CN111465710B - 高屈强比型高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

高屈强比型高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种高强度钢板及其制造方法，更详细地，涉及一种具有高屈强比且镀覆润湿性和延伸凸缘性优异的高强度钢板及其制造方法。

Description

高屈强比型高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种高强度钢板及其制造方法，更详细地，涉及一种具有高屈强比且镀覆润湿性和延伸凸缘性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于各种环境管制和能源使用管制，为了提高燃油效率或耐久性，需要使用高强度钢板。尤其，近年来，随着汽车的冲击稳定性管制的扩大，为了提高车身的耐冲击性，骨架件(member)、座椅导轨(seat rail)和柱(pillar)等结构部件中应用屈服强度优异的高强度钢板。结构部件的特征在于，屈服强度与拉伸强度之比，即屈强比(屈服强度/拉伸强度)越高，越有利于冲击能量的吸收。但是，通常钢板的强度越增加，伸长率越减小，从而发生成型加工性降低的问题，因此需要开发可以弥补其的材料。
通常，强化钢的方法有固溶强化、析出强化、通过晶粒微细化的强化，相变强化等。但是，所述方法中固溶强化和通过晶粒微细化的强化具有难以制造拉伸强度为490MPa级以上的高强度钢的缺点。
另外，析出强化型高强度钢是通过添加诸如Cu、Nb、Ti、V等碳化物形成元素和氮化物形成元素来析出碳化物和氮化物，从而使钢板强化，或者通过微细析出物抑制晶粒的生长，从而通过晶粒的微细化而确保强度的技术。相对于低制造成本，所述技术具有可以容易获得高强度的优点，但是由于微细析出物而使得再结晶温度会急剧上升，因此为了实现充分的再结晶以确保延展性，具有需要进行高温退火的缺点。此外，通过在铁素体基体析出碳化物和氮化物来强化的析出强化钢具有难以获得600MPa级以上的高强度钢的问题。
另外，就相变强化型高强度钢而言，已经开发了在铁素体基体中包含硬质马氏体的铁素体-马氏体双相(Dual Phase)钢、利用残留奥氏体的相变诱导塑性的相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢或由铁素体和硬质的贝氏体或马氏体组织组成的复相(Complexed Phase，CP)钢等各种钢。但是，这种改良的高强度钢中可以实现的拉伸强度(当然，可以通过提高碳含量来进一步提高强度，但考虑点焊性等实用性方面时)的极限是约1200Mpa级水平。此外，在用于确保碰撞安全性的结构部件中的应用中，备受瞩目的是热压成型(Hot Press Forming)钢，所述热压成型钢通过在高温下成型后与进行水冷的模具(die)直接接触的急速冷却来确保最终强度，但由于过多的设备投资成本和高的热处理和工艺成本，没有广泛推广应用。
近年来，为了进一步提高碰撞时乘客的安全性，正在同时进行车辆座椅部件的高强度化和轻量化。这种部件通过辊轧成型和冲压成型的两种方法制造。座椅部件是连接乘客和车身的部件，需要以高的应力给予支撑，以防止碰撞时乘客向外弹出。为此，需要高的屈服强度和屈强比。
此外，大部分加工的部件是需要延伸凸缘性的部件，需要应用扩孔性优异的钢材。
用于提高屈服强度的具有代表性的制造方法是在连续退火时利用水冷。即，在退火工艺中均热后浸渍在水中进行回火，从而可以制造微细组织具有将马氏体进行回火的回火马氏体组织的钢板。但是，这种方法中，由于进行水冷时的宽度方向和长度方向的温度偏差，形状质量变差，因此在应用于辊轧成型时存在显示出操作性差和不同位置的材质偏差等非常严重的缺点。
作为现有技术之一，可以列举专利文献1，其中公开了将碳为0.18％以上的钢材进行连续退火后进行水冷至常温，然后以120-300℃的温度进行1-15分钟的过时效处理，从而制造微细组织包含80-97体积％的马氏体的钢材的技术。如专利文献1所示，通过水冷后回火的方式制造超高强度钢时，屈强比非常高，但由于宽度方向和长度方向的温度偏差，从而发生卷材的形状质量变差的问题。因此，在进行辊轧成型加工时，发生根据位置的材质不良、操作性降低等问题。
此外，作为其它现有技术之一，可以列举专利文献2，其中公开了一种制造冷轧钢板的方法，所述方法通过利用回火马氏体，同时获得高强度和高延展性，并且连续退火后也具有优异的板形状，但是碳的含量高至0.2％以上，因此存在焊接性差且含有大量Si而引起炉内凹痕的可能性。
此外，在上述现有技术中，根据成分和操作条件，具有镀覆润湿性差而发生镀覆剥离的问题。
因此，需要通过解决上述问题而获得显示出高的屈强比和孔加工性且镀覆润湿性优异的高强度钢材。
(专利文献1)日本公开专利公报第1992-289120号
(专利文献2)日本公开专利公报第2010-090432号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的优选的一个方面的目的在于提供一种镀覆润湿性和延伸凸缘性优异的高屈强比型高强度钢板。
本发明的优选的另一个方面的目的在于提供一种制造镀覆润湿性和延伸凸缘性优异的高屈强比型高强度钢板的方法。
技术方案
