杂质，钢的微细组织，以面积分数计，包含60％以下的铁素体、25％以上的针状贝氏体、5％以上的马氏体以及5％以上的针状残余奥氏体，所述铁素体的平均直径为2μm以下，并且所述铁素体满足由[关系式1]定义的Fn2为89％以上，并且由[关系式2]定义的Fa5为70％以下，

[关系式1]

Fn2＝[2μm以下的铁素体晶粒的数量/铁素体晶粒的总数量]×100

[关系式2]

Fa5＝[5μm以上的铁素体晶粒的面积/铁素体晶粒的总面积]×100。

本发明中，可以进一步包含Cr、Ni及Mo中的一种或两种以上元素，并且所述Cr、Ni及Mo中的一种或两种以上元素之和为2％以下(不包含0％)。

并且，可以进一步包含0.05％以下(不包含0％)的Ti和0.003％以下(不包含0％)的B。

并且，优选地，在所述钢板表面以5～40mg/m²的附着量形成有Ni或Fe镀层。

另外，本发明涉及一种延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度热浸镀锌钢板，其为在所述冷轧钢板表面形成有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，其特征在于，在所述冷轧钢板与所述热浸镀锌层之间，以100mg/m²以上的附着量形成有Ni或Fe镀层。

另外，本发明中，还可以提供一种对所述热浸镀锌钢板进行合金化热处理的合金化热浸镀锌钢板。

另外，根据本发明涉及一种延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：准备钢坯，并对所述钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.05～0.3％、硅(Si)：0.6～2.5％、铝(Al)：0.01～0.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、余量的Fe及不可避免的杂质；以通常的热轧条件，对经过再加热的所述钢坯进行轧制之后，在750～550℃的温度范围下进行收卷；对收卷的热轧钢板进行冷轧，以制造冷轧钢板；第一次退火，以Ac3以上的温度加热所述冷轧钢板之后，以小于20℃/秒的冷却速度冷却至350℃以下；以及第二次退火，在所述第一次退火之后，以Ac1～Ac3范围的温度加热并保持之后，以小于20℃/秒的冷却速度冷却至Ms～Bs的温度范围，接着保持30秒以上之后进行最终冷却。

并且，优选地，本发明中，以面积分数计，在第二次退火步骤之前的所述冷轧钢板的微细组织由20％以下的铁素体和残余的低温转变组织组成。

并且，可以进一步包括以下步骤：在经过所述第二次退火处理的钢板的表面以5～40mg/m²的附着量形成Ni或Fe镀层。

并且，本发明中，可以在所述第一次退火之后并且在所述第二次退火之前，在所述钢板表面以5～40mg/m²的附着量形成Ni或Fe镀层。

并且，本发明可以提供一种热浸镀锌钢板及在所述热浸镀锌钢板上进行合金化热处理的合金化热浸镀锌钢板，所述热浸镀锌钢板在经过所述第一次退火的钢板表面以100mg/m²以上的附着量镀覆Ni或Fe之后，进行热浸镀锌处理。

(三)有益效果

根据本发明，可以提供冲压成型性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板，所述钢板与现有的DP钢或TRIP钢等高延展性转变组织钢及经过淬火-再分配(Quenching&Partitioning，Q&P)热处理的Q&P钢相比，延展性和扩孔性优异，且拉伸强度为980MPa以上。

并且，在第一次退火热处理和第二次退火热处理之后镀覆Ni和Fe，从而磷酸盐处理性优异，因此，能够制造电泳涂层的粘附性优异的冷轧钢板，并且，在第二次退火之前镀覆Ni、Fe等，从而没有镀覆粘附性不良和未镀覆不良，因此，能够制造成型性和耐蚀性优异且点焊性优异的热浸镀锌钢板，从而具有提高汽车等部件的稳定性并延长寿命的优点。

并且，本发明的冷轧钢板具有在建筑部件、汽车钢板等产业领域中的可利用性高的优点。

附图说明

图1是通过实施例的发明例和比较例说明的钢的微细组织的组成和几何结构对扩孔性和延伸率的影响的照片。

图2是示出在图1的组织照片中扩孔时产生裂纹的组织照片。

图3是示出本发明的退火热处理工艺的一个例子的图(图1的(b)中，虚线表示进行合金化热浸镀覆时的热历史)。

图4是为了比较实施例的发明例的组织与比较例的组织的差异而观察微细组织的照片。

图5是通过发明例和比较例表示观察各尺寸的铁素体晶粒的频率差异的图表。

图6是示出Ni的镀覆量对磷酸盐处理性的影响的图。

图7是比较并示出根据Ni的镀覆量的热浸镀覆钢板的未镀覆不良的照片。

图8是比较并示出根据Ni的镀覆量的点焊部的裂纹程度的图表。最佳实施方式

下面，对本发明进行说明。

以往，为了提高延伸率而利用残余奥氏体的钢的扩孔性差。并且，在为了同时改善扩孔性和延伸率而利用逆转变的组织微细化方法中，为了在一次热处理工艺中得到马氏体组织，使冷却速度为20℃/秒以上，但是，这种情况下随着冷却速度的增加，因局部冷却不均匀而导致板发生歪曲，板形状变差，从而冲压成型性方面存在问题。

