CN112400033B - 具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板及其制造方法 - Google Patents

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    • C23C28/025—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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Abstract

本发明的一个实施方案提供一种具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板及其制造方法，以重量％计，所述热轧镀覆钢板包含：C：0.05‑0.14％、Si：0.1‑1.0％、Mn：1.0‑2.0％、P：0.001‑0.05％、S：0.001‑0.01％、Al：0.01‑0.1％、Cr：0.005‑1.0％、Ti：0.005‑0.13％、Nb：0.005‑0.03％、N：0.001‑0.01％、余量的Fe和其它不可避免的杂质，所述热轧镀覆钢板中作为主相包含铁素体和贝氏体的混合组织，作为余量组织包含选自马氏体、奥氏体和岛状马氏体(MA)中的一种以上，所述铁素体和贝氏体的分数为95‑99面积％，并满足以下关系式1。[关系式1]FCO{110}<112>+FCO{112}<111>≥10(其中，FCO{110}<112>和FCO{112}<111>分别表示具有{110}<112>晶体取向和{112}<111>晶体取向的组织的面积分数)。

Description

具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板及 其制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板及其制造方法，更详细地涉及一种可以优选应用于汽车底盘部件的支架、加强件、连接件等的热轧镀覆钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，作为用于降低汽车燃油效率的轻量化的一个部分，对底盘部件也在进行高强度/薄型化。由于这种薄型化，在欧洲和美洲地区在通常位于车辆内部的底盘部件中也应用防锈性提高的热轧镀覆钢板的趋势正在增加。通常，作为用于汽车底盘部件的热轧钢板，近年来开发了一种在铁素体基体组织中形成微细的析出物以提高延伸凸性的钢(专利文献1)，但为了获得高强度而使用大量的析出物，使得钢中固溶C、N的含量降低，因此难以获得高烘烤硬化性(Bake Hardenability，BH)。
因此，开发了一种通过优化析出强化效果和冷却条件来形成低温相变组织相，从而可以确保烘烤硬化性能值的钢板的技术(专利文献2)。但是，专利文献2中包括轧制-一次冷却-空冷后在二次冷却前向钢板施加变形的步骤，因此实际在现场应用时，在ROT区间不可避免地导入平整轧制机等附加设备，并且由于所述变形操作，可通过性变差，因此存在生产性降低的问题。此外，在热轧后且在热浸镀锌前，在450-480℃的范围的过热过程中伴随硬质相和位错的退火现象，因此组织中难以确保充分分数的剪切织构(shear Texture)。
另外，迄今为止，涉及在镀覆钢板产品中确保高烘烤硬化性的问题主要局限在冷轧产品，通常可以分为两个具体产品组。首先，在制造拉伸强度为590MPa级以下的主要用于汽车的外板材料的钢时，为了提高烘烤硬化性，镀覆后应用平整轧制作为附加技术(专利文献3)。但是，材料的强度从根本上非常低，并且组织中铁素体的分数极高，从而通过材料的物理变形来增加位错密度的效果不大，因此平整轧制时的精确控制不会对烘烤硬化性的提高产生极大的影响。另一个产品组是用于汽车的车身等的高强度冷轧钢材，与此相关的技术是镀覆后加热至奥氏体相变温度后控制冷却模式，以确保适当分数的低温相变组织，从而通过进一步导入位错密度来提高烘烤硬化性(专利文献4)。
但是，诸如专利文献3、专利文献4的前面所提及的现有技术，即，对固溶原子的含量以ppm单位进行控制的技术而言，在基于复合组织的热轧镀覆钢板中其重要性显著低，而且镀覆后通过进一步的热处理提高烘烤硬化性的技术需要建立进一步的工艺以适合应用于厚度为1-5mm范围的钢板，因此存在经济性降低的缺点。
[现有技术文献]
(专利文献1)韩国授权专利公报第10-1203018号
(专利文献2)韩国授权专利公报第10-1657797号
(专利文献3)韩国授权专利公报第10-1676137号
(专利文献4)韩国授权专利公报第10-0691515号
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一种具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板及其制造方法。
技术方案
