CN115485407A - 具有优良的点焊性和成型性的超高强度冷轧钢板、超高强度镀覆钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种具有优良的点焊性和成型性的超高强度冷轧钢板。根据本发明的一个实施方案，超高强度冷轧钢板包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且超高强度冷轧钢板具有包含铁素体和低硬度马氏体的微观结构。

Description

具有优良的点焊性和成型性的超高强度冷轧钢板、超高强度 镀覆钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及冷轧钢板，更具体地涉及具有优良的点焊性和成型性的超高强度冷轧钢板、超高强度镀覆钢板及其制造方法。
背景技术
为了响应增强车辆碰撞法规和改进燃料效率的市场要求，超高拉伸强度的钢材料在车身结构增强件中的应用率正在扩大。随着超高强度钢材在具有复杂形状的部件中的应用率增加，各个车辆制造商要求开发具有改进的成型性的材料，因此，开发了与常规钢材料相比具有改进的伸长率和扩孔性的钢板。
这样的钢材料可以通过确保残余奥氏体(RA)相在室温下稳定来改进伸长率，并且可以含有用于使残余奥氏体相稳定所需的大量元素，例如碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)等。然而，钢材料的碳当量是相对增加的，使得点焊性会降低。
在各种超高强度钢材中，双相(DP)钢是硬质马氏体分布在软质铁素体基质中的钢材，并且由于其强度和延展性的优良组合，从而是最常用于车辆的钢材。然而，在通过弯曲或拉伸翻边工艺将普通双相钢形成为部件的情况下，由于很容易出现机械加工裂纹，所以需要改进这种成型性问题以进一步扩大超高强度钢材的应用率。
车辆部件主要通过拉制、弯曲和拉伸翻边工艺形成。由于在通过拉制工艺制造车辆部件时，在成型过程中会在整个钢板中进行变形，所以钢板的伸长率越高，成型越有利。然而，由于在通过弯曲或拉伸翻边工艺制造部件时，应变在钢材料中局部集中，所以需要高的局部伸长率。通常，在包含铁素体和马氏体的双相钢中，相间硬度差很大，并且在变形过程中应力集中在铁素体与马氏体晶界，从而导致裂纹，使得局部伸长率变差。
为了弥补这一点，通过使得在铁素体与马氏体之间包含贝氏体的中间相来开发相间硬度差减小的复相(CP)钢，将其应用于需要弯曲和扩孔特性的部件。然而，因贝氏体相的引入(其相比于铁素体是相对少量的)而造成伸长率降低的问题，因此CP钢具有在应用于部件时受限的缺点。
[现有技术文献]
韩国专利申请No.10-2016-0078570。
发明内容
技术问题
通过本发明的技术精神所要解决的技术问题是提供具有优良的点焊性和成型性的超高强度冷轧钢板、超高强度镀覆钢板及其制造方法。
然而，这些目的是示例性的，本发明的技术精神并不限于此。
技术方案
根据本发明的一个方面，提供了具有优良的点焊性和成型性的超高强度冷轧钢板、超高强度镀覆钢板及其制造方法。
根据本发明的一个实施方案，超高强度冷轧钢板可以包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且具有包含铁素体和低硬度马氏体的微观结构。
根据本发明的一个实施方案，铁素体与低硬度马氏体之间的平均相间硬度差可以在大于0GPa至1.0GPa的范围内。
根据本发明的一个实施方案，铁素体可以具有在50％至60％的范围内的份数，低硬度马氏体可以具有在40％至50％的范围内的份数。
根据本发明的一个实施方案，铁素体或低硬度马氏体可以具有在1μm至5μm的范围内的晶粒尺寸。
根据本发明的一个实施方案，低硬度马氏体可以具有在3.5GPa至4.5GPa的范围内的平均硬度。
根据本发明的一个实施方案，铁素体的平均硬度与低硬度马氏体的平均硬度的比率可以在70％至小于100％的范围内。
根据本发明的一个实施方案，低硬度马氏体包括第一低硬度马氏体和第二低硬度马氏体，第一低硬度马氏体由铁素体间隔开，第二低硬度马氏体形成于铁素体的晶界处以连接第一低硬度马氏体，从而可以形成网状结构。
根据本发明的一个实施方案，第二低硬度马氏体可以具有在0.5至1.0的范围内的短轴长度与长轴长度之比。
根据本发明的一个实施方案，铁素体、低硬度马氏体或它们两者可以包含钛析出物。
根据本发明的一个实施方案，超高强度冷轧钢板可以具有在0.20至0.25的范围内的碳当量，其中Ceq＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+2[P]+4[S]。
根据本发明的一个实施方案，超高强度冷轧钢板可以包含溶于固溶体中的0.01重量％至0.04重量％的有效钛。
根据本发明的一个实施方案，超高强度冷轧钢板可以具有480MPa或更大的屈服强度(YP)、820MPa或更大的拉伸强度(TS)、5％或更大的伸长率(El)以及在60度的角度下为2.5或更小的弯曲性(R/t)。
根据本发明的一个实施方案，超高强度冷轧钢板可以具有480MPa至810MPa的屈服强度(YS)、820MPa至1300MPa的拉伸强度(TS)、5％至20％的伸长率(EL)以及在60度的角度下为0.3至2.5的弯曲性(R/t)。
根据本发明的一个实施方案，超高强度冷轧钢板可以具有在垂直方向为90度至130度的VDA弯曲角度、在平行方向为70度至105度的VDA弯曲角度、30％至70％的冲制式扩孔性、70％至160％的线割式扩孔性、40至60的LDH和90至130的LDR。
根据本发明的一个实施方案，用于制造超高强度冷轧钢板的方法可以包括以下步骤：制备热轧钢板，所述热轧钢板包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；通过对热轧钢板进行冷轧来制备冷轧钢板；以在3℃/s至20℃/s的范围内的升温速率加热冷轧钢板，以在790℃至840℃范围内的温度下对冷轧钢板进行退火热处理；对经退火热处理的冷轧钢板进行多级冷却；以及对经多级冷却的冷轧钢板进行过时效热处理，以使得在250℃至350℃范围内的温度下完成过时效热处理。
