CN116783318A - 热稳定性优异的高屈强比高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种高强度钢板及其制造方法，更详细地，本发明的目的在于提供一种钢板及其制造方法，所述钢板具有优异的热稳定性，因此在相对低温下的热处理后也具有高屈强比和高强度。

Description

热稳定性优异的高屈强比高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种高强度钢板及其制造方法，并且涉及一种热稳定性优异的高屈强比高强度钢板及其制造方法。
背景技术
用于汽车底盘部件的构件类、轮辋、连接材料以及建筑和机械部件的结构部件的钢板在制造过程和使用过程中可能会因各种目的而对钢板和部分或整体的部件加热。另外，由于这种加热过程，钢材的强度发生变化，因此存在耐久性变差的问题。
在加热过程中，钢材中固溶状态的碳增加，并且在位错、晶界等中形成团簇，而且形成碳化物。与此同时，由于钢中马氏体、贝氏体、残余奥氏体等微细组织也一起变化，钢的强度会迅速变化，并且还影响成型性和耐久性。
如上所述，加热过程中的钢的组织和物理性能的变化根据初始钢的成分和微细组织而变化，并且高度依赖于加热温度、保持时间等热处理条件，迄今为止重点仅在于抑制在600℃以上的高温下的强度的降低。
例如，专利文献1和专利文献2中提出了一种添加Cr、Mo、Nb、V等作为合金成分，并且在热轧后利用回火等来确保高温强度的技术，但这仅仅是适于制造建筑用厚板钢材的技术。此外，对于建筑用钢材，考虑到火灾等不可避免地被加热的环境因素，随着在钢中大量添加Cr、Mo、Nb、V等合金成分，在600℃以上的高温环境中长时间暴露的情况下也可以确保一定水平的强度，但所述技术使用高价的合金成分，并且需要确保物理性能的热处理工艺，因此存在制造成本过高的问题。特别地，在600℃以下的环境中短时间暴露时，存在使用时的热稳定性过高的缺点。
专利文献3是通过添加Ti、Nb、Cr、Mo等来确保焊接热影响区中的强度的技术，并且公开了在电弧焊的情况下，将与通过焊接而热熔化的焊接材料相邻的部位加热至600℃以上的高温的工艺。加热至高温，特别是加热至奥氏体区域以上的温度时，钢中Cr和Mo增加钢的淬透性，冷却时形成贝氏体和马氏体等低温相，因此可以确保热影响区的强度。但是，所述技术添加过多的合金元素导致成型性不足，并且存在需要过多的成本的局限性。
[现有技术文献]
(专利文献1)韩国授权专利公报第10-0358939号(2002年10月16日公开)
(专利文献2)韩国授权专利公报第10-1290382号(2013年07月22日公开)
(专利文献3)韩国授权专利公报第10-0962745号(2010年06月03日公开)
发明内容
要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，提供一种钢板及其制造方法，由于所述钢板的热稳定性优异，在相对低温下的热处理后，也具有高屈强比和高强度。
本发明的技术问题并不限定于上述内容。本领域技术人员容易从本说明书的全部内容理解本发明的附加技术问题。
技术方案
本发明的一个方面可以提供一种高强度钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.02-0.08％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-1.8％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Ti：0.0005-0.13％、Nb：0.005-0.06％、Mo：0.001-0.2％、余量和不可避免的杂质，以下关系式1中定义的|K|值为0.8以下，以下关系式2中定义的RA值为5至9.2，微细组织包含95面积％以上的铁素体和余量的珠光体，以下关系式3中定义的CN值为1.5以上。
[关系式1]
|K|＝-0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
(其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ti]和[Nb]是相应的合金元素的重量％。)
[关系式2]
RA＝([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
