CN118355143A - 点焊性优异的高强度高成型性钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种用于汽车等的钢板，并且涉及一种具有高强度和高成型性的特征且点焊性优异的钢板及其制造方法。

Description

点焊性优异的高强度高成型性钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种用于汽车等的钢板，并且涉及一种具有高强度和高成型性的特征且点焊性优异的钢板及其制造方法。

背景技术

提高燃油效率和耐久性是汽车公司需要解决的重要问题。为此，当使用薄的高强度钢(steel)时，可以同时改善环境、燃油效率、耐碰撞性和耐久性等各种问题。作为一个实例，美国高速公路安全保险协会逐渐强化用于保护乘客的碰撞安全性的管制，自2013年开始要求25%的小重叠率碰撞(small overlap)等苛刻的碰撞成分。这些解决方案在于汽车的轻量化，而为了轻量化，需要钢材的高强度化，同时还需要高成型性。

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，成型时由于模具中的材料的引入会减少，从而存在成型性变差的问题。因此，汽车工业要求钢铁工业开发一种强度和成型性优异，即强度与伸长率的平衡(TS*El)优异的钢材。

钢铁公司正在开发各种产品以满足这些要求。作为一个实例，包括双相钢(DualPhase 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，并通过熔炼、炼钢、连铸、热轧以及冷轧和退火工艺来制造产品。

确保如上所述的强度和成型性的钢材通常增加合金元素的添加量，在这种情况下，在制造汽车部件的点焊(spot welding)过程中可能产生缺陷。所述点焊是制造汽车部件时进行接合的最常规的工艺，由于其成本低且生产性优异，是最广泛使用的方法。

为了确保钢材的耐蚀性，进行镀覆的情况较多。特别是镀锌钢的耐蚀性和成型性优异，但是，存在发生液态金属致脆(Liquid Metal Embrittlement，LME)的情况。所述液态金属致脆是软性材料与液态金属接触时产生脆性的现象，是在存在拉伸应力的情况下，液态金属迅速沿母材的晶界渗透，从而引起脆性的现象。

通常，作为接合汽车部件的方法，广泛使用点焊等焊接。但是，焊接时材料热影响区温度上升，镀层发生熔融，并且发生电极加压引起的拉伸应力，因此可能产生液态金属致脆引起的裂纹。特别是将镀锌钢板进行点焊时，由于熔点低，熔融的锌会引发产生焊接部的液化金属致脆裂纹的问题。

因此，需要一种确保优异的强度和成型性的同时，可以通过改善点焊性来解决液态金属致脆(LME)引起的缺陷问题的技术。

发明内容

（一）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确保优异的强度和成型性的同时具有优异的点焊性的钢板及其制造方法。

本发明的技术问题不限于上述事项。本发明的附加技术问题在说明书整体内容中记述，本领域技术人员可以从本说明书中记载的内容容易的理解本发明的附加的技术问题。

（二）技术方案

本发明的一个实施方案涉及一种点焊性优异的高强度高成型性钢板，以重量%计，所述高强度高成型性钢板包含：C：0.05-0.10%、Si：0.3%以下(0除外)、Mn：2.0-2.5%、Ti：0.05%以下(0除外)、Nb：0.1%以下(0除外)、Cr：1.5%以下(0除外)、P：0.1%以下、S：0.01%以下、余量的Fe以及不可避免的杂质，以面积分数计，钢板厚度(t)的1/4位置的微细组织包含65-85%的软质相和余量的硬质相，钢板的表层部包含健全层，所述健全层的厚度为5-50μm。

本发明的另一个实施方案涉及一种点焊性优异的高强度高成型性钢板的制造方法，所述制造方法包括以下步骤：将钢坯加热至1100-1300℃的温度范围，以重量%计，所述钢坯包含：C：0.05-0.10%、Si：0.3%以下(0除外)、Mn：2.0-2.5%、Ti：0.05%以下(0除外)、Nb：0.1%以下(0除外)、Cr：1.5%以下(0除外)、P：0.1%以下、S：0.01%以下、余量的Fe以及不可避免的杂质；将经所述加热的钢坯进行热轧，在热精轧时进行冷却和热轧，以使材料的表面温度在预定的时间内为Ar3以下；在所述热轧后进行收卷和冷却；将经所述冷却的热轧钢板以70-90%的压下率进行冷轧；在所述冷轧后加热至Ac1至Ac1+30℃的温度范围并保持；以及将冷轧钢板以1-10℃/秒的平均冷却速度进行缓慢冷却，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快速冷却，冷却至300-580℃的温度范围。

