CN117795118A - 成型性优异的高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

成型性优异的高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种可以适用于汽车的底盘结构构件等的热轧钢板，更详细地，涉及一种成型性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。

Description

成型性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种可以适用于汽车的底盘结构构件等的热轧钢板，更详细地，涉及一种成型性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，为了减缓全球变暖，作为汽车市场主流的内燃机汽车正在迅速地转变为电动汽车等环保车辆。
随着内燃机汽车向电动汽车等的转变，构成汽车的部件种类也在发生变化，汽车的重量也在发生变化。例如，当比较同一车型推出的内燃机汽车和电动汽车的重量时，已知电动汽车的重量与内燃机汽车相比大约增加了电池的重量。
另外，汽车的底盘部件起着支撑车身的作用，并且是行驶过程中通过吸收来自路面的振动和冲击，确保乘坐舒适性和行驶稳定性的重要部件。随着汽车重量的增加，施加在所述底盘部件上的疲劳负荷也增加，因此用于电动汽车等的底盘部件的钢材需要具有优异的疲劳强度。
钢材的疲劳强度与拉伸强度和屈服强度成正比，因此作为电动汽车等的底盘部件用途所应用的钢材需要提高拉伸强度和屈服强度。
另外，由于底盘部件是通过冲压成型来制造的，因此提高用于提高疲劳强度的拉伸强度和屈服强度的同时，还需要确保适合冲压成型的伸长率和扩孔性等成型性。
迄今为止，提出了用于提高热轧钢板的强度和成型性的各种技术。
作为一个实例，专利文献1公开了一种将钢的微细组织形成为90％以上的贝氏体(bainitic)铁素体，并且为了提高扩孔性，将马氏体和贝氏体的分数分别控制在5％以下的方法。根据该专利文献1，可以确保热轧钢板的拉伸强度为980MPa以上且扩孔性为70％以上，但是并没有公开冲压成型所需的伸长率的提升相关的内容。
因此，为了确保电动汽车等环保车辆等的底盘部件的行驶稳定性，需要开发一种拉伸强度和屈服强度高而疲劳寿命优异，并且伸长率和扩孔性等成型性优异以易于冲压成型的钢材。
[现有技术文献]
[专利文献]
(专利文献1)：日本公开专利公报第2008-255484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强度高而疲劳性能优异且成型性优异的热轧钢板及其制造方法。
另外，本发明的技术问题不限于上述内容。本发明的技术问题可以从本说明书的全部内容理解，并且本领域技术人员可以容易理解本发明的附加的技术问题。
技术方案
本发明的一个方面提供一种成型性优异的高强度热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：碳(C)：0.05-0.17％、硅(Si)：0.01-1.5％、锰(Mn)：1.5-3.0％、铝(Al)：0.01-0.1％、铬(Cr)：2.0％以下(包括0％)、钼(Mo)：2.0％以下(包括0％)、钛(Ti)：0.01-0.15％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.0001-0.05％、氮(N)：0.0001-0.02％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述热轧钢板满足下述关系式1，
微细组织由面积分数为70-90％的针状铁素体或贝氏体铁素体的基体组织和低温贝氏体、回火马氏体以及MA相中的一种以上的第二相构成。
[关系式1]
(1.5×[Si]+1.2×[Cr]+0.7×[Mo]+8.0×[Ti])/[C]>20
(关系式1中的各元素表示重量含量。)
本发明的另一方面提供一种制造成型性优异的高强度热轧钢板的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：在1100℃-1350℃的温度范围内将满足上述合金组成和关系式1的钢坯进行再加热；将经再加热的所述钢坯进行热轧以制造热轧钢板；将所述热轧钢板以70℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至Bs以下的温度；所述一次冷却后，以20℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却，冷却至(Bs+Ms)/2以上的温度；所述二次冷却后，以30℃/秒以上的冷却速度进行三次冷却，冷却至Ms-20℃至500℃的温度范围；以及在经三次冷却的所述温度范围内进行收卷；
