均匀伸长率和加工硬化率优异的钢板及其制造方法与流程

1.本发明涉及一种适合用于汽车结构部件等的钢板，更详细地，涉及一种具有高强度的同时均匀伸长率和加工硬化率优异的钢板及其制造方法。


背景技术：

2.在汽车产业中环境和安全的管制日渐严格，二氧化碳(co2)的排放管制也逐渐严格，由此对燃油效率的管制也正在加强。
3.另外，美国高速公路安全保险协会逐渐加强用于保护乘客的碰撞安全性管制，并从2013年开始要求如25％小偏置(small overlap)的苛刻的碰撞性能。
4.可以解决这种环境和安全问题的唯一的解决方案是实现汽车的轻量化。为了汽车的轻量化，需要钢材的高强度化，并且为了应用高强度钢材，同时也需要高成型性。
5.通常，将钢进行强化的方法有固溶强化、析出强化、通过晶粒微细化的强化、相变强化等。
6.其中，就固溶强化和通过晶粒微细化的强化而言，在制造拉伸强度为490mpa级以上的高强度钢方面存在局限性。
7.析出强化型高强度钢是一种如下的技术，即通过添加诸如cu、nb、ti、v等碳
·
氮化物形成元素来析出碳
·
氮化物，从而使钢板强化，或者通过微细析出物抑制晶粒的生长而使得晶粒微细化，从而确保强度的技术。相对于低制造成本，这种析出强化技术具有可以容易获得高强度的优点，但是由于微细析出物会使再结晶温度急剧上升，因此为了实现充分的再结晶以确保延展性，具有需要进行高温退火的缺点。
8.此外，通过在铁素体基体上析出碳
·
氮化物来进行强化的析出强化钢在获得600mpa以上的高强度钢的方面存在局限性。
9.另外，就相变强化型高强度钢而言，已经开发了在铁素体基体中形成硬质马氏体相的铁素体-马氏体双相(dual phase，dp)钢、利用残余奥氏体的相变诱导塑性的相变诱导塑性(transformation induced plasticity，trip)钢或由铁素体和硬质的贝氏体或马氏体组织组成的复相(complexed phase，cp)钢等各种钢。
10.近年来，就汽车用钢板而言，为了燃油效率的提高、耐久性提高等，需要强度更高的钢板，在碰撞安全性和保护乘客的方面，正在增加使用拉伸强度为490mpa以上的高强度钢板作为车身结构用或加强件。
11.但是，随着材料的强度变为高强度化，将汽车部件进行冲压成型的过程中产生裂纹或褶皱等缺陷，因此在制造复杂的部件方面达到了极限。
12.相变强化型高强度钢中的dp钢是目前最广泛使用的材料，如果可以提高这种dp钢的均匀伸长率和在10％以上的应变区间的加工硬化率，从而防止冲压成型时发生的如裂纹或褶皱的加工缺陷，预计可以扩大高强度钢在复杂的构件中的应用。
13.作为提高高张力钢板的加工性的技术，专利文献1公开了由将马氏体相作为主相的复合组织组成的钢板，并公开了为了提高这种钢板的加工性，将粒径为1-100nm的微细析
出铜颗粒分散在组织内部的方法。
14.但是，为了析出微细cu颗粒，需要以2-5重量％的高含量来添加cu，在这种情况下，可能会发生由cu引起的红热脆性，并且制造成本会过度增加。
15.作为另一个实例，专利文献2公开了一种钢板，所述钢板具有将铁素体(ferrite)作为基体组织且包含2-10面积％的珠光体(pearlite)相的组织，并且添加作为析出强化型元素的ti等元素，从而通过析出强化和晶粒微细化来提高强度。在这种情况下，虽然钢板的扩孔性良好，但在提高拉伸强度方面存在局限性，并且屈服强度高，延展性低，因此冲压成型时具有发生裂纹等缺陷的问题。
16.作为另一个实例，专利文献3公开了一种制造冷轧钢板的方法，所述冷轧钢板中，通过利用回火马氏体(tempered martensite)相同时获得高强度和高延展性，并且连续退火后的板形状也优异。但是，该技术存在如下问题，即钢中碳的含量高至0.2％以上，因此焊接性差，并且由于含有大量的si而导致炉内凹痕缺陷。
17.(专利文献1)日本公开专利公报第2005-264176号
18.(专利文献2)韩国公开专利公报第2015-0073844号
19.(专利文献3)日本公开专利公报第2010-090432号


技术实现要素：

20.要解决的技术问题
21.本发明的一个方面的目的在于提供一种适合用于汽车结构部件等的具有拉伸强度为490mpa级的高强度的同时均匀伸长率(ue)和加工硬化率(nu)优异的钢板。