(其中，[Ti]、[Mo]、[V]和[Nb]是相应的合金元素的重量％。)
[关系式3]
CN＝NGB×103×NG -1
(其中，NGB和NG分别是单位面积(1mm2)内的铁素体的晶界和在晶粒内形成的直径为50nm以下的析出物的数量。)
所述钢板可以进一步包含总含量为0.5％以下的Cr、V、Ni和B中的一种以上。
所述钢板的拉伸强度可以为590MPa以上，伸长率可以为19％以上，屈强比可以为0.8以上。
在所述钢板中，相对于热处理前的屈强比，在100-600℃下热处理后的屈强比的变化率可以为10％以下。
本发明的另一个方面可以提供一种制造高强度钢板的方法，其包括以下步骤：在1100-1350℃的温度范围内，将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.02-0.08％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-1.8％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Ti：0.0005-0.13％、Nb：0.005-0.06％、Mo：0.001-0.2％、余量和不可避免的杂质，以下关系式1中定义的|K|值为0.8以下，以下关系式2中定义的RA值为5至9.2；将再加热的所述钢坯以850-1150℃的轧制终止温度进行热轧；将热轧的所述钢板以10-70℃/秒的冷却速度冷却至550-700℃的温度范围后进行收卷；以及将收卷的所述钢板以10-50℃/小时的冷却速度冷却至500℃以下的温度。
[关系式1]
K|＝-0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
(其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ti]和[Nb]是相应的合金元素的重量％。)
[关系式2]
RA＝([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
(其中，[Ti]、[Mo]、[V]和[Nb]是相应的合金元素的重量％。)
所述钢板可以进一步包含总含量为0.5％以下的Cr、V、Ni和B中的一种以上。
所述冷却步骤可以在收卷后的30分钟内开始进行。
所述方法可以进一步包括将冷却的所述钢板进行酸洗和涂油的步骤。
所述方法可以进一步包括将酸洗和涂油处理的所述钢板加热至450-740℃的温度范围后进行热浸镀锌的步骤。
所述热浸镀锌可以利用以重量％计包含0.01-30％的Mg、0.01-50％的Al以及余量的Zn和不可避免的杂质的镀浴。
有益效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种钢板及其制造方法，所述钢板具有优异的热稳定性，因此在相对低温下的热处理后也具有高屈强比和高强度。
根据本发明的另一个方面，可以提供一种高强度钢板及其制造方法，所述高强度钢板可以在短时间内进行相对低温下的热处理，从而可以扩大用途，并且利用熔融锌等的镀覆板材的制造时可以容易使用所述高强度钢板。
附图说明
图1是示出本发明的实施方案中的关系式1的|K|值和热处理前后的YR变化率的相关关系的图。
最佳实施方式
以下，对本发明的优选的具体实施方案进行说明。本发明的具体实施方案可以变形为各种形式，不应解释为本发明的范围限于下面说明的具体实施方案。本具体实施方案是为了向本领域技术人员更详细地说明本发明而提供的。
本发明人为了解决上述现有技术的问题，对于具有各种成分和微细组织的钢，在100-600℃的温度区域中进行短时间的热处理后测量常温拉伸强度的变化的结果，确认了拉伸强度的变化取决于在钢材的升温过程中测量的动态强度值的斜率。
根据该结果，本发明人可以获得优化作为钢的主要成分的C、Mn、Si、Ti、Nb的成分含量的关系式1和关系式2，与此同时确认了通过控制制造工艺的条件，可以确保优异的热稳定性，从而完成了本发明。
以下，对本发明进行详细的说明。
以下，本发明的钢组成进行详细的说明。
除非在本发明中另有特别说明，否则表示各元素的含量的％以重量为基准。
