抗分層性及碰撞特性優異的高屈強比型冷軋鋼板及其製造方法與流程

2023-06-11 21:57:56

本發明涉及能夠用於諸如梁(member)、座椅橫擋(seatrail)、支柱(pillar)等汽車用結構構件的冷軋鋼板及其製造方法，更詳細而言，涉及一種抗分層性及碰撞特性優異的高屈強比型冷軋鋼板及其製造方法。

背景技術：

最近，在汽車行業中，由於各種環境限制及能源使用限制，為了提高燃油效率或提高耐久性，要求強度更高的鋼板。特別是最近，隨著汽車衝擊穩定性限制的擴散，為了提高車身的耐衝擊性，在諸如梁(member)、座椅橫擋(seatrail)及支柱(pillar)等汽車用結構構件中採用了屈服強度優異的高強度鋼。這種結構構件用鋼板具有屈服強度相對於抗拉強度越高，即，屈強比(屈服強度/抗拉強度)越高，越有利於衝擊能量吸收性能的特徵。但是，當為了提高屈強比，例如利用析出相時，由於析出相粗大而會在試料中發生分層。

另外，汽車用結構構件以輥軋成型以及衝壓成型這兩種方法製造，因此，用作諸如梁(member)、座椅橫擋(seatrail)及支柱(pillar)等汽車用結構構件的鋼板，同時要求具有高抗分層性。但是，一般而言，鋼板的強度越增加，越會發生分層。

因此，迫切要求開發一種能夠彌補這種問題的具有優異的抗分層性及碰撞特性的材料。

技術實現要素：

本發明正是為解決如上所述的問題而研發的，旨在提供一種適宜地控制合金組成與製造條件，從而無需合金元素的大量添加便具有優異的抗分層性及碰撞特性的冷軋鋼板及其製造方法。

另一方面，本發明的課題不限定於所述內容。本發明的課題是從本說明書的通篇內容可以理解的，只要是本發明所屬技術領域的技術人員，在理解本發明的附加性課題方面不會有任何困難。

在一個方面，本發明提供一種抗分層性及碰撞特性優異的高屈強比型冷軋鋼板，包含鈦(ti)：0.003～0.1重量％和/或鈮(nb)：0.003～0.1重量％、碳(c)：0.03～0.1重量％、矽(si)：0.01～0.35重量％、錳(mn)：0.5～1.5重量％、磷(p)：0.10重量％以下、硫(s)：0.01重量％以下、可溶鋁(sol.al)：0.025～0.07重量％、以及餘量的鐵(fe)和其它不可避免的雜質；微細組織以鐵素體為主要組織，微細組織中tic或nbc的析出物的平均大小為60nm以下，微細組織的平均取向差角度(misorientationangle)為16°至24°。

另一方面，所述冷軋鋼板的碳(c)、錳(mn)及矽(si)的合金組成可以滿足下述[關係式1]。即，用下述[關係式1]定義的碳當量(ceq)可以為0.28以下。

[關係式1]

[c]+[mn]/6+[si]/15≤0.28

(所述[c]、[mn]及[si]分別意味著相應元素的重量％)

另一方面，所述冷軋鋼板按面積分數可以包含98％至100％的鐵素體及0％至2％的殘留奧氏體。

另一方面，所述冷軋鋼板的微細組織中再結晶的軋制組織的面積分數可以為16％至24％。此時，所謂再結晶的軋制組織，意味著取向差角度(misorientationangle)為15°以上的組織。

另一方面，所述冷軋鋼板的屈服強度可以為800mpa以上，屈強比為0.95以上。

另一方面，所述冷軋鋼板的彎曲加工性(r/t)可以為1.0以下，伸長率為10％以上。

在另一方面，本發明提供一種抗分層性及碰撞特性優異的高屈強比型冷軋鋼板的製造方法，包括以下步驟：對鋼坯進行再加熱的步驟，所述鋼坯包含鈦(ti)：0.003～0.1重量％和/或鈮(nb)：0.003～0.1重量％、碳(c)：0.03～0.1重量％、矽(si)：0.01～0.35重量％、錳(mn)：0.5～1.5重量％、磷(p)：0.10重量％以下、硫(s)：0.01重量％以下、可溶鋁 (sol.al)：0.025～0.07重量％、以及餘量的鐵(fe)和其它不可避免的雜質；對所述再加熱的鋼坯以精軋出口側溫度達到900℃以上的方式進行熱軋而獲得熱軋鋼板的步驟；將所述熱軋鋼板在580℃至630℃的溫度中卷取的步驟；對所述卷取的熱軋鋼板按5％至50％的壓下率(a)進行第一次軋制的步驟；所述第一次軋制後，在510℃至600℃的溫度(b)中進行第一次罩式退火的步驟；所述第一次罩式退火後，按3％至40％的壓下率(c)進行第二次軋制的步驟；及所述第二次軋制後，在520℃至620℃的溫度(d)中進行第二次罩式退火的步驟；所述第一次軋制時壓下率(a)、第一次罩式退火時溫度(b)、第二次軋制時壓下率(c)及第二次罩式退火時溫度(d)滿足下述[關係式2]。