22.本发明的技术问题不限于上述内容。可以从本说明书的全部内容理解本发明的技术问题，本领域技术人员应不难理解本发明的附加技术问题。
23.技术方案
24.本发明的一个方面提供一种均匀伸长率和加工硬化率优异的钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(c)：0.08-0.15％、硅(si)：1.2％以下(0％除外)、锰(mn)：1.4-2.4％、铬(cr)：1.0％以下、磷(p)：0.1％以下(0％除外)、硫(s)：0.01％以下(0％除外)、铝(sol.al)：1.0％以下(0％除外)、氮(n)：0.01％以下(0％除外)、锑(sb)：0.05％以下(0％除外)、余量的fe和其它不可避免的杂质，并满足下述关系式1，并且微细组织包含面积分数为60％以上的铁素体和余量的贝氏体、马氏体和残余奥氏体。
25.[关系式1]
[0026]
(c si al)/(mn cr (10
×
nb) (10
×
ti))≥0.42
[0027]
(关系式1中，各元素表示重量含量。)
[0028]
本发明的另一个方面提供一种制造均匀伸长率和加工硬化率优异的钢板的方法，其特征在于，包括以下步骤：准备满足上述合金组成和关系式1的钢坯；在1100-1300℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热；将经过加热的所述钢坯在ar3相变点以上进行热精轧以制造热轧钢板；在400-700℃的温度范围内，将所述热轧钢板进行收卷；在所述收卷后，以0.1℃/秒以下的冷却速度进行冷却至常温；在所述冷却后，以40-70％的冷轧压下率进行冷轧以制造冷轧钢板；在ac1 30℃至ac3-20℃的温度范围内，将所述冷轧钢板进行连续退火；在所述连续退火后，进行分段冷却；以及在所述分段冷却后，保持30秒以上，其中，所述分段冷
却包括以下步骤：以10℃/秒以下(0℃/秒除外)的冷却速度进行一次冷却，冷却至630-670℃；以及在所述一次冷却后，在氢气冷却设备中以5℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，冷却至满足下述关系式3的温度范围。
[0029]
[关系式3]
[0030]
560-(440
×
c)-(14
×
(si al))-(26
×
mn)-(11
×
cr)-(0.97
×
rcs)》0
[0031]
(关系式3中，各元素表示重量含量，rcs表示二次冷却终止温度(℃)。)
[0032]
有益效果
[0033]
根据本发明，通过优化钢的合金成分体系和制造条件，可以提供一种具有高强度的同时加工性提高的钢板。
[0034]
如上所述，加工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，因此具有适用于需要加工成复杂的形状的结构用等部件中的效果。
附图说明
[0035]
图1中用图表示出本发明的一个实施方案中的根据钢中c、si、al、mn、cr、nb、ti的成分比(对应于关系式1)的拉伸强度、均匀伸长率和加工硬化指数之间的关系(对应于关系式2)的变化。
[0036]
最佳实施方式
[0037]
本发明的发明人进行深入研究以开发如下材料，即具有可以适用于汽车用材料中需要加工成复杂的形状的部件等的水平的加工性的材料。
[0038]
其结果，确认了通过优化合金组成和制造条件，可以提供具有有利于确保所期望的物理性能的组织的高强度钢板，从而完成了本发明。
[0039]
特别地，本发明中发现了通过控制合金成分中的特定元素的含量，并优化经过一系列的工艺制造的钢板的退火操作条件，从而获得适当分散软质相和硬质相的复合组织，并且此时可以形成微细的马氏体相。由此，不仅在塑性变形初期阶段，而且在10％以上的塑性变形后期阶段也可以在整个钢中均匀地进行加工硬化，因此可以增加应变率整个区间中的加工硬化率。此外，缓解应力和变形，使得应力和变形不集中在钢的任一部分，从而在大幅增加均匀伸长率方面具有技术意义。
[0040]
以下，对本发明进行详细的说明。
[0041]
