CN116507753A - 延展性优异的超高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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崔乙镕
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Abstract

本发明涉及一种适合用作汽车材料的钢板，更详细地，涉及一种延展性优异的超高强度钢板。

Description

延展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汽车材料的钢板，更详细地，涉及一种延展性优异的超高强度钢板。
背景技术
近年来，在汽车产业中，为了提高根据各种环境管制和能源使用管制等的燃油效率或耐久性，需要使用高强度钢板。
但是，当增加钢板的强度时，发现延展性相对降低的问题，因此，为了改善强度和延展性之间的关系进行了大量的研究。其结果，开发并应用一种利用作为低温组织的马氏体、贝氏体和残余奥氏体相的相变组织钢。
相变组织钢分为在铁素体基材上形成硬质马氏体相的铁素体-马氏体双相(DualPhase，DP)钢、利用残余奥氏体的相变诱导塑性的相变诱导塑性(Transformation InducedPlasticity，TRIP)钢、由铁素体和硬质贝氏体或马氏体组织组成的复相(ComplexedPhase，CP)钢，并且根据母相和第二相的种类和分数，这些各个钢的机械性质即拉伸强度和伸长率的水平发生变化。
特别地，含有大量残余奥氏体相的TRIP钢的拉伸强度和伸长率的平衡(TS×El)值最高。
作为一个实例，专利文献1中公开了一种除铁素体和马氏体之外包含10％左右的残余奥氏体相，拉伸强度和伸长率的乘积为21000MPa％以上，并且可以确保780Mpa级以上的拉伸强度的钢。但是，由于该钢中大量添加有含量约为0.2％的碳(C)、含量约为1.5％以上的硅(Si)，因此点焊性和热浸镀锌性可能会差。此外，为了实现高物理性能，分两次进行退火，因此存在钢板的制造成本增加的问题。
另外，专利文献2中公开了一种为了确保良好的镀覆性和点焊性，将Si的含量降低至1％的水平，即使微细组织由马氏体、贝氏体和铁素体组成而不包含残余奥氏体相也可以确保980MPa以上的拉伸强度和15％以上的伸长率的技术。但是，近年来，随着汽车的冲击稳定性管制的扩大，为了提高车身的耐冲击性而在骨架件(member)、座椅导轨(seat rail)、柱(pillar)等结构部件等中应用屈服强度优异的高强度钢，但所述钢的屈服强度为700MPa以下，因此应用对象受到限制。
(专利文献1)韩国公开专利公报第2015-0130612号
(专利文献2)韩国公开专利公报第2013-0106142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钢板及其制造方法，所述钢板是适合用作汽车的结构部件等的钢板，所述钢板具有优异的拉伸强度和屈服强度，并且具有提高的延展性。
本发明的技术问题不限定于上述内容。本发明的技术问题可以从本说明书的整体内容理解，本发明所属技术领域的技术人员可以容易地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延展性优异的超高强度钢板，其特征在于，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.1-0.2％、硅(Si)：0.1-1.0％、锰(Mn)：2.0-3.0％、铝(Al)：1.0％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.0％以下、钼(Mo)：0.5％以下、钛(Ti)：0.1％以下、铌(Nb)：0.1％以下、锑(Sb)：0.1％以下(0％除外)、磷(P)：0.05％以下、硫(S)：0.02％以下、氮(N)：0.02％以下、余量的Fe及其它不可避免的杂质，并且满足以下关系式1至关系式3。
[关系式1]
1110[C]+41.5[Si]+575[Mn]-1092[Al]-3590[Nb]-5181[Ti]+258[Cr]+664[Mo]≥1380
[关系式2]
2853[C]+95[Si]+309[Mn]-153[Al]+4661[Nb]-780[Ti]+210[Cr]+457[Mo]≥1300
[关系式3]
-29[C]+0.6[Si]-7.3[Mn]+7.8[Al]-145.2[Nb]+62.6[Ti]-3.3[Cr]-2.2[Mo]≥-24
(在关系式1至关系式3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延展性优异的超高强度钢板的方法，其包括以下步骤：准备满足上述合金组成和关系式1至关系式3的钢坯；在1050-1300℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热；在800-1000℃的温度范围内，将加热的所述钢坯进行热轧，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；将收卷的所述热轧钢板以20-70％的总压下率进行冷轧，以制造冷轧钢板；在800-900℃的温度范围内，将所述冷轧钢板进行退火处理；将连续退火处理的所述冷轧钢板冷却至250-400℃的温度范围；以及将冷却的所述冷轧钢板进行再加热和保持，其中，所述再加热和保持步骤是在所述冷却的温度+50℃以上至所述冷却的温度+200℃以下的温度范围内进行0.1-60分钟。
有益效果
根据本发明，可以提供一种具有优异的拉伸强度和屈服强度以及提高的延展性的钢板，这种本发明的钢板具有确保用于冷成型的钢板所需的成型性和碰撞稳定性的优点。
