CN118103542A - 扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种适于汽车用材料的钢，具体地涉及一种扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板及其制造方法。

Description

扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种适于汽车用材料的钢，具体地涉及一种扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，在汽车产业领域中，由于CO2排放相关环境管制和能源使用管制，为了提高燃油效率或耐久性，需要使用高强度钢。
特别地，随着汽车的冲击稳定性管制的扩大，作为用于提高车身的耐冲击性的骨架件(member)、座椅导轨(seat rail)、柱(pillar)等结构部件的材料采用强度优异的高强度钢。
这些汽车部件根据稳定性和设计而具有复杂的形状，并且主要使用冲压模具来成型并制造，因此需要高强度和高水平的成型性。
但是，随着钢的强度增加，具有有利于吸收冲击能量的特征，但通常随着强度增加，伸长率会减小，因此存在成型加工性降低的问题。此外，在屈服强度过高的情况下，成型时由于模型中的材料的引入会减少，从而存在成型性变差且制造成本增加的问题。
此外，汽车部件在加工孔后扩张的成型部位较多，因此需要扩孔性(HoleExpandability，HER)以顺利成型，但高强度钢的扩孔性低，在成型过程中存在产生裂纹(crack)等缺陷的问题。如上所述，当扩孔性差时，汽车碰撞时在部件的成型部产生裂纹，导致部件容易被破坏，因此乘客的安全可能会受到威胁。此外，随着对乘客安全性的标准提高，以部分汽车公司为中心，用于确保刚性而采用后钢板的情况也在持续增加。
此外，代表性的用作汽车用材料的高强度钢包括双相钢(Dual Phase Steel，DP钢)、相变诱导塑性钢(Transformation Induced Plasticity Steel，TRIP钢)、复相钢(Complex Phase Steel，CP钢)、铁素体-贝氏体钢(Ferrite Bainite steel，FB钢)等。
作为超高张力钢的DP钢具有约0.5至0.6水平的低屈强比，因此易于加工，具有仅次于TRIP钢的高伸长率的优点。因此，主要应用于外门、座椅导轨、安全带、悬架、臂、轮盘等。
TRIP钢具有0.57至0.67范围的屈强比，从而具有表现出优异的成型性(高延展性)的特征，因此适于骨架件、车顶、安全带、保险杠等需要高成型性的部件。
CP钢具有低屈强比、高伸长率和弯曲加工性，从而应用于侧板、车身底部加强件等，FB钢具有优异的扩孔性，因此主要应用于悬架下臂或轮盘等。
其中，DP钢主要由延展性优异的铁素体和强度高的硬质相(马氏体相和贝氏体相)组成，并且可能存在微量的残余奥氏体。这种DP钢的屈服强度低且拉伸强度高，从而具有低屈强比(Yield Ratio，YR)、高加工硬化率、高延展性、连续屈服行为、常温耐时效性、烘烤硬化性等优异的特性。此外，通过控制各相(phase)的分数、再结晶度和分布均匀度等，可以制造为扩孔性高的高强度钢。
但是，为了确保拉伸强度为980MPa以上的超高强度，需要增加有利于提高强度的如马氏体相的硬质相(hard phase)的分数，在这种情况下，屈服强度上升，从而存在冲压成型中产生裂纹(crack)等缺陷的问题。
通常，汽车用DP钢是通过炼钢和连铸工艺制作板坯，然后对该板坯进行[加热-粗轧-热精轧]以获得热轧卷板后经过退火工艺来制造最终产品。
其中，退火工艺主要是在制造冷轧钢板时进行的工艺，冷轧钢板是通过将热轧卷板进行酸洗以去除表面氧化皮(scale)，并在常温下以规定的压下率进行冷轧，然后经过退火工艺和根据需要进行的进一步的平整轧制工艺来制造。
就经冷轧而获得的冷轧钢板(冷轧材料)而言，其本身是非常硬化的状态，不适合制作为需要加工性的部件，因此可以通过作为后续工艺的在连续退火炉内的热处理进行软化来提高加工性。
作为一个实例，退火工艺是在加热炉内将钢板(冷轧材料)加热至约650-850℃后保持规定时间，从而可以通过再结晶和相变现象来降低硬度并改善加工性。
就未经退火工艺的钢板而言，其硬度特别是表面硬度高，并且加工性不足，但进行退火工艺的钢板具有再结晶组织，从而硬度、屈服点和抗张力降低，从而可以有助于提高加工性。
作为降低DP钢的屈服强度的代表性的方法，在连续退火时的加热工艺中，通过使铁素体完全再结晶来制成等轴晶形式，以使后续工艺中形成和成长奥氏体时成为等轴晶形式，因此有利于形成颗粒尺寸小且均匀的奥氏体相。