本发明的一个方面的均匀伸长率和加工硬化率优异的钢板，以重量％计，可以包含：碳(c)：0.08-0.15％、硅(si)：1.2％以下(0％除外)、锰(mn)：1.4-2.4％、铬(cr)：1.0％以下、磷(p)：0.1％以下(0％除外)、硫(s)：0.01％以下(0％除外)、铝(sol.al)：1.0％以下(0％除外)、氮(n)：0.01％以下(0％除外)、锑(sb)：0.05％以下(0％除外)。
[0042]
下面，对如上限制本发明中提供的钢板的合金组成的理由进行详细的说明。
[0043]
另外，除非另有特别说明，否则本发明中各元素的含量以重量为基准，并且组织的比例以面积为基准。
[0044]
碳(c)：0.08-0.15％
[0045]
碳(c)是为了增强钢的相变组织而添加的重要的元素。这种c促进钢的高强度化，并促进复合组织钢中马氏体的形成。随着所述c的含量增加，钢中马氏体量也会增加。
[0046]
但是，当这种c的含量超过0.15％时，由于钢中的马氏体量增加，强度变高，但是与
碳浓度相对低的铁素体的强度差异会增加。这种强度差异的问题在于，在施加应力时在相(phase)之间的界面容易发生破裂，因此延展性和加工硬化率会降低。此外，由于焊接性差，在加工客户的部件时会发生焊接缺陷。另一方面，当所述c的含量小于0.08％时，难以确保所期望的强度。
[0047]
因此，本发明中优选将所述c的含量控制为0.08-0.15％。更有利地，所述c的含量可以为0.10％以上，进一步有利地，可以为0.11％以上。
[0048]
硅(si)：1.2％以下(0％除外)
[0049]
硅(si)是铁素体稳定化元素，其促进铁素体相变，并促进c富集在未相变奥氏体，从而是促进马氏体的形成的元素。此外，硅具有优异的固溶强化能力，从而通过提高铁素体的强度而有效地减少相之间的硬度差，并且硅是在不降低钢板的延展性的情况下确保强度的有效的元素。
[0050]
当这种si的含量超过1.2％时，引起表面氧化皮缺陷，因此镀覆表面质量差，并且阻碍化学转化处理性。
[0051]
因此，本发明中优选将所述si的含量控制为1.2％以下，并且0％除外。更优选地，所述si的含量可以为0.2-1.0％。
[0052]
锰(mn)：1.4-2.4％
[0053]
锰(mn)具有以下效果，即在不降低延展性的情况下使颗粒微细化，并使钢中的硫(s)析出为mns，从而防止fes的生成所导致的热脆性。此外，所述mn是强化钢的元素，并且起到降低在复合组织钢中获得马氏体相的临界冷却速度的作用，从而对于更容易地形成马氏体是有效的。
[0054]
当这种mn的含量小于1.4％时，不仅无法获得上述的效果，而且难以确保所期望的水平的强度。另一方面，当mn的含量超过2.4％时，发生焊接性和热轧性等问题的可能性高，并且形成过多的马氏体而导致材质不稳定，而且组织内形成mn带(band)(mn氧化物带)，从而发生加工裂纹和板断裂的风险变高。此外，退火时在表面溶出mn氧化物，从而大大阻碍镀覆性。
[0055]
因此，本发明中优选将所述mn的含量控制为1.4-2.4％。更有利地，所述mn的含量可以为1.5-2.3％。
[0056]
铬(cr)：1.0％以下
[0057]
铬(cr)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对于马氏体的形成是有效的，并且相对于强度的上升，最小化延展性的降低，从而有利于制造具有高延展性的复合组织钢。特别是，在热轧过程中形成如cr
23
c6的cr系碳化物，该碳化物在退火过程中一部分被熔解，一部分未被熔解而残留，冷却后可以将马氏体内固溶c的量控制为适当水平以下，从而抑制屈服点延伸(yp-el)的发生，并且具有有利于制造屈强比低的复合组织钢的效果。
[0058]
在本发明中，所述cr的添加促进淬透性的提高，使得易于形成马氏体，但是当所述cr的含量超过1.0％时，不仅其效果会饱和，而且过度增加热轧强度，因此冷轧性差。此外，cr系碳化物的分数增加且粗大化，因此退火后马氏体的尺寸粗大化，导致伸长率降低。
[0059]
因此，本发明中优选将所述cr的含量控制为1.0％以下，并且即使cr的含量为0％，在确保所期望的物理性能方面也没有问题。
[0060]
磷(p)：0.1％以下(0％除外)
[0061]
磷(p)是固溶强化效果最大的置换型元素，且是改善平面各向异性，并在不大幅降低成型性的情况下有利于确保强度的元素。但是，添加过多的这种p时，大大增加发生脆性断裂的可能性，在热轧过程中板坯发生板断裂的可能性变高，并且阻碍镀覆表面特性。
