CN117957338A - 表面质量优异且材质偏差少的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

表面质量优异且材质偏差少的高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种表面质量优异且材质偏差少的高强度冷轧钢板及其制造方法，更详细地，涉及一种高强度冷轧钢板及其制造方法，所述高强度冷轧钢板的表面缺陷少且材质偏差少，并且确保高的强度和伸长率，从而可以适合用于汽车用部件。

Description

表面质量优异且材质偏差少的高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于汽车车身的柱、座椅导轨以及构件等成型量大的结构部件的高强度冷轧钢板及其制造方法，更详细地，涉及一种表面质量优异且材质偏差少而可以适合用于汽车用部件的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，随着汽车行业对安全和环境的管制加强，为了提高车辆的燃油效率并保护乘客，在制造车身时，拉伸强度为1180MPa级以上的高强度钢的使用正在增加。
用于现有的汽车车身的高强度钢包括由软质的铁素体基体和硬质的马氏体两相构成的双相(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)钢或者由铁素体和硬质的贝氏体或马氏体的复合组织构成的复相(Complexed Phase，CP)钢等。
但是，在高强度钢中，在添加大量Si、Al、Mn等的情况下，焊接性差，并且存在退火时由于炉内凹痕而导致产生钢板的表面缺陷的问题。另外，在添加大量Mn、Cr、Mo等淬透性元素的情况下，热轧卷板发生材质偏差，因此冷轧时存在厚度质量变差的问题。此时，炉内凹痕引起的表面缺陷是指钢板表面的金属基氧化物吸附并积聚在退火炉辊上而导致在板通过时钢板与辊接触而形成的钢板的表面缺陷。
将涉及用于解决上述问题的高强度冷轧钢板和热浸镀锌钢板的制造技术的现有技术的内容简要说明如下。
在现有技术中，专利文献1提出了一种高强度冷轧钢板及其制造方法，所述高强度冷轧钢板通过将包含以体积率计为60％以上的低温相变相的热轧钢板以超过60％且小于80％的冷轧压下率进行冷轧的工艺和将冷轧后的钢板在铁素体和奥氏体两相区中进行连续退火的工艺来制造。但是，由专利文献1获得的冷轧钢板的强度低至370-590MPa的水平，因此难以应用于汽车耐冲击部件，并且存在仅限于内外面板(Panel)的用途的问题。
另外，专利文献2公开了一种制造冷轧钢板的方法，所述方法利用回火马氏体(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优异。但是，在专利文献2的技术中，由于钢中碳的含量高至0.2％以上，存在焊接性差的问题，并且由于包含大量的Si，存在炉内凹痕导致产生表面缺陷的问题。
(专利文献1)韩国公开专利公报第2004-0066935号
(专利文献2)日本公开专利公报第2010-090432号
发明内容
要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，目的在于提供一种表面质量优异且材质偏差少的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明的技术问题不限于上述内容。只要是本发明所属的技术领域的技术人员，都可以从本说明书的全部内容容易地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高强度冷轧钢板，以重量％计，所述高强度冷轧钢板包含：C：0.05-0.3％、Si：0.01-2.0％、Mn：1.5-3.0％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.015％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述高强度冷轧钢板的由以下关系式1定义的值满足1.2以上且1.5以下，以面积％计，微细组织包含合计为90％以上的贝氏体和马氏体以及余量的奥氏体，所述高强度冷轧钢板的满足深度为100μm以上和短边长度为1mm以上中的一个以上的条件的表面缺陷的平均数量小于10个/m2。
[关系式1]
C+(1.3×Si+Mn)/6+(Cr+1.2×Mo)/5+100×B
(在所述关系式1中，所述C、Si、Mn、Cr、Mo以及B表示各元素的重量％的平均含量。另外，在未添加所述各元素的情况下，用0代入。)
本发明的另一个方面提供一种制造高强度冷轧钢板的方法，其包括以下步骤：
将钢坯再加热至1100-1350℃，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.05-0.3％、Si：0.01-2.0％、Mn：1.5-3.0％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.015％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述钢坯的由以下关系式1定义的值满足1.2以上且1.5以下；
将经所述再加热的钢坯在850-1150℃下进行热轧；
将经所述热轧的钢板以10-70℃/秒的平均冷却速度冷却至450-700℃；
