屈服强度、延展性和扩孔性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种用于车身的高强度钢板，更具体地，涉及一种具有高强度的同时，具有优异的屈服强度和成型性，从而具有优异的冲压成型性的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法。
背景技术：
：为了通过降低用作建筑材料、车辆、火车等运输工具的结构部件的钢板的厚度来实现轻量化，目前进行很多尝试以提高现有钢材的强度。但是，在如上所述提高强度的情况下，发现屈服强度相对较低，延展性和扩孔性相对降低的缺点。因此，为了改善强度和延展性的关系，进行了大量的研究，结果，近年来，开发并应用利用作为低温组织的马氏体、贝氏体和残余奥氏体相的相变组织钢。相变组织钢分为所谓的双相(dualphase，dp)钢、相变诱导塑性(transformationinducedplasticity，trip)钢、复相(complexphase)钢等，并且根据母相和第二相的种类和分数，各个钢的机械性质即拉伸强度和延伸率的水平发生变化，尤其，含有残余奥氏体的trip钢的拉伸强度和延伸率的平衡(ts×el)表现出最高值。在如上所述的相变组织钢中，相比其他钢，cp钢的延伸率低，从而仅局限使用于辊轧成型等简单加工，并且高延展性的dp钢和trip钢应用于冷压成型等。因此，近年来，提出了具有高于作为所述相变组织钢的dp钢和trip钢的延展性，并且提高扩孔性能，以抑制深加工性和凸缘部裂纹的技术。例如，在专利文献2中公开了作为主要组织形成残余奥氏体和马氏体的方法淬火-配分(quenchingandpartitioningprocess，q&p)，根据应用该方法的报告(非专利文献1)，在碳低至0.2％水平的情况下，屈服强度低至400mpa左右，另外，可以确认，在最终产品中获得的延伸率仅为与现有trip钢相似的程度。q&p方法的核心在于，在马氏体转变开始温度(ms)和终轧温度(mf)之间进行淬火，然后进行再加热，以在马氏体和奥氏体界面中引起碳扩散，使奥氏体稳定化，从而确保延展性。但是，根据淬火和配分温度，存在大量的不稳定的奥氏体，从而在最终冷却步骤中形成新鲜马氏体(fm)，并且由于新鲜马氏体的碳含量高，阻碍扩孔性(专利文献3)。其他方法有对马氏体组织再次进行热处理，以在双相域中进行热处理，从而确保延展性和扩孔性的方法，但是，由于该方法执行两次热处理，因此不经济(专利文献4)。最后，开发了以常规的退火方法进行热处理并且在快速冷却至贝氏体形成区间之后，长时间保持恒温来获得贝氏体组织的方法，但是，保持恒温的时间非常长，并且未充分转变的贝氏体在最终冷却时形成马氏体，因此扩孔性差。现有技术文献专利文献(专利文献1)韩国公开专利公报第1994-0002370号(专利文献2)美国公开公报第2006-0011274号(专利文献3)日本专利公报jp2002-177278(专利文献4)日本专利公报jp2001-300503(专利文献5)日本专利公报jp2014-018431非专利文献(非专利文献1)isijinternational,vol.51,2011,p.137-144技术实现要素：(一)要解决的技术问题因此，本发明是为了解决上述的现有技术的局限性而提出的，其目的在于，提供一种具备贝氏体主相的冷轧钢板、利用该冷轧钢板来制造的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板及其制造方法，所述冷轧钢板相比现有的栾晶诱导塑性(twip)钢使用更少的合金成本，并且相比使用现有的相变诱导塑性贝氏体铁素体(tripaidedbainiticferrite，tbf)淬火-配分(quenchingandpartitioning，q&p)热处理工艺的情况，具有更优异的延展性和扩孔性。另外，本发明中所要解决的技术问题并不局限于以上提及的技术问题，并且本发明所属
