本发明涉及剪切加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术：
为了使用于汽车自动变速器的摩擦板的用途等，不仅需要减少剪切加工导致的裂纹的产生，而且需要抑制摩擦热导致的裂纹的传播，并且需要高强度和高硬度。
如专利文献1所公开，现有的用于摩擦板或用于确保硬度的高强度冷轧钢板采用了利用回复退火法(recoveryannealingmethod)对中碳钢或包含多种合金元素的钢进行冷轧后进行退火热处理的技术。此外，通常使用对高碳钢进行球化热处理工序的方法，并且在专利文献2中提出了利用冷轧-退火-冷轧的二次冷轧方法的技术。
但是，利用回复退火法的高强度钢板具有难以制造具有高强度的钢的问题，并且利用高碳钢进行球化热处理的技术和二次冷轧技术具有需要高制造成本的问题。
此外，就为了制造冷轧的高强度钢板而主要使用的c、si、mn、mo、cr等合金成分而言，虽然通过固溶强化效果有效地提高钢板的强度，然而添加所需含量以上的量时，会导致合金成分的偏析和微细组织的不均匀。尤其，在冷却时钢的淬透性得到增加，从而会大幅延迟铁素体的相变，并且会产生低温相(马氏体相和奥氏体相)，晶界变得不均匀，从而剪切加工时增加裂纹的产生，并且在使用的过程中产生摩擦热时裂纹容易传播，因此会产生缺陷。
此外，为了进一步提高强度而使用的ti、nb、v等合金成分的添加不适当时，晶界中形成粗大的碳化物、氮化物及析出物，从而具有剪切加工时裂纹的产生量增加且剪切加工时裂纹容易传播的问题。此外，经过剪切加工的部位在使用的过程中产生摩擦热时，具有更容易产生裂纹的传播的问题。
(现有技术文献)
(专利文献1)申请号kr1998-0059809
(专利文献2)申请号de2005-10031462
技术实现要素：
要解决的技术问题
本发明的目的在于提供能够抑制剪切加工导致的裂纹及摩擦热导致的裂纹的剪切加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。
另外，本发明所要解决的技术问题并不限定于上述的内容。本发明所要解决的技术问题可通过本说明书的整体内容来理解，对于本发明所属技术领域的普通技术人员而言，理解本发明的附加技术问题是毫无困难的。
技术方案
本发明的一个方面涉及剪切加工性优异的高强度冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：c：0.05～0.10％、si：0.01～0.5％、mn：1.2～2.0％、al：0.01～0.1％、cr：0.005～0.3％、b：0.0003～0.0010％、mo：0.005～0.2％、p：0.001～0.05％、s：0.001～0.01％、n：0.001～0.01％、nb：0.005～0.08％、ti：0.005～0.13％、v：0.005～0.2％、余量的fe及不可避免的杂质，并且满足下述关系式(1)和关系式(2)，并且包含碳化物、氮化物及碳氮化物中的一种以上。
本发明的另一个方面涉及制造剪切加工性优异的高强度冷轧钢板的方法，其包括以下步骤：钢坯加热至1200～1350℃，以重量％计，所述钢坯包含：c：0.05～0.10％、si：0.01～0.5％、mn：1.2～2.0％、al：0.01～0.1％、cr：0.005～0.3％、b：0.0003～0.0010％、mo：0.005～0.2％、p：0.001～0.05％、s：0.001～0.01％、n：0.001～0.01％、nb：0.005～0.08％、ti：0.005～0.13％、v：0.005～0.2％、余量的fe及不可避免的杂质，并且满足下述关系式(1)和关系式(2)；在850～1150℃范围的温度下，对所述经过加热的钢坯进行热轧；所述热轧后冷却至550～750℃范围的温度并进行收卷；以及所述收卷后进行酸洗，并以60～70％的冷轧压下率进行冷轧。