[0062]
因此，本发明中优选将所述p的含量控制为0.1％以下，考虑到不可避免地添加的水平，0％除外。
[0063]
硫(s)：0.01％以下(0％除外)
[0064]
硫(s)是钢中的杂质元素，且是不可避免地添加的元素，其阻碍延展性和焊接性，因此优选将所述s的含量尽可能控制得低。特别是，所述s具有提高发生红热脆性的可能性的问题，因此优选将其含量控制为0.01％以下。但是，考虑到在制造过程中不可避免地添加的水平，0％除外。
[0065]
铝(sol.al)：1.0％以下(0％除外)
[0066]
铝(sol.al)是为了钢的粒度微细化和脱氧而添加的元素。此外，铝是铁素体稳定化元素，其使铁素体内的碳分布在奥氏体中，从而对于提高马氏体的淬透性是有效的成分，并且在贝氏体区域保持时，铝有效地抑制贝氏体内碳化物的析出，从而是提高钢板的延展性的有用的元素。
[0067]
当这种al的含量超过1.0％时，有利于通过晶粒微细化效果来提高强度，但是在炼钢连铸操作时，形成过多的夹杂物，从而在镀覆钢板上发生表面不良的可能性变高。此外，导致制造成本的上升。
[0068]
因此，本发明中优选将所述al的含量控制为1.0％以下，并且0％除外。更有利地，所述al的含量可以为0.7％以下。本发明中铝表示酸溶铝(sol.al)。
[0069]
氮(n)：0.01％以下(0％除外)
[0070]
氮(n)是使奥氏体稳定化的有效元素，但是当n的含量超过0.01％时，钢的精炼成本会急剧增加，并且由于形成aln析出物，会大大增加连铸时发生裂纹的风险。
[0071]
因此，本发明中优选将所述n的含量控制为0.01％以下，但是考虑到不可避免地添加的水平，0％除外。
[0072]
锑(sb)：0.05％以下(0％除外)
[0073]
锑(sb)分布在晶界上，并起到延迟mn、si、al等氧化性元素通过晶界扩散的作用。因此，锑具有以下效果，即抑制氧化物的表面富集，并有利于抑制由温度的上升和热轧工艺变化引起的表面富集物的粗大化。
[0074]
当这种sb的含量超过0.05％时，不仅其效果会饱和，而且制造成本会上升，并且加工性会变差。
[0075]
因此，本发明中优选将所述sb的含量控制为0.05％以下，并且0％除外。
[0076]
本发明的其余成分是铁(fe)。但是，在通常的制造过程中，从原料或周围环境不可避免地混入不期望的杂质，因此无法将其进行排除。这些杂质对于通常的制造过程的技术人员而言是众所周知的，因此本说明书中对其所有内容不作特别说明。
[0077]
另外，本发明的钢板不包含钛(ti)和铌(nb)。钢中含有ti、nb时，大幅增加铁素体的强度，因此从外部施加应力时限制有效的铁素体的变形，其结果可能大幅阻碍加工硬化率和均匀伸长率。
[0078]
因此，在本发明中，不包含所述ti和所述nb。但是，在制造钢的过程中存在ti和nb以杂质的水平被添加的可能性，在这种情况下，不损害本发明的物理性能。具体地，当ti和nb的各自的含量为0.008％以下时，表示是杂质水平。
[0079]
具有上述合金组成的本发明的钢板的钢中的c、si、al、mn、cr、nb、ti的含量优选满足下述关系式1。其中，钢中(钢内部)是指钢板的厚度方向的1/4t的位置处(t表示钢板的厚度(mm))。
[0080]
[关系式1]
[0081]
(c si al)/(mn cr (10
×
nb) (10
×
ti))≥0.42
[0082]
(关系式1中，各元素表示重量含量。)
[0083]
本发明的主要目的在于，除了高强度之外，提高均匀伸长率和加工硬化率，为此需要优化钢的合金组成和制造条件，从而形成有利于确保期望的物理性能的组织。
[0084]
如上所述，本发明人发现作为钢组织使软质相和硬质相均匀分布时，可以促进均匀伸长率和加工硬化率的提高。
[0085]
因此，优选地，尽可能降低可能阻碍钢的均匀伸长率的元素ti和nb的含量，并且提高有利于形成微细的马氏体相的元素(c、si、al)的含量的同时，控制与有利于提高淬透性的mn和cr的比例。更具体地，将由所述关系式1表示的成分关系式的值确保为0.42以上，从而可以有利地获得本发明中期望的组织构成和物理性能。
