CN104726771B

CN104726771B - 拉延性优异的高强度薄钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN104726771B
Application number: CN201410806833.7A
Authority: CN
Inventors: 韩箱浩
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2013-12-20
Filing date: 2014-12-22
Publication date: 2017-07-28
Anticipated expiration: 2034-12-22
Also published as: CN104726771A

Abstract

本发明公开一种拉延性优异的高强度薄钢板及其制造方法。本发明的一方面提供一种拉延性优异的高强度薄钢板，该钢板按重量％包括C：大于0％且0.003％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.1～1.2％、P：0.01～0.12％、S：0.008％以下、N：0.005％以下、酸溶Al：大于0％且0.1％以下、Ti：0.01～0.03％，Nb：0.005～0.03％，B：大于0％且0.002％以下、残量Fe及其他不可避免的杂质，从所述钢板的表面沿板厚度方向到t/4的区域中，对于α‑纤维集合组织的{111}<011>～{111}<112>方位群的强度比为6～20，其中所述t为钢板厚度。

Description

拉延性优异的高强度薄钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种可用于汽车内外板材的拉延性优异的高强度薄钢板及其制造方法。

背景技术

作为汽车内外板材(门、引擎罩、挡泥板和地板等)的材料来使用的钢，不仅要求高强度还要求优异的成形性。这是为了在发生事故时保护乘客，并通过车体轻量化提高燃油经济性。

但是，钢板强度的增加导致成形性恶化，因此很难同时满足所述两项(强度和成形性)。特别是车门内板(Door Inner)和汽车后地板(Rear Floor)等要求更高成形性的部件中，经常发生加工时出现裂纹等的成形不良现象，因此对于这些部件还不足以适用高强度钢。

目前为止已经研发的强度和成形性优异的公知的钢板有所谓的无间隙原子钢(IF钢，Interstitial Free Steel)。IF钢通过添加强力的碳氮化物形成元素钛(Ti)及/或者铌(Nb)等，除去碳(C)、氮(N)、硫(S)等固溶元素，从而同时确保强度和成形性。其代表性地记载于专利文献1至4。但是，所述IF钢的平均塑性各向异性系数(Lankford value，r值)为1.5～1.8，还不足以替代使用现有深冲(DDQ，Deep Drawing Quality)级软性冷轧钢板的部件。

专利文献1：日本公开专利公报第1992-280943号

专利文献2：日本公开专利公报第1993-070836号

专利文献3：日本公开专利公报第1993-263184号

专利文献4：日本公开专利公报第1998-096051号

发明内容

本发明的目的在于提供一种拉延性优异的高强度薄钢板及其制造方法。

为了达到所述目的，本发明的一方面提供一种拉延性优异的高强度薄钢板，所述钢板按重量％包括C：大于0％且0.003％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.1～1.2％、P：0.01～0.12％、S：0.008％以下、N：0.005％以下、酸溶Al：大于0％且0.1％以下、Ti：0.01～0.03％、Nb：0.005～0.03％、B：大于0％且0.002％以下、残量Fe及其他不可避免的杂质，从所述钢板的表面沿板厚度方向到t/4的区域中对于阿尔法(α)-纤维集合组织的{111}<011>～{111}<112>方位群的强度比为6～20，其中所述t为钢板厚度。

而且，本发明的另一方面提供一种拉延性优异的高强度薄钢板的制造方法，该方法包括以下步骤：对钢锭进行热轧而获得热轧钢板，其中终轧温度为Ar3以上，所述钢锭按重量％包括C：0.003％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.1～1.2％、P：0.01～0.12％、S：0.008％以下、N：0.005％以下、酸溶Al：0.1％以下、Ti：0.01～0.03％、Nb：0.005～0.03％、B：0.002％以下、残量Fe及其他不可避免的杂质；以78～85％的压下率对所述热轧钢板进行冷轧而获得冷轧钢板；及将所述冷轧钢板升温至840～880℃之后，进行连续退火。

补充说明的是，上述课题的解决方案并非列举了本发明的所有特征。本发明的多种特征、其产生的优点以及效果可通过下述具体实施方式进一步详细理解。

本发明的薄钢板的拉延性非常优异，可作为汽车内外板材(车门、引擎罩、挡泥板和地板等)的材料得到很好的应用。

而且，本发明的薄钢板的强度、软性和拉延性的平衡非常优秀。

附图说明

图1是观察发明例2及比较例3的薄钢板表面图示的照片。

具体实施方式

为了解决上述以往技术的问题，本发明的发明人进行深入研究的结果，发现了在钢中加入强力的碳氮化物形成元素钛(Ti)及铌(Nb)，以去除碳(C)、氮(N)和硫(S)等固溶元素，并且控制从钢板表面沿板厚度方向到t/4(t：钢板厚度)的区域中的{111}<011>～{111}<112>方位群的发达程度，就能制造拉延性非常优异的高强度薄钢板，并且基于这一发现完成了本发明。