此外，在厚钢板的情况下，需要确保相对厚的热轧厚度以确保规定的压下率，因此存在后续冷轧时负荷大且操作性降低的问题。当制造厚钢板时的压下率低时，由于在退火过程中铁素体的未再结晶引起的组织不均匀度增加，屈服强度增加，并且存在微细组织中保持冷轧方向性的同时加工性降低的问题。因此，在厚钢板的情况下，由于尺寸特性，在厚度方向上的材质偏差必然会大，因此需要一种将可行的材质进行均质化处理以提高加工性和使用物理性能的技术。
此外，在专利文献1中公开了通过使用Ti、Mo等形成微细析出物，并且由铁素体相、贝氏体相以及马氏体相组成微细组织，从而可以确保扩孔性和伸长率。
但是，在该文献中，由于用于形成微细析出物的碳和用于引入贝氏体而过度添加的硅，存在焊接性和液态金属致脆(LME)的问题。此外，由于依然存在软质相和硬质相之间的硬度差等引起的问题，并且为了高扩孔性而形成过多分数的贝氏体相，因此屈服强度高，从而存在难以加工和伸长率差的缺点。
考虑到上述现有技术，为了同时提高厚高强度钢的伸长率和扩孔性等成型性，需要开发一种可以在钢内形成均匀的组织，并且降低屈服强度的同时提高加工性的方案。
(专利文献1)韩国公开专利公报第10-2021-0095156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高强度厚钢板及其制造方法，所述高强度厚钢板作为适合用于汽车结构部件等的材料，具有低屈强比和高强度，并且通过提高延展性，从而扩孔性等成型性优异。
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整体内容中理解，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扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板，以重量％计，所述高强度厚钢板包含：碳(C)：0.05-0.12％、锰(Mn)：2.0-3.0％、硅(Si)：0.5％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.0％以下(0％除外)、铌(Nb)：0.1％以下(0％除外)、钛(Ti)：0.1％以下(0％除外)、硼(B)：0.003％以下(0％除外)、铝(酸溶铝(sol.Al))：0.02-0.05％、磷(P)：0.05％以下(0％除外)、硫(S)：0.01％以下(0％除外)、氮(N)：0.01％以下(0％除外)、铁(Fe)以及其他不可避免的杂质，
作为微细组织包含面积分数为10-30％的铁素体、10-25％的再结晶铁素体桥(bridge)、20-30％的贝氏体以及余量的马氏体。
本发明的另一个方面提供一种制造扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：准备钢坯；在1100-1300℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热；将经所述加热的钢坯进行热轧来制造热轧钢板；将所述热轧钢板在400-700℃的温度范围内进行收卷；在所述收卷后，将热轧钢板冷却至常温；将经所述冷却的热轧钢板以55-80％的冷轧压下率进行冷轧来制造冷轧钢板；将所述冷轧钢板进行连续退火处理；在所述连续退火后，以1-10℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至650-700℃的温度范围；以及在所述一次冷却后，以5-50℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，冷却至450-500℃的温度范围，
其中，所述连续退火在设置有加热带、均热带以及冷却带的设备中进行，将所述冷轧钢板用加热带进行升温时经过在600-700℃下保持1-3分钟的再结晶带。
发明效果
根据本发明，可以提供一种厚钢板，所述厚钢板即使具有高强度，也具有优异的扩孔性，从而成型性和抗碰撞性得到提高。
如上所述，成型性得到提高的本发明的钢板在冲压成型时可以防止裂纹或褶皱等加工缺陷，因此具有适合应用于需要加工成复杂形状的结构用等的部件的效果。进而，还有效地制造耐碰撞性提高的材料，使得使用这种部件的汽车不可避免地发生碰撞时，避免容易形成裂纹等缺陷。
附图说明
图1是示出根据本发明的一个实施方案的连续退火时的热历史和相变历史。在图1中，虚线表示现有的连续退火时的热历史，实线表示根据本发明的连续退火时的热历史。
图2的(a)示出组织中的孔(void)形成机制，(b)示出根据本发明的一个实施方案的发明例的组织中的界面强化机制。
图3和图4是示出根据本发明的一个实施方案的比较例(图3)和发明例(图4)的微细组织照片(图4中的箭头标记了再结晶铁素体桥组织)。
最佳实施方式
本发明的发明人为了开发具有可以适合用于汽车用材料中需要加工成复杂形状的部件等的水平的成型性的材料而进行了深入的研究。
