CN110073023A - 弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种用于车辆结构部件且拉伸强度为780MPa级以上的高张力钢，更具体地，涉及一种满足作为DP(Dual phase)钢的特性的低屈服比和高延展性的同时具有优异的弯曲性和延伸凸缘性的高张力钢及其制造方法。

Description

弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于车辆结构部件的高张力钢，更具体地，涉及弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢及其制造方法。
背景技术
随着作为地球环境保护的课题加强车辆燃料效率的规定，积极推进车身的轻量化。一种措施是通过钢板的高强度化来减少车辆材料的重量。
通常，高强度车辆材料可分为析出强化钢、烘烤硬化钢、固溶强化钢、相变强化钢等。
其中，相变强化钢有双相组织钢(Dual Phase Steel，DP钢)、相变诱发塑性钢(Transformation Induced Plasticity Steel，TRIP钢)、复合组织钢(Complex PhaseSteel，CP钢)等。所述相变强化钢称为先进高强度钢(Advanced High Strength Steel，AHSS)。
所述DP钢是硬质的马氏体微细而均匀地分散在软质铁素体内以确保高强度的钢，CP钢是包含铁素体、马氏体和贝氏体的二相或三相，并包含用于提高强度的Ti、Nb等析出强化元素的钢。TRIP钢是在室温下加工微细而均匀地分散的残余奥氏体相时能够引起马氏体相变并确保高强度和高延展性的钢种。
近年来，为了提高燃料效率或耐久性，要求车辆用钢板具有更高的强度，从碰撞稳定性和保护乘客的方面考虑，将拉伸强度为780Mpa以上的高强度钢板用作车身结构或加强件的使用量逐渐增加。
为了提高伸长(stretching)性，至今为止钢材的开发主要致力于延展性和拉伸强度方面，但是，近年来，由于加工时使用剪切机剪切的切割边缘(cut-edge)的延展性(ductility)低，从而加工时频繁发生边缘(edge)部位产生裂纹的情况。尤其，即使延伸率再优异，只要弯曲加工性(bendability)或延伸凸缘性(stretch-flangeability)差，也无法用于诸如侧梁(sill side)、座椅(seat)部件等要求弯曲性或延伸凸缘性的部件。
为了解决如上所述的问题，将传统的部件成型优异的DP钢用于上述部件制造中的汽车公司，需要开发满足DP钢特性的低屈服比和高延展性的同时具有优异的弯曲性和延伸凸缘性的DP钢。
另外，车辆用钢板需要高耐蚀性，因此过去一直使用耐蚀性优异的热浸镀锌钢板。并且，所述钢板是通过在一个线上执行再结晶退火和镀覆的连续热浸镀锌设备来制造，因此能够以低成本制造具有优异的耐蚀性的钢板。
并且，热浸镀锌后重新进行加热处理的合金化热浸镀锌钢板由于具有优异的耐蚀性以及优异的焊接性和成型性，因此被广泛应用。
但是，由于Si、Mn等为提高钢的强度而添加的淬透性元素及氧化性元素，难以确保热浸镀覆的表面质量。
因此，为了车辆的轻量化，需要开发满足DP钢特性的低屈服比和高延展性的同时，具有优异的弯曲性和延伸凸缘性的DP钢，还需要开发进一步具有优异的耐蚀性和焊接性的高张力热浸镀锌钢板。
作为提高高张力钢板的加工性的现有技术，专利文献1中公开了一种高张力钢板的制造方法，所述钢板作为由以马氏体为主体的复合组织构成的钢板，在组织内部分散粒径为1～100nm的微细的析出铜粒子以提高加工性。
但是，该技术需要过量添加2～5％的Cu，以析出良好的微细Cu粒子，因此有可能产生因所述Cu引起的赤热脆性，而且会引起制造成本过度增加的问题。
另外，提出扩孔性良好的高张力热浸镀锌钢板的专利文献2中，公开了一种具有将铁素体作为基体组织且包含2～10面积％的珠光体的组织的析出强化型钢板。所述析出强化型钢板是通过基于主要添加Nb、Ti、V等碳化物、氮化物形成元素的析出强化和晶粒微细化来提高强度的钢板，其虽然具有良好的扩孔性，但在提高拉伸强度方面存在局限性，并且屈服强度高，延展性低，因此冲压成型时会产生裂纹。
作为另一个技术，专利文献3中公开了一种利用残余奥氏体相的加工性优异的复合组织钢板的制造方法。然而，该技术由于添加大量的Si和Al而难以确保镀覆质量，炼钢和连铸时难以确保表面质量。并且，难以确保汽车公司要求的低屈服比，因此在冲压成型时会产生加工裂纹。
(专利文献1)日本公开专利公报第2005-264176号
(专利文献2)韩国公开专利公报第2015-0073844号
(专利文献3)日本公开专利公报第2015-113504号