根据本发明的一个实施方案，制造热轧钢板的步骤可以包括以下步骤：制备具有合金组成的钢材料；在1180℃至1220℃的范围内再加热钢材料；通过在880℃至950℃范围内的精轧结束温度下对再加热的钢材料进行热精轧来制备热轧钢板；以及以5℃/s至150℃/s的冷却速率对热轧钢板进行冷却，并且在400℃至700℃的范围内对冷却的热轧钢板进行卷取。
根据本发明的一个实施方案，多级冷却步骤可以包括以下步骤：以在1℃/s至10℃/s范围内的冷却速率将经退火热处理的冷轧钢板初次冷却到600℃至700℃的初次冷却结束温度；以及以在5℃/s至50℃/s范围内的冷却速率将经初次冷却的冷轧钢板二次冷却到300℃至400℃的二次冷却结束温度。
根据本发明的一个实施方案，超高强度镀覆钢板可以包括基层钢板、以及在基层钢板的表面形成的热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层，其中，所述基层钢板可以包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且具有包含铁素体和低硬度马氏体的微观结构；铁素体与低硬度马氏体之间的平均相间硬度差可以在大于0GPa至1.0GPa的范围内。
根据本发明的一个实施方案，用于制造超高强度镀覆钢板的方法可以包括以下步骤：制备热轧钢板，所述热轧钢板包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；通过对热轧钢板进行冷轧来制备冷轧钢板；以在3℃/s至20℃/s的范围内的升温速率加热冷轧钢板，以在790℃至840℃范围内的温度下对冷轧钢板进行退火热处理；对经退火热处理的冷轧钢板进行多级冷却；在460℃至500℃范围内的温度下对经多级冷却的冷轧钢板进行热浸镀锌；以及最后将经热浸镀锌的冷轧钢板冷却到在0℃至40℃范围内的温度。
根据本发明的一个实施方案，该方法可以进一步包括在进行热浸镀锌步骤之后的以下步骤：在490℃至600℃范围内的温度下对经热浸镀锌的冷轧钢板进行合金化热处理。
有利效果
根据本发明的技术精神，可以通过利用双相结构确保低屈服和高延展性来改进压制成型性。此外，双相结构中铁素体结构与马氏体结构之间的相间硬度差减小，因此可以改进扩孔性，从而可以改进拉伸翻边性能。此外，由于碳含量低，可以提供良好的点焊性。此外，通过以50℃/s或更小的低冷却速率形成硬质相例如马氏体，钢板的平整度是优良的。
通过形成贝氏体，常规双相钢提高了扩孔性，但局限是伸长率降低。反过来而言，根据本发明的超高强度冷轧钢板不包含贝氏体，而是形成低硬度马氏体来实现伸长率的增加以及扩孔性的增加。由于低硬度马氏体的硬度低，所以低硬度马氏体可以与铁素体一起变形到一定程度，从而能够使伸长率增加。
根据本发明的超高强度冷轧钢板具有优良的VDA弯曲性能，从而在车辆碰撞时具有优良的碰撞韧性，并且由于其具有优良的弯曲性、扩孔性和伸长率而具有优良的拉伸翻边性能，所以在形成车辆部件时可以确保优良的成型性。
已示例性地对本发明的上述效果进行描述，而本发明的范围并不受这些效果的限制。
附图说明
图1示出根据本发明示例性实施方案的超高强度冷轧钢板的微观结构的示意图。
图2示意性地示出根据本发明实施例的用于制造超高强度冷轧钢板的方法的工艺流程图。
图3示意性地示出根据本发明实施例的用于制造超高强度镀覆钢板的方法的工艺流程图。
图4示出根据本发明实施例的在对超高强度冷轧钢板进行冷轧之后的热处理过程的时间-温度图。
图5示出根据本发明实施例的超高强度冷轧钢板的微观结构的扫描电子显微镜照片。
图6示出根据本发明实施例的超高强度冷轧钢板的微观结构中的钛析出物的扫描电子显微镜照片。
图7示出根据本发明实施例的图6中超高强度冷轧钢板的微观结构的成分的图。
图8示出根据本发明实施例的超高强度冷轧钢板的硬度的图。
图9示出根据本发明实施例的超高强度冷轧钢板的随温度变化的奥氏体中碳含量的图。
具体实施方式
在下文，将参考附图来详细地描述本发明的优选实施方案。提供本发明的实施方案是为了向本领域普通技术人员更全面地解释本发明的技术精神，以下实施方案可以以各种其他形式改变，并且本发明的技术精神的范围不限于以下实施方案。相反，提供这些实施方案以使得本发明更为准确可靠和完整，并且将本发明的技术精神完全传达给本领域技术人员。在本说明书中，相同的附图标记总是指代相同的元件/元素。此外，在附图中示意性地描绘出各种元件/元素和区域。因此，本发明的技术精神不受附图中描绘出的相对尺寸或间距的限制。
本发明的技术精神是提供具有优良的点焊性和成型性以适用于车辆部件等的超高强度冷轧钢板及其制造方法，以及提供具有优良的拉伸翻边性能、伸长率和V弯曲性(冲击韧性)的超高强度冷轧钢板。
根据本发明的技术精神，超高强度冷轧钢板设计为包含0.09重量％或更少的碳含量，从而通过控制初始奥氏体中较低的碳含量来降低最终热处理之后的马氏体强度，因此拉伸翻边性能能够得以改进。此外，可以通过以下方式使伸长率增加：添加硅(Si)和铝(Al)以抑制碳化物的形成，从而净化铁素体。
此外，为了通过减少碳含量来改进强度补偿和拉伸翻边性能，可以通过以下方式进一步改进拉伸翻边性能：添加钛(Ti)以细化晶粒，从而在铁素体晶界处形成软质马氏体的网状结构。可以通过以下方式抑制材料和弯曲各向异性：通过添加钛(Ti)来控制在富含锰(Mn)的层中形成的马氏体带结构。
因此，在根据本发明技术精神的超高强度冷轧钢板的情况下，在常规的连续镀锌线(CGL)和连续退火线(CAL)设施中即使在小于50℃/s的低冷却速率下也可以通过实现包括软质马氏体和铁素体的双相结构(包括网状结构)来提供高伸长率和优良的拉伸翻边性能。
在常规技术中，扩孔性(即拉伸翻边性能)可以通过以下方式最大化：形成具有中等硬度的贝氏体相以减小相间硬度差，并制造具有如下微观结构的钢材料，所述微观结构包含20％至30％份数的铁素体、30％至40％份数的贝氏体和40％或更少份数的马氏体，从而减小相间硬度差异比。然而，当包含诸如贝氏体的中间相时，由于相对软质铁素体相的减少而使得无法充分确保伸长率。
