CN113692456A - 剪切加工性优异的超高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种适合用作车辆自动变速器的摩擦板用途等的材料的钢板，更具体地，涉及一种剪切加工性优异的超高强度钢板及其制造方法。

Description

剪切加工性优异的超高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种适合用作车辆自动变速器的摩擦板用途等的材料的钢板，更具体地，涉及一种剪切加工性优异的超高强度钢板及其制造方法。

背景技术

为了用于车辆自动变速器的摩擦板用途等，不仅由剪切加工引起的裂纹很少而在使用过程中不出现疲劳断裂，而且需要具有高强度和高硬度。

如专利文献1中所示，传统的用于摩擦板的高强度冷轧钢板或用于保证硬度的高强度冷轧钢板应用了一种利用恢复退火法对中碳钢或包含各种合金元素的钢进行冷轧后进行退火热处理的技术。

此外，对于高碳钢通常采用利用球化热处理工艺的方法，专利文献2中提出了一种应用冷轧-退火-冷轧的两次冷轧法的技术。

但是，当如专利文献1所示利用恢复退火法时，难以制造具有超高强度的高强度钢板，在利用高碳钢进行球化热处理的技术和如专利文献2所示进行两次冷轧的技术的情况下，存在制造成本大幅度增加的问题。

另一方面，为了制造经冷轧的高强度钢板，主要添加C、Si、Mn、Mo、Cr等的合金成分作为合金组成，在这种情况下，由于这些元素增加固溶强化效果，因此有效提高钢板的强度。

但是，当添加过量的所述元素时，存在引起合金成分的偏析(segregation)和微细组织的不均匀的问题。特别地，在冷却时钢的淬透性增加，从而铁素体相变大幅延迟，因此形成低温组织相(马氏体等)，并且由于晶界变得不均匀，在剪切加工时在硬度低的铁素体相和硬度高的低温组织相的界面处裂纹的产生增加。

此外，在使用过程中产生摩擦热，并且由接触引起的疲劳累积时，裂纹容易传播，因此发生缺陷。

此外，如果为了进一步提高钢的物理性能而不适当地添加Ti、Nb、V等的析出强化元素，则在晶界处形成粗大的碳化物、氮化物和析出物，从而存在剪切加工时裂纹的产生量增加，并且裂纹容易传播的问题。

因此，需要一种大幅减少微细裂纹的产生并最小化裂纹的最大长度的技术。此外，即使产生最小量的微细裂纹，当该微细裂纹平行于钢板而形成时，发生剪切面磨损现象，因此目前需要开发一种可以防止这种情况的技术。

(专利文献1)韩国公开专利公报第2000-0043430号

(专利文献2)德国专利申请第10-2005-031462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可以抑制由剪切加工引起的裂纹的剪切加工性优异的超高强度钢板及其制造方法。

本发明要解决的技术问题并不限于上述内容。本发明要解决的技术问题可以从本说明书的整体内容理解，对于本领域技术人员而言，理解本发明的附加的技术问题是没有任何困难。

技术方案

本发明的一个方面提供一种剪切加工性优异的超高强度钢板，以重量％计，所述超高强度钢板包含：碳(C)：0.06～0.14％、硅(Si)：0.1～0.8％、锰(Mn)：1.6～2.2％、铬(Cr)：0.005～0.8％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、铝(Al)：0.01～0.1％、氮(N)：0.001～0.01％、钛(Ti)：0.01～0.06％、铌(Nb)：0.005～0.06％、硼(B)：0.0003～0.0050％、余量的Fe和不可避免的杂质，作为微细组织包含面积分数为80％以上的贝氏体相，并且包含余量的面积分数为10％以下的马氏体相、5％以下的残余奥氏体相和5％以下的铁素体。

本发明的另一个方面提供一种剪切加工性优异的超高强度钢板的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：加热包含上述合金组成的钢坯；在800～1150℃的温度范围内，将加热的所述钢坯进行精轧以制造热轧钢板；将所述热轧钢板进行冷却后进行收卷；以及将收卷的所述热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板，其中，所述冷却以满足以下关系式1的平均冷却速度(CR_最小)以上的速度进行，并进行冷却至满足以下关系式2的温度范围(CT_最小至CT_最大)的温度。