技术领域：
的普通技术人员可以通过以下的记载清楚地理解未提及的其他技术问题。(二)技术方案用于实现以上目的的本发明涉及一种屈服强度、延展性和扩孔性优异的高强度冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：碳(c)：0.06～0.2％、锰(mn)：1.5～3.0％、硅(si)：0.3～2.5％、铝(al)：0.01～0.2％、镍(ni)：0.01～3.0％、钼(mo)：0.2％以下、钛(ti)：0.01～0.05％、锑(sb)：0.02～0.05％、硼(b)：0.0005～0.003％、氮(n)：0.01％以下(0％除外)、余量的fe和不可避免的杂质，以面积分数计，所述冷轧钢板的微细组织包含50％以上的贝氏体、10％以上的回火马氏体(tm)、10％以下的新鲜马氏体(fm)、20％以下的残余奥氏体和5％以下的铁素体。优选地，所述tm/fm比超过2。另外，本发明涉及一种在所述冷轧钢板的表面进行热浸镀锌处理的热浸镀锌钢板和进行合金化热浸镀锌处理的合金化热浸镀锌钢板。另外，本发明涉及一种屈服强度、延展性和扩孔性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，包括以下工艺：对钢坯进行再加热，接着进行热轧，然后进行收卷，以重量％计，所述钢坯包含：碳(c)：0.06～0.2％、锰(mn)：1.5～3.0％、硅(si)：0.3～2.5％、铝(al)：0.01～0.2％、镍(ni)：0.01～3.0％、钼(mo)：0.2％以下、钛(ti)：0.01～0.05％、锑(sb)：0.02～0.05％、硼(b)：0.0005～0.003％、氮(n)：0.01％以下(0％除外)、余量的fe和不可避免的杂质；以及对经过收卷的所述热轧钢板进行冷轧，然后进行q&p连续退火，所述q&p连续退火工艺包括以下工艺：以ac3以上的温度，对制造的所述冷轧钢板进行30秒以上的均热，然后以5～20℃/秒的冷却速度，冷却至由以下关系式1定义的淬火温度(qt)±10℃；将冷却的所述钢板再加热至由以下关系式2定义的贝氏体温度(pt)±10℃，接着在qt≥或≥qt-100℃的温度范围内保持100秒以上，然后进行冷却，[关系式1]qt＝493.497+36.2874×al-394.0×c-45.0×mn-11.4332×mo-20.8772×ni-13.0438×si-12.8×cr[关系式2]pt＝599.088+11.5214×al-225.2×c-35.0×mn-19.9474×ni-24.9385×si-56.718×mo-22.1×cr。以面积分数计，完成所述q&p连续退火的所述钢板的微细组织可以包含50％以上的贝氏体、10％以上的回火马氏体(tm)、10％以下的新鲜马氏体(fm)、20％以下的残余奥氏体和5％以下的铁素体。优选地，所述tm/fm比超过2。另外，本发明涉及一种热浸镀锌钢板的制造方法，其进一步包括以下工艺：在经过q&p连续退火的所述冷轧钢板的表面进行热浸镀锌处理，并且本发明涉及一种合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其进一步包括以下工艺：在经过q&p连续退火的所述冷轧钢板的表面进行合金化热浸镀锌处理。(三)有益效果根据上述构成的本发明可以有效提供一种相比现有的dp钢或trip钢等高延展性相变组织钢以及经现有的淬火-配分(quenching&partitioning，q&p)热处理的q&p钢，可以确保准确的回火马氏体(tm)量和贝氏体，从而具有优异的屈服强度、延展性和扩孔性且拉伸强度为980mpa以上的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板。