本发明人通过研究和实验确认，通过逆转变热处理得到的微细的针状(lath型)铁素体和贝氏体以及残余奥氏体组织同时确保扩孔性和延伸率的重要的方法。并且，确认铁素体的粒度分布也起到重要的作用。

并且，为了得到优异的板形状，找出即使在冷却速度远小于现有的冷却速度的条件下，也能够得到如上所述的微细组织的钢的组成成分的范围，另外，找出解决作为在现有的添加Si的高合金钢中最频繁发生的问题的磷酸盐薄膜的形成不良和部分未镀覆及焊接部的裂纹的问题的方法，并完成了本发明。

本发明的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板，以重量％计，包含：碳(C)：0.05～0.3％、硅(Si)：0.6～2.5％、铝(Al)：0.01～0.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、余量的Fe及不可避免的杂质。

下面，对本发明的所述冷轧钢板的合金成分组成及限制所述成分组成的理由进行详细说明。此时，除非有特别说明，各成分的含量表示重量％。

C：0.05～0.3％

碳(C)是强化钢的有效元素，本发明中，C是为了确保残余奥氏体的稳定化及强度而添加的重要的元素。为了得到上述的效果优选添加0.05％以上的C，但是，当C的含量超过0.3％时，产生钢坯缺陷的危险性增加。并且，也可能会严重降低焊接性，同时，为了在第一次退火时得到马氏体组织而以更低的温度进行冷却，因此存在问题。因此，本发明中，C的含量优选限制在0.05～0.3％。

Si：0.6～2.5％

硅(Si)是在铁素体内抑制碳化物的析出，并且促进铁素体内的碳向奥氏体扩散，是有助于奥氏体的稳定化的元素。为了得到上述的效果，优选添加0.6％以上的Si，但是，当Si的含量超过2.5％时，热轧性和冷轧性非常差，并且在钢的表面形成氧化物，从而阻碍镀覆性。因此，本发明中，Si的含量优选限制在0.6～2.5％。

Al：0.01～0.5％

铝(Al)是与钢中的氧结合而起到脱氧作用的元素，因此，Al的含量优选保持在0.01％以上。并且，Al与所述Si一起在铁素体内通过抑制碳化物的形成而有助于奥氏体的稳定化。当所述Al的含量超过0.5％时，铸造时与保护渣反应，从而难以制造完整的板坯，并且同样形成表面氧化物而阻碍镀覆性。因此，本发明中，Al的含量优选限制在0.01～0.5％。

Mn：1.5～3.0％

锰(Mn)是控制铁素体的转变的同时对残余奥氏体的形成和稳定化有效的元素。当所述Mn的含量小于1.5％时，会发生大量的铁素体转变，从而难以确保目标强度，另一方面，当Mn的含量超过3.0％时，本发明的第二次退火热处理步骤中的相转变过度延迟，从而形成大量的马氏体组织，因此难以确保期望的延展性。因此，本发明中，Mn的含量优选限制在1.5～3.0％。

作为本发明钢的杂质元素，

P的含量优选为0.03％以下，当P的含量超过0.03％时，焊接性降低，产生钢的脆性(brittleness)的危险性增加。

S的含量优选为0.015％以下。硫(S)是钢中不可避免地含有的杂质元素，优选尽量抑制S的含量。虽然理论上S的含量限制在0％比较有利，但是，在制造工艺中必然会含有S，因此，重要的是控制S的含量上限，当S的含量超过0.015％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性高。

N的含量优选为0.02％以下。氮(N)是对奥氏体的稳定化起到有效作用的元素，但是，当N的含量超过0.02％时，产生钢的脆性的危险性增加，并且与Al反应而析出过多的AlN，导致连铸质量降低。

除了上述的成分以外，为了提高强度等，本发明的冷轧钢板还可以包含Cr、Ni、Mo、Ti、B中的一种以上元素。

即，本发明中，可以进一步包含Cr、Ni、Mo中的一种或两种以上元素，并且所述Cr、Ni、Mo中的一种或两种以上元素的含量之和为2％以下(在此不包含0％)。所述钼(Mo)、镍(Ni)及铬(Cr)是有助于残余奥氏体的稳定化的元素，所述元素通过与C、Si、Mn、Al等一起复合作用而有助于奥氏体的稳定化。所述元素为Mo、Ni及Cr的情况下，当所述元素的含量超过2.0％时，制造成本过高，因此，优选控制所述元素的含量不超过所述含量。

并且，本发明中可以进一步包含0.05％以下(在此不包含0％)的Ti、0.003％以下(在此不包含0％)的B。

本发明中，在Al的含量超过0.05％或者添加B的情况下，优先添加0.05％以下的Ti。Ti为形成TiN的元素，并且需要在比B或Al更高的温度下析出，因此，虽然添加大量的Ti时效果明显，但是连铸时堵住喷嘴或者成本增加。即使在本发明的Al、B的添加量的上限下，添加0.05％范围的Ti时，不会形成AlN或BN，并可以用作固溶元素，因此，将Ti的上限限制在0.05％。

