高强度伸长钢板和制备热轧钢板、冷轧钢板、锌涂覆钢板及合金锌涂覆钢板的方法

摘要

本发明涉及一种可用作车辆结构构件的钢板及其制备方法。本发明提供一种具有高强度和伸长率的钢板和制备热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板和合金镀锌钢板的方法。所述钢板包含0.5-1.0wt％的C、0.01-2.0wt％的Mn、1.0-2.0wt％的Si、0.01-2.0wt％的Al、低于0.012wt％的S、剩余百分比的Fe和其他不可避免的杂质。所述钢板的内部结构由贝氏体和残余奥氏体构成。所述钢板具有的贝氏体的平均板条宽度为低于0.3μm，屈服强度为高于700MPa，拉伸强度为高于980MPa，伸长率为超过20％。本发明通过提供具有高于700MPa的屈服强度、高于980MPa的拉伸强度、超过20％的伸长率的钢板、热轧钢板、冷轧钢板、镀锌钢板和合金镀锌钢板，有利于车辆钢板的轻量化和碰撞安全性的提高。

说明书

技术领域

本发明涉及一种可用于车辆结构构件和内板的钢板及其制备方 法，并且更具体地，涉及具有高强度和伸长率的钢板和制备具有高强 度和伸长率的热轧钢板、冷轧钢板、电镀锌钢板和热镀锌钢板的方法。

背景技术

最近、为了保护环境已经限制二氧化碳的排放量，并且对改进车 辆燃油效率的要求逐渐变高。此外，为了确保当车辆彼此碰撞时乘客 的安全，也要求提高以车辆车体碰撞特性为主的安全性。因此、作为 实现车辆车体的轻量化和安全性的方案要求提高高强度钢板的加工 性。

随着所使用钢板的屈服强度和拉伸强度增加，车辆车体的轻量化 效果增加，因此在汽车工业中对采用高强度钢板的努力持续进行着。 近来，已经开发出具有980MPa以上的拉伸强度的先进高强度钢 (AHSS，Advanced High Strength Steel)。然而，当钢板强度超过980 MPa时，存在的缺点是钢板的伸长率相对降低。

虽然利用残余奥氏体的TRIP钢的开发已经进行以便克服该缺 点，但是仍然存在强度和伸长率不够平衡的缺点，因为拉伸强度和伸 长率乘积不超过25,000MPa％。

基于英国专利9918240，在美国专利6,884,306B1、日本特许专 利第3751250号等中描述了一种制备具有高硬度、高强度和高延性的 钢板的方法，其通过将高碳高合金钢在低温下进行恒温相变以获得精 细贝氏体结构。

在上述发明中，提出一种制备具有至少50％贝氏体结构或至少 65％贝氏体结构和残余奥氏体作为剩余结构的钢板的方法，所述钢板 是通过将具有规定组成的钢经过匀化处理后进行空气冷却，接着再进 行加热并对其恒温相变而获得。由此，提出一种制备具有Hv409以 上超高强度钢的方法。然而，存在的缺点是所述方法的相变时间太长 以至于所述方法不可用于热轧或退火过程。

此外，虽然在韩国专利2007-0126202中提出了一种通过将规定 组成的钢材料经过奥氏体相变处理接着在Bs温度和Bs-100℃之间的 温度下进行恒温相变而获得具有1000MPa以上的拉伸强度和10％以 上的伸长率的钢的方法，但存在的缺点是，因为需添加昂贵的合金元 素例如Cr、Ni、Mo，因此制造成本较高，并且所述方法限于热轧钢 板。

虽然Sandvik等人在Metals Technology(p213-220，1981)中提出 通过使用其中添加0.65-0.99重量％C、2-2.78重量％Si、0.5重量％ Mn、0.02-0.79重量％Cr和0-0.03重量％Ti的钢经过奥氏体热处理 接着在290℃至380℃范围内进行热处理而获得超高强度钢，但存在 的缺点是钢中Si的含量过高使其轧制性过差以至于很难将所述方法 应用于热轧和冷轧并且所述方法仅限于热轧钢板。

