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CN107109601B - 成型性优异的复合组织钢板及其制造方法 - Google Patents

成型性优异的复合组织钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及高强度钢板，更详细地，涉及成型性优异从而能够适用于汽车板等的复合组织钢板及其制造方法。

Description

成型性优异的复合组织钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板，更详细地，涉及成型性优异从而能够适用于汽车板等的复合组织钢板及其制造方法。
背景技术
随着强调汽车冲击稳定性的管制和燃油效率，为了同时满足汽车车身的轻量化和高强度化，正在积极使用高张力钢，跟随这种趋势，汽车外板中也正在扩大适用高强度钢。
当前，作为汽车外板，大部分适用340Mpa级烘烤硬化钢，然而，部分还适用490Mpa级钢板，这提示了将会扩大适用590Mpa级钢板的前景。
如上所述，将强度得到增加的钢板用作外板时，会提高轻量化和耐冲击性，另一方面，随着强度的增加，加工时具有成型性变差的缺点。由此，最近客户为了在外板适用高强度钢的同时完善不足的加工性，要求屈服比(YR＝YS/TS)低且延展性优异的钢板。
而且，对于用于汽车外板的钢板而言，最重要的是表面品质要优秀，但目前实际情况是，由于用于确保高强度而添加的淬透性元素亦氧化性元素(例如，Si、Mn等)，难以确保镀覆表面的品质。
另外，为适用于汽车，要求钢板具备优异的耐蚀性，由此，作为汽车用钢板一直使用了耐蚀性优异的热浸镀锌钢板。这种钢板通过在同一个生产线上进行再结晶退火和镀覆的连续热浸镀锌设备来制造，因此，具有能够以低成本制造高耐蚀性钢板的优点。
此外，进行热浸镀锌后再次进行加热处理的合金化热浸镀锌钢板，具有优异的耐蚀性的同时，还具有优异的焊接性或成型性，从而被广泛使用。
因此，为了提高汽车外板的轻量化和加工性，要求开发成型性优异的高张力冷轧钢板，与此同时，要求开发具有优异的耐蚀性、焊接性及成型性的高张力热浸镀锌钢板。
高张力钢板中，作为提高加工性的现有技术，在专利文献1中公开了以马氏体为主体的具有复合组织的钢板，并公开了为了提高加工性而在组织内分散粒径1～100nm的微细的Cu析出物的高张力钢板的制造方法。
上述专利文献1中，为析出微细的Cu晶粒，需要添加2～5％的过量的Cu，这可能会发生Cu引起的红热脆性，并具有制造成本上升过多的问题。
专利文献2公开了包含作为主相的铁素体、作为第二相的余量奥氏体以及作为低温相变相的贝氏体和马氏体的复合组织钢板和改善所述钢板的延展性和延伸凸缘性的方法。
然而，所述专利文献2为了确保余量奥氏体相而添加大量的Si和Al，由此难以确保镀覆品质，并在炼钢及连铸时具有难以确保表面品质的问题。此外，由于相变诱导塑性而使初始YS值高，从而具有屈服比高的缺点。
在专利文献3中，作为用于提供加工性良好的高张力热浸镀锌钢板的技术，公开了复合性地包含软质铁素体和硬质马氏体作为微细组织的钢板和用于改善该钢板的延伸率和r值(兰克福德值(Lankford value))的制造方法。
然而，所述技术由于大量添加Si而难以确保镀覆品质，而且由于添加大量的Ti和Mo，从而具有增加制造成本的问题。
现有技术文献
(专利文献1)日本第2005-264176号公开专利公报
(专利文献2)日本第2004-292891号公开专利公报
(专利文献3)韩国第2002-0073564号公开专利公报
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一方面涉及适合用作汽车外板用钢板的复合组织钢板，目的在于提供成型性优异的复合组织钢板及其制造方法，其通过优化合金设计和制造条件能够大幅提高伸长率与屈服比的比值(EL/YR)。
技术方案
