CN113166893A

CN113166893A - 耐久性优异的高强度钢材及其制造方法

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Publication number: CN113166893A
Application number: CN201980078073.3A
Authority: CN
Inventors: 金成一; 罗贤择
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2018-11-26
Filing date: 2019-11-26
Publication date: 2021-07-23
Anticipated expiration: 2039-11-26
Also published as: KR102131527B1; WO2020111702A1; KR20200062422A; JP2022509655A; EP3889298A4; EP3889298A1; US20220010399A1; JP7244723B2; CN113166893B

Abstract

本发明涉及一种用于商用车辆的底盘部件的骨架件类和轮盘等的钢材，更详细地涉及一种耐久性优异的高强度钢材及其制造方法。

Description

耐久性优异的高强度钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种耐久性优异的高强度钢材及其制造方法。

背景技术

以往，商用车辆的底盘部件的骨架件类和轮盘使用厚度为5mm以上且具有450-600MPa的屈服强度的高强度钢板以确保根据车辆特性的高刚性，但近年来，为了汽车的轻量化和高强度化，正在应用拉伸强度为650MPa以上的高强度钢材。

当使用高强度钢材制造部件时，经过将进行剪切成型和冲孔成型的板材进行冲压(press)成型来制造的步骤，上述剪切成型和冲孔成型时，在钢板的剪切部位形成微细的裂纹，因此具有最终产品(部件)的耐久寿命会缩短的缺点。

作为用于解决这种问题的方法，在专利文献1中，经过常规的奥氏体区热轧后，在高温下进行收卷，从而使铁素体相作为基体组织，并形成微细的析出物。此外，专利文献2中提出了如下技术，即将收卷温度冷却至形成贝氏体相作为基体组织的温度后进行收卷，以使不形成粗大的珠光体组织。专利文献3中公开了如下技术，即通过使用钛(Ti)、铌(Nb)等，在热轧过程中在未再结晶区中以40％以上的压下率进行轧制，以使奥氏体晶粒微细化。

为了制造高强度钢，主要使用Si、Mn、Al、Mo、Cr等合金成分，在这种情况下，有效地提高热轧钢板的强度，但当添加大量的合金成分时，一部分成分在钢中偏析(segregation)或者导致微细组织的不均匀，因此剪切成型性变差，并且在剪切面产生的微细的裂纹在疲劳环境中容易扩展，因此会发生部件的损坏。

特别地，随着钢材的厚度增加，厚度表层部和中心部之间的微细组织的不均匀性增加，因此剪切面的裂纹的产生增加，并且在疲劳环境中裂纹的扩展速度也会变快，导致耐久性变差。

但是，上述技术(专利文献1至专利文献3)并未考虑具有高强度的厚钢材的疲劳特性。

此外，使用Ti、Nb、V等析出物形成元素以使厚钢材的晶粒微细化并获得析出强化效果时，若在容易形成析出物的500-700℃左右的高温下进行收卷或者在热轧后的冷却过程中不对钢板的冷却速度进行控制，则在厚钢材的厚度中心部形成粗大的碳化物，从而导致剪切面的质量变差。并且，在热轧过程中在未再结晶区施加40％的大的压下率会导致轧制板的形状质量变差，并且给设备带来负荷，因此存在实际难以应用的问题。

(专利文献1)日本公开专利公报第2002-322541号

(专利文献2)韩国授权公报第10-1528084号

(专利文献3)日本公开专利公报第1997-143570号

发明内容

要解决的技术问题

本发明的一个方面的目的在于提供一种如下的钢材及其制造方法，所述钢材是具有一定厚度的厚钢材，并且不仅具有高强度，而且耐久性优异。

本发明的技术问题并不限于上述内容。对于本领域技术人员而言，从本发明的整体说明书的内容理解本发明的附加技术问题是没有困难的。

技术方案

本发明的一个方面提供一种耐久性优异的高强度钢材，以重量％计，所述高强度钢材包含：碳(C)：0.05-0.15％、硅(Si)：0.01-1.0％、锰(Mn)：1.0-2.3％、铝(Al)：0.01-0.1％、铬(Cr)：0.005-1.0％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.001-0.01％、氮(N)：0.001-0.01％、铌(Nb)：0.005-0.07％、钛(Ti)：0.005-0.11％、余量的Fe和其它不可避免的杂质，作为微细组织，铁素体相和贝氏体相的分数之和为90％以上，并且中心部(厚度方向上的t/4位置至t/2位置)中晶粒的纵横比(短边/长边之比)为0.3以下的晶粒的分数小于50％，在中心部的单位面积(1mm²)内观察到的晶界长度为700mm以上。

