CN104745942A

CN104745942A - 耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板及其制造方法

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Publication number: CN104745942A
Application number: CN201410818313.8A
Authority: CN
Inventors: 徐昌孝; 韩成豪; 韩箱浩; 安衍相
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2013-12-25
Filing date: 2014-12-24
Publication date: 2015-07-01
Anticipated expiration: 2034-12-24
Also published as: CN104745942B; KR20150075325A; KR101585739B1

Abstract

本发明公开一种耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板及其制造方法。本发明的一方面提供一种耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板，所述冷轧钢板按重量％包括C：0.05～0.1％、Si：0.35％以下、Mn：0.5～1.5％、P：0.001～0.10％、S：0.008％以下、可溶性Al：0.025～0.07％、Cr：1.5％以下，包括总计0.003～0.1％的选自Ti及Nb中的一种以上的成分，并且包括残量Fe及不可避免的杂质，且{111}集合组织的面积分率为15～25面积％。

Description

耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种可用于构件(Member)、座椅横挡(Seat rail)、车柱(Pillar)等汽车用结构部件的耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

最近，汽车用钢板由于各种环境管制及能量使用管制，为了提高燃油经济性和耐久性，要求强度更高的钢板。特别是最近随着汽车的冲击安全性管制扩散，为了提高车体的耐冲击性，构件(Member)、座椅横挡(Seat rail)和车柱(Pillar)等结构部件采用屈服强度优异的高强度钢。所述结构部件的屈服强度与抗拉强度的比值即屈强比(屈服强度/抗拉强度)越高，则越有利于冲击能量吸收特性。但是，通常随着钢板的强度增大，延伸率就会减少，从而导致成形加工性下降。因此要求研发能够弥补这一问题的材料。

通常，钢的强化方法有固溶强化、析出强化、借助晶粒微细化的强化及形变强化等。但在上述方法中，固溶强化法和借助晶粒微细化的强化法难以制造抗拉强度为490MPa级以上的高强度钢。

相反，析出强化型钢板是通过主要添加Nb、Ti及V等碳及氮化物形成元素来进行的析出强化及晶粒微细化而提高强度的钢板，具有即使较低的制造成本也能易于实现高强度化的优点。析出强化法首先在高温下对钢进行熔体化处理，之后在冷却过程中形成多个微细的析出物，并且通过析出物周边的应力场进行强化。

这种析出强化型钢板的代表性技术有专利文献1和2。在专利文献1中，将含有0.15重量％以下的C的低碳钢作为基本成分，并且含有选自Ti、Nb及V等中的一种或两种以上成分，通过控制终轧温度及卷曲温度来制造析出强化型钢板。在该以往技术中，将卷取温度控制为非常低的450℃以下来形成极微细析出物，因此对强度的贡献效果非常高。但是，该技术具有如下的问题：即，不但会产生板形状的扭曲现象，并且由于增加析出物周边的残留应力，在冷轧时产生超负荷现象。

专利文献2提出一种利用析出物形成元素Nb或V，并通过热轧后的加速冷却来提高强度的技术。但是，该技术将卷取温度设定为400℃以下，因此不会形成均匀的铁氧体组织，而会形成贝氏体或马氏体组织，具有屈强比低的问题，并且由于需要含有大量高额的Nb或V，具有制造成本增加的缺点。

专利文献1：日本专利公开昭56-084422号

专利文献2：日本专利公开平4-221015号

发明内容

本发明的一方面提供一种软性及冲击特性优异的抗拉强度820MPa级以上的冷轧钢板及其制造方法。

为了达到所述目的，本发明的一方面提供一种耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板，所述冷轧钢板按重量％包括C：0.05～0.1％、Si：0.35％以下、Mn：0.5～1.5％、P：0.001～0.10％、S：0.008％以下、可溶性Al：0.025～0.07％、Cr：1.5％以下，包括总计0.003～0.1％的选自Ti及Nb中的一种以上成分，并且包括残量Fe及不可避免的杂质，且{111}集合组织的面积分率为15～25面积％。

