CN108884536A - 屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板、镀覆钢板及它们的制造方法 - Google Patents

屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板、镀覆钢板及它们的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及高强度钢板，其用于电子产品用材料和包括汽车、火车及船等的运输工具用材料等的轻量化，更详细地，涉及高强度冷轧钢板、镀覆钢板及它们的制造方法，其中通过控制内部氧化深度及一次退火后的残余奥氏体的量，从而提高屈服强度及延展性，并且在生产时不会产生凹坑缺陷的情况下能够稳定地生产并提供。

Description

屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板、镀覆钢板及它们 的制造方法
技术领域
本发明涉及屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板、镀覆钢板及它们的制造方法，其优选可以用作电子产品用材料和包括汽车、火车及船等的运输工具用材料。
背景技术
为了减少钢板的厚度以实现电子产品用材料和包括汽车、火车及船等的运输工具用材料的轻量化，需要提高钢材的强度，但是，通常随着强度的提高具有降低延展性的缺点。为了克服这种缺点，进行了很多用于改善强度和延展性之间的关系的研究，其结果，目前的情况是开发并应用相变组织钢，所述相变组织钢利用作为低温组织的马氏体、贝氏体的同时还利用残余奥氏体相。
相变组织钢分为所谓的双相(Dual Phase，DP)钢、相变诱导塑性(TransformationInduced Plasticity，TRIP)钢、复相(Complex Phase，CP)钢等，这些钢分别根据母相和第二相的种类及分率具有不同的机械性能，即，拉伸强度及伸长率的水平会不同，尤其，含有残余奥氏体的TRIP钢的拉伸强度和伸长率的平衡(TS×El)显示最高的值。
在如上所述的相变组织钢中，与其他的钢相比，CP钢的伸长率低，因此局限使用于辊轧成型等简单的加工中，高延展性的DP钢和TRIP钢应用于冷压成型等。
专利文献1中提出了利用两次退火制造加工性优异的高强度钢板的方法，并提出了如下方案，即，在一次退火时，加热至奥氏体单相后以20℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却至Ms点以上且Bs点以下的温度的工序，并且在二次退火时，通过进行两相区退火，从而在最终组织中含有50％以上的回火贝氏体，并且确保3～30％水平的残余奥氏体。
专利文献2中提出了如下方案，即，与专利文献1中的工序相同，但在一次退火时，加热至奥氏体单相后以20℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却至Ms点以下的温度的工序，并且在二次退火时，通过进行两相区退火，从而在最终组织中含有50％以上的回火马氏体，并且确保3～20％水平的残余奥氏体。
专利文献1及2虽然具有同时提高延伸凸缘性和延展性的优点，但是由于进行两次退火，从而具有增加工序费用的缺点，以及由于对含有大量Si和Mn的钢进行一次退火时进行高温退火，从而诱发退火炉内的凹坑，因此具有无法对同种的材料进行连续作业的缺点。此外，在一次退火时，奥氏体热处理后，由于以20℃/秒以上的快的平均冷却速度进行冷却，因此具有在冲压成型用材料中重要的形状变差的缺点。
除了上述的相变组织钢以外，还有在钢中添加大量的C及Mn，从而使钢的微细组织具有奥氏体单相的孪生诱发塑性(Twinning Induced Plasticity，TWIP)钢。
就专利文献3中公开的TWIP钢而言，其拉伸强度和伸长率的平衡值(TS×El)为50,000MPa％以上，显示出非常优异的材质特性。但是，为了制造如上所述的TWIP钢，当C的含量为0.4重量％时，所需要的Mn的含量约为25重量％以上，当C的含量为0.6重量％时，所需要的Mn的含量约为20重量％以上，如果不能满足上述条件，则无法稳定地确保在母相中引起孪晶(twinning)现象的奥氏体相，而且会形成对加工性极为不利的HCP结构的ε马氏体(ε)和BCT结构的马氏体(α’)，因此，需要添加大量的奥氏体稳定化元素，以使奥氏体在常温下稳定地存在。如上所述，就大量添加合金成分的TWIP钢而言，由于缘于合金成分的问题，不仅会使铸造、轧制等工序非常难，而且在经济性方面也具有制造成本大幅上升的问题。
因此，近年来，正在开发一种延展性高于所述相变组织钢DP、TRIP钢，且延展性低于TWIP钢，但制造成本低的所谓第三代钢，或超高强度先进高强钢(eXtra Advanced HighStrength Steel，X-AHSS)，但到目前为止还没有取得重大成果。
作为一个例子，专利文献4中公开了一种由残余奥氏体和马氏体构成主要组织的方法(淬火和分配工序，Quenching and Partitioning Process，Q&P)，如在利用其的报道(非专利文献1)中所示的内容，当碳的含量低至0.2％水平时，具有屈服强度低且为400MPa左右的缺点，而且在最终产品中仅仅能得到与现有的TRIP钢相似水平的伸长率。并且，虽然得出了通过增加碳和锰的合金量来大幅提高屈服强度的方法，但是在这种情况下，由于合金成分的过度添加，具有焊接性差的缺点。
为了解决上述Q&P热处理所导致的产品的问题，专利文献5中还提出了如下方案，即，通过控制两次退火工序Q&P热处理前的微细组织来改善最终物理性能。但是对大量含有Si和Mn的钢进行一次退火时，由于进行高温退火，因此存在诱发退火炉内凹坑的问题。
(专利文献1)专利文献1：日本公开专利公报第2002-309334号
(专利文献2)专利文献2：日本公开专利公报第2002-302734号
