CN111511951B - 碰撞特性和成型性优异的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个方面涉及一种拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板，更详细地，提供一种高强度钢板，所述高强度钢板具有低的屈服强度，具有高的弯曲性能的同时延展性优异，因此成型性得到提高。

Description

碰撞特性和成型性优异的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用作汽车结构部件的高强度钢板，更详细地涉及一种碰撞特性和成型性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
汽车产业中环境和安全管制以及二氧化碳排放的管制越来越严格，汽车的燃油效率管制也在强化。此外，美国高速公路安全保险协会逐渐强化碰撞安全性的管制以保护乘客，从2013年开始要求诸如25％的小偏置(small overlap)等苛刻的碰撞性能。
作为解决这种汽车产业的问题的方案，正在持续研究汽车的轻量化。
通常，高强度汽车材料可以分为析出强化钢、烘烤硬化钢、固溶强化钢、相变强化钢等。
其中，相变强化钢有双相钢(Dual Phase Steel，DP钢)、相变诱导塑性钢(Transformation Induced Plasticity Steel，TRIP钢)、复合组织钢(Complex PhaseSteel，CP钢)等。将这种相变强化钢称为先进高强度钢(Advanced High Strength Steel，AHSS)。
相变强化钢中DP钢是在软质的铁素体中微细均匀地分散硬质的马氏体，从而确保高强度的钢，CP钢是包含铁素体、马氏体、贝氏体的两相或三相，且是为了提高强度而包含Ti、Nb等析出硬化元素的钢。TRIP钢是在常温下对微细均匀分散的残留奥氏体进行加工时引起马氏体相变，并且可以确保高强度高延展性的钢种。
另外，近年来，用于汽车的钢板为了提高燃油效率或耐久性，需要强度更高的钢板，并且，在碰撞安全性和保护乘客的方面，拉伸强度为980MPa以上的超高强度钢板用作车身结构或加固件的使用量正在增加。
尤其，用于提高车身的耐碰撞性的骨架件(member)、座椅导轨(seat rail)和柱(pillar)等结构部件中采用屈服强度优异的高强度钢，这种结构部件具有屈服强度(YS)与拉伸强度(TS)之比即屈强比(YS/TS)越高，越有利于吸收冲击能的特征。
但是，通常钢板的强度越增加，延展性越降低，因此会发生成型加工性降低的问题。
因此，为了同时确保碰撞安全性和部件成型性，有必要开发具有高的屈服强度且延展性优异的材料，此外，加工的部件大部分需要经过弯曲成型，因此还需要应用弯曲性能优异的钢材。
因此，为了提高高强度钢的碰撞特性和成型性，有必要具有诸如相变强化型高强度钢中最广泛使用的DP钢的低屈服强度，且提高弯曲性能的同时具有优异的延展性，这种高强度钢的应用可以扩大到各个领域。
另外，用于提高屈服强度的具有代表性的方法是连续退火时利用水冷。即，在退火工艺中使钢裂化后浸渍在水中进行回火，从而可以获得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。
作为与此相关的现有技术，专利文献1将含有0.18％以上的碳的钢材进行连续退火后进行水冷至常温，然后以120-300℃的温度进行过时效处理1-15分钟，从而确保马氏体的体积比为80-97％。
但是，该技术虽然可以提高屈强比，但由于水冷时的钢板的宽度方向和长度方向的温度偏差，卷材的形状质量变差，从而造成如下缺陷：即操作性降低如成型时产生裂纹，以及不同位置之间的材质偏差等。
作为高张力钢板中提高成型性的技术，专利文献2公开了一种由将马氏体作为主相的复合组织组成的钢板。提出了制造高张力钢板的方法，即为了提高加工性，所述钢板将粒径为1-100nm的微细析出铜颗粒分散在组织内部。
但是，该技术为了析出微细Cu颗粒，需要添加2-5重量％的过多的Cu，因此具有发生Cu引起的红热脆性可能性，并且具有制造成本过度增加的问题。
作为另一个实例，专利文献3公开了一种钢板，所述钢板具有将铁素体作为基体组织且包含2-10面积％的珠光体(pearlite)的微细组织，并添加作为析出强化型元素的Nb、Ti、V等元素，从而通过析出强化和晶粒微细化来提高强度。