此外，在另一种常规技术中通过制造含有铁素体和回火马氏体并因此经由回火处理使马氏体软质化的双相钢，可以改进拉伸翻边性能和伸长率。然而，在这种情况下，存在的问题是需要50℃/s或更大的冷却速率，并且需要投资再加热设施从而在冷却后对马氏体进行回火，并且存在快速冷却期间不容易控制钢板形状的缺点。
根据本发明技术精神的超高强度冷轧钢板可以通过利用双相结构确保低屈服和高延展性来改进压制成型性。此外，由于可以通过减小双相结构中铁素体结构与马氏体结构之间的相间硬度差来改进扩孔性，所以可以改进拉伸翻边性能。此外，由于碳含量低，可以提供优良的点焊性。此外，钢板通过以50℃/s或更小的冷却速率形成硬质相(例如马氏体)而具有优良的平整度。
在下文，将详细地描述根据本发明技术精神的超高强度冷轧钢板。
根据本发明的示例性实施方案的超高强度冷轧钢板包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。
超高强度冷轧钢板的碳当量(Ceq)如方程式1所示。
[方程式1]
Ceq＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+2[P]+4[S]。
在方程式1中，[C]、[Si]、[Mn]、[P]和[S]是钢材料中所含的碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)、磷(P)和硫(S)的含量，每个单位为重量％。
超高强度冷轧钢板可以具有例如0.25或更小的碳当量(Ceq)，并且可以具有例如0.20至0.25的碳当量范围。当碳当量小于0.2时，强度可能会降低。当碳当量大于0.25时，点焊性可能会降低。
在下文，将对根据本发明的超高强度冷轧钢板中所含的各个成分的作用和含量进行如下描述。此时，组成元素的含量均意指以整个钢板计的重量百分比。
碳(C)：0.05％至0.09％
碳溶于钢材料的奥氏体中，并在最终冷却后使得马氏体的强度增加，这能有效增加材料的强度。当所包含的碳的量小于0.05％时，强度增加效果可能不足。当所包含的碳的量大于0.09％时，马氏体强度可能增加，铁素体与马氏体之间的相间硬度差可能增加，使得扩孔性降低，并且碳当量可能增加，使得点焊性降低。因此，碳的添加量优选为钢板总重量的0.05％至0.09％。
硅(Si)：0.5％至1.0％
硅作为铁素体稳定元素，能够通过溶于铁素体中来增加铁素体强度并增加铁素体中的位错密度而有效改进加工硬化指数。当所包含的硅的量小于0.5％时，强度和伸长率可能降低。当所包含的硅的量大于1.0％时，硅基氧化物形成于表面，从而表面性能和镀覆性能可能降低。因此，硅的添加量优选为钢板总重量的0.5％至1.0％。
锰(Mn)：2.0％至2.8％
锰是一种可硬化元素，在冷却过程中稳定奥氏体，从而可以抑制诸如珠光体和贝氏体的第三相形成，并且即使在低冷却速率下也可以促进铁素体和马氏体双相分离。当所包含的锰的量小于2.0％时，可能形成第三相，并且强度可能降低。当所包含的锰的量大于2.8％时，由于即使在极低的冷却速率下也能抑制第三相的形成而使得热轧材料的强度最大化，在冷轧过程中可能产生轧制负荷。此外，弯曲性会因形成富含锰的带状结构而降低。因此，锰的添加量优选为钢板总重量的2.0％至2.8％。
铝(Al)：0.2％至0.5％
铝作为铁素体净化元素,可以通过抑制碳化物在铁素体中析出来改进铁素体的延展性。在镀层材料的情况下，由于氧化能力强，铝首先在钢材料内氧化，从而抑制硅基氧化物在表层部分中形成，使得能够改进镀层性能。当所包含的铝的量小于0.2％时，改进镀层性能和伸长率的效果可能微不足道。当所包含的铝的量大于0.5％时，A1和A3相变点增加，使得可能需要进行高温退火以确保初始退火区域中的奥氏体部分。因此，铝的添加量优选为钢板总重量的0.2％至0.5％。
铬(Cr)：0.8％至1.2％
铬是一种改进钢的淬硬性的成分，即使在低冷却速率下，其也可以通过促进马氏体结构的形成来确保强度。当所包含的铬的量小于0.8％时，可能因在冷却过程中形成珠光体和贝氏体而使得强度和伸长率降低。当所包含的铬的量大于1.2％时，制造成本相对增加，冷却过程中的淬火效应大，致使强度增加，因此伸长率可能相对降低。因此，铬的添加量优选为钢板总重量的0.8％至1.2％。
钼(Mo)：0.05％至0.10％
钼是一种改进钢的淬硬性的成分，即使在低冷却速率下，其也可以通过促进马氏体结构的形成来确保强度。当所包含的钼的量小于0.05％时，可能因在冷却过程中形成珠光体和贝氏体而使得强度和伸长率降低。当所包含的钼的量大于0.10％时，制造成本相对增加，冷却过程中的淬火效应大，致使强度增加，因此伸长率可能相对降低。因此，钼的添加量优选为钢板总重量的0.05％至0.10％。
钛(Ti)：0.03％至0.06％
钛与钢中的氮结合形成TiN并且抑制BN的形成，从而具有使固溶硼的淬火效应最大化的作用。有效的固溶钛可以通过形成细小的析出物(例如碳化钛(TiC)或氮化钛(TiN))来细化晶粒。这种晶粒细化作用促进了在铁素体和马氏体的复合结构中马氏体的铁素体晶界处形成网状结构，这种网状结构分散了压制变形过程中的局部应力来抑制铁素体与马氏体之间的相间界面破坏，从而能够改进诸如扩孔性和弯曲性的性能。因此，在本发明中，溶于除碳化钛或氮化钛以外的固溶体中的有效钛可以为0.01重量％至0.04重量％的含有量。当所包含的钛的量小于0.03％时，难以形成BN和TiC，改进诸如强度、扩孔性和弯曲性的性能的效果可能微不足道。当所包含的钛的量大于0.06％时，由于过度析出硬化而使得屈服强度和拉伸强度迅速增加，因此伸长率可能迅速降低。因此，钛的添加量优选为钢板总重量的0.03％至0.06％。
硼(B)：0.001％至0.003％
作为钢的一种可硬化元素，硼可以在冷却过程中在晶界处偏析以抑制铁素体的形成。当所包含的硼的量小于0.001％时，淬硬性可能降低，从而使得强度降低。当所包含的硼的量大于0.003％时，强度可能过度增加，并且在镀层材料的情况下可能出现镀层剥落等。因此，硼的添加量优选为钢板总重量的0.001％至0.003％。
锑(Sb)：0.02％至0.05％