附图说明
图1是示出用SEM测量根据本发明的一个实施例的发明钢的微细组织的照片。
图2是示出用SEM测量根据本发明的一个实施例的比较钢的微细组织的照片。
最佳实施方式
本发明的发明人为了提供一种作为汽车材料具有优异的拉伸强度、延展性以及屈服强度而确保成型性和碰撞稳定性，因此可以应用于需要加工成复杂形状的结构部件等的钢板，进行了深入研究。
其结果，确认了通过优化合金成分系和制造条件，可以提供一种具有有利于确保所需物理性能的组织的钢板，从而完成了本发明。
特别地，本发明的特征在于，通过控制合金成分中的特定元素的含量关系，并优化通过一系列工艺制造的钢板的工艺条件，提供一种具有适当分散有软质相(soft phase)和硬质相(hard phase)的复合相的钢板。
以下，对本发明进行详细的说明。
以重量％计，根据本发明的一个方面的延展性优异的超高强度钢板可以包含：碳(C)：0.1-0.2％、硅(Si)：0.1-1.0％、锰(Mn)：2.0-3.0％、铝(Al)：1.0％以下且0％除外、铬(Cr)：1.0％以下、钼(Mo)：0.5％以下、钛(Ti)：0.1％以下、铌(Nb)：0.1％以下、锑(Sb)：0.1％以下(0％除外)、磷(P)：0.05％以下、硫(S)：0.02％以下、氮(N)：0.02％以下。
以下，对如上所述限制本发明中所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，否则本发明中的各元素的含量是以重量为基准，并且组织的比例是以面积为基准。
碳(C)：0.1-0.2％
碳(C)是非常有助于强化钢板的强度的元素，并且所述C在钢板的晶粒中析出而诱导固溶强化，并通过促进钢中的马氏体的形成来强化钢。此外，所述C是奥氏体稳定化元素，并且在残余奥氏体的形成中起到重要作用。具体地，随着在奥氏体中固溶的碳(C)的量增加，奥氏体的稳定性增加，因此钢中的奥氏体的分数会增加。这会诱导由于所述奥氏体的相变而形成的马氏体的分数的增加，从而可以获得提高钢板的强度的效果，并且部分奥氏体在常温下残留而成为残余奥氏体。
为了充分获得上述效果，可以添加0.1％以上的C，但当C的含量超过0.2％时，马氏体相的分数过度增加，导致伸长率和冲击吸收能相对优异的铁素体相的分数减少。因此，这会导致钢板的延展性降低，并且发生脆性的可能性增加。
因此，所述C的含量可以为0.1-0.2％，更有利地含量可以为0.12％以上且0.18％以下。
硅(Si)：0.1-1.0％
硅(Si)是通过在铁素体中抑制碳化物的析出，并诱导铁素体中的碳扩散到奥氏体中，从而有助于残余奥氏体的稳定化的元素。
为了获得上述效果，以0.1％以上的含量包含Si是有利的，但当Si的含量超过1.0％时，在钢表面上形成Si氧化物，从而可能会阻碍热浸镀覆和化成处理(chemicalconversion coating)效果。
因此，所述Si的含量可以为0.1-1.0％，更有利地可以为0.2％以上，进一步有利地可以为0.4％以上。另外，所述Si的含量更有利地可以为0.9％以下。
锰(Mn)：2.0-3.0％
锰(Mn)与所述C相似，可以作为奥氏体稳定化元素。具体地，所述Mn通过减少在复合组织钢中形成马氏体的临界冷却速度，可以有助于提高钢中的马氏体的分数。
为了充分获得上述效果，以2.0％以上的含量含有Mn是有利的，但当Mn的含量超过3.0％时，钢板的焊接性降低，并且热轧性可能会降低。此外，由于形成被称为Mn带(Band)的条带，阻碍成型性，并存在增加产生加工裂纹的风险的问题。
因此，所述Mn的含量可以为2.0-3.0％，更有利地可以为2.2％以上且2.8％以下。
铝(Al)：1.0％以下
铝(Al)是为了钢的脱氧而添加的元素，并且与所述Si相似，是铁素体稳定化的元素。所述Al通过将铁素体中的碳分配到奥氏体中，从而有效地提高马氏体的淬透性，并且是通过在贝氏体区域中保持时有效地抑制贝氏体中碳化物的析出，并对提高钢板的延展性有用的元素。
当这种Al的含量超过1.0％时，在炼钢连铸操作时，连铸性降低，并且形成过多的夹杂物，从而增加退火材料的材质不良的可能性。
因此，所述Al的含量可以为1.0％以下，并且0％除外。更有利地，所述Al的含量可以为0.01％以上。
在本发明中，Al是指酸溶铝(Sol.Al)。
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，并且在马氏体的形成中起到重要作用。此外，与强度增加相比，使伸长率的降低最小化，因此有利于制造具有高延展性的复合组织钢。
当这种Cr的含量超过1.0％时，不仅上述效果会饱和，而且热轧强度过度增加，因此存在冷轧性变差的问题，并且在退火后马氏体分数大幅增加，存在导致伸长率降低的问题。
因此，所述Cr的含量可以为1.0％以下，在此表明即使不有意添加所述Cr，也可以确保所期望的物理性能。
钼(Mo)：0.5％以下
钼(Mo)是在钢中形成碳化物的元素，所述钼可以通过与钢中的Ti、Nb等结合而在钢中形成微细的碳化物，从而有助于提高屈服强度和拉伸强度。当这种Mo的含量超过0.5％时，存在钢的伸长率减少且增加制造成本的问题。
因此，所述Mo的含量可以为0.5％以下，在此表明即使不有意添加所述Mo，也可以确保所期望的物理性能。
钛(Ti)：0.1％以下
钛(Ti)与所述Mo一样，可以在钢中形成微细的碳化物，从而有助于确保钢的屈服强度和拉伸强度。此外，Ti通过形成氮化物，使钢中含有的N析出为TiN，从而可以抑制所述N与Al结合而析出为AlN，因此具有在连铸工艺中降低产生裂纹的风险的效果。
当这种Ti的含量超过0.1％时，析出粗大的碳化物，并且由于钢中的C减少，可能会降低钢板的强度。此外，由于所述粗大的碳化物，在连铸工艺中可能会引发喷嘴(nozzle)堵塞。.