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的一个方面涉及一种拉伸强度为780MPa级以上的高张力钢，更具体地，提供一种满足作为DP(Dual phase)钢特性的低屈服比和高延展性的同时具有优异的弯曲性和延伸凸缘性的高张力钢及其制造方法。
(二)技术方案
根据本发明的一方面，提供一种弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢，其包括基材钢板和所述基材钢板的至少一面的锌类镀层，以重量％计，所述基材钢板包含：碳(C)：0.05～0.15％、硅(Si)：1.5％以下(0％除外)、锰(Mn)：1.5～2.5％、钼(Mo)：0.2％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.5％以下(0％除外)、磷(P)：0.1％以下(0％除外)、硫(S)：0.01％以下(0％除外)、铝(sol.Al)：0.02～0.06％、钛(Ti)：0.003～0.06％、铌(Nb)：0.003～0.06％、氮(N)：0.01％以下(0％除外)、硼(B)：0.003％以下(0％除外)及余量的Fe和其他不可避免的杂质，由以下式(1)表示的Si、Mo、Cr及C的成分关系为5以上，以面积分数计，所述基材钢板的微细组织包含10～30％的马氏体、20～40％的回火马氏体及余量的铁素体，在所述基材钢板的厚度的1/4t(其中，t表示钢的厚度(mm))位置处，由以下式(2)表示的马氏体相和回火马氏体相的硬度比为2以下，由以下式(3)表示的马氏体相与铁素体相的硬度比为3以下，
式(1)
{(Si+Cr+Mo)/C}≥5
(其中，各成分表示重量含量。)
式(2)
(HM/HTM)≤2
(其中，M表示马氏体，TM表示回火马氏体。)
式(3)
(HM/HF)≤3
(其中，M表示马氏体，F表示铁素体。)
根据本发明的另一方面，提供一种弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢的制造方法，其包括以下步骤：
在1050～1250℃的温度范围对满足上述合金组成和成分关系的钢坯进行加热；在Ar3+50℃～950℃的温度范围对加热的所述钢坯进行热终轧，以制造热轧钢板；在400～700℃的温度范围对所述热轧钢板进行收卷；所述收卷后，以40～80％的冷压下率进行冷轧，以制造冷轧钢板；在Ac1+30℃～Ac3-20℃的温度范围，对所述冷轧钢板进行连续退火；所述连续退火后，以2～14℃/s的冷却速度第一次冷却至630～670℃；所述第一次冷却后，在氢气冷却设备中以10℃/s以上的冷却速度第二次冷却至300～400℃；所述第二次冷却后，在400～500℃的温度范围进行再加热(reheating)；所述再加热后进行热浸镀锌；以及所述热浸镀锌后，以3℃/s以上的冷却速度最终冷却至Ms～100℃。
(三)有益效果
根据本发明，可提供一种通过优化合金组成和制造条件来获得满足DP钢所具有的特性的低屈服比和高延展性的同时，具有优异的弯曲性和延伸凸缘性的高张力钢。
本发明的高张力钢可适用于要求多种特征的车辆用结构部件的材料。
附图说明
图1表示本发明的一个实施例中的发明钢和比较钢的基于基材钢板厚度的1/4t位置处的铁素体内的Si、Mo、Cr及C之间的含量比(浓度比)的M相与TM相的硬度比(HM/HTM)的变化。
图2表示本发明的一个实施例中的发明钢和比较钢的基于基材钢板厚度的1/4t位置处的铁素体内的Si、Mo、Cr及C之间的含量比(浓度比)的M相和F相的硬度比(HM/HF)的变化。
图3表示本发明的一个实施例中的发明钢和比较钢的HER值与三点弯曲角的乘积(HER×3点弯曲角)的值和屈服比。
最佳实施方式
本发明的发明人针对满足现有DP钢所具有的低屈服比和高延展性的同时能够确保优异的弯曲性和延伸凸缘性的方案进行深入的研究。结果，确认了可通过优化合金组成和制造条件制造具有有助于确保目标物理性质的微细组织的高张力钢，并由此完成了本发明。
尤其，本发明通过控制钢板(基材钢板)厚度的1/4t位置处的基体组织内的特定成分的含量，并优化制造条件，从而能够在最终组织中引入铁素体、马氏体及回火马氏体相，并微细而均匀地分散所述各相，由此具有抑制马氏体带的形成的效果。
并且，通过提高铁素体内的Si、Mo、Cr的固溶浓度，降低由产生所述回火马氏体而引起的马氏体的C浓度，能够最小化相(phase)间硬度差。因此，在提高成型性、弯曲性及延伸凸缘性方面具有技术意义。