本发明的另一个方面提供一种制造耐久性优异的高强度钢材的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：在1200-1350℃的温度范围内，将具有上述合金组成的钢坯进行加热；将加热的所述钢坯进行热轧以制造热轧钢板；将所述热轧钢板冷却至400-500℃的温度范围后进行收卷(CT)；以及所述收卷后进行空冷至常温至200℃的温度范围，其中，所述热轧是在满足以下[关系式1]的温度(FDT(℃))下进行热精轧，所述冷却进行以下一次冷却和二次冷却，所述一次冷却以满足[关系式2]的冷却速度(CR₁)进行，所述二次冷却以满足以下[关系式3]的冷却速度(CR₂)进行。

[关系式1]

Tn-50≤FDT(热轧终止温度(℃))≤Tn

Tn＝730+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+650×[Nb]+410×[Ti]-80×[Si]-1.4×(t-5)(其中，各元素表示其重量百分含量，t表示最终热轧钢板的厚度(mm))，

[关系式2]

CR₁≥196-300×[C]+4.5×[Si]-71.8×[Mn]-59.6×[Cr]+187×[Ti]+852×[Nb](其中，各元素表示其重量百分含量)，

[关系式3]

CR_最小≤CR₂≤CR_最大

(CR_最大＝76.6-157×[C]-25.2×[Si]-14.1×[Mn]-27.3×[Cr]+61×[Ti]+448×[Nb]，CR_最小＝27.4-45.3×[C]+5.28×[Si]-11×[Mn]-7.33×[Cr]+42.3×[Ti]+82×[Nb]，各元素表示其重量百分含量)。

有益效果

根据本发明，可以提供如下的厚钢材，所述厚钢材具有高强度，并且成型时截面的质量优异，因此成型后可以确保优异的钢材的疲劳极限与屈服强度之比。

所述本发明的钢材具有可以适用于汽车的底盘部件的骨架件类和轮盘等的效果。

附图说明

图1是示出本发明的一个实施例的发明钢和比较钢的根据厚度的疲劳强度与屈服强度之比的图表。

最佳实施方式

本发明人为了解决现有的用于汽车的厚钢材在成型时耐久性降低的问题而进行了深入研究。

特别地，本发明人调查现有的厚钢材的根据成分和微细组织的成型后的剪切面的裂纹分布和耐久性的变化的结果，确认了根据对钢材的厚度中心部的晶粒的形状进行控制，耐久特性发生变化。

由此，本发明人确认了可以提供如下的钢材，所述钢材具有高强度，并且成型时截面的质量优异，因此具有所期望的耐久性，从而完成了本发明。

以下，对本发明进行详细说明。

以重量％计，本发明的一个方面的耐久性优异的高强度钢材可以包含：碳(C)：0.05-0.15％、硅(Si)：0.01-1.0％、锰(Mn)：1.0-2.3％、铝(Al)：0.01-0.1％、铬(Cr)：0.005-1.0％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.001-0.01％、氮(N)：0.001-0.01％、铌(Nb)：0.005-0.07％、钛(Ti)：0.005-0.11％。

以下，对如上所述限制本发明中提供的热轧钢板的合金组成的理由进行详细说明。

另外，除非另有说明，否则本发明中各元素的含量是以重量为基准，组织的比例是以面积为基准。

碳(C)：0.05-0.15％

碳(C)是强化钢的最经济且最有效的元素，当C的添加量增加时，析出强化效果增加，或者贝氏体相的分数增加，从而提高拉伸强度。此外，随着热轧钢材的厚度变厚，在热轧后的冷却过程中厚度中心部的冷却速度变慢，因此，当C的含量大时，容易形成粗大的碳化物或珠光体。

在本发明中，当所述C的含量小于0.05％时，难以充分获得钢的强化效果，另一方面，当C的含量超过0.15％时，在厚度中心部形成珠光体相或粗大的碳化物，因此剪切成型性变差，并且存在耐久性降低的问题。

因此，在本发明中，可以包含0.05-0.15％的所述C，更优选地，可以包含0.06-0.12％的所述C。

硅(Si)：0.01-1.0％

硅(Si)使钢水脱氧，并且具有固溶强化效果，而且所述Si延迟粗大的碳化物的形成，因此有利于提高成型性。

当这种Si的含量小于0.01％时，固溶强化效果少，延迟碳化物形成的效果也降低，因此难以提高成型性。另一方面，当所述Si的含量超过1.0％时，热轧时会在钢板表面形成由Si引起的红色氧化皮，导致钢板的表面质量变得非常差，并且还存在延展性和焊接性降低的问题。

因此，在本发明中，可以包含0.01-1.0％的所述Si，更优选地，可以包含0.2-0.7％的所述Si。

锰(Mn)：1.0-2.3％

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，从而在热轧后的冷却中容易形成贝氏体相。

当所述Mn的含量小于1.0％时，不能充分获得上述效果。另一方面，当所述Mn的含量超过2.3％时，淬透性大幅增加，因此容易引起马氏体相变，并且在连铸工艺中铸造板坯时，厚度中心部的偏析部变得非常发达，并且在热轧后冷却时，在厚度方向上不均匀地形成微细组织，因此剪切成型性和耐久性变差。

