CN116368253A - 热稳定性优异的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

热稳定性优异的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种可应用于汽车底盘部件等的钢板，更详细地，涉及一种热稳定性优异的高强度钢板及其制造方法。

Description

热稳定性优异的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种可应用于汽车底盘部件等的钢板，更详细地，涉及一种热稳定性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
以往用作汽车底盘和框架的高强度热轧钢板根据轻量化要求进行高强度薄型化的同时，考虑到部件形状，需要优异的成型性。此外，为了使部件的耐久性最大化，需要一定水平的显示涂装后的硬化程度的烘烤硬化值(BH)。
另外，在钢的制造过程和使用过程中，有时会出于各种目的对钢板和部件的一部分或整体施加热，并且在这种加热过程中，存在钢板和部件的强度发生变化，导致耐久性变差的问题。
通常，加热时组织中的固溶碳量会增加，从而在位错和晶界等处形成聚类，并最终形成碳化物。与此同时，钢中的马氏体、贝氏体、残余奥氏体等组织也随之变化，从而导致钢的强度发生急剧变化，并且对成型性和耐久性也产生影响。
如上所述，加热过程中的钢的组织、物理性能等的变化随着初始钢的合金组成和微细组织而发生变化，并且很大程度上依赖于加热温度和保持时间等热处理条件，因此到目前为止，仅专注于在600℃以上的高温下加热时抑制强度降低的技术。
例如，专利文献1和专利文献2中提出了一种通过添加Cr、Mo、Nb、V等并热轧后对钢板进行热处理来确保高温强度的技术，但该技术是仅适于制造建筑用厚板钢材的技术。此外，考虑到建筑用钢材被火灾等不可避免地加热的环境因素，通过在钢中添加大量的Cr、Mo、Nb、V等成分，即使在600℃以上的高温环境中长时间暴露时也可以确保一定水平的强度，但由于需要使用高价合金元素并确保所期望的物理性能的热处理工艺，存在制造成本过高的问题。特别是在短时间内暴露于600℃以下的加热环境中使用时，存在热稳定性过高的缺点。
另外，专利文献3中公开了一种通过添加Ti、Nb、Cr、Mo等确保焊接热影响区的强度的技术，即，将电弧焊时与由焊接热熔融的焊接材料相邻的部位加热至600℃以上的高温的工艺。如上所述的高温加热时，当加热至奥氏体区以上的温度的情况下，钢中添加的Cr和Mo会增加钢的淬透性，在后续的冷却时形成贝氏体和马氏体等低温相，从而可以确保强度。但是，使钢板的淬透性最大化的技术在应用于汽车用钢板方面存在局限性，所述汽车用钢板即使在制造钢板后根据需要进行热处理后，也需要确保高成型性。
(专利文献1)韩国公开专利公报第1997-0043167号
(专利文献2)韩国公开专利公报第2013-0002176号
(专利文献3)韩国公开专利公报第2005-0085873号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面提供一种需要适合用于汽车的底盘部件等的物理性能优异，特别是成型性、烘烤硬化性及热稳定性优异的高强度钢板及其制造方法。
本发明的技术问题不限定于上述内容。本发明的技术问题可以从本说明书的整体内容理解，本发明所属技术领域的技术人员可以容易地理解本发明的附加技术问题。
技术方案
本发明的一个方面提供一种热稳定性优异的高强度钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.02-0.08％、硅(Si)：0.01-0.5％、锰(Mn)：0.8-1.8％、铝(Al)：0.01-0.1％、磷(P)：0.001-0.02％、硫(S)：0.001-0.01％、氮(N)：0.001-0.01％、钛(Ti)：0.01-0.12％、铌(Nb)：0.01-0.05％、钼(Mo)：0.001-0.2％、余量的Fe及其它不可避免的杂质，所述钢板满足以下关系式1和关系式2，作为微细组织，铁素体相和贝氏体相的面积分数之和为90％以上(100％除外)，并且包含余量的马氏体相和MA相中的一种以上。
