CN110088341B - 弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板及其制造方法，所述冷轧钢板，以重量％计，包含：C：0.03～0.07％、Si：0.3％以下(包括0)、Mn：2.0～3.0％、Sol.Al：0.01～0.10％、Cr：0.3～1.2％、Ti：0.03～0.08％、Nb：0.01～0.05％、B：0.0010～0.0050％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下(包括0)、N：0.010％以下(包括0)及余量的Fe和其他杂质，并具有包含75面积％以上且小于87面积％的相变组织和13～25面积％的铁素体的微细组织，所述相变组织包含马氏体和贝氏体，所述马氏体的平均粒径为2μm以下，所述贝氏体的平均粒径为3μm以下，并且3μm以上的贝氏体分数为5％以下，相间硬度比为1.4以下。

Description

弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于车辆碰撞及结构部件等的冷轧钢板及其制造方法，更详细地，涉及弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，基于各种环境法规和能源使用规定，要求车辆用钢板具有更高的强度，以提高燃料经济性和耐久性。
尤其，近年来随着车辆冲击稳定性法规的普及，构件(Member)、座椅导轨(seatrail)及柱体(pillar)等结构部件采用了屈服强度优异的高强度钢，以提高车身的耐冲击性。
所述结构部件的屈服强度相比拉伸强度越高，即，屈服比(屈服强度/拉伸强度)越高，冲击能量吸收能力越优异。
但是，通常随着钢板的强度增加，延伸率降低，从而成型加工性低下，因此需要开发一种能够补充上述问题的材料。
通常，强化钢的方法有通过固溶强化、析出强化及晶粒微细化的强化和相变强化等。但是，在所述方法中，通过固溶强化和晶粒微细化的强化方法难以制造拉伸强度为490MPa级以上的高强度钢。
另外，析出强化型高强度钢是通过添加Cu、Nb、Ti、V等碳化物、氮化物形成元素来析出碳化物和氮化物以强化钢板，或者通过微细析出物抑制晶粒生长，使晶粒微细化，从而确保强度的技术。
所述技术的优点在于，能够以较低的制造成本容易地获得高强度，但是由于微细析出物使再结晶温度急剧上升，因此需要执行高温退火，以引起充分的再结晶并确保延展性。并且，通过在铁素体基体中析出碳化物和氮化物来进行强化的析出强化钢难以获得600MPa级以上的高强度钢。
另外，开发了铁素体基体中包含硬质马氏体的铁素体-马氏体双相组织(DualPhase)钢、利用残余奥氏体的相变诱发塑性的相变诱发塑性(Transformation InducedPlasticity，TRIP)钢或者由铁素体和硬质贝氏体或马氏体组织构成的复相(ComplexedPhase，CP)钢等多种相变强化型高强度钢。
但是，所述先进高强度钢(Advanced high strength steel)能够实现的拉伸强度(当然，可通过增加碳量来进一步提高强度，但是考虑点焊性等实用方面)的极限为约1200MPa级水平。并且，作为适用于确保碰撞稳定性的结构部件，备受瞩目的是通过与高温成型后水冷的模具(Die)直接接触的快速冷却来确保最终强度的热压成型(Hot PressForming)钢，但是由于设备投资费用过高且热处理和工艺费用过高而无法扩大使用。
近年来，碰撞时为进一步提高乘客的安全性，同时进行了座椅(seat)部件的高强度化和轻量化。所述部件通过辊轧成型和冲压成型等两种方法制造。座椅部件作为连接乘客和车身的部件，需要以高应力支撑乘客，以防止碰撞时乘客向外弹出。为此，需要高屈服强度和高屈服比。并且，加工部件大部分是要求拉伸凸缘性的部件，因此需要适用扩孔性优异的钢材。
用于提高屈服强度的典型的制造方法是连续退火时利用水冷却的方法。即，在退火工艺中进行均热后沉浸在水箱(water tank)中，然后进行回火，从而制造微细组织为对马氏体进行回火的回火马氏体组织的钢板。但是，这种方法具有非常严重的缺点，即，在水冷却时由于宽度方向、长度方向的温度偏差引起形状质量变差，从而适用辊轧成型时显示出作业性变差和各位置的材质偏差等。与此有关的技术可例举专利文献1。专利文献1中公开了通过对碳含量为0.18％以上的钢材进行连续退火后水冷至常温，然后以120～300℃的温度进行1～15分钟的过时效处理，从而获得马氏体体积率为80～97％以上的马氏体钢材。如专利文献1，通过水冷后的回火方式制造超高强度钢时，屈服比非常高，但是宽度方向和长度方向的温度偏差会引起卷板的形状质量变差。因此，辊轧成型加工时各部位发生材质不良、作业性低下等问题。
并且，专利文献2中公开了通过应用回火马氏体获得高强度和高延展性且连续退火后的板形状优异的冷轧钢板的制造方法，但是，此时的碳含量高，为0.2％以上，可能会引起焊接性变差，并且由于含有过量的Si，而可能会诱发炉内凹痕。