在这种情况下，虽然钢板的扩孔性良好，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，因此冲压成型时具有发生裂纹等缺陷的问题。
作为另一个实例，专利文献4公开了一种冷轧钢板，所述冷轧钢板通过应用回火马氏体相，从而同时获得高强度和高延展性，并且连续退火后的板形状也优异。
但是，在这种情况下存在如下问题，即碳(C)的含量高至0.2％以上，因此焊接性差，并且由于添加大量的Si而导致炉内凹痕缺陷。
(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2005-264176号
(专利文献3)韩国公开专利公报第2015-0073844号
(专利文献4)日本公开专利公报第2010-090432号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面涉及一种拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板，更详细地，提供一种高强度钢板，所述高强度钢板具有低的屈服强度，具有高的弯曲性能的同时延展性优异，因此成型性得到提高。
技术方案
本发明的一个方面提供一种碰撞特性和成型性优异的高强度钢板，以重量％计，所述高强度钢板包含：碳(C)：0.04-0.15％、硅(Si)：0.01-1.0％、锰(Mn)：1.8-2.5％、钼(Mo)：0.15％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.0％以下、磷(P)：0.1％以下、硫(S)：0.01％以下、铝(Al)：0.01-0.5％、氮(N)：0.01％以下、硼(B)：0.01％以下(0％除外)、锑(Sb)：0.05％以下(0％除外)，钛(Ti)：0.003-0.06％和铌(Nb)：0.003-0.06％中的一种以上，余量的Fe和其它不可避免的杂质，所述C、Si、Al、Mo和Cr的关系满足下述式(1)，微细组织包含面积分数小于40％的铁素体和余量的贝氏体、马氏体和残留奥氏体，所述铁素体的总分率(Ft)中未再结晶铁素体(Fn)的占有率(Fn/Ft)为20％以下。
式(1)
{(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C≥20
(其中，各元素表示重量含量。)
本发明的另一个方面提供一种制造碰撞特性和成型性优异的钢板的方法，所述方法包括以下步骤：在1050-1300℃的温度范围内，将满足上述合金组成和成分关系式(式(1))的钢坯进行再加热；在Ar3以上的温度下，将经过加热的所述钢坯进行热精轧以制造热轧钢板；在400-700℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷；所述收卷后，进行冷轧以制造冷轧钢板；在Ac1+30℃至Ac3-20℃的温度范围内，将所述冷轧钢板进行连续退火；所述连续退火后，以10℃/秒以下(0℃/秒除外)的冷却速度，进行一次冷却，冷却至630-670℃；所述一次冷却后，在氢气冷却设备中以5℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，冷却至400-550℃；所述二次冷却后，保持50-500秒；所述保持后，进行热浸镀锌；以及所述热浸镀锌后，以1℃/秒以上的冷却速度，进行最终冷却，冷却至Ms以下，所述冷轧以30％以上的总压下率进行，第1至第4个机架的压下率分别为15％以上。
有益效果
根据本发明，通过优化合金组成和制造条件，可以提供具有高强度且碰撞特性和成型性得到提高的钢板。
尤其，由于高屈服强度而具有优异的耐碰撞性，由于延展性和弯曲性能优异而冲压成型时可以防止裂纹等加工缺陷，因此可以适用于需要加工成复杂的形状的部件等。
附图说明
图1示出本发明的一个实施例的相间硬度比[(HB+HM)/(2×HF)]随铁素体相中的Si、Al、Mo、Cr、C之间的浓度比(对应式(2))的变化。
图2示出本发明的一个实施例的屈服强度与伸长率的关系(YS×El)随相间硬度比[(HB+HM)/(2×HF)]的变化。
图3示出本发明的一个实施例的三点弯曲角随相间硬度比[(HB+HM)/(2×HF)]的变化。
图4示出本发明的一个实施例的三点弯曲角随屈服强度与伸长率的关系(YS×El)的变化。
最佳实施方式
