延展性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法

摘要

本发明涉及一种用于建筑材料、汽车、火车等运输工具的高强度钢板，更具体地，涉及一种延展性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法。

权利要求

1.一种延展性优异的高强度冷轧钢板，包括：

按重量％计，碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：

1.5～3.0％、磷(P)：0.04％以下，0％除外、硫(S)：0.015％以下，0％除外、氮(N)：0.02％以下，0％除外、余量Fe以及不可避免的杂质，所述Si与Al之和(Si+Al，重量％)满足1.0％以上，

微细组织，按面积分数计，包括：5％以下的多边形铁素体，其短轴与长轴之比超过0.4；

70％以下的针状铁素体，0％除外，其短轴与长轴之比为0.4以下；25％以下的针状残余奥氏体，0％除外；以及余量马氏体。

2.根据权利要求1所述的延展性优异的高强度冷轧钢板，其中，所述马氏体按面积分数计为40％以下，0％除外。

3.根据权利要求1所述的延展性优异的高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板还包括选自由钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％、钒(V)：0.005～0.1％、锆(Zr)：0.005～

0.1％以及钨(W)：0.005～0.5％组成的组中的1种以上。

4.根据权利要求1所述的延展性优异的高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板还包括选自由钼(Mo)：1％以下，0％除外、镍(Ni)：1％以下，0％除外、铜(Cu)：0.5％以下，0％除外、以及铬(Cr)：1％以下，0％除外组成的组中的1种以上。

5.根据权利要求1所述的延展性优异的高强度冷轧钢板，其中，所述冷轧钢板还包括选自由锑(Sb)：0.04％以下，0％除外、钙(Ca)：0.01％以下，0％除外、铋(Bi)：0.1％以下，0％除外、以及硼(B)：0.01％以下，0％除外组成的组中的1种以上。

6.一种延展性优异的高强度热浸镀锌钢板，其是通过对权利要求1至5中任一项所述的冷轧钢板进行过热浸镀锌处理的钢板。

7.一种延展性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板，其是通过对权利要求6所述的热浸镀锌钢板进行过合金化热处理的钢板。

8.一种延展性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其包括以下步骤：

在1000～1300℃温度下对钢坯进行再加热，其中，所述钢坯包括：按重量％计，碳(C)：

0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、磷(P)：

0.04％以下，0％除外、硫(S)：0.015％以下，0％除外、氮(N)：0.02％以下，0％除外、余量Fe以及不可避免的杂质，所述Si与Al之和(Si+Al，重量％)满足1.0％以上；

在800～950℃温度下对再加热的所述钢坯进行热精轧来制造热轧钢板；

在750℃以下的温度下收卷所述热轧钢板；

对收卷的所述热轧钢板进行冷轧来制造冷轧钢板；

第一次退火，在Ac3以上的温度下进行退火并冷却所述冷轧钢板；以及

第二次退火，在所述第一次退火后，在Ac1～Ac3的温度下对冷轧钢板进行加热并保持，然后以20℃/s以上的冷却速度冷却至Ms～Mf，然后再加热至Ms以上并保持1秒以上后进行冷却。

9.根据权利要求8所述的延展性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，在所述冷轧钢板中，所述第二次退火步骤之前的微细组织按面积分数计包含90％以上的贝氏体和/或马氏体。

10.根据权利要求8所述的延展性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述钢坯还包括选自由钛(Ti)：0.005～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.1％、钒(V)：0.005～0.1％、锆(Zr)：0.005～0.1％以及钨(W)：0.005～0.5％组成的组中的1种以上。

11.根据权利要求8所述的延展性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述钢坯还包括选自由钼(Mo)：1％以下，0％除外、镍(Ni)：1％以下，0％除外、铜(Cu)：0.5％以下，

0％除外、以及铬(Cr)：1％以下，0％除外组成的组中的1种以上。

12.根据权利要求8所述的延展性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，所述钢坯还包括选自由锑(Sb)：0.04％以下，0％除外、钙(Ca)：0.01％以下，0％除外、铋(Bi)：0.1％以下，0％除外、以及硼(B)：0.01％以下，0％除外组成的组中的1种以上。