锑在钢的晶界处偏析以抑制硅的表面扩散，从而能够控制表面硅氧化物的形成和形状。因此，可以改进诸如热轧红型的表面性能和镀层材料的表面性能。当所包含的锑的量小于0.02％时，表面控制效果可能不足。当所包含的锑的量大于0.05％时，它可能在晶界处偏析，从而导致板坯的脆性。因此，锑的添加量优选为钢板总重量的0.02％至0.05％。
磷(P)：0.001％至0.015％
磷是一种在钢中固溶强化作用大的元素，可以改进材料强度。含有的磷可以是在钢的制造过程中包含的杂质。当所包含的磷的量小于0.001％时，增加强度的效果很小，并且脱磷的加工成本可能增加。当所包含的磷的量大于0.015％时，它可能在晶界处偏析，从而降低钢的韧性和材料的焊接性。因此，磷的添加量优选为钢板总重量的0.001％至0.015％。
硫(S)：大于0％至0.003％
硫作为钢中的杂质元素，可以与Mn结合形成MnS夹杂物，从而能够降低部件的成型性，例如弯曲性。因此，优选将硫含量限制为钢板总重量的大于0％至0.003％。
氮(N)：0.004％至0.006％
由于氮是在钢的制造过程中不可避免地含有的元素并且是会降低抗老化性的元素，因此可取的是尽可能地减少氮。因此，优选将氮含量限制为钢板总重量的0.004％至0.006％。
超高强度冷轧钢板的剩余成分是铁(Fe)。然而，由于在正常炼钢过程中会不可避免地混合有来自原材料或周围环境的非预期杂质，因此不能排除杂质。由于这些杂质为常规制造工艺领域的技术人员所知，因此本说明书中未具体提及其所有内容。
通过控制上述合金组成的特定成分及其含量范围，经由下文描述的制造方法制得的超高强度冷轧钢板可以满足480MPa或更大的屈服强度(YP)、820MPa或更大的拉伸强度(TS)、5％或更大的伸长率(El)以及在60度的角度下为2.5或更小的弯曲性(R/t)。超高强度冷轧钢板可以例如满足480MPa至810MPa的屈服强度(YS)、820MPa至1300MPa的拉伸强度(TS)、5％至20％的伸长率(EL)以及在60度的角度下为0.3至2.5的弯曲性(R/t)。
超高强度冷轧钢板可以满足在垂直方向为90度至130度的VDA弯曲角度、在平行方向为70度至105度的VDA弯曲角度、30％至70％的冲制式扩孔性、70％至160％的线割式扩孔性、40至60的LDH和90至130的LDR。
图1示出根据本发明一个实施方案的超高强度冷轧钢板的微观结构的示意图。
参考图1，作为比较例的双相钢的微观结构可以包括铁素体和马氏体的双相结构。
另一方面，根据本发明技术精神的实施方案的超高强度冷轧钢板可以具有包含铁素体和低硬度马氏体的微观结构。铁素体可以具有例如在50％至60％的范围内的份数，并且低硬度马氏体可以具有例如在40％至50％的范围内的份数。份数意指通过图像分析仪从冷轧钢板的微观结构照片中得出的面积比。
铁素体或低硬度马氏体可以具有例如在1μm至5μm的范围内的晶粒尺寸。
低硬度马氏体可以意指硬度相对较低的马氏体。低硬度马氏体可以具有例如3.5GPa至4.5GPa的平均硬度范围。铁素体可以具有例如3.0GPa至4.3GPa的平均硬度范围。作为参考，常规的高硬度马氏体可以具有例如6.0GPa至7.0GPa的平均硬度范围。
这种硬度可以用纳米压痕仪进行测量。在铁素体的情况下，可以通过将1500个低硬度点处测得的值进行平均来获得硬度，而在低硬度马氏体或马氏体的情况下，可以将2500个高硬度点处测得的值进行平均来获得硬度。
铁素体与低硬度马氏体之间的平均相间硬度差可以在例如大于0GPa至1.0GPa的范围内。平均硬度差异比是铁素体的平均硬度与低硬度马氏体的平均硬度的比率，其可以在例如70％至小于100％的范围内。
低硬度马氏体包括第一低硬度马氏体和第二低硬度马氏体，第一低硬度马氏体由铁素体间隔开，第二低硬度马氏体形成于铁素体的晶界处以连接第一低硬度马氏体，从而可以形成网状结构。
第二低硬度马氏体可以具有在0.5至1.0的范围内的尺寸比，所述尺寸比是短轴长度与长轴长度之比。
铁素体、低硬度马氏体或它们两者可以包含诸如TiC、TiN等的钛析出物。
在下文，将参考附图来描述根据本发明的用于制造超高强度冷轧钢板的方法。
超高强度冷轧钢板的制造方法
图2示意性地示出根据本发明实施例的用于制造超高强度冷轧钢板的方法的工艺流程图。
参考图2，根据本发明实施方案的用于制造超高强度冷轧钢板的方法包括以下步骤：使用具有一定组成的钢材料制造热轧钢板(S110)；通过对热轧钢板进行冷轧来制造冷轧钢板(S120)；对冷轧钢板进行退火热处理(S130)；对冷轧钢板进行多级冷却(S140)；以及对冷轧钢板进行过时效热处理(S150)。
具体地，该方法可以包括以下步骤：制备热轧钢板(S110)，所述热轧钢板包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；通过对热轧钢板进行冷轧来制备冷轧钢板(S120)；以在3℃/s至20℃/s的范围内的升温速率加热冷轧钢板，以在790℃至840℃范围内的温度下对冷轧钢板进行退火热处理(S130)；对经退火热处理的冷轧钢板进行多级冷却(S140)；以及在250℃至350℃的温度范围下对经多级冷却的冷轧钢板进行过时效热处理(S150)。
在根据本发明的用于制造超高强度冷轧钢板的方法中，作为目标钢材料的半成品可以是例如板坯。在通过炼钢过程获得具有预定组成的钢水之后，可以通过连续铸造法获得半成品状态的板坯。
热轧钢板制造步骤(S110)
在热轧钢板制造步骤(S110)中，通过对具有上述组成的钢材料进行热轧来制造热轧钢板。
制备具有合金组成的钢材料，并且例如在1180℃至1220℃的板坯再加热温度(SRT)下，对钢材料进行再加热。通过这种再加热，奥氏体化处理是通过破坏铸造结构来进行的，此时，偏析的成分和析出物被再溶解、均匀化并可制成能够进行热轧的状态。当再加热温度小于1180℃时，偏析的固溶体再溶解可能不足，并且热轧负荷可能增加。当再加热温度高于1220℃时，奥氏体晶粒的尺寸可能增加，并且随着温度升高，加工成本可能增加。
热轧钢板可以通过以下方式制得：在再加热之后通过常规方法进行热轧，并且例如在880℃至950℃的精轧出口温度(FDT)下，进行热精轧。当精轧出口温度小于880℃时，可能产生铁素体或珠光体。当精轧出口温度超过950℃时，氧化皮的产生增加，并且晶粒粒径粗化，使得可能难以实现结构的微观均匀化。
