本发明涉及能够用于诸如梁(member)、座椅横挡(seatrail)、支柱(pillar)等汽车用结构构件的冷轧钢板及其制造方法，更详细而言，涉及一种抗分层性及碰撞特性优异的高屈强比型冷轧钢板及其制造方法。
背景技术：
最近，在汽车行业中，由于各种环境限制及能源使用限制，为了提高燃油效率或提高耐久性，要求强度更高的钢板。特别是最近，随着汽车冲击稳定性限制的扩散，为了提高车身的耐冲击性，在诸如梁(member)、座椅横挡(seatrail)及支柱(pillar)等汽车用结构构件中采用了屈服强度优异的高强度钢。这种结构构件用钢板具有屈服强度相对于抗拉强度越高，即，屈强比(屈服强度/抗拉强度)越高，越有利于冲击能量吸收性能的特征。但是，当为了提高屈强比，例如利用析出相时，由于析出相粗大而会在试料中发生分层。
另外，汽车用结构构件以辊轧成型以及冲压成型这两种方法制造，因此，用作诸如梁(member)、座椅横挡(seatrail)及支柱(pillar)等汽车用结构构件的钢板，同时要求具有高抗分层性。但是，一般而言，钢板的强度越增加，越会发生分层。
因此，迫切要求开发一种能够弥补这种问题的具有优异的抗分层性及碰撞特性的材料。
技术实现要素：
本发明正是为解决如上所述的问题而研发的，旨在提供一种适宜地控制合金组成与制造条件，从而无需合金元素的大量添加便具有优异的抗分层性及碰撞特性的冷轧钢板及其制造方法。
另一方面，本发明的课题不限定于所述内容。本发明的课题是从本说明书的通篇内容可以理解的，只要是本发明所属技术领域的技术人员，在理解本发明的附加性课题方面不会有任何困难。
在一个方面，本发明提供一种抗分层性及碰撞特性优异的高屈强比型冷轧钢板，包含钛(ti)：0.003～0.1重量％和/或铌(nb)：0.003～0.1重量％、碳(c)：0.03～0.1重量％、硅(si)：0.01～0.35重量％、锰(mn)：0.5～1.5重量％、磷(p)：0.10重量％以下、硫(s)：0.01重量％以下、可溶铝(sol.al)：0.025～0.07重量％、以及余量的铁(fe)和其它不可避免的杂质；微细组织以铁素体为主要组织，微细组织中tic或nbc的析出物的平均大小为60nm以下，微细组织的平均取向差角度(misorientationangle)为16°至24°。
另一方面，所述冷轧钢板的碳(c)、锰(mn)及硅(si)的合金组成可以满足下述[关系式1]。即，用下述[关系式1]定义的碳当量(ceq)可以为0.28以下。
[关系式1]
[c]+[mn]/6+[si]/15≤0.28
(所述[c]、[mn]及[si]分别意味着相应元素的重量％)
另一方面，所述冷轧钢板按面积分数可以包含98％至100％的铁素体及0％至2％的残留奥氏体。
另一方面，所述冷轧钢板的微细组织中再结晶的轧制组织的面积分数可以为16％至24％。此时，所谓再结晶的轧制组织，意味着取向差角度(misorientationangle)为15°以上的组织。
另一方面，所述冷轧钢板的屈服强度可以为800mpa以上，屈强比为0.95以上。
另一方面，所述冷轧钢板的弯曲加工性(r/t)可以为1.0以下，伸长率为10％以上。
在另一方面，本发明提供一种抗分层性及碰撞特性优异的高屈强比型冷轧钢板的制造方法，包括以下步骤：对钢坯进行再加热的步骤，所述钢坯包含钛(ti)：0.003～0.1重量％和/或铌(nb)：0.003～0.1重量％、碳(c)：0.03～0.1重量％、硅(si)：0.01～0.35重量％、锰(mn)：0.5～1.5重量％、磷(p)：0.10重量％以下、硫(s)：0.01重量％以下、可溶铝 (sol.al)：0.025～0.07重量％、以及余量的铁(fe)和其它不可避免的杂质；对所述再加热的钢坯以精轧出口侧温度达到900℃以上的方式进行热轧而获得热轧钢板的步骤；将所述热轧钢板在580℃至630℃的温度中卷取的步骤；对所述卷取的热轧钢板按5％至50％的压下率(a)进行第一次轧制的步骤；所述第一次轧制后，在510℃至600℃的温度(b)中进行第一次罩式退火的步骤；所述第一次罩式退火后，按3％至40％的压下率(c)进行第二次轧制的步骤；及所述第二次轧制后，在520℃至620℃的温度(d)中进行第二次罩式退火的步骤；所述第一次轧制时压下率(a)、第一次罩式退火时温度(b)、第二次轧制时压下率(c)及第二次罩式退火时温度(d)满足下述[关系式2]。