（三）有益效果

根据本发明，可以提供一种具有高强度和高成型性，特别是强度与延展性的平衡(TS*El)优异的钢板，从而可以在冲压成型时防止裂纹或褶皱等加工缺陷，因此可以适合应用于需要加工成复杂的形状的用于结构等的部件。此外，可以通过改善点焊性降低液态金属致脆(LME)的产生，从而提高产品质量。

本发明的各种有益的优点和效果不限于上述内容，并且在说明本发明的具体的实施方案的过程中可以更容易地理解。

附图说明

图1是示出合金化热浸镀锌钢板的点焊时产生的裂纹的图。

图2是在本发明的实施方案中观察发明例1中的钢板的表层部的照片。

图3是在本发明的实施方案中观察比较例1中的钢板的表层部的照片。

图4是示意性地示出测量硬质相的纵横比的方法的一个实例的示意图。

图5是示出在本发明中热精轧时应用水冷的情况和未应用水冷的情况的材料温度变化的曲线图。

图6是图示连续退火工艺的热处理步骤的曲线图。

图7是观察本发明的实施方案中比较例1的点焊结束后LME引起的裂纹的照片。

最佳实施方式

本说明书中使用的术语用于说明本发明，并不旨在限定本发明。另外，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形式包括复数形式。

说明书中使用的“包含”、“包括”的含义用于具体化构成，并不排除其他构成的存在或附加。

除非另有定义，否则本说明书中使用的包括技术术语和科学术语在内的所有术语具有与本发明所属领域的技术人员通常理解的含义相同的含义。词典中定义的术语被解释为具有符合相关技术文献和当前公开的内容的含义。

为了确保强度和成型性，代表性的用作汽车材料的高强度钢包括双相钢(DP钢)、相变诱导塑性钢(TRIP钢)、复相钢(CP钢)、铁素体-贝氏体钢(FB钢)等。这些高强度钢通常具有高合金，这些高合金镀锌高强度钢在点焊时可能引发液态金属致脆(LME)引起的裂纹。

发生所述LME的原因包括超过临界以上的负荷、熔融金属、奥氏体的出现等。当进行点焊时，随着电流的施加，由于电阻热，钢的温度上升，首先熔点低的锌开始熔化。然后，钢相变为奥氏体，随着奥氏体形成温度降低，熔融锌和钢的奥氏体组织在表层部接触的时间增加。此时，当施加热应力或外部应力时，应力集中的部分的奥氏体晶界会滑动(gliding)并变形。此时，当钢和熔融锌的界面能低于奥氏体晶界能时，熔融锌渗透至奥氏体晶界处，产生晶界裂纹。这最终导致点焊性变差。图1示出焊接市面上的1200MPa级合金化镀锌高强度钢时出现的裂纹。

为了消除所述LME引起的焊接裂纹，正在讨论抑制奥氏体、限制熔融金属、并限制外部应力的方案。

但是，焊接温度升高至熔点，因此在钢中难以防止奥氏体的出现。相反，随着C和Mn等合金元素增加，A3温度降低。因此，在高强度钢中，奥氏体可能在较低的温度下出现，因此更容易产生LME引起的裂纹。

另外，在镀锌的情况下，可以考虑提高锌的熔融温度或通过减小镀层厚度的方法来减少熔融锌的量，但是，不得不考虑耐蚀性和钢板加工性的降低、镀层成本的增加等。

在减少外部应力的情况下，焊接部的接合强度与质量相关，因此并不容易。

通过上述方法无法充分抑制LME引起的微细裂纹。对此，本发明人对所述LME引起的裂纹进行了研究，结果幸运地发现点焊过程中的LME是发生在钢板的表层部的现象，认识到通过改变钢板表层部的材质来降低LME并提高点焊性，可以确保优异的强度和成型性，从而完成了本发明。