下面，详细说明本发明的拉延性优异的高强度薄钢板。

首先，详细说明本发明的高强度薄钢板的合金组成。

碳(C)：0.003％以下(0重量％除外)

C是侵入型固溶元素，在冷轧及退火过程中对于钢板集合组织的形成起着很大的影响。特别是当钢中的固溶碳含量增多时，具有对于拉延加工有利的{111}集合组织的晶粒成长受到抑制，具有{110}及{100}集合组织的晶粒的成长得到促进，导致退火板的拉延性降低。进而，当所述C的含量过多时，将此析出成碳化物所需要的Ti及Nb的含量增多，不利于经济性。而且，微细TiC析出物还大量分布于钢中，导致拉延性急剧降低。因此，所述C的含量上限优选限制为0.003％，更优选限制为0.002重量％，进一步优选限制为0.0018重量％。

硅(Si)：0.2重量％以下(包括0重量％)

Si是有助于通过固溶强化提高强度的元素，在本发明中并非故意添加。只是，当所述Si含量过多时，会引发表面氧化皮缺陷，从而导致镀覆表面特性降低，因此，在本发明中所述Si含量的上限优选为0.2重量％，更优选为0.1重量％，进一步优选为0.02重量％。

锰(Mn)：0.1～1.2重量％

Mn是固溶强化元素，不仅有助于提高强度，还将钢中的S析出成MnS。当所述Mn含量过低时，不能有效析出MnS，导致拉延性降低。因此，所述Mn含量的下限优选为0.1重量％。相反，当其含量过多时，过剩的Mn被固溶，导致拉延性降低。因此，所述Mn含量的上限优选为1.2重量％，更优选为1.1重量％。

磷(P)：0.01～0.12重量％

P是固溶效果最优秀，不太伤及拉延性，又能够确保钢强度的最为有效的元素。本发明中为了体现这些效果，优选包含0.01重量％以上。但是，当其含量过多时，过剩的P析出FeTiP，导致拉延性变差。因此，所述P含量的上限优选为0.12重量％，更优选为0.1重量％，进一步优选为0.08重量％。

硫(S)：0.008重量％以下(0重量％除外)，氮(N)：0.005重量％以下(0重量％除外)

S及N是钢中存在的杂质，其不可避免地被添加。为了确保优异的焊接特性，其含量优选控制为尽可能低。在本发明中所述S的含量优选控制为0.008重量％以下，更优选控制为0.007重量％以下。而且，所述N的含量优选控制为0.005重量％以下，更优选控制为0.004重量％以下。

酸溶铝(Al)：0.1重量％以下(0重量％除外)

酸溶铝Al析出AlN，从而有助于提高钢的拉延性及软性。在本发明中并不限定所述酸溶铝Al含量的下限，但是优选为0.01重量％，更优选为0.02重量％。但是，当其含量过多时，制钢操作时过多形成Al夹杂物，导致钢板内部缺陷发生。因此，所述酸溶铝Al的含量优选控制为0.1重量％以下，更优选控制为0.08重量％以下，进一步优选控制为0.05重量％以下。

钛(Ti)：0.01～0.03重量％

Ti是在热轧中与固溶碳和固溶氮反应而析出Ti系碳氮化物，对钢板的拉延性提高做出很大贡献的元素。本发明中为了体现这些效果，优选包含0.01重量％以上，更优选包含0.013重量％以上，进一步优选包含0.018重量％以上。相反，当其含量过多时，与固溶碳和固溶氮反应后剩余的Ti与P结合而析出过多的FeTiP析出物，导致拉延性变差。因此，所述Ti含量的上限优选为0.03重量％，更优选为0.027重量％，进一步优选为0.023重量％。

铌(Nb)：0.005～0.03重量％

Nb是热轧中将固溶碳析出成粗大的(Ti，Nb)C复合碳化物，从而在退火中易于形成集合组织，以提高相对于压延方向为45°方向的拉延性的元素。当所述Nb含量过低时，钢中的固溶碳大部分被析出成微细TiC，具有20nm以下大小的(Ti，Nb)C复合碳化物的析出量少，导致拉延性变差。因此，所述Nb含量的下限优选为0.006重量％，更优选为0.007重量％以上。相反，当其含量过多时，钢中的固溶碳大部分被析出成微细NbC，具有20nm以下大小的(Ti，Nb)C复合碳化物析出量少，导致拉延性变差，而且再结晶温度上升导致材质变差。因此，所述Nb含量的上限优选为0.03重量％，更优选为0.028重量％以下，进一步优选为0.025重量％以下。