[关系式2]
13.3≤0.01a+0.005b+0.05c+0.02d≤16.8
(所述a和c的单位为％，所述b和d的单位为℃)
另一方面，本发明的抗分层性及碰撞特性优异的高屈强比型冷轧钢板的制造方法，优选在所述第二次罩式退火后，还包含按0.1％至1.0％的压下率进行平整冷轧的步骤。
而且，所述课题的解决手段并非全部列举了本发明的特征。本发明多样的特征及其优点和效果是参照以下具体实施方式可以更详细理解的。
根据本发明，能够提供一种无需合金元素的大量添加便能够同时确保优异的抗分层性及碰撞特性，同时焊接性也优异的钢板。
具体实施方式
下面说明本发明的优选实施方式。但是，本发明的实施方式可以变形为多种其它形态，本发明的范围并非由以下说明的实施方式所限定。另外，本发明的实施方式是为了更完整地向所属技术领域的技术人员说明本发明而提供的。
1.钢板
本发明的发明人反复研究的结果，确认了按特殊的成分比包含碳 (c)、硅(si)、锰(mn)、磷(p)、硫(s)、可溶铝(sol.al)、钛(ti)、铌(nb)、铁(fe)等，且适宜地控制包含铁素体作为主要组织的微细组织中tic或nbc的析出物的平均大小与平均取向差角度(misorientationangle)，从而能够同时提高优异的抗分层性及碰撞特性，因而完成了本发明。
具体而言，本发明的抗分层性及碰撞特性优异的高屈强比型冷轧钢板，包含钛(ti)：0.003～0.1重量％和/或铌(nb)：0.003～0.1重量％、碳(c)：0.03～0.1重量％、硅(si)：0.01～0.35重量％、锰(mn)：0.5～1.5重量％、磷(p)：0.10重量％以下、硫(s)：0.01重量％以下、可溶铝(sol.al)：0.025～0.07重量％、以及余量的铁(fe)和其它不可避免的杂质；微细组织以铁素体为主要组织，微细组织中tic或nbc的析出物的平均大小为60nm以下，微细组织的平均取向差角度(misorientationangle)为16°至24°。
首先，对本发明冷轧钢板的各成分的添加理由及其适宜含量范围进行说明。
碳(c)：0.03～0.1重量％
碳是为了确保钢的强度而添加的元素。在本发明中，为了获得这种效果，优选包含0.03重量％以上，更优选包含0.04重量％以上，进一步优选包含0.05重量％以上。相反，当其含量过大时，存在钢的焊接性及弯曲加工性变差的忧虑。因此，优选所述碳含量的上限为0.1重量％，更优选为0.09重量％，进一步优选为0.08重量％。
硅(si)：0.01～0.35重量％
硅发挥通过固溶强化而提高钢的强度的作用，另外，发挥通过晶粒微细化而增加晶界面积，提高解理裂纹扩展(cleavagecrackpropagation)停止特性的作用。在本发明中，为了获得这种效果，优选包含0.01重量％以上，更优选包含0.1重量％以上，进一步优选包含0.15重量％以上。但是，当其含量过大时，诱发表面鳞皮
锰(mn)：0.5～1.5重量％
锰使晶粒微细化，使钢中的s完全析出为mns，防止因fes生成而导致的热脆性，而且发挥无展延性降低地借助于固溶强化而使钢强化的作用。本发明为了获得这种效果，优选包含0.5重量％以上，更优选包含0.6重量％以上，进一步优选包含0.7重量％以上。但是，当其含量过大时，存在焊接性及热轧性下降的忧虑。因此，优选所述锰含量的上限为1.5重量％，更优选为1.3重量％，进一步优选为1.2重量％。
磷(p)：0.10重量％以下
磷作为不可避免地含有的杂质，是偏析于晶界而成为损害钢的韧性的主要原因的元素，因此，优选将其含量控制得尽可能低。理论上而言，磷的含量限制为0％有利，但由于制造工序上的原因而只能必然含有。因此，对上限进行管理很重要，在本发明中，优选将所述硫含量的上限管理在0.10重量％，更优选管理在0.05重量％，进一步优选管理在0.03重量％。