B(硼)通过与Mn、Cr等的复合效果来提高淬透性，从而具有在高温下抑制软质铁素体转变的效果。但是，当B的含量超过0.003％时，镀覆时在钢的表面浓缩大量的B，从而不仅会导致镀覆粘附性变差，而且抑制贝氏体转变，从而降低扩孔性和延伸率，因此，B的含量优选限制在0.003％以下。

本发明的剩余成分为铁(Fe)。但是，杂质可能在在一般的钢铁制造过程中，不可避免地从原料或周围环境无意地被混入进去，因此，无法排除杂质。所述杂质对于一般的钢铁制造工艺的技术人员来说是周知的，因此，本说明书中不特别提及其所有内容。

并且，本发明的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板中，钢的微细组织，以面积分数计，包含60％以下的铁素体、25％以上的针状贝氏体、5％以上的马氏体以及5％以上的针状残余奥氏体。即，本发明的冷轧钢板中，钢的微细组织包含铁素体、针状(板条(lath)型)贝氏体、马氏体及针状残余奥氏体。所述组织作为有利于确保扩孔性、延展性及强度的本发明的钢板的主要组织，其中，马氏体组织是在后面描述的制造工艺中通过热处理而部分包含在钢组织内的马氏体。

所述微细组织中，铁素体包含粗大的多边形铁素体和针状铁素体，以面积％计，占总的组织的60％以下。当铁素体组织超过60％时，强度降低，而且不仅粗大的多边形铁素体的分率增加，而且剩余的转变组织与碳、Mn等再分配(partitioning)元素的含量差变高，从而在扩孔加工中容易产生裂纹，因此存在扩孔性降低的问题。

所述贝氏体组织大部分以针状存在，并与周围的铁素体、马氏体及残余奥氏体形成边界。贝氏体具有铁素体与二相组织(马氏体和残余奥氏体)的中间强度，因此，扩孔时缓和相间界面分离，从而提高扩孔性，因此，至少需要25％的贝氏体，本发明中，贝氏体的下限为25％。

所述马氏体组织是在最终冷却时将化学性质不稳定的奥氏体冷却至常温时形成，并且所述马氏体降低钢的延伸率。但是，本发明中，作为降低合金元素的同时提高强度的方法，利用了马氏体组织，当马氏体组织少时，需要添加更多的合金元素，导致成本增加。因此，将马氏体的面积率的下限为5％。

本发明中，所述残余奥氏体是对确保延展性和扩孔性非常重要的组织。因此，所述残余奥氏体越多越好，但是，由于添加了大量的碳等奥氏体稳定化合金元素，导致成本增加和焊接性降低。尤其，如本发明所述，形成针状残余奥氏体时，即使在相同的化学成分的情况下，奥氏体的稳定性显著增加，因此，不需要如现有的方法一样包含大量的残余奥氏体。但是，为了使延展性和扩孔性均为20％以上，至少需要5％的残余奥氏体，因此，残余奥氏体的下限为5％。

另外，本发明中，控制所述铁素体的组织的分率和尺寸很重要。这样的事实可以通过如下的情况来理解，即，如图1和图2所示，粗大的多边形铁素体在扩孔时裂纹容易沿着相邻的第二相的边界扩展，但是，如果针状铁素体分散，则裂纹的扩展被抑制，从而提高扩孔性。因此，本发明的特征在于，利用后面描述的热处理方法控制铁素体的分率和尺寸。

具体地，其特征在于，所述铁素体的平均直径为2μm以下，并且满足由以下[关系式1]定义的Fn2为89％以上，并且由以下[关系式2]定义的Fa5为70％以下。

[关系式1]

Fn2＝[2μm以下的铁素体晶粒的数量/铁素体晶粒的总数量]×100

[关系式2]

Fa5＝[5μm以上的铁素体晶粒的面积/铁素体晶粒的总面积]×100

本发明中，针状铁素体是指长边与短边的长度比为4以上的铁素体，对于铁素体的尺寸，利用安装有模拟连接多个六边形的(ASTM E112的晶粒测定方法)分析程序的图像分析仪进行评价。结果，测量出如图5所示的晶粒的尺寸和数量，并基于此确定延伸率和扩孔性均优异的钢的铁素体晶粒的尺寸和分布。

具体地，确认当所述铁素体的平均尺寸为2μm以下，且具有满足所述关系式1-2的分布的针状铁素体组织时，扩孔性为28％以上而优异，同时延伸率为20％以上而优异，并由此提出了本技术组成。

满足所述微细组织和铁素体的尺寸及分布的本发明的冷轧钢板的拉伸强度为980Mpa以上，与现有的相变诱导塑性(TRIP)钢的制造方法或Q&P热处理方法、用于逆转变的再次热处理方法相比，能够同时确保优异的扩孔性和延展性。

并且，本发明的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的冷轧钢板包括形成在所述钢板表面的Ni或Fe镀层，此时，所述镀覆附着量优选为5～40mg/m²。当镀覆附着量少于5mg/m²时，如图6所示，在退火时或在退火后，由于微细的氧化，在表面容易形成Mn氧化物或Si氧化物，结果，不形成磷酸盐薄膜，导致电泳涂层与基础钢板的粘附性变差。但是，当Ni或Fe的镀覆量超过40mg/m²时，磷酸盐结晶变粗大化，减少微细的磷酸盐凹凸部，导致粘附性降低。