本发明的发明人进行深入研究以开发如下材料，即用于汽车的材料中加工成复杂的形状时不发生裂纹等缺陷，并且碰撞特性优异的材料。
其结果，确认了通过优化合金组成和制造条件，可以提供具有有利于确保所期望的物理性能的组织的高强度钢板，从而完成了本发明。
尤其，本发明的技术意义在于，作为微细组织包含铁素体，通过提高所述铁素体中的固溶强化元素的浓度比来诱导屈服强度的上升，并且降低所述铁素体与作为硬质相的贝氏体和马氏体相之间的硬度比，从而提高弯曲加工性。
此外，通过铁素体中的固溶强化元素，可以获得抑制晶粒生长的效果，由此各相(phase)微细地分布，缓解局部应力集中，从而具有大大提高延展性的效果。
以下，对本发明进行详细说明。
本发明的一个方面的碰撞特性和成型性优异的高强度钢板优选包含：碳(C)：0.04-0.15％、硅(Si)：0.01-1.0％、锰(Mn)：1.8-2.5％、钼(Mo)：0.15％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.0％以下、磷(P)：0.1％以下、硫(S)：0.01％以下、铝(Al)：0.01-0.5％、氮(N)：0.01％以下、硼(B)：0.01％以下(0％除外)、锑(Sb)：0.05％以下(0％除外)，钛(Ti)：0.003-0.06％和铌(Nb)：0.003-0.06％中的一种以上。
以下，对所述高强度钢板的合金组成进行如上所述的限制的理由进行详细的说明。此时，除另有说明，各合金组成的含量表示重量％。
C：0.04-0.15％
碳(C)是为了增强钢的相变组织而添加的主要元素。这种C促进钢的高强度化，并且促进复合组织钢中马氏体的形成。随着所述C的含量增加，钢中马氏体量也会增加。
但是，当这种C的含量超过0.15％时，由于钢中马氏体量增加，强度变高，但是与碳浓度相对低的铁素体的强度差会增加。这种强度差异的问题在于，在施加应力时在相之间的界面容易发生破裂，因此延展性和应变硬化率会降低。此外，由于焊接性差，在加工客户的部件时会发生焊接缺陷。另一方面，当所述C的含量小于0.04％时，难以确保所期望的强度。
因此，在本发明中，优选将所述C含量控制为0.04-0.15％。更有利地，可以包含0.06-0.13％的所述C。
Si：0.01-1.0％
硅(Si)是铁素体稳定化元素，其促进铁素体相变，并促进C富集在未相变奥氏体，从而是有助于形成马氏体的元素。此外，硅具有优异的固溶强化能力，从而通过提高铁素体的强度而有效地减少相之间的硬度差，并且硅是在不降低钢板的延展性的情况下确保强度的有效的元素。
为了上述效果，可以包含0.01％以上的Si，但当其含量超过1.0％时，引发表面氧化皮缺陷，导致镀覆表面质量差，并且化学处理性能劣化。
因此，在本发明中，优选将所述Si的含量控制为0.01-1.0％以下。更优选地，可以包含0.1-0.8％的所述Si。
Mn：1.8-2.5％
锰(Mn)具有以下效果，即在不降低延展性的情况下使颗粒微细化，并使钢中的硫(S)析出为MnS，从而防止FeS的形成所导致的热脆性。此外，所述Mn是强化钢的元素，并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，从而对于更容易地形成马氏体是有效的。
当这种Mn的含量小于1.8％时，不仅无法获得上述的效果，而且难以确保所期望水平的强度。另一方面，当Mn的含量超过2.5％时，发生焊接性和热轧性等方面的问题的可能性高，并且形成过多的马氏体而导致材质不稳定，而且组织内形成Mn带(Mn-Band)(Mn氧化物带)，从而发生加工裂纹和板断裂的风险变高。此外，退火时表面溶出Mn氧化物，从而大大阻碍镀覆性。
因此，本发明中优选将所述Mn的含量控制为1.8-2.5％。更有利地，可以包含2.0-2.4％的所述Mn。
Mo：0.15％以下(0％除外)
钼(Mo)是为了延迟奥氏体转变为珠光体的同时提高铁素体的微细化和强度而添加的元素。这种Mo提高钢的淬透性，在晶界(grain boundary)微细地形成马氏体，从而具有可以控制屈强比的优点。但是，钼为高价元素，其含量越高，在制造上越不利，因此优选适当地控制其含量。
为了充分地获得上述的效果，最多可以添加0.15％的所述Mo。当所述Mo的含量超过0.15％时，导致合金成本急剧上升，从而降低经济性，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，本发明中优选将所述Mo的含量控制为0.15％以下且0％除外。