本发明的一方面提供成型性优异的复合组织钢板，所述钢板以重量％计，包含：碳(C)：0.01～0.08％、锰(Mn)：1.5～2.5％、铬(Cr)：1.0％以下且0％除外、硅(Si)：1.0％以下且0％除外、磷(P)：0.1％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、酸溶铝(sol.Al)：0.02～0.1％、钼(Mo)：0.1％以下且0％除外、硼(B)：0.003％以下且0％除外、余量Fe及其他不可避免的杂质，所述Mn和Cr的重量％的合(Mn+Cr)满足1.5～3.5％，
其中，所述钢板作为主相包含铁素体，以整个厚度(t)为基准，在1/4t位置中的微细马氏体的分率为1～8％，以下述式(1)定义的存在于铁素体晶界上的平均粒径小于1μm的马氏体的占有率(M％)为90％以上，以下述式(2)定义的整个第二相组织中贝氏体的面积比(B％)为3％以下且包括0％，
式(1)：
M(％)＝{Mgb/(Mgb+Min)}×100
(其中，Mgb表示存在于铁素体晶界的马氏体的数量，Min表示存在于铁素体晶粒内的马氏体的数量。)
式(2)：
B(％)＝{BA/(MA+BA)}×100
(其中，BA表示贝氏体占有面积，MA表示马氏体占有面积。)
本发明的另一方面提供成型性优异的复合组织钢板的制造方法，其包括以下步骤：对满足上述成分体系的钢锭进行再加热；在Ar3相变点以上的温度下，对所述经过再加热的钢锭进行热精轧，以制造热轧钢板；在450～700℃的温度下，对所述热轧钢板进行收卷；以40～80％的压下率，对所述经过收卷的热轧钢板进行冷轧，以制造冷轧钢板；以及在连续退火炉或合金化热浸镀连续炉中以760～850℃的温度范围，对所述冷轧钢板进行退火处理，其中，所述经过退火处理的钢板作为主相包含铁素体，以整个厚度(t)为基准，在1/4t位置中的微细马氏体的分率为1～8％，以上述式(1)定义的存在于铁素体晶界上的平均粒径小于1μm的马氏体的占有率(M％)为90％以上，以上述式(2)定义的整个第二相组织中贝氏体的面积比(B％)为3％以下(包括0％)。
有益效果
根据本发明可以提供能够同时确保优异的强度和延展性的复合组织钢板，其具有适合用作要求具备高加工性的汽车外板的效果。
附图说明
图1示出本发明的一方面的复合组织钢板根据平整压下率的屈服比(YS/TS)变化的图表。
最佳实施方式
本发明的发明人为了提供同时确保强度和延展性以适合用作汽车外板的成型性优异的钢板而进行了深入的研究，其结果确认到可以通过合金设计和制造条件的优化来提供满足所需物理性质的复合组织钢板，从而完成了本发明。
下面，对本发明进行详细说明。
首先，对本发明一方面的成型性优异的复合组织钢板进行详细说明。
本发明的复合组织钢板，以重量％计，包含：碳(C)：0.01～0.08％、锰(Mn)：1.5～2.5％、铬(Cr)：1.0％以下且0％除外、硅(Si)：1.0％以下且0％除外、磷(P)：0.1％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、酸溶铝(sol.Al)：0.02～0.1％、钼(Mo)：0.1％以下且0％除外、硼(B)：0.003％以下且0％除外、余量Fe及其他不可避免的杂质，所述Mn和Cr的重量％的合(Mn+Cr)优选满足1.5～3.5％。
下面，详细说明如上所述对本发明的复合组织钢板的合金成分进行限制的理由。其中，若没有特别说明，各成分的含量均表示重量％。
C：0.01～0.08％
碳(C)作为制造具有复合组织的钢板的重要成分，是通过形成作为第二相组织中一种的马氏体，从而有利于确保强度的元素。一般而言，随着C含量的增加容易形成马氏体，从而有利于制造复合组织钢，但是，为了控制所需的强度和屈服比(YS/TS)，有必要将C含量控制在适当水平的含量。
尤其，随着C含量的增加，在退火后冷却时，同时发生贝氏体相变，从而具有提高钢的屈服比的倾向。就本发明而言，重要的是尽可能最小化贝氏体的形成，并形成适当水平的马氏体，从而确保所需的材质特性。
因此，优先将C含量控制在0.01％以上。当C含量小于0.01％时，难以确保本发明所需的490MPa级的强度，具有难以形成适当水平的马氏体的问题。另一方面，当C含量超过0.08％时，在退火后冷却时将促进晶界贝氏体的形成，从而随着屈服强度的上升，在加工汽车部件时具有容易发生弯曲及表面缺陷的问题。因此，在本发明中优选将C含量控制为0.01～0.08％。