因此，在本发明中，可以包含1.0-2.3％的所述Mn，更优选地，可以包含1.1-2.0％的所述Mn。

铝(Al)：0.01-0.1％

铝(Al)主要是为了脱氧而添加的元素，当Al的含量小于0.01％时，不能充分获得添加效果。另一方面，当Al的含量超过0.1％时，Al与钢中的氮(N)结合形成AlN，从而连续铸造时容易在板坯产生角裂，并且可能会产生由于形成夹杂物而导致的缺陷。

因此，本发明中可以包含0.01-0.1％的所述Al。

另外，本发明中铝表示酸溶铝(Sol.Al)。

铬(Cr)：0.005-1.0％

铬(Cr)使钢固溶强化，并在冷却时延迟铁素体相的相变，从而起到在收卷温度下有助于形成贝氏体的作用。为了获得上述效果，优选含有0.005％以上的Cr，但当Cr的含量超过1.0％时，会过度延迟铁素体相变，从而形成马氏体相，导致伸长率变差。此外，与Mn相似地，厚度中心部的偏析部变得非常发达，并且厚度方向上的微细组织变得不均匀，因此剪切成型性和耐久性变差。

因此，在本发明中，可以包含0.005-1.0％的所述Cr，更优选地，可以包含0.3-0.9％的所述Cr。

磷(P)：0.001-0.05％

磷(P)是同时具有固溶强化效果和促进铁素体相变效果的元素。为了制造成所述P的含量小于0.001％，所需要的制造成本过高，因此在经济上不利，并且还难以确保目标水平的强度。另外，当所述P的含量超过0.05％时，会产生由于晶界偏析引起的脆性，而且成型时容易产生微细的裂纹，并且使剪切成型性和耐久性大幅降低。

因此，本发明中可以包含0.001-0.05％的所述P。

硫(S)：0.001-0.01％

硫(S)是钢中存在的杂质，当所述S的含量超过0.01％时，S与Mn等结合形成非金属夹杂物，因此在钢的切割加工时容易产生微细的裂纹，并存在使剪切成型性和耐久性大幅降低的问题。另外，为了制造成所述S的含量小于0.001％，炼钢操作时需要过多的时间，因此生产性降低。

因此，本发明中可以包含0.001-0.01％的所述S。

氮(N)：0.001-0.01％

如同C，氮(N)是代表性的固溶强化元素，所述N与Ti、Al等结合形成粗大的析出物。通常，N的固溶强化效果比碳优异，但随着钢中N的量增加，存在钢的韧性降低的问题。考虑到这种情况，优选包含0.01％以下的所述N，但为了制造成所述N的含量小于0.001％，炼钢操作时需要大量时间，因此生产性降低。

因此，本发明中可以包含0.001-0.01％的所述N。

铌(Nb)：0.005-0.07％

铌(Nb)是析出强化元素，在热轧过程中析出Nb，并且通过由于再结晶延迟引起的晶粒微细化效果，有效地提高钢的强度和冲击韧性。为了充分获得上述效果，可以包含0.005％以上的所述Nb，另一方面，当所述Nb的含量超过0.07％时，由于热轧过程中再结晶的过度延迟而引起的延伸的晶粒的形成以及粗大的复合析出物的形成，成型性和耐久性变差。

因此，在本发明中，可以包含0.005-0.07％的所述Nb，更优选地，可以包含0.01-0.06％的所述Nb。

钛(Ti)：0.005-0.11％

如同所述Nb，钛(Ti)是代表性的析出强化元素，所述Ti通过与N的强亲和力而在钢中形成粗大的TiN。所述TiN具有在用于热轧的加热过程中抑制晶粒生长的效果。此外，与N反应后剩余的Ti固溶于钢中，并与碳结合形成TiC析出物，这有利于提高钢的强度。

为了充分获得上述效果，需要含有0.005％以上的Ti，但当Ti的含量超过0.11％时，由于粗大的TiN的产生和析出物的粗大化，存在成型时的耐碰撞特性变差的问题。

因此，在本发明中，可以包含0.005-0.11％的所述Ti，更优选地，可以包含0.01-0.1％的所述Ti。

本发明的其余成分是铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中会从原料或周围环境不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于通常的制造过程中的技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中不特别提及其所有内容。