将经所述冷却的钢板在450-700℃下进行收卷；
将经所述收卷的钢板以40-70％的压下率进行冷轧；以及
将经所述冷轧的钢板在740-900℃下进行连续退火，
其中，在所述收卷步骤中进行控制，使得以钢板的总宽度为基准，宽度方向上的两端部的表面温度(Te)满足601-700℃，中央部的表面温度(Tc)满足450-600℃。
[关系式1]
C+(1.3×Si+Mn)/6+(Cr+1.2×Mo)/5+100×B
(在所述关系式1中，所述C、Si、Mn、Cr、Mo以及B表示各元素的重量％的平均含量。另外，在未添加所述各元素的情况下，用0代入。)
发明效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种表面质量优异且材质偏差少的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明的各种有益的优点和效果不限于上述内容，并且在对本发明的具体实施方案进行说明的过程中可以更容易地理解。
附图说明
图1中示出用普通低倍率相机拍摄的由本发明的发明例1和比较例1获得的各冷轧钢板的表面缺陷的照片。
图2中示出用高倍率扫描电子显微镜(SEM)拍摄的本发明中定义的表面缺陷的照片。
最佳实施方式
下面，对本发明的优选的实施方案进行说明。但是，本发明的实施方案可以变形为各种其他形式，并且本发明的范围不限于下面说明的实施方案。另外，本发明的实施方案是为了向本领域技术人员更完整地说明本发明而提供的。
另外，本说明书中使用的术语用于说明特定的实施方案，并不旨在限定本发明。例如，除非相关定义清楚地表明与此相反的含义，否则本说明书中使用的单数的形式还包括复数的形式。另外，说明书中使用的“包含”和“包括”的含义用于使构成具体化，并且不排除其他构成的存在或附加。
在现有技术中，尚未开发出一种满足冷轧钢板的高级需求的技术，所述冷轧钢板具有1180MPa以上的高强度且成型性优异，因此可以应用于成型量大的结构部件中，并且表面质量优异且材质偏差少。
因此，本发明人进行了深入研究以提供一种解决现有技术的问题的同时满足所有上述特性的冷轧钢板的结果，发现通过优化钢板的组成和制造条件并控制微细组织和表面缺陷的特性，可以实现上述目的，从而完成了本发明。
即，根据本发明，可以有效地提供一种高强度钢材，所述高强度钢材具有1180MPa以上的高强度，并且包含奥氏体作为微细组织，因此拉伸强度与伸长率的乘积高达15000MPa％以上(更优选为16000MPa％以上)，从而可以适合应用于B柱等高成型部件。
下面将详细说明根据本发明的一个方面的表面质量优异且材质偏差少的高强度钢板。
根据本发明的一个方面的高强度冷轧钢板中，以重量％计，包含：C：0.05-0.3％、Si：0.01-2.0％、Mn：1.5-3.0％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.015％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质。
下面，对根据本发明的冷轧钢板的成分添加理由和限制含量的理由进行具体说明。此时，在本说明书中，除非另有定义，否则表示各元素的含量时表示重量％。
C：0.05-0.3％
所述碳(C)在确保对钢的强化有效的马氏体组织的方面是非常重要的成分。随着C添加量的增加，马氏体相和贝氏体相的分数增加，从而拉伸强度增加。因此，为了确保高强度，所述C含量的下限控制在0.05％。但是，随着C含量的增加，两相区退火时奥氏体区域扩大，从而作为硬质相的马氏体相和贝氏体相的分数增加，并且作为软质相的奥氏体相的分数减少，因此成型性变差，并且焊接性也变差。因此，将所述C含量的上限控制在0.3％。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述C含量的下限可以为0.10％，或者所述C含量的上限可以为0.20％。
Si：0.01-2.0％
所述硅(Si)具有使钢水脱氧和固溶强化的效果，并且所述硅(Si)是通过延迟粗大的碳化物的形成而有利于提高成型性的元素。但是，当所述Si含量小于0.01％时，上述效果较少，难以提高成型性。另一方面，当所述Si含量超过2.0％时，热轧时在钢板表面上严重地形成由Si引起的红色氧化皮，并且在退火工艺中富集在表面，因此发生未镀覆。此外，由于表面氧化物的形成，导致镀覆粘附性变差，因此存在表面质量变得非常差的问题。因此，在本发明中，将Si的含量控制在0.01-2.0％。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述Si含量的下限可以为0.3％，或者所述Si含量的上限可以为1.90％。
Mn：1.5-3.0％
与Si相同，所述锰(Mn)是对钢的固溶强化有效的元素，并且是大幅增加淬透性的元素。但是，当Mn含量小于1.5％时，不能获得添加Mn所带来的上述效果，当Mn含量超过3.0％时，强化效果大幅增加，并且延展性降低。另外，在连铸工艺中，板坯铸造时厚度中心部中偏析部大幅发达，在热轧后冷却时，厚度方向上的微细组织变得不均匀，并且形成MnS，从而延伸凸缘性等成型性变差。因此，在本发明中，将Mn的含量控制在1.5-3.0％。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述Mn含量的下限可以为2.0％，或者所述Mn含量的上限可以为2.8％。