Mn：1.5～2.5％
锰(Mn)是在具有复合组织的钢板中提高淬透性的元素，尤其是在形成马氏体方面的重要元素。在现有的固溶强化钢中起到固溶强化效果而对增加强度有效，并且将钢中不可避免地被添加的S以MnS析出，从而在热轧时起到抑制由S导致的板断裂的发生和高温脆化现象的重要作用。
在本发明中优选添加1.5％以上的Mn，当Mn的含量小于1.5％时，无法形成马氏体，从而难以制造复合组织钢，另一方面，当Mn的含量超过2.5％时，由于过度形成马氏体，从而使材质不稳定，并且组织内形成Mn氧化物带(Mn-Band)，从而具有提高加工裂纹及板断裂的危险。此外，在退火时，表面上析出Mn氧化物，从而具有严重阻碍镀覆性的问题。因此，在本发明中优选将Mn的含量控制为1.5～2.5％。
Cr：1.0％以下(0％除外)
铬(Cr)作为具有与上述Mn相似特性的成分，是为了提高钢的淬透性并确保高强度而添加的元素。这种Cr对马氏体的形成有效，并且在热轧过程中形成诸如Cr23C6的粗大的Cr系碳化物，以适当水平以下来析出钢中固溶C含量，因此，抑制了屈服点延伸(YP-EI)的发生，从而有利于制造屈服比低的复合组织钢的元素。此外，也有利于制造相对于强度上升而最小化延伸率降幅的具有高延展性的复合组织钢。
在本发明中，所述Cr通过提高淬透性而容易形成马氏体，然而，当其含量超过1.0％时，过度增加马氏体形成比率，从而具有导致强度和延伸率降低的问题。因此，在本发明中，优选将Cr含量控制在1.0％以下，考虑到制造过程中不可避免地被添加的量将0％除外。
另外，所述Mn和Cr是提高淬透性的重要元素，通常为了形成马氏体而添加超过0.08％的C来制造复合组织钢时，即使Mn和Cr的含量低，也可以制造复合组织钢，但是在这种情况下具有延伸率降低且难以制造低屈服比型钢板的问题。
因此，在本发明中，尽量添加少量的C，并通过控制作为强有力的淬透性元素的Mn和Cr的含量来形成适当水平的马氏体，从而能够实现所需的低屈服比、延伸率提高等的物理性质。此时，优选将所述Mn和Cr的含量之合(Mn+Cr，重量％)控制在1.5～3.5％。当Mn和Cr的含量之合小于1.5％时，几乎不形成马氏体，从而屈服比会急剧上升且产生屈服点延伸现象，从而具有材质变得不稳定的问题，另一方面，当Mn和Cr的含量之合超过3.5％时，不仅形成过多的马氏体，而且同时形成贝氏体，从而屈服比即屈服强度与拉伸强度之比急剧上升，因此在加工部件时具有容易发生裂纹及弯曲等缺陷的问题。因此，在本发明中优选将所述Mn和Cr的含量之合控制在1.5～3.5％。
Si：1.0％以下(0％除外)
通常而言，硅(Si)是在退火冷却时形成适当水平的余量奥氏体以对提高延伸率起到很大作用的元素，但当C含量较高约为0.6％时才发挥其特性。此外，已知所述Si通过固溶强化效果起到提高钢的强度的效果，或者在适当水平以上起到提高镀覆钢板的表面特性的效果。
在本发明中，将所述Si含量控制在1.0％以下且0％除外，这是为了确保强度和改善延伸率。然而，即使不添加所述Si也不会对确保物理性质方面产生太大的影响，但考虑到制造过程中不可避免地被添加的量而将0％除外。当Si含量超过1.0％时，镀覆表面特性变差，固溶C含量低，不形成余量奥氏体，从而对提高延伸率方面不产生有利的效果。
P：0.1％以下(0％除外)
钢中的磷(P)是不对成型性形成大的损坏的情况下，对确保强度最有利的元素，但添加过多量时，急剧增加发生脆性破坏的可能性，从而增加在热轧过程中发生钢锭的板断裂的可能性，具有作用为阻碍镀覆表面特性的元素的问题。
因此，在本发明中将P含量的最大值控制在0.1％，但考虑到不可避免地被添加的量而将0％除外。
S：0.01％以下且0％除外
硫(S)作为钢中的杂质元素，是不可避免地被添加的元素，将其含量尽可能控制在低水平上是很重要的。尤其，钢中S具有提高产生红热脆性的可能性的问题，因此优选将其含量控制在0.01％以下。然而，考虑到在制造过程中不可避免地被添加的量而将0％除外。
N：0.01％以下且0％除外
氮(N)是钢中的杂质元素，是不可避免地被添加的元素。将N含量尽可能控制在低水平上是很重要的，但为此会具有炼钢费用急剧上升的问题，因此优选控制在作为作业条件允许范围的0.01％以下。然而，考虑到不可避免地被添加的量而将0％除外。