[關係式2]

13.3≤0.01a+0.005b+0.05c+0.02d≤16.8

(所述a和c的單位為％，所述b和d的單位為℃)

另一方面，本發明的抗分層性及碰撞特性優異的高屈強比型冷軋鋼板的製造方法，優選在所述第二次罩式退火後，還包含按0.1％至1.0％的壓下率進行平整冷軋的步驟。

而且，所述課題的解決手段並非全部列舉了本發明的特徵。本發明多樣的特徵及其優點和效果是參照以下具體實施方式可以更詳細理解的。

根據本發明，能夠提供一種無需合金元素的大量添加便能夠同時確保優異的抗分層性及碰撞特性，同時焊接性也優異的鋼板。

具體實施方式

下面說明本發明的優選實施方式。但是，本發明的實施方式可以變形為多種其它形態，本發明的範圍並非由以下說明的實施方式所限定。另外，本發明的實施方式是為了更完整地向所屬技術領域的技術人員說明本發明而提供的。

1.鋼板

本發明的發明人反覆研究的結果，確認了按特殊的成分比包含碳 (c)、矽(si)、錳(mn)、磷(p)、硫(s)、可溶鋁(sol.al)、鈦(ti)、鈮(nb)、鐵(fe)等，且適宜地控制包含鐵素體作為主要組織的微細組織中tic或nbc的析出物的平均大小與平均取向差角度(misorientationangle)，從而能夠同時提高優異的抗分層性及碰撞特性，因而完成了本發明。

具體而言，本發明的抗分層性及碰撞特性優異的高屈強比型冷軋鋼板，包含鈦(ti)：0.003～0.1重量％和/或鈮(nb)：0.003～0.1重量％、碳(c)：0.03～0.1重量％、矽(si)：0.01～0.35重量％、錳(mn)：0.5～1.5重量％、磷(p)：0.10重量％以下、硫(s)：0.01重量％以下、可溶鋁(sol.al)：0.025～0.07重量％、以及餘量的鐵(fe)和其它不可避免的雜質；微細組織以鐵素體為主要組織，微細組織中tic或nbc的析出物的平均大小為60nm以下，微細組織的平均取向差角度(misorientationangle)為16°至24°。

首先，對本發明冷軋鋼板的各成分的添加理由及其適宜含量範圍進行說明。

碳(c)：0.03～0.1重量％

碳是為了確保鋼的強度而添加的元素。在本發明中，為了獲得這種效果，優選包含0.03重量％以上，更優選包含0.04重量％以上，進一步優選包含0.05重量％以上。相反，當其含量過大時，存在鋼的焊接性及彎曲加工性變差的憂慮。因此，優選所述碳含量的上限為0.1重量％，更優選為0.09重量％，進一步優選為0.08重量％。

矽(si)：0.01～0.35重量％

矽發揮通過固溶強化而提高鋼的強度的作用，另外，發揮通過晶粒微細化而增加晶界面積，提高解理裂紋擴展(cleavagecrackpropagation)停止特性的作用。在本發明中，為了獲得這種效果，優選包含0.01重量％以上，更優選包含0.1重量％以上，進一步優選包含0.15重量％以上。但是，當其含量過大時，誘發表面鱗皮缺陷，不僅是鋼板的表面品質下降，而且存在化學處理性、鍍覆性及焊接性下降的憂慮。因此，優選所述矽含量的上限為0.35重量％，更優選為0.32重量％，進一步優選為0.30重量％。

錳(mn)：0.5～1.5重量％

錳使晶粒微細化，使鋼中的s完全析出為mns，防止因fes生成而導致的熱脆性，而且發揮無展延性降低地藉助於固溶強化而使鋼強化的作用。本發明為了獲得這種效果，優選包含0.5重量％以上，更優選包含0.6重量％以上，進一步優選包含0.7重量％以上。但是，當其含量過大時，存在焊接性及熱軋性下降的憂慮。因此，優選所述錳含量的上限為1.5重量％，更優選為1.3重量％，進一步優選為1.2重量％。