[关系式1]
|K|≤0.85
(其中，由K＝-0.6-0.87[C]+0.03[Si]-0.14[Mn]+0.09[Ti]+0.01[Nb]2表示，各元素表示重量含量。)
[关系式2]
5≤A≤20
(其中，由A＝([Ti]/48+[Mo]/96)×([Nb]/93)-1表示，各元素表示重量含量。)
本发明的另一个方面提供一种制造热稳定性优异的高强度钢板的方法，其包括以下步骤：准备满足上述合金组成以及关系式1和关系式2的钢坯；在1100-1350℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热；在850-1150℃的温度范围内，将加热的所述钢坯进行热轧，以制造热轧钢板；以及将所述热轧钢板以10-100℃/秒(s)的平均冷却速度冷却至400-550℃的温度范围并进行收卷。
有益效果
根据本发明，可以提供一种钢板，所述钢板具有高强度的同时热稳定性优异，因此即使在较低温度下热处理后也具有优异的强度和烘烤硬化性。
与现有的钢板所需的相对高的温度下的热处理相比，所述钢板可以在低温下进行热处理，因此具有可以扩大可应用的用途范围的效果。
附图说明
图1是用图示出本发明的实施例中的根据合金元素的|K|值与热处理前后的强度变化(ΔTS)和烘烤硬化性之间的关系[ΔTS×BHh -1]的相关关系的图。
最佳实施方式
本发明的发明人在100-600℃的温度区，将具有各种合金组成的同时微细组织彼此不同的钢进行热处理后测量常温拉伸强度的变化的结果，确认到常温拉伸强度的变化依赖于钢材的升温中测量的动态强度值的斜率。
以此为基础，本发明人确认到作为用于优异地确保钢板的热稳定性的方案，在优化特定元素的含量关系的同时，通过控制钢板制造工艺的条件，可以提供热稳定性优异的钢板，从而完成了本发明。
以下，对本发明进行详细的说明。
以重量％计，根据本发明的一个方面的热稳定性优异的高强度钢板可以包含：碳(C)：0.02-0.08％、硅(Si)：0.01-0.5％、锰(Mn)：0.8-1.8％、铝(Al)：0.01-0.1％、磷(P)：0.001-0.02％、硫(S)：0.001-0.01％、氮(N)：0.001-0.01％、钛(Ti)：0.01-0.12％、铌(Nb)：0.01-0.05％、钼(Mo)：0.001-0.2％。
以下，对如上所述限制本发明中所提供的钢板的合金组成的理由进行详细的说明。
另外，除非另有特别说明，否则本发明中的各元素的含量是以重量为基准，并且组织的比例是以面积为基准。
碳(C)：0.02-0.08％
碳(C)是用于强化钢的最经济且有效的元素，随着所述碳的含量增加，析出强化效果的上升或低温组织相的分数会增加，从而可以诱导拉伸强度的提高。
当这种C的含量小于0.02％时，析出强化效果和低温相的形成不充分，难以确保所期望的强度和烘烤硬化性。另一方面，当这种C的含量超过0.08％时，形成过多的低温相，并且存在由于碳化物的形成导致成型性和焊接性变差的问题。此外，过多的C的添加在100-600℃区间进行热处理时引发低温相的劣化和附加的剩余碳化物的形成，导致热处理后强度和烘烤硬化性大幅降低，并且存在成型性更差的问题。
因此，所述C的含量可以为0.02-0.08％，更优选可以为0.03％以上且0.07％以下。
硅(Si)：0.01-0.5％
硅(Si)使钢水脱氧，具有固溶强化效果，并且通过延迟形成粗大的碳化物而有利于提高成型性。此外，在100-600℃区间进行热处理时，还具有抑制形成碳化物的效果。
当这种Si的含量小于0.01％时，延迟碳化物的形成的效果低，因此难以提高成型性，并且热稳定性也降低。另一方面，当这种Si的含量超过0.5％时，在热轧时钢板表面上形成由Si引起的红色氧化皮，存在不仅钢板表面质量变得非常差，而且延展性和焊接性也降低的问题。
因此，所述Si的含量可以为0.01-0.5％，更优选地可以为0.05％以上。