硫(s)：0.01重量％以下
硫作为不可避免地含有的杂质，是成为损害钢的韧性和焊接性的主要原因的元素，优选将其含量控制得尽可能低。理论上而言，硫的含量限制为0％有利，但由于制造工序上的原因而只能必然含有。因此，对上限进行管理很重要，在本发明中，优选将所述硫含量的上限管理在0.01重量％，更优选管理在0.008重量％，进一步优选管理在0.005重量％。
可溶铝(sol.al)：0.025～0.07重量％
可溶铝主要是为了脱氧而添加的元素，是在像si那样将铁素体内碳分配给奥氏体(austenite)并提高马氏体(martensite)淬硬性能方面具有效果的元素。在本发明中，为了显示出这种效果，优选包含0.025重量％以上，更优选包含0.03重量％以上。但是，当其含量过大时，不仅其效果饱和，而且在经济上不利，因此，优选所述可溶铝含量的上限为0.07重量％，更优选为0.06重量％。
钛(ti)：0.003～0.1重量％和/或铌(nb)：0.003～0.1重量％
钛和铌是为了基于析出强化而提高钢的强度及晶粒微细化而添加的元素。在本发明中，为了显示出这种效果，优选包含0.003重量％以上，更优选包含0.005重量％以上，进一步优选包含0.01重量％以上。相反，当其含量过大时，不仅其效果饱和，在经济上不利，而且由于析出物的过多形成而存在钢的展延性下降的忧虑。因此，优选其含量的上限为0.1重量％，更优选为0.09重量％，进一步优选为0.08重量％。
本发明的其余成分为铁(fe)。但是，在通常的钢铁制造过程中，不可避免地会从原料或周围环境混入意外的杂质，因而无法排除这些杂质。这些杂质由于是通常钢铁制造过程的技术人员任何人都会知道的，所以在本说明书中不特别地提及其所有内容。
另一方面，根据本发明的一个实施方式，设计满足所述成分范围的钢板的合金时，更优选使得碳(c)、锰(mn)及硅(si)的合金组成满足下述[关系式1]。
[关系式1]
[c]+[mn]/6+[si]/15≤0.28
(所述[c]、[mn]及[si]分别意味着相应元素的重量％)
所述[关系式1]显示出能够确保优异焊接性的碳当量(ceq)相关成分关系。即，钢中碳、锰及硅发挥提高碳当量(ceq)的作用，众所周知，碳当量越高，焊接性越恶化。本发明的发明人通过反复实验，导出了本发明的冷轧钢板在焊接时不发生焊接不良的条件，可以确认，当将碳、锰及硅的含量严格控制在如上所述的范围内时，能够确保优异的焊接性。
下面，就本发明冷轧钢板的微细组织进行说明。
本发明的冷轧钢板优选在满足所述成分条件的同时，其微细组织以铁素体(ferrite)为主要组织，此时，更优选所述铁素体的面积分数为98％至100％。另外，所述铁素体外的其余部分可以为残留奥氏体，优选所述残留奥氏体的面积分数控制在2％以下。
另一方面，所述本发明的冷轧钢板优选在微细组织中tic或nbc 的析出物的平均大小为60nm以下，例如为1～50nm左右。当tic或nbc的析出物的大小超出所述范围而粗大时，容易发生分层。
另外，所述本发明的冷轧钢板优选微细组织中再结晶的轧制组织的面积分数为16％至24％。所谓再结晶的轧制组织，意味着取向差角度(misorientationangle)为15°以上的组织，所述取向差角度可以利用ebsd(electronback-scattereddiffraction，电子背散射衍射)测量。在所述再结晶的轧制组织不足16面积％的情况下，退火后，晶粒的恢复程度很低，相对于抗拉强度，屈服强度过度上升，因此，存在钢的抗分层性下降的问题。相反，在超过24面积％的情况下，钢的展延性表现得优异，但存在强度恶化的问题。
本发明的冷轧钢板满足如上所述的成分条件，更优选在具有如上所述的微细组织的同时，微细组织的平均取向差角度(averagemisorientationangle)为16°至24°。当平均取向差角度超出所述范围时，无法同时确保在本发明中作为目的的抗分层性及碰撞特性。另一方面，所述平均取向差角度也可以利用ebsd(electronback-scattereddiffraction，电子背散射衍射)测量。