根据本发明的一个方面，钢以重量％计包含：C：0.02-0.08％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-1.8％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Ti：0.0005-0.13％、Nb：0.005-0.06％、Mo：0.001-0.2％、余量和不可避免的杂质，并且可以包含总含量为0.5％以下的Cr、V、Ni和B中的一种以上。
碳(C)：0.02-0.08％
碳(C)是强化钢的最经济且有效的元素，当添加量增加时，由于析出强化效果或贝氏体的分数增加，拉伸强度会增加。当碳(C)的含量小于0.02％时，难以充分获得上述效果，当碳(C)的含量超过0.08％时，由于形成粗大的碳化物，成型性和焊接性变差。此外，在100-600℃区间的热处理的情况下，碳(C)的固溶强化效果降低，并且在组织中形成过多的碳化物，因此热处理后的强度大幅降低。
因此，碳(C)的含量可以为0.02-0.08％。更优选可以为0.025％以上，更优选可以为0.03％以上，更优选可以为0.075％以下。
硅(Si)：0.001-0.5％
硅(Si)使钢水脱氧并具有固溶强化效果，使粗大的碳化物的形成延迟，因此是有利于提高成型性的元素。此外，当在100-600℃区间进行热处理时，具有抑制碳化物的形成的效果。当硅(Si)的含量小于0.001％时，难以获得上述效果，热稳定性也可能会变差。另一方面，当硅(Si)的含量超过0.5％时，热轧时在钢板表面上形成硅(Si)引起的红色氧化皮，不仅钢板表面质量非常差，而且存在延展性和焊接性也会降低的问题。
因此，硅(Si)的含量可以为0.001-0.5％。更优选可以为0.001-0.45％。
锰(Mn)：0.8-1.8％
与Si一样，锰(Mn)是对钢的固溶强化有效的元素，当锰(Mn)的含量小于0.8％时，不能获得添加带来的上述效果，当锰(Mn)的含量超过1.8％时，铸造板坯时在厚度中心部中偏析部大幅发达，热轧后冷却时在厚度方向上不均匀地形成微细组织，因此延展性和成型性可能会变差。此外，在100-600℃区间的热处理的情况下，碳化物容易生长，因此存在热稳定性也变差的问题。
因此，锰(Mn)的含量可以为0.8-1.8％。更优选可以为0.9％以上，更优选可以为1.7％以下。
铝(Al)：0.01-0.1％
铝(Al)主要是为了脱氧而添加，当铝(Al)的含量小于0.01％时，上述添加效果不足，当铝(Al)的含量超过0.1％时，Al与N结合形成AlN，在连铸和铸造时板坯中容易发生角裂，并且可能会产生夹杂物的形成引起的缺陷。
因此，铝(Al)的含量可以为0.01-0.1％。更优选可以为0.02％以上，更优选可以为0.08％以下。
磷(P)：0.001-0.02％
与Si一样，磷(P)同时具有固溶强化和促进铁素体相变的效果。当磷(P)的含量超过0.02％时，由于晶界偏析而产生脆性，成型时容易产生微细的裂纹，但为了将磷(P)的含量制造为小于0.001％，需要过高的制造成本，因此不利于经济，并且可能不足以获得强度。
因此，磷(P)的含量可以为0.001-0.02％。
硫(S)：0.001-0.01％
硫(S)是存在于钢中的杂质，当硫(S)的含量超过0.01％时，硫(S)与Mn等结合形成非金属夹杂物，因此钢的切割加工时可能会产生微细的裂纹。另一方面，为了将硫(S)的含量制造为小于0.001％，炼钢操作时需要过多的时间，因此生产性可能会降低。
因此，硫(S)的含量可以为0.001-0.01％。
氮(N)：0.001-0.01％
氮(N)与C一起是代表性的固溶强化元素，氮(N)与Ti、Al等一起形成粗大的析出物。通常，氮(N)的固溶强化效果比C优异，但随着钢中的氮(N)的量增加，存在韧性大幅降低的问题，因此将氮(N)的上限限制在0.01％。另一方面，为了将氮(N)的含量制造为小于0.001％，炼钢操作时需要过多的时间，因此生产性会降低。
因此，氮(N)的含量可以为0.001-0.01％。
钛(Ti)：0.005-0.13％
钛(Ti)与Nb、V一起是代表性的析出强化元素，钛(Ti)与N具有强的亲和性，因此形成粗大的TiN。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，与N反应后残留的钛(Ti)固溶在钢中并与C结合形成TiC析出物，从而提高钢的强度。当钛(Ti)的含量小于0.005％时，难以获得上述效果，当钛(Ti)的含量超过0.13％时，由于TiN和TiC析出物的粗大化，成型性可能会变差。