sol.Al：0.02～0.1％
酸溶铝(sol.Al)是为了钢的粒度微细化和脱氧而添加的元素，当其含量小于0.02％时，则无法以常规的稳定状态制造铝镇静(Al killed)钢，另一方面，当其含量超过0.1％时，虽然由于晶粒微细化效果而有利于强度的上升，而另一方面，在炼钢连铸作业时，由于形成过多的夹杂物，不仅会提高发生镀覆钢板的表面不良的可能性，而且具有提高制造成本的问题。因此，在本发明中优选将sol.Al的含量控制在0.02～0.1％。
Mo：0.1％以下且0％除外
钼(Mo)是延迟奥氏体转变为珠光体的同时，是用于铁素体的微细化和提高强度而添加的元素。Mo提高钢的淬透性，从而在晶界(grain boundary)形成微细的马氏体，具有能够控制屈服比的优点。然而，由于是高价元素，其含量越高，具有对制造方面不利的问题，因此，优选适当的控制其含量。
为了得到上述效果，优选最多添加0.1％，当所述Mo含量超过0.1％时，导致合金成本的急剧上升，从而降低经济性，并且也会降低钢的延展性。虽然本发明中Mo的最佳水平为0.05％，但即使不添加，在确保所需物理性质方面不存在大问题。然而，考虑到在制造过程中不可避免地被添加的量而将0％除外。
B：0.003％以下且0％除外
钢中的硼(B)是为了防止由于添加P而导致的抗二次加工脆性而添加的元素。当B含量超过0.003％时，具有降低延伸率的问题，因此，将所述B含量控制在0.003％以下，此时考虑到不可避免地被添加的水平而将0％除外。
优选地，本发明除了所述成分以外，还包含余量Fe及其他不可避免的杂质。
满足上述组成成分的本发明的复合组织钢板，其微细组织优选包含作为主相的铁素体(F)及作为第二相的马氏体(M)，此时，可以包含部分贝氏体(B)。其中，以面积分数计，在整个微细组织中优选包含1～8％的所述马氏体。
此时，以整个厚度(t)为基准，微细马氏体分率在1/4t位置优选满足1～8％。当所述分率小于1％时，难以确保强度，另一方面，当所述分率超过8％时，强度过高，从而难以确保所需的加工性。
此外，以下述式(1)定义的存在于铁素体晶界上的平均粒径小于1μm的马氏体的占有率(M％)优选满足90％以上。即，相比铁素体晶粒内，所述平均粒径为1μm以下的微细马氏体主要存在于铁素体晶界时，保持低的屈服比，并且有利于提高延展性。
式(1)：
M(％)＝{Mgb/(Mgb+Min)}×100
(其中，Mgb表示存在于铁素体晶界的马氏体的数量，Min表示存在于铁素体晶粒内的马氏体的数量。所述马氏体的平均粒径为1μm以下。)
如上所述，当铁素体晶界的马氏体占有率为90％以上时，可以将平整轧制前的屈服比控制在0.55以下，之后通过进行平整轧制可以控制为适当的屈服比。当所述马氏体的占有率小于90％时，形成在晶粒内的马氏体，在进行拉伸变形时提高屈服强度而提高屈服比，从而具有无法通过平整轧制控制屈服比的问题。并且，会导致延伸率的降低，这是由于存在于晶粒内的马氏体在进行加工时，明显妨碍位错的进行，导致屈服强度相比拉伸强度更快速进行，并且，在铁素体晶粒内大量形成马氏体，并在铁素体晶粒内产生过多的位错，从而在加工时妨碍可移动位错的移动。
并且，本发明的复合组织钢板，以下述式(2)定义的整个第二相组织中贝氏体的面积比(B％)优选满足3％以下。
式(2):
B(％)＝{BA/(MA+BA)}×100
(其中，BA表示贝氏体占有面积，MA表示马氏体占有面积。)
在本发明中，重要的是将整个第二相组织中的贝氏体面积比控制在低水平，这是由于相比马氏体，贝氏体将存在于贝氏体晶粒内的固溶元素C和N容易地固着在位错上，从而妨碍位错的移动，并显示不连续的屈服特性，因此，明显增加屈服比。
因此，在整个第二相组织中，当贝氏体的面积比为3％以下时，可以将平整轧制前的屈服比控制在0.55以下，之后通过进行平整轧制能够将屈服比控制在适当水平。当所述贝氏体的面积比超过3％时，平整轧制前的屈服比将超过0.55，从而难以制造低屈服比型复合组织钢板，并具有导致延展性降低的问题。
均满足上述组成成分和微细组织的本发明的复合组织钢板，可以通过平整轧制控制屈服比，此时可以通过控制平整压下率来实现。