(专利文献3)专利文献3：韩国公开专利公报第1994-0002370号
(专利文献4)专利文献4：美国公开专利公报第2006-0011274号
(专利文献5)专利文献5：韩国公开专利公报第2015-0130612号
(非专利文献1)非专利文献1：ISIJ International,Vol.51,2011,p.137-144
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供与TWIP钢相比，实现少的合金成本，并且确保汽车结构部件用材料中所需的高屈服强度和延展性，并且在进行作业时不会诱发退火炉内的凹坑且形状质量良好的高强度冷轧钢板、镀覆钢板及它们的制造方法。
技术方案
本发明的一个方面涉及屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0％除外)、锑(Sb)：0.01～0.1％、余量的Fe及不可避免的杂质，所述Si及Al之和(Si+Al，重量％)满足1～3.5％，
以面积分数计，微细组织包含5％以下的短轴与长轴之比超过0.4的多边形铁素体、分数为70％以下的短轴与长轴之比为0.4以下的针状铁素体、0.6～25％的针状残余奥氏体及余量的马氏体，
所述钢板的内部氧化深度自表面起为1μm以下。
本发明的另一个方面涉及屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板的表面形成有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、镀铝-硅层及镀锌-镁-铝层中的一种。
本发明的另一个方面涉及制造屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板的方法，其包括以下步骤：
以1000～1300℃将满足上述合金组成的钢坯进行加热；
在800～950℃下，将经过加热的所述钢坯进行热精轧，从而制造热轧钢板；
在750℃以下，将所述热轧钢板进行收卷；
将经过收卷的所述热轧钢板进行冷轧，从而制造冷轧钢板；
一次退火，以Ac3以上的温度将所述冷轧钢板进行退火，并以25℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却；以及
二次退火，在所述一次退火后，以Ac1～Ac3范围的温度进行加热及维持，然后以小于20℃/秒的平均冷却速度进行冷却至500℃以下的温度，维持1秒以上后进行冷却。
本发明的另一个方面涉及制造屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板的方法，所述方法在所述二次退火步骤后，进一步包括在冷轧钢板的表面形成热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、镀铝-硅层及镀锌-镁-铝层中的一种的步骤。
发明效果
根据本发明，能够提供高强度冷轧钢板、镀覆钢板及其制造方法，与诸如现有的DP钢或TRIP钢的高延展性相变组织钢及经过Q&P热处理的Q&P钢相比，所述钢板具有优异的屈服强度和延展性且拉伸强度为780MPa以上，并且在生产时不会产生凹坑缺陷的情况下能够稳定地生产并提供。
此外，本发明的超高强度钢板用于电子产品用材料和包括汽车、火车及船等的运输工具用材料等的轻量化的可能性大。
附图说明
图1示出本发明的退火工序的一个例子，示出(a)一次退火工序及(b)二次退火工序。
图2为对(a)发明例2和(b)比较例5的热轧后的内部氧化深度及形成进行观察的图像。
图3为示出比较例1～4及发明例1～2的根据一次退火后的残余奥氏体的量变化的屈服强度的改善率的图表。
优选实施方式
本发明人对两次退火工序中的在二次退火前进行的一次退火所得到的相(phase)的组成对最终物理性能所产生的影响进行深入研究的结果，得知与现有的不同，在一次退火时，通过适当地形成残余奥氏体，能够改善最终产品的屈服强度及延展性。
并且，得知为了抑制在对添加大量Si、Mn、Al的材料进行退火时主要产生的退火炉内的凹坑缺陷而添加Sb，从而能够将内部氧化深度最小化，并且能够抑制缘于一次退火即奥氏体单相退火的高温热处理的Si、Mn、Al的表面富集层所诱发的凹坑缺陷，从而完成了本发明。
下面，对本发明的一个方面的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板进行详细的说明。
本发明的一个方面的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，以重量％计，包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0％除外)、锑(Sb)：0.01～0.1％、余量的Fe及不可避免的杂质，所述Si及Al之和(Si+Al，重量％)满足1～3.5％，以面积分数计，微细组织包含5％以下的短轴与长轴之比超过0.4的多边形特素体、分数为70％以下的短轴与长轴之比为0.4以下的针状铁素体、0.6～25％的残余奥氏体及余量的马氏体，所述钢板的内部氧化深度自表面起为1μm以下。
首先，对合金成分的组成进行如上所述限制的理由进行详细的说明。若没有特别提及，以下各成分的含量表示重量％。
C：0.1～0.3％
碳(C)是强化钢的有效元素，在本发明中是为了残余奥氏体的稳定化及确保强度而添加的重要元素。为了得到上述效果，优选添加0.1％以上的C，但C的含量超过0.3％时，不仅会增大产生板坯缺陷的风险，还具有大幅降低焊接性的问题。因此，本发明中优选将C的含量限定为0.1～0.3％。
Si：0.1～2.0％
硅(Si)在铁素体内抑制碳化物的析出，并帮助铁素体内的碳向奥氏体扩散，因此是最终有助于残余奥氏体的稳定化的元素。为了得到上述效果，优选添加0.1％以上的Si，但Si的含量超过2.0％时，热轧性及冷轧性非常差，并且在钢表面形成氧化物，从而具有降低镀覆性的问题。因此，本发明中优选将Si的含量限定为0.1～2.0％。