其中，所述热轧时在750-1150℃的温度范围内进行热精轧以满足下述关系式2，最终两道次(pass)的总压下量为10-40％。
[关系式2]
800≤Du≤1106
(关系式2中，Du是表示热轧后一次冷却之前的奥氏体的有效晶粒尺寸的指标，以Du＝FDT+(7.35×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb])表示，FDT表示轧制终止温度(℃)，各元素表示重量含量。)
发明效果
根据本发明，可以提供一种具有高强度且成型性优异的钢板。本发明的这种钢材具有适合于汽车的底盘结构构件等的效果。
附图说明
图1是示出根据本发明的一个实施例的根据热轧钢板的第二相的尺寸对第二相的相种类进行分类的图。
图2是示出观察根据本发明的一个实施例的发明例(a)和比较例(b)的微细组织的照片。
最佳实施方式
现有的应用于底盘部件等的高强度热轧钢板广泛应用了如下钢板，即添加大量的作为碳氮化物形成元素的Ti、Nb、V等，并在600℃左右的高温区中进行收卷，通过在铁素体基体组织内诱导微细的碳氮化物的析出，屈服强度和伸长率以及扩孔性均优异的析出强化钢。但是，在高温收卷时，当铁素体晶界处形成晶界碳化物时，不仅会使抗裂纹传播性变差，而且在成型为部件的过程中，诸如剪切成型等不可避免地产生局部的微细缺陷的工艺中，微细裂纹容易传播至钢的内部，因此存在产生成型裂纹的问题。
诱发裂纹的传播的剪切应力与材料的强度成正比增加，因此剪切成型时可能会产生的裂纹的风险程度预测在拉伸强度为980MPa级的材料中会急剧增加。
因此，本发明的发明人进行了深入研究，以开发一种利用低温相变组织，即使在低温下进行收卷工艺也具有高强度的复合组织热轧钢板。
通常，低温相变组织是指通过剪切相变(位移型相变(Displacive PhaseTransformation))生成的微细组织的术语，代表性的相(phase)包括贝氏体和马氏体。
贝氏体可以定义为由不伴随扩散的剪切相变生成的贝氏体铁素体(bainiticferrite)和之后由碳等间隙型合金元素的扩散生成的二次产物组成的复合组织。为了容纳贝氏体铁素体的剪切相变过程中产生的剪切应变量，组织内产生大量的位错，贝氏体铁素体内部产生的位错在进行贝氏体相变的常温以上的温度区中保持的过程中，由于恢复(recovery)现象，其密度会逐渐降低。此时，恢复现象的速度受温度的影响很大，因此贝氏体铁素体内部存在的位错密度根据贝氏体铁素体的生成和保持温度而变化。因此，将贝氏体铁素体作为基体组织并通过调整贝氏体的生成温度和相变时间来调节相分数和内部位错密度时，可以控制热轧钢材的伸长率和屈服强度。
另外，在生成贝氏体铁素体后，碳从低固溶度的贝氏体铁素体扩散到未相变奥氏体中，未相变奥氏体发生进一步的贝氏体相变或转化为二次产物。根据贝氏体的生成温度和合金元素的种类，二次产物可以以碳化物、珠光体、马氏体-奥氏体复合相(MA相)等形式存在，根据这些二次产物的种类，会改变钢的强度和成型性。已知微细分散的碳化铁的情况下，可以提高钢的强度的同时不会使扩孔性变差，但是珠光体会使钢的强度和扩孔性同时变差。此外，MA相虽然具有优异的提高钢的强度的效果，但是钢中过量存在所述MA相时，会使扩孔性变差。
因此，本发明人发现重要的是通过调节贝氏体的生成温度和相变时间，将微细组织的种类和分数控制在适当的水平，因此通过优化钢板的合金组成范围和热轧以及冷却等的工艺条件，控制微细组织的基体组织和第二相的种类和分数，确认可以提供一种具有高强度和优异的成型性的钢板，从而完成了本发明。
下面，对本发明进行详细说明。
根据本发明的一个方面的成型性优异的高强度热轧钢板，以重量％计，可以包含：碳(C)：0.05-0.17％、硅(Si)：0.01-1.5％、锰(Mn)：1.5-3.0％、铝(Al)：0.01-0.1％、铬(Cr)：2.0％以下(包括0％)、钼(Mo)：2.0％以下(包括0％)、钛(Ti)：0.01-0.15％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.0001-0.05％、氮(N)：0.0001-0.02％。
下面，对如上所述限制本发明中提供的热轧钢板的合金组成的理由进行详细说明。另一方面，除非在本发明中特别说明，否则各元素的含量以重量为基准，组织的比例以面积为基准。
碳(C)：0.05-0.17％
碳(C)是强化钢的最经济且有效的元素，随着这种C含量的增加，冷却过程中抑制铁素体的生成。
本发明中，所述C在贝氏体相变过程中扩散到奥氏体中，稳定化奥氏体，从而在后续的冷却过程中相变为作为第二相的低温贝氏体、回火马氏体和马氏体-奥氏体复合相(MA相)，因此有效提高钢的拉伸强度和屈服强度。