特别地，就冷轧压下率只能相对低的汽车用厚钢板而言，本发明人得出可以提高硬质相之间的抗裂纹性的组织结构，同时确认了通过控制有利于防止孔的生成和传播的硬质相的微细化和晶粒的形状可以实现目标，从而完成了本发明。
特别地，本发明中引入具有将所述硬质相相互连接的结构的再结晶铁素体桥以消除硬质相的单向性，并且就形成这种组织而言，技术意义在于优化合金组成和制造条件。
下面，对本发明进行详细说明。
根据本发明的一个方面的扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板，以重量％计，可以包含：碳(C)：0.05-0.12％、锰(Mn)：2.0-3.0％、硅(Si)：0.5％以下(0％除外)、铬(Cr)：1.0％以下(0％除外)、铌(Nb)：0.1％以下(0％除外)、钛(Ti)：0.1％以下(0％除外)、硼(B)：0.003％以下(0％除外)、铝(sol.Al)：0.02-0.05％、磷(P)：0.05％以下(0％除外)、硫(S)：0.01％以下(0％除外)、氮(N)：0.01％以下(0％除外)。
下面，对如上所述限制本发明中所提供的高强度厚钢板的合金组成的理由进行详细的说明。
此外，除非特别说明，否则本发明中各元素的含量是以重量为基准，并且组织的比例以面积为基准。
碳(C)：0.05-0.12％
碳(C)是为了固溶强化而添加的重要的元素，这种C与析出元素结合而形成微细的析出物，从而有助于提高钢的强度。
当所述C的含量超过0.12％时，由于淬透性增加，制造钢时在冷却过程中形成马氏体，因此存在强度过度增加的同时，导致伸长率降低的问题。此外，由于焊接性变差，具有加工成部件时产生焊接缺陷的风险。此外，当所述C的含量小于0.05％时，难以确保目标水平的强度。
因此，所述C的含量可以为0.05-0.12％。更有利地，所述C的含量可以为0.06％以上，并且可以为0.10％以下。
锰(Mn)：2.0-3.0％
锰(Mn)是使钢中的硫(S)析出为MnS，从而防止FeS的生成所导致的热脆性，并且有利于钢的固溶强化的元素。
当这种Mn的含量小于2.0％时，不仅无法获得上述效果，而且难以确保目标水平的强度。此外，当Mn的含量超过3.0％时，发生焊接性和热轧性等问题的可能性高，并且由于淬透性的增加而更容易形成马氏体，从而可能会降低延展性。此外，组织内形成过多的Mn带(Mn-Band)(Mn氧化物带)，从而存在发生如加工裂纹的缺陷的风险增加的问题。此外，退火时在表面溶出Mn氧化物，从而存在大幅阻碍镀覆性的问题。
因此，所述Mn的含量可以为2.0-3.0％。更有利地，所述Mn的含量可以为2.2％以上且2.8％以下。
硅(Si)：0.5％以下(0％除外)
硅(Si)是铁素体稳定化元素，通过促进铁素体相变，有利于确保目标水平的铁素体分数。此外，由于固溶强化能力优异，有效提高铁素体的强度，并且是在不降低钢的延展性的情况下确保强度方面有用的元素。
当这种Si的含量超过0.5％时，固溶强化效果过度，反而会降低延展性，并且引发表面氧化皮缺陷，从而对镀覆表面质量产生不良影响。此外，存在阻碍化学处理性的问题。
因此，所述Si的含量可以为0.5％以下，并且0％可以除外。更优选地，所述Si的含量可以为0.1％以上。
铬(Cr)：1.0％以下(0％除外)
铬(Cr)是在冷却过程中发挥淬透性效果以使易于形成贝氏体相，并且在退火热处理时抑制马氏体相的形成，另一方面，形成微细的碳化物而有助于提高强度的元素。
此外，在本发明中，通过包含适当水平的所述Cr，在加热过程中起到铁素体稳定化元素的作用来延迟奥氏体相的相变反应，并且在较高的温度下开始相变，因此在加热过程中长时间停留在仅发生再结晶的区域(Trex-A1)。其结果，可以确保再结晶铁素体桥组织。
当所述Cr的含量超过1.0％时，无法形成所期望的再结晶铁素体桥，从而钢的延展性和扩孔性降低，当在晶界处形成碳化物时，强度和伸长率可能会变差。此外，存在制造成本增加的问题。
因此，所述Cr的含量可以为1.0％以下，并且0％可以除外。更优选地，所述Cr的含量可以为0.01％以上。
铌(Nb)：0.1％以下(0％除外)
铌(Nb)是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，并形成微细碳化物，从而有助于提高强度的元素。
当这种Nb的含量超过0.1％时，析出粗大的碳化物，并且由于钢中的碳含量的减少，强度和伸长率可能变差，并且存在制造成本增加的问题。
因此，所述Nb的含量可以为0.1％以下，并且0％可以除外。
钛(Ti)：0.1％以下(0％除外)
钛(Ti)是形成微细碳化物的元素，有助于确保屈服强度和拉伸强度。此外，Ti是使钢中的N析出为TiN，从而具有抑制钢中不可避免地存在的Al引起的AlN的形成的效果，因此具有连续铸造时降低产生裂纹的可能性的效果。