Cr：1.0％以下(0％除外)
铬(Cr)是为了提高钢的淬透性并确保高强度而添加的元素。这种Cr对马氏体的形成是有效的，并且相对于强度的上升，最小化延展性的降低，从而有利于制造具有高延展性的复合组织钢。尤其，作为固溶强化元素，所述铬是有助于提高铁素体的强度的元素。
在本发明的一个方面，当所述Cr的含量超过1.0％时，不仅其效果会饱和，而且过度增加热轧强度，因此具有冷轧性差的问题。此外，Cr系碳化物的分率增加且粗大化，因此退火后马氏体的尺寸粗大化，导致伸长率降低。
因此，本发明中优选将所述Cr的含量控制为1.0％以下且0％除外。
P：0.1％以下
磷(P)是固溶强化效果最大的置换型元素，且是改善平面各向异性，并在不大幅降低成型性的情况下有利于确保强度的元素。但是，添加过多的这种P时，大大增加发生脆性断裂的可能性，在热轧过程中板坯发生板断裂的可能性增加，并且阻碍镀覆表面特性。
因此，本发明中优选将所述P的含量控制为0.1％以下，考虑到不可避免地添加的水平，0％除外。
S：0.01％以下
硫(S)是钢中的杂质元素，且是不可避免地添加的元素，其阻碍延展性和焊接性，因此优选将所述S的含量尽可能控制得低。尤其，S具有提高发生红热脆性的可能性的问题，因此优选将其含量控制为0.01％以下。但是，考虑到在制造过程中不可避免地添加的水平，0％除外。
Al：0.01-0.5％
铝(Al)是为了钢的粒度微细化和脱氧而添加的元素。此外，铝是铁素体稳定化元素，其使铁素体内的碳布在奥氏体中，从而对于提高马氏体的淬透性是有效的，并且在贝氏体区域保持时，铝有效地抑制贝氏体内碳化物的析出，从而是提高钢板的延展性的有效的元素。
为了上述效果，可以包含0.01％以上的Al。但是，当这种Al的含量超过0.5％时，有利于通过晶粒微细化效果来提高强度，但是在炼钢连铸操作时，形成过多的夹杂物，从而在镀覆钢板上发生表面不良的可能性变高。此外，导致制造成本的上升。
因此，本发明中优选将所述Al的含量控制为0.01-0.5％。
N：0.01％以下
氮(N)是使奥氏体稳定化的有效元素，但是当其含量超过0.01％时，钢的精炼成本会急剧增加，并且由于形成AlN析出物，会大大增加连铸时发生裂纹的风险。
因此，本发明中优选将所述N的含量控制为0.01％以下，但是考虑到不可避免地添加的水平，0％除外。
B：0.01％以下(0％除外)
硼(B)是在退火中进行冷却的过程中有利于延迟奥氏体转变为珠光体的元素。此外，硼是抑制铁素体的形成，并促进马氏体的形成的淬透性元素。
当这种B的含量超过0.01％时，表面上富集过多的B，导致镀覆粘附性变差。
因此，本发明中优选将所述B的含量控制为0.01％以下且0％除外。
Sb：0.05％以下(0％除外)
锑(Sb)分布在晶界上，并起到延迟Mn、Si、Al等氧化性元素通过晶界扩散的作用。因此，Sb具有以下效果，即抑制氧化物的表面富集，并有利于抑制由温度的上升和热轧工艺变化引起的表面富集物的粗大化。
当这种Sb的含量超过0.05％时，不仅其效果会饱和，而且制造成本会上升，并且加工性变差。
因此，本发明中优选将所述Sb的含量控制为0.05％以下且0％除外。
钛(Ti)：0.003-0.06％和铌(Nb)：0.003-0.06％中的一种以上
钛(Ti)和铌(Nb)是对提高强度和通过形成微细析出物的晶粒微细化有效的元素。具体地，所述Ti和Nb与钢中的C结合形成纳米尺寸的微细的析出物，这起到强化基体组织而减少相之间的硬度差的作用。
当这种Ti和Nb的含量分别小于0.003％时，不能充分确保上述效果，但当Ti和Nb的含量分别超过0.06％时，制造成本上升，并且形成过多的析出物，从而可能会大大阻碍延展性。
因此，本发明优选将所述Ti和Nb分别控制为0.003-0.06％。
本发明的其余成分是铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中，从原料或周围环境不可避免地混入不期望的杂质，因此无法将其进行排除。这些杂质对于通常的制造过程的技术人员而言是众所周知的，因此本说明书中对其所有内容不作特别说明。
另外，在本发明中，为了确保所期望的高强度的同时具有低的屈服强度并提高弯曲性能和延展性来确保优异的成型性，满足上述合金组成的钢板的微细组织需要如下组成。
具体地，本发明的高强度钢板的微细组织可以包含面积分数为小于40％(0％除外)的铁素体和余量的贝氏体、马氏体和残留奥氏体。