当所述C的含量小于0.05％时，所述第二相的分数降低，难以确保高强度，但当所述C的含量超过0.17％时，促进珠光体的生成，存在无法确保强度，并且成型性和焊接性变差的问题。
因此，在本发明中，所述C的含量可以为0.05-0.17％，更有利地，所述C的含量可以为0.06％以上且0.15％以下。
硅(Si)：0.01-1.5％
硅(Si)是提高钢的淬透性的元素，通过固溶强化效果起到提高强度的作用。另外，通过延迟碳化物的形成，防止珠光体的生成，使第二相形成为低温贝氏体、回火马氏体、MA相，从而提高强度。
当所述Si的含量小于0.01％时，形成碳化物，MA相的分数相对降低，难以确保拉伸强度。另一方面，当所述Si的含量超过1.5％时，板坯再加热时在板坯表面形成Fe-Si复合氧化物，不仅使钢板的表面质量变差，而且还存在焊接性降低的问题。
因此，在本发明中，所述Si的含量可以为0.01-1.5％，更有利地，所述Si的含量可以为0.1％以上，更有利地，所述Si的含量可以为0.3％以上。另外，所述Si的含量为1.3％以下是有效的。
锰(Mn)：1.5-3.0％
锰(Mn)是提高钢的淬透性的元素，在精轧后的冷却过程中防止铁素体的形成，从而使低温相变组织的形成变得容易。
当这种Mn的含量小于1.5％时，存在淬透性不足，铁素体的分数过度增加的问题。另一方面，当所述Mn的含量超过3.0％时，淬透性大幅增加，冷却区中的贝氏体相变无法顺利进行，因此会过度增加本发明中用于充分形成作为基体组织所需的针状铁素体或贝氏体铁素体的保持时间，导致伸长率降低。
因此，在本发明中，所述Mn的含量可以为1.5-3.0％，更有利地，所述Mn的含量可以为1.8％以上且2.4％以下。
铝(Al)：0.01-0.1％
铝(Al)是用于钢水的脱氧而添加的元素，脱氧后部分存在于钢中。当所述Al的含量超过0.1％时，导致钢中的氧化物和氮化物系夹杂物的增加，使钢板的成型性变差。另外，当将所述Al的含量过度降低至小于0.01％时，引起不必要的精炼成本的增加，在经济上不利。
因此，在本发明中，所述Al的含量可以为0.01-0.1％。
铬(Cr)：2.0％以下(包括0％)
铬(Cr)是提高钢的淬透性的元素，在精轧后的冷却过程中抑制铁素体的形成。另外，铬具有优异的碳亲和力，因此减缓碳的扩散速度，防止收卷后碳过度富集在未相变奥氏体中，从而抑制珠光体的生成，并诱导第二相成为低温相变相，因此有助于提高屈服强度和拉伸强度。
当所述Cr的含量超过2.0％时，淬透性大幅增加，冷却区中的贝氏体相变进行的不顺利，过度增加用于确保作为基体组织的针状铁素体或贝氏体铁素体的分数的保持时间，因此伸长率变差。
因此，在本发明中，所述Cr的含量可以为2.0％以下，更有利地，所述Cr的含量可以为1.5％以下。
另外，需要说明的是本发明中即使不包含所述Cr，在确保目标物理性能方面也没有太大的困难，但是在添加所述Cr的情况下，最少添加0.01％是有效的。
钼(Mo)：2.0％以下(包括0％)
钼(Mo)是提高钢的淬透性的元素，通过固溶强化效果起到提高强度的作用，在精轧后的冷却过程中抑制铁素体的形成。另外，Mo减缓碳的扩散速度，防止收卷后碳过度富集在未相变奥氏体中，从而抑制珠光体的生成，使第二相为低温相变相，因此提高屈服强度和拉伸强度。
当所述Mo的含量超过2.0％时，淬透性大幅增加，冷却区中的贝氏体相变进行的不顺利。因此，过度增加用于确保作为基体组织的针状铁素体或贝氏体铁素体的分数的保持时间，导致伸长率降低。
因此，在本发明中，所述Mo的含量可以为2.0％以下，更有利地，所述Mo的含量可以为1.0％以下，更有利地，所述Mo的含量可以为0.5％以下。
另外，需要说明的是在本发明中即使不包含所述Mo，在确保目标物理性能方面也没有太大的困难，但是在添加所述Mo的情况下，最少添加0.01％是有效的。
钛(Ti)：0.01-0.15％
钛(Ti)是在钢中形成碳氮化物的元素，如上所述广泛用于诱导析出物的形成来确保钢的强度，但是在本发明中，添加所述Ti以减缓碳的扩散速度，从而获得防止珠光体的生成的效果。
为了充分获得本发明中所期望的效果，所述Ti的含量优选为0.01％以上。但是，当所述Ti的含量超过0.15％时，构成第二相的MA相的分数过度增加，导致扩孔性变差。
因此，在本发明中，所述Ti的含量可以为0.01-0.15％，更有利地，所述Ti的含量可以为0.05％以上且0.10％以下。
磷(P)：0.001-0.05％
磷(P)是钢中不可避免地包含的杂质，是通过偏析而阻碍钢的加工性的主要原因的元素。因此，优选将所述磷(P)的含量控制为尽可能低。
理论上，将所述P的含量限制为0％是有利的，但是将所述P的含量控制为小于0.001％需要过多的制造成本，因此可以将所述P含量的下限设定为0.001％。但是，当所述P的含量超过0.05％时，存在加工性降低的可能性，因此可以将所述P含量的上限限制为0.05％。