而且，本发明的另一方面提供一种耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板的制造方法。该方法包括以下步骤：对钢锭进行再加热之后进行热轧而获得热轧钢板，其中终轧出口侧温度为880～900℃，所述钢锭按重量％包括C：0.05～0.1％、Si：0.35％以下、Mn：0.5～1.5％、P：0.001～0.10％、S：0.008％以下、可溶性Al：0.025～0.07％、Cr：1.5％以下，包括总计0.003～0.1％的选自Ti及Nb中的一种以上成分，并且包括残量Fe及不可避免的杂质；在550～650℃温度下，对所述热轧钢板进行卷曲；以20～50％的压下率(a)对卷曲的所述热轧钢板进行冷轧而获得冷轧钢板；以及在520～620℃退火温度(b)下，对所述冷轧钢板进行分批退火。

补充说明的是，上述课题的解决方案并非列举本发明的所有特征。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。

本发明的冷轧钢板的耐冲击特性及软性非常优异，可作为构件(Member)、座椅横挡(Seat rail)和车柱(Pillar)等汽车用结构部件得到很好的应用。

而且，通过适当地控制合金组成，进一步能够确保优异的焊接性。

附图说明

图1是表示基于退火温度的屈强比的图表。

图2是观察并表示基于退火温度的钢板微细组织的照片。

具体实施方式

下面，详细说明本发明的耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板。在此，若没有特别说明，各成分的含量均表示重量％。

碳(C)：0.05～0.1％

碳是通过固溶强化来提高钢强度的有效元素。在本发明中为了体现这种效果，优选包含0.05％以上的碳。相反，当其含量过多时，导致焊接性及弯曲加工性变差。因此，所述碳含量的上限优选为0.1％，更优选为0.08％，进一步优选为0.07％。

硅(Si)：0.1～0.35％

硅与碳同样地起到通过固溶强化来提高钢的强度的作用。而且，起到通过晶粒微细化来增加晶粒边界面积，从而提高解理裂纹扩展(Cleavage CrackPropagation)停止特性的作用。在本发明中为了体现这种效果，所述硅的含量优选为0.1％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.2％以上。但是，当其含量过多时，不仅引发表面氧化皮缺陷，还会导致焊接性及化学转化处理性下降。因此，在本发明中所述硅含量的上限优选为0.35％，更优选为0.32％，进一步优选为0.3％。

锰(Mn)：0.5～1.5％

锰不仅起到通过晶粒微细化来在没有软性下降的情况下提高强度的作用，还起到将钢中的硫析出成MnS，以防止因Fes的生成导致的热脆性的作用。在本发明中为了体现这种效果，所述锰的含量优选为0.5％以上，更优选为0.6％以上，进一步优选为0.7％以上。但是，当其含量过多时，有可能降低其焊接性及热轧性。因此，在本发明中所述锰含量的上限优选为1.5％，更优选为1.3％，进一步优选为1.2％。

磷(P)：0.001～0.1％

磷是固溶强化效果最优秀的置换型元素，起到改善各向异性并提高强度的作用。在本发明中为了获得这种效果，所述磷的含量优选为0.001％以上，但是，当其含量过多时，冲压成形性降低，可能会产生钢脆性。因此，上述磷含量的上限优选为0.10％，更优选为0.05％，进一步优选为0.03％。

硫(S)：0.01％以下

硫是不可避免包含的杂质，其会降低钢的软性及焊接性。因此其含量优选控制为尽可能低。理论上最好将硫含量控制为0％，但在制造工艺中必然会包含所述硫。因此，管理其上限很重要。在本发明中所述硫含量的上限优选为0.01％，更优选为0.008％，进一步优选为0.005％。

铝(可溶性Al)：0.025～0.07％

铝是主要为了脱氧而添加的元素，其还起到与硅同样地将铁氧体内的碳分配到奥氏体，从而提高马氏体淬透性的作用。在本发明中为了获得这种效果，所述铝含量优选为0.025％以上，更优选为0.03％以上。但是，当其含量过多时，不仅上述效果饱和，还会增加制造成本，不利于经济性。因此，所述铝含量的上限优选为0.07％，更优选为0.06％。

铬(Cr)：1.5％以下(0％除外)

铬是为了提高淬透性以确保高强度而添加的元素。在本发明中并不特别限定所述铬含量的下限，但是优选为0.02％，更优选为0.05％。但是，当其含量过多时，会导致钢的软性下降，不利于经济性。因此，所述铬含量的上限优选为1.5％，更优选为0.5％，进一步优选为0.1％。