硼(B)：0.002重量％(0重量％除外)

B是为了防止钢中添加P导致的二次加工脆性而添加的元素。本发明中所述B含量的下限并不特别限定，但是优选为0.0005重量％以上，更优选为0.0008重量％以上。但是，其含量过多时伴随钢板的软性低下，因此，所述B含量的上限优选为0.002重量％，更优选为0.0018重量％，进一步优选为0.0015重量％。

此外，包括残量Fe及不可避免的杂质。不排除所述组成以外有效成分的添加。

下面，详细说明本发明的高强度薄钢板的集合组织及析出物。

根据本发明的一实现例，本发明的高强度薄钢板优选具有伽马(γ)-纤维集合组织。在结晶内部生成的具有一定的面与方位的排列称为集合组织(texture)，该集合组织沿一定的方向带状发达的样态称为纤维(Fiber)集合组织。众所周知，集合组织与拉延加工性具有密切关系，该集合组织中{111}面与压延面垂直形成的伽马(γ)-纤维集合组织的面强度越高，就越能改善拉延加工性。

另外，本发明的发明人发现为了形成如上所述伽马(γ)-纤维集合组织，从钢板表面沿板厚度方向到t/4(t：钢板厚度)的区域中{111}<011>～{111}<112>方位群的发达程度非常重要。更为详细地，发现了从钢板表面沿板厚度方向到t/4(t：钢板厚度)的区域中将对于<110>方向与压延方向平行的(α)-纤维集合组织的{111}<011>～{111}<112>方位群的强度比控制为6以上(更优选为6.5以上，进一步优选为7以上)时，平均塑性各向异性系数(Lankford value，r值)为2.2以上，能够确保优异的拉延加工性。不过，当所述强度比过高时，虽然拉延加工性优异，但是形成粗大的晶粒，导致强度降低。因此，所述面强度比的上限优选控制为20，更优选控制为15以下，进一步优选控制为12以下。

根据本发明的一实现例，本发明的高强度薄钢板每单位面积(μm²)中FeTiP析出物优选包含0.1个以下，更优选包含0.09个以下。所述FeTiP析出物主要被析出成针状，退火时阻碍{111}方位的发达。所述FeTiP析出物超过0.1个/μm²形成时，不能获得预期的r值，将导致拉延性显著降低。另外，每单位面积中FeTiP析出物的数量越少，则越有利于提高拉延性，因此本发明中并不特别限定所述FeTiP析出物数量的下限。

而且，根据本发明的一实现例，本发明的高强度薄钢板由下述数学式1定义的P优选为80％以上，更优选为82％以上。当所述比率(P)低于80％时，即当结晶粒边界中析出有大量的(Ti，Nb)C复合碳化物时，在加工时发生裂纹的可能性变大，由此导致软性及拉延性显著降低。另外，所述比率(P)越高，则越有利于提高软性及拉延性，因此，本发明中并不特别限定所述比率(P)的上限。

[数学式1]

P(％)＝{N_in/(N_in+N_gb)}×100

(其中，N_in是存在于晶粒内的具有20nm以下大小的(Ti，Nb)C复合碳化物数量，N_gb是存在于晶粒边界的具有20nm以下大小的(Ti，Nb)C复合碳化物数量)

另外，平均塑性各向异性系数(Lankford value，r值)是表示拉延性的代表性材质特性值，该值利用下列式1算出，所述平均塑性各向异性系数是从对于压延方向按各个方向测定的塑性各向异性系数获得。

r值＝(r0+r90+2r45)/4(式1)

(ri表示在相对于压延方向为i°的方向上采取的试片中测定的塑性各向异性系数)

在所述式中r值越大，则在拉延加工时越能增加成形杯的深度，因此能够判断为其拉延性良好。本发明的一实现例的薄钢板具有2.2以上的r值，显示优异的拉延性。

而且，本发明的一实现例的薄钢板的抗拉强度(TS)，延伸率(T-El)及r值满足以下数学式2，具有强度、软性及拉延性的平衡非常优秀的优点。

[数学式2]

TS×T-El×r值≥30,000(MPa·％)