说明书

延展性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种用于建筑材料、汽车、火车等运输工具的高强度钢板，更具体地，涉及一种延展性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法。

背景技术

[0002] 为了通过减小钢板的厚度来实现用于建筑材料、汽车、火车等交通工具的结构件的轻量化，正在广泛进行旨在提高现有钢材强度的努力。然而，发现提高现有钢板的强度时延展性相对降低。

[0003] 因此，广泛地进行了改善强度与延展性之间的关系的研究，结果，开发出了利用低温组织的马氏体、贝氏体以及残余奥氏体相的组织转变钢并被应用。

[0004] 组织转变钢分为所谓的双相(DP，Dual Phase)钢、相变诱导塑性(TRIP，Transformation Induced Plasticity)钢、复相(CP，Complex Phase)钢等，这些钢根据母相和第二相的种类和分率，具有不同的机械性质，即拉伸强度和延伸率的水平不同，尤其，含有残余奥氏体的TRIP钢具有最高的拉伸强度和延伸率的平衡值(TS×EI)。

[0005] 在如上所述的组织转变刚中，CP钢相比其他类型的钢，具有低延伸率，因此只能用于辊压成型等简单加工，具有高延展性的DP钢和TRIP钢用于冷压成型等。

[0006] 除了上述的组织转变钢以外，还有钢中添加大量的碳(C)和锰(Mn)而钢的微细组织由单相奥氏体形成的孪生诱导塑性(TWIP)钢(专利文献1)，所述TWIP钢的拉伸强度和延伸率的平衡值(TS×EI)为50,000MPa％以上，显示出非常优异的材质特性。

[0007] 然而，为了制造所述TWIP钢，当C的含量为0.4重量％时，要求Mn含量为约25重量％以上，当C的含量为0.6重量％时，要求Mn的含量为约20重量％以上，若不满足上述条件，则不能稳定地确保在母相中引起孪晶(twinning)现象的奥氏体相，形成大大降低加工性的具有HCP结构的ε马氏体(ε)和具有BCT结构的马氏体(α')，因此需要添加大量的奥氏体稳定化元素，使奥氏体在常温下处于稳定状态。如上所述，添加大量的合金成分的TWIP钢，因合金成分引起的问题，难以进行铸造、轧制等工艺，而且在经济上会增加制造成本。

[0008] 因此，近年来，开发了一种所谓的第三代钢或超高强度钢(X-AHSS，eXtra Advanced High Strength Steel)，所述钢的延展性高于作为所述组织转变钢的DP钢和TRIP钢，低于TWIP钢，但是制造成本低，但是到目前为止还没有取得明显的成果。

[0009] 作为一例，在专利文献2中公开了一种作为主要组织形成残余奥氏体和马氏体的方法淬火配分工艺(Q&P，Quenching and Partitioning Process)，根据使用该方法的报告(非专利文献1)，可以确认当碳的含量低而0.2％的程度时，屈服强度降低到约400MPa，而且最终产品只能获得与现有TRIP钢类似的延伸率。

[0010] 此外，虽然获得了通过增加碳和锰的合金量来大幅提高屈服强度的方法，但是在这种情况下，可能出现因过量添加合金成分而导致焊接性降低的问题。

[0011] 现有技术文献

[0012] (专利文献1)韩国公开专利公报第1994-0002370号

[0013] (专利文献2)美国公开公报第2006-0011274号

[0014] (非专利文献1)ISIJ International，Vol.51，2011，p.137-144

发明内容

[0015] (一)要解决的技术问题

[0016] 本发明的一个方面，其目的在于提供一种与现有的TWIP钢相比能够降低合金成本，并且具有更优异的延展性的冷轧钢板、利用所述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。

