CN116194606A - 成型性和加工硬化率优异的钢板 - Google Patents

成型性和加工硬化率优异的钢板 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种适合用于汽车结构部件等的钢板，更详细地，涉及一种具有高强度的同时成型性和加工硬化率优异的钢板及其制造方法。

Description

成型性和加工硬化率优异的钢板
技术领域
本发明涉及一种适合用于汽车结构部件等的钢板，更详细地，涉及一种具有高强度的同时成型性和加工硬化率优异的钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，在汽车产业中环境和安全的管制日渐严格，二氧化碳(CO2)的排放管制也逐渐严格，由此对燃油效率的管制也正在加强。
美国高速公路安全保险协会逐渐加强用于保护乘客的碰撞安全性管制，并从2013年开始要求如25％小偏置(small overlap)的苛刻的碰撞性能。
可以解决这种环境和安全问题的唯一的解决方案是实现汽车的轻量化。为了汽车的轻量化，需要钢材的高强度化，并且为了应用高强度钢材，同时也需要高成型性。
通常，将钢进行强化的方法有固溶强化、析出强化、通过晶粒微细化的强化、相变强化等。
其中，就固溶强化和通过晶粒微细化的强化而言，在制造拉伸强度为490MPa级以上的高强度钢方面存在局限性。
另外，析出强化型高强度钢是一种如下的技术，即通过添加诸如Cu、Nb、Ti、V等碳·氮化物形成元素来析出碳·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而使得晶粒微细化，从而确保强度的技术。相对于低制造成本，这种析出强化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会使再结晶温度急剧上升，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，通过在铁素体基体上析出碳·氮化物来进行强化的析出强化钢在获得600MPa以上的高强度钢的方面存在局限性。
就相变强化型高强度钢而言，已经开发了在铁素体基体中形成硬质马氏体相的铁素体-马氏体双相(Dual Phase，DP)钢、利用残余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。
近年来，就汽车用钢板而言，为了燃油效率的提高或者耐久性的提高等，需要强度更高的钢板，在碰撞安全性和保护乘客的方面，正在增加使用拉伸强度为490MPa以上的高强度钢板作为车身结构用或加强件。
但是，随着材料的强度逐渐变为高强度化，在将汽车部件进行冲压成型的过程中产生裂纹(crack)或褶皱等缺陷，因此在制造复杂的部件方面达到极限。
因此，在提高高强度钢的加工性的方面，如果可以提高相变强化型高强度钢中目前使用最广泛的DP钢的均匀伸长率(UE)和在10％以上的应变区间中的加工硬化率，则预计可以通过防止冲压成型时发生的如裂纹或褶皱的加工缺陷来扩大高强度钢在复杂的部件中的应用。
另外，作为提高高张力钢板的加工性的现有技术，专利文献1公开了由将马氏体相作为主相的复合组织组成的钢板，并公开了将粒径为1-100nm的微细析出铜颗粒分散在组织内部以提高这种钢板的加工性的方法。
但是，为了析出微细Cu颗粒，需要以2-5重量％的高含量来添加Cu，在这种情况下，可能会发生由Cu引起的红热脆性。此外，制造成本会过度增加。
作为另一个实例，专利文献2公开了一种钢板，所述钢板具有将铁素体(ferrite)作为基体组织且包含2-10面积％的珠光体(pearlite)相的微细组织，并且添加作为析出强化型元素的Ti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3公开了一种制造冷轧钢板的方法，所述冷轧钢板中，通过利用回火马氏体(tempered martensite)相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，该技术存在如下问题，即钢中碳的含量高至0.2％以上，因此焊接性差，并且由于含有大量的Si而导致炉内凹痕缺陷。
(专利文献1)日本公开专利公报第2005-264176号
(专利文献2)韩国公开专利公报第2015-0073844号
(专利文献3)日本公开专利公报第2010-090432号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供一种适合用于汽车结构部件等的具有拉伸强度为590MPa级的高强度的同时成型性和加工硬化率(Nu)优异的钢板。
本发明的技术问题不限于上述内容。可以从本说明书的全部内容理解本发明的技术问题，本领域技术人员应不难理解本发明的附加技术问题。
技术方案