下面，对本发明进行详细说明。首先，对本发明钢板的一个具体实施方案进行详细说明。

以重量%计，本发明钢板的合金组成包含：C：0.05-0.10%、Si：0.3%以下(0除外)、Mn：2.0-2.5%、Ti：0.05%以下(0除外)、Nb：0.1%以下(0除外)、Cr：1.5%以下(0除外)、P：0.1%以下、S：0.01%以下、余量的Fe以及不可避免的杂质。所述合金组成的详细说明如下。除非另有特别说明，否则本发明中各元素的含量是以重量%为基准。

碳(C)：0.05-0.10%

所述C是为了固溶强化而添加的重要元素，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0.10%时，由于淬透性增加，制造钢时在冷却过程中形成马氏体，因此强度过度增加的同时，可能导致伸长率降低。此外，由于焊接性变差，加工成部件时可能会产生焊接缺陷。当所述C的含量小于0.05%时，难以确保目标水平的强度。更有利地，所述C的含量优选为0.06-0.08%。

硅(Si)：0.3%以下(0除外)

所述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的有用元素。当所述Si的含量超过0.3%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。并且可能阻碍化学转化处理性。更有利地，所述Si的含量优选为0.1%以下。

锰(Mn)：2.0-2.5%

所述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。当所述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。另一方面，当所述Mn的含量超过2.5%时，发生焊接性和热轧性等问题的可能性高，同时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氧化物带(Mn带)(Mn-Band)，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。更优选地，所述Mn的含量优选为2.2%-2.4%。

钛(Ti)：0.05%以下(0除外)

所述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。当所述Ti的含量超过0.05%时，析出粗大的碳化物，并且由于钢中的碳量减少，强度和伸长率可能会减少。此外，连续铸造时可能会引发喷嘴堵塞，并且存在制造成本增加的问题。因此，所述Ti的含量优选为0.05%以下，并且优选超过0%。

铌(Nb)：0.1%以下(0除外)

所述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。当所述Nb的含量超过0.1%时，析出粗大的碳化物，并且由于钢中的碳化物的减少，强度和伸长率可能变差，并且存在制造成本增加的问题。所述Nb的含量优选为0.1%以下，并且优选超过0%。

铬(Cr)：1.5%以下(0除外)

所述Cr是使贝氏体易于形成的元素，并且是在退火热处理时抑制马氏体的形成，并通过形成微细的碳化物而有助于提高强度的元素。当所述Cr的含量超过1.5%时，形成过多的贝氏体，从而降低伸长率，当在晶界处形成碳化物时，强度和伸长率可能会变差，并且存在制造成本增加的问题。因此，所述Cr的含量优选为1.5%以下，并且优选超过0%。

磷(P)：0.1%以下

所述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，当添加过多的所述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，所述P的含量优选为0.1%以下，考虑到不可避免地包含的水平，0%可以除外。

硫(S)：0.01%以下

所述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。但考虑到不可避免地包含的水平，0%可以除外。

其余成分包含铁(Fe)，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。

通常，钢板的微细组织表示在厚度方向上的1/4t(钢板厚度(t)的1/4位置)位置观察到的微细组织，并以此为基准用于说明强度、成型性等物理特性。在本发明中，说明由钢板的表面微细组织产生的LME特性和决定强度等物理性能的内部微细组织，并区分说明表层部的微细组织和内部的微细组织。其中内部微细组织表示1/4t处的微细组织，除非另有说明，否则微细组织表示内部的微细组织。钢铁的微细组织根据进行轧制的温度确定轧制后的相是奥氏体相还是铁素体相，然后根据冷却条件发生相变，并形成最终的微细组织。热轧工艺是轧制过程中发生进行再结晶的动态再结晶的步骤，对于轧制后的微细组织，当轧制温度高时，可以获得再结晶的奥氏体单相组织，当轧制温度低时，可以获得再结晶的奥氏体/铁素体混合相，并且当轧制温度非常低时，可以获得铁素体单相。