发明内容

技术问题

本发明为解决上述问题，一方面通过控制钢的组分体系和贝氏体 和残余奥氏体的板条(lath)宽度提供具有高强度和伸长率的钢板。 本发明的另一方面提供一种制备具有高强度和伸长率的热轧钢板、冷 轧钢板、电镀锌钢板和热镀锌钢板的方法。

技术方案

根据本发明的一个实例，提供一种钢板，包括0.5-1.0wt％的C、 0.01-2.0wt％的Mn、1.0-2.0wt％的Si、0.01-2.0wt％的Al、0.012wt％ 以下的S、剩余百分比的Fe，和其他不可避免的杂质，其中钢板的微 结构由贝氏体和残余奥氏体组成，贝氏体的平均板条宽度为0.3μm 以下，残余奥氏体的平均板条宽度为0.3μm以下。钢板可具有的屈 服强度为700MPa以上，拉伸强度为980MPa以上，且伸长率为20％ 以上。此外，钢板可另外包括0.5wt％以下的Mo和1.0wt％以下的 Cr中的一种或两种。此外，钢板可另外包括0.005wt％以下的B和 0.06wt％以下的Ti。

根据本发明的另一实例，提供一种制备具有高强度和伸长率的热 轧钢板的方法，所述方法包括：将包括0.5-1.0wt％的C、0.01-2.0wt％ 的Mn、1.0-2.0wt％的Si、0.01-2.0wt％的Al、0.012wt％以下的S、 剩余百分比的Fe和其他不可避免的杂质的钢锭经过热轧以在Ar3相 变点以上的温度下完成热轧，并将钢锭在Ms(马氏体相变开始时的温 度)至450℃范围内卷取。

根据本发明的另一实例，提供一种制备冷轧钢板的方法，所述方 法包括：热轧步骤，将包括0.5-1.0wt％的C、0.01-2.0wt％的Mn、 1.0-2.0wt％的Si、0.01-1.0wt％的Al、0.012wt％以下的S、剩余百 分比的Fe和其他不可避免的杂质的钢经过热轧以在Ar3相变点以上 温度下完成热轧；卷取步骤，将热轧钢板在650℃以下温度下卷取； 将热轧钢板冷轧后在Ac3以上的温度下退火，接着进行冷却的步骤； 和时效处理步骤，将冷轧钢板在Ms(马氏体相变开始时的温度)至 450℃范围内进行过时效处理。

根据本发明的另一实例，提供一种制备具有高强度和伸长率的电 镀锌钢板的方法，所述方法包括：热轧步骤，将包括0.5-1.0wt％的C、 0.01-2.0wt％的Mn、1.0-2.0wt％的Si、0.01-1.0wt％的Al、0.012wt％ 以下的S、剩余百分比的Fe和其他不可避免的杂质的钢锭经过热轧 以在Ar3相变点以上的温度下完成热轧；卷取步骤，将热轧钢板在 650℃以下温度下卷取；将热轧钢板冷轧，将钢板在Ac3以上的温度 下退火，接着进行冷却的步骤；时效处理步骤，将冷轧钢板在Ms(马 氏体相变开始时的温度)至450℃范围内进行过时效处理；和将经时效 处理的冷轧钢板经过镀锌浴以在其上形成电镀锌层的步骤。

根据本发明的另一实例，提供一种制备具有高强度和伸长率的热 镀锌钢板的方法，所述方法包括：热轧步骤，将包括0.5-1.0wt％的C、 0.01-2.0wt％的Mn、1.0-2.0wt％的Si、0.01-1.0wt％的Al、0.012wt ％以下的S、剩余百分比的Fe和其他不可避免的杂质的钢锭经过热 轧以在Ar3相变点以上的温度下完成热轧；卷取步骤，将热轧钢板在 650℃以下的温度下卷取；将热轧钢板冷轧，将钢板在Ac3以上的温 度下退火，接着进行冷却的步骤；时效处理步骤，将冷轧钢板在Ms(马 氏体相变开始时的温度)至450℃范围内进行过时效处理；将经时效处 理的冷轧钢板经过镀锌浴以在其上形成电镀锌层的步骤；和将其上形 成电镀锌层的电镀锌钢板经过合金化热处理以制备热镀锌钢板的步 骤。