随后，将热轧钢板冷却到例如400℃至700℃的卷取温度。冷却可以通过空气冷却或水冷却进行，并且可以例如以5℃/s至150℃/s的冷却速率进行。较快的冷却速率有利于减小平均晶粒尺寸。优选冷却至卷取温度。
随后，例如在400℃至700℃的卷取温度(CT)下，对热轧钢板进行卷取。可以从冷轧性能和表面性能的角度选择卷取温度范围。当卷取温度小于400℃时，过度产生诸如马氏体等的硬质相，并且热轧钢板的材料过度增加，使得冷轧期间的轧制负荷可能显著增加。当卷取温度高于700℃时，可能导致最终产品的微观结构不均匀。
热轧钢板的微观结构可以具有混合有铁素体、贝氏体和马氏体的混合结构。
冷轧钢板制造步骤(S120)
在冷轧钢板制造步骤(S120)中，对热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板。
对热轧钢板进行用酸清洗的酸洗处理，以去除表面氧化皮层。随后，以例如40％至80％的平均压下率对热轧钢板进行冷轧，以形成冷轧钢板。当平均压下率较高时，由于结构细化作用而具有增加成型性的效果。当平均压下率小于40％时，难以获得均匀的微观结构。当平均压下率大于80％时，轧制力增加，使得加工负荷增加。
可以获得通过冷轧最终产生的具有一定厚度的钢板。冷轧钢板的结构可以具有这样的结构，其具有热轧钢板的结构被拉伸出的形状。
退火热处理步骤(S130)
在退火热处理步骤(S130)中，在具有正常缓慢冷却段的连续退火炉中对冷轧钢板进行退火热处理。进行退火热处理以确保奥氏体结构为40％或更大的份数。此外，奥氏体中的碳浓度控制为小于0.1重量％。
在退火热处理中，例如以3℃/s至20℃/s的升温速率进行加热。当升温速率小于3℃/s时，需要很长时间才能达到目标退火热处理温度，因此生产效率可能降低，并且晶粒的尺寸可能增加。
退火热处理可以例如在Ac1温度以上至Ac3温度以下的温度下进行，例如在790℃至840℃的温度下进行。温度范围可以是铁素体和奥氏体的理想区间。当退火热处理温度小于790℃时，无法确保初始奥氏体份数，因此可能无法确保强度。当退火热处理温度高于840℃时，初始奥氏体份数增加，因此在冷却期间可能难以控制诸如珠光体和贝氏体的第三相的相变。
多级冷却步骤(S140)
在多级冷却步骤(S140)中，对经退火热处理的冷轧钢板进行多级冷却。多级冷却步骤可以以如下两个步骤进行。
首先，例如以1℃/s至10℃/s的冷却速率，将经退火热处理的冷轧钢板初次冷却到例如600℃至700℃的初次冷却结束温度。当初次冷却结束温度小于600℃时，可能发生不期望的贝氏体相变。当初次冷却结束温度超过700℃时，过度发生铁素体相变，因此可能难以确保强度。
随后，例如以5℃/s至50℃/s的冷却速率，将经初次冷却的冷轧钢板二次冷却到例如Ms点以下，例如300℃至400℃的二次冷却结束温度。由于冷轧钢板的马氏体相变起始温度(Ms)为约400℃，因此在低于Ms温度的二次冷却结束温度下进行二次冷却。因此，在进行二次冷却时可以产生马氏体。
过时效热处理步骤(S150)
在过时效热处理步骤(S150)中，对经多级冷却的冷轧钢板进行过时效热处理，以在250℃至350℃的温度范围内结束。过时效热处理步骤可进行1至30分钟。通过过时效热处理可以向二次冷却中形成的马氏体增添回火效果，因此马氏体可以改变为低硬度马氏体。此外，残余奥氏体可以相变为低硬度马氏体。因此，铁素体与低硬度马氏体之间的平均相间硬度差可以最小化，并且扩孔性和弯曲性能可以得到改进。
在完成过时效热处理之后，将冷轧钢板冷却至室温，例如0℃至40℃的温度。冷却可以通过空气冷却或水冷却进行。
超高强度镀覆钢板
在下文，将描述根据本发明的超高强度镀覆钢板及其制造方法。
可以通过使用超高强度冷轧钢板来形成超高强度镀覆钢板，例如热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。
超高强度镀覆钢板可以包括：基层钢板；以及在基层钢板的表面形成的热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。基层钢板可以包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且具有包含铁素体和低硬度马氏体的微观结构；铁素体与低硬度马氏体之间的平均相间硬度差可以在大于0GPa至1.0GPa的范围内。
通过控制上述合金组成的特定成分及其含量范围，经由下文描述的制造方法制得的超高强度镀覆钢板可以满足480MPa或更大的屈服强度(YP)、820MPa或更大的拉伸强度(TS)、5％或更大的伸长率(El)以及在60度的角度下为2.5或更小的弯曲性(R/t)。超高强度冷轧钢板可以例如满足480MPa至810MPa的屈服强度(YS)、820MPa至1300MPa的拉伸强度(TS)、5％至20％的伸长率(EL)以及在60度的角度下为0.3至2.5的弯曲性(R/t)。
超高强度镀覆钢板可以满足在垂直方向为90度至130度的VDA弯曲角度、在平行方向为70度至105度的VDA弯曲角度、30％至70％的冲制式扩孔性、70％至160％的线割式扩孔性、40至60的LDH和90至130的LDR。
超高强度镀覆钢板的基层材料可以具有包括铁素体和低硬度马氏体的微观结构。铁素体可以具有例如在50％至60％的范围内的份数，并且低硬度马氏体可以具有例如在40％至50％的范围内的份数。
铁素体或低硬度马氏体可以具有例如在1μm至5μm的范围内的晶粒尺寸。
低硬度马氏体可以具有例如在3.5GPa至4.5GPa的范围内的平均硬度。铁素体可以具有例如在3.0GPa至4.3GPa的范围内的平均硬度。作为参考，常规的高硬度马氏体可以具有例如在6.0GPa至7.0GPa的范围内的平均硬度。
铁素体与低硬度马氏体之间的平均相间硬度差可以例如在大于0GPa至1.0GPa的范围内。平均硬度差异比是铁素体的平均硬度与低硬度马氏体的平均硬度的比率，其可以例如在70％至小于100％的范围内。