根据本发明的优选的一个方面，提供一种高屈强比型高强度钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.04-0.09％、Si：0.2％以下(0％除外)、Mn：2.0-3.5％、Cr：0.3-1.2％、Ti：0.03-0.08％、Nb：0.01-0.05％、B：0.0010-0.0050％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.10％、P：0.001-0.10％、S：0.010％以下(包括0％)、N：0.010％以下(0％除外)、余量的Fe和不可避免的杂质，所述Si、Cr和C的含量满足下述关系式(1)，
[关系式1]
(Si+Cr)/2C≥5
(其中，各成分表示重量含量。)
并且，以面积分数计，微细组织包含50％以上的贝氏体、20-40％的回火马氏体和余量的铁素体，在钢板的厚度1/4t(其中，t表示钢板的厚度(mm))位置处由下述关系式(2)表示的贝氏体相与回火马氏体相的硬度比为1.3以下。
[关系式2]
(HB/HTM)≤1.3
(其中，HB表示贝氏体的硬度，HTM表示回火马氏体的硬度。)
所述回火马氏体的平均粒径可以为2μm以下，贝氏体的平均粒径可以为3μm以下，粒径超过3μm的贝氏体组织的面积分数可以为5％以下。
所述贝氏体和回火马氏体组织中直径为10nm以下的纳米析出物的分布密度可以为150个/μm2以上。
所述钢板可以具有980MPa以上的拉伸强度和780MPa以上的屈服强度。
所述钢板可以具有0.8以上的屈强比和50％以上的HER值。
所述钢板的至少一面可以形成有锌系镀层。
根据本发明的优选的另一个方面，提供一种制造高屈强比型高强度钢板的方法，所述方法包括：
准备板坯的步骤，以重量％计，所述板坯包含：C：0.04-0.09％、Si：0.2％以下(0％除外)、Mn：2.0-3.5％、Cr：0.3-1.2％、Ti：0.03-0.08％、Nb：0.01-0.05％、B：0.0010-0.0050％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.10％、P：0.001-0.10％、S：0.010％以下(包括0％)、N：0.010％以下(0％除外)、余量的Fe和不可避免的杂质，所述Si、Cr和C的含量满足下述关系式(1)，
[关系式1]
(Si+Cr)/2C≥5
(其中，各成分表示重量含量)；
热轧步骤，将所述板坯进行热轧，以使精轧出口侧温度为Ar3至Ar3+50℃，从而获得热轧钢板；
收卷步骤，在600-750℃的温度范围，将所述热轧钢板进行收卷；
冷轧步骤，将所述热轧钢板以40-70％的压下率进行冷轧，从而获得冷轧钢板；
连续退火步骤，在Ac3-60℃至Ac3℃的温度范围，将所述冷轧钢板进行连续退火；
一次冷却步骤，所述连续退火步骤后，以1-20℃/秒的冷却速度进行一次冷却，冷却至600-700℃的温度；
二次冷却步骤，所述一次冷却步骤后，以5-20℃/秒的冷却速度进行二次冷却，冷却至Ms-100℃至Ms℃的温度；以及
过时效步骤，所述二次冷却步骤后，进行过时效处理，
其中，所述Mn和B的含量以及退火温度(a，℃)满足下述关系式(3)。
[关系式3]
19000[B]+4.5[Mn]+0.06a≤104
(其中，[B]和[Mn]表示对应元素的重量％。)
在所述过时效步骤中，可以控制时效时间，以使整个组织中贝氏体的面积分数为50％以上且回火马氏体的面积分数为20-40％。
所述过时效步骤后，还可以包括在钢板的至少一面形成锌系镀层的锌系镀覆步骤。
所述过时效步骤后，或者所述锌系镀覆步骤后，还可以包括以0.1-1.0％的伸长率进行平整轧制的步骤。
有益效果
根据本发明的优选的方面，可以提供一种高屈强比型高强度钢材，所述钢板具有980MPa以上的高的拉伸强度，而且具有优异的镀覆润湿性和延伸凸缘性。
附图说明
图1是示出本发明的一个实施例(发明例5-1)的微细组织的照片。
图2是用于说明添加B时由于B-Mn系氧化物的形成增加而导致镀覆润湿性变差的示意图。
图3是用于说明镀覆润湿性的评价基准的照片。
最佳实施方式
以下，对本发明的优选的实施方案进行说明。
但是，本发明的实施方案是为了向本技术领域具有通常知识的技术人员更完整地说明本发明而提供。
此外，本发明的实施方案可以变形为各种其它实施方案，本发明的范围并不限定于以下说明的实施方案。
并且，除非另有相反的记载，说明书全文中“包含”或“包括”某个构成因素表示还可以包含其它构成因素，而不是排除其它构成因素。
以下，对本发明的优选的一个方面的高屈强比型高强度钢板进行详细说明。
以重量％计，本发明的优选的一个方面的高屈强比型钢板包含：C：0.04-0.09％、Si：0.2％以下(0％除外)、Mn：2.0-3.5％、Cr：0.3-1.2％、Ti：0.03-0.08％、Nb：0.01-0.05％、B：0.0010-0.0050％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.10％、P：0.001-0.10％、S：0.010％以下(包括0％)、N：0.010％以下(0％除外)、余量的Fe和不可避免的杂质，所述Si、Cr和C的含量满足下述关系式(1)，
[关系式1]
(Si+Cr)/2C≥5
(其中，各成分表示重量含量。)
并且，以面积分数计，微细组织包含50％以上的贝氏体、20-40％的回火马氏体和余量的铁素体，在钢板的厚度1/4t(其中，t表示钢板的厚度(mm))位置处由下述关系式(2)表示的贝氏体相与回火马氏体相的硬度比为1.3以下。
[关系式2]
(HB/HTM)≤1.3