[0017] (二)技术方案

[0018] 本发明的一个方面提供一种延展性优异的高强度冷轧钢板，包括：按重量％计，碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0％除外)、余量Fe以及不可避免的杂质，所述Si与Al之和(Si+Al，重量％)满足1.0％以上，微细组织，按面积分数计，包括：5％以下的多边形铁素体，其短轴与长轴之比超过0.4；70％以下的针状铁素体，其短轴与长轴之比为0.4以下；25％以下(0％除外)的针状残余奥氏体；以及余量马氏体。

[0019] 本发明的另一个方面提供一种通过对所述冷轧钢板进行热浸镀锌处理的热浸镀锌钢板和通过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。

[0020] 本发明的另一个方面提供一种延展性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其包括以下步骤：在1000～1300℃温度下对满足上述组成成分的钢坯进行再加热；在800～950℃温度下对再加热的所述钢坯进行热精轧来制造热轧钢板；在750℃以下的温度下收卷所述热轧钢板；对收卷的所述热轧钢板进行冷轧来制造冷轧钢板；第一次退火，在Ac3以上的温度下进行退火并冷却所述冷轧钢板；以及第二次退火，在所述第一次退火后，将所述冷轧钢板加热并保持在Ac1～Ac3的温度，并以20℃/s以上的冷却速度冷却至Ms～Mf，然后再加热至Ms以上并保持1秒以上后进行冷却。

[0021] 本发明的另一个方面提供一种热浸镀锌钢板的制造方法，其除了包括上述的制造方法外还包括热浸镀锌步骤；以及一种合金化热浸镀锌钢板的制造方法，其除了包括所述热浸镀锌钢板的制造方法外还包括合金化热处理步骤。

[0022] (三)有益效果

[0023] 根据本发明，可以提供一种相比现有的DP钢或TRIP钢等高延展性组织转变钢以及经过Q&P(Quenching&Partitioning)热处理的Q&P钢，具有优异的延展性的拉伸强度为780MPa以上的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板。

[0024] 此外，根据本发明的冷轧钢板具有在建筑构件、汽车钢板等工业领域中实用性高的优点。

附图说明

[0025] 图1是示出本发明的退火工艺的一个例子的图(图1(b)的虚线表示合金化热浸镀时的热历史记录)。

[0026] 图2是示出根据最终退火之前的微细组织在退火温度下的保持期间奥氏体转变速度的差异的图。

[0027] 图3是观察通过现有的Q&P热处理来制造的冷轧钢板(比较例6)的微细组织的照片。

[0028] 图4是观察通过本发明制造的冷轧钢板(发明例12)的微细组织的照片。

[0029] 最佳实施方式

[0030] 本发明人对改善通过现有的淬火配分(Q&P，Quenching&Partitioning)热处理制造的高延展性、高强度钢的低延展性的方案进行了深入的研究，结果确认，通过控制Q&P热处理前的初始组织，能够改善最终Q&P热处理后组织的微细化及最终产品的物理性质，并完成了本发明。

[0031] 下面将对本发明进行详细的说明。

[0032] 本发明的一个方面的延展性优异的高强度冷轧钢板，包括：碳(C)：0.1～0.3％、硅(Si)：0.1～2.0％、铝(Al)：0.005～1.5％、锰(Mn)：1.5～3.0％、磷(P)：0.04％以下(0％除外)、硫(S)：0.015％以下(0％除外)、氮(N)：0.02％以下(0％除外)、余量Fe以及不可避免的杂质，所述Si与Al之和(Si+Al，重量％)优选满足1.0％以上。

[0033] 以下将详细说明如上所述限制本发明中提供的冷轧钢板的合金成分组成的原因。此时，除非另有说明，各成分的含量是指重量％。

[0034] C：0.1～0.3％

[0035] 碳(C)是强化钢的有效元素，在本发明中为了使残余奥氏体的稳定化及确保强度而添加的重要元素。为了获得所述效果，优选添加0.1％以上的C，但是当其含量超过0.3％时，会导致增加钢坯缺陷的风险，并且显著降低焊接性。因此，在本发明中，将C的含量优选限制为0.1～0.3％。