在本发明中，可以将通过以下述式(3)定义的条件式来得出的值(计算值)定义为通过理论得出的屈服比，并且由此能够提供所需的低屈服比型或高屈服比型复合组织钢板。
式(3):
计算值＝(0.1699*x)+0.4545
(其中，x表示平整压下率(％)。)
更具体地，当要求制造通过所述式(3)计算的值，即通过理论得出的屈服比值满足0.45～0.6的低屈服比型复合组织钢板时，平整压下率可适用0.85％以下(0％除外)，当要求制造通过理论得出的屈服比值超过0.6的高屈服比型复合组织钢板时，平整压下率可适用0.86～2.0％。
图1示出根据平整压下率的屈服比变化的图表，可确认随着平整压下率的增加，钢板的屈服比增加。由此可知，本发明的复合组织钢板可以通过调节平整压下率来制造具有所需屈服比的钢板。
根据所述平整压下率的屈服比的控制，将在下面的制造条件中进行更详细的说明。
下面，对本发明的另一方面的成型性优异的复合组织钢板的制造方法进行详细说明。
大致地，本发明的复合组织钢板，以常规的条件将满足上述组分体系的钢锭进行再加热，然后将其进行热轧以制造热轧钢板后进行收卷。之后，以适当的压下率将所述收卷的热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板，然后在连续退火炉或合金化热浸镀连续炉中进行退火处理，从而进行制造。
下面，对各步骤的详细条件进行说明。
首先，在本发明中，优选以常规的条件将如上所述组成的钢锭进行再加热，这是为了顺利进行后续的热轧工艺，并且充分获得所需钢板的物理性质。在本发明中，不对所述再加热条件进行特别限定，常规的条件即可。作为一例，可以在1100～1300℃的温度范围内执行再加热工艺。
其次，优选在Ar3相变点以上的温度下，以常规的条件对所述经过再加热的钢锭进行热精轧，以制造热轧钢板。在本发明不对所述热精轧条件进行限定，可利用常规的热轧温度。作为一例，可在800～1000℃的温度范围内进行热精轧。
如上所述制造的热轧钢板优选在450～700℃进行收卷。此时，当收卷温度小于450℃时，生成过多的马氏体或贝氏体，导致热轧钢板的强度过度上升，因此，在后续的冷轧时可能会产生由于负荷引起的形状不良等问题。另一方面，当收卷温度超过700℃时，根据钢中的Si、Mn、B等降低热浸镀锌润湿性的元素，具有使表面浓缩严重的问题。因此，考虑到所述问题，优选将收卷温度控制在450～700℃。
然后，优选将经过收卷的热轧钢板进行酸洗和冷轧以制造冷轧钢板。进行所述冷轧时，优选以40～80％的压下率进行，当冷轧压下率小于40％时，难以确保所需厚度，并难以校正钢板形状。另一方面，当冷轧压下率超过80％时，在钢板边缘(edge)部发生裂痕的可能性高，并且具有会产生冷轧负荷的问题。
如上所述制造的冷轧钢板优选在760～850℃的温度范围内进行连续退火。此时，可以在连续退火炉或合金化镀覆连续炉进行。
所述连续退火工艺是为了再结晶的同时形成铁素体和奥氏体并分配碳，当此时的温度小于760℃时，不仅无法实现充分的再结晶，而且难以形成充分的奥氏体，因此具有难以确保本发明所需强度的问题。另一方面，当温度超过850℃时，降低生产性，并生成过多的奥氏体，冷却后包含有贝氏体，从而具有降低延展性的问题。因此，考虑到所述问题，优选将连续退火温度范围控制在760～850℃。
如上所述制造的钢板是本发明所要制造的复合组织钢板，优选地，其内部组织包括作为主相的铁素体和作为第二相的马氏体。此时，满足以下条件：以整个厚度(t)为基准，在1/4t位置的微细马氏体的分率为1～8％，以上述式(1)定义的存在于铁素体晶界的平均粒径小于1μm的马氏体的占有率(M％)为90％以上，以上述式(2)定义的整个第二相组织中的贝氏体的面积比(B％)为3％以下。针对所述内部组织及其数值限定的说明如前所示。
另外，优选地，本发明在所述连续退火后进一步进行平整轧制工艺，通过所述平整轧制工艺能够调节钢板的屈服比。更具体地，本发明通过控制平整压下率，能够提供低屈服比或高屈服比的所需的复合组织钢板。
式(3)：
计算值＝(0.1699*x)+0.4545
其中，x表示平整压下率(％)。