并且，专利文献3中公开了通过优化钢板的组成和热处理条件来获得具有马氏体单相组织且拉伸强度为880～1170MPa的高张力冷轧钢板，专利文献4中公开了高张力钢板及其制造方法，将由马氏体和残余奥氏体构成的低温转变相的体积比占整体金属组织的90％以上的钢板加热并保持在双相区域中，从而控制为包含低温转变相的板条的微细铁素体和奥氏体组织，并通过后续的冷却最终具有铁素体和低温转变相精细地分散在板条状的金属组织。这些技术主张可在不经过水冷的情况下获得高屈服强度，但是，其延展性非常差或者钢中产生大量奥氏体而使拉伸凸缘性变差。
(现有技术文献)
(专利文献1)日本公开专利公报1990-418479
(专利文献2)日本公开专利公报2010-090432
(专利文献3)日本专利公报第3729108号
(专利文献4)日本公开专利公报2005-272954
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明优选的一个方面的目的在于，提供一种弯曲加工性和扩孔性优异的高屈服比冷轧钢板。
本发明优选的另一个方面的目的在于，提供一种弯曲加工性和扩孔性优异的高屈服比冷轧钢板的制造方法。
(二)技术方案
根据本发明优选的一方面，提供一种弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.03～0.07％、Si：0.3％以下(包括0)、Mn：2.0～3.0％、Sol.Al：0.01～0.10％、Cr：0.3～1.2％、Ti：0.03～0.08％、Nb：0.01～0.05％、B：0.0010～0.0050％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下(包括0)、N：0.010％以下(包括0)及余量的Fe和其他杂质，并具有包含75面积％以上且小于87面积％的相变组织和13～25面积％的铁素体的微细组织，所述相变组织包含马氏体和贝氏体，所述马氏体的平均粒径为2μm以下，所述贝氏体的平均粒径为3μm以下，并且3μm以上的贝氏体分数为5％以下，相间硬度比为1.4以下。
例如，所述相变组织的硬度值(Hv)可以为310以上。
所述钢板可具有780MPa以上的拉伸强度、650MPa以上的屈服强度、12％以上的延伸率、0.5以下的R/t、65％以上的HER及0.8以上的屈服比。
根据本发明优选的另一方面，提供一种弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板的制造方法，其包括以下步骤：
对钢坯进行再加热后，以Ar3～Ar3+50℃的终轧出口侧温度条件进行热轧，以获得热轧钢板，所述钢坯以重量％计，包含：C：0.03～0.07％、Si：0.3％以下(包括0)、Mn：2.0～3.0％、Sol.Al：0.01～0.10％、Cr：0.3～1.2％、Ti：0.03～0.08％、Nb：0.01～0.05％、B：0.0010～0.0050％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下(包括0)、N：0.010％以下(包括0)及余量的Fe和其他杂质；以600～750℃范围的温度收卷所述热轧钢板；以40～70％的冷压下率对所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；以及对所述冷轧钢板进行连续退火，以1～10℃/秒的冷却速度第一次冷却至650～700℃，并以5～20℃/秒的冷却速度第二次冷却至Ms～Ms-100℃的温度区间，然后进行过时效处理，Ac3、退火温度、Ms及第二次冷却终止温度满足以下关系式(1)，
[关系式1]
0.9≤0.055B-0.07A≤2.8
(A：Ac3-退火温度，B：Ms-第二次冷却终止温度)。
(三)有益效果
根据本发明，可以提供一种弯曲加工性和扩孔性优异的高屈服比冷轧钢板。
附图说明
图1是表示发明例4-1的微细组织的组织照片。
图2是表示发明例4-1的微细析出物分部的照片。
最佳实施方式
下面，对本发明进行说明。
为了根据本发明提供弯曲加工性和扩孔性优异的高屈服比冷轧钢板，重要的是适当控制钢组成、微细组织及析出物。
本发明的主要概念如下。
1)添加预定量的Mn、Cr等淬透性元素
由此，能够在较低的冷却速度下确保马氏体。因此，可以使材质偏差、形状不良等问题最小化，提高生产性。
2)将碳含量限制在0.07％以下
通过使对焊接性影响最大的碳含量最小化，能够使由于添加合金元素而引起的焊接性变差等问题最小化。
3)适当限定微细组织的相变组织、相变组织的尺寸及相间硬度比
由此，能够提高拉伸凸缘性和屈服比。
4)适当限定析出物的尺寸和分布密度
由此，能够提高拉伸凸缘性和屈服比。
5)适当控制退火温度和二次冷却终止温度
由此，能够确保优异的弯曲加工性、扩孔性及延伸率。
下面，对本发明优选的一方面的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板进行说明。