如上所述，引入微细的回火马氏体的同时以预定分数以上精确控制铁素体和马氏体的复合组织，在塑性变形的初始阶段，显示出在低应力下开始变形，屈服比变低，加工硬化率高的特性。并且，这种微细组织的变化能够缓和局部应力和变形，延迟气孔的产生、生长及聚合，从而具有提高延展性的效果。
下面，对本发明进行详细说明。
本发明的一方面的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢是包括基材钢板和所述基材钢板的至少一面的锌类镀层的热浸镀锌类钢板，以重量％计，所述基材钢板优选包含：碳(C)：0.05～0.15％、硅(Si)：1.5％以下(0％除外)、锰(Mn)：1.5～2.5％、钼(Mo)：0.2％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.5％以下(0％除外)、磷(P)：0.1％以下(0％除外)、硫(S)：0.01％以下(0％除外)、铝(sol.Al)：0.02～0.06％、钛(Ti)：0.003～0.06％、铌(Nb)：0.003～0.06％、氮(N)：0.01％以下(0％除外)、硼(B)：0.003％以下(0％除外)。
下面，详细说明本发明中如上控制所述基材钢板的合金组成的理由。此时，除非有特别说明，否则各合金组成的含量表示重量％。
C：0.05～0.15％
碳(C)是为了钢的相变组织强化而添加的主要元素。所述C促进钢的高强度化，并有助于在复合组织钢中的马氏体的形成。随着所述C含量的增加，钢中的马氏体量增加。
然而，当所述C含量超过0.15％时，钢中马氏体量增加，强度增加，但是，与碳浓度相对低的铁素体之间的强度差增加。这种强度差容易在施加应力时在相间界面引起裂纹，因此弯曲特性和延伸凸缘性降低。并且，焊接性变差，因此客户在加工部件时会发生焊接缺陷。另一方面，当所述C含量小于0.05％时，难以确保目标强度。
因此，在本发明中，优选将所述C含量控制在0.05～0.15％。更有利地，优选包含0.06～0.12％的C。
Si：1.5％以下(0％除外)
硅(Si)是在不降低钢的延展性的情况下有助于确保强度的元素。并且，Si是通过促进铁素体的形成并助长向未转变奥氏体的C浓缩，从而促进马氏体的形成的元素。并且，固溶强化性能好，增加铁素体的强度，从而有效降低相(phase)间硬度差。
然而，当所述Si含量超过1.5％时，镀覆表面质量差，热浸镀锌时难以确保表面质量。
因此，在本发明中，优选将所述Si含量控制在1.5％以下，0％除外。更优选地，控制在0.1～1.0％。
Mn：1.5～2.5％
锰(Mn)在不降低延展性的情况下使粒子微细化，并将钢中的硫(S)完全析出为MnS，从而防止因FeS的生成引起的热脆性。并且，所述Mn是强化钢的元素，同时起到降低在复合组织钢中获得马氏体相的临界冷却速度的作用，因此有助于更容易地形成马氏体。
当所述Mn含量小于1.5％时，无法获得上述效果，而且难以确保目标水平的强度。另一方面，当Mn含量超过2.5％时，发生焊接性、热轧性等问题的可能性高，过多形成马氏体，使得材质不稳定，组织内形成Mn-Band(Mn氧化物带)，从而会增加产生加工裂纹和板断裂的危险。并且，退火时表面溶出Mn氧化物，大大阻碍镀覆性。
因此，在本发明中，优选将所述Mn含量控制在1.5～2.5％。更有利地，优选包含1.70～2.35％的Mn。
Mo：0.2％以下(0％除外)
钼(Mo)是为了延迟奥氏体转变为珠光体的同时，为了铁素体的微细化和提高强度而添加的元素。所述Mo的优点在于，提高钢的淬透性，并将马氏体微细地形成在晶界(grainboundary)中，从而能够控制屈服比。然而，钼是高价元素，其含量越高，在制造方面越不利，因此优选地，适当控制钼含量。
为了充分获得上述效果，优选地，最多添加0.2％的所述Mo。当Mo含量超过0.2％时，合金成本急剧上升，经济性降低，并且由于过度的晶粒微细化效果和固溶强化效果，反而会降低钢的延展性。
因此，在本发明中，优选将所述Mo含量控制在0.2％以下，0％除外。更有利地，优选包含0.01～0.15％的Mo。
Cr：1.5％以下(0％除外)
铬(Cr)作为具有与所述Mn相似的特性的成分，是为了提高钢的淬透性并确保高强度而添加的元素。所述Cr有助于形成马氏体，相比强度的上升，使延展性的降低最小化，有利于制造具有高延展性的复合组织钢。尤其，热轧过程中形成诸如Cr23C6的Cr类碳化物，在退火过程中部分碳化物溶解，部分碳化物不溶解而被残留，因此冷却后能够将马氏体内的固溶C量控制在适当水平以下，抑制产生屈服点延伸(YP-El)，从而有利于制造屈服比低的复合组织钢。
在本发明中，通过添加所述Cr而促进淬透性的提高，以使马氏体的形成变得容易，但是，当Cr含量超过1.5％时，过度增加马氏体的形成比率，Cr类碳化物的分数增加并粗大化，退火后马氏体的尺寸粗大化，从而会降低延伸率。