本发明的一个实施方案提供一种具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板，以重量％计，所述热轧镀覆钢板包含：C：0.05-0.14％、Si：0.1-1.0％、Mn：1.0-2.0％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.01％、A1：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.0％、Ti：0.005-0.13％、Nb：0.005-0.03％、N：0.001-0.01％、余量的Fe和其它不可避免的杂质，所述热轧镀覆钢板中作为主相包含铁素体和贝氏体的混合组织，作为余量组织包含选自马氏体、奥氏体和岛状马氏体(Martensite-Austenite constituent，MA)中的一种以上，所述铁素体和贝氏体的分数为95-99面积％，并满足以下关系式1。
[关系式1]FCO{110}<112>+FCO{112}<111>≥10
(其中，FCO{110}<112>和FCO{112}<111>分别表示具有{110}<112>晶体取向和{112}<111>晶体取向的组织的面积分数。)
本发明的另一个实施方案提供一种制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，所述方法包括以下步骤：将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.05-0.14％、si：0.1-1.0％、Mn：1.0-2.0％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.01％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.0％、Ti：0.005-0.13％、Nb：0.005-0.03％、N：0.001-0.01％、余量的Fe和其它不可避免的杂质；在Ar3以上至1000℃的温度下，将再加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板；将所述热轧钢板进行一次冷却，冷却至550-750℃的温度；将一次冷却的所述热轧钢板进行极缓慢冷却，以满足以下关系式2；将极缓慢冷却的所述热轧钢板进行二次冷却，冷却至300-500℃的温度，然后进行收卷；将收卷的所述热轧钢板装入350-550℃的加热区中进行加热后取出；将加热的所述热轧钢板引入450-550℃的热浸镀浴中，在所述热轧钢板的表面形成镀层；以及将形成镀层的所述热轧钢板进行平整轧制，在进行所述加热步骤和所述平整轧制步骤时满足以下关系式3。
[关系式2]|T-TR|≤2
(TR＝241+109[C]+16.9[Mn]+22.7[Cr]-11.1[Si]-5.4[Al]-0.87Temp+0.00068Temp2)
(T表示实际极缓慢冷却时间，TR表示理论极缓慢冷却时间，Temp表示极缓慢冷却时的中间温度，所述[C]、[Mn]、[Cr]、[si]、[Al]表示各合金元素的含量。)
[关系式3]15≤(1000-TH)×ElSPM≤250
(TH表示装入热浸镀浴前的热轧钢板的加热区装入温度和取出温度的平均温度，ElSPM表示平整轧制前和刚进行平整轧制后的热轧镀覆钢板的长度差。)
有益效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种确保780MPa以上的拉伸强度和10％以上的伸长率的同时具有优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板及其制造方法。
附图说明
图1是发明例4和比较例19的EBSD分析结果，(a)是发明例4的EBSD分析结果，(b)是比较例19的EBSD分析结果。
图2是示出发明例1至发明例10和比较例1至比较例20的屈强比(YR)×烘烤硬化性(BH)以及延展性(El)×延伸凸性(HER)的值的图表。
最佳实施方式
以下，对本发明的一个实施方案的热轧镀覆钢板进行说明。
首先，对本发明的热轧镀覆钢板的合金组成进行说明。除非特别提及，否则以下说明的合金组成的单位是指重量％。
C：0.05-0.14％
所述碳(C)是用于强化钢的最经济且有效的元素，所述碳(C)的含量增加时，复合组织钢中如贝氏体和马氏体的低温相变组织相的分数增加，从而增加拉伸强度和组织中的位错密度。当所述C含量小于0.05％时，热轧后冷却时难以形成低温相变组织，当所述C含量超过0.14％时，存在强度过度增加且焊接性、成型性和韧性降低的问题。因此，所述C的含量优选具有0.05-0.14％的范围。所述C含量的下限更优选为0.06％，进一步优选为0.065％。所述C含量的上限更优选为0.13％，进一步优选为0.12％，最优选为0.11％。
Si：0.1-1.0％
所述硅(si)使钢水脱氧，并具有固溶强化效果，所述硅(si)是铁素体稳定化元素，热轧后冷却时，具有促进铁素体相变的效果，因此是有效地增加构成复合组织钢的基体的铁素体分数的元素。当所述si的含量小于0.1％时，铁素体稳定化效果小，难以使铁素体组织成为基体组织，因此难以确保伸长率。当所述si的含量超过1.0％时，过度促进铁素体相变，使得组织中低温相变组织的分数降低，导致无法确保充足的位错，并且在钢板的表面形成由硅引起的红色氧化皮，导致钢板表面质量变得非常差，而且具有焊接性降低的问题。因此，所述si的含量优选具有0.1-1.0％的范围。所述si含量的下限更优选为0.15％，进一步优选为0.25％。所述si含量的上限更优选为0.9％，进一步优选为0.8％，最优选为0.7％。