本发明的一个方面提供一种成型性和加工硬化率优异的钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.10-0.16％、硅(Si)：1.0％以下(0％除外)、锰(Mn)：1.4-2.2％、铬(Cr)：1.0％以下、磷(P)：0.1％以下(0％除外)、硫(S)：0.01％以下(0％除外)、铝(sol.Al)：1.0％以下(0％除外)、氮(N)：0.01％以下(0％除外)、锑(Sb)：0.05％以下(0％除外)、余量的Fe和其它不可避免的杂质，
以面积分数计，微细组织包含5-25％的贝氏体、3％以上的残余奥氏体以及余量的铁素体和马氏体，并且满足以下关系式1。
[关系式1]
{(C+Si+Al)/((10×(C+Ti+Nb))+(2×Si)+Mn+Cr)/(TS)}×1000≥0.28
(关系式1中，各元素表示重量含量，并且TS表示拉伸强度(MPa)。)
本发明的另一个方面提供一种制造成型性和加工硬化率优异的钢板的方法，其特征在于，包括以下步骤：准备满足上述合金组成的钢坯；在1050-1300℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热；将经过加热的所述钢坯在Ar3相变点以上进行热精轧以制造热轧钢板；在450-700℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷；在所述收卷后，以0.1℃/秒以下的冷却速度进行冷却至常温；在所述冷却后，以40％以上的冷轧压下率进行冷轧以制造冷轧钢板；在Ac1+30℃至Ac3-30℃的温度范围内，将所述冷轧钢板进行连续退火；在所述连续退火后，进行分段冷却；以及在所述分段冷却后，保持30秒以上，
其中，所述冷轧时的1号机架至2号机架的累计压下率为25％以上，所述分段冷却包括以下步骤：以10℃/秒以下(0℃/秒除外)的冷却速度进行一次冷却，冷却至630-690℃；以及在所述一次冷却后，以5℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，冷却至350-450℃，并且满足所述关系式1。
有益效果
根据本发明，通过优化钢的合金成分体系和制造条件，可以提供一种具有高强度的同时成型性提高的钢板。
如上所述，成型性提高的本发明的钢板可以防止在冲压成型时产生的裂纹或褶皱等加工缺陷，因此具有可以适用于对加工性要求高的复杂的形状的汽车结构用部件等的效果。
附图说明
图1中用图表示出本发明的一个实施方案的根据钢中特定元素与拉伸强度的关系(对应于关系式1)的加工硬化指数(N1、N4)、伸长率(TE、UE)和拉伸强度(TS)之间的关系(对应于关系式2)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，即具有可以适用于汽车用材料中需要加工成复杂的形状的部件等的水平的成型性的材料。
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。
特别地，本发明的特征在于提供一种钢板，所述钢板通过控制合金成分中的特定元素的含量，并优化经过一系列的工艺制造的钢板的工艺条件，从而获得适当分散有软质相和硬质相的复合组织，并且此时微细的残余奥氏体相均匀地分布在贝氏体相周围。
这种本发明的钢板的塑性变形初期阶段的加工硬化指数高，因此可以均匀地进行整个材料的加工硬化，从而即使在塑性变形后期阶段也可以获得提高加工硬化指数的效果。如上所述，在整个应变率区间增加加工硬化指数，从而缓解应力和变形以使应力和变形不集中在材料的任一部分，从而同时提高均匀伸长率(UE)和总伸长率(TE)，因此具有技术意义。
以下，对本发明进行详细的说明。
本发明的一个方面的成型性和加工硬化率优异的钢板中，以重量％计，可以包含：碳(C)：0.10-0.16％、硅(Si)：1.0％以下(0％除外)、锰(Mn)：1.4-2.2％、铬(Cr)：1.0％以下、磷(P)：0.1％以下(0％除外)、硫(S)：0.01％以下(0％除外)、铝(sol.Al)：1％以下(0％除外)、氮(N)：0.01％以下(0％除外)、锑(Sb)：0.05％以下(0％除外)。
下面，对如上限制本发明中提供的钢板的合金组成的理由进行详细的说明。
另外，除非另有特别说明，否则本发明中各元素的含量以重量为基准，并且组织的比例以面积为基准。
碳(C)：0.10-0.16％
碳(C)是为了增强钢的相变组织而添加的重要的元素。这种C促进钢的高强度化，并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0.16％时，由于钢中的马氏体量增加，强度变高，但是与碳浓度相对低的铁素体的强度差异会增加。这种强度差异的问题在于，在施加应力时在相(phase)之间的界面容易发生破裂，因此延展性和加工硬化率会降低。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0.10％时，难以确保所期望的强度，并且存在难以确保有利于获得高均匀伸长率的少量的残余奥氏体相的问题。