磷(p)：0.10重量％以下

磷作為不可避免地含有的雜質，是偏析於晶界而成為損害鋼的韌性的主要原因的元素，因此，優選將其含量控制得儘可能低。理論上而言，磷的含量限制為0％有利，但由於製造工序上的原因而只能必然含有。因此，對上限進行管理很重要，在本發明中，優選將所述硫含量的上限管理在0.10重量％，更優選管理在0.05重量％，進一步優選管理在0.03重量％。

硫(s)：0.01重量％以下

硫作為不可避免地含有的雜質，是成為損害鋼的韌性和焊接性的主要原因的元素，優選將其含量控制得儘可能低。理論上而言，硫的含量限制為0％有利，但由於製造工序上的原因而只能必然含有。因此，對上限進行管理很重要，在本發明中，優選將所述硫含量的上限管理在0.01重量％，更優選管理在0.008重量％，進一步優選管理在0.005重量％。

可溶鋁(sol.al)：0.025～0.07重量％

可溶鋁主要是為了脫氧而添加的元素，是在像si那樣將鐵素體內碳分配給奧氏體(austenite)並提高馬氏體(martensite)淬硬性能方面具有效果的元素。在本發明中，為了顯示出這種效果，優選包含0.025重量％以上，更優選包含0.03重量％以上。但是，當其含量過大時，不僅其效果飽和，而且在經濟上不利，因此，優選所述可溶鋁含量的上限為0.07重量％，更優選為0.06重量％。

鈦(ti)：0.003～0.1重量％和/或鈮(nb)：0.003～0.1重量％

鈦和鈮是為了基於析出強化而提高鋼的強度及晶粒微細化而添加的元素。在本發明中，為了顯示出這種效果，優選包含0.003重量％以上，更優選包含0.005重量％以上，進一步優選包含0.01重量％以上。相反，當其含量過大時，不僅其效果飽和，在經濟上不利，而且由於析出物的過多形成而存在鋼的展延性下降的憂慮。因此，優選其含量的上限為0.1重量％，更優選為0.09重量％，進一步優選為0.08重量％。

本發明的其餘成分為鐵(fe)。但是，在通常的鋼鐵製造過程中，不可避免地會從原料或周圍環境混入意外的雜質，因而無法排除這些雜質。這些雜質由於是通常鋼鐵製造過程的技術人員任何人都會知道的，所以在本說明書中不特別地提及其所有內容。

另一方面，根據本發明的一個實施方式，設計滿足所述成分範圍的鋼板的合金時，更優選使得碳(c)、錳(mn)及矽(si)的合金組成滿足下述[關係式1]。

[關係式1]

[c]+[mn]/6+[si]/15≤0.28

(所述[c]、[mn]及[si]分別意味著相應元素的重量％)

所述[關係式1]顯示出能夠確保優異焊接性的碳當量(ceq)相關成分關係。即，鋼中碳、錳及矽發揮提高碳當量(ceq)的作用，眾所周知，碳當量越高，焊接性越惡化。本發明的發明人通過反覆實驗，導出了本發明的冷軋鋼板在焊接時不發生焊接不良的條件，可以確認，當將碳、錳及矽的含量嚴格控制在如上所述的範圍內時，能夠確保優異的焊接性。

下面，就本發明冷軋鋼板的微細組織進行說明。

本發明的冷軋鋼板優選在滿足所述成分條件的同時，其微細組織以鐵素體(ferrite)為主要組織，此時，更優選所述鐵素體的面積分數為98％至100％。另外，所述鐵素體外的其餘部分可以為殘留奧氏體，優選所述殘留奧氏體的面積分數控制在2％以下。

另一方面，所述本發明的冷軋鋼板優選在微細組織中tic或nbc 的析出物的平均大小為60nm以下，例如為1～50nm左右。當tic或nbc的析出物的大小超出所述範圍而粗大時，容易發生分層。

另外，所述本發明的冷軋鋼板優選微細組織中再結晶的軋制組織的面積分數為16％至24％。所謂再結晶的軋制組織，意味著取向差角度(misorientationangle)為15°以上的組織，所述取向差角度可以利用ebsd(electronback-scattereddiffraction，電子背散射衍射)測量。在所述再結晶的軋制組織不足16面積％的情況下，退火後，晶粒的恢復程度很低，相對於抗拉強度，屈服強度過度上升，因此，存在鋼的抗分層性下降的問題。相反，在超過24面積％的情況下，鋼的展延性表現得優異，但存在強度惡化的問題。