[关系式1]

CR_最小＝190-(105×[C])+(35×[Si])-(58×[Mn])-(46×[Cr])+(15×[Ti])+(50×[Nb])-(150×[B])

[关系式2]

CT_最大＝510-(120×[C])+(30×[Si])-(25×[Mn])-(22×[Cr])+(8.5×[Ti])+(14×[Nb])+(805×[B])

CT_最小＝420-(45.3×[C])+(16×[Si])-(21×[Mn])-(18×[Cr])

(关系式1和关系式2中各元素表示重量含量)。

有益效果

根据本发明，可以提供一种超高强度钢板，所述超高强度钢板不仅确保冷轧钢板的强度和硬度，而且大幅提高剪切加工特性。

特别地，本发明即使不进行一般的退火工艺也能够确保所期望的物理性能，因此具有在经济上有利的效果。

附图说明

图1示出观察根据本发明的一个实施例的发明钢和传统钢的微细组织的照片(A：发明钢5，B：传统钢1(铁素体-珠光体析出强化钢)，C：传统钢2(贝氏铁素体～马氏体复合组织钢))。

最佳实施方式

本发明人对具有各种合金组成和第二相(例如，铁素体、珠光体、马氏体等)的热轧钢板进行酸洗处理，然后以60～70％的压下量进行冷轧以制造冷轧钢板，然后测量钢板的微细组织和物理性能，并且进一步执行对所述冷轧钢板进行剪切加工后在200℃下加热1小时的剪切成型工艺，然后观察剪切加工部的微细组织，以此研究合金组成和制造方法之间具有何种相关性。

其结果，确认了冷轧钢板的物理性能和微细组织根据合金组成、初始热轧钢板的第二相及其分数而变化，特别是在初始热轧钢板的微细组织中形成回火贝氏体和回火马氏体组织时，在冷轧时随着钢的强度增加，加工硬化量相应地减少。

并且，在对冷轧钢板进行剪切成型时，确认了剪切加工部中裂纹的形成高度依赖于微细组织中粗大的碳化物和珠光体组织、马氏体组织的相分数。所述组织在热轧后冷却时的相变过程中形成，并且与钢中的C、Mn、Cr、B等成分组成成比例，因此在减少所述成分的含量时，难以确保钢的强度和硬度。

进一步地，当钢中Si的含量不足时或者Ti和Nb等的含量越低，经回火的组织和粗大的碳化物的形成越严重，因此在剪切加工部中裂纹的产生增加。

基于这种情况，本发明人确认了通过进一步优化钢的合金组成来确保钢中适当的固溶强化效果，并且通过进一步优化制造条件，抑制不利于确保初始强度的铁素体相的形成，从而即使不进行附加的工艺(例如，退火热处理工艺)也能够提供具有所期望的超高强度和高硬度且剪切加工性优异的钢板，并由此提供了本发明。

以下，对本发明进行详细说明。

以重量％计，根据本发明的一个方面的剪切加工性优异的超高强度钢板可以包含：碳(C)：0.06～0.14％、硅(Si)：0.1～0.8％、锰(Mn)：1.6～2.2％、铬(Cr)：0.005～0.8％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、铝(Al)：0.01～0.1％、氮(N)：0.001～0.01％、钛(Ti)：0.01～0.06％、铌(Nb)：0.005～0.06％、硼(B)：0.0003～0.0050％。

以下，对如上所述限制本发明中提供的钢板的合金组成的理由进行详细说明。

另一方面，除非另有明确说明，否则本发明中各元素的含量是以重量为基准，组织的比例是以面积为基准。

碳(C)：0.06～0.14％

碳(C)是强化钢的最经济且最有效的元素，当C的添加量增加时，析出强化效果增加，或者作为低温组织相的贝氏体、马氏体、残余奥氏体相的分数增加，从而改善拉伸强度。

当这种C的含量小于0.06％时，析出强化效果低，并且低温组织相的形成也减少，因此无法确保目标水平的强度。另一方面，当所述C的含量超过0.14％时，容易在晶界处产生粗大的碳化物，并且还形成珠光体相，从而在剪切加工时在粗大的碳化物的界面产生微细裂纹，因此剪切加工性变差。