具有上述合金组成的本发明的钢材的微细组织可以由铁素体相和贝氏体相的复合组织构成。

此时，所述铁素体相和贝氏体相的面积分数之和优选为90％以上，其中，所述贝氏体相的面积分数可以为50％以上。

当所述贝氏体相的面积分数小于50％时，难以确保所期望的强度，并且粗大的铁素体相增加时，具有不均匀的微细组织，因此剪切变形或冲孔变形时容易产生微细的裂纹。

其中，所述铁素体相是指作为高温区铁素体相的多边形铁素体相，所述贝氏体相是所有作为低温区铁素体相的针状铁素体和贝氏体铁素体相的总称。

所述复合组织之外的余量组织可以包含MA相(马氏体和奥氏体的混合组织)和马氏体相。此时，所包含的MA相和马氏体相的面积分数之和可以为1-10％，其中，所述MA相优选小于3％。

当所述MA相和马氏体相的分数之和超过10％时，拉伸强度上升，但与周围的组织相(phase)相比，硬度值高，因此在剪切变形或冲孔变形时，在MA相和马氏体相的界面产生裂纹，从而导致疲劳特性变差。特别地，与马氏体相相比，MA相的平均尺寸为1/10的水平，但在相的界面上产生裂纹的倾向与马氏体相相似，从而在暴露于疲劳环境时扩展速度变大，因此优选将面积分数限制在3％以内。

如上所述，可以通过最小化基体组织内粗大的MA相和马氏体相的分数来获得消除组织不均匀的效果。

另外，除上述组织之外，即使本发明的钢材包含3％以下(包括0％)的珠光体相，在确保期望的物理性能方面也没有很大的困难。

特别地，本发明的钢材的中心部中的晶粒的纵横比(短边长度(短轴)/长边长度(长轴)之比，aspect ratio)为0.3以下的晶粒的分数优选小于50％，所述中心部对应于厚度方向上的t/4位置至t/2位置，在所述中心部的单位面积(1mm²)内观察到的晶界的长度优选为700mm以上。

当所述中心部中的晶粒的纵横比为0.3以下的晶粒的分数为50％以上时，产生裂纹时裂纹容易生长，因此耐久性变差。此外，当中心部中的晶界的长度小于700mm时，中心部的强度降低，并且裂纹容易扩展，因此耐久性也会变差。

对于分析所述晶粒的纵横比和晶界的长度的方法不作特别限定，但作为一个实例，可以利用电子背散射衍射(Electron Back Scattered Diffraction，EBSD)进行分析。具体地，在轧制截面的EBSD测量结果中，通过具有15°以上的大角度晶界的晶粒来计算每单位面积(1mm²)的晶界的长度，纵横比可以通过晶粒尺寸的短轴与长轴之比进行计算。

具有上述合金组成和微细组织的本发明的钢材是具有5mm以上、最大12mm的厚度的厚钢材，拉伸强度为650MPa以上，疲劳极限与屈服强度之比(疲劳极限/屈服强度)为0.25以上，因此可以确保高强度和优异的耐久性。

以下，对本发明的另一个方面的制造耐久性优异的高强度钢材的方法进行详细说明。

本发明的高强度钢材可以通过将满足本发明中提出的合金组成的钢坯进行[加热-热轧-收卷-冷却]的一系列工艺而制造。

以下，对所述各个工艺条件进行详细说明。

加热钢坯

在本发明中，在进行热轧之前优选经过加热钢坯以进行均质化处理的工艺，此时，优选在1200-1350℃下进行加热工艺。

当加热温度低于1200℃时，析出物无法充分再固溶，从而在热轧之后的工艺中析出物的形成减少，并存在残留粗大的TiN的问题。另一方面，当加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶粒生长而导致强度降低，因此不优选。

热轧

优选将再加热的所述钢坯进行热轧以制造热轧钢板，此时，优选地，在800～1150℃的温度范围内进行，并在满足下述[关系式1]的条件下进行热精轧。

当在高于1150℃的温度下进行所述热轧时，热轧钢板的温度变高，导致晶粒尺寸变得粗大，并且热轧钢板的表面质量变差。另一方面，当在低于800℃的温度下进行热轧时，由于过度延迟再结晶而使得延伸的晶粒发达，从而导致各向异性变得严重，并且成型性也变差，并且由于在奥氏体温度区以下的温度下进行轧制，不均匀的微细组织会变得更加发达。

特别地，在本发明的热轧工艺中，当在高于以下关系式1中提出的温度范围的温度(超过Tn的温度)下终止轧制时，钢的微细组织粗大且不均匀，并且由于相变延迟而形成粗大的MA相和马氏体相，导致在剪切成型和冲孔成型时形成过多的微细裂纹，因此耐久性变差。另一方面，当在低于以下关系式1中提出的温度范围的温度(低于Tn-50的温度)下终止轧制时，在钢板的厚度为5mm以上的厚钢材中，在温度相对低的表层正下方的厚度方向上的t/4位置促进了铁素体相变，从而增加微细的铁素体的相分数，但由于具有延伸的晶粒形状，会成为裂纹快速扩展的原因，并且可能在厚度中心部残留不均匀的微细组织，因此不利于确保耐久性。