关系式(1)：2.0≤[mn]+2.5[mo]+1.5[cr]+300[b]≤2.5
关系式(2)：0.2≤([nb]/93+[ti]/48+[v]/51)/([c]/12+[n]/14)≤0.5
(其中，所述关系式(1)和关系式(2)中的各元素符号表示该合金元素的重量％)。
并且，所述技术方案并没有列出本发明的所有特征。对于本发明的多种特征和根据其的优点和效果，可以参照以下的具体实施方式进行更详细的理解。
有益效果
本发明具有能够提供剪切加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法的效果，所述钢板不仅能够确保高强度和高硬度，而且能够抑制剪切加工导致的裂纹及摩擦热导致的裂纹。
附图说明
图1是示出实施例的关系式(1)和关系式(2)的值的图表。
最佳实施方式
下面，对本发明的优选的实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可以转变为其他各种形式，本发明的范围并不限定于以下进行说明的实施方式。此外，本发明的实施方式是为了对本技术领域中具有平均知识的技术人员更加完整地说明本发明而提供的。
下面，对本发明的剪切加工性优异的高强度冷轧钢板进行详细的说明。需要注意的是下面的合金组成的单位为重量％。
本发明的剪切加工性优异的高强度冷轧钢板，以重量％计，包含：c：0.05～0.10％、si：0.01～0.5％、mn：1.2～2.0％、al：0.01～0.1％、cr：0.005～0.3％、b：0.0003～0.0010％、mo：0.005～0.2％、p：0.001～0.05％、s：0.001～0.01％、n：0.001～0.01％、nb：0.005～0.08％、ti：0.005～0.13％、v：0.005～0.2％、余量的fe及不可避免的杂质，并且满足下述关系式(1)和关系式(2)，并且包含碳化物、氮化物及碳氮化物中的一种以上。
c：0.05～0.10％
所述c是强化钢的最经济且有效的元素，增加添加量时析出强化效果或贝氏体相的分率得到增加，从而会增加拉伸强度。当c的含量小于0.05％时，与ti、nb、v等形成析出物的反应减少，从而析出强化的效果低。另一方面，当所述c的含量超过0.10重量％时，晶界中容易产生粗大的碳化物，并且进行剪切加工时，在粗大的碳化物界面上产生微细裂纹，从而剪切加工性变差。因此，优选以0.05～0.10重量％的含量包含所述c。
si：0.01～0.5％
所述si使钢水脱氧，并具有固溶强化效果，并且延迟粗大的碳化物的形成，从而有利于提高成型性。但是，当si的含量小于0.01％时，延迟碳化物的形成的效果少，从而难以提高成型性，当si的含量超过0.5％时，进行热轧时在钢板表面形成si导致的红色氧化皮，从而不仅使钢板表面的品质变得非常差，而且还具有降低延展性和焊接性的问题。因此，优选以0.01～0.5％的含量包含所述si。
mn：1.2～2.0％
与si相同，所述mn是对钢的固溶强化有效的元素，并且增加钢的淬透性，从而焊接后在焊接热影响部容易形成贝氏体相。但是，当mn的含量小于1.2％时，无法充分获得添加mn所带来的所述效果。另一方面，当mn的含量超过2.0％时，大幅增加淬透性而延迟铁素体的相变，从而也会降低析出强化效果，并且在连续铸造工序中铸造板坯时厚度中心部的偏析部得到大幅发达，并且热轧后进行冷却时在厚度方向上形成的微细组织不均匀，从而在进行剪切加工时大幅增加裂纹的产生。因此，优选以1.2～2.0％的含量包含所述mn。
mo：0.005～0.2％
所述mo对钢具有固溶强化效果并增加钢的淬透性，从而提高钢的强度。但是，当mo的含量小于0.005％时，无法获得添加mo所带来的所述效果，当mo的含量超过0.2％时，由于淬透性的过度增加，延迟铁素体的相变，而且还会减少析出强化效果。此外，在经济方面也不利且有害于焊接性。因此，所述mo的含量优选限制为0.01～0.2％。