因此，当钢板的厚度方向上的轧制温度不同时，可以在厚度方向上获得不同的微细组织，当在轧制过程中进行喷射水等特殊处理时，只有表层部可以进行温度调节，并且可以改变表层部的微细组织。因此，本发明的一个具体实施方案涉及一种通过控制内部微细组织来确保强度和成型性，并且通过控制表层部的微细组织来改善LME的技术。

下面，所述钢板在表层部包含健全层。所述健全层是由面积分数为95%以上的铁素体构成的铁素体主要组织，所述铁素体的晶粒具有6-20μm的尺寸是有效的。

另外，所述健全层的厚度为5-50μm是有效的。当所述表层部的健全层小于5μm时，难以改善LME，当所述表层部的健全层超过50μm时，难以充分实现钢板的强度等物理特性。图2和图3是在后述的实施方案中分别观察发明例1和比较例1的表层部的图，在图2中，在表层部中确认了具有粗大的晶粒的健全层，但是在图3中，无法观察到这些健全层。

所述钢板的微细组织(钢板厚度(t)的1/4位置)由硬质相和软质相构成，特别地，优选通过经优化的退火工艺使铁素体再结晶最大化，最终在再结晶铁素体基体中包含作为硬质相的贝氏体相和马氏体相均匀分布的组织。在所述微细组织中，硬质相表示主要为马氏体并包含部分微量的贝氏体的混合相，软质相表示铁素体相。在由软质相和硬质相构成的组织中的变形特性中，软质相决定成型性，硬质相决定强度。

以面积分数计，优选包含15-35%的所述硬质相。当所述硬质相的分数过高时，强度高但伸长率降低，但当所述软质相的分数高时，存在伸长率升高但强度降低的问题。为了确保本发明中所提供的780MPa以上的强度，以面积分数计，优选包含15%以上的硬质相，并且为了确保成型性，所述硬质相优选不超过35%。

为了确保适当的强度的同时确保成型性，以面积分数计，所述软质相优选为65-85%。所述软质相的铁素体可以分为再结晶铁素体和未再结晶铁素体。如图4所示，再结晶铁素体和未再结晶铁素体的差异可以通过相对于轧制方向的晶粒尺寸的纵横比(aspectratio)来区分。如图4的(b)所示，未再结晶铁素体的纵横比较大，并且进行详细分析的情况下，可观察到铁素体晶粒内的线状的变形组织。另一方面，由于再结晶铁素体有利于确保成型性，因此软质相中的再结晶铁素体优选为60%以上，未再结晶铁素体虽然是软质相，但当未再结晶铁素体的分数高时，成型性降低，因此未再结晶铁素体的分数优选为5%以下。

另外，所述硬质相的纵横比(aspect ratio)优选为1.2以下。如图4的(a)和图4的(b)所示，纵横比表示相对于轧制方向的晶体粒度的长轴(b)与短轴(a)之比(b/a)，硬质相的纵横比是所述硬质相沿轧制方向延伸而形成的组织的纵横比。当所述硬质相的纵横比增加时，对弯曲性(bending)产生不良影响，所述弯曲性对厚度方向的抗变形性很重要。此外，当所述硬质相的纵横比增加时，会降低扩孔性。因此，重要的是将所述硬质相的纵横比控制得尽可能低，优选不超过1.2。

本发明的钢板具有拉伸强度(TS)为780MPa以上的高强度，并且伸长率为18%以上，从而可以确保优异的强度和成型性。

另外，本发明的钢板可以进一步包含镀层以提高耐蚀性，作为一个实例，可以进一步包含锌系镀层。在大部分汽车用钢板中，可以在基础钢板上形成热浸镀层和电镀层，并且本发明涉及一种可以全部包括通过热浸镀形成的镀层和通过电镀形成的镀层的技术。所述镀层的厚度可以根据需要而变化，但是作为一个实例，所述镀层的厚度可以为10μm以下。