[关系式1]

Tn-50≤FDT(热轧终止温度(℃))≤Tn

Tn＝730+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+650×[Nb]+410×[Ti]-80×[Si]-1.4×(t-5)(其中，各元素表示其重量百分含量，t表示最终热轧钢板的厚度(mm)。)。

冷却和收卷

将如上所述进行热轧而制造的热轧钢板冷却至400-500℃的温度范围，然后可以在该温度下进行收卷工艺。

所述冷却通过一次冷却和二次冷却进行，所述一次冷却优选以满足[关系式2]的冷却速度(CR₁)进行，所述二次冷却优选以满足以下[关系式3]的冷却速度(CR₂)进行。

具体地，优选在冷却过程中发生铁素体相变的温度区间终止所述一次冷却，但发生所述铁素体相变的温度可能会根据本发明中提出的合金组成而发生变化。更具体地，所述一次冷却优选进行至不发生诸如贝氏体相、MA相、马氏体相等硬质相的相变的温度。进一步优选地，所述一次冷却可以进行至通过热轧获得的热轧钢板的温度达到600℃。

在所述温度区间进行一次冷却时，如同本发明，当轧制板的厚度为5mm以上时，所述轧制板的厚度中心部的冷却速度比表层正下方至t/4区域的冷却速度慢，因此在厚度中心部形成粗大的铁素体相，从而可能会具有不均匀的微细组织。

因此，在本发明中，优选以比以下关系式2表示的特定冷却速度(CR₁)快的冷却速度进行冷却，以使在一次冷却过程中不发生铁素体相的过度形成或铁素体相的粗大化。

[关系式2]

CR₁≥196-300×[C]+4.5×[Si]-71.8×[Mn]-59.6×[Cr]+187×[Ti]+852×[Nb](其中，各元素表示其重量百分含量)。

根据上述条件终止一次冷却后立即进行二次冷却，并且优选在收卷温度(CT(℃))下终止所述二次冷却。

在所述温度区间进行二次冷却时，为了在钢材的整个厚度使未转变的相转变为贝氏体相而使得基体组织的90％(面积分数)由铁素体相和贝氏体相形成，优选以由以下关系式3表示的特定冷却速度(CR₂)进行冷却。此时，当冷却速度比CR_最小慢时，形成碳化物并粗大地生长，而不形成贝氏体相，并且所述碳化物主要存在于铁素体相的晶界，当冷却速度更慢时，形成珠光体相，从而在剪切成型或冲孔成型时容易形成裂纹，即使在小的外力下，裂纹也会沿着晶界扩展。另一方面，当冷却速度超过CR_最大时，形成过多的使相(phase)之间的硬度差变大的MA相或马氏体相，因此耐久性变差。

因此，在所述温度区间进行二次冷却时，需要以满足以下关系式3的冷却速度进行冷却。

[关系式3]

CR_最小≤CR₂≤CR_最大

另外，完成上述冷却工艺后进行收卷时，当收卷温度超过500℃时，形成珠光体相，因此钢的强度不足，另一方面，当收卷温度低于400℃时，形成过多的马氏体相，因此剪切成型性、冲孔成型性和耐久性变差。

在制造本发明所期望的钢材的过程中，控制工艺条件以满足上述关系式1至关系式3，从而确保形成在钢材的厚度中心部的晶粒的纵横比为0.3以下的晶粒的面积分数小于50％，并且可以确保在单位面积(1mm²)内观察到的晶界的长度为700mm以上。

在制造厚度为5mm以上的厚钢材的过程中，进行常规的热轧时，难以均匀地确保厚度中心部的微细组织。特别地，为了在厚度中心部获得再结晶的延迟效果，在过低的温度下进行热轧时，变形的组织在轧制板厚度方向上的表层正下方至t/4的区域中强烈发达，反而增加与厚度中心部的相不均匀性，从而在剪切变形或冲孔变形时容易在不均匀的部位产生微细的裂纹，并且部件的耐久性也会变差。因此，如所述关系式1所示，需要在作为再结晶的延迟的开始温度的Tn(℃)温度和Tn-50(℃)之间完成热轧。

当在高于所述关系式1中提出的温度的温度下终止热轧时，由于形成粗大的铁素体相和多边形铁素体相，纵横比为0.3以下的晶粒的面积分数大幅降低，另一方面，由于晶界的尺寸也显著降低，中心部强度可能会降低，并且形成裂纹时存在使裂纹容易生长的问题。此外，当在低于所述关系式1中提出的温度的温度下终止热轧时，由于过度延伸的晶粒增加，纵横比为0.3以下的晶粒的面积分数大幅增加，并且由于粗大的碳化物或马氏体相形成在晶界，在剪切成型时形成的裂纹容易通过外力扩展，因此耐久性变差。