为了使复合包含软质相和硬质相的复合组织钢满足低的屈强比和高的延展性的同时确保优异的弯曲特性，重要的是控制组织相(phase)和分率。需要注意的是，除非另有特别定义，本发明中相(phase)的分率表示面积％。
本发明包含小于40％的铁素体相，优选包含25％以上且小于40％的铁素体相，其中，铁素体总分率(Ft)中未再结晶铁素体(Fn)的占有率(Fn/Ft)优选为20％以下(包含0％)。此时，当未再结晶的铁素体的占有率(Fn/Ft)超过20％时，变形和应力局部集中，因此具有延展性变差的问题。
并且，本发明的一个方面，作为所述硬质相，除了含有马氏体相之外，还含有贝氏体相，因此可以获得减少软质相与硬质相之间的硬度差的效果。
所述马氏体相和贝氏体相以面积分数之和可以包含60％以下，其中，贝氏体相可以包含10％以上。
除了所述软质相和硬质相之外的余量可以包含残留奥氏体相，但所述残留奥氏体相可以以对确保本发明中所期望的物理性能不产生影响的程度的含量来含有。例如，可以包含面积分数为5％以下(包含0％)的所述残留奥氏体相。
本发明的一个方面，上述组织，即，均匀形成有软质相和硬质相的组织是可以通过使上述合金组成中的C、Si、Al、Mo和Cr的关系满足下述式(1)，并且控制后述的制造条件来获得。
式(1)
{(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C≥20
(其中，各元素表示重量含量。)
所述式(1)中，Si和Al是铁素体稳定化元素，促进铁素体相变，Mo和Cr是有助于提高淬透性的元素。另一方面，C促进C富集在未相变奥氏体中而有助于马氏体的形成的元素。
如上所述，通过控制对铁素体的稳定化、淬透性的提高和马氏体的形成产生影响的元素的比率来提高铁素体中Si、Al、Mo、Cr的固溶浓度，从而可以获得由固溶强化引起的提高铁素体的强度的效果。
具有上述组织的本发明的高强度钢板的铁素体中Si、Al、Mo、Cr和C的浓度比满足下述式(2)，从而相之间的硬度差，即马氏体相、贝氏体相和铁素体相的硬度比可以满足下述式(3)。
式(2)
{(2×(SiF+AlF))+MoF+CrF}/CF≥500
(其中，各元素表示重量含量。)
式(3)
(HB+HM)/(2×HF)≤3
(其中，B表示马氏体，M表示马氏体，F表示铁素体。)
当式(1)的值小于20时，不能充分获得Si、Al、Mo、Cr的固溶强化效果，因此不能确保铁素体中Si、Al、Mo、Cr和C之间的浓度比(式(2))为500以上。即，因未能有效地减少相之间的硬度差，而不能确保作为软质相的铁素体的硬度比(HF)与作为硬质相的贝氏体(HB)和马氏体(HM)之间的硬度比为3以下。
所述钢内Si、Al、Mo、Cr、C的含量，铁素体内Si、Al、Mo、Cr、C的含量和各相的硬度值可以在钢板的厚度方向1/4t(其中，t表示钢板的厚度(mm))位置处测量，但并不限定于此。
本发明的高强度钢板具有如上所述的组织，从而可以最小化相之间的硬度差，并且各相微细地分布，从而可以缓解局部应力集中，因此可以大大提高延展性。
具体地，本发明的高强度钢板具有980MPa以上的拉伸强度，三点弯曲角为80度以上，并且屈服强度与伸长率的乘积(YS×El)可以满足10000以上。
此外，本发明的高强度钢板可以在至少一面上包含锌系镀层。
以下，对本发明的另一个方面的制造本发明所提供的加工性优异的高强度钢的方法进行详细的说明。
简而言之，本发明可以经过[钢坯再加热-热轧-收卷-冷轧-连续退火-冷却-热浸镀锌-冷却]工艺制造所期望的高强度钢板，下面对各个步骤的条件进行详细的说明。
[钢坯再加热]
首先，将具有上述成分体系的钢坯进行再加热。本工艺是为了顺利地进行后续的热轧工艺并充分获得所期望的钢板的物理性能而进行。在本发明中，对这种再加热工艺的工艺条件不作特别限制，只要是常规条件即可。作为一个实例，可以在1050-1300℃的温度范围内进行再加热工艺。
[热轧]
可以将如上所述经过加热的钢坯在Ar3相变点以上进行热精轧，此时的出口侧温度优选满足Ar3至Ar3+50℃。
当所述热精轧时的出口侧温度小于Ar3时，进行铁素体和奥氏体的两相区轧制，从而具有导致材质不均匀的可能性。另一方面，当出口侧温度超过Ar3+50℃时，由于高温轧制而形成异常粗大的晶粒，具有导致材质不均匀的可能性，因此后续冷却时会发生卷材变形的现象。
另外，所述热精轧时的入口侧的温度可以为800-1000℃的温度范围.