此时，当所述式(3)的平整压下率控制在0.85％以下(0％除外)时，通过轧制而导入的可移动位错在拉伸变形时使材料容易变形，因此，降低屈服强度与拉伸强度之比，从而能够制造屈服比满足0.45～0.6范围的钢板。
当不进行平整轧制时，可以确保最小限度的屈服比，但是为了钢板的形状调整及镀覆层的均匀化，优选以最小限度的平整压下率进行平整轧制。因此，将0％除外。
当将所述平整压下率控制在0.86～2.0％时，大量的位错相互凝聚而增大加工硬化现象，因此，增加屈服强度与拉伸强度之比，从而能够制造屈服比为超过0.6～0.8以下的钢板。
要制造如上所述的高屈服比型复合组织钢板时，优选将平整压下率控制在0.86％以上，当平整压下率超过2.0％时，屈服比超过0.8，从而丧失作为复合组织钢的功能，并由于过高的屈服强度，在加工部件时出现回弹(spring back，加工部件的形状精度不良)现象。
如上所述，本发明的复合组织钢板可根据平整压下率控制屈服比，是成型性优异的钢板，从而能够适用于汽车外板。
下面，通过实施例进行更详细的说明。然而，以下实施例只是用于更详细地说明本发明的示例，并不限定本发明的权利范围。
具体实施方式
(实施例)
以下表2中示出的条件制造具有下表1的组成成分的钢种，然后，确认其物理性质。此时，作为本发明所需的材质特性，将0.5以下作为在未进行平整轧制的状态下的屈服比的目标。
每个试片的拉伸试验是利用JIS规格以C方向进行，微细组织分率是在退火处理的钢板厚度的1/4位置通过电子显微镜观察并进行测量。此外，马氏体占有率利用扫描式电子显微镜(SEM，3000倍)进行观察，然后通过计数点(count point)作业进行测量。
[表1]
Figure BDA0001319422870000141
[表2]
Figure BDA0001319422870000142
Figure BDA0001319422870000151
(在上述表2中，屈服比(1)表示平整轧制前测量的值，屈服比(2)、屈服强度、拉伸强度及延展性表示平整轧制后测量的值。
此外，所述表2中，M表示马氏体，B表示贝氏体。)
如上述表1和表2所示，可以确认，均满足本发明所提出的组成成分及制造条件的发明例，不仅能够确保强度，而且还能够确保优异的延展性。
另一方面，可以确认，即使组成成分满足本发明，当制造条件脱离本发明或组成成分脱离本发明时，根据内部组织中贝氏体的分率增加和整个马氏体分率的增加，平整轧制后屈服比大幅上升。预计所述钢种在加工时发生断裂等缺陷的可能性大。

Claims (8)

1.成型性优异的复合组织钢板，所述钢板以重量％计，包含：碳(C)：0.01～0.08％、锰(Mn)：1.5～2.5％、铬(Cr)：0.3～1.0％、硅(Si)：1.0％以下且0％除外、磷(P)：0.1％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、酸溶铝(sol.Al)：0.02～0.1％、钼(Mo)：0.1％以下且0％除外、硼(B)：0.003％以下且0％除外、余量Fe及其他不可避免的杂质，所述Mn和Cr的重量％的和(Mn+Cr)满足1.5～3.5％，
其中，所述钢板作为主相包含铁素体，以整个厚度(t)为基准，在1/4t位置中的微细马氏体的分率为1～8％，以下述式(1)定义的存在于铁素体晶界上的平均粒径小于1μm的马氏体的占有率M％为90％以上，以下述式(2)定义的整个第二相组织中贝氏体的面积比B％为3％以下且包括0％，
式(1)：
M(％)＝{Mgb/(Mgb+Min)}×100，
其中，Mgb表示存在于铁素体晶界的马氏体的数量，Min表示存在于铁素体晶粒内的马氏体的数量，
式(2)：
B(％)＝{BA/(MA+BA)}×100，
其中，BA表示贝氏体占有面积，MA表示马氏体占有面积。
2.根据权利要求1所述的成型性优异的复合组织钢板，其中，所述钢板的整个微细组织中马氏体分率为1～8％。
3.根据权利要求1所述的成型性优异的复合组织钢板，其中，所述钢板的屈服比(YR)为0.45～0.6。
4.根据权利要求1所述的成型性优异的复合组织钢板，其中，所述钢板的屈服比(YR)超过0.6且在0.8以下。
5.成型性优异的复合组织钢板的制造方法，其包括以下步骤：