接下来，对本发明的钢板的制造方法的一个实施方案进行详细说明。本发明的钢板可以如下制造，即先准备钢坯，并对其进行加热、热轧，然后进行收卷和冷却，并进行冷轧和退火来制造。另一方面，可以根据需要进一步包括形成镀层的过程。在本发明中，特别是为了在表层部形成健全层，调节热轧，并在冷轧过程中变形，然后在退火工艺中形成适当的组织。下面，对各步骤进行详细说明。

钢坯的加热

准备具有上述合金组成的钢坯，即，以重量%计，所述钢坯包含：C：0.05-0.10%、Si：0.3%以下(0除外)、Mn：2.0-2.5%、Ti：0.05%以下(0除外)、Nb：0.1%以下(0除外)、Cr：1.5%以下(0除外)、P：0.1%以下、S：0.01%以下、余量的Fe以及不可避免的杂质，然后将钢坯进行加热。这是为了顺利进行后续的热轧工艺，并确保所期望的钢板的物理性能，对加热工艺的条件不进行特别限定，只要是在本发明所属的技术领域中通常进行的方法或条件即可。作为一个实例，优选加热至1100-1300℃的温度范围。

热轧

将经所述加热的钢坯进行热轧以制造热轧钢板。在本发明中，作为获得适当的表层部的方案，提出一种在热轧时改变钢坯的表面温度和厚度的1/4位置的温度的方案。

为此，优选地，中心部(厚度1/4的位置)的温度，即材料本身的温度在Ar3至1000℃的温度范围内进行热精轧，并且在热精轧过程中，材料的表面温度在预定的时间内为Ar3以下的温度。当所述热精轧时材料本身的出口侧温度低于Ar3时，材料的强度增加，从而在轧制过程中的热变形阻力急剧增加，当所述热精轧时材料本身的出口侧温度超过1000℃时，轧制负荷相对减少而有利于生产性，但是产生厚的氧化皮(scale)，可能形成表层部中的缺陷。更优选地，可以在760-940℃的温度范围内进行。

另外，所述材料的表面温度是在表层部形成健全层的重要过程，通过使所述表层温度为Ar3以下，使得在热轧过程中通过再结晶容易形成铁素体，并且使得厚度的1/4位置不会产生过高的轧制负荷。即，通过同时进行轧制，使表面温度在预定的时间内为Ar3以下，在表层部中铁素体被再结晶，从而可以形成粗大的铁素体的健全层。作为将所述表面温度降低至Ar3以下的方法没有特别限制，但是，作为一个实例，可以应用在轧制道次(pass)中或轧制道次之间喷射水，从而使表面温度在预定的时间内为Ar3以下的方法。

图5是热轧时应用水冷以像本发明一样使表面温度为Ar3以下的情况和未应用水冷的情况的时间-温度曲线图。在图5中，可以确认，当未应用水冷时，中心部和表面均在Ar3以上的温度下进行轧制，但是，当应用水冷时，在预定的时间内表面温度降低至Ar3以下。

收卷和冷却

可以将通过所述热轧制造的热轧钢板收卷成卷板(coil)的形状。所述收卷可以在400-700℃的温度范围内进行。当所述收卷温度低于400℃时，由于形成过多的马氏体或贝氏体，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，酸洗性可能变差。

另外，优选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常温。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，但冷却之前的工艺并不限定于此。通过以规定的速度对经所述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。

之后，在进行后续的冷轧之前，可以进一步进行对热轧钢板的表面进行酸洗以去除表面氧化皮的工艺。所述酸洗方法没有特别限定，只要通过在本发明所属的技术领域中通常进行的方法进行即可。

冷轧

可以将如上所述经收卷的热轧钢板在常温下以规定的压下率进行冷轧以制造冷轧钢板。

所述冷轧时，优选以70-90%的压下率进行冷轧。当所述冷轧的压下率小于70%时，再结晶驱动力降低，形成粗大的铁素体，并且奥氏体的形成也减少，因此需要提高退火炉的均热段的温度，才能充分确保奥氏体的分数。另一方面，当冷轧压下率超过90%时，钢板的边缘(edge)部产生裂纹的可能性高，轧制前的初始厚度变得过厚，轧制道次增加，从而存在生产性降低的问题。