因此，所述C的含量可以为0.10-0.16％，更有利地，所述C的含量可以为0.11％以上。
硅(Si)：1.0％以下(0％除外)
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，从而是促进马氏体的形成的元素。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。
当这种Si的含量超过1.0％时，引起表面氧化皮缺陷，因此镀覆表面质量差，并且损害化学转化处理性。
因此，本发明中优选将所述Si的含量控制为1.0％以下，并且0％除外。更优选地，所述Si的含量可以为0.2-1.0％。
锰(Mn)：1.4-2.2％
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的生成所导致的热脆性。此外，所述Mn是强化钢的元素，并且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，因此对于更容易地形成马氏体是有效的。
当这种Mn的含量小于1.4％时，不仅无法获得上述的效果，而且难以确保所期望的水平的强度。另一方面，当Mn的含量超过2.2％时，发生焊接性和热轧性等问题的可能性高，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(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，退火时在表面溶出Mn氧化物，从而大大损害镀覆性。
因此，本发明中优选将所述Mn的含量控制为1.4-2.2％。更有利地，所述Mn的含量可以为1.5-2.1％。
铬(Cr)：1.0％以下
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对于马氏体的形成是有效的，并且相对于强度的上升，最小化伸长率的降低，从而有利于制造具有高延展性的复合组织钢。特别是，在热轧过程中形成如Cr23C6的Cr系碳化物，该碳化物在退火过程中一部分被熔解，一部分未被熔解而残留，冷却后可以将马氏体内固溶C的量控制为适当水平以下，从而抑制屈服点延伸(YP-El)的发生，并且具有有利于制造屈强比低的复合组织钢的效果。
但是，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，因此冷轧性差。此外，Cr系碳化物的分数增加且粗大化，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，并且即使Cr的含量为0％，在确保所期望的物理性能方面也没有问题。
磷(P)：0.1％以下(0％除外)
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变高，并且损害镀覆表面特性。
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。
硫(S)：0.01％以下(0％除外)
硫(S)是钢中的杂质元素，且是不可避免地添加的元素，其损害延展性和焊接性，因此优选将所述S的含量尽可能控制得低。特别是，所述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。
铝(sol.Al)：1.0％以下(0％除外)
铝(sol.Al)是为了钢的粒度微细化和脱氧而添加的元素。此外，与Si相似，铝是铁素体稳定化元素，其使铁素体内的碳分布在奥氏体中，从而对于提高马氏体的淬透性是有效的成分，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。
当这种Al的含量超过1.0％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1.0％以下，并且0％除外。更有利地，所述Al的含量可以为0.7％以下。本发明中铝表示酸溶铝(Sol.Al)。
氮(N)：0.01％以下(0％除外)
氮(N)是使奥氏体稳定化的有效元素，但是当N的含量超过0.01％时，钢的精炼成本会急剧增加，并且由于形成AlN析出物，会大大增加连铸时产生裂纹的风险。
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。
锑(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，锑具有以下效果，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，并且加工性会变差。
因此，本发明中优选将所述Sb的含量控制为0.05％以下，并且0％除外。更有利地，所述Sb的含量可以为0.005％以上。