硫(S)：0.0001-0.05％
硫(S)是钢中不可避免地包含的杂质，并且与Mn等结合而形成非金属夹杂物，因此存在钢的加工性降低的问题。因此，优选将所述硫(S)的含量控制为尽可能低。
理论上，将所述S的含量限制为0％是有利的，但是将所述S的含量控制为小于0.0001％需要过多的制造成本，因此可以将所述S含量的下限设定为0.0001％。但是，当所述S的含量超过0.05％时，存在加工性降低的可能性，因此可以将所述S的上限限制为0.05％。
氮(N)：0.0001-0.02％
氮(N)是钢中不可避免地包含的杂质，并且与Al等结合形成氮化物，因此存在阻碍钢的加工性的问题。因此，优选将所述氮(N)的含量控制为尽可能低。
理论上，将所述N的含量限制为0％是有利的，但是将所述N的含量控制为小于0.0001％需要过多的制造成本，因此可以将所述N含量的下限设定为0.0001％。但是，当所述N的含量超过0.02％时，存在加工性降低的可能性，因此可以将所述N的上限限制为0.02％。
除了上述合金组成之外，本发明的热轧钢板可以进一步包括铌(Nb)和硼(B)中的一种以上。
铌(Nb)：0.01-0.1％
铌(Nb)与所述Ti相似，具有减缓碳的扩散速度来防止珠光体的生成的效果。但是，与所述Ti相比，所述铌(Nb)在热轧时使再结晶延迟，因此奥氏体晶粒的微细化效果较大，当所述铌(Nb)的含量超过0.1％时，作为第二相的MA相的分数过高，导致扩孔性变差。
另一方面，为了获得添加所述Nb时的效果，所述Nb的含量为0.01％以上是有利的。
硼(B)：0.0005-0.005％
硼(B)是偏析在奥氏体晶界处并使铁素体成核延迟，从而大幅提高钢的淬透性的元素。所述硼(B)的添加对抑制热轧后的冷却过程中的铁素体的形成具有优异的效果。
本发明人发现，除了众所周知的B的添加效果之外，添加所述B时还延迟贝氏体的相变速度。即，所述B的添加影响热轧后的冷却时(优选为二次冷却时)生成的针状铁素体或贝氏体铁素体的分数，因此在本发明中，通过添加所述B，可以容易调节二次冷却条件。
当添加所述B时，所述B的含量小于0.0005％时，不仅无法充分获得铁素体的相变延迟效果，而且还无法充分获得贝氏体的相变延迟效果，但当所述B的含量超过0.005％时，上述效果饱和，因此所述B的含量为0.005％以下是有利的。
本发明的其余成分是铁(Fe)。但是，在常规的制造过程中，从原料或周围环境中可能会无意地混入不可避免的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于通常的技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中不对其所有内容进行特别说明。
具有上述合金组成的本发明的热轧钢板中，特定元素的含量关系优选满足下述关系式1。
[关系式1]
(1.5×[Si]+1.2×[Cr]+0.7×[Mo]+8.0×[Ti])/[C]>20
(关系式1中各元素表示重量含量。)
为了确保本发明所目标的强度，应按照预期形成低温相变相，这应抑制热轧钢板的收卷后的珠光体的形成。珠光体的生成驱动力随着未相变奥氏体中富集的碳含量的增加而增加，因此需要添加减缓碳的扩散速度的元素来防止碳的过富集。
在本发明中，与Ti一起添加Cr或Mo作为减缓碳的扩散速度的元素，并且由此确认了通过防止未相变奥氏体的过富集，延迟了珠光体的生成。
另一方面，Si在构成珠光体的碳化铁中的固溶度低，因此起到防止碳化物生成的作用，最终与上述元素相似地防止珠光体的生成。
特别地，在本发明中，通过将防止珠光体生成的Si、Cr、Mo和Ti的总和与促进珠光体生成的C的比例控制为所述关系式1所示，从而防止珠光体的生成，并且确保第二相为低温相变相，从而可以实现屈服强度和拉伸强度的提高。
满足上述合金组成和成分关系式(关系式1)的本发明的热轧钢板作为基体组织可以具有包含针状铁素体或贝氏体铁素体的微细组织，并且所述基体组织的面积分数优选为70-90％。
本发明的钢在热轧后进行第一次冷却时，为了避免铁素体相变，冷却至Bs(贝氏体相变起始温度)以下的温度，然后在后续的二次冷却过程中进行缓慢冷却以进行贝氏体相变。此时的贝氏体相变在高温贝氏体相变区中发生，因此发生贝氏体铁素体的生成和碳扩散至未相变奥氏体中的现象，并且具有在贝氏体铁素体内部不生成碳化物的特征。另一方面，在由剪切相变生成的贝氏体铁素体内部存在大量的位错，但是由于所述二次冷却和后续收卷后的恢复现象，位错密度降低到适当水平，因此具有提高钢板的伸长率的效果。
需要说明的是，在所述Bs温度以下生成的贝氏体铁素体的形状和性质与超低碳钢中进行过冷却时生成的针状铁素体的形状和性质相似，因此在本发明中控制所述贝氏体铁素体和针状铁素体的总分数。