因此，可以包含0.06～0.14％的所述C，更优选地，可以包含0.07％以上的所述C，进一步优选地，可以包含0.08％以上的所述C。另外，所述C的更优选的上限可以为0.13％。

硅(Si)：0.1～0.8％

硅(Si)使钢水脱氧，并且具有固溶强化效果，而且所述Si延迟粗大的碳化物的形成，因此有利于提高成型性。

当这种Si的含量小于0.1％时，延迟碳化物形成的效果降低，因此难以提高成型性。另一方面，当所述Si的含量超过0.8％时，热轧时会在钢板表面形成由Si引起的红色氧化皮，导致钢板的表面质量变得非常差，并且延展性和焊接性降低。

因此，可以包含0.1～0.8％的所述Si，更优选地，可以包含0.2～0.7％的所述Si。

锰(Mn)：1.6～2.2％

如同所述Si，锰(Mn)是对钢的固溶强化有效的元素，并且增加钢的淬透性，从而容易形成贝氏体相和马氏体相。

当这种Mn的含量小于1.6％时，无法充分获得上述效果。另一方面，当所述Mn的含量超过2.2％时，淬透性大幅增加，导致铁素体相变延迟，因此容易形成过量的马氏体相和MA相，并且局部的微细组织和材质的偏差会增加。此外，在连铸工艺中铸造板坯时，厚度中心部的偏析部变得非常发达，并且在热轧后冷却时，在厚度方向上不均匀地形成微细组织，因此在剪切加工时裂纹的产生大幅增加。

因此，可以包含1.6～2.2％的所述Mn，更优选地，可以包含1.8～2.2％的所述Mn。

铬(Cr)：0.005～0.8％

铬(Cr)使钢固溶强化，并增加钢的淬透性，因此有利于提高强度。为了获得上述效果，优选含有0.005％以上的Cr，但当Cr的含量超过0.8％时，会过度延迟铁素体相变，并且由于形成过量的马氏体相，在剪切加工时增加裂纹的产生，因此剪切面质量变差。此外，与Mn相似地，厚度中心部的偏析部变得非常发达，并且厚度方向上的微细组织变得不均匀，因此剪切加工性变差。

因此，可以包含0.005～0.8％的所述Cr，更优选地，可以包含0.7％以下的所述Cr，进一步优选地，可以包含0.6％以下的所述Cr。另外，所述Cr的更优选的下限可以为0.01％。

磷(P)：0.001～0.05％

磷(P)是同时具有固溶强化效果和促进铁素体相变效果的元素。为了使这种P的含量小于0.001％，所需要的制造成本过高，因此在经济上不利，并且难以确保目标水平的强度。另外，当所述P的含量超过0.05％时，发生由于晶界偏析引起的脆性，而且在剪切加工时容易产生微细的裂纹，并且使延展性和耐冲击特性大幅降低。

因此，可以包含0.001～0.05％的所述P。

硫(S)：0.001～0.01％

硫(S)是钢中存在的杂质，当所述S的含量超过0.01％时，S与Mn等结合形成非金属夹杂物，因此在钢的切割加工时容易产生微细的裂纹，并且使耐冲击性大幅降低。另一方面，为了使所述S的含量小于0.001％，炼钢操作时需要过多的时间，因此生产性降低。

因此，可以包含0.001～0.01％的所述S。

铝(Al)：0.01～0.1％

铝(Al)是主要为了脱氧而添加的元素，当所述Al的含量小于0.01％时，无法充分获得添加效果。另一方面，当所述Al的含量超过0.1％时，Al与钢中的氮(N)结合形成AlN，因此在连续铸造时容易在板坯产生角裂，在热轧板的边缘(edge)部容易发生由于夹杂物的形成引起的缺陷。此外，由于在热轧后的冷轧过程中发生表面缺陷，因此表面质量降低。