本發明的冷軋鋼板滿足如上所述的成分條件，更優選在具有如上所述的微細組織的同時，微細組織的平均取向差角度(averagemisorientationangle)為16°至24°。當平均取向差角度超出所述範圍時，無法同時確保在本發明中作為目的的抗分層性及碰撞特性。另一方面，所述平均取向差角度也可以利用ebsd(electronback-scattereddiffraction，電子背散射衍射)測量。

另一方面，根據本發明的一個實施方式，如上所述提供的本發明的冷軋鋼板，可以具有1.0以下的彎曲加工性(r/t)、10％以上的伸長率、800mpa以上的屈服強度以及0.95以上的屈強比，因此，可以優選地應用於諸如梁(member)、座椅橫擋(seatrail)、支柱(pillar)等汽車用結構構件。

以上說明的本發明的冷軋鋼板可以通過多樣的方法製造，其製造方法不特別是限制。但是，作為其一個實施方式，可以根據如下方法製造。

2.鋼板的製造方法

下面就本發明冷軋鋼板的製造方法進行說明。

本發明的發明人反覆研究的結果，了解到作為用於控制如上所述的軋制組織的面積分數與平均取向差角度的一種方式，經過兩次冷軋及罩式退火而反覆實施，通過適宜地控制冷軋時的壓下率及罩式退火時退火溫度以及他們之間的關係而可以實現。另外，了解到作為用於控制微細 組織中tic或nbc的析出物大小的一種方式，通過適宜地控制熱軋溫度及熱軋卷取溫度而可以實現。

具體而言，本發明抗分層性及碰撞特性優異的高屈強比型冷軋鋼板的製造方法包括：對鋼坯進行再加熱的步驟，所述鋼坯包含鈦(ti)：0.003～0.1重量％和/或鈮(nb)：0.003～0.1重量％、碳(c)：0.03～0.1重量％、矽(si)：0.01～0.35重量％、錳(mn)：0.5～1.5重量％、磷(p)：0.10重量％以下、硫(s)：0.01重量％以下、可溶鋁(sol.al)：0.025～0.07重量％、餘量的鐵(fe)和其它不可避免的雜質；對所述再加熱的鋼坯以精軋出口側溫度達到900℃以上的方式進行熱軋而獲得熱軋鋼板的步驟；將所述熱軋鋼板在580℃至630℃的溫度中卷取的步驟；對所述卷取的熱軋鋼板進行第一次軋制的步驟；所述第一次軋制後進行第一次罩式退火的步驟；所述第一次罩式退火後進行第二次軋制的步驟；及所述第二次軋制後進行第二次罩式退火的步驟；所述第一次軋制時壓下率(a)、第一次罩式退火時溫度(b)、第二次軋制時壓下率(c)及第二次罩式退火時溫度(d)滿足下述[關係式2]。

[關係式2]

*6113.3≤0.01a+0.005b+0.05c+0.02d≤16.8

(所述a和c的單位為％，所述b和d的單位為℃)

首先，準備熱軋鋼板。在本發明中，對於準備熱軋鋼板的步驟不特別進行限制，可以通過本發明所屬技術領域中公知的多種方法進行準備。但是，作為一個優選實施方式，可以對具有所述成分系的鋼坯進行再加熱，對所述再加熱的鋼坯進行熱軋而獲得熱軋鋼板後，卷取所述熱軋鋼板，從而準備熱軋鋼板。

此時，所述熱軋時，優選精軋出口側溫度控制在900℃以上，例如，以達到900℃至920℃的方式進行控制。精軋出口側溫度不足900℃的情況下，在熱軋板中壓下過多，ti(nb)c析出大量生成，結果，在最終鋼板中，ti(nb)c析出物大小粗大，會容易發生分層。另外，存在在鋼板的表層部發生混合晶粒組織的憂慮。另一方面，在超過920℃的情況下，存在發生表面鱗皮的憂慮。

另外，卷取時，優選卷取溫度為580℃至630℃。在卷取溫度不足580℃的情況下，導致熱軋鋼板的強度急劇上升，冷軋時會發生隨著負載而形狀不良等製造上的問題，在超過630℃的情況下，ti(nb)c析出物大小粗大地生長，會容易發生分層。

之後，對所述熱軋鋼板進行第一次軋制。此時，優選壓下率為5％至50％，更優選為10％至40％。當所述第一次軋制時壓下率不足5％時，退火時存在再結晶驅動力不足的憂慮，相反，當超過50％時，存在退火時再結晶分數過度增加的憂慮。

之後，進行第一次罩式退火。此時，優選退火溫度為510℃至600℃，更優選為540℃至580℃。當所述第一次罩式退火時退火溫度不足510℃時，存在未結晶粒分數增加的憂慮，相反，當超過600℃時，存在再結晶分數過度增加的憂慮。