因此，所述Ti的含量可以为0.1％以下，在此表明即使不有意添加所述Ti，也可以确保所期望的物理性能。
铌(Nb)：0.1％以下
铌(Nb)在奥氏体晶界偏析而在退火热处理时抑制奥氏体晶粒的粗大化，并在所述晶粒上析出微细的碳化物，从而可以有助于增加钢板的强度。
当这种Nb的含量超过0.1％时，由于形成粗大的碳化物而导致钢中C的含量减少，因此存在钢板的强度和伸长率降低的问题，并且存在钢的制造成本增加的问题。
因此，所述Nb的含量可以为0.1％以下，在此表明即使不有意添加所述Nb，也可以确保所期望的物理性能。
锑(Sb)：0.1％以下
锑(Sb)分布在晶界中，延迟通过钢中的Mn、Si、Al等氧化性元素的晶界的扩散，从而抑制氧化物的表面富集，并具有抑制温度上升和热轧工艺变化所带来的表面富集物的粗大化的效果。
当这种Sb的含量超过0.1％时，存在不仅加工性变差，而且制造成本增加的问题。
因此，所述Sb的含量可以为0.1％以下，但0％除外。更有利地，所述Sb的含量可以为0.01％以上。
磷(P)：0.05％以下
磷(P)偏析到晶界而成为产生回火脆性(Temper Brittlement)的主要原因，存在阻碍焊接性和韧性的问题。因此，将所述P的含量控制为尽可能接近0％的低含量是有利的，但在制钢工艺中必然会含所述P，用于减少这种P的含量的工艺繁琐，并且增加附加工艺所带来的生产成本，因此控制P的上限是有效的。
因此，所述P可以控制在0.05％以下，更有利地可以控制在0.03％以下。但是，考虑到不可避免地被添加的水平，0％可以除外。
硫(S)：0.02％以下
硫(S)是与上述P一起不可避免地包含在钢中的杂质，存在阻碍钢板的延展性和焊接性的问题。因此，将所述S的含量也控制为尽可能接近0％的低含量是有利的，但考虑到用于降低S的含量的工艺所消耗的成本和时间，控制S的上限是有效的。
因此，所述S可以限制在0.02％以下，更有利地可以限制在0.01％以下。但是，在此表明考虑到不可避免地被添加的水平，0％可以除外。
氮(N)：0.02％以下
氮(N)可以与钢中的Al结合而形成AlN的氧化铝(Alumina)基非金属夹杂物。所述AlN降低连铸质量，并增加钢板的脆性，从而增加产生破坏缺陷的风险。
因此，所述N可以控制在0.02％以下，更有利地可以控制在0.01％以下。但是，考虑到不可避免地被引入的水平，0％可以除外。
本发明的其余成分为铁(Fe)。但是，可能会在常规的制造过程中不可避免地从原料或周围环境混入并不期望的杂质，因此不能排除该杂质。这些杂质对于常规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。
具有上述合金组成的本发明的钢板的钢中的特定元素之间的含量关系优选满足所有关系式1至关系式3。
[关系式1]
1110[C]+41.5[Si]+575[Mn]-1092[Al]-3590[Nb]-5181[Ti]+258[Cr]+664[Mo]≥1380
[关系式2]
2853[C]+95[Si]+309[Mn]-153[Al]+4661[Nb]-780[Ti]+210[Cr]+457[Mo]≥1300
[关系式3]
-29[C]+0.6[Si]-7.3[Mn]+7.8[Al]-145.2[Nb]+62.6[Ti]-3.3[Cr]-2.2[Mo]≥-24
(在关系式1至关系式3中，各元素表示重量含量。)
所述关系式1和所述关系式2是通过根据组成钢板的微细组织相(phase)分数的控制和固溶强化效果的提高，对有助于强化钢板的屈服强度和拉伸强度的程度进行数值化而导出的成分关系式。
在所述关系式1和所述关系式2中，所述C与所述Si和Mn相比系数相对较大，这是因为所述C固溶到钢板晶粒中而有助于大幅提高强度。另一方面，所述Si与所述C相比系数相对较小，这是因为有助于固溶强化的效果小于所述C。此外，所述Al具有负的系数值，这是因为所述Al虽然有助于固溶强化，但在退火过程中残留双相区(dual phase region)铁素体，或者在后续的冷却过程中促进铁素体相变，从而导致强度降低的效果更大。另外，所述Cr和所述Mo作为代表性的淬透性元素，在退火之后的冷却过程中抑制铁素体相变，从而具有提高强度的效果，因此用正值来表示。
另外，Ti和Nb是通过形成微细碳化物而有助于提高强度的元素，因此在根据成分元素的强度关系式中可以具有正的系数值。但是，在形成微细碳化物的同时减少固溶碳的量，从而导致碳的固溶强化效果会减少。因此，当通过添加Ti和Nb使析出强化效果占主导地位时，Ti和Nb具有正的系数值，另一方面，当碳化物的析出带来的碳的固溶强化效果占主导地位时，可以表示为负的系数值。