本发明优选的一方面的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板，以重量％计，包含：C：0.03～0.07％、Si：0.3％以下(包括0)、Mn：2.0～3.0％、Sol.Al：0.01～0.10％、Cr：0.3～1.2％、Ti：0.03～0.08％、Nb：0.01～0.05％、B：0.0010-0.0050％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下(包括0)、N：0.010％以下(包括0)以及余量的Fe和其他杂质。
C：0.03～0.07重量％(下面称为“％”)
碳(C)是为强化相变组织而添加的非常重要的元素。碳增进高强度化且促进在相变组织钢中的马氏体的形成。当碳含量增加时，钢中的马氏体量随之增加。
但是，当碳含量超过0.07％时，马氏体的强度增加，然而与碳浓度低的铁素体的强度差异也会增加。在附加应力时，所述强度差异容易在相间界面中引起断裂，因此拉伸凸缘性低下。并且，由于焊接性变差，客户加工部件时会产生焊接缺陷。当碳含量小于0.03％时，难以确保本发明提出的马氏体的强度。
因此，优选地，所述C含量限制在0.03～0.07％。更优选地，C含量为0.04～0.06％。
Si：0.3％以下(包括0)
硅(Si)是促进铁素体转变并增加未转变奥氏体中的碳含量，形成铁素体和马氏体的复合组织，从而阻碍马氏体强度的增加。并且，关于表面特性，会诱发表面氧化皮缺陷，而且会降低化学处理性，因此，优选地，尽可能限制硅的添加量。优选地，Si含量限制在0.3％以下。更优选地，Si含量为0.2％以下，再进一步优选地，Si含量为0.12％以下。
Mn：2.0～3.0％
锰(Mn)是在不破坏延展性的情况下使粒子微细化，并将钢中的硫完全析出为MnS，以防止由FeS的生成而引起的热脆性，进而强化钢的元素，同时是通过降低获得马氏体相的临界冷却速度以更加容易形成马氏体的元素。
当所述Mn含量小于2.0％时，难以确保本发明中期望的强度，当Mn含量超过3.0％时，产生焊接性和热轧性等问题的可能性高，因此，优选地，将所述Mn含量限制在2.0～3.0％，更优选地，限制在2.3～2.9％。再进一步优选地，Mn的含量为2.3～2.6％。
Sol.Al：0.01～0.10％
可溶性铝(Sol.Al)是与钢中的氧结合而起到脱氧作用并且如同Si等将铁素体内的碳分布到奥氏体以提高马氏体淬透性的有效成分。当Sol.Al含量小于0.01％时，无法确保上述效果，当Sol.Al含量超过0.1％时，所述效果饱和，并且制造成本增加，因此，优选地，将所述可溶性Al含量限制在0.01～0.10％。
Cr：0.3～1.2％
铬(Cr)是用于提高钢的淬透性并确保高强度而添加的成分，在本发明中Cr是起到形成低温转变相的马氏体的非常重要作用的元素。当所述Cr含量小于0.3％时，难以确保上述效果，当所述Cr含量超过1.2％时，所述效果饱和，并且由于热轧强度过度增加，冷轧性变差，因此，优选地，将所述Cr含量限制在0.3～1.2％。更优选地，所述Cr含量为0.5～0.9％，再进一步优选地，Cr含量为0.8～1.0％。
Ti：0.03～0.08％和Nb：0.01～0.05％
Ti和Nb是增加钢板的强度并通过纳米析出物使晶粒微细化的有效元素。在本发明中，将Ti含量限制在0.03～0.08％，将Nb含量限制在0.01～0.05％的范围。如本发明所示，当大量添加Ti和Nb时，Ti和Nb与碳结合，而形成非常微细的纳米析出物。这种纳米析出物起到强化基体组织以减小相间的硬度差的作用。
当所述Ti、Nb含量不满足本发明提出的最小量时，纳米析出物的分部密度和相间硬度比无法满足本发明提出的值，并且，当Ti、Nb含量超过本发明提出的最大值时，会增加制造成本并且由于过多的析出物而大幅降低延展性。
因此，优选地，将Ti和Nb含量分别限制在0.03～0.08％和0.01～0.05％。
更优选地，Ti含量为0.04～0.06％。更优选地，Nb含量为0.02～0.04％。
B：0.0010～0.0050％
B是在退火时的冷却过程中延迟奥氏体转变为珠光体的成分，是抑制铁素体的形成并促进马氏体的形成的元素。但是，当所述B含量小于0.0010％时，难以获得上述效果，当B含量超过0.0050％时，由于合金铁过多，而导致成本增加，因此，优选地，将B含量限制在0.0010％～0.0050％。更优选地，B含量为0.0015～0.0035％。
P：0.001～0.10％
磷(P)作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并提高强度的作用。当P含量小于0.001％时，无法确保其效果，并且会引起制造成本问题，当添加过量的P时，冲压成型性变差，并且会产生钢的脆性，因此，优选地，将P含量限制在0.001～0.10％。
S：0.010％以下(包括0)
硫(S)作为钢中的杂质元素，是阻碍钢板的延展性和焊接性的元素，当S含量超过0.010％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性高，因此，优选地，将所述S含量限制在0.010％以下。
N：0.010％以下(包括0)
氮(N)作为对奥氏体稳定化起到有效作用的成分，当N含量超过0.01％时，通过形成AlN等使连铸时产生裂纹的风险大大增加，因此，优选地，将N含量的上限限制在0.01％。
本发明中，除了上述成分以外，剩余包含Fe和其他不可避免的杂质。