Mn：1.0-2.0％
如同硅，所述锰(Mn)是对钢的固溶强化有效的元素，并且增加钢的淬透性，从而在热轧后冷却时使贝氏体或马氏体的形成变得容易。当所述Mn的含量小于1.0％时，难以充分获得上述效果，当所述Mn的含量超过2.0％时，过度延迟铁素体相变，难以确保适当分数的铁素体，并且在连铸工艺中铸造板坯时，在厚度中心部中偏析部大幅发达，因此具有降低延伸凸性的问题。因此，所述Mn的含量优选具有1.0-2.0％的范围。所述Mn含量的下限更优选为1.1％，进一步优选为1.2％，最优选为1.3％。所述Mn含量的上限更优选为1.9％，进一步优选为1.8％，最优选为1.7％。
P：0.001-0.05％
所述磷(P)是钢中存在的杂质，当所述磷(P)的含量超过0.05％时，由于显微偏析而使延展性降低，并使钢的冲击特性降低。另外，为了将所述P控制在0.001％以下，炼钢操作时需要大量时间，因此生产性大幅降低。因此，所述P的含量优选具有0.001-0.05％的范围。所述P含量更优选为0.001-0.04％，进一步优选为0.001-0.03％，最优选为0.001-0.02％。
S：0.001-0.01％
所述硫(s)是钢中存在的杂质，当所述硫(s)的含量超过0.01％时，所述硫(s)与锰等结合形成非金属夹杂物，因此具有钢的韧性大幅降低的问题。另外，为了将所述s控制在0.001％以下，炼钢操作时需要大量的时间，因此降低生产性。因此，所述s的含量优选具有0.001-0.01％的范围。所述s的含量更优选为0.001-0.007％，进一步优选为0.001-0.005％，最优选为0.001-0.003％。
Al：0.01-0.1％
所述铝(Al)主要是为了脱氧而添加的成分，为了期待充分的脱氧效果，优选包含0.01％以上的所述铝(Al)。但是，当所述Al的含量超过0.1％时，所述Al与氮结合形成AlN，从而在连铸时在板坯上容易产生角裂，并且具有容易产生由于夹杂物的形成而引起的缺陷的缺点。因此，所述Al的含量优选具有0.01-0.1％的范围。所述Al含量的下限更优选为0.011％，进一步优选为0.013％，最优选为0.015％。所述Al含量的上限更优选为0.08％，进一步优选为0.06％，最优选为0.05％。
Cr：0.005-1.0％
所述铬(Cr)用于钢的固溶强化，与Mn一样，所述铬(Cr)在冷却时延迟铁素体相变，从而起到有助于形成低温相变组织的作用。为了充分获得上述效果，优选包含0.005％以上的所述Cr。但是，当所述Cr的含量超过1.0％时，过度延迟铁素体相变，使诸如贝氏体和马氏体的低温相变组织的分数增加至所需分数以上，从而产生伸长率迅速降低的问题。因此，所述Cr的含量优选具有0.005-1.0％的范围。所述Cr含量的下限更优选为0.05％，进一步优选为0.1％，最优选为0.2％。所述Cr含量的上限更优选为0.9％，进一步优选为0.85％，最优选为0.8％。
Ti：0.005-0.13％
钛(Ti)与Nb一起是代表性的析出强化元素，钛(Ti)通过与N的强的亲和力而在钢中形成粗大的TiN析出物。这种TiN在用于热轧的加热过程中起到抑制晶粒生长的作用。另外，与N反应后剩余的Ti固溶在钢中，并与C结合形成TiC析出物，这种TiC起到提高钢的强度的作用。为了充分获得上述效果，优选包含0.005％以上的所述Ti。但是，当所述Ti的含量超过0.13％时，形成过多的TiN析出物或TiC析出物，因此获得高烘烤硬化性所需的钢中C、N等固溶原子的分数可能会急剧降低。此外，由于TiN析出物的粗大化，延伸凸性可能会降低。因此，所述Ti的含量优选具有0.005-0.13％的范围。所述Ti含量的下限更优选为0.01％，进一步优选为0.03％，最优选为0.05％。所述Ti含量的上限更优选为0.125％，进一步优选为0.12％，最优选为0.115％。
Nb：0.005-0.03％
铌(Nb)与Ti一起是代表性的析出强化元素，铌(Nb)在热轧过程中析出，通过延迟再结晶使晶粒微细化，从而起到改善钢的强度和冲击韧性的作用。为了充分获得上述效果，优选包含0.005％以上的所述Nb。但是，当所述Nb的含量超过0.03％时，热轧时钢中固溶碳的量急剧减少，因此不能确保充分的烘烤硬化性，并且由于过度延迟再结晶，形成伸长的晶粒，因此具有延伸凸性变差的问题。因此，所述Nb的含量优选具有0.005-0.03％的范围。所述Nb含量的下限更优选为0.007％，进一步优选为0.009％，最优选为0.01％。所述Nb含量的上限更优选为0.025％，进一步优选为0.02％，最优选为0.018％。
N：0.001-0.01％
所述氮(N)与C一起是代表性的固溶强化元素，所述氮(N)与Ti、Al等反应形成粗大的析出物。通常，N的固溶强化效果比C优异，但随着钢中N含量的增加，具有韧性大幅降低的问题，因此优选将N含量的上限控制在0.01％。另外，为了将所述N的含量控制在0.001％以下，炼钢操作时需要大量时间，因此生产性降低。因此，所述N的含量优选具有0.001-0.01％的范围。所述N的含量更优选为0.001-0.009％，进一步优选为0.001-0.008％，最优选为0.001-0.007％。