因此，可以包含0.01～0.1的所述Al。

另外，本发明中铝表示酸溶铝(Sol.Al)。

氮(N)：0.001～0.01％

如同C，氮(N)是代表性的固溶强化元素，所述N与Ti、Al等结合形成粗大的析出物。通常，N的固溶强化效果比碳优异，但是随着钢中N的量增加，钢的韧性降低。考虑到这种情况，优选包含0.01％以下的所述N，但是为了使所述N的含量小于0.001％，炼钢操作时需要大量时间，因此生产性降低。

因此，可以包含0.001～0.01％的所述N。

钛(Ti)：0.01～0.06％

如同铌(Nb)，钛(Ti)是代表性的析出强化元素，由于与N的强亲和力，在钢中形成粗大的TiN。所述TiN具有在用于热轧的加热过程中抑制晶粒生长的效果。此外，当添加硼(B)时，抑制B的氮化物的形成，有利于通过B提高淬透性。此外，与N反应后剩余的Ti固溶在钢中，并且Ti与碳结合形成TiC析出物，所述TiC析出物有助于提高钢的强度。

为了充分获得上述效果，需要含有0.01％以上的Ti，当所述Ti的含量超过0.06％时，由于产生粗大的TiN，在剪切加工时剪切加工性变差。

因此，可以包含0.01～0.06％的所述Ti，更优选地，可以包含0.05％以下的所述Ti，进一步优选地，可以包含0.03％以下的所述Ti。

铌(Nb)：0.005～0.06％

铌(Nb)是析出强化元素，Nb在热轧过程中析出并且延迟再结晶，从而具有晶粒微细化效果，有效地提高钢的强度和冲击韧性。为了充分获得上述效果，可以包含0.005％以上的所述Nb，另一方面，当所述Nb的含量超过0.06％时，由于热轧过程中再结晶的过度延迟而形成延伸的晶粒以及粗大的复合析出物，从而剪切加工性变差。

因此，可以包含0.005～0.06％的所述Nb，更优选地，可以包含0.01～0.05％的所述Nb。

硼(B)：0.0003～0.0050％

硼(B)是强淬透性元素，即使含量少也显示出高淬透性，所述B偏析在钢中的晶界，并且在冷却时延迟铁素体相变以提高淬透性，因此有效提高强度。为了充分获得上述效果，可以包含0.0003％以上的B，但当所述B的含量超过0.0050％时，所述效果饱和，并且反而会大幅降低钢的延伸率。此外，由于形成过多的碳化物和氮化物，存在剪切加工性变差的问题。

因此，可以包含0.0003～0.0050％的所述B，更优选地，可以包含0.0010～0.0030％的所述B。

本发明的其余成分是铁(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并不期望的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于通常的制造过程中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其所有内容。

具有上述合金组成的本发明的钢板的微细组织包含贝氏体相作为主相，并且可以包含一部分马氏体相。

可以包含面积分数为80％以上的所述贝氏体相，并且可以包含面积分数为10％以下的所述马氏体相。作为除所述贝氏体相和所述马氏体相之外的余量组织，可以包含残余奥氏体相、铁素体相和珠光体相中的一种以上，此时，可以分别包含面积分数为5％以下的所述残余奥氏体相和所述铁素体相。

当所述贝氏体相的分数小于80％时，难以确保所期望的超高强度，当马氏体相和铁素体相的分数相对增加时，会引起组织的不均匀，因此剪切加工时容易在剪切加工部产生微细裂纹。

即，在本发明中通过抑制不利于确保初始强度的铁素体相和马氏体相的形成，可以最小化剪切加工时微细裂纹的产生。

另一方面，本发明的钢板可以包含100％的所述贝氏体相。

特别地，本发明的钢板的微细组织中形成面积分数小于5％的包含圆当量直径为0.1μm以上的碳化物的珠光体，因此可以获得大大抑制由粗大的碳化物和珠光体组织引起的微细裂纹的形成的效果。