低硬度马氏体包括第一低硬度马氏体和第二低硬度马氏体，第一低硬度马氏体由铁素体间隔开，第二低硬度马氏体形成于铁素体的晶界处以连接第一低硬度马氏体，从而可以形成网状结构。
第二低硬度马氏体可以具有在0.5至1.0的范围内的尺寸比，所述尺寸比是短轴长度与长轴长度之比。
铁素体、低硬度马氏体或它们两者可以包含诸如TiC、TiN等的钛析出物。
在下文，将参考附图来描述根据本发明的用于制造超高强度镀覆钢板的方法。
超高强度镀覆钢板的制造方法
图3示意性地示出根据本发明实施例的用于制造超高强度镀覆钢板的方法的工艺流程图。
参考图3，根据本发明实施方案的用于制造超高强度镀覆钢板的方法包括以下步骤：使用具有一定组成的钢材料制备热轧钢板(S210)；通过对热轧钢板进行冷轧来制备冷轧钢板(S220)；对冷轧钢板进行退火热处理(S230)；对冷轧钢板进行多级冷却(S240)；对冷轧钢板进行热浸镀锌(S250)；以及最后对经热浸镀锌的冷轧钢板进行冷却(S270)。
此外，用于制造超高强度镀覆钢板的方法可以进一步包括在进行热浸镀锌步骤(S250)之后的以下步骤(S260)：对经热浸镀锌的冷轧钢板进行合金化热处理。
具体地，用于制造超高强度镀覆钢板的方法可以包括以下步骤：制备热轧钢板(S210)，所述热轧钢板包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；通过对热轧钢板进行冷轧来制备冷轧钢板(S220)；以在3℃/s至20℃/s的范围内的升温速率加热冷轧钢板，以在790℃至840℃范围内的温度下对冷轧钢板进行退火热处理(S230)；对经退火热处理的冷轧钢板进行多级冷却(S240)；在460℃至500℃范围内的温度下对经多级冷却的冷轧钢板进行热浸镀锌(S250)；以及最后将经热浸镀锌的冷轧钢板冷却到在0℃至40℃范围内的温度(S270)。
此外，用于制造超高强度镀覆钢板的方法可以进一步包括在进行热浸镀锌步骤(S250)之后的以下步骤(S260)：在490℃至600℃范围内的温度下对热浸镀锌钢板进行合金化热处理。
热轧钢板制造步骤(S210)可以与上述热轧钢板制造步骤(S110)相同。冷轧钢板制造步骤(S220)可以与上述冷轧钢板制造步骤(S120)相同。退火热处理步骤(S230)可以与上述退火热处理步骤(S130)相同。
多级冷却步骤(S240)
在多级冷却步骤(S240)中，对经退火热处理的冷轧钢板进行多级冷却。
首先，例如以1℃/s至10℃/s的冷却速率，将经退火热处理的冷轧钢板初次冷却到例如600℃至700℃的初次冷却结束温度。初次冷却与上述多级冷却步骤(S140)的初次冷却相同。
例如以5℃/s至50℃/s的冷却速率，将经初次冷却的冷轧钢板二次冷却到例如460℃至500℃的二次冷却结束温度。在镀覆钢板的情况下，不同之处在于二次冷却结束温度高于上述冷轧钢板的二次冷却结束温度。
当二次冷却结束温度小于460℃时，钢板温度降低，因此在镀锌过程中可能在镀锌浴中产生渣滓。当二次冷却结束温度大于500℃时，镀锌浴的温度升高，因此可能发生事故。
热浸镀锌步骤(S250)
在热浸镀锌步骤(S250)中，在例如460℃至500℃范围内的温度下将经多级冷却的冷轧钢板浸入热浸镀锌浴中以在冷轧钢板的表面形成热浸镀锌层，从而可以形成热浸镀锌钢板。热浸镀锌步骤可以通过例如将冷轧钢板保持30秒至100秒范围内的时间来进行。在热浸镀锌步骤(S250)中，可以对冷轧钢板进行过时效。可以在将冷轧钢板浸入热浸镀锌浴之前进行过时效，从而可以对冷轧钢板进行分隔。在热浸镀锌步骤(S250)中，热浸镀锌钢板可以具有铁素体和奥氏体分离的微观结构。
合金化热处理步骤(S260)
通过以下方式可以形成合金化热浸镀锌钢板：例如在490℃至600℃范围内的温度下，对热浸镀锌钢板进行例如在10秒至60秒范围内的时间的合金化热处理。可以在进行在先的热浸镀锌步骤(S250)之后连续进行合金化热处理步骤(S260)，而无需进行冷却。随着热浸镀锌层在上述条件下的合金化热处理期间稳定生长，因此镀层的紧密结合性能可以是优良的。当合金化热处理温度小于490℃时，由于合金化未充分进行，所以热浸镀锌层的稳固性可能变差。当合金化热处理温度大于600℃时，在温度变到双相区温度段时材料可能发生变化。
最终冷却步骤(S270)
在最终冷却步骤(S270)中，将经热浸镀锌的冷轧钢板(即热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板)冷却到室温，例如在0℃至40℃范围内的温度。冷却可以通过空气冷却或水冷却进行。冷却速率的范围可以使奥氏体相变为低硬度马氏体，例如，冷却速率可以在1℃/s至20℃/s的范围内。
在最终冷却的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板中，奥氏体可以相变为低硬度马氏体。由于与冷轧钢板不同，热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板不具有因过时效引起的回火效果，所以可以形成网状结构的低硬度马氏体，从而可以改进扩孔性和弯曲性能。
作为参考，由于低硬度马氏体是在热浸镀锌钢板的最终冷却步骤中形成的，因此需要设计合金组成或工艺条件，以使得在热浸镀锌步骤和合金化热处理步骤中不形成贝氏体和珠光体。在本发明中，控制锰、铬、钼、钛和硼的含量以防止贝氏体和珠光体的形成。
图4示出根据本发明实施例的在对超高强度冷轧钢板进行冷轧之后的热处理过程的时间-温度图。
参考图4，如上所述，在Ac1温度以上至Ac3温度以下的温度下进行退火热处理之后，例如在790℃至840℃范围内的温度下，可以获得铁素体和奥氏体分离的微观结构。奥氏体可以具有网状结构。
在冷轧钢板的情况下，将其冷却至马氏体相变起始温度(Ms)以下，并且在250℃至350℃范围内的温度下进行过时效热处理，从而使得冷轧钢板可以具有铁素体和低硬度马氏体的微观结构，并且低硬度马氏体可以具有网状结构。
对热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板进行退火热处理，然后进行冷却以在马氏体相变起始温度(Ms)或更高温度下(例如在460℃至500℃范围内的温度下)进行热浸镀锌，而后通过最终冷却而具有铁素体和低硬度马氏体的微观结构。可以进一步在例如490℃至600℃下对合金化热浸镀锌钢板进行合金化处理。