本发明的其余成分是铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中，可能从原料或周围环境不可避免地混入并不期望的杂质，因此不能排除这些杂质。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，因此在本说明书中不特别提及这些杂质。
优选地，本发明提供的热轧镀覆钢板中作为主相包含铁素体和贝氏体的混合组织，作为余量组织包含选自马氏体、奥氏体和岛状马氏体(MA)中的一种以上。所述铁素体和贝氏体的分数优选为95-99面积％。所述选自马氏体、奥氏体和岛状马氏体(MA)中的一种以上优选为1-5面积％。通过如上所述控制微细组织的分数，可以确保本发明所期望的强度、延展性、屈强比、延伸凸性和烘烤硬化性。当所述铁素体和贝氏体的分数小于95面积％或者余量组织的分数超过5面积％时，硬质相的分数过度增加，镀覆前加热时所述硬质相的退火现象增加，导致微细组织中难以确保充分的位错密度，从而使烘烤硬化性降低，并且不仅降低延展性和延伸凸性等成型性，而且存在焊接性变差的问题。另一方面，当所述铁素体和贝氏体的分数超过99面积％或者所述余量组织的分数小于1面积％时，微细组织中无法确保充分的低温相变组织的分数，从而位错密度低，因此在没有远超过以下说明的关系式3中提出的有效ElSPM值的过度的物理变形的情况下，难以确保充分的烘烤硬化性。其中，所述低温相变组织是指如贝氏体、马氏体、奥氏体和岛状马氏体(MA)的硬质相。
所述贝氏体的分数优选为3-30面积％。当所述贝氏体的分数小于3面积％时，使铁素体的分数极大化，或者马氏体的分数增加，因此难以在组织中确保充分的位错密度。另一方面，当所述贝氏体的分数超过30面积％时，组织中硬质相的分数整体增加，因此产生延展性、延伸凸性变差的问题。所述贝氏体的分数更优选为5-10％，进一步优选为10-30％。
本发明的热轧镀覆钢板优选满足以下关系式1。通常，在轧制组织中，主要在轧制组织中观察到具有{110}//RD关系的α-纤维(fiber)和具有{111}//ND关系的γ-纤维(fiber)，当在组织中发生剪切(shear)变形时，形成{110}<112>晶体取向和{112}<111>晶体取向，与常规的轧制组织相比，所述剪切变形的特征在于使位错(dislocation)容易形成，并且可以成为可推测组织中位错密度的增加的尺度。本发明的热轧镀覆钢板通过满足以下关系式1，导入充分的位错，从而可以确保优异的强度、延展性和烘烤硬化性。当不满足以下关系式1的值时，未施加足以在组织中导入充分的位错密度的剪切变形，因此可能会产生难以确保高烘烤硬化性的问题。另外，以上涉及到的RD和ND分别表示轧制方向(RollingDirection，RD)和法线方向(Normal Direction，ND)。
[关系式1]FCO{110}<112>+FCO{112}<111>≥10
(其中，FCO{110}<112>和FCO{112}<111>分别表示具有{110}<112>晶体取向和{112}<111>晶体取向的组织的面积分数。)
满足上述的合金组成、微细组织和关系式1的本发明的热轧镀覆钢板的烘烤硬化性(BH)为30MPa以上，拉伸强度(Ts)为780MPa以上，伸长率(El)为10％以上，屈强比(YR)为0.8以上，延伸凸性为40％以上，因此可以确保优异的机械性能。另外，所述烘烤硬化性可以根据低BH(Low-BH)测量法的标准。
另外，本发明提供的热轧镀覆钢板可以在基础钢板的单面或两面形成包含锌或铝中的一种以上的镀层，所述镀层只要是本技术领域中通常利用的镀层，则均可以包括。
以上说明的本发明的热轧镀覆钢板可以通过各种方法制造，对其制造方法不作特别限制。但是，作为一个优选的实例，可以通过如下的方法制造。
以下，对本发明的一个实施方案的制造热轧镀覆钢板的方法进行说明。
(钢坯的再加热)
将具有上述的合金组成的钢坯进行再加热。所述钢坯的再加热温度优选为1180-1300℃。当所述钢坯的再加热温度小于1180℃时，板坯的蓄热不足，热轧时难以确保温度，并且难以通过扩散消除连铸时发生的偏析，而且连铸时析出的析出物无法充分再固溶，因此在热轧后的工艺中可能难以获得析出强化效果。另一方面，当钢坯的再加热温度超过1300℃时，奥氏体晶粒的生长可能会导致强度降低和组织不均匀。因此，所述钢坯的再加热温度优选具有1180-1300℃的范围。所述钢坯的再加热温度的下限更优选为1185℃，进一步优选为1190℃，最优选为1200℃。所述钢坯的再加热温度的上限更优选为1295℃，进一步优选为1290℃，最优选为1280℃。
(热轧)
在铁素体相变起始温度Ar3以上的温度下，将再加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板。当所述热轧温度小于Ar3时，铁素体相变后进行轧制，因此难以确保本发明所期望的组织和物理性能，当热轧温度超过1000℃时，表面上的氧化皮缺陷增加，因此存在成型性变差的问题。因此，所述热轧温度优选具有Ar3以上至1000℃的范围。所述热轧温度的下限更优选为850℃，进一步优选为860℃，最优选为870℃。所述热轧温度的上限更优选为935℃，进一步优选为930℃，最优选为920℃。