并且，本发明并不局限于具有上述的组成和组织等的冷轧钢板，可以提供在所述冷轧钢板的表面形成有热浸镀层的热浸镀锌钢板。此时，在冷轧钢板与热浸镀锌层之间，优选以100mg/m²以上的附着量形成有Ni或Fe镀层。

并且，作为在所述热浸镀锌钢板上进行合金化热处理的钢板，还可以提供包括合金化热浸镀锌层的合金化热浸镀锌钢板。

接着，对本发明的制造冷轧钢板的方法进行详细说明。

本发明的冷轧钢板可以通过将满足本发明中提出的成分组成的钢坯经过再加热-热轧-收卷-冷轧-退火工艺来制造，下面，对所述各工艺的条件进行详细说明。

[钢坯再加热工艺]

本发明中，在进行热轧之前，优选经过再加热具有所述组成成分的钢坯以进行均质化处理的工艺，所述工艺优选在通常的范围，即1000～1300℃的温度范围下进行。

当所述再加热时的温度小于1000℃时，产生轧制负载急剧增加的问题，然而，当再加热时的温度超过1300℃时，不仅能量成本增加，而且还产生表面氧化皮的量过多的问题。因此，本发明中，再加热工艺优选在1000～1300℃下进行。

[热轧工艺]

接着，本发明中，对再加热的所述钢坯进行热轧以制造成热轧钢板，此时，热精轧优选在通常的条件，即800～1000℃下进行。

当所述热精轧时的轧制温度小于800℃时，轧制负载大幅增加，从而存在难以轧制的问题，但是，当热精轧温度超过1000℃时，轧制辊的热疲劳大幅增加，从而成为寿命缩短的原因。因此，本发明中，热轧时的热精轧温度优选限制在800～1000℃。

[收卷工艺]

然后，本发明中，收卷通过上述方式制造的热轧钢板，此时，收卷温度优选为750～550℃的范围。

当收卷时的收卷温度过高时，在热轧钢板的表面产生过多的氧化皮，引发表面缺陷，并成为使镀覆性变差的原因。因此，收卷工艺优选在750℃以下进行。此时，对收卷温度的下限并没有特别限定，但是，考虑到由于形成马氏体而导致热轧钢板的强度过度增加并由此导致后续的冷轧变得困难，因此，收卷温度的下限为550℃。

[冷轧工艺]

并且，利用一般的方法对收卷的所述热轧钢板进行酸洗处理以去除氧化层之后，为了匹配钢板的形状和厚度，优选进行冷轧来制造冷轧钢板。

通常，为了确保客户需要的厚度而进行冷轧，此时，对压下率不做限制，但是，为了抑制后续的退火工艺中的再结晶时粗大铁素体晶粒的生成，优选以30％以上的冷压下率实施冷轧。

[退火工艺]

本发明的目的在于制造冷轧钢板，所述冷轧钢板中，作为最终微细组织包含作为主相的长轴与短轴比为4以上的针状铁素体和针状残余奥氏体相，为了得到如上所述的冷轧钢板，后续的退火工艺的控制很重要。尤其，本发明的特征在于，为了通过退火时的碳、锰等元素的再分配(partitioning)来确保期望的微细组织，在一般的冷轧后不是实施连续退火工艺，而是如后面描述实施再分配热处理，所述再分配热处理中通过第一次退火来确保低温组织，接着在第二次退火时确保针状铁素体和残余奥氏体。

第一次退火

首先，实施第一次退火热处理(参照图3的(a))，在所述第一次退火热处理中，以Ac3以上的温度对制造的所述冷轧钢板进行退火，然后以小于20℃/秒的冷却速度冷却至350℃以下。

这是为了作为经过第一次退火热处理的冷轧钢板的微细组织的主相，获得面积分数为20％以下的铁素体和剩余的低温转变组织(贝氏体和马氏体)。这是为了确保经过最终第二次退火步骤而制造的冷轧钢板具有优异的强度和延展性，当第一次退火后，由于进行缓慢冷却而形成铁素体从而铁素体的分率超过20％时，如上所述，可能无法得到由铁素体、残余奥氏体以及低温组织相组成的本发明的冷轧钢板。

即，这是因为当退火温度没有达到Ac3或者冷却速度过慢时，形成大量的软质的多边形铁素体，从而在后续的第二次退火热处理时，对铁素体/奥氏体共存域进行退火时，由于已形成的多边形粗大铁素体而导致5μm以上的铁素体面积率增加。

并且，为了通过第一次退火来得到所述组织，不仅退火温度重要，而且冷却速度也重要。当冷却速度为20℃/秒以上时，由于不均匀地形成的低温转变组织，产生钢的膨胀，导致板被扭曲并且产生波形等板形状差，并且由于板移位而可能产生板的断裂。为了抑制所述现象，冷却速度优选为小于20℃/秒，对于冷却速度的下限，只要能够得到面积分数为20％以下的所述铁素体和剩余的低温转变组织即可。冷却终止温度或冷却后开始保持恒温的温度优选为350℃以下，这是因为当冷却终止温度或冷却后开始保持恒温的温度高于350℃时，贝氏体中碳化物的析出增加，从而无法通过逆转变得到针状微细组织。