Al：0.005～1.5％
铝(Al)是与钢中的氧结合而起到脱氧作用的元素，为此，优选将Al的含量维持为0.005％以上。此外，与所述Si相同，Al通过在铁素体内抑制碳化物的生成，从而有助于残余奥氏体的稳定化。当这种Al的含量超过1.5％时，在铸造时通过与模具(mold plus)的反应而难以制造良好的板坯，并且也存在形成表面氧化物而阻碍镀覆性的问题。因此，本发明中优选将Al的含量限定为0.005～1.5％。
如前所述，Si及Al均为有助于残余奥氏体的稳定化的元素，为了有效地达到该作用，Si和Al的含量之和(Si+Al，重量％)优选满足1.0～3.5％。
Mn：1.5～3.0％
锰(Mn)是控制铁素体相变的同时形成残余奥氏体及使残余奥氏体稳定化的有效元素。当这种Mn的含量小于1.5％时，会发生大量的铁素体相变，从而具有难以确保所期望的强度的问题，另一方面，当Mn的含量超过3.0％时，在进行二次Q&P热处理时，相变过于延迟而形成大量的马氏体，从而具有难以确保所预期的延展性的问题。因此，本发明中优选将Mn的含量限定为1.5～3.0％。
Sb：0.01～0.1％
锑(Sb)阻碍通过晶界偏析的Si、Al等的表面富集及氧化元素的移动，从而具有抑制热轧后的内部氧化的效果，根据相同的理由，抑制退火时Si、Al等的表面富集所引起的氧化，从而具有提高镀覆表面质量的效果。但是，当Sb的含量小于0.01％时，抑制内部氧化的效果不充分，从而最终产品的内部氧化深度自表面起超过1μm，当Sb的含量超过0.1％时，会发生延迟镀锌层的合金化的问题。
P：0.04％以下(0％除外)
磷(P)是能够获得固溶强化效果且使残余奥氏体稳定化的元素，但是，当P的含量超过0.04％时，具有降低焊接性且增加发生钢的脆性(brittleness)的风险的问题。因此，本发明中P的含量可以为0.04％以下，更优选可以为0.02％以下。
S：0.015％以下(0％除外)
硫(S)是不可避免地含在钢中的杂质元素，优选最大限度地抑制S的含量。虽然理论上将S的含量限制为0％是比较有利的，但是在制造工序上必然会含有S，因此管理S的上限是非常重要的，当S的含量超过0.015％时，阻碍钢板的延展性及焊接性的可能性大。因此，本发明中优选将S的含量限定为0.015％以下。
N：0.02％以下(0％除外)
氮(N)是在奥氏体的稳定化中起有效作用的元素，但是N的含量超过0.02％时，会增加发生钢的脆性的风险，并且随着与Al发生反应而析出过量的AlN，具有降低连铸质量的问题。因此，本发明中优选将N的含量限定为0.02％以下。
此时，为了提高强度等，本发明的冷轧钢板中除了上述成分之外，还可以进一步包含Ti、Nb、V、Zr及W中的一种以上。
Ti：0.005～0.1％、Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、Zr：0.005～0.1％及W：0.005～0.5％中的一种以上
钛(Ti)、铌(Nb)、钒(V)、锆(Zr)及钨(W)是对钢板的析出强化及晶粒微细化有效的元素，当Ti、Nb、V、Zr及W的含量分别小于0.005％时，具有难以确保上述效果的问题。另一方面，当Ti、Nb、V及Zr的含量超过0.1％，W的含量超过0.5％时，上述的效果会饱和，具有大幅增加制造费用的问题，并且由于形成过量的析出物，反而会具有大幅降低延展性的问题。
此外，本发明的冷轧钢板可以进一步包含Mo、Ni、Cu及Cr中的一种以上。
Mo：1％以下(0除外)、Ni：1％以下(0除外)、Cu：0.5％以下(0除外)及Cr：1％以下(0除外)中的一种以上
钼(Mo)、镍(Ni)、铜(Cu)及铬(Cr)是有助于残余奥氏体稳定化的元素，这些元素与C、Si、Mn、Al等一同起到组合作用，从而有助于奥氏体的稳定化。就上述元素的含量而言，当Mo、Ni及Cr的含量超过1.0％，Cu的含量超过0.5％时，具有制造费用过度上升的问题，因此优选控制其不超过上述含量。
此外，添加Cu的情况下，热轧时可能会引发脆性，因此，此时更优选同时添加Ni。
并且，本发明的冷轧钢板可以进一步包含Ca、Bi及B中的一种以上。
Ca：0.01％以下(0％除外)、Bi：0.1％以下(0％除外)、B：0.01％以下(0％除外)
钙(Ca)是控制硫化物的形态而有利于提高加工性的元素，当Ca的含量超过0.01％时，上述效果会饱和，因此优选包含0.01％以下的Ca。
铋(Bi)是阻碍通过晶界偏析的Si、Al等表面氧化元素的移动而具有提高镀覆表面质量的效果的元素，当Bi的含量超过0.1％时，上述效果会饱和，因此优选包含0.1％以下的Bi。
硼(B)通过与Mn、Cr等的组合效果来提高淬透性，从而具有在高温下抑制软质铁素体相变的效果，但是B的含量超过0.01％时，在镀覆时钢表面富集过量的B，从而会引起镀覆粘附性的劣化，因此，优选以0.01％以下的含量包含B。
本发明的剩余成分为铁(Fe)。但是，在通常的制造钢铁的过程中会从原料或周围环境不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法将其进行排除。对于通常的钢铁制造过程中的技术人员来说这些杂质是众所周知的，因此，本说明书中没有对其所有内容进行特别地提及。
满足上述成分组成的本发明的冷轧钢板中，以面积分数计，微细组织包含5％以下的短轴与长轴之比超过0.4的多边形铁素体、70％以下的短轴与长轴之比为0.4以下的针状铁素体、0.6～25％的残余奥氏体及余量的马氏体。
所述短轴与长轴之比超过0.4的多边形铁素体起到降低应用于结构部件等的本发明的钢的屈服强度的作用，因此将所述短轴与长轴之比超过0.4的多边形铁素体限制为5％以下，短轴与长轴之比为0.4以下的针状铁素体和残余奥氏体作为本发明的主要组织，是有利于确保强度及延展性的组织。