当这种Ti的含量超过0.1％时，析出粗大的碳化物，并且由于钢中的碳量减少，具有强度和伸长率减少的可能性。此外，具有连续铸造时引发喷嘴堵塞的可能性，并且存在制造成本增加的问题。
因此，所述Ti的含量可以为0.1％以下，并且0％可以除外。
硼(B)：0.003％以下(0％除外)
硼(B)是在退火热处理后冷却的过程中延迟奥氏体相变为珠光体的元素，但当B的含量超过0.003％时，过多的B在表面富集，因此可能会导致镀覆粘附性变差。
因此，所述B的含量可以为0.003％以下，考虑到不可避免的添加的水平，0％可以除外。
铝(sol.Al)：0.02-0.05％
铝(sol.Al)是为了钢的粒度微细化效果和脱氧而添加的元素，当所述铝(sol.Al)的含量小于0.02％时，无法以稳定的状态制造铝镇静钢。另一方面，当所述铝(sol.Al)的含量超过0.05％时，发生晶粒微细化，因此具有提高强度的效果，但由于炼钢连铸操作时形成过多的夹杂物，产生镀覆钢板的表面缺陷的风险增加。
因此，所述酸溶铝(sol.Al)的含量可以为0.02-0.05％。
磷(P)：0.05％以下(0％除外)
磷(P)是固溶强化效果最大的置换型元素，并且是改善面内各向异性且不大幅降低成型性的同时有利于确保强度的元素。但是，当添加过多的这种P时，产生脆性断裂的可能性大幅增加，从而在热轧过程中产生板坯的板断裂的可能性增加，并且存在阻碍镀覆表面特性的问题。
因此，在本发明中，所述P的含量可以控制在0.05％以下，考虑到不可避免的添加的水平，0％可以除外。
硫(S)：0.01％以下(0％除外)
硫(S)是钢中的杂质元素，并且是不可避免地添加的元素，由于阻碍延展性，因此优选将硫(S)的含量尽可能控制为低。特别地，S存在提高产生红热脆性的可能性的问题，因此优选将硫(S)的含量控制在0.01％以下。但考虑到在制造过程中不可避免地添加的水平，0％可以除外。
氮(N)：0.01％以下(0％除外)
氮(N)是固溶强化元素，但当所述氮(N)的含量超过0.01％时，产生脆性的风险增加，并且与钢中的Al结合而析出过多的AlN，因此可能会阻碍连铸质量。
因此，所述N的含量可以为0.01％以下，考虑到不可避免的添加的水平，0％可以除外。
本发明的其余成分是铁(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中混入并不期望的杂质，因此不能排除这些杂质。这些杂质对于常规的钢铁制造领域的技术人员而言是众所周知的，因此在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微细组织可以由作为软质相(soft phase)的铁素体、作为硬质相的贝氏体相和马氏体相以及连接所述硬质相而形成的再结晶铁素体桥组织组成。
在本发明中，由于再结晶铁素体桥的生成引起的微细组织相的最大的变化是现有的铁素体的轧制方向性的消失和硬质相周围的连接程度大。此外，由于加热过程中形成再结晶铁素体桥，逆相变奥氏体的生成位置减少，并且高温下的奥氏体的生成延迟，从而冷却后可以生成尺寸更小的第二相。未再结晶铁素体区域是存在轧制方向性的延伸的组织，保留为不规则的粗糙界面，再结晶铁素体桥晶界具有多边形形态的光滑界面的特征。确定所述再结晶铁素体桥的方法例如可以通过EBSD晶体取向(电子背散射衍射取向(electronbackscatter diffraction orientation))来区分，或者可以通过过氧化氢水溶液(例如，140ml的蒸馏水、100ml的过氧化氢、4g的草酸、2ml的硫酸、1.5ml的氢氟酸)蚀刻来进行光学区分。
具体地，本发明的钢板可以包含面积分数为10-30％的铁素体相、面积分数为10-25％的再结晶铁素体桥相以及20-30％的作为硬质相的贝氏体和余量的马氏体相。此外，还可以包含微量的残余奥氏体相。
在本发明中，所述再结晶铁素体桥相是消除硬质相的单向性，从而有利于抑制沿硬质相的晶界产生的孔和该孔的传播的组织，并且是区别于现有的粒状铁素体(多边形铁素体(polygonal ferrite))的组织。
此外，所述再结晶铁素体桥是区别于常规的再结晶铁素体的组织，相对粗大，并且以等效圆直径(equivalent circular diameter)为基准，优选具有1-6μm的平均尺寸。当所述再结晶铁素体桥相的尺寸小于1μm时，难以消除硬质相的方向性，从而无法获得所期望的效果，此外，当所述再结晶铁素体桥相的尺寸超过6μm时，成为过于粗大的组织，从而可能会阻碍强度等物理性能。
如图2所示，在硬质相形成为具有方向性的情况下(a)，沿晶界形成的孔的连接变得容易，从而有利于裂纹的传播。此外，在本发明中所期望的组织(b)，特别是当再结晶铁素体桥相形成为消除硬质相的单向性并作为相互连接硬质相的结构时，孔难以沿晶界结合，结果具有大幅抑制裂纹的产生和传播的效果。