下面，详细说明本发明的另一方面的拉延性优异的高强度薄钢板的制造方法。

首先，对具有上述组成的钢锭进行热轧而获得热轧钢板，其中终轧温度为Ar3以上。然后对所述热轧钢板进行冷轧而获得冷轧钢板。顺便说明，Ar3值利用下列式2算出。

Ar3(℃)＝910-310[C]-80[Mn]

(在此，[C]及[Mn]表示各个相应元素的含量(重量％))

当所述冷轧过程中压下率过低时，伽马(γ)-纤维集合组织没有充分成长，导致拉延性变差。因此，所述冷轧时压下率的下限优选为78％，更优选为79％。相反，当所述冷轧过程中压下率过高时，轧制时辊负荷严重，导致钢板形状不良，因此，所述冷轧时压下率的上限优选为85％，更优选为83.5％。

另外，根据本发明的一实现例，在所述冷轧时，最终辊(Roll)压下比(最终辊(Roll)压下率/总压下率)更优选为5～15％。当所述最终辊压下比过低时，γ-纤维集合组织的核形成和发达不充分，导致拉延性降低。因此，所述最终辊压下比的下限优选为5％，更优选为6％，进一步优选为7％。相反，当所述最终辊压下比过高时，由于轧制负荷导致断带的可能性变高。因此，所述最终辊压下比的上限优选为15％，更优选为13％，进一步优选为12％。

将如上获取的冷轧钢板升温至840～880℃之后，进行连续退火。当退火温度过低时，有利于加工性的伽马(γ)-纤维集合组织没能充分成长，导致拉延性变差。因此，所述退火温度的下限优选为840℃，更优选为850℃。相反，当退火温度过高时，虽然有利于加工性，但是导致钢板形状不良，并由于加热设备有可能发生问题。因此，所述退火温度的上限优选为880℃，更优选为875℃。

另外，根据本发明的一实现例，在所述冷轧钢板升温时，升温速度优选为7℃/sec以下。当升温速度过高时，伽马(γ)-纤维集合组织的核生成及发达不充分，导致拉延性降低。因此，所述升温速度的上限优选为7℃/sec，更优选为6.5℃/sec。另外，升温速度越慢，越有利于伽马(γ)-纤维集合组织的核生成及发达，因此并不特别限定所述升温速度的下限。

下面，通过实施例更加详细说明本发明。只是，下述实施例是用于更加详细说明本发明的示例，并不限定本发明的权利范围。

(实施例)

将具有以下表1中记载的合金组成的厚度220nm的钢锭加热至1200℃，用终轧温度880～920℃进行热轧，制造厚度3.2mm的热轧钢板之后，按表2记载的条件进行冷轧及退火制造出冷轧钢板。对于所述制造的冷轧钢板测定析出物分布及机械物理性质等之后，将其结果表示在以下表3。在以下表3中，YS、TS和T-El分别表示屈服强度、抗拉强度和破坏延伸率。另外，拉伸试验利用依据JIS5规格采取的试片进行。

[表1]

钢种	C	Si	Mn	P	S	N	Sol.Al	Ti	Nb	B
											发明钢1	0.0013	0.01	0.4	0.07	0.0056	0.0032	0.035	0.021	0.01	0.0008
发明钢2	0.0014	0.015	0.6	0.07	0.0058	0.0036	0.032	0.022	0.011	0.0011
											发明钢3	0.0013	0.01	0.7	0.05	0.0068	0.0031	0.036	0.021	0.023	0.0009
发明钢4	0.0016	-	1.1	0.05	0.0059	0.0028	0.041	0.020	0.008	0.0012
											发明钢5	0.0016	-	0.1	0.01	0.0059	0.0028	0.041	0.020	0.008	0.0003
比较钢1	0.0023	-	0.8	0.07	0.0035	0.0032	0.042	0.06	-	0.009
											比较钢2	0.0045	0.3	0.15	0.09	0.007	0.0045	0.042	0.07	-	0.0006

[表2]

钢种	冷轧压下率(％)	最终辊压下比(％)	退火温度(℃)	升温速度(℃/s)	备注
						发明钢1	79.5	8.5	855	3.2	发明例1
发明钢1	76.2	6.5	820	3.5	比较例1
						发明钢2	81.2	10.2	858	4.1	发明例2
发明钢2	75.6	14.1	856	8.3	比较例2
						发明钢3	80.3	7.8	861	5.8	发明例3
发明钢3	76.5	10.3	860	5.1	比较例3
						发明钢4	80.5	9.4	862	6.2	发明例4
发明钢4	80.1	8.3	825	4.7	比较例4
						发明钢5	79.5	9.4	873	6.1	发明例5
比较钢1	76.5	5.8	846	10.2	比较例5
						比较钢2	73.8	12.5	790	13.1	比较例6