实验例：
在下文，显示出优选的实验例以有助于理解本发明。然而，以下实验例仅用于帮助理解本发明，本发明并不受以下实验例的限制。
制备了具有下表1和表2中所示的组成(单位：重量％)的钢材，并且通过预定的热轧过程、冷轧过程和热处理过程制备了根据实施例和比较例的冷轧钢板。余量是铁(Fe)。
表1
钢材类型 C Si Mn Al Mo Cr Ti
A 0.07 0.6 2.4 0.30 0.07 1.00 0.040
B 0.07 0.6 2.2 0.30 0.07 1.00 0.040
C 0.12 0.6 2.4 0.30 0 0.40 0.025
D 0.11 1.0 2.2 0.03 0.07 0.40 0
E 0.10 0.6 2.4 0.30 0 0 0
表2
钢材类型 B Sb P S N C<sub>eq</sub>
A 0.002 0.03 0.012 0.001 0.005 0.238
B 0.002 0.03 0.012 0.001 0.005 0.228
C 0 0 0.012 0.001 0.005 0.288
D 0 0 0.012 0.001 0.005 0.281
E 0 0 0.012 0.001 0.005 0.268
参考表1和表2，钢材类型A和钢材类型B是本发明的实施例，而钢材类型C、钢材类型D和钢材类型E是碳含量比本发明的范围上限高的比较例。
表3显示了比较例和实施例的热处理过程条件。
表3
Figure BDA0003922513970000161
在表3中，“冷轧钢板”意指未经镀锌的CR材料，“镀锌的”意指热浸镀锌钢板。在热浸镀锌钢板的情况下，在480℃的二次冷却结束温度下进行镀锌；在冷轧钢板的情况下，在300℃的二次冷却结束温度下进行镀锌。
表4是显示出比较例和实施例的微观结构特征的表。
表4
Figure BDA0003922513970000162
Figure BDA0003922513970000171
参考表4，比较例3和比较例4显示出马氏体尺寸比小于0.5。此外，比较例2、比较例3和比较例4显示出马氏体体积份数小于40％。
表5是显示出比较例和实施例的微观结构的显微硬度和相间硬度差的表。
表5
Figure BDA0003922513970000172
参考表5，实施例中的相间硬度差和相间硬度比满足本发明所示的范围。
比较例显示出马氏体的显微硬度高，因此，它们显示出铁素体与马氏体之间的相间硬度差大于1GPa，并且相间硬度比小于70％。
表6是显示出比较例和实施例的作为机械性能的屈服强度、拉伸强度、伸长率、弯曲角度和镀层剥落现象的表。
表6
Figure BDA0003922513970000173
Figure BDA0003922513970000181
参考表6，实施例满足本发明所示的有关屈服强度、拉伸强度、伸长率和弯曲角度的范围。此外，实施例的热浸镀锌钢板未发生镀层剥落。
在比较例中，比较例2的拉伸强度小于本发明所示的范围下限，并且在比较例1和比较例2中发生镀层剥落。
表7是显示出比较例和实施例的作为机械性能的VAD弯曲角度、扩孔性、LDH和LDR的表。
表7
Figure BDA0003922513970000182
参考表7，实施例满足本发明所示的有关VAD弯曲角度、扩孔性、LDH和LDR的范围。
比较例显示出VAD弯曲角度和扩孔性的值小于本发明所示的下限。
图5示出根据本发明实施例的超高强度冷轧钢板的微观结构的扫描电子显微镜照片。
参考图5，比较例1具有铁素体和马氏体的微观结构，而马氏体是分离的。同时，可以看出实施例1具有铁素体和低硬度马氏体的微观结构，并且低硬度马氏体彼此连接，从而形成网状。
图6示出根据本发明实施例的超高强度冷轧钢板的微观结构中的钛析出物的扫描电子显微镜照片。
图7示出根据本发明实施例的图6中超高强度冷轧钢板的微观结构的成分的图。
参考图6和图7，显示了在低硬度马氏体基质上以小点形式出现的析出物，并且作为元素分析的结果，大多数被分析为钛析出物，例如被分析为TiC或TiN。此外，一些被分析为锰析出物。作为参考，使用透射电子显微镜EDAX获得图7的图。
图8示出根据本发明实施例的超高强度冷轧钢板的硬度的图。
参考图8，在比较例1的情况下，其显示出铁素体的平均硬度为4.21GPa，马氏体的平均硬度6.69GPa，相间硬度差为2.48GPa。另一方面，在实施例1的情况下，其显示出铁素体的平均硬度为3.15GPa，马氏体的平均硬度为4.00GPa，相间硬度差为0.85GPa。
图9示出根据本发明实施例的超高强度冷轧钢板的随温度变化的奥氏体中碳含量的图。
参考图9，与比较例1相比，实施例1显示出奥氏体中的碳含量较低，并显示出碳含量随温度升高而相对降低的趋势。特别地，当温度升高至810℃或更高时，比较例显示出几乎相等的碳含量值，而实施例显示出在温度升高至810℃或更高时碳含量持续降低。
上述本发明的技术精神不限于上述实施例和附图，并且对于本发明的技术精神所属领域的普通技术人员来说显而易见的是，在不脱离本发明的技术精神的情况下可以在其范围内进行各种替代、变型和改变。

Claims (20)

1.一种超高强度冷轧钢板，其包含：
以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且
所述超高强度冷轧钢板具有包含铁素体和低硬度马氏体的微观结构。
2.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，铁素体与低硬度马氏体之间的平均相间硬度差在大于0GPa至1.0GPa的范围内。
3.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，铁素体的份数在50％至60％的范围内，并且低硬度马氏体的份数在40％至50％的范围内。
4.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，铁素体或低硬度马氏体具有在1μm至5μm的范围内的晶粒尺寸。