因此，在本发明中，优选将所述Cr含量控制在1.5％以下，0％除外。
P：0.1％以下(0％除外)
磷(P)是不会大幅降低钢的成型性的同时有利于确保强度的元素，但是，过量添加P时，会大大增加发生脆性破坏的可能性，使得在热轧过程中发生板坯断裂的可能性增加，阻碍镀覆表面特性。
因此，优选将所述P含量控制在0.1％以下，但是考虑到不可避免地被添加的水平，0％除外。
S：0.01％以下(0％除外)
硫(S)作为钢中的杂质元素，是不可避免地被添加的元素，因此，优选地，S含量控制在尽可能低的水平。尤其，所述S具有增加产生赤热脆性的可能性的问题，因此，优选将S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，0％除外。
sol.Al：0.02～0.06％
可溶性铝(sol.Al)是为了钢的粒度微细化和脱氧而添加的元素。当所述sol.Al含量小于0.02％时，难以在通常的稳定状态下制造铝镇静(Al-killed)钢。另一方面，当sol.Al含量超过0.06％时，因晶粒微细化效果而有利于增加强度，但是，在炼钢连铸作业时形成过多的夹杂物，引起镀覆钢板表面不良的可能性变高，而且会导致制造成本增加。
因此，在本发明中，优选将sol.Al含量控制在0.02～0.06％。
Ti：0.003～0.06％,Nb：0.003～0.06％
钛(Ti)和铌(Nb)是提高钢的强度和微细化粒径的有效元素。当所述Ti和Nb含量分别小于0.003％时，无法充分确保上述效果，另一方面，当所述Ti和Nb含量分别超过0.06％时，制造成本增加，产生过量的析出物，从而可能会大大阻碍延展性。
因此，在本发明中，优选地分别将所述Ti和Nb控制在0.003～0.06％。
N：0.01％以下(0％除外)
氮(N)作为钢中的杂质元素，是不可避免地被添加的元素。尽可能低地控制所述N是重要的，但是这样具有钢的精炼成本急剧增加的问题。因此，优选控制在作业条件可能的范围，即0.01％以下，但是考虑到不可避免地被添加的水平，0％除外。
B：0.003％以下(0％除外)
硼(B)是在退火时的冷却过程中有利于延迟奥氏体转变为珠光体的元素。当所述B含量超过0.003％时，过多的B富集在表面，从而会导致镀覆粘合性变差。
因此，在本发明中，优选将所述B含量控制在0.003％以下，但是考虑到不可避免地被添加的水平，0％除外。
本发明的其余成分为铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中会从原料或周围环境不可避免地混入意想不到的杂质，因此无法排除。制造过程的普通技术人员均知晓这些杂质，因此在本说明书中不会特别提及这些杂质的所有内容。
另外，为了确保本发明的目标成型性、弯曲性、延伸凸缘性等物理性质，需要满足上述合金组成的同时，还需要满足如下的微细组织构成。
具体地，本发明的高张力钢的基材钢板的微细组织，以面积分数计，优选包含10～30％的马氏体、20～40％的回火马氏体及余量的铁素体。
为了满足作为复合组织钢，即DP钢的特性的低屈服比和高延展性的同时确保优异的弯曲性和延伸凸缘性，重要的是控制组织相(phase)和分数。
因此，本发明的技术特征为引入回火马氏体相，并且所述回火马氏体相形成在铁素体与马氏体之间，从而具有减少马氏体与铁素体的相(phase)之间的硬度差的效果。
此时，当所述回火马氏体相的分数控制在20～40％时，会降低由回火马氏体的产生引起的马氏体相的C浓度，从而可有效降低相间硬度差。但是，所述回火马氏体相的分数超过40％时，屈服强度增加，难以确保作为DP钢的特性的低屈服比和高延展性的物理性质。
并且，当所述马氏体相分数控制在10～30％，所述铁素体相分数控制在30％以上时，在塑性变形初始阶段，显示出在低应力下开始变形，屈服比变低，加工硬化率高的特性。并且，这种组织的变化能够缓和局部应力和变形，延迟气孔的产生、生长及聚合，从而具有提高延展性的效果。但是，当所述马氏体相分数超过30％时，相间硬度差变高，无法确保弯曲性与延伸凸缘性的乘积(HER×弯曲角(3点弯曲角))的值为3000以上。此时，成型成部件时，由于剪切变形而会在边缘(edge)部或预先剪切的孔周围产生裂纹(crack)，或者会在受弯曲的部位产生加工裂纹。
具有上述微细组织的本发明的基材钢板的由以下式(1)表示的Si、Mo、Cr及C的成分关系优选为5以上。
式(1)
{(Si+Cr+Mo)/C}≥5
(其中，各成分表示重量含量)