[0086]
当所述关系式1的值小于0.42时，钢的淬透性变得过高，从而可以容易实现钢的强度，但存在均匀伸长率和加工硬化率降低的问题。
[0087]
本发明中为了确保所期望的高强度的同时提高均匀伸长率和加工硬化率，满足上述合金组成的同时钢板的微细组织需要满足如下条件。
[0088]
具体地，本发明的钢板的微细组织可以包含面积分数为60％以上的铁素体和余量的贝氏体、马氏体和残余奥氏体。
[0089]
当所述铁素体相的分数小于60％时，不能充分确保钢的延展性。
[0090]
本发明的钢板可以包含面积分数为5-20％的上述余量组织中的马氏体相。当所述马氏体相的分数小于5％时，不能确保期望的水平的强度，另一方面，当所述马氏体相的分数超过20％时，钢的延展性降低，因此不能促进均匀伸长率的提高。
[0091]
此外，平均晶粒尺寸为3μm以下且长短径比(长径/短径)小于4的马氏体的数量优选为整个马氏体总数量的70％以上。
[0092]
即，本发明在钢中主要分布微细马氏体相，从而可以获得塑性变形时均匀地进行加工硬化的效果。
[0093]
除了上述铁素体相和马氏体相之外，本发明的钢板包含贝氏体相，在制造钢的过程中形成8％以上的所述贝氏体相，从而作为最终组织可以确保上述微细马氏体组织和规定分数的残余奥氏体相。
[0094]
贝氏体相有助于钢的强度，并且对残余奥氏体相的形成也产生影响。在钢中添加si时，由于贝氏体相变而使得碳富集在贝氏体周围的奥氏体时延迟碳化物的析出，从而提高奥氏体的热稳定性，因此可以在常温下确保残余奥氏体相。
[0095]
残余奥氏体相在成型过程中引起相变诱导塑性，从而有利于确保钢的延展性。但是，当残余奥氏体相的分数过大时，镀覆后用于汽车部件组装的点焊时具有对液态金属致
脆(lme)弱的倾向，因此在本发明中优选将残余奥氏体的面积分数控制在小于5％(0％除外)。
[0096]
本发明中，当所述贝氏体相的分数为8％以上时，使c富集在未相变奥氏体中，从而可以确保一部分有助于钢的延展性的残余奥氏体相，并且在贝氏体周围形成微细的马氏体相。当所述贝氏体相的分数小于8％时，未相变奥氏体中的c含量低，不能确保有助于延展性的残余奥氏体相，并且在铁素体相周围形成粗大的马氏体，从而具有显著降低均匀伸长率和加工硬化率的问题。更有利地，可以包含面积分数为8-30％的所述贝氏体相。
[0097]
如上所述，本发明的钢板通过形成微细的马氏体相和少量的残余奥氏体相均匀分散在铁素体相和贝氏体相周围的复合组织，从而不仅在塑性变形初期阶段，而且在10％以上的塑性变形后期阶段也可以在整个钢中均匀地进行加工硬化。由此，可以获得均匀伸长率大幅增加且在应变率整个区间的加工硬化率增加的效果。
[0098]
特别地，本发明的钢板在10(％)至均匀伸长率(uniform elongation)(％)的应变区间测量的加工硬化指数(nu)、拉伸强度(ts)和均匀伸长率(ue)的关系可以满足下述关系式2。
[0099]
另外，本发明的钢板可以具有490mpa以上的拉伸强度。
[0100]
[关系式2]
[0101]
(ts
×
ue
×
nu)≥1900
[0102]
(其中，单位为mpa％。)
[0103]
本发明的高强度钢板可以在至少一面上包括锌系镀层。
[0104]
此时，对所述锌系镀层不作特别限定，但所述锌系镀层可以是主要含有锌的锌镀层、除了锌之外还含有铝和/或镁的锌合金镀层。
[0105]
以下，对本发明的另一个方面的制造本发明所提供的均匀伸长率和加工硬化率优异的钢板的方法进行详细的说明。
[0106]
简而言之，本发明可以通过[钢坯的再加热-热轧-收卷-冷轧-连续退火-冷却]来制造所期望的钢板，之后还可以进行[热浸镀锌-(最终)冷却]的工艺。
[0107]
以下对各步骤的条件进行详细的说明。
[0108]
[钢坯的加热]
[0109]
首先，准备满足上述合金组成和关系式1的钢坯，然后可以将所述钢坯进行加热。
[0110]
本工艺是为了顺利地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，对这种加热工艺的工艺条件不作特别限制，只要是常规条件即可。作为一个实例，可以在1100-1300℃的温度范围内进行加热工艺。
[0111]
[热轧]
[0112]