锰(Mn)：0.8-1.8％
如同所述Si，锰(Mn)是对钢的固溶强化有效的元素，并且增加钢的淬透性，从而使低温相的形成变得容易。
当这种Mn的含量小于0.8％时，难以充分获得上述效果，另一方面，当这种Mn的含量超过1.8％时，淬透性过度增加，导致马氏体相的分数增加，并且在连铸工艺中铸造板坯时，在厚度中心部中偏析部大幅发达，导致成型性变差。此外，在100-600℃区间进行热处理时，容易形成碳化物，导致强度和烘烤硬化值可能会发生很大的变化。
因此，所述Mn的含量可以为0.8-1.8％。
铝(Al)：0.01-0.1％
铝(Al)主要是为了脱氧而添加的元素，当所述铝的含量小于0.01％时，无法获得充分的脱氧效果。另一方面，当所述铝的含量超过0.1％时，与钢中的氮(N)结合而析出AlN，这会增加在连铸和铸造时在板坯上产生角裂的风险，并且容易产生由于夹杂物的形成而引起的缺陷。
因此，所述Al的含量可以为0.01-0.1％，更有利地可以为0.013％以上。
在本发明中，表明所述Al是酸溶铝(Sol.Al)。
磷(P)：0.001-0.02％
与所述Si相似，磷(P)有利于同时表现出固溶强化效果和促进铁素体相变的效果。但是，当所述磷(P)的含量超过0.02％时，由于晶界偏析而产生脆性，并且在成型时容易产生微细裂纹，从而大大地劣化延展性和耐冲击特性。
另外，为了将所述P的含量控制在小于0.001％，需要过多的制造成本，因此不利于经济，并且在确保目标水平的强度方面也不利。
因此，所述P的含量可以为0.001-0.02％。
硫(S)：0.001-0.01％
硫(S)是钢中存在的杂质，当所述硫的含量超过0.01％时，与钢中的Mn等结合而形成非金属夹杂物，因此在钢的切割加工时容易产生微细裂纹。另外，为了将这种S的含量控制在小于0.001％，炼钢操作时需要过多的时间，因此存在生产性降低的问题。
因此，所述S的含量可以为0.001-0.01％。
氮(N)：0.001-0.01％
氮(N)与所述C一起是代表性的固溶强化元素，所述氮与钢中的Ti、Al等结合而形成粗大的析出物。通常，N的固溶强化效果比C优异，但随着钢中N的含量的增加，具有韧性大幅降低的问题。考虑到这一点，所述N的含量可以为0.01％以下。另外，为了将所述N的含量控制在小于0.001％，炼钢操作时需要过多的时间，因此存在生产性降低的问题。
因此，所述N的含量可以为0.001-0.01％。
钛(Ti)：0.01-0.12％
钛(Ti)与Nb和V一起是代表性的析出强化元素，钛通过与N的强的亲和力而在钢中形成粗大的TiN，这种TiN在用于热轧的加热过程中具有抑制晶粒生长的效果。此外，与N反应后剩余的Ti固溶在钢中，并与C结合而形成TiC析出物，从而有助于提高钢的强度。
当这种Ti的含量小于0.01％时，难以充分获得上述效果，另一方面，当这种Ti的含量超过0.12％时，由于析出粗大的TiN和TiC，存在成型性变差的问题。
因此，所述Ti的含量可以为0.01-0.12％，更有利地可以为0.115％以下。
铌(Nb)：0.01-0.05％
铌(Nb)与Ti和V一起是代表性的析出强化元素，所述铌在热轧过程中析出，通过再结晶延迟所带来的晶粒微细化效果，对提高钢的强度和冲击韧性有效。
为了获得上述效果，Nb的含量为0.01％以上是有利的，但当所述Nb的含量超过0.05％时，在热轧过程中由于过度延迟再结晶而形成伸长的晶粒以及粗大的复合析出物，因此存在成型性差的问题。
因此，所述Nb的含量可以为0.01-0.05％，更有利地可以为0.011％以上且0.049％以下。
钼(Mo)：0.001-0.2％
钼(Mo)是通过增加钢的淬透性而在钢中容易形成贝氏体，并具有微细化铁素体晶粒内的析出物的效果，因此对钢的强度和热稳定性的提高有效。
为了获得上述效果，Mo的含量为0.001％以上是有利的，但当所述Mo的含量超过0.2％时，由于淬火性的增加而形成马氏体，导致热稳定性急剧降低，并且在经济方面和确保焊接性方面不利。
因此，所述Mo的含量可以为0.001-0.2％，更有利地可以为0.002％以上且0.19％以下。