其中，直径表示圆当量平均直径。

具有上述微细组织的本发明的钢板具有拉伸强度为1350MPa以上的超高强度的同时具有360Hv以上的维氏硬度值，因此可以适合用于摩擦板用途等。

此外，所述钢板在剪切加工时产生的裂纹的最大裂纹长度为0.1mm以下，因此可以具有剪切加工性优异的特性。

即，在本发明的钢板中，在剪切加工时产生的裂纹量大幅降低，并且具有抑制裂纹的传播的效果。

以下，对本发明的另一个方面的制造剪切加工性优异的超高强度钢板的方法进行详细说明。

本发明的钢板可以通过将满足本发明中提出的合金组成的钢坯进行[加热-热轧-冷却-冷轧]的工艺而制造，在本发明中冷轧后不进行单独的工艺(例如，退火热处理工艺等)，因此在经济上有利。

以下，对各个工艺条件进行详细说明。

加热钢坯

在本发明中，在进行热轧之前优选经过加热钢坯以进行均质化处理的工艺，此时，可以在1100～1350℃的温度范围内进行加热工艺。

当所述钢坯的加热温度低于1100℃时，析出物无法充分再固溶，从而在热轧之后的工艺中析出物的形成减少，并残留粗大的TiN。另一方面，当加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶粒生长而导致强度降低，因此不优选。

热轧

优选将再加热的所述钢坯进行热轧以制造热轧钢板，此时，优选地，可以在800～1150℃的温度范围内进行热精轧。

当在高于1150℃的温度下进行所述热轧时，热轧钢板的温度升高，导致晶粒尺寸变得粗大，并且热轧钢板的表面质量变差。另一方面，当在低于800℃的温度下进行热轧时，由于再结晶过度延迟而使得延伸的晶粒发达，在热轧时负荷的产生严重，从而难以轧制，形状变差，并且由于形成延伸的晶粒，冷轧后剪切加工性也会变差。

冷却和收卷

将如上所述进行热轧而获得的热轧钢板进行冷却，然后可以在该温度下进行收卷工艺。

在本发明中，为了通过形成均匀的微细组织来抑制在后续冷轧后的剪切加工时微细的裂纹的产生，优选地，所述冷却时的平均冷却速度为通过以下关系式1获得的CR_最小以上，并进行冷却至通过以下关系式2获得的CT_最小和CT_最大之间的温度，然后在该温度下进行收卷。

[关系式1]

CR_最小＝190-(105×[C])+(35×[Si])-(58×[Mn])-(46×[Cr])+(15×[Ti])+(50×[Nb])-(150×[B])

[关系式2]

CT_最大＝510-(120×[C])+(30×[Si])-(25×[Mn])-(22×[Cr])+(8.5×[Ti])+(14×[Nb])+(805×[B])

CT_最小＝420-(45.3×[C])+(16×[Si])-(21×[Mn])-(18×[Cr])

(关系式1和关系式2中各元素表示重量含量。)

本发明中所述关系式1影响钢的淬透性的确保和作为基体组织的贝氏体相的形成。构成所述关系式1的各元素有效确保钢的固溶强化，其中，C、Mn、Cr、B有利于确保淬透性。

热轧钢板的冷却时的冷却速度通过使用从所述关系式1导出的值(CR_最大)以上的速度，即，通过使用大于由关系式1计算的结果的冷却速度，可以最小化不利于确保初始强度的铁素体的相变，并且可以容易形成贝氏体相。

因此，在本发明中所述冷却优选以受合金组成的影响的关系式1以上的速度进行，更优选地，可以以超过70℃/秒的冷却速度进行，进一步优选地，可以以75℃/秒以上的冷却速度进行。但是，当所述冷却速度超过120℃/秒时，引起钢厚度表层部和中心部之间的微细组织的不均匀，在冷轧后剪切加工时容易产生微细裂纹。此外，存在难以确保关系式2的CT_最小以上的温度的问题。