因此，本发明的冷轧钢板等具有在建筑部件、车辆钢板等工业领域中的应用可能性高的优点。附图说明图1是示出根据本发明的退火工艺的一个实例的图(图1中热处理线中的虚线表示热浸合金化镀覆时的热历史)。图2是示出相变诱导塑性贝氏体铁素体(tbf)方法和本发明的方法的低温相变行为的图。图3是观察通过本发明制造的发明例(f)钢的微细组织的照片。图4是观察通过本发明制造的冷轧钢板的回火马氏体中的碳化物的结果。图5是观察比较例(e)钢的微细组织的照片。最佳实施方式本发明的发明人对改善通过现有的淬火-配分(quenching&partitioning，q&p)热处理制造的高强度钢的低延展性的方案进行了深入的研究，结果找到q&p热处理时在比现有技术更精确的特定温度区间下促进贝氏体转变以显著减少新鲜马氏体(fm)的热处理条件。通过将淬火温度(qt)和贝氏体温度(pt)控制在促进通过淬火的马氏体形成量和贝氏体转变的区间，确认了可以使最终q&p热处理后的组织的微细化并且可以改善最终产品的物理性质，从而提出了本发明。下面，对本发明进行详细说明。首先，对本发明中提供的冷轧钢板等的合金成分组成和控制其含量的原因进行详细说明。此时，除非有特别说明，各成分的含量表示重量％。c：0.06～0.2％碳(c)是强化钢的有效元素，在本发明中c是为了确保残余奥氏体的稳定化以及强度而添加的重要元素。为了获得所述效果，优选添加0.06％以上的c，但是当c含量小于0.06％时，奥氏体单相的温度过高，从而不可避免实施高温退火，并且难以确保强度和延展性。另外，当c含量超过0.2％时，ms降低，并且淬火温度降低，从而难以进行精确的热处理。另外，还存在焊接性显著降低的问题。因此，在本发明中，c的含量优选控制在0.06～0.2％。mn：1.5～3.0％锰(mn)是控制铁素体的转变，并且对残余奥氏体的形成和稳定化有效的元素。当所述mn的含量小于1.5％时，发生大量的铁素体转变，从而难以确保期望的强度，另一方面，当mn含量超过3.0％时，过度延迟本发明的第二次退火热处理步骤中的相转变，并且形成大量的马氏体，从而难以确保期望的延展性。因此，在本发明中，mn的含量优选控制在1.5～3.0％。si：0.3～2.5％硅(si)是在铁素体内抑制析出碳化物，并且助长铁素体内的碳扩散到奥氏体，从而最终有助于贝氏体的形成和残余奥氏体的稳定化的元素。为了获得所述效果，优选添加0.3％以上的si，但是，当si含量超过2.5％时，热轧性和冷轧性变得非常差，钢表面形成氧化物，从而阻碍镀覆性。因此，在本发明中，si的含量优选控制在0.3～2.5％。al：0.01～0.2％铝(al)是与钢中的氧结合并起到脱氧作用的元素，为此，al含量优选保持在0.01％以上。另外，与si相同地，al通过在铁素体内抑制碳化物的生成来有助于残余奥氏体的稳定化，并且提高贝氏体形成温度。但是，当所述al的含量超过0.2％时，a3温度增加，从而不可避免实施高温退火，并且在铸造时与保护渣(moldflux)发生反应，从而难以制造良好的板坯，并且，由于形成表面氧化物，而阻碍镀覆性。因此，在本发明中，al的含量优选控制在0.01～0.2％。镍(ni)：0.01～3.0％镍是通过固溶强化确保强度且使奥氏体稳定化的元素，优选保持0.01％以上的ni。但是，由于延迟贝氏体转变的效果过大，当添加过多的ni时，贝氏体没有全部转变，从而形成fm，因此，ni的上限优选控制在3％。钼(mo)：0.2％以下mo也因为通过固溶强化提高强度，并且通过形成timo碳化物来使贝氏体组织微细化而添加，但是，由于合金铁的价格高，成本上升，因此，mo的上限优选控制在0.2％。钛(ti)：0.01～0.05％钛优先形成tin，因此为了通过添加固溶硼来提高淬透性，必须添加ti。