当这种再结晶铁素体桥相的分数过高时，硬质相的分数相对降低，从而无法确保目标水平的强度。考虑到这一点，所述再结晶铁素体桥相的含量可以为25％以下。另一方面，当所述再结晶铁素体桥相的分数小于10％时，无法充分获得上述效果(硬质相的单向性的消除和孔传播的抑制等)，因此扩孔性变差。
即，在本发明的技术意义在于，除了作为软质相的铁素体相、作为硬质相的贝氏体相和马氏体相之外，引入再结晶铁素体桥相，并通过控制所述再结晶铁素体桥相的形状和分布来进一步提高成型性。
当所述铁素体相的分数小于10％时，不利于确保钢的延展性，另一方面，当所述铁素体相的分数超过30％时，硬质相的分数相对降低，从而难以确保目标水平的强度。
当所述贝氏体相的分数小于20％时，不仅难以确保强度，而且还存在软质相与马氏体相之间的硬度差变大的问题。另一方面，当所述贝氏体相的分数超过30％时，软质相的分数降低，从而难以确保延展性。
除所述铁素体相、再结晶铁素体桥相和贝氏体相以外的组织中，对马氏体相的分数不进行具体限定，但为了确保拉伸强度为980MPa以上的超高强度，可以包含15％以上的面积分数。但是，当所述马氏体相的分数超过60％时，延展性降低，从而难以确保目标水平的成型性。
此外，需要说明的是，所述残余奥氏体相的分数不超过3％是有利的，即使为0％，在确保所期望的物理性能方面也没有问题。
具有上述微细组织的本发明的高强度厚钢板的拉伸强度为980MPa以上、屈服强度为550-700MPa、伸长率(总伸长率)为14％以上，从而可以具有高强度和高延展性的特性。
此外，所述钢板具有30％以上的扩孔率(Hole Expansion Ratio，HER)，从而具有对加工时可能产生的裂纹的抗性和抗碰撞断裂性优异的效果。
此外，本发明的高强度厚钢板的厚度为1-3mm，更优选可以具有1.5-2.5mm的厚度。
下面，将详细说明根据本发明的另一个方面的制造扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板的方法。
简而言之，本发明可以经过[钢坯加热-热轧-收卷-冷轧-连续退火]的工艺制造所期望的钢板，下面对各个工艺进行详细的说明。
[钢坯的加热]
首先，可以准备满足上述合金组成的钢坯，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，对这种加热工艺的条件不进行特别限定，只要是通常的条件即可。作为一个实例，可以在1100-1300℃的温度范围内进行加热工艺。
[热轧]
可以将如上所述经加热的钢坯进行热轧来制造热轧钢板，此时，可以在Ar3以上至1000℃以下的出口侧温度下进行热精轧。
当所述热精轧时的出口侧温度低于Ar3时，热变形阻力急剧增加，并且热轧卷板的上(top)部、下(tail)部和边缘(edge)部成为单相区，因此面内各向异性增加，从而具有成型性变差的可能性。另外，当所述热精轧时的出口侧温度超过1000℃时，轧制负荷相对减少而有利于生产性，但具有产生厚的氧化皮的可能性。
更具体地，所述热精轧可以在760-940℃的温度范围内进行。
[收卷]
可以将如上所述制造的热轧钢板收卷成卷板的形态。
所述收卷可以在400-700℃的温度范围内进行。当收卷温度低于400℃时，形成过多的马氏体或再结晶铁素体桥相，导致热轧钢板的强度过度增加，因此在后续的冷轧时可能发生负荷引起的形状缺陷等问题。另一方面，当收卷温度超过700℃时，由于表面氧化皮的增加，存在酸洗性变差的问题。
[冷却]
优选地，将经所述收卷的热轧钢板以0.1℃/秒以下(0℃/秒除外)的平均冷却速度冷却至室温。此时，经所述收卷的热轧钢板可以在经过运输、积置等过程后进行冷却，但需要说明的是，冷却之前的工艺并不限定于此。
如上所述，通过以规定的速度对经收卷的热轧钢板进行冷却，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。
[冷轧]
可以将如上所述经收卷的热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板，在本发明中，所述冷轧可以以55-80％的冷轧压下率进行。
本发明中在冷轧时应用适当水平的冷轧压下率的状态下在后续的连续退火工艺时在加热区间可以进一步促进铁素体的再结晶，由此诱导微细的铁素体的形成，从而可以使形成在铁素体晶界处的奥氏体形成为小且均匀。
当所述冷轧时的压下率小于55％时，铁素体的再结晶延迟，从而难以获得微细且均匀的奥氏体相，另一方面，当所述冷轧时的压下率超过80％时，由于过度的再结晶，屈服强度过度降低，从而无法确保目标水平的强度。更有利地，可以以78％以下的冷轧压下率进行。