在本发明中，对进行所述冷轧的方法不进行特别限制，只要是在本发明所属的技术领域中进行的方法，则可以应用任何方法。例如，包括串列式冷轧机(Tandem ColdRolling Mill，TCM)方法、森吉米尔辊轧机(Sendzimir Rolling Mill，ZRM)方法等。对它们进行简略说明为如下，TCM是可逆式轧制，制造成本低且可以进行大量生产，因此具有生产性优异的优点，但具有施加压下力时略微受限的缺点。ZRM是可逆间歇式，具有生产性低的缺点，但具有易于施加压下力的优点。

由于所述冷轧的压下率是通过改善钢的相变来提高各种物理性能的重要的操作因素，因此控制压下率对于确保质量特别重要。在本发明中，优选考虑产品材质、尺寸、操作环境等而采用适当的方法。

连续退火

优选对制得的所述冷轧钢板进行连续退火。作为一个实例，连续退火处理可以在连续退火炉(CAL)中进行。图6示出了连续退火工艺的热处理步骤的一个实例的曲线图。如图6所示，连续退火工艺可以由退火炉内的加热段(Heating Section，HS)、均热段(SoakingSection，SS)、缓慢冷却段(Slow Cooling Section，SCS)、快速冷却段(Rapid CoolingSection，RCS)、过时效段(Over Aging Section，OAS)的热处理步骤构成。通常，各区间(section)的温度测量的是各区间终止的位置处所设置的温度，因此温度表示各区间终止的位置处的温度。例如，快速冷却段(RCS)温度是快速冷却段终止的区间的温度，在图6的情况下表示为4。

在所述加热段(HS)中，以规定的升温速度加热钢板，并且随着钢板的温度增加，发生位错的恢复、渗碳体的析出、铁素体的再结晶以及两相区逆相变。板通过速度根据钢板的厚度和宽度而变化，并且所述各温度区间的微细组织的变化可根据热轧初始组织和冷轧压下率而变化。

当进入均热段(SS)区间时，以规定的温度保持规定的时间，此时，根据退火温度，观察到两相区奥氏体或单相区奥氏体的逆相变。已知所述均热段(SS)区间是退火炉中消耗能量最多的区间之一。在缓慢冷却段(SCS)区间，通常以低冷却速度进行冷却，在SCS区间之后，在快速冷却段(RCS)中以高冷却速度进行连续冷却，根据RCS设定温度和淬透性程度，冷却过程中可能会生成贝氏体。

所述均热段(SS)的温度与相变密切相关。影响相变和物质的状态变化的因素包括温度、压力和组成等，在组成确定的情况下，可以通过温度和压力进行调整。特别是温度和压力越高，退火炉加热过程中的相变可以进行得越快，但随着提高温度，所需的能源成本增加，并且燃烧后的二氧化碳等碳排放增加，因此不环保。在钢铁制造工艺中，与压力相比较的变量是冷轧压下率，当在相同温度下提高冷轧压下率时，相变快速进行，作为相反的概念，当提高冷轧压下率时，在低温下也可以发生相变。利用该原理，在本发明中，所述冷轧压下率以高于现有的方法的70-90%来进行。

在通常的退火工艺中，均热段的温度通常在Ac1+30℃至Ac3-30℃的范围内。但是，如上所述，本发明通过提高冷轧压下率，即使在低温下进行热处理也可以实现铁素体的再结晶和奥氏体的形成，因此本发明的退火工艺优选加热至Ac1至Ac1+30℃的温度范围并保持。本发明在上述温度范围内也可以通过再结晶和相变现象来降低硬度并改善加工性。

通过对在上述温度范围内热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，所述分段冷却可以在缓慢冷却段(SCS)和快速冷却段(RCS)中进行，作为一个实例，优选以1-10℃/秒的平均冷却速度进行缓慢冷却，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快速冷却，冷却至300-580℃的温度范围。在缓慢冷却时减慢冷却速度，可以抑制在后续的快速冷却时由于急剧的温度下降引起的板的形状缺陷。

当所述缓慢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，由于与均热段的温度差变得过大，可能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(快速冷却)时需要过高的冷却速度的缺点。此外，当所述缓慢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，考虑到生产性，优选以1℃/秒以上的平均冷却速度进行。