所述关系式3是对根据特定元素的提高固溶强化的效果和有助于提高钢板的伸长率的程度进行数值化而导出的成分关系式。
通常，考虑到钢板的强度增加时伸长率有减少的趋势，所述关系式3的各元素的系数具有与所述关系式1和所述关系式2相反的趋势。
具体地，所述C和所述Mn因固溶强化效果而有利于强度的提高，但由于这种强度的提高导致伸长率具有减少的趋势，因此具有负的系数值。另一方面，Al对增加伸长率是效果的，因此具有正的系数值。另外，Si的情况下，具有固溶强化引起的提高强度的效果的同时，有助于确保残余奥氏体，因此在关系式3中也具有正的系数值。
当不能满足本发明中提出的所述关系式1至所述关系式3中任一种时，存在钢板的物理性能，特别是拉伸强度、屈服强度、伸长率中的任一种以上变差的问题。这从后述的实施例中得到了证明。
具有上述合金成分系的本发明的钢板的特征在于，钢板的微细组织适当地分布并包含软质相和硬质相，特别是包含面积分数为3-20％的铁素体、1-10％的残余奥氏体、1-30％的贝氏体、30-70％的回火马氏体及余量的新生马氏体(fresh martensite)。
所述铁素体(Ferrite)是具有体心立方结构(BCC)的铁(Fe)的同素体，与马氏体和贝氏体不同，是软质组织。因此，与所述贝氏体和所述马氏体相相比，具有伸长率高且冲击吸收能优异的优点。
当这种铁素体的分数超过20％时，钢板中形成过多的软质组织，从而可能会促进塑性变形，这会导致钢板的屈服强度降低。另一方面，当所述铁素体的分数小于3％时，存在钢板的伸长率减少且成型性降低的问题。
因此，所述铁素体的面积分数可以为3-20％，更有利地可以为5-15％。
所述残余奥氏体(Retained Austenite)是指在钢板的制造过程中的一系列热处理过程(相当于本发明中的[退火-冷却-再加热和保持]工艺)中没有被转变为马氏体或贝氏体而残留在钢中的奥氏体组织，所述残余奥氏体起到调节钢板的强度和伸长率之间的平衡的作用。
通常，当钢板的强度增加时，伸长率减少且成型性降低，当钢板的伸长率增加时，强度减少，并且难以确保作为结构部件所需的物理性能，但所述残余奥氏体相提高了钢板的拉伸强度(TS)×伸长率(El)值，因此对提高强度和伸长率的平衡是有用的。
为了充分获得上述效果，可以包含面积分数为1％以上的残余奥氏体相，但当该分数超过10％时，液态金属致脆的敏感度增加，存在点焊性变差的问题。
因此，所述残余奥氏体的面积分数可以为1-10％，更有利地可以为3-9％。
所述贝氏体(Bainite)可以通过减少钢中的组织之间的强度差而有助于提高加工性。即，所述贝氏体起到防止由于硬度较低的铁素体和残余奥氏体相与硬度相对高的回火马氏体、新生马氏体之间的硬度差而导致钢板上产生裂纹、缺陷和破坏的作用。
为了充分获得上述效果，所述贝氏体的面积分数可以为1％以上，更有利地可以为5％以上。但是，当所述贝氏体的分数超过30％时，新生马氏体的分数减少，难以确保目标水平的强度。
因此，所述贝氏体的面积分数可以为1-30％。
所述回火马氏体(Tempered Martensite)是指在约500℃左右的温度下对将奥氏体进行淬火(quenching)而获得的马氏体相进行回火(tempering)处理并软化的组织。与上述组织相比，这种回火马氏体相具有高强度，从而非常有助于提高钢板的屈服强度和拉伸强度。此外，淬火得到的马氏体中的碳在回火工艺中分配到周围的奥氏体中而增加奥氏体的热稳定性，从而可以在常温下残留，因此具有有助于提高钢板的伸长率的效果。
为了充分获得上述效果，所述回火马氏体相的面积分数优选可以为30％以上。但是，当所述回火马氏体相的面积分数超过70％时，存在残余奥氏体相的分数相对减少的问题。
因此，所述回火马氏体的面积分数可以为30-70％。
作为除所述铁素体、残余奥氏体、贝氏体及回火马氏体相之外的余量的组织可以包含新生马氏体相。
所述新生马氏体相是在常温下最终冷却的过程中获得的组织，并且具有最高的强度，因此有助于提高钢板的屈服强度和拉伸强度。虽然对这种新生马氏体相的分数不作特别限定，但作为一个实例，所述新生马氏体相的面积分数可以为3％以上。
如上所述，本发明的钢板通过适当地形成软质相和硬质相，具有拉伸强度、屈服强度及伸长率优异的特征，具体地，可以具有700MPa以上的屈服强度、980MPa以上的拉伸强度、13％以上的伸长率。