在本发明中，ti的下限控制在0.01％，以相比bn优先形成tin，当ti含量过多时，使tin结晶，从而在连铸时引起喷嘴堵塞，因此，ti的上限优选控制在0.05％。锑(sb)：0.02～0.05％锑是晶界偏析物质，并且锑形成晶界氧化物，从而作为抑制通过晶界的脱碳以及抑制根据mn、si等表面富集的镀锌性的降低的方法，优选添加0.02％以上的sb。但是，当sb含量过多时，晶界偏析增加，并且引起钢的脆性，因此，sb的上限控制在0.05％。硼(b)：0.0005～0.003％硼是容易确保基于淬火(quenching)的强度的低价合金元素，其具有减少合金总量的效果，并且硼作为有利于焊接性或抑制高温脆性的元素，其下限控制在0.005％。但是，当b含量过多时，bn形成温度高于tin，从而引起钢的高温脆性，因此，b的上限优选控制在0.003％。氮(n)：0.01％以下氮通过形成bn、tin来降低合金元素的合金效率，因此，b的含量优选控制在通常可控范围即0.01％以下。本发明的剩余成分是铁(fe)。在其他一般的炼钢工艺中，从原料或周围环境可能不可避免地混入意料之外的杂质。这些杂质对于一般的炼钢领域的技术人员来说是周知的，因此，在本说明书中不特别地提及其全部内容。另一方面，满足上述的钢组成成分的本发明的冷轧钢板具有微细组织，以面积分数计，所述微细组织包含50％以上的贝氏体、10％以上的回火马氏体(tm)、10％以下的新鲜马氏体(fm)、20％以下的残余奥氏体和5％以下的铁素体。其中，所述贝氏体具有仅次于马氏体的高强度，并且具有铁素体和马氏体的中间特性，此外，当将微细的残余奥氏体分布在贝氏体相内部时，钢的强度和延展性的平衡度非常高。满足上述的微细组织的本发明的冷轧钢板的拉伸强度为980mpa以上，并且相比通过现有的q&p热处理制造的钢板，可以提供屈服强度、冲压成型性、延展性和扩孔性优异的千兆级高强度钢板。另外，本发明还可以提供在所述冷轧钢板表面进行热浸镀锌处理的热浸镀锌钢板以及对所述热浸镀锌钢板进行合金化热处理的合金化热浸镀锌钢板。然后，对本发明的冷轧钢板等的制造方法进行详细说明。根据本发明的冷轧钢板可以通过将满足上述的钢成分组成的钢坯经过再加热-热轧-收卷-冷轧-退火工艺来制造，并且详细说明如下。(钢坯再加热工艺)优选地，本发明中在执行热轧之前经过对钢坯进行再加热以进行均质化处理的工艺，更优选地，该再加热工艺在1000～1300℃的温度范围内执行。当所述再加热时的温度小于1000℃时，轧制负荷急剧增加，另一方面，当所述再加热时的温度超过1300℃时，能源成本增加，并且表面氧化皮的量变得过多。因此，在本发明中，再加热工艺优选在1000～1300℃下执行。(热轧工艺)对经过再加热的所述钢坯进行热轧，以制造热轧钢板，此时，优选地，在800～950℃下执行热终轧。当所述热终轧时的轧制温度小于800℃时，轧制负荷大幅增加，从而难以进行轧制，另一方面，当热终轧温度超过950℃时，轧辊的热疲劳大幅增加，从而成为寿命缩短的原因。因此，在本发明中，热轧时的热终轧温度优选控制在800～950℃。(收卷工艺)接着，对如上制造的热轧钢板进行收卷，此时，收卷温度优选为750℃以下。当收卷时的收卷温度过高时，在热轧钢板表面形成过多的氧化皮，从而引起表面缺陷，并且成为镀覆性变差的原因。因此，优选在750℃以下执行收卷工艺。此时，对收卷温度的下限不作特别限制，考虑到马氏体的形成使得热轧钢板的强度变得过高，从而难以进行后续的冷轧，更优选地，在ms(马氏体转变开始温度)～750℃下执行收卷。(冷轧工艺)对经过收卷的所述热轧钢板进行酸洗处理，以去除氧化层，然后，执行冷轧以调整钢板形状和厚度，从而制造冷轧钢板。通常，为了确保客户要求的厚度而执行冷轧，此时，对压下率不做限制，但是，为了在后续退火工艺中的再结晶时抑制粗大铁素体晶粒的生成，优选地以30％以上的冷轧压下率执行冷轧。