除上述合金组成之外，本发明的钢板可以进一步包含总含量为1.5％以下的铬(Cr)、钒(V)、镍(Ni)及硼(B)中的一种以上。
通过添加所述铬(Cr)、钒(V)、镍(Ni)及硼(B)中的一种以上，可以更有助于析出效果，并且有利于实现适当分数的贝氏体的形成。
另外，在上述元素中，铬(Cr)的含量最高可以为1.0％，但当所述铬的含量超过1.0％时，淬透性过高，导致组织内马氏体分数急剧增加，不仅使钢的热稳定性变差，而且合金铁的成本大幅增加，因此存在经济方面不利的问题。因此，所述Cr的含量可以为1.0％以下，更有利地可以为0.8％以下。
本发明的其余成分为铁(Fe)。但是，可能会在常规的制造过程中不可避免地从原料或周围环境混入并不期望的杂质，因此不能排除该杂质。这些杂质对于常规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。
具有上述合金组成的本发明的钢板的钢中的特定元素之间的含量关系优选满足以下关系式1和关系式2。
[关系式1]
|K|≤0.85
(其中，由K＝-0.6-0.87[C]+0.03[Si]-0.14[Mn]+0.09[Ti]+0.01[Nb]2表示，各元素表示重量含量。)
[关系式2]
5≤A≤20
(其中，由A＝([Ti]/48+[Mo]/96)×([Nb]/93)-1表示，各元素表示重量含量。)
在本发明中，由所述关系式1表示的|K|是在用于将钢加热至特定温度的升温过程中测量的动态强度值的斜率，并且基于对在特定温度下施加到钢材的外力的钢材的变形阻力。
作为一个实例，在通过高温压缩试验或高温拉伸试验对钢进行试验时，可以通过以恒定的加热速度升温材料的同时，以恒定的变形速度施加外力来测量作用于材料的每单位面积的力而获得。由此获得的应力-温度曲线是指钢对温度的敏感度，特别地，可以将作为其斜率的K值判断为钢的固有物理性能。
在本发明中，当所述|K|值超过0.85时，钢板的热稳定性不充分，在100-600℃区间内的热处理前后的屈服强度的变化增加。
另外，由于在特定温度区间内的热处理前后的屈服强度的变化同时满足所述关系式2，可以表现出更稳定的趋势。
当所述关系式2的A值小于5时，钢板的微细组织中直径为50nm以上的析出物增加，并且晶粒中的析出物的分数减少，从而热稳定性降低。这是因为由于与基体组织(matrixstructure)具有共格界面的析出物的减少而对热变化敏感。此外，当所述A值超过20时，进一步改善热稳定性的效果减少，并且需要添加大量的高价合金元素，因此不利于经济。
除了上述合金组成之外，全部满足关系式1和关系式2的本发明的钢板用作实际部件时，即使在相对低温(例如，600℃以下)下进行经过短时间的热处理，也可以获得所期望的物理性能，从而可以扩大要应用的用途。此外，还有用于获得进行镀覆的钢板。
就全部满足上述合金组成以及关系式1和关系式2的本发明的钢板而言，微细组织包含铁素体和贝氏体相作为主相，并且它们的面积分数之和优选为90％以上(100％除外)。当所述铁素体和贝氏体分数之和小于90％时，由于组织中的马氏体相和MA相的过度形成，导致成型性变差，而且难以确保所期望的热稳定性。
所述主相中的铁素体相的面积分数优选为30-80％，贝氏体相的面积分数也优选为10-60％。
本发明的钢板中除了所述主相之外的其余组织可以包含马氏体和MA(马氏体和奥氏体的混合组织)相中的一种以上，它们的面积分数分别为5％以下(0％除外)，从而可以有利地作用于确保钢板的热稳定性。
但是，当所述马氏体、MA相各自的分数超过5％时，钢板的热稳定性变差，变形时局部的应力集中变得容易，可能会有产生裂纹的风险等。
并且，所述本发明的钢板可以进一步包含珠光体相，所述珠光体相的面积分数可以为5％以下(包括0％)。
如上所述，本发明的钢板包含铁素体和贝氏体相作为主相，具有既具有高强度的同时烘烤硬化性和扩孔性优异的特征。
具体地，其特征在于，具有590MPa以上的拉伸强度和和0.7以上的屈强比的同时，扩孔性(HER)为40％以上并且烘烤硬化值(BH)为30MPa以上。