(一次冷却)
将所述热轧钢板进行一次冷却，冷却至550-750℃的温度。当所述一次冷却终止温度小于550℃时，钢中微细组织主要包含贝氏体相，不能获得铁素体相作为基体组织，因此难以确保充分的伸长率。另一方面，当一次冷却终止温度超过750℃时，形成粗大的铁素体和珠光体组织，因此不能确保期望的强度。因此，所述一次冷却终止温度优选具有550-750℃的范围。所述一次冷却终止温度的下限更优选为560℃，进一步优选为580℃，最优选为600℃。所述一次冷却终止温度的上限更优选为740℃，进一步优选为730℃，最优选为720℃。
所述一次冷却时，冷却速度优选为20℃/秒以上。当所述一次冷却速度小于20℃/秒时，冷却过程中发生铁素体和珠光体的相变，不能确保期望水平的硬质相，因此不能确保期望的强度和烘烤硬化性。因此，所述一次冷却速度优选为20℃/秒以上。所述一次冷却速度更优选为30℃/秒以上，进一步优选为45℃/秒以上，最优选为60℃/秒以上。另外，在本发明中，所述一次冷却速度越快越优选，因此对所述一次冷却速度的上限不作特别限定，可以在考虑冷却设备的情况下进行适当的选择。
*(极缓慢冷却)
将一次冷却的所述热轧钢板进行极缓慢冷却，以满足以下关系式2。所述关系式2用于获得本发明中提出的微细组织，其目的在于，在可以通过优化极缓慢冷却时的中间温度(Temp)和极缓慢冷却时间来确保强度、延展性和成型性的范围内，铁素体相变后使固溶碳以适当分数存在，由此冷却后在钢中形成适当分数的低温相变组织，从而在低温相变组织的晶内以及铁素体和所述低温相变相的界面导入充足的位错。当不能满足以下关系式2时，热轧钢板的组织中无法确保适当分数的低温相变组织，因此在没有远超过以下说明的关系式3中提出的有效ElSPM值的过度的物理变形的情况下，难以确保充分的烘烤硬化性。因此，以下关系式2的|T-TR|优选为2以下。所述|T-TR|更优选为1.95以下，进一步优选为1.925以下，最优选为1.9以下。另外，在以下关系式2中，TR(理论极缓慢冷却时间)是指用于获得本发明中所期望的最佳的微细组织分数的极缓慢冷却时间，Temp(极缓慢冷却时的中间温度)是指极缓慢冷却起始温度和终止温度的中间温度。
[关系式2]|T-TR|≤2
(TR＝241+109[C]+16.9[Mn]+22.7[Cr]-11.1[Si]-5.4[Al]-0.87Temp+0.00068Temp2)
(T表示实际极缓慢冷却时间，TR表示理论极缓慢冷却时间，Temp表示极缓慢冷却时的中间温度，所述[C]、[Mn]、[Cr]、[si]、[Al]表示各合金元素的含量。)
所述极缓慢冷却时的极缓慢冷却速度优选为2.0℃/秒以下。当所述极缓慢冷却速度超过2.0℃/秒时，经轧制的卷材的长度方向上的整个长度的相变行为不均匀，因此存在引起材质偏差的缺点。因此，所述极缓慢冷却速度优选为2.0℃/秒以下。所述极缓慢冷却速度更优选为1.9℃/秒以下，进一步优选为1.75℃/秒以下，最优选为1.5℃/秒以下。
所述极缓慢冷却时的极缓慢冷却保持时间优选为10秒以下(0秒除外)。当所述极缓慢冷却保持时间超过10秒时，铁素体分数过度增加，因此难以确保期望的强度和烘烤硬化性。因此，所述极缓慢冷却保持时间优选为10秒以下。所述极缓慢冷却保持时间更优选为9.7秒以下，进一步优选为9.5秒以下，最优选为9秒以下。
所述极缓慢冷却时的中间温度(Temp)优选为545-745℃。当极缓慢冷却时的中间温度小于545℃时，钢中微细组织主要包含贝氏体相，不能获得铁素体相作为基体组织，因此难以确保充分的伸长率。另一方面，当极缓慢冷却时的中间温度超过745℃时，形成粗大的铁素体和珠光体组织，因此不能确保期望的强度。即，所述极缓慢冷却时的中间温度(Temp)优选为545-745℃。所述极缓慢冷却时的中间温度的下限更优选为550℃，进一步优选为555℃，最优选为560℃。所述极缓慢冷却时的中间温度的上限更优选为740℃，进一步优选为735℃，最优选为730℃。
(二次冷却)
将极缓慢冷却的所述热轧钢板进行二次冷却，冷却至300-500℃的温度，然后进行收卷。当所述二次冷却终止温度小于300℃时，如马氏体、奥氏体和岛状马氏体(MA)的硬质相的分数过度增加，当所述二次冷却终止温度超过500℃时，无法充分确保包括贝氏体在内的低温相变组织的分数，因此在没有远超过以下说明的关系式3中提出的有效ElSPM值的过度的物理变形的情况下，难以确保充分的烘烤硬化性。因此，所述二次冷却终止温度优选具有300-500℃的范围。所述二次冷却终止温度的下限更优选为310℃，进一步优选为320℃，最优选为330℃。所述二次冷却终止温度的上限更优选为495℃，进一步优选为490℃，最优选为485℃。
所述二次冷却时，冷却速度优选为20℃/秒以上。当所述二次冷却速度小于20℃/秒时，铁素体的分数增加，因此存在难以确保本发明中提出的强度和烘烤硬化性能的缺点。因此，所述二次冷却速度优选为20℃/秒以上。所述二次冷却速度更优选为30℃/秒以上，进一步优选为40℃/秒以上，最优选为50℃/秒以上。另外，在本发明中，所述二次冷却速度越快越优选，因此对所述二次冷却速度的上限不作特别限定，可以在考虑冷却设备的情况下进行适当的选择。