cr：0.005～0.3％
所述cr对钢具有固溶强化效果并增加钢的淬透性，从而提高钢的强度。但是，当cr的含量小于0.005％时，无法获得添加cr所带来的所述效果，当cr的含量超过0.3％时，过度延迟铁素体的相变，从而形成马氏体相而导致伸长率变差，并且还会减少析出强化效果。此外，与mn相似，厚度中心部的偏析部得到大幅发达，使厚度方向的微细组织不均匀，从而导致剪切加工性变差。因此，所述cr的含量优选限制为0.005～0.3％。
b：0.0003～0.0010％
b是在钢中即使添加少量也提高淬透性的元素，当添加0.0003％以上的b时，在高温下偏析在奥氏体晶界中，从而能够使晶界稳定化并改善耐冲击性，但是，当b的含量小于0.0003％时，无法充分获得所述效果。另一方面，当添加超过0.0010％的b时，在热轧的过程中延迟再结晶，导致增加伸长的晶粒，并且在冷却的过程中的延迟铁素体的相变，导致微细组织变得不均匀。此外，还减少了析出强化效果，从而难以获得所需强度，并且初期热轧板的微细组织的不均匀性会成为冷轧时局部应力集中的原因，因此，不利于本发明。因此，所述b的含量优选限制为0.0003～0.0010％。
p：0.001～0.05％
与si相同，所述p同时具有固溶强化和促进铁素体相变的效果。但是，为了制造成p含量小于0.001％时，需要高制造费用而在经济方面不利，并且无法充分获得强度，当p的含量超过0.05％时，产生晶界偏析导致的脆性，从而在进行剪切加工时容易产生微细的裂纹，并且会大幅恶化延展性和耐冲击特性。因此，所述p的含量优选限制为0.001～0.05％。
s：0.001～0.01％
所述s是存在于钢中的杂质，当s的含量超过0.01％时，与mn等结合而形成非金属夹杂物，由此具有在钢的切割加工时容易产生微细的裂纹并大幅降低延伸凸缘性和耐冲击性的问题，并且，为了制造成s含量小于0.001％，炼钢作业时需要耗费大量的时间而降低生产性。因此，优选将s的含量限制为0.001～0.01％。
al：0.01～0.1％
所述al主要是为了脱氧而添加的成分。当al的含量小于0.01％时，添加al的效果不足。另一方面，当al的含量超过0.1％时，al与氮结合形成aln，从而在进行连续铸造时板坯上容易产生角裂，并且在热轧板的边缘(edge)部容易产生夹杂物的形成所导致的缺陷。此外，由于热轧后进行冷轧时产生的表面缺陷，可能会产生表面品质降低的问题。因此，优选将al的含量限制为0.01～0.1％。
n：0.001～0.01％
与c一起，所述n是代表性的固溶强化元素，并且n与ti、al等一起形成粗大的析出物。通常n的固溶强化效果优于碳，但是随着钢中的n含量的增加，具有大幅降低韧性的问题。此外，为了制造成n的含量小于0.001％，炼钢作业时需要耗费大量的时间，从而会降低生产性。因此，本发明中，优选将n的含量限制为0.001～0.01％。
ti：0.005～0.13％
与nb、v一起，所述ti是代表性的析出强化元素，并且ti通过与n的强亲和力而在钢中形成粗大的tin。tin在用于热轧的加热过程中具有抑制晶粒生长的效果。此外，与氮反应后剩余的ti固溶于钢中并与碳结合形成tic析出物，因此ti是提高钢的强度的有效成分。因此，当ti的含量小于0.05％时，无法获得所述效果，当ti的含量超过0.13％时，由于产生粗大的tin而在进行剪切加工时具有使剪切加工性变差的问题。因此，本发明中，优选将ti的含量限制为0.005～0.13％。
nb：0.005～0.08％