当所述作为基体组织的针状铁素体或贝氏体铁素体的总分数小于70％时，存在难以确保伸长率的问题，但当所述作为基体组织的针状铁素体或贝氏体铁素体的总分数超过90％时，存在难以确保起到提高强度的作用的低温相变组织的问题。
本发明的热轧钢板除了所述基体组织外还包括第二相，所述第二相为低温相变组织，优选为低温贝氏体、回火马氏体和MA相中的一种以上，所述第二相的面积分数可以为10-30％。
在本发明中，在热轧后进行的冷却时在二次冷却过程中，生成贝氏体铁素体的同时碳扩散至未相变奥氏体中，未相变奥氏体在二次冷却后在附加的冷却过程(例如，收卷后的冷却过程)中相变为作为第二相的低温贝氏体、回火马氏体和MA相。
如上所述，当二次冷却过程中生成贝氏体铁素体时，组织内分布的未相变奥氏体的尺寸根据位置而变化，第二相的种类也发生变化。尺寸相对较大的未相变奥氏体的碳含量较低，因此在后续的冷却至收卷温度的过程中可以相变为低温贝氏体，而尺寸相对较小的奥氏体在更低的温度下相变为马氏体。所述马氏体在相对较高的温度区发生相变，因此马氏体相变后发生回火现象，最终组织成为回火马氏体。
需要说明的是，在本发明中所述低温贝氏体和回火马氏体共同的在板条(lath)结构中的晶界以及晶粒内包含碳化铁，因此以总分数进行控制。
另一方面，在二次冷却过程中，尺寸小的奥氏体的碳浓度最高，因此在收卷后不会立即相变为低温贝氏体或马氏体，在最终冷却步骤相变为马氏体，或者当尺寸小的奥氏体未能转变为马氏体时，可能残留为奥氏体。此时，碳含量高的马氏体的特征为具有板状(板状马氏体(Plate type martensite))，而不是板条状，并且在硝酸乙醇(Nital)蚀刻时不能明确地观察到内部的孪晶(Twin)组织，因此可以与低温贝氏体、回火马氏体明确区分
这种MA相对于提高屈服强度和拉伸强度有效，但是与作为基体组织的贝氏体铁素体(或针状铁素体)的相间硬度差高，导致扩孔性变差。
因此，在本发明中，在确保屈服强度和拉伸强度的方面，所述第二相的面积分数优选为10％以上，为了同时确保伸长率，优选将所述第二相的面积分数限制为30％以下。
另外，在用于提高钢板的扩孔性为目的，本发明控制所述第二相中的MA相的比例，在第二相的总面积分数中，优选以小于30％的比例包含MA相。
除了所述基体组织和第二相以外，本发明的热轧钢板还可以包含铁素体和碳化物中的一种以上作为其他组织，但是其他组织的面积分数优选控制为小于5％。其中，铁素体表示粒状铁素体。
热轧后冷却过程中生成的铁素体通常是通过扩散相变而生成的，因此具有强度低的特征。本发明中形成小于5％的这种铁素体时，先前形成的铁素体受到剪切应变，以容纳铁素体生成后的残余奥氏体相变为贝氏体和马氏体时产生的晶粒应变，因此铁素体内部的位错密度保持在较高的水平，从而确认了钢的强度并没有大幅降低。但是，当铁素体的分数为5％以上时，钢的强度降低，因此不优选。
另外，随着贝氏体相变时碳扩散至奥氏体中，可能会生成碳化铁。本发明中作为第二相使用低温相变组织来实现强度的提高，因此碳化铁的生成可能导致第二相分数降低。即，碳化铁的过度生成阻碍本发明所期望的强化效果。但是，当钢中存在Ti和Nb时，可能形成合金碳氮化物，在这种情况下，可以期待通过晶粒微细化的附加的强化效果，但是粗大的碳化物阻碍钢的韧性，因此本发明的热轧钢板中存在的碳化物的含量优选小于5％。
具有上述合金组成和微细组织的本发明的热轧钢板的特征为具有的屈服强度为750MPa以上、拉伸强度为980MPa以上的高强度，并且具有伸长率为9％以上、扩孔率为30％以上的优异的成型性。
下面，将详细说明根据本发明的另一方面的制造成型性优异的高强度热轧钢板的方法。
根据本发明的热轧钢板可以将满足本发明提出的合金组成和关系式1的钢坯进行[再加热-热轧-冷却-收卷]的一系列工艺来制造。
下面，对上述各项工艺条件进行详细的说明。
[钢坯的再加热]
在本发明中，优选在进行轧制工艺之前对钢坯进行再加热以进行均质化处理的工艺，此时再加热可以在1100-1350℃的温度范围内进行。
当对所述钢坯进行再加热时的温度低于1100℃时，存在合金元素的均质化不充分的问题，但当对所述钢坯进行再加热时的温度超过1350℃时，钢坯表面过度形成氧化物，因此存在钢板的表面质量降低的风险。
[热轧]
可以将经再加热的所述钢坯进行热轧以制造热轧钢板，此时，优选地，所述热轧在750-1150℃的温度范围内进行，并且将最终两道次的总压下量控制为10-40％。
首先，进行所述热轧时，在超过1150℃的温度下开始进行时，轧制后钢板表面过度形成氧化物，即使进行酸洗工艺也无法有效地控制，因此表面质量变差。另一方面，当所述热轧在低于750℃的温度下进行时，存在轧制负荷过度增加导致加工性降低，并且轧制过程中生成铁素体，从而各向异性变差的问题。