[收卷]
优选地，将如上所述制造的热轧钢板进行收卷。
所述收卷优选在400-700℃的温度范围内进行，如果所述收卷温度小于400℃，则形成过多的马氏体或贝氏体，从而导致热轧钢板的强度过度上升，因此在之后的冷轧时可能引起由于负荷而导致的形状不良等问题。另一方面，当收卷温度超过700℃时，钢中的Si、Mn及B等降低热浸镀锌的湿润性的元素的表面富集和内部氧化可能变得严重。
[冷轧]
可以将经过收卷的所述热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板。
本发明的一个方面，优选地，所述冷轧以30％以上的总压下率进行，冷轧机架中第1至第4个机架的压下率分别设定为15％以上。作为一个实例，所述冷轧机架可以为6个。
所述冷轧增加了钢内部的储能(stored energy)，从而在后续的退火过程中起到促进铁素体的再结晶的驱动力的作用，并且最终可以获得降低未再结晶铁素体的分率的效果。当钢中存在过多的未再结晶铁素体相时，变形和应力局部集中，因此延展性降低。另一方面，再结晶铁素体相缓解变形和应力的集中，因此有助于延展性的提高。
当所述冷轧时的总压下率小于30％或者第1至第4个机架的各自的压下率小于15％时，难以确保所期望的厚度，而且难以矫正钢板的形状，并且与总铁素体相分率相比，未再结晶铁素体分率超过20％，因此具有延展性差的问题。
[连续退火]
优选地，将如上所述制造的冷轧钢板进行连续退火处理。作为一个实例，所述连续退火处理可以在连续合金化热浸镀炉中进行。
所述连续退火步骤是为了再结晶的同时形成铁素体和奥氏体相，且分解碳的工艺。
所述连续退火处理优选在Ac1+30℃至Ac3-20℃的温度范围内进行，更有利地，可以在780-820℃的温度范围内进行。
当所述连续退火时的温度小于Ac1+30℃时，不能实现充分的再结晶，而且难以形成充分的奥氏体，从而退火后无法确保所期望水平的马氏体相和贝氏体相的分率。另一方面，当所述连续退火时的温度超过Ac3-20℃时，生产性降低，并且形成过多的奥氏体相，在冷却后大大增加马氏体相和贝氏体相的分率，因此难以确保所期望的延展性。此外，Si、Mn、B等阻碍热浸镀锌的润湿性的元素的表面富集变得严重，从而可能使镀覆表面质量降低。
[分段冷却]
优选将上述连续退火处理的冷轧钢板进行分段冷却。
具体地，优选地，所述冷却以10℃/秒以下(0℃/秒除外)的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至630-670℃，然后以5℃/秒以上的平均冷却速度进行二次冷却，冷却至400-550℃。
当所述一次冷却时的终止温度小于630℃时，由于过低的温度，碳的扩散活动度低，铁素体内碳的浓度增加，从而增加屈强比，并且增加加工时发生裂纹的倾向。另一方面，当所述一次冷却时的终止温度超过670℃时，在碳的扩散方面有利，但是具有后续冷却(二次冷却)时需要过高的冷却速度的缺点。此外，当所述一次冷却时的平均冷却速度超过10℃/秒时，不能实现充分的碳的扩散。另外，对所述平均冷却速度的下限不作特别限定，但是考虑到生产性，可以以1℃/秒以上进行。
以上述的条件完成一次冷却后，优选进行二次冷却，但是当所述二次冷却时的终止温度超过550℃时，不能充分确保贝氏体相，但当所述二次冷却时的终止温度小于400℃时，马氏体相的分率过度增加，因此难以确保所期望的延展性。此外，当所述二次冷却时的平均冷却速度小于5℃/秒时，可能无法以所期望的水平形成贝氏体相。另外，对所述平均冷却速度的上限不作特别限制，通常的技术人员可以考虑冷却设备的具体规格并适当地进行选择。作为一个实例，可以在100℃/秒以下进行。
并且，所述三次冷却可以使用利用氢气(H2gas)的氢气冷却设备。如上所述，通过利用氢气冷却设备进行冷却，可以获得抑制所述三次冷却时可能会发生的表面氧化的效果。
另外，如上所述进行分段冷却时，二次冷却时的冷却速度可以比一次冷却时的冷却速度快。
[保持]
优选在在如上所述完成分段冷却后的冷却温度范围内保持50-500秒以上。
当所述保持时间小于50秒时，具有不能充分地形成贝氏体相的可能性，另一方面，当所述保持时间超过500秒时，形成过多的贝氏体相，因此可能会难以确保所期望的微细组织。
[热浸镀锌]
如上所述经过分段冷却和保持工艺后，优选将钢板浸渍在热浸镀锌系浴以制造热浸镀锌系钢板。
此时，热浸镀锌可以以常规的条件进行，作为一个实例，可以在430-490℃的温度范围内进行。此外，对所述热浸镀锌时的热浸镀锌系浴的组分不作特别限定，可以是纯锌镀浴或包含Si、Al、Mg等的锌系合金镀浴。
[最终冷却]
在完成所述热浸镀锌后，优选以1℃/秒以上的冷却速度冷却至Ms(马氏体相变起始温度)以下。在该过程中，可以在钢板(其中，钢板对应于镀层下部的母材)内形成马氏体相和残留奥氏体相。
当所述冷却时的终止温度超过Ms时，不能充分确保马氏体相，当平均冷却速度小于1℃/秒时，由于过慢的冷却速度，可能形成不均匀的马氏体相。更优选地，可以以1-100℃/秒的冷却速度进行冷却。