[0036] Si：0.1～2.0％

[0037] 硅(Si)是抑制碳化物在铁素体内析出，促使铁素体中含有的碳扩散到奥氏体中，从而有助于残余奥氏体的稳定化的元素。为了获得所述效果优选添加0.1％以上的Si，但当其含量超过2.0％时，其热轧和冷轧性显著劣化，并且因为在钢表面上形成氧化物，导致镀覆性降低。因此，在本发明中，将Si的含量优选限制为0.1～2.0％。

[0038] Al：0.005～1.5％

[0039] 铝(Al)是与钢中含有的氧结合以起脱氧作用的元素，为此，优选将Al含量保持在0.005％以上。另外，Al如同所述Si，通过抑制铁素体中的碳化物的生成，有助于残余奥氏体的稳定化。当所述Al的含量超过1.5％时，在铸造时与保护渣(mold flux)反应，难以制造正常的板坯，并且由于表面上同样形成氧化物，会降低镀覆性。因此，在本发明中，将Al含量优选限制为0.005～1.5％。

[0040] 如上所述，Si和Al都是有助于残余奥氏体的稳定化的元素，为了有效地实现所述效果，Si与Al的含量之和(Si+Al，重量％)优选满足1.0％以上。

[0041] Mn：1.5～3.0％

[0042] 锰(Mn)是抑制铁素体相变的同时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，发生大量铁素体相变，难以确保目标强度，另一方面，当Mn的含量超过3.0％时，本发明的第二次退火热处理步骤的相变延迟过长，形成大量的马氏体，从而难以确保所期望的延展性。因此，在本发明中，将Mn的含量优选限制为1.5～3.0％。

[0043] P：0.04％以下(0％除外)

[0044] 磷(P)是能够获得固溶强化效果的元素，但当其含量超过0.04％时，焊接性降低，并且发生钢的脆性(brittleness)的风险增加。因此，在本发明中，将P的含量优选限制为0.04％以下，更优选为0.02％以下。

[0045] S：0.015％以下(0％除外)

[0046] 硫(S)是钢中不可避免地含有的杂质元素，优选尽量抑制其含量。虽然理论上将S的含量限制为0％比较有利，但是在制造工艺中不可避免地含有，因此重要的是控制好上限，当其含量超过0.015％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性很高。因此，在本发明中，将S的含量优选限制为0.015％以下。

[0047] N：0.02％以下(0％除外)

[0048] 氮(N)是有效地稳定奥氏体的元素，但是当其含量超过0.02％时，发生钢的脆性的风险增加，并且与Al反应而析出过量的AlN，导致连铸的质量降低。因此，在本发明中，将N含量优选限制为0.02％以下。

[0049] 为了提高强度，除了上述的成分以外，本发明的冷轧钢板还可以包括Ti、Nb、V、Zr及W中的一种以上。

[0050] Ti：0.005～0.1％，Nb：0.005～0.1％，V：0.005～0.1％，Zr：0.005～0.1％以及W：0.005～0.5％中的一种以上。

[0051] 钛(Ti)、铌(Nb)、钒(V)、锆(Zr)、钨(W)是对钢板的析出强化以及晶粒微细化有效的元素，当其含量分别少于0.005％时，难以确保所述效果。但是，当Ti、Nb、V及Zr的含量超过0.1％且W的含量超过0.5％时，所述效果会饱和 制造成本大大增加，并且由于形成过多的析出物，反而会导致其延展性大大降低。

[0052] 此外，本发明的冷轧钢板还可以包括Mo、Ni、Cu和Cr中的一种以上。

[0053] Mo：1％以下(0％除外)、Ni：1％以下(0％除外)、Cu：0.5％以下(0％除外)及Cr：1％以下(0％除外)中的一种以上。

[0054] 钼(Mo)、镍(Ni)、铜(Cu)和铬(Cr)是有助于残余奥氏体的稳定化的元素，这些元素与C、Si、Mn、Al等元素复合作用而有助于奥氏体的稳定化。当这些元素中Mo、Ni和Cr的含量超过1.0％且Cu的含量超过0.5％时，制造成本过度增加，因此，优选控制其含量不超过所述含量。