在完成所述缓慢冷却后，进行快速冷却。当所述快速冷却终止温度低于300℃时，在钢板的宽度方向和长度方向上产生冷却偏差，板形状可能变差。另一方面，当所述快速冷却终止温度超过580℃时，无法充分确保硬质相，从而强度可能会降低。另外，当所述快速冷却时的平均冷却速度小于5℃/秒时，硬质相的分数可能会过高，当所述快速冷却时的平均冷却速度超过50℃/秒时，反而具有硬质相变得不充分的可能性。

另外，在所述退火工艺中完成冷却后，根据需要可以进行过时效处理(OAS)。所述过时效处理是在所述快速冷却终止温度后保持规定时间的工艺。所述过时效处理是不进行单独的处理，可以视为是一种空冷处理。通过进行所述过时效，沿着卷板的宽度方向和长度方向实现卷板的均质化，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。

镀覆

在所述退火后，可以形成通过镀覆工艺的镀层。所述镀覆包括在退火过程中设置镀浴，并将钢板浸入(dipping)热浸镀液中的热浸镀法和在退火完成后在电解液中进行电镀的方法。在点焊过程中发生的LME可能在熔融锌存在的情况下发生，因此与镀覆钢板的制造方法无关。所述镀覆时的条件只要是通常在本发明所属的技术领域中已知的条件，则不进行特别限制。

具体实施方式

下面，对本发明的实施例进行说明。在不脱离本发明的范畴的情况下，本领域技术人员可以对以下实施例进行各种修改。以下实施例是用于理解本发明，本发明的权利范围不应局限于以下实施例而确定，本发明的权利范围应由权利要求书及与其均等物确定。

(实施例)

制造具有下表1所示的合金组成(单位为重量%，表1中未示出的其余部分为Fe以及不可避免的杂质)的钢坯，然后将各钢坯在1200℃下加热1小时，然后以下表2的条件的精轧温度，使材料中心部温度成为800-920℃，表层中应用在精轧过程中喷射水的工艺。

将制得的热轧钢板以0.1℃/秒的冷却速度进行冷却，并在650℃下进行收卷。然后，将经收卷的热轧钢板以40%和80%的压下率进行冷轧，以制造冷轧钢板。

对于制造的冷轧钢板，将退火温度加热至730-860℃的温度范围，并以表2的退火温度条件进行热处理。将退火热处理的图1的加热段(HS)、均热段(SS)、缓慢冷却段(SCS)、快速冷却段(RCS)和过时效处理段(OAS)的各步骤的温度示于表2中。另一方面，缓慢冷却(表2中的SCS区间)以3℃/秒的平均冷却速度进行，快速冷却(表2中的RCS区间)以20℃/秒的平均冷却速度进行。

另外，为了评价所述LME特性，在钢板表面进行电镀以形成厚度为5-7μm的镀锌层。

[表1]

[表2]

观察通过所述方法制造的各钢板的微细组织，评价机械特性和镀覆特性，并将其结果示于下表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。

为了观察所述制得的钢板的组织，在硝酸浸蚀液蚀刻后利用SEM和图像分析仪(Image analyzer)测量各个分数。另一方面，通过光学显微镜测量所述制得的钢板的表层的健全部的深度。对于LME，在相同的条件下进行点焊，然后切割点焊部，用光学显微镜观察截面，确认有无LME引起的表层裂纹。

[表3]

在所述表3中，YS表示屈服强度，TS表示拉伸强度，有无LME是通过观察点焊过程中镀覆的锌发生熔融并渗透到母材晶界而形成的裂纹。

如所述表1至表3所示，可知均满足本发明提出的要求的发明例1至发明例3在确保优异的物理性能的同时，可以通过防止点焊时LME引起的裂纹来确保优异的点焊性。图2是观察所述发明例1的表层部的图，可以确认形成了健全层。

比较例1、比较例2、比较例4至比较例6通过现有的在热轧过程中不进行水冷的工艺制造，在表层部中未形成健全层，从而对点焊过程中的LME敏感而形成缺陷。此外，在材质方面，由于冷轧压下率低，当降低退火温度时，铁素体再结晶不充分，因形成奥氏体而确保强度，但是存在伸长率低的问题。特别是图3是观察所述比较例1的表层部的微细组织的照片，可知在表层部中未形成健全层。