(矫正，酸洗)
在本发明中，在所述收卷后，可以进一步包括将收卷的所述热轧钢板进行酸洗的步骤。所述酸洗用于去除钢板表面的氧化皮。所述酸洗优选在200℃以下进行。当所述酸洗温度超过200℃时，由于过度酸洗，存在钢板表面的粗糙度变差的缺点。在本发明中，对所述酸洗温度的下限不作特别限定，例如，所述酸洗温度的下限可以是常温。另外，所述收卷后直到酸洗工艺为止，可以利用空冷等自然冷却来冷却钢板。
在本发明中，在所述酸洗前，可以进一步包括将收卷的所述热轧钢板的形状进行矫正的步骤。在所述收卷工艺后，钢板的边部可能会产生波纹。因此，本发明中可以通过将所述波纹进行形状矫正来提高钢板的质量和成材率。
(加热)
将收卷的所述热轧钢板装入350-550℃的加热区中进行加热后取出。控制所述加热温度是为了在之后的镀覆工艺时提高与镀液的润湿性。当所述加热温度小于350℃时，无法确保充分的润湿性，因此可能会产生镀覆性变差的问题，当所述加热温度超过550℃时，钢板中形成的大量的位错消失，即使之后通过平整轧制等向钢板施加物理变形来进一步导入位错，也可能难以确保充分的烘烤硬化性。因此，所述加热温度优选为350-550℃。所述加热温度的下限更优选为360℃，进一步优选为370℃，最优选为380℃。所述加热温度的上限更优选为540℃，进一步优选为520℃，最优选为500℃。
(镀覆，平整轧制)
将加热的所述热轧钢板引入450-550℃的热浸镀浴中，在所述热轧钢板的表面形成镀层。当所述镀覆温度小于450℃时，无法确保充分的润湿性，因此可能会产生镀覆性变差的问题，而且可能还会降低伸长率。另一方面，当所述镀覆温度超过550℃时，钢板中形成的大量的位错消失，即使之后通过平整轧制等向钢板施加物理变形来进一步导入位错，也可能难以确保充分的烘烤硬化性。所述热浸镀浴可以包含锌或铝中的一种以上。
所述镀覆时，将所述热轧钢板引入热浸镀浴的速度优选为10-60mpm(m/分钟)。当将所述热轧钢板引入热浸镀浴的速度小于10mpm时，存在由过度酸洗引起的诸如表面质量差的缺点，当将所述热轧钢板引入热浸镀浴的速度超过60mpm时，由于未酸洗，表面残留红色氧化皮，因此可能会存在诸如未镀覆的缺点。因此，将所述热轧钢板引入热浸镀浴的速度优选为10-60mpm(m/分钟)。将所述热轧钢板引入热浸镀浴的速度的下限更优选为15mpm，进一步优选为17mpm，最优选为20mpm。将所述热轧钢板引入热浸镀浴的速度的上限更优选为58mpm，进一步优选为57mpm，最优选为55mpm。
之后，将形成镀层的所述热轧钢板进行平整轧制(sPM)。所述平整轧制是为了向热轧镀覆钢板进一步导入位错，并通过此可以提高烘烤硬化性。
另外，如上所述，在本发明中，在进行所述加热步骤和所述平整轧制步骤时，优选满足以下关系式3。
当以下关系式3的(1000-TH)×ElSPM小于15时，由于高热处理温度或低SPM伸长率，组织中无法确保充分的位错，因此存在不能满足本发明中提出的烘烤硬化性能水平的缺点，当以下关系式3的(1000-TH)×ElSPM超过250时，由于镀覆质量差或过度的SPM操作，存在强度过大和延展性不足的缺点。因此，所述(1000-TH)×ElSPM优选具有15-250的范围。所述(1000-TH)×ElSPM的下限更优选为16，进一步优选为18，最优选为20。所述(1000-TH)×ElSPM的上限更优选为245，进一步优选为240，最优选为230。
[关系式3]15≤(1000-TH)×ElSPM≤250
(TH表示装入热浸镀浴前的热轧钢板的加热区装入温度和取出温度的平均温度，ElSPM表示平整轧制前和刚进行平整轧制后的热轧镀覆钢板的长度差。)
另外，所述ElSPM优选为0.03-0.5％。当所述ElSPM小于0.03％时，进一步导入的位错不充足，当所述ElSPM超过0.5％时，延展性的降低和屈服强度的过度增加可能会导致成型性差。因此，所述ElSPM优选为0.03-0.5％。所述ElSPM的下限更优选为0.04％，进一步优选为0.05％，最优选为0.07％。所述ElSPM的上限更优选为0.4％，进一步优选为0.35％，最优选为0.3％。
具体实施方式
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，以下实施例仅用于例示本发明以进行更详细的说明，并不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决定。
(实施例)