之後，進行第二次軋制。此時，優選壓下率為3％至40％，更優選為5％至30％，進一步優選為5％至10％。當所述第二次軋制時壓下率不足3％時，存在強度下降的憂慮，相反，當超過40％時，存在展延性下降的憂慮。

之後，進行第二次罩式退火。此時，優選退火溫度為520℃至620℃，更優選為540℃至580℃。當所述第二次罩式退火時退火溫度不足520℃的情況下，存在展延性及彎曲加工性下降的憂慮，相反，當超過620℃時，存在強度下降的憂慮。

另一方面，本發明的發明人在為了導出用於在恢復退火鋼中確保既定水平以上的碰撞特性並確保優異的屈服強度的條件而進行深入研究的過程中了解到，不僅應分別適宜地控制第一次軋制時的壓下率(a)、第一次罩式退火時的溫度(b)、第二次軋制時的壓下率(c)及第二次罩式退火時的溫度(d)，而且應適宜地控制它們之間的關係，更具體而言，為了同時確保0.95以上的屈強比及800mpa以上的屈服強度，所述a至d應滿足下述關係式2。

[關係式2]

13.3≤0.01a+0.005b+0.05c+0.02d≤16.8

(所述a和c的單位為％，所述b和d的單位為℃)

另一方面，根據本發明的一個實施方式，針對根據所述方法完成至第二次罩式退火的冷軋鋼板，可以按0.1％至1.0％的壓下率追加進行平整冷軋。已知通常對變態組織鋼進行平整冷軋時，在幾乎沒有抗拉強度增加的情況下，至少出現50mpa至100mpa以上的屈服強度上升。當所述壓下率不足0.1％時，在本發明的抗拉強度830mpa級高強度鋼中，存在形狀控制非常困難的缺點，相反，當所述壓下率超過1.0％時，屈服強度過度增加，不僅展延性下降，而且存在作業性極不穩定的缺點。

下面通過實施例，詳細說明本發明。

實施例

對如下述表1所示組成的鋼坯進行真空熔解，在加熱爐中，在1250℃的溫度中再加熱1小時時間，以精軋出口側溫度(fdt)及卷取溫度(ct)如下述表1所示的方式進行熱軋及卷取，獲得了熱軋鋼板。之後，將所述熱軋鋼板按下述表2的條件進行第一次軋制、第一次退火、第二次軋制及第二次退火，獲得了冷軋鋼板。之後，針對各個冷軋鋼板，觀察微細組織，測量平均取向差角度後，通過雷射焊接試驗(laserweldingtest)，評價焊接性，製作din拉伸試料，測量機械性質(屈服強度、抗拉強度、屈強比及伸長率)。另外，測量衝擊試驗時是否發生分層。將其結果顯示於下述表3中。在下述表3中，ys、ts、yr、t-el分別意味著屈服強度、抗拉強度、屈強比(yieldratio,yr＝ys/ts)、破壞伸長率。

所述取向差角度利用sem-jeol6500f及edaxtslebsd設備，按2000倍倍率，將步長設置為0.1μm進行測量，測量大小為46μmx140μm。

所述雷射焊接試驗是按長150mm、寬8mm進行雷射焊接後，測量龜裂(crack)的深度，評價基準如下。

○：不發生龜裂或龜裂深度1～40mm不足

δ：龜裂深度大於40mm且小於等於60mm

x：龜裂深度大於60mm

所述分層與否可以利用夏比衝擊試驗(charpyimpacttest)進行測量。進行夏比衝擊試驗後，觀察破斷面，可以利用sem測量是否分層。

○：不發生分層或為1～10um不足

δ：分層長度為10～100um以下

x：分層長度大於100um

【表1】

【表2】

【表3】

正如通過表1可知，本發明提出的滿足合金組成及製造條件的發明例1至5的情形，同時滿足屈服強度800mpa以上、抗拉強度830mpa以上、屈強比0.95以上、伸長率10％以上、彎曲加工性1.0以下及優異的抗分層性，另外可知，碳當量屬於本發明提出的範圍內時焊接性也優異。另一方面，發明例1至5的冷軋鋼板按面積分數包含98％至100％的鐵素體及0％至2％的殘留奧氏體。

相反，比較例1至15的情形，合金組成或製造條件中某一者超過本發明提出的範圍，分層、展延性特性及碰撞特性中一者以上處於劣勢。

以上對本發明的實施例進行了詳細說明，但本發明的權利範圍並非 限定於此，在不超出本發明所要保護的本發明的技術思想的範圍內，可以進行多樣的修改及變形，這是本發明所述技術領域的技術人員不言而喻的。