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，本发明的钢板不包含钛(Ti)和铌(Nb)。钢中含有Ti、Nb时，大幅增加铁素体的强度，因此从外部施加应力时限制有效的铁素体的变形，其结果可能大幅损害加工硬化率和均匀伸长率。
因此，在本发明中，不包含所述Ti和所述Nb。但是，在制造钢的过程中存在Ti和Nb以杂质的水平被添加的可能性，在这种情况下，不损害本发明的物理性能。具体地，当Ti和Nb的各自的含量为0.010％以下时，表示是杂质水平。进一步有利地，所述各元素的含量可以为0.008％以下。
具有上述合金组成的本发明的钢板的钢中的C、Si、Al、Mn、Cr、Nb、Ti的含量和钢板的拉伸强度(TS)的关系优选满足下述关系式1。其中，钢中(钢内部)是指钢板的厚度方向的1/4t的位置处(t表示钢板的厚度(mm))。
本发明的主要目的在于实现高强度并提高成型性和加工硬化率，为此需要通过优化钢的合金组成和制造条件来形成有利于确保期望的物理性能的组织。
如下面的具体说明，本发明人发现作为钢组织使软质相和硬质相均匀分布时，可以促进成型性和加工硬化率的提高。
为此，优选地，尽可能降低可能损害钢的均匀伸长率的元素Ti和Nb的含量，并且提高有利于形成贝氏体相和微细的残余奥氏体相的元素(C、Si、Al)的含量的同时，控制有利于提高淬透性的Mn与Cr的比例。
更具体地，通过将由以下关系式1表示的成分关系式的值确保为0.28以上，从而可以有利地获得本发明中所期望的组织构成和物理性能。
当以下关系式1的值小于0.28时，不能确保所期望的组织构成。
[关系式1]
{(C+Si+Al)/((10×(C+Ti+Nb))+(2×Si)+Mn+Cr)/(TS)}×1000≥0.28
(关系式1中，各元素表示重量含量，并且TS表示拉伸强度(MPa)。)
具有上述合金组成的本发明的钢板的微细组织均匀地包含软质相和硬质相，并且以面积分数计，具体可以由5-25％的贝氏体、3％以上的残余奥氏体以及余量的铁素体和马氏体组成。
本发明的钢板在钢中含有规定量的Si和Al，由此贝氏体相变时延迟碳化物的析出，从而使碳(C)富集在贝氏体周围的未相变奥氏体中，因此马氏体相变温度降低至常温以下，可以在常温下确保残余奥氏体相。
所述贝氏体相有助于确保钢的强度，并且对确保规定分数以上的残余奥氏体相产生影响，因此优选包含5面积％以上的贝氏体相。即，当所述贝氏体相的分数为5面积％以上时，促进C富集在未相变奥氏体中，从而可以确保目标水平的分数的有助于延展性的残余奥氏体相。更有利地，可以包含10面积％以上的所述贝氏体相。但是，当所述贝氏体相的分数超过25％时，钢的延展性降低，因此存在难以促进均匀伸长率的提高的问题。
并且，本发明的钢板通过包含面积分数为3％以上的所述残余奥氏体相，钢板成型时引起相变诱导塑性，因此具有有利于确保延展性的效果。当这种残余奥氏体相的分数过大时，用于组装汽车部件的点焊时存在易受液态金属致脆(LME)影响的倾向，因此考虑到这种情况，优选包含10％以下的所述残余奥氏体相。
特别地，本发明中通过将所述残余奥氏体相主要分布在贝氏体相周围，从而具有提高钢材的加工硬化率的效果。
具体地，本发明中与所述贝氏体相相邻存在的微细残余奥氏体相，优选为平均晶粒尺寸为2μm以下的残余奥氏体相的数量优选分布为整个残余奥氏体的总数量的80％以上。即，本发明通过将规定分数的残余奥氏体相主要分布在贝氏体相周围，从而可以获得塑性变形时均匀地进行加工硬化的效果。
其中，与贝氏体相相邻存在是指以所述贝氏体相的晶界为基准的直至约10μm的区域。此时，并不排除所述贝氏体相的晶粒内。
另外，本发明的钢板中作为硬质相除了包含上述贝氏体相之外，还可以包含马氏体相，并且优选可以包含面积分数为10-30％的马氏体相。
当所述马氏体相的分数小于10％时，不能确保目标水平的强度，另一方面，当所述马氏体相的分数超过30％时，钢的延展性降低，因此不能促进均匀伸长率的提高。
如上所述，本发明的钢板通过在贝氏体相周围均匀地分散微细的残余奥氏体相，并形成以适当分数形成铁素体相和马氏体相的复合组织，从而塑性变形初期阶段(4-6％)的加工硬化指数高，均匀地进行整个材料的加工硬化，因此在塑性变形后期阶段(10％至均匀伸长率(Uniform Elongation)％)也可以获得增加加工硬化指数的效果。
特别地，本发明的钢板在4-6％的应变区间测量的加工硬化指数(N1)、在10％至均匀伸长率(％)的应变区间测量的加工硬化指数(N4)、总伸长率(TE)、均匀伸长率(UE)和拉伸强度(TS)的关系可以满足以下关系式2。
并且，本发明的钢板可以具有拉伸强度为590MPa以上的高强度。
[关系式2]
(TS×TE×UE×N1×N4)≥14000
(其中，单位为MPa％。)
本发明的高强度钢板可以在至少一面上包括锌系镀层。
此时，对所述锌系镀层不作特别限定，但所述锌系镀层可以是主要含有锌的锌镀层、除了锌之外还含有铝和/或镁的锌合金镀层。