另一方面，根据本发明的一个实施方式，如上所述提供的本发明的冷轧钢板，可以具有1.0以下的弯曲加工性(r/t)、10％以上的伸长率、800mpa以上的屈服强度以及0.95以上的屈强比，因此，可以优选地应用于诸如梁(member)、座椅横挡(seatrail)、支柱(pillar)等汽车用结构构件。
以上说明的本发明的冷轧钢板可以通过多样的方法制造，其制造方法不特别是限制。但是，作为其一个实施方式，可以根据如下方法制造。
2.钢板的制造方法
下面就本发明冷轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的发明人反复研究的结果，了解到作为用于控制如上所述的轧制组织的面积分数与平均取向差角度的一种方式，经过两次冷轧及罩式退火而反复实施，通过适宜地控制冷轧时的压下率及罩式退火时退火温度以及他们之间的关系而可以实现。另外，了解到作为用于控制微细 组织中tic或nbc的析出物大小的一种方式，通过适宜地控制热轧温度及热轧卷取温度而可以实现。
具体而言，本发明抗分层性及碰撞特性优异的高屈强比型冷轧钢板的制造方法包括：对钢坯进行再加热的步骤，所述钢坯包含钛(ti)：0.003～0.1重量％和/或铌(nb)：0.003～0.1重量％、碳(c)：0.03～0.1重量％、硅(si)：0.01～0.35重量％、锰(mn)：0.5～1.5重量％、磷(p)：0.10重量％以下、硫(s)：0.01重量％以下、可溶铝(sol.al)：0.025～0.07重量％、余量的铁(fe)和其它不可避免的杂质；对所述再加热的钢坯以精轧出口侧温度达到900℃以上的方式进行热轧而获得热轧钢板的步骤；将所述热轧钢板在580℃至630℃的温度中卷取的步骤；对所述卷取的热轧钢板进行第一次轧制的步骤；所述第一次轧制后进行第一次罩式退火的步骤；所述第一次罩式退火后进行第二次轧制的步骤；及所述第二次轧制后进行第二次罩式退火的步骤；所述第一次轧制时压下率(a)、第一次罩式退火时温度(b)、第二次轧制时压下率(c)及第二次罩式退火时温度(d)满足下述[关系式2]。
[关系式2]
*6113.3≤0.01a+0.005b+0.05c+0.02d≤16.8
(所述a和c的单位为％，所述b和d的单位为℃)
首先，准备热轧钢板。在本发明中，对于准备热轧钢板的步骤不特别进行限制，可以通过本发明所属技术领域中公知的多种方法进行准备。但是，作为一个优选实施方式，可以对具有所述成分系的钢坯进行再加热，对所述再加热的钢坯进行热轧而获得热轧钢板后，卷取所述热轧钢板，从而准备热轧钢板。
此时，所述热轧时，优选精轧出口侧温度控制在900℃以上，例如，以达到900℃至920℃的方式进行控制。精轧出口侧温度不足900℃的情况下，在热轧板中压下过多，ti(nb)c析出大量生成，结果，在最终钢板中，ti(nb)c析出物大小粗大，会容易发生分层。另外，存在在钢板的表层部发生混合晶粒组织的忧虑。另一方面，在超过920℃的情况下，存在发生表面鳞皮的忧虑。
另外，卷取时，优选卷取温度为580℃至630℃。在卷取温度不足580℃的情况下，导致热轧钢板的强度急剧上升，冷轧时会发生随着负载而形状不良等制造上的问题，在超过630℃的情况下，ti(nb)c析出物大小粗大地生长，会容易发生分层。
之后，对所述热轧钢板进行第一次轧制。此时，优选压下率为5％至50％，更优选为10％至40％。当所述第一次轧制时压下率不足5％时，退火时存在再结晶驱动力不足的忧虑，相反，当超过50％时，存在退火时再结晶分数过度增加的忧虑。
之后，进行第一次罩式退火。此时，优选退火温度为510℃至600℃，更优选为540℃至580℃。当所述第一次罩式退火时退火温度不足510℃时，存在未结晶粒分数增加的忧虑，相反，当超过600℃时，存在再结晶分数过度增加的忧虑。