可以将如上所述经过加热的钢坯在ar3相变点以上进行热精轧，此时的出口侧温度优选满足ar3至ar3 50℃。
[0113]
当所述热精轧时的出口侧温度低于ar3时，进行铁素体和奥氏体的两相区轧制，从而有可能会导致材质不均匀。另一方面，当出口侧温度超过ar3 50℃时，由于高温轧制而形成异常粗大的晶粒，有可能会导致材质不均匀，因此后续冷却时会发生卷材变形的现象。
[0114]
更具体地，所述热精轧可以在800-1000℃的温度范围内进行。
[0115]
[收卷]
[0116]
优选地，将如上所述制造的热轧钢板进行收卷。
[0117]
所述收卷优选在400-700℃的温度范围内进行，如果所述收卷温度低于400℃，则形成过多的马氏体或贝氏体，从而导致热轧钢板的强度过度增加，因此在之后的冷轧时可能引起由于负荷而导致的形状不良等问题。另一方面，当收卷温度超过700℃时，钢中的si、mn及b等降低热浸镀锌的润湿性的元素的表面富集和内部氧化可能变得严重。
[0118]
[冷却]
[0119]
优选地，将经过收卷的所述热轧钢板以0.1℃/秒以下(0℃/秒除外)的冷却速度进行冷却至常温。更有利地，可以以0.05℃/秒以下的冷却速度进行，进一步有利地，可以以0.015℃/秒以下的冷却速度进行。其中，冷却速度表示平均冷却速度。
[0120]
如上所述，将经过收卷的热轧钢板以规定速度进行冷却，从而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。
[0121]
即，在热轧过程中使微细的碳化物均匀地分散在钢中，并且在之后的退火时该碳化物溶解，可以在钢中微细地分散并形成奥氏体相，因此在完成退火后可以获得均匀分散的微细马氏体相。
[0122]
[冷轧]
[0123]
可以将如上所述收卷的热轧钢板进行冷轧以制造冷轧钢板。
[0124]
此时，所述冷轧优选以40-70％的冷轧压下率进行，如果所述冷轧压下率小于40％，不仅难以确保所期望的厚度，而且难以矫正钢板的形状。另一方面，当所述冷轧压下率超过70％时，在钢板的边缘(edge)部发生裂纹的可能性高，并导致冷轧负荷。
[0125]
[连续退火]
[0126]
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合金化热浸镀炉中进行。
[0127]
所述连续退火步骤是为了再结晶的同时形成铁素体和奥氏体相，且分解碳的工艺。
[0128]
所述连续退火处理优选在ac1 30℃至ac3-20℃的温度范围内进行，更有利地，可以在780-830℃的温度范围内进行。
[0129]
当所述连续退火时的温度低于ac3-20℃时，不能实现充分的再结晶，而且难以形成充分的奥氏体，从而退火后无法确保所期望水平的马氏体相和贝氏体相的分数。另一方面，当所述连续退火时的温度超过ac1 30℃时，生产性降低，并且形成过多的奥氏体相，在冷却后大大增加马氏体相和贝氏体相的分数，从而使屈服强度增加且延展性减小，因此难以确保低屈强比和高延展性。此外，si、mn、b等阻碍热浸镀锌的润湿性的元素的表面富集变得严重，从而可能使镀覆表面质量降低。
[0130]
[分段冷却]
[0131]
优选地，将如上所述经过连续退火处理的冷轧钢板进行分段冷却。
[0132]
具体地，所述冷却优选以10℃/秒以下(0℃/秒除外)的平均冷却速度进行冷却(此时的冷却称为一次冷却)至630-670℃，然后以5℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却(此时的冷却称为二次冷却)至满足下述关系式3的温度范围。
[0133]
[关系式3]
[0134]
560-(440
×
c)-(14
×
(si al))-(26
×
mn)-(11
×
cr)-(0.97
×
rcs)》0
[0135]
(关系式3中，各元素表示重量含量，rcs表示二次冷却终止温度(℃)。)
[0136]
一次冷却
[0137]
当所述一次冷却时的终止温度低于630℃时，由于过低的温度，碳的扩散活动度低，铁素体内碳的浓度增加，从而增加屈强比，并且增加加工时发生裂纹的倾向。另一方面，当所述一次冷却时的终止温度超过670℃时，在碳的扩散方面有利，但是具有后续冷却(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，不能实现充分的碳的扩散。