以下，对本发明的另一个方面的制造本发明所提供的成型性和加工硬化率优异的钢板的方法进行详细的说明。
简而言之，本发明可以通过[钢坯的再加热-热轧-收卷-冷轧-连续退火-冷却]来制造所期望的钢板，之后还可以进行[热浸镀锌-(最终)冷却]的工艺。
以下对各步骤的条件进行详细的说明。
[钢坯的加热]
首先，准备满足上述合金组成的钢坯，然后可以将所述钢坯进行加热。
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以制造热轧钢板，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低于Ar3时，进行铁素体和奥氏体的两相区轧制，从而有可能会导致材质不均匀。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，有可能会导致材质不均匀，因此后续冷却时会发生卷材变形的现象。
更具体地，所述热精轧可以在800-1000℃的温度范围内进行。
[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450-700℃的温度范围内进行，如果所述收卷温度低于450℃，则形成过多的马氏体相或贝氏体相，从而导致热轧钢板的强度过度增加，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等降低热浸镀锌的润湿性的元素的表面富集和内部氧化可能变得严重。
[冷却]
优选地，将经过收卷的所述热轧钢板以0.1℃/秒以下(0℃/秒除外)的平均冷却速度进行冷却至常温。更有利地，可以以0.05℃/秒以下的平均冷却速度进行，进一步有利地，可以以0.015℃/秒以下的平均冷却速度进行。其中，冷却表示平均冷却速度。
如上所述，将经过收卷的热轧钢板以规定速度进行冷却，从而可以获得微细地分散有成为奥氏体的成核位点(site)的碳化物的热轧钢板。即，在热轧过程中使微细的碳化物均匀地分散在钢中，并且在之后的退火时该碳化物溶解，可以在钢中微细地分散并形成奥氏体相，因此在完成退火后可以获得均匀分散的微细马氏体相。
[冷轧]
可以将如上所述收卷的热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板，此时可以以40％以上的冷轧压下率(累计压下率)进行。
特别地，本发明中通过将所述冷轧时的初始机架，优选将1号机架至2号机架的累计压下率控制在25％以上，提高钢内部的储存能量(stored engergy)，从而可以获得在后续的退火过程中作为促进铁素体的再结晶的驱动力的效果。由此，可以赋予降低钢中的未再结晶铁素体的分数的效果。
当钢中存在未再结晶铁素体时，由于变形和应力的局部集中，钢的延展性变差，另一方面，再结晶铁素体缓解变形和应力的集中，因此有助于提高延展性。
当所述冷轧时的初始的1号机架至2号机架的累计压下率小于25％或者直至最终机架的冷轧压下率小于40％时，不仅难以确保所期望的厚度，而且难以矫正钢板的形状。当所述冷轧时的直至最终机架的冷轧压下率超过90％时，在钢板的边缘(edge)部产生裂纹的可能性高，并导致冷轧负荷。
本发明中所述冷轧可以利用由5个或6个机架构成的轧机进行，但并不受限于此。
[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相和奥氏体相，且分解碳的工艺。
所述连续退火处理优选在Ac1+30℃至Ac3-30℃的温度范围内进行，更有利地，可以在770-830℃的温度范围内进行。
当所述连续退火时的温度低于Ac3-30℃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数。另一方面，当所述连续退火时的温度超过Ac1+30℃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数，从而使屈服强度增加且延展性减小，因此难以确保低屈强比和高延展性。此外，Si、Mn等损害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]
优选地，将如上所述经过连续退火处理的冷轧钢板进行分段冷却。
具体地，所述冷却优选以10℃/秒以下(0℃/秒除外)的平均冷却速度进行冷却(此时的冷却称为一次冷却)至630-690℃，然后以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(此时的冷却称为二次冷却)至350-450℃。
一次冷却
当所述一次冷却时的终止温度低于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，并且增加加工时产生裂纹的倾向。另一方面，当所述一次冷却时的终止温度超过690℃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。