(q&p连续退火工艺)在本发明中，为了制造最终微细组织包含50％以上的贝氏体、10％以上的回火马氏体(tm)、10％以下的新鲜马氏体(fm)、20％以下的残余奥氏体和5％以下的铁素体的冷轧钢板，后续退火工艺的控制很重要。尤其，本发明的特征在于，为了在退火时碳、锰等元素的再分配(partitoning)中确保期望的微细组织，在常规的冷轧后采用q&p连续退火工艺，并且如后面描述，根据合金元素控制qt、pt。均热和快速冷却首先，优选以ac3以上的温度，对制造的所述冷轧钢板进行30秒以上的均热，然后以5～20℃/秒的冷却速度，冷却至由以下关系式1定义的淬火温度(qt)±10℃(参照图1)。其目的在于获得5％以内的不利于扩孔性的铁素体组织，本发明的不形成铁素体的冷却速度设置为5～20℃。即使冷却速度高于该冷却速度也没有问题，但是冷却速度越慢，板形状越优异且不会发生扭曲，因此不需要更快的冷却速度。qt是形成20～50％的马氏体的温度。当在q&p中对淬火时形成的马氏体再加热至pt并进行配分处理时，引起回火，从而强度进一步降低，并且还起到促进形成贝氏体的作用。如图2所示，可知即使在相同的温度下进行配分处理，快速冷却至贝氏体域温度并保持恒温的tbf经过600秒也不能完全析出贝氏体，从而形成fm，另一方面，当充分形成马氏体时，在短时间内贝氏体也能够完全转变，从而不会形成fm。如上所述，本发明中尽可能使fm最小化的目的在于，由于在贝氏体转变过程中剩下的奥氏体中富集碳、锰等元素，因此，不能以奥氏体残留，并且在最终冷却时转变的fm由于合金元素量非常高的马氏体，而强度非常高，从而在扩孔时引起界面分离并容易发生龟裂，因此显著降低扩孔性。在本发明中，发现了这种新特性，并通过此开发了具有贝氏体主相的新的高成型性高强度钢板，并且通过如下实验计算促进贝氏体的形成和使贝氏体面积分数最大的qt。[关系式1]qt＝493.497+36.2874×al-394.0×c-45.0×mn-11.4332×mo-20.8772×ni-13.0438×si-12.8×cr配分热处理接着，在本发明中，将经过冷却的所述钢板再加热至由以下关系式2定义的贝氏体温度(pt)±10℃，接着，在qt≥或≥qt-100℃的温度范围内保持100秒以上，然后进行冷却。在所述淬火之后，当再加热至贝氏体温度(pt)并保持恒温时，通过实验计算贝氏体形成最快的温度。当温度高于该温度时，贝氏体的形成量少，残余奥氏体的稳定化不足，并且fm的形成反而增加，因此，pt必须加热至pt±10℃。[关系式2]pt＝599.088+11.5214×al-225.2×c-35.0×mn-19.9474×ni-24.9385×si-56.718×mo-22.1×cr与现有技术不同，本发明中不需要以恒定的温度来进行恒温保持。恒温保持只需要在qt≥或≥qt-100℃的温度范围内保持100秒以上，然后进行冷却即可，因此，具有容易应用于具有没有加热保持装置的恒温炉的设备的优点。如上所述进行q&p热处理时，可以制造包含50％以上的贝氏体、10％以上的回火马氏体(tm)、10％以下的新鲜马氏体(fm)、20％以下的残余奥氏体和5％以下的铁素体的钢，并且使强度差大的铁素体和fm最小化，相比通过现有的q&p热处理制造的钢板，可以制造屈服强度、延展性和扩孔性优异的千兆级高强度钢板。(镀覆)对经过第一次和第二次退火热处理的所述冷轧钢板进行镀覆处理，以能够制造镀覆钢板。此时，优选地，通过热浸镀覆方法或合金化热浸镀覆方法来执行镀覆处理，并且，优选地，由此形成的镀层为镀锌层。在使用所述热浸镀覆方法的情况下，可以通过浸渍于镀锌浴中来制造热浸镀覆钢板，并且在使用合金化热浸镀覆方法的情况下，也可以通过执行一般的合金化热浸镀覆处理来制造合金化热浸镀覆钢板。具体实施方式下面，通过实施例对本发明进行详细说明。(实施例)通过真空溶解，将具有以下表1中示出的成分组成的熔融金属制造成厚度为90mm、宽度为175mm的钢锭。