与ti、v一起，所述nb是代表性的析出强化元素，由于nb在热轧中析出而延迟再结晶所带来的晶粒微细化的效果，nb有效提高钢的强度和冲击韧性。但是，当nb的含量小于0.005％时，无法充分获得所述效果，当nb的含量超过0.08％时，由于热轧时过度延迟再结晶导致形成伸长的晶粒和粗大的复合析出物，因此具有使剪切加工性变差的问题。因此，本发明中，优选将nb的含量限制为0.005～0.08％。
v：0.005～0.2％
与nb、ti一起，所述v是代表性的析出强化元素，ti在进行收卷后形成析出物，从而有效提高钢的强度。因此，当v的含量小于0.005％时，无法充分获得所述效果，当v的含量超过0.2％时，形成粗大的复合析出物而使剪切加工性变差，而且在经济方面也不利。因此，本发明中，优选将v的含量限制为0.005～0.2％。
本发明的余量成分为铁(fe)。然而，在通常的制造过程中，从原料或周围环境不可避免地混入意料不到的杂质，因此，无法将其排除。对于通常的制造过程的技术人员而言，这些杂质是公知的，因此，在本说明书中不特别提及其所有内容。
本发明中，所述合金组成在满足下述关系式(1)和关系式(2)时，热轧后形成均匀的钢的微细组织，从而冷轧后进行剪切加工时能够抑制裂纹的产生。
关系式(1)：2.0≤[mn]+2.5[mo]+1.5[cr]+300[b]≤2.5
关系式(2)：0.2≤([nb]/93+[ti]/48+[v]/51)/([c]/12+[n]/14)≤0.5
(其中，所述关系式(1)和关系式(2)中的各元素符号表示该合金元素的重量％)。
关系式(1)与钢的淬透性和偏析相关，其是考虑钢的固溶强化效果和微细组织的不均匀性的。
当关系式(1)小于2.0时，钢的固溶强化效果不充分，从而具有无法获得充分的高强度的问题。另一方面，当关系式(1)超过2.5时，钢的厚度方向的微细组织形成得不均匀，并且延迟铁素体的相变，从而具有降低钢的析出强化效果的问题。
因此，优选将关系式(1)控制为2.0～2.5。
关系式(2)限制了与钢的析出物的形成相关的成分，析出物的形成与所述组成的ti、nb、v及c、n的含量相关，因此，关系式(2)是为了将ti、nb、v合金元素的添加量设置为符合c、n的含量。
当关系式(2)小于0.2时，析出强化效果显著降低，从而无法获得所需的强度和硬度值，当关系式(2)超过0.5时，由于形成大量的微细析出物而大幅增加屈服强度，从而导致冷轧性变差，并且在板厚度方向上形成的析出物不均匀，从而在冷轧后进行剪切加工时具有裂纹的产生变严重的问题。
因此，优选将关系式(2)控制为0.2～0.5。
通过控制满足所述合金组成，能够获得剪切加工性优异的高强度冷轧钢板，所述钢板不仅能够确保高强度和高硬度，而且能够抑制剪切加工导致的裂纹和摩擦热导致的裂纹。
本发明的冷轧钢板是将具有铁素体和微细珠光体的微细组织的热轧板进行冷轧而获得，因此，具有向轧制方向严重变形的微细组织(全硬(fullhard)的微细组织)。此时，虽然无法特定经过冷轧的钢板的微细组织中的各个相，但是冷轧前的经过热轧的钢板的铁素体相的面积分率为90％以上，微细的珠光体相为小于5％，除此之外，还可以不可避免地包含贝氏体相。
本发明的剪切加工性优异的高强度冷轧钢板包含碳化物、氮化物及碳氮化物中的一种以上。例如，可以包含tin、tic、nbc、nbn、(ti,nb)(c,n)、(ti,mo,nb)(c,n)及(fe,mn)3c、(fe,mn,mo)c中的一种以上。
此时，所述碳化物、氮化物及碳氮化物的平均大小优选为10～50nm。
当碳化物、氮化物及碳氮化物的平均大小小于10nm时，热轧板的屈服强度过度上升，从而在进行冷轧时容易产生局部性的加工硬化偏差，并且在进行冷轧板的剪切加工和热处理时容易产生裂纹。
但是，当碳化物、氮化物及碳氮化物的平均大小超过50nm时，具有难以获得所期望的拉伸强度和硬度值的问题。
另外，所述冷轧钢板的拉伸强度可以为1200mpa以上，硬度值(显微维氏,micro-vickers)可以为340hv以上。通过满足所述拉伸强度和硬度值，从而能够优选地应用于汽车自动变速器的摩擦板用途等。