对钢锭进行再加热，其中，所述钢锭以重量％计，包含：碳(C)：0.01～0.08％、锰(Mn)：1.5～2.5％、铬(Cr)：0.3～1.0％、硅(Si)：1.0％以下且0％除外、磷(P)：0.1％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、酸溶铝(sol.Al)：0.02～0.1％、钼(Mo)：0.1％以下且0％除外、硼(B)：0.003％以下且0％除外、余量Fe及其他不可避免的杂质，所述Mn和Cr的重量％的和(Mn+Cr)满足1.5～3.5％；
在Ar3相变点以上的温度下，对所述经过再加热的钢锭进行热精轧，以制造热轧钢板；
在450～700℃的温度下，对所述热轧钢板进行收卷；
以40～80％的压下率，对所述经过收卷的热轧钢板进行冷轧，以制造冷轧钢板；以及
在连续退火炉或合金化热浸镀连续炉中以760～850℃的温度范围，对所述冷轧钢板进行退火处理，
其中，所述经过退火处理的钢板作为主相包含铁素体，以整个厚度(t)为基准，在1/4t位置中的微细马氏体的分率为1～8％，以下述式(1)定义的存在于铁素体晶界上的平均粒径小于1μm的马氏体的占有率M％为90％以上，以下述式(2)定义的整个第二相组织中贝氏体的面积比B％为3％以下且包括0％，
式(1)：
M(％)＝{Mgb/(Mgb+Min)}×100，
其中，Mgb表示存在于铁素体晶界的马氏体的数量，Min表示存在于铁素体晶粒内的马氏体的数量，
式(2)：
B(％)＝{BA/(MA+BA)}×100，
其中，BA表示贝氏体占有面积，MA表示马氏体占有面积。
6.根据权利要求5所述的成型性优异的复合组织钢板的制造方法，其特征在于，所述方法在退火处理后进一步包括平整轧制的步骤。
7.根据权利要求6所述的成型性优异的复合组织钢板的制造方法，其中，当所述平整轧制时的压下率为0.85％以下且0％除外时，通过下述式(3)计算的值满足0.45～0.6的范围，
式(3)：
计算值＝(0.1699*x)+0.4545，
其中，x表示平整压下率(％)。
8.根据权利要求6所述的成型性优异的复合组织钢板的制造方法，其中，当所述平整轧制时的压下率为0.86～2.0％时，通过下述式(3)计算的值满足超过0.6且在0.8以下的范围，
式(3)：
计算值＝(0.1699*x)+0.4545，
其中，x表示平整压下率(％)。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101797401B1 (ko) 2016-12-07 2017-11-13 주식회사 포스코 소부 경화성 및 상온 내시효성이 우수한 용융 아연계 도금강판 및 그 제조방법
CN110117755B (zh) * 2019-05-21 2020-11-03 安徽工业大学 一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法
RU2709075C1 (ru) * 2019-08-19 2019-12-13 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" Способ производства горячекатаного рулонного проката из низколегированной стали

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102712973A (zh) * 2010-01-13 2012-10-03 新日本制铁株式会社 成型性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103703157A (zh) * 2011-07-29 2014-04-02 新日铁住金株式会社 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