这是为了提高铁素体内的Si、Mo、Cr的固溶浓度，以有效减少相间硬度差，当在所述基材钢板的厚度的1/4t(其中，t表示钢的厚度(mm))位置处的Si、Mo、Cr及C之间的成分关系满足式(1)时，可确保在所述基材钢板的厚度的1/4t位置处由以下式(4)表示的铁素体内的Si、Mo、Cr及C的含量比为250以上。
式(4)
{(SiF+MoF+CrF)/CF}≥250
当所述式(1)的值小于5时，无法充分获得通过Si、Mo、Cr的固溶强化效果，从而无法确保基材钢板的厚度的1/4t位置处的铁素体内的成分关系(式(4))值为250以上。即，无法有效减少相间硬度差。
如上所述，基材钢板的微细组织构成以及厚度的1/4t位置处内的合金组成之间的关系同时满足上述控制范围，从而可以确保在所述基材钢板的厚度的1/4t位置处由以下式(2)表示的马氏体相和回火马氏体相的硬度比为2以下，由以下式(3)表示的马氏体相和铁素体相的硬度比为3以下。
式(2)
(HM/HTM)≤2
(其中，M表示马氏体，TM表示回火马氏体。)
式(3)
(HM/HF)≤3
(其中，M表示马氏体，F表示铁素体。)
本发明的高张力钢具有780MPa以上的拉伸强度，且屈服比(YR＝YS/TS)为0.7以下，(HER×弯曲角)的值为3000以上，因此能够满足低屈服比和高延展性的同时，确保优异的弯曲性和延伸凸缘性。
以下，对本发明的另一方面的制造本发明中提供的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢的方法进行详细说明。
简而言之，本发明可以通过[钢坯加热-热轧-收卷-冷轧-连续退火-冷却-再加热(reheating)-热浸镀锌-冷却]工艺来制造目标高张力钢，下面将详细说明各步骤的条件。
[钢坯加热]
首先，对具有上述成分体系的钢坯进行加热。本工艺是为了顺利进行后续热轧工艺且充分获得钢板的目标物理性质而进行的。在本发明中，对所述加热工艺的工艺条件不作特别限定，只要是通常的条件即可。例如，可在1050～1250℃的温度范围进行再加热工艺。
[热轧]
优选地，在Ar3相变点以上对如上经过加热的钢坯进行热终轧，以制造热轧钢板。
更优选地，所述热终轧在Ar3+50℃～950℃的温度范围进行，但是，当所述终轧温度低于Ar3+50℃时，执行铁素体和奥氏体双相域轧制，可能会导致材质的不均匀性。另一方面，当所述终轧温度超过950℃时，由于高温轧制引起的异常粗大粒的形成，可能会引起材质的不均匀，从而在冷却热轧钢板时可能会发生卷板扭曲的现象，因此不优选。
[收卷]
优选地，对如上制造的热轧钢板进行收卷。
优选地，在400～700℃的温度范围进行所述收卷，当所述收卷温度低于400℃时，由于形成过多的马氏体或贝氏体而导致热轧钢板的强度过度增加，从而在后续冷轧时可能会引起由负荷引起的形状不良等。另一方面，当收卷温度超过700℃时，会加重钢中的Si、Mn及B等降低热浸镀锌的润湿性的元素的表面富集。
[冷轧]
优选地，对收卷的所述热轧钢板进行冷轧，以制造冷轧钢板。
优选地，以40～80％的冷压下率进行所述冷轧，当所述冷压下率小于40％时，不仅难以确保目标厚度，而且难以校正钢板的形状。另一方面，当所述冷压下率超过80％时，在钢板边缘(edge)部产生裂纹的可能性高，并且会引起冷轧负荷。
[连续退火]
优选地，对如上制造的冷轧钢板进行连续退火处理。例如，所述连续退火处理可以在连续合金化热浸镀覆炉中进行。
所述连续退火步骤是用于进行再结晶的同时形成铁素体和奥氏体相并分解碳。
所述连续退火处理优选在Ac1+30℃～Ac3-20℃的温度范围进行，更优选地，可以在780～830℃的温度范围进行。
当所述连续退火时的温度低于Ac1+30℃时，无法实现充分的再结晶，而且难以形成充分的奥氏体，因此，退火后无法获得目标水平的马氏体相和回火马氏体相分数。另一方面，当所述连续退火的温度超过Ac3-20℃时，生产性降低，形成过多的奥氏体相，冷却后回火马氏体分数大幅增加，使得屈服强度增加，且延展性减小。并且，由Si、Mn、B等降低热浸镀锌的润湿性的元素引起的表面富集加重，从而可能会降低镀覆表面质量。
[冷却]
优选地，对如上进行连续退火处理的冷轧钢板分阶段进行冷却。
具体地，所述冷却是以2～14℃/s的平均冷却速度第一次冷却至630～670℃，然后以10℃/s以上的平均冷却速度第二次冷却至300～400℃，更有利地，优选以10℃/s以上的平均冷却速度第二次冷却至Ms～Ms-50℃。
当所述第一次冷却时的终止温度低于630℃时，由于过低的温度使得碳的扩散活性低，铁素体内碳浓度变高，从而增加屈服比，并增加加工时产生裂纹的倾向。另一方面，当终止温度超过670℃时，虽然有利于碳的扩散，但是在后续工艺即第二次冷却时需要过高的冷却速度。并且，当所述第一次冷却时的平均冷却速度小于2℃/s时，不利于生产性，另一方面，当平均冷却速度超过14℃/s时，无法充分进行碳的扩散，因此不优选。