在本发明中，所述冷轧压下率不仅可以由具有一定厚度的热轧厚钢板，通过ZRM设备的高轧制能力(例如，5000KN/mm水平)来实现，而且还可以包括使用可逆式轧机(reversing mill)通过反复轧制达到目标压下率的工艺。作为非限制性的实例，所述热轧厚钢板可以具有4-8mm的厚度，需要说明的是，在所述热轧厚钢板的厚度为6mm以上的情况下，可以进行使用可逆式轧机的冷轧工艺。
可逆式轧机是通常用于轧制薄板的轧机的一种，是指使材料在一对辊(roll)之间往复并轧制的轧机，所述材料的往复时的单程可以设为1个道次。
本发明可以在所述冷轧之前对热轧钢板进行酸洗处理，并且需要说明的是，所述酸洗处理工艺可以通过常规方法来进行。
[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退火炉(CAL)中进行。
通常，连续退火炉(CAL)可以由[加热带-均热带-冷却带(缓冷带和急冷带)-(根据需要，过时效带)]构成，将冷轧钢板装入如上所述的连续退火炉中，然后在加热带中以特定温度加热，在达到目标温度后在均热带中保持规定时间。
在本发明中，可以使所述连续退火时的加热带和均热带的温度控制为相同，这表示使加热带的终止温度和均热带的起始温度控制为相同(图1)。
具体地，所述加热带和均热带的温度可以控制在790-850℃。
当所述加热带的温度低于790℃时，无法施加用于再结晶的充分的热输入，另一方面，当所述加热带的温度超过850℃时，生产性降低，并且形成过多的奥氏体相，从而后续冷却后硬质相的分数大幅增加，从而存在钢的延展性变差的可能性。
此外，当所述均热带的温度低于790℃时，在加热带的终止温度下需要过多的冷却，因此在经济上不利，并且用于再结晶的热量可能会不充分。另一方面，当所述均热带的温度超过850℃时，奥氏体的分数过大，在冷却过程中硬质相增加，因此成型性可能会降低。
当在上述温度范围内提高均热带的温度时，增加最终组织中的硬质相的分数，从而提高屈服强度，同时通过引入贝氏体来降低相间的硬度差，从而提高扩孔率。
此外，本发明的特征在于，通过在退火过程中引起充分的再结晶来诱导再结晶铁素体桥的生成。
具体地，在本发明中，当将所述冷轧钢板升温至加热带的温度区域时，可以引入在中间温度保持一定时间的再结晶带，更优选地，优选经过在600-700℃的温度范围内保持1-3分钟的工艺(图2的虚线图)。
当所述再结晶带的温度低于600℃或保持时间小于1分钟时，铁素体的再结晶不充分，无法形成所期望的分数的再结晶铁素体桥相。另一方面，当所述再结晶带的温度超过700℃或保持时间超过3分钟时，再结晶过度，从而由于强度降低和晶粒粗大化而可能导致物理性能降低。
本发明通过所述再结晶带工艺，与适当分数的硬质相和软质相一起引入再结晶铁素体桥相作为最终微细组织，从而可以保持强度的同时，强化裂纹韧性，即可以通过强化抗裂纹性来获得提高加工性的效果。
[分段冷却]
如上所述，通过对如上所述经连续退火处理的冷轧钢板进行冷却，可以形成所期望的组织，此时，优选以分段(stepwise)进行冷却。
在本发明中，所述分段冷却可以通过一次冷却-二次冷却来实现，具体地，可以在所述连续退火后，以1-10℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至650-700℃的温度范围，然后以5-50℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，冷却至450-500℃的温度范围。
此时，与二次冷却相比，一次冷却进行得更慢，从而可以抑制后续的相对急冷区间的二次冷却时的温度的急剧下降引起的板形状缺陷。
当所述一次冷却时的终止温度低于650℃时，由于过低的温度，碳的扩散活动度低，铁素体内的碳浓度增加，另一方面，由于奥氏体内的碳浓度降低，硬质相的分数变得过大，从而屈强比增加，由此加工时产生裂纹的倾向提高。此外，由于均热带和冷却带(缓冷带)之间的冷却速度过快，发生板的形状变得不均匀的问题。当所述终止温度超过700℃时，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，碳的扩散无法充分地发生。此外，考虑到生产性，所述一次冷却可以以1℃/秒以上的平均冷却速度进行。
如上所述，在完成一次冷却后，可以以规定以上的冷却速度进行急冷(二次冷却)。此时，当二次冷却终止温度低于450℃时，在钢板的宽度方向和长度方向上产生冷却偏差，具有板形状变差的可能性。另一方面，当所述二次冷却终止温度超过500℃时，无法充分确保硬质相，从而强度可能会降低。
此外，当所述二次冷却时的平均冷却速度小于5℃/秒时，软质相的分数可能会过高，但当所述二次冷却时的平均冷却速度超过50℃/秒时，硬质相反而可能会变得不充分。
此外，根据需要，可以在完成所述分段冷却后进行过时效处理。
所述过时效处理是在所述二次冷却终止温度后保持规定时间的工艺，沿着卷材的宽度方向和长度方向进行均匀的热处理，从而具有提高形状质量的效果。为此，所述过时效处理可以进行200-800秒。