此外，在本发明中所述关系式2影响钢中粗大的碳化物和珠光体组织的形成和过量的马氏体相的形成。在所述关系式2中，CT_最大和CT_最小不仅表示冷却终止温度的范围，而且表示收卷温度的上限和下限。

在本发明中，在满足所述关系式2的温度下完成热轧钢板的冷却，然后进行收卷工艺，因此可以抑制粗大的碳化物和珠光体的形成以及粗大的马氏体相的形成。特别地，在经过后续冷轧获得的冷轧钢板的剪切加工时，可以最小化剪切加工部中的裂纹的产生。

以从所述关系式1导出的值以上的冷却速度进行冷却时，在高于关系式2的CT_最大的温度下完成冷却时，随着在未转变的相(phase)中固溶碳形成碳化物或者形成珠光体组织，不利于确保钢的强度，并且在剪切加工时容易产生裂纹。另一方面，在低于所述关系式2的CT_最小的温度下完成冷却时，未转变的相转变为马氏体相，因此有利于确保强度，但是在剪切加工时容易产生裂纹。

因此，在本发明中上述冷却后的收卷优选在根据关系式2的温度范围内进行，更优选地，可以在400～500℃的温度范围内进行。

在本发明中通过在根据关系式2的温度范围内进行收卷工艺，可以促进贝氏体相的形成，此时，为了形成更均匀的贝氏体相，更优选的温度范围可以限制为400～500℃，进一步优选的温度范围可以限制为400～450℃。

冷轧

可以将如上所述经冷却和收卷的热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板。

在对收卷的所述热轧钢板进行冷轧之前，还可以进行酸洗工艺，所述冷轧可以以60～80％的冷轧压下率进行。

当所述冷轧压下率小于60％时，无法充分确保加工硬化效果，因此无法确保目标水平的强度和硬度。另一方面，当冷轧压下率超过80％时，钢的边缘部的质量变差，并且剪切加工性变差。

根据上述方法，将根据本发明中提出的方法进行冷却和收卷的热轧钢板进行冷轧时，可以确保通过冷轧(压下率，％)的强度增加量为6MPa/1％以上，最终冷轧钢板的拉伸强度为1350MPa以上。

以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。然而，需要注意的是，以下实施例仅仅是通过例示本发明来进行更详细的说明，而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权利要求书中所记载的内容和由此合理推导的内容所确定。

具体实施方式

(实施例)

准备具有下表1的合金组成的钢坯。此时，所述合金组成的含量是重量％，其余包含Fe和不可避免的杂质。在1200℃下加热准备的钢坯，然后根据下表2的制造条件进行热轧和冷轧工艺，从而制造各钢板。此时，在所有钢中使用的冷轧压下率为67％，通过热轧获得的热轧板的厚度为3.1～3.3mm，通过冷轧获得的冷轧板的厚度大约为1mm。

下表2中，FDT表示热精轧时的温度(热轧终止温度，℃)，CR表示平均冷却速度(℃/秒)，CT表示收卷温度(℃)。

[表1]

(在上表1中比较钢4、比较钢8和比较钢9的合金组成满足本发明的范围，但在下表2中制造条件不在本发明的范围内，因此被标记为比较钢。)

[表2]

对于如上所述制造的各个钢板，评价了拉伸强度(TS)、硬度(Hv)的机械特性和剪切加工性，并观察了微细组织，将其结果示于下表3中。

分别对热轧板和冷轧板的拉伸强度进行测量，并利用维克氏硬度试验计测量冷轧板的硬度(显微维氏(Micro-Vickers)硬度值)。此时，对于拉伸强度，以相对于轧制方向的0°的方向为基准，并用根据JIS5号标准采集的试验片进行测量，拉伸强度用总共测量4次的结果的平均值来表示。硬度值用总共测量10次的结果的平均值来表示。

此外，为了评价冷轧板的剪切加工性，利用直径为80mm的圆形模具，在清除率(Clearance)为10％的条件下进行冲压，然后在200℃下热处理1小时，然后测量在经剪切加工的加工部的截面中产生的最大裂纹长度(mm)。具体地，根据使用50倍率和100倍率的光学显微镜观察截面的结果测量裂纹长度。