本发明中，在第一次退火后且在后续的第二次退火之前，可以对钢板的表面实施Ni镀覆或Fe镀覆，所述Ni镀覆或Fe镀覆的镀覆量优选为5～40mg/m²的范围。如此镀覆在钢板表面的Ni或Fe在后续的第二次退火中可能向基础钢板扩散而消失，但是，扩散到表面的Ni等起到抑制钢板的氧化的作用，因此优选。

第二次退火

本发明中，在所述第一次退火热处理结束之后进行第二次退火热处理(参照图3的(b))，所述第二次退火热处理中，以Ac1～Ac3的范围加热并保持，然后，以小于20℃/秒的冷却速度冷却至Ms～Bs温度范围，然后保持30秒以上并进行冷却。

本发明中，以Ac1～Ac3的范围加热的目的在于，随着将第一次退火中得到的低温转变组织加热成二相域，形成通过逆转变现象保持针状结构的微细的铁素体和奥氏体。并且，其目的在于，在退火时通过向奥氏体分配合金元素来确保奥氏体的稳定性，从而在常温下的最终组织中确保残余奥氏体。

并且，所述加热后，在所述加热温度下保持的目的在于，第一次退火热处理后，诱导形成的低温组织相(贝氏体和马氏体)的逆转变以及碳、锰等合金元素的再分配。将此时的再分配称为第一次再分配。

另外，对于用于合金元素的第一次再分配的保持，只要通过实施使得合金元素充分扩散到奥氏体侧即可，因此，对保持的时间不作特别限制。但是，当保持时间过长时，可能生产性降低，而且再分配效果也会饱和，因此，考虑到这种情况优选实施两分钟以下。

如上所述，合金元素的第一次再分配结束之后，以小于20℃/秒的冷却速度冷却至Ms(马氏体转变开始温度)～Bs(贝氏体转变开始温度)的温度范围，并保持恒温30秒以上之后，冷却至常温，但是，在保持恒温的过程中，再进行一次合金元素的再分配，将此时的再分配称为第二次再分配。

所述冷却时的平均冷却速度优选为小于20℃/秒，这也是为了使板的形状均匀。通过所述第一次再分配使奥氏体充分稳定化，因此，即使进行缓慢冷却，冷却时也不会形成多边形铁素体，但是，当进行冷却过慢时，生产性降低，因此，冷却速度优选为5℃/秒以上。

所述冷却终止温度优选为Ms～Bs的温度范围，这是因为，在Bs以上过饱和度小，不发生第二次再分配，在Ms以下的温度下，扩散非常慢，从而再分配所需的时间显著增加。在满足本发明的组成的组分体系中，在Ms～Bs区间中的再分配时间只要为30秒以上就充分。

另外，在退火后进行冷却时，为了抑制钢板的曲折移动等，可以使钢板在退火后立即通过缓慢冷却区间，但是，本发明中，冷却速度表示从均热热处理的温度到冷却终止温度的平均温度。

在所述第二次退火后制造冷轧钢板的情况下，可以第二次退火后对钢板的表面实施Ni镀覆或Fe镀覆，所述Ni镀覆或Fe镀覆的镀覆量优选为5～40mg/m²的范围。如此形成的Ni或Fe镀层改善后续的磷酸盐处理性，因此电泳涂装性优异，而且焊接特性也优异。

如上所述，本发明中，在第一次退火工艺之后，以Ac1～Ac3范围加热并保持形成的低温组织，从而诱导快速的逆转变以及碳、锰等合金元素的第一次再分配，并通过对其再次进行冷却及再加热来诱导第二次再分配，从而与通过现有的方法得到的组织相比，能够得到微细且具有如图4所示的独特的针状的微细组织，因此，能够同时确保优异的扩孔性和延伸率。

[镀覆工艺]

对经过所述第一次退火热处理的冷轧钢板实施第二次退火工艺，即可以利用热浸镀覆工艺或合金化热浸镀覆工艺实施镀覆，并且由此形成的镀层优选为锌系。

在利用所述热浸镀覆方法的情况下，可以通过浸渍于镀锌液来制造热浸镀锌钢板，并且，在利用合金化热浸镀覆方法的情况下，也可以通过一般的合金化热浸镀覆处理来制造合金化热浸镀覆钢板。

另外，此时，本发明中，优选在经过所述第一次退火后的钢板的表面，以100mg/m²以上的附着量所述Ni镀覆或Fe镀覆，然后进行热浸镀覆处理。这是为了，通过在冷轧钢板的表面镀覆更强力的Ni或Fe来阻断形成在表面的Mn或者Si氧化物的产生以及所述元素的表面浓缩。结果，几乎不具有表面氧化层的基础钢板和热浸镀锌的湿润性增加，从而能够制造没有未镀覆的热浸镀锌钢板。当Ni或Fe的镀覆附着量小于100mg/m²时，如图7所示，产生未镀覆，并在未镀覆的表面集中发生腐蚀。并且，点焊部中产生焊接裂纹，导致疲劳寿命降低。