所述残余奥氏体是用于有利地确保强度及延展性的平衡的必要组织，但是所述残余奥氏体的分数过多而超过25％(上限值)时，碳会分散并扩散，因此具有残余奥氏体稳定化不充分的问题。因此，本发明中残余奥氏体的分数优选满足25％以下。另一方面，残余奥氏体的下限是依据本发明中一次退火后优选需要确保的残余奥氏体的分数0.6％以上。
此外，本发明的钢板具备上述微细组织的特征的同时，其内部氧化深度自表面起优选为1μm以下。
本发明中，基本上包含0.01～0.1％的Sb是必需的，上述元素Sb具有如下效果，即，通过Sb的表面富集来抑制在热精轧后冷却及收卷时Mn、Si、Al等表面富集元素与向钢的内部扩散的氧的结合而引起的内部氧化(图2)。热轧后形成的内部氧化层在经过后续的酸洗及冷轧工序的过程中，可能会在内部氧化层中发生裂纹，这会在后续的退火作业时，由于脱落及附着在退火炉内的辊上等而诱发钢板的凹坑缺陷。这种凹坑缺陷会使包括该产品卷板在内的后续进行作业的退火卷板的表面质量变差，从而难以进行正常的产品生产。最终冷轧钢板的内部氧化深度超过1μm时，可能会发生上述问题。
另一方面，越不会产生内部氧化就越有利于抑制凹坑缺陷，因此，对内部氧化深度的下限不做特别的限定，并且包括0。
满足如上所述的合金组成及微细组织的本发明的冷轧钢板的拉伸强度为780MPa以上，并且屈服强度和延展性优异，退火作业时凹坑缺陷得到抑制，从而能够确保优异的生产性。
另一方面，本发明的冷轧钢板是通过后述的制造工序来制造的，此时，一次退火工序后的微细组织，即，二次退火工序之前的微细组织应含有0.6％以上的针状残余奥氏体，其余优选由贝氏体、马氏体及回火马氏体中的一种以上组成。
这是为了确保最终退火工序中所制造的冷轧钢板的优异的屈服强度及延展性，这是因为如果一次退火工序后含有小于0.6％的残余奥氏体，则具有屈服强度降低且伸长率降低的问题。因此，残余奥氏体优选为0.6％以上。确保1.5％以上的残余奥氏体时，最终退火产品的YS×El(MPa％)显示出16,000以上的非常优异的物理性能，因此，更优选地，一次退火后确保1.5％以上的残余奥氏体。
本发明的另一个方面的屈服强度和延展性优异的高强度镀覆钢板是上述的本发明的冷轧钢板的表面上形成有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、镀铝-硅层及镀锌-镁-铝层中的一种。
下面，对本发明的另一个方面的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板的制造方法进行详细的说明。
本发明的另一个方面的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板的制造方法可以经过对满足上述合金组成的钢坯进行加热-热轧-收卷-冷轧-退火工序来制造，下面分别对上述工序的条件进行详细的说明。
钢坯的加热步骤
本发明中优选经过在进行热轧之前对钢坯进行加热而进行均质化处理的工序，更优选地，所述加热在1000～1300℃的温度范围进行。
当所述加热时的温度低于1000℃时，会发生轧制负荷急剧增加的问题，另一方面，当所述加热时的温度超过1300℃时，不仅会增加能源成本，而且还会发生表面氧化皮的量变得过多的问题。因此，本发明中优选在1000～1300℃下进行钢坯的加热工序。
热轧步骤
将经过加热的所述钢坯进行热轧，从而制造热轧钢板，此时，优选在800～950℃下进行热精轧。
当进行所述热精轧时的轧制温度低于800℃时，大幅增加轧制负荷，从而具有难以进行轧制的问题，另一方面，当热精轧温度超过950℃时，大幅增加轧辊的热疲劳，从而成为缩短寿命的原因，并且会成为表面氧化膜的形成所引起的表面质量劣化的原因。因此，本发明中优选将热轧时的热精轧温度限制为800～950℃。
收卷步骤
将根据上述制造的热轧钢板进行收卷，此时收卷温度优选为750℃以下，为了抑制内部氧化层等，更优选以650℃以下进行收卷。
收卷时，收卷温度过高则会在热轧钢板的表面生成过多的氧化皮，从而诱发表面缺陷，并且会成为劣化镀覆性的原因。此外，如本发明在含有大量Mn、Si、Al等的钢中，会促进内部氧化，从而在后续退火工序中会诱发凹坑缺陷。因此，收卷工序优选在750℃以下，更优选在650℃以下进行。此时，没有对收卷温度的下限进行特别的限定，但是考虑到马氏体的生成而导致的热轧板的强度变得过高所带来的后续冷轧的难度，进一步优选在Ms～750℃下进行收卷。
但是，超出所述热轧条件来生产时并不会大幅改变最终产品的物理性能，会影响生产性。
冷轧步骤
优选地，将经过收卷的所述热轧钢板进行酸洗处理去除氧化层，然后进行冷轧来制造冷轧钢板，以协调钢板的形状和厚度。通常，经过常规退火的情况下，为了防止再结晶时形成粗大晶粒，一般会设定冷轧压下率的下限，但如本发明在进行最终退火之前经过一次退火时，不会发生上述问题，因此，对冷轧时的压下率没有进行限制。
退火步骤(一次退火步骤及二次退火步骤)
本发明的目的在于制造如下的冷轧钢板，即，以面积分数计，所述冷轧钢板的最终微细组织包含5％以下的短轴与长轴之比超过0.4的多边形铁素体、70％以下的短轴与长轴之比为0.4以下的针状铁素体、0.6～25％的残余奥氏体及余量的马氏体，并且所述冷轧钢板的内部氧化深度自表面起为1μm以下，为了得到如上所述的冷轧钢板，对后续退火工序的控制是非常重要的。
尤其，本发明的特征在于，为了通过退火时对碳、锰等元素的再分配(partitioning)来确保所期望的微细组织，如后述在一次退火后必须确保含有0.6％以上的针状残余奥氏体的低温组织，接着在二次退火时，以Ac1～Ac3的温度范围进行加热并维持，然后以小于每秒20℃的平均冷却速度进行冷却至500℃以下的温度，并维持1秒以上后进行冷却，而不是在冷轧后进行包括奥氏体回火(Austempering)或Q&P热处理的通常的退火热处理来生产最终产品。
所述一次退火后所确保的残余奥氏体的量越多，越会增加屈服强度和延展性，一次退火后确保1.5％以上的残余奥氏体时，最终退火产品的YS×El(MPa％)显示出16,000以上的非常优异的物理性能，因此，更优选地，在一次退火后确保1.5％以上的残余奥氏体。