(其中，HB表示贝氏体的硬度，HTM表示回火马氏体的硬度。)
以下，对成分和成分范围进行说明。
C：0.04-0.09重量％(以下，称为“％”)
碳(C)是为了增强相变组织而添加的非常重要的元素。碳促进高强度化，并促进相变组织钢中马氏体的形成。随着碳含量增加，钢中马氏体的含量也会增加。但是，当碳含量超过0.09％时，马氏体的强度变高，但是与碳浓度低的铁素体的强度差会增加。这种强度差导致在施加应力时在相之间的界面容易发生破裂，因此延伸凸缘性会降低。此外，由于焊接性差，在加工部件时发生焊接缺陷。另一方面，当碳含量低至小于0.04％时，难以确保本发明中所提出的马氏体的强度，因此优选将C的含量限制为0.04-0.09％。所述C的含量更优选为0.05-0.09％。
Si：0.2％以下(0％除外)
硅(Si)是促进铁素体相变，并提高未相变奥氏体中的碳含量，形成铁素体和马氏体的复合组织，从而阻碍马氏体的强度上升的元素。此外，关于表面特性，Si引发表面氧化皮缺陷，而且降低化学转化处理性，因此优选尽可能限制Si的添加。因此，优选将Si的含量限制为0.2％以下(0％除外)。
Mn：2.0-3.5％
锰(Mn)在不损害延展性的情况下使颗粒微细化，并使硫析出为MnS，从而防止FeS的形成所导致的热脆性，并且是强化钢的元素，同时起到降低获得马氏体相的临界冷却速度的作用，从而可以更容易地形成马氏体。当Mn的含量小于2.0％时，难以确保本发明中所期望的强度，当Mn的含量超过3.5％时，发生焊接性、热轧性和镀覆润湿性差等问题的可能性高，因此优选将锰的含量限制为2.0-3.5％的范围，更优选的锰的含量为2.3-3.2％。
Cr：0.3-1.2％
铬(Cr)是为了提高钢的淬透性并确保高强度而添加的成分，在本发明中，铬是对作为低温相变相的马氏体的形成起到非常重要的作用的元素。当Cr的含量小于0.3％时，难以确保上述效果，当Cr的含量超过1.2％时，不仅其效果会饱和，而且过度增加的热轧强度也会导致冷轧性变差的问题，因此优选将Cr的含量限制为0.3-1.2％。所述Cr的含量更优选为0.3-1.0％。
Ti：0.03-0.08％和Nb：0.01-0.05％
钛(Ti)和铌(Nb)是对提高钢板的强度和通过纳米析出物的晶粒微细化有效的元素。添加这些元素时，与碳结合而形成非常微细的纳米析出物。这种纳米析出物强化基体组织，从而起到减少相之间的硬度差的作用。
本发明中优选将钛的含量限制为0.03-0.08％，优选将铌的含量限制为0.01-0.05％。所述各元素的含量小于所述各成分含量的下限值时，纳米析出物的分布密度降低，相之间的硬度比的偏差增加，当各元素的含量超过所述各成分含量的上限值时，由于制造成本的增加和过多的析出物，延展性可能会大幅降低。另外，所述Ti更优选为0.03-0.06％。
B：0.0010-0.0050％
硼(B)是在退火中进行冷却的过程中延迟奥氏体转变为珠光体的成分，并且是作为抑制铁素体的形成并促进马氏体的形成的元素而添加。但是，当B的含量小于0.0010％时，难以获得上述效果，当B的含量超过0.0050％时，退火时产生大量的退火氧化物，导致镀覆润湿性变差，并且由于过多的合金铁而导致成本上升，因此优选将B的含量限制为0.0010％-0.0050％。
酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.10％
酸溶铝(Sol.Al)与氧结合而起到脱氧的作用，并且与硅一起将铁素体内的碳分配到奥氏体，从而是提高马氏体的淬透性的有效成分。当酸溶铝(Sol.Al)的含量小于0.01％时，难以确保上述效果，当酸溶铝(Sol.Al)的含量超过0.1％时，不仅上述效果会饱和，而且制造成本增加，因此优选将酸溶铝(Sol.Al)的含量限制为0.01-0.1％。
P：0.001-0.10％
磷(P)是固溶强化效果最大的置换型合金元素，并且起到改善平面各向异性并提高强度的作用。当P的含量小于0.001％时，无法确保其效果，而且引起制造成本的问题，另一方面，当添加过多的P时，冲压成型性变差，并且可能会发生钢的脆性，因此优选将P的含量限制为0.001-0.10％。
S：0.010％以下(包括0％)，
硫(S)是钢中的杂质元素，并且是阻碍钢板的延展性和焊接性的元素。当S的含量超过0.010％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性高，因此优选将所述S的含量限制为0.010％以下。
N：0.010％以下(0％除外)
氮(N)是对奥氏体的稳定化起到有效作用的成分，当N的含量超过0.010％时，由于AlN的形成等，连铸时产生裂纹的风险大幅增加，因此优选将N含量的上限限制为0.01％。
所述Si、Cr和C的含量优选满足下述关系式(1)。
[关系式1]
(Si+Cr)/2C≥5
(其中，各成分表示重量含量。)
当所述Si、Cr和C的含量不满足所述关系式1时，具有强度降低的问题。
只有所述关系式1的(Si+Cr)/2C的值为5以上时才可以确保强度，并且可以降低二次相的C含量，因此可以减少相之间的强度差。特别地，关系式1是为了提高铁素体内Si和Cr的固溶浓度而有效减少相之间的硬度差。所述(Si+Cr)/2C的值更优选为5.2以上。
本发明的优选的一个方面的高屈强比型高强度钢板中，以面积分数计，微细组织包含50％以上的贝氏体、20-40％的回火马氏体和余量的铁素体，在钢板的厚度1/4t(其中，t表示钢的厚度(mm))位置处由下述关系式(2)表示的贝氏体相与回火马氏体相的硬度比为1.3以下。