具体实施方式

下面，通过实施例对本发明进行更详细说明。

通过真空熔解将具有下述表1中示出的成分组成的熔融金属制造成厚度为90mm、宽度为175mm的钢锭。接着，在1200℃下，再加热所述钢锭一个小时以进行均质化处理，然后，在Ar3以上的温度即900℃以上的温度下，进行热精轧以制造热轧钢板。然后，在冷却所述热轧钢板之后，装入预先加热至600℃的炉中并保持一个小时后进行炉冷来模拟热轧收卷。并且，对经过所述热轧的板材以50～60％的冷压下率进行冷轧之后，以下述表2的条件进行退火热处理，从而制造最终冷轧钢板。

[表1]

所述表1中，钢序号1～4满足本发明的钢的组成范围，比较钢5～7是C、Si及Mn的含量超出本发明的范围的情况。具体地，比较钢5中，Si和Mn均超出了下限，比较钢6中，碳的含量高于权利要求书中的范围且Al的含量非常高。并且，比较钢7中，Mn的含量为3.5％，超出了权利要求书中的3％。

接着，以如下述表2的热处理条件，对具有所述组成的冷轧钢板进行退火热处理，并计算此时的Mn、Bs并一起示出在下述表2中。其中，化学元素表示被添加的元素的重量％，Bs表示贝氏体转变开始温度、Ms表示马氏体转变开始温度。其中，Ms和Bs通过下述式计算。

Ms＝539-423C％-30.4Mn％-16.1Si％-59.9P％+43.6Al％-17.1Ni％-12.1Cr％+7.5Mo％

Bs＝830-270C％-90Mn％-37Ni％-70Cr％-83Mo％

[表2]

*表2中，CR表示冷却速度，F表示第一次退火后组织中的铁素体的面积分数。

并且，在第二次退火中，冷却速度均为12℃/秒，除了比较例7之外，在冷却终止温度下的保持时间均为120秒。比较例7中由于Mn的含量高，因此为了充分产生贝氏体转变而保持恒温300秒。对完成第二次退火的冷轧钢板测量屈服强度、拉伸强度、延伸率及扩孔性(HER)，并将测量结果示出在上述表2中。此时，拉伸试片使用JIS5号中的，并且对于HER，以120x150mm进行了评价。具体地，上述表2中，HER为扩孔性，所述HER是以10mm的冲头，在间距为12％的条件下进行孔加工之后，以60°的锥体在下部进行加工直到加工表面出现裂纹，以使毛刺(Burr)产生的一面向上，然后利用以下关系式3计算的值。

[关系式3]

HER(％)＝(加工后的孔径-加工前的孔径，10mm)/加工前的孔径

另外，对于完成所述二次热处理的试片，通过电子背散射衍射(EBSD)来分析铁素体、贝氏体、残余奥氏体及马氏体，在此，对于铁素体和残余奥氏体及贝氏体，利用具有高斯分布的三个曲线之和来模拟EBSD的IQ分布，并在变曲点采取取向差(misorientation)进行相分离。并且，对于铁素体的晶粒尺寸，利用安装有模拟连接多个六边形的(ASTM E112的晶粒测量方法)分析程序的图像分析仪进行评价。将发明例与比较例的组织分析差异表示在下述表3中。

[表3]

*表3中，F表示铁素体、B表示贝氏体、M表示马氏体、G表示残余奥氏体。并且，GS表示铁素体的平均晶粒粒径，Fn2表示上述的关系式1，Fa5表示关系式2。

如上表2-3所示，可以确认，在不满足本发明中提出的组成成分范围的比较例5-7的情况下，即使进行逆转变热处理，拉伸强度或延伸率或HER低。在Si或Mn的含量低的比较例5中，拉伸强度和HER均低。即使在C或Al以及Mn的含量非常高的比较例6、7中，仅能够得到非常高的强度，而HER或延伸率低。

另外，在虽然满足本发明中提出的成分但是使用一般的退火方法的比较例8、9、11及13中，强度均不高。即，在碳、Si及Mn的含量低的比较例8-9中，虽然延伸率和HER优异，但是无法得到期望的980MPa以上的拉伸强度，在添加大量的合金元素的比较例11、13中，虽然拉伸强度略微低，但是HER显著下降。如表3和表2所示，在比较例11、13中，尺寸为5μm以上的铁素体晶粒的面积分数占总的铁素体的80～95％，从而当强度高时意味着第二相的强度非常高，因此HER急剧下降。这是因为，进行一次热处理的现有的热处理方法中，均热时在铁素体和奥氏体共存的温度范围下进行第一次再分配，接着在贝氏体转变温度区域进行恒温热处理以实施第二次再分配，所述方法的条件虽然与本发明的第二次退火条件相同，但是均热时产生粗大的多边形铁素体和奥氏体。

上述表2中，虽然比较例10、12、14均满足第一次退火条件和第二次退火条件，但是，第一次退火的均热后的冷却速度降低为5℃/秒，从而在冷却过程中形成粗大的铁素体，如表3所示，铁素体的面积超过60％或者尺寸为5μm以上的铁素体晶粒的面积分数为约80％以上，因此拉伸强度或HER不高。