本发明优选的一个方面的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板具有包含75面积％以上且小于87面积％的相变组织和13～25面积％的铁素体的微细组织，所述相变组织包含马氏体和贝氏体，所述马氏体的平均粒径为2μm以下，所述贝氏体的平均粒径为3μm以下，3μm以上的贝氏体分数为5％以下，相(phase)间硬度比为1.4以下。
在本发明中，为了使冷轧钢板具有优异的弯曲加工性、拉伸凸缘性及高屈服比，同时控制钢组成、微细组织及析出物是非常重要的。
需要将所述相变组织的分数控制在75面积％以上且小于87面积％，此时，相变组织由贝氏体和回火马氏体构成。为了增加R/t、HER和YR，相变组织分数尽可能越高越好，但是考虑到延伸率，优选地控制在75面积％以上且小于87面积％，更优选地控制在83～88面积％。
为了增加强度，优选地使相变组织的尺寸尽可能小，并且优选地，所述马氏体的平均粒径限制在2μm以下，贝氏体的平均粒径限制在3μm以下，并且3μm以上的贝氏体分数限制在5％以下。当所述马氏体的平均粒径大到2μm以上或贝氏体的平均粒径为3μm以上时，无法获得本发明所要求的弯曲加工性、拉伸凸缘性和屈服比。
为了获得高屈服强度，需要确保马氏体，但是，当回火马氏体的强度显著低时，无法确保期望的屈服比。根据本发明人的研究可知，为了确保0.8以上的屈服比需要马氏体相的强度的硬度比为310Hv以上。另外，从弯曲加工性和拉伸凸缘性方面来看，控制相间强度比非常重要，因此优选地将微细组织内的软质相与硬质相的硬度比限制在1.4以下，以确保R/t为0.5以下，同时HER为65％以上。当上述钢不满足转变相的硬度值和相间硬度比时，可能难以确保0.5以下的R/t、65％以上的HER值以及0.8以上的YR值。
在本发明中，将微细组织的平均硬度值控制在310Hv以上，并且将相间硬度比控制在1.4以下。为了控制所述硬度值和相间硬度比，需要通过控制Ti、Nb成分来形成纳米析出物。当Ti、Nb的含量不满足本发明提出的最小量时，纳米析出物的分布密度和相间硬度比无法满足本发明提出的值。另外，当Ti、Nb的含量超过本发明提出的最大值时，会增加制造成本，并且由于过多的析出物而大幅降低延展性。
在碳含量低且达到0.07％以下的情况下，考虑焊接性和和热轧强度而添加合金元素时，基于产生的马氏体的强度增加存在局限性。即，当马氏体内没有包含充分的碳时，在强度增加方面存在局限性，因此无法充分增加屈服比。本发明的目的在于，利用微细析出物提高组织的强度。即，根据本发明人的研究可知，为了提高微细组织的强度，优选地使析出物的尺寸尽可能小，尤其，当确保150个/μm2以上的10nm以下的析出物时，可以确保本发明提出的0.8以上的高屈服比。并且，通过钢中的微细析出物而增加基体组织的强度，使得相间硬度比为1.4以下，从而能制造具有0.5以下的R/t和65％以上的HER值的弯曲加工性、拉伸凸缘性和屈服强度优异的高强度钢板。
下面，对本发明优选的一方面的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板的制造方法进行说明。
本发明优选的一方面的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：热轧步骤，对具有上述组成的钢坯进行再加热，然后以Ar3～Ar3+50℃的终轧出口侧温度条件进行热轧，以获得热轧钢板；收卷步骤，以600～750℃范围的温度收卷所述热轧钢板；冷轧步骤，以40～70％的冷压下率对所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；以及对所述冷轧钢板进行连续退火，以1～10℃/秒的冷却速度第一次冷却至650～700℃，并以5～20℃/秒的冷却速度第二次冷却至Ms～Ms-100℃温度区间，然后进行过时效处理，其中，Ac3、退火温度、Ms及第二次冷却终止温度满足以下关系式(1)。
[关系式1]
0.9≤0.055B-0.07A≤2.8
(A：Ac3-退火温度，B：Ms-第二次冷却终止温度)
热轧步骤
执行对由上述成分组成的钢坯进行再加热的热轧，以获得热轧钢板。优选地，在热轧过程中的终轧的出口侧温度达到Ar3～Ar3+50℃之间。
当热终轧时出口侧温度小于Ar3时，热变形阻力急剧增加的可能性较高，并且，热轧卷板的顶部(top)、底部(tail)及边缘变为单相区域，面内各向异性增加且成型性变差，当热终轧时出口侧温度超过Ar3+50℃时，产生过厚的氧化皮，而且钢板微细组织粗大化的可能性高。
收卷步骤
完成所述热终轧后，在600～750℃范围内进行收卷。当收卷温度小于600℃时，产生过多的马氏体或贝氏体，导致热轧钢板的强度过度增加，从而在冷轧时会产生由负荷引起的形状不良等制造上的问题，当收卷温度超过750℃时，表面氧化皮增加，酸洗性变差，因此，优选地，将所述收卷温度限制在600～750℃。
冷轧步骤
酸洗通过上述方式制造的热轧钢板后进行冷轧，以获得冷轧钢板。