[0055] 此外，添加Cu时，在热轧时可能会引发脆性，因此，更优选的是Cu与Ni一起添加。

[0056] 同时，本发明的冷轧钢板还可以包括Sb、Ca、Bi及B中的一种以上。

[0057] Sb：0.04％以下(0％除外)、Ca：0.01％以下(0％除外)、Bi：0.1％以下(0％除外)及B：0.01％以下(0％除外)中的一种以上。

[0058] 锑(Sb)和铋(Bi)是通过阻碍如Si和Al等的表面氧化元素通过晶界偏析的移动而有效改善镀覆表面质量的元素，当Sb的含量超过0.04％，Bi的含量超过0.1％时，所述效果会饱和，因此，优选添加0.04％以下的Sb和0.1％以下的Bi。

[0059] 钙(Ca)是通过控制硫化物的形态而有利于提高加工性的元素，当其含量超过0.01％时，所述效果会饱和，因此，优选添加0.01％以下的Ca。

[0060] 硼(B)通过与Mn和Cr的复合效果提高淬透性，从而有效地抑制软质铁素体在高温下的相变，但是当其含量超过0.01％时，在进行镀覆时，过量的B可能集中在钢的表面，导致镀覆粘附力劣化。因此，优选添加0.01％以下的B。

[0061] 本发明中其余的成分为铁(Fe)。然而，杂质有可能在一般的钢铁制造过程中，从原料或周围环境无意地被混入进去，因此无法排除。对于一般的钢铁制造过程中的技术人员来说是能够知晓所述杂质，因此在本说明书中没有特别地提及其全部内容。

[0062] 优选地，满足所述成分组成的本发明的冷轧钢板，作为微细组织，以面积分数计，包含：5％以下的多边形(polygonal)铁素体，其短轴与长轴之比超过0.4；70％以下(0％除外)的针状(accicular)铁素体，其短轴与长轴之比为0.4以下；25％以下(0％除外)的针状残余奥氏体；以及余量马氏体。

[0063] 此时，优选地，冷轧钢板以面积分数计包含：60％以上的所述针状铁素体和所述针状残余奥氏体的混合物；40％以下的所述马氏体。如果所述针状铁素体与所述针状残余奥氏体的分数之和小于60％，则马氏体的分数相对快速增加，有利于确保钢的强度，但是无法确保足够的延展性。

[0064] 所述针状铁素体和所述针状残余奥氏体是本发明的主要组织，是有利于确保强度和延展性的组织。在本发明中，在后述的制造工艺中，因热处理而包含部分马氏体，因此，所述针状铁素体和所述针状残余奥氏体的分数为两相之和为95％以下。

[0065] 尤其，所述针状残余奥氏体是有利地确保强度和延展性的平衡的必不可少的组织，当其分数过大而超过25％时，随着碳分散和扩散，残余奥氏体不能充分稳定。因此，在本发明中，针状残余奥氏体的分数优选满足25％以下(0％除外)。

[0066] 另外，在本发明中，所述针状铁素体是指包含在第二次退火热处理时形成的贝氏体相的针状铁素体。更具体地，在本发明中，由钢成分中的Si和Al，会形成与普通贝氏体不同的、未析出碳化物(carbide)的贝氏体相，实际上，未析出碳化物的贝氏体很难与针状铁素体区分开。在此，所述针状铁素体是在第二次退火热处理的初始热处理工艺中形成，未析出碳化物的所述贝氏体是在第二次退火热处理的再加热后的热处理工艺中形成。

[0067] 由于所述多边形铁素体起到降低钢的屈服强度的作用，因此优选限制在5％以下。

[0068] 满足上述的微细组织的本发明的冷轧钢板的拉伸强度为750MPa以上，相比通过现有的Q&P热处理制造的钢板能够确保优异的延展性。

[0069] 另一方面，本发明的冷轧钢板是通过后述的制造工艺制造，此时，第一次退火步骤之后的微细组织，即第二次退火步骤之前的微细组织优选由面积分数为90％以上的贝氏体和马氏体构成。