通常，热轧时进行分段轧制，以减少轧制负荷并精确控制厚度。在通过这种分段轧制进行热轧的情况下，当最终两道次(后段两道次)的总压下率超过40％时，最终两道次的轧制负荷变得过大，存在加工性变差的问题。另一方面，当最终两道次的总压下率小于10％时，存在钢板温度迅速降低，诱发形状不良的问题。
另外，热轧后奥氏体的晶粒尺寸受合金成分、轧制终止温度和压下量的影响，从而影响后续冷却工艺中铁素体和贝氏体的生成行为和最终微细组织。另外，在本发明中，作为主要组成相的第二相中的MA相的分数受热轧后的奥氏体晶粒的影响较大。
如图1所示，可知第二相的尺寸(粒度)越小，第二相的相的种类越倾向于以MA相存在，这种第二相的尺寸(粒度)受贝氏体相变中的成核行为的影响，但是由于剪切相变的特性，第二相的尺寸不能大于相变前奥氏体的尺寸，因此为了控制第二相的尺寸，控制热轧后的奥氏体的晶粒尺寸是有利的。
因此，在本发明中，以轧制终止温度(FDT)和特定合金组成之间的关系来导出热轧后的奥氏体的有效晶粒尺寸，具体地由下述关系式2定义。当根据下述关系式2的Du的值为800以上时，适当地形成MA相以可以确保30％以上的扩孔率，但当根据下述关系式2的Du的值超过1106时，存在由于奥氏体粒度过于粗大化，使贝氏体相变延迟，导致伸长率变差的问题。
[关系式2]
800≤Du≤1106
(关系式2中，Du是表示热轧后一次冷却之前的奥氏体的有效晶粒尺寸的指标，以Du＝FDT+(7.35×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb])表示，FDT表示轧制终止温度(℃)，各元素表示重量含量。)
[冷却和收卷]
对如上所述制造的热轧钢板进行冷却，此时，根据冷却的温度优选分段进行冷却。
具体地，优选将所述热轧钢板以70℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至Bs以下的温度，然后以20℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却，冷却至(Bs+Ms)/2以上的温度，然后以30℃/秒以上的冷却速度进行三次冷却，冷却至Ms-20℃至500℃的温度范围。
将如上所述制造的热轧钢板进行快速冷却至贝氏体开始生成的温度(Bs)以下，以抑制铁素体(粒状铁素体)的生成，然后缓慢冷却至贝氏体起始温度(Bs)和马氏体起始温度(Ms)的中间温度或中间温度以上的温度，从而可以确保作为基体组织的针状铁素体或贝氏体铁素体。
当完成所述热轧后进行一次冷却至Bs以下的温度时的冷却速度小于70℃/秒时，存在冷却过程中铁素体相过度形成的问题。此时，对一次冷却速度的上限不做特别限定，但是钢板被过度冷却时，存在板的形状扭曲的可能性，因此所述一次冷却速度的上限可以限制为200℃/秒以下。
需要说明的是，所述一次冷却时的冷却终止温度的下限不做特别限定，但是当所述冷却终止温度的下限过度低时，存在后续二次冷却时的冷却时间可能不充分的可能性，因此可以将所述冷却终止温度的下限限制为Bs-100℃。
通过所述一次冷却，热轧钢板的温度为Bs以下时，结束钢的冷却，并可以以20℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却，冷却至(Bs+Ms)/2以上的温度。
经一次冷却的所述热轧钢板在从经一次冷却的温度冷却至二次冷却的目标温度的期间，发生贝氏体铁素体的生长和碳扩散至未相变奥氏体，特别是为了获得本发明的目标分数的基体组织和第二相，优选将所述二次冷却保持在满足下述关系式3的时间(ts，秒(sec))。
关系式3中，k(T)是表示贝氏体铁素体的生长速度的指标，不仅受钢的合金成分的影响，还受到相变温度和热轧后的粒度尺寸的影响。因此，当关系式3的值即k(T)和保持时间的关系(exp(-k(T)×(ts)2))为小于0.1时，基体组织的分数过大，伸长率优异，但是无法确保目标水平的强度。另一方面，当关系式3的值超过0.3时，存在伸长率变差的问题。
[关系式3]
0.1≤exp(-k(T)×(ts)2)≤0.3
(所述k(T)由下式表示，各元素为重量含量。并且下式中，T1表示一次冷却终止温度(℃)，T2表示二次冷却终止温度(℃)。
)
根据上述条件进行二次冷却期间，基于贝氏体相变的相变发热，钢板的温度可能会上升。此时，由于过度发热，位错密度可能过度降低，因此为了最小化相变发热引起的钢板的温度上升，可以将二次冷却时的冷却速度控制在20℃/秒以下。当所述冷却速度超过20℃/秒时，存在板的形状扭曲的可能性。需要说明的是，本发明中所述二次冷却还包括空冷(air cooling)工艺。
优选将如上所述完成二次冷却的热轧钢板以30℃/秒以上的冷却速度进行三次冷却至Ms-20℃至500℃的温度范围，然后在该温度下进行收卷。
在进行所述二次冷却期间，奥氏体被稳定化，Ms温度进一步降低。因此，所述三次冷却的终止温度，即收卷温度可以应用低于Ms的温度，并且所形成的贝氏体铁素体的分数为70％以上时，冷却也可以进行至Ms-20℃。