另外，本发明人发现的重要的事实为铁素体的晶粒微细，尤其，在具有针状结构的情况下，具有高强度的同时，能够使扩孔性和延伸率无法同时具有的机械性质均得到提高。

图1是示出组织的组成和几何结构对扩孔性和延伸率的影响的照片。图1(a)对应于比较例11，通过现有的热处理方法进行退火处理。二相域退火后进行冷却，并在进行贝氏体转变的440℃下保持恒温。粗大的铁素体是因为在二相域退火时形成多边形铁素体和奥氏体，冷却后从奥氏体向贝氏体转变，并同时实现残余奥氏体的稳定化，因此，可以得到如图1(a)所示的组织。

对于图1(b)的发明例1，虽然碳、Mn、Si的含量不高，但是在第一次退火中形成充分含量的低温转变组织，在第二次退火中通过所述转变组织的逆转变，在马氏体或贝氏体板条(lath)之间出现奥氏体，在边界面上产生第一次再分配，因此，得到针状结构的奥氏体和铁素体组织。再次冷却所述组织之后，当在贝氏体区域中进行恒温热处理时，从针状奥氏体出现贝氏体，进行第二次再分配，因此，奥氏体成为更稳定的相并残留至常温。

图1(c)的比较例7是Mn的含量非常高的钢，即使在低冷却速度的第一次退火中，也没有形成大量的铁素体，在第二次退火中在低温下保持恒温300秒的结果，大部分奥氏体转变为贝氏体。

这种组织差异影响强度和HER及延伸率。如图2所示，在粗大的多边形铁素体和第二相的组织(a：比较例11)中，沿着铁素体和第二相的边界扩展裂纹，因此HER非常低。但是，铁素体被孤立的(b：发明例1)和(c：比较例7)中，裂纹需要破坏硬的第二相才能扩展，因此裂纹生长的阻力变大，从而HER高。另一方面，延伸率严重受到残余奥氏体的分率的影响。从图1中示出的EBSD结果可知，(a)和(b)分别包含8％和11％的残余奥氏体，因此，延伸率分别达到24.5％和26.5％。尤其，对于组织微细的发明例1(b)，强度高且延伸率也优异。可以通过利用二次电子显微镜观察的图4的组织照片确认，与现有的制造方法相比，长边与短边的长度比为4以上的针状铁素体和多边形铁素体显著发展。

尤其，为了使铁素体的组织特性定量化，对于铁素体的尺寸，利用安装有模拟连接多个六边形的(ASTM E112的晶粒测量方法)分析程序的图像分析仪进行评价。如图5所示，晶粒的数量分布差别很大。在发明例2中，1μm左右的微细的针状铁素体以非常高的密度分布，然而，在比较例12中，尺寸为1～3μm的多边形铁素体晶粒多，尺寸为3～5μm的晶粒也以相对高的频率出现。

表3中分析并示出经过表1的钢的组成成分和表2的热处理条件的各试片的组织特性。如表3和表2所示，可以发现，铁素体的平均直径为2μm以下，并且当满足铁素体中由所述关系式1定义的Fn2为89％以上，并且由所述关系式2定义的Fa5为70％以下的非常微细的针状铁素体发展时，HER和延展性以及强度均优异。

图6是示出影响磷酸盐处理性的Ni的镀覆量的图。对于本发明例4，在第一次退火和第二次退火后分别改变Ni的镀覆量至50mg/m²。Ni的镀液使用硫酸镍，在预定的PH条件下，通过调节电流来改变镀覆量。接着，在45℃的磷酸盐溶液中，在150秒期间内形成薄膜，并进行水洗及干燥，然后利用二次电子显微镜观察薄膜结晶，同时利用GDS分析对Ni的镀覆量为3mg/m²和30mg/m²的试片进行表面成分分析。

如图6(a)所示，随着增加Ni的镀覆量，磷酸盐的结晶变得粗大。这是因为成长速度快于核生成速度，然而，对于Ni的镀覆量为3mg/m²的试片，可以知道，由于表面氧化物的影响，磷酸盐的核生成变得困难，从而几乎没有形成薄膜。

图6(b)是示出对Ni的镀覆量为3mg/m²和30mg/m²的试片的GDS分析结果的图。如上所述，Ni的镀覆量少的试片中，在基础钢板的表面存在很多表面氧化物和内部氧化物，因此，Si和Mn的浓缩量大且表面上的氧浓度高。然而，在Ni的镀覆量为30mg/m²的试片中，由于表面Ni的阻断氧的作用，氧浓度低，结果浓缩在表面的Si、Mn的含量不高。

图7是在第一次退火后并且在第二次热浸镀锌退火热处理之前，镀覆10mg/m²和150mg/m²的Ni之后实施热浸镀锌的图。在Ni的镀覆量为10mg/m²的试片中，第二次退火时表面上存在少许氧化物，从而观察到未镀覆层，但是，Ni的镀覆量为150mg/m²的试片镀覆表面美观且没有观察到未镀覆缺陷。这是因为在表面镀覆更多的Ni，从而阻断了形成在表面的Mn或者Si氧化物的产生以及这些元素的表面浓缩。