优选地，以上述条件完成第一次冷却后进行第二次冷却，当所述第二次冷却的终止温度低于300℃时，马氏体相的分数过多，无法确保目标低屈服比。另一方面，当所述第二次冷却的终止温度超过400℃时，无法确保充分的马氏体相，在后续工艺中无法确保充分分数的回火马氏体相，因此无法有效降低相间硬度差。并且，当所述第二次冷却时的平均冷却速度小于10℃/s时，可能会无法充分形成马氏体相。
更优选地，以15℃/s以上的平均冷却速度进行，对其上限没有特别限定，可考虑冷却设备来进行选择。
并且，优选使用利用氢气(H2gas)的氢气冷却设备进行所述第二次冷却。如上所述，利用氢气冷却设备进行冷却，从而能够抑制所述第二次冷却时会发生的表面氧化。
[再加热(reheating)]
优选地，在预定温度范围对如上完成冷却的冷轧钢板进行再加热，并对在所述冷却工艺中形成的马氏体相进行回火，以形成回火马氏体相。
为了充分确保所述回火马氏体相，优选在400～500℃的温度范围进行再加热。当所述再加热时的温度低于400℃时，马氏体回火引起的软化不足，回火马氏体的硬度增加，使得相间硬度差增加。另一方面，当其温度超过500℃时，马氏体回火引起的软化过度，无法确保目标强度。
[热浸镀锌]
优选地，将如上进行再加热的冷轧钢板浸渍在热浸镀锌浴中以制造热浸镀锌钢板。
此时，可以以通常的条件进行热浸镀锌，例如，可以在430～490℃的温度范围进行。并且，对于所述热浸镀锌时的热浸镀锌浴的组成没有特别限定，可以是纯锌镀浴或者是包含Si、Al、Mg等的锌类合金镀浴。
[最终冷却]
完成所述热浸镀锌后，优选以3℃/s以上的冷却速度冷却至Ms～100℃。在此过程中，可在基材钢板中新形成马氏体(fresh martenstie)相。
当所述冷却时的终止温度超过Ms时，无法充分确保马氏体相，另一方面，当所述冷却时的终止温度低于100℃时，会引起板形状的不良。并且，当平均冷却速度小于3℃/s时，由于过慢的冷却速度，可能会形成不均匀的马氏体。
另一方面，可根据需要，在最终冷却前对热浸镀锌钢板进行合金化热处理，从而获得合金化热浸镀锌钢板。在本发明中，对合金化热处理工艺条件不作特别限定，只要是通常的条件即可。例如，可在480～600℃的温度范围进行合金化热处理工艺。
接着，可根据需要，对最终冷却的热浸镀锌类钢板或合金化热浸镀锌类钢板进行平整轧制，从而在位于马氏体周围的铁素体中形成大量的位错，以进一步提高烘烤硬化性。
此时，压下率优选小于1.0％(0％除外)。当压下率为1.0％以上时，有利于形成位错，但是由于设备能力的限制可能会引起板断裂等副作用。
根据上述条件制造的本发明的高张力钢的基材钢板的微细组织，以面积分数计，可包含10～30％的马氏体、20～40％的回火马氏体及余量的铁素体。并且，基材钢板厚度的1/4t位置处的基体组织内的铁素体内的Si、Mo、Cr、C的浓度比(式(1))为250以上，基材钢板厚度的1/4t位置处的基体组织内的M相与TM相的硬度比(HM/HTM)为2以下，M相与F相的硬度比(HM/HFF)为3以下，具有较小的相间硬度差。而且，屈服比为0.7以下，较低，HER与3点弯曲角的乘积为(HER×弯曲角)3000以上，具有优异的弯曲性和延伸凸缘性。
下面，通过实施例对本发明进行更具体的说明。然而，需要说明的是，以下实施例是用于更详细地说明本发明的例示，并不是用于限定本发明的权利范围。本发明的权利范围是由权利要求书中记载的事项及由此合理推导的事项确定。
具体实施方式
(实施例)
制造具有以下表1中示出的合金组成的钢坯后，在1050～1250℃的温度范围对所述钢坯进行加热，然后在Ar3相变点温度以上，即Ar3+50℃～950℃的温度范围进行热终轧，从而制造热轧钢板。对如上制造的各热轧钢板进行酸洗后，在400～700℃温度范围进行收卷，然后以40～80％的冷压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板。
然后，以表2中示出的条件，对各冷轧钢板进行连续退火处理，然后经过第一次冷却和第二次冷却来进行再加热(reheating)处理。此时，连续退火温度、第二次冷却终止温度及再加热温度以以下表2所示的条件进行，所述连续退火处理后的第一次冷却是以2～14℃/s的冷却速度冷却至630～670℃，后续的第二次冷却时，是以10℃/s以上的速度进行。
接着，在430～490℃的热浸镀锌浴中进行镀锌处理后进行最终冷却，然后以小于1％的压下率进行平整轧制，从而制造热浸镀锌钢板。
观察如上制造的各热浸镀锌钢板的微细组织，评价机械特性和镀覆特性，并将其结果表示在表3中。