此外，将所述冷轧钢板进行剪切加工时所产生的裂纹中最大裂纹的长度优选为1mm以下。
所述最大裂纹的长度是利用直径为10mm的圆形模具，并以6％的间隙(clearance)的条件冲压，然后在200℃下热处理一小时后，测量截面上产生的最大裂纹的长度的结果。
这是因为最大裂纹的长度超过1mm时，具有如下问题：增加裂纹的产生量，并且在进行剪切加工时裂纹容易传播，当摩擦热导致温度上升时，裂纹更容易传播。
下面，对本发明的另一个方面的制造剪切加工性优异的高强度冷轧钢板的方法进行详细说明。
本发明的另一个方面的制造剪切加工性优异的高强度冷轧钢板的方法包括以下步骤：以1200～1350℃加热满足所述合金组成的钢坯；在850～1150℃范围的温度下，对所述经过加热的钢坯进行热轧；所述热轧后冷却至550～750℃范围的温度并进行收卷；以及所述收卷后进行酸洗，并以60～70％的冷轧压下率进行冷轧。
加热步骤
以1200～1350℃加热满足所述合金组成的钢坯。
当加热温度低于1200℃时，析出物不会充分再固溶，从而在热轧后的工序中会减少析出物的形成，并且会残留粗大的tin。另一方面，当加热温度超过1350℃时，奥氏体晶粒的异常晶粒生长(abnormalgraingrowth)导致降低强度，因此，优选将所述再加热温度限制为1200～1350℃。
此时，所述钢坯可以是在直接连接于连续铸造工序和热轧工序的工序中生产的。
为了tin、tic、nbc、nbn、(ti,nb)(c,n)、(ti,mo,nb)(c,n)的析出物的再固溶，将钢坯的温度设为1200～1350℃是很重要的，因此，还能够优选应用于如上所述的直接链接于连续铸造工序和热轧工序的工序中。
热轧步骤
在850～1150℃范围的温度下，对所述经过加热的钢坯进行热轧。
在高于1150℃的温度下开始热轧时，热轧钢板的温度变高，从而晶粒大小会变得粗大，并且热轧钢板的表面品质会变差。此外，在低于850℃的温度下终止热轧时，再结晶的过度延迟导致伸长的晶粒的发达并得到高屈服比，从而冷轧性会变差，而且剪切加工性也会变差。
冷却和收卷步骤
所述热轧后冷却至550～750℃范围的温度并进行收卷。
当冷却至550℃以下并进行收卷时，钢中形成贝氏体相和马氏体相，从而钢的材质会变差，当冷却至750℃以上并进行收卷时，形成粗大的铁素体晶粒，并且容易形成粗大的碳化物和氮化物，从而钢的材质会变差。
此时，可以以10～70℃/秒的平均冷却速度进行冷却。
进行冷却时，当平均冷却速度小于10℃/秒时，形成粗大的铁素体晶粒，从而微细组织会变得不均匀，当平均冷却速度超过70℃/秒时，容易形成贝氏体相，并且板的厚度方向的微细组织也会变得不均匀，从而钢的剪切加工性会变差。
冷轧步骤
所述收卷后进行酸洗，并以60～70％的冷轧压下率进行冷轧。
当冷轧压下率小于60％时，无法获得充分的加工硬化效果，从而难以确保钢的强度和硬度。另一方面，当冷轧压下率超过70％时，钢的边缘(edge)部的品质会变差，并且剪切加工性会变差。
通过所述制造方法制造的冷轧钢板不仅能够确保高强度和高硬度，而且能够抑制剪切加工导致的裂纹和摩擦热导致的裂纹。
另外，通过所述制造方法制造的冷轧钢板包含碳化物、氮化物及碳氮化物中的一种以上，碳化物、氮化物及碳氮化物的平均大小可以为10～50nm。此外，拉伸强度可以为1200mpa以上，硬度值可以为340hv以上，并且剪切加工时所产生的裂纹中最大裂纹的长度可以为1mm以下。
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，以下的实施例仅仅是为了更详细地说明本发明而例示的，并不是为了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内容和由此合理推导的内容而决定。