准备具有下表1中记载的合金组成的钢坯，然后再加热至1250℃，根据下表2的条件进行热轧，以获得厚度为3.5mm的热轧钢板，然后进行一次冷却、极缓慢冷却、二次冷却。此时，一次冷却速度为80℃/秒，二次冷却速度为70℃/秒。之后，将所述热轧钢板进行矫正和酸洗，然后根据下表3的条件进行镀覆和平整轧制。对如上所述制造的热轧镀覆钢板测量微细组织和机械性能，然后将其结果示于下表3和表4中。此时，微细组织的测量是用3000倍率的SEM拍摄钢板，然后利用图象分析仪(image analyzer)计算各相的面积分数。尤其，钢中MA相的面积分数是通过LePera刻蚀法进行刻蚀后同时利用光学显微镜和SEM进行测量。此外，为了分析微细组织中的晶体取向，以镀层和基础钢板的界面为基准，在钢板的厚度方向(Thickness Direction)上从80μm至180μm和在轧制方向(Rolling Direction)上的直至50μm的面积，即，对100μm×50μm的面积进行EBSD分析，从而测量具有{110}<112>取向和{112}<111>取向的组织的分数。并且，如下测量机械性能，即对于所述各热轧镀覆钢板，准备DIN标准的C方向试片，然后以10mm/分钟的变形速度在常温下进行拉伸试验来测量。如下计算烘烤硬化性(BH)，即测量DIN标准的L方向试片的2％的变形后的强度，并测量将经过2％的变形的试片在温度为170℃的油浴中热处理20分钟并在常温下空冷后的低屈服(Low-Yield)值，然后计算其差值。延伸凸性是以JFST 1001-1996标准为基准进行评价。
[表1]
Figure GDA0002837566680000161
[表2]
Figure GDA0002837566680000171
[表3]
Figure GDA0002837566680000181
[表4]
Figure GDA0002837566680000191
通过所述表1至表4可知，满足本发明提出的合金组成、微细组织、制造条件和关系式1至关系式3的发明例1至发明例10的情况下，烘烤硬化性(BH)为30MPa以上，拉伸强度(Ts)为780MPa以上，伸长率(El)为10％以上，屈强比(YR)为0.8以上，延伸凸性为40％以上，因此可知确保了优异的机械性能。
比较例1至比较例8是不满足本发明提出的合金组成的情况，由于对铁素体和低温相变组织的形成贡献大的C、si、Mn、Cr的含量不在本发明提出的范围内，无法满足本发明提出的微细组织的分数或关系式1，因此可知不能确保本发明期望获得的机械性能。
比较例9和比较例10是满足本发明提出的合金组成，但精轧温度不满足本发明的条件的情况，在比较例9的情况下，由于产生过多的红色氧化皮，成型性变差，比较例10是控制为小于Ar3的情况，由于在铁素体相变过程中形成由轧制引起的伸长的组织，因此难以确保延伸凸性。
比较例11和比较例12是满足本发明提出的合金组成，但一次冷却终止温度不满足本发明的条件的情况，难以确保本发明提出的微细组织的分数，因此可知不能确保本发明期望获得的机械性能，尤其，在比较例11的情况下，由于一次冷却终止温度超过750℃，形成5％的珠光体组织，因此可知不能确保本发明期望获得的机械性能。
比较例13和比较例14是满足本发明提出的合金组成，但极缓慢冷却保持时间不满足本发明的条件的情况，由于不满足关系式2，可知不能确保本发明期望获得的机械性能。
比较例15和比较例16是满足本发明提出的合金组成，但二次冷却终止温度不满足本发明的条件的情况，难以确保本发明提出的微细组织的分数，因此可知不能确保本发明期望获得的机械性能。
比较例17是满足本发明提出的合金组成，但镀浴温度不满足本发明的条件的情况，可以确认伸长率为低水平。
比较例18是满足本发明提出的合金组成，但加热温度和镀浴温度不满足本发明的条件的情况，可以确认烘烤硬化性为低水平。
比较例19和比较例20是满足本发明提出的合金组成，但ElSPM不满足本发明的条件的情况，可以确认烘烤硬化性或伸长率为低水平。
图1是发明例4和比较例19的EBSD分析结果，(a)是发明例4的EBSD分析结果，(b)是比较例19的EBSD分析结果。可知在发明例4的情况下，形成有大量的本发明提出的具有{110}<112>晶体取向和{112}<111>晶体取向的组织，另一方面，在比较例19的情况下，所形成的具有所述{110}<112>晶体取向和{112}<111>晶体取向的组织不充分。
图2是示出发明例1至发明例10和比较例1至比较例20的屈强比(YR)×烘烤硬化性(BH)以及延展性(El)×延伸凸性(HER)的值的图表。通过图2可知，与比较例相比，可以确认本发明的发明例的屈强比(YR)、烘烤硬化性(BH)、延展性(El)和延伸凸性(HER)均为优异的水平。

Claims (13)

1.一种具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板，
以重量％计，所述热轧镀覆钢板由C：0.05-0.14％、Si：0.1-1.0％、Mn：1.0-2.0％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.01％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.0％、Ti：0.005-0.13％、Nb：0.005-0.03％、N：0.001-0.01％、余量的Fe和其它不可避免的杂质组成，
所述热轧镀覆钢板中作为主相包含铁素体和贝氏体的混合组织，作为余量组织包含选自马氏体、奥氏体和岛状马氏体(MA)中的一种以上，所述铁素体和贝氏体的分数为95-99面积％，并满足以下关系式1，所述热轧镀覆钢板的伸长率(El)为10％以上，延伸凸缘性为40％以上，
[关系式1]FCO{110}<112>+FCO{112}<111>≥10