所述过时效处理可以在所述二次冷却终止后进行，因此所述过时效处理的温度可以与所述二次冷却终止温度相同，或者可以在所述二次冷却终止温度范围内，也可以在比所述二次冷却终止温度更低的温度下进行。需要说明的是，更有利地可以在300-450℃的温度范围内进行。
如上所述制造的本发明的高强度厚钢板的微细组织由硬质相和软质相组成，特别是通过优化的冷轧和退火工艺，使铁素体的再结晶最大化，从而可以具有在最终再结晶的铁素体基体上均匀地分布有作为硬质相的马氏体的组织。此外，通过引入相对粗大的再结晶铁素体桥相来连接硬质相，具有提高加工时的抗裂纹性的效果。
因此，本发明的厚钢板即使具有拉伸强度为980MPa以上的高强度，通过确保低屈强比和高延展性，可以确保优异的扩孔性等成型性。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，这些实施例的记载仅仅是用于例示本发明的实施，本发明并不受限于这些实施例的记载。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事项所决定。
(实施例)
制造具有下表1所示的合金组成的钢坯，然后将各钢坯在1200℃下加热1小时，然后在880-920℃的精轧温度下进行热精轧以制造热轧钢板。然后，将各热轧钢板在650℃下进行收卷，然后以0.1℃/秒的冷却速度进行冷却至常温。之后，以下表2所示的条件，对经收卷的热轧钢板进行冷轧和连续退火，然后进行分段冷却(一次冷却-二次冷却)，然后在360℃下进行过时效处理520秒，从而制造厚度为1.8mm的最终钢板。
此时，分段冷却时的一次冷却是以3℃/秒的平均冷却速度进行，二次冷却是以20℃/秒的平均冷却速度进行。
观察如上所述制造的各钢板的微细组织，对拉伸和加工特性和扩孔率等加工工艺中使用的物理性能指标进行评价，然后将其结果示于下表3中。
此时，对各试片的拉伸试验是通过在与轧制方向垂直的方向上采集JIS5号尺寸的拉伸试片后以0.01/秒的应变率(strain rate)进行拉伸试验。
此外，扩孔率(HER，％)测量试验根据ISO16630标准进行。具体地，在试片上冲裁圆形孔，然后使用圆锥形冲头对其进行扩张时，表示为直到孔边缘处产生的裂纹沿厚度方向穿透为止的扩孔量对初始孔的比率。此时，试片尺寸为120mm×120mm，间隙(clearance)为12％，冲孔孔径为10mm，冲孔保持载荷为20吨(ton)，试验速度设定为12mm/分钟。
此外，在组织相中的对应于硬质相的贝氏体相在苦酸浸蚀液(picral)蚀刻后通过SEM在2000倍率和5000倍率下进行观察，马氏体相在硝酸浸蚀液(nital)蚀刻后通过SEM在2000倍率和5000倍率下进行观察。
此外，对于铁素体相和再结晶铁素体桥相等，在进行硝酸浸蚀液蚀刻后利用SEM和图像分析程序(Image analyzer program)测量各分数。
[表1]
[表2]
[表3]
如所述表1至表3所示，在钢的合金组成和制造条件满足本发明提出的所有要求，特别是冷轧工艺和连续退火工艺满足本发明提出的所有要求的发明例1至发明例6中，由于在冷轧后的退火过程中的铁素体的充分的再结晶，硬质相通过再结晶铁素体桥相的连接而形成。因此，具有高强度的同时具有适合板状加工的屈服强度，并且伸长率优异。此外，可以确认由于均质的硬质相的分布，扩孔性优异，从而可以确保目标水平的成型性。
另一方面，在钢板制造工艺中连续退火时的加热过程中不经过再结晶带的比较例1至比较例4和比较例6至比较例9中，再结晶未充分发生，因此再结晶铁素体桥相不充分。其中，在连续退火温度相对低的比较例1至比较例4中，伸长率和扩孔性中的一种以上的物理性能较差，在连续退火温度相对高的比较例6至比较例9中，形成过多的贝氏体相，从而屈服强度过高，并且伸长率差。
比较例5和比较例10具有充分的奥氏体稳定性，以确保用于再结晶驱动的退火温度和强度，但由于不足的压下率，再结晶没有充分发生，无法形成均匀的组织，结果伸长率差，屈服强度相对较高。
此外，在二次冷却温度非常低的比较例11至比较例14中，由于屈服强度过高，在加工过程中产生裂纹的风险高，并且由于不存在再结晶铁素体桥相，因此伸长率差。
图3为示出比较例1、比较例4至比较例5和比较例9的微细组织的照片，图4为示出发明例1、发明例3至发明例4和发明例6的微细组织的照片。
如图3所示，在比较例1、比较例4和比较例9中，在连续退火时的升温过程中没有引入再结晶带工艺，因此几乎无法确认再结晶铁素体桥带来的硬质相连接结构。此外，在比较例5中，由于压下率不足，再结晶带的分数低，并且由于驱动力低，再结晶不足，硬质相形成为相互聚集的结构，从而形成抗裂纹传播性低的组织。
此外，如图4所示，在发明例中，观察到通过再结晶带工艺的相对粗大的再结晶铁素体桥相，并且可知由于该相硬质相的单向性被消除。