Al：0.01-0.1％
所述铝(Al)是主要为了脱氧而添加的成分。当所述Al含量小于0.01％时，其添加效果不足。另一方面，当所述Al含量超过0.1％时，与氮结合形成AlN，从而连铸时板坯上容易产生角裂，并且容易产生由于形成夹杂物而引起的缺陷。因此，在本发明中，将Al的含量控制在0.01-0.1％。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述Al含量的下限可以为0.015％，或者所述Al含量的上限可以为0.06％。
P：0.001-0.015％
所述磷(P)是一种固溶强化效果非常大的合金元素，其特征在于，即使所述磷(P)的含量少也可以获得大的强化效果。但是，当添加过量的P时，发生晶界偏析引起的脆性，而且在成型时容易产生微细的裂纹，并且延展性和耐冲击特性大幅降低。另外，还存在镀覆时在表面引发缺陷的问题。因此，将P含量的上限控制在0.015％。另外，当所述P含量小于0.001％时，需要过多的制造成本来满足这一要求，这不仅在经济上不利，而且确保的强度也变得不足，因此将P含量的下限控制在0.001％以上。因此，在本发明中，优选将所述P含量控制在0.001-0.015％。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述P含量的下限可以为0.003％，或者所述P含量的上限可以为0.012％。
S：0.001-0.01％
所述硫(S)为钢中存在的杂质，当S含量超过0.01％时，与Mn等结合形成非金属夹杂物，因此在钢的切割加工时容易产生微细的裂纹，并且存在延伸凸缘性和耐冲击性大幅降低的问题。另外，为了制成所述S含量小于0.001％，炼钢操作时需要大量时间，从而存在生产性降低的问题。因此，在本发明中，优选将S含量控制在0.001-0.01％。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述S含量的下限可以为0.002％，或者所述S含量的上限可以为0.005％。
N：0.001-0.01％
所述氮(N)与C一起是代表性的固溶强化元素，并且与Ti和Al等一起有助于形成粗大的析出物。通常，N的固溶强化效果比碳优异，但是随着钢中的N的量增加，存在韧性大幅降低的问题。另外，为了制成N含量小于0.001％，炼钢操作时需要大量时间，从而存在生产性降低的问题。因此，在本发明中，优选将N含量控制在0.001-0.01％。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述N含量的下限可以为0.002％，所述N含量的上限可以为0.006％。
另外，根据本发明的一个方面，尽管没有特别限制，但以重量％计，所述冷轧钢板可以选择性地进一步包含选自1.0％以下(包括0％)的Cr、0.2％以下(包括0％)的Mo以及0.005％以下(包括0％)的B中的一种以上。下面，对所述选择性地添加的元素的添加理由和限制含量的理由进行说明。
Cr：1.0％以下(包括0％)
铬(Cr)是为了提高钢的淬透性并确保高强度而添加的成分，铬(Cr)是对马氏体的形成起到非常重要作用的元素，并且使相对于强度增加的伸长率的降低最小化，从而也有利于制造具有高延展性的复合组织钢。因此，为了上述效果，可以选择性地添加所述Cr。但是，当所述Cr含量超过1.0％时，不仅上述效果饱和，而且由于热轧强度过度增加，存在冷轧性变差的问题。另外，存在退火后的马氏体分数大幅增加而导致伸长率降低的问题，因此将Cr含量的上限控制在1.0％以下。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述Cr含量的下限可以为0.1％，或者所述Cr含量的上限可以为0.8％。
Mo：0.2％以下(包括0％)
钼(Mo)是抑制珠光体的形成并增加淬透性的元素。因此，为了确保上述效果，本发明中可以选择性地添加Mo。但是，当Mo含量超过0.2％时，提高强度的效果不会大幅增加，但延展性变差，因此在经济上可能变得不利。因此，优选将所述Mo的含量控制在0.2％以下。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述Mo含量的下限可以为0.01％，或者所述Mo含量的上限可以为0.20％。
B：0.005％以下(包括0％)
在硼(B)在钢中以固溶状态存在的情况下，具有通过稳定晶界来改善在低温区中的钢的脆性的效果，并且大幅增加钢的淬透性。因此，为了上述效果，可以选择性地添加所述B。但是，当所述B的上限超过0.005％时，在退火时使再结晶延迟，并且在表面上形成氧化物，导致镀覆性变差。因此，优选将所述B的含量控制在0.005％以下。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述B含量的下限可以为0.0015％，或者所述B含量的上限可以为0.0025％。
本发明的其余成分是铁(Fe)。但是，在常规的制造过程中，由于原料或周围环境的变量，可能会不可避免地混入不期望的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于通常的钢铁制造过程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。