另外，所述关系式2和关系式3相当于是用于优化微细组织的冷却条件，以在冷却中可以通过相变过程来提高钢的强度和耐久性。即，根据冷却条件，不仅组织相的种类和分数会发生变化，而且晶粒的纵横比和晶界的尺寸也会发生变化，因此优选在满足上述关系式2和关系式3的条件下进行冷却。

空冷

如上所述通过完成冷却和收卷工艺而获得的卷材可以进行空冷至常温至200℃的温度范围。此时，所述卷材的空冷工艺是指以0.001-10℃/小时的冷却速度在大气中进行冷却。此时，当冷却速度超过10℃/小时时，钢中一部分未转变的相容易转变为MA相，因此钢的剪切成型性、冲孔成型性和耐久性变差。另一方面，为了将该冷却速度控制为小于0.001℃/小时，需要额外的加热设备和补热设备等，因此在经济上不利。

另外，将如上所述完成空冷的钢材进行酸洗和涂油，然后可以加热至450-740℃的温度范围以进行热浸镀锌工艺。

所述热浸镀锌工艺可以使用锌系镀浴，对于所述锌系镀浴中的合金组成不作特别限制，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％以及余量的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。然而，需要注意的是，下述实施例仅仅是用于例示本发明而进行更详细的说明，而不是用于限制本发明的权利范围。这是因为，本发明的权利范围由权利要求书中所记载的内容和由此合理推导的内容所确定。

具体实施方式

(实施例)

准备具有下表1的合金组成的钢坯。此时，所述合金组成的含量是重量％，其余包含Fe和不可避免的杂质。根据下表2的制造条件，将准备的钢坯分别制造成钢材。此时，热轧后进行冷却时，在600℃下完成一次冷却，并且在收卷温度下完成二次冷却。

下表2中，FDT表示热精轧时的温度(热轧终止温度)，CT表示收卷温度，完成收卷后进行空冷时，应用1℃/小时的恒定的冷却速度。

[表1]

(上述表1中的比较钢1至比较钢11的合金组成满足本发明的范围，但下表2中的制造条件不在本发明的范围内，因此被标记为比较钢。)

[表2]

对于如上所述制造的各个钢板，评价了拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)、伸长率(T-El)的机械特性和耐久性，并观察了微细组织，将其结果示于下表3中。

具体地，屈服强度和伸长率分别表示0.2％偏移(off-set)屈服强度、断裂伸长率，与此同时，拉伸强度的测量中用JIS5号标准试片进行试验，所述JIS5号标准试片是以垂直于轧制方向的方向采集的试片。

对于耐久性的评价，对具有冲孔成型部的试片进行高频疲劳试验(弯曲疲劳试验)，并以此作为结果示出。此时，用于疲劳试验的试片是通过以下方法制作，即在标距长度为40mm且宽度为20mm的弯曲疲劳试片中心部，通过冲孔成型，以12％的间隙(clearance)冲孔直径为10mm的孔，并在-1的应力比和15Hz的频率的条件下进行试验。疲劳强度(S_疲劳)是与屈服强度进行比较并以强度比(S_疲劳/YS)表示，由此可以确认冲孔部位的截面质量和耐久性的变化。

另外，对于各钢材的微细组织，示出在厚度方向上的中心部(t/2)观察到的结果。对于相当于晶界的面积的每单位面积(1mm²)的晶界长度与晶粒的纵横比(AR)，利用电子背散射衍射(EBSD)对具有15°以上的大角度晶界的晶粒进行测量。MA相的面积分数是用Lepera蚀刻法进行蚀刻后利用光学显微镜和图象分析仪(Image analyser)在1000倍率下分析的结果来示出。此外，马氏体(M)、铁素体(F)、贝氏体(B)和珠光体(P)的相分数是由利用扫描电子显微镜(SEM)在3000倍率、5000倍率下分析的结果进行测量。

下表3中F表示具有等轴晶粒形状的多边形铁素体(Polygonal Ferrite)，B表示所有贝氏体相和诸如针状铁素体、贝氏体铁素体等在低温区观察到的铁素体相的分数之和。

此外，下表3中AR 0.3表示纵横比为0.3以下的晶粒的比例(面积分数)，其为以1000倍率观察并获得的结果。

[表3]

如所述表1至表3所示，满足所有本发明中提出的合金组成和制造条件的发明钢1至发明钢7的基体组织由铁素体和贝氏体复合组织形成。此外，钢材的厚度方向上的中心部中的晶粒的纵横比为0.3以下的晶粒的分数小于50％(参考图2)，并且所有晶界长度也形成为700mm以上，因此确保了期望的高强度和优异的耐久性。