5.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，低硬度马氏体具有在3.5GPa至4.5GPa的范围内的平均硬度。
6.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，铁素体的平均硬度与低硬度马氏体的平均硬度的比率在70％至小于100％的范围内。
7.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，低硬度马氏体包括第一低硬度马氏体和第二低硬度马氏体，第一低硬度马氏体由铁素体间隔开，第二低硬度马氏体形成于铁素体的晶界处以连接第一低硬度马氏体，从而形成网状结构。
8.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，第二低硬度马氏体具有在0.5至1.0的范围内的短轴长度与长轴长度之比。
9.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，铁素体、低硬度马氏体或它们两者包含钛析出物。
10.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，所述超高强度冷轧钢板具有在0.20至0.25的范围内的碳当量，其中Ceq＝[C]+[Si]/30+[Mn]/20+2[P]+4[S]。
11.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，所述超高强度冷轧钢板包含溶于固溶体中的0.01重量％至0.04重量％的有效钛。
12.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，所述超高强度冷轧钢板具有480MPa或更大的屈服强度(YP)、820MPa或更大的拉伸强度(TS)、5％或更大的伸长率(El)以及在60度的角度下为2.5或更小的弯曲性(R/t)。
13.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，所述超高强度冷轧钢板满足480MPa至810MPa的屈服强度(YS)、820MPa至1300MPa的拉伸强度(TS)、5％至20％的伸长率(EL)以及在60度的角度下为0.3至2.5的弯曲性(R/t)。
14.根据权利要求1所述的超高强度冷轧钢板，其中，所述超高强度冷轧钢板具有在垂直方向为90度至130度的VDA弯曲角度、在平行方向为70度至105度的VDA弯曲角度、30％至70％的冲制式扩孔性、70％至160％的线割式扩孔性、40至60的LDH和90至130的LDR。
15.一种用于制造超高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：
制备热轧钢板，所述热轧钢板包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；
通过对热轧钢板进行冷轧来制备冷轧钢板；
以在3℃/s至20℃/s的范围内的升温速率加热冷轧钢板，以在790℃至840℃范围内的温度下对冷轧钢板进行退火热处理；
对经退火热处理的冷轧钢板进行多级冷却；以及
对经多级冷却的冷轧钢板进行过时效热处理，以使得在250℃至350℃范围内的温度下完成过时效热处理。
16.根据权利要求15所述的方法，其中，制备热轧钢板的步骤包括以下步骤：
制备具有合金组成的钢材料；
在1180℃至1220℃的范围内再加热钢材料；
通过在880℃至950℃范围内的精轧结束温度下对再加热的钢材料进行热精轧来制备热轧钢板；以及
以5℃/s至150℃/s的冷却速率对热轧钢板进行冷却，并且在400℃至700℃的范围内对冷却的热轧钢板进行卷取。
17.根据权利要求15所述的方法，其中，多级冷却步骤包括以下步骤：
以在1℃/s至10℃/s范围内的冷却速率将经退火热处理的冷轧钢板初次冷却到600℃至700℃的初次冷却结束温度；以及
以在5℃/s至50℃/s范围内的冷却速率将经初次冷却的冷轧钢板二次冷却到300℃至400℃的二次冷却结束温度。
18.一种超高强度镀覆钢板，其包括：
基层钢板；以及
在所述基层钢板的表面形成的热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层，
其中，所述基层钢板包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且具有包含铁素体和低硬度马氏体的微观结构；铁素体与低硬度马氏体之间的平均相间硬度差在大于0GPa至1.0GPa的范围内。
19.一种用于制造超高强度镀覆钢板的方法，所述方法包括以下步骤：
制备热轧钢板，所述热轧钢板包含以重量百分比计的0.05％至0.09％的碳(C)、0.5％至1.0％的硅(Si)、2.0％至2.8％的锰(Mn)、0.2％至0.5％的铝(Al)、0.8％至1.2％的铬(Cr)、0.05％至0.10％的钼(Mo)、0.03％至0.06％的钛(Ti)、0.001％至0.003％的硼(B)、0.02％至0.05％的锑(Sb)、0.001％至0.015％的磷(P)、大于0％至0.003％的硫(S)、0.004％至0.006％的氮(N)以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；
通过对热轧钢板进行冷轧来制备冷轧钢板；
以在3℃/s至20℃/s的范围内的升温速率加热冷轧钢板，以在790℃至840℃范围内的温度下对冷轧钢板进行退火热处理；
对经退火热处理的冷轧钢板进行多级冷却；
在460℃至500℃范围内的温度下对经多级冷却的冷轧钢板进行热浸镀锌；以及
最后将经热浸镀锌的冷轧钢板冷却到在0℃至40℃范围内的温度。
20.根据权利要求19所述的方法，所述方法进一步包括在进行热浸镀锌步骤之后的以下步骤：在490℃至600℃范围内的温度下对经热浸镀锌的冷轧钢板进行合金化热处理。
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