另一方面，在冷轧过程中形成部分延伸的微细组织，因此难以在冷轧板内区分正确的相。但是，热轧板的微细组织不因冷轧而变化(转变)，因此对于热轧板，使用3000倍率的扫描电子显微镜(SEM)在厚度1/4t位置处测量各钢板的微细组织，并测量各相的分数。

[表3]

(表3中T-M表示回火马氏体，T-B表示回火贝氏体，γ表示奥氏体，M表示马氏体，F表示铁素体，P表示珠光体，B表示贝氏体相。)

如上述表1至表3所示，满足所有本发明中提出的合金组成和制造条件的发明钢1至发明钢7的基体组织由贝氏体相形成，并确保了超高强度和高硬度。

此外，所有发明钢在剪切加工时产生的裂纹的最大裂纹长度形成为0.1mm以下，因此剪切加工部的质量优异。

另一方面，比较钢1至比较钢3是脱离本发明中提出的合金组成的情况，其中，比较钢1中添加过多的C，由于冷却后未转变的相内的过量的C，形成马氏体相和珠光体相。其结果，冷轧板在剪切成型时产生的裂纹长度为0.25mm，剪切加工性非常差。

比较钢2是Si的含量不充分的情况，由于在冷却后的收卷过程中形成碳化物，在最终热轧板中观察到回火组织。其结果，在后续冷轧过程中强度增加得少，因此无法确保目标水平的强度和硬度。

比较钢3是Mn的含量过多的情况，由于Mn的高淬透性，在冷却后大部分的组织形成为贝氏体相和马氏体相，其中，由于马氏体相的分数高，导致组织不均匀。其结果，在剪切加工部中产生过多的裂纹。

比较钢4是满足本发明中提出的合金组成但冷却时的冷却速度不满足本发明的关系式1的情况，由于冷却速度慢，形成铁素体相，并且还形成过多的马氏体-奥氏体组成(Martensite-Austenite constituent，MA)相。因此，无法确保目标水平的强度，并且剪切加工性差。

比较钢5是不含有B的情况，虽然热轧后的冷却工艺不满足本发明中提出的条件，但是在微细组织中形成铁素体相和珠光体相。因此，无法确保目标水平的强度和硬度，由于组织不均匀，剪切加工时产生裂纹的情况严重。

比较钢6和比较钢7是作为析出物形成元素的Nb和Ti不充分的情况，微细组织不均匀，并且形成过多的珠光体相和MA相。其结果，无法确保目标水平的强度，并且剪切加工性差。

比较钢8和比较钢9是满足本发明中提出的合金组成但冷却时的冷却终止温度(收卷温度)不满足本发明的关系式2的情况。其中，由于比较钢8的冷却终止温度过高，在微细组织中形成过多的珠光体相，因此没有充分形成贝氏体相。因此，无法确保目标水平的强度，并且剪切加工性差。由于比较钢9的冷却终止温度过低，在微细组织中形成过多的马氏体相，因此能够确保超高强度，然而，剪切加工性差。

图1示出根据本发明的发明钢(a)(发明钢5)和由传统的制造工艺制造的析出强化钢(b)和复合组织刚(c)的微细组织照片。

其中，传统的制造工艺是指通常的制造冷轧钢板的工艺，即，是指全部进行[热轧-(酸洗和)冷轧-退火热处理]工艺的工艺，经过各工艺，制造析出强化钢和复合组织刚的条件是众所周知的，不再具体描述。

如图1所示，可以确认本发明的钢(a)中形成贝氏体相作为基体组织，马氏体相的分数为10％以下，并且可以确认还微细地形成微量的碳化物。

与此不同，可以确认传统钢1，即，微细组织由铁素体和珠光体组成的传统的析出强化钢(b)中观察到大幅延伸的珠光体相，并且包含粗大的碳化物。这种粗大的碳化物主要沿晶界发展，因此在剪切加工时难以将最大裂纹的尺寸控制在0.1mm以下，这可以从本发明的比较钢5和比较钢8的结果推导出来。