[关系式2]
(HB/HTM)≤1.3
(其中，HB表示贝氏体的硬度，HTM表示回火马氏体的硬度。)
为了制造具有优异的延伸凸缘性和高屈强比的钢材，例如具有HER为50％以上的延伸凸缘性和0.8以上的屈强比的钢材，微细组织和析出物的控制是非常重要的。作为同时增加延伸凸缘性和屈强比的方法，需要确保低温单相组织的技术。通常，低温组织中具有最高强度的组织是马氏体，如已公知的那样，制造马氏体的最容易的方法是退火时保持可以充分形成奥氏体的时间，然后进行水冷和回火处理。
但是，水冷方式因材质偏差、形状不良等问题而导致生产性变差，因此在本发明中欲通过控制合金元素来确保马氏体。即，这是一种通过添加一定量以上的Mn和Cr等淬透性元素而在低的冷却速度下也确保马氏体的技术。但是，这种方法因添加高的合金元素而可能发生焊接性变差等问题。因此，在本发明中，最小化对焊接性影响最大的碳含量。因此，在本发明中，将碳含量限制为0.09％以下。
为了在本发明的冷却条件下确保高屈强比，需要尽可能添加大量的合金元素。但是，这种尝试进一步引起了焊接性差、热轧强度增加等问题，因此需要解决这些问题。但是，即使没有添加过多的合金元素，当控制马氏体的尺寸和纳米析出物时，也可以满足本发明中提出的延伸凸缘性和屈强比。
本发明的高强度钢板中，以面积分数计，相变组织的微细组织包含50％以上的贝氏体和20-40％的回火马氏体。为了增加HER和屈强比，相变组织(贝氏体和回火马氏体)尽可能为100％是有利的。为了增加强度，优选使相变组织的尺寸尽可能小。当马氏体和贝氏体的平均粒径脱离本发明的范围时，不能满足弯曲加工性、延伸凸缘性和屈强比。
当所述微细组织中的贝氏体的分率小于50％时，不能满足所期望的强度。
当所述微细组织中的回火马氏体的含量小于20％时，不能满足所期望的强度，当回火马氏体的含量超过40％时，伸长率可能会降低。
所述回火马氏体的平均粒径可以为2μm以下，贝氏体的平均粒径可以为3μm以下，粒径超过3μm的贝氏体组织的面积分数可以为5％以下。
当所述马氏体的平均粒径增大至2μm以上或者贝氏体的平均粒径为3μm以上时，不能实现本发明中期望获得的弯曲加工性、延伸凸缘性和屈强比。
所述贝氏体和回火马氏体组织中直径为10nm以下的纳米析出物的分布密度可以为150个/μm2以上。
根据本发明人的研究，为了提高微细组织的强度，优选使析出物的尺寸尽可能小，特别是确保10nm以下的析出物为150个/μm2以上时，可以确保本发明中提出的0.8以上的高屈强比。此外，由于钢中的微细析出物，基体组织的强度增加，相之间的硬度比为1.3以下，因此可以制造具有50％以上的HER值的延伸凸缘性和屈服强度优异的高强度钢板。
所述纳米析出物可以是(Ti，Nb，Cr)C析出物。
在延伸凸缘性方面，控制相之间的强度比是非常重要的，例如，为了确保50％以上的HER，有必要将微细组织内的软质相与硬质相的硬度比控制为1.3以内。当不满足相变相的硬度值和相之间的硬度比时，不能确保50％以上的HER值和0.8以上的屈强比。
在钢板的厚度1/4t(其中，t表示钢板的厚度(mm))位置处，当由下述关系式(2)表示的贝氏体相与回火马氏体相的硬度比超过1.3时，相之间的强度偏差增加，因此HER和弯曲加工性可能会变差。
[关系式2]
(HB/HTM)≤1.3
(其中，HB表示贝氏体的硬度，HTM表示回火马氏体的硬度。)
所述钢板可以具有980MPa以上的拉伸强度和780MPa以上的屈服强度。
所述钢板可以具有0.8以上的屈强比和50％以上的HER值。
所述钢板的至少一面可以形成有锌系镀层。
以下，对本发明的优选的另一个方面的制造高屈强比型高强度钢板的方法进行详细说明。
本发明的优选的另一个方面的制造高屈强比型高强度钢板的方法包括：
准备板坯的步骤，以重量％计，所述板坯包含：C：0.04-0.09％、Si：0.2％以下(0％除外)、Mn：2.0-3.5％、Cr：0.3-1.2％、Ti：0.03-0.08％、Nb：0.01-0.05％、B：0.0010-0.0050％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.10％、P：0.001-0.10％、S：0.010％以下(包括0％)、N：0.010％以下(0％除外)、余量的Fe和不可避免的杂质，所述Si、Cr和C的含量满足下述关系式(1)，
[关系式1]
(Si+Cr)/2C≥5
(其中，各成分表示重量含量。)
热轧步骤，将所述板坯进行热轧，以使精轧出口侧温度为Ar3至Ar3+50℃，从而获得热轧钢板；
收卷步骤，在600-750℃的温度范围，将所述热轧钢板进行收卷；
冷轧步骤，将所述热轧钢板以40-70％的压下率进行冷轧，从而获得冷轧钢板；
连续退火步骤，在Ac3-60℃至Ac3℃的温度范围，将所述冷轧钢板进行连续退火；
一次冷却步骤，所述连续退火步骤后，以1-20℃/秒的冷却速度进行一次冷却，冷却至600-700℃的温度；
二次冷却步骤，所述一次冷却步骤后，以5-20℃/秒的冷却速度进行二次冷却，冷却至Ms-100℃至Ms℃的温度；以及
过时效步骤，所述二次冷却步骤后，进行过时效处理，
其中，所述Mn和B的含量以及退火温度(a，℃)满足下述关系式(3)。
[关系式3]
19000[B]+4.5[Mn]+0.06a≤104
(其中，[B]和[Mn]表示对应元素的重量％。)
热轧步骤
将具有上述钢组成的板坯进行热轧，以使精轧出口侧温度为Ar3至Ar3+50℃，从而获得热轧钢板。