另外，本发明的钢板可以是冷轧钢板，并且可以是在所述冷轧钢板的至少一面上包括锌基镀层的热浸镀锌钢板、将所述热浸镀锌钢板进行合金化处理的合金化热浸镀锌钢板。
虽然不作特别限定，但所述锌基镀层可以是主要含有锌的镀锌层、除锌之外含有铝和/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中提供的延展性优异的超高强度钢板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-再加热和保持]的工艺制造所期望的钢板，之后可以进一步进行[热浸镀锌-合金化热处理]的工艺。
下面对各个步骤的条件进行详细的说明。
[钢坯的加热]
首先，可以准备满足所有的上述合金成分系的钢坯，然后对其进行加热。本工艺是为了顺利进行后续的热轧工艺，并且为了充分获得所期望的钢板的物理性能而进行。
所述加热工艺可以在1050-1300℃的温度范围内进行。当所述加热温度低于1050℃时，钢板和轧机之间的摩擦会增加，因此存在热轧时负载于轧辊上的载荷急剧增加的问题。另一方面，当所述加热温度超过1300℃时，不仅会增加温度上升所需的能源成本，而且增加表面氧化皮的量，可能会导致材料的损耗。
因此，所述加热工艺可以在1050-1300℃的温度范围内进行，更有利地可以在1090-1250℃的温度范围内进行。
[热轧]
可以将如上所述加热的钢坯进行热轧以制造热轧钢板，此时，可以在800-1000℃的温度范围内进行热精轧。
通过在上述温度范围内进行热精轧，可以获得同时提高钢板的刚性和成型性的效果。但是，当热精轧的温度低于800℃时，由于在铁素体区域中进行轧制，钢板和轧机之间的摩擦增加，因此存在轧制引起的负荷大幅增加的问题。这导致形成过多的位错，在后续的收卷或冷轧过程中在钢板表面上形成粗大的晶粒，从而降低强度。另一方面，当热精轧的温度超过1000℃时，铁素体晶粒的尺寸增加，同样存在强度降低的问题。并且，在热轧钢板表面上产生氧化皮(scale)，从而可能会导致表面缺陷和轧辊的寿命缩短。
因此，所述热轧时的热精轧可以在800-1000℃的温度范围内进行，更有利地可以在850-950℃的温度范围内进行。
[收卷]
可以将如上所述制造的热轧钢板进行收卷，其中，可以在400-700℃的温度范围内进行。
当所述收卷温度低于400℃时，由于热轧钢板的强度过度增加，在后续的冷轧时可能会引起轧制负荷。此外，需要过多的用于将热轧的钢板冷却至收卷温度的成本和时间，从而成为工艺成本上升的原因。另一方面，当所述收卷温度超过700℃时，热轧钢板表面上产生过多的氧化皮而引发表面缺陷的可能性高，并且导致镀覆性变差。
因此，所述收卷工艺可以在400-700℃的温度范围内进行，更有利地可以在500-700℃的温度范围内进行。
[冷却]
可以将收卷的所述热轧钢板冷却至常温。此时，虽然对冷却速度不作特别限定，但可以通过空冷进行。
[冷轧]
之后，可以将所述热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板，其中，可以以20-70％的冷轧压下率进行。
当所述冷轧时的冷轧压下率小于20％时，难以获得目标厚度的钢板，并且具有难以校正钢板形状的缺点。另一方面，当冷轧压下率超过70％时，钢板边缘(edge)部上产生裂纹的可能性高，并且存在伴随冷轧负荷的问题。此外，由于在钢板表面上的过度负荷，在后续的连续退火时可能会形成粗大的铁素体。
因此，所述冷轧可以以20-70％的冷轧压下率进行，更有利地可以以30-60％的冷轧压下率进行。
另外，可以在所述冷轧前对所述热轧钢板进行酸洗(pickling)处理。所述酸洗处理是利用盐酸(HCl)等去除形成在所述热轧钢板表面上的氧化皮的工艺，可以通过常规的条件来进行，因此对该条件不作特别限定。
[退火]
可以将如上所述制造的冷轧钢板进行退火处理，作为一个实例，可以进行连续退火工艺(Continuous Annealing Process)，但并不限定于此，并且是在公知的退火方法中的任一种方法即可。
在本发明中，可以通过所述退火工艺使形成在冷轧钢板上的铁素体再结晶，并调节钢中的铁素体和奥氏体的分数。此时，由所形成的各相的分数来决定最终热处理(称为后述的再加热工艺)之后制造的钢板的强度，通常，所述奥氏体的分数越高，由奥氏体转变的马氏体或贝氏体的分数越增加，从而具有提高钢板的强度的趋势。但是，本发明可以通过后述的一系列热处理条件进一步控制强度。