根据本发明的一个方面，所述高强度冷轧钢板的由以下关系式1定义的值可以为1.2以上且1.5以下。通过满足这个要求，拉伸强度与伸长率的乘积满足15000MPa％以上(更优选为16000MPa％以上且20000MPa％以下，最优选为16300MPa％以上且18000MPa％以下)，从而不仅可以适合用于高成型部件，而且使冷轧钢板的材质偏差最少化，并且抑制表面缺陷的产生，从而可以确保所期望的材质。
[关系式1]
C+(1.3×Si+Mn)/6+(Cr+1.2×Mo)/5+100×B
(在所述关系式1中，所述C、Si、Mn、Cr、Mo以及B表示各元素的重量％的平均含量。此时，在未添加所述各元素的情况下，用0代入。)
在本发明中，所述关系式1是表示根据本发明的组成的钢材的淬透性(Hardenability)的式，各元素前的系数定量地表示该元素有助于淬透性的量度。当钢材的淬透性大时，有利于确保贝氏体相和马氏体相等硬质的低温相变相，从而有助于提高强度，淬透性越低，越促进奥氏体相变，从而不利于确保强度。
特别地，为了确保本发明中所期望的拉伸强度为1180MPa以上的高强度的同时满足拉伸强度与伸长率的乘积为15000MPa％以上(更优选为16000MPa％以上且20000MPa％以下，最优选为16300MPa％以上且18000MPa％以下)的高成型性，由所述关系式1定义的值需要满足1.2以上。但是，当由所述关系式1定义的值超过1.5时，强度变得过高，从而存在伸长率变差的问题。此外，当由所述关系式1定义的值超过1.5时，在热轧后立即将热轧钢板以10-70℃/秒的平均冷却速度冷却至450-700℃的步骤中，奥氏体的相变大幅延迟。因此，在后续的收卷步骤中，在热轧钢板内形成过多的贝氏体相中具有高硬度的下贝氏体相和马氏体相，从而存在根据宽度方向上的位置的材质偏差加剧并且形状变差的问题。因此，在本发明中，优选将由所述关系式1定义的值控制为满足1.2以上且1.5以下。
在进一步最大化上述效果的方面，由所述关系式1定义的值的下限可以为1.21，或者由所述关系式1定义的值的上限可以为1.48。
另外，根据本发明的一个方面，以面积％计，所述高强度冷轧钢板的微细组织包含合计为90％以上的贝氏体和马氏体以及余量的奥氏体。
在所述微细组织中，当贝氏体和马氏体的合计小于90％时，存在强度不足的问题。另外，余量可以为奥氏体，并且在所述微细组织中，以面积％计，奥氏体可以为10％以下(0％除外)。在所述微细组织中，当奥氏体超过10％时，存在伸长率不足的问题。
根据本发明的一个方面，以面积％计，所述高强度冷轧钢板的微细组织可以包含合计为90％以上(100％除外)的贝氏体和马氏体以及余量的奥氏体(即，10％以下(0％除外)的奥氏体)。或者，在进一步改善上述效果的方面，所述贝氏体和马氏体的合计的上限可以为97％。
或者，根据本发明的一个方面，尽管没有特别限制，但在改善拉伸强度与伸长率的方面，以面积％计，所述微细组织可以包含3-4％的奥氏体。在所述微细组织中，当奥氏体小于3％时，可能发生伸长率不足的问题，当奥氏体超过4％时，可能发生强度不足的问题。
或者，根据本发明的一个方面，尽管没有特别限制，但以面积％计，所述微细组织可以包含78-86％的贝氏体。在所述微细组织中，当贝氏体小于78％或贝氏体超过86％时，强度不足，因此可能难以确保拉伸强度与伸长率的乘积为15000MPa％以上的冷轧钢板。
或者，根据本发明的一个方面，尽管没有特别限制，但以面积％计，所述微细组织可以包含11-18％的马氏体。在所述微细组织中，当马氏体小于11％时，强度可能不足，当马氏体超过18％时，伸长率较差，因此可能发生难以确保拉伸强度与伸长率的乘积为15000MPa％以上的冷轧钢板的问题。
根据本发明的一个方面，所述高强度冷轧钢板的满足深度为100μm以上和短边长度为1mm以上中的一个以上的条件的表面缺陷的平均数量小于10个/m2(包括0个/m2)。在测量所述表面缺陷的平均数量时，“深度为100μm以上”或“短边长度为1mm以上”的条件仅仅是用于测量表面缺陷的平均数量的、只要满足即可的判断标准。因此，在本说明书中，上述深度和短边长度各自的上限值没有特别限制。
在本发明中，表面缺陷是指具有凹槽形状的缺陷，具体地，表面缺陷是指在厚度方向上凹痕形状的缺陷，并且是指通过目视观察钢板表面时可确认的缺陷。另外，所述表面缺陷的深度可以是指以冷轧钢板的厚度方向截面(即，以截面为基准，是指垂直于轧制方向的方向)为基准的任一个凹槽形状的表面缺陷的厚度方向上的“最高深度”。另外，所述表面缺陷的短边长度可以是指以冷轧钢板的表面为基准的经过成为所述最高深度的点的最短长度。另外，为了观察存在于上述钢板表面上的凹槽形状的表面缺陷并确认各表面缺陷的深度和短边长度，图2中示出利用高倍率扫描电子显微镜(SEM)拍摄的照片。
本发明人进行反复研究以提供一种解决现有技术的问题并确保所期望的水平的强度和成型性的同时可以最小化表面缺陷和材质偏差的冷轧钢板。
其结果，发现通过将满足上述深度为100μm以上和短边长度为1mm以上中的一个以上的条件的表面缺陷的平均数量控制为小于10个/m2，可以确保上述效果。即，在本发明中，当所述表面缺陷的平均数量为10个/m2以上时，可能出现发生表面凹痕的问题。另外，在进一步改善上述效果的方面，优选地，上述表面缺陷的平均数量可以为8个/m2以下。
另外，根据本发明的一个方面，本发明人进行进一步的反复研究以提供一种冷轧钢板，所述冷轧钢板即使在钢板表面存在表面缺陷，也不影响材质偏差等，并且可以同时确保所期望的水平的强度和成型性。