当热轧时的出口侧温度小于Ar3时，热变形阻力急剧增加的可能性高，并且热轧卷材的顶(top)部、底(tail)部和边缘成为单相区，因此平面各向异性可能增加，并且成型性可能会变差。另一方面，当热轧时的出口侧温度超过Ar3+50℃时，产生过厚的氧化皮且钢板的微细组织粗大化的可能性高。
收卷步骤
在600-750℃的温度范围，将如上所述的经过热轧的热轧钢板进行收卷。
当所述收卷温度小于600℃时，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，因此在冷轧时可能发生负荷引起的形状不良等的制造方面的问题。另一方面，当所述收卷温度超过750℃时，由于表面氧化皮的增加，酸洗性变差，因此优选将收卷温度限制为600-750℃。
冷轧步骤
所述收卷步骤后，将所述热轧钢板以40-70％的压下率进行冷轧，从而获得冷轧钢板。对热轧钢板进行冷轧前，优选进行酸洗工艺。
当所述冷轧时的压下率小于40％时，再结晶驱动力减弱，从而获得良好的再结晶晶粒方面发生问题的可能性高，并且非常难以矫正形状。
另一方面，当压下率超过70％时，钢板边缘(edge)部产生裂纹的可能性高，并且轧制负荷急剧增加。
连续退火步骤
在Ac3-60℃至Ac3℃的温度范围，将如上所述的经过冷轧的冷轧钢板进行连续退火。
冷轧钢板经过连续退火过程而准备本发明中所期望的微细组织的基础。连续退火优选在Ac3-60℃至Ac3℃的温度区间进行。当退火温度小于Ac3-60℃时，形成大量的铁素体而降低屈服强度，因此难以确保0.8以上的屈强比，特别是由于形成大量的铁素体而增加与相变相之间的硬度差，因此不能满足硬度偏差为1.3以下的条件。另外，当退火温度超过Ac3℃时，由于高温退火，奥氏体晶粒尺寸增加，从而冷却时产生的马氏体相的尺寸增加，因此不能满足本发明的优选的微细组织的粒径。并且，随着退火温度的增加，表层部的退火氧化物的量也增加，导致镀覆粘附性变差。此外，即使满足所述退火温度条件，当退火温度不满足下述关系式3时，镀覆润湿性变差，因此镀覆粘附性降低。
[关系式3]
19000[B]+4.5[Mn]+0.06a≤104
(其中，[B]和[Mn]表示对应元素的重量％，a表示退火温度(℃)。)
一次冷却步骤
所述连续退火步骤后，以1-20℃/秒的冷却速度进行一次冷却，冷却至600-700℃的温度。
这种一次冷却步骤是通过抑制铁素体相变而使大部分奥氏体转变为马氏体的工艺。
当一次冷却时的冷却终止温度小于600℃时，铁素体的分率可能会增加，当一次冷却时的冷却终止温度超过700℃时，铁素体的分率可能会增加。
当一次冷却时的冷却速度小于1℃/秒时，铁素体的分率可能会增加，一次冷却时的冷却速度即使超过20℃/秒也没有问题，但考虑到冷却设备的冷却能力等，可以将冷却速度的上限限制为20℃/秒。
二次冷却步骤
所述一次冷却步骤后，以5-20℃/秒的冷却速度进行二次冷却，冷却至Ms-100℃至Ms℃的温度。
在二次冷却步骤中，开始进行奥氏体到马氏体的转变，但不会冷却至马氏体相变终止温度以下。由此可以获得回火马氏体组织。
二次冷却进行至Ms-100℃至Ms℃的温度范围，然后保持温度并进行过时效处理，以此可以确保卷材的宽度方向和长度方向的形状，并且可以获得高的屈服强度和高的孔加工性(扩孔率(HER))。
当二次冷却时的冷却终止温度小于Ms-100℃时，在过时效处理过程中马氏体的量过度增加，屈服强度和拉伸强度同时增加，并且延展性非常差。特别地，由于急速冷却而导致形状变差，因此加工汽车部件时可能发生操作性变差等问题。另外，当冷却至超过Ms的温度时，退火时形成的奥氏体无法转变为马氏体，而是形成作为高温相变相的贝氏体、粒状贝氏体(granular bainite)等，因此会发生屈服强度急剧变差的问题。这种组织的产生伴随屈强比的降低和扩孔性的变差，因此不能制造本发明中提出的延伸凸缘性优异的高屈强比型高强度钢。
当二次冷却时的冷却速度小于5℃/秒时，铁素体的分率可能会增加，当二次冷却时的冷却速度超过20℃/秒时，由于急速冷却，可能发生卷材形状扭曲等质量问题。
过时效步骤
所述二次冷却步骤后，进行过时效处理。
优选地，在过时效步骤中，调节时效时间，以使以面积分数计，整个组织中贝氏体为50％以上且回火马氏体为20-40％。
所述过时效步骤后，还可以包括在钢板的至少一面形成锌系镀层的锌系镀覆步骤。
平整轧制步骤
所述过时效步骤后，或者锌系镀覆步骤后，可以进一步包括以0.1-1.0％的伸长率进行平整轧制的步骤。
通常，将相变组织钢进行平整轧制时，拉伸强度几乎不增加，并且屈服强度至少提高50MPa以上。当伸长率小于0.1％时，难以控制形状，当伸长率超过1.0％时，由于高拉伸操作，操作性变得非常不稳定，因此优选将平整轧制时的伸长率限制为0.1-1.0％。
根据本发明的优选的另一个方面的制造高屈强比型高强度钢板的方法，可以获得高屈强比型高强度钢板，所述钢板具有980MPa以上的拉伸强度、780MPa以上的屈服强度、0.8以上的屈强比和50％以上的HER值，而且还具有优异的镀覆润湿性。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，需要注意的是，后述的实施例仅用于例示本发明以具体说明，而并不是用于限制本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由专利权利要求书中记载的内容和由此合理推导出的内容决定。
(实施例)