利用ASTM标准在L方向上进行各试片的拉伸试验。并且，扩孔性(Hole expansionratio，HER)的评价是利用日本JSF T1001-1996标准进行的评价，3点弯曲试验是利用VDA(德国汽车工业联合会)238-100标准评价弯曲角(180度-弯曲内角)。在所述3点弯曲试验时，弯曲角越大，评价为弯曲性越优异。
并且，微细组织的分数是通过在基材钢板的板厚度的1/4t位置处分析基体组织，并利用其结果。具体地，进行硝酸浸蚀液(Nital)腐蚀后，利用FE-SEM和图像分析仪(Imageanalyzer)测量马氏体、回火马氏体、铁素体分数。另外，在基材钢板厚度的1/4t位置处，利用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscopy，TEM)、能量色散谱(EnergyDispersive Spectroscopy，EDS)和ELLS分析设备测量铁素体内的Si、Mo、Cr、C浓度。并且，利用维氏显微硬度计(Vickers Micro Hardness Tester)测量10次相(phase)间硬度后取平均值。
[表1]
(表1中的成分比表示基材钢板的{(Si+Cr+Mo)/C}的成分关系值。)
[表2]
钢种 退火温度(℃) 第二次冷却终止温度(℃) 再加热温度(℃)
发明钢1 820 329 470
发明钢2 790 300 456
发明钢3 800 360 481
发明钢4 800 320 447
发明钢5 830 380 421
比较钢1 780 <u>440</u> <u>361</u>
比较钢2 780 400 <u>344</u>
比较钢3 780 360 <u>280</u>
比较钢4 830 <u>280</u> <u>520</u>
比较钢5 <u>840</u> 320 <u>540</u>
[表3]
(在表3中，F表示铁素体，M表示马氏体，TM表示回火马氏体。并且，YS表示屈服强度，TS表示拉伸强度，El表示延伸率，YR表示屈服比。并且，硬度比表示在基材钢板的厚度的1/4t位置处测量的维氏硬度值，浓度比表示在基材钢板的厚度的1/4t位置处由本发明中的式(1)表示的铁素体内的Si、Mo、Cr及C的含量比({(SiF+MoF+CrF)/CF})。)
如所述表1和表2所示，钢合金组成、成分比和制造条件均满足本发明提出的范围的发明钢1至发明钢5的屈服比低，均为0.7以下，且HER×弯曲角的值为3000以上，从而能够确保优异的成型性。并且，可确认这些发明钢均具有良好的镀覆特性。
另一方面，钢合金组成、成分比及制造条件中的一个以上条件脱离本发明提出的范围的比较钢1至比较钢5的屈服比高，超过0.7，其中，比较钢1至比较钢3的HER×弯曲角的值小于3000，从而可确认其无法确保成型性。其中，比较钢5的镀覆性差，产生未镀覆的情况。
图1表示发明钢和比较钢的基于基材钢板厚度的1/4t位置处的铁素体内的Si、Mo、Cr及C之间的含量比(浓度比)的M相与TM相的硬度比(HM/HTM)的变化，可以确认到所述浓度比的值为250以上时，能够确保M相与TM相之间的硬度比为2以下。
图2表示发明钢和比较钢的基于基材钢板厚度的1/4t位置处的铁素体内的Si、Mo、Cr及C之间的含量比(浓度比)的M相与F相的硬度比(HM/HF)的变化，可以确认到所述浓度比的值为250以上时，能够确保M相与F相之间的硬度比为3以下。
图3表示发明钢和比较钢的HER值与3点弯曲角的乘积(HER×3点弯曲角)的值和屈服比，可以确认到，只有发明钢的屈服比为0.7以下，具有低屈服比，(HER×3点弯曲角)的值为3000以上。

Claims (10)

1.一种弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢，其包括基材钢板和所述基材钢板的至少一面的锌类镀层，以重量％计，所述基材钢板包含：碳(C)：0.05～0.15％、硅(Si)：1.5％以下(0％除外)、锰(Mn)：1.5～2.5％、钼(Mo)：0.2％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.5％以下(0％除外)、磷(P)：0.1％以下(0％除外)、硫(S)：0.01％以下(0％除外)、铝(sol.Al)：0.02～0.06％、钛(Ti)：0.003～0.06％、铌(Nb)：0.003～0.06％、氮(N)：0.01％以下(0％除外)、硼(B)：0.003％以下(0％除外)及余量的Fe和其他不可避免的杂质，由以下式(1)表示的Si、Mo、Cr及C的成分关系为5以上，以面积分数计，所述基材钢板的微细组织包含10～30％的马氏体、20～40％的回火马氏体及余量的铁素体，在所述基材钢板的厚度的1/4t位置处，其中t表示钢的厚度(mm)，由以下式(2)表示的马氏体相和回火马氏体相的硬度比为2以下，由以下式(3)表示的马氏体相与铁素体相的硬度比为3以下，