有益效果

本发明提供一种钢板、热轧钢板、冷轧钢板、电镀锌钢板和热镀锌 钢板，其具有的屈服强度为700MPa以上，拉伸强度为980MPa以上， 伸长率为20％以上，所述钢板可促进车辆钢板的轻量化并提高碰撞稳定 性。

附图说明

图1是本发明的发明实施例13的一组微结构照片，并且图1(b) 是图1(a)的放大照片；

图2是对比实施例18的一组微结构照片，并且图2(b)是图2(a)的放 大照片。

具体实施方式

在下文中，将描述本发明的组分体系。

C：0.5-1.0wt％

当C含量低于0.5wt％时，可确保某一水平的强度。然而，稳定 的残余奥氏体的稳定性太差以至于很难确保20％以上的伸长率。相 反，当C含量高于1.0wt％时，贝氏体的相变速度急剧减小并且其物 理特性随珠光体更易产生反而劣化。因此，C含量可限制于0.5-1.0 wt％的范围。

Mn：0.01-2.0wt％

添加Mn以防止因FeS的形成产生的热脆性，其中S和Fe—— 在钢制备过程中不可避免地包含在其中——结合。当Mn含量低于 0.01wt％时，含量过低产生热脆性。相反，当Mn含量超过2.0wt％ 时，贝氏体的相变速度变得过慢以至于抑制退火过程中的生产量。因 此，优选Mn含量限制于0.01-2.0wt％的范围。

Si：1.0-2.0wt％

因为Si促进铁素体的相变并增加在未相变的奥氏体中的碳含量， 从而增加残余奥氏体在最终产物中的分数，因此它是一种应积极加入 钢中的元素。

为了在本发明中含残余奥氏体的相变钢的生产，Si是必须添加 的。当Si含量低于1.0wt％时，残余奥氏体的稳定作用可能不明显。 相反，当Si含量高于2.0wt％时，轧制性劣化，如在热轧和冷轧期间 产生裂纹。因此，优选Si含量限于1.0-2.0wt％的范围。

Al：0.01-2.0wt％

添加Al是为了两个目的。一是去除钢中存在的氧气防止固化时 非金属夹杂物的形成，并且另一个目的是促进C向奥氏体中的扩散 从而在本发明中稳定残余奥氏体。

当Al含量低于0.01wt％时，无法实现其添加的目的。当含量高 于2.0wt％时，产生制钢原始单元(steel making original unit)上升问 题。因此，Al含量可限于0.01-2.0wt％的范围。

然而，在本发明中冷轧后实施退火的冷轧钢板、电镀锌钢板和热 镀锌钢板的情况下，当Al含量过多时，随着Ac3温度变高，在Ac3 以上的温度下进行热处理变得相当困难。因此，优选冷轧钢板、电镀 锌钢板和热镀锌钢板的上限限于1.0wt％。

S：0.012wt％以下

必须维持S的量在低水平，因为由S形成FeS而引起热脆性问题， 因而S水平限于0.012wt％以下。下限不定义，因为由于相同的原因 S的量越低越有利。

Mo和Cr为根据需要任选添加的组分。

Mo：0.5wt％以下

添加Mo用以抑制珠光体相的产生。当Mo含量高于0.5wt％时， 由于昂贵的Mo而使制造成本急剧增加。因此，优选Mo的含量限于 0.5wt％以下的范围。

Cr：1.0wt％以下

添加Cr用以抑制铁素体的产生并促进贝氏体的相变。当Cr含 量高于1.0wt％时，固化的C的量可能通过促进Cr碳化物的形成而 减少。因此，优选Cr的含量限于1.0wt％的范围。