在加热炉中，在1200℃的温度下，将具有下表1的钢组成且满足下表2的条件的钢坯进行再加热1小时，并在表3的条件下进行热轧后进行收卷。
将所述热轧钢板进行酸洗，然后以45％的冷轧压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板。
在下表3的条件下，将所述冷轧钢板进行连续退火、一次冷却和二次冷却，然后以0.2％的压下率进行平整轧制。此时，一次冷却进行至650℃。
在下表3中，FDT表示热精轧温度，CT表示收卷温度，SS表示连续退火温度，RCS表示二次冷却终止温度。
对如上所述的经过平整轧制的冷轧钢板的微细组织分率、马氏体(TM)和贝氏体(B)的平均粒径、相之间的硬度比和钢中10nm以下的纳米析出物的分布密度进行分析，并将其结果示于下表4中。
其中，对于相变组织的硬度，利用纳米压痕仪(Nano-Indenter，NT110)设备以2g的负荷，以正方形测量100个点(point)，并利用除了最大值和最小值之外的值。此外，通过FE-TEM评价了贝氏体、马氏体和纳米析出物。特别地，对于纳米析出物的尺寸和分布密度，利用图象分析仪(image analyzer)(图像分析)设备对通过FE-TEM测量的析出物的组织照片进行评价。此外，利用SEM观察微细组织的分率，然后利用图象分析仪(图像分析)设备。
此外，制作JIS 5号拉伸试片并测量屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、伸长率(T-El)、HER、屈强比(YR)和镀覆润湿性，并将其结果示于下表5中。
就下表5的镀覆润湿性评价而言，如图3所示，将密封剂(Sealer)粘附在镀覆材料的表层，然后去除密封剂时，若镀层没有被剥离，则评价为正常材料，若镀层被剥离，则评价为镀覆剥离材料，正常材料用O表示，镀覆剥离材料用X表示。
另外，观察发明例5-1的微细组织，并将结果示于图1中。
[表1]
Figure GDA0002536045140000171
[表2]
钢的编号 Ac<sub>3</sub> Ms (Si+Cr)/2C(式1) 备注
1 865.2 410 9.0 发明钢
2 865.4 427.1 9.1 发明钢
3 874.1 419.3 12.1 发明钢
4 873.8 433.8 13.3 发明钢
5 868.1 415.2 7.4 发明钢
6 868.7 418.8 7.8 发明钢
7 865 415.6 5.2 发明钢
8 864.2 420.9 6.6 发明钢
9 856.9 418.6 5.3 发明钢
10 858.8 420.2 <u>4.0</u> 比较钢
11 858.2 418.4 <u>4.7</u> 比较钢
12 835.8 373.4 <u>2.5</u> 比较钢
13 864.4 458.9 <u>4.9</u> 比较钢
14 867 424.4 <u>2.8</u> 比较钢
15 833.3 365 <u>4.7</u> 比较钢
16 913.5 419 11.1 比较钢
17 865.2 412.9 <u>4.9</u> 比较钢
[表3]
Figure GDA0002536045140000191
[表4]
Figure GDA0002536045140000201
[表5]
Figure GDA0002536045140000211
如所述表1至表5所示，可知满足本发明的钢组成和制造条件的发明例显示出980MPa以上的拉伸强度、780MPa以上的屈服强度、0.8以上的屈强比和50％以上的HER值，从而具有优异的拉伸强度、屈服强度、屈强比、扩孔性(HER)，而且还具有优异的镀覆润湿性和伸长率。
如图1所示，可知符合本发明的发明例(5-1)的马氏体的平均粒径为2μm以下，其中，贝氏体的平均粒径为3μm以下。
与此相比，可知不满足本发明的钢组成和制造条件中的至少一种条件的比较例的情况下，拉伸强度、屈服强度、屈强比、HER值和镀覆润湿性中的至少一种物理性能差或不足。
比较例(2-1和5-2)的情况下，虽然成分满足本发明的范围，但作为二次冷却条件的RCS温度为440℃和450℃，不满足本发明中提出的Ms温度以下的冷却温度，因此高温过时效导致退火时形成的奥氏体无法转变为马氏体，而是形成作为高温相变相的贝氏体、粒状贝氏体(granular bainite)等，从而生成粗大的相变相。就这种粗大的相变相而言，由于微细组织的相之间的硬度比高，屈强比低，并且导致HER值变差。
比较例(6-2)的退火温度非常低，在两相区中进行退火，因此贝氏体的分率为41％且回火马氏体相变分率为10％，无法满足本发明的微细组织的分率。这种铁素体的形成引发相之间的硬度比偏差的增加，导致屈强比低且HER值变差的结果。
比较例(6-3)的退火温度为890℃，非常高，由于高温退火，奥氏体晶粒尺寸增加，因此冷却时生成的马氏体组织的尺寸增加，从而不能形成平均粒径为2μm以下的马氏体和平均粒径为3μm以下的贝氏体，因此屈强比和HER值变差。
比较例(10至15和17)是不满足关系式1的情况。这种碳的增加起到增加在退火后的急速冷却工艺中形成的马氏体的强度的作用。但是，在急速冷却后进行过时效处理时，并非所有马氏体都经过回火，并以板条状残留。这时生成的回火马氏体而言，由于碳的析出，强度减小，但没有经过回火的板条状马氏体是非常稳定的马氏体，由于添加的碳而具有非常高的强度。因此，当碳含量超过本发明钢中提出的成分时，板条状马氏体与过时效处理中形成的回火马氏体之间的强度差增加，因此HER值和屈强比无法满足本发明钢中提出的基准。