此外，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。
二次冷却
以上述条件完成一次冷却后，优选进行二次冷却，此时可以通过控制冷却终止温度和冷却速度来诱导形成所期望的微细组织。
当所述二次冷却时的终止温度低于350℃或超过450℃时，不能充分形成贝氏体相，因此不能充分确保分布在贝氏体相周围的微细残余奥氏体相。由此，不能获得钢中各相的均匀的分散效果，因此难以提高加工性。
此外，当所述二次冷却时的平均冷却速度小于5℃/秒时，形成珠光体相，因此可能无法形成所期望的水平的贝氏体相。另外，对所述平均冷却速度的上限不作特别限定，通常的技术人员可以考虑冷却设备的规格进行适当选择。作为一个实例，可以以100℃/秒以下进行。
此外，所述二次冷却可以使用利用氢气(H2 gas)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，可以获得抑制所述二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]
如上所述完成分段冷却后，优选在冷却的温度范围内保持30秒以上。
在上述二次冷却后进行保持工艺，从而形成贝氏体相，并可以使碳富集在与所形成的贝氏体相相邻的未相变奥氏体相中。这旨在完成后续的所有工艺后在与贝氏体相邻的区域形成微细的残余奥氏体相。
此时，当保持时间少于30秒时，富集在未相变奥氏体相中的碳量不足，从而无法确保所期望的微细组织。另外，所述保持工艺时，当保持时间超过200秒时，贝氏体分数过大，因此作为最终组织可能无法确保规定分数的马氏体相。
[热浸镀锌]
如上所述经过分段冷却和保持工艺后，优选将钢板浸入热浸镀锌系镀浴中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，但作为一个实例，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镀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5℃/秒以上的冷却速度进行冷却至Ms(马氏体相变起始温度)-100℃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)的与贝氏体相相邻的区域充分形成微细的残余奥氏体相。
当所述冷却时的终止温度超过Ms-100℃时，无法充分确保微细马氏体相和适当分数的残余奥氏体相，当平均冷却速度小于5℃/秒时，由于过慢的冷却速度，马氏体分数降低，因此不能确保所期望的水平的强度。对所述最终冷却时的冷却速度的上限不作特别限定，但考虑到冷却设备的规格，可以以100℃/秒以下进行。
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。
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。
进而，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，从而在钢中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％除外)。如果压下率为1％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。
如上所述制造的本发明的钢板中，以面积分数计，微细组织可以包含5-25％的贝氏体、3％以上的残余奥氏体以及余量的铁素体和马氏体。此时，可以形成为在所述贝氏体相周围的平均晶粒尺寸为2μm以下的残余奥氏体的数量为整个残余奥氏体的总数量的80％以上。
这种本发明的钢板的钢中的特定合金元素和拉伸强度的关系满足上述关系式1，而且机械物理性能满足关系式2，因此可以实现成型性和加工硬化率的提高。
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以进行更详细的说明，而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的内容所决定。
具体实施方式
(实施例)
制造具有下述表1所示的合金组成的钢坯，然后在1050-1250℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热，然后在Ar3+50℃至950℃的温度范围内进行热精轧。之后，在450-700℃下将各个经过热轧的钢板进行收卷，然后以0.1℃/秒以下的冷却速度进行冷却至常温以制造热轧钢板。
之后，以下表2所示的轧制条件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)。在完成二次冷却后，在该温度下保持30-200秒。