因此，钛(Ti)的含量可以为0.005-0.13％。更优选可以为0.01％以上，更优选可以为0.12％以下。
铌(Nb)：0.005-0.06％
铌(Nb)与Ti、V一起是代表性的析出强化元素，在热轧过程中析出，并通过再结晶延迟带来的晶粒微细化效果，有效提高钢的强度和冲击韧性。当铌(Nb)的含量小于0.005％时，不能获得上述效果，当铌(Nb)的含量超过0.06％时，由于在热轧过程中的过度的再结晶延迟，形成伸长的晶粒和粗大的复合析出物，因此成型性可能会变差。
因此，铌(Nb)的含量可以为0.005-0.06％。更优选可以为0.01％以上，更优选可以为0.05％以下。
钼(Mo)：0.001-0.2％
钼(Mo)增加钢的淬透性以使贝氏体容易形成，并具有使铁素体晶粒内的析出物微细化的效果，因此是有效提高钢的强度和热稳定性的元素。为了获得上述效果，优选包含0.001％以上的钼(Mo)，但当钼(Mo)的含量超过0.2％时，由于淬透性提高而形成马氏体，热稳定性迅速降低，并且在经济性方面和确保焊接性的方面可能不利。
因此，钼(Mo)的含量可以为0.001-0.2％。更优选可以为0.002％以上，更优选可以为0.19％以下。
除了上述组成之外，本发明的钢可以包含余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。可能会在通常的制造工艺中不期望地混入不可避免的杂质，因此不能排除该杂质。这种杂质对于通常的铁钢制造领域的技术而言是众所周知的，因此在本说明书中不特别说明其所有的内容。
根据本发明的一个方面，钢可以包含总含量为0.5％以下的铬(Cr)、钒(V)、镍(Ni)和硼(B)中的一种以上。
通过添加铬(Cr)、钒(V)、镍(Ni)和硼(B)中的一种以上，可以进一步实现固溶强化和析出强化。但是，当所述成分的总含量超过0.5％时，钢的延展性和成型性不足，并且在成本方面可能不利。
本发明的钢的以下关系式1中定义的|K|值可以为0.8以下。
与关系式1的|K|值有关的钢的热稳定性是基于在给定的温度下对于施加在钢材的外力的钢材的抵抗变形的能力。作为一个实例，在钢材中进行高温压缩试验或高温拉伸试验时，以恒定的加热速度使材料升温的同时以恒定的应变率施加外力，从而测量每单位面积施加到材料的力。从该结果获得的应力-温度曲线表示钢的对于温度的敏感度，特别是作为其斜率的|K|值可以通过钢的固有物理性能来判断。
本发明人用此时获得的对应于应力-温度曲线的斜率的|K|值对各种钢材进行实验和测量的结果，可以获得关系式1。
[关系式1]
|K|＝-0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
(其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ti]和[Nb]是相应的合金元素的重量％。)
本发明的关系式1的|K|值是钢材的热处理升温过程中测量的动态强度值的斜率，是钢的固有物理性能，在本发明中，当|K|值超过0.8时，热稳定性不足，因此可能会增加在100-600℃的热处理前后的屈强比变化。但是，当|K|值小于0.6时，可能难以获得高强度特性，因此更优选可以为0.6以上。
本发明的钢的以下关系式2中定义的RA值可以为5至9.2。
当热处理前后的屈服强度的变化同时满足所述关系式1和以下关系式2时，可以显示出更稳定的倾向。当关系式2的RA值小于5时，在钢板的微细组织中直径为50nm以上的析出物增加，因此热稳定性不足，当关系式2的RA值超过9.2时，改善热稳定性的效果降低，随着添加大量的高价的合金元素，存在不利于经济的缺点。更优选的上限可以为9.0。
[关系式2]
RA＝([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
(其中，[Ti]、[Mo]、[V]和[Nb]是相应的合金元素的重量％。)
以下，对本发明的钢的微细组织进行详细的说明。
除非在本发明中另有特别说明，否则表示微细组织的分数的％以面积为基准。
根据本发明的一个方面，钢的微细组织可以包含95面积％以上的铁素体和余量的珠光体，并且以下关系式3中定义的CN值可以为1.5以上。
当铁素体的面积分数小于95％时，由于形成过多的珠光体和其它组织，成型性变差，并且在600℃以下的热处理时，存在热稳定性变差的问题，如组织内劣化的珠光体的分数显著增加等。更优选地，铁素体的分数可以为97％以上。