[0070] 这是为了确保通过最终的第二次退火步骤制造的冷轧钢板具有优异的强度和延展性，如果在第一次退火步骤后确保的低温组织相的面积分数小于90％，则可能无法获得如上所述的由铁素体、残余奥氏体及低温组织相构成的本发明的冷轧钢板。

[0071] 本发明的另一个方面的热浸镀锌钢板是在上述的本发明的冷轧钢板上进行热浸镀锌处理而形成，包括热浸镀锌层。

[0072] 另外，本发明提供一种合金化热浸镀锌钢板，其通过对热浸镀锌钢板进行合金化热处理而形成，包括合金化热浸镀锌层。

[0073] 以下，将详细说明根据本发明的一个方面的冷轧钢板的制造方法。

[0074] 根据本发明的冷轧钢板，可以通过对满足本发明中提出的成分组成的钢坯进行再加热-热轧-收卷-冷轧-退火工艺来制造，下面将详细说明所述每个工艺的条件。

[0075] (再加热钢坯)

[0076] 在本发明中，在进行热轧之前，优选实施对钢坯进行再加热来进行同质化处理的工艺，更优选所述工艺是在1000～1300℃的温度范围内进行。

[0077] 在进行所述再加热时，如果温度低于1000℃，则导致急剧增加轧制负荷，相反，如果温度高于1300℃，则不仅导致能量成本增加，而且会形成过多的表面氧化皮。因此，在本发明中，再加热工艺是优选在1000～～1300℃的温度下进行。

[0078] (热轧)

[0079] 将对再加热的所述钢坯进行热轧而制造热轧钢板，此时，热精轧优选在800～950℃的温度下进行。

[0080] 在进行所述热精轧时，如果轧制温度低于800℃，则导致轧制负荷大大增加而难以进行轧制，相反，如果热精轧温度高于950℃，则导致轧辊的热疲劳大大增加而降低其寿命。因此，在本发明中，热轧时的热精轧的温度优选限制为800～950℃。

[0081] (收卷)

[0082] 将如上所述制造的热轧钢板进行收卷，此时收卷温度优选为750℃以下。

[0083] 当收卷时的收卷温度过高时，在热轧钢板的表面上会形成过多的氧化皮，引发表面缺陷，导致镀覆性能劣化。因此，收卷工艺优选在750℃以下进行。此时，没有特别限定收卷温度的下限，但是考虑到基于马氏体形成的热轧钢板的强度过度增加而难以进行后续冷轧，收卷工艺优选在Ms(马氏体相变开始温度)～750℃下进行。

[0084] (冷轧)

[0085] 优选地，将对收卷的所述热轧钢板进行酸洗处理来除去氧化层，然后进行冷轧以固定钢板的形状和厚度，由此制造冷轧钢板。

[0086] 通常，冷轧是为了确保客户所要求的厚度而实施，此时，虽然对压下率没有做限制，但是为了抑制后续的退火工艺中的再结晶时生成粗大的铁素体晶粒，优选以25％以上的冷轧压下率实施。

[0087] (退火)

[0088] 本发明的目的是制造作为最终微细组织的主相包括短轴与长轴之比为0.4以下的针状铁素体和针状残余奥氏体相的冷轧钢板。为了得到所述冷轧钢板，重要的是对后续的退火工艺进行控制。尤其，本发明的特征在于，为了在退火时通过诸如碳和锰元素的再分配(partitioning)来确保目标微细组织，在一般的冷轧之后，不进行Q&P连续退火工艺，而是通过如下所述的第一次退火来确保低温组织，接着在进行第二次退火时进行Q&P热处理。