冷轧过程中的压下率优选为40～70％。当压下率小于40％时，再结晶驱动力弱化，有可能在获得良好的再结晶晶粒时产生问题，并且难以校正形状，当压下率超过70％时，钢板边缘(edge)部产生裂纹的可能性高，并且轧制负荷会急剧增加。
连续退火、第一次冷却、第二次冷却及过时效处理步骤
对如上获得的冷轧钢板进行连续退火，当退火温度低时，产生大量的铁素体，屈服强度降低，因此，难以确保0.8以上的屈服比，尤其，由于产生大量的铁素体而增加与转变相的相间硬度差，从而无法满足本发明钢中提出的平均硬度比为310Hv以上、硬度差为1.4以下的条件。
另外，当退火温度高时，由于高温退火引起的奥氏体晶粒尺寸增加，使得冷却时产生的马氏体板条束(packet)尺寸增加，从而难以确保本发明提出的平均粒径为2μm以下的马氏体和平均粒径为3μm以下的贝氏体组织。
以1～10℃/秒的冷却速度将上述连续退火的钢板第一次冷却至650～700℃。所述第一次冷却步骤是用于抑制铁素体转变，并将大部分的奥氏体转变为马氏体。
在第一次冷却后，以5～20℃/s的冷却速度第二次冷却至Ms～Ms-100℃的温度区间，并进行过时效处理。所述第二次冷却终止温度是用于确保卷板的宽度方向和长度方向的形状以及确保高屈服比(YR)和高HER的非常重要的温度条件，当冷却终止温度过低时，由于过时效处理期间马氏体量过度增加，使得屈服强度和拉伸强度同时增加，延展性变得非常差。尤其，由于快速冷却引起形状变差，从而能够预想到车辆部件加工时会发生作业性变差等。
另外，当第二次终止温度过高时，退火时产生的奥氏体无法转变为马氏体，并产生高温转变相的贝氏体、粒状贝氏体(granular bainite)等，从而会使屈服强度急剧变差。
所述组织的产生会伴随屈服比的低下和扩孔性变差，因此无法制造本发明提出的拉伸凸缘性优异的高屈服比型的高强度钢。
在本发明中，为了确保高强度、高屈服比(YR)、最小R/t为0.5以下的弯曲特性、最小65％以上的扩孔率(Hole Expansion Ratio，HER)以及12％以上的延伸率，Ac3、退火温度、Ms及第二次冷却终止温度优选满足以下关系式(1)。
[关系式1]
0.9≤0.055B-0.07A≤2.8
(A：Ac3-退火温度，B：Ms-第二次冷却终止温度)
在所述关系式1中，B大时关系式1超过2.8，退火时产生的奥氏体的90％以上转变为马氏体，这虽然满足强度和延伸率弯曲性，但会导致延伸率变差。
当B小时，关系式1中小于0.9，通过高温过时效而使退火时产生的奥氏体无法转变为马氏体，产生高温转变相的贝氏体、粒装贝氏体(granular bainite)等，并产生粗大的转变相，这种粗大转变相的微细组织的硬度值低，相间硬度比高，从而会导致屈服比低且HER值变差。
当A小时，关系式1超过2.8，退火温度非常低，从而在双相区域退火，无法满足本发明提出的关系式1，因此，相变组织分数会小于75％。此时，会诱发微细组织的硬度值降低，相间硬度比低下，从而导致屈服比低且HER值变差。
当A大而关系式1中小于0.9时，由于高温退火引起的奥氏体晶粒尺寸的增加，使得冷却时产生的马氏体板条束(packet)尺寸增加，从而难以确保本发明提出的马氏体的平均粒径为2μm以下且贝氏体的平均粒径为3μm以下的微细组织。由此，会导致屈服比和HER值变差。
可以以0.1～1.0％的轧制率对如上热处理的冷轧钢板执行平整轧制。
通常，平整轧制相变组织钢时，会增加至少50Mpa以上的屈服强度，而几乎不会增加拉伸强度。当轧制率小于0.1％时，难以控制形状，当轧制率超过1.0％时，通过高拉伸操作，会使作业性变得非常不稳定，因此，优选地，将轧制率限制在0.1～1.0％。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明的优选例子进行说明。
(实施例)
在加热炉中，对如以下表1组成的钢坯以1200℃温度再加热一小时，然后以以下表2的条件执行热轧，由此制造热轧钢板后进行收卷。
酸洗所述热轧钢板后，以45％的冷压下率执行冷轧，从而制造冷轧钢板。
以以下表2的退火条件对所述冷轧钢板进行连续退火和第二次冷却(RCS)，然后以0.2％的压下率执行平整轧制。此时，以3～5℃/秒的冷却速度第一次冷却至650℃，以下表2中表示了到Ms～Ms-100℃的温度区间的冷却速度和第二次冷却终止温度。
在以下表2中，FDT表示热终轧温度，CT表示收卷温度，SS表示连续退火温度，RCS表示第二次冷却终止温度。
检查如上进行平整轧制的冷轧钢板的相变分数、马氏体(M)和贝氏体(B)的平均粒径、相变组织硬度值、相间硬度比以及钢中的10nm以下的纳米析出物的分布密度，并将其结果表示在以下表3中。
其中，相变组织的硬度是利用纳米压痕仪(Nano-Indenter，NT110)设备以2g的负荷并以正方形测量100点(point)，然后使用除去最大值和最小值后的值。并且，通过场发射透射电子显微镜(FE-TEM)评价贝氏体、马氏体及纳米析出物。尤其，纳米析出物的尺寸和分布密度是利用图像分析(image analyzer)设备来对通过FE-TEM测量的析出物的组织照片进行评价。并且，相变组织的分数是通过扫描电子显微镜(SEM)观察后利用了图像分析(image analyzer)设备。