在进行所述三次冷却期间进行低温贝氏体的相变，根据奥氏体内部的碳含量，一部分在收卷后也可以相变为马氏体。因此，通过将所述三次冷却时的冷却速度设定为30℃/秒以上，可以避免在冷却过程中生成额外的高温贝氏体。对所述冷却速度的上限不做特别限定，但是为了防止板形状的扭曲，可以以100℃/秒以下的冷却速度进行。
另一方面，当所述冷却时的终止温度，即收卷温度超过500℃时，容易生成珠光体，并且构成基体组织的针状铁素体或贝氏体铁素体内部的位错密度过度降低，因此存在屈服强度变差的可能性。
本发明中，Bs和Ms可以通过下式导出，各元素表示重量含量。
Bs(℃)＝830-(320×[C])-(90×[Mn])-(35×[Si])-(70×[Cr])-(120×[Mo])
Ms(℃)＝550-(330×[C])-(41×[Mn])-(20×[Si])-(20×[Cr])-(10×[Mo])+(30×[Al])
[最终冷却]
如上所述完成冷却和收卷工艺后，可以进行最终冷却以获得所期望的热轧钢板。此时，可以进行空冷至常温来完成最终冷却。
另外，如上所述可以将完成最终冷却而获得的本发明的热轧钢板进行进一步的酸洗和涂油。
另外，可以将经酸洗和涂油的所述热轧钢板加热至450-740℃的温度范围以进行热浸镀锌工艺。
所述热浸镀锌工艺可以利用镀系锌浴，对所述镀系锌浴中的合金成分不做特别限制。
下面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，并不用于限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是由权利要求书中记载的事项和由此合理推导的事项所决定。
具体实施方式
(实施例)
准备具有下表1所示的合金成分的钢坯，此时各个钢坯的余量成分为Fe和不可避免的杂质。
将准备的各个钢坯在1200℃下进行再加热，然后以下表2所示的条件进行热轧工艺、冷却工艺、收卷工艺以及最终冷却(空冷)工艺，从而制造厚度为2.5mm的热轧钢板。所述热轧时的最终两道次的总压下率均应用了25％，三次冷却时的冷却速度均应用了35℃/秒。
测量了各个热轧钢板的机械特性并观察了微细组织，并将其结果示于下表3中。
机械特性中的屈服强度、拉伸强度以及伸长率是在与轧制方向垂直的方向上截取JIS-5号标准试片后，使用万能拉伸试验机在常温下进行测量。此时，屈服强度、拉伸强度以及伸长率分别表示为0.2％偏移(off-set)屈服强度、最大拉伸强度、断裂伸长率。
另外，扩孔性是根据ISO TS16630标准方法，对与拉伸试验时相同的试片进行测量。
另外，各热轧钢板的微细组织是使用硝酸乙醇蚀刻法对与拉伸试验时相同的试片进行蚀刻后使用扫描电子显微镜和图像分析仪以10000倍率进行观察，并计算各相的分数。此时，微细组织是观察了所述试片的截面，即观察了垂直于轧制方向的截面。
[表1]
[表2]
[表3]
如所述表1至表3所示，均满足本发明中提出的合金组成和制造条件的发明例1至发明例13中，充分形成了作为基体组织的针状铁素体或贝氏体铁素体，并且适当地形成了作为第二相的低温相变组织(LB+TM+MA)，因此可以确保目标强度和成型性。
另一方面，在不满足本发明提出的合金成分体系(关系式1)的比较例1至比较例3中，微细组织中形成了大量的珠光体，因此无法确保目标强度，并且由于这种低强度，伸长率呈现相对较高的倾向。
另外，比较例4至比较例8是合金组成满足本发明的范围，但制造条件不在本发明的范围的情况。
其中，比较例4和比较例5在热轧时的轧制终止温度过低，不在关系式2的范围，因此MA相过度形成，其结果扩孔性差。
在比较例6和比较例7中，在热轧后的冷却过程中，由于二次冷却时的冷却时间不足，基体组织未充分形成，其结果伸长率差。
比较例8是收卷温度相当高的情况，随着基体组织内部的位错密度消失，屈服强度差。
图1是示出根据各热轧钢板的第二相的尺寸对第二相的相种类进行分类的图。
如图1所示，可知第二相的尺寸越小，由于碳的过富集，第二相以MA相残留的倾向越大。
图2是示出用扫描电子显微镜观察发明例4和比较例3的微细组织的照片。
如图2所示，可知发明例4(a)中作为微细组织适当形成了本发明所要实现的基体组织和第二相，另一方面，比较例3(b)中过度形成了本发明不期望的珠光体。

Claims (12)