以下关系式3表示铁素体晶界和晶粒中的微细析出物的分布特性，本发明的特征在于主要使用在铁素体晶粒内形成的匹配析出物以确保强度和热稳定性。
基于平均直径为50nm以下的析出物，在超过50nm的相对粗大的析出物的情况下，可能会导致钢板的耐冲击性和成型性变差，因此本发明的目的是抑制超过50nm的粗大析出物的形成，并且形成50nm以下的微细析出物。
当以下关系式3的CN值小于1.5时，表示与晶粒内相比，在晶界处未充分形成微细的匹配析出物，与晶粒内相比，在碳的固溶度相对高的晶界处容易形成和生长粗大的碳化物。其结果，发生晶界脆化的现象，因此可能会发生耐冲击性、成型性和热稳定性变差的问题。所述关系式3的CN值更优选可以为3以上，更优选可以为5以上，更优选可以为10以上。
[关系式3]
CN＝NGB×103×NG -1
(其中，NGB和NG分别是单位面积(1mm2)内的铁素体的晶界和在晶粒内形成的直径为50nm以下的析出物的数量。)
以下，对本发明的制造钢的方法进行详细的说明。
根据本发明的一个方面的钢可以通过将满足上述合金组成的钢坯进行再加热、热轧、冷却、收卷和冷却来制造。
板坯的再加热
可以在1100-1350℃的温度范围内，将满足上述合金组成的钢坯进行再加热。
当再加热温度低于1100℃时，包含Ti、Nb、Mo和V的析出物无法充分再固溶，因此在热轧之后的工艺中微细的析出物的形成减少，并且可能会残留粗大的TiN。另一方面，当再加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的生长，强度可能会降低。
热轧
可以将再加热的所述钢坯以850-1150℃的轧制终止温度热轧。
当轧制终止温度超过1150℃时，由于钢板的温度过高，晶粒尺寸变得粗大，并且钢板的表面质量可能会变差。另一方面，当轧制终止温度低于850℃时，由于过度的再结晶延迟，伸长的晶粒发达，因此各向异性变得严重，并且成型性也可能变差。
冷却和收卷
可以将热轧的所述钢板以10-70℃/秒的冷却速度冷却至550-700℃的温度范围后进行收卷。
当冷却终止温度和收卷温度低于550℃时，在钢中不必要地形成贝氏体，导致钢的析出强化效果大幅降低，并且形成MA(马氏体和奥氏体(Martensite&Austenite))相，因此成型性可能会变差。另一方面，当冷却终止温度和收卷温度超过700℃时，由于铁素体晶粒变得粗大，容易形成粗大的析出物和珠光体，因此难以确保强度，并且成型性也可能会变差。更优选可以冷却至600-700℃的温度范围后进行收卷。
当冷却速度小于10℃/秒时，基体组织的晶粒变得粗大，并且微细组织可能会变得不均匀，但当冷却速度超过70℃/秒时，容易形成贝氏体和马氏体，因此钢的强度偏差可能会变得严重，并且成型性可能会降低。
冷却
可以将收卷的所述钢板以10-50℃/小时的冷却速度冷却至500℃以下的温度，并且所述冷却可以在收卷后的30分钟内开始进行。
在550-700℃范围的高收卷温度下收卷的钢板保持长时间的高温状态时，析出物可能会变得粗大，因此在本发明中，为了抑制析出物的粗大，可以在收卷后的30分钟内开始冷却。当冷却速度小于10℃/小时时，在高温下的保持时间变长，因此不能获得上述效果，但当冷却速度超过50℃/小时时，局部形成贝氏体或马氏体，因此钢的强度偏差变得严重，并且成型性可能会变差。
本发明可以进一步包括将冷却的所述钢板进行酸洗和涂油的步骤，进而可以进一步包括将酸洗和涂油处理的所述钢板加热至450-740℃的温度范围后进行热浸镀锌的步骤。
所述热浸镀锌可以利用锌基镀浴，对所述镀浴的合金组成不作特别限定，但作为一个实例，以重量％计，镀浴可以包含0.01-30％的Mg、0.01-50％的Al和余量的Zn以及不可避免的杂质。
如上所述制造的本发明的钢板的拉伸强度为590MPa以上，伸长率为19％以上，屈强比为0.8以上，相对于热处理前的屈强比，在100-600℃下热处理后的屈强比的变化率为10％以下，因此可以具有优异的热稳定性、高屈强比和高强度特性。
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，并不用于限制本发明的权利范围。
具体实施方式
下表1中示出了根据钢种的合金成分以及关系式1的|K|值和关系式2的RA值。本发明中关系式1的|K|值通过应用高温压缩试验来测量，具体地，将直径为10mm且长度为15mm的棒状样品以1℃/秒的升温速度加热至600℃并以0.005℃/秒的应变率施加30％的应变量。此时测量对应于获得的应力-温度曲线的400-600℃区间的斜率的|K|值。