此外，可以通过所述退火工艺分配钢中的碳(C)，由此增加奥氏体中所含的碳(C)的含量，即使在常温下也可以具有最高10面积％的奥氏体相。
所述退火工艺可以在800-900℃的温度范围内进行。
当所述退火时的温度低于800℃时，通过退火工艺形成的奥氏体的分数减少，导致后述的热处理时形成的回火马氏体、贝氏体及新生马氏体的分数可能不充分。这可能成为最终钢板的屈服强度和拉伸强度降低的原因。另一方面，当所述退火时的温度超过900℃时，钢板中的奥氏体的分数过度增加，存在后述的热处理过程中一部分奥氏体转变为铁素体的问题。此外，残余奥氏体的碳的富集降低，机械稳定性可能会降低，在这种情况下，导致钢板的伸长率降低。此外，在所述退火过程中，钢中的Fe被氧化的同时产生的水分与钢中的Si、Mn、Al反应，因此钢板上形成氧化物膜的可能性高。所述氧化物膜在热浸镀锌时阻碍Zn的润湿性，导致钢板的表面质量可能会变差。
因此，所述退火工艺可以在800-900℃的温度范围内进行，更有利地可以在820-870℃的温度范围内进行。
[冷却]
可以将如上所述完成退火工艺的冷轧钢板进行冷却。
本发明中可以通过对经过退火处理的所述冷轧钢板进行冷却来形成淬火马氏体(quenched martensite)，为此，所述冷却优选可以以马氏体相变起始温度(Ms)以下进行。更优选可以冷却至250-400℃的温度范围。
所述冷却时的温度越低，淬火马氏体的分数就越高，从而可以诱导提高钢板的强度。此外，马氏体中过饱和的碳在后续的热处理过程中分配到周围的奥氏体中，从而提高残余奥氏体的稳定性，其结果，可以有助于提高伸长率。
但是，当所述冷却温度低于250℃时，淬火马氏体的分数过度增加，导致残余奥氏体的分数反而减少，并且存在钢板的形状变差的问题。另一方面，当所述冷却温度超过400℃时，无法充分形成淬火马氏体，因此难以期待上述效果。
以上述温度范围进行冷却时，可以以2-50℃/秒(s)的平均冷却速度进行。当所述冷却时的速度低于2℃/秒时，在冷却过程中铁素体被进一步相变而引发强度的降低，另一方面，当所述冷却时的速度速度超过50℃/秒而快速冷却时，发生钢板的不同位置的冷却偏差，因此存在钢板的形状变差的问题。在以上述冷却速度进行冷却时，对冷却方法不作特别限定。作为一个实例，所述冷却可以是将按照最初设定的冷却速度冷却至冷却终止温度的单一冷却方法，作为其它实例，所述冷却可以是进行缓冷至一定区间后强冷至冷却终止温度的分段冷却(step-by step cooling)方法，但并不受限于此。
另外，可以经过在所述冷却温度下保持一定时间的工艺，在此过程中进一步引入等温转变相，从而在后续工艺中可以获得促进贝氏体的相变的效果。为此，所述保持工艺可以进行0.1-60分钟。
[再加热和保持]
可以将经冷却的所述冷轧钢板，进而将经冷却和保持的冷轧钢板进行再加热至比所述冷却温度高50-200℃左右的温度范围后保持一定时间，从而进行回火处理。
通过对冷却的所述冷轧钢板进行再加热处理，在所述冷却过程中形成的淬火马氏体相被回火而转变为回火马氏体，所述回火马氏体具有碳被固定在位错而屈服强度高的优点。此外，在所述回火过程中，淬火马氏体中过饱和的碳(C)重新分配到周围的奥氏体中，或者诱导贝氏体相变而提高残余奥氏体的稳定性，从而可以获得提高伸长率的效果。
就所述位错的固定和向奥氏体的碳分配而言，回火温度越高，进行得越顺利，因此需要在比所述冷却温度高50℃以上的温度(冷却温度+50℃以上)下进行再加热。但是，当再加热的温度过高时，在淬火马氏体中形成渗碳体(cementite)并粗大化，导致钢板的强度降低，并且向奥氏体的碳的再分配效果减少，因此难以期待伸长率的提高。考虑到这一点，所述再加热可以限制为在所述冷却温度+200℃以下进行。
优选地，将冷却至上述温度范围的冷轧钢板进行再加热，然后在该温度下保持0.1-60分钟，从而充分实现上述效果。
在所述保持时，当保持时间过长而超过60分钟时，在保持温度下形成作为平衡相的铁素体和渗碳体，存在钢板的强度降低的问题，并且在小于0.1分钟的情况下无法获得所期望的效果。
在完成将如上所述冷却的冷轧钢板进行再加热和保持的工艺之后，可以在常规的条件下冷却至常温，最终可以获得适当分布有一定分数的软质相和硬质相的组织的钢板。
具体地，可以获得具有如下微细组织的钢板，所述微细组织由面积分数为3-20％的铁素体、1-10％的残余奥氏体、1-30％的贝氏体、30-70％的回火马氏体及余量的新生马氏体组成，这种本发明的钢板可以具有屈服强度和拉伸强度优异且延展性提高的效果。