比较例(1-3、5-2、5-3、6-3、10、11、12、15、16、17)不满足关系式3，因此镀覆润湿性差。随着B和Mn的含量增加，退火时在表面形成Mn-B系氧化物，减弱熔融锌和复合氧化物的润湿性，因此镀覆润湿性变差。即使增加B和Mn的含量，当退火温度低时，Mn-B氧化物形成得较少，因此具有良好的镀覆粘附性。
比较例(12至17)是碳含量或Mn、Cr、Ti、Nb含量不满足本发明的成分范围的情况。比较例(12和15)的C含量高，因此相之间的硬度比高，并且形成粗大的马氏体，导致屈强比和HER值变差。
比较例(13和14)中，由于低的Mn含量或Cr含量，没有发生充分的马氏体相变，比较例(16)是Si含量非常高的情况。通常，Si是铁素体形成元素，当Si的添加量增加时，冷却时促进铁素体的形成。比较例(16)中，由于Si的高添加量，所形成的马氏体的量为11％，不满足本发明中提出的基准，并且由于相之间的硬度比增加等，导致屈强比低且HER值变差。
比较例(17)是Ti和Nb的含量不满足本发明的成分范围的情况。如上所述，Ti和Nb与碳结合形成纳米析出物，这种纳米析出物通过强化基体组织而起到减少相之间的硬度差的作用。但是，比较例(17)的Ti和Nb非常少，无法形成充足的析出物，由此纳米析出物的分布、相之间的硬度比的增加等导致屈强比和HER值变差。
以上，对本发明的实施例进行了说明，但本发明所属技术领域的技术人员可以理解本发明在不改变其技术思想或必要特征的情况下可以以其它具体的形式实施。
因此，应理解上述实施例在所有方面都是示例性的，而不是限定性的。本发明的范围是由专利权利要求书表示，而不是由发明内容表示，并且应解释为专利权利要求书的意义和范围以及从其等同概念推导出的所有变形或经过变形的形式均包含在本发明的范围。

Claims (8)

1.一种高屈强比型高强度钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.04-0.09％、Si：0.2％以下且0％除外、Mn：2.0-3.5％、Cr：0.3-1.2％、Ti：0.03-0.08％、Nb：0.01-0.05％、B：0.0010-0.0050％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.10％、P：0.001-0.10％、S：0.010％以下且包括0％、N：0.010％以下且0％除外、余量的Fe和不可避免的杂质，所述Si、Cr和C的含量满足下述关系式(1)，
[关系式1]
(Si+Cr)/2C≥5
其中，各成分表示重量含量，
并且，以面积分数计，微细组织包含50％以上的贝氏体、20-40％的回火马氏体和余量的铁素体，所述回火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，并且在钢板的厚度1/4t位置处由下述关系式(2)表示的贝氏体相与回火马氏体相的硬度比为1.3以下，其中，t表示钢板的厚度mm，
[关系式2]
(HB/HTM)≤1.3
其中，HB表示贝氏体的硬度，HTM表示回火马氏体的硬度。
2.根据权利要求1所述的高屈强比型高强度钢板，其特征在于，粒径超过3μm的贝氏体组织的面积分数为5％以下。
3.根据权利要求2所述的高屈强比型高强度钢板，其特征在于，所述贝氏体和回火马氏体组织中直径为10nm以下的纳米析出物的分布密度为150个/μm2以上。
4.根据权利要求1所述的高屈强比型高强度钢板，其特征在于，所述钢板具有980MPa以上的拉伸强度、780MPa以上的屈服强度、0.8以上的屈强比和50％以上的HER值。
5.根据权利要求1所述的高屈强比型高强度钢板，其特征在于，所述钢板的至少一面形成有锌系镀层。
6.一种制造高屈强比型高强度钢板的方法，其包括：
准备板坯的步骤，以重量％计，所述板坯包含：C：0.04-0.09％、Si：0.2％以下且0％除外、Mn：2.0-3.5％、Cr：0.3-1.2％、Ti：0.03-0.08％、Nb：0.01-0.05％、B：0.0010-0.0050％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.10％、P：0.001-0.10％、S：0.010％以下且包括0％、N：0.010％以下且0％除外、余量的Fe和不可避免的杂质，所述Si、Cr和C的含量满足下述关系式(1)，
[关系式1]
(Si+Cr)/2C≥5
其中，各成分表示重量含量；
热轧步骤，将所述板坯进行热轧，以使精轧出口侧温度为Ar3至Ar3+50℃，从而获得热轧钢板；
收卷步骤，在600-750℃的温度范围，将所述热轧钢板进行收卷；
冷轧步骤，将所述热轧钢板以40-70％的压下率进行冷轧，从而获得冷轧钢板；
连续退火步骤，在Ac3-60℃至Ac3℃的温度范围，将所述冷轧钢板进行连续退火；
一次冷却步骤，所述连续退火步骤后，以1-20℃/秒的冷却速度进行一次冷却，冷却至600-700℃的温度；
二次冷却步骤，所述一次冷却步骤后，以5-20℃/秒的冷却速度进行二次冷却，冷却至Ms-100℃至Ms℃的温度；以及
过时效步骤，所述二次冷却步骤后，进行过时效处理，
其中，以面积分数计，经过所述过时效处理的钢板的微细组织包含50％以上的贝氏体、20-40％的回火马氏体和余量的铁素体，所述回火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，并且在钢板的厚度1/4t位置处由下述关系式(2)表示的贝氏体相与回火马氏体相的硬度比为1.3以下，其中，t表示钢板的厚度mm，