其结果，在本发明中，进一步发现即使存在表面缺陷也不影响材质偏差等的水平的表面缺陷特性。具体地，在本发明中，尽管没有特别限制，但所述表面缺陷的最大深度可以满足500μm以下。此时，所述表面缺陷的最大深度可以是指钢板的表面上存在的各表面缺陷的深度的最大值。
另外，根据本发明的一个方面，所述冷轧钢板的宽度方向上的两端部与中央部的屈服强度(YS)之差可以为100MPa以下。通过满足所述两端部与中央部的屈服强度之差为100MPa以下，可以提供一种宽度方向上的材质偏差减少的钢板，并且具有宽度方向上的材质均匀的效果。此时，所述“两端部”可以是指以冷轧钢板的宽度方向上的总宽度(称为100％)为基准的距离两个末端30％的区间(总和：相当于60％)，所述“中央部”可以是指以冷轧钢板的宽度方向上的总宽度为基准的除所述两端部之外的其余40％的区间。
根据本发明的一个方面，所述冷轧钢板的拉伸强度可以为1180MPa以上，更优选可以为1200MPa以上且1310MPa以下。当所述冷轧钢板的拉伸强度小于1200MPa时，可能发生达不到高成型部件所要求的强度的问题，当所述冷轧钢板的拉伸强度超过1310MPa时，伸长率较差，从而可能发生无法合适地应用于高成型部件的问题。
另外，根据本发明的一个方面，所述冷轧钢板的屈服强度可以为870MPa以上，更优选可以为870MPa以上且960MPa以下。当所述冷轧钢板的屈服强度小于870MPa时，可能发生部件的碰撞特性较差的问题，当所述冷轧钢板的屈服强度超过960MPa时，可能发生成型性较差的问题。
另外，根据本发明的一个方面，所述冷轧钢板的拉伸强度与伸长率的乘积可以为15000MPa％以上，更优选可以为16000MPa％以上且20000MPa％以下，最优选可以为16300MPa％以上且18000MPa％以下。通过满足上述物理性能，强度和成型性均优异，从而可以确保可适合应用于高成型部件的效果。
尽管没有特别限制，但选择性地，所述冷轧钢板可以进一步包括形成在表面的镀层。此时，所述镀层可以通过后述镀覆工艺来形成。另外，所述镀层的组成可以根据目的应用不同的组成，因此在本说明书中没有特别限制，作为一个实例，可以举例锌基镀层等。
下面，详细说明根据本发明的一个方面的高强度冷轧钢板的制造方法。但是，这并不表示根据本发明的制造冷轧钢板的方法必须通过以下的制造方法来制造。
钢坯的再加热步骤
将满足上述组成的钢坯再加热至1100-1350℃。所述钢坯的组成与上述冷轧钢板的组成相同，此时，对于钢坯的各成分的添加理由和限制含量的理由，应用与上述冷轧钢板相同的说明。另外，当所述钢坯的再加热温度低于1100℃时，板坯的中心部的偏析的合金元素残留，并且热轧的起始温度过低，因此发生轧制载荷增大的问题。另一方面，当所述钢坯的再加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的粗大化而发生强度降低的问题。因此，在本发明中，优选将钢坯的再加热温度控制在1100-1350℃。
热轧步骤
将经所述再加热的钢坯在850-1150℃下进行热轧。当所述热轧的温度超过1150℃时，热轧钢板的温度上升，因此晶粒尺寸变得粗大，并且热轧钢板的表面质量变差。当所述热轧的温度低于850℃时，由于再结晶的过度延迟而伸长的晶粒的发达，轧制时的载荷增加，并且两端部的温度大幅降低，从而冷却时形成不均匀的微细组织，因此材质偏差增加，并且成型性也会变差。
热轧后的冷却步骤
将经所述热轧的钢板以10-70℃/秒(更优选为20-50℃/秒)的平均冷却速度冷却至450-700℃。当经所述热轧的钢板的冷却温度低于450℃时，发生材质偏差变差的问题，当经所述热轧的钢板的冷却温度超过700℃时，不仅发生材质偏差，而且发生热轧内部氧化，从而出现产生表面缺陷的问题。另外，当所述平均冷却速度小于10℃/秒时，发生基体组织的晶粒变得粗大且微细组织变得不均匀的问题。另外，当所述平均冷却速度超过70℃/秒时，容易形成贝氏体相和马氏体相，因此存在冷轧时的载荷增加的问题。
收卷步骤
将经所述冷却的钢板在450-700℃下进行收卷。当冷却至低于450℃的所述收卷温度并进行收卷时，钢中不必要地形成贝氏体相和马氏体相，导致形状不均匀，并且冷轧时的轧制载荷大幅增加。当在超过700℃的所述收卷温度下进行收卷时，奥氏体晶粒变大，并且容易形成粗大的珠光体相，导致退火时形成不均匀的微细组织，从而存在钢的成型性较差的问题。另外，热轧氧化物增加，在退火时吸附在辊上，导致氧化物积聚在辊上，在钢板通过时，由于钢板与辊的摩擦，发生在钢板表面引发凹痕缺陷等表面缺陷的问题。另外，在热轧氧化物残留在钢板中的情况下，在钢板的镀覆时导致镀覆质量和镀覆粘附性变差。
通常，在收卷后，收卷的钢板(卷板)的宽度方向上的两端部由于暴露在周围气氛而快速地进行冷却，宽度方向上的中央部则缓慢地进行冷却。因此，从收卷步骤开始，在钢板的宽度方向上发生冷却偏差，这导致收卷的钢板的不同位置的微细组织发生差异，最终导致热轧钢板发生材质偏差。对于这种材质偏差大的热轧钢板，在进行冷轧的过程中，不仅材质偏差加剧，而且热轧钢板中无法通过目视观察到的凹槽形状的表面缺陷在经过冷轧后进一步加剧，从而出现产生大的表面缺陷的问题。即，材质偏差大的热轧钢板不仅在冷轧时形状变差，而且在最终的退火材料的宽度方向上的不同位置引发材质偏差，因此本发明人进行深入研究以解决上述问题的结果，提出了一种在收卷步骤中将两端部和中央部的温度进行不同控制的制造方法。