虽然对冷却至所述常温的工艺不作特别限定，但作为一个实例，可以通过空冷来进行。但是，可以用水冷、油冷、炉冷等公知的冷却方法来代替也是显而易见的。
另外，可以通过对完成如上所述的一系列热处理工艺的冷轧钢板进行后述的镀覆处理来制造至少一面上具有镀层的镀覆钢板。
[热浸镀锌]
可以将通过上述一系列工艺制造的钢板浸入熔融锌基镀浴中以制造热浸镀锌钢板。
此时，热浸镀锌可以通过常规的条件来进行，作为一个实例，可以在430-490℃的温度范围内进行。此外，在所述热浸镀锌时，对熔融锌基镀浴的组成不作特别限定，可以是纯锌镀浴或包含Si、Al、Mg等的锌基合金镀浴。
[合金化热处理]
根据需要，可以通过对所述热浸镀锌钢板进行合金化热处理来获得合金化热浸镀锌钢板。
在本发明中，对所述合金化热处理工艺条件不作特别限制，只要是常规的条件即可。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。
以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是通过例示本发明来进行更详细的说明，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的内容所决定。
具体实施方式
(实施例)
在1200℃的温度下，将30kg的具有下表1的合金组成的板坯进行加热1小时，然后在900℃下将加热的板坯进行热精轧，从而制造热轧钢板。之后，将各热轧钢板装入预先加热至600℃的炉中保持1小时后进行炉冷，从而模拟热轧收卷。之后，冷却(空冷)至常温，然后以45％的冷轧压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板。
对于如上所述制造的各冷轧钢板，在下表2所示的温度T1(℃)下进行连续退火处理1分钟后冷却至温度T2(℃)，然后保持10秒后再加热至温度T3(℃)并保持1分钟，然后冷却(空冷)至常温，从而制造最终钢板。所述退火处理后直至温度T2的冷却均以15℃/秒的冷却速度进行。
对于经过所有上述工艺而制造的各钢板，测量机械物理性能和内部组织，并将其结果示于下表3中。
作为所述机械物理性能，测量了屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和伸长率(El)，并且利用ASTM拉伸试验片并通过万能拉伸试验机来测量。
对于所述内部组织，将试片研磨后进行硝酸浸蚀液(nital)蚀刻，然后利用扫描电子显微镜(SEM)计算各相的面积。
[表1]
[表2]
(在表2中，钢9、钢10和钢11的合金成分系不在本发明的范围内，因此将它们分类为比较例。)
[表3]
如所述表1至表3所示，在满足所有本发明中提出的合金成分系和制造条件的发明例1至发明例11中，形成了所期望的组织构成，因此确保了所期望的物理性能。
另一方面，在不满足本发明中提出的成分关系式的关系式1和关系式2中的至少一个的比较例1和比较例2中，可知屈服强度和拉伸强度中的一种以上的物理性能无法确保为目标水平。此外，在不满足成分关系式中的关系式3的比较例7中，可以确认伸长率大幅变差。
由此证明了，作为本发明的特征的关系式1有助于钢板的微细组织分数和固溶强化效果所带来的屈服强度的提高，关系式2有助于提高钢板的拉伸强度，关系式3有助于提高钢板的延展性。
即，这表示，当不满足本发明的关系式1和关系式2时，钢板的强度差，当不满足关系式3时，钢板的延展性差。
另外，在满足本发明中提出的合金成分系但热处理条件不在本发明的范围内的比较例3至比较例6中，没有适当地形成所期望的软质相和硬质相，其结果，在所有实例中无法同时确保优异的强度和延展性。
图1中示出发明例1的组织照片，可以确认形成了所期望的分数范围内的铁素体、残余奥氏体、回火马氏体、贝氏体，除此之外，作为余量的组织，形成了新生马氏体相。
图2中示出比较例6的组织照片，可以确认没有形成所期望的分数的回火马氏体相，并且无法充分确保残余奥氏体相，而且形成了相对高分数的新生马氏体相。

Claims (10)

1.一种延展性优异的超高强度钢板，其特征在于，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.1-0.2％、硅(Si)：0.1-1.0％、锰(Mn)：2.0-3.0％、铝(Al)：1.0％以下且0％除外、铬(Cr)：1.0％以下、钼(Mo)：0.5％以下、钛(Ti)：0.1％以下、铌(Nb)：0.1％以下、锑(Sb)：0.1％以下且0％除外、磷(P)：0.05％以下、硫(S)：0.02％以下、氮(N)：0.02％以下、余量的Fe及其它不可避免的杂质，并且满足以下关系式1至关系式3：