1.一种成型性优异的高强度热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：碳(C)：0.05-0.17％、硅(Si)：0.01-1.5％、锰(Mn)：1.5-3.0％、铝(Al)：0.01-0.1％、铬(Cr)：2.0％以下且包括0％、钼(Mo)：2.0％以下且包括0％、钛(Ti)：0.01-0.15％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.0001-0.05％、氮(N)：0.0001-0.02％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述热轧钢板满足下述关系式1，微细组织由面积分数为70-90％的针状铁素体或贝氏体铁素体的基体组织和低温贝氏体、回火马氏体以及MA相中的一种以上的第二相构成，
[关系式1]
(1.5×[Si]+1.2×[Cr]+0.7×[Mo]+8.0×[Ti])/[C]>20
关系式1中的各元素表示重量含量。
2.根据权利要求1所述的成型性优异的高强度热轧钢板，其中，所述热轧钢板进一步包含铌(Nb)：0.01-0.1％和硼(B)：0.0005-0.005％中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的成型性优异的高强度热轧钢板，其中，所述第二相的总分数中的MA相的比例小于30％。
4.根据权利要求1所述的成型性优异的高强度热轧钢板，其中，所述热轧钢板包含面积分数小于5％的铁素体和碳化物中的一种以上。
5.根据权利要求1所述的成型性优异的高强度热轧钢板，其中，所述热轧钢板具有750MPa以上的屈服强度、980MPa以上的拉伸强度、9％以上的伸长率。
6.根据权利要求1所述的成型性优异的高强度热轧钢板，其中，所述热轧钢板具有30％以上的扩孔率。
7.一种制造成型性优异的高强度热轧钢板的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：
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：碳(C)：0.05-0.17％、硅(Si)：0.01-1.5％、锰(Mn)：1.5-3.0％、铝(Al)：0.01-0.1％、铬(Cr)：2.0％以下且包括0％、钼(Mo)：2.0％以下且包括0％、钛(Ti)：0.01-0.15％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.0001-0.05％、氮(N)：0.0001-0.02％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，并且所述钢坯满足下述关系式1；
将经再加热的所述钢坯进行热轧以制造热轧钢板；
将所述热轧钢板以70℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至Bs以下的温度；
所述一次冷却后，以20℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却，冷却至(Bs+Ms)/2以上的温度；
所述二次冷却后，以30℃/秒以上的冷却速度进行三次冷却，冷却至Ms-20℃至500℃的温度范围；以及
在经三次冷却的所述温度范围内进行收卷；
其中，所述热轧时在750-1150℃的温度范围内进行热精轧以满足下述关系式2，最终两道次的总压下量为10-40％，
[关系式1]
(1.5×[Si]+1.2×[Cr]+0.7×[Mo]+8.0×[Ti])/[C]>20，
关系式1中的各元素表示重量含量，
[关系式2]
800≤Du≤1106
关系式2中，Du是表示热轧后一次冷却之前的奥氏体的有效晶粒尺寸的指标，以Du＝FDT+(7.35×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb])表示，FDT表示轧制终止温度，轧制终止温度的单位为℃，各元素表示重量含量。
8.根据权利要求7所述的制造成型性优异的高强度热轧钢板的方法，其中，所述钢坯进一步包含铌(Nb)：0.01-0.1％和硼(B)：0.0005-0.005％中的一种以上。
9.根据权利要求7所述的制造成型性优异的高强度热轧钢板的方法，其特征在于，所述二次冷却步骤进行满足下述关系式3的时间ts，
[关系式3]
0.1≤exp(-k(T)×(ts)2)≤0.3
所述k(T)由下式表示，各元素为重量含量，并且在下式中，T1表示一次冷却终止温度，T2表示二次冷却终止温度，温度单位为℃，
10.根据权利要求7所述的制造成型性优异的高强度热轧钢板的方法，其中，在所述收卷之后进一步包括最终冷却至常温的步骤。
11.根据权利要求10所述的制造成型性优异的高强度热轧钢板的方法，其中，在所述最终冷却之后进一步包括酸洗和涂油的步骤。
12.根据权利要求11所述的制造成型性优异的高强度热轧钢板的方法，其中，在所述酸洗和涂油之后进一步包括热浸镀锌的步骤。
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