其中，FCO{110}<112>和FCO{112}<111>分别表示具有{110}<112>晶体取向和{112}<111>晶体取向的组织的面积分数。
2.根据权利要求1所述的具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板，其中，所述贝氏体的分数为3-30面积％。
3.根据权利要求1所述的具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板，其中，所述热轧镀覆钢板的烘烤硬化性(BH)为30MPa以上，拉伸强度(TS)为780MPa以上，屈强比(YR)为0.8以上。
4.根据权利要求1所述的具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板，其中，所述热轧镀覆钢板在基础钢板的单面或两面形成包含锌或铝中的一种以上的镀层。
5.一种制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，其包括以下步骤：
将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯由C：0.05-0.14％、Si：0.1-1.0％、Mn：1.0-2.0％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.01％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.0％、Ti：0.005-0.13％、Nb：0.005-0.03％、N：0.001-0.01％、余量的Fe和其它不可避免的杂质组成；
在Ar3以上至1000℃的温度下，将再加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板；
将所述热轧钢板进行一次冷却，冷却至550-750℃的温度；
将一次冷却的所述热轧钢板进行极缓慢冷却，以满足以下关系式2；
将极缓慢冷却的所述热轧钢板进行二次冷却，冷却至300-500℃的温度，然后进行收卷；
将收卷的所述热轧钢板装入350-550℃的加热区中进行加热后取出；
将加热的所述热轧钢板引入450-550℃的热浸镀浴中，在所述热轧钢板的表面形成镀层；以及
将形成镀层的所述热轧钢板进行平整轧制，
在进行所述加热步骤和所述平整轧制步骤时满足以下关系式3，
所述一次冷却时的冷却速度为20℃/秒以上，所述极缓慢冷却时的极缓慢冷却速度为2.0℃/秒以下，所述二次冷却时的冷却速度为20℃/秒以上，
[关系式2]│T-TR│≤2
TR＝241+109[C]+16.9[Mn]+22.7[Cr]-11.1[Si]-5.4[Al]-0.87Temp+0.00068Temp2
T表示实际极缓慢冷却时间，TR表示理论极缓慢冷却时间，Temp表示极缓慢冷却时的中间温度，所述[C]、[Mn]、[Cr]、[Si]、[Al]表示各合金元素的含量，
[关系式3]15≤(1000-TH)×ElSPM≤250
TH表示装入热浸镀浴前的热轧钢板的加热区装入温度和取出温度的平均温度，ElSPM表示平整轧制前和刚进行平整轧制后的热轧镀覆钢板的长度差。
6.根据权利要求5所述的制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，其中，所述钢坯的再加热温度为1180-1300℃。
7.根据权利要求5所述的制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，其中，所述极缓慢冷却时的极缓慢冷却保持时间为10秒以下且0秒除外。
8.根据权利要求5所述的制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，其中，所述Temp为545-745℃。
9.根据权利要求5所述的制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，其中，在所述收卷后，进一步包括将收卷的所述热轧钢板进行酸洗的步骤。
10.根据权利要求9所述的制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，其中，所述酸洗在200℃以下进行。
11.根据权利要求9所述的制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，其中，在所述酸洗前，进一步包括将收卷的所述热轧钢板的形状进行矫正的步骤。
12.根据权利要求5所述的制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，其中，在所述热轧钢板的表面形成镀层时，将所述热轧钢板引入热浸镀浴的速度为10-60mpm(m/分钟)。
13.根据权利要求5所述的制造具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板的方法，其中，所述ElSPM为0.03-0.5％。
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