具体地，在本发明中，作为减少钢板的宽度方向上的材质偏差并抑制表面缺陷的方法，在所述收卷时进行控制，使得以钢板的总宽度为基准，宽度方向上的两端部的表面温度(Te)满足601-700℃，中央部的表面温度(Tc)满足450-600℃。此时，所述“钢板的宽度方向”是指以钢板的表面为基准的垂直于钢板的输送方向的方向。另外，上述说明同样适用于所述两端部和中央部。
此时，当所述Te低于601℃时，存在由于两端部的过冷而导致材质偏差加剧的问题，当所述Te超过700℃时，存在由于中央部的劣化而导致材质偏差加剧的问题。另外，当所述Tc低于450℃时，中央部和两端部之间的温差加剧，从而存在材质偏差变差的问题，当所述Tc超过600℃时，中央部的温度过高，从而存在发生材质偏差的问题。
如上所述，在上述收卷步骤中，为了不同地控制钢板的宽度方向上的两端部的表面温度和中央部的表面温度，可以应用各种方法，因此对此没有特别限制。例如，在所述收卷时，为了不同地控制钢板的两端部和中央部的温度，在收卷前的冷却步骤中，可以在注入到两端部的冷却水到达钢板之前将其阻挡，或者可以不同地控制注入的冷却水的量，或者可以联合使用两种方法。作为一个实例，根据本发明的一个方面，在所述收卷前的冷却步骤中可以进行控制，使得以钢板的总宽度为基准，除宽度方向上的两端部之外的中央部上注入的冷却水的注水量大于宽度方向上的两端部上注入的冷却水的注水量。
另外，根据本发明的一个方面，尽管没有特别限制，在进一步提高使材质偏差进一步减少并抑制表面缺陷的效果的方面，所述收卷步骤中的所述两端部的表面温度与中央部的表面温度之差(Te-Tc)可以为150℃以下。此时，当所述Te-Tc的值超过150℃时，可能发生宽度方向上的材质偏差变差的问题。但是，由所述Te-Tc计算出的温度偏差越小越优选，因此其下限可以不作单独限制，并且优选可以为0℃。另外，更优选地，所述Te-Tc值的下限可以为50℃，所述Te-Tc值的上限可以为90℃。
保温罩内的保持步骤
在上述收卷步骤之后，选择性地，可以移动到保温罩内并在400-500℃的范围内保持6小时以上。在收卷步骤之后，通过将钢板长时间保持在保温罩内，使得钢板在钢板宽度方向上的两端部和中央部的温度分别为601-700℃和450-600℃范围的温度下长时间保持，在卷板的整个长度的两端部和中央部均匀地形成大量的贝氏体组织，从而可以制造一种形状质量优异、冷轧时的轧制载荷小且具有均匀的厚度的冷轧钢板。
在保温罩内的保持步骤中，钢板的表面温度可以调节至400-500℃。此时，在保温罩内的保持步骤中，当钢板的表面温度低于400℃时，无法确保上述效果，当钢板的表面温度超过500℃时，局部形成粗大的碳化物，并且热轧氧化物增加，因此钢的成型性和表面质量可能变差。
另外，当所述保温罩内的保持时间小于6小时时，可能出现发生材质偏差的问题，所述保温罩内的保持时间的上限没有特别限制，但是作为一个实例，可以为8小时以下。
另外，在进一步提高上述效果的方面，经所述收卷的钢板可以在收卷后立即在90分钟内存放在所述保温罩内，当存放在所述保温罩内之前的时间超过90分钟时，由于过度的空冷而导致宽度方向上的中央部发生过冷，从而可能无法满足450-600℃的范围。或者，在所述保温罩内的保持步骤之后，可以进一步进行空冷或水冷至常温。
冷轧步骤
将经所述收卷的钢板以40-70％的冷轧压下率进行冷轧。当所述冷轧压下率小于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，另一方面，当所述冷轧压下率超过70％时，钢板的边缘(edge)部产生裂纹的可能性高，并且存在导致冷轧负荷的问题。因此，在本发明中，优选将所述冷轧压下率限制为40-70％。
退火步骤
将经所述冷轧的钢板在740-900℃下进行连续退火。当所述退火温度低于740℃时，可能出现由于发生未再结晶而导致强度和伸长率不足的问题，当所述退火温度超过900℃时，可能出现产生表面氧化物的问题。另外，在进一步改善上述效果的方面，更优选地，所述退火温度可以为750-850℃。
另外，尽管没有特别限制，但根据本发明的一个方面，选择性地，在所述连续退火步骤之后，可以选择性地进一步包括以下步骤：以1-10℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至650-700℃；在所述一次冷却步骤之后，以11-20℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，冷却至Ms-100℃至Ms℃。另外，在所述二次冷却步骤之后，可以选择性地进一步包括保持恒定温度的同时进行过时效的步骤。通过满足所述一次冷却步骤、二次冷却步骤以及过时效步骤的条件，可以进一步提高强度和伸长率。此时，所述Ms表示退火后钢板在冷却时生成马氏体的起始温度，并且可以由以下关系式2获得。
[关系式2]
Ms＝539-423×C-30.4×Mn-12.1×Cr-17.7×Ni-7.5×Mo
(在所述关系式2中，所述C、Mn、Cr、Ni、Mo表示各元素的重量％的平均含量。另外，在未添加所述各元素的情况下，用0代入。)
另外，根据本发明的一个方面，可以选择性地进一步包括将冷轧钢板进行镀覆(优选为热浸镀锌)的步骤，通过进行所述镀覆，可以获得镀覆钢板。
具体实施方式