另外，制备JIS5号拉伸试片，并测量屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、延伸率(T-El)、屈服比(YR)、R/t和HER，并将其结果表示在以下表4中。
另外，观察发明例(4-1)的微细组织和微细析出物分布，并将其结果分别表示在图1和图2中。
[表1]
钢种 C Mn Si P S Al Cr Ti Nb B N Ac3(℃) Ms(℃) 备注
1 0.039 2.51 0.097 0.011 0.0034 0.026 0.89 0.047 0.031 0.0021 0.004 874 435 发明钢
2 0.045 2.42 0.133 0.011 0.0036 0.024 0.92 0.045 0.031 0.002 0.005 873 435 发明钢
3 0.053 2.6 0.139 0.011 0.0033 0.022 0.85 0.044 0.031 0.002 0.004 869 427 发明钢
4 0.062 2.62 0.131 0.011 0.0032 0.023 0.78 0.043 0.031 0.0021 0.005 865 424 发明钢
5 0.054 2.54 0.108 0.011 0.0023 0.031 0.89 0.049 0.032 0.0022 0.003 868 428 发明钢
6 0.076 2.65 0.107 0.01 0.002 0.033 0.5 0.05 0.031 0.0023 0.003 859 420 比较钢
7 0.087 2.63 0.102 0.01 0.002 0.035 0.67 0.049 0.03 0.0025 0.003 855 414 比较钢
8 0.1 3.2 0.099 0.011 0.003 0.037 0.65 0.051 0.039 0.0035 0.003 850 392 比较钢
9 0.12 1.5 0.101 0.01 0.004 0.033 0.72 0.04 0.02 0.0029 0.003 844 434 比较钢
10 0.082 2.8 0.12 0.012 0.004 0.033 0.75 0.042 0.036 0.0029 0.003 857 410 比较钢
11 0.042 1.2 0.112 0.01 0.003 0.035 0.2 0.04 0.02 0.002 0.004 873 482 比较钢
12 0.052 1.8 0.112 0.01 0.003 0.035 0.12 0.043 0.031 0.002 0.004 869 461 比较钢
13 0.16 2.1 0.1 0.01 0.003 0.03 0.21 0.049 0.032 0.0024 0.004 833 405 比较钢
14 0.052 2.5 1 0.01 0.003 0.03 0.23 0.05 0.031 0.0024 0.004 908 438 比较钢
15 0.052 1.8 0.112 0.01 0.003 0.035 0.82 0.015 0 0.002 0.004 869 452 比较钢
[表2]
Figure BDA0002087382690000151
[表3]
Figure BDA0002087382690000161
[表4]
Figure BDA0002087382690000162
如所述表1至表4可知，满足本发明的钢组成、微细组织、析出物及制造条件的发明例，表示出780MPa以上的拉伸强度、650MPa以上的屈服强度、0.8以上的屈服比、0.5以下的R/t、12％以上的延伸率、65％以上的HER值。
如图1和图2所示，可知发明例4-1实现了符合本发明的相变组织分数和微细析出物分布。
另外，比较钢3-2和比较钢4-2的成分满足本发明的条件，但是第二次冷却终止温度(RCS)为300℃，不满足本发明提出的关系式1，通过高温过时效使得退火时产生的奥氏体的90％以上转变为马氏体，这虽然满足了强度和延伸率弯曲性，但是导致延伸率变差。
比较钢2-1和比较钢5-1的成分满足本发明的条件，但是第二次冷却终止温度(RCS)为420℃，不满足本发明提出的关系式1，通过高温过时效使得退火时产生的奥氏体无法转变为马氏体，而是产生高温转变相的贝氏体、粒状贝氏体(granular bainite)等，从而产生了粗大的转变相。所述粗大的转变相的微细组织的硬度值低，相间硬度比高，从而导致屈服比低，HER值变差。
比较钢5-2的退火温度非常低，在双相区域中进行退火，并且不满足本发明提出的关系式1，因此，相变组织分数为71％，没有达到本发明钢的目标。所述铁素体的产生诱发微细组织的硬度值下降，相间硬度比低下，由此导致屈服比低，HER值变差。
比较钢5-3的退火温度为890℃，非常高，不满足本发明提出的关系式1，基于高温退火的奥氏体晶粒尺寸增加，使得冷却时产生的马氏体板条束(packet)尺寸变大，从而难以确保本发明提出的马氏体的平均粒径为2μm以下且贝氏体的平均粒径为3μm以下的微细组织。因此，屈服比和HER值变差。