Claims (12)

1.一种扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板，以重量％计，所述高强度厚钢板包含：碳(C)：0.05-0.12％、锰(Mn)：2.0-3.0％、硅(Si)：0.5％以下且0％除外、铬(Cr)：1.0％以下且0％除外、铌(Nb)：0.1％以下且0％除外、钛(Ti)：0.1％以下且0％除外、硼(B)：0.003％以下且0％除外、铝(sol.Al)：0.02-0.05％、磷(P)：0.05％以下且0％除外、硫(S)：0.01％以下且0％除外、氮(N)：0.01％以下且0％除外、铁(Fe)以及其他不可避免的杂质，
作为微细组织包含面积分数为10-30％的铁素体、10-25％的再结晶铁素体桥、20-30％的贝氏体以及余量的马氏体。
2.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板，其中，所述再结晶铁素体桥的平均等效圆直径为1-6μm。
3.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板，其中，所述钢板的马氏体相的面积分数为15％以上。
4.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板，其中，所述钢板进一步包含面积分数为3％以下且包括0％的残余奥氏体相。
5.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板，其中，所述钢板的拉伸强度为980MPa以上、屈服强度为550-700MPa、总伸长率为14％以上。
6.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板，其中，所述钢板的扩孔率(HER)为30％以上。
7.根据权利要求1所述的扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板，其中，所述钢板具有1-3mm的厚度。
8.一种制造扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：
准备钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.05-0.12％、锰(Mn)：2.0-3.0％、硅(Si)：0.5％以下且0％除外、铬(Cr)：1.0％以下且0％除外、铌(Nb)：0.1％以下且0％除外、钛(Ti)：0.1％以下且0％除外、硼(B)：0.003％以下且0％除外、铝(sol.Al)：0.02-0.05％、磷(P)：0.05％以下且0％除外、硫(S)：0.01％以下且0％除外、氮(N)：0.01％以下且0％除外、铁(Fe)以及其他不可避免的杂质；
在1100-1300℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热；
将经所述加热的钢坯进行热轧来制造热轧钢板；
将所述热轧钢板在400-700℃的温度范围内进行收卷；
在所述收卷后，将热轧钢板冷却至常温；
将经所述冷却的热轧钢板以55-80％的冷轧压下率进行冷轧来制造冷轧钢板；
将所述冷轧钢板进行连续退火处理；
在所述连续退火后，以1-10℃/秒的平均冷却速度进行一次冷却，冷却至650-700℃的温度范围；以及
在所述一次冷却后，以5-50℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却，冷却至450-500℃的温度范围，
其中，所述连续退火在设置有加热带、均热带以及冷却带的设备中进行，
将所述冷轧钢板用加热带进行升温时经过在600-700℃下保持1-3分钟的再结晶带。
9.根据权利要求8所述的制造扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板的方法，其中，所述热轧在Ar3以上至1000℃以下的出口侧温度下进行热精轧。
10.根据权利要求8所述的制造扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板的方法，其中，所述收卷后的冷却是以0.1℃/秒以下且0℃/秒除外的冷却速度进行。
11.根据权利要求8所述的制造扩孔性和延展性优异的高强度厚钢板的方法，其中，所述加热带和均热带控制在790-850℃的温度范围。
12.根据权利要求8所述的制造扩孔性优异的高强度厚钢板的方法，其中，所述二次冷却后进一步包括进行过时效处理的步骤，
所述过时效处理进行200-800秒。
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