[表1]
[关系式1]
|K|＝-0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
(其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ti]和[Nb]是相应的合金元素的重量％。)
[关系式2]
RA＝([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
(其中，[Ti]、[Mo]、[V]和[Nb]是相应的合金元素的重量％。)
对于所述表1的钢种，应用下表2中示出的轧制终止温度、收卷温度来制造钢板。未在表2中示出的再加热在1100-1350℃的温度范围内进行，热轧后即刻的冷却速度为10-70℃/秒水平，收卷后钢板的冷却速度以相同的10-50℃/小时进行，并且冷却在收卷后的30分钟内开始进行。
此外，下表2中示出了冷却后和热处理前的钢板的微细组织的相分数和关系式3的CN值。铁素体(F)、贝氏体(B)、马氏体(M)和珠光体(P)的分数是在各钢种的厚度的1/4位置处测量的，并且从利用SEM在×3000、×5000的倍率下分析的结果进行测量。其中，贝氏体包含低温型铁素体，珠光体包含直径为0.1μm以上的碳化物。关系式3的在铁素体的晶粒内和晶界处形成的直径为50nm以下的析出物的分布的值通过对单位面积(1mm2)进行TEM分析来计算。
[表2]
F：铁素体、B：贝氏体、M：马氏体、P：珠光体
[关系式3]
CN＝NGB×103×NG -1
(其中，NGB和NG分别是单位面积(1mm2)内的铁素体的晶界和在晶粒内形成的直径为50nm以下的析出物的数量。)
下表3中示出了热处理前的机械物理性能值和进行热处理后的机械物理性能值。分别示出拉伸强度(TS)、断裂伸长率(El)、屈强比(屈服强度/拉伸强度)，计算并示出热处理前后的屈强比的变化率。此时，拉伸试验通过在垂直于轧制方向的方向上收集JIS5号标准试片来进行试验。表3的物理性能是在热处理前后均在常温下进行评价的结果，应用了在500℃下保持60分钟后空冷至常温的热处理。
[表3]
TS0：热处理前的拉伸强度(MPa)，El0：热处理前的伸长率(％)，YR0：热处理前的屈强比
TSh：热处理后的拉伸强度(MPa)，Elh：热处理后的伸长率(％)，YRh：热处理后的屈强比
如表2和表3所示，满足本发明提出的合金组成和制造方法的发明钢1至发明钢7全部确保了本发明所期望的机械性质。
另外，比较钢1至比较钢3不满足本发明的关系式1，比较钢1和比较钢2由于过多的C或Mn的含量而不在本发明的成分范围内，形成粗大的碳化物，并且珠光体增加。在热处理后，碳化物进一步粗大化，还发生晶粒生长，导致拉伸强度大幅降低，并且发生屈服点现象，屈服强度也稍微增加，热处理前后的YR变化率超过10％，因此热稳定性差。比较钢3满足本发明的合金组成的范围，但不满足关系式1，碳化物和珠光体组织过多，铁素体分数也不满足本发明的范围，并且晶界和晶粒中的微细析出物也减少，而且不满足关系式3，因此热稳定性差。
比较钢4和比较钢5不满足本发明的关系式2的范围，比较钢4不在关系式2的范围内，析出物的分数增加但在晶界处大量形成50nm以上的析出物，并且不满足关系式3，因此在热处理过程中发生不均匀的晶粒的生长，并且热稳定性特性差。比较钢5是不在关系式2的范围内的情况，与晶粒内相比，晶界处的微细的析出物不足，并且也不满足关系式3。此外，淬透性增加，贝氏体的形成导致铁素体的分数不足。该钢的热处理前后的YR变化率超过10％，这是因为由于在热处理过程中晶界的稳定性不足，发生晶粒的生长，并且发生形成的贝氏体的劣化。
比较钢6和比较钢7是满足本发明提出的合金组成但收卷温度不在本发明的范围内的情况。比较钢6的情况下，由于冷却终止温度过高，不在本发明提出的范围内，初始微细组织中形成珠光体，并且析出物也粗大。在这种微细组织中，在热处理之后，析出物容易进一步粗大化，因此可知拉伸强度因热处理而降低，比较钢7的情况下，冷却终止温度过低且不在本发明提出的范围内，并且形成贝氏体和马氏体，因此热处理前的屈强比不满足本发明的范围，并且热处理前后的YR变化率也超出了本发明的范围。
以上，通过实施例对本发明进行详细的说明，但与其不同的形式的实施例也是可能的。因此，权利要求的技术思想和范围并不限于实施例。