比较钢6-10的碳含量超过了本发明提出的碳的成分范围。所述碳的增加起到提高退火后的快速冷却工艺中产生的马氏体的强度的作用。但是，在快速冷却后的过时效处理时，不是所有马氏体被回火，而是以板条型残留。此时，由于碳的析出使所产生的回火马氏体的强度降低，但是没有被回火的板条型马氏体为非常稳定的马氏体，其通过添加的碳具有非常高的强度。因此，当碳含量超过本发明提出的成分时，由于板条马氏体与在过时效处理时产生的回火马氏体之间的强度差的增加，使得HER值和屈服比无法满足本发明提出的标准。
比较钢11-13的碳含量或Mn、Cr含量不满足本发明的范围。即，比较钢11和比较钢12由于Mn或Cr含量低而没有发生充分的马氏体的转变，比较钢13的碳含量虽高，但是由于Cr含量低，使得相间硬度比高且产生粗大的马氏体，从而导致屈服比和HER值变差。
比较钢14的Si含量超过本发明的范围。通常，Si是铁素体形成元素，当增加Si的添加量时，会促进冷却时的铁素体的产生。14号钢由于添加过多的Si，而产生的相变组织量为72％，不满足本发明提出的标准，由于微细组织内的硬度值下降，相间硬度比的增加等，导致屈服比低，HER值变差。
比较钢15的Ti、Nb不满足本发明钢的条件。Ti、Nb与碳结合形成纳米析出物，所述纳米析出物起到强化基体组织并减小相间硬度差的作用。但是，比较钢15中的Ti、Nb非常少，无法充分形成析出物，结果，由于纳米析出物分布、相间硬度比的增加等而使得屈服比和HER值变差。

Claims (9)

1.一种弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.03～0.07％、Si：0.3％以下、Mn：2.0～3.0％、Sol.Al：0.01～0.10％、Cr：0.3～1.2％、Ti：0.03～0.08％、Nb：0.01～0.05％、B：0.0010～0.0050％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下、N：0.010％以下及余量的Fe和其他杂质，并具有包含75面积％以上且小于87面积％的相变组织和13～25面积％的铁素体的微细组织，所述相变组织包含马氏体和贝氏体，所述马氏体的平均粒径为2μm以下，所述贝氏体的平均粒径为3μm以下，并且3μm以上的贝氏体分数为5％以下，所述铁素体和所述相变组织之间的硬度比即相间硬度比为1.4以下，并且所述钢板具有780MPa以上的拉伸强度、650MPa以上的屈服强度、12％以上的延伸率、0.5以下的R/t、65％以上的扩孔率及0.8以上的屈服比。
2.根据权利要求1所述的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板，其特征在于，
所述相变组织的分数为83～87面积％。
3.根据权利要求1所述的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板，其特征在于，
所述钢板包含150个/μm2以上的10nm以下的析出物。
4.根据权利要求1所述的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板，其特征在于，
所述相变组织的硬度值为310HV以上。
5.一种弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板的制造方法，其包括以下步骤：
对钢坯进行再加热后，以Ar3～Ar3+50℃的终轧出口侧温度条件进行热轧，以获得热轧钢板，所述钢坯以重量％计，包含：C：0.03～0.07％、Si：0.3％以下、Mn：2.0～3.0％、Sol.Al：0.01～0.10％、Cr：0.3～1.2％、Ti：0.03～0.08％、Nb：0.01～0.05％、B：0.0010～0.0050％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下、N：0.010％以下及余量的Fe和其他杂质；
以600～750℃范围的温度收卷所述热轧钢板；
以40～70％的冷压下率对所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；以及
对所述冷轧钢板进行连续退火，以1～10℃/秒的冷却速度第一次冷却至650～700℃，并以5～20℃/秒的冷却速度第二次冷却至Ms～Ms-100℃的温度区间，然后进行过时效处理，
Ac3、退火温度、Ms及第二次冷却终止温度满足以下关系式(1)，
并且过时效处理的所述冷轧钢板具有780MPa以上的拉伸强度、650MPa以上的屈服强度、12％以上的延伸率、0.5以下的R/t、65％以上的扩孔率及0.8以上的屈服比，
关系式(1)
0.9≤0.055B-0.07A≤2.8
其中，A：Ac3-退火温度，B：Ms-第二次冷却终止温度。
6.根据权利要求5所述的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板的制造方法，其中，
过时效处理的所述冷轧钢板具有包含75面积％以上且小于87面积％的相变组织和13～25面积％的铁素体的微细组织，所述相变组织包含马氏体和贝氏体，所述马氏体的平均粒径为2μm以下，所述贝氏体的平均粒径为3μm以下，并且3μm以上的贝氏体分数为5％以下，所述铁素体和所述相变组织之间的硬度比即相间硬度比为1.4以下。