特别地，本发明的钢板具有优异的热稳定性，与现有的需要600℃以上的高温下的热处理的钢板不同，可以在100-600℃的温度区间内进行热处理，在这种热处理后，具有保持30MPa以上的烘烤硬化值(BHh)的效果。
进一步地，具有如下效果：使在所述温度区间内的热处理前后的强度变化最小化，因此所述热处理前后的强度变化(ΔTS)和所述热处理后的烘烤硬化值(BHh)的关系[ΔTS×BHh -1]的绝对值为0.7以下。
以下，对本发明的另一个方面的制造本发明中提供的热稳定性优异的高强度钢板的方法进行详细的说明。
根据本发明的高强度钢板可以通过将满足本发明中提出的合金组成和成分关系式的钢坯进行[加热-热轧-冷却-收卷]的一系列工艺来制造。
下面对所述各工艺条件进行详细的说明。
[钢坯的加热]
在本发明中，在进行热轧之前，优选经过将钢坯进行加热并均匀化处理的工艺，其中，优选在1100-1350℃下进行加热工艺。
当加热温度低于1100℃时，析出物未能充分再固溶，从而在热轧之后的工艺中微细析出物的形成会减少。另一方面，当加热温度超过1350℃时，存在由于奥氏体晶粒的粗大化导致强度降低的问题。
因此，所述钢坯的加热可以在1100-1350℃的温度范围内进行。
[热轧]
可以将如上所述加热的钢坯进行热轧以制造热轧钢板，其中，可以在850-1150℃的温度范围内进行热轧。
所述热轧时，当最终温度即精轧温度低于850℃时，由于过度延迟再结晶而伸长的晶粒发达，从而导致各向异性加重，并且成型性变差。另一方面，所述热轧时，当在超过1150℃的温度下开始热轧时，热轧钢板的温度变高导致晶粒的尺寸变得粗大，并且热轧钢板的表面质量变差。
[冷却和收卷]
可以将如上所述制造的热轧钢板冷却至特定温度后进行收卷。具体地，所述冷却可以以10-100℃/秒的冷却速度进行至400-550℃的温度范围后在该温度范围内进行收卷工艺。
当结束所述冷却的温度即收卷温度低于400℃时，钢中不必要地形成马氏体、MA相等低温相，导致组织的热稳定性降低，由此热处理前后的成型性变差，并且存在热处理后强度的下降幅度增加的问题。另一方面，当所述收卷温度超过550℃时，无法以适当分数确保贝氏体、马氏体、MA相，因此热处理前后均难以确保目标水平的烘烤硬化值(BH)。
另外，以上述温度范围进行冷却的情况下，当冷却速度小于10℃/秒时，存在基体组织的晶粒变得粗大，并且产生不均匀组织的问题，另一方面，当冷却速度超过100℃/秒时，低温相分数增加，发生热稳定性降低等问题。
[最终冷却]
可以将如上所述冷却和收卷的热轧钢板冷却至约常温，更具体可以以10-50℃/小时(hour)的冷却速度冷却至常温至200℃。
所述冷却时，当冷却速度超过50℃/小时时，容易将钢中一部分未转变的相转变为马氏体相和MA相，因此热稳定性变差。另外，将所述冷却速度控制在小于10℃/小时时，组织中形成过多的铁素体相，不仅难以确保烘烤硬化值(BH)，而且为了控制缓冷，需要额外的加热设备等，因此不利于经济。
本发明可以进一步包括对完成所述最终冷却而获得的钢板进行酸洗和涂油的步骤，进一步地，可以进一步包括将经酸洗和涂油处理的所述钢板加热至450-740℃的温度范围以进行热浸镀锌的步骤。
所述热浸镀锌可以利用锌基镀浴，虽然对所述镀浴中的合金组成不作特别限定，但作为一个实例，可以是包含镁(Mg)：0.01-30重量％、铝(Al)：0.01-50重量％、余量的Zn和不可避免的杂质的镀浴。
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，下述实施例仅仅是通过例示本发明以进行更详细的说明，并不是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
(实施例)
准备具有下表1的合金组成的钢坯，在1100-1350℃下进行加热处理，然后根据下表2所示的温度条件进行热精轧，从而制造热轧钢板。此时，在低于所述加热温度的温度下开始所述热轧。将如上所述制造的热轧钢板以下表2所示的冷却速度进行冷却至下表2所示的温度，然后在该温度下进行收卷。之后，以10-50℃/小时的冷却速度进行最终冷却，冷却至常温，从而制造各钢板。