Claims (10)

1.一种高强度钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.02-0.08％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-1.8％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Ti：0.0005-0.13％、Nb：0.005-0.06％、Mo：0.001-0.2％、余量和不可避免的杂质，
以下关系式1中定义的|K|值为0.8以下，
以下关系式2中定义的RA值为5至9.2，
微细组织包含95面积％以上的铁素体和余量的珠光体，
以下关系式3中定义的CN值为1.5以上，
[关系式1]
|K|＝-0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ti]和[Nb]是相应的合金元素的重量％，
[关系式2]
RA＝([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
其中，[Ti]、[Mo]、[V]和[Nb]是相应的合金元素的重量％，
[关系式3]
CN＝NGB×103×NG -1
其中，NGB和NG分别是1mm2的单位面积内的铁素体的晶界和晶粒内形成的直径为50nm以下的析出物的数量。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述钢板进一步包含总含量为0.5％以下的Cr、V、Ni和B中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述钢板的拉伸强度为590MPa以上，伸长率为19％以上，屈强比为0.8以上。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，在所述钢板中，相对于热处理前的屈强比，在100-600℃下热处理后的屈强比的变化率为10％以下。
5.一种制造高强度钢板的方法，其包括以下步骤：
在1100-1350℃的温度范围内，将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.02-0.08％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-1.8％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Ti：0.0005-0.13％、Nb：0.005-0.06％、Mo：0.001-0.2％、余量和不可避免的杂质，以下关系式1中定义的|K|值为0.8以下，以下关系式2中定义的RA值为5至9.2；
将再加热的所述钢坯以850-1150℃的轧制终止温度进行热轧；
将热轧的所述钢板以10-70℃/秒的冷却速度冷却至550-700℃的温度范围后进行收卷；以及
将收卷的所述钢板以10-50℃/小时的冷却速度冷却至500℃以下的温度，
[关系式1]
|K|＝-0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Ti]和[Nb]是相应的合金元素的重量％，
[关系式2]
RA＝([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
其中，[Ti]、[Mo]、[V]和[Nb]是相应的合金元素的重量％。
6.根据权利要求5所述的制造高强度钢板的方法，其中，所述钢板进一步包含总含量为0.5％以下的Cr、V、Ni和B中的一种以上。
7.根据权利要求5所述的制造高强度钢板的方法，其中，所述冷却步骤在收卷后的30分钟内开始进行。
8.根据权利要求5所述的制造高强度钢板的方法，其中，所述方法进一步包括将冷却的所述钢板进行酸洗和涂油的步骤。
9.根据权利要求8所述的制造高强度钢板的方法，其中，所述方法进一步包括将酸洗和涂油处理的所述钢板加热至450-740℃的温度范围后进行热浸镀锌的步骤。
10.根据权利要求9所述的制造高强度钢板的方法，其中，所述热浸镀锌利用以重量％计包含0.01-30％的Mg、0.01-50％的Al以及余量的Zn和不可避免的杂质的镀浴。
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