一次退火
首先，优选对所制造的上述冷轧钢板进行一次退火热处理，即，将所制造的上述冷轧钢板以Ac3以上的温度进行退火，并以25℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却(参考图1的(a))。
对所述冷却速度进行限定是为了确保0.6％以上的残余奥氏体，以25℃/秒以下进行冷却时，可以通过动态再分配(Dynamic partitioning)更加稳定地确保残余奥氏体，从而能够确保0.6％以上的残余奥氏体。动态再分配(Dynamic partitioning)是指在高温下进行冷却的过程中，合金元素在相间得到再分配。
图1的(a)中5号热处理表示通常的奥氏体回火(austempering)热处理，表示平均冷却速度非常慢的条件。
优选地，经过一次退火热处理的冷轧钢板的微细组织应含有0.6％以上的残余奥氏体，并且应将在后续退火热处理时阻碍获得微细的最终退火组织的软质多边形铁素体的形成抑制为最小限度，余量可以确保作为低温微细组织的贝氏体或马氏体、回火马氏体中的任意组织。
但是，本发明中为了在最终退火后确保5％以下的多边形铁素体，重要的是在进行冷却时几乎不经过图1(a)中示出的铁素体区。
因此，在进行奥氏体回火(austempering)热处理、Q&P热处理的一步(1-step)及两步(2-step)热处理中任一种热处理时，如图1(a)的5号所示，将初期冷却速度控制得慢，然后以急速冷却的形态进行冷却，并将平均冷却速度控制为25℃/秒以下，在不经过铁素体区的情况下进行冷却的同时确保残余奥氏体。
上述热处理条件是为了确保在最终退火工序中经过奥氏体回火(austempering)或Q&P工序而制造的冷轧钢板的优异的屈服强度及延展性，这是因为如果一次退火工序后含有小于0.6％的针状残余奥氏体，则会具有屈服强度降低且伸长率降低的缺点。
二次退火
优选地，在所述一次退火后进行二次退火步骤，即，以Ac1～Ac3范围的温度进行加热并维持，然后以小于20℃/秒的平均冷却速度进行冷却至500℃以下的温度，维持1秒以上后进行冷却。冷却至所述500℃以下的温度后可以进行通常的奥氏体回火(austempering)或Q&P热处理(图1的(b))。
本发明中以Ac1～Ac3的范围进行加热是为了通过退火时合金元素分配至奥氏体中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，通过加热后在该温度下进行维持而更加容易地确保基于一次退火热处理后形成的针状残余奥氏体的针状组织。
可以判断由于这种针状残余奥氏体的存在，在发生逆相变的二次退火后也容易确保微细的组织。
所述两相区退火后优选将冷却温度设为500℃以下，这是因为在超过500℃的温度下长时间维持时，奥氏体相会相变为珠光体，从而无法顺利地确保残余奥氏体。因此，在长时间维持时，优选加热至500℃以下的温度，在熔融合金化热处理时，不可避免地将温度升高到500℃以上，但1分钟以内的熔融合金化热处理不会显著劣化本发明的钢的物理性能。
此时，在退火后冷却时，为了抑制钢板的蛇行等，可以在退火后立即经过缓慢冷却区间，但是在缓慢冷却区间应最大限度地抑制向多边形铁素体的相变，才能确保本发明的钢的微细组织及物理性能。
如上所述，本发明通过在Ac1～Ac3的范围中将含有0.6％以上的针状残余奥氏体的低温组织进行加热并维持，从而在二次退火时确保针状微细组织，因此与常规的两次退火热处理中所得到的物理性能相比，能够确保高屈服强度和延展性，其中常规的两次退火热处理是在通常的奥氏体回火(Austempering)、Q&P工序和一次退火时不确保残余奥氏体。
另外，本发明的另一个方面的制造屈服强度和延展性优异的高强度镀覆钢板的方法在所述二次退火步骤后进一步包括在冷轧钢板的表面形成镀覆层的步骤。
上述形成镀覆层的步骤中，可以通过浸渍于热浸镀锌浴中来形成热浸镀锌层，或者将上述形成的热浸镀锌层进行合金化处理来形成合金化热浸镀锌层。此外，可以通过浸渍于铝-硅或锌-镁-铝熔融坩埚中来形成镀铝-硅层或镀锌-镁-铝层。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更加具体的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是为了更加详细地说明本发明而例示的，并不是用于限定本发明的权利范围。本发明的权利范围是根据权利要求书中所记载的内容和由此合理推导的内容来决定的。
通过真空熔炼制造具有表1所示的成分组成的厚度为90mm、宽度为175mm的钢锭，然后在1200℃下将其加热1小时来进行均质化处理，然后在Ar3以上的900℃以上的温度下进行热精轧，并冷却至630℃以上，然后装入预先加热至630℃的炉中维持1小时，然后通过炉冷模拟热轧。之后，以50％～60％的冷轧压下率将经过热轧的所述板材进行冷轧，然后以下述表2的条件进行退火热处理，从而制造最终冷轧钢板，对上述的各个冷轧钢板的屈服强度、拉伸强度及伸长率进行测量的结果一同示于表2中。
下述表1中，各元素含量的单位为重量％。
此外，下述表1中，Bs(贝氏体相变开始温度)、Ms(马氏体相变开始温度)、Ac1(升温时奥氏体形成温度)、Ac3(升温时铁素体完全消失而奥氏体单相热处理开始的温度)的单位为℃，并利用下述关系式进行计算。下述关系式中，各元素符号是以重量％表示各元素的含量的值。
Bs＝830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo
Ms＝539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo
Ac1＝723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W