在比较例3和比较例7中，在热轧过程中喷射水，在表面形成稳定的铁素体层，从而未观察到LME裂纹，但是压下率低，在加热段中再结晶变慢，且硬质相的分数过高，存在伸长率低的问题。

在比较例8中，在热轧过程中喷射水，在表面形成健全的铁素体层(健全层)，从而未观察到LME裂纹。可以确认以高压下率进行冷轧，以连续退火温度超过Ac1+30℃的高温进行退火，内部的硬质相分数高，从而伸长率变差。

比较例9至比较例11通过现有的在热轧过程中不进行水冷的工艺制造，在表层部中未形成健全层，从而对点焊过程中的LME敏感而形成缺陷。此外，以高压下率进行冷轧，但是连续退火温度超过Ac1+30℃，内部的硬质相分数高，从而伸长率变差。

Claims (13)

1.一种点焊性优异的高强度高成型性钢板，以重量%计，所述高强度高成型性钢板包含：C：0.05-0.10%、Si：0.3%以下且0除外、Mn：2.0-2.5%、Ti：0.05%以下且0除外、Nb：0.1%以下且0除外、Cr：1.5%以下且0除外、P：0.1%以下、S：0.01%以下、余量的Fe以及不可避免的杂质，

以面积分数计，钢板厚度t的1/4位置的微细组织包含65-85%的软质相和余量的硬质相，

钢板的表层部包含健全层，所述健全层的厚度为5-50μm。

2.根据权利要求1所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板，其中，所述健全层是晶粒尺寸为6-20μm的铁素体主相。

3.根据权利要求1所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板，其中，以面积分数计，所述软质相包含60%以上的再结晶铁素体、5%以下的未再结晶铁素体。

4.根据权利要求1所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板，其中，所述硬质相包含马氏体或马氏体和微量的贝氏体混合的混合组织。

5.根据权利要求1所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板，其中，所述高强度高成型性钢板所包含的所述硬质相的纵横比为1.2以下。

6.根据权利要求1所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板，其中，所述钢板的表面进一步包含镀层。

7.根据权利要求1所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板，其中，所述钢板的拉伸强度(TS)为780MPa以上、伸长率(El)为18%以上。

8.一种点焊性优异的高强度高成型性钢板的制造方法，所述制造方法包括以下步骤：

将钢坯加热至1100-1300℃的温度范围，以重量%计，所述钢坯包含：C：0.05-0.10%、Si：0.3%以下且0除外、Mn：2.0-2.5%、Ti：0.05%以下且0除外、Nb：0.1%以下且0除外、Cr：1.5%以下且0除外、P：0.1%以下、S：0.01%以下、余量的Fe以及不可避免的杂质；

将经所述加热的钢坯进行热轧，在热精轧时进行冷却和热轧，以使材料的表面温度在预定的时间内为Ar3以下；

在所述热轧后进行收卷和冷却；

将经所述冷却的热轧钢板以70-90%的压下率进行冷轧；

在所述冷轧后加热至Ac1至Ac1+30℃的温度范围并保持；以及

将冷轧钢板以1-10℃/秒的平均冷却速度进行缓慢冷却，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快速冷却，冷却至300-580℃的温度范围。

9.根据权利要求8所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板的制造方法，其中，所述热精轧时的材料的温度为Ar3至1000℃。

10.根据权利要求8所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板的制造方法，其中，所述收卷在400-700℃下进行，以0.1℃/秒以下的冷却速度进行冷却。

11.根据权利要求8所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板的制造方法，其中，所述制造方法进一步包括在所述快速冷却后进行200-800秒的过时效处理的步骤。

12.根据权利要求8所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板的制造方法，其中，所述热精轧时通过在轧制道次之间喷射一次以上的水的方法来冷却表面。

13.根据权利要求8所述的点焊性优异的高强度高成型性钢板的制造方法，其中，所述制造方法进一步包括形成镀层的步骤。