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，以下实施例仅用于通过例示来对本发明进行说明，并不用于限制本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定。
(实施例)
将满足下表1的组成的钢坯在1200℃下进行再加热，并在900℃下进行热轧，然后以20-50℃/秒的冷却速度冷却至450-700℃，然后进行收卷。此时，在所述收卷时进行控制，使得除钢板的宽度方向上的两端部之外的中央部上注入的冷却水的注水量大于钢板的宽度方向上的两端部上注入的冷却水的注水量，从而以钢板的宽度方向上的总宽度为基准，距离两个末端30％的区间的两端部的钢板表面温度(Te)与其余40％的中央部的钢板表面温度(Tc)满足下表2中记载的热轧条件。另外，将经所述收卷的热轧钢板移动至保温罩内并进行控制以满足作为下表2中记载的保温罩条件的装入保温罩前后的平均温度和保持时间。接着，将热轧钢板以50％的冷轧压下率进行冷轧，并在840℃下进行连续退火，然后以8℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至620℃，然后以15℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，冷却至Ms-70℃，从而获得冷轧钢板。
对于如此获得的各冷轧钢板，测量发明例和比较例的微细组织、机械性能以及在表面上观察到的每单位面积的表面缺陷的平均数量(个/m2)，并在下表3至表5中示出。此时，YS、TS以及El分别表示0.2％偏移(off-set)屈服强度、拉伸强度以及断裂伸长率，并且示出将JIS5号标准试片在垂直于轧制方向的方向上在中央部和两端部分别截取试片并进行试验的结果。另外，上述微细组织为在使用扫描电子显微镜(FE-SEM)在3000-5000倍率下观察到的照片中测量面积％的结果。另外，对于表面缺陷的平均数量，通过目视观察制得的钢板的表面，测量满足深度为100μm以上和短边长度为1mm以上中的一个以上的条件的表面缺陷的平均数量。特别地，所述表面缺陷的最大深度通过与本说明书中说明的方法相同的方法进行测量。另外，对于在冷轧钢板的宽度方向上的未端部和中央部截取的试片，通过与上述相同的方法测量屈服强度，并测量这些试片的宽度方向上的材质偏差，并在下表4和表5中示出。
[表1]
[表2]
/>
[表3]
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[表4]
[表5]
从所述表1至表5的实验结果可以确认，在满足本发明的组成和制造条件的发明例1至发明例6的情况下，可以获得可确保1180MPa以上的拉伸强度(TS)的同时抑制材质偏差和表面缺陷的冷轧钢板。此时，确认了由本发明的发明例1至发明例6获得的冷轧钢板中测量的表面缺陷的最大深度满足500μm以下。
另一方面，在不满足本发明的组成和制造条件中的一个以上的比较例1至比较例16的情况下，材质偏差较差，或者产生表面缺陷，并且/或者难以确保本发明所期望的物理性能。
特别地，所述比较钢1的Si添加量过多，从而不满足关系式1。因此，在使用所述比较钢1的比较例13和比较例14的情况下，尽管满足本发明提出的制造条件而材质偏差良好，但由于发生退火炉内的Si氧化物的积聚引起的凹痕问题，存在产品的表面缺陷的平均数量超过目标值的问题。
另外，所述比较钢2的合金添加量少，从而不满足关系式1。因此，在使用所述比较钢2的比较例15和比较例16的情况下，尽管满足本发明提出的制造条件而表面缺陷和材质偏差良好，但拉伸强度小于1180MPa，并且拉伸强度与伸长率的乘积小于16000MPa％，从而无法满足目标材质。
另外，在比较例1、比较例5、比较例9的情况下，示出宽度方向上的两端部和中央部的温度比本发明提出的温度高的实例，在所述比较例4、比较例8、比较例12的情况下，示出保温罩的温度超过基准温度的实例。因此，在所述比较例中，生成过多的热轧氧化物，并且由于该氧化物而导致最终钢板上产生大量表面缺陷。
另外，在比较例2、比较例6、比较例10的情况下，示出宽度方向上的两端部和中央部的温度低于本发明中提出的温度且该两端部的表面温度与中央部的表面温度之差(Te-Tc)超过150℃的实例，在所述比较例3、比较例7、比较例11的情况下，示出未应用保温罩的实例。因此，在所述比较例中，虽然可以确保所期望的退火钢板的材质，并且表面缺陷的平均数量良好，但存在退火钢板的宽度方向上的屈服强度的偏差超过目标值100MPa的问题。

Claims (13)

1.一种高强度冷轧钢板，以重量％计，所述高强度冷轧钢板包含：C：0.05-0.3％、Si：0.01-2.0％、Mn：1.5-3.0％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.015％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，
所述高强度冷轧钢板的由以下关系式1定义的值满足1.2以上且1.5以下，
以面积％计，微细组织包含合计为90％以上的贝氏体和马氏体以及余量的奥氏体，
所述高强度冷轧钢板的满足深度为100μm以上和短边长度为1mm以上中的一个以上的条件的表面缺陷的平均数量小于10个/m2，
[关系式1]
C+(1.3×Si+Mn)/6+(Cr+1.2×Mo)/5+100×B