进行所述冷却时，即使冷却至常温，也不会对确保所期望的组织产生影响，其中常温可以表示10-35℃左右。另外，根据需要，在最终冷却前，可以将热浸镀锌系钢板进行合金化热处理来获得合金化热浸镀锌系钢板。在本发明中，对合金化热处理工艺条件不作特别限制，只要是通常的条件即可。作为一个实例，可以在480-600℃的温度范围内进行合金化热处理工艺。
接着，根据需要，将最终冷却的热浸镀锌系钢板或合金化热浸镀锌系钢板进行平整轧制，从而在位于马氏体周围的铁素体形成大量的位错，因此可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)。如果压下率为1.0％以上，则虽然在形成位错方面有利，但由于设备能力的局限性，可能导致发生板断裂等副作用。
根据上述方法制造的本发明的高强度钢板的微细组织混合包含硬质相和软质相，具体地，可以包含面积分数小于40％的铁素体、余量的贝氏体、马氏体和残留奥氏体。
此时，可以提高铁素体内固溶元素的浓度以促进强度的提高和晶粒微细化，因此最小化软质相和硬质相之间的硬度差。此外，与高屈服强度一起，提高延展性，因此具有提供弯曲特性和成型性优异的高强度钢板的效果。
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅用于例示本发明而进行更详细地说明，而并不是用于限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导出的内容所决定。
具体实施方式
(实施例)
制造具有下表1中示出的合金组成的钢坯，然后将所述钢坯加热至1050-1250℃的温度范围，然后以下表2所示的条件进行热轧、冷却和收卷，从而制造热轧钢板。
之后，将各个热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板，然后以下表2所示的条件进行连续退火处理，然后进行分段冷却(一次冷却和二次冷却)后在二次冷却终止温度下保持50-500秒。此时，所述二次冷却是在氢气冷却设备中进行。
之后，在430-490℃的热浸镀锌浴(0.1-0.3％的Al-余量的Zn)中进行镀锌处理，然后以1℃/秒以上的冷却速度进行最终冷却，冷却至Ms以下，然后以0.2％进行平整轧制，从而制造热浸镀锌系钢板。
观察如上所述制造的各个钢板的微细组织，并评价机械特性和镀覆特性，然后将其结果示于下表3中。
此时，对各个试片的拉伸试验是利用ASTM标准，以L方向进行试验。此外，三点弯曲试验是应用了VDA(德国汽车协会)238-100标准来评价弯曲角(180度弯曲内角)，弯曲角越大，则评价为弯曲性优异。
并且，微细组织的分率是分析了钢板厚度1/4t位置处的基体组织。具体地，利用硝酸乙醇(Nital)腐蚀后，利用FE-SEM和图像分析仪(Image analyzer)测量了铁素体、贝氏体、马氏体、奥氏体的分率。
另外，利用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscopy，TEM)、能量色散谱仪(Energy Dispersive Spectroscopy，EDS)和ELLS分析装置测量各钢板的1/4t位置处的铁素体中的C、Si、Al、Mo、Cr的浓度。
此外，各相的硬度是利用维氏显微硬度计(Micro Vickers Hardness Tester)测量10次后取平均值。
[表1]
Figure BDA0002548746890000171
(表1中成分比表示各钢的式1[{(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C]的值。)
[表2]
Figure BDA0002548746890000181
[表3]
Figure BDA0002548746890000182
(表3中，F表示铁素体相，B表示贝氏体相，M表示马氏体相。此外，YS表示屈服强度，TS表示拉伸强度，El表示伸长率，YR表示屈强比。并且，浓度比表示式(2)[{(2×(SiF+AlF))+MoF+CrF}/CF]的计算值，硬度比表示式(3)[(HB+HM)/(2×HF)]的计算值。)
如所述表1至表3所示，可知钢的合金组成、成分比(关系式1)和制造条件全部满足本发明所提出的条件的发明钢1至发明钢6形成了所期望的微细组织，因此三点弯曲角为80度以上，并且可以确保屈服强度与伸长率的关系(YS×El)为10000以上，因此可以确保耐碰撞性和成型性。
另一方面，钢的合金组成、成分比和制造条件中的一种以上条件脱离本发明中所提出的条件的比较钢1至比较钢5未能获得本发明中所期望的微细组织，因此弯曲特性差，并且所确保的屈服强度与伸长率的关系(YS×El)小于10000，因此不能确保耐碰撞性和成型性。
图1示出相之间的硬度比[(HB+HM)/(2×HF)]随铁素体相中的Si、Al、Mo、Cr、C之间的浓度比(对应式(2))的变化。
如图1所示，可知只有当铁素体相中的Si、Al、Mo、Cr、C之间的浓度比确保为500以上时，才能有效地减少相之间的硬度差。