接着，在1200℃下，再加热1小时并进行均质化处理，然后在ar3以上的温度即900℃以上的温度下进行热终轧，以制造热轧钢板。然后，将所述热轧钢板冷却之后，放入预先加热至600℃的炉中并保持1小时之后进行炉冷，从而模拟热轧收卷。以50～60％的冷压下率，对如上热轧的板材进行冷轧，然后以以下表2的条件执行退火热处理，以制造最终冷轧钢板。测量如上制造的各个冷轧钢板的组织分数、屈服强度、拉伸强度、延伸率和扩孔率(her)，并将其结果表示在以下表2中。[表1]cmnsialcrnimotisbbn发明钢a0.12.21.40.020.60.020.040.0170.0270.00210.005发明钢b0.141.91.40.030.50.020.040.0210.040.00170.003发明钢c0.182.50.60.021.10.020.050.0140.0210.00120.004发明钢d0.162.11.90.040.30.020.050.0220.0350.00230.006发明钢e0.092.21.40.150.60.020.060.0310.0270.00180.005发明钢f0.131.81.30.020.420.020.0270.0320.00170.004发明钢g0.082.51.30.060.30.030.180.0190.0410.00240.005比较钢h0.052.11.60.020.450.060.050.0150.030.00170.003比较钢i0.181.80.210.020.280.020.04-0.04-0.005比较钢j0.0811.30.040.90.020.020.0120.020.00110.004比较钢k0.172.21.30.250.30.020.050.0270.040.00180.004比较钢l0.181.61.50.021.63.50.050.0320.0210.00130.005[表2]*所述表2中，b表示贝氏体，tm表示回火马氏体，fm表示新鲜马氏体，a表示残余奥氏体，f表示铁素体。如上表1所示，可知钢组成成分和制作工艺满足本发明的范围的发明例(a-g)均表现出优异的屈服强度、延展性和扩孔性。图3是观察通过本发明制造的发明例(f)钢的微细组织的照片。如表2所示，可知发明例(f)钢可制造成贝氏体为75％且为主相，tm、fm分别为14％、5％且tm/fm超过2，并且f小于5％的贝氏体钢。这作为本发明的技术特征，以往主要通过q&p热处理制造铁素体基材的trip钢或制造回火马氏体钢，但是如本发明特定钢组成成分、qt和pt时，可以比tbf热处理方法更容易制造贝氏体基材组织。另一方面，图4是利用原子探针层析技术(apt)观察图3的组织中tm的图。由于混合有迁移碳化物和粗大的碳化铁，从而可知是回火马氏体。另一方面，可知与本发明例相比，钢组成成分或制作工艺超出本发明的范围的比较例(h-l、b、e、g)的屈服强度、延展性和扩孔性均不好。尤其，如所述表2所示，可知钢组成成分没有满足本发明的范围，或者制作工艺没有根据本发明的比较例(b、e、g)均没有获得期望的物理性质。从图5可以确认，即使比较例(e)钢的组织是与本发明相同的成分，但是由于双相域退火和tbf热处理，而形成铁素体和fm，从而强度和her低。从所述结果可知，根据本发明制造的冷轧钢板可以确保980mpa以上的屈服强度以及优异的延伸率和her，从而相比通过现有的q&p热处理工艺制造的钢材，具有可以容易执行应用于结构部件的冷成型的优点。如以上说明，在本发明的详细说明中对本发明的优选实施例进行了说明，但是本发明所属
技术领域：
的普通技术人员在不脱离本发明的范围内可以进行各种变更。因此，本发明的权利范围不应局限于说明的实施例，而应由权利要求书以及与其等同物确定。当前第1页12