对于各钢板，测量机械物理性能和微细组织，并将其结果示于下表3中。
首先，在轧制方向上取DIN标准试片，然后在常温下测量这些试片的拉伸强度(TS)和断裂伸长率(El)。
此外，对相同的试片的扩孔性和烘烤硬化性进行评价。此时，扩孔性是由常温下测量3次后的平均值表示。
对于所述扩孔性，准备宽度×长度分别为120mm的尺寸的正方形试片后通过冲孔作业在试片的中心打出直径为10mm的孔，然后使毛刺(burr)朝上，并使用圆锥体向上推，通过计算直到圆周部分即将产生裂纹之前扩张的孔的直径相对于初始孔直径(10mm)的百分比来计算扩孔性。
所述烘烤硬化性是通过测量烘烤硬化值来表示，其中，测量在常温下2％预变形时的强度值(MPa，BH)和2％预变形后在170℃下热处理20分钟后冷却至常温后的强度值(MPa，BHh)，并计算其强度值之差。
并且，为了测量热处理前后的强度变化，测量热处理前的拉伸强度(TS)和在500℃下加热处理10分钟后空冷至常温后的拉伸强度(TSh)。
之后，计算在500℃下的热处理前后的强度值之差(ΔTS＝TSh-TS)和热处理后的烘烤硬化性之间的关系[ΔTS×BHh -1]后表示为绝对值。
另外，为了分析各钢板的微细组织，利用SEM以×3000倍率和×5000倍率观察，然后测量各相的分数。
此时，对于马氏体相和MA相，通过对试片进行硝酸浸蚀液(Nital)蚀刻和Lepera蚀刻后利用光学显微镜和图像分析仪(image analyzer)以×1000倍率分析来测量。
[表1]
Figure BDA0004194043520000131
(在表1中，比较钢8和比较钢9的合金组成满足本发明但不在以下制造条件的范围内，因此分类为比较钢。)
[表2]
Figure BDA0004194043520000132
Figure BDA0004194043520000141
[表3]
Figure BDA0004194043520000142
如所述表1至表3所示，可以确认在满足所有本发明中提出的合金成分系和制造条件的发明钢1至发明钢5中，形成了所期望的组织构成，因此确保了所期望的物理性能。
另外，比较钢1至比较钢7是不满足本发明中提出的合金组成的实例，其中，可以确认在比较钢1、比较钢3和比较钢4中，由于C、Si、Mn的含量分别过多，无法满足关系式1，因此不必要地形成了作为钢组织的马氏体相和MA相，导致钢板的扩孔性差，并且在热处理后拉伸强度大幅下降。
比较钢2和比较钢5分别是C、Mn的含量不足的情况，由于钢板的淬透性降低，无法充分形成低温相分数，因此强度确保为小于590MPa，并且热处理前后的烘烤硬化性均较差。
比较钢6和比较钢7分别是Ti、Nb的含量过多的情况，可以确认由于形成了过多的碳化物，无法确保一定分数的低温相，因此热处理前后的烘烤硬化值均较差，并且由于粗大析出物的增加，导致扩孔性降低。
比较钢8和比较钢9是合金成分系满足本发明但收卷温度不在本发明的范围内的实例，在比较钢8中，由于在过高的温度下进行收卷，无法充分形成组织中的低温相，因此难以确保热处理前后的烘烤硬化性。如比较钢9所示，在收卷温度相当低的情况下，由于不必要地形成了低温相，导致屈强比差，并且热处理前后的强度和烘烤硬化值的变化大。
图1是用图示出根据合金元素的|K|值与热处理前后的强度变化(ΔTS)和烘烤硬化性之间的关系[ΔTS×BHh -1]的相关关系的图。
如图1所示，可以确认仅通过本发明制造的发明钢的|K|值为0.85以下，并且热处理前后的强度变化小，即热稳定性优异。另一方面，可以确认在不在本发明中提出的|K|值的范围内的比较钢的情况下，热处理前后的物理性能的变化大。另外，在|K|值为0.85以下的比较钢8和比较钢9中，由于制造条件(收卷温度)不在本发明的范围内，最终无法确保所期望的物理性能。

Claims (11)