图8是在第一次退火后并且在二次热浸镀锌退火热处理之前，镀覆10mg/m²～300mg/m²的Ni之后，进行点焊并观察焊接截面的裂纹的图。点焊时焊接力为4kN、焊接电流为7kA。结果，在镀覆100mg/m²的试片中没有产生焊接裂纹。这是因为Ni扩散到钢的表面和镀层并溶解，从而提高了镀层的熔融温度，而焊接裂纹是在施加应力的状态下，熔融锌渗入到基础钢板的晶界而产生的现象，由于Ni提高了熔融锌的熔点，从而提高了液相锌的渗入温度。

通过上述结果可知，根据本发明制造的冷轧钢板不仅能够确保980MPa以上的拉伸强度和优异的延伸率，而且磷酸盐处理性和镀覆粘附性优异。因此，提高部件的耐蚀性，并且不会产生焊接裂纹，从而组装部件的疲劳寿命非常优异，因此，与通过现有的Q&P热处理工艺制造的钢材相比，能够容易进行用于结构部件的冷成型。

以上，对本发明的优选实施例进行了详细说明，但是，本发明所属技术领域的普通技术人员能够在不脱离本发明的范围内进行各种修改。因此，本发明的权利范围并不局限于上述的实施例，而是通过权利要求书以及与其等同的内容来确定。

Claims (14)

1.一种延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，以重量％计，包含：碳(C)：0.05～0.3％、硅(Si)：0.6～2.5％、铝(Al)：0.01～0.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、余量的Fe及不可避免的杂质，

钢的微细组织，以面积分数计，包含60％以下的铁素体、25％以上的针状贝氏体、5％以上的马氏体以及5％以上的针状残余奥氏体，

所述铁素体的平均直径为2μm以下，

所述铁素体满足由[关系式1]定义的Fn2为89％以上，并且由[关系式2]定义的Fa5为70％以下，

[关系式1]

Fn2＝[2μm以下的铁素体晶粒的数量/铁素体晶粒的总数量]×100

[关系式2]

Fa5＝[5μm以上的铁素体晶粒的面积/铁素体晶粒的总面积]×100。

2.根据权利要求1所述的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，进一步包含Cr、Ni及Mo中的一种或两种以上元素，并且所述Cr、Ni及Mo中的一种或两种以上元素之和为2％以下(不包含0％)。

3.根据权利要求1所述的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，进一步包含0.05％以下(不包含0％)的Ti和0.003％以下(不包含0％)的B。

4.根据权利要求1所述的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述钢板表面以5～40mg/m²的附着量形成有Ni或Fe镀层。

5.一种延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度热浸镀锌钢板，其为在权利要求1中所述的冷轧钢板表面形成有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，其特征在于，在所述冷轧钢板与所述热浸镀锌层之间，以100mg/m²以上的附着量形成有Ni或Fe镀层。

6.一种合金化热浸镀锌钢板，所述合金化热浸镀锌钢板通过对权利要求5中所述的热浸镀锌钢板进行合金化热处理来得到。

7.一种延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：

准备钢坯，并对所述钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.05～0.3％、硅(Si)：0.6～2.5％、铝(Al)：0.01～0.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、余量的Fe及不可避免的杂质；

以通常的热轧条件，对经过再加热的所述钢坯进行轧制之后，在750～550℃的温度范围下进行收卷；

对收卷的热轧钢板进行冷轧，以制造冷轧钢板；

第一次退火，以Ac3以上的温度加热所述冷轧钢板之后，以小于20℃/秒的冷却速度冷却至350℃以下；以及

第二次退火，在所述第一次退火之后，以Ac1～Ac3范围的温度加热并保持之后，以小于20℃/秒的冷却速度冷却至Ms～Bs的温度范围，接着保持30秒以上之后进行最终冷却。

8.根据权利要求7所述的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述冷轧钢板进一步包含Cr、Ni及Mo中的一种或两种以上元素，并且所述Cr、Ni及Mo中的一种或两种以上元素之和为2％以下(不包含0％)。

9.根据权利要求7所述的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述冷轧钢板还进一步包含0.05％以下(不包含0％)的Ti和0.003％以下(不包含0％)的B。

10.根据权利要求7所述的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述第一次退火之后并且在所述第二次退火之前，在所述钢板表面以5～40mg/m²的附着量形成Ni或Fe镀层。

11.根据权利要求7所述的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，以面积分数计，在第二次退火步骤之前的所述冷轧钢板的微细组织由20％以下的铁素体和残余的低温转变组织组成。

12.根据权利要求7所述的延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，进一步包括以下步骤：在经过所述第二次退火处理的钢板的表面以5～40mg/m²的附着量形成Ni或Fe镀层。

13.一种延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在权利要求7中所述的经过第一次退火的钢板表面以100mg/m²以上的附着量镀覆Ni或Fe之后，进行热浸镀锌处理。

14.一种延展性、孔加工性和表面处理特性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对权利要求13中所述的热浸镀锌钢板进行合金化热处理。