另外，优选包含选自Ti及Nb中的一种以上成分。此时，Ti及Nb的含量之和优选限定为0.003～0.1％。

Ti及Nb是有助于通过晶粒微细化来提高钢板强度的元素。在本发明中为了体现这种效果，上述Ti及Nb的含量之和优选为0.003％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.008％以上。相反，当其含量过多时，会过多地形成析出物，有可能降低钢的软性，导致制造成本猛增。因此，上述Ti及Nb含量之和的上限优选为0.1％，更优选为0.09％，进一步优选为0.08％。

包括残量Fe及不可避免的杂质。另外，不排除所述组成以外有效成分的添加。

另外，根据本发明的一实现例，在设计具有上述成分范围的钢板的合金时，C、Mn、Cr及Si的合金组成优选要满足以下关系式1。

[关系式1]

C+Mn/6+Cr/5+Si/15≤0.28

关系式1表示能够确保焊接性的成分关系。即，钢中的碳、锰、铬及硅起到提高碳当量(Ceq)的作用。众所周知，碳当量越高其焊接性越差。通过反复试验导出对本发明的冷轧钢板进行焊接时不发生焊接不良现象的条件。可发现按如上所述关系式1的条件严格控制碳、锰、铬及硅的含量时，能够防止焊接不良。

另外，在结晶内部生成的具有一定的面和方位的排列称为集合组织(texture)，本发明的耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板优选其{111}集合组织的分率为15～25面积％。通过确保这种集合组织，能够确保本发明预期的屈强比0.95以上、屈服强度760MPa以上和延伸率10％以上。

下面，作为制造上述冷轧钢板的较佳实施例，详细说明本发明的另一方面的耐冲击特性优异的高屈强比冷轧钢板的制造方法。

对满足前述组成的钢锭进行再加热之后，对其进行热轧而获得热轧钢板，此时，终轧出口侧温度优选为850～960℃，更优选为870～930℃。当所述终轧出口侧温度低于850℃时，有可能导致热变电阻急剧增加，而且，由于热轧卷板的上部(top)、下部(tail)及边缘部(edge)成为单相区域，有可能导致面内各向异性的增加及成形性变差。相反，当超过960℃时，在热轧钢板表面上可能会产生厚的氧化皮，而且可能会导致钢板微细组织的粗大化。

之后，对所述热轧钢板进行卷曲。此时，卷曲温度优选为550～650℃，更优选为600～650℃。当所述卷曲温度低于550℃时，可能会导致热轧钢板的急剧的强度提高，在冷轧时可能会产生随着荷载而发生形状不良等制造上的问题。相反，当所述卷曲温度超过650℃时，可能会导致热轧材质变差。

之后，对卷曲的所述热轧钢板进行冷轧而获得冷轧钢板。此时，压下率(a)优选为20～50％，更优选为30～45％，进一步优选为30～40％。当所述压下率低于20％时，再结晶驱动力减弱，有可能无法确保预期的延伸率。相反，当压下率超过50％时，会过多地形成再结晶组织，导致难以确保预期的强度。

之后，对所述冷轧钢板进行分批退火(BA，Batch Annealing)。此时，退火温度(b)优选为520～620℃，更优选为540～610℃，进一步优选为550～600℃。当退火温度低于550℃时，再结晶驱动力减弱，无法确保预期的延伸率。相反，当超过650℃时，不仅过多地形成再结晶组织，再结晶组织还会粗大化，导致屈强比下降。

另外，根据本发明的一实现例，在所述冷轧时的压下率(a，％)及在所述分批退火时的退火温度(b，℃)更优选控制为满足以下关系式2。

[关系式2]

5.7≤0.08a+0.008b≤9

为了获得耐冲击特性优异的高强度钢板，本发明的发明人进行深入研究的结果，发现了在其制造方法中冷轧时的压下率(a)及分批退火时的退火温度起着重要作用，并且发现当所述“0.08a+0.008b”被控制成5.7以上(更优选为6.3以上，进一步优选为6.8以上)且9以下(更优选为8.5以下，进一步优选为8.0以下)时，能够确保0.95以上的屈强比和820MPa以上的抗拉强度。

另外，根据本发明的一实现例，可进一步对按照上述方法制造的冷轧钢板以0.5～1.0％的压下率实施平整轧制。这是为了控制钢板形状。

下面，通过实施例更加详细说明本发明。但需要注意的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。因为本发明的权利范围取决于在权利要求书中记载的内容及由此合理类推的内容。