[0089] 第一次退火

[0090] 首先，优选进行将制造的所述冷轧钢板以Ac3以上的温度进行退火后进行冷却的第一次退火热处理(参照图1(A))。

[0091] 这是为了得到作为经过第一次退火后的冷轧钢板的微细组织的主相的面积分数为90％以上的贝氏体和马氏体，当退火温度达不到Ac3时，形成大量的软质多边形铁素体，因此在后续的第二次退火热处理时的两相区域退火时，已形成的多边形铁素体导致获得最终微细组织的效果降低。

[0092] 第二次退火

[0093] 在完成所述第一次退火热处理后，优选在Ac1～Ac3的温度范围内进行加热并保持后进行冷却的第二次退火热处理(Q&P热处理)(参照图1(B))。

[0094] 在本发明中，在Ac1～Ac3的温度范围内进行加热的目的是通过在退火时向奥氏体分配合金元素来确保奥氏体的稳定性，在常温下的最终微细组织中确保残余奥氏体，从而可通过将冷轧钢板加热后保持其温度来诱导在第一次退火热处理后形成的低温组织相(贝氏体和马氏体)的逆转变以及碳、锰等合金元素的再分配。此时的再分配称为第一次再分配。

[0095] 此时，为了保持合金元素的第一次再分配的时间，只要使合金元素向奥氏体充分扩散即可，对其时间并没有特别限制。但是，若保持时间过长，则可能会导致生产性降低，并且再分配效果也会饱和，因此考虑到这些因素，优选实施2分钟以下。

[0096] 如上所述，在完成合金元素的第一次再分配后，将冷轧钢板冷却至Ms(马氏体相变开始温度)～Mf(马氏体相变结束温度)的温度范围，然后优选将其以Ms以上的温度下进行再加热，以重新诱导合金元素的再分配，将此时的再分配称为第二次再分配。

[0097] 在进行所述冷却时的平均冷却速度优选为20℃/s以上，这是为了在冷却时抑制多边形铁素体的形成。

[0098] 当所述冷却后进行再加热时的温度超过500℃并保持长时间时，奥氏体相会转变为珠光体，无法确保所需的微细组织。因此，优选在再加热时将冷轧钢板加热至500℃以下的温度。但是，当进行熔融合金化热处理时，冷轧钢板不可避免地需要被加热到超过500℃的温度，并且1分钟以内进行的熔融合金化热处理不会大大降低所期望的物理性质。

[0099] 另一方面，为了抑制退火后进行冷却时的钢板的蛇行，可以使钢板退火后立即通过缓慢冷却区间，但是在这样的缓慢冷却区间中，只有尽可能抑制多边形铁素体的转变，才能确保本发明中所期望的微细组织和物理性质。

[0100] 在应用本发明的退火工艺时，与以往的退火工艺即冷轧后进行连续退火工艺的情况相比，向奥氏体的逆转变速度增加，因此，不仅能够减少退火时间，而且由于组织的微细化而有利于确保强度和延展性。

[0101] 这可以通过图2来确认。图2示出了在退火时的退火温度保持期间，向奥氏体转变的时间函数，并且可以看出，与使用现有的冷轧钢板的连续退火工艺(红线)相比，如本发明，在第一次退火步骤中确保低温组织，并且进行附加退火工艺(第二次退火步骤)时(绿线)，可以在更短的时间内完成向奥氏体的转变。

[0102] 因此，本发明将在第一次退火步骤后形成的低温组织在Ac1～Ac3温度范围内进行加热并保持，以诱导快速逆转变以及碳、锰等合金元素的第一次再分配，然后再次进行冷却、再加热，诱导合金元素的第二次再分配，从而与通过现有的Q&P热处理获得的组织相比，能够确保微细的组织和优异的延展性。

[0103] (镀覆)

[0104] 镀覆钢板可通过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来制造。此时，优选使用热浸镀覆法或合金化热浸镀覆法进行镀覆，并且由此形成的镀覆层优选为锌基。

[0105] 在使用所述热浸镀覆法时，将冷轧钢板浸渍在镀锌浴中来制造热浸镀覆钢板，在使用合金化热浸镀覆法时，对冷轧钢板进行通常的合金化热浸镀覆处理来制造合金化热浸镀覆钢板。