图2示出屈服强度与伸长率的关系(YS×El)随相之间的硬度比[(HB+HM)/(2×HF)]的变化。
如图2所示，可知当相之间的硬度比为3以下时，才能确保屈服强度与伸长率的关系(YS×El)为10000以上。
图3示出三点弯曲角随相之间的硬度比[(HB+HM)/(2×HF)]的变化。
如图3所示，可知当相之间的硬度比为3以下时，可以确保三点弯曲角为80度以上。
图4示出三点弯曲角随屈服强度与伸长率的关系(YS×El)的变化。
如图4所示，可知当屈服强度与伸长率的关系(YS×El)的值为10000以上时，可以确保三点弯曲角为80度以上。

Claims (9)

1.一种碰撞特性和成型性优异的高强度钢板，以重量％计，所述高强度钢板包含：碳(C)：0.04-0.15％、硅(Si)：0.01-1.0％、锰(Mn)：1.8-2.5％、钼(Mo)：0.15％以下且0％除外、铬(Cr)：1.0％以下、磷(P)：0.1％以下、硫(S)：0.01％以下、铝(Al)：0.01-0.5％、氮(N)：0.01％以下、硼(B)：0.01％以下且0％除外、锑(Sb)：0.01～0.05％，钛(Ti)：0.003-0.06％和铌(Nb)：0.003-0.06％中的一种以上，余量的Fe和其它不可避免的杂质，所述C、Si、Al、Mo和Cr的关系满足下述式(1)，
微细组织包含面积分数为31％以上至小于40％的铁素体和余量的贝氏体、马氏体和残留奥氏体，
所述铁素体的总分率(Ft)中未再结晶铁素体(Fn)的占有率(Fn/Ft)为20％以下且包含0％，
所述铁素体中的Si、Al、Mo、Cr和C的浓度比满足下述式(2)，
式(1)
{(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C≥20
其中，各元素表示重量含量，
式(2)
{(2×(SiF+AlF))+MoF+CrF}/CF≥500
其中，Si、Al、Mo、Cr和C表示重量含量。
2.根据权利要求1所述的碰撞特性和成型性优异的高强度钢板，其中，所述钢板的马氏体相、贝氏体相和铁素体相的硬度比满足下述式(3)，
式(3)
(HB+HM)/(2×HF)≤3
其中，B表示马氏体，M表示马氏体，F表示铁素体。
3.根据权利要求1所述的碰撞特性和成型性优异的高强度钢板，其中，在所述钢板的至少一面包含锌系镀层。
4.根据权利要求1所述的碰撞特性和成型性优异的高强度钢板，其中，所述钢板具有980MPa以上的拉伸强度，三点弯曲角为80度以上，并且屈服强度与伸长率的乘积(YS×El)为10000以上。
5.一种制造碰撞特性和成型性优异的钢板的方法，其包括以下步骤：
在1050-1300℃的温度范围内，将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.04-0.15％、硅(Si)：0.01-1.0％、锰(Mn)：1.8-2.5％、钼(Mo)：0.15％以下且0％除外、铬(Cr)：1.0％以下、磷(P)：0.1％以下、硫(S)：0.01％以下、铝(Al)：0.01-0.5％、氮(N)：0.01％以下、硼(B)：0.01％以下且0％除外、锑(Sb)：0.01～0.05％，钛(Ti)：0.003-0.06％和铌(Nb)：0.003-0.06％中的一种以上，余量的Fe和其它不可避免的杂质，所述C、Si、Al、Mo和Cr的关系满足下述式(1)；
在Ar3以上的温度下，将经过加热的所述钢坯进行热精轧以制造热轧钢板；
在400-700℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷；
所述收卷后，进行冷轧以制造冷轧钢板；
在Ac1+30℃至Ac3-20℃的温度范围内，将所述冷轧钢板进行连续退火；
所述连续退火后，以10℃/秒以下且0℃/秒除外的冷却速度进行一次冷却，冷却至630-670℃；
所述一次冷却后，在氢气冷却设备中以5℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，冷却至400-550℃；
所述二次冷却后，保持50-500秒；
所述保持后，进行热浸镀锌；以及
所述热浸镀锌后，以1℃/秒以上的冷却速度，进行最终冷却，冷却至Ms以下，
所述冷轧以30％以上的总压下率进行，第1至第4个机架的压下率分别设定为15％以上，
式(1)
{(2×(Si+Al))+Mo+Cr}/C≥20
其中，各元素表示重量含量。
6.根据权利要求5所述的制造碰撞特性和成型性优异的钢板的方法，其中，所述热精轧时出口侧温度满足Ar3至Ar3+50℃。
7.根据权利要求5所述的制造碰撞特性和成型性优异的钢板的方法，其中，所述热浸镀锌步骤在430-490℃的锌镀浴中进行。
8.根据权利要求5所述的制造碰撞特性和成型性优异的钢板的方法，其中，所述热浸镀锌后，进行最终冷却之前，还包括进行合金化热处理的步骤。
9.根据权利要求5所述的制造碰撞特性和成型性优异的钢板的方法，其中，在所述二次冷却时形成贝氏体相。
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