7.根据权利要求6所述的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述相变组织的分数为83～87面积％。
8.根据权利要求6所述的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
过时效处理的所述冷轧钢板包含150个/μm2以上的10nm以下的析出物。
9.根据权利要求6所述的弯曲加工性和扩孔性优异的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述相变组织的硬度值为310HV以上。
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KR102321295B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP7373576B2 (ja) * 2019-12-18 2023-11-02 ポスコ カンパニー リミテッド 打抜性と材質均一性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR102398271B1 (ko) * 2020-10-06 2022-05-13 주식회사 포스코 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
KR102518675B1 (ko) * 2020-12-16 2023-04-06 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101620744B1 (ko) * 2014-12-05 2016-05-13 주식회사 포스코 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN105734410A (zh) * 2014-12-24 2016-07-06 Posco公司 弯曲加工性及扩孔性优异的高强度冷轧钢板、熔融镀锌钢板及其制造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3729108B2 (ja) 2000-09-12 2005-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 超高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP4396347B2 (ja) 2004-03-25 2010-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および伸びフランジ性に優れる高張力鋼板の製造方法
JP5359168B2 (ja) 2008-10-08 2013-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
PL2700728T3 (pl) * 2011-04-21 2018-03-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na zimno o wysokiej wytrzymałości, wysoce jednorodnej rozciągliwości i doskonałej podatności na powiększanie otworu oraz sposób jej wytwarzania
MX2015007724A (es) * 2012-12-18 2015-09-07 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia con bajo limite de elasticidad y metodo para la fabricacion de la misma.
KR101630975B1 (ko) 2014-12-05 2016-06-16 주식회사 포스코 구멍 확장성이 우수한 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP6417977B2 (ja) * 2015-01-29 2018-11-07 新日鐵住金株式会社 鋼板ブランク

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101620744B1 (ko) * 2014-12-05 2016-05-13 주식회사 포스코 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN105734410A (zh) * 2014-12-24 2016-07-06 Posco公司 弯曲加工性及扩孔性优异的高强度冷轧钢板、熔融镀锌钢板及其制造方法

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