之后，在430-490℃的热浸镀锌浴中进行镀锌处理，然后进行最终冷却至常温后以小于1％的压下率进行平整轧制，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，然后将其结果示于下述表3中。
此时，对各个试片的拉伸试验是利用DIN标准，以L方向进行试验，加工硬化率(n)是测量了4-6％的应变率区间和10％至UE％的应变率区间的加工硬化率值。
此外，微细组织的分数是分析了连续退火处理的钢板的板厚度1/4t位置处的基体组织。具体地，用硝酸乙醇(Nital)腐蚀后，利用FE-SEM、图像分析仪(Image analyzer)、EBSD和X射线衍射仪(X-ray diffractor，XRD)测量了铁素体(ferrite，F)、贝氏体(bainite，B)、马氏体(martensite，M)、残余奥氏体(retained-austenite，R-A)的分数，并计算了存在于贝氏体晶界10μm以内的微细尺寸(平均晶粒尺寸为2μm以下)的残余奥氏体的占比。用于计算微细残余奥氏体的占比(R-A占比，％)的残余奥氏体的数量是通过计点(point count)法进行。
[表1]
Figure BDA0004113782290000181
[表2]
Figure BDA0004113782290000182
Figure BDA0004113782290000191
[表3]
Figure BDA0004113782290000192
(表3中，发明钢1至发明钢6的微细组织中作为除了B、M、R-A之外的余量组织包含铁素体。另外，比较钢1至比较钢7的余量组织仅由铁素体组成或者包含铁素体和一部分珠光体。
此外，表3中，R-A占比是将以贝氏体晶界为基准在10μm以内存在的平均粒度为2μm以下的微细残余奥氏体的数量(R-A*)与残余奥氏体的总数量(R-At)之比(R-A*/R-At)计算为百分数并示出。
并且，表3中，YS表示屈服强度，TS表示拉伸强度，UE表示均匀伸长率，TE表示总伸长率，N1和N4表示相应的应变率下的加工硬化指数，并且关系式2的单位为MPa％。)
如表1至表3所示，钢的合金成分体系和制造条件均满足本发明中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，因此具有拉伸强度为590MPa以上的高强度，同时拉伸强度、伸长率(UE、TE)和加工硬化指数(N1、N4)的关系(对应于关系式2)确保为14000以上，从而可以确保所期望的成型性和加工硬化率。
另一方面，可以确认钢的合金成分体系和制造条件中的一个以上的条件不满足本发明中提出的条件的比较钢1至比较钢7没有形成本发明中所期望的微细组织，由此关系式2的值确保为小于14000，因此不能确保成型性和加工硬化率。
图1中用图表示出发明钢和比较钢的根据特定合金元素(C、Si、Al、Mn、Cr、Nb、Ti)和拉伸强度的关系(对应于关系式1)的加工硬化指数(N1、N4)、伸长率(TE、UE)和拉伸强度(TS)之间的关系(对应于关系式2)的变化。
如图1所示，可知C、Si、Al、Mn、Cr、Nb、Ti和拉伸强度的关系满足0.28以上时，关系式2的值可以确保为14000以上。

Claims (11)

1.一种成型性和加工硬化率优异的钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.10-0.16％、硅(Si)：1.0％以下且0％除外、锰(Mn)：1.4-2.2％、铬(Cr)：1.0％以下、磷(P)：0.1％以下且0％除外、硫(S)：0.01％以下且0％除外、铝(sol.Al)：1.0％以下且0％除外、氮(N)：0.01％以下且0％除外、锑(Sb)：0.05％以下且0％除外、余量的Fe和其它不可避免的杂质，
以面积分数计，微细组织包含5-25％的贝氏体、3％以上的残余奥氏体以及余量的铁素体和马氏体，
并且满足以下关系式1，
[关系式1]
{(C+Si+Al)/((10×(C+Ti+Nb))+(2×Si)+Mn+Cr)/(TS)}×1000≥0.28
在关系式1中，各元素表示重量含量，并且TS表示拉伸强度且单位为MPa。
2.根据权利要求1所述的成型性和加工硬化率优异的钢板，其中，与所述贝氏体相相邻存在的平均晶粒尺寸为2μm以下的残余奥氏体的数量为整个残余奥氏体的总数量的80％以上。
3.根据权利要求1所述的成型性和加工硬化率优异的钢板，其中，所述钢板包含面积分数为10-30％的马氏体相。
4.根据权利要求1所述的成型性和加工硬化率优异的钢板，其中，所述钢板的至少一面上包括锌系镀层。
5.根据权利要求1所述的成型性和加工硬化率优异的钢板，其中，所述钢板具有590MPa以上的拉伸强度，并且在4-6％的应变区间测量的加工硬化指数N1、在10％至均匀伸长率％的应变区间测量的加工硬化指数N4、拉伸强度TS、总伸长率TE和均匀伸长率UE的关系满足以下关系式2，