另一方面，可以确认对应于传统钢2的复合组织刚(c)主要包含粗大的马氏体相，并且包含不利于剪切加工特性的MA相。粗大的马氏体相和MA相导致组织不均匀，因此也难以将剪切加工时的最大裂纹尺寸控制在0.1mm以下，这可以从本发明的比较钢3和比较钢9的结果推导出来。

如上所述，根据本发明，不仅可以确保未进行退火热处理的冷轧钢板的强度和硬度，而且可以确保优异的剪切加工特性。特别地，在本发明中，即使热轧板在冷轧时的冷轧压下率高，也能够抑制在轧制过程中在边缘部产生裂纹，并且具有使剪切加工时产生的裂纹最小化的效果。

Claims (9)

1.一种剪切加工性优异的超高强度钢板，以重量％计，所述超高强度钢板包含：碳(C)：0.06～0.14％、硅(Si)：0.1～0.8％、锰(Mn)：1.6～2.2％、铬(Cr)：0.005～0.8％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、铝(Al)：0.01～0.1％、氮(N)：0.001～0.01％、钛(Ti)：0.01～0.06％、铌(Nb)：0.005～0.06％、硼(B)：0.0003～0.0050％、余量的Fe和不可避免的杂质，

作为微细组织包含面积分数为80％以上的贝氏体相和面积分数为10％以下的马氏体相，并且包含余量的残余奥氏体相、铁素体相和珠光体相中的一种以上。

2.根据权利要求1所述的剪切加工性优异的超高强度钢板，其中，所述钢板包含面积分数小于5％的包含圆当量直径为0.1μm以上的碳化物的珠光体。

3.根据权利要求1所述的剪切加工性优异的超高强度钢板，其中，所述钢板的拉伸强度为1350MPa以上，维氏硬度值为360Hv以上。

4.根据权利要求1所述的剪切加工性优异的超高强度钢板，其中，所述钢板在剪切加工时产生的裂纹的最大裂纹长度为0.1mm以下。

5.一种剪切加工性优异的超高强度钢板的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：

加热钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.06～0.14％、硅(Si)：0.1～0.8％、锰(Mn)：1.6～2.2％、铬(Cr)：0.005～0.8％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、铝(Al)：0.01～0.1％、氮(N)：0.001～0.01％、钛(Ti)：0.01～0.06％、铌(Nb)：0.005～0.06％、硼(B)：0.0003～0.0050％、余量的Fe和不可避免的杂质；

在800～1150℃的温度范围内，将加热的所述钢坯进行精轧以制造热轧钢板；

将所述热轧钢板进行冷却后进行收卷；以及

将收卷的所述热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板，

其中，所述冷却的平均冷却速度为通过以下关系式1获得的CR_最小以上，并进行冷却至通过以下关系式2获得的CT_最小和CT_最大之间的温度，[关系式1]

CR_最小＝190-(105×[C])+(35×[Si])-(58×[Mn])-(46×[Cr])+(15×[Ti])+(50×[Nb])-(150×[B])

[关系式2]

CT_最大＝510-(120×[C])+(30×[Si])-(25×[Mn])-(22×[Cr])+(8.5×[Ti])+(14×[Nb])+(805×[B])

CT_最小＝420-(45.3×[C])+(16×[Si])-(21×[Mn])-(18×[Cr])

关系式1和关系式2中各元素表示重量含量。

6.根据权利要求5所述的剪切加工性优异的超高强度钢板的制造方法，其中，所述钢坯加热步骤在1100～1350℃的温度范围内进行。

7.根据权利要求5所述的剪切加工性优异的超高强度钢板的制造方法，其中，所述冷却以超过70℃/秒的平均冷却速度进行。

8.根据权利要求5所述的剪切加工性优异的超高强度钢板的制造方法，其中，所述冷轧以60～80％的冷轧压下率进行。

9.根据权利要求5所述的剪切加工性优异的超高强度钢板的制造方法，其中，通过所述冷轧(压下率，％)的强度增加量为6MPa/1％以上。

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