[关系式1]
1110[C]+41.5[Si]+575[Mn]-1092[Al]-3590[Nb]-5181[Ti]+258[Cr]+664[Mo]≥1380
[关系式2]
2853[C]+95[Si]+309[Mn]-153[Al]+4661[Nb]-780[Ti]+210[Cr]+457[Mo]≥1300
[关系式3]
-29[C]+0.6[Si]-7.3[Mn]+7.8[Al]-145.2[Nb]+62.6[Ti]-3.3[Cr]-2.2[Mo]≥-24
在关系式1至关系式3中，各元素表示重量含量。
2.根据权利要求1所述的延展性优异的超高强度钢板，其中，所述钢板的微细组织包含面积分数为3-20％的铁素体、1-10％的残余奥氏体、1-30％的贝氏体、30-70％的回火马氏体及余量的新生马氏体。
3.根据权利要求2所述的延展性优异的超高强度钢板，其中，所述钢板包含面积分数为3％以上的新生马氏体相。
4.根据权利要求1所述的延展性优异的超高强度钢板，其中，所述钢板的屈服强度为700MPa以上，拉伸强度为980MPa以上，伸长率为13％以上。
5.根据权利要求1所述的延展性优异的超高强度钢板，其中，所述钢板是冷轧钢板、热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板中的任一种。
6.一种制造延展性优异的超高强度钢板的方法，其包括以下步骤：
准备钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.1-0.2％、硅(Si)：0.1-1.0％、锰(Mn)：2.0-3.0％、铝(Al)：1.0％以下且0％除外、铬(Cr)：1.0％以下、钼(Mo)：0.5％以下、钛(Ti)：0.1％以下、铌(Nb)：0.1％以下、锑(Sb)：0.1％以下且0％除外、磷(P)：0.05％以下、硫(S)：0.02％以下、氮(N)：0.02％以下、余量的Fe及其它不可避免的杂质，并且满足以下关系式1至关系式3；
在1050-1300℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热；
在800-1000℃的温度范围内，将加热的所述钢坯进行热轧，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；
将收卷的所述热轧钢板以20-70％的总压下率进行冷轧，以制造冷轧钢板；
在800-900℃的温度范围内，将所述冷轧钢板进行退火处理；
将连续退火处理的所述冷轧钢板冷却至250-400℃的温度范围；以及
将冷却的所述冷轧钢板进行再加热和保持，
其中，所述再加热和保持步骤是在所述冷却的温度+50℃以上至所述冷却的温度+200℃以下的温度范围内进行0.1-60分钟，
[关系式1]
1110[C]+41.5[Si]+575[Mn]-1092[Al]-3590[Nb]-5181[Ti]+258[Cr]+664[Mo]≥1380
[关系式2]
2853[C]+95[Si]+309[Mn]-153[Al]+4661[Nb]-780[Ti]+210[Cr]+457[Mo]≥1300
[关系式3]
-29[C]+0.6[Si]-7.3[Mn]+7.8[Al]-145.2[Nb]+62.6[Ti]-3.3[Cr]-2.2[Mo]≥-24
在关系式1至关系式3中，各元素表示重量含量。
7.根据权利要求6所述的制造延展性优异的超高强度钢板的方法，其中，所述冷轧钢板的冷却是以2-50℃/秒的冷却速度进行。
8.根据权利要求6所述的制造延展性优异的超高强度钢板的方法，其中，在将冷却的所述冷轧钢板进行再加热之前，进一步包括在冷却的温度范围内保持0.1-60分钟的步骤。
9.根据权利要求6所述的制造延展性优异的超高强度钢板的方法，其中，在所述再加热和保持之后，进一步包括进行热浸镀锌的步骤。
10.根据权利要求6所述的制造延展性优异的超高强度钢板的方法，其中，在所述热浸镀锌之后，进一步包括进行合金化热处理的步骤。
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