以1250℃加热具有下述表1中示出的成分组成的钢坯，并采用下述表2中示出的制造条件制造冷轧钢板。此时，热轧后的冷却速度设为20～30℃/秒。
此外，下述表2中示出了针对比较例和发明例计算的关系式(1)和关系式(2)的值，fdt和ct分别表示热轧时的精轧终止温度和收卷温度。
此外，下述表3中示出了发明例和比较例的机械性质和观察微细组织的结果。下述表3中，ts、hv、最大裂纹长度分别表示冷轧板的拉伸强度、显微维氏(micro-vickers)硬度值，最大裂纹长度是利用直径为10mm的圆形模具，并以6％的间隙(clearance)的条件进行冲压，然后在200℃下热处理一小时后，测量截面上产生的最大裂纹的长度的结果。裂纹的长度是根据100倍率的光学显微镜的观察结果进行测量的。
就钢中形成的碳化物、氮化物及碳氮化物的大小而言，分析了冷轧前的热轧板。钢中形成的平均大小为10～50nm的碳化物、氮化物及碳氮化物的大小和分率不会通过冷轧而发生变化，并且冷轧后严重变形的微细组织具有难以准确观察其大小和分率的问题，因此，对热轧板进行了分析。根据利用透射电子显微镜测量的结果确定了碳化物、氮化物及碳氮化物的平均大小。平均大小为100nm以上的碳化物和氮化物的测量是利用了50,000倍率的测量结果，平均大小为100nm以下的析出物是利用了100,000倍率的测量结果。使用将相对于轧制板材的轧制方向的0°方向为基准并根据jis5号标准取得的试片进行了拉伸试验。
[表1]
[表2]
[表3]
比较例1和比较例2均没有满足关系式(1)和关系式(2)，比较例1的c的含量也没有满足本发明的范围。两个比较例均没有得到充分的固溶强化效果，并且由于比较低的c含量以及相对过多的ti、nb、v，超过了关系式(2)的上限。因此，钢中形成的碳化物、氮化物及析出物的大小微细，但是并没有充分确保钢的强度。此外，以超过本发明中控制的范围对比较例2赋予冷轧压下率的结果，冲压加工后在剪切加工面上产生了稍微严重的裂纹，从而能够确认剪切加工面的品质变差。
比较例3和比较例5是不满足关系式(1)的情况，比较例3超过了关系式(1)的发明范围，从而增加了钢的中心部的偏析的产生，导致剪切加工部的品质变差。此外，比较例5的mn、cr、b的含量等少，从而偏析的产生少，由此剪切加工面的品质非常良好，但是并没有得到充分的固溶强化效果，因此没有得到所期望的强度和硬度值。
比较例4和比较例6是不满足关系式(2)的情况，比较例4残留剩余的c，从而形成了粗大的析出物和碳化物，并且由于析出强化效果不足，未能得到所期望的强度和硬度值。
比较例6超过了关系式(2)的发明范围，从而形成了大量的微细析出物，由此能够获得高强度，但是在剪切加工部产生了严重的裂纹。
比较例7、比较例8、比较例9、比较例10是以冷轧后的拉伸强度为1350mpa以上、硬度值为355hv以上为目标制造的钢，比较例7没有满足关系式(1)，但是通过高冷轧压下率确保了所期望的物理性质。但是，因高冷轧压下率，在剪切加工部产生了稍微严重的裂纹。
比较例8和比较例9均满足关系式(1)和关系式(2)，但是冷轧压下率不适合，从而未能得到所期望的物理性质，或者剪切加工部的品质差。比较例10是均不满足关系式(1)和关系式(2)的情况，剪切加工部的品质差。
另一方面，发明例均满足本发明中提出的成分范围和制造条件以及关系式(1)、关系式(2)，从而能够确保所期望的材质，而且能够确认剪切加工部的品质也优异。
图1中示出了发明例与比较例的关系式(1)、关系式(2)和剪切加工部的最大裂纹的长度的关系。图1中的斜线区域对应于本发明的范围。
以上对本发明的实施例进行了详细说明，但是，本发明的权利范围并不限定于此，在不脱离权利要求书中记载的本发明的技术思想的范围内，可以进行多种修改及变更，这对于本技术领域中具有通常知识者而言是显而易见的。