Ac3＝910-203√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+120As+400Ti
[表1]
[表2]
上述表2中，一次退火后的微细组织为冷轧组织的比较例1的实施例是冷轧后没有进行一次退火而是进行最终退火(二次退火)的实施例。其他的实施例示出了在奥氏体单相区中进行一次退火并进行冷却而确保的微细组织。此外，上述表2中，示于最终退火温度的旁边列中的Ms以下冷却温度是表示在Q&P热处理时以Ms～Mf的范围冷却的温度，再加热温度表示为了二次再分配而升温的热处理温度。上述两种温度显示为“无”的实施例是应用常规的退火工序的过时效处理而非Q&P的例子，其在示出过时效温度的列中标记热处理温度。就进行Q&P热处理的实施例而言，在过时效温度的列中标记为“无”来进行相互区分。
为了详细地研究一次退火后所确保的残余奥氏体的量对最终退火后的物理性能所产生的影响，通过改变冷却条件来进行实验。
比较例2(图1(a)①)是通过水冷(平均冷却速度为1000℃/秒以上)进行冷却至常温，并进一步利用液氮来进行冷却。
比较例3(图1(a)②)是通过水冷(平均冷却速度为1000℃/秒以上)进行冷却至常温。
比较例4(图1(a)③)是通过喷雾冷却(Mist cooling)(平均冷却速度为180℃/秒)进行冷却。
发明例1(图1(a)④)是以25℃/秒的冷却速度进行冷却至室温。
发明例2(图1(a)⑤)是如图1a的5号，应用奥氏体回火(austempering)进行冷却。
发明例3、4及比较例6～7是以25℃/秒的冷却速度进行冷却至常温，比较例5是与发明例2相同，应用如图1a的5号的奥氏体回火(austempering)进行冷却。
为了确认对发明钢1没有进行两次退火的比较例1、一次退火后改变冷却条件的比较例2～4及发明例1～2的屈服强度的改善率，下述表3中记载了屈服强度与伸长率的乘积、拉伸强度与伸长率的乘积、屈服强度与拉伸强度之比以及以比较例1为基准计算的屈服强度的改善率。此外，在图4中以图表的形式示出了根据一次退火后针状残余奥氏体的量而变化的二次退火后的屈服强度的改善率。
[表3]
与应用通常的冷轧-退火热处理的比较例1相比，可以知道应用两次退火的比较例2～4及发明例1～2的屈服强度均得到提高，屈服强度与伸长率的乘积也均得到改善，尤其残余奥氏体的分数越高，屈服强度的改善及屈服强度与伸长率的乘积的改善越明显。
此外，从表3及图4中可以确认，与针状残余奥氏体为小于0.6％的情况相比，针状残余奥氏体的分数为0.6％以上的发明例1～2显示出40％以上的显著的提高率。尤其是针状残余奥氏体的量非常多的发明例2的YS×El、TS×El等得到卓越的改善。
与发明钢1相比，利用发明钢2的发明例3的碳含量低，因此拉伸强度低，但仍然显示出高屈服比。
利用发明钢3的发明例4中，由于大量添加的Al导致的铁素体的导入而屈服比降低，但在二次退火前确保了1.3％的针状残余奥氏体，从而显示出TS×El为20,000MPa％以上的优异的性质。
利用比较钢2的比较例6中，由于碳的添加量非常少，因此难以确保本发明中所限制的拉伸强度的基准，利用比较钢3的比较例7中，由于添加了大量的Mn，因此强度优异，但是伸长率的降幅大，因此TS×El为小于20,000MPa％。
比较钢1除了没有添加Sb，与发明钢具有相似的成分系。利用比较钢1的比较例5与利用发明钢1的发明例2的物理性能几乎没有差异，但如图2中所示，热轧后的内部氧化深度为12.3μm，在后续工序酸洗、冷轧、退火时发生了表层裂纹及凹坑。
以上参考实施例进行了说明，但该技术领域中熟练的技术人员应当理解在不超出专利权利要求书中记载的本发明的思想及领域的范围内，可以对本发明进行多种修正及变更。

Claims (12)

1.屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0％除外)、锑(Sb)：0.01～0.1％、余量的Fe及不可避免的杂质，所述Si及Al之和(Si+Al，重量％)满足1～3.5％，
以面积分数计，微细组织包含5％以下的短轴与长轴之比超过0.4的多边形铁素体、70％以下的短轴与长轴之比为0.4以下的针状铁素体、0.6～25％的残余奥氏体及余量的马氏体，
所述钢板的内部氧化深度自表面起为1μm以下。
2.根据权利要求1所述的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，以面积分数计，所述冷轧钢板的二次退火步骤之前的微细组织由0.6％以上的针状残余奥氏体，以及余量的贝氏体、马氏体及回火马氏体中的一种以上组成。
3.根据权利要求1所述的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板进一步包含选自钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％、钒(V)：0.005～0.1％、锆(Zr)：0.005～0.1％及钨(W)：0.005～0.5％中的一种以上。
4.根据权利要求1所述的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板进一步包含选自钼(Mo)：1％以下(0％除外)、镍(Ni)：1％以下(0％除外)、铜(Cu)：0.5％以下(0％除外)及铬(Cr)：1％以下(0％除外)中的一种以上。
5.根据权利要求1所述的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板进一步包含选自钙(Ca)：0.01％以下(0％除外)、铋(Bi)：0.1％以下(0％除外)及硼(B)：0.01％以下(0％除外)中的一种以上。
6.根据权利要求1所述的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板的拉伸强度为780MPa以上。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板的表面形成有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、镀铝-硅层及镀锌-镁-铝层中的一种。