[表3]

从所述表1至表3可知，满足本发明提出的合金组成与制造条件的发明例1至5，其单位面积的FeTiP析出物数量、铁氧体晶粒内存在的20mm以下大小的Ti及Nb复合碳化物的比率、以及从钢板表面沿板厚度方向到t/4(t：钢板厚度)的区域中对于阿尔法(α)-纤维集合组织的{111}<011>～{111}<112>方位群的强度比满足本发明的控制范围，具有2.2以上r值，且其强度、软性及拉延性的平衡都很优秀。

但是，比较例1至4虽然满足本发明的合金组成，但是冷轧压下率及/或者退火温度超出本发明的控制范围，使得Ti及Nb的复合碳化物的比率及{111}<011>～{111}<112>方位群的强度比中，至少一项超出本发明控制范围，因此导致拉延性与强度、软性及拉延性的平衡都显得较差。另外，比较例5及6不仅不包括Nb，Ti含量还超出本发明范围，导致拉延性与强度、软性及拉延性的平衡都显得变差。

另外，图1是观察薄钢板表面显示的照片，图1的(a)是发明例2的薄钢板表面，图1的(b)是比较例3的薄钢板表面。

Claims

1.一种拉延性优异的高强度薄钢板，其中，

所述钢板按重量％包括C：大于0％且0.003％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.1～1.2％、P：0.01～0.12％、S：0.008％以下、N：0.005％以下、酸溶Al：大于0％且0.1％以下、Ti：0.01～0.03％、Nb：0.005～0.03％、B：大于0％且0.002％以下、残量Fe及其他不可避免的杂质，

从所述钢板的表面沿板厚度方向到t/4的区域中，对于α-纤维集合组织的{111}<011>～{111}<112>方位群的强度比为6～20，其中所述t为钢板厚度。

2.根据权利要求1所述的拉延性优异的高强度薄钢板，其中，

所述薄钢板按重量％包括Ti：0.013～0.027％。

3.根据权利要求1所述的拉延性优异的高强度薄钢板，其中，

所述薄钢板按重量％包括Nb：0.006～0.028％。

4.根据权利要求1所述的拉延性优异的高强度薄钢板，其中，

由以下数学式1定义的P为80％以上，

[数学式1]

P(％)＝{N_in/(N_in+N_gb)}×100

其中，N_in为存在于晶粒内的具有20nm以下大小的(Ti，Nb)C复合碳化物的数量，N_gb为存在于晶粒边界的具有20nm以下大小的(Ti，Nb)C复合碳化物的数量。

5.根据权利要求1所述的拉延性优异的高强度薄钢板，其中，

包括0.1个/μm²以下的FeTiP析出物。

6.根据权利要求1所述的拉延性优异的高强度薄钢板，其中，

平均塑性各向异性系数r值为2.2以上。

7.根据权利要求1所述的拉延性优异的高强度薄钢板，其中，

抗拉强度TS、延伸率T-El及平均塑性各向异性系数r值满足以下数学式2，

[数学式2]

TS×T-El×r值≥30000(MPa·％)。

8.权利要求1的拉延性优异的高强度薄钢板的制造方法，包括以下步骤：

对钢锭进行热轧而获得热轧钢板，其中终轧温度为Ar3以上，所述钢锭按重量％包括C：0.003％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.1～1.2％、P：0.01～0.12％、S：0.008％以下、N：0.005％以下、酸溶Al：0.1％以下、Ti：0.01～0.03％、Nb：0.005～0.03％、B：0.002％以下、残量Fe及其他不可避免的杂质；

以78～85％的压下率对所述热轧钢板进行冷轧而获得冷轧钢板；及

将所述冷轧钢板升温至840～880℃之后，进行连续退火。

9.根据权利要求8所述的拉延性优异的高强度薄钢板的制造方法，其中，

进行所述冷轧时的压下率为79％～83.5％。

10.根据权利要求8所述的拉延性优异的高强度薄钢板的制造方法，其中，

进行所述冷轧时的最终辊压下比为5～15％。

11.根据权利要求8所述的拉延性优异的高强度薄钢板的制造方法，其中，

进行所述冷轧时的最终辊压下比为6～13％。

12.根据权利要求8所述的拉延性优异的高强度薄钢板的制造方法，其中，

进行所述冷轧钢板的连续退火时的温度为850～875℃。

13.根据权利要求8所述的拉延性优异的高强度薄钢板的制造方法，其中，

进行所述冷轧钢板的升温时，升温速度为大于0℃/sec且为7℃/sec以下。