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】
[0001] 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】
[0002] 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。
[0003] 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。
[0004] 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。
[0005] 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°C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。
[0006] 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°C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。
[0007] 专利文献1 :日本专利公开昭56-084422号 [0008] 专利文献2 :日本专利公开平4-221015号
【发明内容】
[0009] 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。
[0010] 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(： ：0.05~0.1%、51:0.35%以下、]\111:0.5~1.5%、？ ： 0? 001 ~0? 10%、S :0? 008% 以下、可溶性 A1 :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％。
[0011] 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°C，所述钢锭按重量％包括C :0. 05~0. 1%、Si :0. 35%以下、Mn : 0.5~1.5%、卩：0.001~0.10%、5:0.008%以下、可溶性八1 :0.025 ~0.07%、0:1.5% 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°C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°C退火温度（b)下，对 所述冷轧钢板进行分批退火。
[0012] 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。
[0013]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。
[0014] 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】
[0015] 图1是表示基于退火温度的屈强比的图表。
[0016] 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】
[0017] 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％。
[0018] 碳（C) :0? 05 ~0? 1 %
[0019] 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〇. 1 %，更优选为〇. 08 %，进一步优选为0. 07 %。
[0020] 硅（Si) :0? 1 ~0? 35%
[0021] 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 Crack Propagation)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〇. 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 %。
[0022] 锰（Mn) :0? 5 ~1. 5%
[0023] 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〇. 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%。
[0024] 磷（P) :0? 001 ~0? 1%
[0025] 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〇. 10%，更优选为 0. 05 %，进一步优选为0. 03 %。
[0026] 硫（S):0.01% 以下
[0027] 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〇%，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 优选为〇. 005%。
[0028] 铝（可溶性 A1) :0? 025 ~0? 07%
[0029] 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〇. 07%，更优选为0. 06%。
[0030] 铬（Cr) :1. 5% 以下（0%除外）
[0031] 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，但是优选为〇. 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%。
[0032] 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 限定为〇. 003~0. 1%。
[0033] 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