8.制造屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：
以1000～1300℃加热钢坯，其中，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0％除外)、锑(Sb)：0.01～0.1％、余量的Fe及不可避免的杂质，所述Si及Al之和(Si+Al，重量％)满足1～3.5％；
在800～950℃下，将经过加热的所述钢坯进行热精轧，从而制造热轧钢板；
在750℃以下，将所述热轧钢板进行收卷；
将经过收卷的所述热轧钢板进行冷轧，从而制造冷轧钢板；
一次退火，以Ac3以上的温度将所述冷轧钢板进行退火，并以25℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却；以及
二次退火，在所述一次退火后，以Ac1～Ac3范围的温度进行加热及维持，然后以小于20℃/秒的平均冷却速度进行冷却至500℃以下的温度，维持1秒以上后进行冷却。
9.根据权利要求8所述的制造屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板的方法，其特征在于，所述钢坯进一步包含选自钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％、钒(V)：0.005～0.1％、锆(Zr)：0.005～0.1％及钨(W)：0.005～0.5％中的一种以上。
10.根据权利要求9所述的制造屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板的方法，其特征在于，所述钢坯进一步包含选自钼(Mo)：1％以下(0％除外)、镍(Ni)：1％以下(0％除外)、铜(Cu)：0.5％以下(0％除外)及铬(Cr)：1％以下(0％除外)中的一种以上。
11.根据权利要求9所述的制造屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板的方法，其特征在于，所述钢坯进一步包含选自钙(Ca)：0.01％以下(0％除外)、铋(Bi)：0.1％以下(0％除外)及硼(B)：0.01％以下(0％除外)中的一种以上。
12.根据权利要求8至11中任一项所述的制造屈服强度和延展性优异的高强度冷轧钢板的方法，其特征在于，所述方法在所述二次退火步骤后，进一步包括在冷轧钢板的表面形成热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、镀铝-硅层及镀锌-镁-铝层中的一种的步骤。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112410668A (zh) * 2020-11-11 2021-02-26 鞍钢股份有限公司 一种780MPa级汽车结构用钢及生产方法
CN112458382A (zh) * 2020-11-11 2021-03-09 鞍钢股份有限公司 一种550MPa级汽车结构用钢及生产方法
CN115768915A (zh) * 2020-06-30 2023-03-07 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
CN116034176A (zh) * 2020-06-17 2023-04-28 浦项股份有限公司 成型性优异的高强度钢板及其制造方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102077182B1 (ko) * 2017-12-26 2020-02-13 주식회사 포스코 인산염 처리성이 우수한 초고강도 도금 냉연강판 제조방법
KR20230081744A (ko) * 2021-11-29 2023-06-08 주식회사 포스코 연신율이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20080295928A1 (en) * 2005-12-26 2008-12-04 Posco Method for Manufacturing High Strength Steel Strips with Superior Formability and Excellent Coatability
CN101495661A (zh) * 2006-12-28 2009-07-29 Posco公司 具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板及其制造方法
US20110030857A1 (en) * 2008-05-19 2011-02-10 Posco High strength thin steel sheet for the superior press formability and surface quality and galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
WO2011090179A1 (ja) * 2010-01-22 2011-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特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
WO2012067379A2 (ko) * 2010-11-15 2012-05-24 (주)포스코 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＤＰ강의 제조방법