B和Ti根据需要可选择性地添加，可同时添加Ti以防止N和 B——作为杂质存在——结合以使B效应最大化。

B：0.005wt％以下

另外为抑制铁素体的产生而添加B。当B含量高于0.005wt％时， Fe23(C，B)6化合物生成被促进，反而促进铁素体的产生。因此，优选 B含量限于0.005wt％以下的范围。

Ti：0.06wt％以下

当Ti含量高于0.06wt％时，存在即使N(杂质，通常以0.01wt％ 以下的浓度存在)被充分移除也残留大量额外的Ti并与C结合的问 题。因此，优选Ti含量限于0.06wt％以下的范围。

在下文中，将描述本发明钢板的微结构、屈服强度、拉伸强度和 伸长率。

所述微结构由贝氏体和残余奥氏体构成，并且所述贝氏体为不存 在等轴多边形铁素体的结构，优选为不存在碳化物的贝氏体。

一般而言，TRIP钢的微结构必须包含残余奥氏体，并且TRIP 钢指如下的钢，其中通过包含理论上超过0％分数的残余奥氏体使残 余奥氏体在增强钢的延性中起着重要作用。因此，作为本发明的实施 例，优选在TRIP钢的微结构中残余奥氏体的分数可超过0％并且贝 氏体可组成剩余的百分数。然而，更优选在本发明微结构中残余奥氏 体的分数可在10-40％范围内，并且贝氏体可组成剩余的百分数。当 残余奥氏体的分数低于10％时，其在类似于一般已知的TRIP钢的 含量的水平。当分数高于40％以上时，残余奥氏体的稳定性劣化。

此外，贝氏体和残余奥氏体的平均板条宽度分别限于0.3μm以 下。当平均板条宽度超过0.3μm时，结构不足够精细以至于不能确 保强度。因此，优选贝氏体和残余奥氏体的平均板条宽度限于0.3μm 以下的范围。

此外，钢板的屈服强度、拉伸强度和伸长率分别为700MPa以 上、980MPa以上和20％以上。当屈服强度低于700MPa时，钢板 不适合用作车辆的结构元件，并且当钢板的拉伸强度为980MPa以 上时其称作超高强度钢板。此外，伸长率应该为20％以上以达到某 一水平，从而可有提高加工性能的效果。

所述钢板是热轧钢板、冷轧钢板、电镀锌钢板和热镀锌钢板中的 一种。

在下文中，将描述一种制备本发明的热轧钢板、冷轧钢板、电镀 锌钢板和热镀锌钢板的方法。

根据符合本发明的热轧钢板的制备方法，将钢锭通过常规方法再 加热以实施热轧。

在热轧钢板的情况下，热轧是在Ar3以上的温度下完成，并且卷 取是在Ms(马氏体相变开始时的温度)至450℃范围内进行。

将热轧完成温度限于Ar3相变点以上以防止钢板在两个相区域 中轧制。当热轧是在低于Ar3相变点进行时，钢板是在两个相区域中 轧制，并因此可引起不均匀的颗粒结构。因此，优选热轧的完成温度 限于Ar3相变点以上。

此外，当卷取温度低于Ms时，由于开始向马氏体相变，因而很 难获取贝氏体和残余奥氏体的结构。相反，当卷取是在超过450℃的 温度下进行时，可发生珠光体相变。因此，优选卷取温度限于Ms至 450℃的范围。

在冷轧钢板的情况下，包括0.5-1.0wt％的C、0.01-2.0wt％的 Mn、1.0-2.0wt％的Si、0.01-1.0wt％的Al、0.012wt％以下的S、剩 余百分比的Fe和其他不可避免的杂质的钢经过热轧以在Ar3相变点 以上的温度下完成热轧，在650℃以下经过卷取，在Ac3以上温度下 冷轧并退火然后冷却，并在Ms(马氏体相变开始时的温度)至450℃ 范围内过时效处理。