[0138]
此外，对所述平均冷却速度的下限不作特别限定，但是考虑到生产性，可以以1℃/秒以上进行。
[0139]
二次冷却
[0140]
以上述条件完成一次冷却后，优选进行二次冷却，但是此时可以通过与钢中的c、si、al、mn和cr的关系控制冷却终止温度(rcs，快速冷却终止温度)，从而诱导形成所期望的微细组织。
[0141]
钢的相变温度和各相的分数可以根据合金组成和退火温度而变化，在本发明中，最终组织的贝氏体、残余奥氏体和马氏体相的分数根据二次冷却时的冷却终止温度而发生变化。
[0142]
当所述关系式3的值小于0时，不能确保充分的分数的贝氏体相，由此未相变奥氏体中的c含量降低，因此不能确保有助于延展性的残余奥氏体相。此外，在铁素体周围形成粗大的马氏体相，从而显著降低钢的均匀伸长率和加工硬化率。
[0143]
另一方面，当所述关系式3的值大于0时，作为最终组织确保8％以上的贝氏体相，并且可以形成微细马氏体和少量的残余奥氏体均匀分散在铁素体相和贝氏体相的周围的复合组织，其中所述微细马氏体中平均晶粒尺寸为3μm以下且其长短径比(长径/短径)小于4的马氏体的数量占整个马氏体总数量的70％以上。
[0144]
在进行二次冷却，冷却至满足所述关系式3的温度时，当该平均冷却速度小于5℃/秒时，可能无法形成期望的水平的贝氏体相。对所述二次冷却时的平均冷却速度的上限不作特别限定，通常的技术人员可以考虑冷却设备的具体规格并进行适当选择。作为一个实例，可以以100℃/秒以下进行。
[0145]
此外，所述二次冷却可以使用利用氢气(h
2 gas)的氢气冷却设备。如上所述，通过利用氢气冷却设备进行冷却，可以获得抑制所述二次冷却时可能会发生的表面氧化的效果。
[0146]
另外，如上所述进行分段冷却时，二次冷却时的冷却速度可以比一次冷却时的冷却速度快，在本发明中，以上述的条件进行二次冷却后可以在后续保持工艺中形成贝氏体相。
[0147]
[保持]
[0148]
如上所述完成分段冷却后，优选在冷却的温度范围内保持30秒以上。
[0149]
在上述二次冷却后进行保持工艺，从而形成贝氏体相，并可以使碳富集在与所形成的贝氏体相相邻的未相变奥氏体相。这旨在完成后续的所有工艺后在与贝氏体相邻的区域形成微细的马氏体相。
[0150]
此时，当保持时间少于30秒时，富集在未相变奥氏体相的碳量不足，从而无法确保
所期望的微细组织。另外，所述保持工艺时，当保持时间超过200秒时，贝氏体分数过大，因此可能无法充分确保马氏体相作为最终组织。
[0151]
[热浸镀锌]
[0152]
如上所述经过分段冷却和保持工艺后，优选将钢板浸入热浸镀锌系镀浴中以制造热浸镀锌系钢板。
[0153]
此时，热浸镀锌可以以常规的条件进行，作为一个实例，可以在430-490℃的温度范围内进行。此外，对所述热浸镀锌时的热浸镀锌系镀浴的组分不作特别限定，可以是纯锌镀浴或包含si、al、mg等的锌系合金镀浴。
[0154]
[最终冷却]
[0155]
在完成所述热浸镀锌后，优选以3℃/秒以上的冷却速度进行冷却至ms(马氏体相变起始温度)-100℃以下。在该过程中，可以在钢板(其中，钢板对应于镀层下部的母材)的与贝氏体相相邻的区域形成微细的马氏体(新生马氏体(fresh martenstie))相。
[0156]
当所述冷却时的终止温度超过ms-100℃时，无法充分确保微细马氏体相和适当分数的残余奥氏体相，当平均冷却速度小于3℃/秒时，由于过慢的冷却速度，马氏体分数降低，因此不能确保期望的水平的强度。对所述冷却时的冷却速度的上限不作特别限定，但可以以10℃/秒以下进行。
[0157]
所述冷却时，即使冷却至常温，也不会对确保所期望的组织产生影响，其中常温可以表示10-35℃左右。
[0158]
根据需要，在最终冷却前，可以将热浸镀锌系钢板进行合金化热处理来获得合金化热浸镀锌系钢板。在本发明中，对合金化热处理工艺条件不作特别限制，只要是通常的条件即可。作为一个实例，可以在480-600℃的温度范围内进行合金化热处理工艺。
[0159]
进而，根据需要，将最终冷却的热浸镀锌系钢板或合金化热浸镀锌系钢板进行平整轧制，从而在位于马氏体周围的铁素体形成大量的位错，因此可以进一步提高烘烤硬化性。