1.一种热稳定性优异的高强度钢板，以重量％计，所述钢板包含：碳(C)：0.02-0.08％、硅(Si)：0.01-0.5％、锰(Mn)：0.8-1.8％、铝(Al)：0.01-0.1％、磷(P)：0.001-0.02％、硫(S)：0.001-0.01％、氮(N)：0.001-0.01％、钛(Ti)：0.01-0.12％、铌(Nb)：0.01-0.05％、钼(Mo)：0.001-0.2％、余量的Fe及其它不可避免的杂质，
所述钢板满足以下关系式1和关系式2，
作为微细组织，铁素体相和贝氏体相的面积分数之和为90％以上且100％除外，并且包含余量的马氏体相和MA相中的一种以上，
[关系式1]
|K|≤0.85
其中，由K＝-0.6-0.87[C]+0.03[Si]-0.14[Mn]+0.09[Ti]+0.01[Nb]2表示，各元素表示重量含量，
[关系式2]
5≤A≤20
其中，由A＝([Ti]/48+[Mo]/96)×([Nb]/93)-1表示，各元素表示重量含量。
2.根据权利要求1所述的热稳定性优异的高强度钢板，其中，所述钢板进一步包含总含量为1.5％以下的铬(Cr)、钒(V)、镍(N)及硼(B)中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的热稳定性优异的高强度钢板，其中，所述钢板包含面积分数分别为5％以下且0％除外的马氏体相和MA相。
4.根据权利要求1所述的热稳定性优异的高强度钢板，其中，所述钢板的拉伸强度为590MPa以上，屈强比为0.7以上，扩孔性HER为40％以上，烘烤硬化值BH为30MPa以上。
5.根据权利要求1所述的热稳定性优异的高强度钢板，其中，所述钢板在100-600℃下热处理后的烘烤硬化值BHh为30MPa以上，所述热处理前后的强度变化ΔTS与所述热处理后的烘烤硬化值BHh的关系[ΔTS×BHh -1]的绝对值为0.7以下。
6.一种制造热稳定性优异的高强度钢板的方法，其包括以下步骤：
准备钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.02-0.08％、硅(Si)：0.01-0.5％、锰(Mn)：0.8-1.8％、铝(Al)：0.01-0.1％、磷(P)：0.001-0.02％、硫(S)：0.001-0.01％、氮(N)：0.001-0.01％、钛(Ti)：0.01-0.12％、铌(Nb)：0.01-0.05％、钼(Mo)：0.001-0.2％、余量的Fe及其它不可避免的杂质，并且满足以下关系式1和关系式2；
在1100-1350℃的温度范围内，将所述钢坯进行加热；
在850-1150℃的温度范围内，将加热的所述钢坯进行热轧，以制造热轧钢板；以及
将所述热轧钢板以10-100℃/秒的平均冷却速度进行冷却至400-550℃的温度范围并进行收卷，
[关系式1]
|K|≤0.85
其中，由K＝-0.6-0.87[C]+0.03[Si]-0.14[Mn]+0.09[Ti]+0.01[Nb]2表示，各元素表示重量含量，
[关系式2]
5≤A≤20
其中，由A＝([Ti]/48+[Mo]/96)×([Nb]/93)-1表示，各元素表示重量含量。
7.根据权利要求6所述的制造热稳定性优异的高强度钢板的方法，其中，进一步包括将收卷的所述热轧钢板冷却至常温至200℃的步骤。
8.根据权利要求7所述的制造热稳定性优异的高强度钢板的方法，其中，在所述冷却之后，进一步包括将所述热轧钢板进行酸洗和涂油的步骤。
9.根据权利要求8所述的制造热稳定性优异的高强度钢板的方法，其中，在所述酸洗和涂油之后，进一步包括将所述热轧钢板加热至450-740℃的温度范围后进行热浸镀锌的步骤。
10.根据权利要求9所述的制造热稳定性优异的高强度钢板的方法，其中，所述热浸镀锌利用包含0.01-30重量％的镁(Mg)、0.01-50重量％的铝(Al)、余量的Zn及不可避免的杂质的镀浴。
11.根据权利要求6所述的制造热稳定性优异的高强度钢板的方法，其中，所述钢坯进一步包含总含量为1.5％以下的铬(Cr)、钒(V)、镍(N)及硼(B)中的一种以上。
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