(实施例)

对具有以下表1中组成的钢锭在1250℃中进行一个小时的再加热之后，对其进行热轧而获得热轧钢板，其中终轧出口侧温度为900℃。在650℃下对所述热轧钢板进行卷曲之后，按照以下表2中所记载的条件进行冷轧、分批退火及平整轧制。之后，从制造出的各个冷轧钢板制作DIN拉伸试片，并评价其机械物理性质(屈服强度、抗拉强度和延伸率)。通过激光焊接试验(Laser welding test)评价焊接性。其结果表示在以下表3中。

在所述激光焊接试验中，以长度150mm的长度和8mm的宽度进行焊接之后，测定裂纹(Crack)深度，其评价标准如下。

◎：未产生裂纹或者裂纹深度小于1～40mm

△：裂纹深度为40～60mm

X：裂纹深度超过60mm

[表1]

[表2]

[表3]

从以上表3可知，满足本发明提出的合金组成及制造条件的发明例1至6的抗拉强度为820MPa以上，屈强比为0.95以上，延伸率为10％以上。特别是，发明例1至5的碳当量得到适当的控制，其焊接性也非常优异。

另外可知，由于比较例1至11未满足本发明提出的合金组成，或者是未满足制造条件，其屈强比及/或延伸率显得较差。

图1是表示基于退火温度的屈强比的图表。图2是观察并表示基于退火温度的钢板微细组织的照片。图1及图2的(a)至(e)分别表示比较例1、发明例1、发明例4、比较例5及比较例6。

Claims

1.一种高屈强比冷轧钢板，其中，

所述冷轧钢板按重量％包括C：0.05～0.1％、Si：0.1～0.35％、Mn：0.5～1.5％、P：0.001～0.10％、S：0.008％以下、可溶性Al：0.025～0.07％、Cr：1.5％以下，包括总计0.003～0.1％的选自Ti及Nb中的一种以上成分，并且包括残量Fe及不可避免的杂质，

且{111}集合组织的面积分率为15～25面积％。

2.根据权利要求1所述的高屈强比冷轧钢板，其中，

所述冷轧钢板按重量％包括Cr：0.05～0.1％。

3.根据权利要求1所述的高屈强比冷轧钢板，其中，

所述冷轧钢板包括总计0.008～0.08％的选自Ti及Nb中的一种以上成分。

4.根据权利要求1所述的高屈强比冷轧钢板，其中，

C、Mn、Cr及Si的组成满足以下关系式1，

[关系式1]

C+Mn/6+Cr/5+Si/15≤0.28。

5.一种高屈强比冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：

对钢锭进行再加热之后进行热轧而获得热轧钢板，所述钢锭按重量％包括C：0.05～0.1％、Si：0.1～0.35％、Mn：0.5～1.5％、P：0.001～0.10％、S：0.01％以下、可溶性Al：0.025～0.07％、Cr：1.5％以下、包括总计0.003～0.1％的选自Ti及Nb中的一种以上，并且包括残量Fe及不可避免的杂质；

对所述热轧钢板进行卷曲；

以20～50％的压下率(a)对卷曲的所述热轧钢板进行冷轧而获得冷轧钢板；以及

在520～620℃的退火温度(b)下，对所述冷轧钢板进行分批退火。

6.根据权利要求5所述的高屈强比冷轧钢板的制造方法，其中，

进行所述热轧时的终轧出口侧温度为880～900℃。

7.根据权利要求5所述的高屈强比冷轧钢板的制造方法，其中，

进行所述卷曲时的卷曲温度为550～650℃。

8.根据权利要求5所述的高屈强比冷轧钢板的制造方法，其中，

进行所述冷轧时是压下率(a)为30～45％。

9.根据权利要求5所述的高屈强比冷轧钢板的制造方法，其中，

进行所述分批退火时的退火温度(b)为540～610℃。

10.根据权利要求5所述的高屈强比冷轧钢板的制造方法，其中，

进行所述冷轧时的压下率(a，％)及进行所述分批退火时的退火温度(b，℃)满足以下关系式2，

[关系式2]

5.7≤0.08a+0.008b≤9。

11.根据权利要求5所述的高屈强比冷轧钢板的制造方法，其中，

进行所述分批退火之后，进一步包括以0.5～1.0％的压下率进行平整轧制的步骤。