之后，进行第二次轧制。此时，优选压下率为3％至40％，更优选为5％至30％，进一步优选为5％至10％。当所述第二次轧制时压下率不足3％时，存在强度下降的忧虑，相反，当超过40％时，存在展延性下降的忧虑。
之后，进行第二次罩式退火。此时，优选退火温度为520℃至620℃，更优选为540℃至580℃。当所述第二次罩式退火时退火温度不足520℃的情况下，存在展延性及弯曲加工性下降的忧虑，相反，当超过620℃时，存在强度下降的忧虑。
另一方面，本发明的发明人在为了导出用于在恢复退火钢中确保既定水平以上的碰撞特性并确保优异的屈服强度的条件而进行深入研究的过程中了解到，不仅应分别适宜地控制第一次轧制时的压下率(a)、第一次罩式退火时的温度(b)、第二次轧制时的压下率(c)及第二次罩式退火时的温度(d)，而且应适宜地控制它们之间的关系，更具体而言，为了同时确保0.95以上的屈强比及800mpa以上的屈服强度，所述a至d应满足下述关系式2。
[关系式2]
13.3≤0.01a+0.005b+0.05c+0.02d≤16.8
(所述a和c的单位为％，所述b和d的单位为℃)
另一方面，根据本发明的一个实施方式，针对根据所述方法完成至第二次罩式退火的冷轧钢板，可以按0.1％至1.0％的压下率追加进行平整冷轧。已知通常对变态组织钢进行平整冷轧时，在几乎没有抗拉强度增加的情况下，至少出现50mpa至100mpa以上的屈服强度上升。当所述压下率不足0.1％时，在本发明的抗拉强度830mpa级高强度钢中，存在形状控制非常困难的缺点，相反，当所述压下率超过1.0％时，屈服强度过度增加，不仅展延性下降，而且存在作业性极不稳定的缺点。
下面通过实施例，详细说明本发明。
实施例
对如下述表1所示组成的钢坯进行真空熔解，在加热炉中，在1250℃的温度中再加热1小时时间，以精轧出口侧温度(fdt)及卷取温度(ct)如下述表1所示的方式进行热轧及卷取，获得了热轧钢板。之后，将所述热轧钢板按下述表2的条件进行第一次轧制、第一次退火、第二次轧制及第二次退火，获得了冷轧钢板。之后，针对各个冷轧钢板，观察微细组织，测量平均取向差角度后，通过激光焊接试验(laserweldingtest)，评价焊接性，制作din拉伸试料，测量机械性质(屈服强度、抗拉强度、屈强比及伸长率)。另外，测量冲击试验时是否发生分层。将其结果显示于下述表3中。在下述表3中，ys、ts、yr、t-el分别意味着屈服强度、抗拉强度、屈强比(yieldratio,yr＝ys/ts)、破坏伸长率。
所述取向差角度利用sem-jeol6500f及edaxtslebsd设备，按2000倍倍率，将步长设置为0.1μm进行测量，测量大小为46μmx140μm。
所述激光焊接试验是按长150mm、宽8mm进行激光焊接后，测量龟裂(crack)的深度，评价基准如下。
○：不发生龟裂或龟裂深度1～40mm不足
δ：龟裂深度大于40mm且小于等于60mm
x：龟裂深度大于60mm
所述分层与否可以利用夏比冲击试验(charpyimpacttest)进行测量。进行夏比冲击试验后，观察破断面，可以利用sem测量是否分层。
○：不发生分层或为1～10um不足
δ：分层长度为10～100um以下
x：分层长度大于100um
【表1】
【表2】
【表3】
正如通过表1可知，本发明提出的满足合金组成及制造条件的发明例1至5的情形，同时满足屈服强度800mpa以上、抗拉强度830mpa以上、屈强比0.95以上、伸长率10％以上、弯曲加工性1.0以下及优异的抗分层性，另外可知，碳当量属于本发明提出的范围内时焊接性也优异。另一方面，发明例1至5的冷轧钢板按面积分数包含98％至100％的铁素体及0％至2％的残留奥氏体。
相反，比较例1至15的情形，合金组成或制造条件中某一者超过本发明提出的范围，分层、展延性特性及碰撞特性中一者以上处于劣势。
以上对本发明的实施例进行了详细说明，但本发明的权利范围并非 限定于此，在不超出本发明所要保护的本发明的技术思想的范围内，可以进行多样的修改及变形，这是本发明所述技术领域的技术人员不言而喻的。