式(1)
{(Si+Cr+Mo)/C}≥5
其中，各成分表示重量含量，
式(2)
(HM/HTM)≤2
其中，M表示马氏体，TM表示回火马氏体，
式(3)
(HM/HF)≤3
其中，M表示马氏体，F表示铁素体。
2.根据权利要求1所述的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢，其中，
在所述基材钢板的厚度的1/4t位置处，由以下式(4)表示的铁素体内的Si、Mo、Cr及C的含量比为250以上，
式(4)
{(SiF+MoF+CrF)/CF}≥250
其中，各成分表示重量含量。
3.根据权利要求1所述的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢，其中，
所述高张力钢具有780MPa以上的拉伸强度，并且屈服比为0.7以下，HER×弯曲角的值为3000以上。
4.一种弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢的制造方法，其包括以下步骤：
在1050～1250℃的温度范围对钢坯进行加热，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.05～0.15％、硅(Si)：1.5％以下(0％除外)、锰(Mn)：1.5～2.5％、钼(Mo)：0.2％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.5％以下(0％除外)、磷(P)：0.1％以下(0％除外)、硫(S)：0.01％以下(0％除外)、铝(sol.Al)：0.02～0.06％、钛(Ti)：0.003～0.06％、铌(Nb)：0.003～0.06％、氮(N)：0.01％以下(0％除外)、硼(B)：0.003％以下(0％除外)及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且由以下式(1)表示的Si、Mo、Cr及C的成分关系为5以上；
在Ar3+50℃～950℃的温度范围对加热的所述钢坯进行热终轧，以制造热轧钢板；
在400～700℃的温度范围对所述热轧钢板进行收卷；
所述收卷后，以40～80％的冷压下率进行冷轧，以制造冷轧钢板；
在Ac1+30℃～Ac3-20℃的温度范围，对所述冷轧钢板进行连续退火；
所述连续退火后，以2～14℃/s的冷却速度第一次冷却至630～670℃；
所述第一次冷却后，在氢气冷却设备中以10℃/s以上的冷却速度第二次冷却至300～400℃；
所述第二次冷却后，在400～500℃的温度范围进行再加热；
所述再加热后进行热浸镀锌；以及
所述热浸镀锌后，以3℃/s以上的冷却速度最终冷却至Ms～100℃，
式(1)
{(Si+Cr+Mo)/C}≥5
其中，各成分表示重量含量。
5.根据权利要求4所述的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢的制造方法，其中，
所述再加热时形成回火马氏体相。
6.根据权利要求4所述的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢的制造方法，其中，
在所述热浸镀锌后的最终冷却时，形成马氏体相。
7.根据权利要求4所述的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢的制造方法，其中，
进行所述连续退火的步骤是在780～830℃的温度范围执行。
8.根据权利要求4所述的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢的制造方法，其中，
进行所述热浸镀锌的步骤是在430～490℃温度范围的镀锌浴中执行。
9.根据权利要求4所述的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢的制造方法，进一步包括以下步骤：
在所述热浸镀锌后进行最终冷却前进行合金化热处理。
10.根据权利要求4所述的弯曲性和延伸凸缘性优异的高张力钢的制造方法，进一步包括以下步骤：
所述最终冷却后，以小于1.0％的压下率进行平整轧制。
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