另一方面，比较钢1至比较钢11是满足本发明中提出的合金组成，但制造条件不在本发明的范围内的情况，因此不能确保期望的物理性能。

比较钢1至比较钢3是热轧终止温度不满足本发明中提出的关系式1的情况，比较钢1的最终钢材的厚度为2.9mm，中心部中形成过多的延伸的铁素体相，但疲劳特性显示为未大幅降低的结果。据判断，这是由于热轧至2.9mm的厚度时，在未再结晶温度区的压下量大幅增加，使得延伸的微细组织发达，但厚度方向上具有均匀的微细组织，因此冲孔部位的截面质量良好。

另一方面，比较钢2和比较钢3分别是厚度为10mm、7mm的厚钢材，比较钢2的中心部的微细组织中MA相发达，并且晶界的长度形成为小于700mm，因此暴露于疲劳环境时，形成在截面的微细裂纹容易生长，从而显示出差的疲劳特性。此外，在比较钢3中，由于低温区下的热轧，厚度中心部中形成过多的延伸的形态的晶粒，因此据判断，沿着脆弱的晶界发生疲劳破坏。即，这是由于冲孔成型时，在厚度中心部中微细的裂纹沿着延伸的铁素体晶界发达。

比较钢4和比较钢5是具有相同的成分且热轧后冷却时一次冷却的条件不满足关系式2的情况，比较钢4具有3.2mm的厚度，比较钢5具有8mm的厚度。其中，在厚度小于5mm的比较钢4中，与比较钢1相似地，形成大量的延伸的晶粒，但即使一次冷却时的冷却速度慢，晶界中也几乎没有形成粗大的碳化物，因此疲劳特性并没有大幅降低。另一方面，在厚度厚的比较钢5中，一次冷却时的冷却速度慢，因此厚度中心部中形成珠光体，铁素体相的分数也有些过大，并且在晶粒中还观察到MA相，因此可以确认疲劳特性变差。

比较钢6和比较钢7具有彼此相同的成分，但分别具有3.3mm、9mm的厚度，并且是均不满足关系式1和关系式2的情况。比较钢6是薄材料，据判断，即使热轧温度高，也可以在整个厚度确保再结晶延迟的效果，并且虽然一次冷却时的冷却速度慢，但在厚度中心部中珠光体或MA相未发达，因此疲劳特性良好。另一方面，在厚度厚的比较钢7中，由于高轧制温度和一次冷却时的慢的冷却速度，具有大的微细组织，晶界长度形成为小于700mm，并且还形成MA相和珠光体相，因此疲劳特性差。

比较钢8和比较钢9是热轧时的终止温度低于本发明中提出的范围且一次冷却时的冷却速度慢的情况。比较钢8和比较钢9也是具有相同的成分，但厚度彼此不同的情况，作为薄材料的比较钢8在整个厚度形成大量的微细且延伸的铁素体相，但疲劳特性不差，另一方面，作为厚材料的比较钢9的厚度中心部中形成过多的MA相和珠光体相，因此疲劳特性差。

比较钢10是不满足关系式3，即二次冷却时的冷却速度不在本发明的范围内的情况，由于二次冷却时的冷却速度过快，在厚度中心部形成过多的马氏体相，因此据判断，暴露于疲劳环境时，在与周围相(phase)的硬度差大的区域容易发生破坏。

比较钢11也是不满足关系式3的情况，由于二次冷却时的冷却速度过慢，形成过多的珠光体相，因此疲劳特性差。

另外，比较钢12至比较钢17是合金组成不在本发明的范围内的情况，制造时均满足关系式1至关系式3，并且制造成均具有相同的厚度(8mm)，但疲劳特性差。

具体地，比较钢12是C含量不足的情况，厚度中心部中形成过多的铁素体相，并且未充分形成贝氏体相。由此，微细组织变得粗大，并且疲劳强度低。

比较钢13是添加的C含量过多的情况，在相变过程中，由于未转变的相中的高C浓度，形成过多的珠光体相和马氏体相，因此相对于屈服强度，显示出低疲劳强度。

比较钢14是Si含量过高的情况，与贝氏体相一同形成MA相，并且观察到大量的延伸的微细组织。因此，疲劳特性差，据判断，这是由于在作为相对硬质相的MA相周围形成大量的裂纹而引起的。

比较钢15是Mn含量不足的情况，尽管为了获得再结晶延迟效果和均匀的微细组织而以满足关系式1至关系式3的方式进行制造，但厚度中心部中形成过多的铁素体相，因此显示出低的强度和疲劳强度。