[关系式2]
(TS×TE×UE×N1×N4)≥14000
其中，单位是MPa％。
6.一种制造成型性和加工硬化率优异的钢板的方法，其特征在于，包括以下步骤：
准备钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.10-0.16％、硅(Si)：1.0％以下且0％除外、锰(Mn)：1.4-2.2％、铬(Cr)：1.0％以下、磷(P)：0.1％以下且0％除外、硫(S)：0.01％以下且0％除外、铝(sol.Al)：1.0％以下且0％除外、氮(N)：0.01％以下且0％除外、锑(Sb)：0.05％以下且0％除外、余量的Fe和其它不可避免的杂质；
在1050-1300℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热；
将经过加热的所述钢坯在Ar3相变点以上进行热精轧以制造热轧钢板；
在450-700℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷；
在所述收卷后，以0.1℃/秒以下的冷却速度进行冷却至常温；
在所述冷却后，以40％以上的冷轧压下率进行冷轧以制造冷轧钢板；
在Ac1+30℃至Ac3-30℃的温度范围内，将所述冷轧钢板进行连续退火；
在所述连续退火后，进行分段冷却；以及
在所述分段冷却后，保持30秒以上，
其中，所述冷轧时的1号机架至2号机架的累计压下率为25％以上，
所述分段冷却包括以下步骤：以10℃/秒以下且0℃/秒除外的冷却速度进行一次冷却，冷却至630-690℃；以及在所述一次冷却后，以5℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，冷却至350-450℃，
并且满足以下关系式1，
[关系式1]
{(C+Si+Al)/((10×(C+Ti+Nb))+(2×Si)+Mn+Cr)/(TS)}×1000≥0.28
在关系式1中，各元素表示重量含量，并且TS表示拉伸强度且单位为MPa。
7.根据权利要求6所述的制造成型性和加工硬化率优异的钢板的方法，其中，所述热精轧时的出口侧温度满足Ar3至Ar3+50℃。
8.根据权利要求6所述的制造成型性和加工硬化率优异的钢板的方法，其中，所述二次冷却在利用氢气的氢气冷却设备中进行。
9.根据权利要求6所述的制造成型性和加工硬化率优异的钢板的方法，其中，还包括以下步骤：
在所述保持后，进行热浸镀锌；以及
在所述热浸镀锌后，以5℃/秒以上的平均冷却速度进行最终冷却，冷却至Ms-100℃以下。
10.根据权利要求9所述的制造成型性和加工硬化率优异的钢板的方法，其中，在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。
11.根据权利要求9所述的制造成型性和加工硬化率优异的钢板的方法，其中，在所述最终冷却后，还包括以小于1％的压下率进行平整轧制的步骤。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JP4308689B2 (ja) 2004-03-16 2009-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性の良好な高強度鋼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
KR101344552B1 (ko) * 2011-09-28 2013-12-26 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR101674751B1 (ko) 2013-12-20 2016-11-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
JP6434348B2 (ja) * 2015-03-23 2018-12-05 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板
JP6237962B1 (ja) * 2016-01-22 2017-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP6315044B2 (ja) * 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR102020411B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102153197B1 (ko) * 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

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