[0160]
此时，压下率优选小于1％(0％除外)。如果压下率为1％以上，则虽然在形成位错方面有利，但由于设备能力的局限性，可能导致发生板断裂等副作用。
[0161]
如上所述制造的本发明的钢板的微细组织可以包含面积分数为60％以上的铁素体和余量的贝氏体、马氏体和残余奥氏体。此时，平均晶粒尺寸为3μm以下且长短径比(长径/短径)小于4的马氏体的数量可以形成为整个马氏体总数量的70％以上。
[0162]
这种微细马氏体相和残余奥氏体相均匀分散并形成在贝氏体和铁素体相周围，因此具有促进均匀伸长率和加工硬化率的提高的效果。
[0163]
以下，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，下述实施例仅用于例示本发明而进行更详细的说明，而并不用于限定本发明的权利范围。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内容所决定。
具体实施方式
[0164]
(实施例)
[0165]
制造具有下述表1所示的合金组成的钢坯，然后将所述钢坯加热至1100-1300℃的温度范围，然后在下述表2所示的温度下进行热精轧以制造热轧钢板后，将该热轧钢板装入
收卷炉内并进行收卷，然后以0.002℃/秒的速度进行炉冷至常温。此时，各热轧钢板的收卷温度示于下述表2中。
[0166]
之后，对各个热轧钢板进行酸洗，然后以40-70％的冷轧压下率进行冷轧，从而制造冷轧钢板，然后以下述表2所示的条件进行连续退火处理，然后进行分段冷却(一次冷却和二次冷却)，然后在二次冷却终止温度下保持30秒以上。所述保持时不超过200秒。
[0167]
之后，在430-490℃的热浸镀锌浴中进行镀锌处理，然后进行最终冷却后以小于1％进行平整轧制，从而制造热浸镀锌系钢板。
[0168]
观察如上所述制造的各个钢板的微细组织，并评价机械特性，然后将其结果示于下述表3中。
[0169]
此时，对各个试片的拉伸试验是利用din标准，以l方向进行试验，加工硬化率(n)是测量了10-ue％的应变率区间的加工硬化率值。
[0170]
此外，微细组织的分数是分析了退火处理的钢板的板厚度1/4t位置处的基体组织。具体地，用硝酸乙醇(nital)腐蚀后，利用fe-sem、图像分析仪(image analyzer)和x射线衍射仪(x-ray diffractor，xrd)测量了铁素体(ferrite，f)、贝氏体(bainite，b)、马氏体(martensite，m)、残余奥氏体(retained-austenite，r-a)的分数，并计算微细马氏体的占比。用于计算微细马氏体的占比的马氏体的数量通过计点(point count)法进行。
[0171]
[表1]
[0172][0173]
[表2]
[0174][0175]
[表3]
[0176]
[0177][0178]
(在表3中，微细m的占比是计算平均粒度为3μm以下且长短径比(长径/短径)小于4的马氏体的数量(m*)与整个马氏体数量(mt)之比(m*/mt)来示出。)
[0179]
(在表3中，ts表示拉伸强度，ue表示均匀伸长率，te表示总伸长率，nu表示加工硬化指数，并且关系式2的单位为mpa％。)
[0180]
如所述表1至表3所示，可以确认钢的合金成分体系和制造条件均满足本发明所提出的条件的发明例1至发明例11形成了所期望的微细组织，因此具有拉伸强度为490mpa以上的高强度，同时拉伸强度、均匀伸长率和加工硬化指数的关系(对应于关系式2)确保为1900以上，从而可以确保所期望的加工性。
[0181]
另一方面，可以确认钢的合金成分体系和制造条件中的一个以上的条件不满足本发明中提出的条件的比较例1至比较例9没有形成本发明中期望的微细组织，由此拉伸强度、均匀伸长率和加工硬化指数的关系(对应于关系式2)确保为小于1900，因此不能确保加工性。
[0182]
图1中用图表示出发明钢和比较钢的根据c、si、al、mn、cr、nb、ti的成分比(对应于关系式1)的拉伸强度、均匀伸长率和加工硬化指数之间的关系(对应于关系式2)的变化。
[0183]
如图1所示，可知c、si、al、mn、cr、nb、ti的成分比满足0.42以上时，关系式2的值可以确保为1900以上。