比较钢16是添加的Mn含量过多的情况，马氏体相沿着在厚度中心部发达的Mn偏析带过度发达，因此截面质量和疲劳特性差。

此外，比较钢17是Cr的含量过多的情况，与上述比较钢16相似地，在厚度中心部观察到大量的局部形成的马氏体相，因此疲劳特性差。

另外，观察发明钢4的微细组织，然后将测量晶粒的纵横比的结果示于下表4中。

[表4]

在表4中，最小值和最大值分别表示纵横比(晶粒的短边长度/晶粒的长边长度)的最小值和最大值，总分数(Total Fraction)表示相当于超过所述最小值至最大值以下的范围的晶粒的面积分数。

如表4所示，发明钢4的情况下，可以确认晶粒的纵横比(短边/长边之比)为0.3以下的晶粒的分数小于50％(总分数小于0.5)。

Claims

1.一种耐久性优异的高强度钢材，以重量％计，所述高强度钢材包含：碳(C)：0.05-0.15％、硅(Si)：0.01-1.0％、锰(Mn)：1.0-2.3％、铝(Al)：0.01-0.1％、铬(Cr)：0.005-1.0％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.001-0.01％、氮(N)：0.001-0.01％、铌(Nb)：0.005-0.07％、钛(Ti)：0.005-0.11％、余量的Fe和其它不可避免的杂质，

作为微细组织，铁素体相和贝氏体相的分数之和为90％以上，并且中心部中晶粒的纵横比为0.3以下的晶粒的分数小于50％，所述中心部为厚度方向上的t/4位置至t/2位置，所述纵横比为短边/长边之比，在所述中心部的单位面积(1mm²)内观察到的晶界长度为700mm以上。

2.根据权利要求1所述的耐久性优异的高强度钢材，其中，所述钢材的马氏体和奥氏体的混合组织的分数小于3％。

3.根据权利要求1所述的耐久性优异的高强度钢材，其中，所述钢材的马氏体和奥氏体的混合组织和马氏体相的面积分数之和为1-10％。

4.根据权利要求1所述的耐久性优异的高强度钢材，其中，所述钢材的拉伸强度为650MPa以上，疲劳极限与屈服强度之比疲劳极限/屈服强度为0.25以上。

5.一种制造耐久性优异的高强度钢材的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

在1200-1350℃的温度范围内，将钢坯进行加热，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.05-0.15％、硅(Si)：0.01-1.0％、锰(Mn)：1.0-2.3％、铝(Al)：0.01-0.1％、铬(Cr)：0.005-1.0％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.001-0.01％、氮(N)：0.001-0.01％、铌(Nb)：0.005-0.07％、钛(Ti)：0.005-0.11％、余量的Fe和其它不可避免的杂质；

将加热的所述钢坯进行热轧以制造热轧钢板；

将所述热轧钢板冷却至400-500℃的温度范围后进行收卷(CT)；以及

所述收卷后进行空冷至常温至200℃的温度范围，

其中，所述热轧是在满足以下[关系式1]的温度(FDT(℃))下进行热精轧，

所述冷却进行以下一次冷却和二次冷却，所述一次冷却以满足[关系式2]的冷却速度(CR₁)进行，所述二次冷却以满足以下[关系式3]的冷却速度(CR₂)进行，

[关系式1]

Tn-50≤FDT(热轧终止温度(℃))≤Tn

Tn＝730+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+650×[Nb]+410×[Ti]-80×[Si]-1.4×(t-5)

其中，各元素表示其重量百分含量，t表示最终热轧钢板的厚度(mm)，

[关系式2]

CR₁≥196-300×[C]+4.5×[Si]-71.8×[Mn]-59.6×[Cr]+187×[Ti]+852×[Nb]

其中，各元素表示其重量百分含量，

[关系式3]

CR_最小≤CR₂≤CR_最大

CR_最大＝76.6-157×[C]-25.2×[Si]-14.1×[Mn]-27.3×[Cr]+61×[Ti]+448×[Nb]，CR_最小＝27.4-45.3×[C]+5.28×[Si]-11×[Mn]-7.33×[Cr]+42.3×[Ti]+82×[Nb]，各元素表示其重量百分含量。

6.根据权利要求5所述的制造耐久性优异的高强度钢材的方法，其中，所述一次冷却在600℃下终止。

7.根据权利要求5所述的制造耐久性优异的高强度钢材的方法，其中，所述二次冷却在收卷温度(CT(℃))下终止。

8.根据权利要求5所述的制造耐久性优异的高强度钢材的方法，其中，所述冷却后，还包括将钢板进行酸洗和涂油的步骤。

9.根据权利要求8所述的制造耐久性优异的高强度钢材的方法，其中，所述酸洗和涂油后，还包括将钢板加热至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所述的制造耐久性优异的高强度钢材的方法，其中，所述热浸镀锌中利用的镀浴包含：镁(Mg)：0.01-30重量％、铝(Al)：0.01-50％以及余量的Zn和不可避免的杂质。