[0106] 下面，将通过实施例更具体地说明本发明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是为了更具体地说明本发明而例示的，其并不限定本发明的权利范围。本发明的权利范围是根据权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容决定。

具体实施方式

[0107] (实施例)

[0108] 将具有下表1所示的成分组成的熔融金属通过真空熔炼制成厚度为90mm、宽度为175mm的钢锭，之后将该钢锭在1200℃下再加热1小时以使其同质化，然后在Ar3以上的温度的900℃以上的温度下进行热精轧来制造热轧钢板。随后，通过冷却所述热轧钢板，投入到预先加热至600℃的炉中并保持1小时，之后进行炉冷来模拟热轧收卷。将经过热轧的板材，以50％～60％的冷压下率进行冷轧，然后在下述表2的条件下进行退火热处理，制造最终冷轧钢板。测定各冷轧钢板的组织面积分数、屈服强度、拉伸强度以及延伸率，将测定结果示于下述的表2。

[0109] 表1

[0110]

[0111] (在上述表1中，Bs＝830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo，Ms＝539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo，Ac1＝723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W，Ac3＝
910-203√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+120As+
400Ti。其中，化学元素表示所添加的元素的重量％，Bs表示贝氏体相变开始温度，Ms表示马氏体相变开始温度，Ac1表示升温时的奥氏体相变开始温度，Ac3表示升温时的单相奥氏体热处理开始温度。)

[0112] 表2

[0113]

[0114]

[0115] (在上述表2的最终退火前的组织中，‘M’表示马氏体，‘B’表示贝氏体。并且，在组织面积分数中，‘PF’表示多边形铁素体，‘LF’表示针状形铁素体，‘LA’表示针状形残余奥氏体，并且‘M’包括在Q&P热处理时产生的回火(tempered)马氏体和在最终冷却过程中产生的新鲜(fresh)马氏体。在这里，为了明确区分回火马氏体和新鲜马氏体，需要使用显微镜的精确观察，因此在本实施例中统一表述。

[0116] 并且，在所述表2中，在最终退火前的微细组织为‘冷轧组织’的实施例中，在冷轧后进行最终退火(Q&P热处理)，并且在最终退火前的微细组织为‘M’或‘B’的实施例中，利用本发明提出的退火工艺，即第一退火步骤(用于确保低温组织的热处理工艺)。

[0117] 并且，在所述表2中，冷却温度表示在最终退火(表示本发明的第二次退火步骤)时，在Ms至Mf的温度范围内冷却的温度，再加热温度表示为了第二次再分配所提升的温度。所述过时效温度表示为‘无’的实施例是利用一般连续退火工艺的过时效处理的实施例。)[0118] 如所述表2所示，可以确认，即使是具有相同的成分系的钢种，与对冷轧组织进行Q&P热处理的情况相比，在通过第一次退火转变为低温组织后进行最终退火时，其延伸率提高。

[0119] 如图3和图4所示，这是由于通过极大地抑制一般的Q&P热处理时形成的多边形铁素体的面积分数的本发明的退火工艺，能够确保针状铁素体和针状残余奥氏体。

[0120] 另外，可以看出，即使利用本发明的退火工艺，在成分组成中碳的量不足时(比较钢1)，难以确保目标强度，并且在Mn的含量过高时(比较钢2和比较钢3)，由于通过由过量的Mn引起的相变的延迟而形成的大量马氏体的相变，导致延展性大幅下降，确保了比较钢的延展性水平。尤其，包含大量奥氏体区域膨胀元素Mn的比较钢3的情况，由于铁素体和奥氏体共存的Ac1和Ac3的温度范围非常窄，因此难以确保退火加工性。

[0121] 鉴于所述结果，根据本发明制造的冷轧钢板可以确保780MPa以上的拉伸强度和优异的延伸率，因此与通过现有的Q&P热处理工艺制造的钢材相比，容易实施用于结构件的冷成形。