[关系式2]
(HB/HTM)≤1.3
其中，HB表示贝氏体的硬度，HTM表示回火马氏体的硬度，
所述Mn和B的含量以及退火温度a，单位为℃，满足下述关系式(3)，
[关系式3]
19000[B]+4.5[Mn]+0.06a≤104
其中，[B]和[Mn]表示对应元素的重量％。
7.根据权利要求6所述的制造高屈强比型高强度钢板的方法，其特征在于，所述过时效步骤后，还包括在钢板的至少一面形成锌系镀层的锌系镀覆步骤。
8.根据权利要求7所述的制造高屈强比型高强度钢板的方法，其特征在于，所述过时效步骤后，或者所述锌系镀覆步骤后，还包括以0.1-1.0％的伸长率进行平整轧制的步骤。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102398271B1 (ko) * 2020-10-06 2022-05-13 주식회사 포스코 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101649415A (zh) * 2008-08-12 2010-02-17 株式会社神户制钢所 加工性优异的高强度钢板
JP2010285636A (ja) * 2009-06-09 2010-12-24 Kobe Steel Ltd 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
CN104024452A (zh) * 2011-12-26 2014-09-03 Posco公司 焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法
JP2014196557A (ja) * 2013-03-06 2014-10-16 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
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
JP2528387B2 (ja) 1990-12-29 1996-08-28 日本鋼管株式会社 成形性及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法
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
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
MX2014003712A (es) * 2011-09-30 2014-07-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente, de alta resistencia, y lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente, aleada, de alta resistencia, que tiene excelente adhesion de enchapado, formabilidad, y capacidad de expansion de agujero con resistencia a la traccion de 980 mpa o mas y metodo de fabricacion de las mismas.
ES2759051T3 (es) * 2013-05-21 2020-05-07 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente y método de fabricación de la misma
JP6354268B2 (ja) * 2014-04-02 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR101630975B1 (ko) * 2014-12-05 2016-06-16 주식회사 포스코 구멍 확장성이 우수한 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101649415A (zh) * 2008-08-12 2010-02-17 株式会社神户制钢所 加工性优异的高强度钢板
JP2010285636A (ja) * 2009-06-09 2010-12-24 Kobe Steel Ltd 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
CN104024452A (zh) * 2011-12-26 2014-09-03 Posco公司 焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法
JP2014196557A (ja) * 2013-03-06 2014-10-16 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
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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