CN103857815A (zh) * 2011-10-06 2014-06-11 新日铁住金株式会社 钢板及其制造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1201780B1 (en) 2000-04-21 2005-03-23 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same
EP1338667B1 (en) 2000-11-28 2011-01-19 JFE Steel Corporation Composite structure type high tensile strength steel plate, plated plate of composite structure type high tensile strength steel and method for their production
JP4165272B2 (ja) 2003-03-27 2008-10-15 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2005031024A1 (ja) * 2003-09-30 2005-04-07 Nippon Steel Corporation 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板とその製造方法
JP4308689B2 (ja) 2004-03-16 2009-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性の良好な高強度鋼およびその製造方法
FR2887386B1 (fr) * 2005-06-17 2007-08-10 Alcatel Sa Encapsulation de trames stm-n/sts-m sous ethernet
JP5157146B2 (ja) 2006-01-11 2013-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
JP5272547B2 (ja) 2007-07-11 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4998757B2 (ja) * 2010-03-26 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法
KR101225246B1 (ko) 2010-09-29 2013-01-22 현대하이스코 주식회사 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연 복합조직강판 및 그 제조 방법
KR20120132834A (ko) 2011-05-30 2012-12-10 현대제철 주식회사 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR101377861B1 (ko) * 2011-06-03 2014-03-26 현대제철 주식회사 조질압연을 이용하여 항복강도가 우수한 dp 강판 제조 방법
KR20140024678A (ko) 2012-08-20 2014-03-03 주식회사 포스코 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2014157822A1 (ko) * 2013-03-28 2014-10-02 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102712973A (zh) * 2010-01-13 2012-10-03 新日本制铁株式会社 成型性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103703157A (zh) * 2011-07-29 2014-04-02 新日铁住金株式会社 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
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