WO2015174605A1 (ko) * 2014-05-13 2015-11-19 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4188581B2 (ja) * 2001-01-31 2008-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
AU2003211764A1 (en) * 2002-03-18 2003-09-29 Kawasaki Steel Corporation Process for producing high tensile hot-dip zinc-coated steel sheet of excellent ductility and antifatigue properties
KR20060028909A (ko) * 2004-09-30 2006-04-04 주식회사 포스코 형상 동결성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR100711358B1 (ko) * 2005-12-09 2007-04-27 주식회사 포스코 성형성, 소부경화성 및 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
JP5457840B2 (ja) * 2010-01-07 2014-04-02 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5765092B2 (ja) * 2010-07-15 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101320242B1 (ko) * 2011-03-29 2013-10-23 현대제철 주식회사 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR20130027794A (ko) * 2011-09-08 2013-03-18 현대하이스코 주식회사 저항복비형 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법
WO2015177582A1 (fr) * 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20080295928A1 (en) * 2005-12-26 2008-12-04 Posco Method for Manufacturing High Strength Steel Strips with Superior Formability and Excellent Coatability
CN101346479A (zh) * 2005-12-26 2009-01-14 Posco公司 具有优良可成形性和极佳可涂镀性高强度钢带的制造方法
CN101495661A (zh) * 2006-12-28 2009-07-29 Posco公司 具有优良机械性能和表面质量的高强度镀Zn钢板及其制造方法
US20110030857A1 (en) * 2008-05-19 2011-02-10 Posco High strength thin steel sheet for the superior press formability and surface quality and galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
WO2011090179A1 (ja) * 2010-01-22 2011-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特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
WO2012067379A2 (ko) * 2010-11-15 2012-05-24 (주)포스코 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＤＰ강의 제조방법
WO2015174605A1 (ko) * 2014-05-13 2015-11-19 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116034176A (zh) * 2020-06-17 2023-04-28 浦项股份有限公司 成型性优异的高强度钢板及其制造方法
CN115768915A (zh) * 2020-06-30 2023-03-07 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
CN115768915B (zh) * 2020-06-30 2024-02-23 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
CN112410668A (zh) * 2020-11-11 2021-02-26 鞍钢股份有限公司 一种780MPa级汽车结构用钢及生产方法
CN112458382A (zh) * 2020-11-11 2021-03-09 鞍钢股份有限公司 一种550MPa级汽车结构用钢及生产方法
CN112458382B (zh) * 2020-11-11 2021-09-14 鞍钢股份有限公司 一种550MPa级汽车结构用钢及生产方法
CN112410668B (zh) * 2020-11-11 2021-09-14 鞍钢股份有限公司 一种780MPa级汽车结构用钢及生产方法

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