热轧的完成温度限于Ar3相变点以上以防止钢板在两个相区域 中轧制。当热轧是在低于Ar3相变点的温度下进行时，钢板是在两个 相区域中轧制，并因此可造成不均匀的颗粒结构。因此，优选热轧的 完成温度限于Ar3相变点以上。

当卷取温度高于650℃时，可严重造成表面渗碳。然而，不限制 卷取温度的下限，因为通过在冷轧后退火而产生新结构并因此在冷轧 之前的微结构不会极大地影响最终结构。

当过时效处理是在低于Ms时进行时，由于马氏体开始相变，很 难获取贝氏体和残余奥氏体的结构。相反，当卷取是在超过450℃的 温度下进行时，可发生珠光体相变。因此，优选时效处理温度限于 Ms至450℃的范围。

此外，冷轧钢板可经过镀锌浴以制备电镀锌钢板，并且所述电镀 锌钢板经过合金化热处理以制备热镀锌钢板。

在下文中，将通过实施例更加详细描述本发明。

实施例

制备具有如下表1中示出的组分体系的厚度为90mm且宽度为 175mm的钢坯，将所述钢坯在1200℃再加热1小时，并随后热轧使 其具有3mm的热轧厚度。一些钢坯用作热轧钢板的样本，并且其他 钢坯——作为冷轧钢板的样本——经过冷轧接着经过退火热处理。

用于热轧钢板的样本的热轧完成温度设定在Ar3相变点以上，并 且所述样本在冷却后置于预热至400℃的炉中，维持1小时，并经过 炉冷却实施热轧卷取。

相反，用于冷轧钢板的样本——如下表3中示出——置于预热至 600℃的炉中维持1小时，并经过炉冷却实施热轧卷取，并且热轧板 再次经过60％冷轧以实现1.2mm的厚度，在840-900℃下退火，接 着经过400℃下实施的贝氏体相变。

表1

(其中，每个组分的单位是wt％，并且剩余百分数由Fe和其他不 可避免的杂质组成。)

将具有如表1中示出的组分体系的钢类型在400℃和600℃卷取， 测量热轧钢板的屈服强度、拉伸强度和伸长率，并且将结果在下表2 中示出。将如表1中示出的组分体系的钢类型在600℃卷取，进行退 火和时效处理。测量冷轧钢板的屈服强度、拉伸强度和伸长率，并且 将所述结果在表3中示出。

表2

自表2中可看出，证实发明实施例1至8中的样本是在400℃卷 取，并且每个样本的屈服强度、拉伸强度和伸长率分别为700Mpa 以上、980MPa以上和20％以上。相反，证实对比实施例1至13中 的样本是在600℃卷取，并且不满足一些或所有的所要求的物理特性， 因为样本具有低于700Mpa的屈服强度或低于980MPa的拉伸强度 或低于20％的伸长率。

表3

自表3中可看出，证实发明实施例9至17中的样本是经过奥氏 体单一相区域热处理，并每个样本的屈服强度、拉伸强度和伸长率分 别为700Mpa以上、980MPa以上和20％以上。

相反，证实对比实施例15至20中的样本——具有超过1.0wt％ 的铝含量和低于0.5wt％的碳含量——具有低于700Mpa的屈服强度 和低于20％的伸长率。并且不能确保合适的强度，因为碳含量低， 而且其原因在于铁素体的生成，其中，由于碳含量低并且铝含量高且 随着Ac3温度上升进行两个相区域热处理而生成铁素体。

图1是本发明的发明实施例13的一组微结构照片，并且图1(b) 是图1(a)的放大照片，其中较深色部分表示贝氏体而较浅色部分表示 奥氏体。可看出各自的平均板条宽度为0.3μm以下并且其为非常精 细的结构。

相反，图2是对比实施例18的一组微结构照片，并且图2(b)是图2(a) 的放大照片，并且较深色部分表示贝氏体而较浅色部分表示奥氏体。此 外，可看出存在多边形珠光体并且其结构较粗糙。