在所述关系式1中，所述C、Si、Mn、Cr、Mo以及B表示各元素的重量％的平均含量，并且在未添加所述各元素的情况下，用0代入。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以面积％计，所述微细组织包含10％以下且0％除外的奥氏体。
3.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以面积％计，所述微细组织包含3-4％的奥氏体。
4.根据权利要求3所述的高强度冷轧钢板，其中，以面积％计，所述微细组织包含78-86％的贝氏体。
5.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以面积％计，所述微细组织包含11-18％的马氏体。
6.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述高强度冷轧钢板的拉伸强度为1180MPa以上，屈服强度为870MPa以上。
7.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述高强度冷轧钢板的拉伸强度与伸长率的乘积为15000MPa％以上。
8.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，以重量％计，所述高强度冷轧钢板进一步包含选自1.0％以下且包括0％的Cr、0.2％以下且包括0％的Mo以及0.005％以下且包括0％的B中的一种以上。
9.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板的宽度方向上的两端部与中央部的屈服强度之差为100MPa以下。
10.一种制造高强度冷轧钢板的方法，其包括以下步骤：
将钢坯再加热至1100-1350℃，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.05-0.3％、Si：0.01-2.0％、Mn：1.5-3.0％、Al：0.01-0.1％、P：0.001-0.015％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述钢坯的由以下关系式1定义的值满足1.2以上且1.5以下；
将经所述再加热的钢坯在850-1150℃下进行热轧；
将经所述热轧的钢板以10-70℃/秒的平均冷却速度冷却至450-700℃；
将经所述冷却的钢板在450-700℃下进行收卷；
将经所述收卷的钢板以40-70％的压下率进行冷轧；以及
将经所述冷轧的钢板在740-900℃下进行连续退火，
其中，在所述收卷步骤中进行控制，使得以钢板的总宽度为基准，宽度方向上的两端部的表面温度Te满足601-700℃，中央部的表面温度Tc满足450-600℃，
[关系式1]
C+(1.3×Si+Mn)/6+(Cr+1.2×Mo)/5+100×B
在所述关系式1中，所述C、Si、Mn、Cr、Mo以及B表示各元素的重量％的平均含量，并且在未添加所述各元素的情况下，用0代入。
11.根据权利要求10所述的制造高强度冷轧钢板的方法，其中，在所述收卷步骤之后，进一步包括将经所述收卷的钢板移动到保温罩内并在400-500℃的范围内保持6小时以上的步骤。
12.根据权利要求10所述的制造高强度冷轧钢板的方法，其中，在所述收卷步骤中进行控制，使得所述两端部的表面温度与中央部的表面温度之差Te-Tc满足150℃以下。
13.根据权利要求10所述的制造高强度冷轧钢板的方法，其中，在所述冷却步骤中进行控制，使得以钢板的总宽度为基准，除宽度方向上的两端部之外的中央部上注入的冷却水的注水量大于宽度方向上的两端部上注入的冷却水的注水量。
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CA2469022C (en) 2002-06-25 2008-08-26 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
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
JP5839180B2 (ja) * 2011-11-11 2016-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板の冷却方法
JP5780171B2 (ja) * 2012-02-09 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2015200012A (ja) * 2014-03-31 2015-11-12 株式会社神戸製鋼所 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR20160024681A (ko) * 2014-08-26 2016-03-07 현대제철 주식회사 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR102020435B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법

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